JP6274372B1

JP6274372B1 - フェライト系ステンレス鋼

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Publication number: JP6274372B1
Application number: JP2017550953A
Authority: JP
Inventors: 知洋石井; 光幸藤澤; 杉原　玲子; 玲子杉原; 力上
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-03-30
Filing date: 2017-05-25
Publication date: 2018-02-07
Anticipated expiration: 2037-05-25
Also published as: CN110462079A; EP3604588B1; EP3604588A4; US20210277494A1; EP3604588A1; WO2018179456A1; KR20190121818A; ES2864725T3; JPWO2018179456A1; CN110462079B; US11560604B2

Abstract

深絞り加工の後に溶接を行った際に、溶接の熱影響による膨張収縮および変形による応力によって溶接部近傍での割れが発生しにくく、溶接部近傍の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。成分組成を、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｏ：０．３０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０１〜６．００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、０．３０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．６０％を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物とする。

Description

本発明は、深絞り加工の後に溶接によって接合が行われる構造体の製造に好適に用いられる、溶接部の形状および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼に関する。

従来、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や高張力鋼板などと比較して、プレス成形性の面で劣っており、優れたプレス成形性が必要とされる用途にはその使用が制限されてきた。

しかし、近年のフェライト系ステンレス鋼のプレス成形性、特に深絞り加工性の向上は目覚しく、厳しいプレス加工が施される用途、たとえば厨房用材料や電気機器部品、自動車用部品などへのフェライト系ステンレス鋼の適用が進んでいる。

特許文献１には深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。この鋼板では、鋼の成分組成と製造条件を適正範囲に制御し、仕上焼鈍後の鋼板の平均ｒ値を２．０以上、平均結晶粒径を５０μｍ以下、かつ、（引張強度（ＭＰａ）×平均ｒ値）／（結晶粒径（μｍ）））を２０以上とすることにより、深絞り性を改善している。

特許文献２には、プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が開示されている。この鋼板では、ＡｌＮの微細析出を防止して微細ＡｌＮによる析出強化を低減するとともに、フェライト粒径を１０μｍ未満とすることにより局部伸びを増加させる。さらに、この文献では、フェライト粒内のＣｒ炭窒化物の平均粒径を０．６μｍ以上とすることにより均一伸びを向上させて、プレス成形性を向上させている。

また、特許文献３には深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。この鋼板では、熱間圧延条件を調整することにより、平均フェライト結晶粒径を４０μｍ以下、圧延方向と板厚方向からなる断面に占める｛１１１｝／／ＮＤとの方位差が１０°以内のフェライト結晶粒の割合を２０％以上として、深絞り性を向上している。

しかしながら、これらのプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を用いても厳しいプレス成形を行った際に発生する縦割れの発生は必ずしも十分に抑制することはできない。

この縦割れを抑制するために特許文献４には深絞り性、耐２次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。この鋼板では、Ｎｂおよび／またはＴｉならびにＢおよび、Ｖを適正量添加することに加え、仕上焼鈍し、酸洗した後あるいはさらにスキンパス圧延した後の鋼板の平均結晶粒径を４０μｍ以下かつ表面粗さＲａを０．３０μｍ以下とすることで、深絞り性と耐２次加工脆性を両立している。

特開２００３−１３８３４９号公報特開２００７−１１９８４７号公報特開２００９−２９９１１６号公報特開２００３−２０１５４７号公報

しかし、特許文献４のフェライト系ステンレス鋼板を用いても、特に、プレス成形後に溶接を行った場合に発生する溶接部近傍の割れは、完全に防止することはできない。

従来技術の抱える上記のような問題点に鑑み、本発明は、深絞り加工の後に溶接を行った際に、溶接の熱影響による膨張収縮および変形による応力によって溶接部近傍での割れが発生しにくく、溶接部近傍の耐食性に優れる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。

本発明者らは、上記課題を解決するために、フェライト系ステンレス鋼の成分組成と溶接部近傍での割れおよび耐食性との相関を調査し、以下の（１）〜（３）の知見を得た。
（１）深絞り加工により結晶粒界の強度が低下した領域に対して溶接を行うと、溶接の熱により溶接部近傍に発生した膨張および収縮の応力によって溶接部近傍に割れが発生する。
（２）Ｃｏの添加は熱膨張係数を減少させるため、溶接の熱による膨張および収縮が減少し、溶接部の変形および溶接部近傍での応力が低下する。その結果、Ｃｏ添加によって溶接部近傍の割れが発生しにくくなる。
（３）Ｂの添加は深絞り加工による結晶粒界の強度の低下を抑制するため、深絞り加工後の溶接部近傍に熱応力が発生しても割れが発生しにくくなる。

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：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｏ：０．３０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０１〜６．００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、下記（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
０．３０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．６０％（１）
（１）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。

［２］前記Ｍｏ含有量が０．３０〜１．５０％、前記Ｔｉ含有量が０．２５〜０．４０％、前記Ｎｂ含有量が０．０３〜０．１３％、前記Ｖ含有量が０．０２〜０．１３％、前記Ｃｏ含有量が０．０２〜０．３０％、であり、下記（２）式、（３）式を満足する［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｏ／Ｂ：１０〜１５０（２）
Ｎｂ＋Ｖ≦０．２２％（３）
（２）式、（３）式における元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。

［３］さらに、質量％で、Ｚｒ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［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であれば、深絞り加工の後に溶接によって接合が行われる構造体の製造に用いても、溶接の熱影響による膨張収縮および変形による応力によって溶接部近傍での割れが発生しにくく、溶接部近傍の耐食性に優れる構造体が得られる。

なお、溶接部近傍での割れが発生しにくいことから、上記構造体は、溶接部の形状に優れるといえる。

円筒深絞り形状の試験片を説明するための模式図である。

以下、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（第一発明）のフェライト系ステンレス鋼の成分組成は、質量％でＣ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｏ：０．３０〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｃｏ：０．０１〜６．００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、下記（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
０．３０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．６０％（１）
（１）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。

また、本発明（第一発明）のフェライト系ステンレス鋼の成分組成は、さらに、質量％で、Ｚｒ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のいずれか１種または２種以上を含有してもよい。

以下に本発明（第一発明）のフェライト系ステンレス鋼の成分組成について詳細に説明する。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：０．００１〜０．０２０％
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。適度な強度を得るためには０．００１％以上の含有が適当である。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると加工性の低下が顕著となり、深絞り加工に適さない。よって、Ｃ含有量は０．００１〜０．０２０％とした。下限について好ましくは、０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上である。
上限について好ましくは、０．０１８％以下である。より好ましくは０．０１５％以下である。さらに好ましくは０．０１４％以下である。なお、不可避的に含まれるＣのみでＣ含有量が上記範囲になる場合には、Ｃを積極的に添加する必要はない。

Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。その効果は０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、加工性の低下が顕著となり、深絞り加工には適さない。よって、Ｓｉの含有量は０．０１％〜０．３０％とした。下限について、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１１％以上である。上限について好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１８％以下、さらに好ましくは０．１６％以下である。

Ｍｎ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎには強度を高める効果がある。その効果は０．０１％以上の含有で得られる。一方、Ｍｎを過剰に含有すると加工性が顕著に低下し、深絞り加工には適さなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以下が適当である。よって、Ｍｎの含有量は０．０１〜０．５０％とした。下限に付いて好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１１％以上である。
上限について好ましくは０．４０％以下、より好ましは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。なお、Ｍｎは鋼に不可避的に含まれるため、不可避的に含まれるＭｎ含有量が上記範囲にあれば、Ｍｎを添加する必要はない。

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であり、深絞り加工後の結晶粒界に偏析して、結晶粒界の強度を低下させ、粒界割れを発生しやすくする元素である。よって、Ｐ含有量は少ないほど好ましく、本発明の効果を得る観点からは含まなくてもよい（０％でもよい）。そこで、Ｐ含有量は０．０４％以下とした。より好ましくは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ＣａＳやＭｎＳなどの水溶性硫化物の形成が促進され耐食性が低下する。また、本発明の効果を得る観点からはＳを含まなくてもよい（０％でもよい）。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決定付ける最も重要な元素である。Ｃｒ含有量が１８．０％未満ではステンレス鋼として十分な耐食性が得られない。特に溶接部での耐食性が不十分となる。一方で、過剰にＣｒを含有すると、加工性が低下し、深絞り加工に適さない。そこで、Ｃｒ含有量は２４．０％以下が適当である。よって、Ｃｒ含有量は１８．０〜２４．０％とした。下限について好ましくは１９．０％以上、より好ましくは２０．０％以上、さらに好ましくは２０．５％以上である。上限について好ましくは２３．５％以下、より好ましくは２２．５％以下、さらに好ましくは２２．０％以下である。さらに好ましくは２１．５％以下である。

Ｎｉ：０．０１〜０．４０％
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が起こる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。その効果はＮｉ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉ含有量が０．４０％以上になると、加工性が低下するため、深絞り加工には適さない。よって、Ｎｉの含有量は０．０１〜０．４０％とした。下限について好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．１１％以上である。
上限について好ましくは、０．３５％以下、より好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．１８％以下である。

Ｍｏ：０．３０〜３．０％
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０．３０％以上の含有で得られる。しかし、Ｍｏ含有量が３．０％を超えると高温強度が増加し、圧延負荷が大きくなるため製造性が低下する。よって、Ｍｏ含有量は０．３０〜３．０％とした。下限について好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．５０％以上、さらに好ましくは０．６０％以上である。上限について好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。優れた加工性が必要とされる場合は０．９０％以下がさらに好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．１５％
Ａｌは脱酸に有用な元素であり、その効果は、Ａｌの含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ａｌの含有量が０．１５％を超えるとフェライト結晶粒径が増大しやすくなり、溶接部近傍の割れが起こりやすくなる。よって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１５％とした。下限について好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。

Ｔｉ：０．０１〜０．５０％
ＴｉはＣ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Ｔｉ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると固溶したＣ、Ｎが過度に減少し、深絞り後の結晶粒界の強度が不十分となり、溶接部近傍で割れが発生しやすくなる。よって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．５０％とした。下限について好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．２５％以上である。上限について好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。なお、本明細書において、炭窒化物には、炭化物、窒化物も含む。

Ｎｂ：０．０１〜０．５０％
ＮｂはＣ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Ｎｂ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．５０％を超えると固溶したＣ、Ｎが過度に減少し、深絞り後の結晶粒界の強度が不十分となり、溶接部近傍で割れが発生しやすくなる。よって、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．５０％とした。下限について好ましくは、０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。上限について好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２５％以下である。

Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、Ｃｒ炭窒化物の析出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、０．５０％を超える過剰な含有は加工性を低下させ、深絞り加工には適さない。よって、Ｖ含有量は０．０１〜０．５０％とした。下限について好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。上限について好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。

０．３０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．６０％（１）
上述のようにＴｉ、Ｎｂ、ＶはいずれもＣｒ炭窒化物の生成を抑制し、溶接部の耐食性を向上させる元素である。Ｃｒ炭窒化物析出による鋭敏化を抑制し、溶接部の耐食性を十分なものとするためにはＴｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量の合計が０．３０％以上になることが必要である。好ましくは０．３５％以上である。より好ましくは０．３７％以上、さらに好ましくは０．４０％以上である。加えて、溶接部の冷却速度は通常、非常に速いため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか単独あるいは２種のみの含有では、それぞれの元素の炭窒化物の析出しやすい温度域を急速に通過してしまい、Ｃ、Ｎを完全には無害化しきれない場合がある。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれの元素も０．０１％以上の含有が必要である。

一方で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量の合計が０．６０％を超えると加工性が低下するため、深絞り加工には適さない。よって、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量の合計が０．６０％以下とした。好ましくは、０．５５％以下、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４５％以下である。

Ｃｏ：０．０１〜６．００％
Ｃｏは本発明にとって重要な元素である。Ｃｏの含有はフェライト系ステンレス鋼の電子状態を変化させ、熱膨張係数を低下させる。この熱膨張係数の低下は溶接の熱によって引き起こされる溶接部の膨張および変形を緩和する。深絞り加工後の溶接部近傍では、溶接による熱膨張および変形によって生じる応力によって割れが発生する場合がある。Ｃｏの含有による熱膨張係数の低下は、溶接の熱影響および変形によって溶接部近傍にかかる応力負荷を緩和し、割れの発生を抑制する。その効果はＣｏ含有量が０．０１％以上で得られる。一方で、Ｃｏ含有量が６．００％を超えると加工性が低下するため、深絞り加工には適さない。よってＣｏ含有量は０．０１〜６．００％とした。下限について好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．５０％以下、さらに好ましくは２．００％以下である。

Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは本発明にとって重要な元素である。高純度のフェライト系ステンレス鋼では深絞り加工によって、深絞り加工の壁面部分の結晶粒界にＰが偏析し、結晶粒界が脆くなる。そのため、過度の深絞り加工を行った後に、深絞り方向に沿って割れが発生する場合がある。特にＴｉやＮｂによって固溶したＣ、Ｎを低減した成分でその傾向が顕著である。深絞り加工によって割れが発生しやすくなった結晶粒界では、溶接の熱影響による応力負荷が割れを発生させる場合がある。Ｂの含有は深絞り加工によるＰの偏析を抑制し結晶粒界を強化して、このような割れの発生を抑制する。この効果はＢを０．０００２％以上含有することで得られる。一方で、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると加工性が低下するため、深絞り加工には適さない。よって、Ｂ含有量は０．０００２〜０．００５０％とした。下限について好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。上限について好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。

Ｎ：０．００１〜０．０２０％
Ｎは、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、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると加工性の低下が顕著となり、深絞り加工に適さない。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０２０％とした。下限について好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００７％以上である。上限について好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１３％以下である。

また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、以下の成分（任意成分）を含んでもよい。

Ｚｒ：１．０％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。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０６％以上である。しかし、過剰のＺｒの含有は加工性を低下させる。また、Ｚｒは価格が非常に高い元素であるため、過剰のＺｒ含有はコストの増大を招く。よって、Ｚｒの含有量は１．０％以下とした。好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。

Ｗ：１．０％以下
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。その効果はＷ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．３０％以上である。しかし、過剰のＷの含有は強度を上昇させ、製造性を低下させる。よって、Ｗ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。

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、溶接部の耐食性を向上する。その効果はＲＥＭ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。好ましくは０．００４％以上、より好ましくは０．００６％以上である。しかし、過剰にＲＥＭを含有すると、酸洗性などの製造性を低下させるうえ、コストの増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．１％以下とした。好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０２％以下である。

上記以外の残部は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Ｚｎ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｃｕ：０．１％未満等が挙げられる。なお、本発明のＣｒ含有量、Ｍｏ含有量を有する耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼では、Ｃｕは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。この観点からはＣｕを含まない方がよい。Ｃｕを含有する場合、その含有量は０．１％未満が適当である。よって、不純物としてのＣｕの含有量は上記の通り０．１％未満とした。

本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法は特に限定されない。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４００〜８００℃として板厚２．０〜５．０ｍｍ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８００〜１１００℃の温度で焼鈍し酸洗を行う。次に、板厚０．５〜２．０ｍｍになるように冷間圧延を行い、７００〜１０５０℃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間圧延鋼帯にはスキンパス圧延を行ってもよい。

以上の本発明（第一発明）において、Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｏ含有量を特定の範囲に調整し、後述する（２）式、（３）式を満たすようにすれば、さらに、加工肌荒れが少なくなるという効果を奏する。以下、この効果を有する発明（第二発明）について説明する。

先ず、加工肌荒れという課題について説明する。フェライト系ステンレス鋼をプレスなどの加工によって成形した場合、加工肌荒れが激しいことが問題になる場合がある。

フェライト系ステンレス鋼の加工肌荒れとしては、リジングとオレンジピールがよく知られている。

リジングは、フェライト系ステンレス鋼をプレス成形した時に形成させる畝状のしわのことである。このしわはステンレス鋼の美観を損ねるばかりか、厳しい加工の際には、このしわに沿って割れが発生する場合もある。

このリジングは、鋳造段階において生成した粗大な柱状組織が、熱延、再結晶によって十分に微細化されずに、結晶方位の類似した集合組織を形成して、プレス成型の際にこの集合組織が類似した変形挙動を示すことで畝状のしわが形成されるといわれている。したがって、リジングの抑制には鋳造組織に占める柱状組織の割合を減少させ、等軸晶組織の割合を増加させることが重要である。

鋳造組織の等軸晶を増加させる技術としては、たとえば、特開２０００-１４４３４２号公報に成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼鋳片が開示されている。この発明は、固溶Ａｌを低減し、かつ、Ａｌ系介在物を溶鋼中に分散させる。これにより、Ｔｉ系介在物がＡｌ系介在物を核として溶鋼中に分散析出し、等軸晶の生成サイトとなるため、鋳造組織の等軸晶率が増加する。しかしながら、脱酸のために十分な量のＡｌ添加を行ったうえで、固溶Ａｌを０．０１５質量％以下に制御することは、実操業上、非常に困難であるという問題がある。

オレンジピールは、粗大な結晶粒に起因する肌荒れであり、その対策には結晶粒の微細化が有効である。オレンジピールを低減する技術としては、たとえば、２００３−１３８３４９号公報に深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。この発明は、鋼の成分組成と製造条件を適正範囲に制御し、仕上焼鈍後の鋼板の平均ｒ値を２．０以上、平均結晶粒径を５０μｍ以下、かつ、(引張強度(ＭＰａ)×平均ｒ値)／(結晶粒径(μm)))を２０以上とすることにより、優れた深絞り性と耐肌荒れ性を両立している。しかしながら、この発明では結晶粒の微細化を行うために熱間圧延の圧下率を大きくとる必要があり、耐食性の高い材料（ＣｒやＭｏの含有量が多い材料）では焼き付きや肌荒れが起こって表面性状を低下させる場合があるという問題がある。

また、リジングやオレンジピールといった加工肌荒れを抑制する技術としては、たとえば、特開２００２−２８５３００号公報にフェライト系ステンレス鋼板およびその製造法が開示されている。この発明は、中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行うことで、結晶粒の粒度番号６．０以上を達成している。しかしながら、２回の冷間圧延を行う方法は、製造負荷が高く、製造に時間がかかるという問題がある。

上記のように加工肌荒れを改善する従来技術では、実操業に適用できる適切な手法が得られていないのが現状である。

Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量およびＣｏ含有量を特定の範囲に調整し、後述する（２）式および（３）式を満たす本発明（第二発明）は、これらの問題点を解決する。即ち、第二発明は、製造が簡便で、深絞り加工、張り出し加工および曲げ加工などの加工を行い成形される構造体に好適であり、加工後の表面性状が求められる用途にもちいるのに好適な、加工肌荒れが少ないフェライト系ステンレス鋼である。

第二発明を完成するにあたって得た知見は以下の通りである。鋳造組織の等軸晶率および最終製品の結晶粒径におよぼすフェライト系ステンレス鋼への、Ｃｏ、Ｂ、その他元素添加の影響を検討し、成分と加工肌荒れおよび加工部の耐食性との相関から以下の知見を得た。
（１）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を適切に制御することで、溶接部の耐食性を低下させることなく、低い再結晶温度を実現でき、結晶粒径の制御が容易となる。
（２）ＣｏおよびＢの含有量を適正な範囲に調整することで、鋳造組織の等軸晶率が向上する。また、熱延焼鈍による結晶粒の成長が抑制され、結晶粒が微細化した。
その結果、（１）、（２）の知見に加えて、Ｍｏの含有量も調整することで、加工による肌荒れが低減した。以下、第二発明における、Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｏ含有量、（２）式、（３）式について説明する。また、Ｂ含有量は第一発明と同様であるが、（３）式にＢが含まれることから明らかなように、Ｂは第二発明においても重要である。そこで、以下では、第二発明におけるＢについても説明する。また、第一発明の説明と同様に、「％」は「質量％」を意味する。なお、Ｍｏ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、Ｖ含有量、Ｃｏ含有量、Ｂ含有量以外の成分については、任意成分も含めて、第一発明と同様であるため説明を省略する。また、第二発明においても、（１）式を満たす必要があるが、これについても第一発明と同様のため説明を省略する。

Ｍｏ：０．３０〜１．５０％
第二発明のＭｏ含有量は上記の通りであり、第一発明のＭｏ含有量よりも狭い。したがって、第二発明において、Ｍｏは、第一発明でのＭｏの技術的意義をも有する。第二発明におけるＭｏの技術的意義は以下の通りである。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０．３０％以上の含有で得られる。しかし、Ｍｏ含有量が１．５０％を超えると強度が増加し、加工性が低下して肌荒れが発生しやすくなる。よって、Ｍｏの含有量は０．３０〜１．５０％とした。下限について好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．５０％以上、さらに好ましくは０．５５％以上である。上限について好ましくは１．４０％以下、より好ましくは０．９０％以下、さらに好ましくは０．７０％以下である。

Ｔｉ：０．２５〜０．４０％
第二発明のＴｉ含有量は上記の通りであり、第一発明のＴｉ含有量よりも狭い。したがって、第二発明において、Ｔｉは、第一発明でのＴｉの技術的意義をも有する。第二発明におけるＴｉの技術的意義は以下の通りである。ＴｉはＮｂ、Ｖと同様に固溶Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成して鋭敏化を抑制する元素である。加えて、溶鋼中からＴｉＮを晶出して等軸晶の晶出核となり、凝固組織の等軸晶率を向上する元素である。等軸晶の晶出促進効果は、Ｔｉが０．２５％以上で得られる。しかし、含有量が０.４０％を超えると加工部の脆化が促進され、加工によって割れが発生しやすくなり、加工性が低下する。よって、Ｔｉの含有量は０．２５〜０．４０％とした。下限について好ましくは０．２７％以上、より好ましくは０．２９％以上、さらに好ましくは０．３１％以上である。上限について好ましくは０．３８％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３４％以下である。

Ｎｂ：０．０３〜０．１３％
Ｖ：０．０２〜０．１３％、
Ｎｂ＋Ｖ≦０．２２％（３）式
第二発明のＮｂおよびＶ含有量は上記の通りであり、第一発明のＮｂおよびＶ含有量よりも狭い。したがって、第二発明において、ＮｂおよびＶは、第一発明でのＮｂおよびＶの技術的意義をも有する。第二発明におけるＮｂおよびＶの技術的意義は以下の通りである。ＮｂとＶはいずれも固溶Ｃ、Ｎと結合して炭窒化物を形成する元素である。固溶ＣおよびＮが固定されることで溶接部の鋭敏化が抑制され、耐食性を向上させる。特にＴｉ、ＮｂおよびＶがいずれも含有されると、その析出温度の違いから、より適切にＣおよびＮの無害化を行える。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０３％以上が必要である。しかし、Ｎｂ含有量が０．１３％を超えると再結晶が阻害され、適切な組織を得るためにより高い焼鈍温度が必要となり、微細な組織の形成が困難となり、加工時に肌荒れが発生しやすくなる。よって、Ｎｂの含有量は０．０３〜０．１３％とした。下限について好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０８％以上である。上限について好ましくは０．１１％以下、より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０９％以下である。

また、上記効果を得るためには、Ｖ含有量について０．０２％以上が必要である。しかし、Ｖ含有量が０．１３％を超える過剰な含有は，再結晶温度が上昇し，微細な組織の形成が困難となり、加工時に肌荒れが発生しやすくなる。よって、Ｖの含有量は０．０２〜０．１３％とした。下限について好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０６％以上、さらに好ましくは０．０７％以上である。上限について好ましくは０．１１％以下、より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。

一方で、ＮｂおよびＶの炭窒化物は、ステンレス鋼の再結晶温度を上昇させるので、焼鈍のために高い温度が必要となる。そのため、これらの元素が合計で０．２２％を超えて含有していると焼鈍温度の制御によって適切な組織を作りこむことが困難となり、オレンジピールなどの加工肌荒れが発生しやすくなる。よって、Ｎｂ＋Ｖは０．２２％以下とした。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１８％以下、さらに好ましくは０．１６％以下である。Ｎｂ＋Ｖの下限は特に限定されないが、０．０８％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。なお、（３）式の「Ｎｂ＋Ｖ」の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。

Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｃｏ：０．０２〜０．３０％
Ｃｏ／Ｂ：１０〜１５０（２）式
第二発明のＣｏ含有量は上記の通りであり、第一発明のＣｏ含有量よりも狭い。また、Ｂ含有量は第一発明の範囲と同様である。したがって、第二発明において、ＣｏおよびＢは、第一発明でのＣｏおよびＢの技術的意義をも有する。第二発明におけるＣｏおよびＢの技術的意義は以下の通りである。加工肌荒れ低減手法の要旨は、鋳造工程の凝固段階において、結晶粒界に（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂを適度に分散した状態で析出させ、等軸晶率を増加させることであり、Ｂは本発明にとって重要な元素である。また、分散析出した（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂには熱延焼鈍の際の結晶粒成長を抑制する効果もあると考えられる。このように、集合組織の発達を抑制しつつ、結晶粒の成長を抑制することで、本発明では加工肌荒れを低減している。この効果は、Ｂ含有量が０．０００２％以上で得られる。一方で、０．００５０％超のＢの含有は加工性を低下させ、割れが発生しやすくなる。よって、Ｂの含有量は０．０００２〜０．００５０％とした。下限について０．０００３％以上が好ましく、より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。上限について好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１８％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

この鋳造段階での（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂの析出において、Ｃｏは（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂの凝集を抑制し、適切な分散状態に保つ効果があると考えられる。その結果、柱状晶組織の成長が抑制され、加工肌荒れが低減されると考えられる。したがって、Ｃｏは本発明にとって重要な元素である。この効果は、０．０２％以上のＣｏの含有で得られる。一方で、０．３０％を超えてＣｏを含有させると加工性が低下し、割れが発生しやすくなる。よってＣｏの含有量は０．０２〜０．３０％とした。下限について好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。

さらに、本発明では、適切な等軸晶率を得るために、ＣｏとＢの含有割合を適正な範囲にする必要がある。詳細な機構についてはまだ明確となっていないが、Ｃｏの含有量に対してＢの含有量が多すぎる場合、Ｃｏが（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂの凝集を十分に抑制できないと考えられる。したがって、Ｃｏ／Ｂは１０以上が適切である。一方で、Ｃｏの含有量が多すぎる場合、（Ｃｒ，Ｆｅ）_２Ｂの析出温度が低下し、適切な温度において柱状晶の成長を抑制できなくなると考えられる。したがって、Ｃｏ／Ｂは１５０以下が適切である。よって、Ｃｏ／Ｂは１０〜１５０とした。下限について好ましくは２０以上、より好ましくは３０以上、さらに好ましくは４０以上である。上限について好ましくは１２０以下、より好ましくは１００以下、さらに好ましくは８０以下である。

最後に、第二発明のステンレス鋼の好適な製造方法の一例を以下に示す。

転炉において、溶鋼を上記化学組成に調整した後、溶鋼過熱度ΔＴを２０〜８０℃、鋳造速度０．４〜１．１ｍ／ｍｉｎとして、連続鋳造により板厚１００〜３００ｍｍのスラブを作製する。得られたスラブを１１００〜１３００℃に加熱後、仕上温度を６００〜９００℃、巻取温度を４００〜８００℃として板厚２．０〜５．０ｍｍに熱間圧延を施す。最終圧延の圧下率は１５％以上とする。圧延の熱延焼鈍における結晶粒の微細化には、仕上温度は６００〜７５０℃が好ましく、最終圧延の圧下率は４０％以上が好ましい。また、４７５℃脆化を抑制し良好な製造性を得るためには、巻き取り温度は４００〜４５０℃が好ましい。こうして作製した熱間圧延鋼帯を８００〜９８０℃の温度で焼鈍する。焼鈍における均熱時間は１０〜３００ｓが適当である。結晶粒の微細化には再結晶が可能な温度範囲で焼鈍温度は低いほうが好ましく、８００〜９００℃が好適である。焼鈍時間は短いほうが好ましく、１０〜１８０ｓが好適である。その後、酸洗を行い、次に、冷間圧延を行い、板厚０．３〜３．０ｍｍの冷間圧延鋼帯を作製する。得られた冷間圧延鋼帯に対して、７００〜１０５０℃の温度で冷延焼鈍を行う。冷延焼鈍後には酸洗を行い、スケールを除去する。これら製造工程の中間、および、最後にはスキンパス圧延、ショットブラストなどの機械的作用による脱スケール処理、グラインダーや研磨ベルトによる研削・研磨処理を行ってもよい。

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１００ｋｇ鋼塊に真空溶製し、１２００℃に加熱した後、板厚４ｍｍまで熱間圧延し、８００〜１０００℃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、８００〜９５０℃の範囲で焼鈍し、酸洗を行い、供試材とした。

作製した供試材からφ７２ｍｍの円板を採取し、φ４９ｍｍ、φ３５ｍｍ、φ２６ｍｍ、φ２２ｍｍのポンチ（いずれも肩半径２ｍｍ）を順に用いて４段の円筒深絞り加工を行い、加工後の高さが５０ｍｍとなるように耳を切除した（図１（ａ））。さらに、深絞り底部の中心部にφ５ｍｍの穴をドリルで開け、円筒深絞り形状の試験片を作製した。その後、試験片のφ２２ｍｍの開口部をふさぐようにφ２３ｍｍの円板をＴＩＧ溶接にて接合した（図１（ｂ））。
溶接条件は、溶接電流１００Ａ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎとした。シールドガスはＡｒを用い、流量は２０Ｌ／ｍｉｎとした。溶接後、２４ｈ経過した後にφ５ｍｍの穴から水を入れて、試験片内部を水で満たし、１０気圧の圧力をかけて割れの有無を確認した。その後、光学顕微鏡を用いて２００倍の倍率で円筒深絞り壁面の溶接部近傍（フュージョンラインから２〜５ｍｍの位置）を観察し（図１（ｂ）の割れ観察位置の観察）、割れの長さを確認した。長さが０．５ｍｍ以上の割れのあったものを「×」（不合格）、割れのなかったものを「○」（合格）として結果を表２に示す。なお，フュージョンラインには、いずれの試験片も割れは認められなかった。

表２のうち、本発明例ではいずれも溶接部近傍に割れは確認できなかった。一方で、比較例であるＮｏ．１２では、Ｃｏを含まないため割れが発生した。Ｎｏ．１３ではＢを含まないため割れが発生した。Ｎｏ．１４ではＡｌが過剰に添加されたため割れが発生した。Ｎｏ．１５ではＣｒが過剰に添加されたため割れが発生した。

続いて、割れの有無を確認した試験片を用いて、溶接ままの溶接部の耐食性を評価した。ＪＩＳＨ８５０２に準拠した中性塩水噴霧サイクル試験を５サイクル行い、溶接部近傍（溶接ビード中心からフージョンラインより５ｍｍの範囲）の腐食の有無を目視により確認した。試験片はφ５ｍｍの穴が下になるように腐食試験槽内に配置した。５サイクルの試験によって溶接部近傍に長径が１ｍｍ以上の腐食が発生したものを「×」（不合格）、腐食が発生しなかったものを「○」（合格）として表２に示した。

Ｎｏ.１２、Ｎｏ.１３、Ｎｏ.１４はいずれも溶接近傍の割れから腐食が発生した。Ｎｏ.１６は（１）式を満たさなかったため溶接ビードから腐食が発生した。Ｎｏ.１７はＣｒ含有量が少なく溶接ビードおよびテンパー部から腐食が発生した。Ｎｏ.１８はＮｂを含まないため、溶接ビードから腐食が発生した。Ｎｏ.１９はＴｉを含まないため、溶接ビードから腐食が発生した。Ｎｏ.２０はＶを含まないため、溶接ビードから腐食が発生した。

以下、実施例に基づいて本発明を説明する。

表３に示す成分のステンレス鋼を溶鋼過熱度６０℃、鋳造速度０．６ｍ／ｍｉｎの条件で連続鋳造し、板厚２００ｍｍのスラブを作製した。作製したスラブを、１２００℃に加熱したのち、仕上温度７００℃、巻取り温度４００℃、最終圧延の圧下率３０％の条件で板厚４ｍｍまで熱間圧延し、９５０℃で均熱時間６０ｓとなるように焼鈍した。その後、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、９００℃で均熱時間３０ｓとなるように焼鈍し、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。

作製した供試材からφ７２ｍｍの円板を採取し、φ４９ｍｍ、φ３５ｍｍ、φ２６ｍｍ、φ２２ｍｍのポンチ（いずれも肩半径２ｍｍ）を順に用いて４段の円筒深絞り加工を行い、加工後の高さが５０ｍｍとなるように耳を切除した（図１（ａ））。作製した試験片について、開口部から１０ｍｍの位置で円周方向に５ｍｍの長さをそれぞれの測定位置が円周上の９０°の位置となるように４か所選び、レーザ顕微鏡を用いて表面の凹凸を測定した（図１（ａ）の凹凸測定位置での測定）。得られた測定結果をφ２２ｍｍの円弧上の凹凸と仮定して、平面上の凹凸となるように補正をかけ、最大山高さと最大谷深さの差を測定し、測定した４か所の結果を平均した。表３のステンレス鋼について最大山高さと最大谷深さの差が２００μｍ以上あったものを「△」（従来技術と同等の顕著な凹凸がある）、２００μｍ以下であったものを「◎」（顕著な凹凸がなく優れている）として結果を表４に示す。

表３のうち、請求項２のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏ、式（２）および式（３）のすべてが範囲内のＮｏ．３４〜４６では深絞り加工後の壁面に顕著な凹凸は観察されなかった。一方、Ｎｏ．４７〜６１では請求項２のＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏ、式（２）および式（３）のいずれかが範囲外となるため、深絞り加工後の壁面に顕著な凹凸が観察された。Ｎｏ．６２はＢが請求項１の範囲外となるため、試験片壁面に顕著な凹凸が観察された。

次に、深絞り底部の中心部にφ５ｍｍの穴を開け、円筒深絞り形状の試験片を作製した。その後、試験片のφ２２ｍｍの開口部をふさぐようにφ２３ｍｍの円板をＴＩＧ溶接にて接合した（図１（ｂ））。溶接条件は、溶接電流１００Ａ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎとした。シールドガスはＡｒを用い、流量は２０Ｌ／ｍｉｎとした。溶接後、２４ｈ経過した後にφ５ｍｍの穴から水を入れて、試験片内部を水で満たし、１０気圧の圧力をかけて割れの有無を確認した。その後、光学顕微鏡を用いて２００倍の倍率で円筒深絞り壁面の溶接部近傍（フュージョンラインから２〜５ｍｍの位置）を観察し（図１（ｂ）の割れ観察位置の観察）、割れの長さを確認した。長さが０．５ｍｍ以上の割れのあったものを「×」（不合格）、割れのなかったものを「○」（合格）として結果を表４に示す。

表３のうち、本発明例ではいずれも溶接部近傍に割れは確認できなかった。一方で、比較例であるＮｏ．６２では溶接部近傍に割れが発生した。

続いて、割れの有無を確認した試験片を用いて、溶接ままの溶接部の耐食性を評価した。ＪＩＳＨ８５０２に準拠した中性塩水噴霧サイクル試験を５サイクル行い、溶接部近傍（溶接ビード中心からフージョンラインより５ｍｍの範囲）の腐食の有無を目視により確認した。試験片はφ５ｍｍの穴が下になるように腐食試験槽内に配置した。５サイクルの試験によって溶接部近傍に長径が１ｍｍ以上の腐食が発生したものを「×」（不合格）、腐食が発生しなかったものを「○」（合格）として表４に示した。表４のうち、本発明例ではいずれも溶接部近傍に腐食は確認できなかった。一方で、比較例であるＮｏ．６２では腐食が発生した。

以上の結果から，本発明によれば，加工肌荒れが少なく溶接部の形状および耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が得られることが確認された。

本発明によれば、深絞り加工の後に溶接によって接合が行われる構造体に用いるのに好適な、溶接部の形状および耐食性に優れる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、深絞り後に溶接によって構造体の作製が行われる用途、たとえば、電池ケースなどの電子機器部品、コンバータなどの自動車部品などへの適用に好適である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１８．０〜２４．０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．４０％、
Ｍｏ：０．３０〜１．５０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１５％、
Ｔｉ：０．２５〜０．４０％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１３％、
Ｖ：０．０２〜０．１３％、
Ｃｏ：０．０２〜０．３０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１〜０．０２０％を含有し、
下記（１）式〜（３）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
０．３０％≦Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≦０．６０％（１）
Ｃｏ／Ｂ：１０〜１００（２）
Ｎｂ＋Ｖ≦０．２２％（３）
（１）式〜（３）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。
さらに、質量％で、
Ｚｒ：１．０％以下、
Ｗ：１．０％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。