TWI450983B

TWI450983B - Fused parts with excellent corrosion resistance and strength of fat iron and stainless steel TIG welded structure

Info

Publication number: TWI450983B
Application number: TW101111099A
Authority: TW
Inventors: Tooru Matsuhashi; Michio Nakata
Original assignee: Nippon Steel & Sumikin Sst
Priority date: 2011-03-29
Filing date: 2012-03-29
Publication date: 2014-09-01
Also published as: EP2692891A4; JP5931053B2; KR20150055112A; AU2012233388B2; JPWO2012133681A1; EP2692891B1; US20140023432A1; TW201247899A; AU2012233388A1; WO2012133681A1; KR101573511B1; EP2692891A1; KR101803050B1; KR20130123463A; CN103459641B; NZ615961A; CN103459641A

Description

熔接部具優異耐蝕性及強度之肥粒鐵系不鏽鋼及TIG熔接結構物

技術領域

本發明係有關於熔接部具優異耐蝕性及強度之肥粒鐵系不鏽鋼與其TIG熔接結構物。

背景技術

一般而言，肥粒鐵系不鏽鋼不僅耐蝕性優異，相較於沃斯田鐵系不鏽鋼熱膨張係數小，且耐應力腐蝕破裂性優異。

於使用如此之不鏽鋼作為構造體時，熔接施工係不可或缺者。如SUS430之通用肥粒鐵系不鏽鋼因其C、N固溶限小，於熔接部產生敏化(sensitization：因Cr被用以生成碳化物，局部之基質的Cr極端的下降，故腐蝕感受性上升)，有耐蝕性下降的問題。為解決該問題，有人開發了藉由降低C、N量或利用添加Ti或Nb等穩定化元素之C、N的固定化，可抑制熔接金屬部之敏化的高純度肥粒鐵鋼。

另一方面，高純度肥粒鐵鋼中於熔接之入熱產生的鏽皮部(表面氧化部分)之耐蝕性劣化係眾所周知。其對策，眾所周知的係利用充分地實施於熔接時使用Ar等惰性氣體之遮蔽，可抑制熔接鏽皮的生成。

高純度肥粒鐵系不鏽鋼之熔接構造體的例，於電溫水器或家庭用自然冷媒(CO₂ )熱泵熱水供給機中，一般係使用不鏽鋼製之熱水儲存桶體。熱水儲存桶體係使用熔接有端板與外板之膠囊狀的構造，以承受水壓。近年來，對熱水供給壓高壓化的需求升高，對熱水儲存桶體亦要求更高強度化。該罐身材料，亦需要材料本身之高強度化，但提升罐身應力容易集中的熔接金屬部之強度係更為重要。此外，因水質之問題使殘留氯濃度或氯離子濃度變高時，將變成容易腐蝕的環境。又，於需要使用藉添加有氯等之氧化劑來殺菌時，成為嚴苛之腐蝕環境的情形增加，於如此之環境下有熔接部產生腐蝕的問題。

關於提升肥粒鐵系不鏽鋼之TIG熔接部的耐蝕性，添加Nb、Ti，使C、N穩定化係已知的技術。又，TIG熔接中，為抑制熔接金屬部與熱影響部(HAZ部)中熔接時之氧化物生成，造成耐蝕性劣化，實施利用Ar等惰性氣體之氣體遮蔽。對成為TIG熔接之氣炬側表面實施氣體遮蔽，係僅將吹附Ar氣體之裝置裝附於氣炬，故為容易。但，對成為其相反面之反氣炬側的氣體遮蔽之實施則需使用專用之裝置。故，由近年來之省略步驟與削減Ar氣體成本的觀點來看，以實施省略熔接背面之Ar氣體遮蔽的TIG熔接為佳。但，單純地僅為習知材料與熔接條件下，即使省略Ar(惰性氣體)氣體遮蔽，仍將引起熔接部耐蝕性下降。

換言之，由如此之背景來看，有期望即使省略Ar(惰性氣體)氣體遮蔽，TIG熔接部之耐蝕性仍優異的肥粒鐵系不鏽鋼之開發。此外，有期望開發熔接部之強度亦優異的高純度肥粒鐵系不鏽鋼。

專利文獻1中，有人揭示了一種於含有22~26%之Cr的肥粒鐵系不鏽鋼中，「4mm以上之間隙深度與最大間隙深度為30μm以下且無氬背後遮蔽」，且由接合端部2mm以內之熔接間隙部的氧化鏽皮之平均Cr比率係全金屬元素的20質量%以上之熔接間隙氧化皮膜的耐蝕性優異之肥粒鐵系不鏽鋼。

專利文獻2中，有人提出了一種藉由規定肥粒鐵系不鏽鋼之成分範圍為例如，a值：Cr%+Mo%+1.5Si%+0.5Nb%+0.9Mn%+1.5Ni%≧23，即使省略氣體遮蔽，仍可提升熔接部之耐蝕性的技術。

專利文獻3中，於省略Ar氣體遮蔽時，若材料表面存在CaS，將不會形成充分之熔接鏽皮，而規定將Ca控制於0.0010%以下。

然而，專利文獻1中即使省略遮蔽，藉由生成Cr氧化皮膜，可確保耐蝕性，但於熱水儲存桶體內之間隙非常小的場所等嚴苛腐蝕環境下，即使Cr皮膜厚，產生間隙腐蝕的可能性非常高。並且，因專利文獻1中未使用熔填材料，於Cr含量大於22%之鋼中，Cr將容易吸收氧或氮，故容易於粒界部形成缺乏Cr部，產生敏化之可能性非常大。

又，專利文獻2中，藉由規定肥粒鐵系不鏽鋼之成分，可決定與沃斯田鐵系不鏽鋼之異材熔接金屬的成分組成，但實際之熔接金屬部的成分組成，將藉由熔接之相互材料的體積比、或熔接金屬部之凝固時的相互材料之混合比，大幅地變化。因此，單純地僅以單側之材料成分控制該組織係為困難。此外，專利文獻2中顯示了於高純度肥粒鐵系添加大量高價之Ni。除了Ni以外，因Si、Nb或Cu係促進固溶強化的元素，故該材料之強度或硬度過度上升，加工性惡化。

專利文獻3中，若為通常之高純度肥粒鐵系不鏽鋼，所規定的Ca濃度程度係一般之範圍。此外，本文獻中成為耐蝕性上之問題的CaS之生成，因大幅地受鋼板的製造條件或其他添加成分之影響，故僅未決定Ca濃度。

先前技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2009-185382號公報

專利文獻2：日本專利特開2010-202916號公報

專利文獻3：日本專利特開2011-202254號公報

發明概要

本發明係以提供一種於TIG熔接中即使省略Ar氣體遮蔽，仍可抑制熔接部之耐蝕性下降的肥粒鐵系不鏽鋼為課題。並且，以提供一種即使於間隙腐蝕等較嚴苛之腐蝕環境下，仍具有優異之耐腐蝕性，且熔接部之強度亦優異的肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物為課題。

本發明人等為解決前述課題，致力地重複研究，結果，得到以下之觀察所得知識。

(1)由觀察可知於TIG熔接時省略背面之Ar氣體遮蔽時，TIG熔接背面部(於熔接之鋼板中，與作為熔接氣炬之面的側為相反側)中腐蝕感受性強的部分係產生於由熔接金屬部1mm以內。習知之使用有Ar氣體遮蔽的TIG熔接中，腐蝕感受性強之部分係距離熔接金屬部數mm左右的HAZ部分產生。

此外，發現為提升由該熔接金屬部1mm以內之部位的耐蝕性，生成後之熔接鏽皮組成係以Cr、Fe主體之氧化物作為主體，且不混入Ti、Al、Si之氧化物係為重要。因此，可知需如下述(1式)地控制材料組成。

(Si+2.5Al+3Ti)≦1.50………(1式)

但，式中之元素符號係該元素的含有質量%之意。

(2)於嚴苛之腐蝕環境下，省略了Ar氣體遮蔽之TIG熔接部中，僅滿足(1式)仍有產生間隙腐蝕的情形。為於該條件下抑制間隙腐蝕，由觀察可知以將熔接金屬部背面露出之部分，即於背面露出的焊珠(背面焊珠)的寬度Wb之1/2與板厚t的比縮小為1.5以下(即，於背面露出之焊珠寬度為板厚t之3倍以下)係為重要。該理由可如以下地考量。換言之，藉由縮小背面焊珠，可降低熔接的入熱量。藉此，可抑制間隙內之氧化，即使省略遮蔽氣體，仍可去除腐蝕感受性高的部分，抑或，可使腐蝕感受性高之部分作為間隙內的不易腐蝕之部分的內側。

(t：被熔接材-之板厚，Wb：於背面露出之焊珠的寬度長度)

(3)此外，發現於該構造中，要求耐久性較高之熔接構造部時，因熔接部強度提升，故依據下述(3式)添加Nb、V係為有效。

(Nb×V)≧0.01………(3式)

但，式中之元素符號係該元素之含有質量%之意。

本發明係依據該等觀察所得知識而完成者。本發明之要旨係如下述。

(1)一種肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於，成分以質量%計含有：C：0.002~0.020%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.01~0.50%、Cr：16.0~25.0%、Mo：0.30~3.00%、Al：0.005~0.150%、Ti：0.05~0.30%、Nb：0.10~0.50%、N：0.002~0.025%、P：0.035%以下、S：0.0100%以下，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成，且Si、Al、Ti之含量滿足1式。

Si+2.5Al+3Ti≦1.50………(1式)

但，式中之元素符號意指該元素之含有質量%。

(2)如(1)記載之肥粒鐵系不鏽鋼，其中成分以質量%計，更含有Cu：0.10~0.50%、Ni：0.05~2.00%、V：0.05~1.00%、Sn：0.05~1.00%、Sb：0.05~1.00%、Zr：0.03~0.20%及B：0.0001~0.0050%中之1種或2種以上。

(3)如(2)記載之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼之成分中Nb與V滿足3式。

Nb×V≧0.01………(3式)

但，3式之元素符號係該元素之含有質量%之意。

(4)一種肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物，係將肥粒鐵系不鏽鋼板互相TIG熔接而成的熔接結構物，其特徵在於，前述肥粒鐵系不鏽鋼板之成分以質量%計含有：C：0.002~0.020%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.01~0.50%、Cr：16.0~25.0%、Mo：0.30~3.00%、Al：0.005~0.150%、Ti：0.05~0.30%、Nb：0.10~0.50%、N：0.002~0.025%、P：0.035%以下、S：0.0100%以下，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；且，Si、Al、Ti之含量滿足1式，前述經TIG熔接之部分中，露出在前述肥粒鐵系不鏽鋼板背面的熔接金屬之焊珠寬度Wb與前述肥粒鐵系不鏽鋼板的板厚t則滿足2式。

Si+2.5Al+3Ti≦1.50………(1式)

但，1式中之元素符號意指該元素之含有質量%。

(5)如(4)記載之肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板之成分以質量%計更含有Cu：0.10~0.50%、Ni：0.05~2.00%、V：0.05~1.00%、Sn：0.05~1.00%、Sb：0.05~1.00%、Zr：0.03~0.20%及B：0.0001~0.0050%中之1種或2種以上。

(6)如(5)記載之肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板的成分中，Nb與V滿足3式。

Nb×V≧0.01………(3式)

但，3式之元素符號意指該元素之含有質量%。

依據本發明，可提供一種即使省略Ar氣體遮蔽，熔接部耐蝕性仍優異之肥粒鐵系不鏽鋼。又，可提供一種熔接部具優異間隙腐蝕性與強度之熔接結構物。

圖式簡單說明

第1圖係顯示一般之腐蝕環境中(1式)左邊與省略了Ar氣體遮蔽時的間隙腐蝕深度之關係的圖。

第2(a)圖係本發明中使用之TIG熔接間隙構造的概略圖。第2(b)圖係第2(a)圖之熔接部分的放大圖。於本申請案中僅稱為第2圖時，係表示第2(a)圖與第2(b)圖兩者。

第3圖係顯示嚴苛之腐蝕環境中(2式)與省略了Ar氣體遮蔽時的間隙腐蝕深度之關係的圖。

第4圖係顯示(3式)與熔接部硬度之關係的圖。

第5圖係顯示本發明之實施態樣之一例的圖。第5(a)圖係顯示重疊內圓角TIG熔接下之例，第5(b)圖係顯示內圓角TIG熔接下之例。

用以實施發明之形態

以下，詳細地說明本發明。若未特別指定，成分含量之%係指質量%之意。

本發明人等針對可提供一種於肥粒鐵系不鏽鋼之TIG熔接部的耐蝕性中，即使省略Ar氣體遮蔽，耐蝕性仍優異之肥粒鐵系不鏽鋼的可能性進行各種檢討後，得到以下之觀察所得知識。

(1)由觀察可知於省略TIG熔接時之遮蔽時，TIG熔接背面部中腐蝕感受性強之部分，並非習知之Ar氣體遮蔽實施時所知的距離熔接金屬部數mm左右處產生之HAZ部，係改變成於由熔接金屬部1mm以內之部位。為提升由該熔接金屬部1mm以內之部位的耐蝕性，發現生成後之熔接鏽皮組成係以Cr、Fe主體之氧化物作為主體，且不混入Ti、Al、Si之氧化物係為重要。因此，需如下述(1)式地控制材料組成。另，於為有間隙之構造時，若為後述之通常腐蝕環境(例如，相當於後述之腐蝕試驗中之Cu²⁺ =2ppm的環境)，即使省略Ar氣體遮蔽但滿足(1)式，仍可抑制間隙腐蝕。

(Si+2.5Al+3Ti)≦1.50………(1)

但，式中之元素符號係該元素之含有質量%之意。

(2)於暴露於較嚴苛之腐蝕環境(例如，相當於後述之腐蝕試驗中之Cu2+=20ppm的環境)時，於省略了Ar氣體遮蔽之TIG熔接部中，僅滿足(1)式仍有產生間隙腐蝕的情形。觀察可知為於該條件下抑制間隙腐蝕，將熔接金屬部於背面露出之部分，即背面焊珠之寬度縮小至一定值以下係為重要。

0<Wb/2t≦1.50………(2)

(t：被熔接材之板厚，Wb：於背面露出之焊珠寬度的長度)

(3)此外，於該構造中，要求耐久性較高之熔接構造部時，因熔接部強度提升，故依據下述(3)式添加Nb、V係為有效。

(Nb×V)≧0.01………(3)

但，式中之元素符號係該元素之含有質量%之意。

為得本觀察所得知識，如第2(a)圖所示地，使2片鋼板中之一的鋼板2傾斜地接觸另一鋼板1之表面(係指並非垂直也並非水平)，且以內圓角TIG熔接接觸部分，製造出被測材料。另，該傾斜相交之鋼板的TIG熔接於本申請案中稱為「傾斜內圓角TIG熔接」。

又，如第2(a)圖所示之TIG熔接構造中，由鋼板1上側靠近TIG熔接之氣炬，而與另一方的鋼板2熔接。此時，將分別之鋼板的熔接氣炬側稱為「表面側」、與熔接氣炬相反側稱為「背面側」。換言之，背面側(反氣炬側)係指第2圖中鋼板1之下側、及鋼板1上面與鋼板2下面所包圍的空間。該等反氣炬側之部位中，有耐蝕性之問題的係第2(b)圖中背面焊珠部8附近、及熔接間隙部5。因此，於本發明中耐蝕性評價係於上述背面焊珠部8附近、及熔接間隙部5進行。其中，將背面焊珠部8附近記為背面熔接部4。

另外，本申請案中係以第2(a)圖所示之傾斜內圓角TIG熔接來說明，但不需特別限定為該態樣。例如，於第5(a)圖所示之重疊內圓角TIG熔接、或於第5(b)圖所示之內圓角TIG熔接中，亦可得相同效果。當然，即使為該等態樣以外，只要具有本發明之技術特徵的話，即可得到本發明效果。於本申請案中，係以第2圖所示之傾斜內圓角熔接接頭為例說明。

[被測材料之製造]

被測材料之肥粒鐵系不鏽鋼板係如以下地製造。

以藉由實驗室真空熔解爐熔解之Cr：16.0~25.0%、Mo：0.30~3.00%為基準的肥粒鐵系不鏽鋼中，藉由軋延、熱處理將Al、Ti、Si、Nb、V經過各種改變的材料製造成冷軋板。於表1顯示被測材料之成分(表1係分成6份表示。以下，將表1-1~表1-6一併稱為表1。)。

該被測材料之板厚係0.8mm。以#600砂紙濕式研磨被測材料的表面後，切成40mm寬度×200Lmm與55mm寬度×200Lmm，分別準備試驗片1與試驗片2。為了賦與間隙開口角，於試驗片2之短邊(寬度55mm)中之一端起15mm處，彎曲加工成距離水平15°。如第2圖所示，於鋼板1(試驗片1)組合鋼板2(經彎曲加工之試驗片2)，TIG熔接彎曲加工材端部。

[熔接條件]

熔接條件係送出速度50cm/min、電流值為一定之70A，背面之焊珠露出的條件。背面焊珠寬度約1.2mm。熔接部之氣體遮蔽係使用Ar氣體。氣炬側7之氣體遮蔽係固定為流量15L(公升，以下相同)/min、後期氣體(after gas)係固定為20L/min。反氣炬側6係以有無氣體遮蔽之2個條件下實施。實施氣體遮蔽時，以流量5L/min對熔接間隙部5與背面焊珠部8附近之背面熔接部4兩者進行氣體遮蔽，停止氣體遮蔽時的流量係為零。

[耐蝕性評價試驗(其1)]

耐蝕性評價試驗片係由本材料切出熔接金屬長度為20mm、長度40mm之大小。截斷端面施行有#600之砂紙濕式研磨處理。為僅使反氣炬側6暴露於試驗環境中，故以耐熱矽氧樹脂包覆氣炬側7的熔接金屬部3。試驗液除了使用NaCl以外係使用CuCl₂ 試劑作為氧化劑，且調整至Cl^- 為600ppm與Cu²⁺ 為2ppmCu²⁺ 的試驗液。另，Cu²⁺ 係用以調整環境之氧化性而添加，2ppm之濃度係模擬一般之溫水環境的濃度。浸漬條件係80℃，吹入氧並連續浸漬2週。另，試驗液係每1週交換。

試驗後背面熔接部4之孔蝕、及熔接間隙部5之間隙腐蝕深度係以焦點深度法測定。間隙內之腐蝕測定係於削除熔接金屬部3分離鋼板1與鋼板2後進行。間隙深度顯示腐蝕造成的孔蝕深度之最大值。

熔接部之表面皮膜係使用日本電子(股)製AES，以5000倍的觀察倍率實施表面元素之面分析。

[評價結果] (間隙部)

於實施有Ar氣體遮蔽時，Si+2.5Al+3Ti高時，可見一部分之腐蝕，但其深度不會大於臨界深度(腐蝕再持續進行的話，腐蝕將成長為貫穿孔之腐蝕深度)之50μm。

另一方面，於第1圖顯示省略了Ar氣體遮蔽之熔接間隙部中腐蝕試驗後的間隙腐蝕深度與Si+2.5Al+3Ti之關係。如第1圖所示，確認於省略了Ar氣體遮蔽時，若腐蝕深度之Si+2.5Al+3Ti值為1.50以下，間隙腐蝕深度將為50μm以下。

又，於實施了Ar氣體遮蔽時的腐蝕位置係於由熔接金屬與被熔接材(此時為鋼板)之邊界(亦稱熔化線。以下，僅稱「熔接金屬之邊界」。)距離5~10mm的母材HAZ部。但，與其相異地省略遮蔽時之腐蝕位置係於由熔接金屬的邊界1mm以內產生。

(背面熔接部)

於實施了Ar氣體遮蔽時，Si+2.5Al+3Ti高時可見一部分之腐蝕，但其深度不會大於臨界深度之20μm。另，背面熔接部的孔蝕發生位置係於由背面熔接金屬邊界距離2~3mm之部分，即HAZ部觀察到。

另一方面，於省略了Ar氣體遮蔽時，Si+2.5Al+3Ti的值大於1.50時，產生大於腐蝕深度20μm之腐蝕。省略Ar氣體遮蔽時之腐蝕位置係與實施了Ar氣體遮蔽時相異，於熔接金屬邊界部及由其邊界1mm以內產生。

如一般眾所周知地，如此之腐蝕環境中肥粒鐵系不鏽鋼的耐蝕性係Cr及Mo添加量越高越優異。但，於省略了Ar氣體遮蔽時，熔接焊珠部及HAZ部之表面並未具有自我修部機能之鈍化膜，而產生於生成後之Cr、Fe氧化物皮膜變質、及藉由該氧化物皮膜之生成，更於皮膜下方生成Cr缺乏部，且因該氧化物皮膜本身腐蝕，而腐蝕基底等情形。因此，可知耐蝕性將較由添加之Cr、Mo量所預測之程度低。

致力地調查於省略了Ar氣體遮蔽時，熔接金屬邊界附近之HAZ部變得容易腐蝕的原因。以AES面分析解析由產生有腐蝕之背面焊珠1mm以內的皮膜，結果，於省略了遮蔽時之皮膜表面，確認除了Fe、Cr及O以外，點狀地析出Ti、Al、Si，於該部分之O亦高。可知這是因為基底中之Ti、Al、Si濃度越高越為顯著之故。

由此推測，Ti、Al、Si濃度高之材料於施行省略了Ar氣體遮蔽的熔接後暴露在腐蝕環境時，表面皮膜中之Ti、Al、Si的氧化物之存在將破壞表面保護性氧化皮膜中Cr氧化物分布之均一性。換言之，表面保護性氧化皮膜中Cr氧化物分布之均一性被破壞，於點狀存在Al或Ti等氧化物的部分，Cr氧化物之比率局部地下降，故推測添加後之Cr濃度的耐蝕性將較預測之耐蝕性下降。

於以往被視為耐蝕性不佳之間隙部中，若省略Ar氣體遮蔽，Si+2.5Al+3Ti仍為1.50以下，即可抑制腐蝕，推測係因表面皮膜之均一性提升以外，如前述，藉由省略Ar氣體遮蔽，腐蝕之感受性高的部分移至間隙之較內側，故該部分變得不易暴露於腐蝕環境。

藉由該等可知，為提升省略Ar氣體遮蔽時之肥粒鐵系不鏽鋼TIG熔接部的耐蝕性，不僅需控制Cr、Mo，亦需如下述(1式)地控制Si、Al、Ti。

(Si+2.5Al+3Ti)≦1.50………(1)

*式中之符號係表示鋼中各成分的含量[質量%]。

由腐蝕之觀點來看，Si+2.5Al+3Ti的值以越小越佳，以1.0以下為佳，較佳者係0.8以下。另，將於各元素之效果項中詳述之，Si、Al及Ti係精煉時的脫氧元素而為重要。因此，若過度地減少任一者，製造成高純度肥粒鐵系不鏽鋼係為困難，製造成本顯著地變高。因此，該等元素各具有下限值。於前述Si+2.5Al+3Ti式中，將由各元素含量之下限值所得的值設為下限。又，該等元素不僅為單獨，由綜合之製造性的觀點來看，以Si+2.5Al+3Ti之下限為0.30為佳，考量到製造上之餘裕，以將下限值設為0.45更佳。

由如前述，於一般之腐蝕環境中，若滿足前述(1式)，不僅是背面熔接部4，於間隙構造之熔接間隙部5中亦提升熔接部的耐蝕性。

[耐蝕性評價試驗(其2)]

緊接著，於較[耐蝕性評價試驗(其1)]中使用之條件嚴苛的腐蝕環境下評價耐蝕性。被測材料係使用表1之No.5的鋼板。這係滿足(1式)之成分系統。與前述之[被測材料之製造][熔接條件]中記載同樣地，將該被測材料以TIG熔接製作間隙熔接試樣。

熔接方面，係僅反氣炬側(熔接間隙部5與背面熔接部4)未實施Ar氣體遮蔽。以控制熔接部之背面焊珠寬度為目的，於50A至120A之間改變熔接電流值。此時之背面焊珠的狀態，以第2圖所示之背面焊珠寬度Wb與板厚t所表示的指標：Wb/2t表示，係0.13~1.88(背面焊珠寬度0.2~3.0mm)。另，因背面焊珠寬度係全長並不均一，故沿著焊珠於長度方向上測定5處以上，並以該平均值作為Wb值。又，特別於熔接電流值小時，有於全長不會出現背面焊珠的情形。此時之Wb係為零。

耐蝕性評價試驗片係以與前述之[被測材料之製造][熔接條件]相同的條件下製造。腐蝕試驗液係僅提高前述之600ppmCl-+20ppmCu²⁺ 與Cu²⁺ ，模擬腐蝕性嚴苛之環境而組成。其他之試驗條件及評價方法係如前述之[耐蝕性評價試驗(其1)]所述。

於第3圖顯示該間隙腐蝕深度之結果。為得背面熔接部之孔蝕深度亦與間隙腐蝕深度具相同之傾向，圖示出腐蝕更為嚴重之間隙的結果。

此時，由背面焊珠之寬度Wb與板厚t所決定的Wb/2t之值大於1.50時，間隙腐蝕深度係臨界深度之大於50μm，並產生明顯之間隙腐蝕。Wb/2t之值為1.50以下時，成為間隙腐蝕深度較50μm淺的結果。

另，該熔接間隙形狀方面，前述試驗中係將間隙角度設為15°，但該角度並不重要，並非特別限定者。

Wb/2t之值變大時，省略氣體遮蔽之間隙腐蝕深度變深的理由，推測係因藉由省略Ar氣體遮蔽，腐蝕感受性變高之部位由遠離間隙之HAZ改變至離熔接金屬部之距離較近的位置、及因Wb/2t變大係指熔接時之入熱量多，故進行間隙內之熔接的氧化皮膜形成，有助長Cr之表面保護性氧化皮膜的不均一性之作用。

又，於省略Ar氣體遮蔽時，相較於使用有Ar氣體遮蔽的情形，有背面焊珠寬度變大之傾向。這是因為利用氣體之冷卻效果消失，即使為相同入熱量金屬的熔融量仍增加的緣故。此外，本發明中，因降低使熔接之熔解性下降的Al、Ti、Si，故該傾向變更大。因此，為控制本發明材料中 TIG熔接之背面焊珠寬度，需使熔接入熱量較有氣體遮蔽的情形低。

藉此，可知為提升TIG熔接部之耐蝕性，控制熔接部的背面焊珠之寬度為小係為重要。

另外，如前述之2ppmCu²⁺ 條件結果所示，若於一般之相當於溫水的環境下，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼即使不省略Ar氣體遮蔽，無論背面焊珠之寬度，均可抑制間隙腐蝕。於海外，亦可預料係較20ppmCu²⁺ 條件嚴苛的腐蝕環境。於預料使用於該嚴苛腐蝕環境時，於需要省略Ar氣體遮蔽之熔接時，需控制(2)式左邊：Wb/2t為大於0、1.50以下。

Wb/2t之值以1.40以下較佳。更佳者是1.25以下。又，如第3圖所示，於Wb/2t之值為1.00以下時，間隙腐蝕深度大約係20μm之一定值，故以設為1.00以下最佳。

由前述觀察所得知識可知，即使省略TIG熔接時之Ar氣體遮蔽，為提升TIG熔接部的耐蝕性，需控制肥粒鐵系不鏽鋼之Si+2.5Al+3Ti值。又，可知除了前述以外，藉由控制熔接背面焊珠寬度Wb，即使於較嚴苛的腐蝕環境中仍顯示優異之耐蝕性。

[提升熔接金屬部之強度]

相對於近年來對熱水供給器之高壓熱水供給的需求，為提升熱水儲存桶體之強度，需提升熔接部的強度。於本發明中，為優先考量耐蝕性，而縮小熔接背面焊珠寬度，有降低熔接部強度的傾向。為了該改善，檢討了有關提升熔接金屬部之強度。

被測材料係使用後述表1之各鋼。熔接條件係與前述[耐蝕性評價試驗(其2)]所示者相同。為了觀察熔接部，切成如第2(a)圖所示之截面形狀，於將其埋入樹脂後進行鏡面拋光，製作截面觀察用試樣。熔接部之強度係使用該截面觀察用試樣，藉由維克氏硬度計以0.5kgf之條件測定熔接金屬部中央部之硬度5處，求出維克氏硬度Hv的平均值。後述之本發明中，為於最弱的熔接構造(Wb/2t≒0，即背面未出現熔接焊珠之狀態)中仍得到充分之強度，以Hv為180以上為佳。另，於無法由熔接金屬部之面積測定5處時，係測定可能數的平均值。

為提升熔接金屬部之強度，發現不僅需添加一般眾所周知的Ti，亦需共同存在有Nb與V為有效。於第4圖顯示熔接金屬部之硬度及Nb與V之積的關係。藉此，於Nb×V為0.01以上時，熔接金屬部之硬度提升。由該等觀點來看，可知藉由使Nb×V為0.01以上，可確保強度與抑制敏化。又，如後述於省略了TIG熔接之遮蔽時，因V係於氧混入熔接部時一部分成為V的氧化物，故亦有抑制敏化之效果。由前述理由可知，藉由Nb與V之相乘效果，可提升熔接部的強度。

提升材料強度之機制，可舉組織之微細化、或利用微量元素之固溶強化、及利用析出物之析出強化等為例。於高純度肥粒鐵系不鏽鋼時，雖容易產生熔接金屬部之結晶粒粗大化，但添加Nb時，藉由其碳氮化物，可期待結晶粒微細化與析出強化。又，Nb作為固溶強化元素的效果亦大。本發明中，藉由合併添加Nb與V，將飛躍性地提升強度。其原因，推測藉由V之析出物與Nb之析出物的尺寸相異，相乘地提升強度。因此，為顯著地顯示Nb與V之添加效果，係以Nb與V含量的積作為指標。

(3式)：Nb×V之值以0.01以上為佳。較佳者係添加0.02以上。更佳者是0.03以上，最佳者為0.04以上。但，因過剩之添加將引起加工性下降，故設為0.5以下。

如以上可知，即使省略肥粒鐵系不鏽鋼之TIG熔接時中Ar氣體遮蔽，藉由控制Si、Al、Ti，仍可抑制熔接部之耐蝕性下降、使TIG熔接背面焊珠寬度為本發明中揭示之構造，即使於較嚴苛之腐蝕環境中亦具有優異之耐蝕性，且藉由控制Nb、V，可抑制前述構造時TIG熔接時的強度下降。

接著，詳細地說明本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的成分組成。

Al如前述，係重要之脫氧元素，又，有控制非金屬夾雜物之組成，使組織微細化的效果。但，Al之含量小於0.005%時，將阻礙熔接部的氧化皮膜之均一化。又，Al之大於0.150%的過剩添加，將導致金屬精煉時非金屬夾雜物之粗大化，亦有成為製品產生瑕疵之起點的疑慮。因此，將Al含量之下限值設為0.005%以上，上限值設為0.150%以下。較佳者係，下限0.007%、上限0.100%。更佳者是，下限0.010%、上限0.050%。

Ti係於固定C、N，抑制熔接部之粒界腐蝕，提升加工性方面非常重要的元素。於Ti含量小於0.05%時無法得到該效果。另一方面，於含有大於0.30%之Ti時，與Al同樣地，將阻礙熔接部的氧化皮膜之均一化，於製造時成為表面瑕疵的原因。因此，將Ti含量之下限設為0.05%、上限設為0.30%。較佳者係下限0.06%、上限0.25%。更佳者是，下限0.07%、上限0.20%。

Si亦係重要之作為脫氧元素的元素，對於耐蝕性、耐氧化性之提升亦為有效。於Si含量小於0.05%時無法得到該效果。另一方面，於含有大於0.30%之Si時，與Ti或Al同樣地，將阻礙熔接部的氧化皮膜之均一化，過剩之添加將降低加工性、製造性。因此，將Si含量之上限值設為0.30%。另，如前述，Si因係用以脫氧之必需元素，故將下限值設為0.05%。Si含量之較佳者係下限0.06%、上限0.25%。更佳者是，下限0.07%、上限0.20%。

Nb係C、N之穩定化元素，藉由與Ti複合地添加，可抑制熔接部之粒界腐蝕提升加工性。以滿足(Ti+Nb)/(C+N)≧6(式中之Ti、Nb、C、N係鋼中各成分的含量[質量%]。)為佳。此外，Nb藉由與V複合添加，可提升熔接部之強度。於Nb含量小於0.10%時無法得到該效果。

另一方面，於含有大於0.50%之Nb時，將為過剩之添加，將過度地提升強度，亦有產生加工性下降的問題，又，有成本上升的問題。因加工性下降，故將Nb之含量之下限設為0.10、上限設為0.50%。以下限為0.12%、上限為0.45%為佳。更佳者是，下限0.15%、上限0.36%。

接著，說明構成本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的其他元素。

C因使耐粒界腐蝕性及加工性下降，故需降低其含量。因此，將C含量之上限值設為0.020%以下。但，於過度地減少C含量時，因精煉成本惡化，故將下限設為0.002%。以下限為0.005%、上限為0.015%為佳。更佳者是，下限0.008%、上限0.013%。

N因與C同樣地，使耐粒界腐蝕性、加工性下降，故需儘量減少其含量。因此，將N含量限制為0.025%以下。但，於過度地減少N含量時，因精煉成本惡化，故由現實面來看，以0.002%以上為佳。N之上限值，以0.015%為佳，更佳者是0.010%。由精煉成本之觀點來看，N之下限值以0.003%為佳，更以0.005%為佳。

Mn係重要之脫氧元素。若未添加0.01%以上，則無法得到該效果。另一方面，若大於0.50%地過剩地添加，容易生成成為腐蝕起點的MnS，使肥粒鐵組織不穩定化。因此，將Mn含量設為0.01%~0.50%以下。較佳者係，下限為0.05%、上限小於0.40%。更佳者是，下限0.08%、上限小於0.33%。由抑制MnS生成之觀點來看，以將上限設為0.30%以下較為確實。

P係不可避免的不純物，不僅將使熔接性、加工性下降，亦容易產生粒界腐蝕，故需抑制為低量。於是，限制P含量為0.035%以下。較佳者係0.001%~0.020%。

S亦係不可避免的不純物，但因將生成成為CaS或MnS等腐蝕起點之水溶性夾雜物，故需減少。因此，限制S含量為0.0100%以下。若為0.0050%以下較佳。但，過度之降低將導致成本惡化。於是，以S含量為0.0001%以上為佳。

Cr係確保不鏽鋼之耐蝕性方面最重要的元素，更有使肥粒鐵組織穩定化之效果。又，本發明中藉由控制Al、Si、Ti，於省略熔接時之Ar氣體遮蔽時，即使未添加過剩之Cr，仍具有所需之耐蝕性。為得該等效果，Cr含量需為16.0%以上。因此，本發明中之Cr含量係16.0%以上。但，過剩之添加將使加工性，製造性下降，且亦使原料成本增加，故將上限設為25.0%以下。Cr之含量以下限為17.0%為佳。以上限為24.0%為佳，較佳者係下限為18.0%、上限為23.0%。

Mo具有修補鈍化膜之效果，係對提升耐蝕性非常有效的元素。又，藉由含有Mo與Cr，有提升耐孔蝕性之效果。又，藉由含有Mo與Ni，有再鈍化特性或抑制腐蝕發生時之溶解速度的效果。但，於增加Mo時，加工性將顯著地下降，成本變高。因此，以將Mo含量之上限設為3.00%以下為佳。又，藉由含有Mo以提升前述特性，以含有0.30%以上之Mo為佳。Mo之含量以下限為0.50%、上限為2.50%為佳，較佳者係下限為0.90%、上限為2.00%。

Cu不僅係一般可降低活性溶解速度，亦具有促進再鈍化之效果，故可視需要添加0.10%以上。但，於溫水環境中，不僅需考量到Cu未具有有效之抑制腐蝕效果，藉由該腐蝕環境亦有Cu促進腐蝕的情形。因此，將Cu之上限設為0.50%以下。以下限為0.12%、上限為0.20%為佳。更佳者是，下限0.13%、上限0.18%。

Ni具有抑制活性溶解速度之效果，又，因氫過電壓小，故再鈍化特性優異，可視需要添加。為提升前述特性，以含有0.05%以上之Ni為佳。但，過剩地添加Ni，將使加工性下降，使肥粒鐵組織不穩定。又，Ni之原料價格經常漲跌，故以極少為佳。因此，將Ni含量設為0.05%~2.00%。較佳者係將下限設為0.10%、上限設為1.50%。更佳者是，下限0.20%、上限1.20%。

V不僅有與前述之Nb的複合添加效果，亦有改善耐候性或耐間隙腐蝕性之作用。但，過度地添加V，將使加工性下降，提升耐蝕性之效果亦飽和。為得該等效果，以將其添加量設為0.05~1.00%為佳。較佳者係將下限設為0.10%、上限設為0.70%。更佳者是，下限為0.20%、上限0.60%。

Sn及Sb不僅改善耐間隙腐蝕性，亦有產生腐蝕時之抑制溶解速度的效果，可視需要添加該一種或二種。但，過度之添加將使加工性下降，提升耐蝕性之效果亦飽和。為得該等效果，以將其含量分別設為0.05~1.00%為佳。較佳者係將下限設為0.08%、上限設為0.70%。更佳者是，下限0.10%、上限0.50%。

Zr不僅與V同樣地改善耐間隙腐蝕性，亦有作為C、N之穩定化元素的效果，故可視需要添加。但，Zr之過度添加將使加工性下降，提升耐蝕性之效果亦飽和，故含有Zr時含量的上限，以0.20%以下為佳。又，藉由含有Zr以提升前述特性，以含有0.03%以上之Zr為佳。較佳者係將下限設為0.05%、上限設為0.10%。更佳者是，下限0.06%、上限0.09%。

B係有效改善二次加工脆性之粒界強化元素，故可視需要添加。但，過度之添加將固溶強化肥粒鐵，成為延性下降的原因。為得該等效果，於添加B時，以將下限設為0.0001%以下，上限設為0.0050%以下為佳。更佳者是，將下限設為0.0002%、上限設為0.0020%。更佳者是，下限0.0003%、上限0.0010%。

另外，本發明之技術特徵係使用的肥粒鐵系不鏽鋼之成分組成、及熔接部之構造。因此，本說明書中雖舉熱水儲存桶體為例，但並為受其所限定，可全面地使用於施行TIG熔接之肥粒鐵系不鏽鋼。又，被熔接材之板厚t亦並未特別限定，若為實用之範圍的0.1~10mm，並無問題。亦可於一般所使用之薄板材料0.4~3mm範圍內適當地決定。

【實施例】

為評價TIG熔接間隙部之耐蝕性，使用具有第2圖所示的間隙構造之TIG熔接試驗材，評價其耐蝕性。

被測材料係使用由具有表1所示之化學成分(組成)的肥粒鐵系不鏽鋼所構成之試驗片，並以前述[被測材料之製造]所示的方法製造板厚0.8mm之板，將其組合二片，製作間隙角度為15°的TIG熔接試驗片。熔接條件係僅反氣炬側(熔接間隙部與背面熔接部)未實施Ar氣體遮蔽之條件。熔接電流值係以控制熔接部之背面焊珠寬度為目的，於50A至120A之間變化。

耐蝕性評價方法係以前述[耐蝕性評價試驗(其2)]所示之方法評價。換言之，試驗液係600ppmCl^- 、2ppmCu²⁺ 與600ppmCl^- 、20ppmCu²⁺ 之2組成，以80℃、吹入氧地連續浸漬2週。如上述，2ppmCu²⁺ 係模擬一般之溫水環境， 20ppmCu²⁺ 係模擬嚴苛之環境者。間隙腐蝕深度係使用焦點深度法測定。另，間隙構造材係削入熔接金屬部，開放間隙部，以測定間隙內的腐蝕。

熔接金屬部之露出程度係以將熔接金屬部截面填入樹脂，觀察其組織地評價。具體而言，係觀察如第2圖之截面組織，測定被熔接材的板厚t與背面焊珠寬度Wb，並以(2式)：Wb/2t評價。

於表1顯示該試驗後之評價結果。藉此，於Si+2.5Al+3Ti之值為1.50以下的條件下，2ppmCu²⁺ 之條件中背面熔接部之腐蝕深度係以20μm以下為基準，熔接間隙部之間隙腐蝕深度成為50μm以下。又，前述之外，於Wb/2t為1.50以下之條件下，於作為嚴苛之腐蝕條件的20ppm之Cu²⁺ 條件中，背面熔接部之腐蝕深度亦為20μm以下、熔接間隙部之間隙腐蝕深度亦成為50μm以下。

此外，於滿足前述(1)(2)，Nb×V為0.01以上之條件中，熔接部的強度亦顯示規定值以上。另，No.28雖未滿足Nb×V為0.01以上之條件，但因C、N高，於熔接金屬部析出麻田散鐵組織，故硬度變高。但，該組織於該環境中並未顯示充分之耐蝕性，故即使Si+2.5Al+3Ti之值滿足1.50以下的條件，仍為腐蝕量多之結果。

另一方面，於Si+2.5Al+3Ti之值大於1.50、或雖滿足1.50以下之條件但Cr或Mo等成分於本發明範圍外之條件下，將形成熔接間隙部之間隙腐蝕深度大於50μm的結果。於較嚴苛之腐蝕環境之20ppmCu²⁺ 條件下的間隙腐蝕中，未滿足Wb/2t為1.50以下之條件下，將形成間隙腐蝕深度大於50μm的結果。

由以上之結果，於滿足本發明之成分範圍，且Si+2.5Al+3Ti於規定值內的條件中，即使省略Ar氣體遮蔽，仍可提升熔接部耐蝕性。此外，藉使熔接背面之焊珠寬度比Wb/2t之值於規定值內，亦可提升嚴苛之腐蝕環境中的熔接部耐蝕性。一併地使Nb×V為既定值以上，可提升熔接金屬部之強度。

產業上之可利用性

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼，於如包含前述熱水儲存桶體在內之儲存水或熱水的各種儲水、儲熱水槽般，於具有TIG熔接部之構造體中，可良好地作為需要優異之熔接部耐蝕性的構件使用。並且，本發明對於熔接接頭構造具有間隙時等預料為更嚴苛之腐蝕環境的情況下，亦可提供一種最佳之材料。

若為同樣地具有間隙構造，且需熔接部強度之TIG熔接構造體的話，可顯示相同之特性，亦適用於例如，家電製品、浴缸、廚房機器、潛熱回收型燃氣熱水供給器之廢水回收器與其熱交換器、各種熔接管等一般之用途構件。

1,2‧‧‧鋼板

3‧‧‧熔接金屬部

4‧‧‧背面熔接部

5‧‧‧熔接間隙部

6‧‧‧反氣炬側

7‧‧‧氣炬側

8‧‧‧背面焊珠部

t‧‧‧板厚

Wb‧‧‧背面焊珠寬度

第4圖係顯示(3式)與熔接部硬度之關係的圖。

Claims

一種肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於成分以質量%計係含有：C：0.002~0.020%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.01~0.50%、Cr：16.0~25.0%、Mo：0.30~3.00%、Al：0.005~0.150%、Ti：0.05~0.30%、Nb：0.10~0.50%、N：0.002~0.025%、P：0.035%以下、S：0.0100%以下、V：0.05~1.00%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成，且，Si、Al、Ti之含量滿足1式：Si+2.5Al+3Ti≦1.50…(1式)但，式中之元素符號意指該元素之含有質量%。
如申請專利範圍第1項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中成分以質量%計，更含有以下元素中之1種或2種以上：Cu：0.10~0.50%、Ni：0.05~2.00%、 Sn：0.05~1.00%、Sb：0.05~1.00%、Zr：0.03~0.20%、B：0.0001~0.0050%。
如申請專利範圍第2項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼之成分中，Nb與V滿足3式：Nb×V≧0.01…(3式)，但，3式中之元素符號意指該元素之含有質量%。
一種肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物，係將肥粒鐵系不鏽鋼板互相TIG熔接而成的熔接結構物，其特徵在於前述肥粒鐵系不鏽鋼板之成分以質量%計係含有：C：0.002~0.020%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.01~0.50%、Cr：16.0~25.0%、Mo：0.30~3.00%、Al：0.005~0.150%、Ti：0.05~0.30%、Nb：0.10~0.50%、N：0.002~0.025%、P：0.035%以下、S：0.0100%以下、V：0.05~1.00%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成，並且，Si、Al、Ti之含量滿足下述1式，於前述經TIG熔接之部分中，露出於前述肥粒鐵系不鏽鋼板背面的熔接金屬之焊珠寬度Wb與前述肥粒鐵系不鏽鋼板的板厚t則滿足2式：Si+2.5Al+3Ti≦1.50…(1式) 0<Wb/2t≦1.50…(2式)但，1式中之元素符號意指該元素之含有質量%。
如申請專利範圍第4項之肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板之成分以質量%計更含有以下元素中之1種或2種以上：Cu：0.10~0.50%、Ni：0.05~2.00%、Sn：0.05~1.00%、Sb：0.05~1.00%、Zr：0.03~0.20%、B：0.0001~0.0050%。
如申請專利範圍第5項之肥粒鐵系不鏽鋼之熔接結構物，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板的成分中，Nb與V滿足3式：Nb×V≧0.01…(3式)但，3式之元素符號意指該元素之含有質量%。