JP2010065279A - 温水容器用ステンレス鋼板およびその製造方法並びに温水容器 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接隙間での耐食性を改善し、かつ高強度化した温水容器用のステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０５％以下、Ｎｉ：１〜６％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｎ：０.０５％以下、７（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０.７であり、下記（２）式において右辺のＴ値を９５０〜１１５０の範囲で変動させたときに左辺のＭ値が１〜３０となる場合があるように（２）式右辺の各元素の含有量が調整された化学組成を有し、マトリクスがマルテンサイト相：１〜３０体積％、残部フェライト相である金属組織を有する溶接構造温水容器用ステンレス鋼板。
Ｍ＝−０.２２（Ｔ−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５ …（２）
【選択図】図２

Description

本発明は、電気温水器、貯湯槽をはじめとする温水容器に用いるためのステンレス鋼板およびその製造方法、並びにその鋼板を用いた温水容器に関する。

温水容器の缶体を構成する材料としては、フェライト系ステンレス鋼のＳＵＳ４４４（低Ｃ、低Ｎ、１８〜１９Ｃｒ−２Ｍｏ−Ｎｂ、Ｔｉ系鋼）が広く用いられている。ＳＵＳ４４４は温水環境での耐食性向上を主目的に開発された鋼種である。

温水容器は、構成部材（例えば鏡と胴）をＴＩＧ溶接により接合した溶接構造を有するものが主流である。そのような温水容器を上水の温水環境で使用すると、溶接部近傍で腐食が生じやすい。ＳＵＳ４４４の場合、腐食形態が孔食であるときには再不動態化しやすく、孔食が成長することは稀である。これに対し、腐食形態が隙間腐食であるときには再不動態化しにくいので腐食が成長し、板厚を貫通して漏水に至ることもある。このため、温水容器では腐食しやすい隙間構造の形成をできるだけ避けた構造とすることが望ましい。しかし、胴と鏡の溶接接合部など、施工上、隙間構造の形成を回避することが難しい部位もある。

図１に、代表的な温水容器の構造を模式的に例示する。図１（ａ）に示すように、円筒形の胴とその上下の鏡を溶接接合することにより温水容器の缶体が構築されている。図１（ｂ）、（ｃ）には胴と鏡の溶接部の断面構造を模式的に示してある。鏡と胴はいずれもステンレス鋼板を素材とする板状部材である。鏡が胴の内側に嵌り込むように双方の板状部材を重ね合わせて溶接接合してあり、溶接ビードの近傍には必然的に隙間構造が形成される。このように、溶接ビード近傍において板状の被接合部材どうしの間に形成される隙間を本明細書では「溶接隙間」と呼んでいる。このような溶接隙間の形成を完全に回避した溶接缶体の設計・製造にはコスト増を伴う。このようなことから、温水容器では多くの場合、溶接隙間の回避が困難であり、より耐隙間腐食性に優れた材料の適用が望まれる。

一方、温水容器は、内部の水圧に対して十分な耐久性を有している必要がある。特に昨今では給湯圧力を高くしてシャワーの勢いを増大させることが望まれる場合が多く、このようなニーズに対応するためには耐圧の高い缶体を使用しなければならない。缶体の耐圧を増大させる最も簡単な手法は肉厚を大きくすることである。しかし、肉厚の増大は缶体の重量増加を伴い、運搬や設置の作業性低下を招く。また、使用するステンレス鋼の量が増えて材料コストも増大する。

そこで、缶体の高強度化を図る手段として、溶接構造を変更すること（特許文献１）、胴体周辺に複数の環状リブを設けること（特許文献２）、さらに胴体軸方向にも補強部材を加えること（特許文献３）などが提案されている。しかし、溶接構造の変更による強度上昇には限界があり、また補強部材を取り付けることは缶体製造時のコスト増につながる。

特開平１１−２６７８３１号公報 特開平２−６４３５９号公報 実公平５−３５１１５号公報

本発明は、上記の問題に鑑み、特殊な溶接構造を採用することなく缶体溶接部近傍での優れた耐食性が確保でき、かつ厚肉化や補強部材の設置に頼ることなく缶体の高強度化が可能な温水容器用のステンレス鋼板を提供すること、およびそのステンレス鋼板を用いた温水容器を提供することを目的とする。

上記目的を達成するためには、温水容器の缶体に使用する材料自体の「耐隙間腐食性」および「強度」を同時に向上させることが極めて有利となる。発明者らは詳細な検討の結果、従来多くの電気温水器や貯湯槽に使用されているＳＵＳ４４４などのフェライト単相系のステンレス鋼ではなく、フェライト＋マルテンサイト２相系のステンレス鋼を適用し、かつ厳密な成分調整と組織制御を行うことによって上記目的が達成できることを見出した。

すなわち本発明では、質量％で、Ｃ：０.０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｎｉ：１〜６％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎ：０.０５％以下、Ａｌ：０.０２〜０.３％であり、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種を下記（１）式を満たす範囲で含有し、必要に応じてさらにＶ：０.５％以下、Ｂ：０.０１％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（２）式において右辺のＴ値を９５０〜１１５０の範囲で変動させたときに左辺のＭ値が１〜３０となる場合があるように（２）式右辺の各元素の含有量が調整された化学組成を有し、マトリクスがマルテンサイト相：１〜３０体積％、残部フェライト相である金属組織を有する溶接構造温水容器用ステンレス鋼板が提供される。
７（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０.７ …（１）
Ｍ＝−０.２２（Ｔ−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５ …（２）

このステンレス鋼板は、上記化学組成を有する鋼板（例えば熱延鋼板や冷延鋼板）に対して、下記（３）式および（４）式を満たす焼鈍温度Ｔ_A（℃）仕上焼鈍を施す工程を経て製造することができる。仕上焼鈍は溶接施工に供する前に行われる最後の焼鈍である。
９５０≦Ｔ_A≦１１５０ …（３）
１≦−０.２２（Ｔ_A−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５≦３０ …（４）
ただし、（１）式、（２）式、（４）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入され、（１）式のＮｂ、Ｔｉのうち含有しない元素がある場合には当該元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。

また本発明では、上記鋼板を素材とする部材どうしをＴＩＧ溶接して、温水に曝される箇所に溶接隙間を形成した温水容器が提供される。

本発明の鋼板は、強度向上に適したマルテンサイト量を確保したフェライト＋マルテンサイト２相組織を有する。この鋼板を用いて溶接施工された缶体においては、前記２相組織によって母材での強度が向上し、溶接熱影響部も母材の組織状態を反映して高強度化される。また本発明の鋼板は温水環境での耐隙間腐食性に優れる。したがって本発明によれば、溶接隙間を有する一般的な構造の温水容器において、溶接隙間部での耐食性の向上と、母材および溶接熱影響部での強度の向上が同時に実現され、耐圧負荷の高い温水用途に適した温水容器が特段のコスト増大を伴うことなく提供可能となる。また、本発明の鋼板は温水容器の他、燃料噴射レールや燃料タンク等の給油系部材にも使用できる。

〔金属組織〕
発明者らの検討によれば、マトリクスがマルテンサイト相＋フェライト相の２相組織を呈するステンレス鋼において、マルテンサイト量を１体積％以上確保したときに、強度の向上効果が大きく、耐圧の高い温水容器を構築する上で極めて有利となることが明らかになった。マルテンサイト量を３体積％以上とすると強度の向上効果が非常に大きくなり、５体積％以上とすることがさらに効果的である。一方、マルテンサイト量が多すぎると鋼板の加工性が低下する。検討の結果、温水容器の鏡等への加工性を考慮すると、マルテンサイト量は３０体積％までは許容される。２５体積％以下であることがより好ましい。

このような知見に基づき、本発明では、加工性を確保しながら温水容器の母材部分の強度を十分に確保するために、マルテンサイト量が１〜３０体積％に調整された鋼板を適用する。マルテンサイト量が３〜２５体積％、あるいは５〜２５体積％に調整された鋼板を適用することがより好ましい。マルテンサイト量は、後述の化学組成（特に（２）式を満たすこと）、および仕上焼鈍温度（特に（３）式、（４）式を満たすこと）によってコントロールすることができる。

また、ＴＩＧ溶接に供する鋼板のマルテンサイト量は、溶接後の熱影響部のマルテンサイト量にも反映されることがわかった。したがって、溶接前の鋼板においてマルテンサイト量が上記の範囲に調整されていることは、溶接後の母材だけではなく、溶接熱影響部においても強度向上に極めて有効である。溶接ビード部（溶接金属）については溶融→凝固の過程を経るが、後述の組成範囲に調整してあれば冷却過程で１体積％以上のマルテンサイト相が生成し、十分な強度が確保される。組成によっては溶接ビード部のマルテンサイト量が３０体積％を超えることもあり得るが、すでに成形加工を終えているので支障はない。

〔化学組成〕
以下、成分元素の含有量における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃは、その含有量が多くなると、ＴＩＧ溶接条件（温度、冷却速度）によってはＣｒ炭化物が生成し、Ｃｒ欠乏層を形成して耐食性低下を招くおそれがある。Ｃ含有量を０.０５％以下とし、かつ後述のようにＴｉ、Ｎｂの１種以上を添加することによって、温水容器のＴＩＧ溶接施工における炭化物に起因する耐食性低下の問題は回避される。Ｔｉ、Ｎｂの添加量を低減するためには、Ｃ含有量を０.０２％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉは、脱酸目的で添加されるが、過剰添加は硬さを上昇させ、鏡部材などへの加工性を低下させる要因となる。このためＳｉ含有量は１％以下に制限される。

Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、仕上焼鈍時、あるいは溶接後の冷却過程においてマルテンサイト相の母相であるオーステナイト相を生成させるために有効に作用する。そのためには０.１％以上のＭｎ含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のＭｎ含有は耐食性低下の原因となるので、Ｍｎ含有量は１％以下に制限される。

Ｐは、母材および溶接部の靭性を損なうので、少ない方が望ましいが、検討の結果、温水容器用途においては一般的なフェライト系ステンレス鋼と同様に、０.０５％までは許容できる。

Ｓは、孔食の起点となりやすいＭｎＳを形成して耐食性を阻害する要因となる。また溶接部の高温割れ感受性を助長する要因にもなる。このためＳ含有量は０.００５％以下に制限される。

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、仕上焼鈍時、あるいは溶接後の冷却過程においてマルテンサイト相の母相であるオーステナイト相を生成させるために必須の元素である。種々検討の結果、１体積％以上のマルテンサイト量を安定して生成させるためには１％以上のＮｉ含有量を確保する必要がある。２％以上とすることがより好ましい。ただし、多量のＮｉ含有はコスト増を招くので、Ｎｉ含有量は６％以下とする。５％以下の範囲に管理しても構わない。

Ｃｒは、不動態皮膜の主要構成元素であり、温水容器において孔食や隙間腐食などの局部腐食に対する抵抗力を十分に得るためには１８％以上のＣｒ含有量が必要である。しかし、Ｃｒ含有量が多くなるとＣ、Ｎの低減が難しくなり、機械的性質や靭性を損ね、かつコストを上昇させる要因となる。このためＣｒ含有量は２５％以下に制限される。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、仕上焼鈍時、あるいは溶接後の冷却過程においてマルテンサイト相の母相であるオーステナイト相を生成させるために有効に作用する。そのためには０.０３％以上のＣｕ含有量を確保することがより効果的である。しかし、過剰にＣｕを添加するとεＣｕ相として析出し、耐食性低下の要因となる。このためＣｕ含有量は１％以下に制限される。

Ｍｏは、Ｃｒとともに耐食性レベルを向上させるために有効な元素である。Ｍｏ含有量は０.０３％以上とすることがより効果的である。しかし、Ｍｏは高価な元素であることから、２％以下の含有量範囲とする。

Ｎは、その含有量が多くなると、ＴＩＧ溶接条件（温度、冷却速度）によってはＣｒ窒化物が生成し、Ｃｒ欠乏層を形成して耐食性低下を招くおそれがある。Ｎ含有量を０.０５％以下とし、かつ後述のようにＴｉ、Ｎｂの１種以上を添加することによって、温水容器のＴＩＧ溶接施工における窒化物に起因する耐食性低下の問題は回避される。Ｔｉ、Ｎｂの添加量を低減するためには、Ｎ含有量を０.０２％以下とすることがより好ましい。

Ａｌは、Ｔｉとの複合添加によって溶接による耐食性低下を抑制する。その作用を十分に得るために０.０２％以上のＡｌ含有量を確保する。ただし、過剰のＡｌ含有は鋼板の表面品質の低下や、溶接性の低下を招くので、Ａｌ含有量は０.３％以下に制限される。

Ｎｂ、Ｔｉは、Ｃ、Ｎを固定し、ステンレス鋼で問題となる粒界腐食を防止するのに有効な元素である。本発明ではＮｂ、Ｔｉの１種以上を含有させる。鋼中のＣ、Ｎのほぼ全部を固定して粒界腐食の問題を回避するためには、質量％でＮｂとＴｉの合計含有量がＣとＮの合計含有量の７倍以上となるうように、Ｎｂ、Ｔｉの１種以上を含有させる必要がある。ただし、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が多くなるとステンレス鋼が硬質化し、加工性低下につながる。種々検討の結果、温水容器部材（鏡など）への十分な加工性を付与するためにはＮｂとＴｉの合計含有量を０.７％以下の範囲とすることが有効である。したがって本発明では下記（１）式を満たすようにＮｂ、Ｔｉの１種以上を含有させる。
７（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０.７ …（１）

Ｖは、結晶粒の粗大成長を抑制する作用があり、また固溶強化によって鋼板の高強度化に寄与しうるので、必要に応じて添加することができる。上記作用を十分に発揮させるためには０.１％以上のＶ含有量を確保することがより効果的である。ただし、多量のＶ添加は表面疵発生の要因となる。Ｖを添加する場合は０.５％以下の範囲で行う。

Ｂは、微量の添加で高温での粒界強度を向上させ、熱間加工性の向上等に有効である。このため必要に応じてＢを添加することができる。その作用を十分に得るには０.０００５％以上のＢ含有量を確保することがより効果的である。しかし過剰のＢ添加は硼化物の形成を招き、却って高温での変形能を低下させる要因となる。Ｂを添加する場合は０.０１％以下の範囲で行う。

上記以外に、鋼中にはＣａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類元素）等が混入することがある。例えばスクラップ等の副原料、電気炉を構成する耐火煉瓦や炉壁付着物、スラグ等からの混入が考えられる。検討の結果、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、ＲＥＭの混入量は合計０.０１％以下の範囲に管理されるべきである。それを超えると耐食性や表面性状に悪影響を及ぼすことがありうる。

各成分元素の含有量を上記の範囲とすることによって、フェライト＋マルテンサイト２相組織ステンレス鋼の耐隙間腐食性を高いレベルにコントロールすることができる。

発明者らは、各合金成分の含有量を上述の範囲で種々変動させた多くの溶製例を用いて、合金成分含有量、９５０〜１１５０℃における温度Ｔ（℃）、およびＴ℃でのオーステナイト相の存在量（体積％）の関係を詳細に調査した。その結果、オーステナイト相の存在量に及ぼす影響力の大きい合金元素としてＮｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏを取り上げ、下記（２）式を策定するに至った。
Ｍ＝−０.２２（Ｔ−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５ …（２）

（２）式で定義されるＭ値は、温度Ｔ（ただし９５０℃≦Ｔ≦１１５０℃）における当該鋼のオーステナイト相の存在量（体積％）に対応する指標である。温水容器に適した板厚約０.５〜２ｍｍの鋼板をＴ℃に保持したのち冷却したとき、冷却後の鋼板におけるマルテンサイト量は、（２）式により定まるＭ値に近い体積％値となる。鋼板の仕上焼鈍温度は後述のように９５０〜１１５０℃の範囲内で設定することが望ましいことから、この温度域で１〜３０体積％のオーステナイト相を生成させること、換言すれば９５０〜１１５０℃の範囲内での仕上焼鈍後に得られるマルテンサイト量を１〜３０体積％に調整することを実現させるためには、前記（２）式において右辺のＴ値を９５０〜１１５０の範囲で変動させたときに左辺のＭ値が１〜３０となる場合があるように、ステンレス鋼の成分組成が調整されている必要がある。

〔鋼板の製造〕
上記のように化学組成が調整された鋼を溶製し、通常のステンレス鋼板製造設備を用いて本発明の溶接構造温水容器用ステンレス鋼板を製造することができる。ただし、下記（３）式および（４）式を満たす焼鈍温度Ｔ_A（℃）で仕上焼鈍を施すことが重要である。
９５０≦Ｔ_A≦１１５０ …（３）
１≦−０.２２（Ｔ_A−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５≦３０ …（４）

仕上焼鈍温度Ｔ_Aが９５０℃を下回ると、上記の化学組成範囲においてマルテンサイト量を３０体積％以下にコントロールすることが難しくなる。逆に仕上焼鈍温度Ｔ_Aが１１５０℃を超えると上記の化学組成範囲において１体積％以上のマルテンサイト量を安定して確保することが難しくなる。また、フェライト結晶粒が粗大化しやすくなる。したがって本発明では（３）式によって仕上焼鈍温度の設定許容範囲を規定している。具体的な仕上焼鈍温度Ｔ_Aは、鋼の化学組成に応じて（４）式を満たす温度に設定すればよい。本発明の対象となる鋼は前述の（２）式によりＭ値が１〜３０の値をとり得る化学組成に規定されているので、（４）式を満たすＴ_A値は必ず存在することになる。材料温度が（３）式および（４）式を満たすＴ_A（℃）の範囲内に保持される時間を仕上焼鈍時間とするとき、仕上焼鈍時間は概ね１〜１２０ｍｉｎの範囲で調整することができる。

〔温水容器の製造〕
上記の仕上焼鈍を終えて、マルテンサイト量が１〜３０体積％に調整された２相組織鋼板を素材とし、温水容器を構成する各部材（鏡、胴など）に加工する。その後、各部材を従来の手法でＴＩＧ溶接により接合することにより、温水に曝される箇所に溶接隙間を形成した温水容器が構築される。本発明の鋼板は耐隙間腐食性に優れることから溶接隙間を回避した構造を採用する必要がなく、また素材の強度が向上しているので、従来と同様の缶体設計により、耐食性および強度を同時に改善することが可能である。ＴＩＧ溶接に際してはＡｒバックガスシールを適用することが望ましい。

表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３ｍｍの熱延板を作製した。その後、冷間圧延にて板厚１.０ｍｍとし、仕上焼鈍を９５０〜１１５０℃の範囲にある温度Ｔ_A（℃）で行った。仕上焼鈍時間（上述）はいずれも６０ｓｅｃとした。その後、酸洗を施すことによって供試材とした。表１中には前記（２）式により算出される各温度Ｔ（℃）でのＭ値を併せて記載してある。仕上焼鈍温度Ｔ_Aは後述の表２中に記載してある。各供試材とも、仕上焼鈍後のマルテンサイト量の実測値は、表１において、仕上焼鈍温度Ｔ_Aに相当するＴの欄に示されるＭ値にほぼ等しい値（体積％）となり、マトリクスの残部はフェライト相であることが確認された。ただしＭ値がマイナスとなる場合はフェライト単相組織となった。

〔溶接隙間における耐隙間腐食性〕
各供試材から切り出した２枚の鋼板（各１.０ｍｍ厚）を用いて、図２に模式的に示す断面形状の溶接隙間試験片をＴＩＧ溶接にて作製した。２枚の鋼板のうち一方は１０°の角度で曲げ加工を施してあり、溶接ビード中心位置（トーチ直下の位置）と曲げ加工位置との距離（これを「隙間深さ」と呼ぶ）が７ｍｍとなるようにして、溶接隙間を形成させた。ＴＩＧ溶接条件は、Ａｒバックガスシールを行い、溶け込み（溶接金属部）が裏面まで到達し、裏ビード幅が約４ｍｍとなる条件とした。この場合、溶接熱影響部（ＨＡＺ）はビード中心からの距離が約１０ｍｍの範囲となる。隙間深さは、表１のＮｏ.２３鋼（２２Ｃｒフェライト系）を用いた予備実験により、最も隙間腐食が激しく生じる条件として７ｍｍを採用した。ビード部を挟んでこの溶接隙間と反対側においても２枚の鋼板が接しているが、この部分には試験液が侵入しにくいので隙間腐食はほとんど生じないことを確認している。

図３に溶接隙間試験片の外観を模式的に示す。試験片寸法は１５×４０ｍｍであり、溶接で生じた酸化スケールを除去していない試料（無手入れのままの試料）を使用して、母材部の端にリード線をスポット溶接にて接続し、リード線およびその接続部のみを樹脂被覆した。

この溶接隙間試験片を８０℃の２０００ｐｐｍＣｌ^-水溶液を用いた３０日間の浸漬試験に供した。図４に浸漬試験方法を模式的に示す。浸漬試験片２にはＰｔ補助カソード１を接続した。Ｐｔ補助カソード１は４０×６０ｍｍのＴｉ板の表面にＰｔめっきを施したものであり、ここでの試験片に対し容量３００Ｌ（リットル）の温水缶体に相当するカソード能力を有している。浸漬試験片２とＰｔ補助カソード１を試験液３に浸漬し、試験中、エアレーションノズル４からエアーを試験液３中に送り込んだ。試験数はｎ＝３とした。試験中、腐食電流をモニターした。腐食電流の経時変化によって腐食の進行状態がわかる。３０日の浸漬試験後に試験片を解体し、溶接隙間部の最大侵食深さを測定した。その結果を表２中に記載してある。この最大侵食深さが０.２ｍｍ以下であるものは溶接隙間を有する温水容器として優れた長期耐食性を呈すると判断される。

〔母材の強度〕
仕上焼鈍を終えた各供試材から長手方向が圧延方向となるようにＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を作製し、クロスヘッド速度０.３ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、最大引張強さおよび破断伸び（突き合わせ伸び）を求めた。その結果を表２中に記載してある。シャワーの勢いを十分に高めることができる耐圧を有する温水缶体を肉厚増大によらずに実現するためには、この試験による引張強さが５３０ＭＰａ以上であることが望まれる。鏡等の温水容器部材への加工性を考慮すると、この試験による破断伸びが１８％以上であることが望まれる。

本発明例のものは（３）式および（４）式を満たす条件で仕上焼鈍を行ったことによりマルテンサイト量が１〜３０体積％の範囲となっている。表２に示されるように、これら本発明例のものはいずれも耐圧の高い温水容器に望まれる高強度を有し、加工性も良好である。また本発明例のものは溶接隙間における耐隙間腐食性にも優れている。

これに対し、比較例である試験Ｎｏ.４ｂおよび９ｂは本発明で規定する化学組成を有する鋼であるが、仕上焼鈍温度が低すぎたことによりマルテンサイト量が３０体積％を超えて多くなり、強度が高い反面、破断伸びに劣った。試験Ｎｏ.６ｃも本発明で規定する化学組成を有しているが、仕上焼鈍温度が高すぎたことによりフェライト単相組織となり、強度が低かった。試験Ｎｏ.２１、２２ａ、２２ｂ、２３、２４は、（２）式においてＴが９５０〜１１５０であるときにＭ値が１〜３０となる場合がない化学組成を有するものである。このうち試験Ｎｏ.２１、２３、２４はフェライト単相組織となり、強度が低かった。試験Ｎｏ.２２ａ、２２ｂはマルテンサイト量が３０％を超えて多くなり、破断伸びが低かった。試験Ｎｏ.２５および２６はそれぞれＮ含有量およびＣ含有量が高すぎたものであり、これらは耐隙間腐食性に劣った。

代表的な温水容器の構造を模式的に例示した図。 溶接隙間試験片の断面形状を模式的に示した図。 溶接隙間試験片の外観を模式的に示した図。 浸漬試験方法を模式的に示した図。

符号の説明

１ Ｐｔ補助カソード
２ 浸漬試験片
３ 試験液
４ エアレーションノズル
５ 照合電極（Ｓ.Ｃ.Ｅ.）

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０.０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｎｉ：１〜６％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎ：０.０５％以下、Ａｌ：０.０２〜０.３％であり、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種を下記（１）式を満たす範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（２）式において右辺のＴ値を９５０〜１１５０の範囲で変動させたときに左辺のＭ値が１〜３０となる場合があるように（２）式右辺の各元素の含有量が調整された化学組成を有し、マトリクスがマルテンサイト相：１〜３０体積％、残部フェライト相である金属組織を有する溶接構造温水容器用ステンレス鋼板。
   ７（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０.７ …（１）
   Ｍ＝−０.２２（Ｔ−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５ …（２）
   ただし、（１）式、（２）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入され、（１）式のＮｂ、Ｔｉのうち含有しない元素がある場合には当該元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。
2. さらにＶ：０.５％、Ｂ：０.０１％以下の１種以上を含有する化学組成を有する請求項１に記載の溶接構造温水容器用ステンレス鋼板。
3. 質量％で、Ｃ：０.０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.００５％以下、Ｎｉ：１〜６％、Ｃｒ：１８〜２５％、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎ：０.０５％以下、Ａｌ：０.０２〜０.３％であり、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種を下記（１）式を満たす範囲で含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（２）式において右辺のＴ値を９５０〜１１５０の範囲で変動させたときに左辺のＭ値が１〜３０となる場合があるように（２）式右辺の各元素の含有量が調整された化学組成を有する鋼板に対して、下記（３）式および（４）式を満たす焼鈍温度Ｔ_A（℃）で仕上焼鈍を施す溶接構造温水容器用ステンレス鋼板の製造方法。
   ７（Ｃ＋Ｎ）≦Ｎｂ＋Ｔｉ≦０.７ …（１）
   Ｍ＝−０.２２（Ｔ−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５ …（２）
   ９５０≦Ｔ_A≦１１５０ …（３）
   １≦−０.２２（Ｔ_A−１０）＋３４.５Ｎｉ＋１０.５Ｍｎ＋１３.５Ｃｕ−１７.３Ｃｒ−１７.３Ｓｉ−１８Ｍｏ＋４７５.５≦３０ …（４）
   ただし、（１）式、（２）式、（４）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量値が代入され、（１）式のＮｂ、Ｔｉのうち含有しない元素がある場合には当該元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。
4. 鋼板が、さらにＶ：０.５％以下、Ｂ：０.０１％以下の１種以上を含有するものである請求項３に記載の溶接構造温水容器用ステンレス鋼板の製造方法。
5. 請求項１または２に記載の鋼板を素材とする部材どうしをＴＩＧ溶接して、温水に曝される箇所に溶接隙間を形成した温水容器。

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