温水容器およびその製造法
【課題】バックガスシールによるコスト上昇を伴わずに溶接部で優れた耐食性を呈する温水容器を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下、Ｃｕ：０〜１％であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを容器内面に有し、その溶接裏面の熱影響部において塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である温水容器。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下、Ｃｕ：０〜１％であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを容器内面に有し、その溶接裏面の熱影響部において塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である温水容器。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気温水器や貯湯槽などに適した、溶接構造のステンレス鋼製温水容器、およびその製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電気温水器や貯湯槽などの温水容器の材料には主にフェライト系ステンレス鋼のＳＵＳ４４４（ＬｏｗＣ、ＬｏｗＮ、１８Ｃｒ−２Ｍｏ−Ｎｂ，Ｔｉ）が用いられている。温水容器は上水圧程度の耐圧性が要求されることから、胴と呼ばれる円筒状の板状部材の両端に、鏡と呼ばれる曲面状の板状部材を溶接接合する構造が主流である。しかし、ステンレス鋼の耐食性は溶接によって阻害され、希薄塩化物水溶液である上水の温水環境においても、溶接部（主として溶接熱影響部）で腐食が生じる。耐食性低下の原因は溶接時の酸化スケールの生成に関連していると考えられている。腐食形態でみると孔食は再不動態化しやすく成長するケースはほとんどないが、隙間腐食は一般的に再不動態化しにくく、腐食が板厚を貫通し漏水に至ることがある。
【０００３】
一般に温水容器は胴に上部の鏡と下部の鏡をＴＩＧ溶接で取り付けた構造のものが多い。胴と鏡の接合箇所では、通常、鏡の外面を胴の内面にはめ込んだ状態で溶接される。この溶接部には、容器内面の温水に接触する部分において溶接隙間の形成が不可避である。ＴＩＧ溶接のトーチ側はＡｒガスによりシールされるので酸化スケールの生成が抑制され、温水容器としての耐食性低下はほとんど問題ないレベルである。一方、トーチと反対側の面（以下「溶接裏面」ということがある）は、特別にＡｒガス等でシールする措置をとらない限り、酸化スケールの生成に伴って耐食性が低下してしまう。そのため温水容器を組み立てる際には原則として容器内面がトーチ側となるように溶接施工されるが、密閉構造とするために、鏡を取り付ける溶接施工のうち最後の施工では容器外面をトーチ側にして溶接せざるを得ない。したがって、この場合には容器内面が溶接裏面となるので、溶接裏面の不活性ガスによるシール、すなわちバックガスシールが不可欠となっている。
【０００４】
ところが、このバックガスシールは温水容器を製造するうえで大変手間のかかる作業となる。すなわち、温水容器には水の流路となるソケット（口金）や、場合によってはヒーター、センサー等、あるいはそれらに接続されるコード等の通電部品を挿入するためのフランジが設けられているが、これらのソケットやフランジの狭い孔から容器内部にバックガスシール用の治具およびガスホースを挿入して操作することは意外と難しく、手間がかかる。このため、バックガスシールを行うためだけに、別途フランジを設ける場合もある。また、Ａｒ等の不活性ガスを多量に消費する必要が生じる。このようなことから、バックガスシールは温水容器の製造コストを押し上げる要因となっている。
【０００５】
特許文献１には蓋体（鏡）の筒体（胴）への挿入深さを２０ｍｍまでとすることにより隙間腐食の発生を回避した温水容器の構造が開示されている。特許文献２にはＴｉとＡｌを添加することにより溶接時のＣｒの酸化ロスを抑制した、溶接部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。特許文献３には温水容器の缶体にフランジを溶接接合する際に、溶接部の温度が４００℃以下になるまで溶接ビード及び溶接熱影響部を含めた溶接部にシールガスを供給し続けることが記載されている。
【０００６】
【特許文献１】特開昭５４−７２７１１号公報
【特許文献２】特開平５−７０８９９号公報
【特許文献３】特開２００６−９７９０８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述のように、温水容器を組み立てる際の溶接施工においては、耐食性を確保するために容器内面側についてバックシールを行う作業が不可欠となっており、これに伴って温水容器の製造コストが上昇している。特許文献１のように溶接隙間の面積を少なくすることは耐隙間腐食性の向上には有利であるが、この文献に開示の鋼を用いた場合、温水容器内面を溶接裏面にするには、耐食性低下防止のためにバックガスシールが必要であり、製造コストの高い温水容器となることは否めない。特許文献２の技術もＡｒガスバックシールを前提としたものである。特許文献３には缶体とフランジの溶接接合でシールガスを入念に使用する手法が開示されている。この場合も鏡と胴の溶接部で高耐食性を確保するためにバックガスシールが必要であることに変わりはなく、やはりコストの高い温水容器となってしまう。
【０００８】
本発明はこのような現状に鑑み、バックガスシールによるコスト上昇を伴わずに溶接部で優れた耐食性を呈する温水容器を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記目的は、Ｃｒ含有量が２１超え〜２５質量％の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを容器内面に有し、そのＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部（ＨＡＺ）において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である温水容器によって達成される。
【００１０】
特に本発明では、質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、必要に応じてＣｕ：１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを、容器内面に有する温水容器が提供される。この温水容器は、前記ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部（ＨＡＺ）において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である。また、裏ビード近傍の鋼材表面にＣｒ濃度３０質量％以上の酸化スケールを有する。ここで「裏ビード」はトーチからのアークが当たらない箇所に現れる溶接ビード表面である。
【００１１】
このような温水容器であって、水（温水を含む）の流路ではなく、かつ通電部品の挿入箇所ではないフランジを持たない構造の温水容器が特に好適な対象となる。ここで、「フランジ」にはソケット（口金）が含まれる。
【００１２】
また本発明では、上記の組成を有する鋼材どうしを、容器内面に裏ビードが形成されるようにバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより接合する工程を有する温水容器の製造法が提供される。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、耐食性に優れ、かつ容器内面のバックガスシールを省略した低コストの温水容器が提供可能になった。この温水容器は、使用に際して不要となるフランジを持たないシンプルな構造とすることができる。また、溶接後に焼け取り（酸化スケールの除去）を行う必要もなく溶接ままの状態で使用できる。溶接部の耐食性はＳＵＳ４４４を用いた従来の温水容器よりも改善されている。したがって、本発明は極めてコストパフォーマンスの高い温水容器を提供するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
従来、フェライト系ステンレス鋼におけるバックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面では、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の酸化スケールが生じた箇所で耐食性が低下し、隙間腐食等のトラブルが生じることが知られている。ところが発明者らの詳細な研究によれば、Ｃｒ含有量が比較的高い高耐食性のフェライト系ステンレス鋼では、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面の、酸化スケールの生じた全ての部位で腐食が生じるのではなく、溶接熱影響部の一定の部位で腐食が生じることがわかった。また、従来一般的に、ステンレス鋼の溶接熱影響部での耐食性低下は、鋼素地のＣｒが酸化により消費され（酸化ロス）、鋼素地の表面にＣｒ欠乏層が形成されることによって引き起こされると考えられている。しかし、発明者らが溶接酸化スケール直下のステンレス鋼素地の組成を詳細に調べた結果、鋼素地／酸化スケール界面に近いほど（すなわち浅い位置ほど）Ｃｒ濃度が低下する傾向が見られるが、少なくとも鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域においてＣｒ濃度が１６質量％以上になっていれば、上水の温水環境において問題となりうる隙間腐食は回避されることが明らかになった。つまり、ナノメートルオーダーという極めて微小領域の観察によれば、鋼素地の表層にいわゆるＣｒ欠乏層が生じることが直ちに耐食性低下の問題に直結するのではなく、仮にＣｒ欠乏層が生じても、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍに満たないような極表層部を除いて、１６質量％以上のＣｒ濃度が確保されていれば、温水環境での耐隙間腐食性は維持されることが判明した。
【００１５】
以下、Ｃｒ含有量が約２２％の鋼Ｘと、約１８％の鋼Ｙを例に挙げて、ＴＩＧ溶接部裏面の溶接熱影響部における最高到達温度と耐食性の関係、および鋼素地表層部と酸化スケールのＣｒ濃度分析について説明する。
【００１６】
〔溶接熱影響部の最高到達温度と耐食性の関係〕
表１に示す鋼からなる板厚１ｍｍの冷延焼鈍鋼板（酸洗仕上げ材）を用意した。鋼Ｘは本発明で規定する組成を有するフェライト系ステンレス鋼、鋼ＹはそれよりＣｒ含有量が低いもの（ＳＵＳ４４４相当材）である。これらについて、バックガスシールなしの条件でＴＩＧなめ付け溶接（部材どうしの接合を模して１枚の板上に溶接ビードを形成する操作）を行い、溶接ビードを中央に有する３０×４０ｍｍ角の試験片を作製した。この場合、溶接ビードは試験片の短辺に平行であり、その両側には溶接熱影響部（ＨＡＺ）がある。この試験片を１０００ｐｐｍＣｌ-水溶液に１０ｐｐｍのＣｕ2+（塩化第二銅で調整）を添加した８０℃の試験液に７２時間浸漬した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
図１に、鋼Ｘの溶接裏面の外観写真と、それに対応する位置関係の断面図を示す。写真上には溶接熱影響部の最高到達温度の目盛りを併記してある。この最高到達温度はステンレス鋼表面の種々の位置に熱電対を取り付けることにより測定した温度分布を示したものである。溶接熱影響部の最高到達温度は溶接金属部（ビード）から離れるにしたがって低下し、溶接ボンドから２ｍｍ離れた位置で１０００℃、５ｍｍでは５００℃であった。本来、溶接ボンドからの距離と最高到達温度の関係は溶接条件によって異なるが、フェライト系ステンレス鋼のＴＩＧ溶接条件範囲は比較的狭いため、板厚が同じであれば溶接熱影響部での温度分布はほぼ同じになる。すなわち、板厚が決まれば最高到達温度は溶接ボンドからの距離によってほぼ決まる。
【００１９】
浸漬試験後の溶接試験片には最高到達温度が８００℃付近および４００〜６００℃の位置で酸化スケールの液中への溶解または剥離が観察され、８００℃より少し高温の領域では皮膜の溶解や剥離は認められなかった。光学顕微鏡で鋼素地を観察したところ、８００℃の位置では孔食による侵食はほとんど生じていなかった。孔食の発生と進行は４００〜６００℃の位置で認められた。図２に、最高到達温度と最大侵食深さの関係を示す。最大侵食深さは、光学顕微鏡を用いて焦点深度法により孔食深さを測定し、同じ温度の位置で最も深い孔食深さを表示したものである。鋼Ｘ、鋼Ｙとも、最高到達温度が５００℃付近で最大侵食深さがピークとなった。ただし、鋼Ｘの方が最大侵食深さが浅く、溶接熱影響部での耐食性は優れていた。このように、ＴＩＧ溶接部での孔食発生は溶接熱影響部のなかで４００〜６００℃の加熱を受けた位置で生じること、および鋼種間で孔食の進行が異なることがわかった。
【００２０】
〔鋼素地表層部、酸化スケールのＣｒ濃度分析〕
上記溶接後の試験片の溶接ボンドから２ｍｍの位置（最高到達温度１０００℃に相当）および同５ｍｍ（最高到達温度５００℃に相当）の位置について、酸化スケールと鋼素地表層部（酸化スケールとの界面近傍）の断面をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で観察することが可能な薄膜試料を作製し、ＴＥＭ−ＥＤＸ（日立ハイテクサイエンスシステムズ社製、ＨＦ２０００）により組成分析を行った。
【００２１】
鋼素地については、鋼素地／酸化スケール界面から１ｎｍ（酸化スケール直下）、１０ｎｍ、２０ｎｍ、１００ｎｍの各深さ位置を分析した。図３に、鋼素地の分析試料における分析位置を模式的に示す。図４には、最高到達温度が５００℃に相当する部位における分析結果を例示する。
【００２２】
図４からわかるように、最高到達温度５００℃に相当する部位での鋼素地表層部のＣｒ濃度は、鋼Ｘ、鋼Ｙとも、鋼素地／酸化スケール界面から１ｎｍの深さ（すなわち酸化スケール直下）で低下が大きく、また、深さが１０〜１００ｎｍの領域では１〜１０ｎｍの極表層領域に比べＣｒ濃度の変化率（濃度勾配）が小さい。１ｎｍ深さでのＣｒ濃度は鋼Ｘで約１９質量％であり、鋼Ｙでは１４質量％を下回った。１０ｎｍ深さでのＣｒ濃度は鋼Ｘで２０質量％程度を維持しているが、鋼Ｙでは１６質量％を下回っている。このような鋼Ｘと鋼Ｙの鋼素地表層部でのＣｒ濃度の差は、鋼中のＣｒ含有量の差（すなわち鋼種の差）に起因していると考えられる。なお、最高到達温度１０００℃に相当する部位での鋼素地表層部のＣｒ濃度は、鋼Ｘ、鋼Ｙともそれぞれ、上記５００℃に相当する部位とほぼ同じ結果であった。
【００２３】
発明者らは鋼Ｘ、鋼Ｙの他に、種々の鋼種について上記のような鋼素地表層部の分析を詳細に行ってきた。その結果、酸化スケール直下の鋼素地においてＣｒ濃度の低下が大きくても、１０ｎｍ深さにおいて１６質量％以上のＣｒ濃度が維持されていれば、その部位における温水環境での耐食性は、耐孔食性だけでなく、耐隙間腐食性についても問題ないレベルが維持されることを見出した。したがって、ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部の耐食性を問題ないレベルに引き上げるには、最も耐食性低下の大きい部位、すなわち最高到達温度が５００℃程度になった部位において、１０ｎｍ以上の深さ領域における鋼素地中のＣｒ濃度が１６質量％以上に維持されていることが重要である。なお、Ｍｏについては界面直下を含めその近傍においても鋼素地中での濃化等、特異な現象を観測されなかった。
【００２４】
一方、酸化スケールについてＴＥＭ−ＥＤＸで分析したところ、最高到達温度５００℃に相当する部位には、鋼Ｘ、鋼ＹともＦｅ2Ｏ3を主体とした酸化スケールが形成されていることがわかった。この酸化スケール中のＣｒ濃度は１〜２３質量％と低かった。ここでいう酸化スケール中のＣｒ濃度は金属元素に占めるＣｒの割合であり、ＣやＯの分析値はＣｒ濃度の算出において除外した。このＣｒ濃度が低いＦｅ2Ｏ3主体の酸化物は塩化物水溶液中で容易に溶けるので、温水容器の場合、最高到達温度５００℃に相当する部位では前述した鋼素地表層部のＣｒ濃度が耐食性を支配していると見てよい。
【００２５】
また、最高到達温度１０００℃程度に相当する部位には、鋼Ｘ、鋼ＹともＣｒ濃度が３０〜８４質量％と高いＣｒ2-XＦｅXＯ3タイプの酸化物を主体とした酸化スケールが形成されていた。鋼中のＣｒ含有量レベルが違っても酸化スケール中のＣｒ濃度には特段の差は認められなかった。ここでいう酸化スケール中のＣｒ濃度も金属元素に占めるＣｒの割合であり、ＣやＯの分析値はＣｒ濃度の算出において除外した。このＣｒ濃度が高い酸化物は上水等の塩化物水溶液中において化学的に安定である。鋼Ｘ、鋼Ｙともこの部位において孔食の発生が全く認められなかったのは、Ｃｒ濃度が高い酸化スケールが保護被膜として機能するためであると考えられる。発明者らは鋼Ｘ、鋼Ｙ以外の種々の鋼種についても酸化スケールの分析を行ってきたが、その結果、裏ビード近傍の鋼材表面（最高到達温度が８００℃を超える部分の鋼素地表面）にＣｒ濃度３０質量％以上の酸化スケールを有することが、当該裏ビード近傍での温水に対する耐食性を高く維持する上で有利であるとの結論を得た。なお、この酸化スケール中にはＳｉの軽微な濃化は観測されたが、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等の濃化は認められなかった。
【００２６】
以下、本発明の温水容器に使用するフェライト系ステンレス鋼の組成について説明する。
〔鋼組成〕
ＣおよびＮは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｃ、Ｎ含有量を低減すると鋼は軟質になり加工性が向上し、また炭化物、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Ｃ含有量およびＮ含有量は低い方が好ましく、Ｃ、Ｎとも０.０２５％以下の含有量に制限される。また、Ｃ、Ｎとも０.０１５質量％以下であることがより好ましい。
【００２７】
Ｓｉは、脱酸剤として精錬や鋳造では有用な元素であるが、多量に添加すると、鋼が硬質になる、溶接部の高温割れが助長される、溶接部の靭性が低下する、溶接部の腐食進行が助長されるといった弊害が顕在化するようになる。特に温水容器の素材としては溶接部の耐食性を維持することが重要であり、その意味でＳｉ含有量は１％以下に制限される。腐食進行を助長するため、上限を１％とする。加工性や溶接性をも重視する場合はＳｉ含有量を０.４質量％以下に制限することが好ましい。
【００２８】
Ｍｎは、鋼中に不純物として存在するＳと結合し、化学的に不安定なＭｎＳを形成して耐食性を低下させる。また固溶Ｍｎも耐食性を阻害する要因となる。このためＭｎ含有量は低い方が好ましく、１％以下に制限される。Ｍｎ含有量は０.５質量％以下とすることがより好ましく、０.３質量％以下が一層好ましい。
【００２９】
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が、０.０４５質量％まで許容できる。
【００３０】
Ｓは、ＭｎＳを形成して孔食の起点となり耐食性を阻害するものの、孔食の成長を促進する作用はない。しかし、溶接部の高温割れに悪影響を及ぼすため低い方が好ましい。したがってＳ含有量は０.０１質量％以下に制限される。
【００３１】
Ｎｉは、Ｃｒ含有量が２１質量％を超える鋼への適量添加によって酸化スケール中のＣｒ濃度および酸化スケール直下のＣｒ濃度を高める作用を有する。またＮｉは腐食の進行を抑制する作用を有する。溶接部の酸化スケールが溶出しメタル新生面（不動態皮膜が形成されていない状態）が露出した場合、Ｎｉはメタルの溶出を抑制する作用を発揮し、Ｃｒによる不動態皮膜形成に寄与することが期待される。その他Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼の靭性改善に有効な元素である。これらの作用を有効に得るためには０.１％以上のＮｉ含有が必要である。ただし多量のＮｉ含有は鋼の機械的性質を損ねて加工性を阻害するので、Ｎｉ含有量の上限は１％とする。
【００３２】
Ｃｒは、不動態皮膜の構成元素であり、一般に耐孔食性、耐隙間腐食性などの耐局部腐食性を向上させ、その耐食性向上効果はＣｒ含有量とともに大きくなる。バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面における温水環境での耐食性を問題ないレベルに維持するためには、前述のように溶接熱影響部の鋼素地表層部１０ｎｍ深さ以上の領域でＣｒ濃度が１６質量％以上になっていることが重要である。種々検討の結果、前記領域でのＣｒ濃度を安定して１６質量％以上に維持するためには、鋼中のＣｒ含有量を２１質量％を超える量とすることが極めて有効であることがわかった。ただし、Ｃｒ含有量があまり高くなると鋼の製造性や機械的性質（特に靭性）が低下し、製造コストが増大する。本発明のＴＩＧ溶接構造温水容器の使用環境を考慮すると、Ｃｒ含有量は２１超え〜２５質量％の範囲とすればよく、２３〜２５質量％とすることがより好ましい。
【００３３】
Ｍｏは、一般的にはＣｒとともに耐食性を高める有効な元素である。Ｃｒ量が低いとＭｏの耐食性改善効果は十分に発揮されないが、ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部で発生した腐食の成長は、鋼素地／酸化スケール界面から離れたへと進行していくので、その成長点では概ね添加したＣｒ量に等しいＣｒ濃度があり、そのＣｒ濃度はＭｏ本来の耐食性改善効果を発揮させる上で十分である。上水の温水環境を考慮すると、Ｍｏ含有量が０.１質量％未満では耐食性の改善効果は小さい。一方、２質量％を超えるＭｏ含有は加工性の低下やコストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は０.１〜２質量％とする。
【００３４】
Ｃｕは、フェライト系ステンレス鋼の孔食電位を向上させるとともに、腐食の進行を抑える作用を有する。すなわち、酸化スケールが溶出して新生面が露出した場合、Ｃｕはメタルの溶出を抑制することで、Ｎｉと同様にＣｒによる不動態皮膜形成に寄与するので、本発明では必要に応じてＣｕを添加することができる。Ｃｕの上記作用を十分に得るには０.１質量％以上のＣｕ含有量とすることがより効果的である。ただし、過剰のＣｕ含有はむしろ腐食の進行を促進する要因になるので、Ｃｕを添加する場合は１質量％以下の範囲で行う。
【００３５】
Ｔｉ、Ｎｂは、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。その効果を十分に得るためには、Ｔｉ：０.０５質量％以上、Ｎｂ：０.０５質量％のうち少なくとも１種を含有させる必要がある。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると素材の表面品質や溶接性が悪くなり、Ｎｂを過剰に含有させると溶接高温割れが生じやすくなり、また溶接部靭性も低下するようになる。したがって、Ｔｉ含有量は０.４質量％以下、Ｎｂ含有量は０.５質量％以下の範囲とする。
【００３６】
Ａｌは、Ｔｉと複合添加することで、溶接トーチ面のＡｒガスシールされる溶接部表面にＡｌ酸化物皮膜を形成し、Ｃｒの酸化ロスを防止することにより耐食性の低下を小さくする。Ａｌ含有量が０.０２質量％未満では有効なＡｌ酸化物皮膜が形成されない。一方、Ａｌ含有量が０.３質量％を超えると素材の表面品質と溶接性が低下する。したがってＡｌ含有量は０.０２〜０.３質量％とする。
【００３７】
〔温水容器の製造〕
以上の組成を有するステンレス鋼板を一般的なステンレス鋼板製造工程で製造し、板厚が概ね０.６〜１.５ｍｍ程度の冷延焼鈍鋼板とする。表面仕上げは酸洗とすればよい。この鋼板を成形加工して温水容器の缶体部材（例えば鏡、胴）を作製し、これらの部材どうしをＴＩＧ溶接で接合する手法を用いて本発明の温水容器を構築することができる。ただし、その溶接施工に際しては、容器内面に裏ビードが形成されるようにバックガスシールなしでＴＩＧ溶接する工程を少なくとも缶体部材どうしを接合する最後の溶接工程で実施する。これにより、フランジ部を除いて容器が密閉状態となる最後の溶接を、容器外面側にトーチを配置して、容器内面のバックガスシールを行うことなく実施できるので、内面のバックガスシールを必要としていた従来の製造法と比較して、作業性が格段に向上する。また、バックガスシール用のＡｒも不要となり、さらに、バックガスシールのためだけに設ける必要のあったフランジも不要となる。このようにして得られる本発明の温水容器は、従来のものと比べコストパフォーマンスが高い。また本発明の温水容器は水（温水を含む）の流路ではなく、かつ通電部品挿入箇所ではないフランジを持たないシンプルな構造とすることができ、この場合は不要なフランジ部での耐食性低下を懸念する必要がなく、一層信頼性の高いものとなる。
【実施例１】
【００３８】
表２に示す化学組成の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、板厚１.０ｍｍまで冷間圧延し、９８０〜１０５０℃で仕上げ焼鈍を施し、酸洗したのち試供材とした。表２中、鋼１〜３は本発明で規定する組成範囲の温水容器素材である。鋼４は１８Ｃｒ−２ＭｏのＳＵＳ４４４、鋼５は２２Ｃｒ−１ＭｏのＳＵＳ４４５Ｊｌである。これらの製造履歴はいずれも共通である。
【００３９】
【表２】
【００４０】
各供試材の鋼板に、バックガスシールなしの条件でＴＩＧなめ付け溶接を施し、ＴＩＧ溶接試料を得た。ＴＩＧ溶接試料において、溶接裏面の溶接熱影響部の溶接ボンドから５ｍｍの位置（最高到達温度約５００℃に相当する位置）について断面観察試料を作製し、鋼素地表層部のＣｒ濃度を分析した。分析手法は前述のＴＥＭ−ＥＤＸによる方法を採用した。ただし、鋼素地／酸化スケール界面からの距離が１ｎｍ（酸化スケール直下）から２０ｎｍの範囲においては、前述の鋼Ｘ、鋼Ｙの例よりもさらに深さ方向の測定ポイントを増やしてデータを採取した。同じ深さで場所を変えて１０点のデータを採取した。そして、Ｃｒ濃度が１６質量％未満である測定点のうち、鋼素地／酸化スケール界面からの距離が最も大きい測定点の当該距離を、「Ｃｒ濃度１６質量％未満の深さ」とした。表３に、酸化スケール直下（１ｎｍ深さ）のＣｒ濃度、およびＣｒ濃度１６質量％未満の深さを示す。酸化スケール直下のＣｒ濃度は、１０点の測定値の範囲を表示してある。
【００４１】
また、ＴＩＧ溶接試料において、溶接裏面の溶接熱影響部の溶接ボンドから２ｍｍの位置（最高到達温度約１０００℃に相当する位置）について断面観察試料を作製し、酸化スケールのＣｒ濃度を分析した。分析手法は前述のＴＥＭ−ＥＤＸによる方法を採用した。分析位置は鋼素地／酸化スケール界面からの距離が約１０ｎｍの箇所とし、１０点のデータを測定して、１０点のうち最もＣｒ濃度の低かった値をその酸化スケール中のＣｒ濃度として採用した。その結果、いずれの鋼種も３０質量％以上のＣｒ濃度を有することが確認された。
【００４２】
【表３】
【００４３】
表３に示されるように、本発明例のものは、耐食性の低下が最も大きくなる最高到達温度５００℃に相当する部位で、鋼素地表層部においてＣｒ濃度１６質量％未満の深さが１０ｎｍより小さくなった。これに対し、比較例の鋼４、鋼５はいずれも酸化スケール直下のＣｒ濃度が低く、また１０ｎｍ深さにおいても１６質量％以上のＣｒ濃度は維持されていなかった。その理由については、鋼４では鋼のＣｒ含有量が１８.３質量％と低いこと、鋼５ではＮｉ含有量が低いことが考えられる。
【実施例２】
【００４４】
実施例１で作製した各鋼種の供試材（板厚１ｍｍの冷延焼鈍酸洗鋼板）から、１５ｍｍ×４０ｍｍの大部材、および１５ｍｍ×２５ｍｍの小部材を切り出し、図５に模式的に示す構造のＴＩＧ溶接隙間試験片を作製した。すなわち、小部材の一方の短辺付近に曲げを施した後、小部材の曲げを施した方の短辺が大部材の板面中央に位置するように配置し、前記の曲げによって２つの部材が重なり合う部分に隙間が形成されるような状態で、これらをＴＩＧ溶接で接合した。その際、トーチが大部材を挟んで小部材と反対側に位置するようにするとともに、隙間部にトーチから吹き出すＡｒガスが当たらないようにした。また、バックガスシールも行っていない。
【００４５】
このＴＩＧ溶接試験片を８０℃の２０００ｐｐｍＣｌ-水溶液に３０日間浸漬した。その際、図６に示すような装置構成とした。腐食を促進させるためのＰｔ補助カソードを試験片に接続している。この場合、容量３００Ｌ（リットル）の温水缶体に相当するカソード能力がある。試験中、腐食電流をモニターした。また浸漬試験後に試験片を解体し、大部材および小部材の隙間を形成していた部位について光学顕微鏡を用いた焦点深度法により侵食深さを測定し、観測された最も深い侵食深さの値をその鋼種の「隙間腐食深さ」とした。結果を表４に示す。
【００４６】
【表４】
【００４７】
表４より、いずれの鋼種も試験期間３０日の間に腐食電流は１μＡ以下になり、事実上、腐食電流は消滅した。ただし、隙間腐食深さに優劣が見られた。すなわち、本発明例の鋼１〜鋼３は隙間腐食深さが０.１ｍｍ以下と浅く、これは、再不動態化によって腐食の進行が食い止められたと判断される。一方、比較例の鋼４（ＳＵＳ４４４）および鋼５（ＳＵＳ４４５Ｊ１）はいずれも隙間腐食深さが０.１ｍｍを超えており、腐食は成長の懸念があると判断される。この耐食性の優劣は、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部において鋼素地表層部のＣｒ濃度分布に差が生じたこと（実施例１参照）に起因すると考えられる。なお、溶接熱影響部での耐食性改善に対してＭｏの効果は小さい。
【実施例３】
【００４８】
実機温水容器での溶接接合部の耐食性を調査するため、本発明例の前記鋼３と比較例の前記鋼４（ＳＵＳ４４４）を用いて温水容器を試作した。図７に温水容器の構造を模式的に示す。図７（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１１、胴１２および下鏡１３をＴＩＧ溶接により接合した構造を有し、高さ１４３０ｍｍ、幅５２０ｍｍ、容量３００Ｌの俵型である。胴１２は筒状に曲げた鋼板の端部どうしをＴＩＧ溶接したものであり、溶接接合部１４を有している。上鏡１１および下鏡１３には口金１７が接合されている。それ以外にはフランジ部がないシンプルな構造である。上鏡１１、胴１２および下鏡１３の部材に上記供試鋼が使用されている（上鏡１１、胴１２および下鏡１３は同一鋼種）。図７（ｂ）は上鏡１１と胴１２の溶接部断面の構造を模式的に示したものである。図７（ｃ）は下鏡１３と胴１２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１５、１６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の溶接施工では容器外面側にトーチを配置して、バックガスシールを行わずに、容器内面に裏ビードが形成される条件でＴＩＧ溶接を実施した。溶加材としてＳＵＳ３１６Ｌを使用した。
【００４９】
図８に実機での耐食性試験方法を模式的に示す。試験液槽２２で試験液をヒーター２１により８０℃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１０Ｌ／ｍｉｎの流量で送り込み、合計２ヶ月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２０００ｐｐｍＣｌ-水溶液に酸化剤としてＣｕ2+を２ｐｐｍ添加したものを用いた。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。Ｃｌ-はＮａＣｌ、Ｃｕ2+はＣｕＣｌ2・２Ｈ2Ｏ試薬により調整した。液温は容量３００Ｌの試験液槽２２内で８０℃となるようにコントロールした。試験後の缶体を解体し、溶接接合部１４、１５、１６について腐食発生状況を調べた。結果を表５に示す。
【００５０】
【表５】
【００５１】
鋼２を用いて試作した本発明例の温水容器は、２ケ月間の腐食試験において、最も腐食が問題とされる鏡と胴の溶接隙間形成部に全く腐食は認められなかった。一方、鋼４（ＳＵＳ４４４）を用いて試作した比較例の温水容器は、胴と下鏡の溶接隙間形成部に板厚を貫通する腐食が認められ、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面では高耐食性が維持できなかった。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面の外観を示した図面代用写真およびそれに対応する位置関係の断面を模式的に示した図。
【図２】浸漬試験後の溶接試験片について、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面における最高到達温度と最大侵食深さの関係を示したグラフ。
【図３】鋼Ｘ、鋼Ｙの溶接熱影響部断面分析試料におけるＴＥＭ−ＥＤＸによる分析位置を模式的に示した図。
【図４】鋼Ｘ、鋼Ｙの最高到達温度５００℃に相当する部位について鋼素地／酸化スケール界面からの距離とＣｒ濃度の関係を例示したグラフ。
【図５】ＴＩＧ溶接隙間試験片の構造を模式的に示した図。
【図６】実施例２の浸漬試験方法を模式的に示した図。
【図７】実施例３に用いた試験缶体の構造を模式的に示した図。
【図８】実機による耐食性試験方法を模式的に示した図。
【符号の説明】
【００５３】
１１ 上鏡
１２ 胴
１３ 下鏡
１４、１５、１６ 溶接接合部
１７ 口金
２１ ヒーター
２２ 試験液槽
２３ 送液ポンプ
２４ 試験缶体
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気温水器や貯湯槽などに適した、溶接構造のステンレス鋼製温水容器、およびその製造法に関する。
【背景技術】
【０００２】
電気温水器や貯湯槽などの温水容器の材料には主にフェライト系ステンレス鋼のＳＵＳ４４４（ＬｏｗＣ、ＬｏｗＮ、１８Ｃｒ−２Ｍｏ−Ｎｂ，Ｔｉ）が用いられている。温水容器は上水圧程度の耐圧性が要求されることから、胴と呼ばれる円筒状の板状部材の両端に、鏡と呼ばれる曲面状の板状部材を溶接接合する構造が主流である。しかし、ステンレス鋼の耐食性は溶接によって阻害され、希薄塩化物水溶液である上水の温水環境においても、溶接部（主として溶接熱影響部）で腐食が生じる。耐食性低下の原因は溶接時の酸化スケールの生成に関連していると考えられている。腐食形態でみると孔食は再不動態化しやすく成長するケースはほとんどないが、隙間腐食は一般的に再不動態化しにくく、腐食が板厚を貫通し漏水に至ることがある。
【０００３】
一般に温水容器は胴に上部の鏡と下部の鏡をＴＩＧ溶接で取り付けた構造のものが多い。胴と鏡の接合箇所では、通常、鏡の外面を胴の内面にはめ込んだ状態で溶接される。この溶接部には、容器内面の温水に接触する部分において溶接隙間の形成が不可避である。ＴＩＧ溶接のトーチ側はＡｒガスによりシールされるので酸化スケールの生成が抑制され、温水容器としての耐食性低下はほとんど問題ないレベルである。一方、トーチと反対側の面（以下「溶接裏面」ということがある）は、特別にＡｒガス等でシールする措置をとらない限り、酸化スケールの生成に伴って耐食性が低下してしまう。そのため温水容器を組み立てる際には原則として容器内面がトーチ側となるように溶接施工されるが、密閉構造とするために、鏡を取り付ける溶接施工のうち最後の施工では容器外面をトーチ側にして溶接せざるを得ない。したがって、この場合には容器内面が溶接裏面となるので、溶接裏面の不活性ガスによるシール、すなわちバックガスシールが不可欠となっている。
【０００４】
ところが、このバックガスシールは温水容器を製造するうえで大変手間のかかる作業となる。すなわち、温水容器には水の流路となるソケット（口金）や、場合によってはヒーター、センサー等、あるいはそれらに接続されるコード等の通電部品を挿入するためのフランジが設けられているが、これらのソケットやフランジの狭い孔から容器内部にバックガスシール用の治具およびガスホースを挿入して操作することは意外と難しく、手間がかかる。このため、バックガスシールを行うためだけに、別途フランジを設ける場合もある。また、Ａｒ等の不活性ガスを多量に消費する必要が生じる。このようなことから、バックガスシールは温水容器の製造コストを押し上げる要因となっている。
【０００５】
特許文献１には蓋体（鏡）の筒体（胴）への挿入深さを２０ｍｍまでとすることにより隙間腐食の発生を回避した温水容器の構造が開示されている。特許文献２にはＴｉとＡｌを添加することにより溶接時のＣｒの酸化ロスを抑制した、溶接部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。特許文献３には温水容器の缶体にフランジを溶接接合する際に、溶接部の温度が４００℃以下になるまで溶接ビード及び溶接熱影響部を含めた溶接部にシールガスを供給し続けることが記載されている。
【０００６】
【特許文献１】特開昭５４−７２７１１号公報
【特許文献２】特開平５−７０８９９号公報
【特許文献３】特開２００６−９７９０８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述のように、温水容器を組み立てる際の溶接施工においては、耐食性を確保するために容器内面側についてバックシールを行う作業が不可欠となっており、これに伴って温水容器の製造コストが上昇している。特許文献１のように溶接隙間の面積を少なくすることは耐隙間腐食性の向上には有利であるが、この文献に開示の鋼を用いた場合、温水容器内面を溶接裏面にするには、耐食性低下防止のためにバックガスシールが必要であり、製造コストの高い温水容器となることは否めない。特許文献２の技術もＡｒガスバックシールを前提としたものである。特許文献３には缶体とフランジの溶接接合でシールガスを入念に使用する手法が開示されている。この場合も鏡と胴の溶接部で高耐食性を確保するためにバックガスシールが必要であることに変わりはなく、やはりコストの高い温水容器となってしまう。
【０００８】
本発明はこのような現状に鑑み、バックガスシールによるコスト上昇を伴わずに溶接部で優れた耐食性を呈する温水容器を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記目的は、Ｃｒ含有量が２１超え〜２５質量％の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを容器内面に有し、そのＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部（ＨＡＺ）において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である温水容器によって達成される。
【００１０】
特に本発明では、質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、必要に応じてＣｕ：１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを、容器内面に有する温水容器が提供される。この温水容器は、前記ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部（ＨＡＺ）において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である。また、裏ビード近傍の鋼材表面にＣｒ濃度３０質量％以上の酸化スケールを有する。ここで「裏ビード」はトーチからのアークが当たらない箇所に現れる溶接ビード表面である。
【００１１】
このような温水容器であって、水（温水を含む）の流路ではなく、かつ通電部品の挿入箇所ではないフランジを持たない構造の温水容器が特に好適な対象となる。ここで、「フランジ」にはソケット（口金）が含まれる。
【００１２】
また本発明では、上記の組成を有する鋼材どうしを、容器内面に裏ビードが形成されるようにバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより接合する工程を有する温水容器の製造法が提供される。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、耐食性に優れ、かつ容器内面のバックガスシールを省略した低コストの温水容器が提供可能になった。この温水容器は、使用に際して不要となるフランジを持たないシンプルな構造とすることができる。また、溶接後に焼け取り（酸化スケールの除去）を行う必要もなく溶接ままの状態で使用できる。溶接部の耐食性はＳＵＳ４４４を用いた従来の温水容器よりも改善されている。したがって、本発明は極めてコストパフォーマンスの高い温水容器を提供するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
従来、フェライト系ステンレス鋼におけるバックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面では、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の酸化スケールが生じた箇所で耐食性が低下し、隙間腐食等のトラブルが生じることが知られている。ところが発明者らの詳細な研究によれば、Ｃｒ含有量が比較的高い高耐食性のフェライト系ステンレス鋼では、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面の、酸化スケールの生じた全ての部位で腐食が生じるのではなく、溶接熱影響部の一定の部位で腐食が生じることがわかった。また、従来一般的に、ステンレス鋼の溶接熱影響部での耐食性低下は、鋼素地のＣｒが酸化により消費され（酸化ロス）、鋼素地の表面にＣｒ欠乏層が形成されることによって引き起こされると考えられている。しかし、発明者らが溶接酸化スケール直下のステンレス鋼素地の組成を詳細に調べた結果、鋼素地／酸化スケール界面に近いほど（すなわち浅い位置ほど）Ｃｒ濃度が低下する傾向が見られるが、少なくとも鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域においてＣｒ濃度が１６質量％以上になっていれば、上水の温水環境において問題となりうる隙間腐食は回避されることが明らかになった。つまり、ナノメートルオーダーという極めて微小領域の観察によれば、鋼素地の表層にいわゆるＣｒ欠乏層が生じることが直ちに耐食性低下の問題に直結するのではなく、仮にＣｒ欠乏層が生じても、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍに満たないような極表層部を除いて、１６質量％以上のＣｒ濃度が確保されていれば、温水環境での耐隙間腐食性は維持されることが判明した。
【００１５】
以下、Ｃｒ含有量が約２２％の鋼Ｘと、約１８％の鋼Ｙを例に挙げて、ＴＩＧ溶接部裏面の溶接熱影響部における最高到達温度と耐食性の関係、および鋼素地表層部と酸化スケールのＣｒ濃度分析について説明する。
【００１６】
〔溶接熱影響部の最高到達温度と耐食性の関係〕
表１に示す鋼からなる板厚１ｍｍの冷延焼鈍鋼板（酸洗仕上げ材）を用意した。鋼Ｘは本発明で規定する組成を有するフェライト系ステンレス鋼、鋼ＹはそれよりＣｒ含有量が低いもの（ＳＵＳ４４４相当材）である。これらについて、バックガスシールなしの条件でＴＩＧなめ付け溶接（部材どうしの接合を模して１枚の板上に溶接ビードを形成する操作）を行い、溶接ビードを中央に有する３０×４０ｍｍ角の試験片を作製した。この場合、溶接ビードは試験片の短辺に平行であり、その両側には溶接熱影響部（ＨＡＺ）がある。この試験片を１０００ｐｐｍＣｌ-水溶液に１０ｐｐｍのＣｕ2+（塩化第二銅で調整）を添加した８０℃の試験液に７２時間浸漬した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
図１に、鋼Ｘの溶接裏面の外観写真と、それに対応する位置関係の断面図を示す。写真上には溶接熱影響部の最高到達温度の目盛りを併記してある。この最高到達温度はステンレス鋼表面の種々の位置に熱電対を取り付けることにより測定した温度分布を示したものである。溶接熱影響部の最高到達温度は溶接金属部（ビード）から離れるにしたがって低下し、溶接ボンドから２ｍｍ離れた位置で１０００℃、５ｍｍでは５００℃であった。本来、溶接ボンドからの距離と最高到達温度の関係は溶接条件によって異なるが、フェライト系ステンレス鋼のＴＩＧ溶接条件範囲は比較的狭いため、板厚が同じであれば溶接熱影響部での温度分布はほぼ同じになる。すなわち、板厚が決まれば最高到達温度は溶接ボンドからの距離によってほぼ決まる。
【００１９】
浸漬試験後の溶接試験片には最高到達温度が８００℃付近および４００〜６００℃の位置で酸化スケールの液中への溶解または剥離が観察され、８００℃より少し高温の領域では皮膜の溶解や剥離は認められなかった。光学顕微鏡で鋼素地を観察したところ、８００℃の位置では孔食による侵食はほとんど生じていなかった。孔食の発生と進行は４００〜６００℃の位置で認められた。図２に、最高到達温度と最大侵食深さの関係を示す。最大侵食深さは、光学顕微鏡を用いて焦点深度法により孔食深さを測定し、同じ温度の位置で最も深い孔食深さを表示したものである。鋼Ｘ、鋼Ｙとも、最高到達温度が５００℃付近で最大侵食深さがピークとなった。ただし、鋼Ｘの方が最大侵食深さが浅く、溶接熱影響部での耐食性は優れていた。このように、ＴＩＧ溶接部での孔食発生は溶接熱影響部のなかで４００〜６００℃の加熱を受けた位置で生じること、および鋼種間で孔食の進行が異なることがわかった。
【００２０】
〔鋼素地表層部、酸化スケールのＣｒ濃度分析〕
上記溶接後の試験片の溶接ボンドから２ｍｍの位置（最高到達温度１０００℃に相当）および同５ｍｍ（最高到達温度５００℃に相当）の位置について、酸化スケールと鋼素地表層部（酸化スケールとの界面近傍）の断面をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で観察することが可能な薄膜試料を作製し、ＴＥＭ−ＥＤＸ（日立ハイテクサイエンスシステムズ社製、ＨＦ２０００）により組成分析を行った。
【００２１】
鋼素地については、鋼素地／酸化スケール界面から１ｎｍ（酸化スケール直下）、１０ｎｍ、２０ｎｍ、１００ｎｍの各深さ位置を分析した。図３に、鋼素地の分析試料における分析位置を模式的に示す。図４には、最高到達温度が５００℃に相当する部位における分析結果を例示する。
【００２２】
図４からわかるように、最高到達温度５００℃に相当する部位での鋼素地表層部のＣｒ濃度は、鋼Ｘ、鋼Ｙとも、鋼素地／酸化スケール界面から１ｎｍの深さ（すなわち酸化スケール直下）で低下が大きく、また、深さが１０〜１００ｎｍの領域では１〜１０ｎｍの極表層領域に比べＣｒ濃度の変化率（濃度勾配）が小さい。１ｎｍ深さでのＣｒ濃度は鋼Ｘで約１９質量％であり、鋼Ｙでは１４質量％を下回った。１０ｎｍ深さでのＣｒ濃度は鋼Ｘで２０質量％程度を維持しているが、鋼Ｙでは１６質量％を下回っている。このような鋼Ｘと鋼Ｙの鋼素地表層部でのＣｒ濃度の差は、鋼中のＣｒ含有量の差（すなわち鋼種の差）に起因していると考えられる。なお、最高到達温度１０００℃に相当する部位での鋼素地表層部のＣｒ濃度は、鋼Ｘ、鋼Ｙともそれぞれ、上記５００℃に相当する部位とほぼ同じ結果であった。
【００２３】
発明者らは鋼Ｘ、鋼Ｙの他に、種々の鋼種について上記のような鋼素地表層部の分析を詳細に行ってきた。その結果、酸化スケール直下の鋼素地においてＣｒ濃度の低下が大きくても、１０ｎｍ深さにおいて１６質量％以上のＣｒ濃度が維持されていれば、その部位における温水環境での耐食性は、耐孔食性だけでなく、耐隙間腐食性についても問題ないレベルが維持されることを見出した。したがって、ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部の耐食性を問題ないレベルに引き上げるには、最も耐食性低下の大きい部位、すなわち最高到達温度が５００℃程度になった部位において、１０ｎｍ以上の深さ領域における鋼素地中のＣｒ濃度が１６質量％以上に維持されていることが重要である。なお、Ｍｏについては界面直下を含めその近傍においても鋼素地中での濃化等、特異な現象を観測されなかった。
【００２４】
一方、酸化スケールについてＴＥＭ−ＥＤＸで分析したところ、最高到達温度５００℃に相当する部位には、鋼Ｘ、鋼ＹともＦｅ2Ｏ3を主体とした酸化スケールが形成されていることがわかった。この酸化スケール中のＣｒ濃度は１〜２３質量％と低かった。ここでいう酸化スケール中のＣｒ濃度は金属元素に占めるＣｒの割合であり、ＣやＯの分析値はＣｒ濃度の算出において除外した。このＣｒ濃度が低いＦｅ2Ｏ3主体の酸化物は塩化物水溶液中で容易に溶けるので、温水容器の場合、最高到達温度５００℃に相当する部位では前述した鋼素地表層部のＣｒ濃度が耐食性を支配していると見てよい。
【００２５】
また、最高到達温度１０００℃程度に相当する部位には、鋼Ｘ、鋼ＹともＣｒ濃度が３０〜８４質量％と高いＣｒ2-XＦｅXＯ3タイプの酸化物を主体とした酸化スケールが形成されていた。鋼中のＣｒ含有量レベルが違っても酸化スケール中のＣｒ濃度には特段の差は認められなかった。ここでいう酸化スケール中のＣｒ濃度も金属元素に占めるＣｒの割合であり、ＣやＯの分析値はＣｒ濃度の算出において除外した。このＣｒ濃度が高い酸化物は上水等の塩化物水溶液中において化学的に安定である。鋼Ｘ、鋼Ｙともこの部位において孔食の発生が全く認められなかったのは、Ｃｒ濃度が高い酸化スケールが保護被膜として機能するためであると考えられる。発明者らは鋼Ｘ、鋼Ｙ以外の種々の鋼種についても酸化スケールの分析を行ってきたが、その結果、裏ビード近傍の鋼材表面（最高到達温度が８００℃を超える部分の鋼素地表面）にＣｒ濃度３０質量％以上の酸化スケールを有することが、当該裏ビード近傍での温水に対する耐食性を高く維持する上で有利であるとの結論を得た。なお、この酸化スケール中にはＳｉの軽微な濃化は観測されたが、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等の濃化は認められなかった。
【００２６】
以下、本発明の温水容器に使用するフェライト系ステンレス鋼の組成について説明する。
〔鋼組成〕
ＣおよびＮは、鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｃ、Ｎ含有量を低減すると鋼は軟質になり加工性が向上し、また炭化物、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Ｃ含有量およびＮ含有量は低い方が好ましく、Ｃ、Ｎとも０.０２５％以下の含有量に制限される。また、Ｃ、Ｎとも０.０１５質量％以下であることがより好ましい。
【００２７】
Ｓｉは、脱酸剤として精錬や鋳造では有用な元素であるが、多量に添加すると、鋼が硬質になる、溶接部の高温割れが助長される、溶接部の靭性が低下する、溶接部の腐食進行が助長されるといった弊害が顕在化するようになる。特に温水容器の素材としては溶接部の耐食性を維持することが重要であり、その意味でＳｉ含有量は１％以下に制限される。腐食進行を助長するため、上限を１％とする。加工性や溶接性をも重視する場合はＳｉ含有量を０.４質量％以下に制限することが好ましい。
【００２８】
Ｍｎは、鋼中に不純物として存在するＳと結合し、化学的に不安定なＭｎＳを形成して耐食性を低下させる。また固溶Ｍｎも耐食性を阻害する要因となる。このためＭｎ含有量は低い方が好ましく、１％以下に制限される。Ｍｎ含有量は０.５質量％以下とすることがより好ましく、０.３質量％以下が一層好ましい。
【００２９】
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が、０.０４５質量％まで許容できる。
【００３０】
Ｓは、ＭｎＳを形成して孔食の起点となり耐食性を阻害するものの、孔食の成長を促進する作用はない。しかし、溶接部の高温割れに悪影響を及ぼすため低い方が好ましい。したがってＳ含有量は０.０１質量％以下に制限される。
【００３１】
Ｎｉは、Ｃｒ含有量が２１質量％を超える鋼への適量添加によって酸化スケール中のＣｒ濃度および酸化スケール直下のＣｒ濃度を高める作用を有する。またＮｉは腐食の進行を抑制する作用を有する。溶接部の酸化スケールが溶出しメタル新生面（不動態皮膜が形成されていない状態）が露出した場合、Ｎｉはメタルの溶出を抑制する作用を発揮し、Ｃｒによる不動態皮膜形成に寄与することが期待される。その他Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼の靭性改善に有効な元素である。これらの作用を有効に得るためには０.１％以上のＮｉ含有が必要である。ただし多量のＮｉ含有は鋼の機械的性質を損ねて加工性を阻害するので、Ｎｉ含有量の上限は１％とする。
【００３２】
Ｃｒは、不動態皮膜の構成元素であり、一般に耐孔食性、耐隙間腐食性などの耐局部腐食性を向上させ、その耐食性向上効果はＣｒ含有量とともに大きくなる。バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面における温水環境での耐食性を問題ないレベルに維持するためには、前述のように溶接熱影響部の鋼素地表層部１０ｎｍ深さ以上の領域でＣｒ濃度が１６質量％以上になっていることが重要である。種々検討の結果、前記領域でのＣｒ濃度を安定して１６質量％以上に維持するためには、鋼中のＣｒ含有量を２１質量％を超える量とすることが極めて有効であることがわかった。ただし、Ｃｒ含有量があまり高くなると鋼の製造性や機械的性質（特に靭性）が低下し、製造コストが増大する。本発明のＴＩＧ溶接構造温水容器の使用環境を考慮すると、Ｃｒ含有量は２１超え〜２５質量％の範囲とすればよく、２３〜２５質量％とすることがより好ましい。
【００３３】
Ｍｏは、一般的にはＣｒとともに耐食性を高める有効な元素である。Ｃｒ量が低いとＭｏの耐食性改善効果は十分に発揮されないが、ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部で発生した腐食の成長は、鋼素地／酸化スケール界面から離れたへと進行していくので、その成長点では概ね添加したＣｒ量に等しいＣｒ濃度があり、そのＣｒ濃度はＭｏ本来の耐食性改善効果を発揮させる上で十分である。上水の温水環境を考慮すると、Ｍｏ含有量が０.１質量％未満では耐食性の改善効果は小さい。一方、２質量％を超えるＭｏ含有は加工性の低下やコストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は０.１〜２質量％とする。
【００３４】
Ｃｕは、フェライト系ステンレス鋼の孔食電位を向上させるとともに、腐食の進行を抑える作用を有する。すなわち、酸化スケールが溶出して新生面が露出した場合、Ｃｕはメタルの溶出を抑制することで、Ｎｉと同様にＣｒによる不動態皮膜形成に寄与するので、本発明では必要に応じてＣｕを添加することができる。Ｃｕの上記作用を十分に得るには０.１質量％以上のＣｕ含有量とすることがより効果的である。ただし、過剰のＣｕ含有はむしろ腐食の進行を促進する要因になるので、Ｃｕを添加する場合は１質量％以下の範囲で行う。
【００３５】
Ｔｉ、Ｎｂは、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。その効果を十分に得るためには、Ｔｉ：０.０５質量％以上、Ｎｂ：０.０５質量％のうち少なくとも１種を含有させる必要がある。しかし、Ｔｉを過剰に含有させると素材の表面品質や溶接性が悪くなり、Ｎｂを過剰に含有させると溶接高温割れが生じやすくなり、また溶接部靭性も低下するようになる。したがって、Ｔｉ含有量は０.４質量％以下、Ｎｂ含有量は０.５質量％以下の範囲とする。
【００３６】
Ａｌは、Ｔｉと複合添加することで、溶接トーチ面のＡｒガスシールされる溶接部表面にＡｌ酸化物皮膜を形成し、Ｃｒの酸化ロスを防止することにより耐食性の低下を小さくする。Ａｌ含有量が０.０２質量％未満では有効なＡｌ酸化物皮膜が形成されない。一方、Ａｌ含有量が０.３質量％を超えると素材の表面品質と溶接性が低下する。したがってＡｌ含有量は０.０２〜０.３質量％とする。
【００３７】
〔温水容器の製造〕
以上の組成を有するステンレス鋼板を一般的なステンレス鋼板製造工程で製造し、板厚が概ね０.６〜１.５ｍｍ程度の冷延焼鈍鋼板とする。表面仕上げは酸洗とすればよい。この鋼板を成形加工して温水容器の缶体部材（例えば鏡、胴）を作製し、これらの部材どうしをＴＩＧ溶接で接合する手法を用いて本発明の温水容器を構築することができる。ただし、その溶接施工に際しては、容器内面に裏ビードが形成されるようにバックガスシールなしでＴＩＧ溶接する工程を少なくとも缶体部材どうしを接合する最後の溶接工程で実施する。これにより、フランジ部を除いて容器が密閉状態となる最後の溶接を、容器外面側にトーチを配置して、容器内面のバックガスシールを行うことなく実施できるので、内面のバックガスシールを必要としていた従来の製造法と比較して、作業性が格段に向上する。また、バックガスシール用のＡｒも不要となり、さらに、バックガスシールのためだけに設ける必要のあったフランジも不要となる。このようにして得られる本発明の温水容器は、従来のものと比べコストパフォーマンスが高い。また本発明の温水容器は水（温水を含む）の流路ではなく、かつ通電部品挿入箇所ではないフランジを持たないシンプルな構造とすることができ、この場合は不要なフランジ部での耐食性低下を懸念する必要がなく、一層信頼性の高いものとなる。
【実施例１】
【００３８】
表２に示す化学組成の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、板厚１.０ｍｍまで冷間圧延し、９８０〜１０５０℃で仕上げ焼鈍を施し、酸洗したのち試供材とした。表２中、鋼１〜３は本発明で規定する組成範囲の温水容器素材である。鋼４は１８Ｃｒ−２ＭｏのＳＵＳ４４４、鋼５は２２Ｃｒ−１ＭｏのＳＵＳ４４５Ｊｌである。これらの製造履歴はいずれも共通である。
【００３９】
【表２】
【００４０】
各供試材の鋼板に、バックガスシールなしの条件でＴＩＧなめ付け溶接を施し、ＴＩＧ溶接試料を得た。ＴＩＧ溶接試料において、溶接裏面の溶接熱影響部の溶接ボンドから５ｍｍの位置（最高到達温度約５００℃に相当する位置）について断面観察試料を作製し、鋼素地表層部のＣｒ濃度を分析した。分析手法は前述のＴＥＭ−ＥＤＸによる方法を採用した。ただし、鋼素地／酸化スケール界面からの距離が１ｎｍ（酸化スケール直下）から２０ｎｍの範囲においては、前述の鋼Ｘ、鋼Ｙの例よりもさらに深さ方向の測定ポイントを増やしてデータを採取した。同じ深さで場所を変えて１０点のデータを採取した。そして、Ｃｒ濃度が１６質量％未満である測定点のうち、鋼素地／酸化スケール界面からの距離が最も大きい測定点の当該距離を、「Ｃｒ濃度１６質量％未満の深さ」とした。表３に、酸化スケール直下（１ｎｍ深さ）のＣｒ濃度、およびＣｒ濃度１６質量％未満の深さを示す。酸化スケール直下のＣｒ濃度は、１０点の測定値の範囲を表示してある。
【００４１】
また、ＴＩＧ溶接試料において、溶接裏面の溶接熱影響部の溶接ボンドから２ｍｍの位置（最高到達温度約１０００℃に相当する位置）について断面観察試料を作製し、酸化スケールのＣｒ濃度を分析した。分析手法は前述のＴＥＭ−ＥＤＸによる方法を採用した。分析位置は鋼素地／酸化スケール界面からの距離が約１０ｎｍの箇所とし、１０点のデータを測定して、１０点のうち最もＣｒ濃度の低かった値をその酸化スケール中のＣｒ濃度として採用した。その結果、いずれの鋼種も３０質量％以上のＣｒ濃度を有することが確認された。
【００４２】
【表３】
【００４３】
表３に示されるように、本発明例のものは、耐食性の低下が最も大きくなる最高到達温度５００℃に相当する部位で、鋼素地表層部においてＣｒ濃度１６質量％未満の深さが１０ｎｍより小さくなった。これに対し、比較例の鋼４、鋼５はいずれも酸化スケール直下のＣｒ濃度が低く、また１０ｎｍ深さにおいても１６質量％以上のＣｒ濃度は維持されていなかった。その理由については、鋼４では鋼のＣｒ含有量が１８.３質量％と低いこと、鋼５ではＮｉ含有量が低いことが考えられる。
【実施例２】
【００４４】
実施例１で作製した各鋼種の供試材（板厚１ｍｍの冷延焼鈍酸洗鋼板）から、１５ｍｍ×４０ｍｍの大部材、および１５ｍｍ×２５ｍｍの小部材を切り出し、図５に模式的に示す構造のＴＩＧ溶接隙間試験片を作製した。すなわち、小部材の一方の短辺付近に曲げを施した後、小部材の曲げを施した方の短辺が大部材の板面中央に位置するように配置し、前記の曲げによって２つの部材が重なり合う部分に隙間が形成されるような状態で、これらをＴＩＧ溶接で接合した。その際、トーチが大部材を挟んで小部材と反対側に位置するようにするとともに、隙間部にトーチから吹き出すＡｒガスが当たらないようにした。また、バックガスシールも行っていない。
【００４５】
このＴＩＧ溶接試験片を８０℃の２０００ｐｐｍＣｌ-水溶液に３０日間浸漬した。その際、図６に示すような装置構成とした。腐食を促進させるためのＰｔ補助カソードを試験片に接続している。この場合、容量３００Ｌ（リットル）の温水缶体に相当するカソード能力がある。試験中、腐食電流をモニターした。また浸漬試験後に試験片を解体し、大部材および小部材の隙間を形成していた部位について光学顕微鏡を用いた焦点深度法により侵食深さを測定し、観測された最も深い侵食深さの値をその鋼種の「隙間腐食深さ」とした。結果を表４に示す。
【００４６】
【表４】
【００４７】
表４より、いずれの鋼種も試験期間３０日の間に腐食電流は１μＡ以下になり、事実上、腐食電流は消滅した。ただし、隙間腐食深さに優劣が見られた。すなわち、本発明例の鋼１〜鋼３は隙間腐食深さが０.１ｍｍ以下と浅く、これは、再不動態化によって腐食の進行が食い止められたと判断される。一方、比較例の鋼４（ＳＵＳ４４４）および鋼５（ＳＵＳ４４５Ｊ１）はいずれも隙間腐食深さが０.１ｍｍを超えており、腐食は成長の懸念があると判断される。この耐食性の優劣は、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部において鋼素地表層部のＣｒ濃度分布に差が生じたこと（実施例１参照）に起因すると考えられる。なお、溶接熱影響部での耐食性改善に対してＭｏの効果は小さい。
【実施例３】
【００４８】
実機温水容器での溶接接合部の耐食性を調査するため、本発明例の前記鋼３と比較例の前記鋼４（ＳＵＳ４４４）を用いて温水容器を試作した。図７に温水容器の構造を模式的に示す。図７（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１１、胴１２および下鏡１３をＴＩＧ溶接により接合した構造を有し、高さ１４３０ｍｍ、幅５２０ｍｍ、容量３００Ｌの俵型である。胴１２は筒状に曲げた鋼板の端部どうしをＴＩＧ溶接したものであり、溶接接合部１４を有している。上鏡１１および下鏡１３には口金１７が接合されている。それ以外にはフランジ部がないシンプルな構造である。上鏡１１、胴１２および下鏡１３の部材に上記供試鋼が使用されている（上鏡１１、胴１２および下鏡１３は同一鋼種）。図７（ｂ）は上鏡１１と胴１２の溶接部断面の構造を模式的に示したものである。図７（ｃ）は下鏡１３と胴１２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１５、１６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の溶接施工では容器外面側にトーチを配置して、バックガスシールを行わずに、容器内面に裏ビードが形成される条件でＴＩＧ溶接を実施した。溶加材としてＳＵＳ３１６Ｌを使用した。
【００４９】
図８に実機での耐食性試験方法を模式的に示す。試験液槽２２で試験液をヒーター２１により８０℃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１０Ｌ／ｍｉｎの流量で送り込み、合計２ヶ月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２０００ｐｐｍＣｌ-水溶液に酸化剤としてＣｕ2+を２ｐｐｍ添加したものを用いた。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。Ｃｌ-はＮａＣｌ、Ｃｕ2+はＣｕＣｌ2・２Ｈ2Ｏ試薬により調整した。液温は容量３００Ｌの試験液槽２２内で８０℃となるようにコントロールした。試験後の缶体を解体し、溶接接合部１４、１５、１６について腐食発生状況を調べた。結果を表５に示す。
【００５０】
【表５】
【００５１】
鋼２を用いて試作した本発明例の温水容器は、２ケ月間の腐食試験において、最も腐食が問題とされる鏡と胴の溶接隙間形成部に全く腐食は認められなかった。一方、鋼４（ＳＵＳ４４４）を用いて試作した比較例の温水容器は、胴と下鏡の溶接隙間形成部に板厚を貫通する腐食が認められ、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面では高耐食性が維持できなかった。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面の外観を示した図面代用写真およびそれに対応する位置関係の断面を模式的に示した図。
【図２】浸漬試験後の溶接試験片について、バックガスシールなしのＴＩＧ溶接部裏面における最高到達温度と最大侵食深さの関係を示したグラフ。
【図３】鋼Ｘ、鋼Ｙの溶接熱影響部断面分析試料におけるＴＥＭ−ＥＤＸによる分析位置を模式的に示した図。
【図４】鋼Ｘ、鋼Ｙの最高到達温度５００℃に相当する部位について鋼素地／酸化スケール界面からの距離とＣｒ濃度の関係を例示したグラフ。
【図５】ＴＩＧ溶接隙間試験片の構造を模式的に示した図。
【図６】実施例２の浸漬試験方法を模式的に示した図。
【図７】実施例３に用いた試験缶体の構造を模式的に示した図。
【図８】実機による耐食性試験方法を模式的に示した図。
【符号の説明】
【００５３】
１１ 上鏡
１２ 胴
１３ 下鏡
１４、１５、１６ 溶接接合部
１７ 口金
２１ ヒーター
２２ 試験液槽
２３ 送液ポンプ
２４ 試験缶体
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｒ含有量が２１超え〜２５質量％の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを容器内面に有し、そのＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である温水容器。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを、容器内面に有する温水容器。
【請求項３】
前記鋼材がさらにＣｕ：１％以下を含有するものである請求項１に記載の温水容器。
【請求項４】
前記ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である請求項２または３に記載の温水容器。
【請求項５】
裏ビード近傍の鋼材表面にＣｒ濃度３０質量％以上の酸化スケールを有する請求項１〜４のいずれかに記載の温水容器。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の温水容器であって、水（温水を含む）の流路ではなく、かつ通電部品の挿入箇所ではないフランジを持たない構造の温水容器。
【請求項７】
質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしを、容器内面に裏ビードが形成されるようにバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより接合する工程を有する温水容器の製造法。
【請求項８】
前記鋼材がさらにＣｕ：１％以下を含有するものである請求項７に記載の温水容器の製造法。
【請求項１】
Ｃｒ含有量が２１超え〜２５質量％の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを容器内面に有し、そのＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である温水容器。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしをバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより形成された裏ビードを、容器内面に有する温水容器。
【請求項３】
前記鋼材がさらにＣｕ：１％以下を含有するものである請求項１に記載の温水容器。
【請求項４】
前記ＴＩＧ溶接部裏面の熱影響部において、塩化物水溶液に可溶の酸化スケールが形成された部位の鋼素地におけるＣｒ濃度が、鋼素地／酸化スケール界面から１０ｎｍ以上の深さ領域で１６質量％以上である請求項２または３に記載の温水容器。
【請求項５】
裏ビード近傍の鋼材表面にＣｒ濃度３０質量％以上の酸化スケールを有する請求項１〜４のいずれかに記載の温水容器。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の温水容器であって、水（温水を含む）の流路ではなく、かつ通電部品の挿入箇所ではないフランジを持たない構造の温水容器。
【請求項７】
質量％で、Ｃ：０.０２５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０.０４５％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｎｉ：０.１〜１％、Ｃｒ：２１超え〜２５％、Ｍｏ：０.１〜２％、Ａｌ：０.０２〜０.３％、Ｎ：０.０２５％以下であり、Ｔｉ：０.０５〜０.４％およびＮｂ：０.０５〜０.５％の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である組成の鋼材どうしを、容器内面に裏ビードが形成されるようにバックガスシールなしでＴＩＧ溶接することにより接合する工程を有する温水容器の製造法。
【請求項８】
前記鋼材がさらにＣｕ：１％以下を含有するものである請求項７に記載の温水容器の製造法。
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図１】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図１】
【公開番号】特開２００８−２２１２６６（Ｐ２００８−２２１２６６Ａ）
【公開日】平成２０年９月２５日（２００８．９．２５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−６０９８６（Ｐ２００７−６０９８６）
【出願日】平成１９年３月９日（２００７．３．９）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年９月２５日（２００８．９．２５）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年３月９日（２００７．３．９）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【Ｆターム（参考）】
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