(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：１６．５％以上１８．０％未満、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．１０〜１．２５％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、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）および（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。
０．６０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１．６０    ・・・（１）
０．６０≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏ    ・・・・・（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％を含有することを特徴とする請求項１に記載の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。
【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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、シールドガスから酸素あるいは窒素が、溶接相手材から窒素あるいは炭素が溶接ビードに侵入する溶接条件においても、耐食性の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。
【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少ないＮｉ量で耐食性を確保できる。Ｎｉは高価な元素であることから、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に比べて低コストで製造することができる。また、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に比べて熱伝導率が高く、熱膨張率が小さい、さらには応力腐食割れが起こりにくい等の優れた特性がある。このことから、フェライト系ステンレス鋼は、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】
これら構造物の作製にあたっては、オーステナイト系ステンレス鋼、特にＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）（ＪＩＳ  Ｇ  ４３０５）等とフェライト系ステンレス鋼を組み合わせて使用される場合が多い。例えば、このような構成体は、ステンレス鋼を製品形状に成形するプレス加工などの加工処理などを施されて、切削、研磨などの処理を行い各部品に加工した後に、各部材を溶接により結合させて使用される場合が多い。このようなステンレス鋼の溶接方法としては、一般にＴＩＧ溶接が用いられる。その場合も、母材部と同様に良好な耐食性を持つことが求められる。
【０００４】
しかし、ＳＵＳ３０４等の鋼種とＴＩＧ溶接された場合、鋭敏化と呼ばれる現象により、溶接部の耐食性が母材より低下する場合がある。鋭敏化とは、溶接時の熱履歴によって鋼中のＣｒがＣ、Ｎと結合してＣｒ炭化物（Ｃｒ２３Ｃ６等）、またはＣｒ窒化物（Ｃｒ２Ｎ等）として結晶粒界に析出し、溶接部の結晶粒界近傍に母材よりもＣｒ濃度が低いＣｒ欠乏層が生じることにより、結晶粒界での耐食性が低下する現象のことであり、オーステナイト系ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４等のＣ、Ｎ含有量がフェライト系ステンレス鋼より高い鋼とフェライト系ステンレス鋼を溶接した場合に生じる場合がある。
【０００５】
また、近年では、溶接部材の形状が複雑化するのにともなって、溶接時に十分なガスシールドが行えずに、溶融池（溶接時に金属が溶けた状態の部分）に空気中の酸素や窒素が侵入するような不完全な条件での溶接が増えている。酸素が侵入した場合には、溶接部にテンパーカラーと呼ばれる薄い酸化皮膜が生成する。この酸化皮膜は主にＣｒ系の酸化物であるため、酸化皮膜が成長すると溶接部の母材Ｃｒ濃度が低下し耐食性が低下する。一方、窒素が侵入すると溶接部の鋭敏化が一層起こりやすくなる。
【０００６】
そのため、特許文献１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。
【０００７】
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。
【０００８】
しかし、これらのフェライト系ステンレス鋼においても、ＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼との溶接や、シールドガスから溶融池に酸素や窒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。
【０００９】
一方、近年では従来のＮｏ．２Ｂ仕上げやＢＡ仕上げなどの光沢品に加え、外観を重視しない部材（自動車のマフラー材、排気系部材など）に使用される、いわゆる機能品の需要が増加している。機能品は製造コストを抑えるため、炭素鋼のラインを用いて、８５０〜９００℃程度で焼鈍を行った後、例えば特許文献５に開示されるような高速酸洗手法を用いて製造される。したがって、Ｎｏ．２Ｂ仕上げやＢＡ仕上げだけでなく、機能品をも製造するためには、炭素鋼の焼鈍ラインで焼鈍可能な再結晶温度を有し、かつ高速酸洗が可能となる鋼成分が求められる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【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】
【００１１】
この問題を解決するため、従来の技術思想に沿って、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て溶接割れの問題が発生してしまうため、最適な方策とは言えない。さらには、過度なＮｂ添加は再結晶温度を著しく上昇させるため、炭素鋼の焼鈍ラインを用いた機能品製造には好ましくない。
【００１２】
そこで、本発明は、シールドガスから酸素が侵入してテンパーカラーが発生する溶接条件や、溶接相手材から溶接ビードへ窒素や炭素が侵入するような溶接条件においても、優れた耐食性を有するとともに、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】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するために、溶融池への酸素、窒素および炭素の侵入による酸化皮膜性状や鋭敏化挙動への影響を調査し、さらに鋼含有元素による耐食性の確保について鋭意研究を行った。
【００１４】
はじめに、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溶接を行い、溶接ビード上のテンパーカラー（酸化皮膜）の厚みを測定した。結果を図１に示す。溶接は、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の条件で行った。酸化皮膜厚は、酸化皮膜を含む断面を精密研摩した後に、高分解能ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による観察により測定した。
【００１５】
テンパーカラー厚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、ほぼ一定の値を示した。また、表面と裏面ではガス流量が異なるが、テンパーカラー厚には違いが認められなかった。このことは、テンパーカラーは酸素が溶融池に侵入して起こるのではなく、酸素が溶融池表面に接触して生じたことを示している。また、一定酸素濃度以上でテンパーカラー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（例えばＣｒ）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したためと考えられる。なお、このテンパーカラーはオージェ電子分光法などの分析により、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉが濃化した酸化物と同定した。
【００１６】
つぎに、前述した溶接部耐食性劣化の主原因ともなる鋭敏化について検討するために、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。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。
【００１７】
結果を図２に示す。ガス流量の大きい表シールドガスの場合には、溶接ビードの窒素含有量は、シールドガスの窒素濃度の増加に比例して増加したが、ガス流量の小さい裏シールドガスの場合には、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、表シールドガスがノズルから溶融池に向かって大きな流量で吹きつけられ、窒素が溶融池内部にまで侵入したのに対し、裏シールドガスは流量が小さいためにガスが溶接池に緩やかに接触しただけで溶融池内部には侵入しなかったためと考えられる。溶接部断面の金属組織を観察した結果、溶接ビードの鋭敏化は、侵入窒素量の増加にともなって顕著になっていた。
【００１８】
これらのことから、溶融池には酸素あるいは窒素が容易に侵入しうることが明らかとなった。したがって、溶接部の耐食性を確保するためには溶接のシールドガス条件の調整だけではなく、材料自体の改良により耐食性を向上させることが必要である。
【００１９】
そこで、テンパーカラーの耐食性に及ぼす各種添加元素の影響を孔食電位測定により評価した。供試鋼には、Ｃ、Ｎを固定化する元素としてＮｂを０．５質量％含有し、Ｔｉ、ＳｉおよびＡｌをＳｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ（以下ＯＸ値と称する。なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす）で約０．４〜１．９となる範囲で含有した１７％Ｃｒフェライト系ステンレス鋼を用いた。Ｎｂを多量に含有したのは、Ｃ、ＮをＮｂと結合させて固定することにより溶接部の鋭敏化を防ぎ、テンパーカラー生成が耐食性に及ぼす影響のみを評価するためである。供試鋼は、表シールドガスに２ｖｏｌ％酸素濃度のＡｒガスを用いて板厚０．８ｍｍのＳＵＳ３０４鋼（Ｃ：０．０５質量％、Ｎ：０．０７質量％）との突合せＴＩＧ溶接を行った。その後、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。ＮａＣｌの濃度以外の測定方法はＪＩＳ  Ｇ  ０５７７（２００５）に準拠した。測定結果を図３に示す。
【００２０】
ＯＸ値が０．６０以上の範囲で孔食電位が０ｍＶ（ｖｓ  ＳＣＥ）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り、酸化による溶接ビード表層のＣｒ濃度の低下が抑制されたためと考えられる。なお、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部で生じた。一方、ＯＸ値が１．６０を超えると、耐食性は劣化した。これは、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したためと考えられる。
【００２１】
さらに、オーステナイト相（γ相）生成促進元素（以下オーステナイト生成元素と略する）の影響を調査するため、ＯＸ値が０．６０以上１．６０以下の範囲とし、かつＣｕ、Ｎｉ、ＭｎおよびＭｏを、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏ（以下、γ値と称する。なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす）で約０．４０〜１．８０とした１７％Ｃｒフェライト系ステンレス鋼を供試鋼として作製した。供試鋼に、表シールドガスに２ｖｏｌ％酸素濃度、８ｖｏｌ％窒素濃度のＡｒガスを用いて板厚０．８ｍｍのＳＵＳ３０４鋼（Ｃ：０．０５質量％、Ｎ：０．０７質量％）との突合せＴＩＧ溶接を行った。その後、溶接ビードを含む２０ｍｍ角の試験片を採取し、溶接ビード部を研磨してテンパーカラーを除去した後、１０ｍｍ角の測定面を残してシール材で被覆し、３０℃、３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定した。ＮａＣｌの濃度以外の測定方法はＪＩＳ  Ｇ  ０５７７（２００５）に準拠した。測定結果を図４に示す。
【００２２】
γ値が０．６０以上で孔食電位が０ｍＶ（ｖｓ  ＳＣＥ）以上となり、良好な耐食性を示した。これは１８％未満のＣｒ含有量の場合、フェライト相生成促進元素（以下フェライト生成元素と略する）であるＣｒ、Ｍｏ濃度が低く、オーステナイト生成元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｍｎ濃度が高くなったために、溶融池がオーステナイト相になり、さらに凝固時にこのオーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、結晶粒界へのＣｒ系炭窒化物の析出が抑制された結果、鋭敏化が抑制されたためと考えられる。
【００２３】
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。
【００２４】
［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：１６．５〜１８．０％未満、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％未満、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．１０〜１．２５％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、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）および（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。
【００２５】
０．６０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ≦１．６０    ・・・（１）
０．６０≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏ    ・・・・・（２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。
【００２６】
［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上記［１］に記載の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。
【００２７】
［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］または［２］に記載の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。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、シールドガスから酸素あるいは窒素が、溶接相手材から窒素あるいは炭素が溶接ビードに侵入する溶接条件においても、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】
【００２９】
【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】１７質量％Ｃｒ鋼でのＳＵＳ３０４との溶接ビードの孔食電位に及ぼすＳｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ（ＯＸ値）の影響を示す図である。
【図４】１７質量％Ｃｒ鋼でのＳＵＳ３０４との溶接ビードの孔食電位に及ぼすＣｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏ（γ値）の影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
Ｃ：０．００１〜０．０３０％
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％以上の含有が必要であるが、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。
【００３３】
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。その効果は０．３０％超の含有で得られる。しかし、Ｓｉ量が０．５５％を超えると、加工性の低下が顕著となり、成形加工が困難となる。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。さらに好ましくは０．３５〜０．４５％の範囲である。
【００３４】
Ｍｎ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎも本発明において重要な元素である。Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、鋼中Ｃｒ量が１６．５％以上１８．０％未満の時に、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部のビードをマルテンサイト相にする働きがある。その効果を得るためには、０．０５％以上の含有が必要である。しかし、０．５０％を超える含有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、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。さらに好ましくは０．０５〜０．３５％の範囲である。
【００３５】
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％を超える含有で顕著となる。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。
【００３６】
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％を超える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。
【００３７】
Ｃｒ：１６．５％以上１８．０％未満
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。１６．５％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。一方、Ｃｒはフェライト生成元素であるので１８．０％以上の含有は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ等のオーステナイト生成元素を他の伸びや硬さなどに影響を与えない範囲で含有しても、ＳＵＳ３０４等との溶接ビード部がマルテンサイト相とならない。このため、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。よって、Ｃｒ量は１６．５％以上１８．０％未満の範囲とする。好ましくは、１６．５〜１７．５％の範囲である。さらに好ましくは１６．５〜１７．３％の範囲である。
【００３８】
Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％未満
Ｎｉも本発明において重要な元素である。Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、鋼中Ｃｒ量が１６．５％以上１８．０％未満の時に、ＳＵＳ３０４等との異鋼種溶接部のビード部をマルテンサイト相にする働きがある。その効果を得るためには０．０５％以上の含有が必要である。また、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％以上の含有で得られる。しかし、０．５０％以上の含有では、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％以上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。さらに好ましくは０．１５〜０．２５％の範囲である。
【００３９】
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは溶接部も含めて、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る。その効果は、Ｍｏ量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｍｏ量が０．５０％を超えると強度が増加し、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなるため製造性が低下するとともに、Ｍｏは高価な元素でもあるので製造コストの増大を招く。さらに、溶接部耐食性の観点からは、Ｍｏはフェライト生成元素であるため、添加量が過剰な場合には、ＳＵＳ３０４等の異鋼種溶接をした場合に、溶接ビード部がマルテンサイト相ではなくフェライト相となり、鋭敏化が発生し、溶接部の耐食性がかえって低下するため好ましくない。そのため、Ｍｏ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．３０％の範囲である。さらに好ましくは０．０１〜０．１５％である。
【００４０】
Ａｌ：０．１０〜１．２５％
ＡｌもＳｉと同様に、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、Ａｌは窒素との親和力がＣｒよりも強いため、溶接池に窒素が混入した場合に、窒素をＣｒ窒化物ではなくＡｌ窒化物として析出させ、鋭敏化を抑制する効果がある元素でもある。また、Ａｌは製鋼工程における脱酸に有用な元素でもある。これらの効果は０．１０％以上含有しないと得られない。しかし、１．２５％を超えるとフェライト結晶粒が増大し、加工性や製造性が低下する。よって、Ａｌ量は０．１０〜１．２５％の範囲とする。好ましくは、０．１２〜０．８０％の範囲である。さらに好ましくは０．１５〜０．５０％の範囲である。
【００４１】
Ｖ：０．０１〜０．５０％
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量が０．０１％以上で得られる。しかし、０．５０％を超える含有は逆に加工性を低下させる。よって、Ｖ量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．３０％の範囲である。さらに好ましくは、０．０８〜０．２０％の範囲である。
【００４２】
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の含有は焼鈍での再結晶温度を上げる効果があるので、０．０５０％を超えて含有すると、炭素鋼の連続焼鈍ラインを用いた焼鈍および酸洗により安価に製造される機能品の製造が困難に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。さらに好ましくは、０．００５〜０．０１０％の範囲である。
【００４３】
Ｔｉ：０．０５〜０．５０％
ＴｉもＳｉおよびＡｌと同様に、溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮し、酸化皮膜の保護性を向上させる元素である。また、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もある。これらの効果は０．０５％未満の含有では得られない。一方、０．５０％を超えて含有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％の範囲とする。好ましくは、０．１０〜０．３５％の範囲である。さらに好ましくは０．２０〜０．３０％の範囲である。
【００４４】
Ｃｕ：０．３０〜０．６０％
Ｃｕも本発明には重要な元素である。ＣｕもＭｎ、Ｎｉと同じくオーステナイト生成元素であり、特にＣｒ濃度が１８．０％未満の場合にＳＵＳ３０４等との異鋼種溶接部にマルテンサイト相を生成させ、溶接部の耐食性が劣化する（鋭敏化する）のを防ぐ働きがある。また、Ｃｕは耐食性、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ためである。これらの効果は０．３０％以上で得られる。しかし、Ｃｕを０．６０％超えて含有すると、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。さらに好ましくは０．３５〜０．４５％の範囲である。
【００４５】
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、０．００３〜０．０１３％の範囲である。
【００４６】
Ｓｉ＋Ａｌ＋Ｔｉ  （ＯＸ値）：０．６０以上１．６０以下
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
【００４７】
Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉはいずれも酸素との親和力が強いため、これらの元素が複合添加されたステンレス鋼が溶接された場合、鋼板表面にＳｉ、ＡｌおよびＴｉを主成分としたテンパーカラーが形成される。このテンパーカラーは緻密で保護性が高いため、Ｃｒの酸化が減少し、母材中のＣｒ濃度低下による耐食性の低下を低減する。十分な耐食性を得るためにはＯＸ値が０．６０以上であることが必要である。一方、ＯＸ値が１．６０を超えると、テンパーカラーの結晶性が高まり、金属イオンなどの透過を抑制する効果が低下するため耐食性が再び低下する。そのため、ＯＸ値は０．６０以上１．６０以下とする。
【００４８】
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏ  （γ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。
【００４９】
溶接の相手材がＣ、Ｎの含有量の多いオーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＳＵＳ３０４）であると、相手材及びシールドガスより溶融池に混入するＣ、Ｎが多量になり、ビード部がフェライト相の場合は鋭敏化が起こり、耐食性が低下する。しかし、γ値：Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏが高く、かつＣｒが１８．０％未満で、相手材がＳＵＳ３０４等である場合には、ビード部がマルテンサイト相となり、Ｃｒ炭窒化物の析出に起因した鋭敏化が抑制される。この効果はγ値が０．６０以上の場合に得られる。なお、γ値はオーステナイト相を形成する点においては高いほど良いが、高すぎるとＣｕによる赤熱脆性、Ｎｉによる応力腐食割れなどが生じることから、０．６０〜１．００とするのが好ましい。さらに好ましくは０．６０〜０．９０である。
【００５０】
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、不可避的不純物としては、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できる。
更に、窒素を安定化する目的でＳｂを選択元素として含有してもよい。
【００５１】
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溶融池に侵入する窒素と結合して、Ｃｒ窒化物析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果は、０．０５％以上の含有によって得られる。しかし、０．３０％を超えてＳｂを含有すると、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を含有する場合は０．０５〜０．３０％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。さらに好ましくは０．０５〜０．１０％の範囲である。
【００５２】
更に、鋭敏化抑制、耐食性の向上等の目的でＺｒ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｃｏ、Ｂの中から選ばれる１種以上を選択元素として含有してもよい。
【００５３】
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％以上の含有で得られる。しかし、１．０％を超える含有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を含有する場合は、Ｚｒ量は１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。さらに好ましくは０．３０％以下である。
【００５４】
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％以上の含有で得られる。しかし、０．２％を超える含有は強度を上昇させ、製造性を低下させる。よって、Ｗを含有する場合は、Ｗ量は０．２％以下とすることが好ましい。
【００５５】
ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上させて、テンパーカラーの生成速度を減少させ、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０．００１％以上の含有で得られる。しかし、０．１％を超える含有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を含有する場合は、ＲＥＭ量は０．１％以下とすることが好ましい。
【００５６】
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％以上の含有で得られる。しかし、０．２％を超える含有は製造性を低下させる。よって、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ量は０．２％以下とすることが好ましい。
【００５７】
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％以上の含有で得られる。しかし、０．１％を超える含有は、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢを含有する場合は、Ｂ量は０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３％以下である。さらに好ましくは０．０１％以下である。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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、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。
【００６１】
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研磨等を施すこともできる。
【実施例１】
【００６２】
以下、実施例に基づいて本発明をさらに詳しく説明する。
【００６３】
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。
【００６４】
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、γ値はＣｕ＋Ｎｉ＋Ｍｎ−Ｍｏ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）。
この冷延酸洗焼鈍板について３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定し（ＮａＣｌ濃度以外はＪＩＳ  Ｇ  ０５７７（２００５）に準拠）、これを母材の孔食電位とした。
【００６５】
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ガスを表シールドガス流量１５Ｌ／ｍｉｎ、裏シールドガス流量１０Ｌ／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。これを溶接ままのテンパーカラーが生成した状態で試験に供した。
【００６６】
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。この孔食電位を溶接ビードの孔食電位とした。
【００６７】
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、腐食の有無を目視により判定した。
【００６８】
機械的性質はＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ２２０１に準拠した引張試験により評価した。
【００６９】
これらの評価を行い、母材の孔食電位１５０ｍＶ  ｖｓ  ＳＣＥ（以下ｖｓ  ＳＣＥは略する）以上、溶接ビードの孔食電位０ｍＶ以上、中性塩水噴霧サイクル試験による腐食発生がなく、引張試験における破断伸びが２５％以上であり、かつ表面性状が良好な場合を合格（◎）とし、いずれかの条件が所定の特性を得られなかった場合を不合格（×）とした。
【００７０】
評価結果を表２に示す。発明例ではいずれも母材の孔食電位が１５０ｍＶ以上かつ溶接ビードの孔食電位も０ｍＶ以上であり、優れた孔食電位を示した。また、中性塩水噴霧サイクル試験結果においても、腐食は発生しなかった。これらのことから、発明例は母材、溶接部ともに優れた耐食性を有することが分かる。また、発明例はいずれも破断伸びで２５％以上の良好な機械的性質を示すとともに、表面に欠陥等は無く表面性状にも優れていることを確認した。
【００７１】
しかし、Ｎｂ量が本発明の範囲外であるＮｏ．８では、再結晶温度の上昇により、冷間圧延により導入された加工組織が焼鈍後も残存したことにより２５％以上の破断伸びが得られなかったため不合格とした。また、Ｓｉ量が本発明の範囲外であるＮｏ．１０では、焼鈍、酸洗後にスケールが残存するとともに所定の破断伸びが得られなかったため不合格とした。これらのことから、ＮｂやＳｉ等の加工性や表面性状に関わる元素の含有量が適正でなければ、ＯＸ値やγ値等を適正化して耐食性を確保したとしても、製造コストが安価な炭素鋼の連続焼鈍ラインでの製造（９００℃未満で焼鈍し、スケールをあらかじめ薄くする手法）では、所定の機械的性質ならびに表面性状が得られないことがわかる。
【００７２】
Ｃｒ含有量が１６．０％、Ｃｕ含有量が０．２５％で本発明の範囲外であるＮｏ．９は、母材の孔食電位が１００ｍＶと低く中性塩水噴霧サイクル試験において腐食が発生した。Ｍｎ含有量が０．０４％、γ値が０．３４で本発明の範囲外であるＮｏ．１１や、Ｓｉ含有量が０．１２％、ＯＸ値が０．３４で本発明の範囲外であるＮｏ．１２は、溶接ビードの孔食電位が−１６５ｍＶと−３３ｍＶと低く中性塩水噴霧サイクル試験において腐食が発生した。
【００７３】
さらに、各元素の含有量は本発明の範囲内であるが、ＯＸ値、γ値が本発明の範囲外であるＮｏ．１３〜１６では母材の孔食電位は１５０ｍＶ以上であり、所定の母材耐食性は得られたものの、溶接ビードの孔食電位は０ｍＶ未満であり、かつ中性塩水噴霧サイクル試験により溶接部から腐食が発生し、所定の溶接部耐食性は得られなかった。このことから、所定の溶接部耐食性を得るためには、各元素の含有量だけでなく、ＯＸ値およびγ値も同時に本発明の範囲内に調整される必要があることがわかる。
【００７４】
【表１】
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【００７５】
【表２】
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【産業上の利用可能性】
【００７６】
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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