JPS62230496A

JPS62230496A - 焼結二相ステンレス鋼用溶接材料

Info

Publication number: JPS62230496A
Application number: JP7467286A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Ogawa; 和博小川
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-03-31
Filing date: 1986-03-31
Publication date: 1987-10-09

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、焼結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ｒ％組織を有するステンレス鋼
（以下、単に焼結二相ステンレス鋼という）の溶接に使
用し、て、応力腐食割れ性２靭性、耐食性に優れた溶接
継手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＆［Ｉｖａ
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
鋼は安価で耐孔食性、耐応力腐食割れ性に優れているが
、靭性および強度が低いという欠点を有している。

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り応力
のもとて塩素イオンなどをふくむ還元性環境に曝される
と、応力腐食割れを生じて早期に破壊するという欠点が
ある。

フェライトとオーステナイトの両組織が共存する二相ス
テンレス鋼は、上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の双方の長所を伸ばしたもので
、優れた靭性と耐食性を有している。ところが、耐応力
腐食割れ（以下ＳＣＣと称する）性については、良好で
はあるもののＮｉを含有しないフェライト系ステンレス
鋼に比べて劣るのである。これは、この種の二相ステン
レス鋼が溶解法により製造されているため、凝固時のフ
ェライトとオーステナイト相聞の元素分配に従って、フ
ェライト相が高濃度のＮｉを含有し、ＳＣＣに対する感
受性が高まるからである。

この問題を解決したのが、特開昭６０−１９０５５２号
「焼結ステンレス鋼およびその製造方法Ｊに記載されて
いる焼結法により製造された二相ステンレス鋼である。

これはフェライト系ステンレス鋼とオーステナイト系ス
テンレス鋼を別々に溶解し、粉末にして所定配合の二相
組織に混合した後、焼結させて形成したもので、溶製さ
れた二相ステンレス鋼のように金属凝固時の二相間の元
素分配がなく、混合した鋼粉末のｍｍがそのまま保存さ
れるために、たとえオーステナイト相でＳＣＣが発生し
てもフェライト相には伝播し難いという特性を有してい
る。

このような焼結二相ステンレス鋼の開発により、最近で
はフェライト系の鋼粉末に、極低Ｎｉの５ＵＳ４４４を
用い、オーステナイト系の鋼粉末に、Ｍｏ配合極低炭素
型の５ＩＩＳ３１６Ｌを用いて焼結させた、海水等の高
濃度塩素イオン環境下においても極めて高い耐ＳＣＣ性
、耐孔食性、靭性を有する画期的な二相ステンレス鋼が
製造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、このような焼結二相ステンレス鋼の前記の
特性は、従来の溶製型二相ステンレス鋼の化学組成から
推測される結果とは全く異なるため、溶接を行った場合
に、既存の溶接材料（溶接棒、溶接ワイヤ等）では溶接
金属の耐ＳＣＣ性、耐食性、靭性が低下し、焼結二相ス
テンレス鋼の高い性能が著しく損なわれるという問題が
ある。

本発明は、上記の問題を解決するためになされたもので
、焼結二相ステンレス鋼を母材とする溶接に使用して、
母材と同程度の耐ＳＣＣ性、耐食性。

靭性を備えた溶接金属が得られる溶接材料を従供しよう
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、焼結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ＳＣＣ性、耐食性。

靭性を向上させる研究を重ねて−きた。

その結果、この種の溶接材料の主要成分であるＣｒｌＭ
ｏ、　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）ｌオーステ
ナイト（７）比率となるようにオーステナイト形成元素
であるＮｉを添加して溶製した溶接材料は、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Ｔ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焼結二
相ステンレス鋼とほぼ同等の極めて高い１ｔｓｃｃ性、
耐食性、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、Ｎｉを８％以上添加し
、かつ下記パラメータＰｈＩの値が一１≦Ｐｈｉ≦４と
なるように成分調整し、残部実質的に不純物とＦｅから
なる焼結二相ステンレス鋼の溶接材料を要旨とする。

２０≦Ｃ「≦３５．２．５≦Ｈａ≦４．５．０．０５≦
Ｎ≦０．３ｒｅｑ−６但し、Ｃｒｅｑ　（クロム当量）　　＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１
．５ＳｉＮｉｅｑ（：フケ路　当量）　　−Ｎｉ＋３０
（ＮｉＣ）＋０．５Ｍｎなお、パラメータＰｈｉ　はＰ
ｈａｓｅ　Ｉｎｄｅｘであり、第１図に示すように溶接
金属の組織のα／γ比と化学組成の関係を表し、第１１
図に示すシエフラー（Ｓｃｈａｅｆｆｌａｒ）の組織図
に基づき実験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、希
釈率から推定される溶接金属の組織のフェライト　（α
）ｌオーステナイト　（ｒ）比率をＣｒｅｑ　（クロム
当ｆｆ１）とＮ１ｅｑにッケル当量）によって示すのが
パラメータＰｈ［であり、Ｐｈｉの値はα形成元素（Ｃ
ｒ、　Ｍｏ　）が多いほど小さくなり、Ｔ形成元素（Ｎ
ｉ、　Ｎ　）が多いほど大きくなる。第１図の破線（ａ
）はＰｈ１＝−１を示し、破線（ｂ）はＰｈ１−４を示
しており、破線（ａ）（ｂ）間の斜線部分が本発明の溶
接材料と母材とで形成される溶接金属の組織のα／Ｔ比
許容範囲を示している。

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　　：耐孔食性の向上に有効な元素であり
、指数Ｃｒ＋３Ｍｏで寄与すると言われている。上記指
数（Ｃｒ＋３Ｍｏ）は母材で約２４．これに対して溶接
金属では、凝固偏析を生じるため、指数（Ｃｒ十３Ｍｏ
）を母材以上の２７．５とする必要がある。しかしＣｒ
、　Ｍｏは、材料の加工性および溶接金属の靭性を損な
う元素であるため、Ｃ「の上限値を３５％、　Ｍ。

の上限値を４．５％に制限した。

Ｎ：本発明では、溶接金属を凝固時に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十Ｔ二
相Ｍｉ織とする。このため、上記の冷却過程でＮｉより
も移動度軸ｏｂｉｌｉｔｙ）の大きなＴ形成元素である
Ｎを０．０５％以上添加してＴ相の充分な形成を図る必
要があるからである。しかし、Ｎは気体元素であるため
多量の添加は、溶接金属中に気孔の発生を招く、このた
め、０．３％以下とした。

Ｎｉ：母材はｃｌ−環境でのＳＣＣに対して強い抵抗性
を示す、従って、この母材の特性を生かすためには、溶
接材料に８％以上のＮｉを謡加して、溶接金属の耐ＳＣ
Ｃ性を確保する必要がある。しかしＮｉはＴ形成元素で
あり、α／γ比を適正範囲にコントロールするため、他
の元素Ｃｒ＋　Ｍｏ、　Ｎの量に応じてパラメータＰｈ
Ｉにより規制する。ＰｈＩが一１以下では、溶接金属の
α量が過剰となり、炭窒化物が析出して耐食性が劣化す
る。一方、ＰｈＩが４以上では、溶接金属が凝固する際
、α＋γの二相組織となり、二相間の元素分配によりα
相中のＮｉ。

Ｃｒ＋　Ｍｏ濃度が高まって、耐ＳＣＣ性が低下し、さ
らにシグマ相の析出により靭性、耐食性も著しく低下す
る。このため、−１５ＰｈＩ　≦４という制限を設けた
。

なお、Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｎ、　Ｎｉ以外の成分であるＣ
、　Ｓｉ。

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ｇ（Ｓ
ＵＳ　３２９Ｊ１）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に影響し、Ｍｎの含有
量はＮ１ｅｑ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
＜、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元素であるため、い
ずれも０．０３％以下に抑えるのが望ましい、勿論、こ
れらの元素は必要に応じてその量を増減しても良く、こ
れら以外の元素を添加することも可能である。

次に、実施例について記載する。

（実　施　例〕第１表に示す３３Ｍの溶接材料を製作した。すなわち、
１番から２０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、　２１番から３３番までの溶接材料は
、成分を本発明範囲外に調整した比較例である。上記３
３種の溶接材料は、いずれも５０Ｋｇの真空溶製材を小
型圧延機で板厚２＋ｗｍとした後、轡械加工により２−
　φ×５００■驕のＴＩＧ溶接用の溶接棒としたもので
ある。

供試母材として、５０ｓｖ＋φ×６ＩＩＩｌ（Ｗ、）の
シームレス管を、溶接材料と同数の３３組製作した。こ
れら（Ｄ　’ｉ　−ムＬ／　ス管は、いずれも５ＵＳ３
１６Ｌと５ＵＳ４４４の粉末を１＝１の割合で混合した
ものを押し出し成形法により管に成形し、高温高圧（９
５０℃、　２０００ａ　ｔａ＋）下で焼結後、２０分の
水冷によって固溶化処理したものである。この母材の化
学組成およびＳＣＣ性。

シャルピー衝撃値、孔食電位値を第２表に示す。

なお、ＳＣＣ性は後述するダブルビベント試験の結果、
発生無しく○）と評価したものである。

母材に第２図（イ）に示すような、開先角度０６０°、
ルート間隔（ｇＨ〜２−、ルート面（ｆ）　１．０＋＋
＋−の開先を設けた後、第１表に示した３３種の溶接材
料を順番に用いて、ＴＩＧｔ８接法により上記母材の突
合せ溶接を行った。溶接姿勢は下向きとし、第２図（ロ
）に示すような３Ｎ盛りとした。他の条件は、第３表に
示すとおりである。

３３種の全ての溶接材料による溶接作業が完了後、これ
らの溶接継手（１）にＳＣＣ試験、衝撃試験、孔食試験
を実施した。

（１）ＳＣＣ試験第３図（イ）に示すように、溶接継手（１）より溶接金
属（２）部を中心としたｌＯｍ霧（ｗ）ＸＺｍ麟（１）
Ｘ　７５　ｓ＋ｍ　（Ｉりの試験片（３）を採取し、該
試験片（３）の左右両端より５１の位置に直径３φのボ
ルト孔（４）　（４）を設ける。上記試験片（３）を、
同図（ロ）に示すような、同じく両端にボルト孔を設け
た母材と同材質の試験片（５）　と重ね合わせて、溶接
金Ｎ（２）部を中心に５Ｒに曲成（ダブルＵベント）シ
、ボルト（６）、ナツト（７）で固定した後、２００℃
、　１０００　ｐｐ＋ｍｃ　１−　（ＤオートゲＬ／−
）中ニｔｌＥＩした。５００時間経過後、上記試験片（
３）　（５）のＳＣＣの有無をミクロ検鏡にて観察した
。

結果は、第４図および第１表に示すとおり、Ｎｉの添加
量８％以上でパラメータＰｈｉが−１〜４となるように
成分調整した本発明の溶接材料１番から２０番により溶
接された試験片（３）には、いずれもその溶接金属（２
）部にＳＣＣの発生が全くみられなかった（○印で示す
）。これに対して、Ｐｈｉが一１以下である溶接材料３
１番やＰｈｉが４以上である溶接材料３２番により溶接
された試験片（３）には、溶接金属（２）部にＳＣＣの
発生が見られた（×印で示す）、また、ＰｈＩが−ｌ〜
４の範囲であっても、Ｎｉ１が８％以下の溶接材料２２
，２５，２８．２９．３０，３１４．：より溶接された
試験片（３）には、やはり溶接金属（２）部にＳＣＣの
発生がみられた。

なお、母材と同材質の試験片（５）には、第２表に示し
たとおり、ＳＣＣの発生は見られなかった。

（２）衝撃試験第５図（イ）（ロ）に示すように、溶接継手（１）より
溶接金属（２）部を中心とした５ｓｍ（ｔ）　　ＸｌＯ
ｍｍ（ｗ）　Ｘ５５ｍ５　（ｊりの試験片（３）を採取
し、該試験片の溶接金属（２）部側面に深さくｄ）２−
曽、（θ）４５゜のＶノツチ（８）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６図および第１表に示すとおり、Ｃｒ：　　
２０〜３５％、　　Ｍｏ：　　２．５〜４．５　　％、
　　Ｎ：　　ｏ、ｏｓ　〜０゜３％＋　Ｎｉ：　　８％
以上添加してＰｈｉを−１〜４とした本発明の溶接材料
１番〜２０番により溶接された試験片（３）の溶接金属
（２）部の衝撃値は、いずれも５　Ｋｇｆｍ／ｃｍ”以
上の高い数値を示し、実質的に問題のないレベルを有し
ているが、本発明の成分条件を満足していない３１．３
２番の溶接材料により溶接された試験片（３）の溶接金
属（２）部の衝撃値は、いずれも５　Ｋｄｓ／ｃｍ”以
下で、母材の衝撃値にはるかに及ばないことが判明した
。

（３）孔食発生試験第７図（イ）　（ロ）に示すように、溶接継手（１）の
裏面側より溶接金属（２）部を中心とした直径（Ｌ）１
５１１１１＄　、厚さくＬ）２１１−（７）試験片（３
）を採取し、６０℃。

＾「脱気した０、ＯＩＭのＮａｃ　１水中に浸漬してポ
テンショスタットを用い、動電位法により孔食発生電位
を測定した。

結果は、第８図、第９図、第１０図および第１表に示す
とおりである。すなわち、第８図に示すように、Ｎ、　
　Ｐｈｉが本発明範囲にあっても、ｃｒ、ＰＩ〇の量が
本発明範囲より少ない溶接材料２１．２２．２３゜２４
．２５で溶接された試験片（３）は、溶接金属（２）部
に孔食が発生（×印で示す）することが確認された。こ
れに対して、Ｎｔ　　Ｐｈｉ　、　Ｃｒ、　Ｍｏの量を
本発明範囲に調整した溶接材料１〜２０により溶接した
試験片（３）は、溶接金属における孔食の発生はな（、
むしろ溶接熱影響部（ＨＡＺ）　（第７図参照）で孔食
を発生（○印で示す）して、第２表に示す母材の孔食電
位と同等またはそれ以上の高い孔食電位を示すことが確
認された。

また第９図に示すように、Ｃｒ、　Ｍｏ、　ＰｈＩ　、
が本発明範囲にあっても、Ｎｆｉが本発明範囲より少な
い溶接材料２６．２７で溶接された試験片（３）は、孔
食電位が低く、溶接金属に孔食を発生（×印で示す）す
ることが＆１１認された。これは、Ｎが低過ぎるために
溶接金属のα量が高くなるからである。

さらに第１０図に示すように、Ｃｒ、　Ｍｏ＋　Ｎが本
発明範囲にてあっても、ｐｈｔが一１以下、または４以
上である溶接材料３１．３２により溶接された試験片（
３）は、やはり孔食電位が低く、溶接金属に孔食を発生
（×印で示す）することが確認された。

これは、ＰｈＩが一１以下ではα量が多くなり過ぎるか
らであり、Ｐｈｉが４以上ではシグマ相が析出するから
である。

〔発明の効果〕

以上に説明したとおり、本発明の溶接材料は、焼結法に
より製造され、高濃度塩素イオン環境下においても極め
て高いＳＣＣ性、靭性、耐食性を有する二相ステンレス
鋼の溶接に使用して母材の性能を全く損なうことのない
溶接金属を形成することができる。従って、この種の焼
結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図はパラメータＰｈ■と溶接金属のα晴の関係を示
すグラフ図、第２図（イ）は母材（シームレス管）に設
けた開先の形状を説明する要部断面図、第２図（ロ）は
ビードの盛り数を説明する要部断面図、第３図は溶接母
材より採取した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、（ハ）は第３図（イ）　
（ロ）の試験片を耐ＳＣＣ用のダブルＵベント試験片に
加工した状態を説明する側面図、第４図はＰｈｉ　と旧
の関係よりＳＣＣの発生状態を説明するグラフ図、第５
図は溶接母材より採取した耐衝撃性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
図は衝撃値とＰｈＩの関係を示すグラフ図、第７図は溶
接母材より採取した耐孔食性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８図はＣ
ｒとＭｏの関係より孔食の発生状態を説明するグラフ図
、第９図は孔食電位とＮの関係を示すグラフ図、第１０
図は孔食電位とＰｈＩの関係を示すグラフ図、第１１図
は本発明溶接材料の成分の限定範囲と母材の成分範囲を
示すシェフラーの＆ｆｌ織図である。１：母材、２ニア８接継手、３：試験片比　願　人　　
　住友金属工業株式会社代理人弁理士　　　　　生　形
　元　重　　　パ代理人弁理士　　　　　吉　１）正　
二　′、。１・・・・：、１ｊ土’ニー：ｇニー２Ｊ第　３　図ＰｈＩ第　　１　　図ｈｔ第　　２　　＠＠１０　　図Ｐｈｉ第１Ｉ図

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎを重量％で示す下記の範囲に制限
するとともに、Ｎｉを８％以上添加し、かつ下記パラメ
ータＰｈＩの値が−１≦ＰｈＩ≦４となるように成分調
整し、残部実質的に不純物とＦｅからなる焼結二相ステ
ンレス鋼用溶接材料。２０≦Ｃｒ≦３５、２．５≦Ｍｏ≦４．５、０．０５≦
Ｎ≦０．３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
ｉＮｉｅｑ（ニッケル当量）＝Ｎｉ＋３０（Ｎ＋Ｃ）＋０
．５Ｍｎ