JP2019123000A - フェライト系ステンレス鋼板の溶接構造体および溶接方法 - Google Patents

Abstract

【課題】母材となるフェライト系ステンレス鋼板の熱影響部における、腐食孔の発生・成長を効果的に抑制する。【解決手段】第１フェライト系ステンレス鋼板（２）と第２フェライト系ステンレス鋼板（２）とを少なくとも含む溶接構造体（１）であって、第１フェライト系ステンレス鋼板（２）と第２フェライト系ステンレス鋼板（２）との間に、オーステナイト単相組織のステンレス鋼の溶接金属部（３）が形成されている。【選択図】図１

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼板の溶接構造体、および当該溶接構造体の溶接方法に関する。

複数のフェライト系ステンレス鋼板を含む溶接構造体を溶接する方法としては、２枚のフェライト系ステンレス鋼板同士を突き合せて溶接する方法や、フェライト系ステンレス鋼の溶加材を用いて溶接する方法などが従来から知られている。あるいは、フェライト系ステンレス鋼板よりも強度・耐食性に優れたステンレス鋼の溶加材を用いて溶接する方法も、一般に採用されている。

なお、ステンレス鋼板同士を溶接するとき、またはステンレス鋼板と、ステンレス鋼の鋼材とを溶接するときに溶融する部分を溶接金属部と称する。溶接時の熱履歴によって鋼板表面に酸化スケールが形成された母材の部分を熱影響部と称する。熱影響部は、母材と溶接金属部との境界付近に生じ、特にステンレス鋼材の熱影響部においては、一般に耐食性が劣化する。これら溶接金属部と熱影響部とをまとめて溶接部と称する。

例えば、特許文献１には、ＴｉおよびＡｌを複合添加することで溶接時のＣｒの酸化ロスを抑制し、溶接部の耐食性低下を改善したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献２には、Ａｒバックガスシールを行わずにＴＩＧ溶接を施す場合において、溶接部の耐食性低下を抑制する方法が開示されている。具体的には、２１質量％を超えるＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼であって、ＮｉおよびＣｕを添加することで、フェライト系ステンレス鋼同士をＴＩＧ溶接した時、当該ステンレス鋼の裏面における熱影響部の耐食性を改善したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。

さらに、特許文献３には、Ｓｉ、Ａｌ、およびＴｉ等の元素を添加することで、Ａｒバックガスシールを実施しない場合においても溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が得られるとの記載がある。

特開平５−７０８９９号公報 特開２００７−３０２９９５号公報 特開２０１３−２０４１２８号公報

しかしながら、２枚のフェライト系ステンレス鋼板同士を突き合せて溶接する方法、およびフェライト系ステンレス鋼の溶加材を用いて溶接する方法については、溶接金属部に鋭敏化が生じて耐食性が低下してしまう。また、熱影響部に深い腐食孔が発生してしまう。一方、フェライト系ステンレス鋼板よりも強度・耐食性に優れたステンレス鋼の溶加材を用いて溶接する方法を採用した場合、溶接金属部の優れた耐食性は担保できるものの、依然として熱影響部に深い腐食孔が発生していた。

さらに、特許文献１のフェライト系ステンレス鋼は、Ａｒバックガスシールを行わずにＴＩＧ溶接を施した場合、Ｃｒの酸化ロスを十分に抑制できず、溶接部の耐食性が大幅に低下してしまう。特許文献２のフェライト系ステンレス鋼は、溶接部に隙間が形成されていたり、Ｃｕの含有量が適正範囲（０．１質量％〜１．０質量％）から外れていたりすると、十分な耐食性改善効果が得られず、深い腐食孔が発生する場合がある。また、特許文献１〜３に開示された技術では、腐食が問題となるのは溶接部付近のみであるにも関わらず、溶接構造体全体をより高価な材料に替える必要があり、必要以上にコストがかかってしまう。

本発明の一態様は、上記の各問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶接金属部の耐食性を一定程度維持しつつ、母材となるフェライト系ステンレス鋼板の熱影響部における腐食孔の発生・成長を効果的に抑制することにある。

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る溶接構造体は、第１フェライト系ステンレス鋼板と第２フェライト系ステンレス鋼板とを少なくとも含む溶接構造体であって、前記第１フェライト系ステンレス鋼板と前記第２フェライト系ステンレス鋼板との間には、オーステナイト単相組織のステンレス鋼の溶接金属部が形成されている。

上記の構成によれば、溶接金属部がオーステナイト単相組織のステンレス鋼で形成されている。したがって、本発明の一態様に係る溶接構造体が腐食環境にて使用されたとき、溶接金属部において第１・第２フェライト系ステンレス鋼板（母材）よりも早く腐食が発生し始め、発生後は腐食孔が緩やかに成長する。また、溶接金属部において腐食孔が成長している間は、第１・第２フェライト系ステンレス鋼板の熱影響部において腐食孔がほとんど発生・成長せず、溶接金属部には浅い腐食孔しか形成されない。

以上より、溶接金属部の耐食性を一定程度維持しつつ、第１・第２フェライト系ステンレス鋼板の熱影響部における腐食孔の発生・成長を効果的に抑制することができる。

また、本発明の一態様に係る溶接方法は、オーステナイト系ステンレス鋼の溶加材を用いた、第１フェライト系ステンレス鋼板と第２フェライト系ステンレス鋼板とを少なくとも含む溶接構造体の溶接方法であって、（ｉ）前記第１フェライト系ステンレス鋼板および前記第２フェライト系ステンレス鋼板に対する前記溶加材の溶け込み率、および（ｉｉ）前記溶加材の成分組成の少なくとも一方が、前記第１フェライト系ステンレス鋼板と前記第２フェライト系ステンレス鋼板との間にオーステナイト単相組織のステンレス鋼の溶接金属部を形成するように調整されている。

上記の構成によれば、溶接金属部の耐食性を一定程度維持しつつ、第１・第２フェライト系ステンレス鋼板の熱影響部における腐食孔の発生・成長を効果的に抑制できる溶接構造体の溶接方法を実現することができる。

また、本発明の一態様に係る溶接方法は、（ｉ）前記溶加材の前記溶け込み率、および（ｉｉ）前記溶加材の前記成分組成の少なくとも一方が、前記溶接金属部において、Ｃｒ当量αが１６以上かつＮｉ当量βが１２以上になるとともに、前記Ｃｒ当量αと前記Ｎｉ当量βとの関係がα≧１．１×β−８．２になるように調整されていることが好ましい。

上記の構成によれば、溶接構造体が腐食環境にて使用されたときに、溶接金属部にて優先的に腐食孔が発生・成長することから、第１・第２フェライト系ステンレス鋼の熱影響部における腐食孔の発生・成長を、より効果的に抑制することができる。

本発明の一態様によれば、溶接金属部の耐食性を一定程度維持しつつ、第１・第２フェライト系ステンレス鋼板の熱影響部における腐食孔の発生・成長を効果的に抑制することができる。

（ａ）は、従来の溶接構造体の断面図である。（ｂ）は、本発明の一実施形態に係る溶接構造体の断面図である。 本発明の一実施形態に係る溶接構造体の成形材料の成分組成を示す表である。 腐食孔内模擬環境下に各種試験片を配置した場合アノード分極曲線であって、（ａ）は単独試験片単体を配置した場合のアノード分極曲線、（ｂ）は接続試験片を配置した場合のアノード分極曲線を示すグラフである。 本発明の一実施形態、および比較例に係る溶加材の成形材料の成分組成を示す表である。 本発明の一実施形態、および比較例に係る母材の成形材料の成分組成を示す表である。 本発明の一実施形態、および比較例に係る溶接構造体の耐食性評価等を示す表である。

〔溶接構造体の概要〕
母材と溶接部とが同一のステンレス鋼材の場合、一般的に、溶接金属部における耐食性低下の程度に比べて熱影響部における耐食性低下の程度の方が大きい。したがって、耐食性が最も低下する母材の熱影響部に大きく深い腐食孔が発生する。ここで、溶接金属部とは、溶加材などが溶融した溶接金属によって形成される部分で、隣り合う２つの母材の接合箇所に形成される。また、熱影響部とは、溶接時の熱履歴によって鋼板表面に酸化スケールが形成された母材の部分であり、当該母材と溶接金属部との境界付近の箇所に生じる。特にステンレス鋼材の熱影響部においては、一般に耐食性が劣化する。これら溶接金属部と熱影響部とをまとめて溶接部と称する。

例えば、図１の（ａ）に示すように２つのフェライト系ステンレス鋼板（第１フェライト系ステンレス鋼板、第２フェライト系ステンレス鋼板）２を突合せて溶接した場合、接合箇所にフェライト単相組織の溶接金属部３００が形成された溶接構造体１００となる。この溶接構造体１００において、２つのフェライト系ステンレス鋼板２の熱影響部２ｂ−１には、大きく深い腐食孔２ａ−１が発生する。

その点、図１の（ｂ）に示すように、本実施形態に係る溶接構造体１は、母材であるフェライト系ステンレス鋼板２と異なる組織のステンレス鋼の溶加材（不図示）を用いて溶接金属部３が形成されている。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼の溶加材を用いて溶接金属部３が形成されており、当該溶接金属部３はオーステナイト単相組織となっている。本実施形態に係る溶接構造体１は溶接部を含む構造体全般に採用される。

一般的に、フェライト系ステンレス鋼よりもオーステナイト系ステンレス鋼の方が腐食孔の発生時期が早い傾向がある。そのため、溶接構造体１が腐食環境に晒される過程で、溶接金属部３の方が２つのフェライト系ステンレス鋼板２よりも早く腐食孔が発生し始める。また、溶接金属部３で腐食孔３ａが発生した後は、当該腐食孔３ａが緩やかに成長する。

さらに、腐食孔３ａが成長している間は、以下の２点に起因して腐食孔２ａがほとんど発生・成長しない。すなわち、（Ａ）溶接構造体１全体としてのカソード電流の総量が変わらないところ、アノード電流が腐食孔３ａの発生・成長によって余分に消費されることから、結果として腐食孔２ａの発生・成長が抑制される。（Ｂ）腐食孔３ａの発生によって溶接金属部３の電極電位が卑となることにより、溶接金属部３と熱影響部２ｂとの間に電位差が生じ、ガルバニック的に熱影響部２ｂにおける腐食孔２ａの発生・成長が抑制される。

以上の過程を経て、溶接構造体１が腐食環境に置かれた後には、図１の（ｂ）に示すように熱影響部２ｂに腐食孔２ａが、溶接金属部３に腐食孔３ａがそれぞれ形成される。腐食孔２ａ・３ａともに同程度の大きさ・深さであり、図１の（ａ）に示す腐食孔２ａ−１と比べて大きさが大幅に小さくなっている。またその深さも大幅に浅くなっている。

〔溶接構造体の成形材料の成分組成〕
本実施形態に係る溶接構造体１には、母材（フェライト系ステンレス鋼板２）として図２の表におけるＡ鋼の鋼板が用いられており、溶接金属部３の組成としてＣ鋼の組成が想定されている。なお、母材としてＢ鋼の鋼板を用いた場合では、溶接金属部３の組成としてＤ鋼の組成が想定される。

ここで、Ａ鋼はおよびＢ鋼はＣｒの量が異なるフェライト系ステンレス鋼である。また、Ｃ鋼はＳＵＳ３０４Ｌ相当鋼であり、Ｄ鋼はＳＵＳ３１６Ｌ相当鋼であり、溶接金属部の組成を予測したものである。溶接構造体１を構成する上述の母材および溶接金属部は、それぞれ以下の成分を有する。

Ｃｒは、耐食性を確保する上で重要なステンレス鋼の主要成分である。また、酸化皮膜中のＣｒ酸化物の割合を増大させることは、還元されにくいＳｉ酸化物、Ｔｉ酸化物、Ａｌ酸化物などの存在割合を減少させるためにも有効である。本実施形態における母材のＣｒ含有量は１７．９６質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＣｒ含有量は１８．４８質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＣｒ含有量は２２．０９質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＣｒ含有量は１７．４８質量％である。十分な耐食性を確保するためにはＣｒ含有量は１５質量％以上が好ましく、より好ましくは１８質量％以上である。

Ｎｉは、オーステナイト単相組織を得るために有効な元素である。また、腐食が進行している腐食孔内でのメタルの活性溶解速度を遅くし、腐食孔の成長を抑制する作用がある。本実施形態における母材のＮｉ含有量は０．１６質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＮｉ含有量は１０．４８質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＮｉ含有量は０．１６質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＮｉ含有量は１２．８５質量％である。

Ｓｉは、例えばＡｒガスシールを行ってＴＩＧ溶接する場合に溶接部の耐食性改善に有効に作用する。また、Ｓｉは、脱酸剤やその他の目的でオーステナイト系ステンレス鋼に添加されるとともに、フェライト系ステンレス鋼の硬質化にも寄与する。本実施形態における母材のＳｉ含有量は０．０９質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＳｉ含有量は０．５３質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＳｉ含有量は０．２５質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＳｉ含有量は０．６９質量％である。

ＭｏはＣｒと同じく、安定した耐食性を確保するための基本成分であり、主として海水や各種媒質に対する耐食性を向上させるための成分である。本実施形態における母材のＭｏ含有量は０．９５質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＭｏ含有量は０．４４質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＭｏ含有量は１．１７質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＭｏ含有量は２．７４質量％である。

Ｃは、鋼中に不可避に含まれる元素である。Ｃの含有量を低減すると鋼は軟質化し、加工性が向上する。また、炭化物の生成が抑制され、溶接性および溶接金属部３の耐食性が向上する。そのため、Ｃの含有量は低いほうがよい。本実施形態における母材のＣ含有量は０．００６質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＣ含有量は０．０１５質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＣ含有量は０．０１１質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＣ含有量は０．０１８質量％である。

ＮもＣと同様、鋼中に不可避に含まれる元素である。Ｎの含有量を低減すると鋼は軟質化し、加工性が向上する。また、窒化物の生成が抑制され、溶接性および溶接金属部３の耐食性が向上する。そのため、Ｎの含有量は低いほうがよい。本実施形態における母材のＮ含有量は０．０１３質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＮ含有量は０．０１６質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＮ含有量は０．０１２質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＮ含有量は０．００９質量％である。

Ｍｎは、ステンレス鋼の脱酸剤として用いられる。しかし、Ｍｎは不動態皮膜中のＣｒ濃度を低下させ、耐食性低下を招く要因となる。したがって、Ｍｎの含有量は低い方がよい。本実施形態における母材のＭｎ含有量は０．２６質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＭｎ含有量は１．５２質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＭｎ含有量は０．１６質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＭｎ含有量は１．０２質量％である。

Ｐは、母材および溶接金属部３の靱性を損なうので、その含有量は低い方がよい。本実施形態における母材のＰ含有量は０．０３４質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＰ含有量は０．０３１質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＰ含有量は０．０３０質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＰ含有量は０．０２９質量％である。

Ｓは、孔食の起点となり易いＭｎＳを形成して耐食性を低下させる要因となることから、その含有量は低い方がよい。本実施形態における母材のＳ含有量は０．０００質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＳ含有量は０．００３質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＳ含有量は０．００１質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＳ含有量は０．００２質量％である。

Ｔｉは、例えばＡｒバックガスシールを行う従来のＴＩＧ溶接において、溶接部の耐食性に寄与する元素である。本実施形態における母材のＴｉ含有量は０．２２質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＴｉ含有量は０．００１質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＴｉ含有量は、０．１９質量％である。

Ａｌは、溶接時の加熱で熱影響部２ｂ等の表面にＡｌ酸化物皮膜を生成することにより、Ｃｒの酸化ロスを防止する。一方、Ａｌを必要以上に添加すると表面品質の低下や溶接性の低下を招くことから、Ａｌの含有量はあまり高くない方がよい。本実施形態における母材のＡｌ含有量は、０．０４３質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＡｌ含有量は０．０８９質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＡｌ含有量は０．００６質量％である。

Ｎｂは、Ｃ・Ｎとの親和性が強く、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。一方、Ｎｂを必要以上に添加すると溶接高温割れが生じ、溶接金属部３の靱性も低下することから、その含有量はあまり高くない方がよい。本実施形態における母材のＮｂ含有量は０．２５６質量％であり、溶接金属部想定のＣ鋼のＮｂ含有量は０．０３５質量％である。なお、Ｂ鋼の母材を用いた場合のＮｂ含有量は０．２０３質量％であり、溶接金属部想定のＤ鋼を用いた場合のＮｂ含有量は０．０２２質量％である。

その他の成分元素については、熱影響部２ｂおよび溶接金属部３の耐食性の観点からは特にこだわる必要はなく、用途に応じて種々の成分組成を採用することができる。

また、上述した各元素の含有量等はあくまでも一例である。すなわち、フェライト系ステンレス鋼の母材と、オーステナイト単相組織のステンレス鋼の溶接金属部と、で構成される溶接構造体を形成できるのであれば、Ａ・Ｂ鋼以外のフェライト系ステンレス鋼からなる母材を用いてもよい。同様に、Ｃ・Ｄ鋼以外の溶接金属部の組織となる溶加材を用いてもよい。

本実施形態のような成分組成の母材（Ａ鋼）を用いても、より高価な母材（Ｂ鋼）を用いた場合に形成される腐食孔２ａ・３ａと略同一の大きさ・深さの腐食孔２ａ・３ａが形成される（図１の（ｂ）参照）。

したがって、本実施形態に係る溶接構造体１を採用することにより、製造コストを抑制しつつ、溶接金属部３の耐食性を一定程度維持して熱影響部２ｂにおける腐食孔２ａの発生・成長を効果的に抑制することができる。

〔フェライト系ステンレス鋼板の溶接方法〕
本実施形態に係る溶接構造体１は、上述のようにオーステナイト系ステンレス鋼の溶加材を用いて溶接金属部３を形成し、２つのフェライト系ステンレス鋼板２を接合することによって完成する。具体的には、例えばＡｒガスシールを行ったＴＩＧ溶接によって溶接金属部３を形成し、２つのフェライト系ステンレス鋼板２を接合する。また、ＴＩＧ溶接にかぎらず、ＭＩＧ溶接など、溶接時において溶接金属部３に他成分を溶融させることができるのであればどのような溶接方法を採用してもよい。

上述のＴＩＧ溶接の際に用いられる溶加材は、溶接構造体１に形成された溶接金属部３がオーステナイト単相組織となるように工夫する必要がある。本実施形態では、溶接金属部３がオーステナイト単相組織になり易い当該溶接金属部３のＣｒ当量αおよびＮｉ当量βを、シェフラー組織図（不図示）を用いて求めた。そして、求めたＣｒ当量αおよびＮｉ当量βの溶接金属部３になるような溶加材を選定し、ＴＩＧ溶接を行った。

具体的には、溶接金属部３において、Ｃｒ当量αが１６以上かつＮｉ当量βが１２以上になるとともに、Ｃｒ当量αとＮｉ当量βとの関係がα≧１．１×β−８．２になるような溶加材を選定した。選定された溶加材は、（ｉ）２つのフェライト系ステンレス鋼板２に対する溶加材の溶け込み率、および（ｉｉ）溶加材の成分組成の双方が、上述のようなＣｒ当量α、Ｎｉ当量β、およびＣｒ当量αとＮｉ当量βとの関係になるように調整されている。

ここで、シェフラー組織図を用いてＣｒ当量αおよびＮｉ当量βを求める場合の計算式は、下記の式１および２となる。式１および２において、ｘは溶加材の溶け込み率を表す。

（式１）
α＝ｘ×（溶加材のＣｒ当量）＋（１-ｘ）×（母材のＣｒ当量）
（式２）
β＝ｘ×（溶加材のＮｉ当量）＋（１-ｘ）×（母材のＮｉ当量）
また、溶加材および母材のそれぞれについて、Ｃｒ当量は下記の式３により算出され、Ｎｉ当量は下記の式４により算出される。

（式３）
Ｃｒ当量＝Ｃｒ質量％＋Ｍｏ質量％＋１．５×Ｓｉ質量％＋０．５×Ｎｂ質量％
（式４）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ質量％＋３０×Ｃ質量％＋０．５×Ｍｎ質量％
なお、上述のＣｒ当量αおよびＮｉ当量βの計算方法はあくまで一例であり、この場合に限定されない。言い換えれば、（ｉ）２つのフェライト系ステンレス鋼板２に対する溶加材の溶け込み率、および（ｉｉ）溶加材の成分組成の少なくとも一方を用いて、Ｃｒ当量αおよびＮｉ当量βを算出できる計算式であればどのような計算式を用いてもよい。

また、溶接金属部３において、Ｃｒ当量αが１６以上かつＮｉ当量βが１２以上になるとともに、Ｃｒ当量αとＮｉ当量βとの関係がα≧１．１×β−８．２になるような溶加材を選定することも必須ではない。言い換えれば、溶接金属部３がオーステナイト単相組織となるように、（ｉ）上記溶け込み率、および（ｉｉ）上記成分組成の少なくとも一方が調整された溶加材であればどのような溶加材を選定してもよい。

〔測定例〕
＜測定方法＞
従来の同材溶接、および本実施形態に係る異種溶加材溶接のどちらが先に腐食孔が発生するかを確かめるべく、腐食孔内の環境を再現した腐食孔内模擬環境下に各種試験片を配置して電位を印加し、アノード分極曲線測定を行った。具体的には、電解漕（不図示）に温度が３０℃の２０％ＮａＣｌ溶液（ＨＣｌを用いてｐＨ１となるように調整）を入れて、この溶液中に各種試験片を浸し、当該各種試験片に電位を印加した。この溶液にはＡｒ脱気を施し、掃引速度を２０ｍＶ／ｍｉｎとした。

各種試験片については、（i）フェライト系ステンレス鋼の単独試験片、（ii）オーステナイト系ステンレス鋼の単独試験片、および（iii）フェライト系ステンレス鋼の試験片とオーステナイト系ステンレス鋼の試験片とを接続した接続試験片の３種類を用いた。また、（i）および（ii）の単独試験片は、１５ｍｍ×２０ｍｍに切り出した鋼板を、電極面積１ｃｍ^２を残してシリコンシールにより絶縁被覆したものである。（iii）の接続試験片は、（i）および（ii）の単独試験片を配線によって電気的に接続したものである。

＜測定結果＞
以下、Ａ鋼の単独試験片単体、Ｃ鋼の単独試験片単体、およびＡ鋼の単独試験片とＣ鋼の単独試験片とを接続した接続試験片のそれぞれを電解漕の溶液に浸して、電位を印加したケースを例に挙げて説明する。

図３の（ａ）に示すように、Ａ鋼の単独試験片単体に電位を印加した場合、印加電位が約−０．４Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌ以下のときには電流密度が急激に上昇した。一方、印加電位が約−０．４Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌを超えた辺りから電流密度が急激に落ち込み、印加電位が約０．２Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌのときに電流密度が最低値になることが判った。

また、Ｃ鋼の単独試験片単体に電位を印加した場合、印加電位が約−０．３Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌ以下のときには電流密度が急激に上昇した。一方、印加電位が約−０．３Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌを超えた辺りから電流密度が急激に落ち込み、印加電位が約−０．１Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌのときに電流密度が最低値になることが判った。

次に、Ａ鋼の単独試験片とＣ鋼の単独試験片とを接続した接続試験片に電位を印加した場合、電流密度の変化は、図３の（ｂ）に示すように、Ｃ鋼の単独試験片単体に電位を印加した場合と略同一の傾向を示すことが判った。

ここで、図３の（ａ）および（ｂ）のグラフにおける、電流密度が最低値になるときの印加電位よりも若干高い値の印加電位で、各種試験片に腐食孔が発生し始める。この例では、Ａ鋼の単独試験片単体に電位を印加した場合は、印加電位が約０．２９Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌで腐食孔が発生する。また、Ｃ鋼の単独試験片単体に電位を印加した場合は、印加電位が約−０．０５５Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌで腐食孔が発生する。さらに、Ａ鋼の単独試験片とＣ鋼の単独試験片とを接続した接続試験片に電位を印加した場合、印加電位が約−０．０５Ｖｖｓ．Ａｇ／ＡｇＣｌで腐食孔が発生する。

上述のように、Ａ鋼の単独試験片単体の構造は、従来の「同材溶接」における熱影響部と溶接金属部との接触態様と類似している。また、Ａ鋼の単独試験片とＣ鋼の単独試験片との接続態様は、「異種溶加材溶接」における熱影響部２ｂと溶接金属部３との接触態様と類似している。したがって、溶接構造体１の溶接金属部３の腐食孔３ａの発生時期は、熱影響部２ｂの腐食孔２ａが発生し得る時期より早いものと推測される。

溶接金属部３にて腐食孔３ａが発生して以降は、当該溶接金属部３で腐食孔が成長する一方、熱影響部２ｂでは腐食性の発生が抑制されることから、熱影響部２ｂにて腐食孔２ａが発生・成長し難くなる。結果として、熱影響部２ｂには、溶接金属部３の腐食孔３ａよりも小さくて浅い腐食孔２ａしか形成されないものと推測される。

〔実施例〕
＜実施方法＞
図４に示すφ１．２ｍｍ径の溶加材ａ〜ｇを用いて、図５に示すＥ鋼〜Ｇ鋼のそれぞれで形成された２枚の鋼板を冶具に固定し、Ａｒバックガスシールを施して、ＴＩＧ溶接にて突合せ溶接を行った。ＴＩＧ溶接の条件は、電流が４０Ａ〜５０Ａ、溶接速度が１００ｍｍ／ｍｉｎ、トーチＡｒガス流量１０Ｌ／ｍｉｎ、電極径φ１．６ｍｍである。溶加材の溶け込み率ｘは、供給速度を変化させることにより調整した。

溶接金属部のオーステナイト相率は、フェライトスコープによるフェライト分率の測定値が１％未満の場合をオーステナイト単相と判断した。

また、溶接部の耐食性評価として、塩酸酸性６％塩化第二鉄溶液を用いた浸漬試験を行った。温度は３０℃とし、浸漬時間は２時間とした。浸漬試験の結果、熱影響部の腐食孔が溶接金属部の腐食孔よりも浅く、かつ溶接金属部の最大侵食深さが０．１ｍｍ以下であったものを耐食性評価において合格（図６中の「○」）と判定した。

＜実施結果＞
図６に示すＮｏ．８、９、１０、１１および１２の溶接構造体は、溶加材ａ〜ｄの溶け込み不足により、溶接金属部がオーステナイト単相組織とならず、溶接金属部において０．１ｍｍを超える腐食孔が発生した。また、Ｎｏ．１３の溶接構造体は、溶加材ｅのＮｉ当量が低いため、溶け込み率ｘを増加させても溶接金属部がオーステナイト単相組織とならず、溶接金属部において０．１ｍｍを超える腐食孔が発生した。

一方、Ｎｏ．１４、および１５の溶接構造体は、鋼板と同材の溶加材を用いて溶接を行ったものである。Ｎｏ．１４および１５の溶接構造体は、従来のように熱影響部において０．１ｍｍを超える腐食孔が発生した。

〔付記事項〕
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。

１ 溶接構造体
２ フェライト系ステンレス鋼板（第１フェライト系ステンレス鋼板、第２フェライト系ステンレス鋼板）
３ 溶接金属部
α 溶接金属部のＣｒ当量
β 溶接金属部のＮｉ当量

Claims (3)

1. 第１フェライト系ステンレス鋼板と第２フェライト系ステンレス鋼板とを少なくとも含む溶接構造体であって、
   前記第１フェライト系ステンレス鋼板と前記第２フェライト系ステンレス鋼板との間には、オーステナイト単相組織のステンレス鋼の溶接金属部が形成されていることを特徴とする溶接構造体。
2. オーステナイト系ステンレス鋼の溶加材を用いた、第１フェライト系ステンレス鋼板と第２フェライト系ステンレス鋼板とを少なくとも含む溶接構造体の溶接方法であって、
   （ｉ）前記第１フェライト系ステンレス鋼板および前記第２フェライト系ステンレス鋼板に対する前記溶加材の溶け込み率、および（ｉｉ）前記溶加材の成分組成の少なくとも一方が、前記第１フェライト系ステンレス鋼板と前記第２フェライト系ステンレス鋼板との間にオーステナイト単相組織のステンレス鋼の溶接金属部を形成するように調整されていることを特徴とする溶接方法。
3. （ｉ）前記溶加材の前記溶け込み率、および（ｉｉ）前記溶加材の前記成分組成の少なくとも一方が、前記溶接金属部において、Ｃｒ当量αが１６以上かつＮｉ当量βが１２以上になるとともに、前記Ｃｒ当量αと前記Ｎｉ当量βとの関係がα≧１．１×β−８．２になるように調整されていることを特徴とする請求項２に記載の溶接方法。

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