JP5473371B2 - 凝固結晶粒を微細にする二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒 - Google Patents
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Description
本発明は、二相ステンレス鋼の被覆アーク溶接棒に関し、特に、溶接凝固時の結晶粒を微細化することで溶接金属の靱性および延性に優れた特性を付与することのでき、かつ、溶接作業性が良好な二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒に関するものである。
二相ステンレス鋼は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏを主要元素とし、フェライトとオーステナイトの相比率が約５０％となるように調整して、靱性、耐食性を確保したステンレス鋼である。この二相ステンレス鋼を溶接する場合、その多くが、耐食性の維持の観点から溶接後の熱処理は施さず、溶接金属は凝固のままで使用されるため、圧延、熱処理を経た同組成の鋼材に比べ溶接金属の結晶粒径は著しく粗大化し、靱性、延性が劣化する。したがって、二相ステンレス鋼の溶接では、溶接金属の凝固結晶粒を微細化することが、溶接金属の靱性、延性を向上させる有効な方法となりうる。
ステンレス鋼の結晶粒を微細化する方法としては、ローピング（表面の凹凸）の発生を抑制するために鋳片の圧延条件（圧下率と温度の関係）を規定し（例えば、特許文献１参照。）、鋳造後の熱延および冷却条件を規定する方法（例えば、特許文献２参照。）が開示されているが、いずれも溶鋼の凝固後の再加熱−熱延、または焼鈍−冷却過程における変態による組織制御を利用したものであり、溶接金属の凝固過程で結晶粒を微細化する技術ではなく、溶接後、凝固のままで使用するような二相ステンレス鋼の溶接金属の微細化には有効な方法ではない。
凝固のままのステンレス鋼溶接金属の結晶粒を微細化する方法としては、介在物を接種核として等軸晶凝固させる方法が開示されているが（特許文献３、４参照）、これらは、マルテンサイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼であり、本発明の対象である二相ステンレス鋼とはＣｒ／Ｎｉ量の比率が異なる。
また、二相ステンレス鋼には、近年のＮｉ、Ｍｏの高騰により、Ｎｉ、Ｍｏ量を低減した廉価型二相ステンレス鋼（例えば、特許文献５参照。）が開発されているが、このような二相ステンレス鋼を溶接する場合にも、従来のままの凝固結晶粒が粗大化する二相ステンレス鋼系溶接材料が使用されている。
このような背景から、廉価型二相ステンレス鋼でも使用可能であり、かつ、溶接金属の凝固結晶粒の微細化が可能となり、その結果、溶接ままでも溶接金属の靱性、延性等の機械的特性が良好な溶接部を得るとともに溶接作業性が良好な二相ステンレス鋼用被覆アーク溶接棒の開発が望まれている。
このような背景から、廉価型二相ステンレス鋼でも使用可能であり、かつ、溶接金属の凝固結晶粒の微細化が可能となり、その結果、溶接ままでも溶接金属の靱性、延性等の機械的特性が良好な溶接部を得るとともに溶接作業性が良好な二相ステンレス鋼用被覆アーク溶接棒の開発が望まれている。
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、二相ステンレス鋼材の溶接時に使用する溶接材料の成分規定により、溶接金属の凝固結晶粒の微細化を可能とし、溶接ままでも溶接金属の靱性、延性等の機械的特性が良好である溶接部が得られるとともに溶接作業性が良好な二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するものであって、その要旨とするところは下記の通りである。
（１） ステンレス鋼を心線とし、該心線を被覆剤で被覆した被覆アーク溶接棒であって、心線中の質量％で表される含有量＋被覆剤中の質量％で表される含有量×被覆率％／１００で示す心線質量％換算で、Ｃ：０．００８〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｃｒ：１７．０〜２７．０％、Ｎｉ：１．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．１０〜０．３０％を含有し、さらに、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、かつ、０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量≧４．０及びＴｉ（質量％）×Ｎ（質量％）≧０．０００４を満たし、残部が鉄、金属酸化物、金属炭酸塩、金属弗化物および不可避的不純物からなり、
さらに、被覆剤全質量に対して質量％で、ＴｉＯ 2 ：２０〜４５％、ＳｉＯ 2 ：１〜１０％、ＣａＣＯ 3 ：１０〜２５％、ＣａＦ 2 ：２〜１２％を含有し、かつ上記被覆剤の比率を、
（ＴｉＯ 2 ＋ＳｉＯ 2 ）／（ＣａＣＯ 3 ＋ＣａＦ 2 ）＝１．０〜３．０とした被覆剤が、溶接棒全質量に対して２５〜４０％の被覆率で被覆されていることを特徴とする、凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒。
但し、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）、
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％）
（１） ステンレス鋼を心線とし、該心線を被覆剤で被覆した被覆アーク溶接棒であって、心線中の質量％で表される含有量＋被覆剤中の質量％で表される含有量×被覆率％／１００で示す心線質量％換算で、Ｃ：０．００８〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜６．０％、Ｃｒ：１７．０〜２７．０％、Ｎｉ：１．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．１０〜０．３０％を含有し、さらに、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、かつ、０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量≧４．０及びＴｉ（質量％）×Ｎ（質量％）≧０．０００４を満たし、残部が鉄、金属酸化物、金属炭酸塩、金属弗化物および不可避的不純物からなり、
さらに、被覆剤全質量に対して質量％で、ＴｉＯ 2 ：２０〜４５％、ＳｉＯ 2 ：１〜１０％、ＣａＣＯ 3 ：１０〜２５％、ＣａＦ 2 ：２〜１２％を含有し、かつ上記被覆剤の比率を、
（ＴｉＯ 2 ＋ＳｉＯ 2 ）／（ＣａＣＯ 3 ＋ＣａＦ 2 ）＝１．０〜３．０とした被覆剤が、溶接棒全質量に対して２５〜４０％の被覆率で被覆されていることを特徴とする、凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒。
但し、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）、
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％）
（２） 前記二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒の化学成分として、前記心線質量％換算で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２．０％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒。
本発明によれば、通常の二相ステンレス鋼材および廉価型二相ステンレス鋼材を溶接する際に、使用する溶接材料の成分を規定することにより、溶接金属組織が微細化でき、それにより溶接金属の靱性および延性を大幅に改善できるものであり、本発明の適用により産業の発展に貢献するところが極めて大である。
本発明者らは、種々の化学成分を添加したＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼溶接棒を用いた被覆アーク溶接により二相ステンレス鋼材を突合せ溶接し、形成された溶接金属の組織、靱性及び延性を詳細に調査、検討した。
その結果、フェライト単相で凝固が完了する成分系にＭｇとＴｉを複合で添加することにより、溶接金属組織の等軸晶化、微細化が達成され、それによって、溶接金属の靱性、延性が向上することが新たに明らかとなった。また、フェライト単相で凝固が完了する成分系においては、ＴｉとＮ量の関係を制御することで溶接金属の凝固結晶粒の微細化が容易となり、靱性、延性を改善できる見通しを得た。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の説明における「％」とは、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
その結果、フェライト単相で凝固が完了する成分系にＭｇとＴｉを複合で添加することにより、溶接金属組織の等軸晶化、微細化が達成され、それによって、溶接金属の靱性、延性が向上することが新たに明らかとなった。また、フェライト単相で凝固が完了する成分系においては、ＴｉとＮ量の関係を制御することで溶接金属の凝固結晶粒の微細化が容易となり、靱性、延性を改善できる見通しを得た。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の説明における「％」とは、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
まずはじめに、本発明の溶接金属の結晶粒微細化のための技術思想について説明する。
Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の溶接金属は、その成分系により初晶凝固相がフェライト相もしくはオーステナイト相である成分系に分類され、さらに、これらの相が単独で凝固が完了するものとフェライト相＋オーステナイト相の二相で凝固が完了するものに分類される。
Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼の溶接金属は、その成分系により初晶凝固相がフェライト相もしくはオーステナイト相である成分系に分類され、さらに、これらの相が単独で凝固が完了するものとフェライト相＋オーステナイト相の二相で凝固が完了するものに分類される。
ＴｉＮは、フェライト相との格子整合性が非常に良好なため、フェライト相の凝固核となり、フェライト相の等軸晶化が促進され、凝固時のフェライト結晶粒を微細化するために有効となる。また、Ｍｇ系介在物（ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3スピネル相を含む）は、ＴｉＮの生成核となり、ＴｉＮの生成を促進し、結果として、フェライト相の等軸晶化を促進し、凝固時のフェライト結晶粒を微細化する。
一方、ＴｉＮは、オーステナイト相との格子整合性が良くないため、オーステナイト相の凝固核にはほとんどならない。また、液相／オーステナイト相間の界面エネルギーは、液相／フェライト相間の界面エネルギーより大きいため、フェライト相上にオーステナイト相は形成されにくく、オーステナイト相は、フェライト相の生成、成長に関係なく独自に成長する。すなわち、オーステナイト相の微細化は期待できない。
したがって、本発明では、溶接金属において、ＴｉＮおよびＭｇ系介在物を核として、フェライト相の等軸晶化を促進し、よって凝固時のフェライト結晶粒を微細化するためには、溶接金属の成分系を初晶凝固相がフェライト相で、フェライト単相で凝固が完了する成分系に限定する必要がある。
溶接金属が初晶フェライト相＋オーステナイト相の二相凝固の成分系では、フェライト相が等軸晶凝固しても、オーステナイト相はフェライト相の生成・成長に関係なく独自に成長するため、オーステナイト相は柱状晶凝固してオーステナイト相の微細化は達成されない。
溶接金属が初晶フェライト相＋オーステナイト相の二相凝固の成分系では、フェライト相が等軸晶凝固しても、オーステナイト相はフェライト相の生成・成長に関係なく独自に成長するため、オーステナイト相は柱状晶凝固してオーステナイト相の微細化は達成されない。
本発明者らの実験の結果、溶接金属の初晶凝固相がフェライト相で、フェライト単相で凝固が完了する成分系としては、０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量≧４．０の関係式を満足する成分系であれば、初晶凝固相がフェライト相で、フェライト単相で凝固が完了する。ここで、Ｃｒ当量及びＮｉ当量は、以下の（式１）及び（式２）でそれぞれ規定させるものである。
Ｃｒ当量＝Ｃｒ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）・・・（式１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％） ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ （式２）
Ｃｒ当量＝Ｃｒ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）・・・（式１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％） ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ （式２）
また、本発明では、溶接金属の凝固結晶粒の微細化のために、上記の初晶凝固相がフェライト相で、フェライト単相で凝固が完了する成分系において、初晶フェライトが凝固する前にＴｉＮが形成する必要がある。そのためには、本発明者らの実験によれば、初晶フェライト相が凝固する温度（液相線温度）より高温でＴｉＮが晶出するようにＴｉ含有量とＮ含有量を限定すれば良く、Ｔｉ（質量％）×Ｎ（質量％）≧０．０００４の関係を満足するように成分を制御することで初晶フェライトが凝固する前にＴｉＮが確実に生成し、凝固結晶粒微細化効果が得られる。
以上から本発明では、溶接金属の初晶凝固相がフェライト相でフェライト単相で凝固が完了せるとともに、初晶フェライトが凝固する前にＴｉＮを確実に生成させることにより凝固結晶粒微細化効果を得るために、二相ステンレス鋼を溶接する際に用いる被覆アーク溶接棒の成分系が０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量≧４．０かつＴｉ×Ｎ≧０．０００４を満たすことを要件とする。
ここで、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）・・・（式１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％） ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ （式２）
ここで、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）・・・（式１）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％） ・・・・・・・・・・・・・・・・・・ （式２）
次に、本発明のワイヤ成分の限定理由を以下に述べる。なお、下記の成分は、心線と被覆剤のいずれか一方あるいは両方に含有され、その含有量は、以下の（式３）で表される心線質量％換算で示される。
心線質量％換算＝心線中の質量％で表される含有量
＋被覆剤中の質量％で表される含有量×被覆率％／１００
・・・・（式３）
なお、（式３）において、心線中の質量％で表される含有量とは心線全質量に対する割合を意味し、被覆剤中の質量％で表される含有量とは被覆剤全質量に対する割合を意味している。さらに被覆率とは溶接棒全質量に対して被覆剤の占める割合を意味する。被覆率としては、２５〜４０％、好ましくは３０〜３５％とするのが通常である。
心線質量％換算＝心線中の質量％で表される含有量
＋被覆剤中の質量％で表される含有量×被覆率％／１００
・・・・（式３）
なお、（式３）において、心線中の質量％で表される含有量とは心線全質量に対する割合を意味し、被覆剤中の質量％で表される含有量とは被覆剤全質量に対する割合を意味している。さらに被覆率とは溶接棒全質量に対して被覆剤の占める割合を意味する。被覆率としては、２５〜４０％、好ましくは３０〜３５％とするのが通常である。
まず、本発明では、ＴｉＮおよびＭｇ系介在物（ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3スピネル相を含む）を溶接金属中で形成するために以下の心線成分の含有量を規定する。
Ａｌ：Ａｌは、脱酸元素であるとともに、Ｍｇと共存してＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3スピネル相を形成してＴｉＮの生成核となり、溶接金属組織を微細化する。この効果を発揮するのは０．００２％でありこれを下限とした。また、多量に添加するとＡｌ酸化物が大量に生成し機械的特性が劣化するので０．０５％を上限とした。
Ａｌ：Ａｌは、脱酸元素であるとともに、Ｍｇと共存してＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3スピネル相を形成してＴｉＮの生成核となり、溶接金属組織を微細化する。この効果を発揮するのは０．００２％でありこれを下限とした。また、多量に添加するとＡｌ酸化物が大量に生成し機械的特性が劣化するので０．０５％を上限とした。
Ｍｇ：Ｍｇは、Ｍｇ系介在物を形成してＴｉＮの生成核となり、溶接金属組織を微細化する。この効果が発揮するのは０．０００５％でありこれを下限とした。また多量に添加してもその効果は飽和し、耐食性の低下や溶接部の溶込み減少、溶接ビード上にスラグ生成などの問題が生じるため、０．０１％を上限とした。Ｍｇ系介在物は、酸化物、硫化物等のＭｇを含有する化合物であれば凝固結晶粒の微細化には効果があり、ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3スピネル相も同様の効果を持つ。
Ｔｉ：Ｔｉは、ＴｉＮを形成してフェライト相の凝固核となり、溶接金属組織を微細化する。Ｍｇと複合で添加することでさらにその効果は向上する。この効果が発揮されるのは０．００１％以上であるのでこれを下限とした。しかし、０．５％を越えて添加した場合は延性、靱性を低下させるので、これを上限とした。
Ｎ：Ｎは、ＴｉＮを形成して凝固核となり、溶接金属組織を微細化する。また、Ｎは強力なオーステナイト生成元素であり、オーステナイト生成元素であるＮｉ含有量を１．０〜４．０％とした場合にフェライト相とオーステナイト相の相バランスの観点から必要であるとともに、塩化物環境での耐孔食性を向上させる。これらの効果が発揮されるのは０．１０％以上でありこれを下限とした。また、多量に添加すると硬化して靱性が低下するため０．３０％を上限とした。
また、その他の効果を得るために、以下の成分の含有量を規定する。
Ｃ：Ｃは、耐食性に有害であるが、強度の観点からある程度の含有が必要である。また、Ｃは溶接時に溶滴を細粒化させ、スパッタを低減する効果があるため、０．００８％以上添加する。また、その含有量が０．１％超では溶接金属の靱性、延性が著しく低下するとともに、溶接のままの状態および再熱を受けるとＣｒなどと結合し、これらの領域の耐食性を著しく劣化させるため、その含有量を０．００８〜０．１％に限定した。
Ｃ：Ｃは、耐食性に有害であるが、強度の観点からある程度の含有が必要である。また、Ｃは溶接時に溶滴を細粒化させ、スパッタを低減する効果があるため、０．００８％以上添加する。また、その含有量が０．１％超では溶接金属の靱性、延性が著しく低下するとともに、溶接のままの状態および再熱を受けるとＣｒなどと結合し、これらの領域の耐食性を著しく劣化させるため、その含有量を０．００８〜０．１％に限定した。
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として、また、スラグ剥離性を良好とする目的で添加されるが、０．１％未満ではその効果が十分でなく、一方、その含有量が１．５％超ではフェライト相の延性低下に伴い、靱性が大きく低下するとともに、スパッタが多発し、実用溶接上の問題になる。したがって、その含有量を０．１〜１．５％に限定した。
Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸を目的とし、耐ブローホール性を向上させる目的で添加する。また、Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、オーステナイト生成元素であるＮｉ含有量を１．０〜１０．０％とした場合にフェライト相とオーステナイト相の相バランスの観点から１．０％以上必要である。一方、６．０％を越えて添加すると溶接時に多量のヒュームが発生し、スラグ剥離性が悪くなるとともに、延性が低下するのでその含有量を１．０〜６．０％に限定した。
Ｃｒ：Ｃｒは、フェライト形成元素であり二相ステンレス鋼の主要元素として耐食性の向上に寄与するが、その含有量が１７．０％未満では十分な耐食性が得られない。一方、その含有量が２７．０％を超えると、靱性が劣化するため、その含有量を１７．０〜２７．０％に限定した。
Ｎｉ：Ｎｉは、オーステナイト形成元素であり二相ステンレス鋼の主要元素であるが、本発明では、フェライト単相で凝固が完了する必要があるため、フェライト形成元素であるＣｒを１７．０〜２７．０％添加した場合の凝固形態および相バランスの観点から、および、原料コストが高くなるため、その上限を１０．０％とした。一方、その含有量が１．０％未満では靱性が著しく低下するため、その含有量を１．０〜１０．０％に限定した。
Ｍｏ：Ｍｏは、特に塩化物環境での耐食性を向上させる元素であり、耐食性向上のために０．１％添加できるが、その含有量が３．０％を越えるとシグマ相など脆い金属間化合物を生成して溶接金属の靱性が低下するため、その含有量を０．１〜３．０％に限定した。
Ｐ、Ｓは、溶接金属において不可避成分であり、以下の理由で少なく制限する。
Ｐ：Ｐは、多量に存在すると凝固時の耐高温溶接割れ性および靱性を低下させるので少ない方が望ましく、その含有量の上限を０．０３％とした。
Ｓ：Ｓも、多量に存在すると耐高温割れ性、延性および耐食性を低下させるので少ない方が望ましく、０．０１％を上限とした。
以上を本発明のワイヤの基本成分とするが、以下の成分を選択的に添加できる。
Ｐ：Ｐは、多量に存在すると凝固時の耐高温溶接割れ性および靱性を低下させるので少ない方が望ましく、その含有量の上限を０．０３％とした。
Ｓ：Ｓも、多量に存在すると耐高温割れ性、延性および耐食性を低下させるので少ない方が望ましく、０．０１％を上限とした。
以上を本発明のワイヤの基本成分とするが、以下の成分を選択的に添加できる。
Ｃｕ：Ｃｕは、強度と耐食性を高めるのに顕著な効果があり、また、靱性を確保するためのオーステナイト生成元素として０．１％以上添加できるが、２．０％を越えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は、その含有量を０．１〜２．０％とする。
次に、本発明では、必要に応じて、被覆アーク溶接棒に被覆する被覆剤中に、スラグ形成剤として含有するＴｉＯ2、ＳｉＯ2、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2を被覆剤全質量に対して質量％で、以下のように限定する。
ＴｉＯ2：ＴｉＯ2は、被包性の良好なスラグを得るため２０％以上必要である。一方、４５％を越えて添加すると、スパッタが多くなる。従って、ＴｉＯ2は、２０〜４５％にする必要がある。
ＴｉＯ2：ＴｉＯ2は、被包性の良好なスラグを得るため２０％以上必要である。一方、４５％を越えて添加すると、スパッタが多くなる。従って、ＴｉＯ2は、２０〜４５％にする必要がある。
ＳｉＯ2：ＳｉＯ2は、スラグ剥離性を良好とするため１％以上添加する。一方、１０％を超えて添加するとビード形状が凸状となり悪くなる。従って、ＳｉＯ2は、１〜１０％にする必要がある。
ＣａＣＯ3：ＣａＣＯ3は、溶滴を細粒化し、スパッタを低減する目的で１０％以上添加する。一方、２５％を超えて添加すると、スラグの剥離性が劣化する。従って、ＣａＣＯ3は１０〜２５％にする必要がある。
ＣａＦ2：ＣａＦ2は、ビード形状を良好とする目的で２％以上添加する。一方、１２％を超えて添加するとスラグの被包性が悪くなる。従って、ＣａＦ2は、２〜１２％にする必要がある。
（ＴｉＯ2＋ＳｉＯ2）／（ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2）：ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2量に比して、ＴｉＯ2及びＳｉＯ2を多く添加するほど、アークの安定性不良を抑制して、良好なアーク状態が得られる。一方、ガス発生剤としてのＣａＣＯ3およびＣａＦ2を多く添加するほど、ＣＯ2及びＦガスをアーク中に安定して供給し、大気の溶接金属中への浸入を防止する。このようなアーク安定性とシールド性の両方を満足するには、（ＴｉＯ2＋ＳｉＯ2）／（ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2）の比率を１．０以上、３．０以下とする必要がある。
（ＴｉＯ2＋ＳｉＯ2）／（ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2）：ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2量に比して、ＴｉＯ2及びＳｉＯ2を多く添加するほど、アークの安定性不良を抑制して、良好なアーク状態が得られる。一方、ガス発生剤としてのＣａＣＯ3およびＣａＦ2を多く添加するほど、ＣＯ2及びＦガスをアーク中に安定して供給し、大気の溶接金属中への浸入を防止する。このようなアーク安定性とシールド性の両方を満足するには、（ＴｉＯ2＋ＳｉＯ2）／（ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2）の比率を１．０以上、３．０以下とする必要がある。
上記ＴｉＯ2、ＳｉＯ2、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2以外のその他スラグ形成剤として、被覆アーク溶接棒製造工程の固着剤として添加される珪酸カリおよび珪酸ソーダや、主としてスラグ粘性の調整やスラグ剥離性確保のために用いられるＡｌＦ3、ＮａＦ、Ｋ2ＺｒＦ6、ＬｉＦ等の金属弗化物、Ａｌ2Ｏ3、ＦｅＯ、Ｆｅ2Ｏ3等の金属酸化物、ＭｇＣＯ3等の金属炭酸塩などを適宜添加することができる。
本発明の二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒の製造方法について言及すると、心線と配合・混合した被覆剤を準備してから被覆剤に固着剤（珪酸カリおよび珪酸ソーダの水溶液）を添加しながら湿式混合を行い、心線周囲に被覆剤を塗装し、さらに塗装後１５０〜４５０℃で約１〜３時間の乾燥・焼成を行うことにより製造することができる。
以下、実施例にて本発明を説明する。
表１に化学組成を示す二種類のステンレス鋼心線を用いて、表２および表３に示す組成の被覆アーク溶接棒を作製した。溶接棒のサイズ径は３．２ｍｍとした。次に、表４に成分を示す板厚１２ｍｍの二相ステンレス鋼板に、開先角度：６０゜、ルートフェース：０．５ｍｍのＶ開先を設けた後、上記溶接棒を用いて、被覆アーク溶接により突合せ溶接して、溶接継手を作製した。なお、この際の溶接は、交流電源を用いて、溶接電流：８０〜１２０Ａ、下向き溶接にて実施した。
なお、表２および表３における凝固モードは、フェライト単相で凝固が完了するものをＦ、初晶フェライト＋オーステナイトの二相で凝固が完了するものをＦＡで示す。
溶接で得られた溶接継手は、それぞれ溶接金属の組織観察、溶接金属のシャルピー衝撃試験、および溶接継手の表・裏曲げ試験を実施し、凝固結晶粒の微細化・等軸晶化、靱性、曲げ延性をそれぞれ評価した。表５にそれぞれの評価結果および溶接作業性判定結果を示す。
表１に化学組成を示す二種類のステンレス鋼心線を用いて、表２および表３に示す組成の被覆アーク溶接棒を作製した。溶接棒のサイズ径は３．２ｍｍとした。次に、表４に成分を示す板厚１２ｍｍの二相ステンレス鋼板に、開先角度：６０゜、ルートフェース：０．５ｍｍのＶ開先を設けた後、上記溶接棒を用いて、被覆アーク溶接により突合せ溶接して、溶接継手を作製した。なお、この際の溶接は、交流電源を用いて、溶接電流：８０〜１２０Ａ、下向き溶接にて実施した。
なお、表２および表３における凝固モードは、フェライト単相で凝固が完了するものをＦ、初晶フェライト＋オーステナイトの二相で凝固が完了するものをＦＡで示す。
溶接で得られた溶接継手は、それぞれ溶接金属の組織観察、溶接金属のシャルピー衝撃試験、および溶接継手の表・裏曲げ試験を実施し、凝固結晶粒の微細化・等軸晶化、靱性、曲げ延性をそれぞれ評価した。表５にそれぞれの評価結果および溶接作業性判定結果を示す。
表５の結晶粒径の評価結果は、フェライトおよびオーステナイトの結晶粒径がともに５０μｍ以下で、かつ、等軸晶率が９０％以上のものを○、それ以外の組織は×とした。表５の靱性評価結果は、溶接継手から溶接方向に垂直方向から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、０℃にてシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーが２７Ｊ以上を○、２７Ｊ未満は×とした。表５の表曲げおよび裏曲げの試験結果は、溶接継手から溶接方向に垂直方向から余盛を削除した試験片（１０ｔ×３０ｗ×２５０Ｌｍｍ）を採取し、溶接部を表または裏からローラ曲げ（曲げ半径：Ｒ＝２０ｍｍ）を行い、割れが発生しないものを良好、割れが発生したものを不良とした。また、表５の溶接作業性は、溶接継手作製時の官能評価により判定を行った。
表３において、Ｎｏ．１１の比較例は、（０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量）の値が本発明範囲より低いために、溶接金属がフェライト＋オーステナイトの二相凝固となり、凝固結晶粒が粗大化し、溶接金属の靱性、曲げ延性がいずれも低下した。また、ＴｉＯ2が本発明範囲より低いため、スラグの被包性が悪かった。Ｎｏ．１２の比較例は、Ｎｉが本発明の範囲外であり、（０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量）の値も本発明範囲より低いために、溶接金属が二相凝固となり、凝固結晶粒が粗大化し、溶接金属の靱性および曲げ延性が低下した。また、ＴｉＯ2が本発明範囲より高いため、スパッタの発生量が多くなった。Ｎｏ．１３の比較例は、（Ｔｉ×Ｎ）の値が本発明範囲より低く、Ｎｏ．１４の比較例は、Ａｌ含有量およびＭｇ含有量が本発明範囲より低いために、溶接金属はフェライト単相凝固ではあったが、フェライトの等軸晶化および微細化ができず、凝固結晶粒が粗大化し、溶接金属の靱性、曲げ延性がいずれも低下した。さらに、Ｎｏ．１３の比較例は、ＣａＦ2が本発明範囲より低いためビード形状が悪く、Ｎｏ．１４の比較例は、ＣａＦ2が本発明範囲より高いためスラグの被包性が悪かった。
さらに、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７の比較例は、フェライト単相凝固であり、（Ｔｉ×Ｎ）も本発明範囲内で、凝固結晶粒の微細化は見られるが、Ｍｎ含有量、Ｓｉ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｎ含有量のいずれかが本発明の範囲外であるため、溶接金属の靱性、曲げ延性がいずれも低下した。また、Ｎｏ．１５の比較例は、（ＴｉＯ2＋ＳｉＯ2）／（ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2）が本発明範囲より低いためアークの安定性が悪く、Ｎｏ．１６の比較例は（ＴｉＯ2＋ＳｉＯ2）／（ＣａＣＯ3＋ＣａＦ2）が本発明範囲より高いためシールド性が悪く、Ｎｏ．１７の比較例は、ＣａＣＯ3が本発明範囲より低いためスパッタが多く発生した。Ｎｏ．１８の比較例は、（０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量）の値が本発明範囲より低いために、溶接金属が二相凝固となり、凝固結晶粒が粗大化し、溶接金属の靱性、曲げ延性が低下した。また、ＣａＣＯ3が本発明範囲より高いためスラグの剥離性が悪かった。Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０の比較例は、フェライト単相凝固であり、（Ｔｉ×Ｎ）も本発明範囲内で、凝固結晶粒の微細化は見られるが、Ａｌ含有量、Ｔｉ含有量がそれぞれ本発明の範囲外であるため、溶接金属の靱性、曲げ延性がいずれも低下した。また、Ｎｏ．１９の比較例は、ＳｉＯ2が本発明範囲より低いためスラグの剥離性が悪く、Ｎｏ．２０の比較例は、ＳｉＯ2が本発明範囲より高いためビード形状が悪くなった。
一方、表２のＮｏ．１〜１０の本発明例は、成分含有量が本発明の範囲内であるため、比較例に比べ、溶接金属の結晶粒が微細化しており、それにより靱性および延性が著しく優れているとともに、溶接作業性も優れている。
Claims (2)
- ステンレス鋼を心線とし、該心線を被覆剤で被覆した被覆アーク溶接棒であって、心線中の質量％で表される含有量＋被覆剤中の質量％で表される含有量×被覆率％／１００で示す心線質量％換算で、
Ｃ ：０．００８〜０．１％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜６．０％、
Ｃｒ：１７．０〜２７．０％、
Ｎｉ：１．０〜１０．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎ ：０．１０〜０．３０％
を含有し、さらに、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下
に制限し、かつ、
０．７３×Ｃｒ当量−Ｎｉ当量≧４．０
及び
Ｔｉ（質量％）×Ｎ（質量％）≧０．０００４
を満たし、残部が鉄、金属酸化物、金属炭酸塩、金属弗化物および不可避的不純物からなり、
さらに、被覆剤全質量に対して質量％で、
ＴｉＯ 2 ：２０〜４５％、
ＳｉＯ 2 ：１〜１０％、
ＣａＣＯ 3 ：１０〜２５％、
ＣａＦ 2 ：２〜１２％
を含有し、かつ上記被覆剤の比率を、
（ＴｉＯ 2 ＋ＳｉＯ 2 ）／（ＣａＣＯ 3 ＋ＣａＦ 2 ）＝１．０〜３．０
とした被覆剤が、溶接棒全質量に対して２５〜４０％の被覆率で被覆されていることを特徴とする、凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒。
但し、
Ｃｒ当量＝Ｃｒ（質量％）＋Ｍｏ（質量％）＋１．５×Ｓｉ（質量％）
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（質量％）＋０．５×Ｍｎ（質量％）＋３０×Ｃ（質量％）
＋３０×Ｎ（質量％） - 前記二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒の化学成分として、前記心線質量％換算で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２．０％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用被覆アーク溶接棒。
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