(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト量が5体積％以上であるフェライト＋マルテンサイト複相組織を呈する鋼板の製造法において、質量％で、Ｃ：0.06％以下，Ｓi：2.0％以下，Ｍn：2.0％以下，Ｃr：10.0〜20.0％，Ｎi：4.0％以下，Ｃu：3.0％以下，Ｎ：0.12％以下，Ｂ：0（無添加）〜0.015％であり、さらにＭo：3.0％以下，Ｔi：0.10％以下，Ｎb：0.40％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、圧延率15％以上の冷間圧延が施された冷延鋼板を焼鈍炉に導入し、フェライト＋オーステナイトの２相域となる850〜1100℃に加熱した後、常温まで冷却する仕上複相化処理を施すことを特徴とする、下記(1)式で定義される鋭敏化指数Ｓtが−7〜−31であり、かつ表面硬度が270HV以上である溶接構造物用複相組織ステンレス鋼板の製造法。
Ｓt＝100Ｃ＋30Ｎ−0.32γ ……(1)
ただし、γは常温におけるマルテンサイト量（体積％）である。
【請求項２】
仕上複相化処理後に圧延率30％以下の仕上冷間圧延を施す請求項１に記載の溶接構造物用複相組織ステンレス鋼板の製造法。
【請求項３】
仕上複相化処理後に200〜500℃で時効処理を施す請求項１に記載の溶接構造物用複相組織ステンレス鋼板の製造法。
【請求項４】
仕上複相化処理後に圧延率80％以下の仕上冷間圧延を施し、更に200〜500℃で時効処理を施す請求項１に記載の溶接構造物用複相組織ステンレス鋼板の製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接熱影響部の耐食性を改善した溶接構造部材用複相組織ステンレス鋼板の製造法に関するものであり、溶接構造物としては、例えば、物干し竿や建材等に用いるステンレス鋼パイプ，自転車リム材，スチールベルト等が挙げられる。
【０００２】
【従来の技術】
既存の高強度ステンレス鋼は、［１］マルテンサイト系ステンレス鋼，［２］準安定オーステナイト系ステンレス鋼，［３］析出硬化型ステンレス鋼に大別できる。
【０００３】
マルテンサイト系ステンレス鋼は、一般的にＦe−Ｃr−Ｃ系からなるものであり、焼入れ温度領域ではオーステナイト単相を呈し、常温までの冷却中にほぼ完全にマルテンサイトに変態する。この系の鋼は焼入れ処理後には硬化により加工性が乏しくなるので、通常は焼きなまし状態で曲げ，切削，切断などの加工を行い、所定の形状の部材にしてから焼入れ処理あるいはさらに焼戻し処理を施し、高強度を付与する。しかし、大きな部材では焼入れ処理が困難である。また、溶接構造物では、マルテンサイト単相組織のため溶接割れを起こしやすく、溶接後に熱影響部に焼戻し処理を施す必要がある。
【０００４】
さらに、この系の鋼は本来Ｃを比較的多く含有しているため、溶接熱影響部でＣr炭化物が析出して、耐食性低下を引き起こしやすい欠点がある。この欠点を補うため、低Ｃ化した焼入れマルテンサイト相を得る手法が開発されている。例えば、日新製鋼技報（昭和49年 第31号 p.32）には、Ｔiを0.3％程度添加して固溶ＣをＴiＣとして固定することで溶接熱影響部の耐食性を改善する技術が紹介されている。これは非常に有効な手段であるが、Ｔiの添加はＴiクラスター起因の表面疵を発生させる場合があり、品質面においてさらなる改善手段が望まれる。
【０００５】
準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、焼鈍後はオーステナイト単相であり、冷間圧延で加工硬化マルテンサイト相が生成する加工硬化型ステンレス鋼である。代表鋼種としてSUS301，SUS304等が挙げられる。この系は、冷間圧延率，合金成分の調整で所望の強度・延性バランスを取りうるが、溶接を行うと冷間加工で生じた加工誘起マルテンサイトがオーステナイトに逆変態して軟化してしまうという不具合を生じる。また、この系では溶接熱影響部でＣr炭化物析出によるＣr欠乏層が生じ、粒界応力腐食割れが発生することがある。
【０００６】
析出硬化型ステンレス鋼は、マトリックスの組成によりマルテンサイト系，フェライト系，オーステナイト系などに分類される。いずれも時効硬化に寄与するＡl，Ｔi，Ｎb，Ｃuなどを１種または２種以上含有し、これらの元素が過飽和状態となる温度に保持することにより金属間化合物を析出させて強化を図るものである。このような金属間化合物が主体となって発現する析出効果は、置換型元素の拡散速度に律速されるところが大きい。このため、時効処理は高温・長時間となり、設備能力等の面で制約を受けやすい。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、従来の高強度ステンレス鋼では、加工性，溶接軟化，溶接熱影響部の耐食性，表面欠陥，設備面での経済性などにおいていくつかの問題点を有している。本発明は、これらの欠点のない鋼板であって、特に溶接熱影響部での耐食性低下を安定して改善できる鋼板を提供し、その鋼板により、溶接後に焼戻しが不要で耐食性低下のない溶接構造物を提供しようというものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは種々検討の結果、上記目的は高温でフェライトとオーステナイトの混合組織となり、常温に冷却したときにフェライト＋マルテンサイト複相組織となるステンレス鋼において、成分組成と組織状態を厳密に調整した鋼板によって達成できることを見出した。
【０００９】
すなわち、本発明では、フェライト量が5体積％以上であるフェライト＋マルテンサイト複相組織を呈する鋼板の製造法において、質量％で、Ｃ：0.06％以下，Ｓi：2.0％以下，Ｍn：2.0％以下，Ｃr：10.0〜20.0％，Ｎi：4.0％以下，Ｃu：3.0％以下，Ｎ：0.12％以下，Ｂ：0（無添加）〜0.015％であり、さらにＭo：3.0％以下，Ｔi：0.10％以下，Ｎb：0.40％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、圧延率15％以上の冷間圧延が施された冷延鋼板を焼鈍炉に導入し、フェライト＋オーステナイトの２相域となる850〜1100℃に加熱した後、常温まで冷却する仕上複相化処理を施すことを特徴とする、下記(1)式で定義される鋭敏化指数Ｓtが−7〜−31であり、かつ表面硬度が270HV以上である溶接構造物用複相組織ステンレス鋼板の製造法を提供する。
Ｓt＝100Ｃ＋30Ｎ−0.32γ ……(1)
【００１０】
ここで、(1)式右辺のＣおよびＮの箇所にはそれぞれ質量％で表されたＣおよびＮの含有量が代入される。また(1)式右辺のγには常温における当該鋼板中のマルテンサイト量（体積％の値）が代入される。このγ値は、同一化学組成の鋼板でも、その鋼板の熱履歴によって異なってくる性質のものである。なお、本発明でいう「鋼板」には「鋼帯」の状態のものが含まれる。
【００１１】
また本発明では、上記仕上複相化処理後にさらに以下のi)〜iii)のいずれかを施す溶接構造物用複相組織ステンレス鋼板の製造法を提供する。
i) 圧延率30％以下の仕上冷間圧延を施す，ii) 200〜500℃の時効処理を施す，iii) 圧延率80％以下の仕上冷間圧延を施し、更に200〜500℃で時効処理を施す。
ここで、仕上複相化処理に供する「冷延鋼板」とは、少なくとも15％以上の冷間圧延を施した後、まだ熱処理されていない状態のものをいう。冷延途中で中間焼鈍を行う場合は、最終中間焼鈍後の冷間圧延率が15％以上であることを要する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明の対象となる複相組織ステンレス鋼板は、「加工誘起マルテンサイト＋オーステナイト」の２相からなる準安定オーステナイト系ステンレス鋼ではなく、「フェライト＋マルテンサイト」の２相微細組織を有するものである。ただし、単に組織をこのような複相組織にするだけで溶接熱影響部の耐食性を安定的に改善できるわけではない。それには工夫を要する。すなわち、溶接構造物には、それぞれの用途特性に応じて、［１］複相化熱処理まま，［２］複相化熱処理＋冷間圧延，［３］複相化熱処理＋時効処理，［４］複相化熱処理＋冷間圧延＋時効処理、といった各種プロセスにより製造された鋼板が使用される。これら［１］〜［４］いずれの鋼板においても、変態強化と、加工硬化および時効硬化の１種または２種の組み合わせによる強化を図りつつ、加工性，耐溶接軟化性を維持したうえで、溶接熱影響部の耐食性を安定的に付与する必要がある。以下、本発明を特定するための時効について説明する。
【００１３】
〔合金元素〕
Ｃは、マルテンサイト相の強化に極めて有効である。また、オーステナイト形成元素であることから、Ａc1点以上の温度におけるオーステナイト生成量、ひいては冷却後のマルテンサイト生成量を確保するために有効に作用する。これらの作用は0.01質量％以上のＣ含有で特に顕著になる。ただし、Ｃ含有量が多くなると複相化処理の冷却過程や時効処理において粒界にＣr炭化物が析出するようになり、耐粒界腐食性や疲労特性の低下を招く。このため、Ｃは0.06質量％以下の範囲で含有させる。
【００１４】
Ｓiは、通常、脱酸剤として使用されるが、本発明ではさらに次のようなＳiの作用を利用する。すなわち、Ｓiはマルテンサイト相を硬くするとともに、オーステナイト相にも固溶しこれを硬化させ、冷間加工後の強度を向上させる。また、時効処理においては「ひずみ時効」により時効硬化能を増大させる。ただし、過度のＳi添加は高温割れを誘発し易くし、製造上問題となる。このためＳiは2.0質量％以下の範囲で含有させる。なお、好ましいＳi含有量の下限は0.20質量％である。
【００１５】
Ｃrは、耐食性を確保するために必須の元素であり、本発明の適用対象となる用途においては10.0質量％以上のＣr含有が必要である。しかし、20.0質量％を超えると鋼の靱性が低下するので好ましくない。また、Ｃrはフェライト形成元素であるため、多量のＣrを含有させると、その分、多量のオーステナイト形成元素（Ｃ，Ｎ，Ｎi，Ｍn，Ｃu等）の添加が必要となり、これは、コスト上昇だけでなく、常温でのオーステナイトの安定化をもたらし、高強度化を困難にする。このため、Ｃr含有量の上限は20.0質量％とする。
【００１６】
Ｎi，ＭnおよびＣuは、オーステナイト形成元素であり、仕上複相化処理の高温保持過程でフェライト＋オーステナイト（常温でフェライト＋マルテンサイト）の組織を得るために必要である。これらの元素の含有量が増加するに伴ってマルテンサイト量が増加し、高強度が得られる。しかし、過剰に添加すると高温のオーステナイト相が常温までの冷却過程でマルテンサイトに変態しきれずオーステナイト相のまま残留するようになり、強度低下を招く。このため、Ｎiは4.0％以下，Ｍnは2.0％％以下，Ｃuは3.0％以下の範囲で添加する。なお、好ましいＮi，ＭnおよびＣuの含有量下限は、いずれも0.20質量％である。
【００１７】
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト形成元素であり、Ｃほど顕著ではないがマルテンサイト相の強化に有効である。また、Ｃに比較して鋭敏化の原因になりにくいので、許容されるＮ含有量はＣに比べ高い。ただし、過度のＮ添加はブローホール等の内部欠陥を招く。本発明ではＮ含有量の上限を0.12質量％とする。なお、好ましいＮ含有量の下限は0.005質量％である。
【００１８】
Ｂは、熱間圧延温度域でのフェライト相とオーステナイト相の変形抵抗の差異により生じる熱延鋼帯のエッジクラック発生防止に有効である。しかし、過度に添加すると低融点ホウ化物が形成し易くなり、逆に熱間加工性の劣化や溶接高温割れを招くようになるので、Ｂを添加する場合は0.015質量％以下の範囲で行う必要がある。
【００１９】
Ｍoは、耐食性に寄与する元素である。0.05質量％以上添加することが望ましく、また、大きな効果を得るには0.5質量％以上添加することが一層望ましい。ただし、過剰添加は熱間加工性低下やコスト増を招くので、Ｍoの上限は3.0質量％とする。
【００２０】
ＴiおよびＮbは、ＣやＮを炭窒化物として固定することで溶接熱影響部の耐食性を改善し、また、結晶粒を微細化する作用により強度上昇にも寄与する元素である。Ｔiは、0.01質量％以上添加することが望ましく、0.03質量％以上添加することが一層望ましい。Ｎbは、0.01質量％以上添加することが望ましく、0.10質量％以上添加することが一層望ましい。ただし、Ｔiはクラスター起因の表面欠陥の原因となるので、Ｔiの上限は0.10質量％とする。またＮbは低融点合金相や酸化に起因した溶接高温割れをもたらすので、Ｎbの上限は0.40質量％とする。
【００２２】
〔鋭敏化指数〕
ステンレス鋼板に溶接を施したとき、溶接熱影響部において母材の温度が600〜900℃に達する領域では、粒界にＣr系炭窒化物が析出して、母材の結晶粒界近傍にはＣr濃度の低い部分（Ｃr欠乏層）ができる。そうなるとこの材料は非常に粒界腐食の起こりやすい状態となる。これがいわゆる鋭敏化現象である。発明者らの研究によると、溶接母材となる鋼板（母材鋼板）がフェライト＋マルテンサイト複相組織鋼板である場合、Ｃ量およびＮ量に配慮して十分なマルテンサイ量を有する金属組織に調整しておくことによって、溶接熱影響部での鋭敏化がほぼ完全に防止できることが明らかになった。
【００２３】
母材の結晶構造がbcc系の場合、ＣおよびＮの固溶限がほとんどなく、またfcc系の結晶に比べ原子の拡散が非常に速いため、溶接時の熱影響部が受ける急速な昇温・降温時においても短時間で析出物が形成されやすい。フェライト＋オーステナイト複相組織鋼板の場合、フェライト，マルテンサイトの両相とも結晶構造はbcc系である。ところが、複相組織を構成するマルテンサイトは、溶接の入熱で昇温する際、fcc構造のオーステナイトに逆変態する。このオーステナイトはフェライトやマルテンサイトに比べはるかに多くのＣ，Ｎを固溶する。そうすると、もし、逆変態オーステナイトの生成量（すなわち常温で存在していたマルテンサイト量）がＣおよびＮの含有量に対して十分に多ければ、フェライトやマルテンサイト中に一旦析出したＣr系炭窒化物は、逆変態で生成したオーステナイト中に急速に固溶していく。また、フェライトやマルテンサイト中に炭窒化物が析出する前に、オーステナイトへの逆変態が起これば、その後の析出が防止できるのである。昇温過程ではまずフェライトやマルテンサイトにおける析出物形成領域を通過するが、析出現象にある程度潜伏期があることを考えれば、析出前に逆変態が生じることは速度論的に十分ありうる。
【００２４】
本発明では、このようなメカニズムによって溶接熱影響部の鋭敏化、すなわち耐食性劣化を防止する。そのためには、予め母材鋼板の金属組織を調整しておく必要がある。発明者らの詳細な検討の結果、下記(1)式で定義される鋭敏化指数Ｓtの値が−7〜−31の間になるように、ＣおよびＮの含有量に応じて鋼板中のマルテンサイト量（(1)式中のγ値）を確保しておくことで、その鋼板を母材として溶接を行ったとき、その溶接構造物の溶接熱影響部における耐食性劣化をほぼ完全に防止できることがわかった。ただし、Ｃ含有量が0.06質量％以下、Ｎ含有量が0.12質量％以下になっていることが前提である。
Ｓt＝100Ｃ＋30Ｎ−0.32γ ……(1)
ここで、(1)式右辺のＣおよびＮの箇所にはそれぞれ質量％で表されたＣおよびＮの含有量が代入されγには常温における当該鋼板中のマルテンサイト量（体積％の値）が代入される。
【００２５】
Ｓt値が−7以下のとき、鋭敏化は全く起こらなくなる。ただし、−31より小さくなると、強化元素であるＣ，Ｎが不足することにより270HV以上の高強度は得られない。
【００２６】
〔フェライト含有量〕
溶接に供する母材鋼板において、少なくとも5体積％以上のフェライト相を確保する必要がある。フェライト量が5体積％未満だと複相化処理時や溶接時において結晶粒微細化効果が有効に働かない。フェライト相の残部はマルテンサイト相である。なお、フェライト量の上限（すなわちマルテンサイト量の下限）は特に規定しない。これは、鋼板中のＣ，Ｎ含有量に応じて上記(1)式によるＳt値を−7〜−31に規定することにより必然的に制限されるからである。
【００２７】
〔表面硬さ〕
溶接構造物の軽量化（薄肉化）やばね特性確保の観点から、本発明では母材鋼板（溶接構造物においては溶接の影響のない母材部）における表面硬さを270HV以上に規定する。Ｃ，Ｎ，Ｎi等の含有量およびマルテンサイト量の調整で表面硬さをコントロールすることができる。
【００２８】
以上説明した溶接構造物用フェライト＋マルテンサイト複相組織鋼板は、以下の工程を経ることにより製造することができる。
〔仕上複相化処理〕
これは、フェライト＋マルテンサイト微細複相組織を得るための熱処理である。仕上複相化熱処理に供する冷延鋼板は、通常の手法により熱間圧延，焼鈍，冷間圧延を行うことにより準備することができる。ただし、15％以上の冷間圧延を受け、その後、熱処理されていない鋼板を採用する必要がある。冷間圧延率が15％未満だと、複相化処理時に結晶粒が十分に微細化しない。また、複相化処理時にＣやＮの拡散を短時間で十分に起こすためにも、15％以上の冷間圧延率が必要である。冷延途中で中間焼鈍を行う場合は、最終中間焼鈍後の冷間圧延率が15％以上であることを要する。
【００２９】
仕上複相化処理では、フェライト＋オーステナイトの２相域に加熱することが必要である。加熱温度がオーステナイト生成開始温度（Ａc1点）近傍では、温度変化に対するオーステナイト量の変動が大きく、270HV以上の安定した強度が得られない。検討の結果、850℃以上の温度に加熱する必要があることがわかった。一方、加熱温度が高すぎると硬度上昇効果が飽和するのみならず、逆に低下する現象も生じ、また製造コストの面でも不利となるので1100℃を上限とするのがよい。この熱処理は連続熱処理炉を用いて好適に行うことができる。850〜1100℃の間に保持する時間は均熱0〜180秒程度で十分である。ここで均熱0秒とは鋼板が所定の温度に到達した後、直ちに冷却する場合をいう。なお、「仕上」としたのは、溶接前にフェライト＋オーステナイトの２相温度域まで昇温する最後の熱処理だからである。
【００３０】
〔仕上冷間圧延，時効処理〕
仕上複相化処理後に、仕上冷間圧延，時効処理，または仕上冷間圧延＋時効処理を施すと強度向上に有利である。仕上冷間圧延で付与される歪みや、時効処理による溶質原子の転位への集積は、転位の動きを抑えることによりばね特性を向上させる。仕上冷間圧延率については、過度の冷延は延性低下や材質の異方性をもたらすので、時効処理を施さない場合は30％までに制限する。時効処理を施す場合は冷延による歪みが解放される方向に働くので80％まで許容できる。
【００３１】
時効処理温度については、200℃未満ではばね特性の改善効果がない。500℃を超えると加熱時間が短時間であっても仕上複相化処理後に過飽和に固溶していたＣがＣr炭化物として粒界および粒内へ析出する量が多くなり、材料強度やばね特性の低下が低下する。また、特に粒界に析出するＣr炭化物による鋭敏化を生じ、母材鋼板そのものの耐食性が低下する。したがって、時効処理の加熱温度は200〜500℃とすることが望ましい。なお、時効処理時間は均熱0秒〜1時間とすることが望ましい。
【００３２】
以上のようにして得られるフェライト＋マルテンサイト複相組織鋼板、またはその鋼板を加工した部材に溶接を施すことにより、溶接熱影響部での耐食性劣化を防止した溶接構造物を作製することができる。
【００３４】
すなわち、質量％で、Ｃ：0.06％以下，Ｓi：2.0％以下，Ｍn：2.0％以下，Ｃr：10.0〜20.0％，Ｎi：4.0％以下，Ｃu：3.0％以下，Ｎ：0.12％以下，Ｂ：0（無添加）〜0.015％であり、さらにＭo：3.0％以下，Ｔi：0.10％以下，Ｎb：0.40％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦeおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、前記(1)式で定義される鋭敏化指数Ｓtが−7〜−31であり、かつフェライト量が5体積％以上であるフェライト＋マルテンサイト複相組織を呈し、表面硬度が270HV以上である複相組織ステンレス鋼板、またはその鋼板を加工した部材に溶接を施してなる、溶接熱影響部での耐食性劣化のない溶接構造物を提供することができる。
【００３５】
特に、上記複相組織ステンレス鋼板に溶接造管を施してなる、溶接熱影響部での耐食性劣化のないステンレス鋼パイプが好適に提供される。
【００３６】
ここで、「鋼板を加工した部材」とは、鋼板に形状変化を与える加工（例えば曲げや切削）を施したものをいう。「溶接熱影響部での耐食性劣化のない」とは、溶接構造物の溶接熱影響部と母材部（溶接の影響がない部分）とで、JIS H 8502に基づいた200時間のキャス試験（5％ＮaＣl＋0.26g/L ＣuＣl2＋酢酸水溶液，pＨ3.0〜3.1，温度35±2℃）を行ったときに耐食性（耐発銹性）に差が認められないことをいう。「溶接構造物」には、最終的な構造物完成品に用いるための部材や部品（例えば柵に用いる手すり部分のパイプ）が含まれる。
【００３７】
また、これらの溶接構造物は、先に述べた複相組織ステンレス鋼板の製造法によって母材鋼板を製造した後、その鋼板、またはその鋼板を加工した部材に溶接を施すことにより製造することができる。ステンレス鋼パイプの場合は、母材鋼板に溶接造管を施すことによって製造できる。
【００３８】
【実施例】
表１に示す鋼を真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造、熱間圧延で板厚4.5mmの熱延板とし、780℃×12時間均熱・炉冷の焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延で板厚1.5mm（後述表２の例No.13のみ2.0mm）とし、800℃×1分均熱・空冷の中間焼鈍を施し、さらに16.5〜66.7％の冷間圧延を行った。これらの冷延鋼板に、表２に示す条件で連続熱処理炉による仕上複相化処理（均熱30秒）を施し、その後、調質圧延，時効処理（均熱1分）を選択的に実施した。なお、鋼No.10はSUS301であり、これについては熱延板焼鈍および冷延中間焼鈍を1050℃×1分均熱・空冷の条件で行った。
【００３９】
【表１】
0003961341.tif 000002
【００４０】
製造した各鋼板について、鋼板表面のビッカース硬度（荷重1kg）およびマルテンサイト量を測定した。また、各鋼板にTIGなめ付け溶接を施し、溶接後の耐食性を評価した。
マルテンサイト量は、鋼板の板厚方向を含む断面の200×200μmの領域10視野を光学顕微鏡で観察することによりポイントカウント法で求めた。
TIG溶接条件は、電極：Ｗ（直径1.6mm），溶接電流：70Ａ，トーチ移動速度：300mm/min，シールガス：アルゴン（流量10L/min）とした。
耐食性試験片は、溶接ビード部を含む100×150mmのサンプルを用い、溶接ビード部の凸部はグラインダーで平滑化し、母材部とともに#400研磨仕上げとした。耐食性試験は、JIS H 8502に基づいた200時間のキャス試験（5％ＮaＣl＋0.26g/L ＣuＣl2＋酢酸水溶液，pＨ3.0〜3.1，温度35±2℃）を行い、母材部と溶接熱影響部の発銹有無を評価した。
結果を表２に示してある。
【００４１】
【表２】
0003961341.tif 000003
【００４２】
表２の結果に見られるように、本発明のものは母材硬度270HVを維持し、キャス試験でも母材部と溶接熱影響部のいずれにも発銹は認められなかった。これに対し、比較例No.10，12は時効温度が高すぎたため鋭敏化が生じ、母材部，溶接熱影響部とも耐食性が悪かった。比較例No.11，13は仕上複相化処理温度が本発明規定範囲を外れたため、270HV以上の母材硬度が得られなかった。比較例No.14，15はＣr含有量が低く、またＳt値が高すぎたものであり、母材部，溶接熱影響部とも耐食性が悪かった。比較例No.16はSUS301を用いたものであり、また比較例No.17はＣ含有量が高すぎ、比較例No.18はＮ含有量が高すぎたため、いずれも溶接時に溶接熱影響部で鋭敏化が生じ、溶接熱影響部の耐食性が劣化した。比較例No.20は成分組成は適正範囲にあるものの仕上複相化処理温度が低すぎたためＳt値が−7を少し上回り、この場合も溶接時に溶接熱影響部で鋭敏化が生じ、溶接熱影響部の耐食性が劣化した。
【００４３】
【発明の効果】
以上のように、本発明では溶接熱影響部での鋭敏化を確実に防止し得る性能を付与した高強度ステンレス鋼板およびその製造法を開示し、これによって溶接熱影響部の耐食性を母材部と同等に維持することのできるステンレス鋼溶接構造物の提供を可能にした。