铁素体系不锈钢板的制作方法

本发明涉及具有优异的耐腐蚀性和与SUH409L同等以上的加工性的铁素体系不锈钢板。

背景技术：

由于铁素体系不锈钢具有优异的耐腐蚀性且省资源，所以使用于以汽车排气系统部件、建材、厨房器具以及家电部件等为首的各种用途。铁素体系不锈钢含有的最重要的合金元素是Cr。一般来说，当使Cr含量增加时，耐腐蚀性会提高，但加工性会下降。由于该特征，加工性优异但耐腐蚀性差的低Cr系钢种(代表性钢种为SUH409L(日本工业标准JIS G 4312：2011，11mass％Cr-0.3mass％Ti))和加工性差但耐腐蚀性优异的中Cr系钢种(代表性钢种为SUS430(日本工业标准JIS G 4305：2012，16mass％Cr))经常根据用途而区别使用。

近年来，伴随着家庭用电子产品中的设计的多样化，出现了具有复杂的形状的部件。其中，如果将铁素体系不锈钢应用于特别要求耐腐蚀性的部件，则在长期间内不需要维护，能够削减生命周期成本。从加工为复杂的形状的观点来看，可认为应用加工性优异的SUH409L是适当的。然而，由于SUH409L的耐腐蚀性是不够的，所以难以应用于上述部件。因此，需要具有优异的耐腐蚀性，还具有与SUH409L同等以上的优异的加工性的铁素体系不锈钢。

关于耐腐蚀性和加工性各自的提高，在专利文献1、专利文献2中有记载。在专利文献1中，公开了表面特性和耐腐蚀性优异的高纯度铁素体系不锈钢。在专利文献1中，通过控制Ti系析出物的形态，实现了耐腐蚀性的提高。

在专利文献2中，公开了延展性优异的铁素体系不锈钢板。在专利文献2中，通过控制Mg系夹杂物、Ti碳硫化物的形态，实现了伸长率的提高。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-288544号公报

专利文献2：日本特开2001-294990号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

然而，在专利文献1中，研究了作为耐腐蚀性的指标的点蚀电位，但没有研究总伸长率和r值等加工性。另外，虽然在专利文献2中研究了作为加工性的指标的成品伸长率(断裂伸长率)，但没有研究耐腐蚀性。如这些文献所示，在铁素体系不锈钢的既往的研究中，着眼于耐腐蚀性和加工性双方的研究例极少。

本发明提供一种在铁素体系不锈钢中，具有优异的耐腐蚀性和与SUH409L同等以上的优异的加工性的铁素体系不锈钢。

用于解决问题的手段

本发明人们针对上述问题进行了为满足耐腐蚀性和加工性这两者的综合性研究。

首先，发现了通过复合地添加Ti和Nb，能够使耐腐蚀性提高。该效果在Ti的含量为0.11％以上且0.40％以下、Nb的含量为0.010％以上且0.100％以下的情况下得到。由此，可知：在含有12.5％以上的Cr的铁素体系不锈钢中，能够得到优异的耐腐蚀性。此外，表示含量的“％”是指“质量％”。

另外，发现了含有0.010％以上且0.100％以下的Nb对加工性的提高是有效的。添加的Nb固溶在钢中，具有将结晶粒细粒化的效果。由于容易从晶界附近的局部的不均匀部生成{111}<001>取向的结晶粒，所以伴随着由添加上述Nb导致的结晶粒的微细化，在再结晶过程中，{111}面的再结晶粒的生成频率增加。由于伴随着{111}面的再结晶粒的生成频率增加，抑制了增大面内各向异性的Goss取向({110}<001>)的结晶粒的生成，所以减小了组织的面内各向异性，El_min(El的最小值)和r_min(r的最小值)提高。可知：由于该效果，在含有14.4％以下的Cr的铁素体系不锈钢中，能够得到与SUH409L同等以上的加工性。

通过上述耐腐蚀性和加工性双方的研究，已经判明：为了实现具有优异的耐腐蚀性和与SUH409L同等以上的加工性的铁素体系不锈钢，在含有12.5～14.4％的Cr的铁素体系不锈钢中，含有Ti：0.11～0.40％和Nb：0.010～0.100％是极其重要的。

本发明立足于上述见解，其构思构成如下。

[1]一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.025％以下、Si：0.01～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.020～0.040％、S：0.030％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：12.5～14.4％、Ni：0.01～0.80％、Ti：0.11～0.40％、Nb：0.010～0.100％以及N：0.020％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

[2]根据[1]所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，Ti含量和Nb含量满足下述式(1)，

0.10≤Nb/Ti≤0.30(1)

式(1)中的元素记号是指各元素的含量。

[3]根据[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自Mo：0.01～0.30％、Cu：0.01～0.50％、Co：0.01～0.50％以及W：0.01～0.50％的一种或两种以上。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自V：0.01～0.25％、Zr：0.01～0.30％、B：0.0003～0.0030％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、Y：0.001～0.20％以及REM(稀土类金属)：0.001～0.10％的一种或两种以上。

[5]根据[1]～[4]中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有选自Sn：0.001～0.50％和Sb：0.001～0.50％的一种或两种。

[6]根据[1]～[5]中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有V：0.01～0.25％，Ti含量和Nb含量满足下述式(1)，Ti含量、Nb含量以及V含量还满足下述式(2)，

0.10≤Nb/Ti≤0.30 (1)

0.20≤V/(Ti+Nb)≤1.00 (2)

式(1)、(2)中的元素记号是指各元素的含量。

发明的效果

本发明的铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性和加工性优异。具体而言，根据本发明，能够得到具有优异的耐腐蚀性和与SUH409L同等以上的加工性的铁素体系不锈钢。

附图说明

图1是表示Ti含量和Nb含量给耐腐蚀性带来的影响的图。

图2是表示Ti含量、Nb含量以及V含量给耐腐蚀性带来的影响的图。

具体实施方式

以下，说明本发明的实施方式。此外，本发明不限定于以下的实施方式。

本发明的铁素体系不锈钢板以质量％计，含有C：0.025％以下、Si：0.01～1.00％、Mn：0.05～1.00％、P：0.020～0.040％、S：0.030％以下、Al：0.001～0.100％、Cr：12.5～14.4％、Ni：0.01～0.80％、Ti：0.11～0.40％、Nb：0.010～0.100％以及N：0.020％以下。

在以下说明中，只要没有特别说明，表示铁素体系不锈钢板的成分的％是指质量％。

C：0.025％以下

C是对提高钢的强度有效的元素。从得到其效果的观点来看，优选将C含量设为0.001％以上。但是，当C含量超过0.025％时，耐腐蚀性和加工性会显著下降。因此，C含量设为0.025％以下。更优选设为0.015％以下。进一步优选为0.010％以下。

Si：0.01～1.00％

Si是作为脱氧剂有用的元素。该效果通过将Si含量设为0.01％以上而得到。另一方面，当Si含量超过1.00％时，钢硬质化而加工性下降。因此，Si含量限定在0.01～1.00％的范围内。更优选为0.03～0.50％的范围。进一步优选为0.06～0.20％的范围。

Mn：0.05～1.00％

Mn有脱氧效果。从得到该效果的观点来看，将Mn含量设为0.05％以上。另一方面，当Mn含量超过1.00％时，会促进MnS的析出和粗大化而导致耐腐蚀性下降。因此，Mn含量限定在0.05～1.00％的范围内。更优选为0.10～0.40％的范围。进一步优选为0.20～0.30％的范围。

P：0.020～0.040％

P是使耐腐蚀性下降的元素。另外，由于P在晶界偏析而热加工性下降。因此，优选P含量尽可能低，设为0.040％以下。然而，向小于0.020％的P含量的过度减小会引起制钢成本的上升。因此，P含量限定在0.020～0.040％的范围内。更优选为0.020～0.030％的范围。

S：0.030％以下

S与Mn形成析出物MnS。该MnS与不锈钢母材的界面成为点蚀的起点，并使铁素体系不锈钢的耐腐蚀性下降。因此，优选S含量较低，设为0.030％以下。优选为0.020％以下。进一步优选为0.010％以下。

Al：0.001～0.100％

Al是对脱氧有效的元素。该效果通过将Al含量设为0.001％以上而得到。另一方面，当Al含量超过0.100％时，由于由Al系的非金属夹杂物导致的表面损伤的增加，表面质量会下降。因此，Al含量限定在0.001～0.100％的范围内。更优选为0.01～0.08％的范围。进一步优选为0.02～0.06％的范围。

Cr：12.5～14.4％

Cr是决定铁素体系不锈钢的耐腐蚀性和加工性的重要元素。通过Cr在钢表面上形成钝化皮膜而得到铁素体系不锈钢的耐腐蚀性。因此，越使Cr含量增加，耐腐蚀性越提高。在本发明中，通过将Cr含量调整在特定的范围内，并且将后述的Ti含量和Nb含量也调整在特定的范围内，从而使钢的耐腐蚀性提高。在本发明中，为了得到优异的耐腐蚀性，需要含有12.5％以上的Cr。另一方面，随着Cr含量增加，铁素体系不锈钢的加工性下降。在本发明中，通过添加后述的Nb，使加工性提高，在本发明中，为了得到与SUH409L同等以上的加工性，能够含有14.4％以下的Cr。因此，Cr含量限定在12.5～14.4％的范围内。更优选为13.0～13.8％的范围。

Ni：0.01～0.80％

Ni是抑制由氧导致的阳极反应，且即使是更低的pH也能够维持钝化的元素。即，Ni有提高耐间隙腐蚀性的效果，显著地抑制活性溶解状态下的腐蚀的进展，使铁素体系不锈钢的耐腐蚀性提高。

该效果通过Ni含量为0.01％以上而得到。另一方面，当Ni含量超过0.80％时，钢硬质化而其加工性下降。因此，Ni含量限定在0.01～0.80％的范围内。更优选为0.10～0.40％的范围。

Ti：0.11～0.40％

Ti是将C、N固定并防止由Cr碳氮化物导致的敏化，并使耐腐蚀性提高的元素。并且，Ti通过与后述的Nb的复合效果，使耐腐蚀性进一步提高。

其效果通过Ti含量为0.11％以上而得到。另一方面，当Ti含量超过0.40％时，不锈钢板硬质化，加工性下降。并且，会在表面上生成Ti系夹杂物而导致表面质量下降。因此，Ti含量设为0.11～0.40％的范围。更优选为0.20～0.35％的范围。

Nb：0.010～0.100％

Nb具有固溶在钢中而将结晶粒细粒化的效果。由于容易从晶界附近生成{111}<001>取向的结晶粒，所以伴随着由添加Nb导致的结晶粒微细化，在再结晶过程中，{111}面的再结晶粒的比例增加。由此，抑制了使面内各向异性增大并使加工性下降的Goss取向({110}<001>)的结晶粒的生成，组织的面内各向异性减小。结果，El_min(将轧制方向、与轧制方向成45度的方向、与轧制方向成直角的方向分别设为L方向、D方向、C方向，各方向的伸长率之中的最小值)和r_min(L、D、C各方向的r值之中的最小值)增加，加工性提高。并且，Nb通过与后述的Ti的复合效果，使耐腐蚀性进一步提高。其效果通过Nb含量为0.010％以上而得到。另一方面，当Nb含量超过0.100％时，铁素体系不锈钢硬质化，加工性下降。因此，Nb含量设为0.010～0.100％的范围。更优选为0.030～0.070％的范围。

在完成本发明时，发现了通过复合地添加Ti和Nb，能够使耐腐蚀性提高。其机理可认为如下。已知：不锈钢的腐蚀由被称为点蚀的局部钝化皮膜的破坏引起。作为点蚀的发生原因，有在轧制等加工时施加至析出物和钢母材的应变量之差所引起并形成在析出物-钢母材界面的表面附近的间隙处的局部间隙腐蚀。MnS、Ti碳氮化物是形成该间隙的代表性析出物。并且，由于Ti碳氮化物粗大，且具有直线的界面，所以在形成于该界面的间隙处，阳极反应集中地发生，钢的耐腐蚀性下降。然而，已知：通过相对于Ti复合添加Nb，取得Nb碳氮化物附着于Ti碳氮化物周边的Ti-Nb复合碳氮化物的析出形态。由此得到的Ti-Nb复合碳氮化物与不锈钢母材的界面与Ti碳氮化物不同，变得不是直线的。即，由于界面的全长增大而分散地发生阳极反应，所以难以发生点蚀，耐腐蚀性提高。

为了使该效果显现且使加工性良好，需要Ti和Nb的含量分别在上述范围内。更优选的是，将Nb含量相对于Ti含量之比(Nb/Ti)设为0.10以上且0.30以下。由此，耐腐蚀性进一步提高。通过将比(Nb/Ti)设为0.10以上，Nb碳氮化物向Ti碳氮化物周边的析出变充分。另外，通过将比(Nb/Ti)设为0.30以下，单独Nb的碳氮化物难以析出，容易形成Ti-Nb复合碳氮化物。

N：0.020％以下

N是不可避免地混入钢中的元素。但是，当N含量超过0.020％时，耐腐蚀性和加工性会显著下降。因此，N含量设为0.020％以下。更优选为0.015％以下。

以上，说明了必需成分，但在本发明中，除此以外，也能够适当含有以下所述的元素。

Mo：0.01～0.30％

Mo有使铁素体系不锈钢的耐间隙腐蚀性提高的效果。其效果通过将Mo含量设为0.01％以上而得到。但是，当Mo含量超过0.30％时，不仅其效果饱和，加工性也下降。因此，在添加Mo的情况下，将Mo含量设为0.01～0.30％。更优选为0.03～0.10％的范围。

Cu：0.01～0.50％

Cu有使钢的韧性提高的效果。其效果通过Cu含量为0.01％以上而得到。另一方面，当Cu含量超过0.50％时，钢的韧性下降，并且加工性下降。因此，在添加Cu的情况下，将Cu含量设为0.01～0.50％。更优选为0.01％～小于0.10％。进一步优选为0.03～0.06％。

Co：0.01～0.50％

Co是使不锈钢的耐间隙腐蚀性提高的元素。该效果通过将Co含量设为0.01％以上而得到。但是，当Co含量超过0.50％时，其效果饱和，并且加工性下降。因此，在添加Co的情况下，将Co含量设为0.01～0.50％。更优选为0.03～0.30％的范围。进一步优选为0.05～0.10％的范围。

W：0.01～0.50％

W是使铁素体系不锈钢的耐间隙腐蚀性提高的元素。为了得到该效果，W含量优选0.01％以上。但是，其含量超过0.50％时，其效果饱和，并且加工性下降。因此，在添加W的情况下，将W含量设为0.01～0.50％。更优选为0.03～0.30％的范围。进一步优选为0.05～0.10％的范围。

V：0.01～0.25％

V是使铁素体系不锈钢的耐间隙腐蚀性提高的元素。该效果通过将V含量设为0.01％以上而得到。另一方面，当V含量超过0.25％时，其效果饱和，且引起加工性的恶化。因此，V限定于0.01～0.25％的范围内。更优选为0.03～0.20％的范围。进一步优选为0.05～0.10％以下的范围。

在完成本发明时，发现了：在添加V的情况下，通过相对于Ti含量和Nb含量的总和调整V含量，由上述Ti和Nb的复合添加导致的耐腐蚀性提高效果变得更显著。其机理不清楚，但可认为如下。

由于在钢中含有V，在Ti、Nb的碳氮化物中含有V，形成Ti和V的复合碳氮化物((Ti，V)(C，N))、Nb和V的复合碳氮化物((Nb，V)(C，N))、进一步在上述Ti-Nb复合碳氮化物中混入V而成的复合碳氮化物((Ti，Nb，V)(C，N))。由于成为这些碳氮化物，与不含V的情况下相比，作为析出峰值温度的最促进析出的温度下降。结果，也在更低温区域发生粒生长。由于在低温区域扩散变慢，抑制了各粒的粗大化，相对于不含V的Ti或Nb的碳氮化物以及它们的复合碳氮化物(作为总称，能够称为Ti-Nb复合碳氮化物)，含V的各碳氮化物(作为总称，能够称为Ti-Nb-V复合碳氮化物)成为比较小的尺寸，且取得更多地分散的析出形态。各自的复合碳氮化物的尺寸变小后，在轧制等加工时在碳氮化物-钢母材间形成的间隙变小。因此，由于难以发生局部间隙腐蚀，且抑制了点蚀的发生，所以耐腐蚀性提高。

为了使该效果显现并实现优异的耐腐蚀性，且使加工性变良好，以Ti、Nb、以及V的含量分别在上述范围内的方式进行调整，同时将Nb含量相对于Ti含量之比(Nb/Ti)设为0.10以上且0.30以下，并且将V的含量相对于Ti的含量与Nb的含量的总和之比(V/(Ti+Nb))设为0.20以上且1.00以下。由此，耐腐蚀性进一步提高。通过将比(V/(Ti+Nb))设为0.20以上，(Ti，V)(C，N)、(Nb，V)(C，N)的析出温度的下降变显著。另外，通过将比(V/(Ti+Nb))设为1.00以下，单独V的碳氮化物难以析出，容易形成Ti-Nb-V复合碳氮化物。

Zr：0.01～0.30％

Zr与Ti、Nb相同，具有将C、N固定并防止由Cr碳氮化物导致的敏化，并使耐腐蚀性提高的效果。其效果通过Zr含量为0.01％以上而得到。但是，当Zr含量超过0.30％时，会生成ZrO₂等而产生表面损伤。因此，在添加Zr的情况下，将Zr含量设为0.01～0.30％。更优选为0.01～0.20％的范围。

B：0.0003～0.0030％

B是使热加工性、二次加工性提高的元素。已知向Ti添加钢添加B是有效的。该效果通过将B含量设为0.0003％以上而得到。另一方面，当B含量超过0.0030％时，加工性下降。因此，在添加B的情况下，将B含量设在0.0003～0.0030％的范围。更优选为0.0010～0.0025％的范围。进一步优选为0.0015～0.0020％的范围。

Mg：0.0005～0.0030％

Mg在钢水中与Al一起形成Mg氧化物并作为脱氧剂起作用。该效果通过将Mg含量设为0.0005％以上而得到。另一方面，当Mg含量超过0.0030％时，钢的韧性下降，制造性下降。因此，在添加Mg的情况下，将Mg含量限定在0.0005～0.0030％的范围内。

Ca：0.0003～0.0030％

Ca是对于防止在连续铸造时容易发生的Ti系夹杂物的结晶析出所导致的喷嘴闭塞有效的成分。该效果通过Ca含量为0.0003％以上而得到。另一方面，当Ca含量超过0.0030％时，钢的韧性下降，制造性下降。另外，当Ca含量超过0.0030％时，由于CaS的析出，耐腐蚀性下降。因此，在添加Ca的情况下，Ca含量限定在0.0003～0.0030％的范围内。更优选为0.0010～0.0020％的范围。

Y：0.001～0.20％

Y是使钢水的粘度减小，并使洁净度提高的元素。该效果通过Y含量为0.001％以上而得到。另一方面，当Y含量超过0.20％时，其效果饱和，并且加工性下降。因此，在添加Y的情况下，Y含量限定在0.001～0.20％的范围内。更优选为0.001～0.10％的范围。

REM(稀土类金属)：0.001～0.10％

REM(稀土类金属：La、Ce、Nd等原子序数57～71的元素)是使耐高温氧化性提高的元素。该效果通过REM含量为0.001％以上而得到。另一方面，当REM含量超过0.10％时，不仅其效果饱和，还会在热轧时产生表面缺陷。因此，在添加REM的情况下，将REM含量限定在0.001～0.10％的范围内。更优选为0.005～0.05％的范围。

Sn、Sb：0.001～0.50％

这些元素对于轧制时的变形带的生成的促进所导致的耐条状缺陷(ridging)性的提高是有效的。该效果通过这些元素中的某一种的含量为0.001％以上而得到。但是，当这些元素的含量分别超过0.50％时，不仅其效果饱和，加工性也进一步下降。因此，在添加Sn、Sb的情况下，将各自的含量设为0.001～0.50％。更优选的是，各自的含量为0.003～0.20％的范围。

以上成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

接着，说明本发明的铁素体系不锈钢板的优选的制造方法。通过转炉、电炉、真空熔炼炉等公知的方法熔炼上述成分组成的钢，并通过连铸法或铸锭-开坯法制成钢原材(铸坯)。以如下方式进行热轧：将该钢原材加热到1000℃～1200℃后，在将终轧温度设为700℃～1000℃的条件下，板厚成为2.0mm～5.0mm。将这样制造而成的热轧钢板在800℃～1100℃的温度下退火并进行酸洗，接着，进行冷轧，在700℃～1000℃的温度下进行冷轧板退火。在冷轧板退火后进行酸洗，除去氧化皮。也可以对除去氧化皮后的冷轧钢板进行表皮光轧。

实施例

在真空熔炼炉中熔炼了具有表1(将表1-1、表1-2、表1-3合在一起作为表1)的No.1～82所示的组成的钢后，铸造成30kg的钢块。将该钢块加热到1050℃的温度后，在终轧温度：900℃下进行热轧，轧成板厚：5mm的热轧钢板。之后，在Ar气氛中在1000～1050℃下进行一分钟的退火，浸渍到硫酸中进行酸洗后，通过冷轧成为板厚：1.0mm的冷轧钢板。得到的冷轧钢板在Ar气氛中在900℃下进行一分钟的退火，通过中性盐电解、硝氟酸浸渍以及硝酸盐电解进行酸洗并得到冷轧退火酸洗钢板。

另外，在真空熔炼炉中熔炼了具有表1的No.83、84所示的组成的铁素体系不锈钢后，铸造成30kg的钢块。将该钢块加热到1050℃的温度后，在终轧温度：900℃下进行热轧，轧成板厚：5mm的热轧钢板。之后，在大气中在800～850℃下进行12小时的退火，浸渍到硫酸中进行酸洗后，通过冷轧成为板厚：1.0mm的冷轧板。得到的冷轧钢板在Ar气氛中在800℃下进行一分钟的退火，通过中性盐电解、硝氟酸浸渍以及硝酸盐电解进行酸洗并得到冷轧退火酸洗钢板。

此外，表1的试验No.82、83分别是SUH409L相当钢、SUS430相当钢。

通过切断加工，将用以上制造条件得到的铁素体系不锈钢冷轧退火酸洗钢板切出80×60mm。在切出后，用金刚砂研磨纸研磨到320号为止，并进行利用丙酮的脱脂。将得到的钢板的端部和背面密封，并以倾斜：60°配置在循环腐蚀试验机上。在腐蚀试验机中，将0.1质量％NaCl-0.5质量％H₂O₂水溶液的喷雾(30分钟，35℃，98％RH(湿度))、干燥(1小时，60℃，30％RH)，湿润(1小时，40℃，95％RH)作为一个循环，进行了240个循环的腐蚀试验。这是评价低～中Cr系钢种的耐腐蚀性的腐蚀促进试验法。试验后，使用10％柠檬酸氢二铵溶液除去腐蚀生成物，并测定腐蚀减量。将腐蚀减量为1.0g/m²以下的钢板评价为“◎”(合格：非常优异)，将超过1.0g/m²～5.0g/m²以下的钢板评价为“○”(合格：特别优异)，将超过5.0g/m²～8.0g/m²以下的钢板评价为“□”(合格：优异)，将超过8.0g/m²～16.0g/m²以下的钢板评价为“△”(合格)，将比16.0g/m²大的钢板评价为“▲”(不合格)。

并且，将在JIS Z 2201中规定的13B号试验片采取为轧制方向、与轧制方向成45度的方向以及与轧制方向成直角的方向，并在常温下进行拉伸试验，评价加工性。将El_min为33％以上且r_min为1.1以上的钢板评价为“○”(合格)，将El_min小于33％或r_min小于1.1的钢板评价为“▲”(不合格)。

得到的结果如表1所示。可知：发明钢的试验No.1～65的耐腐蚀性的评价为“○”或“□”或“△”，且加工性的评价为“○”，耐腐蚀性和加工性优异。特别是满足比(V/(Ti+Nb))为0.20以上且1.00以下的发明钢的试验No.34～47、55～65的耐腐蚀性和加工性的评价均为“○”。

在图1中，将本发明例的结果、Ti含量为本发明范围外的比较例的结果以及Nb含量为本发明范围外的比较例的结果汇总在图表中。如图1所示，可知在Ti和Nb的含量满足式(1)的情况下，具有更良好的耐腐蚀性。

在图2中，针对Ti和Nb含量满足式(1)的本发明例，以V含量、Ti和Nb含量的总和将耐腐蚀性的结果汇总在图表中。如图2所示，可知：在Ti、Nb以及V的含量满足式(2)的情况下，具有更良好的耐腐蚀性。

满足比(V/(Ti+Nb))为0.20以上且1.00以下的发明钢的试验No.34～47、55～65的耐腐蚀性和加工性的评价均为“○”。

由于试验No.66、68、70、71的比较例各自的Cr、Ni、Ti的含量比本发明的成分范围低，所以耐腐蚀性差。由于试验No.67、69、72、73、76、77、78、79、80的比较例各自的Cr、Ni、Ti、Nb、V含量比本发明的成分范围高，所以加工性差。由于试验No.74、75的比较例的Nb的含量比本发明的成分范围低，所以耐腐蚀性、加工性均较差。由于试验No.81的比较例的C的含量比本发明的成分范围高，所以耐腐蚀性和加工性均较差。由于试验No.82的比较例不含Nb，另外，Cr含量也比本发明范围低，所以耐腐蚀性差。由于试验No.83、84的比较例不含Nb，另外，C含量、N含量以及Cr含量比本发明范围高，所以加工性差。

[表1-1]

※【耐腐蚀性】240个循环的腐蚀试验后，将腐蚀减量为1.0g/m²以下的钢板评价为“◎”(合格：非常优异)，

将超过1.0g/m²～5.0g/m²以下的钢板评价为“○”(合格：特别优异)，将超过5.0g/m²～8.0g/m²以下的钢板评价为“□”(合格：优异)，

将超过8.0g/m²～16.0g/m²以下的钢板评价为“△”(合格)，将比16.0g/m²大的钢板评价为“▲”(不合格)。

※【加工性】通过在常温下的拉伸试验，将El_min为33％以上且r_min为1.1以上的钢板评价为“○”(合格)，将El_min小于33％或r_min小于1.1的钢板评价为“▲”(不合格)。

※下划线表示本发明的范围外。

[表1-2]

※【耐腐蚀性】240个循环的腐蚀试验后，将腐蚀减量为1.0g/m2以下的钢板评价为“◎”(合格：非常优异)，

将超过1.0g/m²～5.0g/m²以下的钢板评价为“○”(合格：特别优异)，将超过5.0g/m²～8.0g/m²以下的钢板评价为“□”(合格：优异)，

将超过8.0g/m²～16.0g/m²以下的钢板评价为“△”(合格)，将比16.0g/m²大的钢板评价为“▲”(不合格)。

※【加工性】通过在常温下的拉伸试验，将El_min为33％以上且r_min为1.1以上的钢板评价为“○”(合格)，将El_min小于33％或r_min小于1.1的钢板评价为“▲”(不合格)。

※下划线表示本发明的范围外。

[表1-3]

※【耐腐蚀性】240个循环的腐蚀试验后，将腐蚀减量为1.0g/m²以下的钢板评价为“◎”(合格：非常优异)，

将超过1.0g/m²～5.0g/m²以下的钢板评价为“○”(合格：特别优异)，将超过5.0g/m²～8.0g/m²以下的钢板评价为“□”(合格：优异)，

将超过8.0g/m²～16.0g/m²以下的钢板评价为“△”(合格)，将比16.0g/m²大的钢板评价为“▲”(不合格)。

※【加工性】通过在常温下的拉伸试验，将El_min为33％以上且r_min为1.1以上的钢板评价为“○”(合格)，将El_min小于33％或r_min小于1.1的钢板评价为“▲”(不合格)。

※下划线表示本发明的范围外。

产业上的可利用性

根据本发明，由于耐腐蚀性和加工性优异，能够适当地使用于以电梯的内板为首，内饰、导管罩、消音器(muffler)刀具、橱柜、家电产品用部件、事务用品用部件、汽车内装用部件、汽车排气用管道、建材以及排水沟的盖等用途。