(57)【要約】【課題】溶接部の耐食性を画期的に改善したＣｒ含有合金を安価で提供する。【解決手段】質量%で、C:0.002%以上0.012%以下、N:0.003%以上0.012%以下、C+N:0.005%以上0.020%以下、Si:0.05%以上1.0%以下、Mn:0.1%以上0.5%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Cr:9.0%超え12.0%未満、Ni:0.5%未満、Mo:0.02%以上0.2%以下、Al:0.005%以上0.05%以下、B:0.0001%以上0.0010%以下、O:0.0030%超え0.0100%以下、Ti:0.05%以上0.40%以下、残部Fe及び不可避的不純物からなり、【数１】2005281711.tif 000008であることを特徴とする、溶接部の耐食性に優れたＣｒ含有合金。  なお、［％Ｘ］は、鋼中成分Ｘの質量％を表わす。【選択図】      図１
2005281711.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０１２％以下、Ｎ：０．００３％以上０．０１２％以下、Ｃ＋Ｎ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：９．０％超え１２．０％未満、Ｎｉ：０．５％未満、Ｍｏ：０．０２％以上０．２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００１０％以下、Ｏ：０．００３０％超え０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．４０％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
【数１】
2005281711.tif 000007
であることを特徴とする溶接部の耐食性に優れたＣｒ含有合金。
なお、［％Ｘ］は、鋼中成分Ｘの質量％を表わす。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｖ：０．０１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．２％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のＣｒ含有合金。
【請求項３】
質量％でさらに、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下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Ｃｒ含有合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接部の耐食性が優れた、特に自動車排気系部材として好適なＣｒ含有合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系Ｃｒ含有合金はＳＵＳ３０４のようなオーステナイト系ステンレス鋼に比べ、熱膨張係数が小さく、繰り返し加熱と冷却を繰り返す環境では有利であることに加え、Ｎｉを含まないことから安価である。したがって自動車の排気系部材には、ＳＵＨ４０９ＬなどのＣｒ含有合金が広く用いられている。たとえば、自動車のエンジンから排出されたガスを処理する触媒コンバータのハウジングやマフラー等の排気系部材がその一例である。
【０００３】
Ｃｒ含有合金は、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、レーザー溶接、プラズマ溶接、電縫溶接等の方法で鋼板の端部を溶接し造管される。造管したのち、自動車のデザインに合わせて、曲げ加工、絞り加工、拡管加工などの種々の加工が施される。このようなＣｒ含有合金パイプでは、排気ガスの濃縮溶液による粒界腐食や全面腐食が特に溶接部で顕著となり、穴空きや孔食が発生するといった問題があった。
【０００４】
Ｃｒ含有合金あるいはフェライト系ステンレス鋼の溶接部の耐食性向上に対しては種々の方法が提案されてきた。
【０００５】
例えば、特許文献１は、鋼のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＡｌおよびＴｉ量を、Ｃ：０．００５〜０．０１２％、Ｎ：０．００５〜０．０１０％、Ｃ＋Ｎ≦０．０１９％、Ｓｉ：０．３〜０．７％、Ｍｎ≦０．５％、Ｐ：０．０２５％、Ｓ≦０．００５％、Ｃｒ：１０〜１２％、Ｎｉ＜０．５％、Ａｌ≦０．０３％、Ｔｉ≦０．１−０．３％と規制することで、電縫管の溶接部耐食性を向上させる技術を開示している。  
しかし、この方法では溶接部の初期発錆は抑制されるが、実際の使用環境である低ｐＨ溶液による腐食に弱いといった問題があった。
【０００６】
また、特許文献２は、鋼のＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ量を、Ｃ≦０．０３％、Ｎ≦０．０２％、Ｓｉ≦１％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０３％、Ｃｒ：７−１８％、Ｎｉ：０．２−３．４％と規制し、かつ、ＴｉまたはＮｂの含有量を関係式、Ｔｉ：２×（Ｃ＋Ｎ）乃至２０×（Ｃ＋Ｎ）、又はＮｂ：４×（Ｃ＋Ｎ）乃至２０×（Ｃ＋Ｎ）で制限して含有することで、溶接部の粒界腐食を抑制し、低温靱性を確保する技術が開示されている。また、Ｍｏ：０．１−５％，Ｃｕ：０．１−４％含むことにより、低ｐＨ溶液による耐腐食性を改善することが記載されている。  
しかし、この方法においては、Ｍｎを多量に含むため、溶接部にマルテンサイト相が生成し、耐食性が十分に確保できないといった問題があった。
【０００７】
また、特許文献３には、フェライト系ステンレス鋼において、Ｃ≦０．０３％、Ｎ≦０．０２％，Ｃ＋Ｎ≦０．０４％，Ｓｉ≦１．０％，Ｍｎ＜０．５％，Ｃｒ：１１−２１％，Ｎｉ：０．５−２．０％，Ａｌ：０．００５−０．３０％，Ｔｉ：０．１−０．７％（但し，（Ｃ＋Ｎ）量に対して５倍以上）と規制し、溶接性特に溶接部の加工性に優れかつ溶接部の耐発銹性を改善することが記載されている。  
しかし、この方法では高価なＮｉを多く添加する必要があり、製造コストが高いといった問題があった。
【０００８】
いずれにしても、特許文献１乃至３に開示されたＣｒ含有合金あるいはフェライト系ステンレス鋼は、何れも溶接部の耐食性が十分とはいえず、更なる改善が求められていた。
【特許文献１】特開平３−２８７７４４号公報、特許請求の範囲、２頁右上欄６行乃至３頁左上欄２行など
【特許文献２】特開２００２−３２７２５１号公報、特許請求の範囲、段落［００２２］等
【特許文献３】特公昭５５−４７１０３号公報、特許請求の範囲、２頁３欄１６−２７行など
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明者は、鋼成分に関し、Ｃ、Ｎ、Ｃ＋Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｏ、ＢおよびＴｉ含有量を規制し、Ｏを適宜含有させることで、溶接部の耐食性が飛躍的に向上するとの知見を得た。すなわち、溶接部は急激な加熱−冷却プロセスが行われ、特許文献１−３に記載された各添加元素に関する知見をそのまま採用することはできず、より厳しい組成管理が必要となる。また、コスト面からＮｉの添加量を極力少なくした要請がある。
【００１０】
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、溶接部の耐食性を画期的に改善したＣｒ含有合金を安価で提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、この目的を達成するためになされたもので、その要旨は次のとおりである。
【００１２】
（１）質量％で、Ｃ：０．００２％以上０．０１２％以下、Ｎ：０．００３％以上０．０１２％以下、Ｃ＋Ｎ：０．００５％以上０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：９．０％超え１２．０％未満、Ｎｉ：０．５％未満、Ｍｏ：０．０２％以上０．２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００１０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．４０％以下、Ｏ：０．００３０％超え０．０１００％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
【数２】
2005281711.tif 000003
【００１３】
であることを特徴とする、溶接部の耐粒界腐食性に優れたＣｒ含有合金。
【００１４】
なお、［％Ｘ］は、鋼中成分Ｘの質量％を表わす。
【００１５】
（２）（１）の組成に加えて、質量％でさらに、Ｖ：０．０１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．１％、Ｃｏ：０．０１％以上０．２％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するＣｒ含有合金。
【００１６】
（３）（１）あるいは（２）に加えて、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下を含有するＣｒ含有合金である。
【発明の効果】
【００１７】
本発明のＣｒ含有合金は、Ｃ、Ｎ、Ｃ＋Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｏ、ＢおよびＴｉ含有量を規制し、Ｏを適宜含有させることにより、溶接部の耐食性を向上させることを目的としており、産業上格段の効果を有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明を具体的に説明する。
【００１９】
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００２０】
Ｃ：０．００２％以上０．０１２％以下
Ｃは靭性を低下させるだけでなく、加工性も低下させるので、含有量は低いほうが望ましい。ただし、結晶粒の粗大化を招き、かえって靭性を低下させるばかりでなく、過剰な低減は製鋼コストが増加する。そこで本発明では、Ｃ量はＣ：０．００２％以上０．０１２％以下とした。好ましくは、０．００２５％以上０．０１０％以下とする。
【００２１】
Ｎ：０．００３％以上０．０１２％以下
ＮはＣと同様に靭性を低下させるだけでなく、加工性も低下させるので、含有量は低いほうが望ましい。ただし、過剰な低減は製鋼コストの増加を招くばかりでなく、結晶粒の粗大化を招き、かえって靭性を低下させる。そこで本発明では、Ｎ量は０．００３％以上０．０１２％以下とする。
【００２２】
Ｃ＋Ｎ：０．００５％以上０．０２０％以下
Ｃ＋Ｎの合計は、Ｃ，Ｎの添加量の制御と同じ理由により、０．００５％以上０．０２０％以下とする。好ましくは０．００８％以上０．０１８％以下とする。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５％以上１．０％以下
Ｓｉは、耐酸化性ならびに耐食性高めるのに有効な元素であるので、０．０５％以上添加する。一方で、１．０％を超える添加は硬質化による伸びの低下、または加工割れが問題となるため、１．０％以下添加する。好ましくは、０．１０％以上０．８％以下とする。
【００２４】
Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下
Ｍｎは強度の向上に有効な元素であるが、多量に含有させると靭性を低下させるばかりでなく、耐食性を劣化させる。したがってＭｎは０．１％以上０．５％以下に規定した。好ましくは０．１％以上０．４％以下とする。
【００２５】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは強度の向上に有効な元素であるが、多量に含有させると靭性を低下させるので０．０４％以下に限定した。なお、好ましくは０．０３％以下とする。
【００２６】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは多量の含まれるとＴｉやＭｎ等と析出物や介在物を形成することで、耐食性を劣化させるばかりででなく、加工時の破断の起点となりやすい。したがって、Ｓは０．００５％以下とした。好ましくは０．００４％以下とする。
【００２７】
Ｃｒ：９．０％超え１２．０％未満
Ｃｒは耐食性の向上ならびに耐酸化性の向上に不可欠な元素であり、含有量が９．０％以下では十分な効果が得られない。ただし１２．０％以上の添加は加工による割れや靭性の低下を招くので、Ｃｒは９．０％超え１２．０％未満とする。
【００２８】
Ｎｉ：０．５％未満
Ｎｉは靭性ならびに耐食性の向上に寄与するが、０．５％以上添加すると製造コストが増加するばかりでなく、溶接部にマルテンサイト相が生成し伸びを低下させる。そのためＮｉ量は０．５％未満とした。好ましくは０．４％以下とする。
【００２９】
Ｍｏ：０．０２％以上０．２％以下
溶接後の凝固過程において、Ｐ，Ｂといった半金属元素は粒界に拡散し、Ｃｒと結合することでＰ化物やＢ化物として析出する。その結果、Ｃｒ欠乏層が形成され、耐食性が劣化する。ＭｏはＰ，Ｂとの化学的な結合力が強く、溶接により接合部分が溶解し液体状態になった場合にＭｏ−Ｐ，Ｍｏ−Ｂの原子対を形成することでＰ化物やＢ化物としての析出を抑制する効果を持つ。この効果は０．０２％以上の添加によって有効となるが、０．２％を超える過剰な添加は、母材並びに溶接部の伸びを低下させ、加工時の割れの原因となる。従って、Ｍｏの添加量は０．０２％以上０．２％以下とした。好ましくは０．０５％以上０．１５％以下とする。
【００３０】
Ａｌ：０．００５％以上０．０５％以下
Ａｌは脱酸材として非常に有効な元素であり、鋼の清浄度を保つ意味でも０．００５％程度の添加が望ましい。但し、０．０５％を超えて添加するとＡｌ2Ｏ3系酸化物のクラスター起因の表面欠陥が発生しやすくなるため、Ａｌは０．００５％以上０．０５％以下とした。好ましくは０．０１％以上０．０４％以下とする。
【００３１】
Ｂ：０．０００１％以上０．００１０％以下
Ｂは原子半径が小さく拡散速度が大きいため、溶接後の凝固過程で結晶粒界に拡散する。その結果、結晶粒同士の結合を強め、２次加工脆性を改善する効果を持つ。この効果は０．０００１％以上のＢ添加により有効となるが、０．００１０％を超える過剰な添加は溶接部の伸びを低下させるばかりでなく、溶接部の粒界腐食を促進させる。したがって、Ｂの添加量は０．０００１％以上０．００１０％以下とした。好ましくは０．０００２％以上０．０００８％以下とする。
【００３２】
Ｏ：０．００３０％超え０．０１００％以下
Ｏは溶接時に主にＡｌやＴｉといった元素と微細な酸化物やケイ酸塩などの非金属介在物を生成し、一般には耐食性を劣化させるものとされている。しかし、これら非金属介在物が適当量存在すると、溶融後の再結晶において結晶粒の成長を抑制する効果を持つ。この場合、同時にＣｒ炭窒化物の粒界析出が抑制され、鋭敏化を防止することができる。この効果は、Ｏの含有量が０．００３０％を超えると期待できる。しかし、０．０１００％を超えると溶融金属の粘性が下がり過ぎて凝固後の溶接ビード形状が悪くなることに加え、介在物があまりに多量に生成し耐食性が劣化する。したがって、本発明では０．００３０％超え０．０１００％以下とする。好ましくは０．００３５％以上０．００９０％以下とする。
【００３３】
Ｔｉ：０．０５％以上０．４０％以下
Ｔｉは優先的に炭窒化物を形成して固溶Ｃ，Ｎを低減させ、Ｃｒの炭窒化物の形成を抑制することで、延性、靭性、溶接性および耐食性を高める効果がある。しかしながら、含有量が０．０５％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、０．４０％を超えての添加はかえって靭性を低下させるばかりでなく、ＴｉＮが析出し表面疵の原因となる。したがってＴｉは０．０５％以上０．４０％以下とした。好ましくは０．１０％以上０．３０％以下とする。
【００３４】
上記した成分以外の残部については、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては例えば、Ｍｇ：０．００１５％以下、Ｃａ：０．００２０％以下、等の元素が挙げられる。
【００３５】
以上、基本成分の適正範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、次式の関係も併せて満足する必要がある。
【数３】
2005281711.tif 000004
【００３６】
なお、［％Ｘ］は、鋼中成分Ｘの質量％を表わす。
【００３７】
上掲式（１）はＴｉによって固溶Ｃ，Ｎを優先的に固着するために必要な条件で、上式を満足させることで、Ｃｒ炭窒化物の析出に伴う、脱Ｃｒ層の形成を抑制することができる。本発明が問題としている溶接のような急激な加熱−冷却プロセスではＴｉが十分に添加されている、すなわち［％Ｔｉ］／（［％Ｃ］＋［％Ｎ］）が１５に満たないと、この効果は十分得られない。
【００３８】
また、上掲式（２）および（３）を満足することは溶接部耐食性を飛躍的に向上させるうえで非常に重要である。
【００３９】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。0.004%C-(0.05〜1.0)%Si-0.32%Mn-0.02%P-0.003%S-(10.0〜12.0)%Cr-0.10%Ni-(0.001〜0.1)%Mo-0.25%Ti-0.0070%N-(0.0001〜0.0035)%B-0.018%Alの成分の鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（５０ｋｇ）とした。これら小型鋼塊から１７５ｍｍ厚の試験片を切り出し、１０５０〜１１５０℃で加熱後に熱間圧延し、３．５ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板に箱型焼鈍に相当する７５０〜８００℃で８ｈの焼鈍を施し、酸洗後、冷間圧延し１．５ｍｍ厚の冷延板とした。さらに、７５０〜８８０℃で４０ｓの仕上げ焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。
【００４０】
溶接は上記冷延焼鈍板の表面を＃５００のエメリー研磨後、圧延方向と平行にＴＩＧ溶接を行った。ＴＩＧ溶接は電流１４０〜１５０Ａ、電圧１０Ｖ、溶接速度０．０１ｍ／ｓ、ガスシールドは９９．９９％のＡｒを用い、鋼板の表ビード側が２０ｌ／ｍｉｎ、裏ビード側が１０ｌ／ｍｉｎの流量で行った。
【００４１】
溶接部の耐食性試験としては２％硫酸−３％硫酸銅溶液中での浸漬試験を行った。試験片サイズは幅６０ｍｍ×長さ１５ｍｍであり、溶接ビードを幅方向中央にくるように採取し、端部を＃５００のエメリー紙で研磨仕上げとした。試験片とＣｕ片を接触させた状態で６０℃の上記溶液中で２０ｈ浸漬保持し、その後ＨＡＺ部を頂点として０．５ｔ曲げを行い、曲げ部の割れの程度を評価した。この際、割れの発生しなかった耐食性の良好の試料は０点、割れは発生していないが肌荒れがあるものを１点、毛割れが発生しているものを２点、さらに割れの程度によって大きな割れが発生した耐食性の劣るものを３〜５点と６段階に指数付けし定量評価を行った。
【００４２】
図１に溶接部耐食性におよぼすＰ値の影響を示す。
【００４３】
図１から明らかなように、本発明によってＰ≧１５．０の範囲にあるときには耐食性試験評点が１以下であり、溶接部の耐食性が良好であることが分かる。
【００４４】
また、上掲式（３）のＮ値は溶接部に生成するマルテンサイト量と密接な関係があるもので、Ｎ値が正の値を持つ時には、溶接部にマルテンサイトが生成し、耐食性ならびに靭性を劣化させる。このため、Ｎ≦０とした。
【００４５】
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００４６】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下の元素を適宜含有させることができる。
【００４７】
Ｖ：０．０１％以上０．３％以下、Ｗ：０．００１％以上０．１％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．２％以下
Ｖ、ＷおよびＣｏはいずれも溶接による熱影響部の割れ感受性を改善するのに有効な元素であるが、それぞれの添加量が下限に満たないとその効果が得られず、一方、上限を超えての添加は母材および溶接部の靭性を低下するので、上記の範囲に規定する。好ましくはＶ：０．０２％以上０．２５％以下、Ｗ：０．００１％以上０．０８％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．１５％以下とする。
【００４８】
Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、より高耐食を志向する場合には必要に応じて添加することが望ましい。この効果は０．０５％以上の添加で現れるが、２．０％を超えての添加は、熱間加工性の劣化ならびに溶接部の靭性の劣化を招く。したがって、Ｃｕの添加量は０．０５％以上２．０％以下とする。好ましくは０．１〜１．８％とする。
【００４９】
次に、本発明鋼の好適製造方法について説明する。
【００５０】
上記した成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空熔解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法によりスラブとする。このスラブをその後加熱するか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延鋼帯とする。熱延鋼帯には、通常は連続焼鈍炉あるいは箱型炉による焼鈍が施されるが、用途によっては焼鈍を省略してもよい。ついで、酸洗後,冷間圧延により冷延鋼帯とし、再結晶焼鈍、酸洗を施して製品とする。なお、鋼組成を本発明の成分組成に調製することは、式（１），（２），（３）の範囲内に調製することを含めて、常套的な手段を用いて当業者が容易におこなうことができる。
【００５１】
＜実施例＞
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１−１、表１−２に示す成分の鋼を真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（５０ｋｇ）とした。これら小型鋼塊から１７５ｍｍ厚の試験片を切り出し、１１００℃で加熱後に熱間圧延し、３．５ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板に箱型焼鈍に相当する７００〜８００℃で８ｈの焼鈍を施し、酸洗したのち冷間圧延し１．５ｍｍ厚の冷延板とした。さらに、７５０〜８８０℃で４０ｓの仕上げ焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。
【００５３】
溶接部の耐食性試験としては２％硫酸−３％硫酸銅溶液中での浸漬試験を行った。試験片サイズは幅６０ｍｍ×長さ１５ｍｍであり、溶接ビードを幅方向中央にくるように採取し、端部を＃５００のエメリー紙で研磨仕上げとした。試験片とＣｕ片を接触させた状態で６０℃の上記溶液中で２０ｈ浸漬保持し、その後ＨＡＺ部を頂点として０．５ｔ曲げを行い、曲げ部の割れの程度を評価した。この際、割れの発生しなかった耐食性の良好の試料は０点、割れは発生していないが肌荒れがあるものを１点、毛割れが発生しているものを２点、さらに割れの程度によって大きな割れが発生した耐食性の劣るものを３〜５点と６段階に指数付けし定量評価を行った。
【００５４】
表１−２に各鋼のＰ値、Ｎ値および溶接部の耐食性試験結果を示す。
【００５５】
本発明による鋼（Ａ乃至Ｈ）は評価が０又は１であり、評価が２乃至５である比較例（Ｉ乃至Ｏ）と比べて優れた溶接部耐食性を有していることがわかる。
【表１−１】
2005281711.tif 000005
【００５６】
【表１−２】
2005281711.tif 000006
なお、比較例Ｍは、特許文献１の第１表に記載された「本発明鋼１１」の組成であるが、特許文献１の第１表に記載された残りの「本発明鋼１２，１３」についてもその組成が本発明の範囲外である。同様に、比較例Ｎは、第１表に記載された「本発明鋼２」の組成であるが、特許文献２の第１表に記載された残りの「本発明鋼１，３−７」についてもその組成が本発明の範囲外である。さらに、特許文献３の第１表に記載されている「本発明鋼７−１１」についてもその組成が本発明の範囲外である。これをまとめて記載すると以下のとおりである。
【００５７】
相違する組成
特許文献１  
本発明鋼１２  Ｍｏ：０％，Ｂ：０％
本発明鋼１３  Ｍｏ：０％，Ｂ：０％
特許文献２  
本発明鋼１    Ｍｎ：０．８５％
本発明鋼３    Ｍｎ：１．５１％
本発明鋼４    Ｍｎ：１．５１％
本発明鋼５    Ｍｎ：１．２％
本発明鋼６    Ｍｎ：１．２５％
本発明鋼７    Ｍｎ：０．８８％
特許文献３
本発明鋼７    Ｎｉ：０．６６％
本発明鋼８    Ｎｉ：１．０１％
本発明鋼９    Ｎｉ：１．４４％
本発明鋼１０  Ｎｉ：０．６６％
本発明鋼１１  Ｎｉ：０．６３％
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】溶接部耐食性におよぼすＰ値の影響を示す図。
【図１】
2005281711.tif 000009