JPH03118981A

JPH03118981A - ２相ステンレス鋼のプラズマ溶接法

Info

Publication number: JPH03118981A
Application number: JP25838389A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Ogawa; 和博小川; Minoru Miura; 実三浦
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-10-02
Filing date: 1989-10-02
Publication date: 1991-05-21

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、２相ステンレス鋼のプラズマ溶接法に関する
。

〔従来の技術〕

２相ステンレス鋼は、周知のようにフェライトとオース
テナイトの２相組織からなり、通常は４０％〜６０％の
フェライト相を含有している。２相ステンレス鋼の溶接
には、フエライトステンレス鋼やオーステナイトステン
レス鋼と同様に被覆アーク溶接、ＭＩＧ？＠接、ＴＩＧ
溶接、サブマージアーク溶接法が用いられ、一部ではプ
ラズマ溶接法も用いられている。

（発明が解決しようとする課題〕しかし、２相ステンレス鋼の溶接に被覆アーク溶接、Ｍ
ＵＧ溶接、ＴＩＧ溶接、サブマージアーク溶接の各溶接
法を採用すると、次のような問題が生じる。

被覆アーク溶接では溶接欠陥が発生しやすく、しかも能
率が低い。ＭＴＣ溶接では溶接欠陥が生じやすく、Ｔ　
Ｉ　ｃ　溶接は低能率である。サブマージアーク溶接に
は、溶接部の靭性が悪化し、溶接高温割れを生じやすい
といった問題がある。また、プラズマ溶接法を採用した
場合には、シールドガスに添加されたＨ２ガスによる脆
化割れが問題になる。

本発明は前述の各溶接法における問題を全て解決した高
能率で、しかも健全な溶接部が得られる２相ステンレス
鋼の溶接法を提供することを目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

従来の２相ステンレス鋼に採用されている被覆アーク溶
接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＣ溶接、サブマージアーク溶接の
各溶接法は、溶接欠陥の発生や高温割れ等の問題が発生
しやすく、溶接管、溶接構造物への適用は困難とされて
きた。これに対し、プラズマ溶接法を採用した場合に発
生する問題はシールドガスに添加されたＨ２ガスによる
脆化のみであり、前述の各溶接法の問題は発生しない。

従って、Ｈ２ガス添加の影響を無害化して水素脆化によ
る別れの発生を防止できれば、２相ステンレス鋼を何ら
問題なく高速溶接できる。

本発明者らは、斯かる観点から２相ステンレス鋼を高能
率かつ健全に溶接するにはプラズマ溶接法が適切である
と判断し、種々の実験研究を繰り返した結果、次の知見
を得た。

２相ステンレス鋼をプラズマ溶接する際に、シールドガ
スにある一定以上のＨ２ガスを添加すると、溶接速度を
向上させ得るが、その一方でＨｚガスが水素脆化を助長
する惧れが増す。このＨ２ガスの悪影響を除去する手段
としては、溶接金属におけるＰｈｌの選定が効果的であ
る。

すなわち、溶接金属において適切なＰｈＩを選択し、オ
ーステナイト／フェライト比率を適正に保つと、拡散性
水素がオーステナイト中に固溶され、割れの発生が阻止
されるのである。

また、溶接後３０分以内に熱処理を行うと、拡散性水素
が割れを発生させる前に溶接部外に放出されるので、こ
れも割れの防止策として有効であり、その結果、Ｐｈｉ
の許容範囲が広がり、溶接施工性が著しく改善される。

その場合、熱処理温度が２００　’Ｃ以上であると、水
素ガスの放出速度が速まり、局部拡散も阻止されて割れ
の発生がより効果的に防止される。

本発明は斯かる知見に基づきなされたもので、２相ステ
ンレス鋼のプラズマ２容接法において、溶接金属が重量
％で１８％≦Ｃｒ≦３０％、０．０５％≦Ｎ≦０．３％
、−１≦Ｐｈｌ≦４ただしＰｈ１＝１４　（Ｎｉａａ−０，６１Ｃｒａ、＋
＋５．６）／　（Ｃｒｅｐ−６）Ｃｒ、、ｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓ　ｉＮ　Ｉ　＠Ｑ　
＝Ｎ　ｉ　＋　０．　５　Ｍ　ｎ　＋３０　（Ｃ＋　Ｎ
　）（ただし元素記号は重量％）を満足し、かつ、プラズマガスとシールドガスの少なく
とも一方が常温での体積％で５％≦ｘ≦３０％ただしｘ
Ｈｔ　＋　（１００ｘ）Ａｒを満足することを特徴とする２相ステンレス鋼のプラズ
マ溶接法を要旨とする。

溶接後は必要に応じて、３０分以内に溶接部を２００−
１３００℃で固溶化熱処理することができる。ただし、
−３≦Ｐｈｉ＜−１とした場合は、上記熱処理は必須と
する。すなわち、上記熱処理により許容Ｐｈｌは−１〜
４がら−３〜４の範囲に拡大される。

〔作　　用〕

Ｐ　ｈ　Ｉ　　（Ｐｈａｓｅ　Ｉｎｄｅｘ）は、第１図
で示すように、溶接金属組織のフェライト／オーステナ
イト比率を推定するためのパラメータであり、シエフラ
ーの組織図に基づき実験により求められたものである。

すなわち、シェフラーの組織図を基に母料組成と溶接材
料の組成、希釈率から推定される溶接金属組織のフェラ
イト／オーステナイト比率をクロム当量ｃ　ｒ　ａｑと
ニッケル当〒Ｎ　ｌｅＱによって示すのがパラメータＰ
ｈｌである。このＰｈｉの値は、フェライト形成元素（
Ｃｒ、Ｍｏ）が多いほど小さくなり、オーステナイト形
成元素（Ｎｉ、Ｎ）が多いほど大きくなる。

本発明のプラズマ溶接法においては、溶接金属のｆ’ｈ
ｌは基本的には一１以上、４以下に規制する。Ｐｈｌが
−１未満ではフェライトｆｉｔが増加し、相対的にオー
ステナイｌｉｔが減少することがら、オーステナイト中
に固溶する水素■が制限され、水素脆化による割れが生
じる。逆にＰｈｌが４を超えると凝固偏析が生じて街？
靭性が低下する。

ただし、溶接後に熱処理を行う場合は、Ｐｈｉの下限は
−３にまで拡大される。

溶接金属中のＣｒ量は１８％以上、３０％以下とするが
、これは１８％未満では耐食性が低下し、３０％を超え
ると熱間加工性が悪くなるからである。Ｎｌを０．０５
％以上、０．３％以下としたのは、０．０５％未満では
Ｐｈｌ＜−１の場合と同様に溶接金属のフェライトｌが
増加して水素脆化による割れが発生し、０．３％を超え
ると熱間加工性が悪くなるからである。

本発明のプラズマ溶接法においては、溶接金属の成分を
上記のように管理すると共に、プラズマガスとシールド
ガスの少なくとも一方をＡｒガスとＨ２ガスの混合ガス
とする。Ａｒガスに対する■４□ガスの混合比を常温で
の体積％で５％以上、３０％以下としたのは、この混合
比が５％未満では、溶接速度の上昇効果が十分に得られ
ず、３０％を超えて添加しても、溶接速度の上昇効果が
飽和し、水素脆化の弊害のみが増長されるからである。

水素ガスの混合はプラズマガスとシールドガスとのいず
れか一方に行ってもよく、プラズマガスとシールドガス
との両方に行うこともできる。

溶接後は、−１≦Ｐｈｌ≦４の場合は適宜熱処理を行い
、−３≦Ｐｈｌ＜１の場合は溶接後熱処理を必須とする
。この熱処理においては、処理開始時間と加熱温度とが
重要である。処理開始時間を）容接後３０分以内とした
のは、溶接後３０分を過ぎて熱処理が開始されると、溶
接部の応力集中部に水素が拡散して割れが発生するから
である。

すなわち、３０分以内に熱処理することにより、溶接部
の応力集中部に水素が拡散する以前に水素が溶接部から
放出されて割れの発生を■止できる。

溶接部の熱処理温度を２００　’Ｃ以上としたのは、２
００℃未満では溶接部からの水素放出速度が遅いために
、水素が局部拡散して割れを発生するからである。また
、１３００℃以下としたのは主に経済性の見地からであ
る。この溶接部の熱処理は、加熱炉での熱処理に限定す
る必要はなく、例えば溶接後３０分以内に次層の溶接を
行うことによっても加熱炉での熱処理と同等の効果を発
現させることができる。

［実施例］以下、本発明のプラズマ？ｇ　ｔｆｉ法の実施例を説明
する。

先ず、本発明のプラズマ溶接法における溶接金属の成分
組成の影響度を検討するために拘束割れ試験を行った結
果を説明する。

第１表に示ずＡ１〜５、Ｂｌ、Ｂ２、Ｃ１〜５の各成分
組成からなる２相ステンレス鋼を溶製し、鍛造した後、
圧延して幅７４．５　ｍｍ、厚さ２０ｍｍ、長さ２．５
０　ｍｍ板材となし、更にその２枚を幅方向にｌＩｎｌ
１１の間隙をあけて連結して第２図（ａ）に示す試験片
ｌとした。試験片ｌを構成する２枚の板材２．２は上面
より幅２ｍｍの２本のビード４を１５０ｍｍの間隔をあ
けて間隙３に対して直角方向に形成することにより連結
した。そして、この試験片１の２本のビード４に挾まれ
た幅１ｍｍ、長さ１５０画の間隙３にプラズマ溶接を施
して幅２ｍｍ、長さ１５０薗のビード５を形成した。こ
の時の施工条件は溶接電圧：３２■、溶接電流：２０Ｏ
Ａ、溶接速度：　３０ｃｍ／ｍｉｎ　、プラズマガス：
１ｏ％Ｈ２十９０％Ａｒ、シールドガス：１０％Ｈ，＋
９０％Ａｒとした。

以上のようにして、同一母材組成および同一施工条件の
試験片１を２＆［１作製した後、ＩＭｉは溶接施工後に
熱処理をせず、そのまま約１日放置した。

他の１組は溶接施工後に５分間放置した後、１゜５０℃
で３０分間熱処理した。

熱処理をせずに放置した試験片１および熱処理をした試
験片ｌを第２図（ｂ）に示すようにと一ド５に対し直角
に等間隔で切断して、それぞれの試験片１より第２図（
Ｃ）に示す試料６を５本採取した。

各組成毎に採取した試料６は、断面を鏡面研磨後、金属
顕微鏡で検鏡（Ｘ１００）して、溶接部７の割れの有無
を判別した。溶接部７に割れのない試料６からは更に第
３図に示すように幅１０ｍｍ、ｒ！！−さ２．５Ｍ、長
さ５５ｍｍの試験片８を採取し、この試験片８をシャル
ピー衝撃試験に供してｏ′ｃでの溶接金属の衝撃値を測
定した。熱処理をしない場合と、熱処理をした場合の試
験結果を試験片成分に対応させて第４図（ａｌ、（ｂ）
に示す。試験片成分は、溶接金属の成分組成と同一であ
る。

熱処理をしない場合には、第４図（ａ）に示すように、
−１≦Ｐｔｌ≦４かつ０．０５％≦Ｎの範囲で割れが発
生せず、衝撃値も１０　ｋｇ　ｆ　ｍ　７ｃｍ２以上で
ある。熱処理をした場合には、第４図（ｂ）に示すよう
に、割れが発生しない範囲が一３≦Ｐｈｌ≦４まで拡が
り、衝撃値も、この範囲で１０ｋｇｆｍ／ｃｄ以上を示
している。

また、ＡＩ、Ａ２、Ａ４、Ｃ２の組成からなる試料を使
用し、ＪＩＳＣ；０５７３に準拠した６５％硝酸硝酸状
験を行った。試験結果を第５図に示す。本発明法で規定
した成分組成の試料Ａ１、Ａ２、Ａ４はＣｒ１ｌが適正
で耐食性が良好であるが、本発明範囲外の成分組成から
なる試料Ｃ２はＣｒ不足により耐食性が著しく低い。

次Ｇこ、溶接後熱処理の条件を検討した結果を説明する
。Ａ２の組成からなる前記試験片ｌの間隙３に対して、
プラズマ溶接を前記同様の施工条件で１バス施工した後
、その試験片ｌを１５〜４０分間放置し、しかる後、２
０〜１２５０℃の温度で３分間恒温保持した。そして、
試験片ｌより５本の試料６を採取し、各試料６の断面を
鏡面研磨後、金属顕微鏡で検鏡（Ｘ１００）して溶接部
７の割れの有無を調査した。試験結果を第６図に示す。

溶接後３０分以内に熱処理を開始し、がっ熱処理温度が
２００℃以上であると、割れは発生しない。

また、シールドガスへの水素添加の影♂度を次のように
して検討した。

Ａ２の組成からなる幅１００鴫、長さ２００印、厚さ５
薗の板材に対し、プラズマ溶接、ＴＩＧ溶接でビードオ
ン溶接（溶接電流２５０Ａ）を実施した。この時、シー
ルドガス組成を純Ａｒから３５％Ｈ，＋６５％Ａｒまで
変化させた。水素添加の効果はビードの断面形状から判
断し、第７図に示すような欠陥ビードの発生しない最大
溶接速度、すなわち限界溶接速度で評価した。なお、プ
ラズマガスは純Ａｒとした。

結果を第８図に示すが、Ａｒガス中に占めるＨ２ガスの
割合が増加するにつれて限界溶接速度は上昇する。ただ
し、Ａｒガス中に占めるＨ２ガスの割合が３０％付近に
なると限界溶接速度の上昇は飽和し、水素跪化割れを促
すことになる。なお、Ｔ＋ｃ溶接では、限界溶接速度は
プラズマ溶接の１／２〜１／３であった。

最後に、本発明のプラズマ溶接法と他の溶接法との比較
試験結果を説明する。

Ａ２の成分組成からなる幅１００ｍｍ、Ｉ’Ｊさ１０閣
、長さ２００ｍｍの板材を圧延により作成した。

この板材に対し、第９図（ａ）〜（Ｃ）に示す開先を加
工した後、プラズマ溶接、ＭＩＧ溶接、被覆アーク溶接
、サブマージアーク溶接を実施した。上記各溶接法の実
施条件を第２表に示し、溶接材料の組成を第３表に示す
。プラズマ溶接の場合は、シールドガスとして１０％Ｈ
，＋９０％Ａｒを使用し、溶接材料は使用していない。

従って溶接金属の成分組成は母材の成分組成に一致する
。ＭＩＧ溶接の場合には、シールドガスとして５％ＣＯ
□　ト９５％Ａｒを使用し、溶接材料Ｆ１を使用した。

被覆アーク溶接およびサブマージアーク溶接の場合には
シールドガスは使用せず、溶接材料は前者がＦ２、後者
がＦｌとした。

各溶接法によりそれぞれ２ｍ分のビードを形成した後、
板材を溶接後３０分以内に１０５０　’Ｃで３０分間熱
処理し、Ｘ線透過試験に供して単位面積当りの溶接欠陥
数を測定した。Ｘ線透過試験が終了した板材より第１Ｏ
図に示す試験片９を採取し、これをシャルピー衝撃試験
に供して）合接金属の衝撃値も測定した。測定結果を第
１１図に示す。

プラズマ溶接法は溶接欠陥発生率が非常に少なく、２０
　ｋｇ　ｆ　ｍ　７ｃｍ”程度の衝撃値を示し、他の溶
接法よりも格段に靭性の高い接合部を得ることができる
。ちなみに、他の）合接法ではサブマージアーク溶接、
Ｍ■Ｇ溶接、被覆アーク溶接の順に溶接欠陥発生率が増
加し、衝撃値はいずれも１０ｋｇ　ｆ　ｍ　／　Ｃｍ　
”前後にとどまる。

〔発明の効果〕

以上の説明から明らかなように、本発明のプラズマ溶接
法は、水素ガスの多量使用により２相ステンレス鋼を高
能率に溶接し、しかも水素ガスの多量使用にともなう水
素脆化の問題を完全に解決し、２相ステンレス鋼に健全
な溶接部を付与する。

また、溶接後熱処理により溶接金属の許容成分範囲が広
がり、溶接施工性が著しく改善される。

【図面の簡単な説明】

第１図は溶接金属のフェライトｉのＰｈｉとの関係を示
すグラフ、第２図（ａｌ〜（Ｃ）は拘束割れ試験に供す
る試験片の形状説明図、第３図はシャルピー衝撃試験に
供する試験片の形状説明図、第４図（ａ）　（ｂ）は溶
接金属の特性に与える成分組成の影舌を熱処理の有無を
パラメータとして示す図表、第５図は溶接部の耐食性に
及ぼすＣｒ５ｆの影υ度を示すグラフ、第６図は溶接金
属の特性に与える固溶化熱処理条件の影響度を示す図表
、第７図は健全ビードおよび欠陥ビードのビード形状説
明図、第８図はシールドガスの水素添加の影響度を示す
グラフ、第９図は（ａ）〜（ＣＪ本発明溶接法七曲の溶
接法との比較試験に使用した試験片の形状説明図、第１
０図（ａ）　（ｂ）はシャルピー衝撃試験に供する試験
片の形状説明図、第１１図は本発明法と他の溶接法との
欠陥発生率および衝撃値を比較した図表であ図中、１．
８．　１２７試験片、６；試料、７ン容）妾部。第図ｈＩ第３図第図Ｃｒ量（Ｍ量ｌ〉５１５− 第図第図ｌｌ１（−＠Ｎ）Ｎ砧柚場塑第図（Ｃ）第１図アラズマ（本発明法）ＩＧ被覆アークサブマージアーク

Claims

【特許請求の範囲】

（１）２相ステンレス鋼のプラズマ溶接法において、溶
接金属が重量％で１８％≦Ｃｒ≦３０％、０．０５％≦
Ｎ≦０．３％、−１≦ＰｈＩ≦４ただしＰｈＩ＝１４（
Ｎｉ＿ｅ＿ｑ−０．６１Ｃｒ＿ｅ＿ｐ＋５．６）／（Ｃ
ｒ＿ｅ＿ｐ−６）Ｃｒ＿ｅ＿ｐ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５ＳｉＮｉ＿ｅ＿ｑ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０（Ｃ＋Ｎ）（た
だし元素記号は重量％）を満足し、かつ、プラズマガスとシールドガスの少なく
とも一方が常温での体積％で５％≦ｘ≦３０％ただしｘ
Ｈ＿２＋（１００−ｘ）Ａｒを満足することを特徴とする２相ステンレス鋼のプラズ
マ溶接法。
（２）２相ステンレス鋼のプラズマ溶接法において、溶
接金属が重量％で１８％≦Ｃｒ≦３０％、０．０５％≦
Ｎ≦０．３％、−３≦ＰｈＩ≦４ただしＰｈＩ＝１４（
Ｎｉ＿ｅ＿ｑ−０．６１Ｃｒ＿ｅ＿ｐ＋５．６）／（Ｃ
ｒ＿ｅ＿ｐ−６）Ｃｒ＿ｅ＿ｐ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５ＳｉＮｉ＿ｅ＿ｐ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０（Ｃ＋Ｎ）（た
だし元素記号は重量％）を満足し、かつ、プラズマガスとシールドガスの少なく
とも一方が常温での体積％で５％≦ｘ≦３０％ただしｘ
Ｈ＿２＋（１００−ｘ）Ａｒを満足し、更に、溶接後３０分以内に溶接部を２００〜
１３００℃で熱処理することを特徴とする２相ステンレ
ス鋼のプラズマ溶接法。