JP7343691B2 - 溶接構造、ステンレス鋼製溶接構造物、ステンレス鋼製溶接容器ならびにステンレス鋼 - Google Patents

溶接構造、ステンレス鋼製溶接構造物、ステンレス鋼製溶接容器ならびにステンレス鋼 Download PDF

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Description

本発明は、溶接すき間を有する溶接構造、ステンレス鋼製溶接構造物、ステンレス鋼製溶接容器ならびにステンレス鋼に関する。
上水や温水等を貯蔵する構造物としてその優れた耐食性や強度などからステンレス鋼が広く用いられている。
このようなステンレス鋼構造体としてはフェライト系ステンレス鋼が広く使用されている。これは耐食性のなかでも耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に優れることが挙げられ、特に電気温水器やヒートポンプ型温水器の貯湯タンクとしてフェライト系ステンレス鋼が用いられている。近年より快適な入浴環境の提案のために給湯圧をより高圧化する要望が高まっており、貯湯缶体材料として従来用いられてきたフェライト系ステンレス鋼の代表例であるＳＵＳ４４４やＳＵＳ４４５Ｊ１よりも高強度化の要望がある。
特許文献１には、材料高強度化の例としてＣｒやＳｉ、Ｎｉを添加して強度を高めたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
しかし本例はあくまでフェライト系ステンレス鋼であり、フェライト系ステンレス鋼で高強度化しようとすると本文献１の実施例にあるように２４％ＣｒでＳｉとＮｉ量も各々２％程度添加が必要となり、原料コストだけでなくフェライト系ステンレス鋼特有の課題である靭性の低下が鋼板の製造時や缶体等の溶接構造物製造時において問題となりうる。
また溶接構造物ではステンレス鋼特有のすき間腐食が課題となる。すき間腐食はすき間形状が狭いほど生じやすいことが知られている。加えて溶接構造材の場合は溶接によるテンパースケールが生じるとそのスケール組成によってはさらにすき間腐食を誘発しやすい。
特許文献１には上記記載があり、すき間構造としては７ｍｍの隙間深さと最大隙間間隔２０μｍ以下とすること、テンパースケールとしてはアルゴンバックガスシールなしで溶接ボンド端部から１ｍｍ以内の溶接隙間部の酸化スケールの平均Ｃｒ比率が全金属元素の割合で２０質量％以上を有することが記載されている。
しかし本例で提示されるすき間構造は極めて狭くすき間腐食が非常に生じやすい形状であること、更に素地の耐食性を低下させるアルゴンバックガスシールド無しが前提であり、それにより溶接ボンド部すき間内テンパースケールが形成された際の表面酸化被膜を規定したものである。
その他としては、特許文献２にはすき間構造が４ｍｍのすき間深さと最大すき間間隔３０μｍ以下で、テンパースケールとしてはバックシールド無しでボンド端部から２ｍｍ以内のすき間部酸化スケールの平均Ｃｒ比率を高めることが示されている。本例もすき間構造としては狭く、かつすき間内に溶接ボンド部とテンパースケールを有するとされる。
また特許文献３には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の溶接部を向上させるとの方法が示されている。これは胴板や鏡板がフェライト系ステンレス鋼の場合にフィラー（芯線）にオーステナイト系ステンレス鋼を、またその逆の場合のいわゆる異材溶接部に関した特許文献である。しかし本件は溶接金属部の金属組織のみを規定しており、その組成には言及はなく、また二相ステンレス鋼の記述もない。
また特許文献４にはオーステナイト系ステンレス鋼との溶接部耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼が示されている。これも特許文献３と同様、胴板や鏡板がフェライト系ステンレス鋼の場合にフィラー（芯線）にオーステナイト系ステンレス鋼を、またその逆の場合のいわゆる異材溶接部に関した特許文献であるが、これにはフェライト系ステンレス鋼の組成が規定されているのみで、溶接すき間部についての記述や二相ステンレス鋼の記述もない。
特開２０１１－１８４７３２号公報 特開２００９－１８５３８２号公報 特開平６－１１１９３号公報 特開２０１０－２０２９１６公報
本発明は、上水や温水等を貯蔵する構造物としてＴＩＧ溶接部の耐食性に優れるステンレス鋼製ＴＩＧ溶接構造物に関するものであり、溶接すき間部を有する溶接構造であってもすき間腐食を抑制することのできる、溶接構造、それを用いたステンレス鋼製溶接構造物、ステンレス鋼製溶接容器、ならびにそれらに用いるステンレス鋼を提供することを目的とする。さらに高強度なステンレス鋼製ＴＩＧ溶接構造物であると好ましい。
部材同士を溶接した溶接構造において、溶接金属部６と鋼材（素材）との境界をボンド部９と呼び、鋼材のうちで熱影響を受けた部分（熱影響部）をＨＡＺ部８とも呼ぶ（図１参照）。
本発明者らは、溶接すき間部を有する溶接構造が形成された、ステンレス鋼製の溶接構造物および容器の耐食性向上について、更にはそのための高強度ステンレス鋼について鋭意研究を重ねた。その結果、まず溶接時に生じるすき間部における耐食性、つまり耐すき間腐食性を向上させるために、溶接構造における溶接金属部とその溶接すき間構造を最適化する知見を得た。
具体的には、ステンレス鋼を溶接する際に生じる熱影響部（ＨＡＺ）を、すき間腐食の影響外に位置させることで回避することである。
ステンレス鋼は一般に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）で耐食性が低下する傾向がある。特に二相ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼を用いた溶接構造では、材料の成分や溶接条件により鋭敏化を生じる場合がある。フェライト系ステンレス鋼でもＴｉやＮｂなどの鋭敏化を防止するいわゆる安定化元素が添加された高純度フェライト系ステンレス鋼では通常は耐食性低下がみられないが、溶接時のシールドガスを省略した際には耐食性が低下する場合がある。この対策として各種ステンレス鋼組成の改良が加えられており、その材料を用いることで改善はされてきている。しかし現実の溶接施工では入熱や施工上のばらつきなどにより、安定的にＨＡＺ部の耐食性を担保するには難しい場合がある。
そのため材料とあわせて溶接すき間部の構造からも改善を検討した。その結果、溶接部の腐食はボンド部境界から鋼材側へ２ｍｍ以内のＨＡＺ部で生じること、ただしＨＡＺ部をすき間内から外してしまえばＨＡＺ部での腐食は生じてもいわゆるすき間腐食のような自己触媒的な腐食の促進は生じず、孔食の貫通による水漏れの恐れは極めて小さくなること、すき間腐食が発生する場合はすき間幅４０μｍの位置よりすき間側に発生し、それより外側には発生しないこと、を知見したものである。
図１に示すように、溶接すき間部３は、溶接構造において、２つの部材（図１の例では鏡板１３と胴板１４）の間にすき間（溶接すき間部３）が形成される。すき間の最も深い部分で２つの部材が接する位置を、すき間最深部４と呼ぶ。すき間において、すき間最深部４からの距離が遠くなるほど、すき間幅が大きくなる。すき間幅が４０μｍの位置を幅４０μｍ位置５と呼ぶ。上記の通り、溶接金属部６と素材との境界部（ボンド部９）が、幅４０μｍ位置５よりも外側（すき間最深部４の反対側）に位置すれば、換言すると、ＨＡＺ部８でのすき間幅が４０μｍよりも大きいと、すき間腐食を抑制できることがわかった。
例えば図１において、溶接すき間部３を構成する部材のうちで胴板１４について、上記のようにボンド部９と幅４０μｍ位置５との位置関係を調整することにより、本発明の効果を奏することができる。詳細は後述する。
本発明の溶接すき間部を有する溶接構造は、溶接すき間構造を有するもので優れた耐食性が望まれる場合に有効であり、その構造は特に問わないが特に温水缶体の容器のような場合に有効である。
さらに溶接を行う際に、溶接フィラー材を用いることがあるが、その際に低炭素オーステナイト系ステンレス鋼を用いることで、上記の溶接金属部の耐食性をより向上させることが可能であることも知見した。低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は耐食性を向上させるＣｒやＮｉを多く含むため、溶接金属部の耐食性をさらに向上させることが可能となることを知見した。
一方、給湯器等の容器への高圧化の要望に対して、素材の高強度化が望まれている。二相ステンレス鋼はフェライト相とオーステナイト相の複相組織でかつ一般の同板厚のフェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比較してその冶金学的特性から結晶粒が微細化されることで高強度を有することが特徴である。そのため従来多用されてきたフェライト系ステンレス鋼よりも高価な元素を多量に用いずに高強度な材料が提供できる。この二相ステンレス鋼で高強度とＨＡＺ部耐食性低下抑制可能な成分を鋭意検討し、最適な成分範囲を得たものである。
なお、二相ステンレス鋼は耐ＳＣＣ性にも優れる特徴を有する。フェライト系ステンレス鋼ほどのＳＣＣに対する免疫性はないが、汎用のオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４等よりも優れることで知られる。そのことからも過去にＳＵＳ３０４ではＳＣＣでの漏水事例のある貯湯缶体にも適用が可能となる。
以上の結果から、本発明に至ったものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］第１のステンレス鋼部材の端部と、第２のステンレス鋼部材の端部以外の部位とを溶接し、溶接すき間部を有する溶接構造であって、溶接入熱が前記第１のステンレス鋼部材の端部側になされてなり、前記第１のステンレス鋼部材の端部側の材料が溶接金属部で構成され、その溶接金属部と素材との境界部からすき間最深部までの長さＬＢが、すき間最深部からすき間幅４０μｍまでのすき間長さＬＣとの関係でＬＣ＜ＬＢを満たすことを特徴とする溶接構造。
［２］溶接時の溶接材として低炭素オーステナイト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼を用いてなることを特徴とする［１］に記載の溶接構造。
［３］前記第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材の一方又は両方が、
質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１％以上８．０％未満、Ｃｒ：２０．０～２６．０％、Ｎｉ：０．５～７．０％、Ｍｏ：０．１～４．０％、Ｎ：０．１０～０．２５％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％およびＡｌ：０．００１～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、以下（１）式を満たし、引張強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とする［１］又は［２］に記載の溶接構造。
Ｖ＋８Ｗ＋５Ｎｂ＋Ｎ＋５Ｃ≧０．５０…（１）
ただしＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）とする。
［４］前記Ｆｅの一部に替えて、さらに、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｔａ：０．００５～０．２００％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｈｆ：０．００１～０．０８０％、Ｓｎ：０．００１～０．１００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、およびＲＥＭ：０．００５～０．１００％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする［３］に記載の溶接構造。
［５］［１］から［４］までのいずれか１つに記載の溶接構造を有することを特徴とするステンレス鋼製溶接構造物。
［６］［１］から［４］までのいずれか１つに記載の溶接構造を有するステンレス鋼製溶接容器であって、
前記第１のステンレス鋼部材が筒状の胴板であり、前記第２のステンレス鋼部材がプレス成形された鏡板で構成されることを特徴とするステンレス鋼製溶接容器。
［７］［１］から［４］までのいずれか１つに記載の溶接構造、［５］に記載のステンレス鋼製溶接構造物、［６］に記載のステンレス鋼製溶接容器のいずれかにおいて、前記第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材の一方又は両方に用いるステンレス鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１％以上８．０％未満、Ｃｒ：２０．０～２６．０％、Ｎｉ：０．５～７．０％、Ｍｏ：０．１～４．０％、Ｎ：０．１０～０．２５％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％およびＡｌ：０．００１～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、以下（１）式を満たし、引張強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とするステンレス鋼。
Ｖ＋８Ｗ＋５Ｎｂ＋Ｎ＋５Ｃ≧０．５０…（１）
ただしＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）とする。
［８］前記Ｆｅの一部に替えて、さらに、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｔａ：０．００５～０．２００％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｈｆ：０．００１～０．０８０％、Ｓｎ：０．００１～０．１００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、およびＲＥＭ：０．００５～０．１００％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする［７］に記載のステンレス鋼。
本発明によれば、溶接すき間部の耐食性にすぐれる溶接構造、ステンレス鋼製溶接構造物、ステンレス鋼製溶接容器ならびにステンレス鋼を提供できる。
溶接すき間部の構造を示す断面図である。 溶接試験片の全体図を示す断面図である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、溶接すき間部の耐食性にすぐれ、さらに好ましくは高強度である高圧容器とそのステンレス鋼について鋭意開発を進めた結果、以下を知見した。
１．ステンレス鋼を用いた溶接構造体のすき間腐食に対する高耐食化には溶接金属とそのすき間構造の最適化により達成する知見を得た。図１は、溶接容器の鏡板１３と胴板１４との溶接接合部に形成される溶接すき間部３を示す図である。胴板１４（以下総称して第１のステンレス鋼部材１ともいう。）の端部と、鏡板１３（以下総称して第２のステンレス鋼部材２ともいう。）の端部以外の部位とが溶接される。溶接入熱２３が溶接すき間部３の胴板１４の側から胴板１４（第１のステンレス鋼部材１）の端部側になされている。その結果、溶接すき間部３の溶接構造において、第１のステンレス鋼部材１（胴板１４）の端部側の材料が溶接金属部６で構成されることとなる。具体的には図１の溶接すき間部の構造を示す断面図に示すように、溶接金属部６と素材との境界部（ボンド部９）からすき間最深部４までの長さをＬＢとし、すき間最深部４から幅４０μｍ位置５までのすき間長さをＬＣとし、この関係と耐隙間腐食性の関係を精査した。
腐食試験としてはＣｌ－；６００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋；２ｐｐｍＣｕ２＋試験液で８０℃、酸素吹き込みとして２週間連続浸漬とした。なお試験液は、１週間後に交換した。
その結果、溶接のＨＡＺ部８をすき間部（幅４０μｍ位置５よりもすき間最深部４側）に位置しないような構造とすることですき間腐食を回避できることを知見した。これは溶接金属部６と素材との境界部（ボンド部９）からすき間最深部４までの長さＬＢが、すき間最深部４から幅４０μｍ位置５までのすき間長さＬＣとの関係がＬＣ＜ＬＢを満たすことで得られたものである。すき間腐食はすき間幅が４０μｍより狭い場合に生じる場合があることが知られているが、すき間幅が４０μｍより広い場所では、ＨＡＺ部８であってもすき間腐食が生じないことも明らかにした。そのため仮に二相ステンレス鋼溶接部のＨＡＺ部で耐食性低下が生じた場合でも、ＬＣ＜ＬＢを満たしていれば、ＨＡＺ部の表層にて孔食は生じたとしても、すき間腐食が生じない位置であるためにすくなくとも自己触媒的に腐食が進展するすき間腐食は避けられることとなり、漏水による損傷は避けることが可能となる。
２．前述のように、図１において、溶接すき間部３を構成する部材のうちで胴板１４（第１のステンレス鋼部材１）の端部側の部材について、ボンド部９と幅４０μｍ位置５との位置関係を調整しさえすれば、鏡板１３（第２のステンレス鋼部材２）のＨＡＺ部がすき間最深部に近い位置に存在したとしても、本発明の効果を奏することができる。なお溶接すき間部３を構成する鏡板１３（第２のステンレス鋼部材２）にもＨＡＺは存在するが、その位置はすき間最深部付近となる。もしすきま腐食が生じた場合でも、すき間腐食は一般に４０μｍ位置５のすき間近傍で主に進行するために、鏡板１３のＨＡＺ部への影響は小さい。
３．上記の耐すき間腐食性に優れる溶接すき間部を有する溶接構造は、耐すき間腐食性を要求される一般的なステンレス鋼製溶接構造物一般に適用可能である。特に胴板と鏡板とで構成される、温水缶体のようなステンレス鋼製溶接容器において好適である。図１に示すような、溶接容器の鏡板１３と胴板１４との溶接接合部に溶接すき間部３が形成されている溶接容器において、溶接すき間部３の胴板１４側がすきま部外側２１であり、溶接すき間部３の鏡板１３側がすきま部内側２２である。
４．溶接時に溶接フィラー材を用いることがあるが、その際に低炭素オーステナイト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼を用いることで、上記の溶接金属部６の耐食性をより向上させることが可能であることを知見した。低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は溶接時の腐食速度を低減させるＮｉを多く含むため、溶接金属部６の耐食性をさらに向上させることが可能となる。具体的には一般的な低炭素オーステナイト系ステンレス鋼の溶接フィラー材のＹ３０９Ｌの概略組成はＣｒ：２４％、Ｎｉ：約１３％、であるため、溶接金属部６の耐食性を相対的に高めることが可能となる。また溶接材としての二相ステンレス鋼は、特に胴板や鏡板に二相ステンレス鋼を用いる場合に溶接金属部６の耐食性ならびに強度の面から好適である。具体的には一般的な二相ステンレス鋼の溶接フィラー材のＹＳ２２０９の概略組成はＣｒ：約２２％、Ｎｉ：約９％、Ｍｏ：約３％、Ｎ：０．１％である。
５．これら溶接構造物および容器の高圧化要望にたいして、高強度ステンレス鋼として引張強度が７００ＭＰａ以上とする材料が望ましく、その材料として二相ステンレス鋼が好適としてその成分最適化により高強度化の可能性を見出した。具体的にはＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃが引張強度に特に有効でありその成分として以下式のように最適化したことである。
Ｖ＋８Ｗ＋５Ｎｂ＋Ｎ＋５Ｃ≧０．５０
ただしＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）とする。
なお、本発明における高圧容器用高強度ステンレス鋼として二相ステンレス鋼を好適としているが、二相ステンレス鋼はプレス成形性に劣るため、プレス成形される鏡板への加工がその形状によっては加工できない場合がある。この場合は二相ステンレス鋼に適した鏡板形状への変更が望ましいが、金型の変更は試作時間と金型交換の費用が必要となる。これを回避する手段の一つとして、鏡板には従来通り汎用のフェライト系ステンレス鋼またはオーステナイト系ステンレス鋼を用いることで高圧容器の高圧化と容器の製造性改善を達成可能であることも知見している。これは鏡板ではプレス成形により一般にお椀型の形状のため、その形状により高圧力に耐えうることが可能であり、鏡板のみ汎用のフェライト系ステンレス鋼またはオーステナイト系ステンレス鋼としても高圧容器としての要求性能は担保できる。なお、ここでのフェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼とは、高圧容器の内容物に応じた耐食性を有するものとする。具体的には上水の温水貯湯の場合にはＳＵＳ４４４やＳＵＳ４４５Ｊ１／Ｊ２、ＳＵＳ３１５Ｊ１／Ｊ２が好適である。もちろん、高強度を必要としない場合には、第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材のいずれについても、フェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼を用いることができる。
次に、本発明の溶接構造における第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材の好ましい成分組成、本発明のステンレス鋼の成分組成について、詳細に説明する。
まず本鋼は好ましくは二相組織を有するステンレス鋼とする。二相組織とすることにより結晶粒微細化並びに複相組織化の効果で高強度の材料が得られる。なおさらなる高強度化に対しては前記のようにＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃを適正な量を添加することで７００ＭＰａ以上の高強度材を得られる。
Ｃは，高強度化に寄与する元素のひとつである。ただし過剰な添加は耐粒界腐食性および加工性を低下させる。このため，Ｃの含有量は０．００１％～０．０５０％であることがより望ましい。望ましくは下限が０．００５％であり、上限が０．０４０％、より望ましくは下限が０．００８％であり、上限が０．０３０％であることがより望ましい。
Ｎは，Ｃと同様に高強度化への寄与が大きい。ただしこれもＣと同様に過剰な添加は耐粒界腐食性，加工性を低下させる。このため，Ｎの含有量は０．１０％～０．２５％とした。望ましくは下限が０．１２％であり、上限が０．２２％、より望ましくは下限が０．１５％であり、上限が０．２０％であることがより望ましい。
Ｎｂは，Ｃ，Ｎの安定化元素として溶接部の粒界腐食を抑制することで知られるが、素材の強度を向上させることでも知られる。一方、過剰な添加は過度に強度を向上させ加工性を低下させる問題が生じる場合もあり、またコストも上昇する問題がある。そのため，Ｎｂの含有量は０．００１～０．３００％とする。望ましくは下限が０．００２％であり、上限が０．２００％、より望ましくは下限が０．００３％であり、上限が０．１００％である。
Ｖは前述のＮｂとの複合添加により高強度化に寄与するだけでなく、耐食性を改善する作用も有する。ただし、Ｖの過度の添加は加工性を低下させる上，耐食性向上効果も飽和する。そのため，その添加量は０．０１～０．３０％とする。望ましくは下限が０．０５％であり、上限が０．２５％、より望ましくは下限が０．１０％であり、上限が０．２０％、である。
その他元素について言及する。
Ｓｉは，脱酸元素として重要な元素であり，耐食性，耐酸化性の向上にも有効である。過剰な添加は製造性を低下させる。そのため、Ｓｉの含有量は０．０１～１．５０％とした。なおＳｉは前記の通り脱酸のための必須元素であるから０．０５％以上含有させることが望ましい。Ｓｉ含有量は、より望ましくは下限が０．１０％であり、上限が１．１０％である。
Ｍｎは，オーステナイト安定化元素として二相ステンレス鋼には重要な元素であるが，過剰に添加すると腐食の起点となるＭｎＳを生成しやすくなり，耐食性を低下させる。このため，Ｍｎの含有量を０．１％以上８．０％未満とした。より望ましくは，下限が１．０％であり、上限が６．０％である。
Ｐは，溶接性，加工性を低下させるだけでなく，粒界腐食を生じやすくするため，低く抑える必要がある。そのためＰの含有量を０．０３５％以下とした。より望ましくは下限が０．００１％であり、上限が０．０２％である。
Ｓは，ＣａＳやＭｎＳ等の腐食の起点となる水溶性介在物を生成させるため，低減させる必要がある。そのため、Ｓの含有量は０．０１％以下とする。ただし、過度の低減はコストの悪化を招く。このため，Ｓの含有量は、下限が０．０００１％であり、上限が０．００５％であることがより望ましい。
Ｃｒは，ステンレス鋼の耐食性を確保する上で最も重要な元素であり，更にフェライト組織を安定化させる効果を有する。しかし、過剰な添加は、加工性，製造性を低下させ、かつ原料コストも増加させる。そのためＣｒの含有量は２０．０％～２６．０％とした。より望ましくは下限が２１．０％であり、上限が２５．０％である。
Ｍｏは，不働態皮膜の補修に効果があり，耐食性を向上させるのに非常に有効な元素である。また、ＭｏはＣｒとともに含有されることにより耐孔食性を向上させる効果がある。しかし、Ｍｏを過剰に添加させると，加工性が著しく低下し，コストが高くなる。このため、Ｍｏの含有量は０．１～４．０％とした。望ましくは，下限が０．２％であり、上限が３．０％である。
Ｃｕは，一般に活性溶解速度を低下させるだけでなく，再不働態化を促進する効果を有する。しかし過度な添加はＣｕが腐食を促進する場合もある。そのため、Ｃｕは０．０１～２．００％とした。より望ましくは，下限が０．１０％であり、上限が１．５０％である。
Ｎｉは，オーステナイト組織を安定化させることに加えて活性溶解速度を抑制させる効果を有する。ただし、Ｎｉの過剰な添加は，加工性を低下させ，また原料価格を上げてしまう。そのためＮｉの含有量は、０．５％～７．０％であり，より望ましくは下限が０．８％であり、上限が６．０％である。
Ｗは，耐食性を向上させる効果を有する。しかし過度な添加はコスト増加や加工性の低下を引き起こす。そのため、Ｗは０．０１～１．００％とした。
Ａｌは脱酸元素として重要であり，また非金属介在物の組成を制御して組織を微細化する効果もある。しかしＡｌの過剰な添加は、金属精錬時の非金属介在物の粗大化を招き，製品の疵発生の起点になる恐れもある。そのため，Ａｌ含有量は０．００１％～０．１００％とした。より望ましくは下限が０．００７％であり、上限が０．０８０％である。
本発明のステンレス鋼は、残部がＦｅおよび不純物からなる。前記Ｆｅの一部に替えて、さらに下記選択元素を含有しても良い。以下に選択元素の範囲を記載する。
Ｔｉは，Ｃ，Ｎを固定し，溶接部の粒界腐食を抑制して加工性を向上させる上で非常に重要な元素である。しかしながら、ＴｉはＡｌと同様溶接部の酸化皮膜の均一化を阻害し、製造時の表面疵の原因となる。このため，Ｔｉ含有量の範囲を０．００５％～０．３００％とした。より望ましくは下限が０．０１０％であり、上限が０．２００％である。
Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であるが、高価な元素であり過剰な添加はコストを増加させる。そのためＣｏ含有量は０．０１％～１．００％とした。より望ましくは下限が０．０２％であり、上限が０．５０％である。
ＳｎおよびＳｂは、耐すき間腐食性を改善するだけでなく、腐食発生時の溶解速度抑制効果を有するため、この一種または二種を必要に応じて添加される。ただし、過度の添加は加工性を低下させる上，耐食性向上効果も飽和するため，その含有量は各々０．００１～０．１００％とすることが望ましい。より望ましくは下限が０．００５％であり、上限が０．０５０％である。
Ｚｒは、Ｖと同様に耐隙間腐食性を改善するだけでなく、Ｃ，Ｎの安定化元素としての効果も有するため、必要に応じて添加される。ただし、Ｚｒの過度の添加は加工性を低下させる上，耐食性向上効果も飽和する。そのためＺｒの含有量は０．００１％～０．０５％とすることが望ましい。より望ましくは下限が０．００５％であり、上限が０．０３％である。
ＨｆはＺｒと同様に強い窒化物生成元素であって、結晶粒微細化効果を有する元素である。ただし高価な元素でありコストを上昇させる。そのためＨｆは０．００１％～０．０８０％とする。望ましくは下限が０．００３％であり、上限が０．０１０％である。
Ｂは二次加工脆性改善に有効な粒界強化元素であるため、必要に応じて添加される。ただし過度の添加はフェライトを固溶強化して延性低下の原因になるため、Ｂを添加する場合は０．０００１％～０．００５０％とする。より望ましくは下限が０．０００２％であり、上限が０．００２０％である。
Ｔａは，耐食性を向上させる効果を有する。しかし過度な添加はコスト上昇や加工性の低下を生じる。そのため、Ｔａは０．００５～０．２００％とした。
Ｃａは，製鋼工程での脱硫に有効な元素である。しかし過度な添加は耐食性の低下や製造性の悪化を招く。そのため、Ｃａは０．０００５～０．００５０％とした。
Ｍｇは，組織を微細化し、加工性、靭性の向上にも効果を有する。しかし過度な添加はコストや製造性を悪化させる。そのため、Ｍｇは０．０００１～０．００３０％とした。
ＲＥＭは鋼の熱間加工性を改善する元素であるが、一方で過剰な含有は逆に熱間加工性および靭性を低下させる。そのため添加させる場合は０．００５～０．１００％である。ここでＲＥＭの含有量とは、ＬａやＣｅ等のランタノイド系希土類元素の含有量の総和とする。
なお、本発明の技術的特徴は溶接部の構造とそれに用いるステンレス鋼にある。そのため、本明細書では貯湯缶体を例に挙げたが、これに限定されるものではなく、溶接が施され鏡板と胴板で構成されるステンレス鋼製容器全般に適用されるものである。また、被溶接材の板厚ｔは、特に限定されるものではなく、一般的に用いられている薄板材料０．４～５ｍｍの範囲内で適宜決めることができる。なおこの板厚は左記に限定されるものではない。
＜実施例１＞
上記知見を得るために、まず溶接すき間部における溶接金属の構造と耐すき間腐食性を評価した。
供試材は、ラボ真空溶解炉により表１に示すような三鋼種を溶製し、圧延・熱処理により０．８ｍｍ厚のラボ冷延板を製造した。
Figure 0007343691000001
溶接試験片は、この供試材の表面を＃６００エメリー紙で湿式研磨仕上げに処理した後、４０ｍｍ幅×２００Ｌｍｍ（第２のステンレス鋼部材２）と５５ｍｍ幅×２００Ｌｍｍ（第１のステンレス鋼部材１）に切断したものを用いた。すきまの開口角をつけるため、この幅５５ｍｍ材（第１のステンレス鋼部材１）のうち１５ｍｍの位置で曲げ加工し、図２のように４０幅の平板（第２のステンレス鋼部材２）と組み合わせて、曲げ加工材（第１のステンレス鋼部材１）の端部１１と板材（第２のステンレス鋼部材２）の平面部（端部以外の部位１２）とをＴＩＧ溶接した。このとき曲げ加工での角度を調整することで、すき間幅が４０μｍとなるすき間深さ（すき間最深部４と４０μｍ位置５の距離ＬＣ（図１参照））は約０．８～３ｍｍであった。溶接材は市販の３０９ＬならびにＹＳ２２０９を用いた。
図２に示すように、第１のステンレス鋼部材１の端部１１側に入熱している（溶接入熱２３）。溶接条件は、送り速度５０ｃｍ／ｍｉｎとし、シールドにはＡｒを用い、トーチ側は流量１５Ｌ／ｍｉｎ、アフターガスは２０Ｌ／ｍｉｎで固定し、裏面のガスは、シールド実施時は流量５Ｌ／ｍｉｎとした。電流値は５０～１２０Ａで変化させて溶接金属部６の長さを変化させ、ボンド部９の位置を調整した（図１参照）。この時の溶接すき間部の断面形状模式図を図１に示す。この図の通り、第１のステンレス鋼部材１の端部側において、溶接金属部６と素材との境界部（ボンド部９）からすき間最深部４までの長さをＬＢと規定し、すき間最深部から幅４０μｍ位置５までの長さをすき間長さＬＣと規定し、その値を比較した。
耐食性評価試験片は、本材料から溶接長さ方向に２０ｍｍの大きさに切断した。切断端面は＃６００のエメリー湿式研磨処理を施した。すき間面側のみを試験環境に晒すために、容器として外面側にあたるトーチ側溶接金属部は耐熱シリコン樹脂でコーティングした。腐食試験液としては、ＮａＣｌの他に酸化剤としてＣｕＣｌ２試薬を用いて、Ｃｌ－は６００ｐｐｍと、Ｃｕ２＋は２ｐｐｍＣｕ２＋となるように調整した試験液を用いた。なおＣｕ２＋は環境の酸化性を調整するために添加しており、２ｐｐｍの濃度は一般の温水環境を模擬した濃度のひとつである。浸漬条件は８０℃、酸素吹き込みとし、２週間連続浸漬とした。なお試験液は、１週間後に交換した。
試験後の孔食およびすき間腐食深さは、光学顕微鏡を用いた焦点深度法により測定した。なお孔食およびすき間内の腐食測定は、溶接金属部を削り込み、すき間部を開放してから行った。孔食およびすき間腐食は最大１０点測定し、その最大値を最大腐食深さとした。この時の最大腐食深さが５０μｍ以下の場合を合格（Ａ）、それ以外を不合格（Ｘ）とした。最大腐食深さが２０μｍ未満の場合は特に良好（Ｓ）とした。
上記の実験結果を表１の条件１－１～１－１９に記す。
まずＳＵＳ８２１Ｊ１相当鋼を用いた結果をそのうちの１－１～１５に示す。溶接フィラーを用いない場合は、溶接金属部６と素材との境界部からすき間最深部４までの長さＬＢがすき間最深部４から幅４０μｍ位置５までのすき間長さＬＣより大きい、つまりＬＣ＜ＬＢを満たす条件１－１および１－３の場合は腐食深さは３０μｍ程度で基準とする５０μｍ以下で良好な結果を示した。一方、ＬＣ＜ＬＢを満たさない条件１－２では腐食深さが８８μｍと基準を超え耐食性に劣る結果となった。
更に溶接フィラーとして３０９Ｌを用いた場合は、ＬＣ＜ＬＢを満たす条件である条件１－４～７では腐食試験での腐食深さは５０μｍ以下を示した。一方、ＬＣ＜ＬＢを満たさない条件１－８，９では、腐食深さが基準値を超える値となった。
また溶接フィラーとしてＹＳ２２０９を用いた場合でも、ＬＣ＜ＬＢを満たす条件である条件１－１０～１３では腐食試験での腐食深さは５０μｍ以下を示した。一方、ＬＣ＜ＬＢを満たさない条件１－１４，１５では、腐食深さが基準値を超える値となった。
鋼種としてＳＵＳ４４５Ｊ１相当鋼およびＳＵＳ３１５Ｊ２相当鋼を用いた結果を１－１６～１９に示す。溶接フィラーを用いた１－４および１－８と同一の条件で試験片を作製した結果では、先の結果と同様にＬＣ＜ＬＢを満たす１－１６と１８では腐食試験での腐食深さは５０μｍ以下を示した。一方、ＬＣ＜ＬＢを満たさない条件１－１７，１９では、腐食深さが基準値を超える値となった。
なお、いずれの条件についても、すき間部内側２２の部材である第２のステンレス鋼部材２に関しては、溶接すき間部３においてもすき間腐食は観察されなかった。
＜実施例２＞
次に、高強度ステンレス鋼を用いた場合の実験結果を記す。
表２に示す成分のステンレス鋼をラボ真空溶解炉により溶製し、圧延・熱処理により０．８ｍｍ厚のラボ冷延板を製造した。なお、表２のＮｏ．２－９は、Ｃｒ含有量が低く、「ステンレス鋼」としての範疇からは外れる成分である。
Figure 0007343691000002
Figure 0007343691000003
この供試材０．８ｍｍ厚をもちいて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：１９９８に規格される５号試験片を作製し、同規格内で引張試験を実施してその引張強度を導出した。
表２にこれらの成分とその引張強度ＭＰａ、ならびに成分Ｖ・Ｗ・Ｎｂ・Ｎ・Ｃより導かれる（１）式左辺；Ｖ＋８Ｗ＋５Ｎｂ＋Ｎ＋５Ｃの値を記す。これより（１）式が基準値である０．５０以上を満たすＮｏ２－１～７および２－９，２－１２～１５の場合には引張強度は７００ＭＰａを超えることが示されている。一方、各成分は規定値を満たすものの（１）式を満たさないＮｏ２－８，Ｎおよび（１）式を満たさないＮｏ２－１０，Ｖ，Ｗ，Ｎｂおよび（１）式を満たさないＮｏ２－１１（参考例）では引張強度の基準は満たさなかった。
これらの材料を用いて、表１の１－４と同じ溶接形状になるよう溶接しその溶接すき間試験片を作製した。溶接フィラーも同様に３０９ＬとＹＳ２２０９を用いた。さらにこれらの溶接すき間試験片を前述と同条件の腐食試験に供した。その結果を表３に示す。本溶接形状はＬＣ＜ＬＢを満たしているため、材料の組成が基準範囲であれば溶接フィラーによらず腐食試験後の腐食深さも基準である５０μｍ以下で良好な結果が得られた。一方、耐食性への寄与の大きいＣｒが下限を下回り、「ステンレス鋼」としての範疇から外れる２－９（比較例）では、腐食試験での腐食深さが基準の５０μｍを上回り、耐食性が劣る結果となった。
以上のように、本発明により溶接すき間組成及び構造を適正化することにより溶接すき間部の耐食性に優れる溶接構造物ならびに容器を提供でき、更には高圧化の要望に対して適切な高強度ステンレス鋼を提供できることを明らかにしたものである。
本発明の溶接構造物および高圧容器（溶接容器）としては、前述のヒートポンプ式温水器等に用いられる貯湯缶体に加え水やお湯をためる各種貯水・貯湯およびその他の液体を保管するタンクや槽のように、鏡板と胴板を有する溶接部を有する容器全般に好適に用いることができる。その他熱交換器等の溶接すき間構造を有し耐すき間腐食性を要求される用途にも好適である。容器の高圧化のための高強度ステンレス鋼として成分を適正化した二相ステンレス鋼を例示したが、引張強度が７００ＭＰａ以上であり、かつ溶接すき間部の形状が制御されていればその他の高強度ステンレス鋼でも適用が可能である。
１ 第１のステンレス鋼部材
２ 第２のステンレス鋼部材
３ 溶接すき間部
４ すき間最深部
５ ４０μｍ位置
６ 溶接金属部
８ ＨＡＺ部
９ ボンド部
１１ 端部
１２ 端部以外の部位
１３ 鏡板
１４ 胴板
２１ すき間部外側
２２ すき間部内側
２３ 溶接入熱

Claims (8)

  1. 第１のステンレス鋼部材の端部と、第２のステンレス鋼部材の端部以外の部位とを溶接し、溶接すき間部を有する溶接構造であって、溶接入熱が前記第１のステンレス鋼部材の端部側になされてなり、前記第１のステンレス鋼部材の端部側の材料が溶接金属部で構成され、その溶接金属部と素材との境界部からすき間最深部までの長さＬＢが、すき間最深部からすき間幅４０μｍまでのすき間長さＬＣとの関係でＬＣ＜ＬＢを満たすことを特徴とする溶接構造。
  2. 溶接時の溶接材として低炭素オーステナイト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼を用いてなることを特徴とする請求項１に記載の溶接構造。
  3. 前記第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材の一方又は両方が、
    質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１％以上８．０％未満、Ｃｒ：２０．０～２６．０％、Ｎｉ：０．５～７．０％、Ｍｏ：０．１～４．０％、Ｎ：０．１０～０．２５％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％およびＡｌ：０．００１～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、以下（１）式を満たし、引張強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の溶接構造。
    Ｖ＋８Ｗ＋５Ｎｂ＋Ｎ＋５Ｃ≧０．５０…（１）
    ただしＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）とする。
  4. 前記第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材の一方又は両方が、
    前記Ｆｅの一部に替えて、さらに、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｔａ：０．００５～０．２００％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｈｆ：０．００１～０．０８０％、Ｓｎ：０．００１～０．１００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、およびＲＥＭ：０．００５～０．１００％のうち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３に記載の溶接構造。
  5. 請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の溶接構造を有することを特徴とするステンレス鋼製溶接構造物。
  6. 請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の溶接構造を有するステンレス鋼製溶接容器であって、
    前記第１のステンレス鋼部材が筒状の胴板であり、前記第２のステンレス鋼部材がプレス成形された鏡板で構成されることを特徴とするステンレス鋼製溶接容器。
  7. 請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の溶接構造、請求項５に記載のステンレス鋼製溶接構造物、請求項６に記載のステンレス鋼製溶接容器のいずれかにおいて、前記第１のステンレス鋼部材と第２のステンレス鋼部材の一方又は両方に用いるステンレス鋼であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０５０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．１％以上８．０％未満、Ｃｒ：２０．０～２６．０％、Ｎｉ：０．５～７．０％、Ｍｏ：０．１～４．０％、Ｎ：０．１０～０．２５％、Ｖ：０．０１～０．３０％、Ｎｂ：０．００１～０．３００％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％およびＡｌ：０．００１～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、以下（１）式を満たし、引張強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とするステンレス鋼。
    Ｖ＋８Ｗ＋５Ｎｂ＋Ｎ＋５Ｃ≧０．５０…（１）
    ただしＶ，Ｗ，Ｎｂ，Ｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（質量％）とする。
  8. 前記Ｆｅの一部に替えて、さらに、Ｔｉ：０．００５～０．３００％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｔａ：０．００５～０．２００％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｈｆ：０．００１～０．０８０％、Ｓｎ：０．００１～０．１００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、およびＲＥＭ：０．００５～０．１００％のうち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７に記載のステンレス鋼。
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