WO2008120409A1

WO2008120409A1 - 溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼および温水容器

Info

Publication number: WO2008120409A1
Application number: PCT/JP2007/069324
Authority: WO
Inventors: Toshiro Adachi; Akihiro Nonomura; Osamu Yamamoto; Kouki Tomimura
Original assignee: Nisshin Steel Co., Ltd.
Priority date: 2007-03-29
Filing date: 2007-09-26
Publication date: 2008-10-09
Also published as: KR20090122941A; US20120193328A1; EP2133440B1; CN101652491A; EP2133440A1; EP2133440A4; US20100084413A1; ES2658074T3

Abstract

質量%で、C:0.02%以下、Si:0.01～0.30%、Mn:1%以下、P:0.04%以下、S:0.03%以下、Cr:21超え～26%、Mo:2%以下、Nb:0.05～0.6%、Ti:0.05～0.4%、N:0.025%以下、Al:0.02～0.3%であり、さらに必要に応じてNi:2%以下好ましくは0.1～2%およびCu:1%以下好ましくは0.1～1%の1種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる、溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼である。

Description

溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼および温水容器技術分野

本発明は、 T I G溶接により施工される溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼、およびそれを用いた温水容器に関する。

明背景技術

電気温水器ゃ貯湯槽などの温水容器の材書料としてフェライト系ステンレス鋼の S U S 4 4 4 (低 C、低 N、 1 8〜1 9 C r— 2 M o— N b、 T i系鋼）広く用いられている。 S U S 4 4 4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 T I G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。溶接構造の温水容器を上水の温水環境で使用すると、溶接部で腐食が生じやすい。 S U S 4 4 4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、孔食が成長するケースは稀である。しかし、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、温水容器では隙間の形成をできるだけ避ける構造とすることが望ましい。ただし、鏡と胴の溶接接合部など、施工上、隙間の形成を回避することが難しい部位もある。

温水容器を T I G溶接により製造する際には、溶接部の耐食性低下を小さくするため、一般に A rバックガスシールを行って裏ビード側の酸化を抑制する対策が採られている。ところが、電気温水器では追い焚き機能のニーズが高まり、蛇管を内部に装入した構造の缶体が増えてきた。この場合、溶接時に A r パックガスシールを行うためのノズルを缶体内部に揷入することが難しくなり、バックガスシールなしの T I G溶接を採用せざるを得ないケースが増え、耐食性低下に対する不安要因となっている。

また、地球環境問題から、電気温水器に比べ消費電力の少ない c o₂冷媒ヒートポンプ給湯器（ェコキュート（登録商標)）の需要が高まってきた。この方式ではヒータ一加熱を行わないので、ヒーター揷入のためのフランジは本来不要であるが、 T I G溶接時のバックガスシール用ノズルを揷入するためにはフランジが省略できないなど、コストアップに繋がる問題が生じる。

特許文献 1には鏡への胴の挿入深さを 2 O mmまでとし、隙間腐食の発生を避けた構造の温水器用ステンレス鋼製缶体が記載されている。鋼種としては S U S 4 4 4相当鋼が採用されている。しかし、発明者らの調査によれば溶接で耐食性が低下する熱影響部は溶接ビードから概ね 1 0 mm程度の範囲であり、上記構造では安定した耐食性向上効果が十分に得られない場合がある。また、この S U S 4 4 4相当鋼を、 A rバックガスシールを行わない T I G溶接に供すると、裏ビード部での酸化スケールの生成部分では著しい耐食性低下が生じることが予想される。，

特許文献 2には T iと A 1を複合添加することにより溶接時の C r酸化ロスを抑制し、溶接部での耐食性低下を改善したフェライト系ステンレス鋼が記载されている。この鋼を使用することにより温水容器の耐食性レベルを大きく向上させることが可能になった。しかし、この鋼の場合も、 A rパックガスシールを行わない T I G溶接では C rの酸化ロスを十分に抑制することはできず、耐食性の大幅な低下は避けられない。

特許文献 1 ：特開昭 5 4— 7 2 7 1 1号公報

特許文献 2 ：特開平 5— 7 0 8 9 9号公報発明が解決しょうとする課題

上述のように、昨今の温水容器においては、 T I G溶接で製造する際に A r バックガスシールを実施しにくい構造のものが増えている。一方で、製造コスト低減等の要請から溶接部に隙間を形成しないような構造の温水容器を設計することも難しい状況にある。本発明は、このような現状に鑑み、バックガスシールを行わない T I G溶接により温水容器を構築したときに、溶接ままの状態で上水を使用した温水環境において優れた耐食性を呈するフェライト系ステンレス鋼を開発し提供すること、およびその鋼を用いた温水容器を提供することを目白勺とする発明の開示

発明者らは上記目的を達成すべく詳細な研究を行った結果、以下のようなことを見出した。

(i) 21質量％を超える C r含有量を確保して基本的耐食性レベルを向上させることが、バックガスシールを行わない T I G溶接により形成された裏ビード側溶接部の耐食性向上に極めて有劾である。

(ii) N i、 Cuは溶接部耐食性を向上させ、その効果は C r含有量が多いほど大きい。温水環境への適用を考慮すると、 C r含有量が 21質量％を超える鋼に N i、 C uの 1種以上を添加することでパクガスシールを行わない T I G溶接裏面熱影響部の耐食性が大きく改善される。

(ii) 溶接部の耐食性向上に有効であるとされてきた S iは、一定量以上添加するとパックガスシールを行わない T I G溶接においては、溶接ままの裏ビード側溶接部において、むしろ耐食性を低下させる。

(iii) 耐食性改善元素として知られる Moは、ステンレス鋼表面での酸化の抑制、すなわち溶接部の耐食性改善には有効に作用しない。

本発明はこのような知見に基づいて成分設計された新たなフェライト系ステンレス鋼を提供するものである。

すなわち本発明では、質量％で、 C: 0.02 %以下、 S i： 0.01〜 0.30 %、 Mn ： 1 %以下、 P ： 0.04%以下、 S ： 0.03%以下、 C r ： 21超え〜 2 6 %、 Mo ： 2 %以下、 N b ： 0.05〜 0.6 %、 T i ： 0.05〜 0.3 %または 0.05〜 0.4 %、 N： 0.025 %以下、 A I ： ◦ · 02〜 0.3 %であり、さらに必要とする耐食性レベルに応じて N i ： 2 %以下好ましくは 0.：！〜 2 %および Cu ： 1%以下好ましくは 0.1〜1%の 1種以上を含み、残部 F eおよび不可避的不純物からなる、溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼が提供される。 N i ： 0.4〜1%ぉょぴ〇11 ： 0.4〜 1%の 1種以上を含有するものがより好適な対象となる。

この鋼は、冷延焼鈍酸洗鋼板とした後、その鋼板をバックガスシールなしで T I G溶接し、その溶接部を無手入れのまま含む試験片を、 8 0 °C、 2 0 0 0 p p m C 1 -水溶液中に 3 0日間浸漬する浸漬試験（P t補助力ソード使用）に供したとき、浸食深さが 0 . 1 mm以下となる耐食性を呈する。

ここで、「無手入れのまま」とは、溶接部に生じた酸化スケールを除去する手段（研磨等の機械的除去手段および酸洗等の化学的除去手段）が施されておらず、溶接されたままの状態であることを意味する。「溶接部」は溶接ビード部と熱影響部からなる領域である。上記浸漬試験に供するための溶接部を形成するには、鋼板表面に T I G溶接のアークを一定速度で移動させながら裏ビード（ァークを当てる面の裏面に現れる溶接金属部）が形成される条件で溶接ビードを形成していく手法（いわゆるビード'オン'プレート）が採用される。その際、裏ビード側にはパックガスシールを行わない。また、溶加材を使用しない。試験片には溶接部とその両側の母材部が含まれるようにする。

また、前記のステンレス鋼からなる鋼材にバックガスシールなしの T I G溶接を施して形成された溶接部を有する温水容器であって、前記 T I G溶接によつて形成された裏ビード側の溶接部を無手入れのまま温水に曝して使用する溶接構造温水容器が提供される。この T I G溶接に際しては通常の T I G溶接と同様に必要に応じて溶加材を使用することができる。ここで、「温水」は 5 0 °C 以上の水をいう。

本発明のフェライト系ステンレス鋼を使用すると、温水環境における溶接部の耐食性が顕著に改善される。特に、パックガスシールなしの T I G溶接によつて形成された裏ビード側溶接部を無手入れのまま高温の上水に曝して使用した場合でも、長期間優れた耐食性が維持される。すなわち温水容器を T I G溶接により製造する際に、 A rバックガスシールを省略しても高い信頼性が得られる。したがって本発明によれば、高耐食性が要求される上水環境での温水容器において設計自由度の拡大が可能になる。また、今後需要増が見込まれる C 〇2冷媒ヒートポンプ給湯器の温水缶体ではパックガスシールのためのフランジが不要になり、コスト低減が可能になる。図面の簡単な説明図 1は、浸漬試験片の外観を模式的に示した図である。

図 2は、浸漬試験方法を模式的に示した図である。

図 3は、実施例 2に用いた試験缶体の構造を模式的に示した図である。

図 4は、実機による耐食性試験方法を模式的に示した図である。発明を実施するための最良の形態

本発明のフェライト系ステンレス鋼を構成する成分元素について説明する。 C、 Nは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。 C、 Nの含有量を低減すると鋼は軟質になり加工性が向上するとともに炭化物、窒化物の生成が少なくなり、溶接性および溶接部の耐食性が向上する。このため本発明では C、 Nとも含有量は少ない方が良く、 Cは 0.02質量％まで、 Nは 0.025質量％まで含有が許容される。

S iは、 A rガスシールを行って T I G溶接する場合、溶接部の耐食性改善に有効に作用する。しかしながら発明者らの詳細な検討によれば、ガスシールなしで T I G溶接する場合、 S iは逆に溶接部の耐食性を阻害する要因になることがわかった。このため、耐食性の点では S i含有量を低く抑えることが重要であり、本発明では 0.30質量％以下に規定する。 0.20質量％以下とすることがより好ましく、 0.20質量％未満とすることが一層好ましい。ただし、 S iはフヱライト系鋼の硬質化に寄与するので、例えば水道に直結して使用する高圧タイプの温水容器をはじめとして継手の強度が要求されるような用途などでは、 S iの添カ卩は有利となる。種々検討の結果、 S iによる強度向上作用を十分に享受するには、 0.01質量％以上の S i含有量を確保することが望まれる。したがって本発明では S i含有量を 0.01〜0.30質量％の範囲にコントロールする必要があり、 0.01〜0.20質量％にコントロールすることがより好ましい。

Mnは、ステンレス鋼の脱酸剤として使用される。しかし Mnは不動態皮膜中の C r濃度を低下させ、耐食性低下を招く要因となるので、本発明では Mn 含有量は低い方が好ましく、 1質量％以下の含有量に規定される。スクラップを原料とするステンレス鋼ではある程度の Mn混入は避けられないので、過剰に含有されないよう管理が必要である。

Pは、母材および溶接部の靭性を損なうので低い方が望ましい。ただし、含 C r鋼の溶製において精鍊による脱りんは困難であることから、 P含有量を極低化するには原料の厳選などに過剰なコスト増を伴う。したがって本発明では一般的なフェライト系ステンレス鋼と同様に、 0 . 0 4質量％までの P含有を許容する。

Sは、孔食の起点となりやすい M n Sを形成して耐食性を阻害することが知られているが、本発明では適量の T iを必須添加するので、 Sを特に厳しく規制する必要はない。すなわち、 T iは Sとの親和力が強く、化学的に安定な硫化物を形成するので、耐食性低下の原因になる M n Sの生成が十分に抑止される。一方、あまり多量に Sが含まれると溶接部の高温割れが生じやすくなるので、 S含有量は 0 . 0 3質量％以下に規定される。

C rは、不動態皮膜の主要構成元素であり、耐孔食性ゃ耐隙間腐食性などの局部腐食性の向上をもたらす。パックガスシールなしで T I G溶接した溶接部の耐食性は C r含有量に大きく依存することから、 C rは本発明において特に重要な元素である。発明者らの検討の結果、バックガスシールなしで溶接した溶接部に温水環境で要求される耐食性を付与するには 2 1質量％を超える C r 含有量を確保すべきであることがわかった。耐食性向上効果は C r含有量が多くなるに伴って向上する。し力し、 C r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増大させる要因となる。本発明では、 C r含有量が 2 1質量％以上の鋼では N i、 C uの溶接部耐食性改善効果が大きくなるという知見に基づき、厳しい環境への適用においても C r含有量のさらなる増加に頼ることなく、上述の問題を最小限に抑え、十分な耐食性を得ることができる。したがって本発明では C r含有量を 2 1超え〜 2 6質量％とする。

M oは、 C rとともに耐食性レベルを向上させるための有効な元素であり、その耐食性向上作用は髙 C rになるほど大きくなることが知られている。ところが、発明者らの詳細な検討によれば、パックガスシールなしで T I G溶接した裏ビード側の溶接部については、 M oによってもたらされる耐食性向上作用はあまり大きくないことがわかった。本発明の主な用途である上水の温水環境に対しては 0 . 3質量％以上の M oを含有させることが効果的であるが、 2質量％を超えて増量していくと加工性の低下ゃコスト上昇を招くマイナス要因の方が大きくなり、得策ではない。したがって M o含有量は 2質量％以下とする。

N bは、 T iと同様に C、 Nとの親和力が強く、フェライト系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。その効果を十分発揮させるには 0 . 0 5質量％以上の N b含有量を確保することが望ましレ、。し力し、過剰に添加すると溶接高温割れが生じるようになり、溶接部靭性も低下するので、 N b含有量の上限は 0 . 6質量％とする。

T iは、 A rバックガスシールを行う従来の T I G溶接において溶接部の耐食性向上に寄与する元素であるが、バックガスシールなしの T I G溶接においてもその裏ビード側溶接部の耐食性を顕著に改善する作用を有することがわかつた。そのメカニズムについては必ずしも明確ではないが、 A rバックガスシールを行う T I G溶接の場合は、 A 1 との複合添カ卩により溶接時に鋼表面に A 1主体の酸化皮膜が優先的に形成され、結果的に C rの酸化ロスが抑制されるものと考えられる。他方、バックガスシールなしの T I G溶接の場合は、その溶接部において T iは腐食発生後の再不動態化を促進する作用を発揮し、それによって耐食性が向上するものと推察される。このような T iの作用を十分に享受するには 0 . 0 5質量％以上の T i含有量を確保することが望ましい。しかし、 T i含有量が多くなると素材の表面品質が低下したり、溶接ビードに酸化物が生成して溶接性が低下したりしゃすいので、 T i含有量の上限は 0 . 3質量％または 0 · 4質量％とする。

A 1は、 T i との複合添カ卩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は 0 . 0 2質量％以上の A 1含有量を確保することが望ましい。一方、過剰の A 1含有は素材の表面品質の低下や、溶接性の低下を招くので、 A 1含有量は 0 . 3質量％以下とする。

N iは、 A rバックガスシールなしの T I G溶接において溶接スケール中の C r濃度を高め、化学的に安定な C r ₂〇₃の生成量を増大させスケールの耐食性を向上させる。さらに、溶接金属部（溶接ビード）および熱影響部における腐食の進行を抑えることでパックガスシールなしの T I G溶接部の耐食性を向上させる。これらの作用は C r含有量が高いほど大きい。溶接性に関しては、溶接金属の粘性を高める作用を有するので、フェライト系ステンレス鋼の適正溶接条件範囲が拡がり、溶接速度の向上を図る上で有利となる。このため本発明では要求される耐食性レベルに応じて N iを含有させることができる。 N i含有量は 0 . 1質量％以上を確保することがより効果的であり 0 . 4質量％以上とすることが一層効果的である。ただし多量の N i含有は鋼を硬質にし加工性を阻害するので、 N iを添加する場合は 2質量％以下の範囲で行う。

C uは、適量の添加により A rバックガスシールなしの T I G溶接部の耐食性において、熱影響部での孔食発生を抑制する。また、 N iと同様に溶接金属部（溶接ビード）および熱影響部における腐食の進行を抑えることでパックガスシールなしの T I G溶接部の耐食性を向上させる。この作用は C r含有量が高いほど大きレ、。このため本発明では要求される耐食性レベルに応じて C uを含有させることができる。 C uの耐食性向上作用を十分に得るには 0 . 1質量％以上の C u含有量を確保することが望ましく、 0 . 4質量％以上とすることが一層効果的である。しかし過剰の C u含有はむしろ耐食性を低下させるので C u を添加する場合は 1質量％以下の範囲で行う。

以上のように成分調整されたフェライト系ステンレス鋼を用いて、従来一般的なフェライト系ステンレス鋼板の製造工程にて冷延焼鈍材とし、その後、パックガスシールを行わない T I G溶接法を用いて溶接施工することにより温水容器を構築することができる。この温水容器はバックガスシールなしで形成された裏ビード側の溶接部（すなわち容器の内側）を無手入れのまま温水に曝して使用することができる。実施例

[実施例 1 ]

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 3 m mの熱延板を作製した。その後、冷間圧延にて板厚 1 . 0 mmとし、仕上焼鈍を 1 0 0 0〜 1 0 7 0 °Cで行い、酸洗を施すことによって供試材とした。 OAVさ

各供試材の鋼板について、ビード'オン'プレートにて T I G溶接を施した。溶接裏面にはバックガスシールを施さずに溶接した。すなわち、アークを当てる面に対して反対側の面を大気に曝した状態で溶接を行った。溶接条件は、溶け込み（溶接金属部）が裏面まで到達し、裏面に約 4 mm幅の「裏ビード」が形成される条件とした。この条件の場合、溶接熱影響部（HA Z ) は板厚中央部でビード中心からの距離が約 1 0 mmの範囲と ¾る。

溶接で生じた酸化ズケールを除去していない試料（無手入れのままの試料）から 1 5 x 4 O mmの試験片を切り出し、温水中での浸漬試験に供した。図 1に浸漬試験片の外観を模式的に示す。溶接ビードが試験片長手方向中央位置を横切るように試験片を採取した。この浸漬試験片には溶接ビード部、熱影響部および母材部が含まれる。母材部の端にリード線をスポット溶接にて接続し、リ一ド線およびその接続部分のみを榭脂被覆した。

浸漬試験は 8 0 °Cの 2 0 0 0 p p m C l -水溶液で 3 0日間行った。図 2に浸漬試験方法を模式的に示す。浸漬試験片 2には P t対極 1を接続してガルバ二ック対を形成した。 P t対極 1は 4 0 x 6 0 mmの T i板の表面に P tめっきを施したものである。浸漬試験片 2と P t対極 1を試験液 3に浸漬し、試験中、エアレーシヨンノズル 4からエアーを試験液 3中に送り込んだ。試験は n = 3 で行った。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。

浸漬試験後の試験片表面を顕微鏡で観察し、侵食深さを測定した。この試験において最終的に腐食電流が 1 μ A以下となり、かつ最大侵食深さが 0 . 1 mm以下であれば、上水の温水環境において腐食が進行しない耐食性を有していると評価できる。侵食深さ 0 . 1 mmは腐食が再不動態化し成長しない上限の深さに相当する。 n = 3全ての試験片において 3 0日以内に腐食電流が Ι μΑ以下に消滅し、かつ η = 3全ての試験片における最大侵食深さが 0 . 1 mm以下のものを合格と判定した。結果を表 2に示す。表 2中に表示した侵食深さの値は n = 3 全ての試験片における最大侵食深さである。なお、いずれの試験片においても最大侵食深さは裏ビド側の溶接部（ビード部または熱影響部）の酸化スケールが生じている箇所で観測された。表 2

—評価一

〔電流〕

〇： 7日以内で腐食電流が消滅したもの（1μ A以下）

®： 30日以内で腐食電流が消滅したもの（1μ A以下）

•： 30日以上で腐食電流が継続しているもの（1μ A超え）

〔腐食状態〕

△：侵食深さ 0.05mm以下

A：侵食深さ 0.05超え〜 0.1mm

▲：侵食深さ 0.1mm超え' 表 2からわかるように、本発明で規定する化学組成を有する本発明例のものは、いずれも上記浸漬試験における耐食性評価が合格判定であった。すなわち、パックガスシールなしの T I G溶接を行って酸化スケールが形成されている状態において、温水環境での優れた耐食性を有することが確認された。 No.l鋼 (21 Cr— lMo)、 No.2鋼（24Cr— IMo) および No.6鋼（25 C r -IMo) の対比から、 C r含有量が多くなるほど腐食電流がより安定して早期に消滅し、かつ侵食深さも浅くなる傾向がある。特に No.6鋼は腐食電流が 7日以内で消滅し最大侵食深さも 0.01mmと極めて浅く、優れた溶接部耐食性を示した。 No.2鋼（24C r— IMo) および No.3鋼（24C r— 0.5.M 0 ) の最大侵食深さは同じであり、パ Vクガスシールなしの T I G溶接部における耐食性に関し、 M o増量による耐食性向上効果はほとんど認められない。 No.7鋼（2 1 C r— IMo— l N i)、 No.8鋼（2 1 C r— IMo — 0.5N i—0.5 Cu)、 No.4鋼（24 C r— IMo— 0.5N i ) および N o.5 H (24 C r - lMo-0.5N i -0.5 Cu)は N iまたは C uを十分に添加したものであり、腐食電流が 7日以内に消滅し最大侵食深さも 0.05 mm 以下と浅く、優れた溶接部耐食性を示した。 N iまたは Cuを十分に添加した Νο·7鋼、 No.8鋼は、 N i、 C uの添加量が比較的少ない No.1鋼（2 1 C r - lMo-0.1 Cu-O.I N i ) よりも耐食性が向上しており、 N i、 Cu による耐食性改善効果が実証されている。また No.7鋼、 1^ 0.8鋼は 1：含有量が比較的少ないにもかかわらず、 C r含有量が比較的高い No.2鋼（24 C r— lMo _0.1 Cu)、 No.3鋼（24.5 C r— 0.5Mo) よりも耐食性レベルが向上していることがわかる。 Νο·8鋼（2 1 C r— lMo— 0.5N i'— 0.5 Cu) と No.5鋼（24 C r— IMo— 0.5N i— 0.5 Cu) の対比から、 N i、 Cuの耐食性改善効果は C r含有量が高くなるほど増大すると言える。

一方、比較例の N 0.9鋼は C r含有量が低いために溶接部の耐食性に劣った。 N o.l 0鋼および N o.1 2鋼では C r含有量は十分確保されているが S i含有量が多すぎるために溶接部の耐食性が悪かった。 N o .1 1鋼は 1 8 C r— 2 Moの SUS 444である。バックガスシールをしていない裏ビード側の溶接部における耐食性は本発明例より劣っており、溶接部の耐食性低下に対して M 0による改善効果は小さかつた。

[実施例 2]

実機温水容器での溶接接合部の耐食性を調査するため、本発明例 N o .2鋼を用いた試験缶体および比較例 N o.9鋼 (SUS 444) を用いた試験缶体を試作した。図 3に試験缶体の構造を模式的に示す。図 3 (a) .は試験缶体の外観を示したものである。この試験缶体は上鏡 1 1、胴 1 2および下鏡 1 3を T I G溶接により接合した構造を有し、高さ I 4 30mm、幅 5 20mm、容量 3 70 Lの俵型である。胴 1 2は筒状に曲げた鋼板の端部同士を T I G溶接したものであり、溶接接合部 14を有している。上鏡 1 1および下鏡 1 3には口金 1 7が接合されている。上鏡 1 1、胴 1 2および下鏡 1 3の部材に上記供試鋼が使用されている。図 3 (b) は上鏡 1 1と胴 1 2の溶接部断面の構造を模式的に示したものである。図 3 (c) は下鏡 1 3と胴 1 2の溶接部断面の構造を模式的に示したものである。これらの溶接接合部 1 5、 1 6においては容器内部側に鏡部材の端部が入り込んで溶接隙間を形成している。溶接接合部 14、 15、 16はバックガスシールを行わない T I G溶接法により施工した。溶加材として SUS 316 Lを使用した。

図 4に実機での耐食性試験方法を模式的に示す。試験液槽 2で試験液をヒ一ター 21により 80°Cに加熱し、液送ポンプ 23により試験液を試験缶体 24 の下部口金から常時 10 L/m i nの流量で送り込み、合計 60日間循環させる試験を実施した。試験缶体 24の各溶接部は無手入れのままの状態にしてあり、前記溶接接合部 14、 15、 16はバックガスシールなしの溶接を行って形成された裏ビード側溶接部が試験液に曝されるようになっている。試験液は山口県周南市上水で調製した 2000 p pmC l—水溶液に酸化剤として C u ²⁺ を 2 p pm添カ卩したものを用いた。この濃度の Cu²⁺は温水中の残留塩素にほぼ匹敵する酸化力を有しているが、腐食の進行に伴い濃度が減少するため、 7日毎に液を更新した。 C 1 Na C l、 C u²⁺は C u C 1₂ · 2 H₂0試薬により調整した。液温は容量 300 Lの試験液槽内で 80 °Cとなるようにコント口ールした。試験後の缶体を解体し、溶接接合部 14、 1 5、 1 6について腐食発生状況を調べた。結果を表 3に示す。

表 3

一腐食状態評価—

〇:腐食なし

®：軽微な腐食 (侵食深さ 0.1mm以下)

▲：激し、腐食 (侵食深さ 0.1mm超え）

· :貫通腐食表 3からわかるように、本発明例の試験缶体では 6 0日の腐食試験において、最も腐食が問題とされる隙間構造を有する溶接接合部 1 5、 1 6においても全く腐食が認められなかった。すなわち、バックガスシール無しの T I G溶接を行い、酸化スケールを無手入れのまま上水の温水環境に使用しても優れた耐食性を呈することが確認された。一方、従来鋼 S U S 4 4 4を用いた比較例の試験缶体では溶接接合部 1 6の隙間部において板厚を貫通する腐食が認められた。

Claims

請求の範囲質量％で、

C： 0 .02%以下、

S i 0.01〜 0.30 %

Mn 1 %以下、

P ： 0 .04%以下、

S ： 0 .03 %以下、

C r 21超え〜 26%、

Mo 2 %以下、

Nb 0.05〜0.6 %、

T i 0.05〜 0.3%、

N： 0 .025 %以下、

A 1 ： 0.02〜0.3%、

残部 F eおよび不可避的不純物からなる、溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼, 質量％で、

C： 0.02。/。以下、

S i ： 0.01〜0.30%、

Mn ： 1%以下、

P ： 0.04%以下、

S ： 0.03 %以下、

C r ： 21超え〜 26%、

Mo ： 2%以下、

Nb ： 0.05〜0.6%、

T i ： 0.05〜0.3⁰/₀、

N： 0.025 %以下、

A 1 ： 0.02〜 0.3%であり、さらに N i ： 2%以下おょぴ Cu ： 1%以下の 1種以上を含み、残部 F eおよぴ不可避的不純物からなる、

溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼。質量％で、

C： 0 .02 %以下、

S i 0.01〜0.30%、

Mn ； 1 %以下、

P ： 0 .04%以下、

S ： 0 .03%以下、

C r 21超え〜 26%、

Mo 2%以下、

Nb 0.05〜0.6%、

T i 0.05〜 0.3%、

N： 0 .025 %以下、

A 1 ； 0.02〜 0.3%であり、

さらに N i ： 0.1〜2%ぉょぴ〇11 ： 0.1〜1%の 1種以上を含み残部 F eおよび不可避的不純物からなる、

C： 0.02 %以下、

S i : 0.01〜0.30%

Mn ： 1%以下、

P： 0.04%以下、

S ： 0.03 %以下、

C r ： 21超え〜 26%、

Mo ： 2%以下、

Nb ： 0.05〜0.6%、 T i ： 0.05〜0·4%、

Ν： 0.025 %以下、

A 1 ： 0.02〜 0.3%、

残部 F eおよび不可避的不純物からなる、

溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼。質量。 /₀で、

C ： 0.02 %以下、

S i ： 0.01〜0.30%、

Mn ： 1%以下、

P ： 0.04 %以下、

S ： 0.03 %以下、

C r ： 21超え〜 26%、

Mo ： 2%以下、

Nb ： 0.05〜0.6%、

T i ： 0.05〜0.4%、

N： 0.025 %以下、

A 1 ： 0.02〜 0.3%であり、

さらに N i ： 2%以下および Cu ： 1%以下の 1種以上を含み残部 F eおよび不可避的不純物からなる、

C ： 0.02%以下、

S i ： 0.01〜0.30⁰ん

Mn ： 1%以下、

P ： 0.04%以下、

S ： 0.03 %以下、

C r ： 21超え〜 26%、 Mo ： 2%以下、

Nb ： 0.05〜0.6%、

T i ： 0.05〜0.4%、

N： 0.025%以下、

A 1 ： 0.02〜 0 · 3 %であり、

さらに N i ： 0.1〜2%ぉょぴ。11 ： 0.1〜1%の1種以上を含み、残部 F eおよぴ不可避的不純物からなる、

溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼。冷延焼鈍酸洗鋼板とした後、その鋼板をバックガスシールなしで T I G溶接し、その溶接部を無手入れのまま含む試験片を、 80°C、 2000 p pmC 1 -水溶液中に 30日間浸漬する浸漬試験（P t補助力ソード使用）に供したとき、浸食深さが 0.1 mm以下となる耐食性を呈する請求項 1〜 6のいずれかに記載の溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼。請求項 1〜7のいずれかに記載のステンレス鋼からなる鋼材にパックガスシールなしの T I G溶接を施して形成された溶接部を有する温水容器であつて、前記 T I G溶接によって形成された裏ビード側の溶接部を無手入れのまま温水に曝して使用する溶接構造温水容器。