(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で，Ｃ：０．０２０％以下，Ｎ：０．０２５％以下，Ｓｉ：０．０５〜０．２５％，Ｍｎ：０．４６〜１．５％，Ｐ：０．０３５％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ｃｒ：１８．０〜２３．５％，Ｍｏ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％，Ｔｉ：０．０５〜０．２５％，Ｎｂ：０．１０〜０．５％を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、更に成分組成が（Ａ）式を満足することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎ≦２．０      …（Ａ）
但し、式中の元素記号は、当該元素の含有質量％を意味する。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｓｎ：０．０５〜１％、Ｓｂ：０．０５〜１％から選ばれる一種又は二種を含むことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｚｒ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼は一般に耐食性に優れるだけでなく、オーステナイト系ステンレス鋼に比較して熱膨張係数が小さいことや、耐応力腐食割れ性に優れる等の特徴を有する。その特性から一般厨房機器だけでなく、屋根用材料や、貯水及び貯湯缶体などに広く用いられている。
【０００３】
このようなステンレス鋼を構造体として使用する場合、溶接施工は不可欠なものである。ＳＵＳ４３０のような汎用フェライト系ステンレス鋼はそのＣ，Ｎ固溶限が小さいことから溶接部で鋭敏化を生じ、耐食性が低下する問題があった。この問題を解決するために、Ｃ，Ｎ量の低減やＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加によるＣ，Ｎの固定等により、溶接金属部の鋭敏化を抑制した高純度フェライト鋼が開発され、広く実用化されている。
【０００４】
また、高純度フェライト鋼においても、溶接の入熱で生じたスケール部は耐食性が劣化することが知られている。一般的なステンレス鋼の溶接方法として用いられているＴＩＧ溶接では、入熱が大きいためにその傾向が大きい。この防止対策として、溶接時にＡｒ等の不活性ガスを用いたシールドを十分に実施することで溶接スケールの生成を抑制することが重要であることが、非特許文献１等に示されている。
【０００５】
特許文献１には、Ａｒガスシールドした場合にも発生する溶接熱影響部の耐食性を改善するため、溶接時の鋼の表層部にＡｌとＴｉの酸化物皮膜を形成させる方法として、式Ｐ１＝５Ｔｉ＋２０（Ａｌ−０．０１）≧１．５（式中のＴｉ，Ａｌは鋼中のそれぞれの含有量を示す）を満たすようにＴｉとＡｌを添加する技術が開示されている。
【０００６】
特許文献２には、ＡｌとＴｉとの複合添加に加え、Ｓｉを一定量以上添加することで、溶接部の耐すきま腐食性を向上させる技術が開示されている。
【０００７】
一方、特許文献３には、４Ａｌ＋Ｔｉ≦０．３２（式中のＴｉ，Ａｌは鋼中のそれぞれの含有量を示す）を満足することで、溶接時の入熱を低減させて溶接部のスケール生成を抑制し、溶接部の耐食性を向上させる技術が開示されている。
【０００８】
前述の従来技術は、いずれもＡｒガスシールドを実施した技術であるが、特許文献１，２ではＡｌ，ＴｉやＳｉを積極的に添加させることで溶接近傍部の酸化皮膜を制御するという技術であり、また特許文献３では逆にＡｌ，Ｔｉを抑制することで、溶接金属部の溶け込み性を改善し、溶接時の入熱を低減することを特徴としているが、いずれも溶接時のＡｒガスシールドを必須とした技術であり、その省略については言及されていない。また溶接部や溶接熱影響部の耐食性を改善させることを目的としたもので溶接金属部の強度や構造にまで言及した技術ではない。
【０００９】
ところで、近年Ａｒによるバックガスシールドを省略しても耐食性を担保できるとする方法が開示されている。特許文献４には、Ｃｒを２２〜２６％含有したフェライト系ステンレス鋼で、「４ｍｍ以上のすきま深さと最大すきま深さ３０μｍ以下でアルゴンバックシールドなし」とし、かつボンド端部から２ｍｍ以内の溶接すき間部の酸化スケールの平均Ｃｒ比率が全金属元素の２０質量％以上となることを特徴とする溶接すきま酸化皮膜の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
【００１０】
また、特許文献５にはフェライト系ステンレス鋼の成分範囲を、一例としてａ値：Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋１．５Ｓｉ％＋０．５Ｎｂ％＋０．９Ｍｎ％＋１．５Ｎｉ％≧２３となるように規定することで、ガスシールドを省略しても溶接部の耐食性を向上できる技術が開示されている。
【００１１】
更に特許文献６には、Ａｒガスシールドを省略する場合に、材料表面にＣａＳが存在すると十分に溶接スケールが形成されないとして、Ｃａを０．００１０％以下に制御することが規定されている。
【００１２】
ただし、特許文献４は、シールドを省略してもＣｒ酸化皮膜が生成することで耐食性を担保できるとしているが、すきまが非常に狭いため、温水タンク内のような比較的厳しい環境では、Ｃｒ皮膜が厚くともすきま腐食が発生する可能性が非常に高い。さらに特許文献４では溶加材を使用しないとしているので、特に２２Ｃｒを超える鋼では溶融した溶接金属において、Ｃｒが酸素や窒素を吸収しやすいため、高Ｃｒ鋼ほど粒界部にＣｒ欠乏部を形成しやすくなり、鋭敏化を生じる可能性が非常に大きい。
【００１３】
また、特許文献５では、フェライト系ステンレス鋼の成分を決定することで、オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接金属の組成を決定できるとしているが、実際の溶接金属部の組成は、溶接される相互の材料の体積比や、溶接金属部の凝固時における相互材料の混合比によって大きく変化するため、単純に片側の材料成分のみでその組織を制御しきることは非常に困難である。さらに特許文献５では、高純度フェライト系にさらに高価なＮｉを多量に添加することが示されている。Ｎｉに加えてＳｉやＮｂ、Ｃｕは固溶強化を促進する元素であるため、ａ値を高めた場合には当該材料の強度や硬さが上がりすぎるため、鏡板の絞り加工が困難になり、形状が安定しなくなる恐れがある。また上記ａ値はＭｎの添加により増加するが、特許文献５の本文中において、Ｍｎは不動態皮膜中のＣｒ濃度を低下させて耐食性の低下を招く要因となるのでＭｎの含有量は低い方が好ましい、と記載されており、Ｍｎのみでの積極的な耐食性向上ではなく、ａ値に関与する元素全ての効果で目的の耐食性が得られるものである。
【００１４】
特許文献６で規定されているＣａ濃度レベルは、通常の高純度フェライト系ステンレス鋼であれば一般的な範囲である。更に、本文献で耐食性上の問題とされているＣａＳの生成は、鋼板の製造条件や他の添加成分の影響を大きく受けるためＣａ濃度だけでは決定されない。
【００１５】
高純度フェライト系ステンレス鋼の溶接構造体の例として、電気温水器や、エコキュート（登録商標）を代表とする家庭用自然冷媒（ＣＯ2）ヒートポンプ給湯機等においては、ステンレス鋼製の貯湯缶体が一般的に用いられている。貯湯缶体は、供給される水道圧により給湯されるタイプが大半であり、その圧力に耐えられるように、鏡板と胴板を溶接したカプセル状の構造が採用されている。この溶接部は、鏡板と胴板の重ね合わせた溶接部においてすきま構造を呈する。この部位においてＡｒガスシールドを省略した際には、この溶接すきま部における耐食性低下を如何に抑制するかが重要な技術課題となる。
【００１６】
フェライト系ステンレス鋼のＴＩＧ溶接においては、溶接金属部並びにその熱影響部（ＨＡＺ部）における耐食性劣化を抑制するために、Ａｒ等の不活性ガスによるシールドが実施されている。しかしながら、近年工程省略やＡｒガスコスト削減等による要望から、Ａｒガスシールドを省略するＴＩＧ溶接施工が望まれてきている。ただし、従来の材料ならびに溶接条件のままで、単純にＡｒシールドガスを省略しても、先に記載したような溶接部耐食性の低下を引き起こす。
【００１７】
このような背景から、Ａｒガスシールドを省略してもＴＩＧ溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼の開発要望がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１８】
【特許文献１】特開平５−７０８９９号公報
【特許文献２】特開２００６−２４１５６４号公報
【特許文献３】特開２００７−２７０２９０号公報
【特許文献４】特開２００９−１８５３８２号公報
【特許文献５】特開２０１０−２０２９１６号公報
【特許文献６】特開２０１１−２０２２５４号公報
【非特許文献】
【００１９】
【非特許文献１】ステンレス鋼便覧第三版
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
本発明は、溶接時、特にＴＩＧ溶接時のＡｒガスシールドを省略しても、従来の溶接条件のままで溶接部の耐食性の低下を抑制することが可能なフェライト系ステンレス鋼を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明者らは、Ａｒガスシールドを省略しても、耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼を開発するために、鋭意研究を重ねた結果、以下の構成とすることで上記課題を解決できることを見出した。
【００２２】
本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で，Ｃ：０．０２０％以下，Ｎ：０．０２５％以下，Ｓｉ：０．０５〜０．２５％，Ｍｎ：０．４６〜１．５％，Ｐ：０．０３５％以下，Ｓ：０．０１％以下，Ｃｒ：１８．０〜２３．５％，Ｍｏ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％，Ｔｉ：０．０５〜０．２５％，Ｎｂ：０．１０〜０．５％を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、更に成分組成が（Ａ）式を満足することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎ≦２．０      …（Ａ）
但し、式中の元素記号は、当該元素の含有質量％を意味する。
（２）更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％から選ばれる一種又は二種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼。
（３）更に、質量％で、Ｓｎ：０．０５〜１％、Ｓｂ：０．０５〜１％から選ばれる一種又は二種を含むことを特徴とする前記（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼。
（４）更に、質量％で、Ｚｒ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下から選ばれる一種又は二種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供できる。とくにＴＩＧ溶接でのＡｒガスシールドを省略しても耐食性低下を抑制することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】耐食性試験用試験片を表す図である。
【図２】Ｃｕ2+濃度、溶接時のＡｒガスシールド有無、及びＡ式左辺と、すきま腐食深さとの関係を示す図である。
【図３】Ａ式左辺とすきま腐食深さとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明について詳細に説明する。特に指定しない限り、％は質量％を意味する。
【００２６】
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼のＴＩＧ溶接部の耐食性において、Ａｒガスシールドを省略しても、耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供できる可能性について種々検討した結果、以下の知見を得た。
（１）ＴＩＧ溶接時のシールドを省略すると、シールドを実施した場合と比較して、溶接部近傍における腐食発生部位が変化する。すなわちシールド省略時では、いわゆるＨＡＺ部ではなく、溶接裏ビードと母材の境界部から約１ｍｍ離れた部位となる。
（２）本部位でのガスシールド無しにおける溶接スケール構造を調査した結果、耐食性が低い場合には、表面にＣｒ、Ｆｅの皮膜中に、Ｔｉ，Ａｌ，Ｓｉの酸化物が局所的に点在しており、これが腐食の起点となると知見された。そのためＴｉ，Ａｌ，Ｓｉを必要な限り低減することが重要である。
（３）ガスシールドを省略したＴＩＧ溶接においては、溶接時の入熱が大きい場合には、上記（２）だけでは溶接部のスケールが発達することで耐食性を担保できない場合がある。そこで（２）条件に加えてＭｎを添加すると、Ｃｒ主体の酸化物の表層側にＭｎ主体の酸化物が形成され、溶接時の入熱によらず溶接スケール部の耐食性を向上させることが可能であることを知見した。これにはＭｎを０．３３％以上添加させ、且つ、以下の（Ａ）式を満たすことが必要である。
（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎ≦２．０      …（Ａ）
【００２７】
本知見を得るために、図１に示すような供試材を製造し、以下の実験を実施した。なお、図１に示すＴＩＧ溶接構造において、反トーチ側６に位置するのは、図１の下側半分に当る。つまり、裏ビードが存在する平面、及び溶接すきま部５を含むすきま空間である。また、これら反トーチ側６の部位のうち、耐食性が問題となるのは、図１右側の拡大図における裏ビード部８近傍、及び、溶接すきま部５である。そのため、本発明において耐食性評価は、上述の裏ビード部８近傍、及び、溶接すきま部５について行っている。このうち、裏ビード部８近傍を裏面溶接部４と記載する。
【００２８】
［供試材の製造］
供試材は以下のように製造した。真空溶解炉により溶解した表１に示すＡｌ，Ｔｉ，Ｓｉ，Ｍｎを種々変化させた開発鋼組成と比較鋼組成のフェライト系ステンレス鋼で、これを圧延・熱処理により厚さ０．８ｍｍの冷延板を製造した。
【００２９】
この溶接試験材は以下のように作製した。供試材の表面を＃６００エメリー紙で湿式研磨した後４０ｍｍ幅×２００Ｌｍｍと５５ｍｍ幅×２００Ｌｍｍに切断した。このうち、幅５５ｍｍ材を端から１５ｍｍで水平より１５°に曲げ加工し、図１のように４０ｍｍ幅の平板と組合わせて曲げ加工材端部をＴＩＧ溶接した。
【００３０】
［溶接条件］
溶接条件は、送り速度５０ｃｍ／ｍｉｎ、電流値は溶け込み量を変化させるために７０Ａを基本として５０〜１００Ａの間で変化させた。ガスシールドを実施する場合にはＡｒガスを用い、トーチ側は流量１５Ｌ／ｍｉｎ、アフターガスは２０Ｌ／ｍｉｎで固定し、反トーチ側のガスは、シールド実施時は流量５Ｌ／ｍｉｎ、停止時は流量ゼロとした。
【００３１】
［耐食性評価試験］
耐食性評価試験片は、本材料から溶接金属長さを２０ｍｍ、長さ４０ｍｍの大きさに切断した。反トーチ側のみを試験環境に晒すために、トーチ側溶接金属部の試験面は、切断端面とともに＃６００のエメリー湿式研磨処理を施した。
【００３２】
試験液としては、ＮａＣｌの他に酸化剤としてＣｕＣｌ2試薬を用いて、６００ｐｐｍＣｌ-と、２ｐｐｍまたは２０ｐｐｍＣｕ2+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、高濃度ほどより厳しい腐食環境となる。調整した浸漬条件は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週間毎に交換した。
【００３３】
試験後の裏面溶接部の孔食、及び溶接すきま部のすきま腐食深さは、焦点深度法を用いて測定した。すきま内の腐食測定は、溶接金属部を削り込み、溶接すきま部を開放してから行った。
【００３４】
溶接部の表面皮膜は、日本電子（株）製ＡＥＳを用いて、５０００倍の観察倍率で表面元素の面分析を実施した。
【００３５】
［評価結果］
まず、溶接時のＡｒガスシールド省略時の溶接材料の腐食感受性の変化について評価した。供試材は、表１のＮｏ２および１７の組成を用いた。ここでＮｏ２はＡ式（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎ＝１．５２で本発明条件を満たしており、Ｎｏ１７は８．０８で比較例とした。いずれもＣｒは約２１％、Ｍｏは約１％の材料である。
【００３６】
ＴＩＧ溶接条件は、電流値は９５Ａとし、裏面のＡｒガスシールドは実施と省略の２条件とした。元の板厚は０．８ｍｍ、溶接裏面のビード幅は約１．２ｍｍであった。腐食試験は６００ｐｐｍＣｌ-に、Ｃｕ2+を２ｐｐｍ又は２０ｐｐｍ加えた２条件で実施した。
【００３７】
この試験後の溶接すきま部腐食深さとＣｕ濃度の関係を図２に示す。まずＡｒガスシールドを実施した場合はＣｕ2+＝２，２０ｐｐｍの何れも、Ａ値が１．５２を示す発明例（記号○）、同様に８．０８となる比較例（●）とも腐食深さは５０μｍ以下であった。とくに発明例は比較例に比べＣｕ2+＝２０ｐｐｍでの腐食量は小さい傾向を示した。なお、このＡｒガスシールドを実施した場合の腐食位置は、溶接すきまから２〜３ｍｍ程度離れた位置であり、いわゆる溶接の熱影響部（ＨＡＺ）であり、これは裏面溶接部の溶接ビード部でも同様に２〜３ｍｍはなれた位置で孔食状の腐食が観察された。ただしこの裏面溶接部の孔食はすきま部よりも浅かった。
【００３８】
一方、Ａｒガスシールドを省略した場合には、Ｃｕ2+＝２ｐｐｍでは発明例、比較例とも５０μｍ以下の腐食深さであるが、Ｃｕ2+＝２０ｐｐｍの場合には発明例（△）は５０μｍ以下を示すが、比較例（▲）では約１００μｍと大幅にすきま腐食深さが大きくなった。
【００３９】
Ａｒガスシールドを省略した場合の腐食位置は、２および２０ｐｐｍＣｕ2+条件ともにＡｒガスシールドを実施した場合と異なり、裏面溶接部の溶接ビード部境界から１ｍｍ以内の位置に、またすきま部でもすきま開始点（つまり、溶接すきま部における、溶接金属と被溶接材の境界部分）から１ｍｍ以内の位置で腐食が発生していた。
【００４０】
Ａｒガスシールド省略した場合にすきま腐食深さが大きくなった理由は、Ａｒガスシールドを省略することで腐食感受性が高くなる部位が溶接金属本体や溶接金属部からの距離が近い位置に変化したため、本試験材のような比較的溶接すきま部が開いた形状でも、すきまの最も狭い部分で腐食感受性が高くなってしまったため腐食発生が促進され、その構造のため生成する腐食性の高いすきま内部液がすきま内に滞留するためと理解される。
【００４１】
裏面溶接部の腐食深さが比較例でも５０μｍ以下に抑制された理由は同様に、腐食感受性が高いために腐食は発生するものの、すきま構造でないために孔食が生じてもそれ以上進展が生じなかったためと判断される。
【００４２】
本発明例と比較例のＡｒガスシールド省略時のすきま腐食挙動の差異を調査するため、溶接部すきま近傍のスケール部をＡＥＳで面分析した。その結果、発明例では表面にはＭｎとＣｒ主体の酸化物が一様に観察されたが、比較例では表面にＣｒ主体の酸化物の間にＴｉやＡｌ、Ｓｉの酸化物が点在しているのが確認された。さらに腐食試験後の観察から、これらＴｉやＡｌの酸化物近傍が腐食試験で起点になった痕跡が観察された。これより本発明条件の材料を用いた場合Ａｒガスシールドを省略しても、表面スケール部へのＴｉやＡｌ、Ｓｉの酸化物が存在しないためにＣｒの高い酸化物皮膜が生成するのに加え、その外層側にＭｎ主体の酸化物の存在によるものと推定される。溶接スケール部について深さ方向の元素プロファイルをＡＥＳで測定した結果、Ｍｎが高い場合には、表層にＭｎが主体の酸化物が生成しており、その下にＣｒ主体の酸化物が存在していた。一般的に高温での耐酸化性評価のように、ステンレス鋼を高温に数百時間のような長時間晒した場合の酸化物構造は、表層にはＭｎ主体のスピネル型酸化物が、内層側にはＣｒ主体のコランダム型酸化物が生成することが知られ、またそのスピネル酸化物にＭｎが多い場合にはスケールの剥離が抑制されることが知られている。今回のＴＩＧ溶接では数秒以下の非常に短時間の加熱によって生成する酸化物のため、上記の長時間酸化試験と比較して詳細な構造は異なるが、概略の構造は同様と推定される。溶接で生じるビードおよびその周囲のスケールは、上記酸化試験よりも更に短時間で生成する酸化物のため、外層のＭｎ主体の酸化物が緻密で密着性に優れた構造となったために、すきま構造においても耐食性が向上したものと推定される。なおＭｎ含有量が高い場合でもＴｉやＡｌ、Ｓｉの含有量が高い場合には、上記の試験においてすきま腐食深さは大きくなった。これはＴｉやＡｌ、Ｓｉが多い場合には、内層側のスケールが不均一のために、その外層に生じたＭｎ酸化物も本発明範囲ほどに安定に生成しなくなるためと推定される。
【００４３】
以上から、ＴＩＧ溶接部の耐食性は、Ａｒガスシールドを省略すると低下すること、またＡｒガスシールドを省略した場合でも材料の化学成分で示されるＡ式左辺（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎの値を低減させることにより、腐食性が過酷な温水環境においても裏面溶接部、及びすきま部の耐食性低下が抑制可能であることを明らかにした。
【００４４】
そのため、Ｔｉ，Ａｌ，ＳｉおよびＭｎ濃度を変化させた材料を用いて［耐食性試験］での試験と同様の条件で実施した。その他成分のうちすきま腐食に大きな影響のあるＣｒとＭｏは、Ｃｒは１８〜２３．５％、Ｍｏは０．３〜２．５％とした。すき間形状は同じく１５°、電流値は８５Ａで裏面のビード幅は１．２ｍｍとし、反トーチ側のＡｒガスシールドは省略した。腐食試験は６００ｐｐｍＣｌ-＋２０ｐｐｍＣｕ2+の条件で実施した。その結果、図３のようにＡ式左辺：（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎとすきま腐食深さとの間で良好な相関関係が得られ、Ａｒガスシールド省略時のすきま腐食深さを５０μｍ以下とするには、Ａ式左辺の値を２．０以下にすることが必要であることが分かった。以上よりＡｒガスシールドを省略した条件でＴＩＧ溶接する場合には、Ａ式左辺（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎの値が２．０以下、好ましくは１．８以下とすることが望ましいことを明らかにした。
【００４５】
なお、すきま形状については、上記試験ではすきま角度を１５°とすきまが広がった形状での評価であるが、すきま腐食を生じる臨界すきま形状としては、すきまの開始点、すなわちすきまの一番奥の位置から２ｍｍにおいてのすきま開口部が４０μｍ以上であれば、すきま腐食を生じないことを確認している。従い、本発明の構成で効果が得られるすきま形状とは、すきま角度１５°に限らず、すきま発生部から２ｍｍの位置で、すきま開口部が４０μｍ以上であることを意味する。
【００４６】
上記知見から、Ａｒガスシールドを省略した場合にすきま腐食を防止するには、（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎの値を２．０以下に制御することが重要であることを明らかにした。なお、本成分系では、Ａｒガスシールドを通常通り実施した場合においても、優れた溶接部耐食性を示す。これはＡｒガスシールドを実施しても条件によっては僅かに表面が変色したスケールが生じる。このスケールにおいても前述のような作用により、溶接部の耐食性が向上するものと判断される。
【００４７】
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分組成について、詳細に説明する。
【００４８】
Ａｌは前述の通り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、前述の通りＡｌは溶接部の酸化皮膜の均一化を阻害する。また、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含有量の下限値を０．００５％以上，上限値を０．１５％以下とした。脱酸のためにはＡｌを０．０１％以上含有させることが好ましいため、より望ましくは０．０１％〜０．０８％である。
【００４９】
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。さらに材料中の腐食の起点となりうるＳを固定することで耐食性を向上させることでも有用である。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する。また過剰添加は、鋼板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０．０５％〜０．２５％とした。より望ましくは０．０７％〜０．２０％である。
【００５０】
Ｓｉも，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。しかし、ＴｉやＡｌと同様に溶接部の酸化皮膜の均一化を阻害する。更に過剰な添加は加工性，製造性を低下させる。そのため、Ｓｉの含有量の上限値を０．２５％以下とした。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。より望ましくは０．０５％〜０．２１％である．
Ｍｎは，脱酸元素として重要な元素であり、本発明のように溶接時にＡｒガスシールドを省略した場合には溶接スケール部でＭｎ酸化物として生成し、耐すきま腐食性を向上させることを明らかにした。ただし、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，またフェライト組織を不安定化させる。また固溶強化元素でもあるため、Ｍｎの過剰な添加は加工性を低下させる。このため，Ｍｎの含有量を０．３３％〜１．５％以下とした。より望ましくは，０．４０％〜１．０％、さらに望ましくは０．５％超である。
【００５１】
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼を構成するその他元素について説明する。
【００５２】
Ｃは，耐粒界腐食性および加工性を低下させるため，その含有量を低減させる必要がある。このため，Ｃの含有量の上限値を０．０２０％以下とした。しかし、Ｃの含有量を過度に低減させると、精錬コストが悪化するため，０．００２％〜０．０１５％であることがより望ましい。
【００５３】
Ｎは，Ｃと同様に耐粒界腐食性，加工性を低下させるため，その含有量を低減させる必要がある。このため，Ｎの含有量の上限を０．０２５％以下とした。しかし、Ｎの含有量を過度に低減させると、精錬コストが悪化するため、０．００２％〜０．０１５％であることがより望ましい。
【００５４】
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０．００１％〜０．０２％である。
【００５５】
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、０．０００１％〜０．００５％であることがより望ましい。
【００５６】
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，フェライト組織を安定化するためおよび溶接時のスケールの耐食性を向上させるために１８．０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃｒは、加工性，製造性を低下させるため，上限を２３．５％以下とした。Ｃｒの含有量は、望ましくは１８．５％〜２３．０％であり，より望ましくは２０．０％〜２２．５％である。
【００５７】
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。またＭｏは，Ｎｉとともに含有されることにより再不働態化特性や腐食発生時の溶解速度抑制効果を有する。しかし、Ｍｏはレアメタルのため過剰添加はコストを増加させ、また加工性も著しく低下する。このため、Ｍｏの含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏを含有させることにより、上記の特性を向上させるためには、Ｍｏを０．３０％以上含有させることが必要である。Ｍｏの含有量は、望ましくは，０．５０％〜２．０％であり，より望ましくは０．７０％〜１．８％である。
【００５８】
Ｎｂは，Ｃ，Ｎの安定化元素として、Ｔｉと複合して添加することで溶接部の粒界腐食を抑制して加工性を向上させる。（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≧６（式中のＴｉ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎは、鋼中の各成分の含有量［質量％］である。）を満たすことが好ましい。
【００５９】
更にＮｂは溶接部の強度を向上させることが可能である。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。加工性を低下させるため，Ｎｂの含有量は０．１０〜０．５０％とする。望ましくは０．１５％〜０．４０％である。
【００６０】
Ｃｕは，一般に活性溶解速度を低下させる効果を有するため、必要に応じて０．１０％以上添加する。しかし、温水環境においてはＣｕは有効な腐食抑制効果を有さないと考えられるだけでなく、その腐食環境によっては環境に存在するＣｕだけでなく、素材から溶出したＣｕが腐食を促進する場合もある。そのため、Ｃｕの上限を０．５０％以下とする。望ましくは，０．２０％以下である。
【００６１】
Ｖは前述のＮｂと同様の効果を有することに加え、耐候性や耐すきま腐食性を改善する作用も有するため、必要に応じて添加する。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ため，その添加量は０．０５〜１．０％とすることが好ましい。より望ましくは０．１０％〜０．７０％である。
【００６２】
Ｎｉは，活性溶解速度を抑制させる効果を有し，また水素過電圧が小さいために再不働態化特性に優れるため、必要により添加することが可能である。上記の特性を向上させるためには、Ｎｉを０．０５％以上含有させることが好ましい。ただし、Ｎｉの過剰な添加は，加工性を低下させ，フェライト組織を不安定にする。またＮｉは原料価格が乱高下することがしばしばあり、極力少ないことが望ましい。そのためＮｉの含有量は、望ましくは０．０５％〜２．０％であり，より望ましくは０．２％〜１．１％である。
【００６３】
ＳｎおよびＳｂは、耐すきま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０．０５〜１％とすることが好ましい。より望ましくは０．１％〜０．５％である。
【００６４】
Ｚｒは、Ｖと同様に耐すきま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ため，Ｚｒを含有する場合の含有量の上限を０．２％以下とすることが好ましい。また、Ｚｒを含有させることにより、上記の特性を向上させるためには、Ｚｒは０．０３％以上含有させることが好ましい。より望ましくは０．０５％〜０．１％である。
【００６５】
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を添加する場合は下限を０．０００１％以上，上限を０．００５％以下とすることが好ましく、０．０００２％〜０．００２０％とすることがより望ましい。
【実施例】
【００６６】
表１に示す化学成分（組成）を有するフェライト系ステンレス鋼からなる試験片を、以下に示す方法で製造した。まず、表１に示す化学成分の鋳鋼を真空溶解にて溶製して４０ｍｍ厚のインゴットを製造し、これを熱間圧延で５ｍｍ厚に圧延した。その後、９８０℃で１分間の熱処理を行ったのちに、酸化スケールを研削除去し、さらに冷間圧延により厚み０．８ｍｍの鋼板を製造した。その後、９５０〜１０５０℃の範囲で、１分間の熱処理を行った。表面の酸化スケールを酸洗除去して供試材とした。
【００６７】
なお、表１に示す化学成分において、残部は、鉄及び不可避的不純物である。また、空欄の元素は、意図的に添加していないため、測定していないことを意味する。
【００６８】
ＴＩＧ溶接試験片の構造および条件については、［供試材の製造］に述べた条件を基本とした。即ち、ＴＩＧ溶接試験材は、供試材の表面を＃６００エメリー紙で湿式研磨した後４０ｍｍ幅×２００Ｌｍｍと５５ｍｍ幅×２００Ｌｍｍに切断した。すき間の開口角をつけるため、この５５ｍｍ幅材（試験片２）の端から１５ｍｍで水平より３０°に曲げ加工し、図１のように４０ｍｍ幅の平板（試験片１）と組み合わせて、曲げ加工材端部をＴＩＧ溶接した。溶接電流値は１００〜８５Ａの間で変化させビード厚みを制御した。本試験ではＡｒガスシールド無しでの特性を評価するため、トーチ側７は流量１５Ｌ／ｍｉｎとし、それ以外は流量ゼロとした。送り速度は全て５０ｃｍ／ｍｉｎとした。
【００６９】
また材料の耐力を測定するために、ＪＩＳに規格される５号試験片を作製し、引っ張り試験片とした。このときの耐力は高いほど缶体等の溶接構造部材としての変形への抵抗を高めるが、過度に高いと材料の成型性を損なう。特に温水缶体の鏡板は半球状の絞り加工を実施する場合が多く、材料の耐力が高すぎる場合は加工金型を損傷させる可能性がある。そのため耐力の値は４００ＭＰａ以下を○とし、それ超える場合は×と評価した。
【００７０】
溶接金属部の組織は断面埋め込み試料を作製したのち、ＪＩＳで示される１０％シュウ酸電解エッチングを実施し、鋭敏化有無を調査した。また一部材料は本方法で素材そのものの組織を判別した。
【００７１】
【表１】
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【００７２】
本溶接材の腐食試験は以下のように実施した。基本的な条件は［耐食性試験］と同様である。試験片は、本材料から露出した溶接金属長さを２０ｍｍ、長さ４０ｍｍの大きさに切断し、切断端面を＃６００のエメリー湿式研磨処理を施した。トーチ側の溶接金属部のみは、腐食環境に晒さないために、シリコン樹脂でコーティングした。なお研磨部の不働態皮膜を安定させるため、研磨後２日以上経過させてから腐食試験に供した。腐食試験液としては、酸化性の高い条件として、ＮａＣｌとＣｕＣｌ2試薬を用いて、６００ｐｐｍＣｌ-＋２０ｐｐｍＣｕ2+に調整した試験液を用いた。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週間毎に交換した。試験後の腐食深さは、裏面溶接部、及び溶接すきま部に生じた腐食孔深さを測定した。各々腐食深さの深い方から最大１０点測定し、そのなかの最大値をそれぞれの腐食深さとした。ここで腐食深さが５０μｍ以下を合格とし、それを超えた場合は不合格とした。表中「鋭敏化」では、裏面溶接部腐食深さの評価結果をビード部鋭敏化として５０μｍ以下の場合を○、５０μｍ超の場合を×として表記した。また、すきまの腐食深さの評価結果を、すきま腐食深さとして実測数値で示した。
【００７３】
次に、Ａｒガスシールド無しで溶接したサンプルにおける腐食試験後のすきま腐食深さは、表１に示すように、本発明成分を満足し、かつＡ式左辺（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎの値が２．０以下となるＮｏ１〜１５では、何れもすきま腐食深さは５０μｍ以下となった。またこのＮｏ１〜１５ではフェライト単相組織を呈し、耐力も４００ＭＰａ以下の条件を満たすことを確認した。
【００７４】
一方、（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎの値（Ａ値）が２．０超のＮｏ．１６〜１９、２１、２３では何れも、５０μｍ超のすきま腐食深さとなった。Ａ値が規定値を超えていることに加え、Ｎｏ．１６はＭｎ、Ｃｒ、Ｎｂが規定範囲外、Ｎｏ１７はＭｎ，Ａｌが規定範囲外、Ｎｏ．１８はＭｎ、Ｎｂが規定範囲外、Ｎｏ１９はＳｉ，Ｔｉが規定範囲外、Ｎｏ．２１はＭｎ、Ｃｒが規定範囲外であった。Ｎｏ２１はＣｒが規定範囲よりも高い値であり、このため断面観察の結果、Ａｒガスシールドを省略した裏面溶接部のビード部で鋭敏化が観察された。これは高Ｃｒのため大気中の窒素を吸収しやすくなり、Ｃｒ窒化物が粒界に析出したためと推定され、このため実環境では溶接すきま部だけでなく、ビード部からの腐食も懸念される。Ｎｏ．２３はＡ値のみが規定値より高い値となった。
【００７５】
Ｎｏ２０、２２は、Ａ値が２．０以下にもかかわらず、すきま腐食深さが５０μｍ超となった。これは、Ｎｏ２０ではＴｉが規定値以下で素材に腐食起点となるＣａＳが多く生成したためスケールを制御しても腐食が進展したと推定される。またＮｏ２０は加えてＭｎが規定値以上に高く、強度も規定値以上となった。これは素材の組織観察からフェライトとマルテンサイトが混在する二相組織になっていたためと判断され、高強度ではあるものの鏡板等の絞り加工は非常に困難であると判断される。またＮｏ２２は、Ｍｏが規定以下と低く，素材の耐食性が十分ではなかったと判断される。
【００７６】
またＮｏ１８、２０では、安定化元素であるＴｉまたはＮｂが添加されていないため、溶接部において鋭敏化が確認された。
【００７７】
以上の結果から、成分は規定範囲内で、かつＡ値（Ｓｉ＋２．５Ａｌ＋３Ｔｉ）／Ｍｎが２．０以下に制御されているフェライト系ステンレス鋼では、溶接時のＡｒガスシールドを省略した場合で酸化性の厳しい腐食環境においても腐食が抑制されることを明らかにした。またＡｒガスシールドを省略しない場合においても、本鋼は優れた溶接部耐食性を有するものである。
【産業上の利用可能性】
【００７８】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、貯水・貯湯タンクのようにＴＩＧ溶接部を有する構造体において、優れた溶接部強度を必要とする部材に好適に用いることができる。さらに溶接継ぎ手構造を有し、優れた溶接部の耐食性が必要な場合にも、最適の材料を提供することが可能となる。
【００７９】
また適当な加工性と溶接部強度を有しており、例えば家電製品、浴槽、厨房機器、潜熱回収型ガス給湯器のドレン水回収器とその熱交換器、各種溶接パイプなどのような一般的な用途部材にも好適である。
【符号の説明】
【００８０】
１  試験片
２  試験片
３  溶接金属部
４  裏面溶接部
５  溶接すきま部
６  反トーチ側
７  トーチ側
８  裏ビード部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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