耐腐蚀性优良的不锈钢、耐间隙腐蚀性和成形性优良的铁素体系不锈钢、以及耐间隙腐蚀性优良的铁素体系不锈钢

摘要

本发明的第1形态的不锈钢含有：C：0.001～0.02％、N：0.001～0.02％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.05～0.5％、P： 0.04％以下、S： 0.01％以下、Ni：大于3％但小于等于5％、Cr：11～26％，并进一步含有Ti：0.01～0.5％和Nb：0.02～0.6％中的一种或二种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。本发明的第2形态的铁素体系不锈钢满足与第1、3形态不同的合金组成，并且满足(A)式即Cr+3Mo+6Ni≥23和(B)式即Al/Nb≥10，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。本发明的第3形态的铁素体系不锈钢满足与第1、2形态不同的合金组成，并且按照Sn：0.005～2％、Sb：0.005～1％的范围含有Sn、Sb中的一种或二种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

说明书

技术领域

本发明的第1形态涉及在要求优良的耐腐蚀性的盐害环境中使用的不锈钢，例如涉及在飞来盐分较多的海滨环境中的建材和室外机器类、或在冬季散布融雪盐的寒冷地区行驶的汽车和双轮车的燃料罐、燃料管等构件中使用的不锈钢。

本发明的第2形态涉及在汽车、双轮车的排气系统、燃料系统以及热水供给设备等构造上存在间隙部的机器、配管等中，需要优良的耐间隙腐蚀性和成形性的构件中使用的铁素体系不锈钢。

本发明的第3形态涉及在汽车部件、供水、热水供给设备、建筑设备等构造上存在间隙部、并在氯化物环境中使用的机器、配管等中，需要优良的耐间隙腐蚀性的构件中使用的铁素体系不锈钢。

本申请对2006年5月9日提出的日本专利申请第2006-130172号、2006年8月3日提出的日本专利申请第2006-212115号、2006年8月8日提出的日本专利申请第2006-215737号、以及2007年2月6日提出的日本专利申请第2007-26328号要求优先权，在此援用其内容。

背景技术

近年来，利用不锈钢优良的耐腐蚀性而使用于各种用途中。对于不锈钢制的机器或配管等构件的耐腐蚀性来说，特别重要的是点腐蚀、间隙腐蚀、应力腐蚀裂纹(也称为应力腐蚀开裂)等局部腐蚀，由于它们所引起的穿孔使内部流体等的泄露成为问题。

海滨环境中含有较多海水成分的飞来盐分、在寒冷地区冬季散布的融雪盐中的氯化物成为腐蚀因子。作为海水中所含的氯化物，有氯化钠、氯化镁，如果作为飞来盐分附着并成为湿润状态，则容易形成浓的氯化物溶液。另一方面，融雪盐由氯化钙、氯化钠构成，但由于通常以固体状态散布，所以也容易形成浓的氯化物溶液。在氯化物的种类中，氯化钠可在相对湿度为75％以下干燥，而对于氯化镁和氯化钙来说，如果相对湿度不在40％以下则不能干燥，所以会在更广的湿度范围形成浓的氯化物溶液。这也表示了潮解性的大小，表示氯化镁和氯化钙与氯化钠相比，在较低的湿度下吸湿而形成浓的氯化物溶液。在空气环境中，一般存在于40～75％的相对湿度范围，因此在浓的氯化镁或浓的氯化钙中具有优良的耐腐蚀性很重量。

在专利文献1中公开了改善了耐间隙腐蚀性的铁素体系不锈钢。其特征在于，通过复合添加16％以上的Cr和1％左右的Ni，可以在不需要添加大量的Cr、Mo的情况下得到优良的耐间隙腐蚀性。在专利文献1中，通过氯化钠环境中的干湿重复试验进行了评价。通过使用干湿重复试验，可以把握在浓的氯化钠溶液中的腐蚀特性，但没有考虑在浓的氯化镁或浓的氯化钙溶液中的腐蚀特性。

在专利文献2中，公开了通过大量含有Cr、Mo并添加适量的Co而能够在海洋环境中使用的铁素体系不锈钢。Cr、Mo昂贵，同时由于大量含有Cr、Mo、Co，所以制造性差。另外，在专利文献3中，公开了通过添加P而改善耐腐蚀性，从而不需要大量的Cr、Mo就能通过使C、Mn、Mo、Ni、Ti、Nb、Cu、N适宜化而确保制造性的铁素体系不锈钢。但是，P由于使焊接性劣化，所以成为制造焊接结构体时的阻碍要因。此外，在专利文献3中记载的最严酷的耐腐蚀性试验是CASS试验(食盐水喷雾)，对于浓的氯化镁或浓的氯化钙环境并没作考虑。另外，在专利文献4中，公开了仍然通过添加P来提高耐腐蚀性，通过添加适宜量的Ca和Al来实现清洁度的提高和夹杂物形态等的控制的铁素体系不锈钢，还同时记载了Mo、Cu、Ni、Co等的选择添加。其中最严酷的腐蚀试验是10％氯化铁-3％食盐水中的间隙腐蚀发生试验，对于浓的氯化镁或浓的氯化钙环境并没作考虑。

另一方面，对于以SUS304、SUS316L为代表的奥氏体系不锈钢来说，以点腐蚀或间隙腐蚀为起点的耐穿孔性良好，但耐应力腐蚀裂纹性令人担心。因此，可以考虑使用含有高Cr、高Ni、高Mo以便抑制成为应力腐蚀裂纹的起点的点腐蚀或间隙腐蚀的发生的所谓超级奥氏体不锈钢，或者使用通过复合添加Si、Cu而提高了应力腐蚀裂纹性的SUS315J1、SUS315J2系的钢，但它们均昂贵。

另外，近年来，利用铁素体系不锈钢所具有的耐腐蚀性、加工性、性价比而使用于各种用途中。对于不锈钢制的机器或配管构件的耐久性来说，特别重要的是点腐蚀、间隙腐蚀、应力腐蚀裂纹等局部腐蚀，对铁素体系不锈钢而言，点腐蚀、间隙腐蚀很重要。在焊接部、凸缘连接部等构造上存在间隙的构件中，特别是间隙腐蚀很重要，由于间隙腐蚀所引起的穿孔使内部流体的泄露成为问题。例如对于汽车来说，有关燃料罐、燃料供油管等重要的部件，有将保修期从10年延长至15年的动向，产生了长期保证可靠性的必要。

另外，对于在氯化物环境中使用的不锈钢制的机器或配管构件的耐久性来说，上述局部腐蚀也很重要。

为了防止上述的间隙腐蚀导致穿孔、或以间隙腐蚀为起点的应力腐蚀裂纹导致的损伤，在专利文献5和专利文献6中，提出了涂装和替代防蚀的对策。

在涂装的情况下，由于在其前处理工序中使用溶剂等，所以环境对应的负荷大，另外，替代防蚀的情况存在要花费维护成本的问题。因此，希望不依靠涂装或替代防蚀而用纯粹的材料来保证耐间隙腐蚀。作为其中之一，可以考虑使用通过大量添加Cr、Mo而提高了耐腐蚀性的铁素体系不锈钢，但含有高Cr、高Mo的钢种具有成形性差的问题，同时价格高。因此，希望有不大量添加Mo那样的高价元素就能兼顾耐腐蚀性和成形性的材料。

在专利文献7中，公开了通过添加P来提高耐腐蚀性，通过添加适宜量的Ca和Al来实现清洁度的提高和夹杂物形态等的控制的铁素体系不锈钢，还同时记载了Mo、Cu、Ni、Co等的选择添加。但是，P由于使焊接性劣化，所以成为制造焊接结构体时的阻碍要因，同时由于使制造性下降所以成本增加。另外，为了补偿P引起的加工性下降，添加适量的Ca和Al，但由于适宜范围窄，制钢成本增加，所以反而成为高价的材料，使用铁素体系不锈钢的优点被减弱。

另外，在上述的专利文献1中，公开了通过添加Ni而提高了耐间隙腐蚀性的铁素体系不锈钢，同时还记载了以进一步提高耐间隙腐蚀性为目的的Mo、Cu的选择添加。Ni由于使成形性下降，所以具有对于汽车的排气系统、燃料系统部件等要求高度的成形性的构件来说成形困难的问题。

有关含有Sn、Sb的铁素体系不锈钢，在专利文献8中公开了高温强度优良的铁素体系不锈钢板，在专利文献9和专利文献10中公开了表面特性和耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法。在前者的专利文献8中，作为Sn的效果，列举了高温强度的改善，特别是长时间时效后的高温强度下降的防止，和Sn同样地也记载了Sb。在本发明中的效果是对耐间隙腐蚀性的效果，与专利文献8中的Sn、Sb的效果不同。另一方面，后者的专利文献9和专利文献10的特征在于，以Mg和Ca为基础，向其中添加Ti、C、N、P、S、O，控制这些元素的含量以改善抗皱性和耐腐蚀性，作为选择添加元素记载了Sn。作为Sn的效果，列举了改善耐腐蚀性，实施例中评价了在点腐蚀电位的耐腐蚀性。点腐蚀电位是用电化学方法评价对点腐蚀发生的抵抗性，与之对照，本发明中是以间隙腐蚀为对象。在后面有所描述，本发明的一个形态中，Sn的效果是作为间隙腐蚀发生后的生长抑制效果而发现的，与专利文献9和专利文献10中记载的提高对点腐蚀发生的抵抗性的效果不同。

专利文献1：特开2005-89828号公报

专利文献2：特开昭55-138058号公报

专利文献3：特开平6-172935号公报

专利文献4：特开平7-34205号公报

专利文献5：特开2003-277992号公报

专利文献6：特许3545759号公报

专利文献7：特许2880906号公报

专利文献8：特开2000-169943号公报

专利文献9：特开2001-288543号公报

专利文献10：特开2001-288544号公报

发明内容

本发明的第1目的是，在不大量添加昂贵的Ni、Mo的情况下，得到即便在海滨环境或散布融雪盐的寒冷地区道路环境等盐害环境中，即便在比以往文献作为技术课题的氯化钠的腐蚀环境更加严酷的腐蚀环境、即以浓的氯化镁或浓的氯化钙为代表的盐害环境中，间隙腐蚀或点腐蚀引起的耐穿孔性也优良，同时应力腐蚀裂纹性(耐应力腐蚀裂纹)也优良的不锈钢。

本发明的第2目的是，提供间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)和成形性优良的铁素体系不锈钢。

本发明的第3目的是，提供耐间隙腐蚀性、特别是间隙部的耐穿孔性优良的铁素体系不锈钢。

本发明的第1形态的耐腐蚀性优良的不锈钢以质量％计含有：C：0.001～0.02％、N：0.001～0.02％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.05～0.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Ni：大于3％但小于等于5％、Cr：11～26％，并进一步含有Ti：0.01～0.5％和Nb：0.02～0.6％中的一种或二种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

除了一部分Fe之外，还可以按照Mo：3.0％以下、Cu：1.0％以下、V：3.0％以下、W：5.0％以下、Zr：0.5％以下的范围含有Mo、Cu、V、W、Zr中的一种或二种以上。

还可以含有Al：1％以下、Ca：0.002％以下、Mg：0.002％以下、B：0.005％以下中的任意一种或二种以上。

另外，在满足上述条件的不锈钢中，还可以奥氏体相和马氏体相的总比例为15％以下，剩余部分由铁素体相构成，并且铁素体相的结晶粒度号数为No.4以上。

本发明的第2形态提供如下的铁素体系不锈钢：通过Ni提高耐间隙腐蚀性(也称为耐缝隙腐蚀性)，同时对于因Ni而下降的成形性，通过添加适宜量的Al和确保Al/Nb比来兼顾优良的间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)和高度的成形性。

本发明的第2形态的耐间隙腐蚀性、成形性优良的铁素体系不锈钢以质量％计含有：C：0.001～0.02％、N：0.001～0.02％、Si：0.01～1％、Mn：0.05～1％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Ni：0.15～3％、Cr：11～22％、Mo：0.5～3％、Ti：0.01～0.5％、Nb：低于0.08％、Al：大于0.1％但小于等于1％，并且以满足下述(A)式和(B)式的范围含有Cr、Ni、Mo、Al，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

Cr+3Mo+6Ni≥23    (A)

Al/Nb≥10         (B)

还可以以满足下述(A’)式的范围含有Cu：0.1～1.5％、V：0.02～3.0％中的一种或二种，

Cr+3Mo+6(Ni+Cu+V)≥23      (A’)

还可以含有Ca：0.0002～0.002％、Mg：0.0002～0.002％、B：0.0002～0.005％中的任意一种或二种以上。

本发明的第3形态中，根据通过添加适宜量的Sn、Sb，耐间隙腐蚀性提高，因间隙腐蚀而导致穿孔为止的寿命提高，并根据Sn、Sb对耐间隙腐蚀性的效果、特别是对间隙部的耐穿孔性的效果，提供耐间隙腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。

本发明的第3形态的耐间隙腐蚀性优良的铁素体系不锈钢以质量％计含有：C：0.001～0.02％、N：0.001～0.02％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.05～1％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：12～25％，按照Ti：0.02～0.5％、Nb：0.02～1％的范围含有Ti、Nb中的一种或二种，并且按照Sn：0.005～2％、Sb：0.005～1％的范围含有Sn、Sb中的一种或二种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

还可以含有Ni：5％以下、Mo：3％以下中的一种或二种。

还可以含有Cu：1.5％以下、V：3％以下、W：5％以下中的一种或二种以上。

还可以含有Al：1％以下、Ca：0.002％以下、Mg：0.002％以下、B：0.005％以下中的一种或二种以上。

本发明的第1形态由于在盐害环境中间隙腐蚀或点腐蚀引起的耐穿孔性优良，同时耐应力腐蚀裂纹性也优良，所以对于飞来盐分较多的海滨环境中的建材、室外机器类或在冬季散布融雪盐的寒冷地区行驶的汽车或双轮车的燃料罐、燃料管等部件的寿命延长有效。

根据本发明的第2形态，可以提供兼顾优良的间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)和高度的成形性的铁素体系不锈钢。因此，对于汽车、双轮车的排气系统、燃料系统及热水供给设备等构造上存在间隙部的间隙腐蚀成为问题的构件，通过使用本发明的第2形态的耐间隙腐蚀性优良的铁素体系不锈钢，可以提高耐穿孔性，因此对构件的寿命延长有效。

特别是适合作为汽车的燃料罐、燃料供油管等要求长寿命的重要部件的材料。另外，由于成形性也良好，在构件上的加工容易，同时也适合作为产品是钢管时的材料。

根据本发明的第3形态，可以提供耐间隙腐蚀性、特别是间隙部的耐穿孔性优良的铁素体系不锈钢。因此，对于汽车部件、供水、热水供给设备、建筑设备中所使用的构件中，构造上存在间隙部、并在氯化物环境中使用的要求优良的耐间隙腐蚀性的构件，通过使用本发明的第3形态的耐间隙腐蚀性优良的铁素体系不锈钢，可以提高间隙部的耐穿孔性。因此对构件的寿命延长有效。这里，作为汽车部件，有排气系统构件、燃料系统构件，排气管、消声器、燃料罐、罐固定用带、供油管等。

附图说明

图1是表示试验片形状的图。

图2是表示实施例1的干湿重复试验条件的图。

图3是表示实施例2的干湿重复试验条件的图。

图4是表示(A)式和最大侵蚀深度的关系的图。

图5是表示成形性和抗皱性(resistance to ridging)的评价结果的图。

图6是表示Sn、Sb的效果的示意图。

图7是表示实施例3的干湿重复试验条件的图。

图8是表示干湿重复试验结果的图。

图9是表示钝化电流密度和干湿重复试验中的间隙部的最大侵蚀深度的关系的图。

符号说明

1：点焊部

具体实施方式

(第1实施方式)

在发生间隙腐蚀或点腐蚀的局部腐蚀的部位通过活性溶解而进行腐蚀，奥氏体系不锈钢由于其溶解速度小，所以因经腐蚀的部位的溶解而导致穿孔为止需要花费较多的时间，但从使溶解停止的钝化这一意图来说，不如铁素体系不锈钢，因此以缓慢的速度持续活性溶解，应力腐蚀裂纹敏感性增加。另一方面，铁素体系不锈钢由于发生间隙腐蚀或点腐蚀部位的活性溶解速度大，所以因经腐蚀的部位的溶解而导致穿孔为止的时间短，相反，应力腐蚀裂纹敏感性低。

氯化镁、氯化钙与氯化钠相比，正如上述背景技术中所述的那样，即便在更低的相对湿度下也可能以水溶液的形式存在，并且饱和浓度高。因此，由于在更广的湿度范围以更高浓度的氯化物溶液的形式存在，所以腐蚀性比氯化钠还强，因此使发生间隙腐蚀或点腐蚀部位的活性溶解速度增加，同时也促进应力腐蚀裂纹。

因此，为了降低发生间隙腐蚀或点腐蚀部位的活性溶解速度，并改善应力腐蚀裂纹敏感性，对于促进钝化的有效合金元素，以铁素体不锈钢为基础进行了深入研究。结果判明，不会使钝化能力劣化，对降低活性状态下的溶解速度最为有效的元素是Ni，并且为了在以浓的氯化镁或浓的氯化钙为代表的盐害环境中设定为与奥氏体系不锈钢一样的溶解速度，超过3％的Ni量是必要的。进而发现，随着Ni量增加，产生作为第2相的马氏体相或奥氏体相，钝化能力劣化，而且，如果第2相比例大，则变为高强度、低延展性，加工性的劣化变得显著，但直到Ni含量达到5％之前都可以享有活性溶解速度的减少，并可以容许钝化能力的劣化和加工性的劣化，从而完成了本发明。

本发明的第1实施方式是根据上述认识而完成的。下面对本发明中规定的化学组成进一步详细说明。

C：由于使耐晶界腐蚀性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是，过度降低会增加精炼成本，所以设定为0.001～0.02％，优选为0.002～0.015％，更优选为0.002～0.01％。

N：是对耐点腐蚀性、耐间隙腐蚀性有用的元素，但使耐晶界腐蚀性、加工性降低。另外，过度降低会增加精炼成本。因此设定为0.001～0.02％，优选为0.002～0.015％，更优选为0.002～0.01％。

Si：作为脱氧元素是有用的，同时是对耐腐蚀性有效的元素，但由于使加工性降低，所以将其含量设定为0.01～0.5％，优选为0.03～0.3％。

Mn：作为脱氧元素是有用的，如果过量含有，则形成MnS，使耐腐蚀性劣化，所以设定为0.05～0.5％。

P：由于使焊接性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。因此，P的含量设定为0.04％以下。

S：S如果以CaS、MnS这样的容易溶解的硫化物的形式存在，则会成为点腐蚀或间隙腐蚀的起点，使耐点腐蚀性、耐间隙腐蚀性劣化。因此，设定为0.01％以下，优选为0.002％以下。

Cr：在确保不锈钢中最重要的耐腐蚀性方面是基本的元素，同时使铁素体组织稳定，因此必须至少为11％以上。越是增加，耐腐蚀性越是提高，但使加工性、制造性降低，所以将上限设定为26％，优选为16～25％。

Ni：在氯化钙或氯化镁这样的比氯化钠更严酷的腐蚀环境中，其是对发生间隙腐蚀或点腐蚀部位的活性溶解速度进行抑制、同时对钝化最有效的元素，是本发明中最重要的元素。为了表现出其效果，至少大于3％的Ni量是必要的。如果过量含有，则加工性下降，同时还成为成本增加的要因，所以将上限设定为5％，优选为大于3％但小于等于4％，更优选为大于3％但小于等于3.5％。

Ti和Nb均在固定C、N、提高加工性或焊接部的耐晶界腐蚀性方面是有用的元素，本发明中含有Ti和Nb中的一种或二种。

Ti：在固定C、N、提高加工性或焊接部的耐晶界腐蚀性方面是有用的元素，必须至少为0.01％以上。这里，Ti优选含有(C+N)的和的4倍以上。但是过量添加会成为制造时的表面瑕疵的原因，使制造性劣化，所以将上限设定为0.5％，优选为0.03～0.3％。

Nb：在固定C、N、提高加工性或焊接部的耐晶界腐蚀性方面是有用的元素，必须至少为0.02％以上。这里，Nb优选含有(C+N)的和的8倍以上。当Ti和Nb这二种均含有时，优选将(Ti+Nb)/(C+N)设定为6倍以上。但是Nb的过量添加会降低加工性，所以将上限设定为0.6％，优选为0.05～0.5％。

Mo：在确保耐腐蚀性方面，可以根据需要含有。Mo通过与Ni的组合，抑制发生间隙腐蚀或点腐蚀的部位的活性溶解速度，同时提高对钝化的效果，从而提高耐腐蚀性。另外，与Cr同样，有助于铁素体相的稳定化。因此，当含有Mo时，优选含有0.5％以上。但是，过量添加会使加工性劣化，同时由于昂贵所以会导致成本增加。因此，当含有Mo时优选设定为0.5～3.0％，更优选为0.5～2.5％。

V、W、Zr：在确保耐腐蚀性方面，可以根据需要含有。均通过与Ni的组合，抑制发生间隙腐蚀或点腐蚀的部位的活性溶解速度，同时提高对钝化的效果，从而提高耐腐蚀性。另外，有助于铁素体相的稳定化。因此，当含有它们时，优选V为0.02％以上、W为0.5％以上、Zr为0.02％以上的添加，但过量添加会使加工性下降，并成为成本增加的要因，因此，将V的上限设定为3.0％，W的上限设定为5.0％，Zr的上限设定为0.5％。

Cu：在确保耐腐蚀性方面，可以根据需要含有。通过与Ni的组合，抑制发生间隙腐蚀或点腐蚀的部位的活性溶解速度，同时提高对钝化的效果，从而提高耐腐蚀性。因此，当含有Cu时，优选含有0.1％以上，但是，过量添加会使加工性劣化。另外由于是奥氏体形成元素，所以为了使铁素体组织稳定，有必要增加Cr或Mo含量，导致成本增加。因此，当含有Cu时，优选设定为0.1～1.0％，更优选为0.2～0.6％。

Al、Ca、Mg：Al、Ca、Mg具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，可以根据需要含有。另外，由于对组织的微细化、成形性、韧性的提高也有用，所以优选按照Al：1％以下、Ca：0.002％以下、Mg：0.002％以下的范围含有Al、Ca、Mg中的一种或二种以上。其中，Al是铁素体生成元素，具有抑制高温下的奥氏体相生成的效果。结果可以认为，通过形成对成形性有利的铁素体相的集合组织，有助于提高成形性。另外，当含有Al时，优选设定为0.002％～0.5％，当含有Ca、Mg时，优选分别设定为0.0002％以上。

B：B是对提高二次加工性有用的元素，根据需要优选含有0.0002％以上。但是，如果过量含有，则使一次加工性下降，所以将上限设定为0.005％。

奥氏体相和马氏体相的总比例为15％以下，剩余部分由铁素体相构成，并且铁素体相的结晶粒度号数为No.4以上：随着Ni量增加，除了铁素体相之外，容易存在奥氏体相或马氏体相这样的第2相。本发明中由于未添加大量的Cr、Ni、Mo，所以说起来还算是容易生成马氏体相。如果存在这样的第2相，则常温伸长率下降，所以优选将上限设定为15％。另外，如果为了抑制第2相的生成而使最终退火温度高温化，则铁素体相粗大化，结晶粒度号数变得低于No.4，常温伸长率的下降变得显著，所以优选设定为No.4以上。使第2相的比例为15％以下并使铁素体相的结晶粒度号数为No.4以上是通过在本发明的Ni含量为大于3％但小于等于5％的范围内，取得与Cr、Mo等铁素体形成元素的添加量的平衡，同时对最终退火温度进行设定以及例如实施例中所示的方法来实现的。

(第2实施方式)

在汽车、双轮车的排气系统、燃料系统及热水供给设备等构造上存在间隙部的机器、配管中，间隙腐蚀引起的穿孔成为决定该构件寿命的重要因子。本发明者等将因间隙腐蚀而导致穿孔为止的过程分为直到发生间隙腐蚀之前的诱导期和间隙腐蚀发生后的生长期这两个时期来进行了深入研究。

结果判明，对于铁素体系不锈钢来说，特别是后者的腐蚀生长期短是使直到穿孔之前的时间变短的较大要因，抑制间隙腐蚀的生长速度是提高耐穿孔寿命的重要因子。

其中，评价了各种合金元素的影响，结果发现Ni对间隙腐蚀的生长速度抑制最有效，通过将Cr+3Mo+6Ni的值设定为23以上，可以提高耐间隙腐蚀性。

使用将图1所示大小的二张试验片重叠后在两点(图1中用“○”表示的部位)上进行了点焊的试验片，用图3所示的试验条件进行试验，求出间隙部的最大侵蚀深度。结果示于图4中，可以知道，通过将Cr+3Mo+6Ni的值设定为23以上，最大间隙腐蚀深度明确下降。

另一方面，熔炼各种铁素体系不锈钢，研究了成分对成形性的影响。结果判明，适量添加Al时，有时成形性良好，另外，Al和Nb的比满足某个值时，成形性和抗皱性这两者都表现出优良的特性。

将以(16～19％)Cr-(0.8～2.8％)Ni-1.0％Mo-0.2％Ti钢为基本成分使Al和Nb量变化的钢种通过热轧、退火、冷轧、退火制作为0.8mm厚的钢板，将评价了成形性和抗皱性的结果示于图5中。另外，成形性是根据后述的圆筒深冲成形试验中的可否成形来判断好不好。抗皱性是根据圆筒深冲后的纵壁部上是否存在凹凸为5μm以上的凹凸来判断好不好。

从图中可知，用粗实线围成的区域即Al量为0.1％～1.0％、且Al/Nb的值为10以上时，可以得到良好的成形性和抗皱性。这样从成形性和抗皱性的观点出发才搞清楚，Al量有最适合的范围，过多或过少都会使两个特性之一变得不好，而且至今未关注过的Nb和Al的比是重要的指标。

适量添加Al得到的成形性提高效果的机理还不清楚，但可以认为是由于Al是铁素体生成元素，所以可抑制高温下的奥氏体相的生成，结果形成对成形性有利的铁素体相的集合组织的缘故。另外，通过控制Al/Nb可使成形性和抗皱性变得良好的原因也不清楚，但可以认为与Nb和Al的固溶强化力、碳氮化物生成能力、对再结晶速度的影响等的差有关。

本发明的第2实施方式是根据上述认识而完成的。下面对本发明中规定的化学组成进一步详细说明。

C：由于使耐晶界腐蚀性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是，过度降低会增加精炼成本，所以设定为0.001～0.02％。

N：是对耐点腐蚀性有用的元素，但使耐晶界腐蚀性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是，过度降低会增加精炼成本，因此设定为0.001～0.02％。

Si：作为脱氧元素是有用的，同时是对耐腐蚀性有效的元素，但由于使加工性降低，所以将其量设定为0.01～1％，优选为0.03～0.3％。

Mn：作为脱氧元素是有用的，如果过量含有，则使耐腐蚀性劣化，所以设定为0.05～1％，优选为0.05～0.5％。

P：由于使焊接性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是过度降低会提高原料成本、精炼成本。因此，P的含量设定为0.001～0.04％。

S：S如果以CaS、MnS这样的容易溶解的硫化物的形式存在，则可能成为点腐蚀或间隙腐蚀的起点。因此，设定为0.01％以下。

Cr：在确保耐间隙腐蚀性方面是基本的元素，必须至少为11％以上。越是增加含量，耐间隙腐蚀性越是提高，但在本发明特别需要的耐穿孔性方面，使间隙腐蚀发生后的发展速度降低的效果不大。另外，由于使加工性、制造性降低，所以将上限设定为22％，优选为15～22％。

Ni：在间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)方面，在降低间隙腐蚀发生后的发展速度方面是最有效的元素。为了表现出其效果，必须至少为0.15％。特别是如果与Mo复合，则可以进一步提高其效果。越是增加含量，其效果越是提高，但如果过量含有，则应力腐蚀裂纹的敏感性增加，同时成形性下降。另外，还成为成本增加的要因，所以将上限设定为3％，优选为0.4～3％。

Mo：Mo由于特别是对间隙腐蚀的发生有效，并且通过与Ni的组合，抑制间隙腐蚀发生后的发展速度的效果变得更大，所以可以提高间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)。因此，必须含有0.5％以上。但是，过量添加会使加工性劣化，同时由于昂贵所以会导致成本增加。因此，设定为0.5～3％，优选为0.5～2.5％。

Ti：在固定C、N、提高焊接部的耐晶界腐蚀性、加工性方面是有用的元素，必须至少为0.01％以上。这里，Ti优选含有(C+N)的和的4倍以上。但是过量添加会成为制造时的表面瑕疵的原因，使制造性劣化，所以将上限设定为0.5％，优选为0.03～0.3％。

Nb：通常大多作为固定C、N的元素而与Ti同样使用。本发明中大量添加会使成形性和抗皱性劣化。另外，如后所述，规定Al/Nb的比例极其重要，添加大量的Nb会导致Al添加量的增加，所以将上限设定为0.08％。为了不引起原料成本的大幅增加来进行制造，优选设定为0.01％以下。另外，在通常的批量生产制造工序中，作为不可避免的杂质，大多含有0.001～0.005％左右。

Al：已知Al具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，有时含有数十ppm左右。本发明中，进一步增加Al添加量时，冷轧钢板的成形性显著提高，含有大于0.1％时，可以确认其效果。但是过量添加相反会降低成形性，同时降低韧性，所以设定为1％以下，优选为大于0.1％但小于等于0.5％。添加Al得到的成形性提高效果的机理还不清楚，但可以认为是由于Al是铁素体生成元素，所以可抑制高温下的奥氏体相的生成，结果形成对成形性有利的铁素体相的集合组织的缘故。

Al/Nb：是对本发明者来说首次搞清楚的指标，该值为10以上时，可以得到良好的成形性和抗皱性。该值在未添加Nb时变得极大，因此上限不特别规定。通过控制Al/Nb可使成形性和抗皱性变得良好的原因还不清楚，但可以认为与Nb和Al的固溶强化力、碳氮化物生成能力、对再结晶速度的影响等的差有关。

Cu：在确保耐间隙腐蚀性方面，可以根据需要含有。Cu通过与Ni的组合，抑制间隙腐蚀发生后的发展速度的效果进一步增大，从而可以提高间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)。因此，当含有Cu时，优选含有0.1％以上。但是，过量添加会使加工性劣化，同时由于昂贵而导致成本增加。因此，当含有Cu时，优选设定为0.1～1.5％。

V：为了进一步提高耐间隙腐蚀性，可以根据需要含有。V与Mo同样特别是对间隙腐蚀的发生有效，但过量添加会成为成本增加的要因，所以设定为0.02～3.0％。

另外，为了进一步提高耐间隙腐蚀性，优选以满足下述(A’)式的范围含有Cu、V中的一种或二种。

Cr+3Mo+6(Ni+Cu+V)≥23    (A’)

Ca：Ca与Al同样，具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，根据需要优选以0.0002％～0.002％的范围含有。

Mg：与Al、Ca同样，具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，另外，由于对组织的微细化、成形性、韧性的提高也有用，所以根据需要优选以Mg：0.0002％～0.002％的范围含有。

B：B是对提高二次加工性有用的元素，可以根据需要含有。但是，如果过量含有，则使一次加工性下降，所以设定为0.0002％～0.005％。

(第3实施方式)

在汽车部件、供水、热水供给设备、建筑设备等构造上存在间隙部、并在氯化物环境中使用的机器、配管等中，间隙腐蚀引起的穿孔成为决定该构件寿命的重要因子。本发明者等将因间隙腐蚀而导致穿孔为止的过程分为直到发生间隙腐蚀之前的诱导期和间隙腐蚀发生后的生长期这两个时期来进行了深入研究。

结果判明，对于铁素体系不锈钢来说，特别是后者的腐蚀生长期短是使直到穿孔之前的时间变短的较大要因，抑制间隙腐蚀的生长速度是提高耐穿孔寿命的重要因子。

其中，评价了各种合金元素的影响，结果发现，与本发明者等在特开2006-257544号公报中所示的Ni同样，Sn、Sb对抑制间隙腐蚀的生长速度有效，复合了Ni或Mo时，效果进一步提高，间隙部的耐穿孔性提高。如图6的示意图所示，经过腐蚀发生之前的诱导期后的腐蚀生长期的侵蚀深度的生长速度在添加了Sn、Sb、Ni的情况下显著降低。

以0.005C-0.1Si-0.1Mn-0.025P-0.001S-18Cr-0.15Ti-0.01N为基本成分，制作单独或复合添加了Sn、Sb、Mo、Ni、Nb、Cu的冷轧钢板。另外，其中Mo以外的元素的添加量均为0.4％。以它们为材料，使用图1所示的点焊试验片，在图7所示的条件下进行干湿重复试验，用与实施例同样的方法评价点焊间隙的最大侵蚀深度。结果示于图8中。

对于最大侵蚀深度的降低，添加Sn、Sb与添加Ni有同样的效果，如果复合添加，则效果进一步提高。另外，可以知道，与Mo复合添加时也具有与Ni有同样的效果，Sn、Sb对提高间隙部的耐穿孔性有效，复合Ni或Mo时效果进一步提高。

下面，用电化学方法研究了干湿重复试验结果和间隙腐蚀生长行为的关系。干湿重复试验使用的材料中使用1Mo系的材料，在pH为1.5的20％NaCl溶液中测定阳极极化曲线。该溶液设定为间隙腐蚀发生后的间隙内模拟溶液。将由阳极极化曲线求出的钝化电流密度(活性态的峰值电流密度)与干湿重复试验中的间隙部的最大侵蚀深度的关系示于图9中。

在两者上可以确认好的对应关系，由此可以发现，添加Sn、Sb与添加Ni同样，在抑制间隙腐蚀的生长速度方面具有效果。

本发明的第3实施方式是根据上述认识而完成的。下面对本发明中规定的化学组成进一步详细说明。

C：由于使耐晶界腐蚀性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是，过度降低会增加精炼成本，所以设定为0.001～0.02％。

N：是对耐点腐蚀性有用的元素，但使耐晶界腐蚀性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是，过度降低会增加精炼成本，因此设定为0.001～0.02％。

Si：作为脱氧元素是有用的，同时是对耐腐蚀性有效的元素，但由于使加工性降低，所以将其含量设定为0.01～0.5％，优选为0.05～0.4％。

Mn：作为脱氧元素是有用的，如果过量含有，则使耐腐蚀性劣化，所以设定为0.05～1％，优选为0.05～0.5％。

P：由于使焊接性、加工性降低，所以有必要将其含量抑制得较低。但是过度降低会提高原料成本、精炼成本。因此，P的含量设定为0.04％以下。

S：S如果以CaS、MnS这样的容易溶解的硫化物的形式存在，则可能成为点腐蚀或间隙腐蚀的起点。因此，设定为0.01％以下。

Cr：在确保耐间隙腐蚀性方面是基本的元素，必须至少为12％以上。越是增加含量，耐间隙腐蚀性越是提高，但在本发明特别需要的耐穿孔性方面，使间隙腐蚀发生后的发展速度降低的效果不大。另外，由于使加工性、制造性降低，所以将上限设定为25％，优选为15～22％。

Ti、Nb：在固定C、N、提高焊接部的耐晶界腐蚀性、加工性方面是有用的元素，有必要以Ti、Nb都至少为0.02％以上的量含有Ti、Nb中的一种或二种。这里，当仅含有Ti和Nb中的一种时，Ti优选含有(C+N)的和的4倍以上，Nb优选含有(C+N)的和的8倍以上。当复合含有Ti和Nb时，优选将(Ti+Nb)/(C+N)设定为6倍以上。但是，如果过量添加Ti，则会成为制造时的表面瑕疵的原因，使制造性劣化。另一方面，如果过量添加Nb，则使成形性劣化。因此，将Ti的上限设定为0.5％，Nb的上限设定为1％。优选的是，Ti为0.03～0.3％，Nb为0.05～0.6％。

Sn、Sb：在耐间隙腐蚀性、特别是间隙部的耐穿孔性方面，在降低间隙腐蚀发生后的发展速度方面是非常有效的元素。特别是通过与Ni的复合，进而与Mo复合含有，可以提高其效果。为了表现出其效果，必须至少各自为0.005％。含量越是增加，其效果越是提高，但如果过量含有，则使成形性、热加工性下降。因此Sn设定为0.005～2％，Sb设定为0.005～1％。优选的是，Sn为0.01～1％，Sb为0.005～0.5％。

Ni：在提高耐间隙腐蚀性方面，可以根据需要含有。在间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)方面，在降低间隙腐蚀发生后的发展速度方面是非常有效的元素。单独使用也具有与Sn、Sb同样的效果，如果与Sn、Sb复合添加，则效果进一步提高。其效果从0.2％开始稳定，随着含量的增加其效果也提高，但如果过量含有，则应力腐蚀裂纹的敏感性增加，同时成形性下降。另外，还成为成本增加的要因，所以优选以0.2～5％的范围含有。

Mo：在提高耐间隙腐蚀性方面，可以根据需要含有。Mo除了特别是对间隙腐蚀的发生有效之外，通过与Sn、Sb的复合，进而与Ni复合，抑制间隙腐蚀发生后的发展速度的效果进一步增大，所以可以提高间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)。其效果从0.3％开始稳定，随着含量的增加其效果也提高，但如果过量添加会使加工性劣化，同时由于昂贵所以会导致成本增加。因此，优选以0.3～3％的范围含有。

Cu：在确保耐间隙腐蚀性方面，可以根据需要含有。在降低间隙腐蚀发生后的发展速度方面是有效的，优选含有0.1％以上。但是，过量添加会使加工性劣化。因此，优选以0.1～1.5％的范围含有。

V：为了进一步提高耐间隙腐蚀性，可以根据需要含有。V与Mo同样特别是在降低间隙腐蚀的发生以及间隙腐蚀发生后的发展速度方面有效。其效果从0.02％开始稳定，随着含量的增加其效果也提高，但过量添加会成为成本增加的要因。因此，优选以0.02～3.0％的范围含有。

W：为了进一步提高耐间隙腐蚀性，可以根据需要含有。W与Mo、V同样特别是在降低间隙腐蚀的发生以及间隙腐蚀发生后的发展速度方面有效。其效果从0.3％开始稳定，随着含量的增加其效果也提高，但过量添加会成为成本增加的要因。因此，优选以0.3～5％的范围含有。

Al：Al具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，具有提高成形性的效果，优选以0.003～1％的范围含有。

Ca：Ca与Al同样，具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，优选以0.0002～0.002％的范围含有。

Mg：与Al、Ca同样，具有脱氧效果等，在精炼方面是有用的元素，另外，对组织的微细化、成形性、韧性的提高也有用，所以优选以Mg：0.0002～0.002％的范围含有。

B：B是对提高二次加工性有用的元素，优选以0.0002～0.005％的范围含有。

实施例

(实施例1)

熔炼具有表1、2所示化学组成的钢，经过热轧、热轧板退火、冷轧、最终退火工序，制造板厚为1.0mm的钢板。使用该冷轧钢板评价耐腐蚀性和常温延展性。

(耐间隙腐蚀性)

由冷轧钢板切出宽度为60mm、长度为130mm和宽度为30mm、长度为60mm的试验片，然后用砂纸进行湿式研磨直到达到#320。然后，将上述大小的二张试验片重叠，在图1所示的两点(图1中用“○”表示的部位(点焊部1))上进行点焊，用密封带覆盖宽度为60mm、长度为130mm的端面和背面。

使用该试验片，在图2所示的条件下进行干湿重复试验。喷雾溶液设定为5％氯化钙水溶液。在试验周期中，成为浓的氯化钙环境的时间是在从喷雾切换成干燥过程时，间隙内达到完全干燥的时间。另外，随着周期的进行，即便氯化物离子积累在间隙内也能够成为浓的氯化钙环境。300个周期结束后，分离大小试验片。然后，除去腐蚀产物，用焦点深度法测定点焊间隙部的侵蚀深度。此外，对于这里确定的条件以外，根据汽车技术者协会规格的汽车用材料腐蚀试验法即JASO M-609-91中规定的条件进行。

从测定的10点以上的侵蚀深度中求出最大值，将该最大值在400μm以下的情况定为好(Good)，将超过400μm的情况定为不好(Bad)。本发明中作为对象的盐害环境中使用的不锈钢的板厚主要为0.8～2mm，作为最薄的板厚的一半，以400μm为基准。

(耐应力腐蚀裂纹性)

由冷轧钢板与压延方向平行地切出宽度为15mm、长度为75mm的试验片，以8R进行弯曲，平行地束缚而制作U型弯曲试验片。在U型弯曲试验片R部外表面的两个部位滴上人工海水的液滴10μl。使试验片R部朝上地放入恒温恒湿试验器中，在80℃、40％RH的条件下保持672小时。在该条件下，人工海水中所含的氯化钠完全干燥，成为浓的氯化镁环境。试验结束后，观察试验片R部外表面以及截面，判定有无应力腐蚀裂纹。

(微观组织、常温延展性)

由马氏体相或奥氏体相构成的第二相比例是在500倍的截面微观组织照片的基础上通过图像解析而求出的。另外，铁素体相的结晶粒度根据JISG0552来测定。

常温延展性是从上述的试验材料上与压延方向平行地选取JIS13B号拉伸试验片，进行常温拉伸试验，测定总伸长率。作为在建材、室外机器类或汽车、双轮车的燃料罐、燃料管等本发明中作为对象的构件成形中优选的总伸长率的值，以20％作为标准。

它们的试验结果示于表3中。

表3

 

No.耐间隙腐蚀性耐应力腐蚀裂纹性    第二相比例(％)      结晶粒度号数    常温伸长率(％)      A1好好0727.8A2好好0728.2A3好好07.525.6A4好好0623.4A5好好0724.6A6好好126.521.5A7好好0724.2A8好好17.523.5A9好好08.524.3A10好好5922.9A11好好0826.3A12好好0829.8A13好好07.525.3A14不好好0728.9A15好好50912.5A16好好03.518.5A17好不好100858.2A18好不好100754.2

(注)下划线部分表示第二相的比例超过15％或铁素体相的结晶粒度号数低于No.4。

本发明范围内的No.A1～No.A13的钢的间隙部的最大侵蚀深度为400μm以下，应力腐蚀裂纹试验中也没有裂纹产生，表现出良好的耐腐蚀性，同时常温伸长率为20％以上，加工性良好。

Ni范围在本发明范围之外的No.A14的钢尽管耐应力腐蚀裂纹性、常温伸长率良好，但耐间隙腐蚀性差。Ni范围和第二相比例在本发明范围之外的No.A15的钢尽管耐间隙腐蚀性、耐应力腐蚀裂纹性良好，但常温伸长率低于20％，加工性差。结晶粒度号数低于No.4的No.A16的钢的常温伸长率低于20％，加工性差。No.A17、No.A18是分别相当于SUS304、SUS315J1的钢，尽管耐间隙腐蚀性良好，但应力腐蚀裂纹试验中产生裂纹，耐应力腐蚀裂纹性差。

(实施例2)

熔炼具有表4所示化学组成的钢，经过热轧、冷轧、退火工序，制造板厚为1.0mm的钢板。使用该冷轧钢板评价耐间隙腐蚀性、成形性、抗皱性。

(耐间隙腐蚀性)

由冷轧钢板切出宽度为60mm、长度为130mm和宽度为30mm、长度为60mm的试验片，然后用砂纸进行湿式研磨直到达到#320。然后，以图1所示的形状进行点焊，用密封带覆盖宽度为60mm、长度为130mm的端面和背面。使用该试验片，在图3所示的条件下进行干湿重复试验。180个周期结束后，分离大小试验片。然后，除去腐蚀产物，用光学显微镜焦点深度法测定点焊间隙部的侵蚀深度。此外，对于这里确定的条件以外，根据汽车技术者协会规格的汽车用材料腐蚀试验法即JASO M-609-91中规定的条件进行。

从测定的10点以上的侵蚀深度中求出最大值，将该最大值在800μm以下的定为好(Good)，将超过800μm的定为不好(Bad)。本发明中作为对象的不锈钢的板厚主要为0.8～2.0mm，以最薄的板厚为基准。

(成形性)

成形性用圆筒深冲试验评价。成形条件设定为，冲头直径：φ50mm、凸模肩部(punch shoulder)R：5mm、凹模肩部(die shoulder)R：5mm、坯料直径：φ100mm、防皱力：1吨、摩擦系数：0.11～0.13。另外，该摩擦系数是通过将40℃时动态粘度为1200mm²/秒的润滑油涂布在钢板的正背面所能得到的水平。根据在上述条件下是否能进行成形极限深冲比为2.20的深冲成形来评价成形性。即，能成形时定为好(Good)，中途产生了成形裂纹的情况定为不好(Bad)。

(抗皱性)

对于抗皱性，由冷轧钢板沿与压延方向平行的方向选取拉伸试验片，用二维粗度计测定拉伸15％后与压延方向垂直的方向的表面凹凸(波纹)。将凹凸所具有的最大高度定义为隆起(ridging，也称为皱纹)高度。隆起高度低于15μm的情况定为好(Good)，为15μm以上的情况定为不好(Bad)。

这些试验结果示于表5中。

表5

 

   No.(A)式     的值 (B)式     的值 耐间隙      腐蚀性      成形性      抗皱性    备注B126.218好好好发明例B225.9113好好好发明例B328.8340好好好发明例B431.7445好好好发明例B525.344好好好发明例B638.5120好好好发明例B724.353好好好发明例B847.413好好好发明例B938.215好好好发明例B1037.328好好好发明例B1143.913好好好发明例B1243.514好好好发明例B1338.6450好好好发明例B1421.115不好好好比较例B1521.575不好好好比较例B16301好不好不好比较例B1738.72好不好不好比较例

(注)下划线部分表示在本发明的范围之外。

在本发明范围内的No.B1～No.B13的钢的耐间隙腐蚀性良好，同时成形性、抗皱性良好。

Ni范围和(A)式的值在本发明范围之外的No.B14以及Mo范围和(A)式的范围在本发明范围之外的No.B15的耐间隙腐蚀性差。另外，A1范围和(B)式的范围在本发明范围之外的No.B16的抗皱性差。Nb范围和(B)式的范围在本发明范围之外的No.B17的成形性、抗皱性都差。

通过以上的实施例，本发明的效果得到了确认。

(实施例3)

熔炼具有表6所示化学组成的钢，经过热轧、冷轧、退火工序，制造板厚为1.0mm的钢板。使用该冷轧钢板评价耐间隙腐蚀性。

由冷轧钢板切出宽度为60mm、长度为130mm和宽度为30mm、长度为60mm的试验片，然后用砂纸进行湿式研磨直到达到#320。然后，以图1所示的形状进行点焊，用密封带覆盖宽度为60mm、长度为130mm的端面和背面。

使用该试验片，在图7所示的条件下进行干湿重复试验。120个周期结束后，分离大小试验片。然后，除去腐蚀产物，用光学显微镜焦点深度法测定点焊间隙部的侵蚀深度。由从深层的地方开始测定的10点以上的侵蚀深度中求出最大值。此外，对于这里确定的条件以外，根据汽车技术者协会规格的汽车用材料腐蚀试验法即JASO M-609-91中规定的条件进行。

试验结果示于表7中。

表7

在本发明范围内的No.C1～No.C13的钢的最大侵蚀深度为600μm以下，耐间隙腐蚀性良好。Sn的范围在本发明之外的No.C14、Sb的范围在本发明之外的No.C15、Cr的范围在本发明之外的No.C16的最大侵蚀深度为800μm以上，耐间隙腐蚀性差。通过以上的实施例确认了本发明的效果。

本发明的第1形态适合于飞来盐分较多的海滨环境中的建材、室外机器类、或在冬季散布融雪盐的寒冷地区行驶的汽车部件、双轮车部件等。

本发明的第2形态的间隙部的耐穿孔性(耐间隙腐蚀性)和成形性优良的铁素体系不锈钢作为汽车、双轮车的排气系统、燃料系统以及热水供给设备等构造上存在间隙部并要求优良的耐间隙腐蚀性和成形性的构件有用。特别是适合于汽车用的燃料罐、燃料供油管等要求长寿命的重要部件。

本发明的第3形态的耐间隙腐蚀性、特别是间隙部的耐穿孔性优良的铁素体系不锈钢在汽车部件、供水、热水供给设备、建筑设备等构造上存在间隙部并在氯化物环境中使用的机器、配管等中，作为要求优良的耐间隙腐蚀性的构件中使用的构件有用。