JPWO2015145825A1 - フェライト系ステンレス鋼とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
このフェライト系ステンレス鋼の一態様は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．６０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１）を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％である。Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ（Ａ）但し、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
Description
本発明は、常温の水及び温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼とその製造方法に関する。
本願は、２０１４年３月２６日に出願された国際特許出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１４／０５８５４１に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１４年３月２６日に出願された国際特許出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１４／０５８５４１に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
ステンレス鋼は、優れた耐食性や強度の特性を有するため、水やお湯を溜めるタンク用材料として用いられている。特に、オーステナイト系ステンレス鋼に比較して、フェライト系ステンレス鋼は、熱膨張係数が小さいことや、耐応力腐食割れ性に優れる等の特徴を有する。さらに近年、レアメタルであるＮｉ原料の価格の乱高下から回避するために、フェライト系ステンレス鋼の適用が広まってきている。特に溶接後の耐食性に優れる高純度フェライト系ステンレス鋼であるＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ（１８Ｃｒ−Ｃｕ）やＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−２Ｍｏ）は、フェライト系ステンレス鋼の代表的な鋼種である。
この高純度フェライト系ステンレス鋼は、上記の特性を活かして、各種の水回り環境の機器やタンク用材料として用いられている。特にタンク用材料としては、高純度フェライト系ステンレス鋼は、常温では貯水槽や氷蓄熱槽等に用いられ、温水では電気温水器やエコキュート（登録商標）等の家庭用給湯設備の貯湯タンクとして広く用いられている。このようなステンレス鋼製のタンクのうち、電気温水器やエコキュート（登録商標）等の家庭用給湯設備に設置されるタンクは、一般に水道配管の元圧に耐えられるように、筒状の胴部の上下にお椀状の鏡板部がかぶせられたカプセル型の構造を有する。工業的な量産工程では、一般にこの胴部と鏡板部は重ねて溶接されるため、構造上すきまが形成される。この溶接すきま部では、ステンレス鋼の局部腐食の原因であるすきま腐食が誘発されやすい。前述のＳＵＳ４４４やＳＵＳ４４５Ｊ１(２２Ｃｒ−１．２Ｍｏ)等でも、水質の悪い地域で使用される場合や溶接条件やすきま構造が不適な場合には、すきま腐食による水漏れが生じることがある。なお、貯水タンクでは、溶接によるすきまが存在しない構造もあるが、この場合、貯水タンクは、パネル状のステンレス鋼板同士が樹脂パッキンを挟んでボルト止め接合された構造を有する。この場合、ステンレス鋼とパッキンとの間にすきま部が存在し、水質が悪い場合には、この部位も腐食の懸念部位となる。また常温の水を溜める水槽やタンクでも、上記の温水を貯めるタンクと同様の構造を有するものが多いが、水温が低い分だけ腐食環境はマイルドとなる。そのためＳＵＳ４４４よりも、低Ｃｒ、省Ｍｏの（Ｃｒ量が少なく、かつＭｏ量が低減された）高純度フェライト系ステンレス鋼が用いられることもあるが、大型の貯水槽等では耐食性上の懸念からＳＵＳ４４４が用いられることが多い。また、前述のカプセル状のタンクにおける溶接すきま部には、構造上、応力が集中しやすく、給湯・給水時の水道圧の変化により、破壊する懸念がある。このためタンク製造時の試験として、タンク内の水圧を変化させる耐久試験が実施される。溶接構造や溶接条件が不適な場合には、この部分（溶接すきま部）で割れが生じるため、溶接すきま部の強度を上げる必要がある。材料の強度を上げるには、固溶強化元素を加える方法があるが、その中には材料の靭性を低下させるものがある。靭性が低下した場合、製造時において鋼板に割れが生じる等の問題が生じる場合がある。
溶接すきま部の耐食性については、高ＣｒＭｏ鋼（Ｃｒ量及びＭｏ量が多い鋼）に、ＴｉとＡｌを添加することで耐食性を向上させる方法が、特許文献１に開示されている。また、耐すきま腐食性を向上させるには、前述の様にステンレス鋼の主要元素であるＣｒやＭｏを添加することが知られる。ただし、これらＣｒ、Ｍｏはレアメタルであり、その使用量の削減が世界的にも望まれている。また特にＭｏは、投機的な価格の乱高下が生じるため、その削減が望まれている。
このような観点から、ステンレス鋼の主要元素であるＣｒ、Ｍｏの量を低減しても優れた耐すきま腐食性を発揮させる技術として、表層にＳｉ濃縮層を形成する技術が知られている。例えば、特許文献４には、ＢＡ（光輝焼鈍）という水素を用いた還元炉での製造方法を用いて表面にＳｉ濃縮層が形成でき、そのＳｉ濃縮層が耐食性を向上させることを開示している。
また、上述したように、一般に貯湯・貯水タンクでは、水道圧の変化に対して優れた繰り返し疲労強度が必要とされる。ただし、給水時及び止水時に水道圧による強い衝撃が溶接部に加わるため、溶接部の強度は高い方が望ましい。フェライト系ステンレス鋼の溶接部の強度を向上させる方法については、材料自身にＳｉを添加し、かつＮｂＣを析出させる方法が特許文献２に開示され、さらにＮｉを添加する方法が特許文献３に開示されている。
しかし、これらの先行技術について、本発明者らが検討を行ったところ、更なる改善が必要であることが分かった。つまり、上述した先行技術においては、何れも多量のＳｉを鋼に添加するものである。しかし、本発明者らの検討の結果、これらの添加は引張強度を向上させるが、熱延板の靭性を低下させ、製造工程上問題となる可能性が大きいことが分かった。そのため、先行技術において靭性も向上させるためには、これら先行技術が多量に添加する必要があるとしているＳｉ等の成分を抑制する必要があった。
また、表面のＳｉを除去する電解法については、硫酸と硝酸を組み合わせてデスケール性を向上させる方法が特許文献５に開示されている。また、硝酸に硫酸イオンやナトリウムイオンが混合された溶液中でデスケールする方法が特許文献６に開示されている。
これらは何れも、基本的にＳｉを含む酸化スケールを表面から除去することを目的としており、本発明の様に、Ｓｉのみを積極的に残存させることを目的としていない。
これらは何れも、基本的にＳｉを含む酸化スケールを表面から除去することを目的としており、本発明の様に、Ｓｉのみを積極的に残存させることを目的としていない。
本発明は、貯水タンクおよび貯湯タンクにおけるすきま腐食による水漏れと、給水及び止水時の水圧変動等による溶接部の破壊の両者を抑制でき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。
本発明では、レアメタルとして削減が求められているＮｉと共にＣｒとＭｏの添加量を必要最小限にしつつ、また、溶接部の靭性を低下させるＳｉやＴｉを必要量以上に添加しないことにより、上記のすきま腐食による水漏れと、水圧変動等による溶接部の破壊を同時に改善することを目的とする。
本発明では、レアメタルとして削減が求められているＮｉと共にＣｒとＭｏの添加量を必要最小限にしつつ、また、溶接部の靭性を低下させるＳｉやＴｉを必要量以上に添加しないことにより、上記のすきま腐食による水漏れと、水圧変動等による溶接部の破壊を同時に改善することを目的とする。
本発明者らが、上記課題を解決する方法を鋭意検討した結果、Ｓｉを表面にのみ積極的に残存させ、素材（母材）へのＳｉの添加は必要最小限にとどめれば良いことを突き止めた。また、この表面にのみＳｉを残存させる方法として、鋼板の製造時の焼鈍酸洗工程において、電解デスケール条件を適正化させることが重要であることを明らかにした。
すなわち、実際のステンレス鋼板の製造工程のうち、電解デスケール工程では、間接通電により鋼板に電流を供給する。これは、電解液中に浸漬された鋼板より離して電極を一対以上設置し、この電極に電流を流すことで実施される。このとき電極のプラス極に対向する鋼板はマイナス極（カソード）となり、電極のマイナス極に対向する鋼板はプラス極（アノード）となり、電解液を介して電極と鋼板は閉回路を形成する。このとき、鋼板のアノード側表面では、酸化反応が促進され、主にＣｒの酸化物が溶解される。一方、鋼板のカソード側表面では、主にＦｅの酸化物が溶解される。
Ｓｉの酸化物は電解法では除去されにくいことが知られているが、後述するように電解液と電流密度を制御することにより、Ｓｉの酸化物が適正に表面に残存することを知見した。この鋼板をアノードとして電解する場合の条件と、鋼板をカソードとして電解する場合の条件を制御することによって、適正なデスケールが実施される。
ここで、マイナス極（鋼板側はアノード）とプラス極（鋼板側はカソード）から供給される総電気量（＝電流値×時間）は一定となる。このとき電極の面積が同一であれば、アノードとカソードの電流密度は一定となるが、一方の電極面積が大きくなると、その電解時間が長くなるが、その電流密度は小さくなる。このように電解の時間及び電流値（鋼板の単位面積当たりでは電流密度）を適正に低減することによって、表面におけるＣｒ及びＦｅを主体とする酸化物は溶解除去される。
種々の実験により、電解の電流密度と時間を制御することで、鋼へのＳｉ添加量が必要最小限の場合であっても、適度なＳｉ酸化物を残存させることが可能となることを知見した。さらに、カソード側では、高電流密度で短時間とした方が、Ｆｅ酸化物を主体とする酸化物スケールの還元溶解の効率が向上し、かつ還元による金属析出も抑制できることも明らかにした。そのために電解時のアノード／カソードの電解時間の比率は１．０超とすることが望ましい。これによりＳｉ酸化物が適度に鋼表層を被覆し、母材に含まれるＣｒとＭｏの含有量から期待される耐食性以上の耐食性を担保させることが可能となった。この理由は、以下のように考えられる。表層のＳｉ酸化物自体が保護被膜として機能し、耐食性の向上に作用することはもちろんのことである。さらに本実施形態のＳｉ酸化物の被覆率では、鋼板を温水タンクや貯水タンクとして使用中に、水道水に含まれるカルキ成分と呼ばれるＡｌやＣａ、Ｓｉを表層に析出させやすい。このため、表層に、より安定な酸化物被膜が形成されることで、耐食性がより一層向上することを知見した。
本発明は、上記知見に基づきなされたものであり、以下の要件を有する。
すなわち、実際のステンレス鋼板の製造工程のうち、電解デスケール工程では、間接通電により鋼板に電流を供給する。これは、電解液中に浸漬された鋼板より離して電極を一対以上設置し、この電極に電流を流すことで実施される。このとき電極のプラス極に対向する鋼板はマイナス極（カソード）となり、電極のマイナス極に対向する鋼板はプラス極（アノード）となり、電解液を介して電極と鋼板は閉回路を形成する。このとき、鋼板のアノード側表面では、酸化反応が促進され、主にＣｒの酸化物が溶解される。一方、鋼板のカソード側表面では、主にＦｅの酸化物が溶解される。
Ｓｉの酸化物は電解法では除去されにくいことが知られているが、後述するように電解液と電流密度を制御することにより、Ｓｉの酸化物が適正に表面に残存することを知見した。この鋼板をアノードとして電解する場合の条件と、鋼板をカソードとして電解する場合の条件を制御することによって、適正なデスケールが実施される。
ここで、マイナス極（鋼板側はアノード）とプラス極（鋼板側はカソード）から供給される総電気量（＝電流値×時間）は一定となる。このとき電極の面積が同一であれば、アノードとカソードの電流密度は一定となるが、一方の電極面積が大きくなると、その電解時間が長くなるが、その電流密度は小さくなる。このように電解の時間及び電流値（鋼板の単位面積当たりでは電流密度）を適正に低減することによって、表面におけるＣｒ及びＦｅを主体とする酸化物は溶解除去される。
種々の実験により、電解の電流密度と時間を制御することで、鋼へのＳｉ添加量が必要最小限の場合であっても、適度なＳｉ酸化物を残存させることが可能となることを知見した。さらに、カソード側では、高電流密度で短時間とした方が、Ｆｅ酸化物を主体とする酸化物スケールの還元溶解の効率が向上し、かつ還元による金属析出も抑制できることも明らかにした。そのために電解時のアノード／カソードの電解時間の比率は１．０超とすることが望ましい。これによりＳｉ酸化物が適度に鋼表層を被覆し、母材に含まれるＣｒとＭｏの含有量から期待される耐食性以上の耐食性を担保させることが可能となった。この理由は、以下のように考えられる。表層のＳｉ酸化物自体が保護被膜として機能し、耐食性の向上に作用することはもちろんのことである。さらに本実施形態のＳｉ酸化物の被覆率では、鋼板を温水タンクや貯水タンクとして使用中に、水道水に含まれるカルキ成分と呼ばれるＡｌやＣａ、Ｓｉを表層に析出させやすい。このため、表層に、より安定な酸化物被膜が形成されることで、耐食性がより一層向上することを知見した。
本発明は、上記知見に基づきなされたものであり、以下の要件を有する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、及びＮｂ：０．０１〜０．６０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１）を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
但し、式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％）を示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（２）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．０１〜０．６０％、及びＭｏ：０．０３〜３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式(１’)および式(２)を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ (２)
但し、式（１’），式（２）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（３）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式(３)を満たすことを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
（４）さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、及びＳｂ：０．５％から選択される一種以上を含むことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（５）さらに、質量％で、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（６）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の化学組成を有する熱処理材に対して、デスケール処理を施す工程を有し、前記デスケール処理において、プラス極とマイナス極の電極で前記熱処理材を間接的に挟み、前記熱処理材及び前記電極を電解液に浸漬して、交番電解を行い、前記電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用い、前記交番電解におけるアノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とすることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
但し、式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％）を示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（２）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．０１〜０．６０％、及びＭｏ：０．０３〜３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式(１’)および式(２)を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ (２)
但し、式（１’），式（２）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（３）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式(３)を満たすことを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
（４）さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、及びＳｂ：０．５％から選択される一種以上を含むことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（５）さらに、質量％で、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（６）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の化学組成を有する熱処理材に対して、デスケール処理を施す工程を有し、前記デスケール処理において、プラス極とマイナス極の電極で前記熱処理材を間接的に挟み、前記熱処理材及び前記電極を電解液に浸漬して、交番電解を行い、前記電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用い、前記交番電解におけるアノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とすることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス鋼では、ＣｒやＭｏ等の高価な元素の含有量が抑制され、かつ溶接部の優れた耐すきま腐食性と優れた靭性とを両立させることができる。そのため、従来存在しなかった貯水および貯湯タンク用として必要な特性を満足するフェライト系ステンレス鋼を、安価に提供することができる。
本発明者らが行った実験及び実験結果から得られた知見を以下に示す。
以下のように供試材を製造した。真空溶解炉によりフェライト系ステンレス鋼を溶解した。表１のＮｏ．１およびＮｏ．１８の組成となるように鋼成分を調整し、常温の水に対する腐食試験用の鋼材を得た。表５のＮｏ．２１およびＮｏ．３８の組成となるように鋼成分を調整し、温水に対する腐食試験用の鋼材を得た。
これら鋼材に対して熱間圧延を施し、厚さ５ｍｍの熱延板を製造した。熱延鋼板に対して、スケール除去、冷間圧延、及び熱処理を施し、厚さ０．８ｍｍの冷延板を製造した。工程の途中における熱延板の一部を、後述する靭性評価に用いた。冷延板に対して、ＬＮＧ燃焼排ガスを模擬した雰囲気（ガス組成：３％Ｏ２−１２％ＣＯ２−残部Ｎ２、露点４０℃）中において９８０℃で１分間の均熱処理（仕上げ焼鈍）を実施し、熱処理材を得た。この熱処理材に対して、以下のデスケール処理（電解処理）を施した。
以下のように供試材を製造した。真空溶解炉によりフェライト系ステンレス鋼を溶解した。表１のＮｏ．１およびＮｏ．１８の組成となるように鋼成分を調整し、常温の水に対する腐食試験用の鋼材を得た。表５のＮｏ．２１およびＮｏ．３８の組成となるように鋼成分を調整し、温水に対する腐食試験用の鋼材を得た。
これら鋼材に対して熱間圧延を施し、厚さ５ｍｍの熱延板を製造した。熱延鋼板に対して、スケール除去、冷間圧延、及び熱処理を施し、厚さ０．８ｍｍの冷延板を製造した。工程の途中における熱延板の一部を、後述する靭性評価に用いた。冷延板に対して、ＬＮＧ燃焼排ガスを模擬した雰囲気（ガス組成：３％Ｏ２−１２％ＣＯ２−残部Ｎ２、露点４０℃）中において９８０℃で１分間の均熱処理（仕上げ焼鈍）を実施し、熱処理材を得た。この熱処理材に対して、以下のデスケール処理（電解処理）を施した。
デスケール処理では、一部の熱処理材に対して、ソルト法、中性塩電解法に従って前処理を実施した。
ソルト法による前処理では、ＮａＯＨを主成分とした市販のデスケール用アルカリソルトを４５０℃に保持し、このアルカリソルト中に鋼板を１０秒間浸漬した。
中性塩電解法による前処理では、市販の硫酸ナトリウム試薬を用いて濃度１５０ｇ／Ｌの硫酸ナトリウム水溶液を作製し、この水溶液を電解液として用いた。試験片を試料極とし、その両側にＳＵＳ３０４ステンレス鋼板二枚を１０ｍｍずつ離して平行に設置し対極とした。電流密度および電解時間は、実機の間接通電による交番電解を模擬し、以下のように設定した。鋼板の電流密度−１００ｍＡ／ｃｍ２及び＋１００ｍＡ／ｃｍ２のそれぞれで１秒間通電し、この通電を１０回行い、合計２０秒間電解を実施した。アノード時間及びカソード時間はそれぞれ１秒間であるため、この場合のアノード／カソード時間比は１．０となる。またこの電気量は１０ｋＱ／ｍ２となる。上記電解条件は関数発生器とポテンシオスタットを用いて制御した。
ソルト法による前処理では、ＮａＯＨを主成分とした市販のデスケール用アルカリソルトを４５０℃に保持し、このアルカリソルト中に鋼板を１０秒間浸漬した。
中性塩電解法による前処理では、市販の硫酸ナトリウム試薬を用いて濃度１５０ｇ／Ｌの硫酸ナトリウム水溶液を作製し、この水溶液を電解液として用いた。試験片を試料極とし、その両側にＳＵＳ３０４ステンレス鋼板二枚を１０ｍｍずつ離して平行に設置し対極とした。電流密度および電解時間は、実機の間接通電による交番電解を模擬し、以下のように設定した。鋼板の電流密度−１００ｍＡ／ｃｍ２及び＋１００ｍＡ／ｃｍ２のそれぞれで１秒間通電し、この通電を１０回行い、合計２０秒間電解を実施した。アノード時間及びカソード時間はそれぞれ１秒間であるため、この場合のアノード／カソード時間比は１．０となる。またこの電気量は１０ｋＱ／ｍ２となる。上記電解条件は関数発生器とポテンシオスタットを用いて制御した。
次に熱処理材に対して電解処理を施した。市販の硝酸イオンを含む試薬及びＮａ２ＳＯ４を用いて表３，７に示す濃度の水溶液を作製し、この水溶液を電解液として用いた。硝酸イオンを含む試薬としては、特級の硝酸水溶液を用いたが、その他の条件を満たせば、硝酸ナトリウムやその他硝酸イオンを含む試薬でも可能である。電解方法は、上述の中性塩電解法による前処理と同様とした。アノード時間とカソード時間の比が１．０〜８．０となるように電解時間を変化させた。その際の総電気量は、上述の中性塩電解法による前処理と同じ１０ｋＱ／ｍ２で一定とした。なお、実際の単位面積当たりの電気量は、通板速度や電解液中における電解効率（溶液伝導度の影響）等の影響により変化するが、およそ１〜３０ｋＱ／ｍ２の範囲であれば本実施形態の目的は達成される。
条件によっては、電解後に、熱処理材を硝ふっ酸水溶液に浸漬した。酸の濃度は各々の試薬を用いて、硝酸６０ｇ／Ｌ、ふっ酸１５ｇ／Ｌに調整した。温度は４０℃であり、浸漬時間は１０〜２０秒とした。
以上により、供試材を製造した。
条件によっては、電解後に、熱処理材を硝ふっ酸水溶液に浸漬した。酸の濃度は各々の試薬を用いて、硝酸６０ｇ／Ｌ、ふっ酸１５ｇ／Ｌに調整した。温度は４０℃であり、浸漬時間は１０〜２０秒とした。
以上により、供試材を製造した。
電解後（一部の例では、電解及び硝ふっ酸処理を施した後）の供試材の評価は、以下のように行った。
デスケール性は、以下のように評価した。目視および１０倍のルーペで供試材を観察した。スケールが観察されない場合、またはスケールの数が一視野に１つの場合は、デスケールが完了し、デスケール性が良好（Ｂ）であると判断した。一視野に２つ以上のスケールが残存している場合は、デスケールが完了しておらず、デスケール性が悪い（Ｃ）と判断した。
表面のＳｉ被覆率は、以下のように測定した。まず、測定位置によるばらつきを低減するために、測定試料から任意に５箇所を選択した。その後、それぞれの箇所について、電界放射型オージェ電子分光装置（ＦＥ−ＡＥＳ）を用い、加速電圧が１０ｋｅＶで、ビーム電流値が１０ｎＡである条件で、１０００倍で観察された視野内における最表層のＳｉの分布図（マッピング画像）を求めた。５箇所それぞれについて、得られた分布図の画像を二値化してＳｉが存在する箇所の面積率を求め、その平均値をＳｉ被覆率（表層のＳｉ酸化物の表面被覆率）とした。
表面（表層）のＣｒ濃度（Ｃｒ濃度比、原子％）：Ｃｒｓｕｒ、および表面（表層）のＳｉ濃度（Ｓｉ濃度比、原子％）：Ｓｉｓｕｒを以下のように測定した。走査型ＦＥオージェ電子分光装置（ＦＥ−ＳＡＭ）を用い、１０００倍で観察された視野について、Ａｒスパッタ速度が１５ｎｍ／ｍｉｎの条件で深さ方向の濃度プロファイルを測定した。測定する元素はＯ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ａｌとした。
ここで表層とは、酸素Ｏの濃度プロファイルにおいて、酸素Ｏ濃度がその最大濃度の１／２である位置、いわゆる酸素Ｏ濃度が半価値である位置から最表面までの部分であると定義した。この酸素Ｏは、熱処理により酸化物を生成させるために表面に濃化するため、酸素Ｏが濃化した部分を表層とした。
次に、その表層におけるＣｒ，Ｓｉの最大濃度は以下の様に定義した。すなわち、上記測定元素からＯを除いたカチオン元素だけの元素濃度プロファイルにおいて、Ｃｒの最大濃度を表層のＣｒ濃度（原子％）：Ｃｒｓｕｒ、とし、Ｓｉの最大濃度を表層のＳｉ濃度（原子％）：Ｓｉｓｕｒとした。詳細には、測定位置によるばらつきを低減するために任意の５箇所においてＣｒの最大濃度及びＳｉの最大濃度を測定し、それぞれの平均値をＣｒｓｕｒ及びＳｉｓｕｒとした。ここで、成分や熱処理およびデスケール条件によっては、上記元素が表層に濃化せずに、母材中の濃度よりも表層中の濃度が低い場合がある。その場合の最大値は、表層と母材との境界付近での濃度となり、この濃度は母材の分析値とほぼ等しくなる。
デスケール性は、以下のように評価した。目視および１０倍のルーペで供試材を観察した。スケールが観察されない場合、またはスケールの数が一視野に１つの場合は、デスケールが完了し、デスケール性が良好（Ｂ）であると判断した。一視野に２つ以上のスケールが残存している場合は、デスケールが完了しておらず、デスケール性が悪い（Ｃ）と判断した。
表面のＳｉ被覆率は、以下のように測定した。まず、測定位置によるばらつきを低減するために、測定試料から任意に５箇所を選択した。その後、それぞれの箇所について、電界放射型オージェ電子分光装置（ＦＥ−ＡＥＳ）を用い、加速電圧が１０ｋｅＶで、ビーム電流値が１０ｎＡである条件で、１０００倍で観察された視野内における最表層のＳｉの分布図（マッピング画像）を求めた。５箇所それぞれについて、得られた分布図の画像を二値化してＳｉが存在する箇所の面積率を求め、その平均値をＳｉ被覆率（表層のＳｉ酸化物の表面被覆率）とした。
表面（表層）のＣｒ濃度（Ｃｒ濃度比、原子％）：Ｃｒｓｕｒ、および表面（表層）のＳｉ濃度（Ｓｉ濃度比、原子％）：Ｓｉｓｕｒを以下のように測定した。走査型ＦＥオージェ電子分光装置（ＦＥ−ＳＡＭ）を用い、１０００倍で観察された視野について、Ａｒスパッタ速度が１５ｎｍ／ｍｉｎの条件で深さ方向の濃度プロファイルを測定した。測定する元素はＯ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ａｌとした。
ここで表層とは、酸素Ｏの濃度プロファイルにおいて、酸素Ｏ濃度がその最大濃度の１／２である位置、いわゆる酸素Ｏ濃度が半価値である位置から最表面までの部分であると定義した。この酸素Ｏは、熱処理により酸化物を生成させるために表面に濃化するため、酸素Ｏが濃化した部分を表層とした。
次に、その表層におけるＣｒ，Ｓｉの最大濃度は以下の様に定義した。すなわち、上記測定元素からＯを除いたカチオン元素だけの元素濃度プロファイルにおいて、Ｃｒの最大濃度を表層のＣｒ濃度（原子％）：Ｃｒｓｕｒ、とし、Ｓｉの最大濃度を表層のＳｉ濃度（原子％）：Ｓｉｓｕｒとした。詳細には、測定位置によるばらつきを低減するために任意の５箇所においてＣｒの最大濃度及びＳｉの最大濃度を測定し、それぞれの平均値をＣｒｓｕｒ及びＳｉｓｕｒとした。ここで、成分や熱処理およびデスケール条件によっては、上記元素が表層に濃化せずに、母材中の濃度よりも表層中の濃度が低い場合がある。その場合の最大値は、表層と母材との境界付近での濃度となり、この濃度は母材の分析値とほぼ等しくなる。
腐食試験に供するサンプルは、供試材を用いて以下のように作製した。厚さ０．８ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ３００ｍｍの第１の試験板と、第１の試験板と同じ大きさを有し、かつ幅５０ｍｍのうち端部から１０ｍｍの位置で１０°に折り曲げた第２の試験板を用意した。第２の試験板の折り曲げた部分が第１の試験片と１０°の角度で接触するように第１，２の試験板を重ねた。１０°で接触させるために、第１，２の試験片の距離を約０．２８ｍｍで保つ必要があるため、第１，２の試験片の間に、その間隔よりやや薄い板厚０．２７ｍｍの別のステンレス鋼板を挟んだ。この二枚の接触部を重ねたままＴＩＧ溶接して溶接材を得た。ＴＩＧ溶接は、裏ビードが形成されるように電流値を１００〜１５０Ａの範囲で調整し、５０ｃｐｍの速度で実施した。溶接の際には、Ａｒガスによるシールドを裏側及び表側の両方で実施し、溶接熱による酸化物の生成を極力抑制した。この溶接材を長手方向に２５ｍｍに切断し、幅方向には溶接線中央に沿って切断し、幅３０ｍｍ×長さ２５ｍｍの溶接すきま試験片を得た。なお、全ての切断端面は鏡面研磨仕上げとし、端面形態によって試験結果が影響されないようにした。
腐食試験は、以下のように実施した。
まず常温の水に対する腐食試験（耐食性の評価）では、Ｃｌ−量が２０００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋量が１ｐｐｍとなるように、山口県光市の水道水にＮａＣｌ及び硫酸銅の試薬を添加して試験溶液を作製した。水道水は、浄水装置等のフィルターを介さずに採取した。なお、Ｃｕ２＋は、実環境の電位に近づけ、腐食を加速させるために添加した。試験溶液を大型の蓋付きフラスコに満たし、温度を４５℃に保持した。この試験溶液にサンプルを浸漬し、試験溶液に０．１Ｌ／ｍｉｎの量の空気を吹き込んだ状態でサンプルを６ヶ月間保持した。１週間毎に試験液の全量を新しい試験液に置換した。試験後にサンプルを取り出し、すきまを開放して腐食の有無と腐食の深さを評価した。腐食深さは、光学顕微鏡を用いた焦点深度法により１ミクロン単位で測定し、サンプルにおいて、最も深い腐食深さを、そのサンプルの腐食深さとして採用した。腐食深さの値が１００ミクロン以下の場合を合格とした。詳細には、腐食深さが１００ミクロンを超える供試材をＣ（ｂａｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン以上１００ミクロン以下の供試材をＢ（ｇｏｏｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン未満の供試材をＡ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価した。
温水に対する腐食試験（耐食性の評価）では、試験溶液、実験方法、試験期間は前述の常温の水に対する腐食試験と同様にし、液温のみを８５℃とした。評価方法も常温の水に対する腐食試験と同様とした。
まず常温の水に対する腐食試験（耐食性の評価）では、Ｃｌ−量が２０００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋量が１ｐｐｍとなるように、山口県光市の水道水にＮａＣｌ及び硫酸銅の試薬を添加して試験溶液を作製した。水道水は、浄水装置等のフィルターを介さずに採取した。なお、Ｃｕ２＋は、実環境の電位に近づけ、腐食を加速させるために添加した。試験溶液を大型の蓋付きフラスコに満たし、温度を４５℃に保持した。この試験溶液にサンプルを浸漬し、試験溶液に０．１Ｌ／ｍｉｎの量の空気を吹き込んだ状態でサンプルを６ヶ月間保持した。１週間毎に試験液の全量を新しい試験液に置換した。試験後にサンプルを取り出し、すきまを開放して腐食の有無と腐食の深さを評価した。腐食深さは、光学顕微鏡を用いた焦点深度法により１ミクロン単位で測定し、サンプルにおいて、最も深い腐食深さを、そのサンプルの腐食深さとして採用した。腐食深さの値が１００ミクロン以下の場合を合格とした。詳細には、腐食深さが１００ミクロンを超える供試材をＣ（ｂａｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン以上１００ミクロン以下の供試材をＢ（ｇｏｏｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン未満の供試材をＡ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価した。
温水に対する腐食試験（耐食性の評価）では、試験溶液、実験方法、試験期間は前述の常温の水に対する腐食試験と同様にし、液温のみを８５℃とした。評価方法も常温の水に対する腐食試験と同様とした。
まず常温での評価試験（常温の水に対する耐すきま腐食性の評価）の結果について述べる。
本発明例のＮｏ．１の鋼材と比較例のＮｏ．１３の鋼材を用いた結果を表３，４に示す。
Ｎｏ．１の鋼材に対して本実施形態の電解法を施しても、アノード／カソードの電解時間の比率が１．０以下である場合には、表面のＳｉ被覆率が１０％未満となり、腐食試験で１００ミクロンを超える腐食深さを示した。
従来の一般的なソルト法や中性塩電解法、および硝ふっ酸浸漬を組み合わせた場合でも、同じ傾向が得られた。
一方、本実施形態の組成を有する電解液を用いて本実施形態の電解条件でデスケール処理（電解処理）を実施した場合（電解材）、表面にＳｉが１０％〜５０％の割合で残存し、腐食深さは１００ミクロン以下となった。
なお、本実施形態の電解法においても、アノード／カソードの電解時間の比率が６．０を超えた場合、スケールが十分除去されずにデスケールが完了していなかった。また腐食試験でもその腐食深さが１００ミクロンを超えた。
Ｎｏ．１の鋼材に対して光輝焼鈍（bright annealing：ＢＡ処理）を施した場合（ＢＡ処理材）は、表面にＳｉは残存するもののＳｉ被覆率が約９０％と大きく、腐食試験での腐食深さも１００ミクロンを超える結果となった。
本発明例のＮｏ．１の鋼材と比較例のＮｏ．１３の鋼材を用いた結果を表３，４に示す。
Ｎｏ．１の鋼材に対して本実施形態の電解法を施しても、アノード／カソードの電解時間の比率が１．０以下である場合には、表面のＳｉ被覆率が１０％未満となり、腐食試験で１００ミクロンを超える腐食深さを示した。
従来の一般的なソルト法や中性塩電解法、および硝ふっ酸浸漬を組み合わせた場合でも、同じ傾向が得られた。
一方、本実施形態の組成を有する電解液を用いて本実施形態の電解条件でデスケール処理（電解処理）を実施した場合（電解材）、表面にＳｉが１０％〜５０％の割合で残存し、腐食深さは１００ミクロン以下となった。
なお、本実施形態の電解法においても、アノード／カソードの電解時間の比率が６．０を超えた場合、スケールが十分除去されずにデスケールが完了していなかった。また腐食試験でもその腐食深さが１００ミクロンを超えた。
Ｎｏ．１の鋼材に対して光輝焼鈍（bright annealing：ＢＡ処理）を施した場合（ＢＡ処理材）は、表面にＳｉは残存するもののＳｉ被覆率が約９０％と大きく、腐食試験での腐食深さも１００ミクロンを超える結果となった。
腐食試験後に溶接材を取り出し、外観の観察を行った。その結果、腐食のない平面部に関して、ＢＡ処理材では、試験前と同様の金属光沢を保っていた。これに対して、本発明例の電解材では、やや薄く曇った様な表面に変質していた。この平面部の表面をＧＤＳ（高周波グロー放電分光分析法）で調査すると、ＢＡ処理材では、表面に酸素とＣｒが僅かに濃化していた。これに対して、本発明例の電解材では、酸素の他にＡｌやＳｉ、Ｃａが表面に濃化していた。また上述した方法でＳｉ被覆率についても評価した。その結果、ＢＡ処理材では、Ｓｉが表面に一様に存在していた。これに対して、本発明例の電解材では、鋼表面に面積率で１０〜５０％の割合でＳｉが存在していることが判った。
この結果より、鋼表面にＳｉ酸化物が１０〜５０％の量で存在していた場合、常温の水道水に対する長期の耐食性が向上することが明らかとなった。この理由は、前述の通り、水道水中に含まれる一般にカルキ分と呼ばれるＡｌやＳｉ、Ｃａが表面に析出しやすくなり、これが表面の保護皮膜として機能するためであると推定される。ＢＡ処理材の場合は、Ｓｉ酸化物が表面に平滑に一様に存在していたため、カルキ分が析出し難かったものと思われる。また表３，４の比較例のＮｏ．１８の鋼材では、本実施形態の条件で電解処理しても、表面に残存するＳｉ量が少なくＳｉ被覆率は低かった。このため、腐食試験においても腐食深さが１００ミクロンを超える結果となった。これは、母材（鋼材）のＣｒ及びＭｏの量だけではなく、表面のＳｉ量が耐食性に影響することを示している。なお、今回は溶接時に十分なＡｒガスシールドが施された母材のすきま部で評価した。溶接時にガスシールドを省略した場合、熱による酸化スケールが生成するが、この場合、溶接前の表面にＳｉが濃化していると、熱による酸化スケールも抑制される。またそのスケールもＡｌ，Ｓｉ、Ｃａ等が析出しやすい組成を有するために、同様の効果を発揮し、優れた耐食性が得られる。
この結果より、鋼表面にＳｉ酸化物が１０〜５０％の量で存在していた場合、常温の水道水に対する長期の耐食性が向上することが明らかとなった。この理由は、前述の通り、水道水中に含まれる一般にカルキ分と呼ばれるＡｌやＳｉ、Ｃａが表面に析出しやすくなり、これが表面の保護皮膜として機能するためであると推定される。ＢＡ処理材の場合は、Ｓｉ酸化物が表面に平滑に一様に存在していたため、カルキ分が析出し難かったものと思われる。また表３，４の比較例のＮｏ．１８の鋼材では、本実施形態の条件で電解処理しても、表面に残存するＳｉ量が少なくＳｉ被覆率は低かった。このため、腐食試験においても腐食深さが１００ミクロンを超える結果となった。これは、母材（鋼材）のＣｒ及びＭｏの量だけではなく、表面のＳｉ量が耐食性に影響することを示している。なお、今回は溶接時に十分なＡｒガスシールドが施された母材のすきま部で評価した。溶接時にガスシールドを省略した場合、熱による酸化スケールが生成するが、この場合、溶接前の表面にＳｉが濃化していると、熱による酸化スケールも抑制される。またそのスケールもＡｌ，Ｓｉ、Ｃａ等が析出しやすい組成を有するために、同様の効果を発揮し、優れた耐食性が得られる。
続いて、母材（鋼材）のＣｒ量と、表面のＣｒ及びＳｉの量との関係を調査した。前述のＮｏ．１の鋼材とＮｏ．１８の鋼材と共に、表１のＮｏ．２の鋼材、Ｎｏ．３の鋼材に対して本実施形態の条件でデスケール処理（電解処理）を施し、供試材を製造した。詳細には、アノード／カソードの電解時間の比率を４．０とした。総電気量は、表３の条件と同一の１０ｋＱ／ｍ２で一定とした。
腐食試験に供するサンプルの形状および腐食試験の条件も、前述の表３，４の試験と同一とした。腐食試験で測定された腐食深さが１００ミクロンを超える供試材をＣ（ｂａｄ）と評価した。腐食深さが１００ミクロン以下４０ミクロン以上の供試材をＢ（ｇｏｏｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン未満の供試材をＡ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価した。その結果を図１に示す。図１では、Ｃｒ量をｘ軸とし、後述するＣｓの値をｙ軸として、評価結果をプロットした。詳細には、Ｃ（ｂａｄ）と評価された供試材のデータをバツ印（cross mark）でプロットした。Ｂ（ｇｏｏｄ）と評価された供試材のデータを白丸でプロットした。Ａ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価された供試材のデータを二重丸でプロットした。また、図１中に、ｙ＝−０．４５ｘ＋２８（Ｃｓ＝−０．４５Ｃｒ＋２８）で表される線分を引いた。
腐食試験に供するサンプルの形状および腐食試験の条件も、前述の表３，４の試験と同一とした。腐食試験で測定された腐食深さが１００ミクロンを超える供試材をＣ（ｂａｄ）と評価した。腐食深さが１００ミクロン以下４０ミクロン以上の供試材をＢ（ｇｏｏｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン未満の供試材をＡ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価した。その結果を図１に示す。図１では、Ｃｒ量をｘ軸とし、後述するＣｓの値をｙ軸として、評価結果をプロットした。詳細には、Ｃ（ｂａｄ）と評価された供試材のデータをバツ印（cross mark）でプロットした。Ｂ（ｇｏｏｄ）と評価された供試材のデータを白丸でプロットした。Ａ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価された供試材のデータを二重丸でプロットした。また、図１中に、ｙ＝−０．４５ｘ＋２８（Ｃｓ＝−０．４５Ｃｒ＋２８）で表される線分を引いた。
本実施形態において、Ｃｒ＋３Ｍｏ、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒを指標として用いる理由について説明する。
一般的に、耐食性を向上させる元素としてＣｒとＭｏは知られている。また本発明者等は、表層にＳｉ酸化物を残存させることが、すき間部の耐食性、特に溶接すきま部の耐食性に対して、Ｃｒ，Ｍｏと同様の効果を有することを知見した。すなわち母材（鋼材）のＣｒ濃度（質量％）と、表面（表層）のＣｒとＳｉの濃度から算出される値（原子％）；Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒとが以下の式（１）を満たすとき、優れた耐すきま腐食性が得られることが確認された。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
また、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高いほど、母材のＣｒ濃度の値が低くても耐食性が向上することが確認された。この係数は、その他の図示していない結果から回帰することで求めた。なお、図には載せていないが、母材のＣｒ濃度が１３％未満の場合、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高くても、耐食性は悪い結果となった。これは、表面皮膜で耐食性を担保するにも、最低限の量でＣｒを鋼材に添加する必要があるためであると考えられる。この結果より、母材のＣｒ濃度の下限を１３．０％と定めた。一方、Ｃｒ濃度が２５．０％を超えると、加工性が低下し、かつコストも高騰するため、２５．０％をＣｒ濃度の上限とした。Ｃｒ濃度は、好ましくは１５．０〜２４．０％であり、より好ましくは１７．０〜２３．０％である。
なお、靭性は、前述した供試材の製造過程で得られた厚さ５ｍｍの熱延板を用いて評価した。この熱延板より、切断および研削により厚さ３ｍｍ、長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に対して長手方向の中央に２ｍｍのＶノッチを加工してシャルピー試験に供した。シャルピー試験は０℃で行い、吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上であれば合格とした。靭性の評価結果は、実施例において詳述するが、ＳｉやＴｉ、Ｃｒの量が本実施形態の範囲よりも多い場合に、割れが発生した。これは、溶接部の結晶粒が粗大化したこと、及びＳｉやＴｉ、Ｃｒ等の靭性を低下させる元素を多量に含んだため、溶接部においてその傾向が顕著になったためと判断される。
一般的に、耐食性を向上させる元素としてＣｒとＭｏは知られている。また本発明者等は、表層にＳｉ酸化物を残存させることが、すき間部の耐食性、特に溶接すきま部の耐食性に対して、Ｃｒ，Ｍｏと同様の効果を有することを知見した。すなわち母材（鋼材）のＣｒ濃度（質量％）と、表面（表層）のＣｒとＳｉの濃度から算出される値（原子％）；Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒとが以下の式（１）を満たすとき、優れた耐すきま腐食性が得られることが確認された。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
また、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高いほど、母材のＣｒ濃度の値が低くても耐食性が向上することが確認された。この係数は、その他の図示していない結果から回帰することで求めた。なお、図には載せていないが、母材のＣｒ濃度が１３％未満の場合、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高くても、耐食性は悪い結果となった。これは、表面皮膜で耐食性を担保するにも、最低限の量でＣｒを鋼材に添加する必要があるためであると考えられる。この結果より、母材のＣｒ濃度の下限を１３．０％と定めた。一方、Ｃｒ濃度が２５．０％を超えると、加工性が低下し、かつコストも高騰するため、２５．０％をＣｒ濃度の上限とした。Ｃｒ濃度は、好ましくは１５．０〜２４．０％であり、より好ましくは１７．０〜２３．０％である。
なお、靭性は、前述した供試材の製造過程で得られた厚さ５ｍｍの熱延板を用いて評価した。この熱延板より、切断および研削により厚さ３ｍｍ、長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に対して長手方向の中央に２ｍｍのＶノッチを加工してシャルピー試験に供した。シャルピー試験は０℃で行い、吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上であれば合格とした。靭性の評価結果は、実施例において詳述するが、ＳｉやＴｉ、Ｃｒの量が本実施形態の範囲よりも多い場合に、割れが発生した。これは、溶接部の結晶粒が粗大化したこと、及びＳｉやＴｉ、Ｃｒ等の靭性を低下させる元素を多量に含んだため、溶接部においてその傾向が顕著になったためと判断される。
次に、温水環境での耐食性（温水に対する耐すきま腐食性）を評価した。
本発明例のＮｏ．２１の鋼材と比較例のＮｏ．３８の鋼材を用いた結果を表７，８に示す。常温での試験と同様に、Ｎｏ．２１の鋼材を本実施形態の条件内で処理した場合には、表面にＣｒおよびＳｉが濃化し、かつデスケールも完了していた。また、温水環境での耐食性も良好であった。一方、Ｎｏ．３８の鋼材やＮｏ．２１の鋼材でも、本実施形態の条件を満たさない場合には、デスケールの不良や温水環境での耐食性に劣る結果となった。
本発明例のＮｏ．２１の鋼材と比較例のＮｏ．３８の鋼材を用いた結果を表７，８に示す。常温での試験と同様に、Ｎｏ．２１の鋼材を本実施形態の条件内で処理した場合には、表面にＣｒおよびＳｉが濃化し、かつデスケールも完了していた。また、温水環境での耐食性も良好であった。一方、Ｎｏ．３８の鋼材やＮｏ．２１の鋼材でも、本実施形態の条件を満たさない場合には、デスケールの不良や温水環境での耐食性に劣る結果となった。
次に、母材のＣｒ及びＭｏの量と、表面のＣｒ及びＳｉの量との関係を調査した。前述のＮｏ．２１の鋼材とＮｏ．３８の鋼材と共に、表５のＮｏ．２２の鋼材、Ｎｏ．２３の鋼材に対して本実施形態の条件でデスケール処理（電解処理）を施し、供試材を製造した。詳細には、アノード／カソードの電解時間の比率を４．０とした。総電気量は、表３の条件と同一の１０ｋＱ／ｍ２で一定とした。その他の条件や判定基準は、前述の常温での試験と同様とした。
得られた結果を図２に示す。図２では、Ｃｒ＋３Ｍｏの値をｘ軸とし、Ｃｓの値をｙ軸として、評価結果をプロットした。図１と同様に、Ｃ（ｂａｄ）と評価された供試材のデータをバツ印（cross mark）でプロットした。Ｂ（ｇｏｏｄ）と評価された供試材のデータを白丸でプロットした。Ａ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価された供試材のデータを二重丸でプロットした。また、図２中に、ｙ＝−０．４５ｘ＋３４（Ｃｓ＝−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４）で表される線分を引いた。
母材のＣｒ＋３Ｍｏの値（質量％）と表面（表層）のＣｒとＳｉの濃度から算出される値（原子％）；Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒとが以下の式（１’）を満たすとき、優れた耐すきま腐食性が得られることが確認された。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
またＣｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高いほど、母材のＣｒ＋３Ｍｏの値が低くても、耐食性が向上することが確認された。なお、図には載せていないが、母材のＣｒ＋３Ｍｏの値が１８％未満の場合は、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高くても、耐食性は悪い結果となった。この結果より、Ｃｒ＋３Ｍｏの値の下限を１８％と定めた。一方、Ｃｒ＋３Ｍｏの値が３０％を超えると、加工性が低下し、かつコストも高騰する。このため、３０％をＣｒ＋３Ｍｏの値の上限とした。Ｃｒ＋３Ｍｏの値は、好ましくは、１９〜２７％であり、より好ましくは２０〜２６％である。
もちろん、温水に対して優れた耐すきま腐食性を有するこれらの材料は、より温度の低い常温の水に対しても十分な耐すきま腐食性を有しており、常温での適用が可能である。
得られた結果を図２に示す。図２では、Ｃｒ＋３Ｍｏの値をｘ軸とし、Ｃｓの値をｙ軸として、評価結果をプロットした。図１と同様に、Ｃ（ｂａｄ）と評価された供試材のデータをバツ印（cross mark）でプロットした。Ｂ（ｇｏｏｄ）と評価された供試材のデータを白丸でプロットした。Ａ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価された供試材のデータを二重丸でプロットした。また、図２中に、ｙ＝−０．４５ｘ＋３４（Ｃｓ＝−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４）で表される線分を引いた。
母材のＣｒ＋３Ｍｏの値（質量％）と表面（表層）のＣｒとＳｉの濃度から算出される値（原子％）；Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒとが以下の式（１’）を満たすとき、優れた耐すきま腐食性が得られることが確認された。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
またＣｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高いほど、母材のＣｒ＋３Ｍｏの値が低くても、耐食性が向上することが確認された。なお、図には載せていないが、母材のＣｒ＋３Ｍｏの値が１８％未満の場合は、Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒの値が高くても、耐食性は悪い結果となった。この結果より、Ｃｒ＋３Ｍｏの値の下限を１８％と定めた。一方、Ｃｒ＋３Ｍｏの値が３０％を超えると、加工性が低下し、かつコストも高騰する。このため、３０％をＣｒ＋３Ｍｏの値の上限とした。Ｃｒ＋３Ｍｏの値は、好ましくは、１９〜２７％であり、より好ましくは２０〜２６％である。
もちろん、温水に対して優れた耐すきま腐食性を有するこれらの材料は、より温度の低い常温の水に対しても十分な耐すきま腐食性を有しており、常温での適用が可能である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記した実験結果から得られた知見に基づいてなされた。以下に実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼について詳細に説明する。
（第１の実施形態）
本実施形態の元素の含有量の範囲について以下に説明する。なお、元素の含有量を示す単位“％”は、質量％を意味する。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保する上で最も重要な元素であり、フェライト組織を安定化する。このため、少なくとも１３．０％のＣｒは必要である。Ｃｒ量を増加させると、耐食性も向上する。しかし、Ｃｒはレアメタルであるため、その使用抑制が望まれているだけでなく、過剰な量のＣｒの添加は、加工性や、製造時に問題となる靭性も低下させる。このため、Ｃｒ量の上限を２５．０％とする。Ｃｒ量は、望ましくは１６．０〜２４．０％であり、より望ましくは１８．０〜２３．０％である。
本実施形態の元素の含有量の範囲について以下に説明する。なお、元素の含有量を示す単位“％”は、質量％を意味する。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保する上で最も重要な元素であり、フェライト組織を安定化する。このため、少なくとも１３．０％のＣｒは必要である。Ｃｒ量を増加させると、耐食性も向上する。しかし、Ｃｒはレアメタルであるため、その使用抑制が望まれているだけでなく、過剰な量のＣｒの添加は、加工性や、製造時に問題となる靭性も低下させる。このため、Ｃｒ量の上限を２５．０％とする。Ｃｒ量は、望ましくは１６．０〜２４．０％であり、より望ましくは１８．０〜２３．０％である。
Ｓｉは、脱酸元素として重要な元素であり、耐食性、耐酸化性にも有効である。本実施形態においては、Ｓｉは、表面へ濃化して耐食性を高める主要な元素である。ただし、過度な量のＳｉの添加は、母材の靭性を低下させるだけでなく、強度を向上させすぎる。これにより、加工性、製造性が低下する。そのため母材中のＳｉ量を０．０８％〜０．５０％とし、表層へのＳｉの濃縮を促進することで各種特性を向上させる。Ｓｉ量は、望ましくは０．１０〜０．３５％であり、より望ましくは０．１２〜０．２９％である。
Ｃは、耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低減させる必要がある。このため、Ｃ量の上限を０．０２％以下とする。Ｃ量を過度に低減させることは精錬コストを悪化させるため、Ｃ量は、より望ましくは０．００２〜０．０１５％である。
Ｎは、Ｃと同様に、耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、Ｎ含有量を低減させる必要がある。このため、Ｎ量の上限を０．０２５％以下とする。ただし、過度にＮ量を低減させることは精錬コストを悪化させるため、Ｎ量は、より望ましくは、０．００２〜０．０１５％である。
Ｍｎは、脱酸元素として重要な元素であるが、過剰量のＭｎを添加すると、腐食の起点となるＭｎＳを生成しやすくなる。また過剰量のＭｎはフェライト組織を不安定化させる。このため、Ｍｎ含有量を０．０１〜１．００％以下とする。Ｍｎ量は、より望ましくは、０．０５〜０．５０％である。
Ｐは、溶接性、加工性を低下させるだけでなく、粒界腐食を生じやすくもするため、Ｐ量を低く抑える必要がある。そのためＰ量を０．０３５％以下とする。Ｐ量は、より望ましくは０．００１〜０．０２５％である。
Ｓは、ＣａＳやＭｎＳ等の腐食の起点となる水溶性介在物を生成させるため、Ｓ量を低減させる必要がある。そのためＳ量を０．０１０％以下とする。ただし過度のＳ量の低減はコストの悪化を招くため、Ｓ量は、より望ましくは０．０００２〜０．０５００％以下である。
Ａｌは脱酸元素として重要であり、また非金属介在物の組成を制御し組織を微細化する効果もある。しかし過剰な量のＡｌの添加は、非金属介在物の粗大化を招き、製品の疵発生の起点になる恐れもある。そのため、Ａｌ量の下限値を０．００５％とし、Ａｌ量の上限値を０．３００％とする。Ａｌ量は、望ましくは０．００７％〜０．１５％であり、より望ましくは０．０１０〜０．１０％である。
Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定し、フェライト系ステンレス鋼において母材や溶接部の粒界腐食を抑制させる上で非常に重要な元素である。ただし過剰な量のＮｂの添加は、加工性を低下させるため、Ｎｂ量の範囲を０．０１〜０．６０％とする。Ｎｂ量は、望ましくは０．０５〜０．５０％であり、更に望ましくは０．１０〜０．４０％である。
更に、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、Ｃ、Ｎを固定し、溶接部の粒界腐食を抑制し、かつ加工性を向上させる上で非常に重要な元素であり、必要により添加される。しかしながら過剰な量のＴｉの添加は、素材の靭性を低下させる。さらに硬質なＴｉ系非金属介在物が多く生成され、製造時の表面疵の原因となる。このため、Ｔｉ量の範囲を０．０３〜０．３０％とする。Ｔｉ量は、望ましくは０．０５〜０．２７％であり、より望ましくは０．０７〜０．２０％とする。
なおＴｉを添加させる際は、Ｃ、Ｎを安定化させ、かつ靭性低下を抑制させるために、Ｔｉ量とＮｂ量とのバランスが重要となる。このため、Ｎｂ／Ｔｉが１．０を超えるように、Ｔｉ，Ｎｂを添加することが必要となる。Ｎｂ／Ｔｉは、好ましくは１．２〜６．０であり、さらに好ましくは１．４〜４．０である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、Ｃ、Ｎを固定し、溶接部の粒界腐食を抑制し、かつ加工性を向上させる上で非常に重要な元素であり、必要により添加される。しかしながら過剰な量のＴｉの添加は、素材の靭性を低下させる。さらに硬質なＴｉ系非金属介在物が多く生成され、製造時の表面疵の原因となる。このため、Ｔｉ量の範囲を０．０３〜０．３０％とする。Ｔｉ量は、望ましくは０．０５〜０．２７％であり、より望ましくは０．０７〜０．２０％とする。
なおＴｉを添加させる際は、Ｃ、Ｎを安定化させ、かつ靭性低下を抑制させるために、Ｔｉ量とＮｂ量とのバランスが重要となる。このため、Ｎｂ／Ｔｉが１．０を超えるように、Ｔｉ，Ｎｂを添加することが必要となる。Ｎｂ／Ｔｉは、好ましくは１．２〜６．０であり、さらに好ましくは１．４〜４．０である。
Ｃｕは、腐食が発生した際の活性溶解速度を低下させる効果を有する。しかし過剰な量のＣｕの添加は、加工性を低下させ、場合によっては、溶出したＣｕイオンが腐食を加速させる場合がある。このため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量の範囲を２．０％以下とする。Ｃｕ量は、望ましくは、０．２０〜１．５％であり、更に望ましくは０．２５〜１．１％である。
Ｎｉは、活性溶解速度を抑制させ、また水素過電圧が小さいために再不働態化特性に優れる。ただし過剰な量のＮｉの添加は、加工性を低下させ、フェライト組織を不安定にするため、Ｎｉ量の上限を２．０％とする。Ｎｉ量は、望ましくは０．１０〜１．２％であり、より望ましくは０．２０〜１．１％である。
Ｓｎを添加すると、活性溶解速度が低下し耐食性が向上する。特に微量のＳｎの添加で、その効果が得られる。しかし過剰な量のＳｎの添加は、加工性を低下させる。このため、Ｓｎを添加する場合は、Ｓｎ量の範囲を０．５０％以下とする。Ｓｎ量は、望ましくは、０．０１〜０．４０％であり、更に望ましくは０．０３〜０．３０％である。
Ｓｂも、Ｓｎと同様の効果を有する。そのためＳｎを添加する場合には、Ｓｎ量の範囲を０．５０％以下とする。Ｓｎ量は、望ましくは、０．０１〜０．４０％であり、更に望ましくは０．０３〜０．３０％である。
ＶおよびＺｒは、耐銹性や耐すきま腐食性を改善する効果を有する。Ｃｒ、Ｍｏの量を抑えて、Ｖを添加すれば、優れた加工性も担保することができる。ただし過度の量のＶ、Ｚｒの添加は、加工性を低下させ、かつ耐食性を向上させる効果も飽和する。このため、Ｖ量とＺｒ量の下限をそれぞれ０．０３％とし、Ｖ量とＺｒ量の上限をそれぞれ０．５０％とする。Ｖ量とＺｒ量のそれぞれは、より望ましくは０．０５〜０．３０％である。
Ｂは、二次加工脆性を改善するために有効な粒界強化元素である。しかし、過度の量のＢの添加は、フェライトを固溶強化して延性を低下させる原因になる。このためＢ量の上限を０．００５０％とする。Ｂ量は、より望ましくは０．０００２〜０．００２０％である。
Ｔａは、耐食性、特に耐酸性を改善する元素である。ただし過度の量のＴａの添加は、加工性を低下させ、かつ耐食性を向上させる効果も飽和する。このため、Ｔａを添加する場合は、Ｔａ量の上限を０．１０％とする。Ｔａ量は、より望ましくは０．０００１０〜０．００５０％である。
Ｃａは、脱酸元素として、ステンレス鋼の製造工程に用いられる元素である。ただし過剰な量のＣａ添加は、Ｃａ系の非金属介在物を多量に生成させ、腐食の起点になる恐れがある。そのためＣａを添加する場合は、Ｃａ量を０．０１０％以下とする。Ｃａ量は、より望ましくは０．０００１〜０．００５０％とする。
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する。またＭｇは、ＴｉＮの晶出核として作用する。ＴｉＮは、凝固過程において、フェライト相の凝固核となり、ＴｉＮの晶出を促進させる。これにより、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングやロ−ピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥の発生を防止できる。さらに加工性の向上をもたらす。このため、必要に応じてＭｇを添加する。Ｍｇを添加する場合は、これら効果を発現するためにＭｇ量を０．０００１％以上とする。但し、Ｍｇ量が０．００５０％を超えると、製造性が劣化するため、Ｍｇ量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、製造性を考慮してＭｇ量を０．０００３〜０．００２０％とする。
ＲＥＭ（希土類金属元素）は、熱間加工性や鋼の清浄度を向上させ、本実施形態の耐食性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。添加する場合は、それぞれその効果が発現するためにＲＥＭ量（希土類金属元素の総量）を０．００１％以上とする。しかし、過度の量のＲＥＭの添加は、合金コストの上昇と製造性の低下に繋がるため、ＲＥＭ量の上限を０．１００％とする。好ましくは、効果と経済性および製造性を考慮して、ＲＥＭ量を０．００１〜０．０５０％とする。なお、ＲＥＭは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指し、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄを例示できる。
Ｇａは、ステンレス鋼の靱性を向上させる効果を有する元素である。ただし過剰な量のＧａの添加は、製造性を悪化させ、かつコストを増大させる。このため、Ｇａを添加する場合は、Ｇａ量を０．０１０％以下とする。Ｇａ量は、より望ましくは０．０００１〜０．００５％である。
次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼の表層について説明する。
表層のＳｉ酸化物の表面被覆率は、１０〜５０％であり、好ましくは１５〜４５％であり、より好ましくは２０〜４０％である。これにより、水道水中に含まれる一般にカルキ分と呼ばれるＡｌやＳｉ、Ｃａが表面に析出しやすくなる。表面に析出したカルキ分は表面の保護皮膜として機能する。このため、常温での水道水に対して優れた耐すきま腐食性が長期間得られる。
表層のＳｉ酸化物の表面被覆率は、上述の方法により測定される。
表層のＳｉ酸化物の表面被覆率は、１０〜５０％であり、好ましくは１５〜４５％であり、より好ましくは２０〜４０％である。これにより、水道水中に含まれる一般にカルキ分と呼ばれるＡｌやＳｉ、Ｃａが表面に析出しやすくなる。表面に析出したカルキ分は表面の保護皮膜として機能する。このため、常温での水道水に対して優れた耐すきま腐食性が長期間得られる。
表層のＳｉ酸化物の表面被覆率は、上述の方法により測定される。
以下の式（１）を満たす。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼（母材）中のＣｒ含有量（質量％）を示す。Ｃｓは、以下の式（Ａ）から算出される値である。
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
表層のＣｒ濃度（Ｃｒ濃度比、原子％）：Ｃｒｓｕｒ、および表層のＳｉ濃度（Ｓｉ濃度比、原子％）：Ｓｉｓｕｒは上述のように測定される。
図１の結果より、式（１）を満たすことによって、常温（４５℃）の水道水に対して優れた耐すきま腐食性が長期間得られる。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼（母材）中のＣｒ含有量（質量％）を示す。Ｃｓは、以下の式（Ａ）から算出される値である。
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
表層のＣｒ濃度（Ｃｒ濃度比、原子％）：Ｃｒｓｕｒ、および表層のＳｉ濃度（Ｓｉ濃度比、原子％）：Ｓｉｓｕｒは上述のように測定される。
図１の結果より、式（１）を満たすことによって、常温（４５℃）の水道水に対して優れた耐すきま腐食性が長期間得られる。
（第２の実施形態）
第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼は、常温の水及び温水に対して優れた耐すきま腐食性を有する。
第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼の化学組成は、Ｍｏ：０．０３〜３．０％を含有する点が、第１の実施形態のフェライト系ステンレス鋼の化学組成と異なる。Ｍｏ以外の成分及びその作用効果は、第１の実施形態と同一である。このため、Ｍｏ以外の成分に関する説明を省略する。
第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼は、常温の水及び温水に対して優れた耐すきま腐食性を有する。
第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼の化学組成は、Ｍｏ：０．０３〜３．０％を含有する点が、第１の実施形態のフェライト系ステンレス鋼の化学組成と異なる。Ｍｏ以外の成分及びその作用効果は、第１の実施形態と同一である。このため、Ｍｏ以外の成分に関する説明を省略する。
Ｍｏは、不働態皮膜の補修に効果があり、耐食性を向上させるのに非常に有効な元素である。さらにＭｏとＣｒとを組み合わせると、耐孔食性を向上させる効果が得られる。Ｍｏ量を増加させると、耐食性は向上するが、加工性、靭性が低下し、またコストが高くなる。このため、Ｍｏ量の上限を３．０％とする。これら特性を発揮させる場合には、Ｍｏは少なくとも０．０３％の量で含有させることが必要である。Ｍｏ量は、望ましくは、０．３０〜２．０％であり、より望ましくは０．４５〜２．０％である。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼の表層について説明する。
表層のＳｉ酸化物の表面被覆率は、１０〜５０％であり、好ましくは１５〜４５％であり、より好ましくは２０〜４０％である。表層のＳｉ酸化物の表面被覆率の測定方法や作用効果は、第１の実施形態と同一であるので説明を省略する。
以下の式（１’）を満たす。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
式（１’）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼（母材）中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示す。Ｃｓは、以下の式（Ａ）から算出される値である。
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。ＳｉｓｕｒとＣｒｓｕｒの測定方法は、第１の実施形態と同一である。
更に、以下の式（２）も満たす。
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ (２)
式（２）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
表層のＳｉ酸化物の表面被覆率は、１０〜５０％であり、好ましくは１５〜４５％であり、より好ましくは２０〜４０％である。表層のＳｉ酸化物の表面被覆率の測定方法や作用効果は、第１の実施形態と同一であるので説明を省略する。
以下の式（１’）を満たす。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
式（１’）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼（母材）中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示す。Ｃｓは、以下の式（Ａ）から算出される値である。
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。ＳｉｓｕｒとＣｒｓｕｒの測定方法は、第１の実施形態と同一である。
更に、以下の式（２）も満たす。
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ (２)
式（２）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
図２の結果より、式（１’）及び式（２）を満たすことによって、８５℃の水道水（温水）に対して優れた耐すきま腐食性が長期間得られる。より温度の低い常温の水に対しても十分な耐すきま腐食性を有している。
式（２）のＣｒ＋３Ｍｏの値は、好ましくは、１９〜２７％であり、より好ましくは２０〜２５％である。
式（２）のＣｒ＋３Ｍｏの値は、好ましくは、１９〜２７％であり、より好ましくは２０〜２５％である。
（第３の実施形態）
本実施形態は、第１，２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼を製造する方法に係る。
第１，２の実施形態に記載の化学組成を有するように鋼成分を調整して、鋼材を得る。次いで、鋼材に対して、熱間圧延、スケール除去、冷間圧延、及び熱処理を施し、冷延板を製造する。冷延板に対して仕上げ焼鈍を施し、熱処理材を得る。
以上の工程には、公知のフェライト系ステンレス鋼の製造方法の条件が適用される。
本実施形態は、第１，２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼を製造する方法に係る。
第１，２の実施形態に記載の化学組成を有するように鋼成分を調整して、鋼材を得る。次いで、鋼材に対して、熱間圧延、スケール除去、冷間圧延、及び熱処理を施し、冷延板を製造する。冷延板に対して仕上げ焼鈍を施し、熱処理材を得る。
以上の工程には、公知のフェライト系ステンレス鋼の製造方法の条件が適用される。
熱処理材に対して、以下のデスケール処理（電解処理）を施す。
必要に応じて、ソルト法又は中性塩電解法に従って前処理を実施する。前処理の条件は、特に限定されず、公知の条件が適用される。
次に電解処理を行う。
電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用いる。硝酸イオンとしては、硝酸や硝酸ナトリウム等の硝酸イオンを含む各種の化合物が挙げられる。電解液中の硝酸の量は、７０〜３００ｇ／Ｌが好ましく、８０〜１５０ｇ／Ｌがより好ましい。電解液中の硫酸ナトリウム（Ｎａ２ＳＯ４）の量は、５０〜３００ｇ／Ｌであり、７０〜２００ｇ／Ｌが好ましく、９０〜１８０ｇ／Ｌがより好ましい。また、電解液のｐＨは、特に限定されないが、低い方が好ましく、具体的には、電解液のｐＨは、−１〜６が好ましく、０超〜３未満がより好ましい。
プラス極とマイナス極の電極で熱処理材を間接的に（熱処理材と接触しない状態で）挟み、熱処理材及び電極を電解液に浸漬する。この状態で熱処理材へ電流を供給し、交番電解を行う。
必要に応じて、ソルト法又は中性塩電解法に従って前処理を実施する。前処理の条件は、特に限定されず、公知の条件が適用される。
次に電解処理を行う。
電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用いる。硝酸イオンとしては、硝酸や硝酸ナトリウム等の硝酸イオンを含む各種の化合物が挙げられる。電解液中の硝酸の量は、７０〜３００ｇ／Ｌが好ましく、８０〜１５０ｇ／Ｌがより好ましい。電解液中の硫酸ナトリウム（Ｎａ２ＳＯ４）の量は、５０〜３００ｇ／Ｌであり、７０〜２００ｇ／Ｌが好ましく、９０〜１８０ｇ／Ｌがより好ましい。また、電解液のｐＨは、特に限定されないが、低い方が好ましく、具体的には、電解液のｐＨは、−１〜６が好ましく、０超〜３未満がより好ましい。
プラス極とマイナス極の電極で熱処理材を間接的に（熱処理材と接触しない状態で）挟み、熱処理材及び電極を電解液に浸漬する。この状態で熱処理材へ電流を供給し、交番電解を行う。
マイナス極と熱処理材との間で電解が行われる際（アノード電解）には、熱処理材はアノードとなり、熱処理材の表面は酸化溶解される。詳細には、熱処理材の表面から、Ｃｒを主体とする酸化物が溶解除去される。
プラス極と熱処理材との間で電解が行われる際（カソード電解）には、熱処理材はカソードとなり、Ｆｅ酸化物を主体とする酸化物スケールが還元溶解される。
マイナス極と熱処理材との間で電解を行う時間をアノード電解時間とし、プラス極と熱処理材との間で電解を行う時間をカソード電解時間とする。
アノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とする。アノード／カソードの電解時間の比率は、好ましくは１．５〜５．５であり、より好ましくは２．０超〜５．０である。
詳細には、マイナス極と熱処理材との間で電解を行う際には、アノード電解時間を長くして、アノードの電流値（熱処理材の単位面積当たりでは電流密度）を低くする。これにより、熱処理材（鋼板）の表面から、Ｃｒ及びＦｅを主体とする酸化物を溶解除去し、適度な量のＳｉ酸化物を残存させる。
プラス極と熱処理材との間で電解を行う際には、カソード電解時間を短くして、カソードの電流値（熱処理材の単位面積当たりでは電流密度）を大きくする。これにより、Ｆｅ酸化物を主体とする酸化物スケールの還元溶解の効率が向上し、かつ還元による金属析出も抑制できる。
これにより、Ｓｉ酸化物が適度に鋼表層を被覆し、母材の化学組成から期待される耐食性以上の耐食性を得ることができる。
プラス極と熱処理材との間で電解が行われる際（カソード電解）には、熱処理材はカソードとなり、Ｆｅ酸化物を主体とする酸化物スケールが還元溶解される。
マイナス極と熱処理材との間で電解を行う時間をアノード電解時間とし、プラス極と熱処理材との間で電解を行う時間をカソード電解時間とする。
アノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とする。アノード／カソードの電解時間の比率は、好ましくは１．５〜５．５であり、より好ましくは２．０超〜５．０である。
詳細には、マイナス極と熱処理材との間で電解を行う際には、アノード電解時間を長くして、アノードの電流値（熱処理材の単位面積当たりでは電流密度）を低くする。これにより、熱処理材（鋼板）の表面から、Ｃｒ及びＦｅを主体とする酸化物を溶解除去し、適度な量のＳｉ酸化物を残存させる。
プラス極と熱処理材との間で電解を行う際には、カソード電解時間を短くして、カソードの電流値（熱処理材の単位面積当たりでは電流密度）を大きくする。これにより、Ｆｅ酸化物を主体とする酸化物スケールの還元溶解の効率が向上し、かつ還元による金属析出も抑制できる。
これにより、Ｓｉ酸化物が適度に鋼表層を被覆し、母材の化学組成から期待される耐食性以上の耐食性を得ることができる。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼材を、通常の高純度フェライト系ステンレス鋼の製造方法で製造した。鋼材に対してデスケール処理を施して供試材を製造する方法及び試験に供するサンプルの作製方法は、前述の実施形態と同一である。
詳細には、鋼材に対して圧延、熱処理を施して、厚さ０．８ｍｍの冷延板を製造した。冷延板に対して、ＬＮＧ燃焼排ガスを模擬した雰囲気（ガス組成：３％Ｏ２−１２％ＣＯ２−残部Ｎ２、露点４０℃）中で１分間の均熱処理（仕上げ焼鈍）を施し、熱処理材を得た。仕上げ焼鈍の温度は、各材料の再結晶温度に基づき、９００〜９８０℃の範囲で設定した。
表１に示す化学組成を有する鋼材を、通常の高純度フェライト系ステンレス鋼の製造方法で製造した。鋼材に対してデスケール処理を施して供試材を製造する方法及び試験に供するサンプルの作製方法は、前述の実施形態と同一である。
詳細には、鋼材に対して圧延、熱処理を施して、厚さ０．８ｍｍの冷延板を製造した。冷延板に対して、ＬＮＧ燃焼排ガスを模擬した雰囲気（ガス組成：３％Ｏ２−１２％ＣＯ２−残部Ｎ２、露点４０℃）中で１分間の均熱処理（仕上げ焼鈍）を施し、熱処理材を得た。仕上げ焼鈍の温度は、各材料の再結晶温度に基づき、９００〜９８０℃の範囲で設定した。
この熱処理材に対して、前述の実施形態と同一の条件でデスケール処理を実施した。市販の硝酸試薬を用いて硝酸イオン濃度が８０〜１５０ｇ／Ｌであり、かつＮａ２ＳＯ４の濃度が７０〜２００ｇ／Ｌの電解液を作製した。試験片を試料極とし、その両側にＳＵＳ３０４ステンレス鋼板二枚を１０ｍｍずつ離して設置し対極とした。電流密度および電解時間は、実機の間接通電による交番電解を模擬するため、ポテンシオスタットを用いて制御した。電解時間に関して、一回のアノード時間とカソード時間の合計（１サイクルに係る時間）を５秒間とし、アノード／カソードの電解時間の比率を１．０〜８．０で変化させた。このサイクルを４回繰り返すことで総電解時間を２０秒で一定とした。その際の総電気量は、１０ｋＱ／ｍ２で一定となるように、電解時間にあわせて、アノード電解とカソード電解の各々の電流密度を変化させた。
以上により、供試材を製造した。
以上により、供試材を製造した。
電解後のデスケール性、表面のＳｉ被覆率、及び、表面（表層）のＣｒ濃度（Ｃｒ濃度比、原子％）：Ｃｒｓｕｒ、および表面（表層）のＳｉ濃度（Ｓｉ濃度比、原子％）：Ｓｉｓｕｒは、何れも実施形態に記載の方法により測定した。
実施形態に記載の方法により、すきま角１０°を有する３０ｍｍ幅×２５ｍｍ長さの溶接すきま試験片を作製した。
実施形態に記載の方法により、常温での腐食試験（常温の水に対する耐すきま腐食性の評価）を行った。すきま内の腐食深さが１００ミクロンを超える供試材をＣ（ｂａｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン以上１００ミクロン以下の供試材をＢ（ｇｏｏｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン未満の供試材をＡ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価した。
実施形態に記載の方法により、常温での腐食試験（常温の水に対する耐すきま腐食性の評価）を行った。すきま内の腐食深さが１００ミクロンを超える供試材をＣ（ｂａｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン以上１００ミクロン以下の供試材をＢ（ｇｏｏｄ）と評価した。腐食深さが４０ミクロン未満の供試材をＡ（ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）と評価した。
実施形態に記載の方法により、靭性を評価した。詳細には、供試材の製造過程で得られた５ｍｍ厚の熱延板から、厚さ３ｍｍ、長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍのサンプルを切り出した。サンプルの長手方向の中央に２ｍｍのＶノッチを加工してシャルピー試験に供した。シャルピー試験は０℃で行い、吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上の供試材を合格（Ｂ）と評価した。吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２未満の供試材を不合格（Ｃ）と評価した。
得られた結果を表２〜４に示す。
得られた結果を表２〜４に示す。
供試材Ｎｏ．１〜１６は、第１の実施形態の範囲内の化学組成を有し、かつ第３の実施形態の条件でデスケール処理（電解）が施されて製造された。供試材Ｎｏ．１〜１６では、表層のＳｉ被覆率が１０〜５０％であった。また常温での腐食試験で測定された腐食深さは基準値（１００ミクロン）以下であり、優れた耐すきま腐食性を示した。
一方、供試材Ｎｏ．１７〜２０は、第１の実施形態の範囲を外れる化学組成を有する。このため、第３の実施形態の条件でデスケール処理（電解）が施されていても、表層のＳｉ被覆率が１０％未満と低いか、またはＳｉ被覆率が多くデスケールが完了していなかった（Ｃの評価）。このため、常温での腐食試験で測定された腐食深さは、基準値（１００ミクロン）超となった。また、供試材Ｎｏ．１９では、Ｓｉ量が第１の実施形態の範囲よりも多く、熱延板の靭性試験で割れが生じた。
一方、供試材Ｎｏ．１７〜２０は、第１の実施形態の範囲を外れる化学組成を有する。このため、第３の実施形態の条件でデスケール処理（電解）が施されていても、表層のＳｉ被覆率が１０％未満と低いか、またはＳｉ被覆率が多くデスケールが完了していなかった（Ｃの評価）。このため、常温での腐食試験で測定された腐食深さは、基準値（１００ミクロン）超となった。また、供試材Ｎｏ．１９では、Ｓｉ量が第１の実施形態の範囲よりも多く、熱延板の靭性試験で割れが生じた。
（実施例２）
表５に示す化学組成を有する鋼材を用いた以外は、実施例１と同様の条件で、供試材を製造した。実施例１と同様にして、溶接すきま試験片を作製した。
液温を８５℃とする以外は、常温での腐食試験と同様にして、温水環境での腐食試験（温水に対する耐すきま腐食性の評価）を行った。
実施例１と同様にして各種特性の評価を行った。
得られた結果を表５〜８に示す。
表５に示す化学組成を有する鋼材を用いた以外は、実施例１と同様の条件で、供試材を製造した。実施例１と同様にして、溶接すきま試験片を作製した。
液温を８５℃とする以外は、常温での腐食試験と同様にして、温水環境での腐食試験（温水に対する耐すきま腐食性の評価）を行った。
実施例１と同様にして各種特性の評価を行った。
得られた結果を表５〜８に示す。
供試材Ｎｏ．２１〜３６は、第２の実施形態の範囲内の化学組成を有し、かつ第３の実施形態の条件でデスケール処理（電解）が施されて製造された。供試材Ｎｏ．２１〜３６では、表層のＳｉ被覆率が１０〜５０％であった。温水での腐食試験で測定された腐食深さは基準値（１００ミクロン）以下であり、優れた耐食性を示した。
一方、供試材Ｎｏ．３７〜４０は、第２の実施形態の範囲を外れる化学組成を有する。このため、第３の実施形態の条件でデスケール処理（電解）が施されていても、表層のＳｉ被覆率が１０％未満と低いか、またはＳｉ被覆率が多くデスケールが完了していなかった（Ｃの評価）。このため、温水での腐食試験で測定された腐食深さは基準値（１００ミクロン）超となった。また、供試材Ｎｏ．３９では、Ｓｉ量が第２の実施形態の範囲よりも多く、熱延板の靭性試験で割れが生じた。
一方、供試材Ｎｏ．３７〜４０は、第２の実施形態の範囲を外れる化学組成を有する。このため、第３の実施形態の条件でデスケール処理（電解）が施されていても、表層のＳｉ被覆率が１０％未満と低いか、またはＳｉ被覆率が多くデスケールが完了していなかった（Ｃの評価）。このため、温水での腐食試験で測定された腐食深さは基準値（１００ミクロン）超となった。また、供試材Ｎｏ．３９では、Ｓｉ量が第２の実施形態の範囲よりも多く、熱延板の靭性試験で割れが生じた。
以上の結果から、第１，２の実施形態の範囲内の化学組成を有し、かつ第３の実施形態の条件でデスケール処理が施されて製造された供試材は、優れた耐すきま腐食性を有し、製造性にも優れることが明らかとなった。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼は、常温の水や温水に対して優れた耐すきま腐食性を有する。このため、水やお湯をためる各種容器・タンクであればその構造によらず、その優れた効果が発揮される。タンク以外でも、例えば浴槽、厨房機器などのように、水道水を使用する設備においても同様の効果が発揮される。また、その他にも、例えば潜熱回収型ガス給湯器のドレン水の回収器及びその熱交換器などの熱交換機器で凝縮水と接する構造体や、自動車の排気系材料や外装材、各種の電池材料や溶接パイプ等の耐食性が必要となる部位においても、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼は広く適用可能である。また前述の通り、母材のみでなくＴＩＧ溶接された状態のままで使用される構造体であり、かつ耐食性が要求される用途においても本実施形態のフェライト系ステンレス鋼は好ましく適用できる。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、及びＮｂ：０．０１〜０．６０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１）を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
但し、式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％）を示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（２）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式（３）を満たすことを特徴とする、（１）に記載の常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
（３）さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（４）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．０１〜０．６０％、及びＭｏ：０．０３〜３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１’）および式（２）を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ （１’）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ （２）
但し、式（１’），式（２）内のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（５）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式（３）を満たすことを特徴とする、（４）に記載の温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
（６）さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする（４）または（５）に記載の温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（７）貯水タンク用である（１）〜（３）の何れか１項に記載の常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（８）貯湯タンク用である（４）〜（６）の何れか１項に記載の温水中での耐隙間腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（９）（１）〜（６）のいずれか一項に記載の化学組成を有する熱処理材に対して、デスケール処理を施す工程を有し、前記デスケール処理において、プラス極とマイナス極の電極で前記熱処理材を間接的に挟み、前記熱処理材及び前記電極を電解液に浸漬して、交番電解を行い、前記電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用い、前記交番電解におけるアノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とすることを特徴とする（１）〜（６）のいずれか一項に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
但し、式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％）を示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（２）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式（３）を満たすことを特徴とする、（１）に記載の常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
（３）さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（４）質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．０１〜０．６０％、及びＭｏ：０．０３〜３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の式（１’）および式（２）を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ （１’）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ （２）
但し、式（１’），式（２）内のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。
（５）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式（３）を満たすことを特徴とする、（４）に記載の温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。
（６）さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする（４）または（５）に記載の温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（７）貯水タンク用である（１）〜（３）の何れか１項に記載の常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（８）貯湯タンク用である（４）〜（６）の何れか１項に記載の温水中での耐隙間腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
（９）（１）〜（６）のいずれか一項に記載の化学組成を有する熱処理材に対して、デスケール処理を施す工程を有し、前記デスケール処理において、プラス極とマイナス極の電極で前記熱処理材を間接的に挟み、前記熱処理材及び前記電極を電解液に浸漬して、交番電解を行い、前記電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用い、前記交番電解におけるアノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とすることを特徴とする（１）〜（６）のいずれか一項に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３００％、及び
Ｎｂ：０．０１〜０．６０％を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記の式（１）を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする常温での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５Ｃｒ＋２８ （１）
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
但し、式（１）中のＣｒは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％）を示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。 - 質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｓｉ：０．０８〜０．５０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１３．０〜２５．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３００％、
Ｎｂ：０．０１〜０．６０％、及び
Ｍｏ：０．０３〜３．０％を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記の式(１’)および式(２)を満たし、かつ表層のＳｉ酸化物の表面被覆率が１０〜５０％であることを特徴とする温水中での耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｃｓ≧−０．４５（Ｃｒ＋３Ｍｏ）＋３４ (１’)
Ｃｓ＝３Ｓｉｓｕｒ＋Ｃｒｓｕｒ （Ａ）
Ｃｒ＋３Ｍｏ：１８〜３０ (２)
但し、式（１’），式（２）中のＣｒ，Ｍｏは、フェライト系ステンレス鋼中のＣｒ含有量（質量％），Ｍｏ含有量（質量％）をそれぞれ示し、Ｃｓは、式（Ａ）から算出される値であり、式（Ａ）中のＳｉｓｕｒは、表層におけるＳｉ濃度比（原子％）を示し、Ｃｒｓｕｒは、表層におけるＣｒ濃度比（原子％）を示す。 - さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％を含み、かつ下記の式(３)を満たすことを特徴とする、請求項１または２に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ／Ｔｉ＞１．０ （３）
但し、式（３）中のＮｂ，Ｔｉは、フェライト系ステンレス鋼中のＮｂ含有量（質量％），Ｔｉ含有量（質量％）をそれぞれ示す。 - さらに、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下、及びＳｂ：０．５０％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
- さらに、質量％で、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｇａ：０．０１０％以下、及びＲＥＭ：０．１００％以下から選択される一種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼。
- 請求項１〜５のいずれか一項に記載の化学組成を有する熱処理材に対して、デスケール処理を施す工程を有し、
前記デスケール処理において、プラス極とマイナス極の電極で前記熱処理材を間接的に挟み、前記熱処理材及び前記電極を電解液に浸漬して、交番電解を行い、
前記電解液として、５０〜３００ｇ／Ｌの硫酸ナトリウムと５０ｇ／Ｌ以上の硝酸イオンを含有する水溶液を用い、
前記交番電解におけるアノード／カソードの電解時間の比率を１．０超、６．０以下とすることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の耐すきま腐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
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