JP2006193823A

JP2006193823A - 溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼

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Publication number: JP2006193823A
Application number: JP2005075778A
Authority: JP
Inventors: Mitsusachi Fujisawa; 光幸藤澤; Yasushi Kato; 康加藤; Yoshihiro Yazawa; 好弘矢沢; Osamu Furukimi; 古君　　修
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2004-03-16
Filing date: 2005-03-16
Publication date: 2006-07-27
Anticipated expiration: 2025-03-16
Also published as: JP5109233B2

Abstract

【課題】比較的低コストで、Ni資源の省資源化を図りながら溶接部耐食性にすぐれたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を、質量比で、C：0.2％以下、Si：1.2％以下、Mn：4〜12％、P：0.1％以下、S：0.03％以下、Cｒ：15〜35％、Ni：1％以下、N：0.05〜0.6％、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織中のオーステナイト相分率が10〜85vol％であり、溶接部耐食性に優れている。上記フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼はさらにV：0.5％以下、Al：0.1％以下、Mo：4％以下、Cu：4％以下の１種又は２種、あるいはB：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下及びTi：0.1％以下から選ばれる１種又は２種以上を任意に含有することができる。
【選択図】図１

Description

本発明は、ステンレス鋼、特に溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼に関する。

ステンレス鋼は耐食性に優れた材料として、自動車用部品、建築用部品、厨房用器具など広い用途で用いられている。このうち、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、強度および耐食性に優れ、海水などの高塩化物環境、油井などの厳しい腐食性環境用の耐食性材料として使用されている。しかし、JISに規定されているSUS 329系フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、高価なNiを4％（質量比、以下同じ）以上含有するため価格が高く、また貴重なNi資源を大量に消費するという問題がある。

このような問題を解決するために、Ni含有量を低減したフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が求められており、たとえば特許文献１には、Ni含有量を0.1超1％未満に限定し、オーステナイトの安定性を下記に定義されるＩＭ指数を40〜115にとることによって高め、Ni含有量が低くかつ引張り伸びに優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。ここに、ＩＭ=551-805（C＋N）％-8.52Si％-8.57％Mn-12.51Cr％-36Ni％-3.45Cu％-14Mo％である。

特開平11-71643号公報

しかし、特許文献１に提案されているフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は溶接部耐食性が劣るという問題がある。すなわち、フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は用途に応じて溶接を施された上使用されるものであるので溶接部耐食性が優れていることが必要であるが、特許文献１に提案されている鋼は、Niの低減のためにオーステナイト生成元素であるNを0.1〜0.3％の範囲で添加しており、そのため溶接部およびその近傍の熱影響部において高温で固溶したNがクロム窒化物として析出しやすく、クロム欠乏領域が生じて耐食性が劣化するという問題があった。

本発明は、従来技術にかかるこのような問題を解決し、比較的低コストで、Ni資源の省資源化を図りながら溶接部耐食性にすぐれたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。

本発明に係るフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、質量比で、C：0.2％以下、Si：1.2％以下、Mn：4〜12％、P：0.1％以下、S：0.03％以下、Cｒ：15〜35％、Ni：1％以下、N：0.05〜0.6％、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織中のオーステナイト相分率が10〜85vol％であり、溶接部耐食性に優れている。

上記フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼はさらにV：0.5％以下、Al：0.1％以下、Mo：4％以下及びCu：4％以下の１種又は２種、あるいはB：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下及びTi：0.1％以下から選んだ１種又は２種以上を任意に含有することができる。なお、ここでいうフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼とはフェライト相及びオーステナイト相を含むステンレス鋼であり、他にマルテンサイト相などを含んでも構わない。

上記オーステナイト相は、相中の（C＋N）含有量が、質量比で、0.16％以上2％以下であることが好ましい。また、上記オーステナイト相中に含有される成分組成から決定される下記加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)が-30〜90以下であることが好ましい。
記
Md(γ)＝551-462C(γ)-462N(γ)-9.2Si(γ)-8.1Mn(γ)-13.7Cr(γ)-18.5Mo(γ)-29Ni(γ)-29Cu(γ)
ここに
C(γ)、N(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Mo(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)はそれぞれオーステナイト相中のC、N、Mn、Cr、Mo、Ni、Cuの含有量

本発明により、Ni資源の省資源化を図りながら溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。これにより、海水などの高塩化物環境、油井などの厳しい腐食性環境用の耐食性材料を経済的に製造することができるようになる。

本発明に係るフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼の組成（％、質量比）は下記のとおりである。

C：0.2％以下
Cは強度を高めるために有効な元素であり、0.003％以上含有させることが好ましい。しかし、0.2％を超えると固溶のための熱処理温度が著しく高くなり、経済性を害する。そのため、C量は0.2％以下に制限する。また、その条件を満たせば、後に示す実施例１等から確認できるように溶接ビード、熱影響部及び母材のいずれの個所においても溶接部の耐食性にも優れる。しかしながら、C含有量が0.10％以上では、後に示す実施例２から確認できるように耐応力腐食割れ性が著しく劣化する。したがって、本発明におけるC含有量は、0.2％以下とし、耐応力腐食割れ性を考慮する場合は0.10％未満、好ましくは0.05％以下とする。

Si：1.2％以下
Siは脱酸材として有効な元素であり、0.01％以上含有させることが望ましい。しかし、その含有量が1.2％を超えると、熱間加工性が劣化するので1.2％以下、好ましくは1.0％以下に制限する。なお、鋭敏化（粒界のクロム炭化物、クロム窒化物の生成による耐食性の劣化）による耐食性の劣化をさらに抑制するためには、Si含有量を0.4％以下とするのが好ましい。

Mn：4〜12％
Mnは優れた溶接部耐食性を得るために特に重要な元素である。図１は溶接部、熱影響部および母材部を含む溶接材を0.035％（質量比）の塩化ナトリウム溶液中で、100〜300ｍＶｖｓＳＣＥ．の電位に30ｍｉｎ保持したときの腐食の有無とMn含有量との関係を示したグラフである。腐食の有無は、電流値が1ｍＡ以上の場合「腐食あり」とし、1ｍＡ未満の場合は「腐食なし」と判定した。

図１から明らかなように、Mn量が4％以上では溶接材の耐食性が著しく向上することが明らかである。発明者らの見解によれば、この原因は、Mn含有量が4％以上に高められると、クロム窒化物の析出温度が下がり、溶接部および溶接部近傍の熱影響部でのクロム窒化物の生成ひいてはクロム欠乏領域の発生が抑制されるためである。しかしながら、図１から明らかなように、Mn量が12％を超えると優れた耐食性が得られなくなる。これは、Mn含有量が12％を超えると母材部に多数のMnS等の腐食起点が形成されるためであると考えられる。したがって、Mn量は4％以上12％以下、好ましくは5.2％以上10％以下、さらに好ましくは6.8％未満に制限される。

P：0.1％以下、S：0.03％以下
Pは耐隙間部耐食性に有害な元素であり、特に0.1％を超えると影響が顕著になるので0.1％、好ましくは0.05％以下とする。Sは熱間加工性に有害な元素であり、0.03％を超えると影響が顕著になるので0.03％以下、好ましくは0．02％以下とする。

Cr：15〜35％
Crは、ステンレス鋼に耐食性を付与する重要な成分であり、本発明においても15％未満では十分な溶接部耐食性が得られない。しかし、Cr含有量が35％を超えると、鋼中にオーステナイト相を形成することが困難となり、所期のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼が得られない。したがってCｒは15％以上35％以下に制限される。なお、好ましくは17％以上30％未満、さらに好ましくは18％以上28％以下に制限される。

Ni：1％以下
Niはオーステナイト形成促進元素であり、フェライト・オーステナイト系組織を生成するのに有用である。しかし、高価な合金元素であり、資源保護上極力低減する必要もある。これらの観点からNi含有量は、1％以下、好ましくは0．9％以下、さらに好ましくは0.5％未満に制限される。しかしながら、Niの含有量が0.10％以下であると、母材及び溶接部の靭性が低下する。したがって、溶接部を含む靭性の向上のためには、Niは少なくとも、0.10％超含有させるのが好ましい（実施例３参照）。

N：0.05〜0.6％
Nもオーステナイト形成促進元素であり、本発明においては、Niの代替成分として合金される。Ni含有量を1％以下に制限した場合には、N含有量を0.05％以上としないと、十分な量のオーステナイト相が形成されない。しかしながら、0.6％を超えると溶接部にブローホールが発生し、溶接性を低下させる原因となる。したがって、本発明においては、Nは0.05〜0.6％、好ましくは、0.08〜0.4％に制限される。なお、オーステナイト相生成の観点からはNは0.18％以上とし、熱間加工性の観点からは0.34％以下とするのがよい。

本発明では、上記元素に加え以下の元素を必要に応じて含有させることができる。

V：0.5％以下
Vは鋼の組織を微細化し、強度を高める効果がある。その効果の発現のためには0.005％以上含有させるのが好ましい。しかし、0.5％を超えると、焼鈍温度を高めてもV化合物の析出を減じることが困難となり、張り出し成形性が劣化するので、上限を0.5％以下、好ましくは0.2％以下に制限する。

Al：0.1％以下
Alは脱酸剤として利用することができ、脱酸剤として必要な限度において含有させることができる。この脱酸剤としての効果は0.003％以上で認められるが、0.1％を超えると、窒化物を形成して鋼板の疵の原因となるので、その含有量（残留量）は0.1％以下、好ましくは0.02％以下とする。

Mo：4％以下、Cu：4％以下
これらの元素はともに耐食性を向上させるのに有用であり、その効果を発現させるためにはいずれも0.1％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Moは含有量が4％を超えても耐食性を向上効果が飽和し、経済性を損なうので、その含有量は4％以下、好ましくは2％以下とする。一方、Cuについては、4％を超えると熱間加工性が著しく劣化するので、その含有量は4％以下、好ましくは2％以下とする。

B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下、Ti：0.1％以下
これらの元素は鋼の熱間加工性を向上させるのに有用であり、それぞれその目的を達成し、過剰含有による弊害が発生しない範囲において含有させることができる。その効果を得るためには、B、Ca、Mgは0.0003％以上、REM、Tiは0.002％以上添加することが好ましい。しかし、Bは過剰含有により耐食性が劣化するので0.01％以下、好ましくは、0.005％以下とする。同様の理由により、Caは0.01％以下、好ましくは、0.005％以下、Mgは0.01％以下、好ましくは0.005％以下、REMは0.1％以下、好ましくは0.05％以下とする。Tiは過剰に含有すると、窒化物の形成により鋼板の疵の原因になるので、0.1％以下、好ましくは、0.05％以下の範囲とする。

Nb：2％以下
Nbは鋭敏化を抑制するのに有効であり、その効果を有効に発現させるためには0.01％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Nbは、含有量が2％を超えるとNbの炭窒化物が多量に発生し、それにより固溶C、固溶Nが消費されるので上限を2％に制限するのが好ましい。

残部Feを除き不可避的不純物
上記成分以外の成分は不可避的不純物を除いてFeである。不可避的不純物としては、脱酸生成物であるO（酸素）等が挙げられる。これらは不可避的に残留する場合を含め、極力低減することが望ましい。

本発明に係る鋼は、上記組成を有するとともに、その金属組織が組織中のオーステナイト相分率が10vol％以上85vol％以下であるフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼であることを必要とする。図２は母材部を含む溶接材の耐食性に及ぼすオーステナイト相分率の影響を示すグラフである。耐食性の測定方法は図１の場合と同様である。図２から明らかなように、オーステナイト相分率が10vol％以上となると、溶接部耐食性が著しく向上する。

この理由について、本発明の技術的範囲の解釈に影響を与えるものではないが、発明者らは以下のよう推察している。すなわち、一般には、Ni含有量が低くN含有量が高いフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼では、溶接後冷却時にCrおよびNの拡散速度が速いため、フェライト相を含む結晶粒界でクロム窒化物が析出し、そのためクロム欠乏領域が発生しやすいと考えられている。しかし、本発明のように10vol％以上、特に15vol％以上のオーステナイト相を有するフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼では、オーステナイト相生成能が高いため、フェライト相を含む結晶粒界でCrが減少しても、その部分がオーステナイト相に変態してクロム窒化物の溶解度が高まり、結果としてクロム欠乏領域が減少するのである。

しかしながら、オーステナイト相分率が85vol％を超えると、応力腐食割れ感受性が著しく高まる。上記の理由によって、本発明では、オーステナイト相分率を10〜85vol％、好ましくは15〜85vol％、さらに好ましくは25〜75vol％とする。

なお、オーステナイト相分率とは、金属組織中に占めるオーステナイトの体積率であり、典型的には圧延方向に平行な鋼板断面の鋼組織を光学顕微鏡下で観察し、組識中に占めるオーステナイトの割合を線分法あるいは面分法測定することで決定できる。具体的には、試料を研磨の後、赤血塩溶液（フェリシアン化カリウム（K_３［Fe（CN）₆］）:30ｇ＋水酸化カリウム（KOH）:30ｇ+水（H_２O）：60ml）にてエッチングすると、光学顕微鏡下ではフェライト相は灰色、オーステナイト相およびマルテンサイト相は白色と判別されるので、灰色部と白色部の占める分率を画像解析によって求め、白色部の比率をオーステナイト相分率とするのである。厳密にいうと、本方法ではオーステナイト相とマルテンサイト相を見分けることができず、白色部中にオーステナイト相だけではなく、マルテンサイト相も含まれることが有り得るが、たとえ、白色部にマルテンサイト相が含まれる場合でも、本手法によって測定したオーステナイト相分率および他の条件が満たされれば、目的の効果が得られる。このようなオーステナイト相分率は鋼組成および鋼板製造熱履歴により制御することができる。

以上の基本的組成を有し、かつ金属組織中のオーステナイト相分率が10vol％以上85vol％以下としたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼は、比較的低コストであり、Ni資源の省資源化を図りながら溶接部耐食性に優れている。しかしながら、さらに成形性（延性、深絞り性）を確保するためには、また、本発明のフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼においては、鋼組織のオーステナイト相に含まれるC＋N量を0.16％以上2％以下とするのが好ましい。鋼組織のオーステナイト相に含まれるC＋N量が0.16％未満では十分な成形性が得られず、一方、2％を超えて含有するとは困難であるからである。なお好ましくは0.2〜2％、さらに好ましくは0.3〜1.5％の範囲で含有させるのがよい。

このオーステナイト相中のC、N量は、鋼の組成と焼鈍条件（温度、時間）を調整することによって行うことができる。鋼組織および焼鈍条件とオーステナイト相中のC、N量の関係は一概にはいえないが、鋼組織中のCr、C、N量が多いときにはオーステナイト相中のC、N量が高まる場合が多く、また、鋼の成分組成が同一の場合には、焼鈍条件によって決定されたオーステナイト相分率が低いほど、オーステナイト相中のC、N量が高まる場合が多いことなど経験的に得られた知識に基づいて適量のC、Nを含有するようにすることができる。なお、オーステナイト相中のC、Nの含有量の測定は、たとえばEPMAによりおこなうことができる。

オーステナイト相に含まれるC＋N量は、まず延性に影響を及ぼす。その理由は定かではないが、本発明者は以下のように考えている。すなわち、鋼片が引張り変形されると、通常ネッキング（くびれ）が生じ、やがて破断に至るが、本発明のステンレス鋼では、オーステナイト相が存在するため、微小なネッキングが生じ始めると、その部位のオーステナイト相がマルテンサイト相に加工誘起変態し、他の部位に比べて硬くなる。そのため、それ以上のネッキングが進まなくなり、結果として鋼片全体に亘って均一に変形が進行し、結果として高い延性を示すことになる。特に、オーステナイト相中のC＋N量が高い場合には、初期ネッキング部に発生したマルテンサイト相の硬度が高く、オーステナイト相中のC＋N量が少ないステンレス鋼に比べて、オーステナイト分率が同量であっても加工誘起マルテンサイト相による延性向上効果が非常に有効に働くものと推定される。

延性の向上には、このようにオーステナイト相がマルテンサイト相に加工誘起変態することが原因であると推定されるが、その指標として加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)を用い、これを-30〜90の範囲に調整することがさらに高い延性を得るために効果的である。ここに加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)は、オーステナイト相中に含有される組成成分から下記式によって決定されるものである。
Md(γ)＝551-462C(γ)-462N(γ)-9.2Si(γ)-8.1Mn(γ)-13.7Cr(γ)-18.5Mo(γ)-29Ni(γ)-29Cu(γ)
ここに
C(γ)、N(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Mo(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)はそれぞれオーステナイト相中のC、N、Mn、Cr、Mo、Ni、Cuの含有量

この高加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)は、オーステナイト相の加工による加工誘起マルテンサイト変態のしやすさを示す指数であり、この指数が低いほど加工に伴うマルテンサイト変態が起こり難く、この加工誘起マルテンサイト指数が高いほど加工に伴うマルテンサイト変態が起こりやすい傾向がある。加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)が-30未満では、加工に際して微小なネッキングが生じ始めるときに、微小ネッキング部で発生する加工誘起マルテンサイト量が少ないと考えられる。これに対し、Md(γ)が90を超える場合は、微小ネッキングが生じ始める前に鋼全体でオーステナイト相がマルテンサイト変態してしまうため、加工に際して微小なネッキングが生じ始めるときには、加工誘起マルテンサイトのもととなるオーステナイト相が存在しないか、極めて少ないと考えられる。したがって、加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)を-30から90の範囲に調整することによって、加工時の微小ネッキングが生じ始めるときのネッキング部位でのマルテンサイト量が最適化されて非常に高い延性を示すものと推定される。

上記で説明した条件を具備するときには、延性のみならず、高い深絞り性も兼備する。この理由は、上述した延性に及ぼすオーステナイト相分率およびオーステナイト相中のC＋N量の影響に関する説明と同様であり、深絞り加工で特に変形が集中して割れが発生しやすいコーナー部で、加工誘起マルテンサイト相による硬化が起こって局部変形が抑制されるためであると考えられる。

このように、基本的組成、金属組織中のオーステナイト相分率に加え、オーステナイト相中のC＋N量、さらには上記加工誘起マルテンサイト指数を適正値に調整することにより、本発明の鋼は、基本的な性質である優れた溶接部耐食性のほか、高い成形性（延性、深絞り性）を具備することとなる。

本発明の効果は熱延板、熱延焼鈍板、冷延焼鈍板のいずれでも得られる。また、仕上状態にも関係なくNo.2A、No.2B、BA、研磨仕上等のいずれの表面仕上状態でも本発明の効果を得ることができる。また、本発明の効果は製品の形状にかかわらず得ることができ、例えば線材、棒鋼、形鋼あるいは鋼管等の形状であっても、その効果を得ることができる。

表１、２に示す組成を有する各種鋼を真空溶解あるいは窒素分圧を最大0.9気圧（882ｈＰａ）までの範囲で制御した雰囲気中で溶製し、鋼スラブ（または鋼塊、鋳塊）とした後、常法に従って、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、その後900〜1300℃の温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚2.25ｍｍの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定し、さらにTIG溶接機を用いて、投入電力900Ｗ、速度30ｃｍ／ｍｉｎの条件で、約5ｍｍ幅の溶接ビードを置いた。

得られた溶接ビード、熱影響部および母材部を含む1辺が25ｍｍの試験片について、表面スケールを研削後、0.035％（質量比）塩化ナトリウム水溶液中で100、200および300ｍＶｖｓＳＣＥ.の電位に30分間保持し、1ｍＡ以上の電流が発生した試料を「腐食有り」、1ｍＡ以上の電流が発生しなかった試料を「腐食なし」と評価した。試験結果を表３に示す。表３において、○印は「腐食なし」、×印は「腐食あり」の場合である。本発明鋼の溶接材は、200ｍＶｖｓＳＣＥ.の電位までは腐食が発生せず、溶接部の耐食性に優れていることが明らかである。

実施例１と同様にして、表４に示す成分組成を有する鋼を溶製し、鋼スラブ（または鋼塊、鋳塊）とした後、常法に従って、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、その後1050℃の温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚2.25ｍｍの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定した。

上記により得られた冷延板に、TIG溶接機を用いて、投入電力900Ｗ、速度30ｃｍ／ｍｉｎの条件で、約5ｍｍ幅の溶接ビードを圧延方向に対して直角方向に置き、母材部および溶接部から圧延方向に平行に幅10ｍｍ、長さ75ｍｍの試片とし、これを曲げ半径10ｍｍのＵベンド試験片とした。溶接部から切り出された試片では、Ｕベンド試験片の底部が溶接部となるようにした。このように調整されたＵベンド試験片は、濃度42mass％の塩化マグネシウム水溶液（温度80℃）中に浸漬し、24ｈ毎に割れの目視により有無を調べた。調査結果は、表５に示す。表５から明らかなように、C含有量を0.1％以下とすることにより、母材および溶接部の耐応力腐食割れ性が著しく向上する。

実施例１と同様にして、表６に示す成分組成を有する鋼を溶製し、鋼スラブ（または鋼塊、鋳塊）とした後、常法に従って、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、その後1050℃の温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚2.25ｍｍの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定した。

上記により得られた冷延焼鈍板に、TIG溶接機を用いて、投入電力900Ｗ、速度30ｃｍ／ｍｉｎの条件で、約5ｍｍ幅の溶接ビードを圧延方向に対して直角方向に置いた。溶接ビードの置かれた冷延焼鈍板からシャルピー衝撃試験片を、2ｍｍＶノッチが圧延方向に対して直角方向となるように切り出し、0℃で衝撃試験を行なった。衝撃試験結果は、表７に示す。表７から明らかなように、Ni含有量を0.1％以上とすることにより、母材および溶接部の衝撃吸収エネルギーが著しく向上する。

実施例１と同様にして、表８に示す組成を有する鋼を溶解し、鋼スラブ（または鋼塊、鋳塊）とした後、常法に従って、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、その後1050℃の温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚2．25ｍｍの冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定し、さらにTIG溶接機を用いて、投入電力900Ｗ、速度30ｃｍ／ｍｉｎの条件で、約5ｍｍ幅の溶接ビードを置いた。

実施例１と同様に、溶接ビード、熱影響部および母材部を含む1辺が25ｍｍの試験片について、表面スケールを研削後、0.035％（質量比）の塩化ナトリウム水溶液中で100、200および300ｍＶｖｓＳＣＥの電位に30分間保持し、1ｍＡ以上の電流が発生した試料を「腐食有り」、1ｍＡ以上の電流が発生しなかった試料を「腐食なし」と評価した。オーステナイト相分率測定結果と腐食試験結果を表9に示す。表9において、○印は「腐食なし」、×印は「腐食あり」の場合である。本発明鋼の溶接材は、３００ｍＶ・ｖｓ・ＳＣＥ.の電位までは腐食が発生せず、溶接部の耐食性に優れていることが明らかである。

表８に示した成分組成を有する鋼を溶解し、鋼スラブ（または鋼塊、鋳塊）とした後、常法に従って、熱間圧延、焼鈍、冷間圧延し、その後1050℃の温度で仕上げ焼鈍を行い、板厚0.8mmの冷延焼鈍板を得た。上記のようにして得た冷延焼鈍板についてオーステナイト相分率を測定し、さらに下記の方法でオーステナイト相中の成分分析、引張試験および限界絞り比の測定を行った。

（オーステナイト相中の成分分析）
得られた冷延焼鈍板のほぼ幅方向中央部から圧延方向（Ｌ方向）にそって長さ15ｍｍの試料を切り出し、そのＬ方向断面を研摩した試料を準備した。準備して試料の断面全体についてEPMAによりC及び／又はNの定性マッピングを行い、CおよびNがオーステナイト相に濃化する特徴があることを利用してオーステナイト相を特定した。このようにして特定されたオーステナイト相のほぼ中心部について、EPMAによりC、N、Si、Mn、Cr、Ni、CuおよびMoを定量分析した。その際、フェライト相に電子ビームがかからないようにした。また、電子照射領域を直径約1μｍの範囲とした。測定は、各試料について少なくとも３個のオーステナイト相について行い、その平均値を代表値とし、測定値を元に、下記式で定義される加工誘起マルテンサイト指数Md（γ）を求めた。
Md(γ)=551-462C(γ)-462N(γ)-9.2Si(γ)-8.1Mn(γ)-13.7Cr(γ)-18.5Mo(γ)-29Ni(γ)-29Cu(γ)
ここに、
C(γ)、N(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Mo(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)はそれぞれオーステナイト中のC、N、Si、Mn、Cr、Mo、Ni、Cuの含有量（mass％）

（引張試験）
冷延焼鈍板から、圧延方向に対して0°（圧延方向に平行方向）、45°および90°（圧延方向に直角方向）の各方向からJIS13号B引張試験片を採取して、室温、大気中で、引張速度10mm/minの条件で引張試験を行い、各方向の破断までの全伸びを測定し、次式により平均伸び（El）を計算し、これを全伸びとして評価した。
El＝｛El（0°）＋2El（45°）＋El（90°）｝/4

（限界絞り比）
冷延焼鈍板から種々の直径（ブランク径）の円形試験片を打ち抜き、打ち抜かれた円形試験片を、ポンチ径35mm、板押力：9.8ｋＮの条件で円筒絞り成形し、破断することなく絞れる最大のブランク径をポンチ径で割って限界絞り比（LDR）を求め、深絞り性を評価した。なお、円筒絞り成形に用いた試験片の打ち抜き径は、絞り比が0.1間隔となるよう変化させた。

上記試験の結果を、表10に示した。オーステナイト相中のC＋N量が0.16〜2％である本発明例は、オーステナイト相中のC＋N量が0.10％（鋼69）または0.07％（鋼70）の比較例に比べて、はるかに高い全伸びと限界絞り比を有しており、延性と深絞り成形性にすぐれていることが明らかである。さらに、オーステナイト相中の成分から求めた加工誘起マルテンサイト指数Md（γ）が-30〜90の範囲にある本発明例（鋼No．51，52，53，54，56，57，58，60，61，63，64，65，66，67，68）は、個の範囲を外れる発明例（鋼No.55, 59, 62）に比べて、さらに高い全伸びと限界絞り値を有しており、延性と深絞り性に優れていることが明らかである。

溶接部、熱影響部および母材部を含む溶接材を0.035％（質量比）の塩化ナトリウム溶液中で、100〜300ｍＶｖｓＳＣＥ．の電位に30分間保持したときの腐食の有無とMn含有量との関係を示したグラフである。母材部を含む溶接材の耐食性に及ぼすオーステナイト相分率の影響を示すグラフである。

Claims

質量比で、C：0.2％以下、Si：1.2％以下、Mn：4％以上12％以下、P：0.1％以下、S：0.03％以下、Cｒ：15％以上35％以下、Ni：1％以下、N：0.05％以上0.6％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織中のオーステナイト相分率が10vol％以上85vol％以下であることを特徴とする溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
さらにV：0.5％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
さらにAl：0.1％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
さらにMo：4％以下、Cu：4％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
さらにB：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.1％以下及びTi：0.1％以下から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
オーステナイト相中の（C＋N）含有量が、質量比で、0.16％以上2％以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載した溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
オーステナイト相中に含有される成分組成から決定される下記加工誘起マルテンサイト指数Md(γ)が-30〜90以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載した溶接部耐食性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼。
記
Md(γ)＝551-462C(γ)-462N(γ)-9.2Si(γ)-8.1Mn(γ)-13.7Cr(γ)-18.5Mo(γ)-29Ni(γ)-29Cu(γ)
ここに
C(γ)、N(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Mo(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)はそれぞれオーステナイト相中のC、N、Mn、Cr、Mo、Ni、Cuの含有量（mass％）