JPS62230495A - 溶製二相ステンレス鋼用溶接材料 - Google Patents

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） この発明は、溶解法により製造されたフェライト相とオ
ーステナイト相の二相金属組織を有するステンレスｆｆ
４（以下、単に溶製二相ステンレス鋼という）の溶接に
使用して靭性と耐食性に優れた溶接金属が得られる溶接
材料に関する。

（従来の技術） 周知のとおり、Ｃｒ系ステンレス鋼は、その組織からフ
ェライト系とマルテンサイト系に分けられＣｒ−Ｎｉ系
ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼と呼ばれ
ている。このうちフェライト系ステンレス鋼は安価で耐
食性、溶接性に優れているが強度や靭性が低く、また塩
素イオンなどを含む還元性環境に曝されると孔食を発生
し易いという欠点がある。しかし高Ｃｒ、高Ｍｏとする
ことにより耐孔食性や応力腐食割れ性は、かなり高くな
るとされている。

他方、オーステナイト系ステンレス鋼は耐食性に最も優
れ、かつ良好な靭性と高い強度を有しているが、溶接に
よる熱影響を受けるとクロム炭化物を析出して、いわゆ
る粒界腐食を発生し、また溶接による残留引張応力のも
とで塩素イオンなどを含む還元性環境に曝されると、応
力腐食割れ（Ｓ　ＣＣ）を生じて早期に破壊するという
欠点がある。

二相ステンレス鋼は、フェライトとオーステナイトの二
相金属組織とし、さらに高Ｃｒ＋　高Ｍｏ、高Ｎとする
ことにより、前記フェライト系ステンレス鋼とオーステ
ナイト系ステンレス鋼双方の長所を伸ばし、欠点を解消
したものである。従って、その特性は優れた耐食性と靭
性、強度を有し、しかも塩素イオンなどの還元性環境下
においても極めて高い耐応力腐食割れ性と耐孔食性を存
するものとなっている。このため、この種の二相ステン
レス鋼は、化学工業や石油工業のあらゆる箇所、あるい
は海水用の熱交換器やコンデンサーなどの最適材料とし
て近年広く利用されるようになってきた。

（発明が解決しようとする問題点） 然しなから、この種の二相ステンレス鋼は高Ｃｒｓ高Ｍ
ｏ、高Ｎであるため、高温加熱によってステンレス鋼中
にシグマ相（鉄とクロムの化合物）などの金属間化合物
やクロム系炭窒化物の析出が生じ易く、しかもこの傾向
が二相組織によって一層顕著に現れるという欠点がある
。従って、溶接を行った場合には、加熱により溶接棒等
の溶接材料とともに熔融、凝固した溶接金属にシグマ相
脆化や粒界腐食を発生して、二相ステンレス鋼本来の優
れた靭性、耐食性が著しく阻害されるという問題を生じ
る。

本発明は、このような問題を解決するためになされたも
ので、二相ステンレス鋼の溶接に使用して、溶接金属に
シグマ相脆化や粒界腐食を発生することのない溶接材料
を提供しようとするものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者等は溶製二相ステンレス鋼を母材とする溶接に
ついて、溶接金属の靭性の低下および耐食性の低下を防
止するため、鋭意研究を重ねてきた。

その結果、二相ステンレス鋼の溶接に使用する溶接棒や
溶接ワイヤ等の溶接材料の成分であるＣｒ。

Ｍｏ、　Ｎの添加量を一定の範囲に制限するとともに、
溶接金属の組織が一定範囲のフェライト（α）／オース
テナイトＤ）比率となるようにオーステナイト形成元素
であるＮｉを添加した場合には、溶接金属がα単相組織
となって凝固し、凝固時の元素分配をほとんど生じるこ
となく凝固後の冷却過程でγ相を析出してα＋γの二相
組織となることを知見した。そして、種々の実験を行っ
た結果、上記の溶接金属が母材である二相ステンレス鋼
と同等の極めて高い耐食性と靭性を有していることを見
出した。

すなわち本発明は、Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｎを重量％で示す
下記の範囲に制限するとともに、下記パラメータｆ’ｈ
ｌが一２≦ＰｈＩ　≦２となるようにＮｉを添加し、か
つ上記ＰｈＩ　とＮ量の関係がＯ≦Ｎ−０，ｌＰｈ１≦
０．３３を満足するよう成分調整し、残部実質的に不純
物とＦｅからなる溶製二相ステンレス鋼用溶接材料を要
旨とする。

２６≦Ｃｒ≦３２．３≦Ｍｏ≦４．５．０．０５≦Ｎ≦
０．３５、Ｃｒｅｑ−６ 但し、Ｃｒｅｑ　（クロム当！ｉ）　＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１
．５５ｉＮｉｅｑにッケル当１）　−Ｎｉ＋３０（Ｃ＋
Ｎ）＋０．５Ｍｎなお、パラメータｐｈｔ　はＰｈａｓ
ｅ　Ｉｎｄｅｘであり、第１図に示すように溶接金属き
組織のα／γ比と化学組成の関係を表し、シエフラ−（
Ｓｃｈａｅｆｆｌｅｒ）の組織図に基づき実験により求
めたものである。

すなわち、シェフラーの組織図を基に母材の組成と溶接
材料の組成、稀釈率から推定される溶接金属の＆［ｌ織
のａ　／　１比率をＣｒｅｑ　（クロム当ｆｉ）とＮ１
ｅｑ　にッケル当量）によって示すのがパラメータｐｂ
ｔであり、ｐｈｔの値はα形成元素（Ｃｒ、　Ｍｏ）が
多いほど小さくなり、Ｔ形成元素（Ｎｉ、　Ｎ）が多い
ほど大きくなる。

本発明における主要成分の限定理由は、それぞれ下記の
とおりである。

Ｃｒ、　Ｍｏ　：溶接金属の耐孔食性に対しては指数Ｃ
ｒ＋３Ｍｏとして寄与すると言われており、高濃度塩化
物環境下での優れた耐食性を維持するためには、Ｃｒ＋
３Ｍｏ≧３５以上必要である。低Ｃｒ−高Ｍｏ材でもこ
の指数Ｃｒ＋３Ｍｏを３５以上とすることは可能である
が、Ｍｏを高めると、溶接材料として線材に加工する際
の加工性が損なわれ、経済性が失われるために、Ｃｒを
２６％以上、Ｍｏを４．５％以下とした。またＣｒ３２
％以下としたのも同様の理由による。

Ｎ：本発明の成分調整は、溶接金属が凝固する際にα単
相組織とし凝固後の冷却過程でＴを析出させて、高耐食
性のα＋Ｔ二相組織とする。しかし、低Ｎ材ではＴ相析
出に寄与する主な元素が拡散速度の小さいＮｉとなるた
め冷却時に拡散移動してＴ相を析出させることが困難で
ある。このため、拡散速度の大きいγ形成元素であるＮ
を０．０５％以上添加する必要がある。一方気体元素で
あるＮが多過ぎると溶接金属内での気孔の発生および靭
性劣化の原因となるため上限を０．３５％以下とした。

Ｎｉ：他の元素Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｎの量に応じてパラメ
ータＰｈＩの値が一２以上、２以下となるように規制す
る。これを実施例に対応する第１図に基づいて説明する
と、ＰｈＩを一２以上（第１図の境界ｖＡＡ）としたの
は、−２以下では溶接金属のα量が多くなり靭性、耐食
性が劣化するからである。しかし、ＰｈＩが一２以上の
領域でもＮが高くなるとα相の多い領域では窒化物が析
出して靭性が劣化する。

このため、Ｎ−０，ｌＰｈ１≦０．３３という規制を設
けた（境界線Ｂ）。

一方、ＰｈＩが２以上の領域（境界線Ｃ）では、溶接金
属がα＋Ｔ二相凝固となり、α相中にＣｒ、Ｍｏが偏析
して高濃度となる。高Ｃ「−高Ｍｏとなったα相は、凝
固後の冷却時あるいは次層溶接時の熱影響によりシグマ
相析出が生じて脆化する。これを防止するため、溶接金
属がα単相凝固となるｐｈｔ　≦２に限定した。しかし
Ｎｌｉが低くなるにつれてシグマ相析出に対する抵抗性
が弱くなるため、α相中のＣｒ、　Ｍｏ分配を下げる目
的からｐｈｔ値を小さくする必要がある。そこで、Ｎ−
０，Ｉｐｈｒ≧０なる規制を設けた（境界線Ｄ）。

なお、境界線Ｅ、Ｆについては、前記Ｎの限定理由の項
で述べたとおりである。

なお、Ｃｒ、　Ｍｏ＋　Ｎｉ　　Ｎｉ以外の成分である
Ｃ、　Ｓｔ。

Ｍｎ＋　Ｐ、　Ｓについては、これらの成分を特に制限
する必要はなく、はぼ通常の二相ステンレスｗ４ｅｓｔ
ｌｓ３２９Ｊ１）のレベルに調整されていればよい、た
だし、Ｓｉの含有量はＣｒｅｑ値に影響し、ＭｎはＮ１
ｅｑに影響する。Ｃは周知のとおりＣｒ炭化物を生成し
て粒界腐食を生じる元素であるため、０．０４％以下に
抑えるのが望ましい。またＳｉは、多量に添加すると靭
性を損なうので、１．５％以下に抑えるのが良く、Ｍｎ
は２％以下であることが望ましい、ｐ、　ｓは溶接割れ
感受性を高めるため、いずれも低いほどく０．０３％以
下）望ましい、勿論、これらの元素は必要に応じてその
世を増減しても良く、これら以外の元素を添加すること
も可能である。

次ぎに、実施例について記載する。

（実　施　例） 第１表に示す３０種の溶接材料を製作した。すなわち、
１番から１４番までの溶接材料は、本発明に従って成分
を調整したもの、１５番から３０番の溶接材料は、成分
を本発明範囲外に調整した比較例である。上記３０Ｊ４
の溶接材料は、いずれも５０ｋｇ真空溶製した材料を’
ｌ　ａｍ　ｔに鍛造圧延後、機械加工により２　Ｘ　２
　Ｘ５００（龍）のＴＩＧ溶接用の溶接棒としたもので
ある。

供試母材として第２図（イ）に示すような開先（１）を
、溶接材料と全く同じインゴットからそれぞれ３０種製
作した。これらの開先１１）は、いずれも真空溶製した
二相ステンレス鋼を板厚（ｔ）１０鰭に鍛造圧延した後
、機械切削により形成したもので、ルート間隔（ｇ）１
〜２龍、ルート面（ｆ）１．０鶴、開先角度（θ）５０
°である。

前記第１表に示した３０種の溶接材料と、その溶接材料
と全く同じ化学成分の母材を組み合わせてＴＩＧ溶接法
により上記開先の突合せ溶接を行なった。溶接姿勢は下
向きとし、第２図（ロ）に示すような６層盛とした。他
の溶接条件は、第２表に示すとおりである。

第　　　２　　　表　　　　　″ ３０種の全ての母材溶接材料について共金による溶接継
手（１°）を作製し、衝撃試験と孔食発生試験を実施し
た。

（１）　　衝撃試験 第３図に示すように、溶接継手（ｌｏ）より溶接金属（
２）部を中心とした１０鳳−（ｔ）　ｘ　１０龍（ｗ）
×５００Ｉ■（１）の試験片（３）を採取し、溶接金属
（２）の中央部側面に、深さくｄ）２■−９（θ）４５
°のＶノツチ（４）を設けて０℃にてシャルピー衝撃試
験を行い、その吸収エネルギーにより溶接金属の靭性を
評価した。

結果は、第４図および第１表に示すとおり、本発明の成
分条件を満足する母材溶接材料１〜１４番により溶接さ
れた溶接継手（２）部の衝撃値は、いずれも５Ｋｇｆｗ
／ｃａ＋”以上（○印で示す）であり、母材と同等の高
いレベルを有していることが判明した。これに対して、
本発明の成分条件を満足していない１５〜３０番の溶接
材料により溶接された溶接金属（２）部の衝撃値は、い
ずれも５Ｋｇｆｍ／ｃｏ＋”以下（×印で示す）であり
、母材の衝撃値に及ばないことが判明した。

（２）孔食発生試験 第５図に示すように、溶接継手（１“）の初層溶接裏面
側より、２　ａｍ（ｔ）　Ｘ　５　＊麿（ｗ）　Ｘ２０
龍（１）の試験片（３）を採取し、８０℃、Ａｒ脱気し
た人工海水中に浸漬してポテンショスタンドを用い、動
電位法により孔食発生電位を測定した。

結果は、第６図および第１表に示すとおり、本発明の成
分条件を満足する溶接材料１〜１４番により溶接された
試験片（３）の孔食電位は、いずれも０．６　Ｖ　ｖｓ
　ＳＥＣ以上（０印で示す）と高い数値を示し、溶接金
属が優れた耐食性を有していることが確認された。これ
に対して、本発明の成分条件を満足していない溶接材料
１５〜３０番により溶接された試験片（３）の孔食電位
は、０．５〜０．６Ｖ　ｕｓ　５ＥＣ（Δ印で示す）あ
るいは０．５Ｖ　ｖｓ　ＳＥＣ以下（Ｘ印で示す）と、
いずれも本発明範囲内のものよりも低い数値であること
が判明した。

（発明の効果） 以上に説明したとおり、本発明の溶接材料は、高濃度塩
素イオン環境下においても高靭性、高耐食性を有する二
相ステンレス鋼に使用して、母材の性能を損なうことの
ない高靭性、高耐食性の溶接金属を形成することができ
る。従って、この種の二相ステンレス鋼の用途を限りな
く広げることが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は成分パラメータＰｈＩ　と溶接金属のフェライ
ト量の関係を示すグラフ図、第２図（イ）は開先を説明
する要部断面図、第２図（ロ）はと−ドの盛り数を説明
する要部断面図、第３図は溶接開先より採取した耐衝撃
試験片の形状を説明する図で、同図（イ）は側面図、（
ロ）は平面図、第４図は本発明溶接材料の成分の限定範
囲と衝撃値の関係を示すグラフ図、第５図は溶接開先よ
り採取した孔食電位試験片の形状を説明する図で、同図
（イ）は側面図、（ロ）は平面図、第６図は溶接金属の
孔食電位とＣｒ、　Ｍｏ量の関係を示すグラフ図である
。　ｌ：開先、ｌｏ：溶接継手、２：溶接金属、　　３
：試験片 出　願　人　　　住友金属工業株式会社代理人弁理士　
　　　　生　形　元　重　□　　。 代理人弁理士　　　　　吉　１）正　二　１１１！ごｌ
！；−１写１電 第　　２　図 Ｖ 第　　３　凶 第　　１　図 ｈｌ

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎを重量％で示す下記の範囲に制限
   するとともに、下記パラメータＰｈＩが−２≦ＰｈＩ≦
   ２となるようにＮｉを添加し、かつ上記ＰｈＩとＮ量の
   関係が０≦Ｎ−０．１ＰｈＩ≦０．３３を満足するよう
   成分調整し、残部実質的に不純物とＦｅからなる溶製二
   相ステンレス鋼用溶接材料。 ２６≦Ｃｒ≦３２、３≦Ｍｏ≦４．５、０．０５≦Ｎ≦
   ０．３５、 パラメータＰｈＩ＝［１４（Ｎｉｅｑ−０．６１Ｃｒｅ
   ｑ＋５．６）］／（Ｃｒｅｑ−６） 但し、Ｃｒｅｑ（クロム当量）＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓ
   ｉ Ｎｉｅｑ（ニッケル当量）＝Ｎｉ＋３０（Ｃ＋Ｎ）＋０
   ．５Ｍｎ