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JP2014077202A - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼 Download PDF

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Abstract

【課題】
溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】
質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．０１４％以下、Ｎ：０．００５％以上０．０１６％以下、Ｃ％＋Ｎ％：０．０２３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．９０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｐ：０．０２０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．０９０％以下、Ｃｒ：１４．５％以上２３．０％以下、Ｎｉ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．６５％以下を含有し、更に、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも一方を特定の条件を満足する範囲で含有し、残部が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である。
【選択図】なし

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼、特に溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
ステンレス鋼はＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレス鋼とＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼とに大別される。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に比べて、高価な元素であるＮｉの添加量が少ないため低コストで製造することができる。さらに、フェライト系ステンレス鋼は、熱膨張係数が小さく熱伝導率が高いため溶接時の変形が少ない利点や屋外環境での耐食性が優れることや応力腐食割れが起こりにくい等の優れた特性を持っている。そのため、フェライト系ステンレス鋼は各種建材、自動車部品、厨房機器類、家電製品、温水器等に広く適用されており、そのニーズは近年さらに高まっている。
フェライト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼同士あるいはオーステナイト系ステンレス鋼（例えばＳＵＳ３０４等）と溶接されて使用されることが多く、溶接部においても母材部と同様に良好な耐食性が求められる。しかし、Ｃ、Ｎ含有量がフェライト系鋼種よりも高いＳＵＳ３０４等の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溶接した場合、鋭敏化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、溶接部の熱履歴によって鋼中のＣ、ＮがＣｒと結合してＣｒ炭化物（例えばＣｒ２３Ｃ６）、またはＣｒ窒化物（Ｃｒ２Ｎ）として粒界に析出し、粒界およびその近傍のＣｒ濃度が母材よりも低くなり、粒界での耐食性が低下する現象である。また、近年では、溶接部の構造が複雑化することに伴って、溶接時に十分なガスシールドが行えず、溶融池に空気中の窒素が侵入するような不完全な条件での溶接が増えている。溶融池に侵入した窒素は、上述と同じ機構により溶接部の鋭敏化を助長し、耐食性の低下を招く。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、溶接時にガスシールドが不十分でも溶接部の耐食性を十分に確保できることが求められる。
このような課題に対し、特許文献１および２に開示されているように、Ｔｉ、Ｎｂを添加し鋼中のＣ、Ｎを炭化物あるいは窒化物として固定し無害化する方法が提案されている。しかし、ガスシールドが不十分な場合に溶接部に鋭敏化が生じる場合があり、溶接部の耐食性は十分ではない。
特開昭５１−８８４１３号公報 特開２００７−２７０２９０号公報
本発明は、上述の問題を解決するためになされたもので、溶接部の耐食性に優れた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。
Ｔｉ、Ｎｂ添加によるＣ、Ｎの固定化機構は、Ｔｉ、Ｎｂが溶接時に母材へ固溶した後、冷却中に再度Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）あるいはＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出し、鋼中のＣ、Ｎを固定するものであり、Ｔｉ、ＮｂをＴｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）またはＮｂ％／（Ｃ％＋Ｎ％）で８以上に添加することが有効であると経験的に知られている。
しかし、Ｔｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）またはＮｂ％／（Ｃ％＋Ｎ％）が８以上を満足する範囲でＴｉ、Ｎｂを添加しているにも関わらず十分な鋭敏化抑制効果が得られない場合があることが判り、発明者らはその原因を調査した。その結果、従来のＴｉ、Ｎｂ添加フェライト系ステンレス鋼では、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）あるいはＮｂ（Ｃ、Ｎ）（以下、Ｔｉ、Ｎｂ系炭窒化物と称す）の固溶温度および析出ピーク温度がともに高いために溶接後の冷却時にこれらが十分に析出することができず、固溶Ｃ、Ｎが残存してＣｒ炭窒化物の析出による鋭敏化が生じている場合があることがわかった。そのため、溶接部の耐食性を向上させるためには、溶接後の冷却過程において、従来以上に固溶Ｃ、Ｎを固定化する手法が必要となる。
そこで、本発明者らは、これらＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物の析出ピーク温度を低温化することにより、溶接後の冷却中におけるＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物の析出を促進させて、Ｃ、Ｎを十分に固定させる手法について検討した。その結果、Ｔｉ、Ｎｂ系炭窒化物に適量のＶが含まれる場合、これらの析出物がそれぞれ（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）あるいは（Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）といった複合炭窒化物となり、従来のＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物よりも析出温度が低温化するとともに、Ｖを含むこれら複合炭窒化物は、Ｃ、Ｎを従来のＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物よりも多く固定することができ、溶接部の耐食性が大幅に向上することを見出した。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．０１４％以下、Ｎ：０．００５％以上０．０１６％以下、Ｃ％＋Ｎ％：０．０２３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．９０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｐ：０．０２０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．０９０％以下、Ｃｒ：１４．５％以上２３．０％以下、Ｎｉ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．０４０％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．１５％以上０．３４％以下およびＴｉ％＋Ｎｂ％≦０．７０およびＶ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％)：０．０５〜０．２０を満足する範囲で、Ｔｉを含有又はＴｉ及びＮｂを含有する場合、又は、Ｎｂ：０．３５％以上０．６０％以下およびＴｉ％＋Ｎｂ％≦０．７０およびＶ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％)：０．０５〜０．２０を満足する範囲でＮｂを含有又はＮｂ及びＴｉを含有する場合の少なくとも一方を満足し、残部が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。なお、前記Ｃ％、前記Ｎ％、前記Ｔｉ％、前記Ｎｂ％、前記Ｖ％はそれぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量（質量％）を表す。
（２）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１％以上０．８０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．６５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼。
（３）質量％で、さらに、Ｚｒ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．０００９％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００２０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼。
本発明によれば、溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が得られる。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、溶接相手材から炭素や窒素が侵入するような溶接条件、あるいは空気から窒素が侵入するような溶接条件においても、鋭敏化が生じることなく優れた耐食性を有する。そのため、溶接によって構造体の作製が行われる用途、例えば、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、電気機器、厨房製品に好適に用いることができる。
以下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、特に断りのない限り、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．００３％以上０．０１４％以下
０．０１４％を超えてＣを含有すると、加工性の低下および溶接部の耐食性低下が顕著になる。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０．００３％未満にするためには精錬に時間がかかり、製造上好ましくない。そのため、Ｃ量は０．００３％以上０．０１４％以下の範囲とする。好ましくは０．００４％以上０．０１１％以下の範囲である。
Ｎ：０．００５％以上０．０１６％以下
０．０１６％を超えてＮを含有すると、加工性の低下および溶接部の耐食性低下が顕著になる。耐食性の観点からＮの含有量は低いほど好ましいが、Ｎ量を０．００５％未満にまで低減するには精錬時間を長くする必要があり、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ない。よって、Ｎ量は０．００５％以上０．０１６％以下の範囲とする。好ましくは０．００５％以上０．０１１％以下の範囲である。
Ｃ％＋Ｎ％：０．０２３％以下
ＣおよびＮは加工性の低下および溶接部の耐食性の低下をもたらす。その影響には相乗効果があり、Ｃ量とＮ量の合計（Ｃ％＋Ｎ％）が０．０２３％超になると加工性の低下および溶接部の耐食性低下が顕著になる。そのため、（Ｃ％＋Ｎ％）の範囲を０．０２３％以下とする。好ましくは０．０２０％未満である。
Ｓｉ:０．０１％以上０．９０％以下
Ｓｉは溶接時に形成される酸化皮膜に濃縮して溶接部の耐食性を向上させる効果があるとともに、製鋼工程における脱酸元素としても有用な元素である。これらの効果は、Ｓｉを０．０１％以上含有することで得られ、Ｓｉの含有量が多いほどその効果は大きくなる。しかし、０．９０％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顕著なスケールの生成、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誘因するため好ましくない。そのため、Ｓｉ量は０．０１％以上０．９０％以下とする。好ましくは０．０５％以上０．６０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．０５％以上０．１５％以下の範囲である。特に０．２５％以上のＴｉを含有する場合には、Ｓｉによる酸洗性の低下が顕著になるので、Ｓｉの含有量は０．０５％以上０．２０％以下の範囲が好ましい。
Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｍｎは鋼の強度を高める効果があり、また、脱酸剤としての作用もある。その効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。しかし、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量の範囲は０．０１％以上０．５０％以下とする。好ましくは０．０５％以上０．４０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．１０％以上０．３０％以下の範囲である。
Ｐ：０．０２０％以上０．０４０％以下
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り、その含有量を低減することが好ましい。特に０．０４０％を超えると固溶強化により加工性が顕著に低下する。しかし、０．０２０％未満にするためには精錬に時間がかかり、製造上好ましくない。よって、Ｐ量は０．０２０％以上０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以上０．０３０％以下である。
Ｓ：０．００８％以下
ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので、その含有量を可能な限り低減するのが好ましい。特に０．００８％を超えると耐食性が顕著に低下する。よって、Ｓ量は０．００８％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。より好ましくは０．００３％以下である。
Ａｌ：０．００１％以上０．０９０％以下
Ａｌは有効な脱酸剤である。さらに、Ａｌは窒素との親和力がＣｒよりも強いため、溶接部に窒素が侵入した場合に、窒素をＣｒ窒化物ではなくＡｌ窒化物として析出させて、鋭敏化を抑制する効果がある。これらの効果は、Ａｌを０．００１％以上含有することで得られる。しかし、０．０９０％超えてＡｌを含有すると、溶接時の溶け込み性が低下して溶接作業性が低下するので好ましくない。そのため、Ａｌ量は０．００１％以上０．０９０％以下の範囲とする。好ましくは０．００１％以上０．０６０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．００１％以上０．０４０％以下の範囲である。
Ｃｒ：１４．５％以上２３．０％以下
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。その含有量が１４．５％未満では、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部において、十分な耐食性が得られない。一方、２３．０％を超えて含有すると、σ（シグマ）相の生成により熱延板の靭性が低下し、熱延板の連続焼鈍が困難となるため製造上好ましくない。そのため、Ｃｒ量は１４．５％以上２３．０％以下の範囲とする。好ましくは１４．５％以上２２．０％以下の範囲である。さらに好ましくは１６．０％以上２１．５％以下の範囲である。
Ｎｉ：０．１０％以上０．６０％以下
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成できず活性溶解が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。この効果は、Ｎｉを０．１０％以上含有することで得られ、Ｎｉの含有量が多いほど高くなる。しかし、含有量が０．６０％を超えると、加工性が低下することに加えて、応力腐食割れが発生しやすくなる。さらには、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉの含有量の増大は製造コストの増大を招くため好ましくない。そのため、Ｎｉ量は０．１０％以上０．６０％以下とする。好ましくは０．１０％以上０．５０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．１０％以上０．４０％以下の範囲である。
Ｖ：０．０１０％以上０．０４０％以下
Ｖは本発明において極めて重要な元素である。ＶはＴｉ、Ｎｂと複合炭窒化物を形成する。この複合炭窒化物は、溶接後の冷却過程において、従来のＴｉ、Ｎｂ系炭窒化物より低い析出ピーク温度で、より多くのＣ、Ｎを含んで析出して、溶接部の鋭敏化を抑制する。この効果は、Ｖを０．０１０％以上含有することによって得られる。しかし、０．０４０％を超えて含有すると加工性が顕著に低下するため好ましくない。そのため、Ｖ量は０．０１０％以上０．０４０％以下の範囲とする。好ましくは０．０１０％以上０．０３０％以下の範囲である。
Ｔｉ：０．１５％以上０．３４％以下およびＴｉ％＋Ｎｂ％≦０．７０およびＶ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％)：０．０５〜０．２０を満足する範囲で、Ｔｉを含有又はＴｉ及びＮｂを含有する場合、又は、Ｎｂ：０．３５％以上０．６０％以下およびＴｉ％＋Ｎｂ％≦０．７０およびＶ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％)：０．０５〜０．２０を満足する範囲でＮｂを含有又はＮｂ及びＴｉを含有する場合
Ｔｉ、Ｎｂは、Ｃ、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。この効果を得るため、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種を、Ｔｉを０．１５％以上あるいはＮｂを０．３５％以上含有する。好ましくは、Ｔｉ：０．２０％以上を含有するか、Ｎｂ：０．４０％以上を含有する場合である。さらに好ましくは、Ｔｉ：０．２５％以上を含有するか、Ｎｂ：０．４５％以上を含有する場合である。一方、Ｔｉを０．３４％を超えて含有すると、鋳造工程において粗大なＴｉ炭窒化物が生成し、表面欠陥を引き起こすため製造上好ましくない。そのため、Ｔｉ量は０．３４％以下とする。好ましくは、０．３０％以下である。また、Ｎｂは再結晶温度を上昇させる元素でもあり、０．６０％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、焼鈍コストの上昇を招くとともに不均一な金属組織に起因した延性の低下が生じる。さらに、Ｎｂは熱間圧延荷重を増大させるため、過度に添加すると熱延板の製造が困難となる。そのため、Ｎｂ量は０．６０％以下とする。好ましくは０．５５％以下である。また、ＴｉあるいはＮｂを含有すると、再結晶時の金属組織が不均一になり延性の低下が生じる。そのためＴｉ％＋Ｎｂ％は０．７０％以下とする。好ましくは０．６５以下である。上記の通り、Ｔｉ量、Ｎｂ量、Ｔｉ％＋Ｎｂ％の全てが上限値以下でなければならない。
ＴｉおよびＮｂが上記範囲にあるだけでは鋭敏化の発生を完全には防止できない。さらに適量のＶを含有するとともに、ＶとＴｉおよびＮｂの適切な比率を満たすことが鋭敏化を抑制するために必要である。ＶはＴｉ、Ｎｂと複合炭窒化物を形成し、鋭敏化を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この複合炭窒化物は、Ｖ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％）が０．０５以上となるように、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種、Ｖを含有した時に生成する。Ｖ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％）が０．０５未満の場合には、複合炭窒化物を形成するために必要なＶが不足し、複合炭窒化物の析出量が低下する。このため、溶接部の固溶Ｃ、Ｎを十分に固定することができず、所定の耐食性向上効果が得られない。一方、Ｖ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％）が０．２０を超えると、ＴｉやＮｂに対してＶが過剰となり複合炭窒化物中のＮ濃度が高くなる。その結果、溶接部の固溶Ｃを析出物として十分に固定することができず、十分な鋭敏化抑制効果が得られない。そのため、Ｖ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％）:０．０５〜０．２０の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．１５の範囲である。なお、上記Ｔｉ％、上記Ｎｂ％、上記Ｖ％はそれぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量（質量％）を表す。
本発明は、上記必須成分を含有し残部が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である。さらに、必要に応じて、ＣｕおよびＭｏのうちから選ばれる１種または２種、あるいは、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｗ、Ｃｏ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有することができる。
Ｃｕ：０．０１％以上０．８０％以下
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０．０１％以上含有することにより得られ、その効果はＣｕ含有量が多いほど高くなる。しかし、０．８０％を超えてＣｕを含有すると、熱間加工性が低下して表面欠陥を誘引するため好ましくない。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となるため製造上好ましくない。そのため、含有する場合、Ｃｕ量は０．０１％以上０．８０％以下の範囲とする。好ましくは、０．１０％以上０．６０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．３０％以上０．４５％以下の範囲である。
Ｍｏ： ０．０１％以上１．６５％以下
Ｍｏはステンレス鋼の耐食性を顕著に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、その効果は含有量が多いほど向上する。しかし、Ｍｏ含有量が１．６５％を超えると、熱間圧延時の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、多量の添加は製造コストを増大させる。そのため、含有する場合、Ｍｏ量は０．０１％以上１．６５％以下とする。好ましくは０．１０％以上１．４０％以下の範囲である。特に熱延板靭性が低下するＴｉ含有鋼ではＭｏ添加によりさらに靭性が低下して熱延板焼鈍が困難になるので、Ｔｉを０．１５％以上含有している場合にはＭｏ量は０．３０％以上１．４０％以下にするのが好ましい。より好ましくは０．４％以上１．００％以下の範囲である。
Ｚｒ：０．０１％以上０．２０％以下
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。一方、０．２０％を超えて含有すると加工性が顕著に低下するため好ましくない。そのため、含有する場合、Ｚｒ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０１％以上０．１０％以下の範囲とする。
ＲＥＭ：０．００１％以上０．１００％以下
ＲＥＭは耐酸化性を向上させる効果があり、溶接部の酸化皮膜（溶接テンパーカラー）形成を抑制して酸化皮膜直下におけるＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。この効果を得るためには、ＲＥＭを０．００１％以上含有することが必要である。一方、０．１００％を超えて含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させるため好ましくない。そのため、含有する場合、ＲＥＭ量は０．００１％以上０．１００％以下の範囲とする。好ましくは、０．００１％以上０．０５０％以下の範囲とする。
Ｃｏ：０．０１％以上０．２０％以下
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、含有量が０．２０％を超えると加工性が低下する。そのため、含有する場合、Ｃｏ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲とする。
Ｂ：０．０００２％以上０．０００９％以下
Ｂは深絞り成形後の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。この効果はＢの含有量を０．０００２％以上にすることで得られる。一方、０．０００９％を超えてＢを含有すると加工性と靭性が低下するので好ましくない。そのため、含有する場合、Ｂ量は０．０００２％以上０．０００９％以下の範囲とする。好ましくは０．０００３％以上０．０００６％以下の範囲である。
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００１０％以下
Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。さらに、本発明のようにＴｉを含有している鋼においては、Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると靭性が低下するが、ＭｇはＴｉ炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。これらの効果は、０．０００２％以上のＭｇを含有することで現れる。一方で、Ｍｇ量が０．００１０％を超えると、鋼の表面性状を悪化させてしまう。したがって、含有する場合、Ｍｇ量は０．０００２％以上０．００１０％以下の範囲とする。好ましくは０．０００２％以上０．０００４％以下の範囲である。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００２０％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果は０．０００５％以上のＣａを含有することで得られる。しかし、０．００２０％を超えて含有するとＣａＳの生成により耐食性が低下する。従って、含有する場合、Ｃａ量は０．０００５％以上０．００２０％以下の範囲とする。好ましくは０．０００５％以上０．００１５％以下の範囲である。さらに好ましくは０．０００５％以上０．００１０％以下の範囲である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記成分組成からなる溶鋼を転炉、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−分塊法により鋼素材（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℃での連続焼鈍や６００〜９００℃のバッチ焼鈍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良い。次いで、熱延板酸洗後、冷間圧延により冷延板とした後、焼鈍・酸洗を施して製品とする。
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好ましい。
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、および酸洗性の面から８００〜１１００℃で行うことが好ましい。また、より光沢を求めるためにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
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、研削や研磨等を施してもよい。
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。これらの鋼塊を、１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施して３．５ｍｍ厚の熱延板とした。得られた熱延板に対して、圧延方向を長手として試験片（ＪＩＳ Ｂ ７７２２ Ｖノッチ）を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。次いで、上記により得られた熱延板は９００〜１１００℃で１０分間焼鈍した後酸洗し、冷間圧延により板厚０．８ｍｍの冷延板とした。得られた冷延板に対して、大気雰囲気下において８５０〜１１００℃で仕上げ焼鈍を行った後、フッ酸と硝酸の混合酸で酸洗した。
以上により得られた冷延焼鈍酸洗板に対して、目視観察により表面を判定、引張試験および孔食電位測定を行った。引張試験は、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、伸び（Ｅｌ）（破断延性）を測定した。孔食電位測定は、２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取し表面を６００番の研磨紙で研磨した後、１０ｍｍ×１０ｍｍの測定面を残してシール材で被覆し、３０℃の３．５質量％ＮａＣｌ溶液中で孔食電位を測定した。試験片の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。
また、上記により作製した各鋼種の冷延焼鈍酸洗板と０．８ｍｍ厚のＳＵＳ３０４（Ｃ：０．０７質量％、Ｎ：０．０５質量％、日本工業規格、ＪＩＳ Ｇ ４３０５）を突合せてＴＩＧ溶接した。溶接条件は、溶接速度：６００ｍｍ／ｍｉｎ、溶接電圧：１０〜１２Ｖ、溶接電流：７０〜１２０Ａである。なお、表側は１５Ｌ／ｍｉｎのアルゴンガスを流してシールしたが、不十分なガスシールドにより溶融池に窒素が侵入する状況とするために、裏面はガスシールドを行わなかった。
次いで、溶接ビードが長手中心線上に通るように６０ｍｍ×９０ｍｍの試験片を採取し、表面を６００番の研磨紙で研磨して端面を防水テープでシールして、塩水噴霧サイクル試験による耐食性試験を行った。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈ、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、５サイクル行った。
以上の評価を行い、それぞれの評価結果について以下のように判定した。
熱延板シャルピー試験
熱延板の２５℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２以上が合格、５０Ｊ／ｃｍ２未満が不合格と判定した。
孔食電位
母材の孔食電位が１２０ｍＶ以上が合格、１２０ｍＶ未満が不合格と判定した。
塩水噴霧試験
錆が生じた面積が２０％以下が合格、２０％超えが不合格と判定した。
破断延性
引張試験における破断伸びが２５％以上が合格、２５％未満が不合格と判定した。
表面判定
２０ｃｍ×４０ｃｍの冷延焼鈍酸洗板の表面を目視観察して、長さあるいは幅が５ｍｍ以上の表面欠陥（線状疵、白筋模様等）が３個以下の場合を合格、４個以上ある場合を不合格と判定した。
以上により得られた結果を表２に示す。
Figure 2014077202
Figure 2014077202
表２より、本発明の範囲を満たすＡ１〜Ａ１４では、１２０ｍＶ以上の孔食電位を示すとともに、溶接部の鋭敏化および発錆はなく、母材・溶接部ともに所定の耐食性が得られたとともに、２５％以上の破断延性が得られ、表面欠陥も認められなかった。
Ｃｒ量を本発明の範囲を超えて含有したＢ１は、熱延板において所定のシャルピー衝撃値を得ることができなかったため、以降の工程・試験は実施しなかった。また、Ｃｒ量が１３．８％で本発明の範囲を下回るＢ２では、孔食電位が１０８ｍＶと低いことに加え、塩水噴霧サイクル試験において溶接部から腐食が生じ、所定の溶接部耐食性を得ることができなかった。Ｎｂ量が本発明の範囲を上回るＢ３では、焼鈍後に未再結晶粒を含んだ不均一な金属組織となった結果、所定の破断延性が得られなかった。Ｔｉ量が本発明の範囲を上回るＢ４では粗大なＴｉ炭窒化物に起因した表面欠陥（スジ状疵）が発生した。
一方、Ｔｉ、Ｎｂのいずれかが本発明の範囲を下回るＢ５、Ｂ６では、所定量のＶは含有しているがＴｉあるいはＮｂが不足したために（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）および（Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）の析出量が不十分となり、所定の溶接部耐食性が得られなかった。Ｖ量が本発明の範囲を下回るＢ７では、Ｖの不足により（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）および（Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）がほとんど析出せず、固溶Ｃ、Ｎを固定化しきれずに鋭敏化が生じ、所定の溶接部耐食性が得られなかった。
同様に、Ｖ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％）が本発明の範囲外であるＢ９〜Ｂ１０は、良好な母材耐食性は得られたものの、（Ｔｉ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）および（Ｎｂ、Ｖ）(Ｃ、Ｎ)の析出量の不足、あるいは複合炭窒化物中のＶ濃度が過度に高くなった結果、固溶Ｃ、Ｎを析出物として十分に固定できずに鋭敏化が生じ、所定の溶接部耐食性が得られなかった。
以上の結果から、本発明が提供する所定の溶接部耐食性を、優れた機械的性質ならびに表面美麗性を有しつつ得るためには、各元素の含有量、Ｖ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％）が本発明の範囲内に適切に調整されている必要が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、例えば、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、電気機器、厨房製品等への適用に好適である。

Claims (2)

  1. 質量％で、Ｃ：０．００３％以上０．０１４％以下、Ｎ：０．００５％以上０．０１６％以下、Ｃ％＋Ｎ％：０．０２３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．９０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｐ：０．０２０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．０９０％以下、Ｃｒ：１４．５％以上２３．０％以下、Ｎｉ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｖ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．６５％以下を含有し、
    更に、Ｔｉ：０．１５％以上０．３４％以下、Ｔｉ％＋Ｎｂ％≦０．７０およびＶ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％)：０．０５〜０．２０を満足する範囲で、Ｔｉを含有又はＴｉ及びＮｂを含有する場合、およびＮｂ：０．３５％以上０．６０％以下、Ｔｉ％＋Ｎｂ％≦０．７０およびＶ％／（Ｔｉ％＋０．５×Ｎｂ％)：０．０５〜０．２０を満足する範囲でＮｂを含有又はＮｂ及びＴｉを含有する場合の少なくとも一方を満足し、
    残部が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。なお、前記Ｃ％、前記Ｎ％、前記Ｔｉ％、前記Ｎｂ％、前記Ｖ％はそれぞれＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量（質量％）を表す。
  2. 質量％で、さらに、Ｚｒ：０．０１％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃｏ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．００１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００２０％以下のうちから選ばれる１種または２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。
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