(57)【要約】【課題】溶接に供したときに耐食性および強度が高く維持できる安価なマルテンサイト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６で定義されるＬ値が３２０〜３８０未満である化学組成を有し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下であり、炭窒化物がマルテンサイト相のマトリクス中に分散して存在する溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。この鋼板は、熱延焼鈍鋼板に圧延率３０％以上の冷間圧延を施し、次いで最終焼鈍を６００〜８００℃で行い、その後必要に応じて圧延率３０％以下の調質圧延を施すことによって得られる。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＬ値が３２０〜３８０未満である化学組成を有し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下であり、炭窒化物がマルテンサイト相のマトリクス中に分散して存在する溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６  ……（１）
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＬ値が３２０〜３８０未満である化学組成を有し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下であり、下記（ａ）に示す母材試験片について下記（ｂ）に示す試験液を用いてＪＩＳ  Ｈ  ８５０２に準じたキャス試験を５０±２℃で２００時間行ったとき試験片表面に発銹が認められない耐食性を有する溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６  ……（１）
（ａ）  当該鋼板の表面を＃４００研磨仕上げした試験片。
（ｂ）  ５％ＮａＣｌ水溶液１リットル当たりＣｕ２Ｃｌを０．２６８ｇ溶解させた液に酢酸を加えてｐＨを３．０〜３．１に調整した試験液。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＬ値が３２０〜３８０未満である化学組成を有し、下記（ａ’）の溶接試験片について下記（ｂ）に示す試験液を用いてＪＩＳ  Ｈ  ８５０２に準じたキャス試験を５０±２℃で２００時間行ったとき、母材部表面に発銹が認められず、かつ溶接部表面に１．０ｍｍを超える径の発銹が認められない耐食性を有する溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６  ……（１）
（ａ’）  当該鋼板に、溶加材を用いないビードオンプレートのＴＩＧ溶接を溶融部が母材板厚を貫通する条件で行った後、溶接ビード部の凸部をグラインダーで平滑化し、母材部と共に＃４００研磨仕上げした試験片。
（ｂ）  ５％ＮａＣｌ水溶液１リットル当たりＣｕ２Ｃｌを０．２６８ｇ溶解させた液に酢酸を加えてｐＨを３．０〜３．１に調整した試験液。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＬ値が３２０〜３８０未満である鋼の熱延焼鈍鋼板に圧延率３０％以上の冷間圧延を施し、次いで最終焼鈍を６００〜８００℃で行うことによって得られる、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下の溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６  ……（１）
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＬ値が３２０〜３８０未満である鋼の熱延焼鈍鋼板に圧延率３０％以上の冷間圧延を施し、次いで最終焼鈍を６００〜８００℃で行い、その後圧延率３０％以下の調質圧延を施すことによって得られる、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下の溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。
Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６  ……（１）
【請求項６】
硬さが３２０〜３８０ＨＶ未満である請求項１〜５に記載の溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６の鋼板を溶接してなる溶接部の強度および耐食性に優れた構造部材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造材，自転車・自動車その他の輸送機器，建材，屋内・屋外配管などのうち、特に溶接部の強度と耐食性が要求される用途、例えばスチールベルト，自転車リム，屋内・屋外配管用ステンレス鋼パイプなどの素材として好適な高強度ステンレス鋼板、およびそれを溶接してなる構造部材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の高強度ステンレス鋼として以下のものが挙げられる。
（Ａ）ＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼を冷間圧延によって硬化させた加工硬化型ステンレス鋼。これは、冷間加工によって誘起されたマルテンサイト自体の硬さを利用するものである。
しかし、（Ａ）タイプの鋼種は溶接すると加工誘起マルテンサイトがオーステナイトに逆変態するため、軟化が避けられない。したがって、溶接用途には適していない。
【０００３】
（Ｂ）ＳＵＳ６３０あるいはＳＵＳ６３１に代表される析出硬化型ステンレス鋼。これは、時効処理前には硬さが低く加工性に優れ、時効処理後は析出強化による高強度を発現する。また（Ａ）タイプに比べると一般的に溶接軟化抵抗も高い。これらの特性を活かし、各種ばね材やスチールベルト等に用いられている。本出願人は、この種のステンレス鋼において靱性やねじり特性を改善した鋼を提案し、下記特許文献１，２に開示した。
【０００４】
しかし、（Ｂ）タイプの鋼種は硬化に寄与する時効析出物が溶接により母相へ固溶したり過時効の状態になったりするため、用途によっては溶接部での軟化が問題になることがある。この場合、溶接部を再度時効処理すれば強度回復は可能であるが、コスト増等により現実的には困難な場合が多い。また、このタイプはＣｕ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｏといった時効硬化元素を含有させる必要があるため、原料コストも高くなる。
【０００５】
（Ｃ）焼鈍状態あるいは圧延率数％の調質圧延状態で高強度を有する焼入れ硬化型ステンレス鋼。これは、オーステナイト相あるいはオーステナイト相＋フェライト相の温度領域から室温へ冷却する際に生成するマルテンサイト相を利用して高強度を図るものである。ＳＵＳ４２０Ｊ２のように更に焼戻し処理を行って高強度化する鋼種も含まれる。高価な析出硬化元素を要せず製造工程も比較的少ないことから、原料コスト・製造コスト共に比較的安価である。本出願人はこの種のステンレス鋼として、スチールベルト用低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼を特許文献３に、また面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織ステンレス鋼を特許文献４にそれぞれ紹介した。
【０００６】
しかし、（Ｃ）タイプの鋼種は一般的に（Ａ）や（Ｂ）のタイプに比べ強度が低い。強度向上のために調質圧延したりＣ，Ｎを多量に含有させたりする手法を採ると靱性が損なわれ易いため、この種のステンレス鋼で靱性を確保しながら強度向上を図ることは難しいとされていた。
【０００７】
本出願人は、Ｃ，Ｎ，Ｎｉ等の添加量を調整し、かつ各元素の含有量をバランスさせ組織制御することにより、この（Ｃ）タイプの鋼種において高強度・高靱性・高ばね特性を具備する安価な鋼を開発し、特許文献５，６に開示した。  特許文献５，６に示した開発鋼は（Ａ）タイプよりも製造性に優れかつ製品特性のバラツキも小さく、（Ｂ）タイプよりも安価であり、性能，コストの両面において昨今のユーザーの厳しい要求に応えるものである。
【０００８】
【特許文献１】特開平７−１５７８５０号公報
【特許文献２】特開平８−７４００６号公報
【特許文献３】特公昭５１−３１０８５号公報
【特許文献４】特開昭６３−７３３８号公報
【特許文献５】特開２０００−１２９４０１号公報
【特許文献６】特開２００１−２７１１４０号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、（Ｃ）タイプの鋼種には、溶接部（特に溶接熱影響部）において炭化物が析出し、Ｃｒ欠乏層生成により耐食性低下が生じるという問題が内在する。場合によっては強度低下が生じることもある。スチールベルトなどの機械構造部材や配管用ステンレス鋼パイプをはじめとする種々の用途において、溶接が施されても優れた強度特性を維持し、かつ厳しい環境下で優れた耐食性を維持し得る金属材料が求められている。特に昨今、このような厳しい要求は高まりつつある。特許文献５，６に開示される開発鋼においても、溶接部の耐食性維持という点では必ずしもユーザーの要求を満たしているとは言えない。
【００１０】
本発明はこのような現状に鑑み、本来安価な製造が可能な（Ｃ）タイプのマルテンサイト系鋼種において、特殊元素を添加することなく上記開発鋼に不足していた「溶接部で高耐食性を維持し得る性質」を付与し、各種溶接用途に高い信頼性をもって使用できる高強度ステンレス鋼板を提供することを目的とする。併せて、溶接部を有する構造部材であって、母材部・溶接部ともステンレス鋼本来の高耐食性を呈するものを提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
一般的にステンレス鋼溶接部の耐食性を改善するには、Ｃｒの増量やＭｏの添加等、強固な不動態皮膜を形成する元素を添加する手法、あるいは、炭化物析出に伴うＣｒ欠乏層の生成を防止するために低Ｃ化する手法が考えられる。しかし、前者はコスト増を伴い、後者は強度低下を伴うため、いずれも高強度鋼を安価に提供する上で採用し難い。特にマルテンサイト系鋼種ではＣによる固溶強化を利用して強度向上を図っているため、溶接熱影響部において炭化物析出に伴う耐食性低下を防止することは本質的に難しい。
【００１２】
発明者らは、マルテンサイト相の強度向上を図る手法として、従来の常識である「Ｃの固溶強化」に代わる新たな手法の可能性を研究してきた。その結果、マルテンサイト相のマトリクス中に炭窒化物を均一に分散させたとき、固溶Ｃを大幅に減らした場合でも実用上十分な強度が確保できることを知見した。固溶Ｃと共に固溶Ｎも大幅に低減すれば、溶接熱影響部での新たな炭窒化物の析出を抑えることができ、耐食性劣化を防止できる。また、炭窒化物の均一分散を実現すれば母材部でのＣｒ欠乏層生成も解消される。詳細な実験の結果、そのような組織状態は、例えば３０％以上の冷間圧延と６００〜８００℃という低温での最終焼鈍を組み合わせることにより実現できた。本発明はこれらの知見に基づいて完成したものである。
【００１３】
すなわち、本発明の目的を達成するために、請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％，Ｓｉ：０．２〜２．０％，Ｍｎ：１．０％以下，Ｐ：０．０６％以下，Ｓ：０．００６％以下，Ｎｉ：２．０〜５．０％，Ｃｒ：１４．０〜１７．０％，Ｎ：０．０４〜０．１０％，Ｂ：０（無添加）〜０．００７０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＬ値が３２０以上３８０未満である化学組成を有し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下であり、炭窒化物がマルテンサイト相のマトリクス中に分散して存在する溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板である。
Ｌ＝１９２Ｃ−１１Ｓｉ＋１２Ｍｎ＋１７Ｎｉ−１４Ｃｒ＋２４７Ｎ＋４７６  ……（１）
ここで、炭窒化物が分散して存在しているとは、粒界・粒内を問わず、局所的に分布量の多い箇所がないことを意味する。なお、（１）式右辺の元素記号の箇所には各元素の含有量を質量％で表した値が代入される。
【００１４】
請求項２の発明は、請求項１の発明において「炭窒化物がマルテンサイト相のマトリクス中に分散して存在する」点を規定した代わりに、「下記（ａ）に示す母材試験片について下記（ｂ）に示す試験液を用いてＪＩＳ  Ｈ  ８５０２に準じたキャス試験を５０±２℃で２００時間行ったとき試験片表面に発銹が認められない耐食性を有する」点を規定したものである。
（ａ）  当該鋼板の表面を＃４００研磨仕上げした試験片。
（ｂ）  ５％ＮａＣｌ水溶液１リットル当たりＣｕ２Ｃｌを０．２６８ｇ溶解させた液に酢酸を加えてｐＨを３．０〜３．１に調整した試験液。
このような良好な耐食性を有することは、当該鋼板が事実上Ｃｒ欠乏層のない組織状態を有することを意味する。
【００１５】
請求項３の発明は、請求項１の発明において「固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下である」点、および「炭窒化物が分散して存在する」点を規定した代わりに、「下記（ａ’）の溶接試験片について前記（ｂ）に示した試験液を用いてＪＩＳ  Ｈ  ８５０２に準じたキャス試験を５０±２℃で２００時間行ったとき、母材部表面に発銹が認められず、かつ溶接部表面に１．０ｍｍを超える径の発銹が認められない耐食性を有する」点を規定したものである。
（ａ’）  当該鋼板に、溶加材を用いないビードオンプレートのＴＩＧ溶接を溶融部が母材板厚を貫通する条件で行った後、溶接ビード部の凸部をグラインダーで平滑化し、母材部と共に＃４００研磨仕上げした試験片。
ここで、ビードオンプレートのＴＩＧ溶接とは、板の表面上にＴＩＧ溶接のトーチを移動させながら溶接ビードを形成する溶接実験である。溶接部とは「溶融部」と「熱影響部」を合わせた部分をいう。母材部とは溶接部以外の部分をいう。
溶接部の耐食性が良好であることは、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が新たな炭窒化物の析出を招かない程度に十分低減されていることを意味する。また、母材部の耐食性が良好であることは、当該鋼板が事実上Ｃｒ欠乏層のない組織状態を有することを意味する。
【００１６】
請求項４の発明は、請求項１に記載の化学組成を有する熱延焼鈍鋼板に圧延率３０％以上の冷間圧延を施し、次いで最終焼鈍を６００〜８００℃で行うことによって得られる、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下の溶接用マルテンサイト系ステンレス鋼板である。
請求項５の発明は、更に「圧延率３０％以下の調質圧延を施す」ことによって得られる鋼板である。
このような鋼板は、後述の実施例で示すように、母材部および溶接部において良好な耐食性を示すものである。
【００１７】
請求項６の発明は、以上の鋼板において、特に硬さが３２０ＨＶ以上３８０ＨＶ未満のものである。
請求項７の発明は、以上の鋼板を溶接してなる溶接部の強度および耐食性に優れた構造部材である。構造部材には機械や建築物等を構成する「部品」が含まれる。
【００１８】
【発明の実施の形態】
炭化物，窒化物の構成には以下の態様が挙げられる。
▲１▼  ＣとＮが複合して金属元素と結合した析出物。例えばＭ２３（Ｃ，Ｎ）６。
▲２▼  Ｃが単独で金属元素と結合した析出物。例えばＭ２３Ｃ６。
▲３▼  Ｎが単独で金属元素と結合した析出物。例えばＭ２３Ｎ６。
ここで、ＭはＦｅ，Ｃｒ等の金属元素である。本明細書で「炭窒化物」とは主として▲１▼を意味するが、▲２▼あるいは▲３▼が存在するときにはそれらも含む。また「炭化物」とは▲１▼と▲２▼を意味し、「窒化物」とは▲１▼と▲３▼を意味する。
【００１９】
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
Ｃは、マルテンサイト相マトリクス中で炭化物を生成することにより強度に寄与する重要な元素である。また、δフェライトの生成を抑制する。これらの作用を十分に得るには０．０５質量％以上のＣ含有が必要である。しかし、Ｃ含有量が多くなると炭化物を構成するＣｒ量も多くなるため、固溶Ｃｒ量が減少して耐食性レベルが低下する。また、炭化物が増加して延性や靱性も低下する。このような弊害はＣ含有量が０．１０質量％を超えると顕著に現れるようになる。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．１０質量％の狭い範囲に規定する。
【００２０】
Ｓｉは、固溶強化能が大きく、マトリクスを強化する。この作用はＳｉ含有量が０．２質量％以上で顕著に現れる。しかし、２．０質量％を超えてＳｉを含有させても、固溶強化作用は飽和すると共に、δフェライト相の生成が助長されることによる延性・靱性の劣化が目立つようになる。したがって、Ｓｉ含有量は０．２〜２．０質量％に規定する。
【００２１】
Ｍｎは、高温域でのδフェライト相の生成を抑制する。しかし、多量のＭｎ含有は最終焼鈍後の残留オーステナイト量を多くし、強度低下の原因となる。このため、Ｍｎ含有量は１．０質量％以下に規定する。より好ましいＭｎ含有量は０．２〜０．６質量％である。
【００２２】
Ｐは、耐食性を悪化させる原因となるので、少ないほど望ましい。本発明ではＰ含有量は０．０６質量％まで許容できる。
【００２３】
Ｓは、ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、耐食性に悪影響を及ぼす。また、熱間圧延時には粒界に偏析して熱間加工割れや肌荒れを引き起こすと共に、冷間圧延で耳切れを起こす要因となる。Ｓは少ないほど好ましく、０．００６質量％以下に制限する。
【００２４】
Ｎｉは、同じオーステナイト生成元素であるＣおよびＮの一部を置換して、多量のＣ，Ｎ添加による耐食性低下を防止する上で有効である。また、δフェライト相の生成を抑制し、最終焼鈍時にマルテンサイト組織を得て、母材部および溶接部で高強度を維持するのに重要である。本発明で対象とする合金系でこれらの効果を有効に得るには、少なくとも２．０質量％以上のＮｉ含有が必要である。しかし、５．０質量％を超えると残留オーステナイト量が多くなりすぎ、母材部および熱影響部で強度低下を招く。したがって、Ｎｉ含有量は２．０〜５．０質量％に規定する。
【００２５】
Ｃｒは、優れた耐食性を得る上で、本発明では１４．０質量％以上必要である。しかし、１６．５質量％を超えると最終製品のδフェライト量が多くなる。若干のδフェライトは強度にそれほど悪影響を及ぼさないが、Ｃｒ含有量が１７．０質量％を超えるとδフェライト相の増加に起因して十分な強度を得るのが困難になると共に、延性，靱性，冷間圧延性なども低下する。この場合、δフェライト相の生成を抑制するためにオーステナイト生成元素を多量添加する方法もあるが、最終焼鈍後に多量のオーステナイト相が残留して強度低下を招くことになり好ましくない。したがって、Ｃｒ含有量は１４．０〜１７．０質量％に規定する。特に望ましいＣｒ含有量の上限は１６．５質量％である。
【００２６】
Ｎは、窒化物生成により強度向上に寄与すると共に、δフェライトの生成を抑制する。また、Ｃの一部をＮで置換してＣの多量添加を抑制することにより、延性および靱性の劣化を回避することができる。このようなＮの作用を有効に得るためには、少なくとも０．０４質量％のＮ含有が必要である。しかし、０．１０質量％を超えると、残留オーステナイト量が多くなりすぎるために、十分な強度が得られなくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０４〜０．１０質量％に規定する。
【００２７】
Ｂは、冷間圧延時の耳切れ発生を抑制する効果がある。また、焼鈍後の冷却過程では場合によってＳが粒界に偏析し、室温での延性および靱性が低下することがあるが、Ｂはこの現象を改善する効果がある。このため、本発明では必要に応じてＢを添加する。ただし、０．００７０質量％を超えて多量にＢを添加すると、Ｂ系析出物が粒界に生成して最終製品の靱性を劣化させる要因になる。したがって、Ｂを添加する場合は０．００７０質量％以下の範囲で行う。
【００２８】
以上の元素に加え、ＭｏやＣｕを添加して更に耐食性を向上させることができる。ただし、Ｍｏ＋Ｃｕの合計が２．０質量％を超えると、母材部または溶接部で残留オーステナイトあるいはδフェライトが生成して強度低下を招く場合がある。したがってこれらの元素を添加する場合には合計含有量が２．０質量％以下の範囲で行うことが望ましい。
【００２９】
以上の化学組成を有する本発明の対象鋼は、高温域から特別に急冷処理を施すことなくマルテンサイト組織が得られる。すなわち、熱延焼鈍鋼板，最終焼鈍後の鋼板，および更に調質圧延を施した鋼板は、いずれもマルテンサイト主体の組織を呈する。本発明の鋼板は多くの場合、マトリクスは実質的にマルテンサイト単相組織を呈する。析出物や介在物の他にごく少量のδフェライトや残留オーステナイトを含むことはあるが、少なくとも９５体積％以上がマルテンサイト相である。
【００３０】
本発明の鋼板は、硬さが３２０〜３８０ＨＶ未満に調整されていることが望ましい。３２０ＨＶ未満では溶接後に母材部，溶接部とも十分な強度が確保されない。また、この成分系では固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％を超える組織状態にしないと最終焼鈍後の硬さを３８０ＨＶ以上に調整することは難しい。その場合は後述のように溶接後の耐食性低下を招く。したがって、最終焼鈍後の鋼板硬さは３２０〜３８０ＨＶ未満に調整することが好ましい。なお、最終焼鈍後に調質圧延を施す場合は、調質圧延後の硬さが３２０〜３８０ＨＶ未満になるように最終焼鈍後の硬さを調整することが望ましい。
【００３１】
前記（１）式で定義されるＬ値は、各元素の含有量が上記の範囲にある鋼板を７００℃で最終焼鈍を施した場合に得られる硬さと良い対応関係を示す指標である。Ｌ値が３２０〜３８０未満となるように成分調整しておくと、最終焼鈍を後述のように６００〜８００℃で行ったときに鋼板硬さを３２０〜３８０ＨＶ未満の範囲にコントロールすることが可能となる。したがって、本発明ではＬ値が３２０〜３８０未満となる化学組成を採用する。
【００３２】
本発明対象鋼種における溶接部の耐食性低下は溶接熱影響部での炭窒化物析出に伴うＣｒ欠乏層の形成が主たる原因である。そこで本発明では、溶接時における新たな炭窒化物の生成を抑止するために、母材鋼板中の固溶Ｃ量および固溶Ｎ量を低減しておく。種々検討の結果、固溶Ｃ量と固溶Ｎ量の合計量、すなわち固溶（Ｃ＋Ｎ）量を０．０４質量％以下に低減したとき、溶接熱影響部での耐食性低下は多くの用途でほとんど問題にならないことがわかった。
【００３３】
単に固溶（Ｃ＋Ｎ）量を低減するだけなら、低Ｃ化，低Ｎ化した鋼を使用し、必要に応じてＴｉ等のＣ，Ｎ固定元素を添加すれば間に合う。しかし、それでは高強度を維持することができない。本発明では、鋼中のＣ含有量は少なくとも０．０５質量％以上、Ｎ含有量は０．０４質量％以上を確保し、製造過程でこれらの大部分を炭窒化物の形にして存在させる。その炭窒化物は析出強化作用を発揮し、鋼板の強度は高レベルに維持される。そして、炭窒化物の析出に伴って固溶（Ｃ＋Ｎ）量を０．０４質量％以下に低減させたとき、溶接部での耐食性低下が防止できるのである。
【００３４】
ただし、ここで解決しなければならない新たな問題が生じた。炭窒化物は熱延板焼鈍時にマルテンサイトの粒界に優先的に析出するので、その周囲にＣｒ欠乏層が生じてしまうのである。また、最終焼鈍時にも炭窒化物が元のマルテンサイト粒界に優先的に析出することがある。この不均一な炭窒化物の析出を克服し、最終的に粒界・粒内を問わず、局所的に分布量の多い箇所がないような組織状態にしなければ母材鋼板自体が耐食性に劣るものとなってしまう。
【００３５】
そこで、発明者らは種々実験を繰り返した結果、以下の（ｉ）〜（ｉｉｉ）のプロセスにより、この問題を解消し得ることがわかった。
（ｉ）  熱延板焼鈍を行う。
（ｉｉ）  その後、圧延率３０％以上の冷間圧延を行う。
（ｉｉｉ）  次いで、６００〜８００℃で最終焼鈍を行う。
これにより、炭窒化物をマルテンサイト相のマトリクス中に分散して存在させ、かつ固溶（Ｃ＋Ｎ）量を０．０４質量％以下に低減させることができる。
【００３６】
（ｉ）の熱延板焼鈍は、特に厳密な条件コントロールを要しないが、熱延板の歪みを除去するために６００℃以上に加熱することが望ましい。ただし、加熱温度が高すぎると結晶粒径の粗大化を招き、靱性が低下しやすくなって製造しにくくなるので、１１００℃以下で行うのがよい。加熱時間は均熱０〜１２０分程度が望ましい。材料加熱温度が６００〜８００℃の場合、この過程で炭窒化物はほぼ全量が析出し尽くす。８００℃を超える高温加熱の場合は、加熱温度が高いほど析出量は少なくなる。熱延板焼鈍では炭窒化物はマルテンサイトの粒界に優先的に析出しやすいので、特に加熱温度が６００〜８００℃の場合はＣｒ欠乏層の形成が顕著になりやすい。このＣｒ欠乏層は（ｉｉ）（ｉｉｉ）の過程により消失させることができる。
【００３７】
なお、特許文献６の段落００４３の記載によると、熱延板焼鈍（中間焼鈍）を６００〜８００℃の範囲で行うと炭窒化物の析出が抑えられると教示されるが、その後、本発明者らが詳細に調査した結果、上記の通り６００〜８００℃の温度範囲で炭窒化物の生成が認められることが判った。特許文献６では炭窒化物の析出が十分に抑えられているとき冷延耳切れが顕著に抑止できるとしているが、結果的に炭窒化物が生成してもＢ添加等により特許文献６で目的とする冷延耳切れの防止効果は十分得られるようである。
【００３８】
（ｉｉ）の冷間圧延は、所定の板厚を得ると共に、加工歪みの導入を目的とする。この加工歪みは、（ｉｉｉ）の最終焼鈍における組織均一化に必要となる。そのためには３０％以上の圧延率を確保しなければならない。圧延率の上限は特に制限されないが、現実的には８０％以下が望ましい。
【００３９】
（ｉｉｉ）の最終焼鈍は、再結晶化・軟質化の他、更に以下の２つの重要な目的を有する。１つは、熱延板焼鈍で生じたＣｒ欠乏層を消失させることである。３０％以上の冷間圧延により導入された加工歪みを駆動力として熱延組織を崩壊することで、旧マルテンサイト粒界に局在化していた炭窒化物はマトリクス中に分散し、このとき同時にマトリクス中のＣｒが析出物周辺に補給され、Ｃｒ欠乏層も消失する。もう１つは、特に熱延板焼鈍が８００℃を超えて高かった場合、析出しきれずに固溶状態で残ったＣおよびＮを十分に析出させることである。その際、前記の加工歪みが駆動力となって炭窒化物の析出サイトが増加し、この段階で新たに生成する炭窒化物はマトリクス中の粒界・粒内を問わずほぼ均一に生成する。このようにして最終焼鈍後には、炭窒化物がマルテンサイト中に分散して存在し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４％以下に低減したＣｒ欠乏層のない組織状態が得られるのである。熱延板焼鈍で粒界に析出した炭窒化物も、結果的に最終焼鈍で生じたものと区別できない程度に分散して存在する。
【００４０】
上記のような最終焼鈍の効果は６００℃以上の加熱によって得られるが、８００℃を超えるとすでに析出した炭窒化物が再固溶し、固溶（Ｃ＋Ｎ）量を安定して０．０４質量％以下にすることが困難となる。したがって、最終焼鈍温度は６００〜８００℃に規定する。加熱時間は、材料温度が６００〜８００℃の範囲内に設定した所定温度に達したのちすぐに冷却するいわゆる均熱０秒の焼鈍も採用できる。鋼帯での連続処理を考慮すると均熱０〜１８０秒程度が好ましい。
なお、前記（ｃ）タイプの鋼種では、例えば９５０〜１０５０℃といった高温で最終焼鈍を行うのが一般的である。これに対し本発明では、６００〜８００℃という低温で最終焼鈍を行い、その後に鋼板素材としての熱処理は施さない。これは、本発明では固溶（Ｃ＋Ｎ）量を低減させるという、従来材とは異なる組織状態を得るためである。
【００４１】
炭窒化物がマルテンサイト相のマトリクス中に分散して存在する組織状態であるかどうかは、透過型電子顕微鏡等を用いた直接的観察により確認できる。しかし、そのような機器を用いなくても、間接的に組織状態の良否を知ることができる。例えば、当該鋼板から下記（ａ）の試験片を作製し、下記（ｂ）に示す試験液を用いてＪＩＳ  Ｈ  ８５０２に準じたキャス試験を５０±２℃で２００時間行ってみればよい。
（ａ）  当該鋼板の表面を＃４００研磨仕上げした試験片。
（ｂ）  ５％ＮａＣｌ水溶液１リットル当たりＣｕ２Ｃｌを０．２６８ｇ溶解させた液に酢酸を加えてｐＨを３．０〜３．１に調整した試験液。
このとき、試験片表面に発銹が認められない耐食性を有していれば、炭窒化物は均一に分散し、Ｃｒ欠乏層は事実上ないとみてよい。
【００４２】
また、固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下であるかどうかは、後述の実施例に示すような抽出残渣の分析により確認することができる。しかし、そのような分析を行わなくても、間接的に固溶（Ｃ＋Ｎ）量が十分に低減されているかどうかを知ることができる。例えば、当該鋼板から下記（ａ’）の溶接試験片を作製し、上記（ｂ）に示す試験液を用いてＪＩＳ  Ｈ  ８５０２に準じたキャス試験を５０±２℃で２００時間行ってみればよい。
（ａ’）  当該鋼板に、溶加材を用いないビードオンプレートのＴＩＧ溶接を溶融部が母材板厚を貫通する条件で行った後、溶接ビード部の凸部をグラインダーで平滑化し、母材部と共に＃４００研磨仕上げした試験片。
このとき、溶接部表面に１．０ｍｍを超える径の発銹が認められない耐食性を有していれば、固溶（Ｃ＋Ｎ）量は例えば０．０４質量％以下に十分低減されているとみてよい。また、同時に母材部表面に発銹が認められない耐食性を有していれば、炭窒化物は均一に分散し、Ｃｒ欠乏層は事実上ないとみてよい。
【００４３】
最終焼鈍後にはさらに調質圧延を施すことができる。調質圧延は母材部の強度やばね性を高めるのに有効である。ただし、調質圧延率が３０％を超えると、母材部の延性低下および靱性低下の問題が顕在化しやすくなる。したがって、調質圧延を行う場合は圧延率３０％以下の範囲で行うことが望ましい。
【００４４】
【実施例】
〔実施例１〕
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、各鋼とも約１００ｋｇの鋼塊から熱間圧延を経て板厚４．０ｍｍの熱延板を製造した。表１中、Ａ１〜Ａ５が本発明で規定する化学組成を有する発明対象鋼、Ｂ１〜Ｂ５が比較鋼、Ｃ１が従来鋼のＳＵＳ３０１である。表１には前記（１）式で定義されるＬ値も示した。なお、Ｂ１はＣ含有量、Ｂ２はＮ含有量、Ｂ３およびＢ４はＬ値、Ｂ５はＣｒ含有量がそれぞれ本発明規定範囲を外れる。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
本発明対象鋼および比較鋼の熱延板（板厚４．０ｍｍ）については、７００℃×均熱１時間の熱延板焼鈍を行い、スケールを除去した後、板厚１．０ｍｍまで圧延率７５％の冷間圧延を施した。次いで７００℃×均熱６０秒の最終焼鈍を施し、焼鈍鋼板を得た。従来鋼のＣ１は加工硬化型ステンレス鋼であるため、１０７０℃の焼鈍後に圧延率４５％の冷間圧延を施し、板厚１．０ｍｍの調質圧延板とした。これらについて、鋼板中の固溶（Ｃ＋Ｎ）量を調べた。また、溶接ビードを形成した試験片（以下「溶接試験片」という）について、母材部および溶接部の耐食性，硬さを調べた。
【００４７】
固溶（Ｃ＋Ｎ）量は抽出残渣の分析により求めた。すなわち、鋼板から切り出した分析試験片を１０％アセチルアセトン＋１％テトラメチルアンモニウムクロライド＋メタノール溶液中で溶解電圧４０〜７０ｍＶにて溶解し、採取した残渣について質量測定およびＥＰＭＡの定量分析を行って残渣中のＣ，Ｎ量（未固溶のＣ，Ｎ量に相当する）を求め、その値と予め判っている全（Ｃ＋Ｎ）量の値を用いて固溶（Ｃ＋Ｎ）量を算出した。
【００４８】
溶接試験片は厚さ１．０ｍｍの鋼板に溶加材を用いないビードオンプレートのＴＩＧ溶接を施すことにより作製した。ＴＩＧ溶接条件は、電極：１．２ｍｍ径のタングステン，溶接電流：約７０Ａ，トーチ移動速度：３００ｍｍ／ｍｉｎ，シールガス：流量１０Ｌ／ｍｉｎのアルゴンとした。この条件で母材板厚を貫通する溶融部が形成された。
【００４９】
耐食性はキャス試験で評価した。溶接ビード部を含む１５０×１００ｍｍの溶接試験片について、溶接ビード部の凸部をグラインダーで平滑化し、その部分と母材部を共に＃４００研磨仕上げした後、キャス試験に供した。キャス試験はＪＩＳ  Ｈ  ８５０２のキャス試験方法に準じて、５％ＮａＣｌ水溶液１リットル当たりＣｕ２Ｃｌを０．２６８ｇ溶解させた液に酢酸を加えてｐＨを３．０〜３．１に調整した試験液を用い、５０±２℃で２００時間行った。母材部，溶接部について、それぞれ以下の基準で評価した。
○：発銹が認められない。
△：点状の発銹が認められるが、発銹点の径は１．０ｍｍ以下である。
×：１．０ｍｍを超える径の発銹が認められる。
この耐食性試験で母材部に発銹が見られず、かつ溶接部に１．０ｍｍを超える径の発銹が生じなければ、スチールベルトや配管用ステンレス鋼パイプをはじめとする多くの構造部材において実用上十分な優れた耐食性を有するとみてよい。そこで、母材部が○評価、かつ溶接部が△以上の評価であるものを合格と判定した。なお、耐食性試験は各鋼種とも２枚の試験片について行った（ｎ＝２）。
【００５０】
母材部の硬さは、鋼板母材部表面のＨＶ２０値にて表示した。溶接部の硬さは、溶接試験片の溶接ビードに垂直な断面について、ＨＶ０．１値（荷重０．１ｋｇ）を母材部から溶接部を経て母材部に至る直線上を０．２ｍｍ間隔で測定し、溶接部における最も低いＨＶ０．１測定値を「溶接部の最低硬さ」として表示した。
これらの結果を表２に示す。耐食性についてはｎ＝２の結果を併記してある。
【００５１】
【表２】
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【００５２】
表２に示されるように、本発明対象鋼は母材部，溶接部ともに耐食性は良好である。また、溶接部での著しい硬度低下はみられず、母材部，溶接部ともに３２０ＨＶ以上の硬さを維持した。
これに対し、比較鋼Ｂ１およびＢ４はそれぞれＣ含有量およびＬ値が本発明規定範囲より高いため、溶接部の耐食性が良くない。Ｂ２およびＢ３はそれぞれＮ含有量およびＬ値が本発明規定範囲より低いため、母材部で３２０ＨＶ以上の硬さが得られず、溶接部ではさらに硬度低下が生じた。Ｂ５はＣｒ含有量が高いため母材鋼板にδフェライトが残留し、母材部，溶接部とも３２０ＨＶ以上の硬さは得られていない。従来鋼Ｃ１はＳＵＳ３０１Ｈに相当し、溶接により溶融部がオーステナイト単相となったため、硬さが２００ＨＶと低い。
【００５３】
〔実施例２〕
表１のＡ１鋼を用いて、熱延板焼鈍後の冷間圧延率および最終焼鈍温度を種々変化させ、最終焼鈍後の固溶（Ｃ＋Ｎ）量，並びに母材部および溶接部の耐食性，硬さを調べた。各試験方法は実施例１と同様である。なお、熱延板焼鈍は７００℃×均熱１時間で行い、熱延板焼鈍前の板厚を調整して冷間圧延後の板厚が１ｍｍになるようにし、最終焼鈍の時間は均熱６０秒とした。
製造条件および結果を表３に示す。このうちＲ８は５％の調質圧延を施したものである。また、図１には冷間圧延率を６０％と一定にしたＲ３〜Ｒ７について、母材部の硬さと溶接部の耐食性に及ぼす最終焼鈍温度の影響を示す。
【００５４】
【表３】
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【００５５】
表３，図１に示されるように、熱延板焼鈍後に３０％以上の冷間圧延を施し、かつ最終焼鈍を６００〜８００℃の範囲で行った本発明例のものは、鋼板中の固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％以下となり、その鋼板は溶接後に母材部，溶接部とも優れた耐食性を示し、かつ溶接部においても３２０ＨＶ以上の硬さを維持することが確認された。透過型電子顕微鏡観察の結果、これらの鋼板には炭窒化物がマルテンサイト相のマトリクス中に粒内・粒界を問わずほぼ均一に分散していた。したがって、単に固溶（Ｃ＋Ｎ）量が低減しているだけでなく、Ｃｒ欠乏層も消失していると考えられる。この点は母材部の耐食性が非常に良好であることによって肯定されるところである。
【００５６】
これに対し、比較例のＲ１は冷間圧延率が３０％未満で冷延歪みが小さいため、最終焼鈍においては、熱延板焼鈍時の局所的な炭窒化物析出に伴うＣｒ欠乏層を消失させることができなかったこと、および、新たな炭窒化物が冷間圧延前にマルテンサイト粒界であったサイトに局所的に析出したことが考えられ、母材部，溶接部とも耐食性が悪かった。Ｒ４は最終焼鈍温度が６００℃未満のため、熱延板焼鈍時に生じたＣｒ欠乏層を消失させることができなかったと考えられ、母材部，溶接部の耐食性に劣った。Ｒ７は最終焼鈍温度が高すぎたため、鋼板中の固溶（Ｃ＋Ｎ）量が０．０４質量％を超え、溶接時に熱影響部で新たな炭窒化物が生成して鋭敏化したと考えられ、溶接部の耐食性が劣化した。
【００５７】
【発明の効果】
本発明によれば、本来的に安価なマルテンサイト系ステンレス鋼において、特殊な元素を添加することなく、溶接に供したときに耐食性および強度が高く維持できる鋼板が提供可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材部の硬さと溶接部の耐食性に及ぼす最終焼鈍温度の影響を示すグラフ。
【図１】
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