(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．３０超〜０．５５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％未満、Ｍｏ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０〜１．５０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｕ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有し、下記式（１）及び下記式（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
０．６≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１．８        ・・・（１）
０．６０≦Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ    ・・・（２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。 
【請求項２】
更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５〜０．３０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｚｒ：１．０％以下、Ｗ：０．２％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０００５％未満の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接のシールドガスから溶接ビードへの窒素および酸素の侵入による耐食性低下が起こりにくいフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して耐食性を確保するのに高価なＮｉやＭｎを多量に添加する必要がない高いコストパフォーマンスや、熱伝導率が良好で熱膨張係数が小さい、および応力腐食割れが起こりにくいなど種々の優れた特性から、自動車排気系部材、屋根・建具などの建材、キッチンや貯水・貯湯タンクなどの水まわり用材料など幅広い用途に適用されてきた。
【０００３】
これらの構造物の作製にあたっては、ステンレス鋼板を適切な形状に切断・成形したのち、溶接により接合される場合が多い。しかし、フェライト系ステンレス鋼はＣ、Ｎの固溶限が小さいため、溶接による溶解・凝固にともなって溶接部にＣｒ炭窒化物が生成してＣｒ欠乏層が形成され耐食性が低下する鋭敏化と呼ばれる現象が起こりやすい。そのため通常、Ａｒ等の不活性ガスをシールドガスとして溶接される場合が多い。
【０００４】
また、従来からＣｒよりも炭素窒素との親和力が大きいＴｉやＮｂを添加することで、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑えて鋭敏化の発生を抑制する方法がとられている。たとえば、特許文献１にはＴｉとＮｂを複合添加することでフェライト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を向上させた鋼が開示されている。
【０００５】
しかし、近年、溶接部材の形状が複雑化することにともなって、溶接時に十分なガスシールドが行えずに、シールドガス中に空気中の窒素や酸素が混入するような不完全な条件での溶接が増えており、こういった溶接条件においては、シールドガスから溶接ビードに窒素が侵入することで、溶接部の鋭敏化が一層起こりやすくなる。また、酸素の進入によってもテンパーカラーと呼ばれる溶接部に薄い酸化皮膜が生じる。そのため、特許文献１などに開示されている従来のフェライト系ステンレス鋼では耐食性の確保が困難になるという問題が発生している。
【０００６】
溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼としては、たとえば、特許文献２には溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が、特許文献３には溶接隙間部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼が、特許文献４にはオーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が、それぞれ開示されている。しかし、これらのフェライト系ステンレス鋼においてもシールドガスから溶融池に窒素や酸素が侵入するような溶接条件においては必ずしも十分な耐食性が確保できていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５１−８８４１３号公報
【特許文献２】特開２００７−２７０２９０号公報
【特許文献３】特開２００９−１６１８３６号公報
【特許文献４】特開２０１０−２０２９１６号公報
【特許文献５】特許第２８４２７８７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
この問題を解決するため、従来の思想に沿って、ＴｉやＮｂを単純に増加することで鋭敏化の発生を抑制することも考えられるが、それでは、Ｔｉストリンガーと呼ばれるＴｉＮ介在物起因の表面欠陥の増加や、固溶したＮｂが溶接部で粗大Ｎｂ析出物として析出し、それに起因した溶接割れなどの問題が別途発生してしまうため最適な方策とは言えない。
【０００９】
そこで、本発明は、フェライト系ステンレス鋼の溶接で、溶接部材の形状などが原因で十分なガスシールドを行えないために、シールドガスに窒素、酸素が混入し溶接ビードの窒素含有量が増加して鋭敏化が発生するような溶接条件や、酸素が混入し溶接ビード部にテンパーカラーが発生する溶接条件において、優れた耐食性を有し、溶接施工性も良好なフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記課題を解決するために、溶接ビードへの窒素侵入の挙動と鋭敏化抑制におよぼす各種元素の影響、および溶接ビード部への酸素侵入により形成される酸化皮膜性状と耐食性の関係について鋭意研究を行った。
【００１１】
はじめに、図１に、表１のＮｏ．１に示すフェライト系ステンレス鋼を用いてＡｒベースのシールドガスの酸素濃度を０〜２ｖｏｌ％の範囲で変化させてビードオンプレートのＴＩＧ溶接（溶接電流９０Ａ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎ、板厚０．８ｍｍ、表シールドガス流量１５Ｌ／ｍｉｎ、裏シールドガス流量１０Ｌ／ｍｉｎ）を行った後、溶接ビード上のテンパーカラー（酸化皮膜厚）の断面を精密研摩した後に、高分解ＳＥＭによる観察により酸化皮膜厚を測定した結果を示す。
【００１２】
溶接ビードのテンパーカラー厚は表シールドガスに酸素が混入した場合には、シールドガスの酸素濃度の増加に比例して厚くなった後、ほぼ一定の値をとるようになる。また、裏シールドガスへの酸素混入でも、溶接ビードのテンパーカラーは表面の場合と同じような挙動を示した。また、オージェなどの分析により、この酸化皮膜はＡｌ、Ｓｉ、Ｔｉ元素が鋼中に多量に添加されている場合は、これらの元素の濃化が認められる酸化物であった。
【００１３】
これは、シールドガスの酸素混入による酸化は溶融池に酸素が侵入して起こるのではなく、溶融池の表面で起こる。したがって、酸素が溶融池に拡散しなくても、つまりビード表面が酸素に触れるだけでも酸化が起こるため、裏シールドガスの酸素が緩やかに接触しているだけでも酸化が起こることによるものであると考えられる。また、一定酸素濃度以上で酸化皮膜厚が一定になるのは、酸化の律速段階が酸素の溶接部表面への拡散から、各種鋼中元素が酸化物中を外方へと（地鉄側から反応面へと）通過する速度に移行するためであると考えられる。以上のことから溶接ビードのテンパーカラー厚は、表ビード、裏ビードに関係なく成長することがわかった。この溶接部のテンパーカラー（酸化皮膜）が形成されることで鋭敏化と同様にＣｒ欠乏がおこり耐食性が低下する。
【００１４】
つぎに、前述した溶接部耐食性劣化主原因ともなる鋭敏化について検討を行った。溶接ビードの窒素含有量におよぼすシールドガスの窒素濃度の影響を調査した。やはり、表１のＮｏ．１に示すフェライト系ステンレス鋼を用いて、Ａｒベースのシールドガスの窒素濃度を０〜２ｖｏｌ％の範囲で変化させてビードオンプレートのＴＩＧ溶接（溶接電流９０Ａ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎ、板厚０．８ｍｍ、表シールドガス流量１５Ｌ／ｍｉｎ、裏シールドガス流量１０Ｌ／ｍｉｎ）を行い、溶接ビードの窒素含有量を測定した。
【００１５】
結果を図２に示す。溶接ビードの窒素含有量は表シールドガスに窒素が混入した場合には、シールドガスの窒素濃度の増加に比例して増加したが、裏シールドガスへの窒素混入では、シールドガスの窒素濃度が増加しても溶接ビードの窒素含有量はほとんど変化しなかった。これは、表シールドガスはノズルから溶融池に向かって絶えず吹きつけられているのに対して、裏シールドガスは緩やかに接触しているだけであることが影響していると考えられる。溶接ビードの鋭敏化は、溶接ビードに侵入した窒素の増加にともなって顕著になった。このことから溶接ビードの鋭敏化は、表ガスシールドへの窒素の混入が強く影響していることが明らかとなった。
【００１６】
さらに、シールドガスからの窒素侵入により溶接ビードの鋭敏化が起こる溶接条件において、鋭敏化におよぼす各種元素の影響を評価した。１８．０〜１９．０質量％Ｃｒ含有鋼をベースとした種々のフェライト系ステンレス鋼に、表シールドガスに２ｖｏｌ％の窒素濃度のＡｒガスを用いて市販の板厚０．８ｍｍのＳＵＳ３０４鋼（Ｃ濃度：０．０５質量％、Ｎ濃度０．０７質量％）との突合せＴＩＧ溶接を行い、溶接ビード部を研磨したのち、ＪＩＳ  Ｇ  ０５８０（２００３）に準拠して再活性化率を測定した。
【００１７】
結果を図３に示す。再活性化率の対数がＮｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ（以下Ｎｔｒ値と呼ぶ。なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす）に比例して減少した。再活性化率はその値が小さいほど鋭敏化の程度が小さく、０．０１％以下ではほとんど鋭敏化していないことを意味する。Ｎｔｒ値が０．６以上で再活性化率が０．０１％以下となっており、シールドガスの不純物ＮおよびＣ、Ｎの固溶限の大きいオーステナイト系ステンレス鋼からの窒素侵入によって通常のフェライト系ステンレス鋼では溶接ビードが鋭敏化する溶接条件においても本発明例は良好な耐食性を示すことが明らかとなった。ただし、成分と再活性化率の関係はＣｒが１８％以上までは保たれるが、Ｃｒ濃度が１８％未満ではＮｔｒ値の対数と再活性化率との比例の関係は徐々に崩れ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌのうち、特にＮｂを高くしないと再活性化率は０．０１％以下にはならなかった。
【００１８】
さらに、鋭敏化が起こる溶接条件における鋭敏化およびテンパーカラーの耐食性におよぼす各種元素の影響を孔食電位測定により評価した。１８〜１９質量％Ｃｒ含有鋼をベースとした種々のＮｔｒ値のフェライト系ステンレス鋼に、表シールドガスに８ｖｏｌ％の窒素濃度、２ｖｏｌ％酸素濃度のＡｒガスを用いて市販の板厚０．８ｍｍのＳＵＳ３０４鋼（Ｃ濃度：０．０５質量％、Ｎ濃度０．０７質量％）との突合せＴＩＧ溶接を行い、溶接によって溶接ビードの表側（トーチ側）に形成されたテンパーカラーを除去せずに、３０℃、３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定した。
【００１９】
結果を図４に示す。Ｎｔｒ値が０．４３ではＳｉ、Ａｌ、Ｔｉによらず孔食電位は−２２５〜−１７５ｍＶであり、耐食性が低い。また、この時の孔食は溶接部テンパーカラー部のビードより少し外側のＨＡＺ部で確認された。
【００２０】
一方、Ｎｔｒ値が０．６３ではＳｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ（以下Ｏｘ値と呼ぶ。なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす）が０．６以上１．８以下の範囲で孔食電位が０ｍＶ以上となり、耐食性が向上した。これは、テンパーカラーにＳｉ、Ａｌ、Ｔｉが濃縮することで緻密な保護性のよい酸化皮膜となるので、溶接ビード表層のＣｒが酸化によって減少することが抑制されることに加えて、Ｎｔｒ値を満たすことにより溶接ビード部の鋭敏化が抑えられることが主因と考えられる。
【００２１】
テンパーカラーによるＣｒの減少は窒素の侵入による鋭敏化によっておこるＣｒ炭窒化物周囲のＣｒの減少に上乗せされる形で相乗効果を及ぼすため、Ｎｔｒ値とＯｘ値がそれぞれ適切な範囲にあることがシールドガスから窒素が侵入する溶接条件における溶接ビードの耐食性を確保するために必要であることを知見した。
【００２２】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００２３】
［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．３０超〜０．５５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％未満、Ｍｏ：１．０％以下、Ａｌ：０．１０〜１．５０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｕ：０．３０〜０．６０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有し、下記式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
０．６≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１．８        ・・・（１）
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。
【００２４】
［２］更に、下記式（２）を満たすことを特徴とする上記［１］に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
０．６０≦Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ    ・・・（２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。
【００２５】
［３］更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５〜０．３０％以下を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【００２６】
［４］更に、質量％で、Ｚｒ：１．０％以下、Ｗ：０．２％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｂ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０００５％未満の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記［１］乃至［３］の何れかに記載の溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、シールドガスから溶接ビードへの窒素侵入や溶接相手材からの窒素侵入による鋭敏化が発生する溶接条件においても、またシールドガスから酸素が侵入する場合においても優れた耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が得られる。また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は溶接施工性も従来鋼と同等に良好である。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】溶接ビードの酸化皮膜厚におよぼすシールドガスの酸素濃度の影響を示す図である。
【図２】溶接ビードの窒素含有量におよぼすシールドガスの窒素濃度の影響を示す図である。
【図３】１８〜１９％Ｃｒ鋼でのＳＵＳ３０４との溶接ビードの再活性化率におよぼす添加元素の影響を示す図である。
【図４】１８〜１９％Ｃｒ鋼でのＳＵＳ３０４との溶接ビードの孔食電位におよぼす添加元素の影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００３０】
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．００１〜０．０３０％
Ｃは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｃ量が多いと強度が向上し、少ないと加工性が向上する。十分な強度を得るためには０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０３０％を超えて添加すると加工性の低下が顕著となるうえ、Ｃｒ炭化物を析出して局所的なＣｒ欠乏による耐食性の低下を起こしやすくなる。よって、Ｃ量は０．００１〜０．０３０％の範囲とする。Ｃ量は低いほど耐食性には好ましいが、あまり低くすると精錬に時間がかかるので、好ましくは０．００３〜０．０１８％の範囲である。
【００３２】
Ｓｉ：０．３０超〜０．５５％
Ｓｉは本発明において重要な元素である。溶接によって形成されるテンパーカラーにＡｌやＴｉとともに濃縮して酸化皮膜の保護性を向上させ、溶接部の耐食性を良好なものとする重要な元素である。シールドガスから窒素、酸素が侵入するような溶接条件においては、ＡｌとＴｉは侵入した窒素と結合しやすく析出してしまうため、テンパーカラーへの濃縮は減少する。そのため、本発明においてはテンパーカラーの保護性向上にＳｉが果たす役割は相対的に大きなものとなる。その効果は０．３０％超の添加で得られる。しかし、Ｓｉの添加量が０．５５％を超えると、加工性の低下が顕著となり、成型加工が困難となる。よって、Ｓｉ量は０．３０％超〜０．５５％の範囲とする。好ましくは、０．４０％〜０．５０％の範囲である。
【００３３】
Ｍｎ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎは、不可避的不純物としてステンレス鋼に混入する。しかし、Ｍｎは腐食の起点となるＭｎＳの析出を促進し、耐食性を低下させるため、０．５０％以下の含有が適当である。よって、Ｍｎ量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０５％〜０．４０％の範囲である。
【００３４】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であり、過剰な含有は溶接性を低下させ、粒界腐食を生じやすくさせる。その傾向は０．０５％超の含有で顕著となる。よって、Ｐ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
【００３５】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは鋼に不可避的に含まれる元素であるが、０．０１％超の含有は耐食性を低下させる。よって、Ｓ量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。
【００３６】
Ｃｒ：１８．０〜１９．０％
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。１８％未満では溶接による酸化で表層のＣｒが減少する溶接ビードやその周辺において十分な耐食性が得られない。特に溶接の際、窒素の侵入によっても、ＳＵＳ３０４等との異鋼種溶接などの場合、特に鋭敏化が起こりやすくなる。また、１８．０％未満では、不動態化が不安定となり、後述するＮｔｒと再活性化率との関係が崩れる。また、１９．０％を超えて添加すると、地鉄の酸洗時の酸への溶解がわるくなり、特許文献５に開示されるような炭素鋼のラインを使用しての高速酸洗方法では、完全に除去しきれなくなり、鋼板のエッジ部等にスケール残りが生じる場合がある。よって、Ｃｒ量は１８．０％〜１９．０％の範囲とする。好ましくは、１８．３〜１９．０％の範囲である。
【００３７】
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％未満
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が起こる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。その効果は０．０５％以上の添加で得られる。しかし、０．５０％以上の添加では、加工性を低下させることに加えて、応力腐食割れ感受性が強くなる。さらには、Ｎｉは高価な元素であるので、コストの増大を招く。よって、Ｎｉ量は０．０５〜０．５０％未満の範囲とする。好ましくは、０．１０％〜０．３０％の範囲である。
【００３８】
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、Ｃｒ含有量が１８％以上の場合には、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上する元素であり、積極的に添加したい元素である。しかし、Ｍｏ添加量が１．０％を超えると強度が増加し、圧延負荷が大きくなるため製造性が低下する。また、高価な元素でもあるので多量の添加はコストの増大を招く。
よって、Ｍｏ量は１．０％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。
【００３９】
Ａｌ：０．１０〜１．５０％
Ａｌも本発明にとっては、重要な元素である。Ａｌは脱酸に有用な元素であり、本発明ではＳｉ、Ｔｉとともに溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮し、溶接部の耐食性を向上させる元素である。加えて、シールドガスから溶接ビードに窒素が侵入した場合に、Ｃｒと窒素が結合して析出し、鋭敏化が起こることを抑制する効果がある元素でもある。これは、Ｃｒよりも窒素との親和力が大きいＡｌがシールドガスから溶接ビードに侵入した窒素とＡｌＮを形成して、Ｃｒ窒化物の形成を妨げるためと考えられる。この効果は、Ａｌの添加量が０．１０％以上で得られる。しかし、１．５０％を超えると、加工性や製造性が低下する。よって、Ａｌ量は０．１０％〜１．５０％の範囲とする。好ましくは、０．１２〜０．５０％の範囲である。
【００４０】
Ｖ：０．０２〜０．５０％
Ｖは耐食性や加工性を向上させる元素であり、本発明では、シールドガスから溶接ビードに窒素が侵入した場合に、窒素と結合してＶＮとなることによって鋭敏化を抑制する元素である。その効果は、Ｖの添加量が０．０２％以上で得られる。しかし、０．５０％を超える添加は逆に加工性を低下させる。よって、Ｖ量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０５〜０．３０％である。
【００４１】
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％
ＮｂはＣ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。そのため、本発明では、シールドガスからの窒素侵入による鋭敏化を抑制するために重要な元素であり、その効果は０．００２％以上で得られる。しかし、一方でＮｂの添加は焼鈍での再結晶温度を上げる効果があるので、０．０５０％を超えて添加すると、例えば、外観を重視しない部材に使用される、いわゆる機能品（自動車のマフラー材、排気系部材など）ではコストを低くするため炭素鋼のラインを用いて、８５０〜９００℃程度で焼鈍を行い、特許文献５に開示されるような炭素鋼のラインを用いた高速酸洗手法が適用できなくなるという問題がある。
よって、Ｎｂ量は０．００２〜０．０５０％の範囲とする。好ましくは、０．００３〜０．０１０％の範囲である。
【００４２】
Ｔｉ：０．０５〜０．５０％
Ｔｉも本発明には重要な元素である。ＴｉはＣ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。本発明では、シールドガスからの窒素侵入による鋭敏化を抑制するために重要な元素であり、さらに溶接部のテンパーカラーにＳｉ、Ａｌとともに複合的に濃縮し、酸化皮膜の保護性を向上させる元素でもある。その効果は、０．０５％以上の添加で得られる。しかし、０．５０％を超えて添加すると加工性が低下するとともに、Ｔｉ炭窒化物が粗大化し、表面欠陥を引き起こす。よって、Ｔｉ量は０．０５〜０．５０％の範囲とした。好ましくは、０．１０〜０．３５％の範囲である。
【００４３】
Ｃｕ：０．３０〜０．６０％
Ｃｕは、どのＣｒ量においても、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。溶接部の、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。これは、Ｃｕが水溶液や弱酸性水滴中のある電気化学的電位で溶解し、Ｃｕが地鉄に再付着し耐溶解性を抑えるものと推定される。しかし、一方、Ｃｕを０．６０％超えて添加すると、熱間加工性が低下する他、熱延時に赤スケールと呼ばれるＣｕ起因の水あめ状酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥の原因ともなる。よって、Ｃｕ量は０．３０〜０．６０％の範囲とする。好ましくは、０．３０〜０．５０％の範囲である。
【００４４】
Ｎ：０．００１〜０．０３０％
Ｎは、Ｃと同様に鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｎの含有量が多いと強度が向上し、少ないと加工性が向上する。十分な強度を得るためには０．００１％以上の含有が適当であるが、０．０３０％を超えて含有すると加工性の低下が顕著となるうえ、Ｃｒ窒化物を析出した場合には、耐食性を低下させるため、Ｎ量は０．００１〜０．０３０％の範囲とする。Ｎは低いほど耐食性には好ましいが、あまり低くすると精錬に時間がかかるので、好ましくは、０．００３〜０．０３０％の範囲である。より好ましくは、０．００３〜０．０１５％の範囲である。
Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ  （Ｏｘ値）：０．６以上１．８以下
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
【００４５】
Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉはいずれも酸素との親和力が強く、ステンレス鋼が酸化されて酸化スケールが形成された場合には酸化スケールの下層（地鉄側）に濃縮して存在する。ステンレス鋼にこれらの元素がいずれも含有されている場合、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉが複合的に酸化されて形成されるＳｉ、Ａｌ、Ｔｉの濃化層は緻密で保護性のよい酸化皮膜となるため、これらの元素の含有量が低い場合と比較して、耐食性に優れた酸化皮膜となる。その効果はＯｘ値が０．６以上で得られる。図４に示したように、シールドガスから溶接ビードに窒素、酸素が侵入するような溶接条件では、溶接部の耐食性の劣化を鈍化させることが示唆される。一方、Ｏｘ値が１．８を超えると、酸化皮膜の結晶性が高まり、金属イオンなどの透過を抑制する効果が低下する。そのため、図４に示したようにＯｘ値が１．８を超えると耐食性が再び低下する。以上の結果から、Ｏｘ値は０．６以上１．８以下とする。好ましくは０．６以上１．４以下である。
【００４６】
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、更に、溶接ビードの鋭敏化防止の観点からＮｔｒ値を規定してもよい。なお、不可避的不純物としては、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できる。
【００４７】
Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ  （Ｎｔｒ値）：０．６０以上
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
本発明で取り扱っている溶接ビードの鋭敏化は、シールドガスから溶接ビードに侵入する窒素が、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成し、局所的なＣｒ欠乏領域が生成されることが主な原因である。これを抑制するためにはＣｒよりもＮとの親和力の大きい元素の添加が有効であると考えられる。ＴｉやＮｂはＣ、Ｎの安定化元素としてよく知られているが、シールドガスから窒素侵入が起こる溶接条件における溶接ビードでは、今回新たにＡｌやＶにＣ、Ｎの安定化効果があることが明らかとなった。Ｃｒが１８％以上の場合は、図３に示したように溶接ビードの再活性化率の対数がＮｔｒ値＝Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌに比例するように、それぞれの元素の質量％に対する効果はＴｉ＞Ｎｂ＞Ｖ＞Ａｌの順に強い。Ｎｔｒ値が０．６０以上では溶接ビードの再活性化率は０．０１％以下となりほとんど鋭敏化が起こっていない。よってＮｔｒ値は０．６０以上とした。溶接ビードの析出物を、ＳＥＭを用いて観察したところ、ＴｉやＮｂの炭窒化物に複合して、ＡｌやＶが存在していることが確認された。このようにＴｉやＮｂの炭窒化物を核にしてＡｌＮ、ＶＮの析出が促進されることで、ＶやＡｌが窒素の安定化元素としての作用をより発揮できるようになったと考えられる。
【００４８】
更に、窒素を安定化する目的でＳｂを選択元素として添加してもよい。
【００４９】
Ｓｂ：０．０５〜０．３０％
ＳｂもＡｌと同じく、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に大気中より混入するＮを捕らえる効果があり、複雑な形状を持った構成体の場合には添加したほうが良い元素である。しかし、Ｓｂを添加しすぎると、スラブ段階での非金属系介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板の靭性をも悪化させる。よって、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ量は０．０３〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５％の範囲である。
【００５０】
更に、鋭敏化抑制、耐食性の向上等の目的でＺｒ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｃｏ、Ｂ、Ｍｇの中から選ばれる１種以上を選択元素として添加してもよい。
【００５１】
Ｚｒ：１．０％以下
ＺｒはＣ、Ｎと結合して、鋭敏化を抑制する効果があるが、その効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、１．０％超えの添加は加工性を低下させるうえ、非常に高い元素であるためコストの増大を招く。よって、Ｚｒを添加する場合は、Ｚｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。
【００５２】
Ｗ：０．２％以下
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上する効果があるが、その効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、０．２％超えの添加は強度を上昇させ、製造性を低下させる。よって、Ｗを添加する場合は、Ｗ量は０．２％以下とすることが好ましい。
【００５３】
ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制し、溶接テンパーカラー直下のＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。その効果は０．０００１％以上の添加で得られる。しかし、０．１％超えの添加は酸洗性などの製造性を低下させるうえ、コストの増大を招く。よって、ＲＥＭを添加する場合は、ＲＥＭ量は０．１％以下とすることが好ましい。
【００５４】
Ｃｏ：０．２％以下
Ｃｏは靭性を向上させる元素であり、その効果は０．００１％以上の添加で得られる。しかし、０．２％超えの添加は製造性を低下させる。よって、Ｃｏを添加する場合は、Ｃｏ量は０．２％以下とすることが好ましい。
【００５５】
Ｂ：０．１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果は、０．０００１％以上の添加で得られる。しかし、０．１％超えの添加は、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢを添加する場合は、Ｂ量は０．１％以下とすることが好ましい。
【００５６】
Ｍｇ：０．０００５％未満
Ｍｇは主に転炉の中のレンガより混入する不純物である。Ｍｇは多種多様の介在物の起点となり、混入する量は微量でも他の介在物の核生成サイトとなり、焼鈍などを行っても溶解しにくく、熱延板、冷延板の表面性状を劣化させる。よって、Ｍｇを添加する場合は、Ｍｇ量は０．０００５％未満とすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以下である。
【００５７】
２．製造条件について
次に本発明鋼の好適製造方法について説明する。上記した好適成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を、その後１１００〜１２５０℃×１〜２４時間の加熱をするか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延板とする。
【００５８】
熱延板には、通常、８００〜１１００℃×１〜１０分の熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略してもよい。ついで、熱延板酸洗後、冷間圧延により冷延板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。
【００５９】
冷間圧延の圧下率は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の意味合いから５０％以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。冷延板の再結晶焼鈍は、一般的にはＪＩＳ  Ｇ  ０２０３の表面仕上げ、Ｎｏ．２Ｂ仕上げ品の場合、良好な機械的性質を得ること、および酸洗性の面から８００〜９５０℃で焼鈍を行うのが好ましい。
【００６０】
しかし、機能品の場合には、炭素鋼のラインを利用した前述の炭素鋼焼鈍酸洗ラインの高速酸洗（特許文献５参照）を用いた安価プロセスによる製造が最も好ましく、この際の焼鈍温度は８００〜９００℃で行うのが最も好ましい。また、より光沢を求める箇所の部材には仕上げにＢＡ焼鈍を行うことが有効である。また、前述したが、冷間圧延後、および加工後に更に表面性状を上げるために、コスト的に不利にはなるが、研磨等を施しても何ら問題は無い。
【実施例１】
【００６１】
以下、実施例に基づいて本発明をさらに詳しく説明する。
【００６２】
表１に示す成分組成になるステンレス鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉で溶製した。これらの鋼塊を、Ａｒガスでパージした炉内で１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施して３．５ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、これらの熱延板に対しては９５０℃×１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。
さらに、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、弱還元性雰囲気（Ｈ２：  ５ｖｏｌ％、Ｎ２：９５ｖｏｌ％、露点−４０℃）で９００℃×１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度５０℃、１５質量％硝酸および０．５質量％塩酸よりなる溶液中で電解（１０Ａ／ｄｍ２×２秒）を２回行う高速脱スケールを行い、冷延酸洗焼鈍板を得た。
なお、表１のＯｘ値はＳｉ＋Ａｌ＋Ｔｉで、Ｎｔｒ値はＮｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌで、それぞれ定義される（なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）。
【００６３】
作製した冷延板および市販のＳＵＳ３０４（Ｃ：０．０７質量％、Ｎ：０．０５質量％）の冷延板を用いて、突合せＴＩＧ溶接を行った。溶接電流は９０Ａ、溶接速度は６０ｃｍ／ｍｉｎとした。シールドガスは、８ｖｏｌ％の窒素、２ｖｏｌ％の酸素を含有するＡｒガスを流量１５Ｌ／ｍｉｎで使用した。表側の溶接ビードの幅はおよそ３ｍｍであった。
【００６４】
作製した溶接ビードを含む２０ｍｍ角の試験片を採取し、１０ｍｍ角の測定面を残してシール材で被覆し、溶接によるテンパーカラーを付けたまま３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定した。試験片の研磨や不動態化処理は行わなかった。それ以外の測定方法はＪＩＳ  Ｇ  ０５７７（２００５）に準拠した。測定した孔食電位Ｖ’ｃ１００を表２に示す。本発明例ではいずれもＶ’ｃ１００が０ｍＶ以上となったのに対し、比較例ではいずれもＶ’ｃ１００が０ｍＶ以下となっており、本発明例の耐食性が優れていることが分かる。
【００６５】
また、溶接ビードを含む６０×８０ｍｍの試験片を採取し、表側を試験面として、ＪＩＳ  Ｈ  ８５０２（１９９９）の中性塩水噴霧サイクル試験を実施した。塩水噴霧サイクル試験は、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０〜３０％）→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）を１サイクルとして、サイクル数は１５サイクルとした。試験後、溶接ビードの腐食の有無を目視により確認した。
【００６６】
結果をやはり、表２に示す。本発明例ではいずれも腐食が確認されなかったのに対して、比較例ではいずれも腐食が確認された。本発明例の溶接ビードの耐食性が優れていることが分かる。また、Ｎｂが上限を越えたものには材質の硬化が認められ、安価な炭素鋼のラインで製造する（９００℃未満で焼鈍し、スケールをあらかじめ薄くする手法）プロセスでは難しいことがわかる。
【００６７】
【表１】
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【００６８】
【表２】
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【産業上の利用可能性】
【００６９】
本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼の溶接で、溶接部材の形状などが原因で十分なガスシールドを行えないために、シールドガスに窒素や酸素が混入し溶接ビードの窒素含有量が増加して鋭敏化が発生するような溶接や酸化皮膜（溶接テンパーカラー）が生成する溶接条件において、優れた耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が得られる。本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼は、溶接によって構造体の作製が行われる用途、たとえば、マフラー等の自動車排気系材料、建具や換気口、ダクト等の建築用材料などへの適用に好適である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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