(57)【要約】【課題】特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を顕著に改善した、溶接熱影響部の靭性に優れ、さらに低強度で高い伸びを持つ、構造用ステンレス鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：０．００８  質量％未満、Ｓｉ：１．０  質量％以下、Ｍｎ：１．５  質量％以下、Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％未満、  Ｎ：０．００９  質量％以下を、所定の式を満足する範囲にて含有する、成分組成とする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００８  質量％未満、
Ｓｉ：１．０  質量％以下、
Ｍｎ：１．５  質量％以下、
Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、
Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、
Ａｌ：０．１０質量％未満、
Ｎ：０．００９  質量％以下、
Ｐ：０．０４質量％以下および
Ｓ：０．０１質量％以下
を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（１）  、（２）  、（３）  および（４）  を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］≧１５．０  −−−−（１）
［Ｎｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋３０  ×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（２）
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５    −−−−（３）
［Ｃｒ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−１００  ×［Ｎ］  ≧９．０      −−−−（４）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、  ［Ｍｎ］  、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【請求項２】
Ｃ：０．００８  質量％未満、
Ｓｉ：１．０  質量％以下、
Ｍｎ：１．５  質量％以下、
Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、
Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、
Ａｌ：０．１０質量％未満、
Ｎ：０．００９  質量％以下、
Ｐ：０．０４質量％以下および
Ｓ：０．０１質量％以下
を含み、さらに
Ｍｏ：２．０  質量％以下
を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（３）  、（５）  、（６）  および（７）  を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］＋  １．５  ×［Ｍｏ］≧１５．０−−−（５）
［Ｎｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］  ）＋  ３０×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（６）
［Ｃｒ］＋０．８×［Ｍｏ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−  １００×［Ｎ］  ≧９．０−−−（７）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【請求項３】
Ｃ：０．００８  質量％未満、
Ｓｉ：１．０  質量％以下、
Ｍｎ：１．５  質量％以下、
Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、
Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、
Ａｌ：０．１０質量％未満、
Ｎ：０．００９  質量％以下、
Ｐ：０．０４質量％以下および
Ｓ：０．０１質量％以下
を含み、さらに
Ｃｕ：２  質量％以下および
Ｃｏ：２  質量％以下
の１種または２種を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（３）  、（８）  、（９）  および（１０）を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］＋  ０．５×［Ｃｕ］＋  ０．３  ×［Ｃｏ］≧１５．０−−−（８）
［Ｎｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］  ）＋  ３０×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（９）
［Ｃｒ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−  １００×［Ｎ］−０．３  ×［Ｃｕ］≧９．０    −−−（１０）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｏ］、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【請求項４】
Ｃ：０．００８  質量％未満、
Ｓｉ：１．０  質量％以下、
Ｍｎ：１．５  質量％以下、
Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、
Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、
Ａｌ：０．１０質量％未満、
Ｎ：０．００９  質量％以下、
Ｐ：０．０４質量％以下、
Ｓ：０．０１質量％以下および
Ｍｏ：２．０  質量％以下
を含み、さらに
Ｃｕ：２  質量％以下および
Ｃｏ：２  質量％以下
の１種または２種を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（３）  、（１１）、（１２）および（１３）を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］＋  １．５  ×［Ｍｏ］＋  ０．５  ×［Ｃｕ］＋  ０．３  ×［Ｃｏ］≧１５．０−−−（１１）
［Ｎｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）＋  ３０×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（１２）
［Ｃｒ］＋０．８×［Ｍｏ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−  １００×［Ｎ］−０．３  ×［Ｃｕ］≧９．０  −−−（１３）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｏ］、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかにおいて、さらに
Ｂ：０．００５０質量％以下および
Ｃａ：０．００５０質量％以下
の１種または２種を含有する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【請求項６】
請求項１ないし５のいずれかにおいて、さらに
Ｔｉ：０．２  質量％以下、
Ｎｂ：０．２  質量％以下、
Ｖ：０．２  質量％以下、
Ｚｒ：０．２  質量％以下および
Ｔａ：０．２  質量％以下
の１種または２種以上を含有する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【請求項７】
請求項１ないし６のいずれかにおいて、さらに
Ｗ：０．１０質量％以下および
Ｍｇ：０．０１質量％以下
の１種または２種を含有する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【請求項８】
請求項１ないし７のいずれかにおいて、鋼板は、引張強さが６００ＭＰａ以下であり、溶接構造用に供されるものである耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【請求項９】
請求項１ないし８のいずれかにおいて、溶接熱影響部に生成するマルテンサイト組織の体積率が５％未満であり、かつ該溶接熱影響部のシャルピー衝撃値が−５０℃で３０Ｊ／ｃｍ２  以上である耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、  溶接および曲げ加工が多用され、かつ耐食性が必要とされる、鉄道、自動車およびバスなどの車両構造用途や土木建築用途に適合する、耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、腐食による肉厚減に起因する強度低下防止あるいは美観の観点から、耐食性が必要とされる車両構造部材、例えば鉄道車両の構造部材としては、ＪＩＳ  （Ｊａｐａｎｅｓｅ  Ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ  Ｓｔａｎｄａｒｄｓ  ）に規定されたＳＵＳ３０１Ｌ  やＳＵＳ  ３０４  などのオーステナイト系ステンレス鋼板が使用されている。これらのオーステナイト系ステンレス鋼板は加工性や溶接部靱性が優れているが、非特許文献１に示されるように、車両を製造する際の溶接部が鋭敏化（高温に加熱された際、Ｃｒ炭化物（Ｃｒ２３Ｃ６）が結晶粒界に生成し、このＣｒ炭化物の周辺にＣｒ欠乏層が生じること）し、粒界腐食を生じる場合があった。また、ＳＵＳ４３０などのフェライト系ステンレス鋼では、溶接部で結晶粒が粗大化するため溶接部靱性が低く、さらに粗大化した粒界にＣｒ炭窒化物が析出し、粒界腐食が発生する問題があった。
【０００３】
また、ＪＩＳ  に規定されたＳＵＳ４１０に代表される、溶接構造用マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｃｒ含有量が１２質量％程度とステンレス鋼の中で最も低く、また耐食性を向上させるＮｉやＭｏが添加されていないため、例えばプールの上屋のような、屋外の人目に付く部位に使用するには、耐食性が不足することが問題であった。
【０００４】
この問題に関して、例えば特許文献１には、溶接熱影響部（溶接の熱で組織や硬度が変化した、溶融していない母材の部分）に体積率で５０％以上のマルテンサイト組織を形成させ、結晶粒の微細化により靱性を改善する、安価で住宅環境での耐食性、溶接性および溶接部特性に優れた一般建築構造用ステンレス鋼が提案されている。しかしながら、溶接熱影響部のフェライト組織の粒界にマルテンサイト組織が生成すると、環境によってはマルテンサイト組織が選択的に腐食されるため、この部分の耐粒界腐食性が顕著に低下し、腐食による粒界割れを起こす場合があった。また、油井管やラインパイプに用いられている高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼は、Ｎｉを通常３質量％以上含有しているため、耐食性は優れている反面、Ｎｉが焼なまし軟化抵抗を高めて、焼なまし後はフェライト組織でなくマルテンサイト組織を有するものとなる結果、強度が８００ＭＰａ以上と高くなって、曲げなどの加工が必要になる用途には適していなかった。
【０００５】
【非特許文献１】
第８９回腐食防食シンポジウム資料（１９９２年３月１９日開催、発行、「事例解析の手法  鉄道関連  ステンレス車両の腐食事例」、８４〜８９頁）
【特許文献１】
特開平１１−３０２７９５号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このように、母材の耐食性および加工性、さらに溶接部の耐粒界腐食性および靭性を同時に成立させた鋼種は、現在まで見い出されていなかった。
【０００７】
そこで、この発明の目的は、上記の問題を解決し、特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を顕著に改善した、溶接熱影響部の靭性に優れ、さらに低強度で高い伸びを持ち加工性に優れる、構造用ステンレス鋼板を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、ステンレス鋼の成分が、母材の耐食性および機械的性質と、溶接部の耐粒界腐食性および靭性に及ぼす影響について詳細に調査した。その結果、（ａ）ＣｒおよびＮｉ（必要に応じてＭｏ、Ｃｕ、Ｃｏ）の添加が耐食性を顕著に向上させること、（ｂ）フェライト変態を抑制するＮｉ、Ｍｎ、Ｃ（あるいは、さらに必要に応じてＭｏ、Ｃｕが添加される）の添加量を制限して焼なまし軟化抵抗を減少させ、母材の焼なまし後の金属組織をフェライト＋炭化物（以下、フェライトとは炭化物も含めた組織からなるものをいう）とすることにより、６００ＭＰａ以下の低い強度と高い伸びが得られること、（ｃ）Ｃ＋Ｎ＜０．０１５  質量％の極低ＣおよびＮとし、さらに（ｄ）Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃ，Ｎ（必要に応じてＭｏ、Ｃｕ）量を最適化し、溶接熱影響部のマルテンサイト生成量を５体積％未満とすることにより、溶接部において優れた耐粒界腐食性と靭性とが両立されること、を新規に見出した。
【０００９】
この発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、  その構成は次の通りである。
１．Ｃ：０．００８  質量％未満、Ｓｉ：１．０  質量％以下、Ｍｎ：１．５  質量％以下、Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％未満、Ｎ：０．００９  質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下およびＳ：０．０１質量％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（１）  、（２）  、（３）  および（４）  を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］≧１５．０  −−−−（１）
［Ｎｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋３０  ×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（２）
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５    −−−−（３）
［Ｃｒ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−１００  ×［Ｎ］  ≧９．０      −−−−（４）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、  ［Ｍｎ］  、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【００１０】
２．Ｃ：０．００８  質量％未満、Ｓｉ：１．０  質量％以下、Ｍｎ：１．５  質量％以下、Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％未満、Ｎ：０．００９  質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下およびＳ：０．０１質量％以下を含み、さらにＭｏ：２．０  質量％以下を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（３）  、（５）  、（６）  および（７）  を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］＋  １．５  ×［Ｍｏ］≧１５．０−−−（５）
［Ｎｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］  ）＋  ３０×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（６）
［Ｃｒ］＋０．８×［Ｍｏ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−  １００×［Ｎ］  ≧９．０−−−（７）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【００１１】
３．Ｃ：０．００８  質量％未満、Ｓｉ：１．０  質量％以下、Ｍｎ：１．５  質量％以下、Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％未満、Ｎ：０．００９  質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下およびＳ：０．０１質量％以下を含み、さらにＣｕ：２  質量％以下およびＣｏ：２  質量％以下の１種または２種を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（３）  、（８）、（９）  および（１０）を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］＋  ０．５×［Ｃｕ］＋  ０．３  ×［Ｃｏ］≧１５．０−−−（８）
［Ｎｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］  ）＋  ３０×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（９）
［Ｃｒ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−  １００×［Ｎ］−０．３  ×［Ｃｕ］≧９．０    −−−（１０）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｏ］、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【００１２】
４．Ｃ：０．００８  質量％未満、Ｓｉ：１．０  質量％以下、Ｍｎ：１．５  質量％以下、Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下、Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％未満、Ｎ：０．００９  質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下およびＭｏ：２．０  質量％以下を含み、さらにＣｕ：２  質量％以下およびＣｏ：２  質量％以下の１種または２種を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式（３）  、（１１）、（１２）および（１３）を満足する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
記
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］＋  １．５  ×［Ｍｏ］＋  ０．５  ×［Ｃｕ］＋  ０．３  ×［Ｃｏ］≧１５．０−−−（１１）
［Ｎｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）＋  ３０×［Ｃ］  ≦３．０      −−−−（１２）
［Ｃｒ］＋０．８×［Ｍｏ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−  １００×［Ｎ］−０．３  ×［Ｃｕ］≧９．０  −−−（１３）
ここで、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｏ］、  ［Ｃ］  および  ［Ｎ］  は、  それぞれＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、ＣおよびＮの含有量（質量％）
【００１３】
５．上記１ないし４のいずれかにおいて、さらにＢ：０．００５０質量％以下およびＣａ：０．００５０質量％以下の１種または２種を含有する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【００１４】
６．上記１ないし５のいずれかにおいて、さらにＴｉ：０．２  質量％以下、Ｎｂ：０．２  質量％以下、Ｖ：０．２  質量％以下、Ｚｒ：０．２  質量％以下およびＴａ：０．２  質量％以下の１種または２種以上を含有する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【００１５】
７．上記１ないし６のいずれかにおいて、さらにＷ：０．１０質量％以下およびＭｇ：０．０１質量％以下の１種または２種を含有する耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【００１６】
８．上記１ないし７のいずれかにおいて、鋼板は、引張強さが６００ＭＰａ以下であり、溶接構造用に供されるものである耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【００１７】
９．上記１ないし８のいずれかにおいて、溶接熱影響部に生成するマルテンサイト組織の体積率が５％未満であり、かつ該溶接熱影響部のシャルピー衝撃値が−５０℃で３０Ｊ／ｃｍ２  以上である耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、この発明のステンレス鋼板（以下、本発明鋼板という）について、その成分組成を詳細に説明する。
Ｃ：０．００８  質量％未満
Ｃは、鋼の強度を高めて加工性を低下させ、また溶接部の耐粒界腐食性および靭性を低下させる元素であり、その含有量が０．００８  質量％以上になると、その悪影響が顕著となるため、０．００８  質量％未満に限定する。特に、溶接部靭性の観点からは、０．００５０質量％未満とすることが望ましい。
【００１９】
Ｓｉ：１．０  質量％以下
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素である。しかしながら、１．０  質量％を超えると、鋼を顕著に脆化させ、溶接部の靭性をも低下させることから，１．０  質量％以下に限定する。溶接部靭性の観点からは、０．３  質量％以下とすることが望ましい。
【００２０】
Ｍｎ：１．５  質量％以下
Ｍｎは、鋼の強度を高め加工性を低下させるとともに、耐食性を低下させることから、１．５  質量％以下に限定する。特に、耐食性の観点からは、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．５  質量％以下の添加とする。
【００２１】
Ｃｒ：１１質量％以上１５質量％以下
Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性の向上に有効な成分であり、十分な耐食性を得るためには１１質量％以上が必要である。なお、耐食性の観点から、Ｃｒは１２質量％以上、さらに１３質量％を超えて添加することが好ましい。一方、１５質量％を超えて含有すると、靭性の低下が著しくなるため、これを上限とする。なお、靭性の観点から、Ｃｒは１４質量％以下とすることが望ましい。
【００２２】
Ｎｉ：１．０  質量％超え２．５  質量％以下
Ｎｉは、ステンレス鋼の特徴である耐食性を向上させ、構造用鋼の特徴である母材および溶接部の靭性を向上させる。そのためには、１．０  質量％を超えて添加する必要がある。なお、溶接部靭性の観点からは、１．５  質量％を超えて添加することが好ましい。さらに好適には、１．６  質量％を超えて添加することが望ましい。一方、２．５  質量％を超えて添加しても、溶接部靭性の改善効果が飽和し、素材のコストが高くなるだけであるため、２．５  質量％以下に限定する。なお、２．２  質量％以下の添加量でも必要な溶接部靱性の改善効果が得られるため、コストをさらに抑えるには、２．２  質量％以下とすることが有利である。
【００２３】
Ａｌ：０．１０質量％未満
Ａｌは、製鋼上脱酸剤として必要である。その効果を得るためには、０．００１  質量％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は靭性を低下させるため、０．１０質量％未満に限定する。
【００２４】
Ｎ：０．００９  質量％以下
Ｎは、Ｃと同様に溶接部の耐粒界腐食性および靭性を低下させる元素であり、含有量が０．００９  質量％を超えると、その悪影響が顕著となるため、０．００９  質量％以下に限定する。さらに好ましくは、０．００８  質量％未満に限定する。特に、溶接部靭性の観点からは、０．００５  質量％を上限とすることが望ましい。
【００２５】
Ｐ：０．０４質量％以下
Ｐは、熱間加工性を低下させる元素であり、出来る限り低い方が製造性は良好となる。しかしながら、あまりに低くすることは、製鋼のコスト上昇を招くため、０．０４質量％を上限とすればよい。熱間加工性の観点からは、含有量を０．０２質量％以下にすることが望ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０１質量％以下
Ｓは、Ｐと同様に、含有量が高いと熱間加工性を低下するが、製鋼時の脱Ｓ処理にかかる経済的制限から、０．０１質量％以下とする。熱間加工性の観点からは、含有量を０．００５  質量％以下にすることが望ましい。
【００２７】
また、  本発明鋼では、  上記した基本成分組成において、上記した式（１）  、（２）  、（３）  および（４）  の４つの式を満たすことが必須となる。
まず、本発明鋼の特徴の一つである、優れた母材の耐食性および溶接部の耐粒界腐食性を得るためには、ＣｒおよびＮｉの添加が有効であり、その効果を確実に得るためには、上記した実験式（１）  、すなわち
［Ｃｒ］＋１．２×［Ｎｉ］≧１５．０  ──（１）  ｛後述の（５）  、（８）  又は（１１）式の意義と同じ｝
を満足することが必要になる。特に、耐食性を重視する場合には、式（１）  が１６．０以上、より好ましくは１７．０以上を満足することが有利である。
【００２８】
次に、母材の加工性を改善するためには、焼なまし熱処理により全てのマルテンサイト組織を軟質のフェライト組織に変態させることが必要である。この点、Ｎｉ、ＭｎおよびＣの添加は、このフェライト変態の抵抗を高めるため、上記した式（２）  、すなわち
［Ｎｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋３０  ×［Ｃ］  ≦３．０    ─  （２）｛後述の（６）  、（９）  又は（１２）式の意義と同じ｝
を満足することが必要になる。なお、上記式  （２）の左辺は、シェフラーの組織図のＮｉ当量の計算式であり、この計算式に後述の（６）  、（９）  又は（１２）式のＭｏ、Ｃｕは存在しないため、実験で求めて式に入れた。
特に、母材の加工性の観点からは、式（２）  が２．６  以下であることが好ましい。これにより、通常の焼なまし方法により、母材の金属組織をフェライトとし、引張強さを６００ＭＰａ以下にすることが可能になる。
【００２９】
ここで、引張強さを６００ＭＰａ以下とするのは、６００ＭＰａを超えると、曲げなどの加工に必要な力が著しく大きくなり、加工が困難になるとともに、伸びが２５％以下になるので、破断しやすくなるためである。より加工性を上げるためには、引張強さを５５０ＭＰａ以下にすることが好ましい。
【００３０】
一方、溶接熱影響部の靭性改善には、ＣおよびＮ量の低減が特に有効であり、上記した実験式（３）  、すなわち
［Ｃ］  ＋［Ｎ］＜０．０１５  −−−−（３）
を満足することによって、溶接熱影響部の靭性が顕著に改善される。さらに、式（３）  が０．０１２  以下であることが好ましい。特に、式（３）  が０．０１０  以下であれば、靭性は一層改善される。ＣおよびＮ量の低減は、軟質化による加工性向上にも有効である。
【００３１】
Ｍｎ、Ｎｉ、ＣおよびＮは、オーステナイト当量（１０００〜１１００℃で生じるオーステナイト相率）を増加させ、高温から急冷される溶接熱影響部のフェライト粒界にマルテンサイト組織を生成させ、結晶粒の微細化により靱性を改善するが、環境によってはこれが粒界腐食を促進することになる。溶接熱影響部のマルテンサイト組織の体積率が５％以下であれば、優れた耐粒界腐食性が得られる。そのためには、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣおよびＮの含有量を規制し、オーステナイト当量の過度の増加を抑え、一方でＣｒを添加しフェライト当量（１０００〜１１００℃で生じるフェライト相率）を増加させる。そのためには、上記した実験式（４）  、すなわち
［Ｃｒ］−［Ｍｎ］−１．７  ×［Ｎｉ］−２７  ×［Ｃ］−１００  ×［Ｎ］  ≧９．０    ─  （４）｛後述の（７）  、（１０）又は（１３）式の意義と同じ｝
を満足することが必要になる。
【００３２】
なお、本発明鋼板においては、上記した基本成分に加えて、後述するＭｏを添加することが可能であり、この場合は、上記した式（１）  、（２）  および（４）  に替えて、上記した式（５）  、（６）  および（７）  を満足することが肝要である。但し、式（５）、（６）  および（７）  にて表される意義は、上記の式（１）  、（２）  および（４）  と同様である。さらに、上記した基本成分に、あるいはさらにＭｏを加えた成分に、後述するＣｕおよびＣｏの１種または２種を添加することが可能であり、この場合は、上記した式（１）  、（２）  および（４）  に替えて、上記した式（８）  、（９）  および（１０）、あるいは式（１１）、（１２）および（１３）を満足することが肝要である。この場合も、式（８）、（９）  および（１０）あるいは式（１１）、（１２）および（１３）にて表される意義は、上記した式（１）  、（２）  および（４）  と同様である。なお、ＣｕおよびＣｏのいずれか一方を添加する場合、添加しない方の添加量が、０．０２質量％未満の場合は、（８）  、（９）  、（１０）、（１１）、（１２）および（１３）式では、０質量％として扱う。
【００３３】
本発明鋼においては、上記した基本成分に加えて、以下の各成分を必要に応じて添加することが可能である。
Ｍｏ：２．０  質量％以下
Ｍｏは、耐食性の向上に有効な成分であり，十分な耐食性改善効果を得るために添加することができる。耐食性の観点からは，０．５  質量％を超えて添加することが好ましい。一方、２．０  質量％を超えて含有すると、耐食性改善効果が飽和するばかりでなく、焼なまし軟化抵抗を大きくして鋼が硬化し加工性が低下するため、２．０  質量％を上限とする。なお、耐食性改善効果を得るには、１．５  質量％以下の添加で十分である。
【００３４】
Ｃｕ：２  質量％以下およびＣｏ：２  質量％以下の１種または２種
ＣｕおよびＣｏは、  Ｍｏと同様に耐食性の改善に有効な元素であるため、  必要に応じて添加する。  十分な耐食性および耐粒界腐食性の改善効果を得るためには、  それぞれ０．３  質量％以上は添加することが好ましい。一方、それぞれ２質量％を超えて含有すると、  効果が飽和するばかりでなく、  鋼が硬化して曲げなどの加工性が低下するため、２質量％を上限とする。
【００３５】
Ｂ：０．００５０質量％以下およびＣａ：０．００５０質量％以下の１種または２種
ＢおよびＣａは、微量の添加で鋼の熱間加工性を向上する効果があり、必要に応じて添加する。  その効果を得るためには、それぞれ０．０００５質量％以上添加する。しかしながら、それぞれ０．００５０質量％を超えて添加しても、効果が飽和するばかりでなく、耐食性が低下するため、０．００５０質量％を上限とする。なお、ＢおよびＣａの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３６】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒおよびＴａの１種または２種以上をそれぞれ０．２  質量％以下
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ  ，ＺｒおよびＴａは、微量の添加により鋼の加工性を向上させる元素であり、必要に応じてそれぞれ０．２  質量％を上限として添加する。  しかしながら、０．２  質量％を超えて添加すると過度に硬化し、加工性が低下するため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，ＺｒおよびＴａの１種または２種以上をそれぞれ０．２  質量％以下にて添加する。
【００３７】
Ｗ：０．１０質量％以下およびＭｇ：０．０１質量％以下の１種または２種
ＷおよびＭｇは、鋼の耐食性を改善する効果があり、  必要に応じて添加する。  その効果を得るためには、Ｗは０．０１質量％以上、Ｍｇは０．００１  質量％以上で添加する。しかしながら、ＷおよびＭｇはそれぞれ０．１０質量％および０．０１質量を超えて含有すると、靭性を低下させるため、Ｗ：０．１０質量％以下およびＭｇ：０．０１質量％以下の１種または２種を添加する。
【００３８】
また、本発明の鋼板は、上記成分以外は、実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。  但し、残部にＦｅ以外にアルカリ金属、アルカリ土類金属、希土類元素および遷移金属などが、それぞれ０．０１質量％以下と少量含有されても良い。これらの元素の０．０１質量％以下の少量の含有は、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００３９】
上記式（４）  、（７）  、（１０）又は（１３）を満足する場合には、溶接熱影響部のマルテンサイト量が５体積％未満となり、溶接部の耐粒界腐食性は優れたものとなる。上記式（４）  、（７）  、（１０）又は（１３）の左辺が９．０  未満になると、溶接熱影響部のマルテンサイト量が５体積％以上となり、フェライト粒界に生成したマルテンサイト組織に沿った粒界腐食が顕著となる。溶接部の耐粒界腐食性の観点からは、上記式（４）  、（７）  、（１０）又は（１３）の左辺を９．５  以上とし、溶接熱影響部にマルテンサイト組織が全く生成されないことが好ましい。
【００４０】
ここで、溶接構造用途として必要な溶接部靱性を得るためには、溶接熱影響部の−５０℃におけるシャルピー衝撃値（  ｖＥ−５０  ）を３０Ｊ／ｃｍ２  以上とする必要がある。従来の知見は、溶接熱影響部にマルテンサイト組織を５０体積％生成させ、結晶粒を微細にすることにより、靱性を確保するものであったが、本発明鋼は、溶接熱影響部に粗大なフェライト粒を生じても、Ｎｉを１質量％を超えて添加し、かつ上記した（３）  式を満足することにより、優れた靱性を得るものである。ちなみに、  ｖＥ−５０  が３０Ｊ／ｃｍ２  未満では、構造物が寒冷下で脆性破壊する危険性が生じる。この構造物の脆性破壊を防止する観点からは、  ｖＥ−５０  を５０Ｊ／ｃｍ２  以上、より好ましくは８０Ｊ／ｃｍ２  以上とするとよい。
【００４１】
ここで、本発明の鋼を製造する方法は、特に限定されず、ステンレス鋼の製造の一般に従えばよい。例えば、製鋼は、前記基本成分および必要に応じて添加される成分とを、転炉あるいは電気炉等で溶製し、ＶＯＤ  （Ｖａｃｕｕｍ  Ｏｘｙｇｅｎ  Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ  ）あるいはＡＯＤ  （Ａｒｇｏｎ  Ｏｘｙｇｅｎ  Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）により２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法にしたがって鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点から、連続鋳造法を適用することが好ましい。
【００４２】
次いで、連続鋳造して得られた鋼素材は、１０００〜１２５０℃に加熱され、通常の条件の熱間圧延、例えばリバース圧延機により厚さ２０〜４０ｍｍのシートバーにした後、タンデム圧延機により所望の板厚１．５  〜８．０  ｍｍの熱延板とされる。また、リバース圧延機のみで所望の板厚１．５  〜８．０  ｍｍの熱延板としてもよい。この熱延板は、６００  〜８００  ℃のバッチ式焼鈍を施した後、必要に応じて酸洗等により脱スケールされて製品となる。  また、用途によっては、冷間圧延を施し、６５０  〜８５０  ℃の連続焼鈍後に酸洗を施して、冷延焼鈍板としたのち、薄板製品となる。
【００４３】
このようにして製造して得た熱延板焼鈍製品、あるいは冷延焼鈍板製品を用い、それぞれの用途に応じた、曲げや溶接などの加工を施し、例えばパイプ、パネル等に成形される。そして、鉄道車両の構造部材や自動車、バスなどの構造部材、例えば柱、帯、梁などに用いられる。これらの構造部材を溶接するための方法は、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ  （Ｍｅｔａｌ  Ｉｎｅｒｔ  Ｇａｓ）  、ＭＡＧ（Ｍｅｔａｌ  ＡｃｔｉｖｅＧａｓ）  およびＴＩＧ  （Ｔａｎｇｓｔｅｎ  Ｉｎｅｒｔ  Ｇａｓ）等の通常のアーク溶接方法や、スポット溶接およびシーム溶接等の抵抗溶接方法、および電縫溶接方法などの高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接が適用可能である。
【００４４】
本発明鋼は，Ｃ含有量が十分に低く、  溶接割れが防止されているため、  溶接後の後熱処理が不要で、  溶接ままでも構造材として十分使用可能であるが、  強度の調整などのために、  後熱処理を行っても良い。
【００４５】
【実施例】
［実施例１］
以下、この発明の実施例および比較例を挙げ、この発明をより具体的に説明する。
まず、表１、表２および表３に示す化学組成を有する５０ｋｇ鋼塊を真空溶解炉で溶製し、通常の熱間圧延により厚さ３ｍｍの熱延板とした。その後、アルゴン雰囲気中にて６５０  ℃×１５時間の加熱処理後徐冷する、焼なまし熱処理を行ってから、酸洗で脱スケールを行って供試材とした。  かくして得られた供試材を用いて、複合サイクル腐食試験（ＣＣＴ：Ｃｙｃｌｉｃ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｔｅｓｔ  ）後の発錆面積率、母材金属組織および溶接後の熱影響部のマルテンサイト組織体積率、靭性および耐粒界腐食性、さらに母材の圧延方向の引張強さおよび伸びを調査した。
【００４６】
まず、ＣＣＴ  は、ＪＩＳ  Ｚ２３７１に準拠した塩水噴霧と、乾燥および湿潤とを組み合わせたサイクル試験とした。すなわち、供試材より寸法７０ｍｍ×１５０ｍｍ  の板を２枚採取し、片方の面を試験面として、塩水噴霧：３５℃で２時間、乾燥：６０℃で４時間、そして湿潤：５０℃で２時間の合計８時間のサイクルを３０サイクル行ったのち、コンピュータを用いた画像解析により試験面の発錆面積を求め、これを試験面積で除して発錆面積率を算出し、試験数２枚の平均値をＣＣＴ  発錆面積率とした。
【００４７】
母材の焼なまし後の金属組織は、供試材の圧延方向に平行な板厚断面を王水（濃塩酸と濃硝酸を体積比２：１で混ぜたもの）でエッチング後、ミクロ組織を倍率１０００倍で観察し、フェライト組織およびマルテンサイト組織の有無を調査した。
なお、マルテンサイト組織が微細で確認しにくい場合には、ＪＩＳ  Ｚ２３７１に準拠して試験荷重５ｋｇｆ  でビッカース硬さを測定し、Ｈｖ１９０以下であれば全ての組織がフェライトであると判断した。Ｈｖ１９０以下は、硬さ換算表｛ＳＡＥ  （Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｏｆＡｕｔｏｍｏｔｉｖｅ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ  ）Ｊ４１７  の表１｝によれば、引張強さ６００ＭＰａ以下と換算される。
【００４８】
また、  供試材から採取した試験片に、ＭＩＧ  突き合わせ溶接（ワイヤＪＩＳ  Ｙ３０８，電流：１５０Ａ，電圧：１９Ｖ，溶接速度：９ｍｍ／ｓ，シールドガス：１００  ％Ａｒを２０リットル／分、  ルートギャップ：１  ｍｍ）を行った。溶接方向に垂直な板厚断面でボンド部（溶接金属と母材との境界線）から１ｍｍ離れた溶接熱影響部のミクロ組織を王水によるエッチング後に顕微鏡（１００  倍）による観察を行い、コンピュータを用いた画像解析により、マルテンサイト組織の体積率を測定し、マルテンサイト組織比率とした。ここに、マルテンサイト組織比率２％のミクロ組織写真を図１に示すように、マルテンサイト組織はフェライト結晶粒の粒界に観察された。
【００４９】
さらに、耐粒界腐食性を調べるため、  溶接部を沸騰硫酸・硫酸銅溶液中に入れたのち、  曲げ試験を行って、  溶接熱影響部の粒界腐食割れの有無を調べた。  試験水溶液は，１．８  質量％Ｈ２ＳＯ４  ＋６．４  質量％ＣｕＳＯ４  であり、  銅片を試験終了後も残存するように添加した。  なお、試験片は、  図２に示すサイズとし、  溶接余盛を研削したのち、  溶接熱影響部（ボンド部から１ｍｍ）を試験片長手方向の中心にして、  寸法２５ｍｍ幅×７０ｍｍ長手方向を切り出した。  この試験片を試験溶液中に入れ連続１６時間沸騰試験を行ったのち、試験溶液から取り出し、  溶接熱影響部を中心に曲げ半径３．０ｍｍ  の１８０  度曲げを行い、  曲げの外側を拡大鏡で観察し、  粒界腐食による割れの有無を調べた。
【００５０】
また、  溶接部靭性を評価するため、  図３に示すサイズの試験片を図２に示した試験片と同様に採取し、  溶接余盛を研削した後、  溶接熱影響部（ボンド部から１ｍｍ）にノッチ加工を施し、  ＪＩＳ  Ｚ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験片の厚みＨは１０ｍｍ（そのうち２ｍｍはＶノッチ加工）、幅ｗは３ｍｍ  （溶接余盛は研削で除去）、長さＬは５５ｍｍとした。シャルピー衝撃試験は、５本の試験片について測定した、  −５０℃における吸収エネルギーをノッチ部の試験片断面積（０．８ｃｍ  ×０．３ｃｍ  ）で除して、シャルピー衝撃値を求め、その平均値を溶接熱影響部の  ｖＥ−５０  として評価した。
【００５１】
さらにまた、供試材からＪＩＳ  Ｚ２２０１の１３号Ｂ形状の試験片を採取し、  ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠した引張試験により、  圧延方向の引張強さおよび破断伸びを測定した。
以上の測定並びに評価結果を、表４に示す。
【００５２】
なお、ＣＣＴ  試験の発錆面積率は３０％以下、焼なまし後の金属組織は全てフェライト、溶接熱影響部のマルテンサイト組織比率が５体積％未満、試験温度−５０℃での溶接熱影響部のシャルピー衝撃値（  ｖＥ−５０  ）は３０Ｊ／ｃｍ２  以上、溶接熱影響部の粒界腐食試験で割れがなく、そして破断伸びは３０％以上であれば、  車両構造用等における特性に優れ、この発明で所期する性能が得られていることになる。
【００５３】
【表１】
2004204343.tif 000002
【００５４】
【表２】
2004204343.tif 000003
【００５５】
【表３】
2004204343.tif 000004
【００５６】
【表４】
2004204343.tif 000005
【００５７】
表４から明らかなように、本発明鋼は、耐食性、溶接熱影響部の靭性および耐粒界腐食性に優れ、さらに母材の強度が低く、かつ伸びが高く、加工性が優れていることがわかる。比較鋼は、そのいずれかが本発明例に比べて劣っている。
【００５８】
［実施例２］
次に、冷延焼鈍板の特性を調査した。前述の実施例１の表１における供試材番号１１として示した３ｍｍの熱延焼鈍板を、リバース圧延機による冷間圧延により板厚１．５ｍｍ  になるまで圧延し、７５０  ℃×１分の焼鈍を行った後、６０℃の混酸（硝酸１０質量％＋ふっ酸３質量％）に浸漬して脱スケールして、冷延焼鈍板を得た。かくして得られた冷延焼鈍板について、前述の実施例１の熱延板と同様の試験を実施した。
ただし、溶接部靱性を調べるための溶接は、ＴＩＧ  溶接（電流：９５Ａ  ，電圧：１１Ｖ，溶接速度：４００ｍｍ  ／ｍｉｎ  ，シールドガス：表（電極）側２０リットル／分、  裏側２０リットル／分）を用いた。
【００５９】
その結果、耐食性は、ＣＣＴ  発錆面積率が１５％であった。焼なまし後の金属組織は、フェライトであり、溶接部のマルテンサイト組織比率は０％であった。溶接熱影響部の特性として、靱性は−５０℃におけるシャルピー衝撃値（  ｖＥ−５０  ）が９０Ｊ／ｃｍ２  で、粒界腐食試験では割れがなかった。機械的特性は、引張強さが４８５ＭＰａ、破断伸びが３５％であった。このように、冷延焼鈍板も、熱延焼鈍板とほぼ同等の特性を有しており、車両構造用鋼板としての特性の目標を達成していることが確認できた。
【００６０】
【発明の効果】
以上述べたように、  この発明によれば、母材の耐食性および加工性と、溶接熱影響部の耐粒界腐食性および靭性とを兼ね備えたステンレス鋼板を提供することが可能である。従って、本発明鋼板は、例えば鉄道、自動車およびバスなどの車両構造部品や、土木建築構造物にとりわけ適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】マルテンサイト組織比率２％のミクロ組織写真である。
【図２】ＭＩＧ  溶接部の粒界腐食試験片の形状を示す図である。
【図３】ＭＩＧ  溶接部のシャルピー衝撃試験片の形状を示す図である。
【図１】
2004204343.tif 000006
【図２】
2004204343.tif 000007
【図３】
2004204343.tif 000008