JP6274370B1 - フェライト系ステンレス鋼板 - Google Patents
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Abstract
溶接部形状に優れ、かつオーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：２０．０〜２４．０％、Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００３〜０．０２０％、Ｎｂ：０．４０〜０．８０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。３．０≧Ｎｂ／（２Ｔｉ＋Ｚｒ＋０．５Ｓｉ＋５Ａｌ）≧１．５・・・（１）。なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
Description
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板に関する。特に、本発明は、溶接部形状に優れるフェライト系ステンレス鋼板に関する。また、本発明の好ましい態様においては、加工後における溶接部の表面性状に優れるフェライト系ステンレス鋼板にも関する。
フェライト系ステンレス鋼板は高価なＮｉを多く含むオーステナイト系ステンレス鋼板より安価であることから、多くの用途に使用されている。例えば、フェライト系ステンレス鋼板は家電、厨房機器、建築部材、建築金物、構造部材など幅広い分野で使用されている。
ステンレス鋼板はプレス加工により所定の形状の部材に成形され、溶接により複数の部材を組み立てて使用される場合がある。健全な製品を得るために溶接は重要であり、特に溶接部形状は極めて重要となる。例えば、溶接部にアンダーカットなどの形状不良があると、継手強度の低下、または応力集中による亀裂発生や疲労破壊の起点となる場合があるので、適切な対策が必要である。また、溶接部の形状は、溶接後研磨して使用される部材においても重要である。例えば母材の突合せ位置の高さより溶接溶融部が垂れていると、焼けとり研磨（研磨によるテンパーカラーの除去）が不十分になり溶接部の耐食性を確保することが困難となる場合がある。
さらに、ステンレス鋼板は耐食性が要求される用途に適用されるため、その溶接部にも耐食性が求められる。溶接は同材溶接のみならずオーステナイト系ステンレス鋼板との異材溶接の場合もあり、同材溶接部のみならず異材溶接部の耐食性の確保も必要である。
そのため、溶接性、および異材溶接部の耐食性を確保すること、について種々の検討がこれまでなされている。
溶接性に関する技術として、例えば特許文献１では、低Ｃｒ含有Ｔｉ、Ｖ添加鋼においてＯ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を制御することにより溶け込み深さを調整し、溶接部の延性を確保する方法が開示されている。
溶接部の耐食性を改善する技術として、例えば特許文献２では、Ｎｂを添加してＣｒ炭窒化物析出を抑制することにより、耐食性を向上させる方法が開示されている。
特許文献３では、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃａの含有量を最適化し、ＴＩＧ溶接部におけるブラックスポットの生成量を抑制し、溶接部の耐食性および加工性を向上させる技術が開示されている。
従来のフェライト系ステンレス鋼板では、調理器具、燃焼機器加工部品、冷蔵庫前扉、電池ケース、建築金物など種々の用途の溶接において、良好な溶接部形状が得られない場合がある。また、良好な異材溶接部の耐食性が得られない場合がある。
上述のような用途においては、従来の特許文献１に開示の技術で対処することは難しく、優れた異材溶接部の耐食性を確保できないことが懸念される。特許文献２または特許文献３に開示の技術でも対処することは難しく、Ｎｂ単独添加鋼およびブラックスポット生成制御技術では、垂れやアンダーカットなどの溶接部形状不良の改善を検討していない。
本発明は、溶接部形状に優れ、かつオーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供しようとするものである。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、溶接部形状および溶接部の耐食性に及ぼす鋼の化学成分について、鋭意検討を行った。その結果、含有元素を規定し、かつＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌの含有量バランスを適正化することにより、溶接部形状を良好とし、かつ、異材溶接部の耐食性の劣化を抑制できることを見出した。溶接部において溶接金属の湯流れに影響をおよぼすＴｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌの量を適性化し、炭窒化物を形成し、鋭敏化抑制に寄与するＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒの含有量バランスを適正化することにより、溶接部形状および異材溶接部の耐食性向上を実現できる。
次に、調理器具、家電器具、建築金物など種々の用途においては溶接後に成形等の加工を行い、その状態で意匠性を要求されることがある。溶接後にプレスなどの加工により所定形状に成形する場合または部品の寸法精度を出すために軽加工する場合など、従来のフェライト系ステンレス鋼板では溶接部に歪が導入されると良好な表面性状が得られない場合がある。さらに、溶接部への歪導入後の表面性状が良好でない、すなわち表面粗度が大きい場合、溶接部の加工後の耐食性の低下が懸念される。すなわち、溶接部の加工後の表面性状について改善の余地がある。
本発明者らは、さらに進んで、溶接部の成形等の加工後の表面性状に及ぼす鋼の化学成分の影響について鋭意検討を行った。その結果、成分組成を規定し、かつＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ａｌの複合含有量を適正化することにより、溶接部における成形等の加工後の表面性状の劣化を抑制できることを見出した。
なお、以下において、溶接部における成形等の加工を単に「溶接部における加工」と称することがある。
本発明者らはさらに検討を重ね、本発明を完成した。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００３〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２４．０％、
Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎ：０．００３〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．４０〜０．８０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
３．０≧Ｎｂ／（２Ｔｉ＋Ｚｒ＋０．５Ｓｉ＋５Ａｌ）≧１．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
Ｃ：０．００３〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２４．０％、
Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎ：０．００３〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．４０〜０．８０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
３．０≧Ｎｂ／（２Ｔｉ＋Ｚｒ＋０．５Ｓｉ＋５Ａｌ）≧１．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
［２］さらに、下記式（２）を満足する、［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
２Ｔｉ＋Ｎｂ＋１．５Ｚｒ+３Ａｌ≧０．７５・・・（２）
なお、式（２）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
２Ｔｉ＋Ｎｂ＋１．５Ｚｒ+３Ａｌ≧０．７５・・・（２）
なお、式（２）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
［３］さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．３０％を含む、［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．３０％
の１種以上を含有する、［１］から［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．３０％
の１種以上を含有する、［１］から［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
の１種以上を含有する、［１］から［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
の１種以上を含有する、［１］から［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、優れた溶接部形状を形成でき、かつオーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性を従来材と比較して大幅に向上できる。
また、好ましい態様においては、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は溶接部の加工後の表面性状を従来材に比較して大幅に向上できる。すなわち、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は加工後に意匠性が必要な部材において表面性状の劣化を格段に低減できる。
以上より、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は製品の特性を著しく向上することが可能となり、産業上、格段の効果がある。
以下に、本発明の実施形態を、その最良の形態を含めて説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記した範囲に限定した理由について説明する。成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．００３〜０．０２０％
Ｃは鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下の原因となるため、Ｃ含有量は低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｃ含有量を０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。一方、過度のＣ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｃ含有量の下限を０．００３％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｃは鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下の原因となるため、Ｃ含有量は低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｃ含有量を０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。一方、過度のＣ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｃ含有量の下限を０．００３％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
また、Ｃは再結晶粒の粒成長を抑制する効果を有する固溶強化元素であり、Ｃの含有量が過度に少ないと、溶接部の結晶粒径が粗大化し、溶接部の加工後の表面性状の劣化の原因となる。そのため、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、０．００３％以上のＣの含有が必要である。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは鋼の脱酸に寄与するが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではその効果は得られない。よって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉを１．００％を超えて過剰に含有すると溶接時にＳｉ酸化物を多量に生成し、溶接溶融部に巻き込まれ、溶接部の耐食性に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉ含有量が多くなると鋼が硬質化して加工性が低下する。よってＳｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉは鋼の脱酸に寄与するが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではその効果は得られない。よって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉを１．００％を超えて過剰に含有すると溶接時にＳｉ酸化物を多量に生成し、溶接溶融部に巻き込まれ、溶接部の耐食性に悪影響を及ぼす。また、Ｓｉ含有量が多くなると鋼が硬質化して加工性が低下する。よってＳｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
また、Ｓｉは再結晶粒の粒成長を抑制する効果を有する固溶強化元素であり、Ｓｉの含有量が過度に少ないと、溶接部の結晶粒径が粗大化し、溶接部の加工後の表面性状の劣化の原因となる。そのため、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、０．０３％以上のＳｉの含有が好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％
ＭｎはＭｎＳを形成し耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
ＭｎはＭｎＳを形成し耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｍｎは、固溶強化元素であり、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｍｎは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。しかし、Ｍｎ含有量が０．０１％未満ではその効果は得られない。よって、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
また、Ｍｎは再結晶粒の粒成長を抑制する効果を有する固溶強化元素であり、Ｍｎの含有量が過度に少ないと、溶接部の結晶粒径が粗大化し、溶接部の加工後の表面性状の劣化の原因となる。そのため、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、０．０３％以上のＭｎの含有が好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐを０．０４０％を超えて含有すると耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しない。
Ｐを０．０４０％を超えて含有すると耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しない。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳ介在物を形成し、耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｓ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しない。
Ｓは、ＭｎＳ介在物を形成し、耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｓ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しない。
Ｃｒ：２０．０〜２４．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果はＣｒ含有量２０．０％以上の含有で顕著となるため、Ｃｒ含有量は２０．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２０．５％以上である。一方、Ｃｒ含量が２４．０％を超えると、伸びが顕著に低下する。よって、Ｃｒ含有量は２４．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、２２．０％以下が好ましく、より好ましくは２１．５％以下である。
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果はＣｒ含有量２０．０％以上の含有で顕著となるため、Ｃｒ含有量は２０．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２０．５％以上である。一方、Ｃｒ含量が２４．０％を超えると、伸びが顕著に低下する。よって、Ｃｒ含有量は２４．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、２２．０％以下が好ましく、より好ましくは２１．５％以下である。
Ｃｕ：０．２０〜０．８０％
Ｃｕは耐食性の向上に寄与する。また溶接部において鋼中に存在する固溶Ｃｕは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。Ｃｕを０．２０％以上含有するとこの効果を発揮する。よって、Ｃｕ含有量は０．２０％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｃｕを過度に含有すると、伸びが低下するため、Ｃｕ含有量を０．８０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｕは耐食性の向上に寄与する。また溶接部において鋼中に存在する固溶Ｃｕは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。Ｃｕを０．２０％以上含有するとこの効果を発揮する。よって、Ｃｕ含有量は０．２０％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｃｕを過度に含有すると、伸びが低下するため、Ｃｕ含有量を０．８０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％
Ｎｉは、耐食性の向上に寄与し、０．０１％以上含有すると効果を発揮する。よって、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方で、Ｎｉを０．６０％を超えて過剰に含有すると、伸びが低下するため、Ｎｉ含有量は０．６０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
Ｎｉは、耐食性の向上に寄与し、０．０１％以上含有すると効果を発揮する。よって、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方で、Ｎｉを０．６０％を超えて過剰に含有すると、伸びが低下するため、Ｎｉ含有量は０．６０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは鋼の脱酸に寄与するが、０．０１％未満ではその効果は得られない。よって、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ａｌを０．０８％を超えて過度に含有すると溶接時にＡｌ酸化物を多量に生成し、このＡｌ酸化物が溶接溶融部に巻き込まれ、溶接部の耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ａｌは鋼の脱酸に寄与するが、０．０１％未満ではその効果は得られない。よって、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ａｌを０．０８％を超えて過度に含有すると溶接時にＡｌ酸化物を多量に生成し、このＡｌ酸化物が溶接溶融部に巻き込まれ、溶接部の耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。さらに好ましくは０．０４％以下である。
また、Ａｌは、Ａｌ系析出物のピン止め効果により溶接部の結晶粒の粒成長を抑制する元素であり、０．０１％以上含有すると溶接部の加工後の表面性状を向上させる効果を発揮する。よって、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方で、Ａｌを過度に含有すると、溶接部においてＡｌ系介在物が局所的に偏在し、結晶粒の粒成長が不均一となる。その結果、粗大な結晶粒と微細な結晶粒が混在した不均一な組織が形成され、溶接部の加工後の表面性状が劣化する。このため、溶接部の加工後の表面性状を向上さる場合は、Ａｌ含有量の上限を０．０８％とした。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６％以下である。
Ｎ：０．００３〜０．０２０％
Ｎは鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下の原因となるため、Ｎ含有量は低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｎ含有量を０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。一方、Ｎの過度の低減は製鋼コストが増加するため、Ｎ含有量の下限を０．００３％とした。Ｎ量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｎは鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下の原因となるため、Ｎ含有量は低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｎ含有量を０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。一方、Ｎの過度の低減は製鋼コストが増加するため、Ｎ含有量の下限を０．００３％とした。Ｎ量は、好ましくは０．００５％以上である。
また、Ｎは再結晶粒の粒成長を抑制する効果を有する固溶強化元素であり、Ｎの含有量が過度に少ないと、溶接部の結晶粒径が粗大化し、溶接部の加工後の表面性状の劣化の原因となる。そのため、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、０．００３％以上のＮの含有が必要である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｎｂ：０．４０〜０．８０％
Ｎｂは、炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下を抑制する。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｎｂは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果は、Ｎｂを０．４０％以上含有すると発揮される。よって、Ｎｂ含有量は０．４０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．４５％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、過剰にＮｂを含有すると伸びを低下させるため、Ｎｂ含有量は０．８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
Ｎｂは、炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下を抑制する。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｎｂは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果は、Ｎｂを０．４０％以上含有すると発揮される。よって、Ｎｂ含有量は０．４０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．４５％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、過剰にＮｂを含有すると伸びを低下させるため、Ｎｂ含有量は０．８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
また、ＮｂはＮｂ系析出物のピン止め効果により溶接部の結晶粒の粒成長を抑制できる。これらの効果はＮｂを０．４０％以上含有すると発揮される。よって、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、Ｎｂ含有量は０．４０％以上とし、好ましくは０．５５％以上である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは、Ｎｂ同様に炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｔｉは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果はＴｉを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｔｉを０．１０％を超えて含有すると介在物に起因する表面欠陥をもたらすため、上限を０．１０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｔｉは、Ｎｂ同様に炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｔｉは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果はＴｉを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｔｉを０．１０％を超えて含有すると介在物に起因する表面欠陥をもたらすため、上限を０．１０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０４％以下である。
また、Ｔｉは、Ｔｉ系析出物のピン止め効果により溶接部の粒成長性を抑制する元素である。溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｔｉを過度に含有すると、溶接部においてＴｉ系介在物が局所的に偏在し、結晶粒の粒成長が不均一となる。その結果、粗大な結晶粒と微細な結晶粒が混在した不均一な組織が形成され、溶接部の加工後の表面性状が劣化する。よって、溶接部の加工後の表面性状を向上させる場合は、Ｔｉ含有量を０．１０％以下とした。Ｔｉ含有量は、０．０８％以下が好ましく、０．０６％以下がより好ましい。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％
Ｚｒは、Ｎｂ、Ｔｉ同様に炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下を抑制する。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｚｒは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果はＺｒを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｚｒを０．１０％を超えて含有すると介在物に起因する表面欠陥をもたらすため、Ｚｒ含有量の上限を０．１０％とした。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｚｒは、Ｎｂ、Ｔｉ同様に炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下を抑制する。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｚｒは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果はＺｒを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｚｒを０．１０％を超えて含有すると介在物に起因する表面欠陥をもたらすため、Ｚｒ含有量の上限を０．１０％とした。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｚｒは、良好な溶接部の表面性状を確保するために重要な元素である。Ｚｒは溶接溶融部における凝固時からの冷却過程において、微細析出し、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、Ｚｒは加工後の良好な溶接部の表面性状を確保することに寄与する。この効果を得る観点から、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。一方、過度にＺｒを含有すると、溶接部においてＺｒ系介在物が偏在し、結晶粒の粒成長が不均一となり、粗大な結晶粒と微細な結晶粒が混在した不均一な組織が形成される。その結果、溶接後における表面欠陥が生じるのみならず、溶接部の加工後の表面性状も劣化する。以上より、Ｚｒ含有量を０．１０％以下とした。Ｚｒ含有量は、０．０８％以下が好ましく、０．０６％以下がより好ましい。
Ｔｉ、Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成する元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性を向上させる。したがって、溶接部耐食性を確保する観点からは、Ｔｉ、Ｚｒを一定量以上含有することが好ましい。さらにＴｉまたはＺｒ単独添加ではなく、ＺｒとＴｉを併用することで、Ｚｒ系析出物の生成により粗大なＴｉ系析出物の生成を抑制し、溶接金属中に析出物が微細分散することが可能となり、良好な耐食性を確保することができる。オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部耐食性に関しては、Ｎｂも同様に重要であり、所定量含有する必要がある。特に、これまでにない優れた異材溶接部の耐食性を確保するには、溶接溶融金属が冷却凝固する過程において、Ｚｒ、Ｔｉより後から炭化物を形成するＮｂが重要である。
以上、基本成分の組成について説明したが、本発明では以下の元素をさらに含有しても良い。
Ｖ：０．０１〜０．３０％
Ｖは、炭窒化物形成元素であり、鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下を抑制する。この効果を得る観点から、Ｖ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、Ｖを過剰に含有すると加工性が低下するためＶ含有量の上限は０．３０％が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｖは、炭窒化物形成元素であり、鋭敏化に起因する溶接部の耐食性の低下を抑制する。この効果を得る観点から、Ｖ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、Ｖを過剰に含有すると加工性が低下するためＶ含有量の上限は０．３０％が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
Ｍｏは耐食性の向上に有効である。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｍｏは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、Ｍｏを過度に含有すると、伸びが低下するため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ｍｏは耐食性の向上に有効である。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｍｏは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、Ｍｏを過度に含有すると、伸びが低下するため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ｃｏ：０．０１〜０．３０％
Ｃｏは耐食性の向上に有効である。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｃｏは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果を得る観点から、Ｃｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、Ｃｏを過度に含有すると、伸びが低下するため、Ｃｏ含有量は０．３０％以下が好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ｃｏは耐食性の向上に有効である。また、溶接部において鋼中に存在する固溶Ｃｏは強度に寄与し、溶接溶融部の垂れを抑制し優れた溶接部形状を得る効果を有する。上記効果を得る観点から、Ｃｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。一方、Ｃｏを過度に含有すると、伸びが低下するため、Ｃｏ含有量は０．３０％以下が好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、熱間加工性や２次加工性を向上させる元素であり、この効果を得る観点から、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。Ｂ含有量はより好ましくは０．００１０％以上である。Ｂ含有量が０．００５０％を超えると靱性が低下するおそれがある。従って、Ｂ含有量は０．００５０％以下が好ましい。Ｂ含有量はより好ましくは０．００３０％以下である。
Ｂは、熱間加工性や２次加工性を向上させる元素であり、この効果を得る観点から、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。Ｂ含有量はより好ましくは０．００１０％以上である。Ｂ含有量が０．００５０％を超えると靱性が低下するおそれがある。従って、Ｂ含有量は０．００５０％以下が好ましい。Ｂ含有量はより好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
Ｃａは、脱酸に有効な元素であり、この効果を得る観点から、Ｃａ含有量は０．０００３％以上が好ましい。Ｃａ含有量はより好ましくは０．０００５％以上である。Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると耐食性が低下するおそれがある。従って、Ｃａ含有量は０．００５０％以下が好ましい。Ｃａ含有量はより好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａは、脱酸に有効な元素であり、この効果を得る観点から、Ｃａ含有量は０．０００３％以上が好ましい。Ｃａ含有量はより好ましくは０．０００５％以上である。Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると耐食性が低下するおそれがある。従って、Ｃａ含有量は０．００５０％以下が好ましい。Ｃａ含有量はより好ましくは０．００２０％以下である。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは脱酸剤として作用する。この効果を得る観点からＭｇ含有量は０．０００５％以上が好ましい。Ｍｇ含有量はより好ましくは０．００１０％以上である。Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると鋼の靱性が低下して製造性が低下するおそれがある。従って、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｍｇは脱酸剤として作用する。この効果を得る観点からＭｇ含有量は０．０００５％以上が好ましい。Ｍｇ含有量はより好ましくは０．００１０％以上である。Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると鋼の靱性が低下して製造性が低下するおそれがある。従って、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属）：０．００１〜０．０５０％
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７〜７１の元素）は、耐高温酸化性を向上させる元素である。この効果を得る観点からＲＥＭ含有量は０．００１％以上が好ましい。ＲＥＭ含有量はより好ましくは０．００５％以上である。ＲＥＭ含有量が０．０５０％を超えると、熱間圧延の際に表面欠陥が生じるおそれがある。よって、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下が好ましい。ＲＥＭ含有量はより好ましくは０．０３０％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７〜７１の元素）は、耐高温酸化性を向上させる元素である。この効果を得る観点からＲＥＭ含有量は０．００１％以上が好ましい。ＲＥＭ含有量はより好ましくは０．００５％以上である。ＲＥＭ含有量が０．０５０％を超えると、熱間圧延の際に表面欠陥が生じるおそれがある。よって、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下が好ましい。ＲＥＭ含有量はより好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％
Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による加工肌荒れ抑制に効果的である。この効果を得る観点から、Ｓｎの含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０３％以上である。Ｓｎの含有量が０．５０％を超えると加工性が低下するおそれがある。よって、Ｓｎ含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｓｎ含有量はより好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による加工肌荒れ抑制に効果的である。この効果を得る観点から、Ｓｎの含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０３％以上である。Ｓｎの含有量が０．５０％を超えると加工性が低下するおそれがある。よって、Ｓｎ含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｓｎ含有量はより好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、圧延時における変形帯生成の促進による加工肌荒れ抑制に効果的である。この効果を得る観点から、Ｓｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量はより好ましくは０．０３％以上である。Ｓｂの含有量が０．５０％を超えると加工性が低下するおそれがある。よって、Ｓｂ含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｓｂ含有量はより好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、圧延時における変形帯生成の促進による加工肌荒れ抑制に効果的である。この効果を得る観点から、Ｓｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量はより好ましくは０．０３％以上である。Ｓｂの含有量が０．５０％を超えると加工性が低下するおそれがある。よって、Ｓｂ含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｓｂ含有量はより好ましくは０．２０％以下である。
成分組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明では各成分が上記の成分組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、下記式（１）の関係も併せて満足する必要がある。なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
３．０≧Ｎｂ／（２Ｔｉ＋Ｚｒ＋０．５Ｓｉ＋５Ａｌ）≧１．５・・・（１）
上記式（１）は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、およびＡｌの含有量バランスを適正化することにより、溶接溶融部における垂れ、アンダーカットなどの形状不良のない優れた溶接部形状を得るために必要な条件である。上記式（１）の係数は実験的に求めている。
３．０≧Ｎｂ／（２Ｔｉ＋Ｚｒ＋０．５Ｓｉ＋５Ａｌ）≧１．５・・・（１）
上記式（１）は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、およびＡｌの含有量バランスを適正化することにより、溶接溶融部における垂れ、アンダーカットなどの形状不良のない優れた溶接部形状を得るために必要な条件である。上記式（１）の係数は実験的に求めている。
詳細な理由は不明であるが、Ｎｂの含有量が少ない場合、溶接溶融部は垂れる傾向にある。溶接溶融部における凝固時からの冷却過程において鋼中に存在する固溶Ｎｂは強度に寄与する。このため、Ｎｂの含有量が少ない場合、溶接溶融部の高温での強度が低く溶接溶融部において垂れを発生する、と考えられる。また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌは酸化物を形成しやすい元素である。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌの含有量が過度に多い場合、形成された酸化物が溶融金属の流動性を妨げ溶接溶融部の形状不良を引き起こすことがある。特に、異材溶接時にオーステナイト系ステンレス鋼板と溶融金属の境界でアンダーカットを生じる場合がある。したがって優れた溶接部形状を得るには、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌの総含有量は少なく、Ｎｂ含有量は多い含有量バランスのほうが好ましい。式（１）の値が１．５未満であると溶接部の形状不良の発生が顕著になる。これに対して式（１）の値が１．５以上であると、溶接部形状に優れたものとなる。よって、式（１）の値は１．５以上とする。式（１）の値は、好ましくは１．６以上である。
一方、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌの含有量が過度に少ない場合、溶接溶融部における凝固時からの冷却過程での析出物量が少なくなる。すなわちピン止め効果を有する析出物量が少ないことに起因し結晶粒は粗大化する。さらには、Ｎｂ析出物が増加して鋼中の固溶Ｎｂ量が減少するため高温での溶接溶融部の強度が低くなる。以上より、溶融溶接部において垂れを発生すると考えられる。また、Ｎｂ含有量が過度に多い場合、溶接溶融部の形状不良を引き起こす場合がある。特に、異材溶接時にオーステナイト系ステンレス鋼板と溶融金属の境界でアンダーカットを生じる場合がある。詳細な理由は不明であるが、溶鋼の表面張力、および溶融池のアークの安定性に関係し、溶融金属の湯流れ、および母材側への濡れ性に影響を及ぼすため、溶接溶融部の形状不良が発生すると考えられる。したがって優れた溶接部形状を得るにはＴｉ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ａｌの総含有量は適度に多く、Ｎｂ含有量は過剰に多くない含有量バランスが好ましい。式（１）の値が３．０超であると溶接部の形状不良の発生が顕著になる。これに対して式（１）の値が３．０以下であると、溶接部形状に優れたものとなる。よって、式（１）の値は３．０以下とする。式（１）の値は、好ましくは２．９以下であり、より好ましくは２．８以下である。
本発明では上記式（１）を満たした上で、下記（２）式も満たすことで、溶接部の加工後においても優れた表面性状を実現可能となる。なお、式（２）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。
２Ｔｉ＋Ｎｂ＋１．５Ｚｒ＋３Ａｌ≧０．７５・・・（２）
上記式（２）は、加工後の溶接部において良好な表面性状を得る観点から有用である。上記式（２）から求まる値が０．７５未満であると、加工後における溶接部の表面性状が十分に向上しない。これに対して、式（２）から求まる値が０．７５以上であると、加工後における溶接部の表面性状に優れたものとなる。式（２）から求まる値は、好ましくは０．８０以上である。一方、過度な硬質化を抑制する観点、良好な伸びの確保の観点から、式（２）から求まる値の上限は１．００が好ましい。
上記式（２）は、加工後の溶接部において良好な表面性状を得る観点から有用である。上記式（２）から求まる値が０．７５未満であると、加工後における溶接部の表面性状が十分に向上しない。これに対して、式（２）から求まる値が０．７５以上であると、加工後における溶接部の表面性状に優れたものとなる。式（２）から求まる値は、好ましくは０．８０以上である。一方、過度な硬質化を抑制する観点、良好な伸びの確保の観点から、式（２）から求まる値の上限は１．００が好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ａｌは鋼中に炭窒化物、酸化物として析出しうる。析出物はピン止め効果により溶接部の組織の均一性を向上する。
しかしながら、Ｔｉ単独添加鋼では溶接溶融部において以下の不具合が発生しうる。すなわち、高温から析出を開始して凝集粗大化したＴｉ系析出物と冷却途中の低温において析出した微細なＴｉ系析出物が混在する。凝集粗大化したＴｉ系析出物と微細なＴｉ系析出物では粒成長への影響が異なり、粗大粒と微細粒が混在する結晶粒径が不均一な混粒組織が生成して、溶接部の加工後の表面性状が劣化する。
また、Ｎｂ単独添加鋼では、ＮｂがＴｉより低温から析出する。このため、Ｔｉの析出開始温度域より低い温度域で微細なＮｂ系析出物によるピン止め効果が期待される。しかし、Ｎｂが未析出の高温域で析出物によるピン止め効果が期待できず、粗大化した結晶粒は一定量生成してしまい、溶接部の加工後の表面性状が劣化する。
Ｚｒ単独添加鋼もＴｉ同様に高温から析出する。このため、Ｔｉ単独添加鋼と同様にＺｒ単独添加鋼も粗大粒と微細粒が混在する結晶粒径が不均一な混粒組織となり、溶接部の加工後の表面性状が劣化する。
Ａｌ単独添加鋼もＮｂ単独添加鋼と同様にＴｉより低温から析出する。このため、Ａｌ単独添加鋼も高温域で析出物によるピン止め効果が期待できず、粗大化した結晶粒は一定量生成してしまい、溶接部の加工後の表面性状が劣化する。
さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ａｌを所定量含有せず析出物が少ない場合、鋼中において一定量以上の析出物が均一に分散析出されず、局所的に析出物が偏在した領域が存在することとなる。これにより析出物の分布および結晶粒径が不均一な混粒組織となる。
溶接部の組織が不均一な混粒組織であると、結晶粒界の多い領域と少ない領域が存在する。この場合、加工により導入される歪が結晶粒界や一部結晶粒内に偏在し、均一な変形ができないため良好な表面性状を達成することが困難となる。
一方、Ｔｉ、Ｎｂ、ＺｒおよびＡｌを複合含有することにより、溶接部の冷却過程において一定量以上の析出物をより均一に分散することができる。これにより析出物の分布および結晶粒径が比較的均一な組織が得られる。上記式（２）の係数は実験結果とそれぞれの元素の酸素および窒素との親和力を考慮して求めている。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、引張加工、曲げ加工、絞り加工、張り出し加工等の加工が施される使途に好適である。鋼板の板厚は特に限定しないが、通常、０．１０〜６．０ｍｍとすることができる。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、溶接される用途に好適である。溶接条件は特に限定されず、適宜決定すればよい。前記溶接はＴＩＧ溶接であることが好ましい。また、ＴＩＧ溶接によりフェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板が組み合わされた溶接部材が製造される。よって、該ＴＩＧ溶接は本発明溶接部材の製造方法ともなりうる。ＴＩＧ溶接の溶接条件は適宜決定すればよいが、好ましい条件を挙げると以下のとおりである。
溶接電圧：８〜１５Ｖ、
溶接電流：５０〜２５０Ａ、
溶接速度：１００〜１０００ｍｍ／ｍｉｎ、
電極：１〜５ｍｍφタングステン電極、
表裏シールドガス（Ａｒガス）５〜４０Ｌ／ｍｉｎ
ＴＩＧ溶接に用いられる前記オーステナイト系ステンレス鋼板として、例えば、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌなどが好ましい。後述の実施例ではＳＵＳ３０４を使用している。ＳＵＳ３０４は他のオーステナイト系ステンレス３鋼種と溶接性が類似しているという理由から、ＳＵＳ３０４を使用して得られた本発明の効果は他のオーステナイト系ステンレス鋼板を使用しても得られると合理的に推測される。
溶接電圧：８〜１５Ｖ、
溶接電流：５０〜２５０Ａ、
溶接速度：１００〜１０００ｍｍ／ｍｉｎ、
電極：１〜５ｍｍφタングステン電極、
表裏シールドガス（Ａｒガス）５〜４０Ｌ／ｍｉｎ
ＴＩＧ溶接に用いられる前記オーステナイト系ステンレス鋼板として、例えば、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌなどが好ましい。後述の実施例ではＳＵＳ３０４を使用している。ＳＵＳ３０４は他のオーステナイト系ステンレス３鋼種と溶接性が類似しているという理由から、ＳＵＳ３０４を使用して得られた本発明の効果は他のオーステナイト系ステンレス鋼板を使用しても得られると合理的に推測される。
なお、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、同質材どうしの溶接に用いても良いし、オーステナイト系ステンレス鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼、析出系ステンレス鋼、２相系ステンレス鋼など、異質材であるステンレス鋼との溶接に用いても良い。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は特に限定されない。以下、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の、特に冷延板について、好適な製造方法を説明する。
上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、さらにＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法等にて二次精錬を行う。その後連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を１０００℃〜１２５０℃に加熱後、仕上げ温度を７００℃〜１０５０℃の条件で、板厚２．０ｍｍ〜８．０ｍｍになるように熱間圧延する。こうして作製した熱延板を８５０℃〜１１００℃の温度で焼鈍し酸洗を行い、次に、冷間圧延を行い、８００℃〜１０５０℃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。スケールを除去した冷延板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１〜３に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、５０ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼塊を１２００℃の温度に加熱して熱間圧延を施して４．０ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、熱延板に対して１０５０℃で６０秒間保持する熱延板焼鈍を施した後、酸洗してから、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷延板とし、さらに９５０℃で３０秒間保持する冷延板焼鈍を施した。研磨により表面のスケールを除去したのちエメリー研磨紙＃６００仕上げとして供試材とした。
上記のようにして得られた各鋼板から試験片（圧延方向（Ｌ方向）２００ｍｍｘ圧延方向に直角方向（Ｃ方向）９０ｍｍ）を採取した。その試験片に、溶接電圧：１０Ｖ、溶接電流：９０〜１１０Ａ、溶接速度：６００ｍｍ／ｍｉｎ、電極：１．６ｍｍφタングステン電極、表裏シールドガス（Ａｒガス）２０Ｌ／ｍｉｎのＴＩＧ溶接条件で、板厚１．０ｍｍのＳＵＳ３０４（圧延方向２００ｍｍｘ圧延方向に直角方向９０ｍｍ）と、２００ｍｍの辺どうしで突合せ溶接継ぎ手を作製した。したがって、溶接方向（溶接ビードの方向）は圧延方向に平行になっている。
（１）溶接部形状
上記のようにして得られた各突合せ溶接継手から、試験片の長さ方向が溶接方向に平行かつ溶接ビードが幅方向の中心に位置するように板厚１．０ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１０ｍｍの試験片を採取し、王水エッチングし、溶接方向に垂直な断面観察実施した。突合せた左右の母材の位置より０．１５ｍｍ以上溶接溶融部が低い箇所がある場合、垂れあり、と判定した（図１（Ａ）「垂れ」参照）。また、母材に接する部分の溶接溶融部の厚みが母材の板厚より０．１５ｍｍ以上薄い箇所がある場合をアンダーカットあり、と判定した（図１（Ｂ）「アンダーカットあり」参照）。垂れあり、またはアンダーカットありに該当した場合、溶接部形状不良「×」と判定した。一方、溶接部形状不良に該当しないものを溶接部形状良好「○」と判定した（図１「溶接部形状に優れる」参照）。結果を表１〜３「溶接部形状」欄に示す。
上記のようにして得られた各突合せ溶接継手から、試験片の長さ方向が溶接方向に平行かつ溶接ビードが幅方向の中心に位置するように板厚１．０ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１０ｍｍの試験片を採取し、王水エッチングし、溶接方向に垂直な断面観察実施した。突合せた左右の母材の位置より０．１５ｍｍ以上溶接溶融部が低い箇所がある場合、垂れあり、と判定した（図１（Ａ）「垂れ」参照）。また、母材に接する部分の溶接溶融部の厚みが母材の板厚より０．１５ｍｍ以上薄い箇所がある場合をアンダーカットあり、と判定した（図１（Ｂ）「アンダーカットあり」参照）。垂れあり、またはアンダーカットありに該当した場合、溶接部形状不良「×」と判定した。一方、溶接部形状不良に該当しないものを溶接部形状良好「○」と判定した（図１「溶接部形状に優れる」参照）。結果を表１〜３「溶接部形状」欄に示す。
（２）溶接部の耐食性
試験片の長さ方向が溶接方向に平行かつ試験片の幅方向の中心線全長に溶接ビードが位置するように板厚１．０ｍｍ×幅６０ｍｍ×長さ８０ｍｍの試験片を各突合せ溶接継手から採取し、♯６００番の研磨紙で表面（溶接時の電極側）を表面研磨し、裏面の全面および試験片外周端部の幅５ｍｍをシールにて被覆後、塩水噴霧（３５℃、５％ＮａＣｌ、２時間）、乾燥（６０℃、４時間）、湿潤（５０℃、４時間）を１サイクルとする複合サイクル腐食試験を３０サイクル実施し、溶接ビード部を中心にして幅２０ｍｍの表面の部分の発銹面積率を測定した。発銹面積率が１０％以下の場合を溶接部の耐食性良好「○」と判定した。発銹面積率が１０％超えの場合を溶接部の耐食性不良「×」と判定した。結果を表１〜３の「耐食性」欄に示す。
試験片の長さ方向が溶接方向に平行かつ試験片の幅方向の中心線全長に溶接ビードが位置するように板厚１．０ｍｍ×幅６０ｍｍ×長さ８０ｍｍの試験片を各突合せ溶接継手から採取し、♯６００番の研磨紙で表面（溶接時の電極側）を表面研磨し、裏面の全面および試験片外周端部の幅５ｍｍをシールにて被覆後、塩水噴霧（３５℃、５％ＮａＣｌ、２時間）、乾燥（６０℃、４時間）、湿潤（５０℃、４時間）を１サイクルとする複合サイクル腐食試験を３０サイクル実施し、溶接ビード部を中心にして幅２０ｍｍの表面の部分の発銹面積率を測定した。発銹面積率が１０％以下の場合を溶接部の耐食性良好「○」と判定した。発銹面積率が１０％超えの場合を溶接部の耐食性不良「×」と判定した。結果を表１〜３の「耐食性」欄に示す。
（３）加工後における溶接部の表面性状
引張方向が溶接方向と直角かつ試験片の長さ方向の中心に溶接ビードが位置するようにＪＩＳ５号引張試験片を突合せ溶接継ぎ手から採取し、♯６００番の研磨紙で表面研磨後、２０％引張塑性歪を加え、溶接部の最大高さ粗さＲｚを溶接線方向に測定した。溶接部とは溶接溶融金属部と溶接熱影響部である。
引張方向が溶接方向と直角かつ試験片の長さ方向の中心に溶接ビードが位置するようにＪＩＳ５号引張試験片を突合せ溶接継ぎ手から採取し、♯６００番の研磨紙で表面研磨後、２０％引張塑性歪を加え、溶接部の最大高さ粗さＲｚを溶接線方向に測定した。溶接部とは溶接溶融金属部と溶接熱影響部である。
引張後の溶接部における最大高さ粗さＲｚ≦１０μｍの場合を表面性状に優れる「○」と判定した。引張後の溶接部における最大高さ粗さＲｚ＞１０μｍの場合を表面性状の顕著な向上なし「×」と判定した。表面性状試験結果を表１「表面性状」欄に示す。なお、最大高さ粗さＲｚの測定は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３）に準拠して行った。測定長は５ｍｍ、測定回数は各試料について３回実施し、単純平均した値をその試料の最大高さ粗さＲｚとした。
表１〜３に示すとおり、本発明鋼はいずれも優れた溶接部形状および優れた異材溶接部の耐食性を有している。さらに、式（２）の条件も満たす場合は、加工後における溶接部の表面性状にも優れている。これに対し、本発明範囲外の比較鋼は溶接部形状、溶接部耐食性、あるいはこれら両方が劣っていた。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．００３〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：２０．０〜２４．０％、
Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎ：０．００３〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．４０〜０．８０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
３．０≧Ｎｂ／（２Ｔｉ＋Ｚｒ＋０．５Ｓｉ＋５Ａｌ）≧１．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。 - さらに、下記式（２）を満足する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
２Ｔｉ＋Ｎｂ＋１．５Ｚｒ+３Ａｌ≧０．７５・・・（２）
なお、式（２）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）をあらわす。 - さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．３０％を含む、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．３０％
の１種以上を含有する、請求項１から３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
の１種以上を含有する、請求項１から４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
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