WO2013136736A1 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

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WO2013136736A1
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steel
cold
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孝 寒川
福田　國夫
正崇 吉野
太田　裕樹
尾形　浩行
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel (ferritic stainless steel) excellent in surface properties and corrosion resistance of a welded portion with austenitic stainless steel.
  • SUS304 (18% Cr-8% Ni) (Japanese Industrial Standard, JIS G 4305), an austenitic stainless steel, is widely used because of its excellent corrosion resistance. It is expensive because it contains a large amount. For this reason, stainless steel described in Patent Document 1 has been developed as a steel type having excellent corrosion resistance equivalent to SUS304.
  • the component composition is mass%, C: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.04% or less, S: 0.00. 02% or less, Al: 0.1% or less, Cr: 20.5% or more, 22.5% or less, Cu: 0.3% or more, 0.8% or less, Ni: 1.0% or less, Ti: 4 ⁇ (C% + N%) or more, 0.35% or less, Nb: 0.01% or less, N: 0.03% or less, C + N: 0.05% or less, the balance being Fe and inevitable impurities
  • a ferritic stainless steel sheet is disclosed.
  • ferritic stainless steels such as JIS-SUS444 and JIS-SUS430J1L are less susceptible to stress corrosion cracking (Stress Corking Cracking sensitivity) than austenitic stainless steel, and do not contain Ni, which has a large price fluctuation. It is widely used as a material for automobile exhaust system members, water tanks, and building materials.
  • ferritic stainless steel is inferior in workability, in particular, elongation, compared to austenitic stainless steel. Therefore, austenitic stainless steel is used for difficult-to-work parts that cannot be molded with ferritic stainless steel. Therefore, austenitic stainless steel and ferritic stainless steel are often combined into a single component.
  • each member is mostly joined by welding, and as a welding method, TIG welding (Tungsten Inert Gas welding) is mainly used, and the welded part (weld zone) is as good as the base material. Corrosion resistance is required.
  • Patent Document 1 has good corrosion resistance in welds of the same steel type. However, when TIG welding is performed with a different steel type such as SUS304, there is a problem that the corrosion resistance of the welded portion may be lower than that of the base material.
  • C and N in the steel combine with Cr in the thermal history during welding and precipitate at the grain boundaries as Cr carbides (chromium carbides such as Cr 23 C 6 ) or Cr nitrides (chromium nitrides CrN 2 etc.).
  • Cr carbides chromium carbides such as Cr 23 C 6
  • Cr nitrides chromium nitrides CrN 2 etc.
  • Ti and N in the molten steel may react during solidification to precipitate as TiN.
  • This TiN is poor in ductility at high temperature, and becomes a flaw in the hot rolling process and the surface properties are deteriorated.
  • the wrinkles generated in this way are deep and do not disappear even by hot-rolled sheet annealing, pickling, subsequent cold rolling, cold-rolled sheet annealing, pickling, etc.
  • the surface is called a so-called titanium stringer (stringer caused by titanium nitrides), and the surface properties of the cold-rolled annealed pickling plate are significantly deteriorated.
  • both the front and back surfaces are generally shielded with an inert gas, and welding is performed under the condition that a thin oxide film called temper color is not formed as much as possible on the weld. Then, this gas shield is not sufficient, and there is a problem that the sensitization described above is promoted by the mixing of nitrogen in the air.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and provides a ferritic stainless steel having excellent surface properties and excellent corrosion resistance of a welded part when welded to not only ferritic stainless steel but also austenitic stainless steel. With the goal.
  • the present inventors have conducted a thorough investigation and examination on the influence of the chemical composition of steel on the corrosion resistance of the base metal part and the welded part and the surface properties of the steel sheet (titanium stringer). The following findings were obtained.
  • Nb nitride precipitates at a temperature higher than the temperature at which Ti nitride precipitates. In the subsequent cooling process, this Nb nitride becomes a nucleation site of Ti carbonitride, and the effect of preventing sensitization by Ti is promoted.
  • the main cause of titanium stringers is due to coarse TiN present in the extreme surface layer portion of the steel sheet. By optimizing the Ti content, generation of titanium stringer soot can be prevented.
  • Ni-based austenitic stainless steel has good corrosion resistance in the weld zone, and can produce cold-rolled annealed pickled plates with good surface quality without surface grinding with hot-rolled annealed pickled plates. It was found that an inexpensive ferritic stainless steel was obtained compared to The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is suitable for kitchen equipment, building interior materials, industrial machinery, automobile parts and the like because it is excellent in corrosion resistance and surface properties of the welded portion even when welded with austenitic stainless steel.
  • C 0.003 to 0.015%
  • C is likely to combine with Cr to form Cr carbide, and if Cr carbide is formed in the heat affected zone during welding, it causes grain boundary corrosion. Therefore, C is preferably as low as possible. Therefore, C is set to 0.015% or less. On the other hand, even if it is too low, a great amount of time is required for refining, so the C content is in the range of 0.003 to 0.015%. From the viewpoint of the corrosion resistance of the welded portion, the range is preferably 0.003 to 0.012%. More preferably, it is in the range of 0.003 to 0.010%.
  • Si 0.05-0.30% Since Si is an element useful as a deoxidizer, it is set to 0.05% or more. On the other hand, if it exceeds 0.30%, the pickling property of the cold-rolled sheet in the high-speed pickling method used in the carbon steel line is deteriorated, and the productivity is lowered. Therefore, the Si amount is in the range of 0.05 to 0.30%. Preferably it is 0.05 to 0.20% of range.
  • Mn 0.10 to 0.35% Since Mn has a deoxidizing action, it contains 0.10% or more. Further, since it is an austenite former element, it promotes the formation of a martensite phase in a welded part (hereinafter referred to as a different steel type welded part) with austenitic stainless steel. However, when added in excess, it combines with S present in the steel to form MnS, which is a soluble sulfide, and reduces the corrosion resistance, so the Mn content is 0.10 to 0.35%. The range. Preferably it is 0.10 to 0.25% of range.
  • P 0.06% or less
  • the P content is 0.06% or less. From the viewpoint of corrosion resistance, it is preferably 0.04% or less.
  • S 0.02% or less S is an element harmful to corrosion resistance.
  • MnS is formed to become a starting point of pitting corrosion, and the corrosion resistance is deteriorated. Such an effect becomes remarkable when it exceeds 0.02%.
  • the amount of S is made into 0.02% or less. From the viewpoint of corrosion resistance, it is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.006% or less.
  • Cr 17.0 to 19.0% Cr is an element indispensable for forming a passive film on the surface of stainless steel and increasing the corrosion resistance of the base material. In order to obtain good corrosion resistance, addition of 17.0% or more is necessary. However, if the addition exceeds 19.0%, martensite is not generated at the welded zone of the different steel type with SUS304, and the corrosion resistance cannot be prevented. For this reason, the Cr content is in the range of 17.0 to 19.0%. Preferably it is 17.5 to 18.5% of range.
  • Ni Over 0.10% to 0.30% Ni is an element that contributes to the improvement of crevice corrosion resistance. Furthermore, since it is an austenite phase formation promoting element like Mn, it promotes the formation of the martensite phase in the welded zone of the different steel types. However, if added over 0.30%, the SCC sensitivity becomes high and is also an expensive element. For this reason, the Ni content is in the range of more than 0.10% to 0.30%. Preferably it is 0.20 to 0.30% of range.
  • Ti 0.10 to 0.40% As described above, Ti is an indispensable element for ensuring the corrosion resistance of a welded portion of a different steel type with austenitic stainless steel. However, if it is added excessively, the amount of TiN precipitation increases and titanium stringer wrinkles become prominent. If surface grinding of the hot-rolled annealed pickled plate is not performed, the product plate (cold-rolled annealed pickled plate) It becomes impossible to maintain the surface property of the film. For this reason, the Ti amount is set to a range of 0.10 to 0.40%. From the viewpoint of the corrosion resistance of the dissimilar steel welds, it is preferably in the range of 0.20 to 0.40%.
  • Nb 0.005% to less than 0.050%
  • Nb preferentially forms carbonitride over Cr and Ti.
  • the production of Nb carbonitride begins at a temperature higher than the temperature at which Ti carbonitride is produced in the weld metal and the heat affected zone. In the subsequent cooling process, although the reason is not clear, Ti carbonitride contained in a large amount is generated with Nb carbonitride as a nucleation site.
  • the lower limit of the Nb amount of the present invention is set to 0.005% or more.
  • the recrystallization temperature of the cold-rolled sheet increases, so that it is necessary to anneal at a high temperature in order to obtain sufficient mechanical properties. For this reason, the oxide film produced
  • the Nb content is in the range of 0.005% to less than 0.050%. From the viewpoint of the corrosion resistance of the dissimilar steel welds, it is preferably in the range of 0.010% to less than 0.050%.
  • Mo less than 0.20% Mo strengthens the passivation film and significantly improves the corrosion resistance. However, it is a ferrite phase formation promoting element, and even when added in a small amount, a martensite phase is not generated in a welded zone of a different steel type with austenitic stainless steel. Therefore, sensitization occurs in the welded portion of the different steel type as a ferrite phase. Sensitization occurs. Therefore, the Mo amount is less than 0.20%. Moreover, since Mo reduces the toughness of a hot-rolled sheet, it is preferably less than 0.10%. The lower limit of Mo is 0.
  • N 0.005 to 0.015%
  • N is likely to combine with Cr to form Cr nitride.
  • Cr nitride When Cr nitride is formed in the welded zone and the heat-affected zone during welding, it causes intergranular corrosion, so lower N is desirable.
  • the N content is in the range of 0.005 to 0.015%. From the viewpoint of the corrosion resistance of the dissimilar steel welds, it is preferably in the range of 0.005 to 0.012%, more preferably in the range of 0.005 to 0.010%.
  • Cu 0.30 to 0.50%
  • Cu is an element that enhances corrosion resistance, particularly corrosion resistance when an aqueous solution or weakly acidic water droplets adhere. This is because Cu is once dissolved in an aqueous solution or water droplet and then reattached to the surface of the ground iron to suppress dissolution of the ground iron.
  • the amount of Cu exceeds 0.50%, hot workability deteriorates, and at the time of hot rolling, a Cu-like hydrated oxide called red scale is generated on the hot rolled slab, resulting in surface defects. It can also be a cause. Therefore, the Cu amount is set in the range of 0.30 to 0.50%. From the viewpoint of hot workability, it is preferably in the range of 0.30 to 0.40%.
  • Mg less than 0.0005%
  • Mg is an impurity mainly mixed from bricks in the converter. Furthermore, Mg serves as a starting point for a wide variety of inclusions, and also serves as a nucleation site for other inclusions. Moreover, since it is hard to re-dissolve even if annealing etc. are performed, the surface property of a hot-roll annealing pickling board and a product board (cold-rolling annealing pickling board) is deteriorated. Therefore, the Mg content is less than 0.0005%. In order to maintain good surface properties, it is preferably less than 0.0003%.
  • the above is the basic chemical component of the present invention, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • Al and Sb are added as selective elements from the viewpoint of preventing sensitization of TIG welding gas shields and dissimilar steel welds. May be.
  • Zr and V may be added as selective elements for the purpose of improving the corrosion resistance of the different steel type welds.
  • Ca 0.0020% or less is acceptable, but not limited thereto.
  • Al 0.02 to 0.50%
  • Al is an element that is particularly important when the gas shield for TIG welding is insufficient.
  • TIG welding it is common to perform welding by gas shielding the back surface.
  • the gas shield is not sufficient, and N in the atmosphere may be mixed into the molten pool.
  • the amount of C and N exceeds the solid solubility limit of the martensite phase, sensitization cannot be completely prevented with Ti alone.
  • the Al content is preferably in the range of 0.02 to 0.50%.
  • a more preferable lower limit is 0.10%, and further preferably 0.15%.
  • a more preferred upper limit is 0.30%.
  • Sb 0.005 to 0.30%
  • Sb has an effect of trapping N mixed in from the atmosphere when the gas shield of TIG welding is insufficient, and it is a better element to add in the case of a complex shaped structure.
  • the Sb content is preferably in the range of 0.005 to 0.30%. From the viewpoint of surface properties on the product plate (cold-roll annealed pickling plate), it is more preferably in the range of 0.005 to 0.10%.
  • Zr 0.05 to 0.60%
  • Zr is an element that forms carbonitride preferentially over Cr as with Ti, and improves the corrosion resistance of welds of the same steel type and different steel types.
  • Zr is more expensive than Ti, and when Zr is added excessively, an intermetallic compound is generated and the toughness of the hot-rolled sheet is deteriorated. Therefore, when Zr is added, the amount of Zr is preferably in the range of 0.05 to 0.60%. More preferably, it is in the range of 0.15 to 0.35%.
  • V 0.02 to 0.50%
  • V is an element that forms carbonitride preferentially over Cr and improves the corrosion resistance of welds of the same and different steel types. However, the effect is smaller than Ti. It is also an expensive element. Therefore, when V is added, the V amount is preferably in the range of 0.02 to 0.50%. More preferably, it is in the range of 0.02 to 0.05%.
  • the steel having the above-mentioned preferred component composition is melted by a known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, and is made into a steel material (slab) by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the steel material is then heated at 1100 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or directly hot-rolled without heating to form a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is usually subjected to hot-rolled sheet annealing at 800 to 1100 ° C. for 1 to 10 minutes, but depending on the application, the hot-rolled sheet annealing may be omitted.
  • the sheet is cold-rolled by cold rolling, and then finish-annealed to obtain a product sheet.
  • Cold rolling is desirably performed at a rolling reduction of 50% or more from the viewpoints of stretchability, bendability, press formability, and shape correction.
  • the finish annealing of cold-rolled sheets is generally performed according to surface finish No. JIS G0203. In the case of a 2B finished product, it is preferable to perform annealing at 800 to 950 ° C. from the viewpoint of ensuring good mechanical properties and pickling properties.
  • the annealing temperature at this time is preferably 800 to 900 ° C.
  • finish annealing by BA annealing is effective for a member at a location where more gloss is required.
  • polishing or the like is performed in order to obtain better surface properties after cold rolling and after processing.
  • these hot-rolled sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing at 950 ° C. for 1 minute in the air, and then the surface was subjected to shot blasting of glass beads, and then in a 20% by mass sulfuric acid solution at a temperature of 80 ° C. After dipping for 120 seconds, pickling was performed by dipping in a mixed acid composed of 15% by mass nitric acid and 3% by mass hydrofluoric acid at a temperature of 55 ° C. for 60 seconds, and descaling was performed.
  • a cold rolled sheet having a thickness of 1.0 mm was formed by cold rolling, and annealing was performed at 900 ° C. for 1 minute in an open air furnace to obtain a cold rolled annealed sheet.
  • This cold-rolled annealed sheet was subjected to electrolytic pickling for 3 seconds at 3 A / dm 2 using a steel plate as an anode at 80 ° C. and 20 mass% NaSO 4 three times, and then 5 mass% nitric acid and 3 mass% fluoride.
  • Descaling was carried out by immersing in a mixed acid composed of an acid at a temperature of 55 ° C. for 30 seconds to obtain a cold-rolled annealed pickled plate.
  • the surface property of the obtained cold-rolled annealed pickling plate was visually determined.
  • the surface of the cold-rolled annealed pickling plate after descaling with the pickling material and # 600 polishing paper Two types of samples of the abrasives polished were prepared.
  • TIG welded part test was performed on the same test material.
  • two plates collected from each specimen were joined by TIG welding, and their surfaces were polished with # 600 abrasive paper to obtain a corrosion resistance evaluation sample of the same steel type welded part.
  • TIG welding test with SUS304 was performed on each specimen.
  • a plate taken from each test material and a SUS304 plate having a thickness of 1.0 mm were joined by TIG welding, and their surfaces were polished with # 600 abrasive paper to evaluate the corrosion resistance of different steel type welds. A sample was used.
  • the TIG welding test conditions for the same steel type and different steel type were as follows. The welding current was controlled so that the back bead width was 3 mm or more, and the evaluation surface was the back bead surface.
  • Welding voltage 10V
  • Welding current 90-110A
  • Welding speed 600mm / min
  • Electrode 1.6 mm tungsten electrode
  • Shielding gas Front bead side Ar 20 L / min
  • a salt spray cycle test (CCT, neutral salt spray cyclic corrosion) according to JIS H 8502 (1999) using the obtained base material (as-washed material, abrasive), the same steel type welded part, and a different steel type welded part sample. test).
  • CCT has 15 cycles with 5% by weight NaCl solution spraying (35 ° C., 2 h) ⁇ drying (60 ° C., 4 h, relative humidity 20-30%) ⁇ wetting (40 ° C., 2 h, relative humidity 95% or more) as one cycle. Cycled.
  • Table 2 The criteria for each test are as follows.
  • the above was evaluated as “x”, and “ ⁇ ” and “ ⁇ ” were determined to be acceptable, and “ ⁇ ” and “ ⁇ ” were determined to be unacceptable.
  • the component composition was within the range of the present invention, and the corrosion resistance and the surface properties were excellent for any of the evaluation items.
  • No. 9 had a large surface area and was inferior in corrosion resistance.
  • No. 10 had a large surface area of the welded part of the different steel type and was inferior in corrosion resistance. This is thought to be due to the fact that the amount of Cr, which is an element that promotes the formation of ferrite, is high, so that the weld of the different steel type does not become martensite.
  • a cold-rolled sheet having a thickness of 1.0 mm is formed by cold rolling, annealed in a coke oven gas combustion atmosphere with an air ratio of 1.3 at 900 ° C. for 2 minutes, and at a temperature of 80 ° C. and 20 mass% NaSO 4 .
  • Electrolytic descaling for 10 seconds at 3 A / dm 2 with a steel plate as the anode was performed three times, and then immersed in a mixed acid composed of 5 mass% nitric acid and 3 mass% hydrofluoric acid at a temperature of 55 ° C. for 30 seconds.
  • descaling was performed to obtain a cold-rolled annealed pickling plate.
  • Example 1 the surface properties of the cold-rolled annealed pickling plate thus obtained were visually determined.
  • a base material, the same steel type welded portion, and a different steel type welded portion sample were prepared in the same manner as in Example 1, and a salt spray cycle test (CCT) was performed in accordance with JIS H 8502 (1999) in the same manner as in Example 1.
  • CCT salt spray cycle test
  • Table 4 shows the obtained results.
  • the determination criteria for each test were the same as in Example 1.
  • the component composition was within the range of the present invention, and the corrosion resistance and the surface properties were excellent for any of the evaluation items.
  • No. 19 has a Mo amount of 0.40%, which is higher than the range of the present invention.
  • No. 20 had a Cr content of 19.5%, which is higher than the range of the present invention. This is thought to be because the welded zone of the different steel types does not become martensite because the amount of Mo and Cr that are ferrite phase formation promoting elements are high.
  • Comparative Example No. No. 21 has an Si content of 0.33% and an Nb content of 0.003%, both of which are outside the scope of the present invention.
  • Comparative Example No. 22 since the Si amount was 0.45% and the Mg amount was 0.0010%, both of which exceeded the scope of the present invention, some scale residue was confirmed, and the corrosion resistance after cold rolling annealing pickling was inferior. .
  • these hot-rolled sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing at 950 ° C. for 1 minute in the air, and then the surface was subjected to shot blasting treatment of glass beads. After dipping for 2 seconds, it was pickled and descaled by dipping for 60 seconds in a mixed acid composed of 15% by mass nitric acid and 3% by mass hydrofluoric acid at a temperature of 55 ° C.
  • a cold rolled sheet having a thickness of 1.0 mm is formed by cold rolling, and annealing is performed at 900 ° C. for 1 minute in a reducing atmosphere (H 2 : 5 vol%, N 2 : 95 vol%, dew point ⁇ 40 ° C.).
  • a cold-rolled annealed plate was obtained.
  • This cold-rolled annealed plate was descaled by performing electrolysis twice (10 A / dm 2 for 2 seconds) using a steel plate as an anode in a solution comprising a temperature of 50 ° C., 15 mass% nitric acid and 0.5 mass% hydrochloric acid. The cold-rolled annealed pickling plate was obtained.
  • the surface property of the obtained cold-rolled annealed pickling plate was visually determined.
  • the pickling material of the cold-rolled annealed pickled plate after descaling and the abrasive whose surface was polished with # 600 abrasive paper as in Example 1 were used.
  • Two types of base material corrosion resistance evaluation samples were prepared. Furthermore, when producing a different steel type weld sample with the same steel type and SUS304, assuming that the gas shield was incomplete during TIG welding, both the front bead side and the back bead side were shielded with Ar + 20 vol% N 2 . A welding test using gas was performed.
  • the welding conditions were as follows, and the evaluation surface was the back bead surface.
  • Welding voltage 10V
  • Welding current 90-110A
  • Welding speed 600 mm / min
  • Electrode 1.6 mm tungsten electrode
  • Shielding gas Front bead side Ar + 20 vol% N 2 20 L / min
  • the salt spray cycle test was performed according to JIS H8502 (1999) using the obtained base material, the same steel type welded part, and a different steel type welded part sample.
  • CCT has 15 cycles with 5% by weight NaCl solution spraying (35 ° C., 2 h) ⁇ drying (60 ° C., 4 h, relative humidity 20-30%) ⁇ wetting (40 ° C., 2 h, relative humidity 95% or more) as one cycle. Cycled.
  • the results obtained are shown in Table 6. The determination criteria are the same as in the first embodiment.
  • Inventive example No. Nos. 23 to 28 were excellent in both corrosion resistance and surface properties for any of the evaluation items.
  • No. with addition of Al, Sb, Zr, V Nos. 25 to 28 were very excellent in corrosion resistance even in the welded part of different steel type with SUS304.
  • No. which is a comparative example Since No. 29 had a Cr content of 16.7%, which was lower than the range of the present invention, the rust area was large and the corrosion resistance was poor.
  • Comparative Example No. No. 30 had a Cr content of 19.7%, which is higher than the range of the present invention. This is thought to be due to the fact that the amount of Cr, which is a ferrite phase formation promoting element, is high, so that the weld of the different steel type does not become martensite.
  • Comparative Example No. No. 31 has an Si content of 0.36% and an Mo content of 0.40%, both exceeding the scope of the present invention, and some scale residue is confirmed on the surface of the base material, and the corrosion resistance after cold rolling annealing pickling is also In addition to being inferior, corrosion resistance was also inferior even in the welded part of different steel type with SUS304, particularly when the gas shield was insufficient.
  • Comparative Example No. No. 32 has an Si content of 0.50% and an Nb content of 0.10%, both exceeding the scope of the present invention.
  • the scale residue is confirmed on the surface of the base material, and the corrosion resistance after cold rolling annealing pickling is inferior. It was.
  • the ferritic stainless steel plate having good corrosion resistance of the base metal, corrosion resistance of the same steel type welded portion, corrosion resistance of the different steel type welded portion with SUS304, and surface properties of the cold-rolled annealed pickled plate is hot rolled. It became clear that an annealed pickling plate could be obtained without grinding.

Abstract

　表面性状およびオーステナイト系ステンレス鋼との溶接部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。　質量％で、Ｃ：０．００３～０．０１５％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．１０～０．３５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０～１９．０％、Ｎｉ：０．１０％超～０．３０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、Ｎｂ：０．００５％～０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｎ：０．００５～０．０１５％、Ｃｕ：０．３０～０．５０％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。

Description

フェライト系ステンレス鋼
　本発明は、表面性状およびオーステナイト系ステンレス鋼(austenitic stainless steel)との溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼（ferritic stainless steel）に関するものである。
　ステンレス鋼の中では、その優れた耐食性により、オーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ－８％Ｎｉ）（日本工業規格、ＪＩＳ　Ｇ　４３０５）が広く使われているが、この鋼種は、Ｎｉを多量に含むため高価である。このため、ＳＵＳ３０４相当の優れた耐食性を持つ鋼種として、特許文献１に記載のステンレス鋼が開発された。
　特許文献１には、成分組成として、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：２０．５％以上、２２．５％以下、Ｃｕ：０．３％以上、０．８％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｔｉ：４×（Ｃ％＋Ｎ％）以上、０．３５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
　また、ＪＩＳ－ＳＵＳ４４４、ＪＩＳ－ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ等のフェライト系ステンレス鋼も、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、応力腐食割れ感受性(Stress Corrosion Cracking sensitivity)が小さく、価格変動の大きいＮｉを含まない等の特徴を有し、自動車の排気系部材の材料や水タンク、建築材料として広く使用されている。
　しかし、一般には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よりも加工性、特に伸びが劣ることから、フェライト系ステンレス鋼では成型できない難加工性部品にはオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。そのため、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とを組み合わせて、一つの構成品とする場合が多い。この場合、各部材は溶接により結合される場合がほとんどであり、溶接方法としては、主にＴＩＧ溶接(Tungsten Inert Gas welding)が用いられ、溶接部（weld zone）にも母材と同様に良好な耐食性が求められる。
特開２００７－７７４９６号公報 特開平８－１０８２３号公報
　特許文献１に開示されたフェライト系ステンレス鋼は、同一鋼種での溶接部は良好な耐食性を有する。しかし、ＳＵＳ３０４等の異鋼種とＴＩＧ溶接した場合、溶接部の耐食性が母材より低下する場合が生じるという問題がある。
　これは、溶接時の熱履歴で鋼中のＣ、ＮがＣｒと結合してＣｒ炭化物（chromium carbides例えばＣｒ２３Ｃ６等）、またはＣｒ窒化物（chromium nitrides　ＣｒＮ２等）として粒界に析出することにより、粒界近傍に母材よりＣｒ濃度が低くなるＣｒ欠乏層(chromium deplation layer)が生じる、いわゆる鋭敏化(sensitization)をおこし、その耐食性を劣化させることによるものである。
　一般的に、鋭敏化による溶接部での耐食性劣化を防ぐために、鋼中のＣ、Ｎを低減するとともに、適量のＴｉを添加して、Ｃ、ＮをＴｉ炭窒化物として固定して、Ｃｒ炭化物、Ｃｒ窒化物の生成を防止する方法が取られる。この方法により、特許文献１に開示されたフェライト系ステンレス鋼板同士でのＴＩＧ溶接部は、良好な耐食性を示す。
　しかし、このフェライト系ステンレス鋼板のＣ含有量が０．０１％程度なのに対して、ＳＵＳ３０４等はＣ含有量が０．０４～０．０５％と高いために、通常、ＳＵＳ３０４等の高Ｃ含有ステンレス鋼との接合で、同様のＴｉ添加で鋭敏化を防止するためには、Ｔｉ添加量を１．０％程度までに高めなければならなくなる。
　しかし、フェライト系ステンレス鋼にＴｉを１．０％程度まで添加すると、凝固中に溶鋼中のＴｉとＮが反応して、ＴｉＮとなって析出することがある。このＴｉＮは高温での延性に乏しく、熱延工程での疵となり表面性状が悪化する。このようにして発生した疵は深く、熱延板焼鈍、酸洗、その後の冷間圧延、冷延板焼鈍、酸洗などでも消えることがないので、グラインダー研削等で熱延焼鈍酸洗板の表面を多量に削る処理を行わない限り、いわゆるチタンストリンガー（stringer caused by titanium nitrides）と呼ばれる表面疵となり、冷延焼鈍酸洗板での表面性状を著しく劣化させる。
　また、ＴＩＧ溶接の場合、表、裏面とも一般に不活性ガスでシールドし、溶接部にテンパーカラー(temper color)と呼ばれる薄い酸化皮膜が極力形成しないような条件で溶接が行われるが、実際の工程では、このガスシールドは十分でなく、空気中の窒素の混入により、先に述べた鋭敏化が助長されてしまうという問題がある。
　また、高価なＴｉを多量に添加することは、高価なＮｉを用いないという鋼種の利点を損なうことになるという問題もある。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであり、表面性状に優れるとともにフェライト系ステンレス鋼のみならずオーステナイト系ステンレス鋼と溶接した場合にも溶接部の耐食性が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、上記した課題を達成するために、母材部と溶接部の耐食性に及ぼす鋼の化学成分の影響、および鋼板の表面性状（チタンストリンガー疵）について、綿密な調査、検討を行って、以下の知見を得た。
　（１）フェライト相促進元素の濃度を適正化することにより、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の組織をマルテンサイト相（marutensite phase）とすると、鋭敏化を防止できる。これはマルテンサイト相のＣ、Ｎの固溶限が大きいためである。
　（２）極微量のＮｂを添加すると、Ｔｉ窒化物が析出する温度より高温で、Ｎｂ窒化物が析出する。その後の冷却過程でこのＮｂ窒化物がＴｉ炭窒化物の核生成サイトとなり、Ｔｉによる鋭敏化防止効果が促進される。
　（３）一般的にＮｂを添加すると鋼板の再結晶温度が上昇するが、極微量のＮｂの添加であれば、鋼板の再結晶温度を上げる弊害はほとんどなく、例えば特許文献２に開示されるような炭素鋼のラインを用いた安価な高速酸洗手法が適用できる。
　（４）溶接時にガスシールドが不完全で大気中のＮが溶接部に混入しても、鋼に適量のＡｌを含有させておけば、溶接部にＡｌＮが生成して鋭敏化を防止できる。また、鋼に適量のＳｂを含有させておけば、溶接部にＳｂとＮの化合物が生成して鋭敏化を防止できる。
　（５）チタンストリンガー疵の主たる原因は、鋼板の極表層部に存在する粗大なＴｉＮに起因している。Ｔｉ含有量を最適化することにより、チタンストリンガー疵の発生を防止できる。
　以上より、溶接部においても良好な耐食性を有し、熱延焼鈍酸洗板で表面研削を行うことなく、良好な表面品質の冷延焼鈍酸洗板を製作でき、Ｎｉ系のオーステナイト系ステンレス鋼に比較して安価なフェライト系ステンレス鋼が得られることを知見した。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．００３～０．０１５％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．１０～０．３５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０～１９．０％、Ｎｉ：０．１０％超～０．３０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、Ｎｂ：０．００５％～０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｎ：０．００５～０．０１５％、Ｃｕ：０．３０～０．５０％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
　［２］さらに、質量％で、Ａｌ：０．０２～０．５０％を含有することを特徴とする前記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［３］質量％で、Ａｌ：０．１０～０．５０％である前記［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［４］さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５～０．３０％を含有することを特徴とする前記［１］乃至［３］の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［５］さらに、質量％で、Ｚｒ：０．０５～０．６０％、Ｖ：０．０２～０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする前記［１］乃至［４］の何れか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は、オーステナイト系ステンレス鋼と溶接しても、溶接部の耐食性および表面性状に優れるので、厨房機器、建築内装材、産業機械、自動車部品などに好適である。
　以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
　１．成分組成について
　はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
　Ｃ：０．００３～０．０１５％
　Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成しやすく、溶接時に熱影響部(Heat Affected Zone)にＣｒ炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｃは低い程望ましい。そこで、Ｃは０．０１５％以下とする。一方、低すぎても精錬において多大な時間を必要とするため、Ｃ量は、０．００３～０．０１５％の範囲とする。溶接部の耐食性の観点から、好ましくは、０．００３～０．０１２％の範囲である。より好ましくは０．００３～０．０１０％の範囲である。
　Ｓｉ：０．０５～０．３０％
　Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるので、０．０５％以上とする。一方、０．３０％を超えると、炭素鋼ラインで用いられる高速酸洗方法においての冷延板の酸洗性を劣化させ、生産性を低下させる。よって、Ｓｉ量は０．０５～０．３０％の範囲とする。好ましくは０．０５～０．２０％の範囲である。
　Ｍｎ：０．１０～０．３５％
　Ｍｎは、脱酸作用があるので０．１０％以上含有する。また、オーステナイト相促進元素（austenite former element）であるので、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部（以下異鋼種溶接部と呼ぶ）のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、過剰に添加した場合、鋼中に存在するＳと結合して、可溶性硫化物(soluble sulfides)であるＭｎＳを形成し、耐食性を低下させるので、Ｍｎ量は０．１０～０．３５％の範囲とする。好ましくは０．１０～０．２５％の範囲である。
　Ｐ：０．０６％以下
　Ｐは、０．０６％を超えると耐食性に有害なばかりか、固溶強化（solid solution strengthening）により加工性を低下させる。よって、Ｐ量は０．０６％以下とする。耐食性の観点から、好ましくは０．０４％以下である。
　Ｓ：０．０２％以下
　Ｓは、耐食性に有害な元素である。特に、Ｍｎと同時に存在する場合、ＭｎＳを形成して孔食の起点となり、耐食性を劣化させる。このような作用は、０．０２％を超えると顕著になる。このため、Ｓ量は０．０２％以下とする。耐食性の観点から、好ましくは、０．０１％以下である。より好ましくは０．００６％以下である。
　Ｃｒ：１７．０～１９．０％
　Ｃｒは、ステンレスの表面に不動態皮膜を形成させ、母材の耐食性を上げるのに不可欠な元素である。良好な耐食性を得るためには１７．０％以上の添加が必要である。しかし、１９．０％を超えての添加はＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部でマルテンサイトが生成しなくなり耐食性低下を防止できなくなる。このため、Ｃｒ量は１７．０～１９．０％の範囲とする。好ましくは１７．５～１８．５％の範囲である。
　Ｎｉ：０．１０％超～０．３０％
　Ｎｉは、耐隙間腐食性（crevice corrosion resistance）の改善に寄与する元素である。さらには、Ｍｎと同じく、オーステナイト相生成促進元素であるので、異鋼種溶接部のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、０．３０％を超えて添加するとＳＣＣ感受性が高くなり、また高価な元素でもある。このため、Ｎｉ量は０．１０％超～０．３０％の範囲とする。好ましくは０．２０～０．３０％の範囲である。
　Ｔｉ：０．１０～０．４０％
　Ｔｉは前述したように、オーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部の耐食性を確保するために必要不可欠な元素である。しかし、過剰に添加し過ぎると、ＴｉＮの析出量が増加してチタンストリンガー疵が顕著となり、熱延焼鈍酸洗板の表面研削等を行わないと、製品板（冷延焼鈍酸洗板）での表面性状を良好に保つことができなくなる。このため、Ｔｉ量は、０．１０～０．４０％の範囲とする。異鋼種溶接部の耐食性の観点から、好ましくは０．２０～０．４０％の範囲である。
　Ｎｂ：　０．００５％～０．０５０％未満
　Ｎｂの微量添加も、本発明に関する重要な要素の一つである。Ｎｂは、Ｃｒ、Ｔｉよりも優先的に炭窒化物を形成する。特に異鋼種溶接部においては、溶融池(weld metal)および熱影響部において、Ｔｉ炭窒化物が生成する温度よりも高温でＮｂ炭窒化物の生成が始まる。後の冷却過程においては、理由は明らかではないが、Ｎｂ炭窒化物を核生成サイトとして、多量に含まれるＴｉの炭窒化物が生成する。つまり、微量のＮｂ添加によって、Ｔｉ炭窒化物の生成が促進されることから、Ｎｂを含有しない場合に比べ、異鋼種溶接部の溶融池、熱影響部のＴｉによるＣ、Ｎの固定能力が強固になり、より有効に鋭敏化が防止される。このため、本発明のＮｂ量の下限を０．００５％以上とする。一方、過剰にＮｂを添加すると、冷間圧延板の再結晶温度(recrystallization temperature)が上昇するため、十分な機械的性質を得るためには、高温で焼鈍する必要がある。このため、Ｎｂを無添加とした場合に比べ、仕上焼鈍(finishing annealing)時に生成する酸化皮膜が厚く成長する。このため、前述した炭素鋼ラインで用いられる高速酸洗方法における冷延板の酸洗性を劣化させ、生産性を低下させる。よって、Ｎｂ量は０．００５％～０．０５０％未満の範囲とする。異鋼種溶接部の耐食性の観点から、好ましくは０．０１０％～０．０５０％未満の範囲である。
　Ｍｏ：０．２０％未満
　Ｍｏは、不動態皮膜(passivation film)を強固にし、耐食性を顕著に向上させる。しかし、フェライト相生成促進元素であり、微量の添加によっても、オーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部にマルテンサイト相が生成しなくなる。そのため、異鋼種溶接部がフェライト相となって鋭敏化が発生する。鋭敏化が発生する。よって、Ｍｏ量は０．２０％未満とする。また、Ｍｏは熱延板の靭性を低下させることから、好ましくは０．１０％未満である。なお、Ｍｏの下限は０とする。
　Ｎ：０．００５～０．０１５％
　Ｎは、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成しやすい。溶接時、異鋼種溶接部および熱影響部にＣｒ窒化物が形成すると粒界腐食(intergranular corrosion)の原因となるので、Ｎは低いほど望ましい。また、チタンストリンガー疵の原因となるＴｉＮの析出量を低減するために、できるだけ減らした方が良い。しかし、低すぎても精錬において多大な時間が必要となるため、Ｎ量は０．００５～０．０１５％の範囲とする。異鋼種溶接部の耐食性の観点から、好ましくは０．００５～０．０１２％の範囲であり、より好ましくは０．００５～０．０１０％の範囲である。
　Ｃｕ：０．３０～０．５０％
　Ｃｕは、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。これは、Ｃｕが水溶液や水滴に一度溶解した後、地鉄表面に再付着して、地鉄の溶解を抑えるためである。しかし、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、熱間加工性が低下することに加え、熱延時に赤スケールと呼ばれるＣｕ起因の水あめ状酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥の原因ともなる。よって、Ｃｕ量は０．３０～０．５０％の範囲とする。熱間加工性の観点から、好ましくは０．３０～０．４０％の範囲である。
　Ｍｇ：０．０００５％未満
　Ｍｇは、主に転炉の中のレンガより混入する不純物である。さらに、Ｍｇは多種多様の介在物の起点となり、他の介在物の核生成サイトにもなる。また、焼鈍などを行っても再固溶しにくいため、熱延焼鈍酸洗板、製品板（冷延焼鈍酸洗板）の表面性状を劣化させる。よって、Ｍｇ量は０．０００５％未満とする。良好な表面性状を保つために、好ましくは０．０００３％未満である。
　以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、更に、ＴＩＧ溶接のガスシールドと異鋼種溶接部の鋭敏化防止の観点からＡｌ、Ｓｂを選択元素として添加してもよい。更に、異鋼種溶接部の耐食性向上の目的でＺｒ、Ｖを選択元素として添加してもよい。なお不可避的不純物としては、例えば、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できるが、これに限らない。
　Ａｌ：０．０２～０．５０％
　Ａｌは、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、特に重要となる元素である。前述したように、ＴＩＧ溶接の場合、裏面をガスシールドして溶接するのが一般的である。しかし、異鋼種溶接部の形状が複雑な場合には、ガスシールドが十分ではなく、大気中のＮが溶融池に混入する場合がある。この場合、Ｃ、Ｎ量がマルテンサイト相の固溶限（solid solubility limit）を超えると、Ｔｉのみでは鋭敏化を完全に防止できなくなる。このような場合、あらかじめＡｌを添加しておくのが鋭敏化防止に効果的である。これは、Ａｌが溶融池に混入したＮをＡｌＮとして固定するためである。この効果はＡｌを０．０２％以上含有することにより得られる。しかし、０．５０％を超えてＡｌを含有すると、スラブ段階で非金属系介在物が生成し、熱延板、冷延板の表面性状が劣化する原因となる。よって、Ａｌを含有する場合は、Ａｌ量は０．０２～０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましい下限は、０．１０％、さらに好ましくは、０．１５％である。より好ましい上限は０．３０％である。
　Ｓｂ：０．００５～０．３０％
　ＳｂもＡｌと同様に、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、大気中から混入するＮを捕らえる効果があり、複雑な形状の構成体の場合には、添加したほうが良い元素である。しかし、Ｓｂを過剰に添加すると、スラブ段階で非金属系介在物が生成し、熱延板、冷延板の表面性状が劣化する原因となる。よって、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ量は０．００５～０．３０％の範囲とすることが好ましい。製品板（冷延焼鈍酸洗板）での表面性状の観点から、より好ましくは０．００５～０．１０％の範囲である。
　Ｚｒ：０．０５～０．６０％
　Ｚｒは、Ｔｉと同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部の耐食性を向上させる元素である。しかし、Ｚｒは、Ｔｉよりも高価であるうえ、Ｚｒを過剰に添加すると、金属間化合物を生成し、熱延板の靭性を劣化させる。よって、Ｚｒを添加する場合は、Ｚｒ量は０．０５～０．６０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１５～０．３５％の範囲である。
　Ｖ：０．０２～０．５０％
　Ｖも、Ｔｉと同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部の耐食性を向上させる元素である。しかし、その効果はＴｉよりも小さい。また、高価な元素でもある。このため、Ｖを添加する場合は、Ｖ量は０．０２～０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０２～０．０５％の範囲である。
　２．製造条件について
　次に、本発明鋼の好適製造方法について説明する。上記した好適成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、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、その後１１００～１２５０℃で１～２４時間の加熱をするか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延板とする。
　熱延板には、通常、８００～１１００℃で１～１０分の熱延板焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板焼鈍を省略してもよい。ついで、熱延板酸洗後、冷間圧延により冷延板としたのち、仕上焼鈍を施して、製品板とする。冷間圧延は、伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上の圧下率で行うことが望ましい。冷延板の仕上焼鈍は、一般的にはＪＩＳ　Ｇ０２０３の表面仕上げＮｏ．２Ｂ仕上げ品の場合、良好な機械的性質の確保、および酸洗性の観点から８００～９５０℃で焼鈍を行うのが好ましい。
　しかし、タンデム圧延－ＣＡＬ(tandem cold rolling and continuous annealing line)による高生産性の冷間圧延製品の場合には、炭素鋼のラインを利用した前述の炭素鋼焼鈍酸洗ラインの高速酸洗（特許文献２参照）を用いた安価プロセスによる製造が最も好ましく、この際の焼鈍温度は８００～９００℃で行うのが好ましい。また、より光沢が求められる箇所の部材には、ＢＡ焼鈍による仕上焼鈍が有効である。また、前述したが、冷間圧延後、および加工後に更に良好な表面性状を得るために、研磨等を施しても何ら問題は無い。
　以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。
　表１に示す発明例Ｎｏ．１～８および３３、比較例Ｎｏ．９～１２の組成を有する鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉で溶製した。これらの鋼塊を、Ａｒガスでパージした炉内で１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施して、板厚４．０ｍｍの熱延板とした。
　ついで、これらの熱延板に大気中で、９５０℃で１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。
　さらに、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、大気開放炉で、９００℃で１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度８０℃、２０質量％ＮａＳＯ４中で鋼板を陽極とした３Ａ／ｄｍ２で１０秒の電解酸洗を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより、脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
まず、得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
ついで、得られた冷延焼鈍酸洗板を供試材として、母材耐食性評価用のサンプルとして、脱スケール後の冷延焼鈍酸洗板の酸洗まま材と＃６００番の研磨紙で表面を研磨した研磨材の２種類のサンプルを作製した。
　さらに、同じ供試材に対して、同材でのＴＩＧ溶接部試験を行った。この試験では、それぞれの供試材から採取した２枚の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を＃６００番の研磨紙で研磨して、同鋼種溶接部耐食性評価サンプルとした。
　また、各供試材に対して、ＳＵＳ３０４との異鋼種ＴＩＧ溶接試験を行った。この試験では、各供試材から採取した板と板厚１．０ｍｍのＳＵＳ３０４の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を＃６００番の研磨紙で研磨して、異鋼種溶接部耐食性評価サンプルとした。同鋼種、異鋼種ＴＩＧ溶接試験条件は、ともに下記の通りで、裏ビード幅（width of the back bead）が３ｍｍ以上になるように溶接電流を制御し、評価面は裏ビード面とした。
　　溶接電圧：　１０Ｖ
　　溶接電流：　９０～１１０Ａ
　　溶接速度：　６００ｍｍ／ｍｉｎ
　　電極：　１．６ｍｍタングステン電極
　　シールドガス：表ビード側（front bead side）　Ａｒ　２０Ｌ／ｍｉｎ
　　　　　　　　　裏ビード側（back bead side）　Ａｒ　２０Ｌ／ｍｉｎ
得られた母材（酸洗まま材、研磨材）、同鋼種溶接部、異鋼種溶接部サンプルを用いて、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２（１９９９）に準じて塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ、neutral salt spray cyclic corrosion test）を行った。ＣＣＴは、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０～３０％）→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）を１サイクルとして、１５サイクル実施した。得られた結果を表２に示す。
なお、各試験の判定基準は以下の通りである。
　（ａ）冷延酸洗焼鈍後の外観：　表面欠陥（ヘゲ（scab）、ピンホール（pin hole）、線ヘゲ（linear scab）、チタンストリンガー疵、白筋模様（white streak）の色異常）がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満を◎、欠陥率５％以上１０％未満を○、欠陥率１０％以上２０％未満を△、欠陥率２０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。
　（ｂ）酸洗まま材および♯６００番研磨材のＣＣＴ結果：　１５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率(Rust area ratio)１０％未満を◎、発銹率１０％以上２０％未満を○、発銹率２０％以上３０％未満を△、発銹率３０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。
　（ｃ）同鋼種溶接部耐食性試験結果：　同鋼種でＴＩＧ突合せ溶接を行い、＃６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、ＣＣＴ１５サイクル後の溶接部の発銹率１０％未満を◎、発銹率１０％以上２０％未満を○、発銹率２０％以上３０％未満を△、発銹率３０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。
　（ｄ）異鋼種溶接部耐食性試験結果：　ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突合せ溶接を行い、＃６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、ＣＣＴ１５サイクル後の溶接部の発銹率１０％未満を◎、発銹率１０％以上２０％未満を○、発銹率２０％以上３０％未満を△、発銹率３０％以上を×とし、◎と○を合格、△と×を不合格と判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　発明例であるＮｏ．１～８および３３は、成分組成が本発明の範囲内であり、いずれの評価項目に対しても、耐食性、表面性状ともに優れていた。
一方、Ｃｒ量が１６．２％と低い比較例Ｎｏ．９は、発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ量が１９．４％と高い比較例Ｎｏ．１０は、異鋼種溶接部の発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。これは、フェライト生成促進元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｔｉ量が０．０７％と少ない比較例Ｎｏ．１１は、異鋼種溶接部の発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。
さらに、Ｓｉ量とＮｂ量が本発明範囲を超える比較例Ｎｏ．１２では、母材の表面に若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。
　次に、表３に示す発明例Ｎｏ．１３～１８、比較例Ｎｏ．１９～２２の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１５０ｔｏｎＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decaburization）で溶製した後、連続鋳造でスラブに鋳造した。これを１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を行い、板厚４．０ｍｍの熱延コイルとした。次いで、９５０℃で１～５分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、表面を鉄球ビーズのショットブラスト処理(shot blasting)を行った後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗して、脱スケールを行い、熱延焼鈍酸洗コイルとした。さらに、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷延板とし、９００℃で２分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、温度８０℃、２０質量％ＮａＳＯ４中で鋼板を陽極とした３Ａ／ｄｍ２で１０秒の電解酸洗(electrolytic descaling)を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　まず、こうして得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
次いで、実施例１と同様に母材、同鋼種溶接部、異鋼種溶接部サンプルを作成して、実施例１と同様にＪＩＳ　Ｈ　８５０２（１９９９）に準じて塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ）を行って、耐食性評価試験を行った。得られた結果を表４に示す。なお、各試験の判定基準は、実施例１と同様とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　発明例であるＮｏ．１３～１８は、成分組成が本発明の範囲内であり、いずれの評価項目に対しても、耐食性、表面性状ともに優れていた。
　一方、比較例であるＮｏ．１９は、Ｍｏ量が０．４０％と本発明範囲より高いため、同じく、比較例であるＮｏ．２０はＣｒ量が１９．５％と本発明範囲より高いため、異鋼種溶接部の発銹面積が多く、耐食性が劣っていた。これは、フェライト相生成促進元素であるＭｏ量およびＣｒ量が高いために、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
　また、比較例Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が０．３３％、Ｎｂ量が０．００３％といずれも本発明の範囲を外れており、同じく、比較例Ｎｏ．２２は、Ｓｉ量が０．４５％、Ｍｇ量が０．００１０％といずれも本発明範囲を超えているため、若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。 
　表５に示す発明例Ｎｏ．２３～２８、比較例Ｎｏ．２９～３２の成分組成を有する鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉で溶製した。これらの鋼塊をＡｒガスでパージした炉内で１１５０℃に加熱後、熱間圧延を行い、板厚４．０ｍｍの熱延板とした。
　ついで、これらの熱延板を大気中で、９５０℃で１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行い、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸からなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより、酸洗して脱スケールを行った。
　さらに、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、還元性雰囲気（Ｈ２：５ｖｏｌ％，Ｎ２：９５ｖｏｌ％、露点－４０℃）で、９００℃で１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度５０℃、１５質量％硝酸および０．５質量％塩酸からなる溶液中で鋼板を陽極とした電気分解（１０Ａ／ｄｍ２で２秒）を２回行う脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　まず、得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
次いで、冷延焼鈍酸洗板を供試材として、実施例１と同様に脱スケール後の冷延焼鈍酸洗板の酸洗まま材と＃６００番の研磨紙で表面を研磨した研磨材の２種類の母材耐食性評価用サンプルを作製した。
さらに、同鋼種およびＳＵＳ３０４との異鋼種溶接サンプルを作製するにあたり、ＴＩＧ溶接の際にガスシールドが不完全であった場合を想定して、表ビード側、裏ビード側ともにＡｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２のシールドガスを用いた溶接試験を行った。
　溶接条件は下記の通りで、評価面は裏ビード面とした。
　　溶接電圧　　：１０Ｖ
　　溶接電流　　：９０～１１０Ａ
　　溶接速度　　：６００ｍｍ／ｍｉｎ
　　電極　　　　：１．６ｍｍタングステン電極
　　シールドガス：表ビード側　Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２　　２０Ｌ／ｍｉｎ
　　　　　　　　　裏ビード側　Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２　　２０Ｌ／ｍｉｎ
　得られた母材、同鋼種溶接部、異鋼種溶接部サンプルを用いて、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２（１９９９）に準じて塩水噴霧サイクル試験（ＣＣＴ）を行った。ＣＣＴは、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０～３０％）→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）を１サイクルとして、１５サイクルを行った。得られた結果を表６に示す。なお、判定基準は、実施例１と同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
　発明例であるＮｏ．２３～２８は、いずれの評価項目に対しても、耐食性、表面性状ともに優れていた。Ａｌ、Ｓｂ，Ｚｒ、Ｖを添加したＮｏ．２５～２８は、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても、耐食性が非常に優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．２９はＣｒ量が１６．７％と本発明の範囲よりも低いため、発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
　また、比較例Ｎｏ．３０はＣｒ量が１９．７％と本発明の範囲よりも高いため、異鋼種溶接部の発銹面積が多く耐食性が劣っていた。これは、フェライト相生成促進元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
　また、比較例Ｎｏ．３１はＳｉ量が０．３６％、Ｍｏ量が０．４０％といずれも本発明範囲を超えており、母材の表面に若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性も劣っていたことに加え、特にガスシールドが不十分な場合のＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性が劣っていた。
　さらに、比較例Ｎｏ．３２はＳｉ量が０．５０％、Ｎｂ量も０．１０％といずれも本発明範囲を超えており、母材の表面にスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。
　以上より、本発明例では、母材の耐食性、同鋼種溶接部の耐食性、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部の耐食性、冷延焼鈍酸洗板の表面性状も良好なフェライト系ステンレス鋼板が、熱延焼鈍酸洗板を研削することなく得ることができることが明らかになった。
　器物、厨房機器、建築内外装材、建築金具、エレベーター・エスカレーター内装材、家電、自動車部品等を中心に、耐食性が要求される部材として好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００３～０．０１５％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．１０～０．３５％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０～１９．０％、Ｎｉ：０．１０％超～０．３０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、Ｎｂ：０．００５％～０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｎ：０．００５～０．０１５％、Ｃｕ：０．３０～０．５０％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
  2. 　さらに、質量％で、Ａｌ：０．０２～０．５０％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. 　質量％で、Ａｌ：０．１０～０．５０％である請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  4. 　さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５～０．３００％を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
  5. 　さらに、質量％で、Ｚｒ：０．０５～０．６０％、Ｖ：０．０２～０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
     
     
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