JP5040841B2 - ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 - Google Patents
ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5040841B2 JP5040841B2 JP2008190439A JP2008190439A JP5040841B2 JP 5040841 B2 JP5040841 B2 JP 5040841B2 JP 2008190439 A JP2008190439 A JP 2008190439A JP 2008190439 A JP2008190439 A JP 2008190439A JP 5040841 B2 JP5040841 B2 JP 5040841B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- stainless steel
- weld metal
- concentration
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Analysing Materials By The Use Of Radiation (AREA)
- Testing Resistance To Weather, Investigating Materials By Mechanical Methods (AREA)
- Investigating And Analyzing Materials By Characteristic Methods (AREA)
Description
本発明は、化学プラント，建築材料，温水器，タンク，家電製品，自動車部品，厨房機器等の幅広い分野で利用可能なステンレス鋼の溶接継手に形成される溶接金属、およびその耐食性評価方法に関するものである。
一般に広く使用されているステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼（たとえばＳＵＳ３０４等）とフェライト系ステンレス鋼（たとえばＳＵＳ４３０等）に大別される。オーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４は、Ｆｅに約１８質量％のＣｒと約８質量％のＮｉを添加したステンレス鋼であり、フェライト系ステンレス鋼であるＳＵＳ４３０は、Ｆｅに約１７質量％のＣｒを添加したステンレス鋼である。
ＳＵＳ４３０とＳＵＳ３０４の耐食性を比べると、オーステナイト系ステンレス鋼（すなわちＳＵＳ３０４）の方が優れている。しかしながら、精錬技術の進歩に伴って溶鋼のＣを低減する技術が確立され、フェライト系ステンレス鋼の耐食性を向上させることが可能となってきた。
つまり、近年発達した技術を活用して製造したフェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼は、いずれも耐食性に優れており、化学プラント，建築材料，温水器，タンク，家電製品，自動車部品，厨房機器等の様々な分野で使用されている。
ステンレス鋼板を用いて所定の形状を有する製品を作製する際には、複数のステンレス鋼板を接合する必要が生じる。その接合技術としては、アーク溶接（たとえばティグ溶接，ミグ溶接，マグ溶接等）が広く採用される。
アーク溶接で使用する溶接材料は、オーステナイト系ステンレス鋼板のアーク溶接では、３０８系および３０８Ｌ系（たとえばＤ３０８，Ｄ３０８Ｌ，Ｙ３０８，Ｙ３０８Ｌ等）などの溶接材料が使用され、低Ｃのフェライト系ステンレス鋼板のアーク溶接では、３０９Ｌ系（たとえばＤ３０９Ｌ，Ｙ３０９Ｌ等）などの溶接材料が使用される。これらの溶接材料を使用すれば、溶接継手に形成される溶接金属の耐食性を確保する効果が得られる。
ステンレス鋼板からなる製品を作製するにあたって、溶接施工の効率向上や溶接金属の健全性確保の観点から、フェライト系ステンレス鋼板同士の溶接あるいはオーステナイト系ステンレス鋼板同士の溶接が一般的である（たとえば特許文献１参照）。
特許３１９０２９０号公報
しかしながらステンレス鋼板からなる製品の中には、各部位に応じて異なる特性が要求されるものがある。それぞれの部位に適した素材を用いて製品を作製するためには、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接が必要になる場合がある。
既に説明した通り、近年製造されるフェライト系ステンレス鋼板やオーステナイト系ステンレス鋼板は、いずれも耐食性に優れている。ところが、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板の溶接によって形成される溶接金属は、耐食性が劣るという問題がある。
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接継手に、優れた耐食性を有する溶接金属を提供すること、およびその溶接金属の形成方法を提供することを目的とする。
発明者らは、上記の課題を達成するために、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板との溶接継手に形成される溶接金属の耐食性に及ぼす成分と組織の影響について鋭意検討を行なった。
その結果、溶接金属の成分を制御することによって、溶接金属の耐食性を改善することが可能であるという知見を得た。さらに、溶接金属の組織を制御することによって、溶接金属の耐食性を一層向上できるという知見を得た。
特に、溶接金属の耐食性に及ぼす組織の影響は、腐食が粒界で優先的に生じることが観察されたことから、粒界のＣｒ欠乏層の形態と耐食性との相関について調査を行い、粒界およびその近傍でのＣｒ欠乏量の形態を制御することで耐食性をコントロールできるという知見を得た。
本発明は、これらの知見に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
２．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相Ｃｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
３．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であり、かつ、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
４．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
５．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相Ｃｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
６．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であり、かつ、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
７．前記フェライト系ステンレス鋼板が、Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｎ：０．０３０質量％以下を含有し、ＣとＮの合計含有量が０．０５０質量％以下であり、かつＳｉ：０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．５０質量％以下、Ｐ：０．０４０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｃｒ：２０．５〜２２．５質量％、Ｃｕ：０．００１〜１．００質量％、Ｎｉ：１．００質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％以下を含有し、さらにＮｂ：０．１０〜１．００質量％およびＴｉ：０．１０〜１．００％の中から選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする１乃至６の何れか一つに記載のステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
８．前記フェライト系ステンレス鋼板が、さらにＶ：０．０１〜０．５質量％、Ｗ：０．０１〜５質量％およびＢ：０．０００２〜０．００３０質量％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする７に記載のステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
１．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
２．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相Ｃｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
３．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であり、かつ、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
４．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
５．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相Ｃｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
６．フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であり、かつ、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
７．前記フェライト系ステンレス鋼板が、Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｎ：０．０３０質量％以下を含有し、ＣとＮの合計含有量が０．０５０質量％以下であり、かつＳｉ：０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．５０質量％以下、Ｐ：０．０４０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｃｒ：２０．５〜２２．５質量％、Ｃｕ：０．００１〜１．００質量％、Ｎｉ：１．００質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％以下を含有し、さらにＮｂ：０．１０〜１．００質量％およびＴｉ：０．１０〜１．００％の中から選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする１乃至６の何れか一つに記載のステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
８．前記フェライト系ステンレス鋼板が、さらにＶ：０．０１〜０．５質量％、Ｗ：０．０１〜５質量％およびＢ：０．０００２〜０．００３０質量％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする７に記載のステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板を溶接する異材継手における溶接金属の耐食性が向上し、産業上極めて有用である。
本発明では、１．溶接金属の成分、２．ミクロ組織、３．ミクロ組織中のＣｒの分布状態を規定する。
［溶接金属の成分］
Ｃｒ：１８〜２１質量％
Ｃｒは、溶接金属の耐食性を向上させるために不可欠な元素であり、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤから溶接金属に供給される。ただし、Ｃｒ含有量が１８質量％未満では、溶接金属の耐食性を向上させる効果が得られない。一方、２１質量％を超えると、ステンレス鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｃｒは１８〜２１質量％の範囲内とする。
［溶接金属の成分］
Ｃｒ：１８〜２１質量％
Ｃｒは、溶接金属の耐食性を向上させるために不可欠な元素であり、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤから溶接金属に供給される。ただし、Ｃｒ含有量が１８質量％未満では、溶接金属の耐食性を向上させる効果が得られない。一方、２１質量％を超えると、ステンレス鋼板の靭性が低下する。したがって、Ｃｒは１８〜２１質量％の範囲内とする。
Ｍｏ：０．１質量％以下
Ｍｏは、溶接金属の耐食性を向上させる元素であり、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤから溶接金属に供給される。しかしＭｏは高価であるから、過剰に含有させると、ステンレス鋼板の製造コスト（あるいはステンレス鋼板を溶接して作製する製品の製造コスト）の上昇を招く。したがって、Ｍｏは０．１質量％以下とする。Ｍｏは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｍｏは０．００１〜０．１質量％の範囲内が好ましい。
Ｍｏは、溶接金属の耐食性を向上させる元素であり、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤから溶接金属に供給される。しかしＭｏは高価であるから、過剰に含有させると、ステンレス鋼板の製造コスト（あるいはステンレス鋼板を溶接して作製する製品の製造コスト）の上昇を招く。したがって、Ｍｏは０．１質量％以下とする。Ｍｏは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｍｏは０．００１〜０．１質量％の範囲内が好ましい。
Ｃｕ：０．５質量％以下
Ｃｕは、Ｍｏと同様に、溶接金属の耐食性を向上させる元素であり、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤから溶接金属に供給される。しかしＣｕを過剰に含有させると、ステンレス鋼板の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕは０．５質量％以下とする。Ｃｕは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｃｕは０．００１〜０．５質量％の範囲内が好ましい。
Ｃｕは、Ｍｏと同様に、溶接金属の耐食性を向上させる元素であり、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤから溶接金属に供給される。しかしＣｕを過剰に含有させると、ステンレス鋼板の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕは０．５質量％以下とする。Ｃｕは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｃｕは０．００１〜０．５質量％の範囲内が好ましい。
Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％
Ｎｂは、優先的に炭窒化物を形成する元素であり、ステンレス鋼板の溶接時に溶接金属中のＣｒがＣやＮと結合するのを防止し、粒界腐食を抑制する効果を有する。Ｎｂ含有量が０．０３質量％未満では、その効果が得られない。一方、０．２５質量％を超えると、溶接時の高温割れが発生し易くなる。しかしながらＮｂ含有量を０．０３〜０．２５質量％とし、Ｔｉを添加することによって、高温割れを防止できる。したがって、Ｎｂは０．０３〜０．２５質量％の範囲内とする。
Ｎｂは、優先的に炭窒化物を形成する元素であり、ステンレス鋼板の溶接時に溶接金属中のＣｒがＣやＮと結合するのを防止し、粒界腐食を抑制する効果を有する。Ｎｂ含有量が０．０３質量％未満では、その効果が得られない。一方、０．２５質量％を超えると、溶接時の高温割れが発生し易くなる。しかしながらＮｂ含有量を０．０３〜０．２５質量％とし、Ｔｉを添加することによって、高温割れを防止できる。したがって、Ｎｂは０．０３〜０．２５質量％の範囲内とする。
Ｔｉ：０．０５質量％以下あるいは０．２質量％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、優先的に炭窒化物を形成する元素であり、ステンレス鋼板の溶接時に溶接金属中のＣｒがＣやＮと結合するのを防止し、粒界腐食を抑制する効果を有する。しかし、後述するオーステナイト相のＣ含有量が０．０８質量％以下である場合は、Ｔｉ含有量が０．０５質量％を超えると、溶接時に高温割れが発生し易くなる。しかしながらＴｉ含有量を０．０５質量％以下とし、Ｎｂを添加することによって、高温割れを防止できる。したがって、Ｔｉは０．０５質量％以下とする。Ｔｉは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｔｉは０．００１〜０．０５質量％の範囲内が好ましい。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、優先的に炭窒化物を形成する元素であり、ステンレス鋼板の溶接時に溶接金属中のＣｒがＣやＮと結合するのを防止し、粒界腐食を抑制する効果を有する。しかし、後述するオーステナイト相のＣ含有量が０．０８質量％以下である場合は、Ｔｉ含有量が０．０５質量％を超えると、溶接時に高温割れが発生し易くなる。しかしながらＴｉ含有量を０．０５質量％以下とし、Ｎｂを添加することによって、高温割れを防止できる。したがって、Ｔｉは０．０５質量％以下とする。Ｔｉは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｔｉは０．００１〜０．０５質量％の範囲内が好ましい。
あるいは、後述するオーステナイト相のＣ含有量が０．０６質量％以下である場合は、Ｔｉ含有量が０．２質量％を超えると、オーステナイトの生成が阻害される。したがって、Ｔｉは０．２質量％以下とする。ただし、好ましくは０．０３〜０．２質量％である。
Ｎ：０．０４質量％以下
Ｎは、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成する元素である。溶接金属にＣｒ窒化物が析出すると、溶接金属の耐食性を向上するＣｒの効果が得られない。Ｎ含有量が０．０４質量％を超えると、溶接金属にＣｒ窒化物が析出し易くなる。したがって、Ｎは０．０４質量％以下とする。ただしＮ含有量が０．００５０質量％未満では、溶接金属でのオーステナイト相の生成量が少なくなってしまう。そのため、Ｎは０．００５０〜０．０４質量％の範囲内が好ましい。
Ｎは、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成する元素である。溶接金属にＣｒ窒化物が析出すると、溶接金属の耐食性を向上するＣｒの効果が得られない。Ｎ含有量が０．０４質量％を超えると、溶接金属にＣｒ窒化物が析出し易くなる。したがって、Ｎは０．０４質量％以下とする。ただしＮ含有量が０．００５０質量％未満では、溶接金属でのオーステナイト相の生成量が少なくなってしまう。そのため、Ｎは０．００５０〜０．０４質量％の範囲内が好ましい。
上記した溶接金属の成分は基本成分であり、本発明では、その他の元素も適宜含有させることができる。たとえばＰ，Ｓ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ，Ｂ，Ｃａ等である。
［ミクロ組織］
オーステナイト相の分率：２０％以上
溶接金属は、オーステナイトとフェライトの２相組織である。ただし、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤの成分あるいは溶接の条件によっては、オーステナイトの一部がマルテンサイトとなる。
［ミクロ組織］
オーステナイト相の分率：２０％以上
溶接金属は、オーステナイトとフェライトの２相組織である。ただし、溶接に用いるステンレス鋼板や溶接ワイヤの成分あるいは溶接の条件によっては、オーステナイトの一部がマルテンサイトとなる。
オーステナイト相の分率が２０％未満では、溶接金属に耐食性を付与することは困難である。したがって、オーステナイト相の分率は２０％以上とする。ただし、オーステナイト相の分率が８０％を超えると、溶接金属の耐食性は向上するが、一般的な溶接方法で８０％を超えるオーステナイト相分率を得ることは困難である。
したがって、オーステナイト相の分率は２０〜８０％の範囲内が好ましい。なお上記した値は、溶接金属の組織を観察することによってオーステナイト相の分率を求める方法、あるいはシェフラー状態図に基づいて溶接金属の成分からオーステナイト相の分率を求める方法で得られる。
オーステナイト相のＣ含有量：０．０８質量％以下あるいは０．０６質量％以下
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成する元素である。溶接金属にＣｒ炭化物が析出すると、溶接金属の耐食性を向上するＣｒの効果が得られない。
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成する元素である。溶接金属にＣｒ炭化物が析出すると、溶接金属の耐食性を向上するＣｒの効果が得られない。
溶接金属のＴｉ含有量が０．０５質量％以下の場合は、オーステナイト相のＣ含有量が０．０８質量％を超えると、溶接金属にＣｒ炭化物が析出し易くなる。したがって、Ｃは０．０８質量％以下とする。
ただしオーステナイト相のＣ含有量が０．００５質量％未満では、溶接金属でのオーステナイト相の生成量が少なくなってしまう。そのため、Ｃは０．００５〜０．０８質量％の範囲内が好ましい。
あるいは、溶接金属のＴｉ含有量が０．２質量％以下の場合は、オーステナイト相のＣ含有量が０．０６質量％を超えると、溶接金属にＣｒ炭化物が析出し易くなる。したがって、Ｃは０．０６質量％以下とする。
ただしオーステナイト相のＣ含有量が０．００５質量％未満では、溶接金属でのオーステナイト相の生成量が少なくなってしまう。そのため、Ｃは０．００５〜０．０６質量％の範囲内が好ましい。
なおオーステナイト相のＣ含有量は、溶接金属のＣ含有量を、溶接金属のオーステナイト相（マルテンサイト相を含む）の分率で除した値である。
以上に説明したミクロ組織とする場合、上述した溶接金属の成分において、更にＣｒ当量、Ｎｉ当量を規定することが好ましい。
Ｃｒ当量：１８〜２５，Ｎｉ当量：３〜１７
Ｃｒ当量は、フェライト安定化元素を用いた下記の（１）式で算出される値であり、Ｎｉ当当量はオーステナイト安定化元素を用いた下記の（２）式で算出される値である。
Ｃｒ当量は、フェライト安定化元素を用いた下記の（１）式で算出される値であり、Ｎｉ当当量はオーステナイト安定化元素を用いた下記の（２）式で算出される値である。
Ｃｒ当量＝［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋１．５［％Ｓｉ］＋０．５［％Ｎｂ］ ・・・（１）
Ｎｉ当量＝［％Ｎｉ］＋３０［％Ｃ］＋０．５［％Ｍｎ］ ・・・（２）
［％Ｃｒ］：溶接金属のＣｒ含有量（質量％）
［％Ｍｏ］：溶接金属のＭｏ含有量（質量％）
［％Ｓｉ］：溶接金属のＳｉ含有量（質量％）
［％Ｎｂ］：溶接金属のＮｂ含有量（質量％）
［％Ｎｉ］：溶接金属のＮｉ含有量（質量％）
［％Ｃ］：溶接金属のＣ含有量（質量％）
［％Ｍｎ］：溶接金属のＭｎ含有量（質量％）
溶接金属をオーステナイトとフェライトの２相組織とするために、Ｃｒ当量を１８〜２５，Ｎｉ当量を３〜１７の範囲内とする。したがって、溶接金属に含有されるＣｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃ，Ｍｎは、Ｃｒ当量とＮｉ当量が所定の範囲内を満足するように調整する。たとえば、好適な成分を有するステンレス鋼板やステンレス溶接ワイヤを選択して溶接する等の方法で、溶接金属のＣｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃ，Ｍｎの含有量を調整する。
［ミクロ組織中のＣｒ分布状態］
ミクロ組織中のＣｒ分布状態を、粒界または粒界近傍のフェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下、および／または、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下に規定する。好ましくは、フェライト母相との濃度差が５質量％以下、オーステナイト相との差が３質量％以下である。
Ｎｉ当量＝［％Ｎｉ］＋３０［％Ｃ］＋０．５［％Ｍｎ］ ・・・（２）
［％Ｃｒ］：溶接金属のＣｒ含有量（質量％）
［％Ｍｏ］：溶接金属のＭｏ含有量（質量％）
［％Ｓｉ］：溶接金属のＳｉ含有量（質量％）
［％Ｎｂ］：溶接金属のＮｂ含有量（質量％）
［％Ｎｉ］：溶接金属のＮｉ含有量（質量％）
［％Ｃ］：溶接金属のＣ含有量（質量％）
［％Ｍｎ］：溶接金属のＭｎ含有量（質量％）
溶接金属をオーステナイトとフェライトの２相組織とするために、Ｃｒ当量を１８〜２５，Ｎｉ当量を３〜１７の範囲内とする。したがって、溶接金属に含有されるＣｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃ，Ｍｎは、Ｃｒ当量とＮｉ当量が所定の範囲内を満足するように調整する。たとえば、好適な成分を有するステンレス鋼板やステンレス溶接ワイヤを選択して溶接する等の方法で、溶接金属のＣｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃ，Ｍｎの含有量を調整する。
［ミクロ組織中のＣｒ分布状態］
ミクロ組織中のＣｒ分布状態を、粒界または粒界近傍のフェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下、および／または、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下に規定する。好ましくは、フェライト母相との濃度差が５質量％以下、オーステナイト相との差が３質量％以下である。
上記規定において、粒界または粒界近傍のフェライト相側（オーステナイト相側）は、１）オーステナイト相（γ相）とフェライト相（α相）の界面、２）フェライト相−炭化物界面もしくはオーステナイト相−炭化物界面の直上、ならびに、３）界面から数１０ｎｍ以内の界面近傍、の何れかとする。尚、Ｃｒ濃度の最小値は、これらにおいてもっともＣｒが欠乏した箇所のＣｒ濃度である。
図２に、異材継手溶接金属のフェライト−オーステナイト粒界におけるＣｒの濃度分布を、表１に分析で得られた各点の分析値を示す。
異材継手は、表２の記号Ａで示す成分のフェライト系ステンレス鋼（０．０１０C−０．３０Ｓｉ−０．２０Mn−０．０２３Ｐ−０．００３Ｓ−０．０２０Ａｌ−２１．５Cｒ−０．０７Ｃｕ−０．２０Ni−０．０８Mｏ−０．２１Ｎｂ−０．１５Ｔｉ−０．０１０Ｎ）と、表３の記号ａで示すオーステナイト系の鋼（０．０６８Ｃ−０．４２Ｓｉ−１．２５Ｍｎ−０．０２２Ｐ−０．００３Ｓ−０．０１Ａｌ−１８．０Ｃｒ−０．２４Ｃｕ−８．１２Ｎｉ−０．０９Ｍｏ−０．０１Ｎｂ−０．０１Ｔｉ−０．０３５Ｎ；ＳＵＳ３０４）をミグ溶接で溶接して作成した。供試材の板厚はいずれも１．５ｍｍで、ミグ溶接は、溶接材料をＹ３０８、溶接電流１００〜１１０Ａ，溶接電圧１８〜２０Ｖ，溶接速度６４０ｍｍ／分で行った。
測定は図１に示すフェライト−オーステナイト粒界（透過電子顕微鏡写真）のライン分析個所をエネルギー分散型Ｘ線分光法にて行い、粒界から各相の内部にかけて行い、１〜２ｎｍの間隔で組成の分析を行った。
図２および表１から、粒界近傍ではＣｒ濃度の減少が生じ、Ｃｒの減少量はフェライト相（α相）では母相２１．５質量％に対して、もっとも減少量の大きな粒界２ｎｍの点では１１．８質量％で、その減少量は９．７質量％だった。
一方、オーステナイト相（γ相）側は、母相が１７．５質量％に対し最も減少した点が粒界２ｎｍの点で１４．４質量％で、その減少量は３．１質量％であった。
図３は、同様の測定を複数の異材継手について行った結果を示し、Ｃｒの濃度分布と試料の耐食性の相関を示す。フェライト相（α相）側とオーステナイト相（γ相）側ではＣｒの濃度差（以下、欠乏量とも呼ぶことがある）の形態に違いがあり、また、Ｃｒの濃度差（欠乏量）が存在していても一定以上の値であれば耐食性に問題ないことがわかった。
異材継手の耐食性は溶接ビードの余盛を除去した後、溶接金属部の複合サイクル腐食試験を行って評価した。試験は塩水噴霧（３５℃、２時間、５質量％ＮａＣｌ）→乾燥（６０℃、４時間）→湿潤（５０℃、２時間）を１サイクルとして、繰り返し３０サイクルを行った。
以上より、粒界または粒界近傍のフェライト相（α相）側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下、好ましくは、５質量％以下、および／または、粒界近傍のオーステナイト相（γ相）側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下、好ましくは３質量％以下に規定する。
尚、Ｃｒ欠乏層の形態は、透過電子顕微鏡、走査透過電子顕微鏡、三次元アトムプローブにより評価を行うこと可能である。定量性および装置の汎用性が高い、電界放出型電子銃を備えた透過電子顕微鏡および走査透過電子顕微鏡を用いたエネルギー分散型Ｘ線分光分析を用いることが好ましい。
エネルギー分散型Ｘ線分光分析で行うＣｒ欠乏層の評価は、ナノレベルでの分析が必要であるため、分析は電界放出型電子銃を用いた装置で、電子線直径を１〜２ｎｍの直径に収束させ、粒界および粒界近傍の組成分析を行うことが望ましい。
また、エネルギー分散型Ｘ線分光分析では、Ｃｒ組成の分析を行うために、測定による統計誤差を小さくするために、一点当たりの測定時間を１０秒以上、望ましくは３０秒程度行うことが望ましい。
分析では、他の炭化物や粒界のオーバーラップによる組成の重なりを防ぐために、電子線に対して粒界を垂直にして分析を行う必要がある。また、定量分析ではＣｒの欠乏量を評価することが目的のため、微量添加元素によるＣｒ組成分析誤差の影響を防ぐために、Ｆｅ−Ｃｒの２成分もしくはＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉの三成分で定量計算を行う。
また、定量分析は、透過電子顕微鏡のＥＤＸ分析で通常よく使用される薄膜近似法を用いて計算を行えばよい。母相のＣｒ濃度については、粒界から１００ｎｍ以上内部に入った領域について３点測定を行い、その平均値とする。
組織観察用試料の作製は、溶接金属部から電解研摩による試料作製や、集束イオンビーム（ＦＩＢ）加工によるピンポイントで試料作製法で行えばよい。
本発明に係る溶接金属を形成するために好適なフェライト系ステンレス鋼板の成分について、以下に説明する。尚、オーステナイト系ステンレス鋼板はＪＩＳ規格適合材であれば良い。
Ｃ：０．０３０質量％以下，Ｎ：０．０３０質量％以下，ＣとＮ：合計０．０５０質量％以下
ＣとＮは、溶接時にＣｒと結合してＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物を形成する。溶接金属にＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が析出すると、Ｃｒ欠乏層が生じて粒界腐食を助長する。
ＣとＮは、溶接時にＣｒと結合してＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物を形成する。溶接金属にＣｒ炭化物，Ｃｒ窒化物が析出すると、Ｃｒ欠乏層が生じて粒界腐食を助長する。
したがって、Ｃ，Ｎが少ないほど、溶接金属の粒界腐食を抑制できる。このような理由で、Ｃ含有量を０．０３０質量％以下，Ｎ含有量を０．０３０質量％以下とし、かつＣとＮの合計含有量を０．０５０質量％以下とする。
好ましくは、Ｃ含有量を０．０１５質量％以下，Ｎ含有量を０．０１５質量％以下とし、かつＣとＮの合計含有量を０．０３０質量％以下である。ただしＣ含有量が０．００５０質量％未満では、溶接金属でのオーステナイト相の生成量が少なくなってしまう。
そのため、Ｃは０．００５０〜０．０３０質量％の範囲内が好ましい。またＮ含有量が０．００５０質量％未満では、溶接金属でのオーステナイト相の生成量が少なくなってしまう。そのため、Ｎは０．００５０〜０．０３０質量％の範囲内が好ましい。ＣとＮの合計含有量は０．００５０〜０．０３０質量％の範囲内が好ましい。
Ｓｉ：０．６０質量％以下
Ｓｉは、溶接金属の強度を増加させる元素であり、強度の増加に伴って加工性，靭性を低下させる。したがって、Ｓｉは可能な限り低減することが望ましいが、溶接金属の耐酸化性を向上する作用を有する。
Ｓｉは、溶接金属の強度を増加させる元素であり、強度の増加に伴って加工性，靭性を低下させる。したがって、Ｓｉは可能な限り低減することが望ましいが、溶接金属の耐酸化性を向上する作用を有する。
このような理由で、Ｓｉ含有量を０．６０質量％以下とする。好ましくは０．２０質量％以下である。ただしＳｉ含有量が０．０１質量％未満では、強度を確保することが困難になる。そのため、Ｓｉは０．０１〜０．６０質量％の範囲内がより好ましい。０．０５〜０．２０質量％の範囲内が一層好ましい。
Ｍｎ：０．５０質量％以下
Ｍｎは、溶接時にＳと結合してＭｎＳを形成する。このＭｎＳは可溶性硫化物であり、溶接金属の耐食性に悪影響を及ぼす。このような理由で、Ｍｎ含有量を０．５０質量％以下とする。好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｍｎは、溶接時にＳと結合してＭｎＳを形成する。このＭｎＳは可溶性硫化物であり、溶接金属の耐食性に悪影響を及ぼす。このような理由で、Ｍｎ含有量を０．５０質量％以下とする。好ましくは０．３０質量％以下である。
ただしＭｎ含有量が０．０１質量％未満では、強度を確保することが困難になる。そのため、Ｍｎは０．０１〜０．５０質量％の範囲内がより好ましい。０．０５〜０．３０質量％の範囲内が一層好ましい。
Ｐ：０．０４０質量％以下
Ｐは、熱間加工性と耐食性に有害な元素である。特に、ステンレス鋼板のＰが０．０４０質量％を超えると、溶接金属の耐食性が著しく低下する。したがって、Ｐは０．０４０質質量％以下とする。ただし、Ｐは不可避的不純物程度に含有していてもかまわない。
Ｐは、熱間加工性と耐食性に有害な元素である。特に、ステンレス鋼板のＰが０．０４０質量％を超えると、溶接金属の耐食性が著しく低下する。したがって、Ｐは０．０４０質質量％以下とする。ただし、Ｐは不可避的不純物程度に含有していてもかまわない。
Ｓ：０．０１０質量％以下
Ｓは、熱間加工性と耐食性に有害な元素である。特に、ステンレス鋼板のＳが０．０１０質量％を超えると、溶接金属の耐食性が著しく低下する。したがって、Ｓは０．０１０質量％以下とする。好ましくは０．００５質量％以下である。ただし、Ｓは不可避的不純物程度に含有していてもかまわない。
Ｓは、熱間加工性と耐食性に有害な元素である。特に、ステンレス鋼板のＳが０．０１０質量％を超えると、溶接金属の耐食性が著しく低下する。したがって、Ｓは０．０１０質量％以下とする。好ましくは０．００５質量％以下である。ただし、Ｓは不可避的不純物程度に含有していてもかまわない。
Ｃｒ：２０．５〜２２．５質量％
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、特にフェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。ＳＵＳ３０４に相当する耐食性を得るためには、Ｃｒを２０．５質量％以上含有する必要がある。
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、特にフェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。ＳＵＳ３０４に相当する耐食性を得るためには、Ｃｒを２０．５質量％以上含有する必要がある。
一方、２２．５質量％を超えると、ステンレス鋼板の靭性が著しく低下し、その製造に支障をきたす。したがって、Ｃｒは２０．５〜２２．５質量％の範囲内とする。
Ｃｕ：０．００１〜１．００質量％
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．００１質量％未満では、溶接金属の耐食性を向上する効果が得られない。一方、１．００質量％を超えると、熱間加工性が劣化するのでステンレス鋼板の製造に支障をきたす。したがって、Ｃｕは０．００１〜１．００質量％の範囲内とする。好ましくは０．４０〜０．７０質量％である。
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．００１質量％未満では、溶接金属の耐食性を向上する効果が得られない。一方、１．００質量％を超えると、熱間加工性が劣化するのでステンレス鋼板の製造に支障をきたす。したがって、Ｃｕは０．００１〜１．００質量％の範囲内とする。好ましくは０．４０〜０．７０質量％である。
Ｎｉ：１．００質量％以下
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素である。またＣｕに起因する熱間加工性の劣化を抑制する効果も有する。ただしＮｉは高価であるので、ステンレス鋼板の製造コストを削減する観点から、１．００質量％以下とする。Ｎｉは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｎｉは０．００１〜１．００質量％の範囲内が好ましい。
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素である。またＣｕに起因する熱間加工性の劣化を抑制する効果も有する。ただしＮｉは高価であるので、ステンレス鋼板の製造コストを削減する観点から、１．００質量％以下とする。Ｎｉは不可避的不純物程度に含有していても効果がある。そのため、Ｎｉは０．００１〜１．００質量％の範囲内が好ましい。
Ａｌ：０．１０質量％以下
Ａｌは、溶接時に溶接金属の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合して固溶Ｎの低減に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．１０質量％を超えると、脱酸効果と固溶Ｎ低減効果のさらなる向上が期待できない。
Ａｌは、溶接時に溶接金属の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合して固溶Ｎの低減に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．１０質量％を超えると、脱酸効果と固溶Ｎ低減効果のさらなる向上が期待できない。
したがって、Ａｌは０．１０質量％以下とする。ただしＡｌ含有量が０．００５質量％未満では、脱酸効果が得られない。そのため、Ａｌは０．００５〜０．１０質量％の範囲内が好ましい。
Ｎｂ：０．１０〜１．００質量％とＴｉ：０．１０〜１．００質量％の中から選ばれる１種または２種
ＮｂとＴｉは、いずれも溶接時に炭窒化物を形成して固溶Ｃ，固溶Ｎを低減することによって、Ｃｒの炭窒化物の形成を抑制し、溶接金属の延性，靭性，耐食性を高める作用を有する。
ＮｂとＴｉは、いずれも溶接時に炭窒化物を形成して固溶Ｃ，固溶Ｎを低減することによって、Ｃｒの炭窒化物の形成を抑制し、溶接金属の延性，靭性，耐食性を高める作用を有する。
またＮｂは、溶接金属の高温強度を向上させる作用も有する。ＮｂとＴｉは、いずれもその含有量が０．１０質量％未満では、これらの効果が得られない。一方、いずれもその含有量が１．００質量％を超えると、溶接金属の延性が低下する。
したがって、Ｎｂ：０．１０〜１．００質量％，Ｔｉ：０．１０〜１．００質量％の範囲内とする。好ましくは、Ｎｂ：０．３０〜０．５０質量％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５質量％である。なおＮｂとＴｉは、いずれか片方を添加しても良いし、あるいは両方を併用しても良い。
更に、所望する特性に応じて下記の成分を含有しても良い。
Ｖ：０．０１〜０．５質量％，Ｗ：０．０１〜５質量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３０質量％の中から選ばれる１種または２種以上
Ｖと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作用を有する。またＮｂは、溶接金属の高温強度を向上させる作用も有する。ＶとＷは、いずれもその含有量が少な過ぎると、これらの効果が得られない。
Ｖと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作用を有する。またＮｂは、溶接金属の高温強度を向上させる作用も有する。ＶとＷは、いずれもその含有量が少な過ぎると、これらの効果が得られない。
一方、いずれもその含有量が過大であれば、溶接熱影響部の靭性が低下する。したがって、Ｖ：０．０１〜０．５質量％，Ｗ：０．０１〜５質量％の範囲内とする。
好ましくは、Ｖ：０．０５〜０．３質量％，Ｗ：０．１〜３質量％である。なおＶとＷは、いずれか片方を添加しても良いし、あるいは両方を併用しても良い。
Ｂ：０．０００２〜０．００３０質量％
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、溶接熱影響部の靭性を改善する効果を有する。Ｂ含有量が０．０００２質量％未満では、その効果が得られない。一方、０．００３０質量％を超えると、溶接熱影響部の強度が過剰に上昇して、靭性と加工性が損なわれる。したがって、Ｂは０．０００２〜０．００３０質量％の範囲内とする。好ましくは０．０００５〜０．００１０質量％である。
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、溶接熱影響部の靭性を改善する効果を有する。Ｂ含有量が０．０００２質量％未満では、その効果が得られない。一方、０．００３０質量％を超えると、溶接熱影響部の強度が過剰に上昇して、靭性と加工性が損なわれる。したがって、Ｂは０．０００２〜０．００３０質量％の範囲内とする。好ましくは０．０００５〜０．００１０質量％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。不可避的不純物は、ステンレス鋼を溶製する段階や圧延する段階で不可避的に混入する。
不可避的不純物としては、たとえばＯ，Ｍｇ，Ｍｏ，Ｃａ等が挙げられる。これらの元素の含有量は、たとえばＯ：０．０１５質量％以下，Ｍｇ：０．００２０質量％以下，Ｃａ：０．００２０質量％以下が許容できる。望ましい製造方法は以下のようである。
転炉，電気炉，真空溶解炉等で１次精錬を行ない、次いで強攪拌真空酸素脱炭処理（いわゆるＶＯＤ）法，アルゴン酸素脱炭処理（いわゆるＡＯＤ）法等で２次精錬を行ない、所定の成分を有する溶鋼を溶製する。得られた溶鋼を連続鋳造あるいは造塊に供してスラブとする。
スラブを１１００〜１２５０℃に加熱して熱間圧延を行ない、熱延コイル（厚さ２．０〜６．０ｍｍ程度）とし、さらに８００〜１１００℃で焼鈍した後、酸洗を行なう。焼鈍温度が８００℃未満では、熱間圧延によって発生した歪が残留して熱延コイルが硬くなり、表面に疵が生じ易くなる。
一方、焼鈍温度が１１００℃を超えると、粗粒化に起因して熱延コイルの靭性が低下する。なお熱延コイルとは、熱延鋼板を巻き取ったものを指す。
酸洗した熱延コイルを冷間圧延し、さらに仕上げ焼鈍と酸洗を施して冷延コイル（厚さ０．０３〜５．００ｍｍ程度）とする。冷間圧延の圧下率は、靭性，加工性等の機械的性質を良好に保つために、２５％以上が好ましい。
より好ましくは５０％以上である。また冷間圧延から酸洗に至る工程は、繰り返し行なっても良い。仕上げ焼鈍として、光輝焼鈍を行なっても良い。なお冷延コイルとは、冷延鋼板を巻き取ったものを指す。
異材継手を溶接する場合、溶接法は、不活性ガス雰囲気で溶接材料（たとえば溶接ワイヤ，溶加材等）を用いて行なうティグ溶接，ミグ溶接，マグ溶接等が好ましい。
ただし、溶接して得た溶接金属に炭化物が析出する１０００℃から６００℃までの温度域における冷却速度が１０℃／秒未満では、Ｃｒ炭化物が多量に析出して、溶接金属の耐食性が著しく低下する。したがって、１０００℃から６００℃までの範囲を１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
表２に示すステンレス鋼を小型溶解炉で溶解し、５０ｋｇの鋼塊とした。得られた鋼塊を１１５０℃に加熱し、仕上げ温度７５０℃、巻き取り温度６５０℃の条件で熱間圧延を行い、厚さ４ｍｍの熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板を８００℃で焼鈍し、さらに酸洗した後、冷間圧延を施して厚さ１．５ｍｍの冷延鋼板とした。次いで、冷延鋼板を９５０℃で仕上げ焼鈍を行い、さらに冷却，酸洗を行なった。
その冷延鋼板を、表３に示す鋼記号ａの成分を有するステンレス鋼板（ＳＵＳ３０４相当，厚さ１．５ｍｍ）と組み合わせてミグ溶接にて突合せ溶接を行い、溶接継手を作製した。開先形状はＩ開先とし、ギャップは種々調整して鋼板の希釈率を変更した。ミグ溶接の条件は下記の通りである。
溶接電圧 ：１８〜２０Ｖ
溶接電流 ：９０〜１１０Ａ
溶接速度 ：６００〜８００ｍｍ／分
シールドガス成分：Ａｒ−２体積％Ｏ２
シールドガス流量：１５ ｌｉｔｅｒ／分
溶接ワイヤ ：Ｙ３０８，Ｙ３０８Ｌ，
ワイヤ径 ：１．２ｍｍ
得られた溶接継手の溶接ビードを中心にして、幅６０ｍｍ，長さ８０ｍｍの試験片を採取し、溶接ビードの余盛を機械加工で除去した後、＃６００番の研磨紙で研磨して、溶接によるテンパーカラーを除去した。
溶接電流 ：９０〜１１０Ａ
溶接速度 ：６００〜８００ｍｍ／分
シールドガス成分：Ａｒ−２体積％Ｏ２
シールドガス流量：１５ ｌｉｔｅｒ／分
溶接ワイヤ ：Ｙ３０８，Ｙ３０８Ｌ，
ワイヤ径 ：１．２ｍｍ
得られた溶接継手の溶接ビードを中心にして、幅６０ｍｍ，長さ８０ｍｍの試験片を採取し、溶接ビードの余盛を機械加工で除去した後、＃６００番の研磨紙で研磨して、溶接によるテンパーカラーを除去した。
次に、溶接継手の耐食性を調査するため、複合サイクル腐食試験を行なった。複合サイクル腐食試験は、塩水噴霧（３５℃，２時間，５質量％ＮａＣｌ）→乾燥（６０℃，４時間）→湿潤（５０℃，２時間）を１サイクルとして、繰り返し３０サイクルを行った。
複合サイクル腐食試験が終了した後、溶接金属の外観を目視で観察し、発錆状況を調査した。発錆状況は、赤錆なしをＡ，赤錆面積１０％未満をＢ，赤錆面積１０％以上３０％未満をＣ，赤錆面積３０％以上７０％未満をＤ，赤錆面積７０％以上をＥとして評価した。
組織観察は、ビード部中心から幅１０ｍｍの領域から透過電子顕微鏡用試料を作製した。今回の分析では、直径３ｍｍの薄膜試料を電解研摩により作製した。オーステナイト相の分率は、１５〜４０％程度であった。
Ｃｒの濃度差は、粒界および粒界から２ｎｍ、５ｎｍ離れた箇所を電界放出型電子顕微鏡を用いて、２ｎｍ直径のビームを用いてエネルギー分散型Ｘ線分光により評価した。測定は、一点辺り１５秒（分析実時間）で行った。また、母相については、粒界から２００ｎｍ離れた領域について３点測定した。このときの分析時間も前記と同様に一点辺り１５秒で行った。Ｃｒ濃度の計算は、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎｉの三元素を用いて定量計算を行い、母相と粒界近傍でのＣｒ濃度の差の最大値をＣｒの濃度差として評価した。
表４に結果を示す。得られた結果から、継ぎ手記号２，３，４では、Ｃｒの濃度差、即ち欠乏量、の違いが本発明範囲内であるために、耐食性が優れ、１．５では耐食性に問題があることがわかった。
Claims (8)
- フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相Ｃｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であり、かつ、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相Ｃｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板とを溶接して形成されるステンレス鋼溶接継手の溶接金属であって、Ｃｒ：１８〜２１質量％、Ｍｏ：０．１質量％以下、Ｃｕ：０．５質量％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．２５質量％、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎ：０．０４質量％以下を含有し、粒界または粒界近傍フェライト相側のＣｒ濃度の最小値とその母相フェライト相のＣｒ濃度差が１０質量％以下であり、かつ、粒界近傍のオーステナイト相側のＣｒ濃度の最小値と、その母相オーステナイト相のＣｒ濃度の差が５質量％以下であることを特徴とするステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- 前記フェライト系ステンレス鋼板が、Ｃ：０．０３０質量％以下、Ｎ：０．０３０質量％以下を含有し、ＣとＮの合計含有量が０．０５０質量％以下であり、かつＳｉ：０．６０質量％以下、Ｍｎ：０．５０質量％以下、Ｐ：０．０４０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｃｒ：２０．５〜２２．５質量％、Ｃｕ：０．００１〜１．００質量％、Ｎｉ：１．００質量％以下、Ａｌ：０．１０質量％以下を含有し、さらにＮｂ：０．１０〜１．００質量％およびＴｉ：０．１０〜１．００％の中から選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１乃至６の何れか一つに記載のステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
- 前記フェライト系ステンレス鋼板が、さらにＶ：０．０１〜０．５質量％、Ｗ：０．０１〜５質量％およびＢ：０．０００２〜０．００３０質量％の中から選ばれる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７に記載のステンレス鋼溶接継手の溶接金属。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008190439A JP5040841B2 (ja) | 2008-07-24 | 2008-07-24 | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008190439A JP5040841B2 (ja) | 2008-07-24 | 2008-07-24 | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010023106A JP2010023106A (ja) | 2010-02-04 |
| JP5040841B2 true JP5040841B2 (ja) | 2012-10-03 |
Family
ID=41729432
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008190439A Active JP5040841B2 (ja) | 2008-07-24 | 2008-07-24 | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5040841B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6494745B2 (ja) * | 2015-03-27 | 2019-04-10 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | ステンレス鋼溶接継ぎ手および燃料改質器用ステンレス鋼 |
| JP6512601B2 (ja) * | 2015-05-26 | 2019-05-15 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 酸化物の耐食性評価方法 |
| JP6808198B2 (ja) * | 2018-02-14 | 2021-01-06 | 三菱重工業株式会社 | 損傷状態判定装置、損傷状態判定方法、プログラム |
| CN112067781B (zh) * | 2020-08-21 | 2023-09-19 | 平顶山平煤机煤矿机械装备有限公司 | 用于液压支架结构件焊接冷裂纹敏感性的试验方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05311338A (ja) * | 1992-05-14 | 1993-11-22 | Nippon Nuclear Fuel Dev Co Ltd | 耐照射性オーステナイト鉄基合金 |
| JPH0886740A (ja) * | 1994-09-20 | 1996-04-02 | Hitachi Ltd | 金属材料の腐食検査方法及び装置 |
| JP3424477B2 (ja) * | 1997-01-21 | 2003-07-07 | 株式会社日立製作所 | クロム含有合金のクロム濃度測定法および装置 |
| JP2004115909A (ja) * | 2002-09-03 | 2004-04-15 | Jfe Steel Kk | 構造用Ｃｒ鋼およびその製造方法 |
| JP2007031803A (ja) * | 2005-07-29 | 2007-02-08 | Hitachi Ltd | 高耐食性炉心材料 |
-
2008
- 2008-07-24 JP JP2008190439A patent/JP5040841B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010023106A (ja) | 2010-02-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10793930B2 (en) | Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same | |
| US8465604B2 (en) | Ferritic stainless steel sheet having excellent corrosion resistance and method of manufacturing the same | |
| JP5050863B2 (ja) | 温水器用フェライト系ステンレス鋼板 | |
| JP5924058B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| KR101044161B1 (ko) | 저항복비 고강도 고인성의 열간압연 강판과 용접강관 | |
| JP5713118B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5088244B2 (ja) | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 | |
| JP2009197327A (ja) | 中空部材およびその製造方法 | |
| JP2021021093A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼材 | |
| KR102197868B1 (ko) | 필릿 용접 조인트 및 그의 제조 방법 | |
| JP5040841B2 (ja) | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 | |
| KR20170128575A (ko) | 구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법, 및 구조관 | |
| EP1323841B1 (en) | Structural vehicle component made of martensitic stainless steel sheet | |
| JP5935792B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP2005060838A (ja) | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 | |
| JP5088245B2 (ja) | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 | |
| JP5205953B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| WO2018147149A1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板 | |
| JP4273457B2 (ja) | 穴拡げ加工性に優れた構造用ステンレス鋼板 | |
| JP2016199803A (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5205951B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼との異材溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| WO2021125283A1 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP3491625B2 (ja) | 耐初期発錆性、加工性および溶接性に優れたＦｅ−Ｃｒ合金 | |
| JP5838929B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP3680796B2 (ja) | 建築・土木構造用のＣｒ含有耐腐食鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110128 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120313 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20120321 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120327 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120327 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120518 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20120612 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20120625 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 5040841 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150720 Year of fee payment: 3 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |