特許 6971185 フェライト系ステンレス鋼溶接接手および燃料電池用部材

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6971185

(24)【登録日】2021年11月4日

(45)【発行日】2021年11月24日

(54)【発明の名称】フェライト系ステンレス鋼溶接接手および燃料電池用部材

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20211111BHJP

   C22C 38/34 20060101ALI20211111BHJP

   B23K 35/30 20060101ALI20211111BHJP

   H01M 8/04 20160101ALI20211111BHJP

   H01M 8/0606 20160101ALI20211111BHJP

   H01M 8/10 20160101ALN20211111BHJP

   H01M 8/12 20160101ALN20211111BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302Z

   C22C38/34

   B23K35/30 320B

   H01M8/04 N

   H01M8/0606

   !H01M8/10 101

   !H01M8/12 101

【請求項の数】7

【全頁数】20

(21)【出願番号】特願2018-60887(P2018-60887)

(22)【出願日】2018年3月27日

(65)【公開番号】特開2019-173076(P2019-173076A)

(43)【公開日】2019年10月10日

【審査請求日】2020年11月13日

(73)【特許権者】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100106909

【弁理士】

【氏名又は名称】棚井 澄雄

(74)【代理人】

【識別番号】100175802

【弁理士】

【氏名又は名称】寺本 光生

(74)【代理人】

【識別番号】100134359

【弁理士】

【氏名又は名称】勝俣 智夫

(74)【代理人】

【識別番号】100188592

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 洋

(72)【発明者】

【氏名】菅生 三月

(72)【発明者】

【氏名】秦野 正治

(72)【発明者】

【氏名】西本 工

【審査官】 鈴木 毅

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１７−０９５７８６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−１７９０８８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１７−１３３０７５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１６−０３０８５５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１７−１６０４９４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０２−３１０３４５（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／３４

Ｂ２３Ｋ ３５／３０

Ｈ０１Ｍ ８／０４

Ｈ０１Ｍ ８／０６０６

Ｈ０１Ｍ ８／１０

Ｈ０１Ｍ ８／１２

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

フェライト系ステンレス鋼母材と溶接金属部とからなる溶接継手であって、
前記溶接金属部の化学成分が、質量％にて、
Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：１．００〜２．５０％、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｎｂ：１．００％以下、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ａｓ：０〜０．０５％、
Ｐｂ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｚｎ：０〜０．０３％、
Ｙ：０〜０．１０％、
Ｌａ：０〜０．１０％、
Ｈｆ：０〜０．１０％、
Ｓｂ：０〜０．１０％、
Ｔａ：０〜０．５％
ＲＥＭ：０〜０．１０％
を含み、更に、
Ｂ：０．０２００％以下、
Ｓｎ：０．２０％以下、
Ｇａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下
の１種または２種以上を含み、且つ下記式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼溶接継手。
１０（Ｂ＋Ｇａ）＋Ｓｎ＋Ｍｇ＋Ｃａ＞０．０２０ ・・・（１）
なお、式（１）中の各元素記号は、溶接金属部中の各元素の含有量（質量％）を示す。

【請求項2】

前記溶接金属部の化学成分が、Ｎｂ：０．００１〜１．０％、およびＶ：０．００１〜１．０％を含み、かつ下記式（２）を満たす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溶接継手。
（Ｎｂ＋Ｖ）／｛２×（Ｃ＋Ｎ）｝≧５．０ ・・・（２）
なお、式（２）中の各元素記号は、溶接金属部中の各元素の含有量（質量％）を示す。

【請求項3】

前記溶接金属部の化学成分が、更に、質量％にて、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｗ：０．０２〜１．０％の１種または２種以上からなる第１群、および、
Ｃｏ：０．１０〜０．５０％、Ａｓ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．１０％、Ｚｎ：０．０１〜０．０３％、Ｙ：０．０００１〜０．１０％、Ｌａ：０．０００１〜０．１０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０％、Ｓｂ：０．００３〜０．１０％、Ｔａ：０．００２〜０．５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以上からなる第２群のうち、少なくともいずれかの群を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。

【請求項4】

前記溶接金属部における結晶粒径の大きさが６００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。

【請求項5】

燃料改質器、熱交換器あるいは燃料電池部材に適用されることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。

【請求項6】

燃焼器、あるいはバーナーの部材に適用されること特徴とする請求項１〜５の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。

【請求項7】

請求項１〜６のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手を用いた燃料電池用部材。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、フェライト系ステンレス鋼溶接接手および燃料電池用部材に関する。

【背景技術】

【0002】

最近、石油を代表とする化石燃料の枯渇化、ＣＯ₂排出による地球温暖化現象等の問題から、従来の発電システムに替わる新しいシステムの普及が加速している。その１つとして、分散電源，自動車の動力源としても実用的価値が高い「燃料電池」が注目されている。燃料電池にはいくつかの種類があるが、その中でも固体高分子型燃料電池（ＰＥＦＣ）や固体酸化物型燃料電池（ＳＯＦＣ）はエネルギー効率が高く、将来の普及拡大が有望視されている。

【0003】

燃料電池は、水の電気分解と逆の反応過程を経て電力を発生する装置であり、燃料となる水素（燃料水素）を必要とする。燃料水素は、都市ガス（ＬＮＧ）、メタン、天然ガス、プロパン、灯油、ガソリン等の炭化水素系燃料を触媒の存在下で改質反応させることにより製造される。中でも都市ガスを原燃料とする燃料電池は、都市ガス配管が整備された地区において水素を製造できる利点がある。

【0004】

燃料改質器は、水素の改質反応に必要な熱量を確保するため、通常、２００〜９００℃の高温で運転される。また、燃料改質器以外でも、改質器を加熱する燃焼器や、熱交換器、電池本体部等も運転温度が非常に高温となる。
更に、このような高温運転下の燃料電池において、多量の水蒸気、二酸化炭素、一酸化炭素に加え、多量の水素や、炭化水素系燃料由来の硫化水素を微量含んだ雰囲気（以下、浸炭性／還元性／硫化性環境、という。）の下に曝されることとなる。このような雰囲気中に、例えば鋼材料が曝されると、材料表面の浸炭、硫化による腐食が進行する状況になり、動作環境としては過酷な状況となる。

【0005】

また、高Ｃｒ含有ステンレス鋼では、４００〜５００℃程度の温度域に長時間曝されると、高Ｃｒ濃度相と低Ｃｒ濃度相のスピノーダル分解に起因した硬質化が生じる可能性が考えられる。いわゆる４７５℃脆性である。したがって、ＳＯＦＣシステムやＰＥＦＣシステムにおける高温使用環境においては、４７５℃脆性に起因した材料劣化が生じる可能性が考えられる。

【0006】

ここで、燃料電池における高温部材用途では、良好な耐酸化性を有するＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼の適用が推奨されている。しかしながら、Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼は他のフェライト系ステンレス鋼と比べ強度が高いため低靭性であり、例えば非特許文献１で開示されている通り、鉄鋼材料の延性脆性遷移温度はＡｌ添加により増大することが知られている。また、Ａｌ含有ステンレス鋼は、高温域での金属間化合物σ相析出による脆性（σ脆性）に起因した劣化が生じる問題も抱えている。
さらに、将来、燃料電池システムの普及拡大に向けて、コスト低減は必要不可欠であり、使用材料の最適化による合金コストの低減は重要な課題である。

【0007】

特許文献１には、高温水蒸気含有雰囲気での耐酸化性とクリープ破断寿命を兼備する燃料電池用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。本ステンレス鋼のＣｒ量は１３〜２０％であるが、Ｃｒ量が４７５℃脆性を示さない１５％以下の場合、耐酸化性確保のために４％以上のＡｌ添加が必要となるが、このように多量のＡｌを含む鋼板の靭性は著しく低下するため、実製造が困難となる。

【0008】

特許文献２には、耐酸化性、二次加工性に優れ、自動車排ガス経路に設置されるセンサの素子カバーなどの耐酸化性と高成形加工性が要求される用途に好適なフェライト系ステンレス鋼が開示されている。本ステンレス鋼の場合、実質１８％程度のＣｒを含有するため、４７５℃脆性が発現する可能性が考えられる。

【0009】

特許文献３には、表面性状に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼板、その製造方法、ステンレス箔が開示されている。本ステンレス鋼の場合、実質１８％程度のＣｒおよび３％以上のＡｌを含有するため、４７５℃脆性の発現および高Ａｌ含有による靭性低下が生じると考えられる。

【0010】

特許文献４には、溶接性と加工性に優れた触媒担持用耐熱フェライト系ステンレス鋼が開示されている。本ステンレス鋼はＡｌを１〜２．５％程度含有し、溶接後も優れた成形加工性を有している点に特徴がある。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0011】

【特許文献1】特開２０１４−１３９３４２号公報

【特許文献2】特開２０１２−１２６７４号公報

【特許文献3】特開２０１５−７８４１５号公報

【特許文献4】特開２００１−３１６７７３号公報

【非特許文献】

【0012】

【非特許文献1】”Ｔｈｅ Ｉｎｃｒｅａｓｅ ｉｎ ａ Ｂｒｉｔｔｌｅ−ｔｏ−ｄｕｃｔｉｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｎ Ｆｅ−Ａｌ Ｓｉｎｇｌｅ ｃｒｙｓｔａｌ”，ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．５１ Ｎｏ．６，ｐｐ．９９９−１００４

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0013】

前記した都市ガス等を原燃料とした燃料電池の改質ガスは、水蒸気、二酸化炭素、一酸化炭素に加えて、多量の水素、ならびに不純物もしくは付臭剤として添加された硫化成分を含む場合がある。しかし従来では、フェライト系ステンレス鋼の耐酸化性について、水蒸気と二酸化炭素を主成分とする雰囲気、あるいは水蒸気と酸素を主成分とする雰囲気、または大気中といった環境下でしか評価・検討されていない。すなわち、二酸化炭素、一酸化炭素、多量の水素、ならびに硫化成分を含む過酷な環境（浸炭性／還元性／硫化性環境）の下でのフェライト系ステンレス鋼の酸化特性については不明である。
また、ＳＯＦＣシステムやＰＥＦＣシステムの場合、燃料電池の運転温度が高温となるため、高温強度のさらなる向上が求められる。
さらには、燃料電池用部材として溶接構造を採用する場合には、４７５℃脆性やσ脆性に起因した溶接部の脆性破壊が回避可能な溶接構造であることも求められる。

【0014】

特許文献１〜４のステンレス鋼においては、多量の水素、硫化水素を含む浸炭性／還元性／硫化性環境といったさらに厳しい環境下における酸化特性や高温強度については何ら言及されていない上、４７５℃脆性やσ脆性に起因した溶接部における脆化特性は認識されていない。すなわち、溶接部における脆化特性を向上させ、かつ酸化特性および高温強度に優れた高性能のフェライト系ステンレス鋼溶接接手は未だ実現していない。

【0015】

本発明は、上述した課題を解消すべく案出されたものであり、二酸化炭素、一酸化炭素、多量の水素、ならびに硫化成分を含む環境（浸炭性／還元性／硫化性環境）下であっても、高い耐酸化性と優れた高温強度、ならびに優れた脆性特性を兼備したフェライト系ステンレス鋼溶接接手および燃料電池用部材を提供するものである。

【課題を解決するための手段】

【0016】

本発明の要旨は、以下のとおりである。
[１]フェライト系ステンレス鋼母材と溶接金属部とからなる溶接継手であって、
前記溶接金属部の化学成分が、質量％にて、
Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：１．００〜２．５０％、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｎｂ：１．００％以下、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ａｓ：０〜０．０５％、
Ｐｂ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｚｎ：０〜０．０３％、
Ｙ：０〜０．１０％、
Ｌａ：０〜０．１０％、
Ｈｆ：０〜０．１０％、
Ｓｂ：０〜０．１０％、
Ｔａ：０〜０．５％
ＲＥＭ：０〜０．１０％
を含み、更に、
Ｂ：０．０２００％以下、
Ｓｎ：０．２０％以下、
Ｇａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下
の１種または２種以上を含み、且つ下記式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼溶接継手。
１０（Ｂ＋Ｇａ）＋Ｓｎ＋Ｍｇ＋Ｃａ＞０．０２０ ・・・（１）
なお、式（１）中の各元素記号は、溶接金属部中の各元素の含有量（質量％）を示す。
[２]前記溶接金属部の化学成分が、Ｎｂ：０．００１〜１．０％、およびＶ：０．００１〜１．０％を含み、かつ下記式（２）を満たすことを特徴とする上記[１]に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｎｂ＋Ｖ）／｛２×（Ｃ＋Ｎ）｝≧５．０ ・・・（２）
なお、式（２）中の各元素記号は、溶接金属部中の各元素の含有量（質量％）を示す。
[３]前記溶接金属部の化学成分が、更に、質量％にて、
Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｗ：０．０２〜１．０％の１種または２種以上からなる第１群、および、
Ｃｏ：０．１０〜０．５０％、Ａｓ：０．００１〜０．０５％、Ｐｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．１０％、Ｚｎ：０．０１〜０．０３％、Ｙ：０．０００１〜０．１０％、Ｌａ：０．０００１〜０．１０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０％、Ｓｂ：０．００３〜０．１０％、Ｔａ：０．００２〜０．５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以上からなる第２群のうち、少なくともいずれかの群を含有することを特徴とする上記[１]または[２]に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。
[４]前記溶接金属部における結晶粒径の大きさが６００μｍ以下であることを特徴とする上記[１]〜[３]の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。
[５]燃料改質器、熱交換器あるいは燃料電池部材に適用されることを特徴とする上記[１]〜[４]の何れか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。
[６]燃焼器、あるいはバーナーの部材に適用されること特徴とする上記[１]〜[５]の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手。

【0017】

[７]上記[１]〜[６]のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼溶接継手を用いた燃料電池用部材。

【発明の効果】

【0018】

本発明によれば、二酸化炭素、一酸化炭素、多量の水素、ならびに硫化成分を含む環境（浸炭性／還元性／硫化性環境）下であっても、高い耐酸化性と優れた高温強度、ならびに優れた脆性特性を兼備したフェライト系ステンレス鋼溶接接手および燃料電池用部材を提供することができる。

【発明を実施するための形態】

【0019】

本発明者らは、前記した課題を解決するために、耐酸化性、高温強度、ならびに脆化特性を兼備するＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼の溶接継手について鋭意実験と検討を重ね、本発明を完成させた。なお、本実施形態でいう「高温強度」とは、７５０〜８００℃付近の高温域においても優れた０．２％耐力を発揮できる特性であり、「耐酸化性」とは二酸化炭素、一酸化炭素、多量の水素、ならびに硫化成分を含む改質ガス環境（浸炭性／還元性／硫化性環境）下における酸化特性を意味する。また「脆化特性」とは、σ脆性と４７５℃脆性が抑制可能となる組織の安定性を示す。
以下に本発明で得られた知見について説明する。

【0020】

「脆化特性について」
（ａ）母材部に対し、溶接部では結晶粒径が大きくなるため、４７５℃脆性やσ脆性に起因した破壊が生じやすくなる。この破壊の場合、へき開破面を呈する。Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼では、Ａｌを含有していないフェライト系ステンレス鋼と比較し溶接時の結晶粒径が粗大化しやすい傾向にある。溶接継手における溶接金属部（本実施形態では溶接施工時に溶融して凝固した領域のことを意味する）の結晶粒径は６００μｍ以下であることが好ましい。

【0021】

（ｂ）詳細な組織観察を行った結果、４７５℃脆性やσ脆性起因の破壊には双晶変形が関与しており、変形双晶導入によりせん断歪が発生する。このせん断歪を解放するため、へき開き裂が生成し、伝播することで破壊に至る。また、上述のせん断歪の解放時、粒界き裂が生じる場合もあることが分かった。この場合、ＰやＳ等の粒界偏析による粒界強度低下にともなう粒界破壊がき裂生成の起点となる。

【0022】

（ｃ）溶接部における４７５℃脆性およびσ脆性起因の破壊を抑制するためには、（ｉ）双晶変形を発現しにくくすること、（ｉｉ）溶接時の結晶粒の粗大化を抑制すること、（ｉｉｉ）不純物元素の過剰な粒界偏析による粒界強度の低下を抑制することが重要となる。

【0023】

（ｄ）Ａｌは従来、フェライト鋼の強度を増加させ、延性脆性遷移温度を増加させる、すなわち脆性破壊を助長させる元素であることが知られていた。しかしながら、溶接部のような結晶粒が粗大で、かつ４７５℃脆性やσ脆性起因の硬化によりすべり変形が非常に困難な状況において、適量のＡｌ添加は双晶変形応力を高め、相対的にすべり変形を容易にすることが新たに分かった。

【0024】

（ｅ）通常、Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の溶接組織は柱状晶の成長により構成されるため、Ａｌを含有していないフェライト系ステンレス鋼に対して粗大となる傾向にある。しかしながら、溶接金属中の化学成分の制御により（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）から成る炭窒化物、あるいはＭｇＯ、ＣａＯなどから成る介在物を生成させることで等軸晶の形成が助長され、溶接組織が微細化することがわかった。

【0025】

（ｆ）上記（ｅ）で述べた炭窒化物（Ｎｂ，Ｖ）（Ｃ，Ｎ）による等軸晶の形成促進効果を得るためには、溶接金属部の化学成分において、１０（Ｂ＋Ｇａ）＋Ｓｎ＋Ｍｇ＋Ｃａを０．０２０超とすることが重要であることが分かった。溶接金属の場合、Ｍｇ、Ｃａ、Ｇａは酸化物や硫化物を生成し、結晶粒界の清浄度を高めることができる。加えて、Ｍｇ、Ｃａ、ＧａはＮｂ（Ｃ，Ｎ）の核生成サイトとしても有効に作用するため、溶接金属の等軸晶の形成を促進させることができる。このような作用効果を効率的に得るために、（Ｎｂ＋Ｖ）／｛２×（Ｃ＋Ｎ）｝の値を５．０以上とすることが好ましいことも分かった。

【0026】

（ｇ）また、溶接金属部の成分組成において、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ａｌの含有量を調整することが、金属間化合物σ相の析出（σ脆性）と４７５℃脆性自体の抑制に効果的であることが分かった。σ脆性と４７５℃脆性は、Ｃｒを主体としてＳｉやＡｌを含む金属間化合物の生成に由来し、その生成サイトは結晶粒界であることが多い。すなわち、σ脆性と４７５℃脆性を抑制するには、金属間化合物自体の生成を抑制するとともに、その生成サイトを低減することが効果的といえる。これらについて本発明者らがさらに検討したところ、Ｃｒ量の制限によって金属間化合物の生成自体を抑制するとともに、Ｎｂの結晶粒界への偏析によって生成サイトを抑制することで組織を安定化させることができ、その結果、σ脆性と４７５℃脆性が抑制可能であることを見出した。さらに、Ｃｒ量の制限とＮｂの添加により、ＳｉやＡｌを含む金属間化合物の生成を抑制できることから、後述する耐酸化性に寄与するＳｉとＡｌ量を確保できるため、耐酸化性と組織安定性を両立することもできる。

【0027】

「高温強度について」
（ｈ）通常、７５０〜８００℃付近の高温域で運転中の構造体で課題となる変形を抑止するには、材料であるフェライト系ステンレス鋼の高温強度、特に７５０℃付近における０．２％耐力を高め、かつ８００℃付近における０．２％耐力の低下を抑制することが有効である。

【0028】

（ｉ）上述した高温域での０．２％耐力の向上および低下の抑制は、Ｂ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｇａの微量添加およびその添加量の調整により著しく向上することを見出した。すなわち、フェライト系ステンレス鋼において、７５０℃付近における０．２％耐力を高め、かつ８００℃付近における０．２％耐力の低下を抑制するという特性は、これら微量元素の添加により達成できるという新たな知見が得られた。このような高温強度の向上作用については未だ不明な点も多いが、実験事実に基づいて以下に述べるような作用機構を推察している。

【0029】

（ｊ）Ｂの微量添加は、７５０〜８００℃での耐力や引張強度の上昇に対して少なからず寄与し、特に０．２％耐力を大幅に向上させる作用効果を持つ。Ｂの微量添加は、Ｂが粒界偏析することによって、結晶粒界を起点に発生するキャビティ（ナノサイズの隙間）の生成を抑制して粒界すべりを遅延させるとともに、結晶粒内において転位密度の上昇に伴う内部応力を高める作用効果がある。またこれらＢの作用効果は、Ｎｂ添加鋼で顕著となる新規な知見を見出した。

【0030】

（ｋ）上述したＮｂ添加鋼で顕著となるＢの作用効果は、Ｍｇ、Ｃａ、Ｇａの複合添加により重畳する。Ｍｇ、Ｃａは非金属介在物や硫化物を生成し、結晶粒界の清浄度を高めてＢの粒界偏析を促進して、前記したＢの作用効果をより効率的に発現させる。またＧａも鋼の清浄度を向上させるため、Ｂとの複合添加により前記したＢの作用効果を効率的に発現させることができる。

【0031】

（ｌ）更に、前記（ｊ）で述べた、粒内の転位密度の上昇に伴う内部応力を高める作用効果をより発揮させるためには、Ｓｎとの複合添加が効果的である。Ｓｎは粒界偏析元素ではあるものの、Ｂとの複合添加において、結晶粒内の固溶強化元素としての作用も大きくなり、内部応力の上昇に伴う高温強度を高めることに効果的である。

【0032】

「耐酸化性について」
（ｍ）また、前述した水素および硫化成分を含む改質ガス環境下の耐酸化性を高めるにはＳｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｎの含有量を所定の範囲内に調整することで、Ａｌ系酸化皮膜の形成の促進と、当該皮膜の保護性を高めることが効果的である。さらに、フェライト系ステンレス鋼におけるＢ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｇａの添加は、改質ガス環境下の耐酸化性を損なわせるおそれはなく、むしろＭｇ、Ｓｎの微量添加はＡｌ系酸化皮膜の保護性をより高め耐酸化性の効果も奏する。なお、ＳｉはＡｌと同様に、溶接組織の柱状晶化を促進させる元素でもあるため、Ａｌ系酸化皮膜の形成促進の観点からＳｉ量を高めると、一方で溶接金属部の粗大化が懸念される。しかし、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｇａの微量添加によって、溶接組織の柱状晶化を十分に抑制できることから、本実施形態のように、Ｓｉ量の比較的高い場合でも、Ａｌ系酸化皮膜の形成促進と、溶接金属部の粗大化の抑制を両立させることが可能となる。ここで、本実施形態においては、高温の改質ガス環境下に曝される前の表面皮膜を「不働態皮膜」、高温の改質ガス環境下に曝され不働態皮膜が種々の反応によって組成が変化したものを「Ａｌ系酸化皮膜」と区別し説明する。

【0033】

（ｎ）前記した改質ガス環境（浸炭性／還元性／硫化性環境）は、大気や水素を含まない水蒸気酸化環境と比較して、フェライト系ステンレス鋼におけるＡｌ系酸化皮膜の欠陥を生成し易い。改質ガス環境が酸化皮膜の欠陥生成を容易とする原因は明らかではないが、硫化成分を含む改質ガス下で生成される硫化物が、酸化皮膜に何らかの悪影響を及ぼしていると推測される。改質ガス環境下でＡｌ系酸化皮膜に欠陥が生じると、露出された母材ではＣｒやＦｅの酸化が進行するおそれがある。このような改質ガス中における酸化促進に対して、ＭｇはＡｌ系酸化皮膜への固溶、Ｓｎは母材表面への偏析作用によりＣｒやＦｅの外方拡散を遅延させることにより、Ａｌ系酸化皮膜の保護性をより高めることができる。その結果、フェライト系ステンレス鋼の耐酸化性を向上させることができる。

【0034】

以下、本発明のフェライト系ステンレス鋼溶接継手の一実施形態について説明する。

【0035】

＜成分組成＞
まず、溶接金属部の化学成分の限定理由を以下に説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

【0036】

＜Ｃｒ：１２．０〜１６．０％＞
Ｃｒは、耐食性に加えて、高温強度の向上や表面酸化皮膜の保護性を確保する上で基本となる構成元素であり、これら効果を得るためには１２．０％以上のＣｒ量が必要である。好ましくは１３．０％以上である。一方、過度にＣｒを含有させることは、４７５℃脆性起因の著しい材料硬化に加え、高温雰囲気に曝された際、脆化相であるσ相の生成を助長する。また、合金コストの上昇とＣｒ蒸発を助長する場合があるため上限は１６．０％以下とする。好ましくは、１５．０％以下とする。

【0037】

＜Ｃ：０．０３０％以下＞
Ｃは、フェライト相に固溶あるいはＣｒ炭化物を形成して耐酸化性を阻害する。また、溶接時の粒界におけるＣｒ炭化物形成を促進させる。このため、Ｃ量は少ないほどよく、上限を０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。但し、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、Ｃ量の下限は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。

【0038】

＜Ｓｉ：２．５０％以下＞
Ｓｉは、耐酸化性を確保する上で重要な元素である。Ｓｉは、Ａｌ系酸化皮膜中へ僅かに固溶するとともに、酸化皮膜直下／鋼界面にも濃化し、改質ガス環境下の耐酸化性を向上させる。これら効果を得るためには０．５０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉを過度に含有させることは、Ｃｒのスピノーダル分解を助長させ、耐４７５℃脆性を低下させる。またＳｉは、溶接組織の柱状晶化を促進させる元素でもあるため、多量に含有させると溶接金属部の粗大化を招くおそれもある。さらに、鋼の靭性や加工性の低下ならびにＡｌ系酸化皮膜の形成を阻害する場合もあるため、上限は２．５０％以下とする。好ましい上限は１．７０％以下である。

【0039】

＜Ｍｎ：１．００％以下＞
Ｍｎは、改質ガス環境下でＳｉとともにＡｌ系酸化皮膜中またはその直下に固溶して保護性を高め耐酸化性の向上に寄与しうる。これら効果を得るために下限は０．１０％とすることが好ましい。一方、過度に含有させることは、鋼の耐食性やＡｌ系酸化皮膜の形成を阻害するため、上限は１．００％以下とする。耐酸化性と基本特性の点から、０．９０％以下が好ましい。

【0040】

＜Ｐ：０．０５０％以下＞
Ｐは、製造性や溶接性を阻害し、溶接部における粒界強度を低下させる元素である。その含有量は少ないほどよいため、上限は０．０５０％以下とする。但し、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、下限は０．００３％以上とすることが好ましい。製造性と溶接性の点から、好ましい範囲は０．００５〜０．０４０％である。

【0041】

＜Ｓ：０．００３０％以下＞
Ｓは、鋼中に不可避に含まれる不純物元素であり、Ａｌ系酸化皮膜の保護性を低下させる。特に、Ｍｎ系介在物や固溶Ｓの存在は、高温・長時間使用におけるＡｌ系酸化皮膜の破壊起点としても作用する。また、溶接部における粒界強度を低下させる元素でもある。従って、Ｓ量は低いほどよいため、上限は０．００３０％以下とする。但し、過度の低減は原料や精錬コストの上昇に繋がるため、下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。製造性と耐酸化性、耐４７５℃脆性の観点から、好ましい範囲は０．０００１〜０．００２０％である。

【0042】

＜Ａｌ：１．００〜２．５０％＞
Ａｌは、脱酸元素であることに加えて、Ａｌ系酸化皮膜を形成して耐酸化性の向上に寄与するために必須の元素である。また、溶接部における双晶変形発現を抑制し脆化特性の向上に有効な元素でもある。本実施形態においては、Ａｌ量が１．００％未満ではこれら効果が得られないため、下限は１．００％以上とする。好ましくは１．５０％以上である。しかし、ＡｌはＳｉと同様に溶接組織の柱状晶化を促進させる元素でもあるため、多量に含有させると溶接金属部の粗大化を招くおそれもある。さらに過度にＡｌを含有させることは、鋼の靭性の低下や溶接部における脆性破壊を助長するため、上限は、２．５０％以下とする。好ましくは２．３０％以下である。

【0043】

＜Ｎ：０．０３０％以下＞
Ｎは、Ｃと同様に耐酸化性を阻害する元素である。このため、Ｎ量は少ないほどよく、上限を０．０３０％以下とする。但し、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、下限は０．００２％以上とすることが好ましい。耐酸化性と製造性の点から、好ましい範囲は０．００５〜０．０２０％である。

【0044】

＜Ｎｂ：１．００％以下＞
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定する安定化元素であり、溶接時のＣｒ炭化物生成抑制に寄与する。さらに、σ脆性と４７５℃脆性の要因となる金属間化合物は、主に結晶粒界を生成サイトとして析出が進行するが、Ｎｂが結晶粒界へ偏析することによってこの生成サイトが低減されるため、組織の安定性が増し、結果、σ脆性と４７５℃脆性を抑制することができる。これら効果を得るためにＮｂの下限は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｎｂを過度に含有させることは合金コストの上昇に加え、脆性破壊を助長するため、Ｎｂの上限は１．００％以下とする。好ましくはともに０．６０％以下とする。

【0045】

＜Ｂ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａ＞
Ｂ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａは、上述したように、高温強度を高める効果をより発現させることができる元素である。またこれらの元素は、Ａｌ系酸化皮膜の形成を促進して耐酸化性の向上に寄与する元素でもある。また、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａは、表面近傍に濃化してＡｌの選択酸化を促進する作用がある。そのため、上記成分組成に加え、Ｂ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａのうちの１種または２種以上を含有する。
Ｂは、粒界偏析することによって粒界すべりを遅延させるとともに、結晶粒内において転位密度の上昇に伴う内部応力を高め０．２％耐力を向上させることができる。Ｍｇ、Ｃａは鋼の清浄度や熱間加工性を高めるのに有効な元素である。また、溶接時にＭｇＯ、ＣａＯなどから成る介在物を生成させることで等軸晶の形成が助長され、溶接組織の微細化に寄与する元素でもある。これら効果を得るため、Ｓｎは０．００５％以上、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａはそれぞれ０．０００２％以上含むことが好ましい。一方、これらの元素を過度に含有させることは、鋼の精錬コスト上昇を招くほか、製造性の低下を招くため、Ｓｎは０．２０％以下、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇは０．０２００％以下、Ｃａは０．０１００％以下とする。

【0046】

＜１０（Ｂ＋Ｇａ）＋Ｓｎ＋Ｍｇ＋Ｃａ＞
また、本実施形態に係る溶接継手では、Ｂ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａが上記で限定した化学組成を満たしつつ、溶接金属部のＢ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａの含有量（質量％）が以下の式（１）を満たすものとする。

【0047】

１０（Ｂ＋Ｇａ）＋Ｓｎ＋Ｍｇ＋Ｃａ＞０．０２０ ・・・（１）
式（１）の左辺が０．０２０以下の場合、結晶粒の粗大化を招くおそれがある。そのため、溶接金属部中のＢ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａの含有量は、式（１）を満足することものとし、好ましくは、式（１）の左辺は０．０３５以上とする。
なお、式（１）の上限は、Ｂ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａの上限値で特に規定するものでないが、高温強度と製造性の視点から０．２以下とすることが好ましい。
ここで、式（１）中のＢ、Ｓｎ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｃａは、溶接金属部におけるそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。

【0048】

本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼溶接継手の溶接金属部は、上述してきた元素以外（残部）は、Ｆｅ及び不純物からなるが、後述する任意元素についても含有させることができる。よって、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｙ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｓｂ、Ｔａ、ＲＥＭの含有量の下限は０％以上である。
なお、本実施形態における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であり、不可避的に混入する成分も含む。

【0049】

＜（Ｎｂ＋Ｖ）／｛２×（Ｃ＋Ｎ）｝＞
本実施形態に係る溶接継手では、Ｎｂ：０．００１〜１．０％、およびＶ：０．００１〜１．０％を含み、かつ、溶接金属部のＮｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎの含有量（質量％）が以下の式（２）を満たすことが好ましい。

【0050】

Ｖは、Ｎｂと同様に、Ｃ，Ｎを固定する安定化元素であり、溶接時のＣｒ炭化物生成抑制に寄与する。そのためＶは、０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｖを過度に含有させることは合金コストの上昇に加え、脆性破壊を助長するため、Ｖの上限は１．００％以下とする。好ましくはともに０．６０％以下とする。

【0051】

（Ｎｂ＋Ｖ）／｛２×（Ｃ＋Ｎ）｝≧５．０・・・・式（２）
溶接金属部のＮｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎ量が式（２）を満足することにより、炭窒化物が形成されても、高温強度の確保に必要なＮｂ量を十分に確保できる。しかし、上記式（２）の左辺が５．０％未満の場合、高温強度の低下を招くおそれがある。そのため、溶接金属部中のＮｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎの含有量は、式（２）を満足することが好ましく、より好ましくは、式（２）の左辺は１０．０以上とする。
ここで、式（２）中のＮｂ、Ｖ、Ｃ、Ｎは、溶接金属部におけるそれぞれの元素の含有量（質量％）を示すが、含有しない場合（含有量が０％の場合）は０を代入して計算する。

【0052】

さらに本実施形態に係る継手の溶接金属部の化学組成は、必要に応じて、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上からなる第１群、および、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｙ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｓｂ、Ｔａ、ＲＥＭの１種または２種以上からなる第２群のうち、少なくともいずれかの群を含有してもよい。

【0053】

＜Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ：１．０％以下＞（第１群）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗは高温強度と耐食性を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて少なくとも１種を含有してもよい。但し、過度に含有させると合金コストの上昇や製造性を阻害することに繋がるため、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗの各含有量の上限は１．０％以下とする。前記効果を発現させるためには、Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ｗはそれぞれ０．０２％以上が好ましい。更に好ましくは０．０８％以上である。

【0054】

＜Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｚｎ、Ｙ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｓｂ、Ｔａ、ＲＥＭ＞（第２群）
これらの元素は粒界に偏析して溶接時の結晶粒の粗大化を抑制する。また、Ｚｒ、Ｌａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｔａ、ＲＥＭは、熱間加工性や鋼の清浄度の向上ならびに耐酸化性改善に対しても、有効な元素である。Ｚｎ、Ｓｂは鋼表面近傍に濃化してＡｌの選択酸化を促進しＣｒの酸化を抑制する。
これらの効果を得るため、Ｃｏ：０．００５％以上、Ａｓ：０．００１％以上、Ｐｂ：０．０００１％以上、Ｚｒ：０．０００１％以上、Ｚｎ：０．０１％以上、Ｙ：０．０００１％以上、Ｌａ：０．０００１％以上、Ｈｆ：０．０００１％以上、Ｓｂ：０．００３％以上、Ｔａ：０．００２％以上、ＲＥＭ：０．００１％以上のうちの１種類または２種類以上含有し、さらにその合計量が０．０１０％以上であることが好ましい。本実施形態のＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼溶接継手は、その溶接金属部が、前記第１群とともに、或いは、前記第１群の代わりに、第２群を前述の含有量の範囲で含有してもよい。
一方、これらの元素の過度な添加は粒界強度低下による粒界破壊を助長するため、前記第２群は、Ｃｏ：０．５０％以下、Ａｓ：０．０５％以下、Ｐｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．０３％以下、Ｙ：０．１０％以下、Ｌａ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｔａ：０．５％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下の１種類または２種類以上からなる元素群とする必要がある。
なお、ＲＥＭはＬａ、Ｙを除く原子番号５８〜７１に帰属する元素およびＳｃ（スカンジウム）とし、例えば、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等である。また本実施形態でいうＲＥＭとは、原子番号５８〜７１に帰属する元素およびＳｃから選択される１種以上で構成されるものであり、ＲＥＭ量とは、これらの合計量である。

【0055】

本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼溶接継手は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不純物（不可避的不純物を含む）からなるが、以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。一般的な不純物元素である前述のＰ、Ｓを始め、Ｂｉ、Ｓｅ等は可能な限り低減することが好ましい。一方、これらの元素は、本発明の課題を解決する限度において、その含有割合が制御され、必要に応じて、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍの１種以上を含有していてもよい。

【0056】

ここで、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼溶接継手は、フェライト系ステンレス鋼からなる母材（母材部）と溶接金属部とからなる溶接継手であり、母材部、溶接金属部ともに、金属組織はフェライト単相組織よりなる。これはオーステナイト相やマルテンサイト組織を含まないことを意味している。オーステナイト相やマルテンサイト組織を含む場合は、原料コストが高くなることに加えて、製造時に耳割れ等の歩留まり低下が起こりやすくなるため、溶接継手の金属組織はフェライト単相組織とする。なお鋼中に炭窒化物等の析出物が存在するが、本発明の効果を大きく左右するものではないためこれらは考慮せず、上記は主相の組織について述べている。

【0057】

また上述したように、母材部に対し、溶接部では結晶粒径が大きくなるため、４７５℃脆性やσ脆性に起因した破壊が生じやすくなる。そのため、本実施形態においては、溶接金属部の結晶粒径は６００μｍ以下であることが好ましい。

【0058】

溶接金属部の粒径は、以下のようにして求めることができる。
溶接継手の溶接部より試料を切り出し、エッチングを行った後、光学顕微鏡により撮影した溶接金属部において、溶接金属部中心の厚さ８００μｍ×幅１６００μｍの領域内の結晶粒の数をカウントする。なお当該測定領域の１辺をまたいだ結晶粒は０．５個、２辺をまたいだ場合は０．２５個とする。そして、（測定領域の面積）／（測定領域内の結晶粒の数）の平方根をその溶接金属部の結晶粒径と定義する。

【0059】

本実施形態の溶接継手は、上記で説明した溶接金属部とフェライト系ステンレス鋼からなる母材部とから構成される。本実施形態では、当該母材部の成分組成については特に限定しないが、本発明に効果を効率よく発揮することが可能なＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼を母材部とすることが好ましい。また、溶接継手の成分制御を容易にする観点から、母材が本発明の溶接継手に近い成分系であることはさらに好ましい。
すなわち、本実施形態の好適な母材部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、Ａｌ：２．５０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、更にＮｂ：１．００％以下、Ｖ：１．００％以下を含有し、さらにＢ：０．０２００％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｇａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下の１種または２種以上を含み、かつ下記式（１´）を満足し、残部がＦｅおよび不純物である。

【0060】

１０（Ｂ＋Ｇａ）＋Ｓｎ＋Ｍｇ＋Ｃａ＞０．０２０ ・・・（１´）
なお、式（１´）中の各元素記号は、母材部中の各元素の含有量（質量％）を示す。

【0061】

なお、母材となるフェライト系ステンレス鋼の形状は、板材、管材、線材など、特に限定するものではない。

【0062】

＜製造方法＞
次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼溶接継手は、フェライト系ステンレス鋼をなめ付けあるいは溶接棒を使用した溶接により作製される。本実施形態の溶接継手は、後述する溶接材料を用いて製造することで、実現が容易になるが、当該製造条件に限定されるものでないことは言うまでもない。つまり、溶接する母鋼材、用いる溶接材料、溶接手法、さらに溶接条件を適切に選択することで、最終的な溶接継手における溶接金属の化学組成を本実施形態の範囲内に制御することができる。
溶接材料を使用する場合、燃料電池システム用途では良好な耐酸化性、高温強度、耐脆化特性が求められるため、これら特性を兼ね備えたＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼を母材として溶接継手を製造することが好ましく、具体的には上述した化学組成を有するステンレス鋼を母材とすることがより好ましい。また、溶接継手の成分制御を容易にする意味では、母材や溶接材料が本実施形態の溶接継手に近い成分系であることはさらに好ましい。

【0063】

本実施形態の好適な溶接材料の化学組成は、質量％で、Ｃｒ：１２．０〜１６．０％、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０〜２．５０％、Ｍｎ：０．３０％以下、Ａｌ：１．００〜２．５０％、Ｎｂ：０．００１〜１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｏ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物である。

【0064】

本実施形態によれば、二酸化炭素、一酸化炭素、多量の水素、ならびに硫化成分を含む環境（浸炭性／還元性／硫化性環境）下であっても、高い耐酸化性と優れた高温強度、さらにσ相析出や４７５℃脆性を抑制可能とする優れた組織安定性を兼備したフェライト系ステンレス鋼溶接継手を提供することができる。
そのため、本実施形態の溶接継手は、都市ガス、メタン、天然ガス、プロパン、灯油、ガソリン等の炭化水素系燃料を水素に改質する際に使用される燃料改質器、熱交換器などの燃料電池部材に好適であり、特に、運転温度が高温となる固体酸化物型燃料電池（ＳＯＦＣ）や固体高分子型燃料電池（ＰＥＦＣ）の高温部材に好適である。さらに、燃料電池の周辺部材、例えばバーナーや当該バーナーを格納する燃焼器等、改質ガスに接しかつ高温の環境下で使用される部材全般において好適に用いることができる。

【実施例】

【0065】

次に本発明の実施例を示すが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
なお、下記にて示す表中の下線は、本発明の範囲から外れているものを示す。

【0066】

表１に成分を示す鋼種Ａ〜Ｏのフェライト系ステンレス鋼を溶製し、熱間圧延、焼鈍酸洗、冷間圧延後、仕上げ焼鈍・酸洗により厚さ０．８ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。

【0067】

各鋼種のフェライト系ステンレス鋼板から幅１２０ｍｍ、長さ２５０ｍｍの試験片を切り出した。次いで、同じ鋼種の試験片同士を母材とし、ＴＩＧなめ付け溶接し、鋼種Ａ〜Ｏのフェライト系ステンレス鋼板毎にフェライト系ステンレス鋼溶接継手Ａ〜Ｏを製造した。溶接条件は、電流８５Ａ、電圧８．５Ｖ、溶接速度１００ｃｍ／ｍｉｎとし、シールドガスとして、流量３０ｌ／ｍｉｎに調整したＡｒガスを用いた。溶接位置は板幅中央で、溶接方向は板長手方向とした。得られた溶接継手Ａ〜Ｏの溶接金属部の組成を表１に示す。なお、前記ＴＩＧなめ付け溶接は溶接材料を用いない溶接のため、得られる溶接継手の溶接金属は、母材として用いたフェライト系ステンレス鋼板と同一の組成を有する。

【0068】

なお、表１の「発明例の組成」とは、鋼の組成が本発明のＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼溶接継手の溶接金属部の組成を満たすことを意味する。また、表１の「比較例の組成」とは、鋼の組成が本発明のＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼溶接継手の溶接金属部の組成を満たしていないことを意味する。

【0069】

次に、表２に示す記号Ｗ１のＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼溶接材料（溶加材）を溶製し、表１の鋼種Ｂ、Ｃを母材とし、前記記号Ｗ１の溶接材料を用いてＴＩＧ溶接して溶接継手ＢＷ、ＣＷを作製した。溶接条件は電流６０Ａ、電圧７．５Ｖ、溶接速度６０ｃｍ／ｍｉｎ、溶接材料供給量８ｇ／ｍｉｎとし、シールドガスとして、流量３０ｌ／ｍｉｎに調整したＡｒガスを用いた。溶接位置は板幅中央で、溶接方向は板長手方向とした。
次に、得られた溶接継手ＢＷ、ＣＷの溶接金属部から化学分析用試料を採取し、成分分析を行った。表３に各溶接継手の溶接金属部の化学成分を示す。ここで、表３の記号について、「ＢＷ」は母材として鋼種Ｂを使用して製造した溶接継手であることを意味し、「ＣＷ」は母材として鋼種Ｃを使用して製造した溶接継手であることを意味する。

【0070】

［結晶粒径の測定］
各溶接継手の溶接金属部より試料を切り出し、樹脂埋めを行った後、王水によるエッチングを行った。エッチング後の試料に対し、光学顕微鏡により撮影した溶接金属部において、溶接金属部中心の厚さ８００μｍ×幅８００μｍの領域内の結晶粒の数をカウントした。測定領域の１辺をまたいだ結晶粒は０．５個、２辺をまたいだ場合は０．２５個とした。（測定領域の面積）／（測定領域内の結晶粒の数）の平方根をその溶接金属部の結晶粒径と定義した。

【0071】

［耐酸化性］
各溶接継手の溶接部から幅２０ｍｍ、長さ２５ｍｍの酸化試験片を切り出した。このとき、酸化試験片の幅中央に溶接線が配置されるよう、すなわち試験片長手方向とビード方向が平行となるよう切り出した。酸化試験の雰囲気は、都市ガスを燃料とした改質ガスを想定し、２８体積％Ｈ_２Ｏ−１０％体積％ＣＯ−８体積％ＣＯ_２−０．０１％Ｈ_２Ｓ−ｂａｌ．Ｈ_２の雰囲気とした。当該雰囲気において、酸化試験片を６５０℃に加熱し、１０００時間保持した後に室温まで冷却し、酸化増量ΔＷ（ｍｇ／ｃｍ^２）を測定した。
耐酸化性の評価は以下の通りとした。
◎：重量増加ΔＷが０．２ｍｇ／ｃｍ^２未満。
〇：重量増加ΔＷが０．２〜０．３ｍｇ／ｃｍ^２。
×：重量増加ΔＷが０．３ｍｇ／ｃｍ^２超。
なお、耐酸化性は「◎」および「〇」の場合を合格とした。

【0072】

［高温強度］
各溶接継手から板状の高温引張試験片（板厚：０．８ｍｍ、平行部幅：１０．５ｍｍ、平行部長さ：３５ｍｍ）を切り出した。このとき、引張試験片の長手方向中央（平行部中央）に溶接金属部が配置されるよう切り出した。７５０℃、および８００℃それぞれにて、ひずみ速度は、０．２％耐力まで０．３％／ｍｉｎ、以降３ｍｍ／ｍｉｎとして高温引張試験を行い、各温度における０．２％耐力（７５０℃耐力、８００℃耐力）を測定した（ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠）。
高温強度の評価は、７５０℃耐力が１２０ＭＰａ超、かつ８００℃耐力が４０ＭＰａ超の場合を合格（「〇」）として評価し、いずか一方でも満たさない場合は不合格（「×」）として評価した。なお、７５０℃耐力が１５０ＭＰａ超、かつ８００℃耐力が６０ＭＰａ超の場合は高温強度が特に優れているものとして評価した（表中で「◎」表記）。

【0073】

［組織安定性（σ脆性／４７５℃脆性）］
溶接継手の溶接金属部から、板面と垂直な断面上の中心（板厚中心部：ｔ／２付近）を観察できるよう試料を２つ採取して、一方は、５００℃×１０００時間の熱処理（５００℃熱処理）、もう一方は６５０℃×１０００時間の熱処理（６００℃熱処理）を行った。これら熱処理の雰囲気はともに大気中とした。次に、熱処理後の各試料を樹脂に埋め研磨した後、５００℃熱処理後のビッカース硬さＨｖ_５００℃、６５０℃熱処理後のビッカース硬さＨｖ_６５０℃それぞれをＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して荷重９．８Ｎで測定し、熱処理前に予め測定しておいた熱処理前ビッカース硬さからの硬さ上昇量ΔＨｖ_５００℃、ΔＨｖ_６５０℃を算出した。
組織安定性（σ脆性／４７５℃脆性）の評価は、ΔＨｖ_５００℃、ΔＨｖ_６５０℃ともに２０未満のものを合格（「〇」）として評価し、いずか一方でも２０以上であった場合は熱処理後の硬さ上昇が大きく組織が不安定であるとして不合格（「×」）とした。

【0074】

表４に試験結果を示す。溶接継手Ａ〜Ｉ、ＢＷ、ＣＷは、溶接金属成分が本発明で規定する成分を満たし、すべての特性の評価は「○」あるいは「◎」となったものである。

【0075】

溶接金属Ｊ〜Ｏは、溶接金属成分が本発明で規定する成分から外れるものであり、本発明の目標とする結晶粒径や各特性を両立することができず、いずれかの評価が「×」となった。

【0076】

【表1】

【0077】

【表2】

【0078】

【表3】

【0079】

【表4】