WO2007129703A1

WO2007129703A1 - 耐食性に優れたステンレス鋼、耐すきま腐食性、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼、および耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼

Info

Publication number: WO2007129703A1
Application number: PCT/JP2007/059501
Authority: WO
Inventors: Nobuhiko Hiraide; Haruhiko Kajimura; Ken Kimura
Original assignee: Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation
Priority date: 2006-05-09
Filing date: 2007-05-08
Publication date: 2007-11-15
Also published as: KR20110009268A; US8470237B2; KR20120049410A; CA2777715C; KR20110006740A; CN101437974B; US20100150770A1; CA2650469A1; KR20080110662A; CA2776892C; CA2777715A1; CN101437974A; CA2650469C; KR101179408B1; KR101261192B1; KR101120764B1; CA2776892A1

Description

明細書

耐食性に優れたステンレス鋼、耐すきま腐食性、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼、および耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼技術分野

[0001] 本発明の第 1の態様は、優れた耐食性が要求される塩害環境で使用されるステンレス鋼に関し、たとえば、飛来塩分の多い海浜環境における建材や屋外機器類、あるいは冬季に融雪塩を散布する寒冷地を走行する自動車や二輪車の燃料タンク、燃料パイプなどの部材に使用されるステンレス鋼に関する。

本発明の第 2の態様は、自動車、二輪車の排気系、燃料系や、給湯設備等、構造上すきま部が存在する機器、配管等において、優れた耐すきま腐食性と成形性が必要とされる部材に使用されるフェライト系ステンレス鋼に関する。

本発明の第 3の態様は、自動車部品、給水、給湯設備、建築設備等、構造上すきま部が存在し、塩化物環境で使用される機器、配管等において、優れた耐すきま腐食性が必要とされる部材に使用されるフェライト系ステンレス鋼に関する。

本願は、 2006年 5月 9日に出願された日本国特許出願第 2006— 130172号、 20 06年 8月 3曰に出願された曰本国特許出願第 2006— 212115号、 2006年 8月 8曰に出願された日本国特許出願第 2006— 215737号、および 2007年 2月 6日に出願された日本国特許出願第 2007— 26328号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。

背景技術

[0002] 近年、ステンレス鋼の優れた耐食性を利用して、さまざまな用途へ使用されるようになってきている。ステンレス鋼製の機器や配管等の部材の耐食性において、特に重要なのは、孔食、すきま腐食、応力腐食割れといった局部腐食であり、これらを起因とした孔あきによって、内部流体等が漏洩することが問題となる。

[0003] 海浜環境では海水成分を多く含む飛来塩分が、寒冷地では冬季に散布する融雪塩中の塩ィ匕物が腐食因子となる。海水中に含まれる塩化物としては、塩化ナトリウム、塩化マグネシウムがあり、飛来塩分として付着し湿潤状態になると濃厚塩化物溶液を形成しやすい。一方、融雪塩は塩化カルシウム、塩化ナトリウムから構成されるが、通常固体の状態で散布されるため、やはり容易に濃厚塩化物溶液が形成される。塩化物の種類のなかでは、塩化ナトリウムは相対湿度 75%以下で乾燥する力塩化マグネシゥム及び塩ィ匕カルシウムは相対湿度 40%以下にならないと乾燥しないため、より広い湿度範囲で濃厚塩化物溶液を形成する。これは、潮解性の大小も示しており、塩化マグネシウム及び塩化カルシウムは、塩ィ匕ナトリムに比べ低い湿度で吸湿して濃厚塩化物溶液を形成することを示してレ、る。大気環境にぉレ、ては相対湿度 40 〜75%の範囲は一般的に存在するため、濃厚塩化マグネシウムあるいは濃厚塩ィ匕カルシウム中で優れた耐食性を有することは重要である。

[0004] 特許文献 1に耐隙間腐食性を改善したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。

16%以上の Crと 1%程度の Niを複合添加させることで、多量の Cr、 Mo添加を必要とすることなぐ優れた耐すきま腐食性が得られることを特徴としている。特許文献 1では、塩ィヒナトリウム環境における乾湿繰り返し試験により評価されている。乾湿繰り返し試験を用いることで、濃厚塩ナトリウム物溶液での腐食特性を把握できるが、濃厚塩化マグネシウムあるいは濃厚塩ィヒカルシウム溶液での腐食特性は考慮されてレ、なレ、。

[0005] 特許文献 2には、 Cr、 Moを多く含みかつ適量の Coを添加することで海洋環境で使用可能なフェライト系ステンレス鋼が開示されている。 Co、 Moは高価であると共に、 Cr、 Mo、 Coを多量に含むために製造性に劣る。また、特許文献 3には、 P添加により耐食性を改善することで多量の Cr、 Moを必須とせず、 C、 Mn、 Mo、 Ni、 Ti、 Nb 、 Cu、 Nを適正化することで製造性を確保したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。し力、しながら、 Pは溶接性を劣化させるため、溶接構造物を製造するときの阻害要因となる。また、特許文献 3に記載された中で最も過酷な耐食性試験は CASS試験 (食塩水噴霧）であり、濃厚塩化マグネシウムあるいは濃厚塩化カルシウム環境に関する考慮はなされていない。更にまた、特許文献 4には、やはり P添カ卩により耐食性を高め、 Caおよび A1を適正量添加することにより清浄度向上及び介在物形態等の制御を狙ったフェライト系ステンレス鋼が開示されており、 Mo、 Cu、 Ni、 Coなどの選択添加が併せて記載されている。ここでの最も過酷な腐食試験は、 10%塩化第二鉄 3 %食塩水中における隙間腐食発生試験であり、濃厚塩化マグネシウムあるレ、は濃厚塩ィヒカルシウム環境に関する考慮はなされていない。

[0006] 一方、 SUS304、 SUS316Lに代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、孔食やすきま腐食を起点とした耐孔あき性は良好であるが、耐応力腐食割れ性が懸念される。そこで、高 Cr、高 Ni、高 Moを含有させて、応力腐食割れの起点となる孔食ゃすきま腐食の発生を抑える、いわゆるスーパーオーステナイトステンレス鋼を適用したり、 Si、 Cuを複合添加して応力腐食割れ性を向上させた SUS315J1、 315J2系の鋼の適用が考えられるが、いずれも高価である。

[0007] また、近年、フェライト系ステンレス鋼のもつ耐食性、加工性、コストパフォーマンスを利用して、さまざまな用途へ使用されるようになってきている。ステンレス鋼製の機器や配管部材の耐久性において、特に重要なのは、孔食、すきま腐食、応力腐食割れといった局部腐食であり、フェライト系ステンレス鋼においては、孔食、すきま腐食が重要である。溶接部、フランジ取り合い部など構造上すきまが存在する部材においては、特にすきま腐食が重要であり、すきま腐食に起因する孔あきにより、内部流体が漏洩することが問題となる。たとえば自動車の場合、燃料タンク、燃料給油管などの重要な部品に関して 10年から 15年に保証期間を延長する動きにあり、長期間にわたって信頼性を担保する必要が生じてレ、る。

また塩ィヒ物環境で使用されるステンレス鋼製の機器や配管部材の耐久性においても前記局部腐食が重要である。

[0008] こうしたすきま腐食により孔あきや、すきま腐食を起点とした応力腐食割れによる損傷を防止するために、特許文献 5および特許文献 6には、塗装や犠牲防食による対策が提示されている。

[0009] 塗装の場合には、その前処理工程で溶剤等を使用するため環境対応への負荷が大きぐまた、犠牲防食の場合にはメンテナンスコストがかかるという問題点があった。そのため、塗装や犠牲防食に頼らずに無垢の材料で耐すきま腐食を担保することが望ましレ、。その一つとして、 Cr、 Moを多量に添カ卩することで耐食性を向上させたフエライト系ステンレス鋼の適用が考えられるが、高 Cr、高 Moを含有する鋼種は成形性に劣る問題があるとともに、高価である。そのため、 Moのように高価な元素を多量に添加することなぐ耐食性と成形性が両立できるような材料が望まれていた。

[0010] 特許文献 7には、 P添カ卩によって耐食性を高め、 Caおよび A1を適正量添加することにより清浄度向上および介在物形態等の制御を狙ったフェライト系ステンレス鋼が開示されており、 Mo、 Cu、 Ni、 Coなどの選択添加が併せて記載されている。し力、し、 Pは溶接性を劣化させるため溶接構造物を製造するときの阻害要因になると共に、製造性を低下させるためコストが上昇する。また、 Pによる加工性低下を補うために適量の Caおよび A1を添カ卩している力適正範囲が狭く製鋼コストが増大するため、かえって高価な材料となりフェライト系ステンレス鋼を使用するメリットが薄れる。

[0011] また前述した特許文献 1には、 Ni添カ卩によって耐すきま腐食性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が開示されており、耐すきま腐食性をさらに向上させることを目的とした Mo、 Cuの選択添加が併せて記載されている。 Niは成形性を低下させるため、自動車の排気系、燃料系部品など高度な成形性が要求される部材に対しては成形が困難となる問題があった。

[0012] Sn、 Sbを含むフェライト系ステンレス鋼については、特許文献 8に高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示され、特許文献 9および特許文献 10に表面特性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法が開示されている。前者の特許文献 8では、 Snの効果として高温強度の改善、特に長時間時効後の高温強度低下防止を挙げており、 Sbも Snと同様に記載されている。本発明での効果は耐すきま腐食性に対する効果であり、特許文献 8における Sn、 Sbの効果とは異なる。一方、後者の特許文献 9及び特許文献 10は、 Mgと Caを基本として、これに Ti、 C、 N 、 P、 S、 Oを加えて、これら元素の含有量をコントロールしてリジング特性と耐食性を改善させたことを特徴としており、 Snは選択添加元素として記載されている。 Snの効果として耐食性改善を挙げており、実施例では孔食電位で耐食性を評価している。孔食電位は孔食の発生に対する抵抗性を電気化学的に評価するものであるが、それに対し本発明ではすきま腐食を対象としている。後述するが、本発明の一態様では、 Snの効果をすきま腐食発生後の成長抑制効果として見出しており、特許文献 9 及び特許文献 10に記載されている孔食発生に対する抵抗性向上効果とは異なる。

[0013] 特許文献 1 :特開 2005— 89828号公報特許文献 2:特開昭 55— 138058号公報

特許文献 3:特開平 6— 172935号公報

特許文献 4：特開平 7— 34205号公報

特許文献 5:特開 2003— 277992号公報

特許文献 6：特許 3545759号公報

特許文献 7：特許 2880906号公報

特許文献 8:特開 2000— 169943号公報

特許文献 9：特開 2001— 288543号公報

特許文献 10：特開 2001— 288544号公報

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0014] 本発明の第 1の目的は、高価な Ni、 Moを多量に添加することなぐ海浜環境ゃ融雪塩を散布する寒冷地道路環境などの塩害環境、中でも、先行文献が技術課題とする塩ィ匕ナトリウムによる腐食環境より一層過酷な腐食環境である濃厚塩ィ匕マグネシゥムあるいは濃厚塩化カルシウムに代表される塩害環境においても、すきま腐食や孔食による耐孔あき性に優れると共に、応力腐食割れ性 (耐応力腐食割れ）にも優れたステンレス鋼を得ることである。

本発明の第 2の目的は、すきま部の耐孔あき性（耐すきま腐食性）と成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することである。

本発明の第 3の目的は、耐すきま腐食性、とくにすきま部の耐孔あき性に優れたフエライト系ステンレス鋼を提供することである。

課題を解決するための手段

[0015] 本発明の第 1の態様の耐食性に優れたステンレス鋼は、質量％で、 C:0.001-0 .02%、 N:0.001〜0.02%、 Si:0.01〜0.5%、 Mn:0.05〜0.5%、 P:0.04 %以下、 S:0.01。 /。以下、 Ni:3%超え〜 5%、 Cr:ll〜26%を含み、更に Ti:0.0 ：!〜 0.5%及び Nb:0.02〜0.6%のうちの一種又は二種を含み、残部が Fe及び不可避不純物からなる。

[0016] Feの一部にかえて、 Mo: 3.0%以下、 Cu:l.0%以下、 V:3.0%以下、 W:5.0 %以下、 Zr:0.5%以下の範囲で、 Mo、 Cu、 V、 W、 Zrのうち 1種または 2種以上を含んでもよい。

Al:l%以下、 Ca:0.002%以下、 Mg:0.002%以下、 B:0.005%以下のいずれカ、 1種または 2種以上を含んでもょレ、。

また、上記を満足するステンレス鋼において、オーステナイト相とマルテンサイト相をあわせた比率が 15。/₀以下で、残部がフェライト相からなり、かつフェライト相の結晶粒度番号が No.4以上であってもよい。

[0017] 本発明の第 2の態様では、 Niによって耐すきま腐食性を向上させつつ、 Niによって低下する成形性を、 A1の適正量添加と Al/Nb比を確保することによって優れたすきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性）と高度な成形性とを両立させたフェライト系ステンレス鋼を提供する。

本発明の第 2の態様の耐すきま腐食性、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼は、質量⁰ で、 C:0.001〜 0.02%、 Ν:0.001〜0·02%、 Si:0.01〜l%、 Μη:0·05〜1% 、 Ρ:0.04%以下、 S:0.01%以下、 Ni:0.15〜3%、 Cr:ll〜22%、 Μο:0·5〜3%、 Ti:0.0 1〜0.5%、 Nb:0.08%未満、 Al:0.1%を超え 1%以下を含み、かつ、 Cr、 Ni、 Mo、 A1を下記 (A)式および (B)式を満たす範囲で含み、残部が Feおよび不可避不純物からなる。

Cr+3Mo + 6Ni≥23 ·'·(Α)

Al/Nb≥ 10 ·'·(Β)

[0018] Cu： 0.1〜 1.5 %、 V： 0.02〜 3.0 %の 1種または 2種を下記（A ' )式を満たす範囲で含んでもよい。

Cr + 3Mo + 6(Ni + Cu+V)≥23 ··· (Α')

Ca: 0.0002〜0·002%、 Mg: 0·0002〜0·002%、 Β： 0.0002〜0.005%のレ、ずれかを 1 種または 2種以上含んでもよい。

[0019] 本発明の第 3の態様では、 Sn、 Sbを適正量添加することで、耐すきま腐食性が向上し、すきま腐食によって孔あきにいたるまでの寿命が向上することに基づき、 Sn、 Sbの耐すきま腐食性に対する効果、特にすきま部の耐孔あき性に対する効果を基に、耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。本発明の第 3の態様の耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼は、質量 %で、 C:0.001〜 0.02%, Ν:0·001〜0.02%、 Si:0.01〜0.5%、 Mn:0.05〜l%、 P:0. 04%以下、 S:0.01%以下、 Cr:12〜25%を含有し、 Ti、 Nbの 1種または 2種を Ti: 0.02 〜0·5%、 Nb:0.02〜l%の範囲で含み、かつ、 Sn、 Sbの 1種または 2種を Sn:0.005〜2 %、 Sb:0.005〜l%の範囲で含み、残部が Feおよび不可避不純物からなる。

[0020] Ni:5%以下、 Mo :3%以下の 1種または 2種を含んでもよレ、。

Cu:1.5。 /。以下、 V:3%以下、 W: 5%以下の 1種または 2種以上を含んでもよい。

Al:l%以下、 Ca:0.002%以下、 Mg:0.002%以下、 B:0.005%以下の 1種または 2種以上を含んでもよい。

発明の効果

[0021] 本発明の第 1の態様は、塩害環境において、すきま腐食ゃ孔食による耐孔あき性に優れると共に、耐応力腐食割れ性にも優れるため、飛来塩分の多い海浜環境における建材、屋外機器類あるいは冬季に融雪塩を散布する寒冷地を走行する自動車や二輪車の燃料タンク、燃料パイプ等の部品の寿命延長に有効である。

[0022] 本発明の第 2の態様によれば、優れたすきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性）と高度な成形性とを両立させたフェライト系ステンレス鋼を提供できる。このため、自動車、二輪車の排気系、燃料系や、給湯設備等、構造上すきま部が存在しすきま腐食が問題となる部材に対し、本発明の第 2の態様の耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を適用することで、耐孔あき性が向上するため部材の寿命延長に有効である。

特に、自動車の燃料タンク、燃料給油管などの長寿命を要求される重要部品の素材として適している。また、成形性も良好であるため、部材への加工が容易であると共に、製品が鋼管である場合の素材としても適している。

[0023] 本発明の第 3の態様によれば、耐すきま腐食性、特にすきま部の耐孔あき性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供できる。このため、自動車部品、給水、給湯設備、建築設備に使用される部材のうち、構造上すきま部が存在し、塩化物環境で使用され、優れた耐すきま腐食性が必要とされる部材に対して、本発明の第 3の態様の耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を適用することで、すきま部の耐孔ぁき性が向上する。このため部材の寿命延長に有効である。ここで、自動車部品としては排気系部材、燃料系部材があり、排気管、サイレンサー、燃料タンク、タンク固定用バンド、給油管等がある。

図面の簡単な説明

[0024] [図 1]図 1は、試験片形状を示した図である。

[図 2]図 2は、実施例 1の乾湿繰り返し試験条件を示した図である。

[図 3]図 3は、実施例 2の乾湿繰り返し試験条件を示した図である。

[図 4]図 4は、（A)式と最大侵食深さの関係を示した図である。

[図 5]図 5は、成形性と耐リジング性の評価結果を示した図である。

[図 6]図 6は、 Sn、 Sbの効果を示した模式図である。

[図 7]図 7は、実施例 3の乾湿繰り返し試験条件を示した図である。

[図 8]図 8は、乾湿繰り返し試験結果を示した図である。

[図 9]図 9は、不動態化電流密度と乾湿繰り返し試験におけるすきま部の最大侵食深さとの関係を示す図である。

符号の説明

[0025] 1 :スポット溶接部

発明を実施するための最良の形態

[0026] (第 1の実施形態）

すきま腐食ゃ孔食といった局部腐食を発生している部位では活性溶解により腐食が進行していくが、オーステナイト系ステンレス鋼はその溶解速度が小さいため腐食した部位の溶解によって孔あきに至るまでには多くの時間を必要とするが、溶解を停止させるような不動態化という意味ではフェライト系ステンレス鋼に劣るため、ゆっくりした速度で活性溶解が持続して、応力腐食割れ感受性が高くなる。一方フヱライト系ステンレス鋼は、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度が大きレ、ため、腐食した部位の溶解によって孔あきにいたるまでの時間が短い反面、応力腐食割れ感受性が低い。

[0027] 塩化マグネシウム、塩化カルシウムは、塩化ナトリウムに比べて、上記背景技術において述べたようにより低い相対湿度でも水溶液として存在することが可能であり、かつ飽和濃度が高い。そのため、より広い湿度範囲でより高濃度の塩化物溶液として存在するので、塩化ナトリウムよりも腐食性が強くなるため、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度を高めるとともに、応力腐食割れも促進することとなる。

[0028] そこで、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度を低め、かつ応力腐食割れ感受性を改善するために不動態化を促進する有効な合金元素についてフエライトステンレス鋼をベースに鋭意研究を進めた。その結果、不動態化能を劣化させることなぐ活性状態での溶解速度を低める最も効果的な元素が Niであり、かつ濃厚塩化マグネシウム或いは濃厚塩化カルシウムに代表される塩害環境においてオーステナイト系ステンレス鋼なみの溶解速度とするには 3%を超える Ni量が必要であることが判明した。更に、 Ni量増加とともに、第 2相としてマルテンサイト相やオーステナイト相が生じて、不動態化能が劣化すること、また、第 2相比率が多いと高強度、低延性となり加工性の劣化が顕著となるが、 Ni含有量が 5%までは活性溶解速度の減少を享受しつつ不動態化能の劣化およびカ卩ェ性の劣化を許容できることを見出して、本発明に至った。

[0029] 本発明の第 1の実施形態は、このような知見に基づいてなされたものである。以下に本発明で規定される化学組成についてさらに詳しく説明する。

[0030] C :耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。

し力ながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、 0. 001-0. 02%とした。望ましく ίま 0. 002〜0. 015%,より望ましく ίま 0. 002〜0· 01^ο/_οである。

[0031] Ν :耐孔食性、耐すきま腐食性に有用な元素であるが、耐粒界腐食性、加工性を低下させる。また、過度に低めることは精練コストを上昇させる。そのため、 0. 001-0. 02%とした。望ましくは 0. 002〜0. 015%、より望ましくは 0. 002〜0. 01%である

[0032] Si :脱酸元素として有用であると共に、耐食性に有効な元素であるが、加工性を低下させるため、その含有量を 0. 01-0. 5%とした。望ましくは 0. 03〜0. 3%である

[0033] Mn:脱酸元素として有用である力 S、過剰に含有させると MnSを形成して耐食性を劣ィ匕させるので、 0. 05〜0. 5%とした。 [0034] P：溶接性、加工性を低下させるので、その含有量を低く抑える必要がある。そのため、 Pの含有量は 0. 04%以下とした。

[0035] S : Sが、 CaS、 MnSといった溶解しやすい硫化物として存在すると、孔食あるいはすきま腐食の起点となり耐孔食性、耐すきま腐食性を劣化させる。そのため、 0. 01 %以下とした。望ましくは 0. 002%以下である。

[0036] Cr :ステンレス鋼において最も重要な耐食性を確保する上で、基本となる元素であると共に、フェライト組織を安定にするので、少なくとも 11 %以上必要である。増加させるほど耐食性は向上する力加工性、製造性を低下させるため、上限を 26%とした。望ましくは 16〜25%である。

[0037] Ni:塩ィ匕カルシウムや塩ィ匕マグネシウムといった塩化ナトリウムよりも厳しい腐食環境にぉレ、て、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度を抑制すると共に、不動態化に対して最も効果的な元素であり、本発明で最も重要な元素である。その効果を発現させるには少なくとも 3%を超える Ni量が必要である。過剰に含有させると、加工性を低下させと共にコストアップ要因にもなるので上限を 5%とした。望ましくは、 3%を超え 4%以下、より望ましくは 3%を超え 3. 5%以下である。

[0038] Tiと Nbは、いずれも C、 Nを固定し、加工性や溶接部の耐粒界腐食性を向上させる上で有用な元素であり、本発明では Tiと Nbの一種または二種を含有する。

[0039] Ti: C、 Nを固定し、加工性や溶接部の耐粒界腐食性を向上させる上で有用な元素であり、少なくとも 0. 01 %以上必要である。ここで、 Tiは（C + N)の和の 4倍以上含有させることが望ましい。し力ながら過剰の添加は、製造時の表面疵の原因となり、製造性を劣化させるため、上限を 0. 5%とした。望ましくは 0. 03-0. 3%である。

[0040] Nb： C、 Nを固定し、加工性や溶接部の耐粒界腐食性を向上させる上で有用な元素であり、少なくとも 0. 02%以上必要である。ここで、 Nbは（C + N)の和の 8倍以上含有させることが望ましい。 Tiと Nbの 2種とも含有させる場合には、（Ti + Nb) / (C + N)を 6倍以上とすることが望ましい。し力、しながら、 Nbの過剰添カ卩は加工性を低下させるため、上限を 0. 6%とした。望ましくは 0. 05〜0. 5%である。

[0041] Mo：耐食性を確保する上で、必要に応じて含有させることができる。 Moは、 Niとの組み合わせにより、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度を抑制すると共に、不動態化に対する効果を高めて、耐食性を向上させる。また、 Crと同様、フエライト相の安定化に寄与する。そのため、含有させる場合には 0. 5%以上含有させることが望ましい。し力ながら、過剰の添加は、加工性を劣化させると共に、高価であるためコストアップにつながる。したがって、含有させる場合には 0. 5〜3. 0。/oとするのが望ましレ、。より望ましくは 0. 5〜2. 5%である。

[0042] V、 W、 Zr:耐食性を確保する上で、必要に応じて含有させることができる。いずれも、 Niとの組み合わせにより、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度を抑制すると共に、不動態化に対する効果を高めて、耐食性を向上させる。また、フエライト相の安定化に寄与する。そのため、含有させる場合には、 Vは 0. 02%以上、 Wは 0. 5%以上、 Zrは 0. 02。/₀以上の添加が望ましいが、過剰の添加は加工性を低下させ、コストアップ要因となるので、上限を Vは 3. 0%、 Wは 5. 0%、 Zrは 0. 5%とした。

[0043] Cu :耐食性を確保する上で、必要に応じて含有させることができる。 Niとの組み合わせにより、すきま腐食や孔食を発生した部位での活性溶解速度を抑制すると共に、不動態化に対する効果を高めて、耐食性を向上させる。そのため、含有させる場合には 0. 1 %以上含有させることが望ましい。し力ながら、過剰の添加は、加工性を劣化させる。また、オーステナイト形成元素であるため、フェライト組織を安定にするために Crや Mo含有量を増加させる必要があり、コストアップにつながる。したがって、含有させる場合には 0· 1〜： L 0%とするのが望ましい。より望ましくは 0. 2〜0· 6 %である。

[0044] Al、 Ca、 Mg :Al、 Ca、 Mgは脱酸効果等を有し精練上有用な元素であり、必要に応じて含有させることができる。また、組織を微細化し、成形性、靭性の向上にも有用であることから、 Al、 Ca、 Mgの 1種もしくは 2種以上を Al : l %以下、 Ca : 0. 002%以下、 Mg : 0. 002%以下の範囲で含有させることが望ましレ、。このうち、 A1はフェライト生成元素であり、高温でのオーステナイト相の生成を抑制する効果を有する。その結果、成形性に有利なフェライト相の集合組織を形成することで成形性向上に寄与してレ、ると考えられる。なお、 A1を含有させる場合には、 0. 002%以上 0. 5%以下とするのが望ましぐまた Ca、 Mgを含有させる場合にはそれぞれ 0. 0002%以上とするのが望ましい。

[0045] B : Bは 2次加工性を向上させるのに有用な元素であり、必要に応じて 0· 0002%以上含有させることが望ましい。し力ながら過剰に含有させると、 1次加工性を低下させるので、上限を 0. 005%とした。

[0046] オーステナイト相とマルテンサイト相をあわせた比率が 15%以下で、残部がフェライト相からなり、かつフェライト相の結晶粒度番号が No. 4以上: Ni量増加とともに、フエライト相に加え、オーステナイト相やマルテンサイト相といった第 2相が存在しやすくなる。本発明の場合には多量の Cr、 Ni、 Moを添加していないのでどちらかというとマルテンサイト相を生成しやすい。こうした第 2相が存在すると常温伸びが低下するため上限を 15%とするのが望ましい。また、第 2相の生成を抑えるために仕上焼鈍温度を高温化するとフェライト相が粗大化して結晶粒度番号が No. 4未満になると常温伸びの低下が顕著となるため、 No. 4以上とするのが望ましい。第 2相の比率を 15% 以下かつフェライト相の結晶粒度番号を No. 4以上であることは、本願発明の Ni含有量が 3%超〜 5%の範囲において、 Cr、 Moなどのフェライト形成元素の添加量とのバランスをとると共に、最終焼鈍温度を設定することや、例えば実施例に示した方法により達成される。

[0047] (第 2の実施形態）

自動車、二輪車の排気系、燃料系や、給湯設備等、構造上すきま部が存在する機器、配管においては、すきま腐食に起因する孔あきがその部材の寿命を決定する重要な因子となる。本発明者らは、すきま腐食により孔あきに至るまでの過程を、すきま腐食が発生するまでの誘導期間と、すきま腐食発生後の成長の期間の 2つに分けて、鋭意研究を進めた。

[0048] その結果、フェライト系ステンレス鋼は、特に後者の腐食成長の期間が短いことが、孔あきまでの期間を短くする大きな要因であり、すきま腐食の成長速度を抑制することが耐孔あき寿命を向上させる重要な因子であることが判明した。

その中で、種々の合金元素の影響を評価したところ、 Niがすきま腐食の成長速度抑制に最も有効であり、 Cr + 3Mo + 6Niの値を 23以上とすることで耐すきま腐食性が向上することを見出した。 [0049] 図 1に示す大小二枚の試験片を重ねて二点（図 1中で〇で示す部位）でスポット溶接した試験片を用いて、図 3に示す試験条件で試験を行い、すきま部の最大侵食深さを求めた。結果を図 4に示す力 Cr+ 3Mo + 6Niの値を 23以上とすることで最大すきま腐食深さが明確に低下していることがわかる。

[0050] 一方、種々のフェライト系ステンレス鋼を溶製し、成形性に及ぼす成分の影響を検討した。その結果、 A1を適量添加した場合に成形性が良好である場合があり、また A1 と Nbの比がある値を満足するときに成形性と耐リジング性の両方が優れた特性を示すことが判明した。

(16〜19%) 0"_ (0.8〜2.8%) ^_ 1.0。/^0_ 0.2%1鋼を基本成分として八1ぉょび Nb量を変化させた鋼種を熱延、焼鈍、冷延、焼鈍により 0.8mm厚みの鋼板を作製し、成形性および耐リジング性を評価した結果を図 5に示す。なお成形性は後述する円筒深絞り成形試験における成形可否で良不良を判断した。耐リジング性は円筒深絞り後の縦壁部に凹凸 5 μ m以上の凹凸が存在するか否かで良不良を判断した。

[0051] 図より太い実線で囲んだ領域、すなわち A1量力 .1%〜1.0%であり、かつ Al/Nbの値が 10以上である場合に良好な成形性ならびに耐リジング性が得られることがわかる。このように成形性および耐リジング性の点から、 A1量は最適な範囲があり、多すぎても少なすぎても両特性のどちらかが不良となること、またこれまでに着目されたこと力 S 無かった Nbと A1の比が重要な指標であることをはじめて明らかにした。

A1適量添カ卩による成形性向上効果のメカニズムは明確ではないが、 A1はフェライト生成元素であるため、高温でのオーステナイト相の生成を抑制し、その結果、成形性に有利なフェライト相の集合組織を形成するためと考えられる。また、 Al/Nbを制御することで成形性ならびに耐リジング性が良好となる原因についても明確ではないが、 Nbと A1の固溶強化力、炭窒化物生成能、再結晶速度への影響などの差が関与してレ、ると考えられる。

[0052] 本発明の第 2の実施形態は、このような知見に基づいてなされたものである。以下に本発明で規定される化学組成についてさらに詳しく説明する。

C :耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。し力、しながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、 0.001〜0.02%とした [0053] N :耐孔食性に有用な元素である力耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。し力しながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、 0.001〜0.02%とした。

[0054] Si :脱酸元素として有用であると共に、耐食性に有効な元素であるが、加工性を低下させるため、その含有量を 0.01〜1%とした。望ましくは 0.03〜0.3%である。

[0055] Mn :脱酸元素として有用であるが、過剰に含有させると耐食性を劣化させるので、 0

.05〜1 %とした。望ましくは 0.05〜0.5%である。

[0056] P :溶接性、加工性を低下させるので、その含有量を低く抑える必要がある。しかし、過度に低めることは、原料コスト、精練コストを高める。そのため、 Pの含有量は 0.001

〜0.04%が好ましい。

[0057] S : Sは、 CaS、 MnSといった溶解しやすい硫化物として存在すると、孔食あるいはすきま腐食の起点となりうる。そのため、 0.01 %以下とした。

[0058] Cr :耐すきま腐食性を確保する上で基本となる元素であり、少なくとも 11 %以上必要である。含有量を増加させるほど耐すきま腐食性は向上するが、本発明で特に必要としている耐孔あき性において、すきま腐食発生後の進展速度を低減させる効果が大きくない。また、加工性、製造性を低下させるため、上限を 22%とした。望ましくは 15〜22%である。

[0059] M :すきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性）において、すきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで、最も効果的な元素である。その効果を発現させるには少なくとも 0.15%必要である。特に Moと複合させるとさらにその効果が高まる。含有量を増加させるほどその効果は高まるが、過剰に含有させると、応力腐食割れの感受性が増加すると共に、成形性を低下させる。また、コストアップ要因にもなるので上限を 3%とした。望ましくは 0.4〜3%である。

[0060] Mo : Moは特にすきま腐食の発生に対して効果的であること、 Niとの組み合わせにより、すきま腐食発生後の進展速度抑制効果がより大きくなることで、すきま部の耐孔ぁき性（耐すきま腐食性）を向上させることができる。そのため、 0.5%以上含有させることが必要となる。し力ながら、過剰の添加は、加工性を劣化させると共に、高価であるためコストアップにつながる。したがって、 0.5〜3%とした。望ましくは 0.5〜2.5%である。

[0061] Ti : C、 Nを固定し、溶接部の耐粒界腐食性、加工性を向上させる上で有用な元素であり、少なくとも 0.01%以上必要である。ここで、 Tiは (C + N)の和の 4倍以上含有させることが望ましい。し力ながら過剰の添加は、製造時の表面疵の原因となり、製造性を劣化させるため、上限を 0.5%とした。望ましくは 0.03〜0.3%である。

[0062] Nb：通常は C、 Nを固定する元素として Tiと同様に扱われることが多レ、。本発明においては多量の添カ卩は成形性並びに耐リジング性を劣化させる。また後述のごとく A1/ Nbの比を規定することが極めて重要であり、多量の Nbを添加することは A1添加量の増加を招くため、上限を 0.08%とした。原料コストの大幅な増加をもたらさずに製造するためには 0.01%以下とすることが望ましい。なお、通常の量産製造工程においては、不可避不純物として 0.001〜0.005%程度含まれることが多い。

[0063] A1 : A1は脱酸効果等を有し精練上有用な元素であることは知られており、数十 ppm 程度含有させることがある。本発明においては、さらに A1添力卩量を増加させたときに冷延鋼板の成形性が顕著に向上し、 0.1%を超えて含有させた場合にその効果が認められた。し力ながら過剰の添加は、逆に成形性を低下させるとともに、靭性を低下させるとので 1%以下とした。望ましくは 0.1 %を超え 0.5%以下である。 A1添加による成形性向上効果のメカニズムは明確ではないが、 A1はフェライト生成元素であるため、高温でのオーステナイト相の生成を抑制し、その結果、成形性に有利なフェライト相の集合組織を形成するためと考えられる。

[0064] Al/Nb :本発明者によってはじめて明らかになった指標であり、この値が 10以上である場合に良好な成形性ならびに耐リジング性が得られる。この値は Nb無添加の場合に極めて大きくなるので、上限は特に規定しなレ、。 Al/Nbを制御することで成形性ならびに耐リジング性が良好となる原因については明確ではなレ、が、 Nbと A1の固溶強化力、炭窒化物生成能、再結晶速度への影響などの差が関与していると考えられる

[0065] Cu :耐すきま腐食性を確保する上で、必要に応じて含有させることができる。 Cuは、 Niとの組み合わせにより、すきま腐食発生後の進展速度抑制効果がより大きくなることで、すきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性）を向上させることができる。そのため、含有させる場合には 0.1 %以上含有させることが望ましい。し力ながら、過剰の添加は、加工性を劣化させると共に、高価であるためコストアップにつながる。したがって、含有させる場合には 0.1〜1.5%とするのが望ましい。

[0066] V：耐すきま腐食性をさらに向上させる目的で、必要に応じて含有させることができる。 Vは、 Moと同様特にすきま腐食の発生に対して効果的であるが、過剰の添力卩はコストアップ要因となるので、 0.02〜3.0%とした。

[0067] また、耐すきま腐食性をさらに向上させるためには、 Cu、 Vの 1種または 2種を下記（

A' )式を満たす範囲で含むことが好ましレ、。

Cr + 3Mo + 6(Ni+Cu + V)≥ 23 · · · (Α' )

[0068] Ca : Caは、 A1と同様、脱酸効果等を有し精練上有用な元素であり、必要に応じて 0.

0002〜0.002%の範囲で含有させることが望ましい。

[0069] Mg : Al、 Caと同様、脱酸効果等を有し精練上有用な元素であり、また、組織を微細化し、加工性、靭性の向上にも有用であることから、必要に応じて Mg : 0.0002〜0.002

%の範囲で含有させることが望ましい。

[0070] B : Bは 2次加工性を向上させるのに有用な元素であり、必要に応じて含有させることができる。し力しながら過剰に含有させると、 1次力卩ェ性を低下させるので、 0.0002〜

0.005%とした。

[0071] (第 3の実施形態）

自動車部品、給水、給湯設備、建築設備等、構造上すきま部が存在し、塩化物環境で使用される機器、配管等においては、すきま腐食に起因する孔あきがその部材の寿命を決定する重要な因子となる。本発明者らは、すきま腐食により孔あきに至るまでの過程を、すきま腐食が発生するまでの誘導期間と、すきま腐食発生後の成長の期間の 2つに分けて、鋭意研究を進めた。

[0072] その結果、フェライト系ステンレス鋼は、特に後者の腐食成長の期間が短いことが、孔あきまでの期間を短くする大きな要因であり、すきま腐食の成長速度を抑制することが耐孔あき寿命を向上させる重要な因子であることが判明した。

その中で、種々の合金元素の影響を評価したところ、本発明者らが特開 2006— 2 57544号公報で示した Niと同様、 Sn、 Sbはすきま腐食の成長速度抑制に対し有効であり、 Mや Moを複合した場合にさらに効果が高まり、すきま部の耐孔あき性が向上することを見出した。図 6に模式図を示すように、腐食発生までの誘導期間を経過した後の腐食成長期間における侵食深さの成長速度は、 Sn，Sb，Niを添加した場合に著しく低減する。

[0073] 0.005C— O. ISi— O. IMn— 0.025P— 0.001S— 18Cr— 0.15Ti— 0.01Nをベース成分として、 Sn、 Sb、 Mo、 Ni、 Nb、 Cuを単独または複合添加した冷延鋼板を作成した。なお、このうち Mo以外の元素の添加量は、いずれも 0.4%とした。これらを素材として、図 1 に示すスポット溶接試験片を用いて、図 7に示す条件にて乾湿繰り返し試験を行い、スポット溶接すきまの最大侵食深さを実施例と同様の方法で評価した。結果を図 8に示す。

最大侵食深さの低減に対して、 Sn、 Sb添加は Ni添加と同様な効果があり、複合添加するとさらに効果が高まる。また、 Moと複合添加した場合でも、 Niと同様な効果があり、 Sn、 Sbはすきま部の耐孔あき性向上に有効であり、 Niや Moを複合した場合にさらに効果が高まることがわかる。

[0074] 次に、乾湿繰り返し試験結果とすきま腐食成長挙動との関係を電気化学的に検討した。乾湿繰り返し試験に用いた材料のうち IMo系の材料を用いて、 pHl.5の 20%Na C1溶液中でアノード分極曲線を測定した。この溶液は、すきま腐食発生後のすきま内模擬溶液と設定したものである。アノード分極曲線より求められる不動態化電流密度 (活性態のピーク電流密度）と、乾湿繰り返し試験におけるすきま部の最大侵食深さとの関係を、図 9に示す。

両者にはよい対応関係が認められ、このことより、 Sn、 Sb添カ卩は Ni添加と同様、すきま腐食の成長速度を抑制する上で効果があることを知見した。

[0075] 本発明の第 3の実施形態は、このような知見に基づいてなされたものである。以下に本発明で規定される化学組成についてさらに詳しく説明する。

C :耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。し力、しながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、 0.001〜0.02%とした [0076] N :耐孔食性に有用な元素である力耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。し力しながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、 0.001〜0.02%とした。

[0077] Si :脱酸元素として有用であると共に、耐食性に有効な元素であるが、加工性を低下させるため、その含有量を 0.01〜0.5%とした。望ましくは 0.05〜0.4%である。

[0078] Mn :脱酸元素として有用であるが、過剰に含有させると耐食性を劣化させるので、 0

.05〜1 %とした。望ましくは 0.05〜0.5%である。

[0079] P :溶接性、加工性を低下させるので、その含有量を低く抑える必要がある。しかし、過度に低めることは、原料コスト、精練コストを高める。そのため、 Pの含有量は 0.04% 以下とした。

[0080] S : Sは、 CaS、 MnSといった溶解しやすい硫化物として存在すると、孔食あるいはすきま腐食の起点となりうる。そのため、 0.01 %以下とした。

[0081] Cr :耐すきま腐食性を確保する上で基本となる元素であり、少なくとも 12%以上必要である。含有量を増加させるほど耐すきま腐食性は向上するが、本発明で特に必要としている耐孔あき性において、すきま腐食発生後の進展速度を低減させる効果が大きくない。また、加工性、製造性を低下させるため、上限を 25%とした。望ましくは 15〜22%である。

[0082] Ti、 Nb： C、 Nを固定し、溶接部の耐粒界腐食性、加工性を向上させる上で有用な元素であり、 Ti、 Nbの 1種または 2種を、 Ti、 Nb共に少なくとも 0.02%以上含有させる必要がある。ここで、 Tiと Nbのうち 1種のみ含有させる場合には、 Tiは (C + N)の和の 4 倍以上、 Nbは（C + N)の和の 8倍以上含有させることが望ましい。 Tiと Nbを複合して含有させる場合には (Ti + Nb) / (C + N)を 6倍以上とすることが望ましい。しかしながら、 Tiを過剰に添加すると、製造時の表面疵の原因となって製造性を劣化させる。一方、 Nbを過剰に添加すると、成形性を劣化させる。そのため、 Tiの上限を 0.5%、 Nb の上限を 1 %とした。望ましくは、 Tiは 0.03〜0.3%、 Nbは 0.05〜0.6%である。

[0083] Sn、 Sb：耐すきま腐食性、特にすきま部の耐孔あき性にぉレ、て、すきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで、非常に有効な元素である。特に、 Niとの複合、さらには Moと複合させて含有させることで、その効果が高まる。その効果を発現させるには少なくともおのおの 0.005%必要である。含有量を増加させるほどその効果は高まる力過剰に含有させると、成形性、熱間加工性を低下させる。したがって、 Snは 0.005 〜2%、 Sbは 0.005〜1 %とした。望ましくは Snが 0.01〜1 %、 Sbが 0·005〜0·5%である

[0084] Ni :耐すきま腐食性を向上させる上で、必要に応じて含有させることができる。すきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性）において、すきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで、非常に有効な元素である。単独でも Sn、 Sbと同様な効果があり、 Sn、 Sb と複合添加すると、さらに効果が高まる。その効果は 0.2%から安定し、含有量の増加に伴いその効果は高まるが、過剰に含有させると、応力腐食割れの感受性が増加すると共に、成形性を低下させる。また、コストアップ要因にもなる。したがって、 0.2-5 %の範囲で含有させるのが望ましレ、。

[0085] Mo：耐すきま腐食性を向上させる上で、必要に応じて含有させることができる。 Mo は特にすきま腐食の発生に対して効果的であることに加え、 Sn、 Sbとの複合、さらには Mと複合させることで、すきま腐食発生後の進展速度抑制効果がより大きくなり、すきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性）を向上させること力 Sできる。その効果は 0.3%から安定し、含有量の増加に伴いその効果は高まるが、過剰の添加は、加工性を劣化させると共に、高価であるためコストアップにつながる。したがって、 0·3〜3%の範囲で含有させるのが望ましい。

[0086] Cu :耐すきま腐食性を確保する上で、必要に応じて含有させることができる。すきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで有効であり、0.1 %以上含有させることが望ましレ、。し力ながら、過剰の添加は、加工性を劣化させる。したがって、 0.1〜1.5 %の範囲で含有させるのが望ましレ、。

[0087] V：耐すきま腐食性をさらに向上させる目的で、必要に応じて含有させることができる。 Vは、 Moと同様特にすきま腐食の発生ならびにすきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで有効である。その効果は 0.02%から安定し、含有量の増加に伴いその効果は高まるが、過剰の添加はコストアップ要因となる。したがって、 0.02〜3.0% の範囲で含有させるのが望ましレ、。

[0088] W :耐すきま腐食性をさらに向上させる目的で、必要に応じて含有させることができる。 Wは、 Mo、 Vと同様特にすきま腐食の発生ならびにすきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで有効である。その効果は 0.3%から安定し、含有量の増加に伴いその効果は高まるが、過剰の添加はコストアップ要因となる。したがって、 0.3〜5% の範囲で含有させるのが望ましレ、。

[0089] A1 : A1は脱酸効果等を有し精練上有用な元素であり、成形性を向上させる効果があり、 0.003〜1 %の範囲で含有させることが望ましい。

[0090] Ca : Caは、 A1と同様、脱酸効果等を有し精練上有用な元素であり、 0.0002〜0.002

%の範囲で含有させることが望ましい。

[0091] Mg : Al、 Caと同様、脱酸効果等を有し精練上有用な元素であり、また、組織を微細化し、加工性、靭性の向上にも有用であることから、 Mg : 0.0002〜 002%の範囲で含有させることが望ましい。

[0092] B : Bは 2次加工性を向上させるのに有用な元素であり、 0.0002〜0.005%の範囲で含有させることが望ましい。

実施例

[0093] (実施例 1 )

表 1 , 2に示す化学組成を有する鋼を溶製し、熱延、熱延板焼鈍、冷延、仕上焼鈍工程を経て、板厚 1. Ommの鋼板を製造した。この冷延鋼板を用いて耐食性と常温延性を評価した。

[0094] [表 1]

2]

[0096] (耐すきま腐食性）

冷延鋼板より、幅 60mm、長さ 130mmと幅 30mm、長さ 60mmの試験片を切り出した後、エメリー紙にて # 320まで湿式研磨を施した。その後、これらの大小二枚の試験片を重ねて図 1に示すような二点（図 1中で〇で示す部位 (スポット溶接部 1) )でスポット溶接を施し、幅 60mm、長さ 130mmの端面と裏面をシールテープにより被

[0097] この試験片を用いて、図 2に示す条件にて乾湿繰り返し試験を行った。噴霧溶液は 5。/₀塩化カルシウム水溶液とした。試験サイクルのなかで、濃厚塩化カルシウム環境となるのは、噴霧から乾燥過程に切り替わったときにすきま内が完全に乾燥するまでの時間である。また、サイクルの進行に伴いすきま内に塩ィ匕物イオンが蓄積されることでも濃厚塩化カルシウム環境となりうる。 300サイクル完了後、大小試験片を分離した。その後、腐食生成物を除去して、スポット溶接すきま部の侵食深さを焦点深度法により測定した。なお、ここに定めた条件以外については、自動車技術者協会規格の自動車用材料腐食試験法である JASO M609— 91に規定される条件に準じた。

10点以上測定した侵食深さの中から最大値を求め、その最大値が 400 μ mを下回るものを良（Good)、 400 μ mを超えるものを不良（bad)とした。本発明で対象としてレヽる塩害環境で使用されるステンレス鋼の板厚は 0. 8〜2mmが主体であり、最も薄い板厚の半分として 400 μ mを基準とした。

[0098] (耐応力腐食割れ性）

冷延鋼板より、幅 15mm、長さ 75mmの試験片を圧延方向と平行に切り出し、 8R で曲げて、平行に拘束して Uベンド試験片を作製した。 Uベンド試験片 R部外表面に人工海水の液滴 10 μ 1を 2ケ所滴下した。試験片 R部が上になるように恒温恒湿試験器にいれ、 80°C、 40。/。RHの条件下で、 672h保持した。本条件下では、人工海水中に含まれる塩ィ匕ナトリウムは完全に乾燥しており、濃厚塩化マグネシウム環境となる。試験完了後、試験片 R部外表面ならびに断面を観察して、応力腐食割れの有無を判定した。

[0099] (ミクロ組織、常温延性）

マルテンサイト相もしくはオーステナイト相からなる第二相比率は、 500倍の断面ミクロ組織写真をもとに画像解析により求めた。また、フェライト相の結晶粒度は、 JISG 0552に準拠して測定した。

常温延性は、上記の試験材から圧延方向と平行に JIS13B号引張試験片を採取して常温引張試験を行い、全伸びを測定した。建材、屋外機器類あるいは自動車や二輪車の燃料タンク、燃料パイプ等、本発明で対象としている部材成形に望ましい全伸びの値として 20%を目安とした。

これらの試験結果を表 3に示す。

[表 3]

(注)下線部は、第二相の比率が 15%を超えるか又はフェライ卜相の結晶粒度番号が N o. 4未満であることを示す。本発明範囲内にある No. Al〜No. A13の鋼は、すきま部の最大侵食深さ力 400 μ m以下であり、応力腐食割れ試験でも割れ発生がなく良好な耐食性を示すと共に、常温伸びが 20%以上あり加工性が良好である。 Ni範囲が本発明範囲から外れる No. A14の鋼は、耐応力腐食割れ性、常温伸びは良好であるものの耐すきま腐食性に劣る。 Ni範囲と第二相比率が本発明範囲から外れる No. A15の鋼は耐すきま腐食性、耐応力腐食割れ性は良好であるものの、常温伸びが 20%未満と加工性に劣る。結晶粒度番号が No. 4未満の No. A16の鋼は、常温伸びが 20%未満と加工性に劣る。 No. A17、 No. A18はそれぞれ SUS3 04、 SUS315J:!相当鋼である力 S、耐すきま腐食性は良好であるものの、応力腐食割れ試験で割れ発生し耐応力腐食割れ性に劣る。

[0102] (実施例 2)

表 4に示す化学組成を有する鋼を溶製し、熱延、冷延、焼鈍工程を経て、板厚 1.0m mの鋼板を製造した。この冷延鋼板を用いて耐すきま腐食性、成形性、耐リジング性を評価した。

[0103] [表 4]

1。、

115 «ϋ JO IJ

3 IS P

Θ

†6

V-

[0104] (耐すきま腐食性）

冷延鋼板より、幅 60mm、長さ 130mmと幅 30mm、長さ 60mmの試験片を切り出した後、エメリー紙にて # 320まで湿式研磨を施した。その後、図 1に示すような形状にスポット溶接を施し、幅 60mm、長さ 130mmの端面と裏面をシールテープにより被覆した。この試験片を用いて、図 3に示す条件にて乾湿繰り返し試験を行った。 180サイクル完了後、大小試験片を分離した。その後、腐食生成物を除去して、スポット溶接隙間部の侵食深さを光学顕微鏡焦点深度法により測定した。なお、ここに定めた試験条件以外にっレ、ては、自動車技術者協会規格の自動車用材料腐食試験方法である J ASO M609-91に規定される条件に準じた。

10点以上測定した侵食深さの中から最大値を求め、その最大値が 800 μ πιを下回るものを良（Good)、 800 μ m以下を超えるものを不良（Bad)とした。本発明で対象としてレ、るステンレス鋼の板厚は 0.8〜2.0mmが主体であり、最も薄い板厚を基準とした。

[0105] (成形性）

成形性については円筒深絞り試験で評価した。成形条件は、ポンチ径： Φ 50πιπι、ポンチ肩 R: 5mm、ダイス肩 R : 5mm、ブランク径： Φ 100mm、しわ押さえ力： 1トン、摩擦係数： 0. 11-0. 13とした。なお、この摩擦係数は、 40°Cで動粘度 1200mm²/ secの潤滑油を鋼板の表裏面に塗布することで得られるレベルである。上記条件で成形限界絞り比： 2. 20の深絞り成形ができるかどうかをもって成形性を評価した。すなわち成形できれば良（Good)、途中で成形割れが生じた場合は不良（Bad)とした。

[0106] (耐リジング性）

耐リジング性については、冷延鋼板より圧延方向と平行方向に引張試験片を採取し、 15%引張後に圧延方向と垂直方向の表面凹凸 (うねり)を 2次元粗度計にて測定した。凹凸の最大高さを持ってリジング高さと定義した。リジング高さが 15 z m未満である場合には良（Good)とし、 15 μ m以上である場合は不良（Bad)とした。

これらの試験結果を表 5に示す。

[0107] [表 5] 耐すきま

No. (A)式の值 (B)式の鐘成形性耐リジング性備考腐食性

B1 26.2 18 良良良発明例

B2 25.9 1 13 良良良発明例

B3 28.8 340 良良良発明例

B4 31.7 445 良良良発明例

B5 25.3 44 良良良発明例

B6 38.5 120 良良良発明例

B了 24.3 53 良良良発明例

B8 47.4 13 良良良発明例

B9 38.2 15 良良良発明例

B10 37.3 28 良良良発明例

B1 1 43.9 13 良良良発明例

B12 43.5 14 良良良発明例

B13 38.6 450 良良良発明例

B14 21.1 15 不良良良比較例

B15 21.5 75 不良良良比較例

B16 30 1 良不良不良比較例

B17 38.7 2 良不良不良比較例

(注)下線部は、本発明の範囲外であることを示す。

[0108] 本発明範囲内にある Νο.Β1〜Νο.Β13の鋼は、耐すきま腐食性が良好であると共に、成形性、耐リジング性が良好である。

Ni範囲と (A)式の値が本発明範囲から外れる No.B14、および Mo範囲と (A)式の範囲が本発明範囲から外れる No.Bl 5は耐すきま腐食性に劣る。また、 A1範囲と（B)式の範囲が本発明から外れる No.B16は、耐リジング性に劣る。 Nb範囲と（B)式の範囲が本発明から外れる No.Bl 7は、成形性、耐リジング性共に劣る。

以上の実施例により、本発明の効果が確認された。

[0109] (実施例 3)

表 6に示す化学組成を有する鋼を溶製し、熱延、冷延、焼鈍工程を経て、板厚 1.0m mの鋼板を製造した。この冷延鋼板を用いて耐すきま腐食性を評価した。

[0110] [表 6]

冷延鋼板より、幅 60mm、長さ 130mmと幅 30mm、長さ 60mmの試験片を切り出した後エメリー紙にて # 320まで湿式研磨を施した。その後、図 1に示すような形状にスポット溶接を施し、幅 60mm、長さ 130mmの端面と裏面をシールテープにより被覆した。

[0112] この試験片を用いて、図 7に示す条件にて乾湿繰り返し試験を行った。 120サイクル完了後、大小試験片を分離した。その後、腐食生成物を除去して、スポット溶接隙間部の侵食深さを光学顕微鏡焦点深度法により測定した。深そうなところから 10点以上測定した侵食深さの中力最大値を求めた。なお、ここに定めた試験条件以外については、自動車技術者協会規格の自動車用材料腐食試験方法である JASO M609- 91に規定される条件に準じた。

試験結果を表 7に示す。

[0113] [表 7]

No.

深さ（ m)

C 1 516

C2 534

C3 487

C4 402

C5 376

本

C6 39了

発

C7 213

明

C8

例 205

C9 188

C 10 168

C 1 1 336

C 12 138

C 13 356

比 C 14 846

較 C 15 875

例 C16 925 [0114] 本発明範囲内にある No.Cl〜No.C13の鋼は、最大侵食深さが 600 /i m以下と、耐すきま腐食性が良好である。 Snの範囲が本発明から外れる No.C14、 Sbの範囲が本発明から外れる No.C15、 Crの範囲が本発明から外れる N0.CI6は、最大侵食深さが 800 μ m以上と耐すきま腐食性に劣る。以上の実施例により本発明の効果が確認された。

産業上の利用可能性

[0115] 本発明の第 1の態様は、飛来塩分の多い海浜環境における建材、屋外機器類、あるいは冬季に融雪塩を散布する寒冷地において走行する自動車部品、二輪車部品等に適する。

本発明の第 2の態様のすきま部の耐孔あき性 (耐すきま腐食性)と成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼は、自動車、二輪車の排気系、燃料系や、給湯設備等、構造上すきま部が存在し優れた耐すきま腐食性と成形性が要求される部材として有用である。特に、自動車用の燃料タンク、燃料給油管などの長寿命を要求される重要部品に適している。

本発明の第 3の態様の耐すきま腐食性、特にすきま部の耐孔あき性に優れたフェライト系ステンレス鋼は、自動車部品、給水、給湯設備、建築設備等、構造上すきま部が存在し、塩化物環境で使用される機器、配管等において、優れた耐すきま腐食性が必要とされる部材に使用される部材として有用である。

Claims

請求の範囲

[1] 質量⁰ /oで、 C:0. 001〜0. 02%、 N:0. 001〜0. 02%、 Si:0. 01〜0. 5%、 Mn

:0. 05〜0. 5%、P:0. 04%以下、 S:0. 01%以下、 Ni: 3%超え〜 5%、 Cr: 11〜 26%を含み、更に Ti:0. 01〜0. 5%及び Nb:0. 02〜0. 6%のうちの一種または二種を含み、残部が Fe及び不可避不純物からなることを特徴とする耐食性に優れたステンレス鋼。

[2] Mo :3. 0%以下、 Cu:l. 0%以下、 V:3. 0%以下、 W:5. 0%以下、 Zr:0. 5% 以下の範囲で、 Mo、 Cu、 V、 W、 Zrのうち 1種または 2種以上を含むことを特徴とする請求項 1に記載の耐食性に優れたステンレス鋼。

[3] 八1:1%以下、〇&:0. 002%以下、 Mg:0. 002%以下、 B:0. 005%以下のいずれカ 1種または 2種以上を含むことを特徴とする請求項 1又は 2に記載の耐食性に優れたステンレスま岡。

[4] オーステナイト相とマルテンサイト相をあわせた比率が 15%以下で、残部がフェライト相からなり、かつフェライト相の結晶粒度番号が No. 4以上であることを特徴とする請求項 3に記載の耐食性に優れたステンレス鋼。

[5] オーステナイト相とマルテンサイト相をあわせた比率が 15%以下で、残部がフェライト相からなり、かつフヱライト相の結晶粒度番号が No. 4以上であることを特徴とする請求項 1又は 2に記載の耐食性に優れたステンレス鋼。

[6] 質量⁰ /₀で、 C:0.001〜0.02%、 Ν:0.001〜0·02%、 Si:0.01〜l%、 Μη:0·05〜1%、 Ρ

:0.04%以下、 S:0.01%以下、 Ni:0.15〜3%、 Cr:ll〜22%、 Mo:0.5〜3%、 Ti:0.01

〜0.5%、 Nb:0.08%未満、 Al:0.1%を超え 1%以下を含み、かつ、

Cr、 Ni、 Mo、 A1を下記 (A)式および（B)式を満たす範囲で含み、残部が Feおよび不可避不純物からなることを特徴とする耐すきま腐食性、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼。

Cr+3Mo + 6Ni≥23 ·'·(Α)

Al/Nb≥10 ·'·(Β)

[7] Cu： 0.1〜 1.5 %、 V： 0.02〜 3.0 %の 1種または 2種を下記（A ' )式を満たす範囲で含むことを特徴とする請求項 6に記載の耐すきま腐食性、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼。

Cr+3Mo + 6(Ni + Cu+V)≥23 ··· (Α')

[8] Ca:0.0002〜0.002%、 Mg: 0.0002〜0.002%、 8:0.0002〜0.005%のぃずれかを1 種または 2種以上含むことを特徴とする請求項 6又は 7に記載の耐すきま腐食性、成形性に優れたフヱライト系ステンレス鋼。

[9] 質量⁰ /₀で、 C:0.001〜0.02%、 Ν:0.001〜0·02%、 Si:0.01〜0.5%、 Μη:0·05〜1%

、 Ρ: 0.04%以下、 S: 0.01%以下、 Cr:12〜25%を含有し、

Ti、 ^^の1種または2種を1 :0.02〜0.5%、 Nb:0.02〜l%の範囲で含み、かつ、 Sn、 Sbの 1種または 2種を Sn:0.005〜2%、 Sb： 0.005〜1%の範囲で含み、残部が Fe および不可避不純物からなることを特徴とする耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。

[10] Ni:5%以下、 Mo :3%以下の 1種または 2種を含むことを特徴とする請求項 9に記載の耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。

[11] Cu:1.5%以下、 V:3%以下、 W: 5%以下の 1種または 2種以上を含むことを特徴とする請求項 9又は 10に記載の耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。

[12] Al:l%以下、 Ca:0.002%以下、 Mg:0.002%以下、 B:0.005%以下の 1種または 2種以上を含むことを特徴とする請求項 11に記載の耐すきま腐食性に優れたフェライト系ステンレス岡。

[13] Al:l%以下、 Ca:0.002%以下、 Mg:0.002%以下、 B:0.005%以下の 1種または 2種以上を含むことを特徴とする請求項 9又は 10に記載の耐すきま腐食性に優れたフエライト系ステンレス鋼。