JP6448844B1 - 溶接方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】靱性に優れた接合部材を製造することができる溶接方法を提供する。【解決手段】第１の熱源によって入熱することによりフェライト系単相ステンレスどうしを接合した接合部を形成する第１入熱工程と、第１入熱工程後に前記接合部の温度が７００℃まで冷却される前に、前記接合部の温度が１３００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う第２入熱工程と、を含む。【選択図】なし
Description
本発明は、フェライト系単相ステンレスどうしを溶接する溶接方法などに関する。
レーザ溶接では、集光された高エネルギー密度の熱源を利用するため、ＴＩＧ溶接に代表されるアーク溶接に比べ、（１）高速深溶込み溶接が可能、（２）溶接熱影響が非常に少ない、（３）溶接変形が少ない、という特長がある。
ただ、レーザ溶接は冷却速度がはやく、溶接部の硬度が母材部に比べ上昇し靭性低下が課題である。レーザ溶接部の加工性を確保するための従来の公知技術は、以下のとおりである。
特許文献１は、フェライト単相ステンレス鋼溶接金属部の結晶粒を微細化する方法であり、第１レーザビームにより貫通溶接をし、溶接部の温度が４００℃以下になると、該当溶接部に低入熱の第２レーザビームを照射して、部分的に溶接する方法を提供する。しかし、２つのレーザビームを用いて溶接金属部の結晶粒を微細化するこの手法は、接部ビード中央部ビッカース硬さと母材部ビッカース硬さの低減の改善にはならない。
特許文献２は、フェライト単相ステンレス鋼のレーザ造管溶接前に２５０℃以上に予熱し、内面ビードの突出高さを０．１５ｍｍ以上に溶接し、溶接部を板厚方向に圧下して加工性を向上させる方法を提供する。しかし、レーザ造管溶接前に２５０℃以上に予熱することは、造管設備に加熱装置を付帯させるコスト上の問題だけでなくステンレス母材に酸化皮膜を付与させることでの耐食性低下の懸念がある。
本発明で着眼したレーザ・ＴＩＧ複合溶接でステンレス鋼板に限った品質改善に着眼した例はない。特許文献３で金属材料全般の溶接でスパッタ低減にステンレス鋼も使用できると言及している程度である。
フェライト単相ステンレス鋼は溶接を施すことで、母材部に比べ硬度が著しく上昇する。溶接部は合金元素の偏析や組織粗大化が起こり、靭性低下の要因を多く含んでいる。その溶接部の硬度が高いことは、言い換えれば延性が低下していることであり、この溶接部硬度低減が重要である。
本発明の一態様は、靱性に優れた接合部材を製造することができる溶接方法を実現することを目的とする。
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は、質量％で、（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有するフェライト系単相ステンレスどうしを溶接する溶接方法であって、第１の熱源によって入熱することにより前記フェライト系単相ステンレスどうしを接合した接合部を形成する第１入熱工程と、前記第１入熱工程後に前記接合部の温度が７００℃まで冷却される前に、前記接合部の温度が１３００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う第２入熱工程と、を含む。
本発明の一態様によれば、靱性に優れた接合部材を製造することができる。
以下、実施例に基づき本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されることなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の組合せが可能であり、それらも本発明の範囲に含まれる。なお、本明細書中の「Ａ〜Ｂ」は「Ａ以上、Ｂ以下」を意味する。
初めに、フェライト単相ステンレス鋼の溶接部（接合部）の硬度が上昇する理由として、Ｎｂ系炭窒化物またはＴｉ系炭化物の析出強化と、ＮｂおよびＴｉの固溶強化とがあることが知られている。フェライト単相ステンレス鋼は溶接部の耐食性や成形性を維持するために、Ｃ、Ｎをマトリックス中に固溶させずにＴｉやＮｂの炭窒化物でＣ、Ｎを固定している。フェライト単相ステンレス鋼の溶接において、溶接により鋼が液相になった段階では、ＴｉＮを除いて液相中にＴｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎが固溶した状態である。この液相状態からの冷却過程において、まずは液相からフェライト相が生成する。このあと、平衡状態としてはフェライト相からＮｂ系の炭窒化物ならびにＴｉ系炭化物が析出する。
本願の発明者らは、析出強化よりも固溶強化が、溶接部の硬度を上昇させる度合いが高いことを見出した。しかしながら、Ｎｂ系の炭窒化物ならびにＴｉ系炭化物がフェライト相中から析出するには析出までの潜伏期があり、また上記液相状態からの冷却過程における冷却速度も速いためＴｉやＮｂの析出物を形成しにくく、ＴｉおよびＮｂがフェライト相中に過飽和に固溶した状態となる。
そこで、本願の発明者らは、溶接部の硬度を低下させる手段として、溶接直後からの冷却過程に着眼した。より詳細には、冷却過程における冷却速度を遅くすることにより、ＴｉおよびＮｂの炭窒化物を析出させることができることを見出し、本発明を完成させるに至った。ここで、Ｎｂ系の炭窒化物ならびにＴｉ系炭化物の析出は、下記の（１）および（２）の温度依存性がある。
（１）高温側：析出は拡散現象が伴うため、温度が高いほど析出しやすい。ただし、析出するＮｂおよびＴｉ量は温度が高いと少なくなる。換言すれば、温度が高いと固溶した状態が安定状態になる。
（２）低温側：拡散が起きにくくなるため、析出し難い。一方で、析出するＮｂ、Ｔｉ量は多くなる。また、Ｎｂ、Ｔｉが、その温度で理論的に固溶できるＮｂ、Ｔｉの量よりも過飽和にマトリックス中に固溶しているために、析出の駆動力が高くなる。
このように、温度に応じて、ＴｉおよびＮｂの析出しやすい要因と析出し難い要因とが混在している。本発明者らは、ＴｉとＮｂの炭化物・窒化物が析出する温度域（７００〜１３００℃）を緩冷却することにより、ＴｉとＮｂの炭化物・窒化物を析出させ、鋼中のＴｉ、Ｎｂをマトリックス中に固溶させないようにすることができることを見出し、本発明に至った。
＜フェライト系単相ステンレスの組成＞
本発明において使用するフェライト系単相ステンレスの組成について説明する。なお、各元素の含有量を示す「％」は特に示さない限り「質量％」を意味する。
本発明において使用するフェライト系単相ステンレスの組成について説明する。なお、各元素の含有量を示す「％」は特に示さない限り「質量％」を意味する。
Ｃは、炭化物を形成し、それが最終焼鈍での再結晶フェライトのランダム化の再結晶核として働く。しかしＣは冷延焼鈍後の強度を上昇させる元素であり、あまり高いと延性の低下を招くため、０．０１５％以下とした。
Ｎは、窒化物を形成し、Ｃと同様にそれが最終焼鈍での再結晶フェライトの結晶方位ランダム化の再結晶核として働く。しかしＮは冷延焼鈍材の強度を上昇させる元素であり、あまり高いと延性の低下を招くため、０．０２０％以下とした。
ＴｉはＣ，Ｎを固定し、加工性および耐食性を向上させる元素であり、その効果が現れる最低量は０．０５％である。しかし、Ｔｉを添加すると、鋼材コストの増大を招き、Ｔｉ系介在物が原因の表面欠陥が問題となることから、Ｔｉ含有量の上限を０．５０％に設定した。
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定し、耐衝撃特性や二次加工性を向上させる元素であり、これらの効果が現れる最低量は、０．０５％である。しかし、Ｎｂを添加しすぎると材料が硬化し加工性に悪影響をもたらす。また、再結晶温度を上げることから、上限を０．５０％とする。
Ｃｒは、ステンレス鋼としての耐食性を備えるために、１１．０％の含有が必要である。しかし、Ｃｒ量が高くなると、靭性や加工性の低下を招くためＣｒ含有量の上限を３５．０％とする。
以下の元素は請求項の中では記載していないが、含有してもさしつかえない。
Ｓｉは、通常脱酸の目的のために使用するが、固溶強化能が高く、あまりその含有量が多いと材質が硬化し延性の低下を招くので、０．５％以下とした。
Ｂは、Ｎを固定し、耐食性や加工性を改善する作用をもつ合金成分であり、必要に応じて添加される。上記作用を発揮させるためには０．０００５％以上添加することが望ましい。しかし、過剰に添加すると熱間加工性の低下や溶接性の低下を招くため、上限を０．０１００％に設定した。
Ｍｏは、耐食性を改善するために有効な元素であるが、過度の添加は高温での固溶強化や動的再結晶の遅滞により、熱間加工性の低下をもたらすので３．０％以下とした。
Ｎｉは、オーステナイト形成元素であり、２．０％を越える添加は硬質化やコスト上昇を招くため、２．０％を上限とした。
Ｃｕは、溶製時のスクラップからの混入等、不可避的に含有されるが、過度の添加は熱間加工性や耐食性を低下させるので２．０％以下とした。
Ａｌは、脱酸や耐酸化性のために有効な元素であるが、過剰な添加は表面欠陥の原因となるため上限を４．０％とした。
Ｍｎは、オーステナイト形成元素であり、固溶強化能が小さく材質への悪影響が少ない。しかし、含有量が多いと溶製時にＭｎヒュームが生成する等、製造性が低下するので、望ましくは成分範囲を２．０％以下とする。
Ｐは、熱間加工性に有害な元素である。とくに０．０５０％を超えるとその影響は顕著になるので望ましくは０．０５０％以下である。
Ｓは、結晶粒界に偏析しやすく、粒界脆化により熱間加工性の低下等を促進する元素である。０．０２０％を超えるとその影響は顕著になるので望ましくは０．０２０％以下である。
Ｖは、固溶Ｃを炭化物として析出させる効果による加工性向上、Ｚｒは鋼中の酸素を酸化物として捕えることによる加工性や靭性向上の面から有用な元素である。しかしながら、多量に添加すると製造性が低下するので、Ｖ、Ｚｒの適正含有量は０．０１〜０．３０％である。
これら以外にもＣａ、Ｍｇ、Ｃｏ、ＲＥＭ（希土類金属）などは、溶製中に原料であるスクラップ中より含まれることもあるが、とりたてて多量に含まれる場合を除き、本発明のフェライト単相ステンレス溶接部の特性に影響しない。
＜溶接方法＞
本発明の一態様の溶接方法は、質量％で、（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有するフェライト系単相ステンレスどうしを溶接する溶接方法である。本発明の一態様の溶接方法は、第１入熱工程と、第２入熱工程とを含む。
本発明の一態様の溶接方法は、質量％で、（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有するフェライト系単相ステンレスどうしを溶接する溶接方法である。本発明の一態様の溶接方法は、第１入熱工程と、第２入熱工程とを含む。
（第１入熱工程）
第１の熱源によって入熱することによりフェライト系単相ステンレスどうしを接合した接合部を形成する工程である。第１の熱源は、特に限定されるものではないが、例えば、レーザ溶接、ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接などを用いることができる。第１入熱工程では、１４００℃以上、より具体的には、１４５０℃〜１７００℃までフェライト系単相ステンレスを加熱することによりフェライト系単相ステンレスどうしを融解して接合する。
第１の熱源によって入熱することによりフェライト系単相ステンレスどうしを接合した接合部を形成する工程である。第１の熱源は、特に限定されるものではないが、例えば、レーザ溶接、ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接などを用いることができる。第１入熱工程では、１４００℃以上、より具体的には、１４５０℃〜１７００℃までフェライト系単相ステンレスを加熱することによりフェライト系単相ステンレスどうしを融解して接合する。
（第２入熱工程）
第２入熱工程は、第１入熱工程後に接合部の温度が７００℃まで冷却される前に、第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う工程である。具体的には、接合部の温度が１３００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う。
第２入熱工程は、第１入熱工程後に接合部の温度が７００℃まで冷却される前に、第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う工程である。具体的には、接合部の温度が１３００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う。
第２の熱源は、特に限定されるものではないが、例えば、レーザ溶接、ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接などを用いることができる。ただし、接合部全体に対して入熱することが好ましいため、第２の熱源は、より広い範囲に入熱を行うことができるＴＩＧ溶接、およびプラズマ溶接が好ましい。また、第１の熱源と、第２の熱源とは、同じ種類の熱源であってもよい。
また、第２の熱源として複数の熱源を用いてもよい。これにより、より広い範囲において接合部に対して入熱を加えることができる。
図１の（ａ）は、純Ｆｅベースにおける、窒化ニオブ（ＮｂＮ）および炭化ニオブ（ＮｂＣ）の溶解度曲線を示す図であり、図１の（ｂ）は、純Ｆｅベースにおける、窒化チタン（ＴｉＮ）および炭化チタン（ＴｉＣ）の溶解度曲線を示す図である。これらの溶解度曲線は、理論溶解度積から求めた。各溶解度曲線の右側が析出域、左側が固溶域である。
図１の（ａ）に示すように、フェライト系単相ステンレスに含まれるＮｂが０．４２質量％である場合、約１３００℃でＮｂＮが析出する。また、Ｎｂが完全に析出してフェライト母相中にＮｂが固溶できる下限温度は約７００℃である。本発明におけるフェライト系単相ステンレスに含まれるＮｂは、Ｎｂ：０．０５〜０．５０質量％であるので、ＮｂＮの析出温度は、７００〜１３００℃であると予想される。同様に、ＮｂＣおよびＴｉＮの析出温度は、それぞれ７００〜１１００℃および７００〜９００℃であると予想される。ただし、図１の（ａ）および（ｂ）に示す図は、純Ｆｅベースの溶解度曲線である。そのため、フェライト単相ステンレス鋼のようにＣｒを中心とした合金元素を含む場合、ＮｂＮ、ＮｂＣおよびＴｉＮの析出温度域は、多少変動する。
したがって、接合部の温度が７００〜１３００℃の温度範囲において溶接部の冷却速度を低く抑えることにより、溶接部においてＮｂＮ、ＮｂＣ、およびＴｉＣの析出量を増加させることができる。本実施形態では、第２の熱源を用いて７００〜１３００℃の温度範囲において溶接部の冷却速度を低く抑えることにより、ＮｂＮ、ＮｂＣ、およびＴｉＣの析出量を増加させる。より詳細には、７００〜１３００℃の温度範囲における溶接部の冷却速度を５００℃／ｓ以下となるように入熱することにより、接合部材が良好な靱性を有するように、ＮｂＮ、ＮｂＣ、およびＴｉＣを析出させる。
また、図１の（ａ）および（ｂ）に示すように、接合部の温度が７００〜１０００℃において、ＮｂＮ、ＮｂＣ、およびＴｉＣの析出量が多くなる。したがって、接合部の温度が７００〜１０００℃の温度範囲における溶接部の冷却速度を４００℃／ｓ以下となるように入熱することがより好ましい。さらに、本発明者らは、（１）接合部の温度が１３００〜１０００℃の温度範囲において溶接部の冷却速度が９００℃／ｓ以下となるように入熱するとともに、（２）接合部の温度が１０００〜７００℃の温度範囲において溶接部の冷却速度が４００℃／ｓ以下となるように入熱することがさらに好ましいことを見出した。
以下に、本実施形態における接合方法の一例としての、レーザ・ＴＩＧ複合溶接方法について図に基づいて説明する。図２は、本発明に係るレーザ・ＴＩＧ複合溶接方法についてＴＩＧ先行溶接を説明する図である。
図２において、符号１はレーザ溶接を行うレーザ光のビームであり、符号２はＴＩＧ溶接トーチである。また、符号３は、素材であるフェライト単相ステンレス鋼材である。
この溶接方法によってレーザ・ＴＩＧ複合溶接する場合、ＴＩＧ溶接トーチ２によるＴＩＧ溶接が先行して行われ、続いてレーザ光のビーム１によるレーザ溶接が行われる。
図３および図４にレーザ・ＴＩＧ複合溶接を施したフェライト単相ステンレス溶接部材のビード外観とビード断面の一例を示す。本例におけるフェライト単相ステンレス溶接部材では、図３に示すようにスパッタが少なく、かつ、図４に示すようにアンダーカットも０．１ｍｍと小さい特徴がある。
＜接合部材＞
上記の溶接方法によって本実施形態におけるフェライト系単相ステンレスを接合することにより、接合部の中央部におけるビッカース硬さをＨｖ（ｗ）、フェライト系単相ステンレス鋼において溶接部の熱影響を受けない母相のビッカース硬さをＨｖ（ｂ）としたときに、Ｈｖ（ｗ）−Ｈｖ（ｂ）≦５０を満たす接合部材とすることができる。本実施形態における接合部材は、Ｈｖ（ｗ）−Ｈｖ（ｂ）≦５０となっていることにより、良好な靱性を有する。換言すれば、本実施形態における接合部材は、良好な加工性を有する。
上記の溶接方法によって本実施形態におけるフェライト系単相ステンレスを接合することにより、接合部の中央部におけるビッカース硬さをＨｖ（ｗ）、フェライト系単相ステンレス鋼において溶接部の熱影響を受けない母相のビッカース硬さをＨｖ（ｂ）としたときに、Ｈｖ（ｗ）−Ｈｖ（ｂ）≦５０を満たす接合部材とすることができる。本実施形態における接合部材は、Ｈｖ（ｗ）−Ｈｖ（ｂ）≦５０となっていることにより、良好な靱性を有する。換言すれば、本実施形態における接合部材は、良好な加工性を有する。
また、本実施形態における接合部材は、Ｎｂの炭化物、Ｎｂの窒化物、およびＴｉの炭化物の中から選択される１種以上の化合物を含み、接合部の垂直断面（接合部の延伸方向に対して垂直な断面）をＦＥ−ＥＰＭＡ（電界放出型電子線マイクロアナライザ、Field Emission - Electron Probe Micro Analysis）を用いて分析したときに、上記化合物の面積率が１．８％以上である。本発明者らは、上記面積率が１．８％以上である接合部を有する接合部材は、良好な加工性を有することを見出した。
本発明の溶接方法の実施例および比較例について以下に説明する。
表１に、本実施例において使用したフェライト系単相ステンレス１〜９の成分組成を示す。表１に示す数値は、すべて質量％としての値である。
表１に示すフェライト系単相ステンレス１〜６は、下記の条件１を満たすフェライト系単相ステンレスであり、表１に示すフェライト系単相ステンレス７〜９は、下記の条件１を満たしていないフェライト系単相ステンレスである。
条件１：（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有する。
条件１：（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有する。
本実施例では、表１に示す成分・組成を有する板厚２．０ｍｍのフェライト単相ステンレス鋼板（焼鈍材）を素材とし、レーザ・ＴＩＧ複合溶接、レーザ単独溶接、またはＴＩＧ単独溶接を実施した。なお、溶加材は用いなかった。
溶接は突合せ溶接で行い、端面は機械加工仕上げしたものを用いた。溶接条件は以下のとおりである。レーザ・ＴＩＧ複合溶接を行う場合、ＴＩＧ溶接を行うトーチとレーザ溶接を行うビームの間隔は３ｍｍとした。また、レーザ溶接のアシストガスは、レーザ単独溶接を行う場合のみ使用し、レーザ・ＴＩＧ複合溶接を行う場合は用いなかった。
配置： ＴＩＧ先行、またはレーザ先行
レーザ溶接：出力 ４ｋＷ、
スポット直径φ０．６ｍｍ、
傾斜０°、
アシストガス Ａｒ１００％、１０Ｌ／ｍｉｎ
ＴＩＧ溶接：後退角度３０°、
電流３００Ａ、または４００Ａ
アーク長 １．５ｍｍ、
シールドガス Ａｒ１００％、１５Ｌ／ｍｉｎ
溶接速度： レーザ・ＴＩＧ複合溶接 ８．０ｍ／ｍｉｎ、
レーザ単独溶接 ４．０ｍ／ｍｉｎ
ＴＩＧ単独溶接 ５．０ｍ／ｍｉｎ。
配置： ＴＩＧ先行、またはレーザ先行
レーザ溶接：出力 ４ｋＷ、
スポット直径φ０．６ｍｍ、
傾斜０°、
アシストガス Ａｒ１００％、１０Ｌ／ｍｉｎ
ＴＩＧ溶接：後退角度３０°、
電流３００Ａ、または４００Ａ
アーク長 １．５ｍｍ、
シールドガス Ａｒ１００％、１５Ｌ／ｍｉｎ
溶接速度： レーザ・ＴＩＧ複合溶接 ８．０ｍ／ｍｉｎ、
レーザ単独溶接 ４．０ｍ／ｍｉｎ
ＴＩＧ単独溶接 ５．０ｍ／ｍｉｎ。
本実施例では、表２に示す実験条件でＮｏ．１〜２２の接合部材を作製した。また、表２には、これらの接合部材についての、レーザ・ＴＩＧ複合溶接後のビード中央部のビッカース硬さＨｖ（ｗ）、母材部のビッカース硬さＨｖ（ｂ）、およびそれらの差も示している。
ビッカース硬さは、板厚中心t/2、板厚ｔ/4（表裏）の計3点の平均から求めた。なお、母材部のビッカース硬さは、溶接前のビード中央から１．５ｍｍ、１．７５ｍｍならびに２．０ｍｍの位置における３点平均値で定義している。
冷却速度は、溶接後の溶接部を放射温度計により測定した温度から算出した。放射温度計の放射率は、予め板表面溶接部近傍に熱電対をつけて冷却速度を求め、その冷却曲線に合うように設定した。
表２に示すように、７００〜１３００℃の温度範囲における溶接部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように入熱して接合された、本願の発明例であるＮｏ．１〜１３の接合部材では、溶接部ビード中央部のビッカース硬さ（Ｈｖ（ｗ））と母材部のビッカース硬さ（Ｈｖ（ｂ））との差が５０以下を満足している。特に、ＴＩＧ溶接先行のほうがレーザ溶接先行よりもビッカース硬さ差が小さくなる。
Ｎｏ．１〜１３の接合部材では、溶接後の冷却速度が遅いため、ＮｂＮ、ＮｂＣおよびＴｉＣが析出し、その結果、接合部の硬度上昇を抑えることができたと考えられる。
これに対して、７００〜１３００℃の温度範囲における溶接部の冷却速度が５００℃／ｓよりも大きくなるように入熱して接合された、本願の比較例であるＮｏ．１４〜１８、および２２の接合部材では、溶接部ビード中央部のビッカース硬さ（Ｈｖ（ｗ））と母材部のビッカース硬さ（Ｈｖ（ｂ））との差が５０よりも大きくなった。これは、溶接後の冷却速度が速いため、ＮｂＮ、ＮｂＣおよびＴｉＣの析出量が少なく、固溶強化によって硬度が上昇したと考えられる。
Ｎｏ．１９の接合部材では、フェライト系単相ステンレスに含まれるＣの量が多いため、溶接部におけるＣの固溶量が大きくなったため、接合部の硬度が高くなった。
Ｎｏ．２０の接合部材では、フェライト系単相ステンレスに含まれるＮｂおよびＴｉの量が少ないため、ＣおよびＮを十分に固定することができなかった（換言すれば、析出することができなかった）ため、接合部の硬度が高くなった。
Ｎｏ．２１の接合部材では、フェライト系単相ステンレスに含まれるＣｒの量が少ないため、冷却中にマルンテンサイト層が生成し、接合部の硬度が高くなった。
Ｎｏ．６〜８および１５の接合部材は、接合する際のレーザ・ＴＩＧ間距離が異なっている。表２に示すように、レーザ・ＴＩＧ間距離が大きくなるにつれて、２つの熱源供給の間で冷却効果が働き、冷却速度が速くなることがわかる。
また、Ｎｏ．５の接合部材とＮｏ．８の接合部材との結果から、後行に熱源が大きいＴＩＧ溶接を用いることにより冷却速度が遅くなることがわかる。
また、Ｎｏ．６の接合部材とＮｏ．９の接合部材との結果から、ＴＩＧ電流値が大きくなるほど（換言すれば、熱源が大きくなるほど）、冷却速度が遅くなることがわかる。
具体例を図５に示す。図５は、素材として表１のＮｏ．４のフェライト単相ステンレス鋼を用いて、レーザ・ＴＩＧ複合溶接（ＴＩＧ先行）を施したＮｏ．１１の接合部材と、レーザ単独溶接を施したＮｏ．２２の接合部材について、ビード中央部からの距離と断面ビッカース硬さとの関係を示すグラフである。ビード部中央部が最もビッカース硬さが高いが、ビード部中央部と母材部とのビッカース硬さ差を比較すると、レーザ・ＴＩＧ複合溶接を施したＮｏ．１１の接合部材は、明らかにレーザ単独溶接を施したＮｏ．２２の接合部材よりも硬度上昇が抑制されている。
次に、発明例であるＮｏ．５〜９の接合部材、および比較例であるＮｏ．１５〜１７の接合部材について、溶接部の析出物の面積率の測定、Ｖ曲試験、および、歪み時効測定を行った。
溶接部の析出部の面積率は、ＦＥ−ＥＰＭＡを用いて行った。条件は、以下のとおりである。
使用装置：ＪＸＡ−８５３０Ｆ（日本電子株式会社製）
加速電圧：１５ｋＶ
分析領域：１００μｍ×１００μｍ （５００×５００視野、測定間隔０．２μｍ）
分析元素：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ（ただし、ＴｉＮ介在物は除く）
当該試験では、面分析から、ＮｂおよびＴｉの特性Ｘ線波長を基に析出物を同定した。ＮｂおよびＴｉ系の析出物がない固溶状態におけるＮｂおよびＴｉの特性Ｘ線のカウント数がｎの場合、統計処理学に基づいて算出した下記の式（１）に示す値Ｎを析出部と判定する閾値とした（参考文献：：副島啓義 ： 「電子線マイクロアナリシス―走査電子顕微鏡、Ｘ線マイクロアナライザ分析法」,日刊工業新聞社,東京, (1987), 111-113.）。
Ｎ≧ｎ＋３√ｎ ・・・（式１）
当該試験では、ｎを９カウント、析出物と同定する閾値Ｎを２０カウントとして測定した。Ｎが２０カウント以上である視野の比率を析出物の面積率とした。なお、この方式で算出される析出物の面積率は、実際の析出物の面積率よりも過大評価される。
使用装置：ＪＸＡ−８５３０Ｆ（日本電子株式会社製）
加速電圧：１５ｋＶ
分析領域：１００μｍ×１００μｍ （５００×５００視野、測定間隔０．２μｍ）
分析元素：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ（ただし、ＴｉＮ介在物は除く）
当該試験では、面分析から、ＮｂおよびＴｉの特性Ｘ線波長を基に析出物を同定した。ＮｂおよびＴｉ系の析出物がない固溶状態におけるＮｂおよびＴｉの特性Ｘ線のカウント数がｎの場合、統計処理学に基づいて算出した下記の式（１）に示す値Ｎを析出部と判定する閾値とした（参考文献：：副島啓義 ： 「電子線マイクロアナリシス―走査電子顕微鏡、Ｘ線マイクロアナライザ分析法」,日刊工業新聞社,東京, (1987), 111-113.）。
Ｎ≧ｎ＋３√ｎ ・・・（式１）
当該試験では、ｎを９カウント、析出物と同定する閾値Ｎを２０カウントとして測定した。Ｎが２０カウント以上である視野の比率を析出物の面積率とした。なお、この方式で算出される析出物の面積率は、実際の析出物の面積率よりも過大評価される。
溶接部の靱性を評価するため、オートグラフの圧出試験装置を用いて、Ｖ曲げ試験を行った。試験片の大きさは幅２０ｍｍ×長さ６０ｍｍであり、長さ方向のほぼ中央部に幅２０ｍｍの溶接部が含まれる。この試験片の溶接部の位置が曲げの稜線となるように、先端がＶ字形状となっているパンチを押込んで曲げ試験とした。パンチの先端のＲは１ｍｍ、押込み速度は３０ｍｍ／ｍｉｎとした。
試験温度は、以下のように調整した。熱電対を取り付けた試験片を液体窒素（−１９６℃）に浸漬し、試験片の温度が−１８０℃以下となってから１分間その温度を維持した。その後、試験片を液体窒素から取り出し、試験片の温度が常温に戻っていく過程で、試験片が−２０℃になった段階でＶ曲げ試験を行った。
歪み時効測定では、４００℃−２０％の引張試験後の溶接部の硬度と、当該引張試験前の溶接部の硬度との差ΔＨｖを測定した。ΔＨｖが小さいほど、歪み時効が小さくなる。すなわち、ΔＨｖが小さいほど、溶接部に固溶しているＮｂおよびＴｉの量が少ないことを示唆する。
表３に、溶接部の析出物の面積率の測定、Ｖ曲試験、および、歪み時効測定の結果を示す。
表３に示すように、発明例であるＮｏ．５〜９の接合部材では、析出物の面積率が１．８％以上であった。これに対して、比較例であるＮｏ．１５〜１７の接合部材では、析出物の面積率が１．８％よりも小さかった。
また、Ｎｏ．５〜９の接合部材では、Ｖ曲げ試験において割れが発生しなかった。これに対して、Ｎｏ．１５〜１７の接合部材では、Ｖ曲げ試験において割れが発した。
また、Ｎｏ．５〜９の接合部材は、比較例であるＮｏ．１５〜１７の接合部材に比べて、ΔＨｖが小さかった。すなわち、Ｎｏ．５〜９の接合部材における接合部では、溶接部に固溶しているＮｂおよびＴｉの量が少ないことがわかる。
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 レーザ溶接を行うレーザ光のビーム
２ ＴＩＧ溶接を行うトーチ
３ 素材
２ ＴＩＧ溶接を行うトーチ
３ 素材
Claims (4)
- 質量％で、（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有するフェライト系単相ステンレスどうしを溶接する溶接方法であって、
第１の熱源によって入熱することにより前記フェライト系単相ステンレスどうしを接合した接合部を形成する第１入熱工程と、
前記第１入熱工程後に前記接合部の温度が７００℃まで冷却される前に、前記接合部の温度が１３００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う第２入熱工程と、を含み、
前記第２入熱工程における前記第２の熱源による入熱範囲は、前記第１入熱工程における前記第１の熱源による入熱範囲よりも広いことを特徴とする溶接方法。 - 前記第２入熱工程では、前記接合部の温度が１０００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が４００℃／ｓ以下となるように入熱することを特徴とする請求項１に記載の溶接方法。
- 前記第２入熱工程では、
前記接合部の温度が１３００℃〜１０００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が９００℃／ｓ以下となるように入熱するとともに、
前記接合部の温度が１０００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が４００℃／ｓ以下となるように入熱することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接方法。 - 質量％で、（１）Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、およびＮｂ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上と、（２）Ｃ：０．０１５％以下と、（３）Ｎ：０．０２０％以下と、（４）Ｃｒ：１１．０〜３５．０％と、を含有するフェライト系単相ステンレスどうしを溶接する溶接方法であって、
第１の熱源によって入熱することにより前記フェライト系単相ステンレスどうしを接合した接合部を形成する第１入熱工程と、
前記第１入熱工程後に前記接合部の温度が７００℃まで冷却される前に、前記接合部の温度が１３００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が５００℃／ｓ以下となるように第２の熱源により当該接合部に対して入熱を行う第２入熱工程と、を含み、
前記第２入熱工程では、
前記接合部の温度が１３００℃〜１０００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が９００℃／ｓ以下となるように入熱するとともに、
前記接合部の温度が１０００℃〜７００℃の温度範囲において、前記接合部の冷却速度が４００℃／ｓ以下となるように入熱することを特徴とする溶接方法。
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