铁素体系不锈钢板的制作方法

本发明涉及铁素体系不锈钢板。特别地，本发明涉及焊接部形状优异的铁素体系不锈钢板。另外，在本发明的优选方式中，还涉及加工后的焊接部的表面性状优异的铁素体系不锈钢板。

背景技术：

与包含大量昂贵ni的奥氏体系不锈钢板相比，铁素体系不锈钢板更廉价，因此被用于许多用途中。例如，铁素体系不锈钢板在家电、厨房设备、建筑部件、建筑五金件、结构部件等广泛领域中使用。

对于不锈钢板而言，存在利用冲压加工而成型为规定形状的部件、并利用焊接来组装多个部件而使用的情况。为了得到完好的制品，焊接是重要的，特别是焊接部形状极为重要。例如，若焊接部中存在咬边(undercut)等形状不良，则存在接头强度降低、或者因应力集中而产生裂缝、成为疲劳断裂的起点的情况，因此需要适当的对策。另外，焊接部的形状对于在焊接后进行研磨来使用的部件也是重要的。例如，若与母材的对合位置高度相比焊接熔融部发生下垂，则存在下述情况：烧伤去除研磨(burningremovalpolishing)(通过研磨除去回火色)变得不充分，难以确保焊接部的耐腐蚀性。

此外，由于不锈钢板被应用于要求耐腐蚀性的用途中，因此对于其焊接部也要求耐腐蚀性。就焊接而言，不仅存在同种材料焊接，而且存在与奥氏体系不锈钢板的不同材料焊接，因此也需要确保不同材料焊接部的耐腐蚀性，而不仅仅是确保同种材料焊接部的耐腐蚀性。

因此，关于确保焊接性、及不同材料焊接部的耐腐蚀性，迄今为止，已进行了各种研究。

作为涉及焊接性的技术，例如专利文献1中公开了下述方法：通过对添加有ti、v的低cr钢中的o、al、si、mn的含量进行控制，从而调节焊透深度，确保焊接部的延展性。

作为对焊接部的耐腐蚀性进行改善的技术，例如专利文献2中公开了下述方法：通过添加nb来抑制cr碳氮化物析出，从而使耐腐蚀性提高。

专利文献3中公开了下述技术：优化al、ti、si、ca的含量，抑制tig焊接部中的黑斑(darkspot)的生成量，使焊接部的耐腐蚀性及加工性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8-170154号公报

专利文献2：日本专利5205951号公报

专利文献3：日本专利5489759号公报

技术实现要素：

发明要解决的课题

就以往的铁素体系不锈钢板而言，在烹调器具、燃烧设备加工部件、冰箱前门、电池壳体、建筑五金件等各种用途的焊接中，存在无法得到良好的焊接部形状的情况。另外，存在无法得到不同材料焊接部的良好耐腐蚀性的情况。

在上述这样的用途中，难以利用以往的专利文献1中公开的技术予以应对，有可能无法确保不同材料焊接部的优异耐腐蚀性。即使利用专利文献2或专利文献3中公开的技术也难以进行应对，就单独添加nb的钢以及控制黑斑生成的技术而言，并未对改善下垂、咬边等焊接部形状不良进行研究。

本发明欲提供焊接部形状优异、并且与奥氏体系不锈钢的不同材料焊接部的耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢板。

用于解决课题的手段

为了解决上述课题，本申请的发明人针对对焊接部形状及焊接部的耐腐蚀性带来影响的钢的化学成分进行了深入研究。结果发现，通过对含有的元素进行规定、并对nb、ti、zr、si、al的含量均衡性进行优化，从而能够使得焊接部形状良好，并且能够抑制不同材料焊接部的耐腐蚀性的劣化。通过对ti、zr、si、al(它们对焊接部中焊接金属的液流带来影响)的量进行优化、形成碳氮化物、并对nb、ti、zr(它们有助于抑制敏化)的含量均衡性进行优化，从而能够实现焊接部形状的改善及不同材料焊接部的耐腐蚀性提高。

此外，在烹调器具、家电器具、建筑五金件等各种用途中，有时在焊接后进行成型等加工、在该状态下要求设计性。若在以往的铁素体系不锈钢板中向焊接部导入应变(例如，在焊接后利用压制等加工而成型为规定形状的情况下；或者为了获得部件的尺寸精度而进行轻加工的情况下；等等)，则存在无法得到良好的表面性状的情况。此外，在向焊接部导入应变后的表面性状不良、即表面粗糙度大的情况下，焊接部在加工后的耐腐蚀性可能降低。即，关于焊接部的加工后的表面性状，存在改善的余地。

本申请的发明人进一步针对钢的化学成分对焊接部的成型等加工后的表面性状带来的影响进行了深入研究。结果发现，通过对成分组成进行规定、且对ti、nb、zr、al的复合含量进行优化，能够抑制焊接部在成型等加工后的表面性状的劣化。

需要说明的是，下文中，有时将焊接部处的成型等加工简称为“焊接部处的加工”。

本申请的发明人进一步反复研究，完成了本发明。本发明的主旨如下所述。

[1]铁素体系不锈钢板，其以质量％计含有：

c：0.003～0.020％、

si：0.01～1.00％、

mn：0.01～0.50％、

p：0.040％以下、

s：0.010％以下、

cr：20.0～24.0％、

cu：0.20～0.80％、

ni：0.01～0.60％、

al：0.01～0.08％、

n：0.003～0.020％、

nb：0.40～0.80％、

ti：0.01～0.10％、

zr：0.01～0.10％，

余量由fe及不可避免的杂质构成，

所述铁素体系不锈钢板满足下式(1)，

3.0≥nb/(2ti+zr+0.5si+5al)≥1.5……(1)

其中，式(1)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。

[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢板，其进一步满足下式(2)。

2ti+nb+1.5zr+3al≥0.75……(2)

其中，式(2)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。

[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢板，其进一步以质量％计含有v：0.01～0.30％。

[4]如[1]至[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其进一步以质量％计含有下述成分中的一种以上：

mo：0.01～0.30％、

co：0.01～0.30％。

[5]如[1]至[4]中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其进一步以质量％计含有下述成分中的一种以上：

b：0.0003～0.0050％、

ca：0.0003～0.0050％、

mg：0.0005～0.0050％、

rem：0.001～0.050％、

sn：0.01～0.50％、

sb：0.01～0.50％。

发明效果

本发明的铁素体系不锈钢板能够形成优异的焊接部形状，并且与以往的材料相比，能够大幅提高与奥氏体系不锈钢的不同材料焊接部的耐腐蚀性。

另外，在优选方式中，与以往的材料相比，本发明的铁素体系不锈钢板能够大幅提高焊接部的加工后的表面性状。即，本发明的铁素体系不锈钢板能够显著降低加工后需要设计性的部件中表面性状的劣化。

如上所述，本发明的铁素体系不锈钢板能够显著提高制品的特性，在产业上具有显著的效果。

附图说明

[图1]图1为实施例中的tig焊接部的截面形状的观察例。右侧为铁素体系不锈钢板，左侧为sus304钢板。示出了有下垂(a)、有咬边(b)、焊接部形状优异(c)的各观察例。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式(包括其最优方式在内)进行说明。

首先，针对本发明中将钢的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。只要没有特别说明，则涉及成分组成的“％”的表述是指质量％。

c：0.003～0.020％

c是由敏化引起的焊接部的耐腐蚀性降低的原因，因此c含量越低越优选。因此，本发明中，使c含量为0.020％以下。c含量优选为0.015％以下。另一方面，过度地降低c含量会导致制钢成本增加，因此使c含量的下限为0.003％。c含量优选为0.005％以上。

另外，c是具有抑制再结晶晶粒的粒生长的效果的固溶强化元素，c的含量过少时，焊接部的晶体粒径粗大化，成为焊接部的加工后的表面性状劣化的原因。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，必须含有0.003％以上的c。c含量优选为0.005％以上。

si：0.01～1.00％

si有助于钢的脱氧，但si含量小于0.01％时，无法获得该效果。因此，使si含量为0.01％以上。si含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。另一方面，若以大于1.00％的量过量地含有si，则在焊接时生成大量si氧化物，并卷入焊接熔融部中，对焊接部的耐腐蚀性带来不良影响。另外，si含量变多时，钢发生硬质化，加工性降低。因此，使si含量为1.00％以下。si含量优选为0.50％以下，更优选为0.25％以下。

另外，si是具有抑制再结晶晶粒的粒生长的效果的固溶强化元素，si的含量过少时，焊接部的晶体粒径粗大化，成为焊接部的加工后的表面性状劣化的原因。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，优选含有0.03％以上的si。si含量更优选为0.05％以上。

mn：0.01～0.50％

由于mn会形成mns而对耐腐蚀性带来不良影响，因此使mn含量为0.50％以下。mn含量优选为0.30％以下，更优选为0.25％以下。

mn为固溶强化元素，焊接部中存在于钢中的固溶mn有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。但是，mn含量小于0.01％时，无法获得该效果。因此，使mn含量为0.01％以上。mn含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。

另外，mn是具有抑制再结晶晶粒的粒生长的效果的固溶强化元素，mn的含量过少时，焊接部的晶体粒径粗大化，成为焊接部的加工后的表面性状劣化的原因。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，优选含有0.03％以上的mn。mn含量更优选为0.05％以上。

p：0.040％以下

以大于0.040％的量含有p时，会对耐腐蚀性带来不良影响，因此使p含量为0.040％以下。p含量优选为0.030％以下。p含量越低越优选，其下限没有特别规定。

s：0.010％以下

由于s会形成mns夹杂物而对耐腐蚀性带来不良影响，因此s的含量越少越优选。因此，本发明中，使s含量为0.010％以下。s含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下。s含量越低越优选，其下限没有特别规定。

cr：20.0～24.0％

cr是使耐腐蚀性提高的元素，是铁素体系不锈钢板中必不可少的元素。通过以20.0％以上的含量含有cr，该效果变得显著，因此使cr含量为20.0％以上。cr含量优选为20.5％以上。另一方面，cr含量大于24.0％时，伸长率显著降低。因此，使cr含量为24.0％以下。cr含量优选为22.0％以下，更优选为21.5％以下。

cu：0.20～0.80％

cu有助于耐腐蚀性的提高。另外，焊接部中存在于钢中的固溶cu有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。含有0.20％以上的cu时，发挥出该效果。因此，使cu含量为0.20％以上。cu含量优选为0.30％以上，更优选为0.40％以上。另一方面，过度地含有cu时，伸长率降低，因此使cu含量为0.80％以下。cu含量优选为0.60％以下，更优选为0.50％以下。

ni：0.01～0.60％

ni有助于耐腐蚀性的提高，含有0.01％以上的ni时，发挥出效果。因此，使ni含量为0.01％以上。ni含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。另一方面，以大于0.60％的量过量地含有ni时，伸长率降低，因此使ni含量为0.60％以下。ni含量优选为0.40％以下。

al：0.01～0.08％

al有助于钢的脱氧，但小于0.01％时，无法获得该效果。因此，使al含量为0.01％以上。另一方面，若以大于0.08％的量过度地含有al，则在焊接时生成大量al氧化物，该al氧化物会卷入焊接熔融部中，对焊接部的耐腐蚀性带来不良影响。因此，使al含量的上限为0.08％。al含量优选为0.06％以下，更优选为0.05％以下。进一步优选为0.04％以下。

另外，al是利用al系析出物的钉扎效应(pinningeffect)从而抑制焊接部的晶粒的粒生长的元素，含有0.01％以上的al时，发挥出使焊接部的加工后的表面性状提高的效果。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，使al含量为0.01％以上。al含量优选为0.02％以上。另一方面，过度地含有al时，al系夹杂物在焊接部中局域性地不均匀存在，晶粒的粒生长变得不均匀。结果，形成粗大的晶粒与微细的晶粒混合存在的不均匀组织，焊接部的加工后的表面性状劣化。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，使al含量的上限为0.08％。al含量优选为0.06％以下。

n：0.003～0.020％

n是由敏化引起的焊接部的耐腐蚀性降低的原因，因此n含量越低越优选。因此，本发明中，使n含量为0.020％以下。n含量优选为0.015％以下。另一方面，过度减少n会导致制钢成本增加，因此使n含量的下限为0.003％。n量优选为0.005％以上。

另外，n是具有抑制再结晶晶粒的粒生长的效果的固溶强化元素，n的含量过少时，焊接部的晶体粒径粗大化，成为焊接部的加工后的表面性状劣化的原因。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，必须含有0.003％以上的n。n含量优选为0.005％以上。

nb：0.40～0.80％

nb是碳氮化物形成元素，其将c、n固定，抑制由敏化引起的焊接部的耐腐蚀性降低。另外，焊接部中存在于钢中的固溶nb有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。含有0.40％以上的nb时，发挥出上述效果。因此，使nb含量为0.40％以上。nb含量优选为0.45％以上，更优选为0.50％以上。另一方面，过量地含有nb时，会降低伸长率，因此使nb含量为0.80％以下。nb含量优选为0.75％以下，更优选为0.70％以下。

另外，nb能够利用nb系析出物的钉扎效应来抑制焊接部的晶粒的粒生长。含有0.40％以上的nb时，发挥出该效果。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，使nb含量为0.40％以上，优选为0.55％以上。

ti：0.01～0.10％

与nb同样地，ti为碳氮化物形成元素，其将c、n固定，抑制由敏化引起的耐腐蚀性降低。另外，焊接部中存在于钢中的固溶ti有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。含有0.01％以上的ti时，发挥出上述效果。因此，使ti含量为0.01％以上。另一方面，含有大于0.10％的ti时，会带来由夹杂物引起的表面缺陷，因此使上限为0.10％。ti含量优选为0.05％以下。ti含量进一步优选为0.04％以下。

另外，ti是利用ti系析出物的钉扎效应来抑制焊接部的粒生长性的元素。为了提高焊接部的加工后的表面性状，使ti含量为0.01％以上。ti含量优选为0.02％以上。另一方面，过度地含有ti时，ti系夹杂物在焊接部中局域性地不均匀存在，晶粒的粒生长变得不均匀。结果，形成粗大的晶粒与微细的晶粒混合存在的不均匀组织，焊接部的加工后的表面性状劣化。因此，为了提高焊接部的加工后的表面性状，使ti含量为0.10％以下。ti含量优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。ti含量进一步优选为0.04％以下。

zr：0.01～0.10％

与nb、ti同样地，zr为碳氮化物形成元素，其将c、n固定，抑制由敏化引起的焊接部的耐腐蚀性降低。另外，焊接部中存在于钢中的固溶zr有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。含有0.01％以上的zr时，发挥出上述效果。因此，使zr含量为0.01％以上。另一方面，含有大于0.10％的zr时，会造成由夹杂物引起的表面缺陷，因此使zr含量的上限为0.10％。zr含量优选为0.05％以下。

zr是用于确保良好的焊接部表面性状的重要元素。在焊接熔融部的从凝固时开始的冷却过程中，zr微细析出，抑制晶粒的粗大化。由此，zr有助于确保加工后的良好的焊接部表面性状。从获得该效果的观点考虑，使zr含量为0.01％以上。zr含量优选为0.02％以上。另一方面，过度地含有zr时，zr系夹杂物在焊接部中不均匀存在，晶粒的粒生长不均匀，形成粗大的晶粒与微细的晶粒混合存在的不均匀组织。结果，不仅在焊接后产生表面缺陷，而且焊接部的加工后的表面性状也劣化。因此，使zr含量为0.10％以下。zr含量优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下。

ti、zr是在钢中形成碳氮化物的元素，其使得与奥氏体系不锈钢的不同材料焊接部的耐腐蚀性提高。因此，从确保焊接部耐腐蚀性的观点考虑，优选含有一定量以上的ti、zr。此外，通过将zr与ti并用而非单独添加ti或zr，从而利用zr系析出物的生成来抑制粗大的ti系析出物的生成，能够使析出物在焊接金属中微细分散，能够确保良好的耐腐蚀性。关于与奥氏体系不锈钢的不同材料焊接部耐腐蚀性，nb也同样地重要，必须以规定量含有。特别地，为了确保此前未能实现的优异的不同材料焊接部耐腐蚀性，nb是重要的，其在焊接熔融金属发生冷却凝固的过程中在zr、ti之后形成碳化物。

以上，对基本成分的组成进行了说明，本发明中可以进一步含有以下的元素。

v：0.01～0.30％

v是碳氮化物形成元素，且抑制由敏化引起的焊接部的耐腐蚀性降低。从获得该效果的观点考虑，v含量优选为0.01％以上。另一方面，过量地含有v时，加工性降低，因此v含量的上限优选为0.30％。v含量更优选为0.20％以下。

mo：0.01～0.30％

mo对于耐腐蚀性的提高有效。另外，焊接部中存在于钢中的固溶mo有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。从获得上述效果的观点考虑，mo含量优选为0.01％以上。另一方面，过度地含有mo时，伸长率降低，因此mo含量优选为0.30％以下。mo含量更优选为0.20％以下，进一步优选为0.15％以下。

co：0.01～0.30％

co对于耐腐蚀性的提高有效。另外，焊接部中存在于钢中的固溶co有助于强度，具有抑制焊接熔融部的下垂、得到优异的焊接部形状的效果。从获得上述效果的观点考虑，co含量优选为0.01％以上。另一方面，过度地含有co时，伸长率降低，因此co含量优选为0.30％以下。co含量更优选为0.20％以下，进一步优选为0.15％以下。

b：0.0003～0.0050％

b是提高热间加工性、二次加工性的元素，从获得该效果的观点考虑，b含量优选为0.0003％以上。b含量更优选为0.0010％以上。b含量大于0.0050％时，韧性可能降低。因此，b含量优选为0.0050％以下。b含量更优选为0.0030％以下。

ca：0.0003～0.0050％

ca是对脱氧有效的元素，从获得该效果的观点考虑，ca含量优选为0.0003％以上。ca含量更优选为0.0005％以上。ca含量大于0.0050％时，耐腐蚀性可能降低。因此，ca含量优选为0.0050％以下。ca含量更优选为0.0020％以下。

mg：0.0005～0.0050％

mg作为脱氧剂发挥作用。从获得该效果的观点考虑，mg含量优选为0.0005％以上。mg含量更优选为0.0010％以上。mg含量大于0.0050％时，可能使钢的韧性降低、制造性降低。因此，mg含量优选为0.0050％以下。mg含量更优选为0.0030％以下。

rem(稀土金属)：0.001～0.050％

rem(稀土金属：la、ce、nd等原子序数57～71的元素)是提高耐高温氧化性的元素。从获得该效果的观点考虑，rem含量优选为0.001％以上。rem含量更优选为0.005％以上。若rem含量大于0.050％，则热轧时可能产生表面缺陷。因此，rem含量优选为0.050％以下。rem含量更优选为0.030％以下。

sn：0.01～0.50％

sn对于通过促进轧制时变形带的生成来抑制加工表面粗糙化而言有效。从获得该效果的观点考虑，sn的含量优选为0.01％以上。sn的含量更优选为0.03％以上。sn的含量大于0.50％时，加工性可能降低。因此，sn含量优选为0.50％以下。sn含量更优选为0.20％以下。

sb：0.01～0.50％

与sn同样地，sb对于通过促进轧制时变形带的生成来抑制加工表面粗糙化而言有效。从获得该效果的观点考虑，sb含量优选为0.01％以上。sb含量更优选为0.03％以上。sb的含量大于0.50％时，加工性可能降低。因此，sb含量优选为0.50％以下。sb含量更优选为0.20％以下。

成分组成中，余量为fe及不可避免的杂质。

对于本发明而言，各成分仅满足上述成分组成范围并不够，还必须同时满足下式(1)的关系。需要说明的是，式(1)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。

3.0≥nb/(2ti+zr+0.5si+5al)≥1.5……(1)

上述式(1)对于通过对nb、ti、zr、si、及al的含量均衡性进行优化来获得焊接熔融部中不存在下垂、咬边等形状不良的优异焊接部形状而言是必要条件。上述式(1)的系数通过实验求出。

详细原因尚不明确，但nb的含量少时，焊接熔融部有下垂的倾向。在焊接熔融部的从凝固时开始的冷却过程中，存在于钢中的固溶nb有助于强度。因此认为，nb的含量少时，焊接熔融部的高温时的强度低，在焊接熔融部中产生下垂。另外，ti、zr、si、al是容易形成氧化物的元素。ti、zr、si、al的含量过多时，存在下述情况：形成的氧化物妨碍熔融金属的流动性，引起焊接熔融部的形状不良。特别地，不同材料焊接时有在奥氏体系不锈钢板与熔融金属的边界处产生咬边的情况。因此，为了得到优异的焊接部形状，ti、zr、si、al的总含量少、nb含量多的含量均衡性是优选的。式(1)的值小于1.5时，焊接部的形状不良的发生变得显著。与此相对，式(1)的值为1.5以上时，焊接部形状变得优异。因此，使式(1)的值为1.5以上。式(1)的值优选为1.6以上。

另一方面，ti、zr、si、al的含量过少时，焊接熔融部的从凝固时开始的冷却过程中的析出物量变少。即，具有钉扎效应的析出物量少，由此导致晶粒粗大化。此外，nb析出物增加从而钢中的固溶nb量减少，因此高温下的焊接熔融部的强度降低。认为因以上原因而在熔融焊接部中发生下垂。另外，nb含量过多时，存在引起焊接熔融部的形状不良的情况。特别地，不同材料焊接时有在奥氏体系不锈钢板与熔融金属的边界处产生咬边的情况。详细原因尚不明确，但认为与钢液的表面张力、及熔融池的电弧(arc)的稳定性有关，对熔融金属的液流、及向母材侧的润湿性带来影响，因此产生焊接熔融部的形状不良。因此，为了得到优异的焊接部形状，ti、zr、si、al的总含量适度地多、nb含量不过多的含量均衡性是优选的。式(1)的值大于3.0时，焊接部的形状不良的发生变得显著。与此相对，式(1)的值为3.0以下时，焊接部形状优异。因此，使式(1)的值为3.0以下。式(1)的值优选为2.9以下，更优选为2.8以下。

本发明中，通过在满足上述式(1)的基础上还满足下述(2)式，从而在焊接部的加工后也能够实现优异的表面性状。需要说明的是，式(2)中的元素符号表示该元素的含量(质量％)。

2ti+nb+1.5zr+3al≥0.75……(2)

从加工后的焊接部中得到良好的表面性状的观点考虑，上述式(2)是有用的。根据上述式(2)求出的值小于0.75时，加工后的焊接部的表面性状未充分提高。与此相对，根据式(2)求出的值为0.75以上时，加工后的焊接部的表面性状优异。根据式(2)求出的值优选为0.80以上。另一方面，从抑制过度的硬质化的观点、确保良好的伸长率的观点考虑，根据式(2)求出的值的上限优选为1.00。

ti、nb、zr、al可在钢中以碳氮化物、氧化物的形式析出。析出物利用钉扎效应来提高焊接部的组织的均匀性。

然而，就单独添加ti的钢而言，在焊接熔融部中可能发生以下的不良情况。即，混合存在有：从高温开始析出而凝集粗大化的ti系析出物；和在冷却途中的低温下析出的微细的ti系析出物。凝集粗大化的ti系析出物与微细的ti系析出物对粒生长的影响不同，从而生成粗大粒和微细粒混合存在的、晶体粒径不均匀的混粒组织，焊接部的加工后的表面性状劣化。

另外，就单独添加nb的钢而言，nb与ti相比从更低的温度开始析出。因此，在比ti的析出开始温度区域低的温度区域，可期待由微细的nb系析出物带来的钉扎效应。但是，在nb未析出的高温区域，无法期待由析出物带来的钉扎效应，会生成一定量的粗大化的晶粒，焊接部的加工后的表面性状劣化。

与ti同样地，单独添加zr的钢也是从高温开始析出。因此，与单独添加ti的钢同样地，单独添加zr的钢也成为粗大粒与微细粒混合存在的、晶体粒径不均匀的混粒组织，焊接部的加工后的表面性状劣化。

与单独添加nb的钢同样地，单独添加al的钢也是与ti相比从更低的温度开始析出。因此，单独添加al的钢在高温区域也无法期待由析出物带来的钉扎效应，导致生成一定量的粗大化的晶粒，焊接部的加工后的表面性状劣化。

此外，在不含有规定量的ti、nb、zr、al从而析出物少的情况下，在钢中，未均匀地分散析出一定量以上的析出物，将存在析出物局域性地不均匀存在的区域。由此，成为析出物的分布及晶体粒径不均匀的混粒组织。

焊接部的组织为不均匀的混粒组织时，存在晶粒边界多的区域和晶粒边界少的区域。在该情况下，由加工导入的应变在晶粒边界、一部分晶粒内不均匀存在，无法进行均匀的变形，因此难以实现良好的表面性状。

另一方面，通过复合含有ti、nb、zr及al，从而能够在焊接部的冷却过程中将一定量以上的析出物更均匀地分散。由此，可得到析出物的分布及晶体粒径较均匀的组织。上述式(2)的系数考虑实验结果以及各元素与氧和氮的亲和力而求出。

本发明的铁素体系不锈钢板适合于实施拉伸加工、弯曲加工、拉深加工、鼓凸加工等加工的用途。钢板的板厚没有特别限定，通常可以为0.10～6.0mm。

另外，本发明的铁素体系不锈钢板适合于被焊接的用途。焊接条件没有特别限定，适当确定即可。上述焊接优选为tig焊接。另外，利用tig焊接，可制造组合有铁素体系不锈钢板和奥氏体系不锈钢板而成的焊接部件。因此，该tig焊接也可成为本发明焊接部件的制造方法。tig焊接的焊接条件适当确定即可，如下举出优选条件。

焊接电压：8～15v、

焊接电流：50～250a、

焊接速度：100～1000mm/min、

电极：1～5mmφ钨电极、

表面背面保护气体(ar气)5～40l/min

作为tig焊接中使用的上述奥氏体系不锈钢板，例如优选sus304、sus304l、sus316、sus316l等。在后述的实施例中，使用sus304。出于sus304与其他3种奥氏体系不锈钢在焊接性方面类似的原因，可合理推测，使用sus304获得的本发明的效果在使用其他奥氏体系不锈钢板时也可获得。

需要说明的是，本发明的铁素体系不锈钢板可以用于同质材料彼此的焊接，也可以用于与奥氏体系不锈钢、马氏体系不锈钢、析出系不锈钢、二相系不锈钢等异质材料的不锈钢的焊接。

本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法没有特别限定。以下，对本发明的铁素体系不锈钢板(尤其是冷轧板)的优选制造方法进行说明。

将上述成分组成的钢利用转炉、电炉、真空熔炼炉等已知的方法进行熔炼，进而利用vod(vacuumoxygendecarburization(真空氧脱碳))法等进行二次精炼。然后利用连铸法或铸锭-开坯法制成钢原料(钢坯)。将该钢原料加热至1000℃～1250℃后，在精加工温度为700℃～1050℃的条件下进行热轧，以使板厚为2.0mm～8.0mm。将由此制作的热轧板于850℃～1100℃的温度退火，进行酸洗，接着进行冷轧，于800℃～1050℃的温度进行冷轧板退火。在冷轧板退火后进行酸洗，除去氧化皮(scale)。可以对除去了氧化皮的冷轧板进行平整轧制。

实施例

以下，基于实施例对本发明具体地进行说明。本发明的技术范围不限于以下的实施例。

使用小型真空熔炼炉，对具有表1～3所示的成分组成(余量为fe及不可避免的杂质)的钢进行熔炼，制成50kg的钢锭。将这些钢锭加热至1200℃的温度并实施热轧，制成4.0mm厚的热轧板。接着，针对热轧板，实施于1050℃保持60秒的热轧板退火，然后进行酸洗，之后利用冷轧制成板厚1.0mm的冷轧板，进而实施于950℃保持30秒的冷轧板退火。在利用研磨除去表面的氧化皮后，使用金刚砂研磨纸#600进行精加工，制成供试材料。

从利用上述方式得到的各钢板采集试验片(轧制方向(l方向)200mm×与轧制方向成直角的方向(c方向)90mm)。在焊接电压：10v、焊接电流：90～110a、焊接速度：600mm/min、电极：1.6mmφ钨电极、表面背面保护气体(ar气)20l/min的tig焊接条件下，将该试验片与板厚1.0mm的sus304(轧制方向200mm×与轧制方向成直角的方向90mm)在彼此的200mm的边制作对焊接头(butt-weldedjoint)。因此，焊接方向(焊缝的方向)与轧制方向平行。

(1)焊接部形状

从利用上述方式得到的各对焊接头，以试验片的长度方向与焊接方向平行并且焊缝(weldbead)位于宽度方向的中心的方式，采集板厚1.0mm×宽15mm×长10mm的试验片，利用王水进行蚀刻，并对与焊接方向垂直的截面实施观察。将下述情况判定为有下垂(参见图1(a)“下垂”)：焊接熔融部具有比对接的左右母材的位置低0.15mm以上的部位。另外，将下述情况判定为有咬边(参见图1(b)“有咬边”)：具有与母材相接触的部分的焊接熔融部的厚度比母材的板厚薄0.15mm以上的部位。将属于有下垂、或者有咬边的情况判定为焊接部形状不良“×”。另一方面，将不属于焊接部形状不良的情况判定为焊接部形状良好“○”(参见图1“焊接部形状优异”)。将结果示于表1～3“焊接部形状”栏。

(2)焊接部的耐腐蚀性

以试验片的长度方向与焊接方向平行并且焊缝位于试验片的宽度方向的中心线全长的方式，从各对焊接头采集板厚1.0mm×宽60mm×长80mm的试验片，利用#600号的研磨纸对表面(焊接时的电极侧)进行表面研磨，用密封材料(seal)将整个背面及试验片外周端部的宽5mm被覆后，以盐水喷雾(35℃，5％nacl，2小时)、干燥(60℃，4小时)、润湿(50℃，4小时)作为1个循环，将该复合循环腐蚀试验实施30次循环，对以焊缝部为中心的宽20mm的表面部分的生锈面积率进行测定。将生锈面积率为10％以下的情况判定为焊接部的耐腐蚀性良好“○”。将生锈面积率大于10％的情况判定为焊接部的耐腐蚀性不良“×”。将结果示于表1～3的“耐腐蚀性”栏。

(3)焊接部的加工后的表面性状

以拉伸方向与焊接方向成直角并且焊缝位于试验片的长度方向的中心的方式，从对焊接头采集jis5号拉伸试验片，利用#600号的研磨纸进行表面研磨后，施加20％拉伸塑性应变，沿焊接线方向测定焊接部的最大高度粗糙度rz。焊接部是指焊接熔融金属部和焊接热影响部。

将拉伸后的焊接部的最大高度粗糙度rz≤10μm的情况判定为表面性状优异“○”。将拉伸后的焊接部的最大高度粗糙度rz＞10μm的情况判定为表面性状没有显著提高“×”。将表面性状试验结果示于表1的“表面性状”栏。需要说明的是，最大高度粗糙度rz的测定按照jisb0601(2013)进行。测定长度为5mm，测定次数为针对各试样实施3次，将进行简单平均而得到的值作为该试样的最大高度粗糙度rz。

如表1～3所示，本发明钢均具有优异的焊接部形状及不同材料焊接部的优异耐腐蚀性。此外，在还满足式(2)的条件的情况下，焊接部的加工后的表面性状也优异。与此相对，处于本发明范围外的比较钢在焊接部形状、焊接部耐腐蚀性、或者这两者的方面差。