JP2016199803A - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】オーステナイト系ステンレス鋼との溶接を行い、溶接ビードを含む張り出し成形加工が行われる用途において、溶接ビードにおける加工後の表面形状が優れ、溶接ビードが良好な耐食性を示すフェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％未満、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ＞０．５０、Ｓｉ≦１０Ａｌを満たすフェライト系ステンレス鋼とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接を行い、その後、溶接ビードを含んだ状態で張り出し成形加工が行われる用途に用いられるフェライト系ステンレス鋼に関する。本発明のフェライト系ステンレス鋼を用いれば、オーステナイト系ステンレス鋼との間に形成される溶接部の溶接ビードは、加工後の表面性状および耐食性に優れる。

フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、耐食性に対する高いコストパフォーマンス、熱伝導率が良好で熱膨張係数が小さいこと、応力腐食割れが起こりにくいことなど種々の優れた特性を有する。このため、フェライト系ステンレス鋼は、自動車排気系部材、屋根・建具などの建材、キッチンや貯水・貯湯タンクなどの水まわり用材料など幅広い用途に適用されている。

これらの構造体の作製にあたっては、ステンレス鋼の鋼板を溶接によって接合する工程が含まれる場合が多い。しかし、フェライト系ステンレス鋼はＣ、Ｎの固溶限が小さいため、溶接による溶解・凝固にともなって溶接部の粒界にＣｒ炭窒化物が生成して、溶接部の粒界にＣｒ欠乏層が形成されることがある。粒界にＣｒ欠乏層が形成されると耐食性が低下する（鋭敏化と呼ばれている耐食性低下現象）。

そこで、従来から、Ｃ、Ｎの含有量を低く抑えて炭窒化物が析出しにくくするとともに、Ｃｒよりも炭素窒素との親和力が大きいＴｉやＮｂを添加することで、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制する方法がとられている。

たとえば、特許文献１にはＴｉとＮｂを複合添加することでフェライト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性（耐食性）を向上させた鋼が開示されている。

特許文献２には、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の耐食性を改善するための、フェライト系ステンレス鋼が開示されている。

特開昭５１−８８４１３号公報 特開２０１０−２０２９１６号公報

しかし、特許文献１に記載の鋼の場合、同じフェライト系ステンレス鋼を溶接する場合には有効であるが、オーステナイト系ステンレス鋼と溶接する場合には、Ｃｒ炭窒化物の生成を完全には抑制できず、耐食性が低下する場合がある。これは、オーステナイト系ステンレス鋼がフェライト系ステンレス鋼と比較して多量のＣ、Ｎを含有しているためである。

また、特許文献２に記載の鋼の場合、フェライト系ステンレス鋼は、溶融部でのマルテンサイトの生成を抑制しているため、溶接部を加工した際に溶接ビードの表面凹凸が顕著になってしまうという問題がある。

従来技術の抱える上記のような問題点に鑑み、本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼と溶接を行った後、溶接ビードを含む張り出し成形加工が行われる用途において、溶接ビードにおける加工後の表面性状が優れ、溶接ビードが良好な耐食性を示すフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。

本発明では、上記課題を解決するために、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼の溶接部の耐食性および加工性に関して、各種添加元素の影響、溶融部の組織の影響を鋭意研究した。

はじめに、溶接部の耐食性に及ぼす添加元素の影響を調査した。

オーステナイト系ステンレス鋼はフェライト系ステンレス鋼と比較してＣ、Ｎの固溶量が大きく、多量のＣ、Ｎを含有する。オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼を溶接した場合、その溶接の際に形成される溶融部の組織は大部分がフェライト相となることが多い。フェライト相はＣ、Ｎの固溶量が小さいため、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれていた多量のＣ、Ｎの全量は固溶できず、固溶できなかったＣ、Ｎが炭窒化物として溶融部の粒界に析出することになる。このとき、Ｃｒの炭窒化物が形成されると、その近傍で素地のＣｒ含有量が局所的に減少し、耐食性が低下する。この耐食性の低下を防止する手段として、一般的にはＴｉやＮｂといったＣｒよりもＣ、Ｎと結合しやすい元素を添加し、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制するという方法がある。本発明では、Ｎｂ、Ｔｉに加えてさらにＶ、Ａｌを添加し、それぞれの添加量を後述の（１）式で規定することで、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制し、溶融部の耐食性の低下を防止している。さらに、Ｃｒ炭窒化物の生成の抑制手段として、本発明では溶融部の結晶粒界にマルテンサイト相を生成させる。マルテンサイト相の生成は、鋼の成分組成を調整することで制御できる。マルテンサイト相はフェライト相と比較してＣ、Ｎの固溶量が大きく、この相が存在することでＣｒ炭窒化物の析出しやすい結晶粒界においてＣ、Ｎの固溶量を増加させ、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制している。これらの対策により、本発明ではオーステナイト系ステンレス鋼との溶接においてもＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下が起こりにくいフェライト系ステンレス鋼が得られる。

溶接ビードには溶接時の熱影響によりテンパーカラーと呼ばれる酸化皮膜が形成される。このテンパーカラーもまた溶接部の耐食性低下の原因のひとつとなる。そのため、適切な耐食性を得るため、溶接により形成されたテンパーカラーを除去して使用する場合も多い。テンパーカラーの除去方法として、簡便かつ大量処理が可能で複雑な形状にも対応可能という利点から、酸による溶解が採用されることがある。しかし、酸による溶解ではテンパーカラーが完全に除去できず、テンパーカラー中に濃化したＳｉやＡｌなどの酸化しやすい元素が素地表面に残る場合がある。そこで、基本成分を０．０１質量％のＣ、０．２質量％のＭｎ、０．０２〜０．０３質量％のＰ、０．００１〜０．００３質量％のＳ、２０質量％のＣｒ、１．５質量％のＭｏ、０．０１〜０．０４質量％のＣｕ、０．１質量％のＮｉ、０．０１質量％のＮとし、ＳｉとＡｌを、０．１５質量％のＳｉと０．０３質量％のＡｌの組み合わせ（０．１５Ｓｉ−０．０３Ａｌグループ）、０．２０質量％のＳｉと０．０１質量％のＡｌの組み合わせ（０．２０Ｓｉ−０．０１Ａｌグループ）の２通りとして、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ａｌを種々変更したフェライト系ステンレス鋼の０．８ｍｍ冷延焼鈍酸洗板について、溶接部のテンパーカラーを除去した後の耐食性を評価した。これらの０．８ｍｍ冷延焼鈍酸洗板は後述の実施例と同様の方法で製作した。評価は、１００％ＡｒガスでシールドしてＴＩＧ溶接で０．８ｍｍ厚みのＳＵＳ３１６Ｌ冷延焼鈍板（０．０１５質量％のＣ、０．７０質量％のＳｉ、１．０質量％のＭｎ、１７．６質量％のＣｒ、１２．１質量％のＮｉ、２．１質量％のＭｏ、０．０２０質量％のＮ）と突合せ溶接を行い、５０℃の２質量％弗酸と１０質量％硝酸の混合液に１分間浸漬しでテンパーカラーの除去を行った後、３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定することにより行った。結果を(１)式の値を横軸、孔食電位を縦軸として図１に示す（黒丸は０．１５Ｓｉ−０．０３Ａｌグループに関し、白丸は０．２０Ｓｉ−０．０１Ａｌグループに関する）。０．１５Ｓｉ−０．０３Ａｌグループでは（１）式を満たすものは孔食電位が２５０ｍＶ以上で良好な耐食性を示した。しかし、０．２０Ｓｉ−０．０１Ａｌグループでは、（１）式を満たす物も含めて孔食電位は２００ｍＶ以下で耐食性が劣っていた。これらの溶接ビードの表面についてオージェ電子分光法（ＡＥＳ）を用いて成分調査を行ったところ、０．２０Ｓｉ−０．０１Ａｌでは、素地表面にＳｉの残存があった。このため（１）式を満たしても耐食性が向上しなかったと考えられる。さらに後述するようにＳｉとＡｌの比を変えた鋼を用いて溶接部のテンパーカラーを酸により除去した後の耐食性を検討し、各成分を適切な範囲とするとともに、Ｓｉ含有量およびＡｌ含有量がＳｉ≦１０Ａｌを満たせば溶接部のテンパーカラーを酸により除去した後に優れた耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が得られた。

次に、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼の溶接により形成される溶接部の溶接ビードの加工後の表面性状について検討した。

溶接部の加工後の表面性状に関しては、溶融部の結晶粒径が粗大であるため、表面凹凸が大きいという問題がある。これについては、結晶粒界に硬いマルテンサイト相が存在するとオレンジピール状の表面凹凸が形成されにくくなるということが、本発明を完成させるにあたって明らかとなった。しかし、マルテンサイト相は硬く、伸びにくい組織であるため、溶接部の加工性を確保するために溶融部におけるマルテンサイト相の生成を適度に抑制する必要がある。そこで、本発明では、マルテンサイトの生成を促進するオーステナイト安定化元素のＮｉ、Ｃｕの添加量とマルテンサイトの生成を抑制するフェライト安定化元素であるＡｌの添加量を調整して、オーステナイト系ステンレス鋼の溶融部に適度なマルテンサイト相が生成されるようにしている。溶融部の好ましいマルテンサイト相量は０．１〜１０％である。

さらに、溶融部のフェライト相の結晶粒径および結晶粒界の長さと結晶粒界のマルテンサイト相の粒径が張り出し加工後の表面性状におよぼす影響についてより詳細に検討したところ、フェライト相の結晶粒径が小さく結晶粒界の長さが長いほど結晶粒界のマルテンサイト相がより均一で微細な結晶粒となり、溶融部の張り出し加工後の表面性状がより滑らかになることが明らかとなった。溶融部のフェライト相の結晶粒径の微細化は、０．２１％以上のＴｉの含有により、溶融状態の温度域からＴｉＮが微細に析出する成分とし溶融状態から析出したフェライト相の結晶粒成長を抑制することで達成できる。

以上の結果に基づき、本発明は構成される。すなわち本発明は下記の構成を要旨とするものである。

［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％未満、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式および（２）式を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ＞０．５０ （１）
Ｓｉ≦１０Ａｌ （２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。

［２］さらに、質量％で、Ｚｒ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｏ：０．３％以下、Ｂ：０．０１％以下のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

［３］前記Ｔｉの含有量が、質量％で、０．２１〜０．５０％であることを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

本発明のフェライト系ステンレス鋼によれば、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接により形成される溶接部の溶接ビードが、優れた耐食性を有し、さらに、加工後の溶接ビードの表面性状も優れる。

溶接ビードの孔食電位におよぼす添加元素の影響を示す図である。

以下に本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

本発明のフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％未満、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有する成分組成を有する。先ず、成分組成に含まれる各元素について説明する。なお、各元素の含有量を示す％は特に記載しない限り質量％とする。

Ｃ：０．００１〜０．０３０％
Ｃの含有量が多いと強度が向上し、少ないと加工性が向上する。十分な強度を得るためには、Ｃ含有量を０．００１％以上にする必要がある。Ｃ含有量が０．０３０％を超えると加工性の低下が顕著となる。また、Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、Ｃｒの炭化物が析出しやすくなり、局所的なＣｒ欠乏による耐食性の低下を起こしやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．００１〜０．０３０％とした。より好ましくは、０．００２〜０．０１８％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．２５％
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。この効果はＳｉ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、本発明の完成にあたって、溶接によって形成されるテンパーカラーを酸によって除去したときに、素地表面にＳｉが残存し、耐食性が低下することが知見された。したがって、Ｓｉ含有量は本発明においては少ないほうが好ましい。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であり、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼とを溶接する際に形成される溶融部の結晶粒界においてマルテンサイト相の生成を抑制する作用がある。Ｓｉ含有量が０．２５％を超えると、溶融部の結晶粒界におけるマルテンサイト相の生成が困難となる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．２５％とした。より好ましくは、０．０５％〜０．１８％である。

Ｍｎ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎは、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼とを溶接する際に形成される溶融部の結晶粒界において、マルテンサイト相の生成を促進する効果がある。それによって、溶接ビードの加工後の表面性状を安定させることができる。その効果はＭｎ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。一方で、過剰のＭｎの含有は腐食の起点となるＭｎＳの析出を促進し、耐食性を低下させる。そこで、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。以上より、Ｍｎ含有量は０．０１〜０．５０％とした。より好ましくは、０．０８％〜０．４０％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であり、過剰なＰの含有は溶接性を低下させ、粒界腐食を生じやすくさせる。その傾向はＰ含有量が０．０５％超の場合に顕著となる。よって、Ｐ含有量は０．０５％以下とした。より好ましくは０．０４％以下である。さらに好ましくは０．０３％以下である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、腐食の起点となるＭｎＳの生成が促進されることにより、耐食性が低下する。よって、Ｓ含有量は０．０１％以下とした。より好ましくは０．００５％以下である。

Ｃｒ：１８．０〜２４．０％
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。Ｃｒ含有量が１８．０％未満では、溶接による酸化で表層のＣｒが減少する溶接ビードやその周辺において十分な耐食性が得られない。一方で、Ｃｒ含有量が２４．０％を超えると、溶融部の結晶粒界におけるマルテンサイト相の生成を阻害し、加工後の表面凹凸が顕著となる。よって、Ｃｒの含有量は１８．０〜２４．０％とした。より好ましくは、１９．０〜２２．０％、さらに好ましくは１９．０〜２１．０％である。

Ｎｉ：０．０１〜０．２０％未満
Ｎｉは顕著なオーステナイト安定化元素である。Ｎｉの添加によって、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接の際に形成される溶融部に、マルテンサイト相の生成を促進することができる。本発明では、溶融部の結晶粒界のマルテンサイト相を適度な範囲に収めて溶接ビードの加工性と加工後の表面性状を両立させることが重要である。Ｎｉ含有量が０．０１％未満では、マルテンサイト相の生成が困難となる。Ｎｉ含有量が０．２０％以上では、マルテンサイト相の生成が促進されすぎる。よって、Ｎｉの含有量は０．０１〜０．２０％未満とした。より好ましくは、０．０２％〜０．１６％である。

Ｍｏ：０．１〜３．０％
Ｍｏは不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上する元素である。ＣｒとともにＭｏを含有することによって、その効果はより顕著となる。Ｍｏによる耐食性向上効果は０．１％以上の含有で得られる。しかし、その含有量が３．０％を超えると、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接の際に形成される溶融部へのマルテンサイト相の生成が困難となる。よって、Ｍｏ含有量は０．１〜３．０％とした。より好ましくは、０．４〜１．８％である。

Ａｌ：０．０１〜１．２％
Ａｌは、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接の際に形成される溶融部において、オーステナイト系ステンレス鋼から供給されるＮと結合し、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制する元素である。また、Ａｌは、溶融部でのマルテンサイト相の生成を抑制する元素でもある。Ａｌ含有量が０．０１％以上で、Ｃｒ炭窒化物の生成抑制効果が得られる。一方で、Ａｌ含有量が１．２％を超えると溶融部にマルテンサイト相を生成することが困難となる。よって、Ａｌ含有量は０．０１〜１．２％とした。より好ましくは、０．０８％超〜１．０％、さらに好ましくは、０．１５％超〜０．８％である。なお、本明細書において炭窒化物とは、炭窒化物以外に炭化物および窒化物も含む。

Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接の際に形成される溶融部において、オーステナイト系ステンレス鋼からもたらされるＣ、Ｎと結合して、Ｃｒ炭窒化物による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると加工性が低下する。よって、Ｖ含有量は０．０１〜０．５０％とした。より好ましくは、０．０２〜０．４０％である。

Ｃｕ：０．１０％未満
Ｃｕは、上記Ｃｒ含有量と上記Ｍｏ含有量を満たす本発明のフェライト系ステンレス鋼において、不動態維持電流を増加させて不動態皮膜を不安定とし、耐食性を低下させる作用がある。そのため、Ｃｕ含有量は０．１０％未満に規制する。

Ｎｂ：０．０１〜０．５０％
ＮｂはＣ、Ｎと優先的に結合してＮｂ炭窒化物になるため、Ｃｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する。そのため、Ｎｂは、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接による耐食性低下を抑制するために重要な元素である。その効果はＮｂ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．５０％を超えると、熱間強度が増加して熱間圧延の負荷が増大し、製造性が低下する。また、Ｎｂ含有量が０．５０％を超えると、溶接部の結晶粒界にＮｂ炭窒化物が析出して溶接割れを起こしやすくなる。よって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．５０％とした。より好ましくは、０．０７〜０．３８％である。

Ｔｉ：０．０１〜０．５０％
ＴｉはＣ、Ｎと優先的に結合してＴｉ炭窒化物を形成し、Ｃｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する。本発明では、Ｔｉは、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接による耐食性低下を抑制するために重要な元素である。その効果は、Ｔｉ含有量が０．０１％以上で得られる。さらに、Ｔｉ含有量が０．２１％以上になると、ＴｉＮの析出により溶融部の結晶粒界の長さを増加させ、溶融部の結晶粒界に形成されるマルテンサイト相の粒径を均一化し、溶融部の張り出し加工後の表面性状を向上させる効果もある。しかし、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると加工性が低下するとともに、Ｔｉ炭窒化物が粗大化し、表面欠陥を引き起こす。よって、Ｔｉの含有量は０．０１〜０．５０％とした。好ましくは、０．０７〜０．３８％である。さらに好ましくは０．２１〜０．３５％である。最も好ましくは０．２３〜０．３３％である。

Ｎ：０．００１〜０．０３０％
Ｎは、Ｃと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であり、固溶強化により鋼の強度を上昇させる効果がある。その効果はＮ含有量が０．００１％以上で得られる。しかし、Ｃｒの窒化物が析出した場合には、耐食性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．０３０％以下が適当である。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０３０％とした。好ましくは、０．００２〜０．０１８％である。

また、本発明においては、上記の必須成分について、下記（１）式、（２）式を満たすことが必要である。
Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ＞０．５０ （１）
Ｓｉ≦１０Ａｌ （２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。

Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ＞０．５０
ＴｉやＮｂはＣ、Ｎの安定化元素である。本発明を完成するにあたって、フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接により形成される溶接部に含まれるＣｒ炭窒化物の生成抑制に、ＡｌやＶも有効であることが見出された。フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼との溶接により形成される溶接部の溶接ビードの耐食性を良好とするためには、Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌを０．５０超とする必要がある。以上よりＮｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌは０．５０超とした。

Ｓｉ≦１０Ａｌ
Ｓｉ、Ａｌはともにテンパーカラーに濃化する元素である。本発明を完成するにあたって、酸によるテンパーカラーの除去後の表面の元素濃化と耐食性の関係を調査したところ、Ｓｉの濃化が顕著であった場合に、溶接ビードの耐食性が低下することを明らかにした。鋼に含まれるＳｉ含有量がＡｌ含有量の１０倍を超えると、テンパーカラー除去後の表面のＳｉ濃化が顕著となる。よって、Ｓｉ≦１０Ａｌとした。好ましくは、Ｓｉ≦Ａｌである。

以上の必須成分の他に、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、以下の元素を必要に応じて含有してもよい。

Ｚｒ：０．５％以下
ＺｒはＣ、Ｎと結合して、鋭敏化を抑制する効果がある。その効果はＺｒ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｚｒの過剰の含有は加工性を低下させる。また、Ｚｒ含有量の増加は製造コストの増大を招く。よって、Ｚｒ含有量は０．５％以下とした。

Ｗ：１．０％以下
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上する効果がある。その効果はＷ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗの過剰の含有は強度を上昇させ、製造性（加工性）を低下させる。よって、Ｗ含有量は１．０％以下とした。

ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制し、溶接のテンパーカラー直下のＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。その効果はＲＥＭ含有量が０．０００１%以上で得られる。しかし、過剰のＲＥＭの含有は酸洗性などの製造性を低下させる。また、ＲＥＭ含有量の増加は製造コスト増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．１％以下とした。

Ｃｏ：０．３％以下
Ｃｏは靭性を向上させる元素である。その効果はＣｏ含有量が０．００１％以上で得られる。しかし、過剰のＣｏの含有は製造性を低下させる。よってＣｏ含有量は０．３％以下とした。

Ｂ：０．０１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善する元素である。その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが適当である。しかし、過剰のＢの添加は、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢ含有量は０．０１％以下とした。

フェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ステンレス鋼を溶接すると、溶融部にマルテンサイト相が形成される場合がある。本発明ではこのマルテンサイト相を適度に結晶粒界に生成させ、溶接部の溶接ビードの加工後の表面性状を向上している。溶融部のマルテンサイト相が面積率で０．１％未満では、結晶粒界のマルテンサイト相による、加工後の表面凹凸を低減する効果が得られない場合がある。溶融部のマルテンサイト相の面積率が１０％を超えると、マルテンサイト相が多くなりすぎて溶接ビードの加工性が低下する場合がある。よって、溶融部のマルテンサイト相の面積率は０．１〜１０％が好ましい。より好ましくは１〜８％である。なお、実施例に示す溶接ビードの断面観察により、溶融部に形成されたマルテンサイト相の面積率を評価することができる。

本発明のステンレス鋼はどのような製造方法を用いてもよいが、好適な製造方法の一例を以下に示す。

上記成分組成のステンレス鋼を１１００℃〜１３００℃に加熱後、仕上温度を７００℃〜１０００℃、巻取温度を５００℃〜８５０℃として板厚２．０ｍｍ〜５．０ｍｍになるように熱間圧延を施す。こうして作製した熱間圧延鋼帯を８００℃〜１２００℃の温度で焼鈍し酸洗を行い、次に、冷間圧延を行い、７００℃〜１１００℃の温度で冷延板焼鈍を行う。冷延板焼鈍後には酸洗を行い、スケールを除去する。スケール除去後にスキンパス圧延を行ってもよい。

なお、溶接ビードの耐食性を確保するためには、上記の通り、Ｃｕの含有量を０．１０％未満に抑制することが必須要件である。通常の溶製方法では不可避的不純物として混入するＣｕの含有量が０．１０％以上となる場合があるため、Ｃｕの混入を厳しく制限する溶製方法をとらなければならない。具体的にはスクラップを使わないか、スクラップを使う場合は、スクラップのＣｕ含有量を分析してスクラップのＣｕ総量を制御して使用する。さらに、Ｃｕを含む鋼種を溶製した直後には溶鋼を溶製しないなどの方法を採用する必要がある。

以下、実施例に基づいて本発明を説明する。

表１に示すステンレス鋼を真空溶製し、１２００℃に加熱したのち、仕上温度を７００℃〜１０００℃、巻取温度を５００℃〜８５０℃として板厚４ｍｍまで熱間圧延し、８５０〜１０５０℃の範囲で焼鈍し、酸洗によりスケールを除去した。さらに、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、８００℃〜１０００℃の範囲で焼鈍し、酸洗を行い、供試材とした。

酸によりスケールを除去した溶接部の溶接ビードの耐食性を評価するため、作製した供試材を用いて板厚０．８ｍｍのＳＵＳ３１６Ｌ冷延焼鈍板（０．０１５質量％のＣ、０．７０質量％のＳｉ、１．０質量％のＭｎ、１７．６質量％のＣｒ、１２．１質量％のＮｉ、２．１質量％のＭｏ、０．０２０質量％のＮ）とのＴＩＧ溶接を行った。溶接電流は１００Ａ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎとし、ＳＵＳ３１６Ｌの溶け込み比率が５０％となるように電極位置を調整した。シールドガスは、１００％のＡｒガスを流量１５Ｌ／ｍｉｎで使用した。表側の溶接ビードの幅はおよそ４ｍｍであった。溶接ビードの断面を、王水によりエッチングし、溶接ビードのマルテンサイト相の割合を面積率で求めた。結果を表２に示す。

溶接後、５０℃の２質量％弗酸と１０質量％硝酸の混合液に１分間浸漬し、溶接部のテンパーカラーを除去した。得られた供試材から溶接ビードを含む２０ｍｍ角の試験片を採取し、１０ｍｍ角の測定面を残してシール材で被覆し、３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定した。試験片の研磨や不動態化処理は行わなかった。参照電極は飽和カロメル電極を用いた。それ以外の測定方法はＪＩＳ Ｇ ０５７７に準拠した。３回の測定の平均を孔食電位Ｖｃ’１００として表２に示す。本発明例ではいずれも孔食電位Ｖ’ｃ１００が２５０ｍＶ以上となり、ＳＵＳ３１６Ｌとの間の溶接ビードにおいて良好な耐食性を示した。比較例であるＮｏ．３５〜Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３９、Ｎｏ．４１〜Ｎｏ．４５、Ｎｏ．４７、Ｎｏ．４８は、成分または（１）式、（２）式のいずれかが本発明の範囲から外れるため、溶接ビードの孔食電位が２５０ｍＶ未満となり、耐食性が不良となった。

溶接部の加工後の表面性状を評価するため、溶接ビードを含む位置で張り出し加工を行った。耐食性評価と同様の方法でＳＵＳ３１６ＬとのＴＩＧ溶接を行った供試材から、溶接ビードを中心にして１００ｍｍ角の試験片を採取し、酸によるテンパーカラーの除去を行ったのち、張り出し高さ８ｍｍまで溶接ビードを頂点とした張り出し加工を行った。パンチ直径は２０ｍｍ、締付け圧力は１０ｋＮとした。パンチとダイスに接触する面にはグラファイトグリースを塗布した。表面の割れの有無や形状について、目視により良否を判定した。割れやしわ、オレンジピールが確認されなかったものを◎、わずかにしわやオレンジピールの発生したものを○、割れや顕著なしわが確認されたものを×と判定した。結果を表２に示す。本発明例では割れや顕著なしわ、オレンジピールなどは確認できず、さらにＴｉが０．２１以上である本発明例ではより良好な表面性状を示した。比較例であるＮｏ．３４、Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．４０、Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４６は、本発明の成分から外れたため、張り出し加工後の溶接ビードの表面に顕著なしわやオレンジピールが確認でき、表面性状が不良となった。

特に、Ｔｉを０．２１％以上含有したＮｏ．1〜７、９〜１１、１３〜１８、２１〜２３および２６〜３３では、溶融部の張り出し加工後の表面性状が優れていた。

本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接を行い、溶接ビードを含む張り出し成型加工が行われる用途において、溶接ビードにおける加工後の表面性状が優れ、良好な耐食性を示すフェライト系ステンレス鋼が得られる。
本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接によって構造体の作製が行われる用途、たとえば、電気温水器の貯湯用缶体材料、建具や換気口、ダクト等の建築用材料などへの適用に好適である。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．２０％未満、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   下記（１）式および（２）式を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
   Ｎｂ＋１．３Ｔｉ＋０．９Ｖ＋０．２Ａｌ＞０．５０ （１）
   Ｓｉ≦１０Ａｌ （２）
   なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表わす。
2. さらに、質量％で、Ｚｒ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｃｏ：０．３％以下、Ｂ：０．０１％以下のいずれか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に記載のフェライト系ステンレス鋼。
3. 前記Ｔｉの含有量が、質量％で、０．２１〜０．５０％であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。

Images