JP2009091654A - 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】
複雑形状への加工性、溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】
質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Ca:0.0002〜0.0008%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にCaが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【選択図】図1
複雑形状への加工性、溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】
質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Ca:0.0002〜0.0008%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にCaが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【選択図】図1
Description
本発明は,自動車部品、建築材料,温水器,タンク、家電、化学プラント,など幅広い分野で利用可能で、とくに溶接部にスヒ゜ニンク゛加工など加工を施して製造されるマフラーや触媒コンバータのハウジング等の排気系膨径部材の素材として好適なフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
一般的に、ステンレス鋼を用いて部品や製品を作成する場合、接合方法として、溶接を用いることが多い。ステンレス鋼の溶接で広く用いられている溶接方法として、ティグ溶接、プラズマ溶接、ミグ溶接などのアーク溶接がある。
一般にフェライト系ステンレス鋼は、主として薄鋼板として使用され、その薄鋼板の突合せ溶接などでは、溶接材料を使用しない鋼材のメルトランTIG溶接およびメルトランプラズマ溶接を適用する場合が多く、その場合は1パス溶接により安定した裏波溶接を行う必要があった。
このため、自動車部品、建築材料、温水器、タンク、家電、など幅広い分野での適用を可能とするために、溶接部の延性、靭性を確保するとともに、安定な溶け込み形状が得られる優れた溶接性を有するフェライト系ステンレス鋼として、特許文献1の技術が開示されている。
しかしながら、特許文献1に開示されている技術は溶接後に溶接部に加工などを施された場合の溶接部特性は検討されていない。
自動車の排気系部材として使用されるフェライト系ステンレス鋼は、加工性と耐食性に優れたSUH409LやSUS444、SUS436Lなどが多用されている。たとえば、自動車のエンジンから排出された排気ガスを処理する触媒コンバータのハウジングやマフラーがその一例である。
近年,この排気系部材の形状が複雑化する傾向がある。たとえば、エキゾーストマニホールド触媒担体外筒などは、メカプレス成形、サーボプレス成形、スピニング加工、ハイドロフォーム等の様々な方法で複雑な形状に成形される。さらに加工された部材は2次加工、3次加工での延性割れや脆性割れの防止を考慮する必要があり、それらの特性は、素材のみならず、その素材を溶接により接合した溶接部においても要求されるようになってきている。
特開平8−170154号公報
本発明は、溶接部の良好な溶け込みと溶接後の複雑な形状加工が可能な溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。
発明者らは、上記した課題を達成するために、溶込み性に及ぼす鋼板表面性状および鋼板組成の影響について鋭意検討を行った。その結果,鋼板表面性状および鋼板組成を制御することにより溶込み性が向上するという知見を得た。
さらに、溶込み性の向上により溶接入熱の低減が可能となり、溶接部が小さくなることにより加工性に優れた溶接継手を作製することができるという知見を得た。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
第一の発明は、質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Ca:0.0002〜0.0008%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にCaが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
第二の発明は、質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Mg:0.0001〜0.0003%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にMgが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
第三の発明は、質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Ca:0.0002〜0.0008%、Mg:0.0001〜0.0003%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にCaおよびMgが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
第四の発明は、さらに、質量%で、V:0.01〜0.5%、W:0.01〜5%、Cu:0.1〜3.0%、Mo:0.01〜3.0%、B:0.0002〜0.0030%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする第一から三の何れかの発明に記載の溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
第五の発明は、第一から四のいずれかの発明に記載のフェライト系ステンレス鋼を溶接材料を用いずにアーク溶接することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の溶接方法である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、溶接後にメカプレス成形、サーボプレス成形、スピニング加工、ハイドロフォーム等の様々な加工方法で複雑な形状に成形される部品に適用される。
以下,本発明を具体的に説明する。
1.成分限定理由について
本発明を構成するフェライト系ステンレス鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、組成に関する%表示は、とくに断らない限り質量%を意味するものとする。
本発明を構成するフェライト系ステンレス鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、組成に関する%表示は、とくに断らない限り質量%を意味するものとする。
C:0.020%以下
Cは溶接部の硬さを増加し靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.020%までは許容できる。そこで本発明では、Cは0.020%以下に限定することが好ましい。
Cは溶接部の硬さを増加し靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.020%までは許容できる。そこで本発明では、Cは0.020%以下に限定することが好ましい。
Si:0.05〜1.0%以下
Siは、耐酸化性を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るためには0.05%以上含有する必要がある。しかしながら、1.0%を超えると、強度が増加し、加工性、靱性を低下させる。このため、本発明では、Siは0.05〜1.0%の範囲とした。
Siは、耐酸化性を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るためには0.05%以上含有する必要がある。しかしながら、1.0%を超えると、強度が増加し、加工性、靱性を低下させる。このため、本発明では、Siは0.05〜1.0%の範囲とした。
Mn:0.10〜1.0%
Mnは、強度の向上に有効な元素であり、0.10%以上含有することが好ましいが、1.0%以上、多量に含有させると靭性を低下させる。このため、Mnは0.10〜1.0%以上の範囲とすることが好ましい。
Mnは、強度の向上に有効な元素であり、0.10%以上含有することが好ましいが、1.0%以上、多量に含有させると靭性を低下させる。このため、Mnは0.10〜1.0%以上の範囲とすることが好ましい。
P:0.040%以下
Pは、強度を高めるのに有効な元素であるが、0.040%を越えて多量に含有すると、靭性が低下する。このため、Pは0.040%以下とすることが好ましい。
Pは、強度を高めるのに有効な元素であるが、0.040%を越えて多量に含有すると、靭性が低下する。このため、Pは0.040%以下とすることが好ましい。
S:0.010%以下
Sは、Tiなどと結合し硫化物を形成し、加工時の破断の起点となるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが0.010%までは許容できる。このため、Sは0.010%以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.005%以下である。
Sは、Tiなどと結合し硫化物を形成し、加工時の破断の起点となるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが0.010%までは許容できる。このため、Sは0.010%以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.005%以下である。
Cr:10.0〜23.0%
Crは、耐熱性、耐酸化性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果は10.0%以上の含有で顕著となる。一方、23.0%を越えて含有すると、靭性が低下する。このため、Crは10.0〜23.0%の範囲とすることが好ましい。
Crは、耐熱性、耐酸化性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果は10.0%以上の含有で顕著となる。一方、23.0%を越えて含有すると、靭性が低下する。このため、Crは10.0〜23.0%の範囲とすることが好ましい。
Ni:0.6%以下
Niは、靭性の向上に有利に寄与する元素であるが、0.6%を超えて含有すると、耐酸化性の劣化を招く。このため、Niは0.6%以下に限定することが好ましい。
Niは、靭性の向上に有利に寄与する元素であるが、0.6%を超えて含有すると、耐酸化性の劣化を招く。このため、Niは0.6%以下に限定することが好ましい。
Al:0.11%以下
Alは、脱酸剤として作用するため、溶接金属中の酸素量をコントロールする。溶接金属中の酸素量が低すぎると良好な溶込みが得られなくなる。よって、本発明では、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎないようにAlは0.11%以下とすることが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用するため、溶接金属中の酸素量をコントロールする。溶接金属中の酸素量が低すぎると良好な溶込みが得られなくなる。よって、本発明では、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎないようにAlは0.11%以下とすることが好ましい。
N:0.020%以下
NはCと同じく、溶接部の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.020%までは許容できる。このため、Nは0.020%以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.010%以下である。
NはCと同じく、溶接部の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.020%までは許容できる。このため、Nは0.020%以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.010%以下である。
Ca:0.0002〜0.0008%
Caは脱酸剤として作用するため、添加することにより溶接金属中の酸素量が低下する。Caを0.0008%を超えて含有すると、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、溶接金属の粘性が高くなり、良好な溶込みが得られなくなる。しかしながら、Caが鋼板表面に濃化していると溶接時に発生するアークが安定し、集中することより、良好な溶込みが得られる。その効果を得るためには、0.0002%以上含有することが必要である。このため、本発明では、Caは添加量は少ない方がよく、そしてCaの濃化層はある方がよいので、Caは0.0002〜0.0008%の範囲とすることとした。なお、より好ましくは、0.0002〜0.0005%の範囲である。
Caは脱酸剤として作用するため、添加することにより溶接金属中の酸素量が低下する。Caを0.0008%を超えて含有すると、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、溶接金属の粘性が高くなり、良好な溶込みが得られなくなる。しかしながら、Caが鋼板表面に濃化していると溶接時に発生するアークが安定し、集中することより、良好な溶込みが得られる。その効果を得るためには、0.0002%以上含有することが必要である。このため、本発明では、Caは添加量は少ない方がよく、そしてCaの濃化層はある方がよいので、Caは0.0002〜0.0008%の範囲とすることとした。なお、より好ましくは、0.0002〜0.0005%の範囲である。
Mg:0.0001〜0.0003%
Mgは脱酸剤として作用するため、添加することにより溶接金属中の酸素量が低下する。Mgを0.0003%を超えて含有すると、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、溶接金属の粘性が高くなり、良好な溶込みが得られなくなる。しかしながら、Mgが鋼板表面に濃化していると溶接時に発生するアークが安定し、集中することより、良好な溶込みが得られる。その効果を得るためには、0.0001%以上含有することが必要である。このため、本発明では、Mgは添加量は少ない方がよく、そしてMgの濃化層はある方がよいので、Mgは0.0001〜0.0003%の範囲とすることとした。なお、より好ましくは、0.0001〜0.0002%の範囲である。
Mgは脱酸剤として作用するため、添加することにより溶接金属中の酸素量が低下する。Mgを0.0003%を超えて含有すると、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、溶接金属の粘性が高くなり、良好な溶込みが得られなくなる。しかしながら、Mgが鋼板表面に濃化していると溶接時に発生するアークが安定し、集中することより、良好な溶込みが得られる。その効果を得るためには、0.0001%以上含有することが必要である。このため、本発明では、Mgは添加量は少ない方がよく、そしてMgの濃化層はある方がよいので、Mgは0.0001〜0.0003%の範囲とすることとした。なお、より好ましくは、0.0001〜0.0002%の範囲である。
Nb:0.10〜1.00%、Ti:0.10〜1.00%
Nb、Tiはいずれも延性、靭性、耐食性を高める作用を有し、単独または複合して含有する。また、Nb、Tiは、炭窒化物を形成して固溶CおよびNを低減し、Crの炭窒化物の形成を抑制し、延性、靭性、耐食性を高める有用な元素である。また、Nbは高温強度を向上させる作用も有している。このような効果は、Nb、Tiとも0.10%以上の含有で顕著となるがNb、Tiとも1.00%を越える含有は、逆に靭性を低下させる。このため、Nbは0.10〜1.00%、Tiは0.10〜1.00%の範囲とそれぞれすることが好ましい。なお、より好ましくは、Nbは0.30〜0.50%、Tiは0.15〜0.30%である。
Nb、Tiはいずれも延性、靭性、耐食性を高める作用を有し、単独または複合して含有する。また、Nb、Tiは、炭窒化物を形成して固溶CおよびNを低減し、Crの炭窒化物の形成を抑制し、延性、靭性、耐食性を高める有用な元素である。また、Nbは高温強度を向上させる作用も有している。このような効果は、Nb、Tiとも0.10%以上の含有で顕著となるがNb、Tiとも1.00%を越える含有は、逆に靭性を低下させる。このため、Nbは0.10〜1.00%、Tiは0.10〜1.00%の範囲とそれぞれすることが好ましい。なお、より好ましくは、Nbは0.30〜0.50%、Tiは0.15〜0.30%である。
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
V:0.01〜0.5%、W:0.01〜5%
V、Wはいずれも、溶接熱影響部の溶接割れ感受性を改善するのに有用な元素であるが、それぞれ含有量が下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると母材および溶接熱影響部の靭性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。より好ましい範囲は、V:0.05〜0.3%、W:0.05〜3%である。
V、Wはいずれも、溶接熱影響部の溶接割れ感受性を改善するのに有用な元素であるが、それぞれ含有量が下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると母材および溶接熱影響部の靭性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。より好ましい範囲は、V:0.05〜0.3%、W:0.05〜3%である。
Cu:0.1〜3.0%
Cuは、耐食性を向上させる元素であり、高耐食性を必要とする場合に添加することが有効である。しかしながら、3.0%を越えて添加すると、熱間圧延等における熱間割れのおそれが生じるため、Cuは3.0%以下とした。一方、その効果を得るためには0.1%以上含有する必要がなお、より好ましくは効果が顕著となる0.1%を下限とし、1.0%以下で含有させることが望ましい。
Cuは、耐食性を向上させる元素であり、高耐食性を必要とする場合に添加することが有効である。しかしながら、3.0%を越えて添加すると、熱間圧延等における熱間割れのおそれが生じるため、Cuは3.0%以下とした。一方、その効果を得るためには0.1%以上含有する必要がなお、より好ましくは効果が顕著となる0.1%を下限とし、1.0%以下で含有させることが望ましい。
Mo:0.01〜3.0%
Moも、Cu同様、耐食性の改善に有効な元素である。しかしながら、3.0%を越えて添加すると、加工性が低下するだけでなく、オーステナイト相の安定性が低下し、特に溶接熱影響部の靱性が低下する。一方、その効果を得るためには、0.01%以上含有する必要がある。なお、加工性と耐食性の両立という観点からは0.1〜1.0%の範囲が好適である。
Moも、Cu同様、耐食性の改善に有効な元素である。しかしながら、3.0%を越えて添加すると、加工性が低下するだけでなく、オーステナイト相の安定性が低下し、特に溶接熱影響部の靱性が低下する。一方、その効果を得るためには、0.01%以上含有する必要がある。なお、加工性と耐食性の両立という観点からは0.1〜1.0%の範囲が好適である。
B:0.0002〜0.0030%
Bは、焼入れ性の向上を通じて特に溶接熱影響部の靱性改善に効果がある。しかしながら、含有率が0.0002%未満ではその効果に乏しく、一方0.0030%を越える添加では、硬化が大きくなり、母材、溶接熱影響部とも、靱性および加工性が損なわれる。このため、Bは0.0002〜0.0030%の範囲で含有させるものとした。なお、より好ましくは0.0005〜0.0010%の範囲である。
Bは、焼入れ性の向上を通じて特に溶接熱影響部の靱性改善に効果がある。しかしながら、含有率が0.0002%未満ではその効果に乏しく、一方0.0030%を越える添加では、硬化が大きくなり、母材、溶接熱影響部とも、靱性および加工性が損なわれる。このため、Bは0.0002〜0.0030%の範囲で含有させるものとした。なお、より好ましくは0.0005〜0.0010%の範囲である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、O:0.015%以下が許容できる。
Ca濃化層存在範囲:20nm以内
鋼板表面より20nmの範囲にCaが濃化していると溶接時のアークを安定させるに必要な不動態被膜厚さを得るに十分な厚さであり、非常に良好な溶込みが得られる。従って、Ca濃化層の存在範囲を20nm以内とした。一方1nm未満では溶接アークの安定効果は小さくなるので濃化層の好ましい範囲は1〜20nmの範囲である。なお、濃化層とは、鋼中でのCaの平均濃度に対して3倍以上の濃度を示している鋼板表面近傍部分をいう。
鋼板表面より20nmの範囲にCaが濃化していると溶接時のアークを安定させるに必要な不動態被膜厚さを得るに十分な厚さであり、非常に良好な溶込みが得られる。従って、Ca濃化層の存在範囲を20nm以内とした。一方1nm未満では溶接アークの安定効果は小さくなるので濃化層の好ましい範囲は1〜20nmの範囲である。なお、濃化層とは、鋼中でのCaの平均濃度に対して3倍以上の濃度を示している鋼板表面近傍部分をいう。
Mg濃化層存在範囲:20nm以内
鋼板表面より20nmの範囲にMgが濃化していると溶接時のアークを安定させるに必要な不動態被膜厚さを得るに十分な厚さであり、非常に良好な溶込みが得られる。従って、Mg濃化層の存在範囲を20nm以内とした。一方1nm未満では溶接アークの安定効果は小さくなるので濃化層の好ましい範囲は1〜20nmの範囲である。なお、濃化層とは、鋼中でのMgの平均濃度に対して3倍以上の濃度を示している鋼板表面近傍部分をいう。
鋼板表面より20nmの範囲にMgが濃化していると溶接時のアークを安定させるに必要な不動態被膜厚さを得るに十分な厚さであり、非常に良好な溶込みが得られる。従って、Mg濃化層の存在範囲を20nm以内とした。一方1nm未満では溶接アークの安定効果は小さくなるので濃化層の好ましい範囲は1〜20nmの範囲である。なお、濃化層とは、鋼中でのMgの平均濃度に対して3倍以上の濃度を示している鋼板表面近傍部分をいう。
2.製造方法、溶接方法について
次に、本発明鋼の好適製造法について説明する。上記した好適成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊一分塊法により鋼素材(スラブ)とする。この鋼素材を、その後加熱するか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延鋼板とする。熱延鋼板には、通常、熱延鋼板焼鈍を省略してもよい。ついで、酸洗後、冷間圧延により冷延鋼板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。Ca濃化層の調整は、冷間圧延後の再結晶焼鈍条件の調整により行う。
次に、本発明鋼の好適製造法について説明する。上記した好適成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊一分塊法により鋼素材(スラブ)とする。この鋼素材を、その後加熱するか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延鋼板とする。熱延鋼板には、通常、熱延鋼板焼鈍を省略してもよい。ついで、酸洗後、冷間圧延により冷延鋼板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。Ca濃化層の調整は、冷間圧延後の再結晶焼鈍条件の調整により行う。
本発明では不活性ガス(アルゴンなど)雰囲気中で非消耗性のタングステン電極と母材の間にアークを発生させて融接するティグ溶接およびプラズマ溶接に限定する。とくに電極マイナスの正極性で溶接するのが好適である。
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。表1に示す成分組成になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、100kg鋼塊とした。これらの鋼塊を、1100℃に加熱後、仕上げ温度:800℃で熱間圧延を施して、5.0mm厚の熱延鋼板とした。
ついで、これらの熱延鋼板の一部に対して900℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗してから、冷間圧延により板厚:1.0および1.5mmの冷延鋼板とした後、950℃の再結晶焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
得られた各冷延鋼板は剪断機により切断し、鋼板端部を突合せし、ティグ溶接法により溶接により突合せ部を突合せ溶接した。ティグ溶接は、シールドガス(アルゴン)雰囲気中で行い、トーチシールドガス流量20リットル/min、バックシールドガス流量5リットル/minのシールドガスを流しながら、溶接電流120〜160A、溶接電圧9〜12V、溶接速度600mm/mimの各条件で行った。
ティグ突合せ溶接を行った後、裏波溶接ビード外観観察とともに、溶接方向の垂直断面について溶接金属部の断面形状を観察した。それらの結果を表2に示す。
ティグ突合せ溶接を行った後、裏波溶接ビード外観観察とともに、溶接方向の垂直断面について溶接金属部の断面形状を観察した。それらの結果を表2に示す。
表1で、鋼Aと鋼Cの成分は全て発明の範囲内であり、鋼Bと鋼Cの成分はCa含有量が発明の範囲外となっている。
表2で、比較例1は、Caが上限を外れており、溶接金属の酸素量が低くなり、溶接金属の粘性も高く、良好な溶込みが得られなくなり、裏波の生成が不良であった。
比較例2は、Caが下限を外れており、Ca濃化層が生成されてないので正極性のティグ溶接を行った場合、アークが不安定となり、溶接入熱を上げたが裏波の生成は不良であった。
発明例1及び2は発明の範囲内の組成であり、Ca濃化層も20nm以内であり、アークの安定性は良好であった。また、裏波も良好に形成された。
以下、実施例2に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。表3に示す成分組成になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、100kgの鋼塊とした。これらの鋼塊を、1150℃に加熱後、仕上げ温度900℃の条件で熱間圧延を施して、3.0mm厚の熱延鋼板とした。
ついで、これらの熱延鋼板の一部に対して1000℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、冷間圧延により板厚1.0mmの冷延鋼板とした後、1050℃の再結晶焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
得られた各冷延鋼板を切断した後、ダイスにより折り曲げ、略円管状にし、鋼板端部突合せした。ついで、この突合せ部をティグ溶接法により溶接し、1.0mmt×120mmφ×500mmLの溶接管とした。ティグ溶接は、シールドガス(アルゴン)雰囲気中で行い、外周面側に20リットル/min、内周面側に5リットル/minのシールドガスを流しながら、溶接電流120〜160A、溶接電圧9〜12V、溶接速度600mm/minの各条件で行った。
作製した溶接管は、図2に示すスピニング加工装置を用いて、スピニング加工を施し図1に示すような縮径部11b、11cを有する形状の製品を成型した。そして、縮径加工により管端の溶接部に破断や欠け落ちを生じていないかを調査した。
なお、図2に示すスピニング加工装置は、素管1を固定把持しその軸C−C方向に移動させる平行移動手段と、成形ローラ群4を備えた回転台5と成形ローラ回転移動手段とを備えている。
平行移動手段は、移動テーブル8上に、素管1を支持するための基台6と、素管1を把持するための把持機構7を有し、かつ図示しない移動テーブル8の駆動手段によって素管1を軸C−C方向に平行移動することができる。
成形ローラ群4は、素管1に所定の形状を付与する複数の成形ローラ4a、4b、4cからなり、回転台5に備えられる。 成形ローラ回転移動手段は、3本の成形ローラ4a、4b、4cを取り付けた回転台5と、回転台5を軸C−C周りに回転させる、モータケース9に納められたモータと、さらに回転台5内に埋め込まれ、成形ローラ4a、4b、4cをそれぞれ軸C−Cに直交するD方向に数値制御によって移動させる機構とを備えている。
成形ローラ回転移動手段により、回転台5をその軸C−C回りに回転させることによって成形ローラ群4が公転し、かつ成形ローラ4a、4b、4cを軸C−Cに直交するD方向に移動させることができる。
スピニング加工は、各条件の溶接管それぞれ100本について行い、溶接部の破断や欠け落ちの発生数を調査し、スピニング加工性を評価した。なお、締込量は、成形ロールが素管に対して相対的に往復運動するとき、この1往復あたりの成形ロール押し当て量の増大分を表す。また、製品の寸法は、11c部の直径60mmφ、長さ50mm、1b部(テーパ部)が長さ60mmである。なお、11a部は直径120mmφ(原寸)である。
スピニング加工性は、スピニング加工した溶接管各100本について、溶接部の破断や欠け落ち等の溶接部不良が無い場合を○、溶接部不良が有る場合を×として評価した。得られたスピニング加工性の試験結果を表4に示す。
比較例3、4はCa添加量が発明の範囲を外れており、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ溶接金属の粘性が高くなり溶込み不良が発生した。溶接入熱を上げても効果がなく、スピニング加工不良が多発した。
発明例3、4は成分が発明の範囲内にあり、溶接時のアークの安定性は良好であり、溶接金属の溶込みも良好であり、スピニング加工不良の発生は殆ど無かった。
本発明はいずれも、極めて優れたスピニング加工性を有する溶接部となっている。それに対して本発明の範囲を外れる比較例はスピニング加工性が劣化している。
以下、実施例3について詳しく説明する。表5に示す成分組成になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、100kgの鋼塊とした。これらの鋼塊を、1050℃に加熱後、仕上げ温度850℃の条件で熱間圧延を施して、4.0mm厚の熱延鋼板とした。
ついで、これらの熱延鋼板の一部に対して950℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、冷間圧延により板厚1.5mmの冷延鋼板とした後、1000℃の再結晶焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
得られた各冷延鋼板は剪断機により切断し、鋼板端部を突合せし、この突合せ部をティグ溶接法により溶接した。ティグ溶接は、シールドガス(アルゴン)雰囲気中で行い、トーチシールドガス流量20リットル/min、バックシールドガス流量5リットル/minのシールドガスを流しながら、溶接電流100〜160A、溶接電圧9〜12V、溶接速度600mm/minの各条件で行った。
ティグ突合せ溶接を行った後、裏波溶接ビード外観観察とともに、溶接方向の垂直断面について溶接金属部の断面形状を観察した。それらの結果を表6に示す。
表5で鋼Gと鋼Hの成分は全て発明の範囲内であり、鋼Iの成分はMg含有量が発明の範囲外となっている。
表6で、比較例5はMgが上限を外れており、溶接金属の酸素量が低くなり、溶接金属の粘性も高く、良好な溶込みが得られなくなり裏波の生成が不良であった。
発明例5および6は、発明の範囲内の組成であり、Mg濃化層も20nm以内であり、アークの安定性は良好であった。また、裏波も良好に形成された。
本願発明は、排気ガス経路部材のように高温で形状が複雑な部品の用途に適用できる。
1 素管
2 スピンドル
3 把持機構
4a、b、c 成形ローラ
5 回転台
6 基台
7 把持機構
8 移動テーブル
9 モーターケース
11 スピニング加工製品
11b、c縮径部
2 スピンドル
3 把持機構
4a、b、c 成形ローラ
5 回転台
6 基台
7 把持機構
8 移動テーブル
9 モーターケース
11 スピニング加工製品
11b、c縮径部
Claims (5)
- 質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Ca:0.0002〜0.0008%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にCaが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
- 質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Mg:0.0001〜0.0003%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にMgが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
- 質量%で、C:0.020%以下、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P:0.040%以下、S:0.010%以下、Cr:10.0〜23.0%、Ni:0.6%以下、Al:0.11%以下、N:0.020%以下、Ca:0.0002〜0.0008%、Mg:0.0001〜0.0003%、さらに、Nb:0.10〜1.00%およびTi:0.10〜1.00%のうちから選ばれた1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より20nm以内の範囲にCaおよびMgが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
- さらに、質量%で、V:0.01〜0.5%、W:0.01〜5%、Cu:0.1〜3.0%、Mo:0.01〜3.0%、B:0.0002〜0.0030%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1から3の何れかに記載の溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
- 請求項1から4のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼を溶接材料を用いずにアーク溶接することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の溶接方法。
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