(57)【要約】  表面性状および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るフェライト系ステンレス鋼を提供する。  質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．１０％超〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｕ：０．３０〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．１０％超〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｕ：０．３０〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ａｌ：０．０２〜０．５０％を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
質量％で、Ａｌ：０．１０〜０．５０％である請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．３００％を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｚｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の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、表面性状およびオーステナイト系ステンレス鋼(austenitic stainless steel)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（ferritic stainless steel）に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼の中では、その優れた耐食性により、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）（日本工業規格、ＪＩＳ  Ｇ  ４３０５）が広く使われているが、この鋼種は、Ｎｉを多量に含むため高価である。このため、ＳＵＳ３０４相当の優れた耐食性を持つ鋼種として、特許文献１に記載のステンレス鋼が開発された。【０００３】
特許文献１には、成分組成として、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：２０．５％以上、２２．５％以下、Ｃｕ：０．３％以上、０．８％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｔｉ：４×（Ｃ％＋Ｎ％）以上、０．３５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。【０００４】
また、ＪＩＳ−ＳＵＳ４４４、ＪＩＳ−ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ等のフェライト系ステンレス鋼も、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、応力腐食割れ感受性(Stress Corrosion Cracking sensitivity)が小さく、価格変動の大きいＮｉを含まない等の特徴を有し、自動車の排気系部材の材料や水タンク、建築材料として広く使用されている。【０００５】
しかし、一般には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よりも加工性、特に伸びが劣ることから、フェライト系ステンレス鋼では成型できない難加工性部品にはオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼とを組み合わせて、一つの構成品とする場合が多い。この場合、各部材は溶接により結合される場合がほとんどであり、溶接方法としては、主にＴＩＧ溶接(Tungsten Inert Gas welding)が用いられ、溶接部（weld zone）にも母材と同様に良好な耐食性が求められる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００７−７７４９６号公報
【特許文献２】特開平８−１０８２３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１に開示されたフェライト系ステンレス鋼は、同一鋼種での溶接部は良好な耐食性を有する。しかし、ＳＵＳ３０４等の異鋼種とＴＩＧ溶接した場合、溶接部の耐食性が母材より低下する場合が生じるという問題がある。【０００８】
これは、溶接時の熱履歴で鋼中のＣ、ＮがＣｒと結合してＣｒ炭化物（chromium carbides例えばＣｒ２３Ｃ６等）、またはＣｒ窒化物（chromium nitrides  ＣｒＮ２等）として粒界に析出することにより、粒界近傍に母材よりＣｒ濃度が低くなるＣｒ欠乏層(chromium deplation layer)が生じる、いわゆる鋭敏化(sensitization)をおこし、その耐食性を劣化させることによるものである。【０００９】
一般的に、鋭敏化による溶接部での耐食性劣化を防ぐために、鋼中のＣ、Ｎを低減するとともに、適量のＴｉを添加して、Ｃ、ＮをＴｉ炭窒化物として固定して、Ｃｒ炭化物、Ｃｒ窒化物の生成を防止する方法が取られる。この方法により、特許文献１に開示されたフェライト系ステンレス鋼板同士でのＴＩＧ溶接部は、良好な耐食性を示す。【００１０】
しかし、このフェライト系ステンレス鋼板のＣ含有量が０．０１％程度なのに対して、ＳＵＳ３０４等はＣ含有量が０．０４〜０．０５％と高いために、通常、ＳＵＳ３０４等の高Ｃ含有ステンレス鋼との接合で、同様のＴｉ添加で鋭敏化を防止するためには、Ｔｉ添加量を１．０％程度までに高めなければならなくなる。【００１１】
しかし、フェライト系ステンレス鋼にＴｉを１．０％程度まで添加すると、凝固中に溶鋼中のＴｉとＮが反応して、ＴｉＮとなって析出することがある。このＴｉＮは高温での延性に乏しく、熱延工程での疵となり表面性状が悪化する。このようにして発生した疵は深く、熱延板焼鈍、酸洗、その後の冷間圧延、冷延板焼鈍、酸洗などでも消えることがないので、グラインダー研削等で熱延焼鈍酸洗板の表面を多量に削る処理を行わない限り、いわゆるチタンストリンガー（stringer caused by titanium nitrides）と呼ばれる表面疵となり、冷延焼鈍酸洗板での表面性状を著しく劣化させる。【００１２】
また、ＴＩＧ溶接の場合、表、裏面とも一般に不活性ガスでシールドし、溶接部にテンパーカラー(temper color)と呼ばれる薄い酸化皮膜が極力形成しないような条件で溶接が行われるが、実際の工程では、このガスシールドは十分でなく、空気中の窒素の混入により、先に述べた鋭敏化が助長されてしまうという問題がある。【００１３】
また、高価なＴｉを多量に添加することは、高価なＮｉを用いないという鋼種の利点を損なうことになるという問題もある。【００１４】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであり、表面性状に優れるとともにフェライト系ステンレス鋼のみならずオーステナイト系ステンレス鋼と溶接した場合にも溶接部の耐食性が優れる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】
【００１５】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、母材部と溶接部の耐食性に及ぼす鋼の化学成分の影響、および鋼板の表面性状（チタンストリンガー疵）について、綿密な調査、検討を行って、以下の知見を得た。【００１６】
（１）フェライト相促進元素の濃度を適正化することにより、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の組織をマルテンサイト相（marutensite phase）とすると、鋭敏化を防止できる。これはマルテンサイト相のＣ、Ｎの固溶限が大きいためである。【００１７】
（２）極微量のＮｂを添加すると、Ｔｉ窒化物が析出する温度より高温で、Ｎｂ窒化物が析出する。その後の冷却過程でこのＮｂ窒化物がＴｉ炭窒化物の核生成サイトとなり、Ｔｉによる鋭敏化防止効果が促進される。【００１８】
（３）一般的にＮｂを添加すると鋼板の再結晶温度が上昇するが、極微量のＮｂの添加であれば、鋼板の再結晶温度を上げる弊害はほとんどなく、例えば特許文献２に開示されるような炭素鋼のラインを用いた安価な高速酸洗手法が適用できる。【００１９】
（４）溶接時にガスシールドが不完全で大気中のＮが溶接部に混入しても、鋼に適量のＡｌを含有させておけば、溶接部にＡｌＮが生成して鋭敏化を防止できる。また、鋼に適量のＳｂを含有させておけば、溶接部にＳｂとＮの化合物が生成して鋭敏化を防止できる。【００２０】
（５）チタンストリンガー疵の主たる原因は、鋼板の極表層部に存在する粗大なＴｉＮに起因している。Ｔｉ含有量を最適化することにより、チタンストリンガー疵の発生を防止できる。【００２１】
以上より、溶接部においても良好な耐食性を有し、熱延焼鈍酸洗板で表面研削を行うことなく、良好な表面品質の冷延焼鈍酸洗板を製作でき、Ｎｉ系のオーステナイト系ステンレス鋼に比較して安価なフェライト系ステンレス鋼が得られることを知見した。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。【００２２】
［１］質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．１０％超〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｕ：０．３０〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。【００２３】
［２］さらに、質量％で、Ａｌ：０．０２〜０．５０％を含有することを特徴とする前記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。【００２４】
［３］質量％で、Ａｌ：０．１０〜０．５０％である前記［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。【００２５】
［４］さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．３０％を含有することを特徴とする前記［１］乃至［３］の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼。【００２６】
［５］さらに、質量％で、Ｚｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．０２〜０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする前記［１］乃至［４］の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００２７】
本発明の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溶接しても、溶接部の耐食性および表面性状に優れるので、厨房機器、建築内装材、産業機械、自動車部品などに好適である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
Ｃ：０．００３〜０．０１５％
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成しやすく、溶接時に熱影響部(Heat Affected Zone)にＣｒ炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｃは低い程望ましい。そこで、Ｃは０．０１５％以下とする。一方、低すぎても精錬において多大な時間を必要とするため、Ｃ量は、０．００３〜０．０１５％の範囲とする。溶接部の耐食性の観点から、好ましくは、０．００３〜０．０１２％の範囲である。より好ましくは０．００３〜０．０１０％の範囲である。
【００３１】
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるので、０．０５％以上とする。一方、０．３０％を超えると、炭素鋼ラインで用いられる高速酸洗方法においての冷延板の酸洗性を劣化させ、生産性を低下させる。よって、Ｓｉ量は０．０５〜０．３０％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．２０％の範囲である。
【００３２】
Ｍｎ：０．１０〜０．３５％
Ｍｎは、脱酸作用があるので０．１０％以上含有する。また、オーステナイト相促進元素（austenite former element）であるので、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部（以下異鋼種溶接部と呼ぶ）のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、過剰に添加した場合、鋼中に存在するＳと結合して、可溶性硫化物(soluble sulfides)であるＭｎＳを形成し、耐食性を低下させるので、Ｍｎ量は０．１０〜０．３５％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．２５％の範囲である。
【００３３】
Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、０．０６％を超えると耐食性に有害なばかりか、固溶強化（solid solution strengthening）により加工性を低下させる。よって、Ｐ量は０．０６％以下とする。耐食性の観点から、好ましくは０．０４％以下である。
【００３４】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、耐食性に有害な元素である。特に、Ｍｎと同時に存在する場合、ＭｎＳを形成して孔食の起点となり、耐食性を劣化させる。このような作用は、０．０２％を超えると顕著になる。このため、Ｓ量は０．０２％以下とする。耐食性の観点から、好ましくは、０．０１％以下である。より好ましくは０．００６％以下である。
【００３５】
Ｃｒ：１７．０〜１９．０％
Ｃｒは、ステンレスの表面に不動態皮膜を形成させ、母材の耐食性を上げるのに不可欠な元素である。良好な耐食性を得るためには１７．０％以上の添加が必要である。しかし、１９．０％を超えての添加はＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部でマルテンサイトが生成しなくなり耐食性低下を防止できなくなる。このため、Ｃｒ量は１７．０〜１９．０％の範囲とする。好ましくは１７．５〜１８．５％の範囲である。
【００３６】
Ｎｉ：０．１０％超〜０．３０％
Ｎｉは、耐隙間腐食性（crevice corrosion resistance）の改善に寄与する元素である。さらには、Ｍｎと同じく、オーステナイト相生成促進元素であるので、異鋼種溶接部のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、０．３０％を超えて添加するとＳＣＣ感受性が高くなり、また高価な元素でもある。このため、Ｎｉ量は０．１０％超〜０．３０％の範囲とする。好ましくは０．２０〜０．３０％の範囲である。
【００３７】
Ｔｉ：０．１０〜０．４０％
Ｔｉは前述したように、オーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部の耐食性を確保するために必要不可欠な元素である。しかし、過剰に添加し過ぎると、ＴｉＮの析出量が増加してチタンストリンガー疵が顕著となり、熱延焼鈍酸洗板の表面研削等を行わないと、製品板（冷延焼鈍酸洗板）での表面性状を良好に保つことができなくなる。このため、Ｔｉ量は、０．１０〜０．４０％の範囲とする。異鋼種溶接部の耐食性の観点から、好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
【００３８】
Ｎｂ：  ０．００５％〜０．０５０％未満
Ｎｂの微量添加も、本発明に関する重要な要素の一つである。Ｎｂは、Ｃｒ、Ｔｉよりも優先的に炭窒化物を形成する。特に異鋼種溶接部においては、溶融池(weld metal)および熱影響部において、Ｔｉ炭窒化物が生成する温度よりも高温でＮｂ炭窒化物の生成が始まる。後の冷却過程においては、理由は明らかではないが、Ｎｂ炭窒化物を核生成サイトとして、多量に含まれるＴｉの炭窒化物が生成する。つまり、微量のＮｂ添加によって、Ｔｉ炭窒化物の生成が促進されることから、Ｎｂを含有しない場合に比べ、異鋼種溶接部の溶融池、熱影響部のＴｉによるＣ、Ｎの固定能力が強固になり、より有効に鋭敏化が防止される。このため、本発明のＮｂ量の下限を０．００５％以上とする。一方、過剰にＮｂを添加すると、冷間圧延板の再結晶温度(recrystallization temperature)が上昇するため、十分な機械的性質を得るためには、高温で焼鈍する必要がある。このため、Ｎｂを無添加とした場合に比べ、仕上焼鈍(finishing annealing)時に生成する酸化皮膜が厚く成長する。このため、前述した炭素鋼ラインで用いられる高速酸洗方法における冷延板の酸洗性を劣化させ、生産性を低下させる。よって、Ｎｂ量は０．００５％〜０．０５０％未満の範囲とする。異鋼種溶接部の耐食性の観点から、好ましくは０．０１０％〜０．０５０％未満の範囲である。
【００３９】
Ｍｏ：０．２０％未満
Ｍｏは、不動態皮膜(passivation film)を強固にし、耐食性を顕著に向上させる。しかし、フェライト相生成促進元素であり、微量の添加によっても、オーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部にマルテンサイト相が生成しなくなる。そのため、異鋼種溶接部がフェライト相となって鋭敏化が発生する。鋭敏化が発生する。よって、Ｍｏ量は０．２０％未満とする。また、Ｍｏは熱延板の靭性を低下させることから、好ましくは０．１０％未満である。なお、Ｍｏの下限は０とする。
【００４０】
Ｎ：０．００５〜０．０１５％
Ｎは、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成しやすい。溶接時、異鋼種溶接部および熱影響部にＣｒ窒化物が形成すると粒界腐食(intergranular corrosion)の原因となるので、Ｎは低いほど望ましい。また、チタンストリンガー疵の原因となるＴｉＮの析出量を低減するために、できるだけ減らした方が良い。しかし、低すぎても精錬において多大な時間が必要となるため、Ｎ量は０．００５〜０．０１５％の範囲とする。異鋼種溶接部の耐食性の観点から、好ましくは０．００５〜０．０１２％の範囲であり、より好ましくは０．００５〜０．０１０％の範囲である。
【００４１】
Ｃｕ：０．３０〜０．５０％
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が水溶液や水滴に一度溶解した後、地鉄表面に再付着して、地鉄の溶解を抑えるためである。しかし、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、熱間加工性が低下することに加え、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０．３０〜０．５０％の範囲とする。熱間加工性の観点から、好ましくは０．３０〜０．４０％の範囲である。
【００４２】
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。さらに、Ｍｇは多種多様の介在物の起点となり、他の介在物の核生成サイトにもなる。また、焼鈍などを行っても再固溶しにくいため、熱延焼鈍酸洗板、製品板（冷延焼鈍酸洗板）の表面性状を劣化させる。よって、Ｍｇ量は０．０００５％未満とする。良好な表面性状を保つために、好ましくは０．０００３％未満である。
【００４３】
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、ＴＩＧ溶接のガスシールドと異鋼種溶接部の鋭敏化防止の観点からＡｌ、Ｓｂを選択元素として添加してもよい。更に、異鋼種溶接部の耐食性向上の目的でＺｒ、Ｖを選択元素として添加してもよい。なお不可避的不純物としては、例えば、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できるが、これに限らない。
【００４４】
Ａｌ：０．０２〜０．５０％
Ａｌは、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、特に重要となる元素である。前述したように、ＴＩＧ溶接の場合、裏面をガスシールドして溶接するのが一般的である。しかし、異鋼種溶接部の形状が複雑な場合には、ガスシールドが十分ではなく、大気中のＮが溶融池に混入する場合がある。この場合、Ｃ、Ｎ量がマルテンサイト相の固溶限（solid solubility limit）を超えると、Ｔｉのみでは鋭敏化を完全に防止できなくなる。このような場合、あらかじめＡｌを添加しておくのが鋭敏化防止に効果的である。これは、Ａｌが溶融池に混入したＮをＡｌＮとして固定するためである。この効果はＡｌを０．０２％以上含有することにより得られる。しかし、０．５０％を超えてＡｌを含有すると、スラブ段階で非金属系介在物が生成し、熱延板、冷延板の表面性状が劣化する原因となる。よって、Ａｌを含有する場合は、Ａｌ量は０．０２〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい下限は、０．１０％、さらに好ましくは、０．１５％である。より好ましい上限は０．３０％である。
【００４５】
Ｓｂ：０．００５〜０．３０％
ＳｂもＡｌと同様に、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、大気中から混入するＮを捕らえる効果があり、複雑な形状の構成体の場合には、添加したほうが良い元素である。しかし、Ｓｂを過剰に添加すると、スラブ段階で非金属系介在物が生成し、熱延板、冷延板の表面性状が劣化する原因となる。よって、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ量は０．００５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。製品板（冷延焼鈍酸洗板）での表面性状の観点から、より好ましくは０．００５〜０．１０％の範囲である。
【００４６】
Ｚｒ：０．０５〜０．６０％
Ｚｒは、Ｔｉと同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部の耐食性を向上させる元素である。しかし、Ｚｒは、Ｔｉよりも高価であるうえ、Ｚｒを過剰に添加すると、金属間化合物を生成し、熱延板の靭性を劣化させる。よって、Ｚｒを添加する場合は、Ｚｒ量は０．０５〜０．６０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１５〜０．３５％の範囲である。
【００４７】
Ｖ：０．０２〜０．５０％
Ｖも、Ｔｉと同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部の耐食性を向上させる元素である。しかし、その効果はＴｉよりも小さい。また、高価な元素でもある。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ量は０．０２〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０２〜０．０５％の範囲である。
【００４８】
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℃で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。
【００４９】
熱延板には、通常、８００〜１１００℃で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、仕上焼鈍を施して、製品板とする。冷間圧延は、伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上の圧下率で行うことが望ましい。冷延板の仕上焼鈍は、一般的にはＪＩＳ  Ｇ０２０３の表面仕上げＮｏ．２Ｂ仕上げ品の場合、良好な機械的性質の確保、および酸洗性の観点から８００〜９５０℃で焼鈍を行うのが好ましい。
【００５０】
しかし、タンデム圧延−ＣＡＬ(tandem cold rolling and continuous annealing line)による高生産性の冷間圧延製品の場合には、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２参照）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℃で行うのが好ましい。また、より光沢が求められる箇所の部材には、ＢＡ焼鈍による仕上焼鈍が有効である。また、前述したが、冷間圧延後、および加工後に更に良好な表面性状を得るために、研磨等を施しても何ら問題は無い。
【実施例１】
【００５１】
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。【００５２】
表１に示す発明例Ｎｏ．１〜８および３３、比較例Ｎｏ．９〜１２の組成を有する鋼を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、板厚４．０ｍｍの熱延板とした。【００５３】
ついで、これらの熱延板に大気中で、９５０℃で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％弗酸からなる温度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。【００５４】
さらに、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、大気開放炉で、９００℃で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８０℃、２０質量％ＮａＳＯ４中で鋼板を陽極とした３Ａ／ｄｍ２で１０秒の電解酸洗を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより、脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。【００５５】
【表１】
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まず、得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
ついで、得られた冷延焼鈍酸洗板を供試材として、母材耐食性評価用のサンプルとして、脱スケール後の冷延焼鈍酸洗板の酸洗まま材と＃６００番の研磨紙で表面を研磨した研磨材の２種類のサンプルを作製した。【００５６】
さらに、同じ供試材に対して、同材でのＴＩＧ溶接部試験を行った。この試験では、それぞれの供試材から採取した２枚の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を＃６００番の研磨紙で研磨して、同鋼種溶接部耐食性評価サンプルとした。【００５７】
また、各供試材に対して、ＳＵＳ３０４との異鋼種ＴＩＧ溶接試験を行った。この試験では、各供試材から採取した板と板厚１．０ｍｍのＳＵＳ３０４の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を＃６００番の研磨紙で研磨して、異鋼種溶接部耐食性評価サンプルとした。同鋼種、異鋼種ＴＩＧ溶接試験条件は、ともに下記の通りで、裏ビード幅（width of the back bead）が３ｍｍ以上になるように溶接電流を制御し、評価面は裏ビード面とした。【００５８】
溶接電圧：  １０Ｖ
溶接電流：  ９０〜１１０Ａ
溶接速度：  ６００ｍｍ／ｍｉｎ
電極：  １．６ｍｍタングステン電極
シールドガス：表ビード側（front bead side）  Ａｒ  ２０Ｌ／ｍｉｎ
裏ビード側（back bead side）  Ａｒ  ２０Ｌ／ｍｉｎ
得られた母材（酸洗まま材、研磨材）、同鋼種溶接部、異鋼種溶接部サンプルを用いて、ＪＩＳ  Ｈ  ８５０２（１９９９）に準じて塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ、neutral salt spray cyclic corrosion test）を行った。ＣＣＴ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、１５サイクル実施した。得られた結果を表２に示す。
なお、各試験の判定基準は以下の通りである。【００５９】
（ａ）冷延酸洗焼鈍後の外観：  表面欠陥（ヘゲ（scab）、ピンホール（pin hole）、線ヘゲ（linear scab）、チタンストリンガー疵、白筋模様（white streak）の色異常）がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満を◎、欠陥率５％以上１０％未満を○、欠陥率１０％以上２０％未満を△、欠陥率２０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。【００６０】
（ｂ）酸洗まま材および♯６００番研磨材のＣＣＴ結果：  １５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率(Rust area ratio)１０％未満を◎、発銹率１０％以上２０％未満を○、発銹率２０％以上３０％未満を△、発銹率３０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。【００６１】
（ｃ）同鋼種溶接部耐食性試験結果：  同鋼種でＴＩＧ突合せ溶接を行い、＃６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、ＣＣＴ１５サイクル後の溶接部の発銹率１０％未満を◎、発銹率１０％以上２０％未満を○、発銹率２０％以上３０％未満を△、発銹率３０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。【００６２】
（ｄ）異鋼種溶接部耐食性試験結果：  ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突合せ溶接を行い、＃６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、ＣＣＴ１５サイクル後の溶接部の発銹率１０％未満を◎、発銹率１０％以上２０％未満を○、発銹率２０％以上３０％未満を△、発銹率３０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。【００６３】
【表２】
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発明例であるＮｏ．１〜８および３３は、成分組成が本発明の範囲内であり、いずれの評価項目に対しても、耐食性、表面性状ともに優れていた。
一方、Ｃｒ量が１６．２％と低い比較例Ｎｏ．９は、発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ量が１９．４％と高い比較例Ｎｏ．１０は、異鋼種溶接部の発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。これは、フェライト生成促進元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｔｉ量が０．０７％と少ない比較例Ｎｏ．１１は、異鋼種溶接部の発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。
さらに、Ｓｉ量とＮｂ量が本発明範囲を超える比較例Ｎｏ．１２では、母材の表面に若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。
【実施例２】
【００６４】
次に、表３に示す発明例Ｎｏ．１３〜１８、比較例Ｎｏ．１９〜２２の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１５０ｔｏｎＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decaburization）で溶製した後、連続鋳造でスラブに鋳造した。これを１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を行い、板厚４．０ｍｍの熱延コイルとした。次いで、９５０℃で１〜５分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、表面を鉄球ビーズのショットブラスト処理(shot blasting)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％弗酸からなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗して、脱スケールを行い、熱延焼鈍酸洗コイルとした。さらに、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷延板とし、９００℃で２分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、温度８０℃、２０質量％ＮａＳＯ４中で鋼板を陽極とした３Ａ／ｄｍ２で１０秒の電解酸洗(electrolytic descaling)を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。【００６５】
【表３】
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まず、こうして得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
次いで、実施例１と同様に母材、同鋼種溶接部、異鋼種溶接部サンプルを作成して、実施例１と同様にＪＩＳ  Ｈ  ８５０２（１９９９）に準じて塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ）を行って、耐食性評価試験を行った。得られた結果を表４に示す。なお、各試験の判定基準は、実施例１と同様とした。【００６６】
【表４】
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発明例であるＮｏ．１３〜１８は、成分組成が本発明の範囲内であり、いずれの評価項目に対しても、耐食性、表面性状ともに優れていた。【００６７】
一方、比較例であるＮｏ．１９は、Ｍｏ量が０．４０％と本発明範囲より高いため、同じく、比較例であるＮｏ．２０はＣｒ量が１９．５％と本発明範囲より高いため、異鋼種溶接部の発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。これは、フェライト相生成促進元素であるＭｏ量およびＣｒ量が高いために、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。【００６８】
また、比較例Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が０．３３％、Ｎｂ量が０．００３％といずれも本発明の範囲を外れており、同じく、比較例Ｎｏ．２２は、Ｓｉ量が０．４５％、Ｍｇ量が０．００１０％といずれも本発明範囲を超えているため、若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。 
【実施例３】
【００６９】
表５に示す発明例Ｎｏ．２３〜２８、比較例Ｎｏ．２９〜３２の成分組成を有する鋼を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、熱間圧延を行い、板厚４．０ｍｍの熱延板とした。【００７０】
ついで、これらの熱延板を大気中で、９５０℃で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い、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％弗酸からなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより、酸洗して脱スケールを行った。【００７１】
さらに、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、還元性雰囲気（Ｈ２：５ｖｏｌ％，Ｎ２：９５ｖｏｌ％、露点−４０℃）で、９００℃で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％塩酸からなる溶液中で鋼板を陽極とした電気分解（１０Ａ／ｄｍ２で２秒）を２回行う脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。【００７２】
【表５】
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まず、得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
次いで、冷延焼鈍酸洗板を供試材として、実施例１と同様に脱スケール後の冷延焼鈍酸洗板の酸洗まま材と＃６００番の研磨紙で表面を研磨した研磨材の２種類の母材耐食性評価用サンプルを作製した。
さらに、同鋼種およびＳＵＳ３０４との異鋼種溶接サンプルを作製するにあたり、ＴＩＧ溶接の際にガスシールドが不完全であった場合を想定して、表ビード側、裏ビード側ともにＡｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２のシールドガスを用いた溶接試験を行った。【００７３】
溶接条件は下記の通りで、評価面は裏ビード面とした。【００７４】
溶接電圧    ：１０Ｖ
溶接電流    ：９０〜１１０Ａ
溶接速度    ：６００ｍｍ／ｍｉｎ
電極        ：１．６ｍｍタングステン電極
シールドガス：表ビード側  Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２    ２０Ｌ／ｍｉｎ
裏ビード側  Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２    ２０Ｌ／ｍｉｎ
得られた母材、同鋼種溶接部、異鋼種溶接部サンプルを用いて、ＪＩＳ  Ｈ  ８５０２（１９９９）に準じて塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ）を行った。ＣＣＴ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、１５サイクルを行った。得られた結果を表６に示す。なお、判定基準は、実施例１と同様である。【００７５】
【表６】
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発明例であるＮｏ．２３〜２８は、いずれの評価項目に対しても、耐食性、表面性状ともに優れていた。Ａｌ、Ｓｂ，Ｚｒ、Ｖを添加したＮｏ．２５〜２８は、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても、耐食性が非常に優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．２９はＣｒ量が１６．７％と本発明の範囲よりも低いため、発銹面積が多く耐食性が劣っていた。【００７６】
また、比較例Ｎｏ．３０はＣｒ量が１９．７％と本発明の範囲よりも高いため、異鋼種溶接部の発銹面積が多く耐食性が劣っていた。これは、フェライト相生成促進元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。【００７７】
また、比較例Ｎｏ．３１はＳｉ量が０．３６％、Ｍｏ量が０．４０％といずれも本発明範囲を超えており、母材の表面に若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性も劣っていたことに加え、特にガスシールドが不十分な場合のＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性が劣っていた。【００７８】
さらに、比較例Ｎｏ．３２はＳｉ量が０．５０％、Ｎｂ量も０．１０％といずれも本発明範囲を超えており、母材の表面にスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。【００７９】
以上より、本発明例では、母材の耐食性、同鋼種溶接部の耐食性、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部の耐食性、冷延焼鈍酸洗板の表面性状も良好なフェライト系ステンレス鋼板が、熱延焼鈍酸洗板を研削することなく得ることができることが明らかになった。
【産業上の利用可能性】
【００８０】
器物、厨房機器、建築内外装材、建築金具、エレベーター・エスカレーター内装材、家電、自動車部品等を中心に、耐食性が要求される部材として好適である。
【国際調査報告】
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