WO2014050011A1

WO2014050011A1 - フェライト系ステンレス鋼

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Publication number: WO2014050011A1
Application number: PCT/JP2013/005464
Authority: WO
Inventors: 正崇吉野; 孝寒川; 知洋石井; 福田　國夫; 太田　裕樹; 尾形　浩行
Original assignee: Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date: 2012-09-25
Filing date: 2013-09-17
Publication date: 2014-04-03
Also published as: JP5534119B1; TWI516614B; JPWO2014050011A1; MY155937A; TW201420781A; CN104662187A; KR20150060919A

Abstract

　十分なガスシールドを行えない溶接条件下においても、優れた耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼を提供する。　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．０５～０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０～１９．０％、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｃｕ：０．３０～０．６０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、Ａｌ：０．１０～１．５０％、Ｔｉ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．５０％を含有し、かつ下記式（１）および（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避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。０．４０≦Ｓｉ＋１．５Ａｌ＋１．２Ｔｉ≦２．４　・・・・（１）０．６０≦１．２Ｎｂ＋１．７Ｔｉ＋Ｖ＋２．２Ａｌ　・・・・（２）なお、式中の元素記号は各元素の含有率（質量％）を表す。

Description

フェライト系ステンレス鋼

　本発明は、大気中から酸素あるいは窒素が、溶接相手材から窒素あるいは炭素が溶接ビード(weld bead)に侵入する溶接条件においても、耐食性の低下が起こりにくいフェライト系ステンレス鋼に関する。

　フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して少ないＮｉ量で耐食性を確保できる。Ｎｉは高価な元素であることから、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に比べて低コストで製造することができる。また、フェライト系ステンレス鋼にはオーステナイト系ステンレス鋼に比べて熱伝導率が高く、熱膨張率が小さい、さらには応力腐食割れ(stress corrosion cracking)が起こりにくい等の優れた特性がある。このことから、フェライト系ステンレス鋼は、自動車排気系部材、屋根や建具などの建材、およびキッチンや貯水・貯湯タンクなどの水まわり用材料など幅広い用途に適用されてきた。

　これらは、ステンレス鋼板をせん断やプレス加工等により加工した部品を、溶接により組み立てて製作されることが多い。溶接方法には、ＴＩＧ溶接（tungsten inert gas welding）が多く用いられている。溶接される場合は、母材部と同様に溶接部も良好な耐食性を持つことが求められる。

　しかし、オーステナイト系ステンレス鋼、特にＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ－８％Ｎｉ）（ＪＩＳ（Japanese Industrial Standards）Ｇ　４３０５）等の鋼種とフェライト系ステンレス鋼をＴＩＧ溶接した場合、鋭敏化（sensitization)と呼ばれる現象により、溶接部の耐食性が母材より低下する場合がある。鋭敏化とは、溶接時の熱履歴によって鋼中のＣｒがＣ、Ｎと結合してＣｒ炭化物（Ｃｒ_２３Ｃ_６等）、またはＣｒ窒化物（Ｃｒ_２Ｎ等）として結晶粒界に析出し、溶接部の結晶粒界近傍に母材よりもＣｒ濃度が低いＣｒ欠乏層（Cr depletion layer）が生じることにより、結晶粒界での耐食性が低下する現象である。オーステナイト系ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４等のＣおよびＮ含有量がフェライト系ステンレス鋼より高い鋼とフェライト系ステンレス鋼を溶接した場合に鋭敏化が生じる場合がある。

　ＴＩＧ溶接をおこなう場合、通常はアルゴンガス等の不活性ガスをシールドガスに用いて溶融池(weld metal pool)（溶接時に金属が溶けた状態の部分）への大気からの酸素や窒素の侵入を抑制する。しかし、近年では溶接部材の構造が複雑化することにともなって、溶接時に十分なガスシールドが行えず、溶融池に大気中の酸素や窒素が混入するような不完全な条件での溶接が増えている。大気から溶融池に侵入した窒素は溶接部の鋭敏化を助長し、耐食性の低下を招く。

　また、酸素は溶接部にテンパーカラー(temper color)と呼ばれるＣｒ系の酸化皮膜を生成させ、この成長によって溶接部のＣｒ濃度が低下し、耐食性が低下する。そのため、このような用途に適用されるフェライト系ステンレス鋼は、シールドガスによる大気からの窒素あるいは酸素の侵入を抑制できない場合においても、溶接部の耐食性を確保できる鋼成分であることが求められる。

　一方、近年では従来のＮｏ．２Ｂ仕上げやＢＡ仕上げなどの光沢品に加え、外観を重視しない部材（自動車の排気系部材、各種電気製品および機械の内部部品など）に使用される、いわゆる機能品(functional products)の需要が増加している。機能品は製造コストを抑えるため、炭素鋼の焼鈍ラインを用いて、８５０～９００℃程度で焼鈍を行った後、例えば特許文献１に開示されるような高速酸洗手法を用いて製造される。したがって、Ｎｏ．２Ｂ仕上げ品やＢＡ仕上げ品だけでなく、機能品をも製造するためには、炭素鋼の焼鈍ラインで焼鈍可能な再結晶温度を有し、かつ高速酸洗が可能となる鋼成分が求められる。

　このような課題に対して、Ｃｒよりも炭素、窒素との親和力が大きいＴｉやＮｂを添加することで、Ｃｒ炭窒化物の生成をおさえて鋭敏化の発生を抑制する方法が開示されている。たとえば、特許文献２にはＴｉとＮｂを複合添加することでフェライト系ステンレス鋼の耐粒界耐食性(interglanular corrosion resistance)を向上させた鋼が開示されている。しかし、特許文献２に開示されているフェライト系ステンレス鋼は１．５％以上のＭｏの添加を必要とする。Ｍｏは母材の耐食性を向上させる元素ではあるが、強いフェライト生成元素であるため、１．５％ものＭｏが添加された場合、溶接部にフェライト相が生成して鋭敏化が発生して、十分な溶接部の耐食性を得ることができないことがある。

　また、溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼としては、たとえば、特許文献３には溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が、特許文献４にはオーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼がそれぞれ開示されている。これらの開示例はいずれも０．１％以上のＮｂ添加を必要としており、再結晶温度が高い。そのため、一般的な炭素鋼の焼鈍ラインを用いて、低コストで機能品を製造することができないという問題がある。

特許第２８４２７８７号公報　(特開平８－１０８２３号公報) 特開昭５１－８８４１３号公報特開２００７－２７０２９０号公報特開２０１０－２０２９１６号公報

　従来の技術思想に沿ってＴｉやＮｂを単純に増加することで鋭敏化の発生を抑制すると、ＴｉＮ介在物に起因した表面欠陥の増加や、固溶していたＮｂが溶接部で粗大Ｎｂ析出物として析出して、溶接割れ（weld crack）などの問題が発生してしまう。

　そこで、本発明では、フェライト系ステンレス鋼の溶接で、溶接部材の形状などが原因で十分なガスシールドを行えないために、溶融池に酸素が侵入して溶接部にテンパーカラー（酸化皮膜）が発生する溶接条件、窒素が侵入して鋭敏化が発生するような溶接条件や溶接相手材から窒素が溶接ビードに侵入する溶接条件において、優れた耐食性を有す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、ＴＩＧ溶接における酸素侵入によるテンパーカラーの生成と耐食性の関係、ならびに窒素侵入による鋭敏化の発生と耐食性の関係に対する各種添加元素の影響について、１８．０～１９．０質量％Ｃｒ－０．１５質量％Ｍｎ－０．１質量％Ｎｉ－０．３５質量％Ｃｕをベースに、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを広範囲に変化させた鋼を用いて鋭意研究を行った。

　その結果、酸素侵入によるテンパーカラーの生成による耐食性の変化と各種添加元素の関係は、Ｓｉ＋１．５Ａｌ＋１．２Ｔｉ（以降Ｏ_Ｘ値と表記する。なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）で整理することができ、Ｏ_Ｘ値を０．４０以上とすると耐食性が向上することを見出した。これは、Ｏ_Ｘ値が０．４０以上となるようにＳｉ、ＡｌおよびＴｉを複合添加すると、テンパーカラーは従来鋼に生成するＣｒ系酸化物を主体とした酸化皮膜ではなく、Ａｌ、ＳｉおよびＴｉが濃化した緻密で保護性のある酸化皮膜となり、テンパーカラーの成長による母材Ｃｒ濃度の低下が抑制されるためである。ただし、Ｓｉ、ＡｌおよびＴｉをＯ_Ｘ値が２．４を超えるほど複合添加すると、酸化皮膜の結晶性が高まり、イオンなどの透過を抑制する効果が低下し、耐食性が再び低下することも明らかとなった。

　また、窒素侵入による鋭敏化挙動と各種添加元素の関係を、Ｏ_ｘ値を０．６５～０．７０とした鋼を用いて調査した結果、ＪＩＳ　Ｇ０５８０（１９８６）に定義される再活性化率（reactivation rate）（鋭敏化の程度を示す指標であり、０．０１％以下ではほとんど鋭敏化が生じていないことを意味する）は１．２Ｎｂ＋１．７Ｔｉ＋Ｖ＋２．２Ａｌ（以降Ｎ_ｔｒ値と表記する。なお、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）で整理することができ、Ｎ_ｔｒ値が０．６０以上の場合に再活性化率が０．０１％以下となることを見出した。すなわち、Ｎ_ｔｒ値を０．６０以上とすることにより、大気からの窒素侵入、あるいは窒素含有量の大きいオーステナイト系ステンレス鋼との溶接による溶接部への窒素侵入によって、通常のフェライト系ステンレス鋼では溶接部に鋭敏化が生じる溶接条件においても、良好な耐食性が得られる。

　なお、上記のＯ_ｘならびにＮ_ｔｒ値を求める各元素の係数は、その元素と酸素あるいは窒素との親和力に比例していると推定される。

　本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。

　［１］　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．０５～０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０～１９．０％、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｃｕ：０．３０～０．６０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、Ａｌ：０．１０～１．５０％、Ｔｉ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５％、Ｖ：０．０１～０．５０％を含有し、かつ下記式（１）および（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避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。
０．４０≦Ｓｉ＋１．５Ａｌ＋１．２Ｔｉ≦２．４　　・・・・（１）
０．６０≦１．２Ｎｂ＋１．７Ｔｉ＋Ｖ＋２．２Ａｌ　・・・・（２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有率（質量％）を表す。

　［２］　更に、質量％で、Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～０．２０％、Ｂ：０．０００２～０．０１０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

　［３］　更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５～０．３０％を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

　本発明によれば、大気から酸素あるいは窒素が、溶接相手材から窒素あるいは炭素が溶接ビードに侵入する溶接条件においても、優れた耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が得られる。

　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：０．００１～０．０３０％
　Ｃ量が高いほど強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには０．００１％以上の含有が必要であるが、０．０３０％を超えて含有すると加工性の低下が顕著となるうえ、Ｃｒ炭化物の析出による局所的なＣｒ欠乏に起因した耐食性の低下が生じやすくなる。そのため、Ｃ量は０．００１～０．０３０％の範囲とする。ただし、Ｃ量が低いほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、Ｃ量を極度に低下させることは精錬に時間がかかり、製造上好ましくないため、好ましくは０．００３～０．０１８％の範囲である。より好ましくは０．００５～０．０１２％の範囲である。

　Ｍｎ：０．０５～０．５０％
　Ｍｎは不可避的に含まれる元素である。Ｍｎ量が０．５０％を超えると、腐食の起点となるＭｎＳの析出が促進され、耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ量は０．５０％以下とする。一方、Ｍｎ量は０．０５％未満に低減することは製造コストの著しい上昇を招く。そのため、Ｍｎ量は０．０５～０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０５～０．４０％の範囲である。より好ましくは０．０５～０．３５％の範囲である。

　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であり、過剰な含有は溶接性を低下させ、粒界腐食を生じやすくさせる。この傾向は０．０５％超の含有で顕著となる。そのため、Ｐ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。

　Ｓ：０．０１％以下
　ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であり、０．０１％超の含有によって、耐食性が低下する。そのため、Ｓ量は０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。

　Ｃｒ：１８．０～１９．０％
　Ｃｒは耐食性を確保するために最も重要な元素である。１８．０％未満では、溶接による酸化で表層のＣｒが減少する溶接ビードやその周辺において十分な耐食性が得られない。特にＳＵＳ３０４等のオーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接の際、窒素の侵入によって鋭敏化が一層助長される。また、１８．０％未満では、不動態(passivation)が不安定となり、後述するＮ_ｔｒ値と再活性化率(reactivation rate)との関係が崩れ、鋭敏化による耐食性低下が起こる。一方、１９．０％を超えて含有すると、酸洗時に地鉄の溶解速度が低下するため、特許文献１に開示されるような炭素鋼の酸洗ラインを使用しての高速酸洗方法ではスケールを除去しきれず、鋼板の端部などにスケール残りが生じる場合がある。そのため、Ｃｒ量は１８．０～１９．０％の範囲とする。好ましくは、１８．０～１８．７％の範囲である。より好ましくは１８．３～１８．７％の範囲である。

　Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％未満
　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(passive film)が形成できず活性溶解(active dissolution)が生じる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。また、Ｎｉは強いオーステナイト生成元素であり、溶接部でのフェライト生成を抑制し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。これらの効果は０．０５％以上の含有によって得られる。しかし、０．５０％以上の含有では、加工性を低下させることに加えて、応力腐食割れの感受性が強くなる。さらには、Ｎｉは高価な元素であるため、製造コストの増大を招く。そのため、Ｎｉ量は０．０５％以上０．５０％未満の範囲とする。好ましくは０．１０～０．３０％の範囲である。より好ましくは０．１５～０．２５％の範囲である。

　Ｃｕ：０．３０～０．６０％
　Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。また、ＣｕはＮｉと同様に強いオーステナイト生成元素であり、溶接部でのフェライト生成を抑制し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。これらの効果は０．３０％以上の含有で得られる。一方、０．６０％を超えて含有すると、熱間加工性が低下するとともに、熱間圧延時に赤スケール(red scale)と呼ばれるＣｕ起因の酸化物が鋼板表面に生成し、表面欠陥を生じるため好ましくない。そのため、Ｃｕ量は０．３０～０．６０％の範囲とする。好ましくは０．３０～０．５０％の範囲である。より好ましくは０．３５～０．４５％の範囲である。

　Ｎ：０．００１～０．０３０％
　Ｎ含有量が高いと強度が向上し、少ないほど加工性が向上する。十分な強度を得るためには０．００１％以上の含有が適当であるが、含有量が０．０３０％を超えると加工性（伸び）が顕著に低下するうえ、Ｃｒ窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下が生じるため好ましくない。そのため、Ｎ量は０．００１～０．０３０％の範囲とする。耐食性の観点から、Ｎは低いほど好ましいが、Ｎ量を低減するためには、精錬時間を増加させる必要があり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため、好ましくは０．００３～０．０３０％の範囲である。より好ましくは０．００３～０．０１５％の範囲である。さらに好ましくは０．００５～０．０１０％の範囲である。

　Ｓｉ＋１．５Ａｌ＋１．２Ｔｉ（Ｏ_Ｘ値）：０．４０～２．４
　　なお、式中の元素記号は各元素の含有率を表す。

　Ｓｉ、ＡｌおよびＴｉは本発明において極めて重要な元素である。これら３元素はいずれも酸素との親和力が強い。そのため、これらの元素が添加されたステンレス鋼が酸化された場合、鋼板表面にＳｉ、ＡｌおよびＴｉを主成分とした酸化物の皮膜が形成される。この酸化物の皮膜は緻密で保護性が高いため、Ｃｒの酸化による母材中のＣｒ濃度低下に起因した耐食性の低下を抑制する。この効果はＯ_Ｘ値が０．４０以上の場合に得られる。しかし、Ｏ_Ｘ値が２．４を超えると、酸化物皮膜の結晶性が高まり、金属イオンなどの透過を抑制する効果が低下するため耐食性が再び低下する。そのため、Ｏ_Ｘ値は０．４０～２．４の範囲とする。好ましくは０．４０～１．８の範囲である。さらに好ましくは０．５０～１．５の範囲である。

　１．２Ｎｂ＋１．７Ｔｉ＋Ｖ＋２．２Ａｌ（Ｎ_ｔｒ値）：０．６０以上
　　なお、式中の元素記号は各元素の含有率を表す。

　溶接部における鋭敏化は、大気から溶融池に侵入する窒素、あるいは溶接相手材から侵入する窒素がＣｒと窒化物を形成して析出し、局所的なＣｒ欠乏領域が生成することが原因である。ＣｒよりもＮとの親和力の大きいＮｂ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌを複合添加した場合、窒素はＣｒではなくこれら４元素の窒化物として析出する。そのため、Ｃｒ欠乏領域の生成を抑制することができ、溶接部の耐食性が向上する。この効果はＮ_ｔｒ値が０．６０以上の場合に得られる。さらに好ましくは、０．８０以上である。
なお、Ｎ_ｔｒ値が４．００を超えるとＴｉ系あるいはＡｌ系の介在物に起因した表面欠陥が発生するため，上限値は、４．００とする。好ましくは２．５０以下である。

　Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは上記のＯ_ｘ値およびＮ_ｔｒ値の好適な範囲を満たすように複合添加するが、本発明では各元素の添加量を下記の理由によりさらに規定する。

　Ｓｉ：０．０５～０．３０％
　Ｓｉは上述したように、溶接によって形成されるテンパーカラーにＡｌやＴｉとともに濃縮して酸化皮膜の保護性を向上させ、溶接部の耐食性を良好なものとする元素である。この効果は０．０５％以上の含有によって得ることができる。しかし、０．３０％を超えてＳｉを含有すると、熱間圧延工程における圧延荷重の増大と、焼鈍工程においては鋼板表層でのＳｉ濃化層の形成による酸洗性の低下がそれぞれ生じ、表面欠陥の増加や製造コストの上昇を招くため好ましくない。そのため、Ｓｉ量は０．０５～０．３０％の範囲とする。好ましくは０．０５～０．２５％の範囲である。さらに好ましくは０．０８～０．２０％の範囲である。

　Ａｌ：０．１０～１．５０％
　ＡｌもＳｉと同様に、ＳｉおよびＴｉとともに溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮し、溶接部の耐食性を向上させる元素である。加えて、Ａｌは窒素の親和力がＣｒよりも強いため、溶接部に窒素が混入した場合に、窒素をＣｒ窒化物ではなくＡｌ窒化物として析出させ、鋭敏化を抑制する効果がある。また、Ａｌは製鋼工程における脱酸に有用な元素でもある。これらの効果は０．１０％以上の含有で得られる。しかし、１．５０％を超えてＡｌを含有すると、フェライト結晶粒が粗大化し、加工性や製造性が低下する。そのため、Ａｌ量は０．１０～１．５０％の範囲とする。好ましくは、０．１２～０．８０％の範囲である。さらに好ましくは０．１５～０．５０％の範囲である。

　Ｔｉ：０．０５～０．５０％
　ＴｉもＳｉおよびＡｌと同様に、溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮し、酸化皮膜の保護性を向上させる元素である。また、ＴｉはＣおよびＮと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する元素でもある。これらの効果は、０．０５％以上の添加によって得られる。しかし、０．５０％を超えて添加すると、粗大なＴｉ炭窒化物が生成し、表面欠陥を引き起こすため好ましくない。そのため、Ｔｉ量は０．０５～０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．１０～０．４０％の範囲である。さらに好ましくは０．１５～０．３５％の範囲である。

　Ｎｂ：０．００２～０．０５０％
　ＮｂはＣおよびＮと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する元素である。この効果は、０．００２％以上の含有で得られる。一方で、Ｎｂは再結晶温度を上昇させる元素でもあり、０．０５０％を超えて含有すると、再結晶に必要な焼鈍温度が高温化するため、炭素鋼の焼鈍ラインを用いた焼鈍および酸洗による機能品の安価な製造が困難になる。そのため、Ｎｂ量は０．００２～０．０５０％の範囲とする。好ましくは０．０１０～０．０４５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１５～０．０４０％の範囲である。

　Ｖ：０．０１～０．５０％
　Ｖは耐食性や加工性を向上させる元素である。溶接部に窒素が侵入した場合に、窒素をＶＮとして析出させて、鋭敏化を抑制する。この効果は、０．０１％以上の含有で得られる。しかし、０．５０％を超えて含有すると加工性が低下する。そのため、Ｖ量は０．０１～０．５０％の範囲とする。好ましくは、０．０５～０．３０％の範囲である。さらに好ましくは０．０８～０．２０％の範囲である。

　以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるが、不可避的不純物としては、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できる。
さらに、溶接ビードの鋭敏化抑制および耐食性向上等の目的で以下の元素を含有しても良い。

　Ｚｒ：０．０１～０．５０％
　ＺｒはＣ、Ｎと結合して鋭敏化を抑制する効果がある。この効果は０．０１％以上の含有により得られるが、０．５０％を超えて含有すると加工性が低下する。また、Ｚｒは高価な元素であるため、過度な添加は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、Ｚｒを含有する場合は０．０１～０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．３５％の範囲である。

　Ｗ：０．０１～０．２０％
　ＷはＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。この効果は０．０１％以上の含有により得られるが、０．２０％を超えて含有すると強度が上昇し、圧延荷重の増大等による製造性の低下を招くため好ましくない。そのため、Ｗを含有する場合は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．１５％の範囲である。

　ＲＥＭ：０．００１～０．１０％
　ＲＥＭは耐酸化性を向上させる効果があり、酸化スケールの成長速度を抑制することにより、溶接部のテンパーカラー直下におけるＣｒ欠乏領域の形成の抑制に有効である。この効果を得るためには０．００１％以上の含有が必要である。しかし、０．１０％を超えて含有すると酸洗性などの製造性を低下させる。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な含有は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．００１～０．１０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０３～０．０８％の範囲である。

　Ｃｏ：０．０１～０．２０％
　Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。一方、０．２０％を超えて含有すると製造性を低下させる、そのため、Ｃｏを含有する場合は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．１５％の範囲である。

　Ｂ：０．０００２～０．０１０％
　Ｂは二次加工脆性(secondary working embrittlement )を改善する元素であり、その効果は０．０００２％以上の含有によって得られる。しかし、０．０１０％を超えて含有すると、過度な固溶強化( solid solution strengthening)による延性（ductility）の低下を生じる。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２～０．０１０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０００２～０．００７％の範囲である。さらに好ましくは０．０００３～０．００３％の範囲である。

　Ｍｏ：０．０１～１．０％
　Ｍｏは、Ｃｒ含有量が１８％以上の場合には、不動態皮膜の再不動態化（repassivation ）を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。しかし、１．０％を超えて含有すると、圧延負荷が大きくなり製造性が低下するとともに、鋼板強度の過度な上昇が生じる。また、Ｍｏは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させる。そのため、Ｍｏ量を含有する場合は０．０１～１．０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．５％の範囲である。

　更に、窒素を安定化する目的でＳｂを選択元素として含有してもよい。

　Ｓｂ：０．０５～０．３０％
　ＳｂはＡｌと同じく、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、大気から混入するＮを捕らえる効果があり、十分なガスシールドを行うことが困難な複雑形状を有する構成体に適用する場合に、特に有効な添加元素である。この効果は０．０５％以上の含有により得られるが、０．３０％を超えて含有すると、製鋼工程において非金属介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板の靭性を悪化させる。そのため、Ｓｂを含有する場合は、０．０５～０．３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５～０．１５％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溶鋼を、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法により鋼素材（スラブ）とする。このスラブを、１１００～１２５０℃で１～２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。

　通常、熱延板は８００～１１００℃で１～１０分の熱延板の焼鈍が施されるが、用途によっては熱延板の焼鈍を省略しても良い。ついで、熱延板の酸洗後、冷間圧延により冷延板とした後、再結晶焼鈍、酸洗を施して製品とする。

　冷間圧延は伸び特性、曲げ特性、プレス成形性の確保および良好な形状を得るために５０％以上の圧下率で行うことが望ましい。冷延板の再結晶焼鈍は、一般的にはＪＩＳ　Ｇ　０２０３の表面仕上げ、Ｎｏ．２Ｂ仕上げ品の場合、良好な機械的性質を得ること、および酸洗で良好な表面性状を得るために８００～９５０℃で行うことが好ましい。

　しかし、いわゆる機能品（タンデム冷間圧延(tandem cold rolling)－連続焼鈍プロセスにより製造される鋼板）の場合には、例えば特許文献１に開示されるような炭素鋼の連続焼鈍酸洗ラインを用いた安価な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℃で行うことが最も好ましい。また、より光沢を求める箇所の部材には仕上げにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍（bright annealing））を行うことが有効である。なお、冷間圧延後および加工後にさらに表面性状を向上させるために、研磨等を施すこともできる。

　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１－１～表１－４に示す化学組成を有するステンレス鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉にて溶製した。なお、表１－２及び表１－４のＯ_Ｘ値およびＮ_ｔｒ値はそれぞれ、Ｓｉ＋１．５Ａｌ＋１．２Ｔｉおよび１．２Ｎｂ＋１．７Ｔｉ＋Ｖ＋２．２Ａｌで定義される（ただし、式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す）。これらのスラブを、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３．５ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、これらの熱延板に９５０℃で１分間の熱延板の焼鈍を施した後、表面にガラスビーズを用いたショットブラスト処理を行った後、温度８０℃、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％弗酸よりなる温度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、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、弱還元性雰囲気（水素：５ｖｏｌ％、窒素：９５ｖｏｌ％、露点：－４０℃）において９００℃で１分間の再結晶焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度が５０℃の１５質量％硝酸および０．５質量％塩酸からなる混合酸液中で電解１０Ａ／ｄｍ^２で２秒間）を２回行う高速脱スケール処理を行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。作製した冷延板から、圧延方向と平行にＪＩＳ　１３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ２２０１に準拠して行い、０．２％耐力（ＹＳ）、引張強度(ＴＳ）および破断伸び（Ｅｌ）をそれぞれ測定した。

　作製した冷延焼鈍酸洗板と市販のＳＵＳ３０４（Ｃ：０．０７質量％、Ｎ：０．０５質量％）の冷延板について突合せＴＩＧ溶接(butt TIG welding)を行った。溶接電流は９０Ａ、溶接速度は６０ｃｍ／ｍｉｎとした。シールドガスは大気中からの窒素や酸素の侵入を想定して８ｖｏｌ％の窒素、２ｖｏｌ％の酸素を含有するアルゴンガスを１５Ｌ／ｍｉｎで使用した。得られた表側の溶接ビードの幅はおよそ３ｍｍであった。

　作製した溶接ビードを含む２０ｍｍ角の試験片を採取し、１０ｍｍ角の測定面を残してシール材で被覆し、溶接によるテンパーカラーを残したまま、３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位（pitting potential）を測定した。試験片の研磨や不動態化処理は行わなかったが、それ以外の測定方法はＪＩＳ　Ｇ　０５７７（２００５）に準拠した。
さらに、溶接ビードを短辺の中心に長辺に平行に位置するようにして、60ｘ80ｍｍの試験片を採取した。この試験片に対して、表面を６００番の研磨紙で研磨した後、中性塩水噴霧サイクル試験（neutral salt spray cyclic corrosion test）を５サイクル行って耐食性を調べた。塩水噴霧サイクル試験はＪＩＳ　Ｈ　８５０２に準じ、５％ＮａＣｌ噴霧（３５℃、２ｈｒ）→乾燥（６０℃、４ｈｒ、相対湿度２０～３０％）→湿潤（４０℃、２ｈｒ、相対湿度９５％以上）を１サイクルとした。

　これらの評価を行い、母材の孔食電位１５０ｍＶvs SCE以上、溶接ビードの孔食電位０ｍＶvs SCE以上、中性塩水噴霧サイクル試験による腐食の発生がなく、引張試験における破断伸びが２５％以上であり、かつ表面性状が良好な場合に本発明が提供する所定の材質が得られたと判断した。

　評価結果を表２－１、表２－２に示す。

本発明の要件を満たすＮｏ．１～２２の溶接ビードの孔食電位はいずれも０ｍＶ vs SCE以上であるとともに、中性塩水噴霧サイクル試験によっても腐食は発生せず、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部は十分な耐食性を示した。また、引張試験による破断伸びはいずれも２５％以上と良好であり、表面欠陥も認められなかった。

　しかし、各元素の含有量は本発明の範囲内ではあるが、Ｏ_Ｘ値、Ｎ_ｔｒ値のどちらか、あるいは両方が本発明の範囲を下回るＮｏ．２３、２４、３１および３２、Ｏ_Ｘ値が本発明の範囲を上回るＮｏ．２５では、１５０ｍＶvs SCE以上の母材の孔食電位は得られたものの、溶接ビードの孔食電位はいずれも０ｍＶ vs SCE未満であるので、中性塩水噴霧試験中に溶接ビード部に腐食が発生し、所定の溶接部耐食性が得られなかった。

　Ｓｉ含有量が本発明の範囲を超えるＮｏ．２６では、焼鈍時に鋼板表層部にＳｉが濃化した強固な酸化スケール層が形成されたことに起因した酸洗工程後の酸化スケール残りが生じ、中性塩水噴霧サイクル試験中に酸化スケールを起点とした腐食が発生した。同様に、Ａｌを本発明の範囲未満としたＮｏ．２７およびＣｕが本発明の範囲外であるＮｏ．２８では、所定のＯ_Ｘ値およびＮ_ｔｒ値であったにも関わらず、中性塩水噴霧サイクル試験中に腐食が発生した。

　Ａｌ、ＴｉあるいはＣｕ含有量が本発明の範囲を超えたＮｏ．２９～３１では、熱間圧延あるいは冷間圧延後に多量の表面欠陥が発生し、適正な表面性状を得ることができなかった。

　これらの結果から、本発明が提供する所定の材料特性を表面欠陥無く得るためには、各元素の含有量だけでなく、Ｏ_Ｘ値およびＮ_ｔｒ値もそれぞれ本発明の範囲内に調整することが必要であることが確認された。

　本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼は、溶接によって構造体の作製が行われる用途、たとえば、マフラー等の自動車排気系材料、建具や換気口、ダクト等の建築用材料などへの適用に好適である。

Claims

　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．０５～０．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１８．０～１９．０％、Ｎｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｃｕ：０．３０～０．６０％、Ｎ：０．００１～０．０３０％、Ａｌ：０．１０～１．５０％、Ｔｉ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００２～０．０５０％、Ｖ：０．０１～０．５０％を含有し、かつ下記式（１）および（２）を満たし、残部がＦｅおよび不可避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。
０．４０≦Ｓｉ＋１．５Ａｌ＋１．２Ｔｉ≦２．４　　・・・（１）
０．６０≦１．２Ｎｂ＋１．７Ｔｉ＋Ｖ＋２．２Ａｌ　・・・（２）
なお、式中の元素記号は各元素の含有率（質量％）を表す。
　更に、質量％で、Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～０．２０％、Ｂ：０．０００２～０．０１０％、Ｍｏ：０．０１～１．０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５～０．３０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。