WO2009145347A1 - 凝固結晶粒を微細にする二相ステンレス鋼溶接用フラックス入りワイヤ - Google Patents

凝固結晶粒を微細にする二相ステンレス鋼溶接用フラックス入りワイヤ Download PDF

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duplex stainless
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井上裕滋
水本学
行方飛史
及川雄介
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a duplex stainless steel welding wire, and more particularly
  • the present invention relates to a flux-cored wire for duplex stainless steel welding, which can impart excellent properties of weld metal toughness and ductility by refining the crystal grains when solidified.
  • Duplex stainless steel is a stainless steel with toughness and corrosion resistance that has Cr, Ni and Mo as the main elements and is adjusted so that the phase ratio of ferritic iron and austenitic iron is about 50%. is there.
  • the weld metal is used as solidified.
  • the crystal grain size of the weld metal becomes significantly coarser, and the toughness and ductility deteriorate. Therefore, in the welding of duplex stainless steel, refining the solidified crystal grains of the weld metal can be an effective method for improving the toughness and ductility of the weld metal.
  • a method for refining the crystal grains of stainless steel As a method for refining the crystal grains of stainless steel, a method for defining rolling conditions (relationship between rolling ratio and temperature) of the slab in order to suppress the occurrence of roving (surface irregularities) (for example, Patent Document 1) ), And methods for defining hot rolling and cooling conditions after forging (for example, see Patent Document 2), both of which are re-heated and hot-rolled after solidification of molten steel, or annealed It uses the structure control by transformation in one cooling process. It is not a technique to refine crystal grains during the solidification process of weld metal, but it is not an effective method for miniaturization of weld metal in duplex stainless steel that is used in solidification after welding.
  • Patent Documents 3 and 4 As a method for refining the crystal grains of a stainless steel weld metal that has been solidified, there has been disclosed a method of solidifying equiaxed crystals using inclusions as inoculation nuclei (see Patent Documents 3 and 4). They are martensitic stainless steel and austenitic stainless steel, and the ratios of Mn content and CrZNi content are different from the duplex stainless steel that is the subject of the present invention.
  • duplex stainless steels low-cost duplex stainless steels with reduced amounts of Ni and Mo have been developed due to the recent rise in Ni and Mo (for example, see Patent Document 5).
  • the conventional duplex stainless steel welding material in which the solidified crystal grains become coarse, is used.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 0 3-0 7 1 9 0 2
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 08-8-2 7 7 4 2 3
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 2 ⁇ 3 3 1 3 8 7
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 3 ⁇ 1 3 6 2 8 0
  • Patent Document 5 WO-2 0 0 2 1 0 2 7 0 5 6 Summary of the Invention
  • the present invention enables the refinement of the solidified crystal grains of the weld metal and the refinement of the weld metal used when welding the duplex stainless steel material.
  • An object of the present invention is to provide a flux cored wire for welding a duplex stainless steel that can obtain a weld having good mechanical properties such as toughness and ductility. Means for solving the problem
  • the present invention solves the above-mentioned problems, and the gist thereof is as follows.
  • a flux-cored wire for welding duplex stainless steel for refining solidified crystal grains characterized in that the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • Cr equivalent Cr (mass%) + o (mass%) + 1.5 X Si (mass%)
  • Ni equivalent Ni (mass%) + 0.5 XM n
  • the weld metal structure when welding ordinary duplex stainless steel materials and inexpensive duplex stainless steel materials, the weld metal structure can be refined by defining the components of the welding material to be used. Metal toughness and ductility can be greatly improved.
  • the present inventors butt-welded two-phase stainless steel materials by TIG welding using Cr-Ni-stainless steel wires added with various chemical components, and the structure, toughness and ductility of the formed weld metal were determined. We investigated and examined in detail.
  • the weld metal of Cr-Ni stainless steel is classified into a component system in which the primary crystal solidification phase is a ferrite phase or an austenite phase depending on the component system, and further, these phases complete solidification independently. It is categorized as one that completes solidification with two phases: one and ferrite phase + austenite phase.
  • Ti N has a very good lattice matching with the ferrite phase, so it becomes a solidification nucleus of the ferrite phase, promotes equiaxed crystallization of the ferrite phase, and fines the ferrite grains during solidification. It becomes effective to become. Further, (including M G_ ⁇ _ A l 2 ⁇ 3 spinel phase) M g inclusions becomes a product nucleus of T i N, promotes the production of T i N, as a result, equiaxed ferrite phase Promotes crystallization and refines ferrite crystal grains during solidification.
  • T i N has little lattice matching with the austenite phase, so it hardly becomes a solidification nucleus of the austenite phase.
  • the interfacial energy between the liquid phase and the austenite phase is larger than the interfacial energy between the liquid phase and the ferrite phase, it is difficult for the austenite phase to form on the ferrite phase. Generate and grow independently regardless of growth. In other words, miniaturization of the austenite phase cannot be expected.
  • the weld metal It is necessary to limit this component system to a component system in which the primary crystal solidification phase is a ferrite phase and solidification is completed in a single ferrite phase.
  • the austenite phase is independent regardless of the formation and growth of the ferrite phase.
  • Aus to grow The tenite phase solidifies into columnar crystals and the austenite phase is not refined.
  • the primary crystal solidification phase is 0.7. It has been found that a component system satisfying the relational expression of 3 XC r equivalent—N i equivalent ⁇ 4.0 is sufficient.
  • the Cr equivalent and the Ni equivalent are defined by the following (formula 1) and (formula 2), respectively.
  • N i equivalent Ni (mass%) + 0.5 X M n (mass%)
  • Equation 2 In addition, in order to refine the solidified crystal grains of the weld metal, the above primary crystal solid phase is a ferri-solid phase, and in a component system where solidification is completed in a single phase of ferrite. It is necessary to form TiN before the primary Ferrite ⁇ solidifies.
  • the Ti content and the N content are set so that Ti N crystallizes at a temperature higher than the temperature at which the primary ferrite phase solidifies (liquidus temperature).
  • T i (mass%) XN (mass%) ⁇ 0.0 0 0 4 T i N is ensured before the primary ferrite solidifies. It was also found that the effect of refining solidified crystal grains can be obtained.
  • the primary solidification phase of the weld metal is a ferrite phase and solidification is completed in a single phase, and Ti N is reliably generated before the primary ferrite solidification solidifies.
  • Flux used when welding duplex stainless steel to obtain solidification grain refinement effect It is a requirement that the component system of the cored wire satisfies 0.7 3 XC r equivalent—N i equivalent ⁇ 4.0 and T i XN ⁇ 0.0 0 0 4.
  • Cr equivalent and Ni equivalent are defined by the above (formula 1) and (formula 2), respectively.
  • the content of the following components is the total amount (% by mass) contained in the entire hull and flux with respect to the total mass of the wire.
  • Second, in the present invention defines the content of the following Wai catcher components to form T i N and M g based inclusions (including M G_ ⁇ - A l 2 ⁇ 3 spinel phase) in the weld metal .
  • a 1 A 1, together with a deoxidizing element, coexists with M g M G_ ⁇ - to form A 1 2 ⁇ 3 spinel phase becomes nuclei for T i N, refining the weld metal structure . This effect is exerted at 0.0 0 2%, which is the lower limit. Also, if added in a large amount, a large amount of A 1 oxide is formed and the mechanical properties deteriorate, so 0.05% was made the upper limit.
  • M g forms Mg inclusions and forms Ti N production nuclei, which refines the weld metal structure. This effect is exhibited at 0.0 0 0 5%, which was set as the lower limit. Even if added in a large amount, the effect is saturated and problems such as reduced corrosion resistance, reduced penetration of welds, and slag formation on the weld bead occur, so the upper limit was set to 0.0 1%.
  • M g based inclusions, oxide is effective for miniaturization of solidified crystal grains as long as it is a compound containing M g such sulfides, M g 0- A 1 2 0 3 spinel phase also similar effects have.
  • T i forms T i N and becomes a solidified nucleus in the ferrite phase. Refine the weld metal structure. The effect is further improved by adding it in combination with Mg. Since this effect is exerted at 0.0 0 1% or more, this is set as the lower limit. However, if added over 0.5%, the ductility and toughness deteriorate, so this was made the upper limit.
  • N forms Ti N and becomes a solidification nucleus, which refines the weld metal structure.
  • N is a strong austenite-generating element.
  • the Ni content of the austenite-generating element is set to 1.0 to 10.0%, the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase is reduced. Necessary from the viewpoint and improve pitting corrosion resistance in chloride environment. These effects are exhibited at 0.10% or more, and this is set as the lower limit. Also, if added in a large amount, it hardens and the toughness decreases, so 0.30% was made the upper limit.
  • the upper limit is preferably set to 0.22%.
  • C is harmful to corrosion resistance, but it needs to be contained in a certain amount from the viewpoint of strength, so 0.001% or more is added. In addition, if the content exceeds 0.1%, the toughness and ductility of the weld metal are significantly reduced, and in the as-welded state and reheated, it combines with Cr and the corrosion resistance of these regions. In order to significantly deteriorate the content, the content was limited to 0.001 to 0.1%.
  • S i is added as a deoxidizing element, but if it is less than 0.01%, its effect is not sufficient, while if its content exceeds 1.0%, the ductility of the ferrite phase is reduced. As a result, the toughness is greatly reduced and the melt penetration during welding is reduced, which becomes a problem in practical welding. Therefore, The content was limited to 0.001 to 1.0%.
  • M n is an austenite-generating element, and the phase balance between the ferrite phase and the austenite phase when the Ni content of the austenite-generating element is set to 1.0 to 10.0%. From the viewpoint, 2.0% or more is necessary. On the other hand, if added over 6.0%, a large amount of moisture is generated during welding and the ductility is lowered, so the content was limited to 2.0 to 6.0%.
  • C r is a ferritic element and contributes to the improvement of corrosion resistance as a main element of duplex stainless steel. However, if its content is less than 17.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 27.0%, the toughness deteriorates, so the content was limited to 17.0-27.0%.
  • Ni is an austenite forming element and a main element of duplex stainless steel, but in the present invention, it is necessary to complete solidification in a single ferritic phase. From the viewpoint of solidification form and phase balance when r is added from 17.0 to 27.0%, and from the viewpoint of increasing the raw material cost, the upper limit was made 10.0%. On the other hand, the lower limit is selected in consideration of the application to low-cost duplex stainless steel, but if its content is less than 1.0%, the toughness is significantly reduced. Limited to 0%.
  • Mo is an element that improves the corrosion resistance especially in the chloride environment. 0.1% can be added to improve the corrosion resistance, but if the content exceeds 3.0%, the sigma phase is brittle. Since the intermetallic compound is formed and the toughness of the weld metal decreases, its content is limited to 0.1 to 3.0%.
  • P and S are inevitable components in weld metal and are limited to some extent for the following reasons.
  • Cu has a significant effect on enhancing strength and corrosion resistance, and can be added in an amount of 0.1% or more as an austenite-generating element to ensure toughness, but it exceeds 2.0%. Even if added, the effect is saturated, so when added, the content should be 0.1-2.0%.
  • the flux filled in the outer shell does not need to be specified except for the alloy added in the above content range in order to control the component composition in the weld metal.
  • flux-cored wire it is usually contained as a flux filling the inside of the outer skin, for example, to improve slag encapsulation and arc stability.
  • T i ⁇ 2 1 to 2%
  • S i ⁇ 2 2 to 3%
  • Z r 0 2 l to 2%
  • a 1 2 O 3 0.3 to 0.8%
  • FeO 0 2 to 0.6%
  • N a 2 ⁇ 0.0 5 to 0.2%
  • a 1 F Metal oxide or metal fluoride such as 0.0 1 to 0.1% may be added.
  • the metal component contained as a metal oxide or metal fluoride added for improving the slag encapsulation and arc stability is the content of the metal component as the above-mentioned alloy defined in the present invention. Excluded from the scope of
  • the flux-cored welding wire of the present invention includes TIG welding and MIG welding.
  • Ferritic stainless steel or plain steel was used as the outer sheath, the inner part was filled with flux, and a wire with a diameter of 1.2 ⁇ was prepared with the components shown in Table 1 as mass% of the total mass of the wire.
  • the flux includes metal oxides and metal fluorides usually used to improve slag encapsulation and arc stability, as well as metals such as Ni, Cr, Mo, Ti, and Mg. Filled with flour.
  • the flux-cored wire is Using butt welding by MIG welding, a welded joint was produced. Incidentally, the welding conditions at this time, the welding current: 2 5 0 A, arc voltage: 2 8 V, welding speed: the 2 5 cm / min, shield gas was A r + 2% O 2.
  • the solidification modes in Table 1 are indicated by F when solidification is completed in a single ferrite phase, and by F A when solidification is completed in two phases of primary ferrite + austenite.
  • Table 3 shows the results of each evaluation.
  • the evaluation results of the crystal grain size in Table 3 are ⁇ (good) when the crystal grain sizes of ferrite and austenite are both 50 / _im or less and the equiaxed crystal ratio is 90% or more.
  • Organizations other than X were set as X (bad).
  • Table 3 shows the results of the evaluation of the bending ductility of welded joints.
  • the comparative example of No. 8 shows that (0.73 3 XC r equivalent-1 Ni equivalent) is lower than the range of the present invention, so that the weld metal becomes two-phase solidification of ferrite + austenite. The solidified crystal grains became coarse, and the toughness and bending ductility of the weld metal both decreased.
  • the weld metal is solidified in two phases. As a result, the solidified crystal grains became coarse, and the toughness and bending ductility of the weld metal decreased.
  • the value of (T i XN) is lower than the range of the present invention, and in the comparative example of No. 11, the A 1 content and the Mg content are within the present invention range. Because the weld metal was ferritic single-phase solidification due to the lower, the ferrite could not be equiaxed and refined, the solidified crystal grains became coarse, and the toughness and bending ductility of the weld metal were both Declined. Furthermore, the comparative example of No. 1 2 to No. 14 is ferrite single-phase solidification,
  • the component content is within the scope of the present invention, so that the crystal grains of the weld metal are made finer than in the comparative example, thereby significantly increasing the toughness and ductility. Are better.

Abstract

　本発明は、靱性および延性の優れた溶接金属を得るための凝固結晶粒を微細化する二相ステンレス鋼溶接用フラックス入りワイヤを提供するものであり、外皮およびフラックスに含有される化学成分として、ワイヤ全質量に対する質量％で、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：２．０～６．０％、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、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする。 　　　　　　　　

Description

発明の名称 凝固結晶粒を微細にする二相ステンレス鋼溶接用フラ ックス入りワイヤ
技術分野
本発明は、 二相ステンレス鋼の溶接ワイヤに関し、 特に、 溶接凝 明
固時の結晶粒を微細化することで溶接金属の靭性および延性に優れ た特性を付与することのできる、 二相ステンレス鋼溶接用フラック ス入りワイヤに関するものである。 書
背景技術
二相ステンレス鋼は、 C r 、 N i 、 M oを主要元素とし、 フェラ ィ 卜とオーステナイ 卜の相比率が約 5 0 %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、 ロービング （ 表面の凹凸） の発生を抑制するために踌片の圧延条件 （圧下率と温 度の関係） を規定する方法 （例えば、 特許文献 1参照。 ） 、 錡造後 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一熱延、 ま たは焼鈍一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ィ 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 M n量および C r Z N i 量の比率が 異なる。
また、 二相ステンレス鋼には、 近年の N i 、 M oの高騰により、 N i 、 M o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 部を得るための二相ステンレス鋼用溶接ワイヤの開発が望まれてい る。 先行技術文献
特許文献
特許文献 1 特開平 0 3 ― 0 7 1 9 0 2号公報
特許文献 2 特開平 0 8 ― 2 7 7 4 2 3号公報
特許文献 3 特開 2 0 0 2 ― 3 3 1 3 8 7号公報
特許文献 4 特開 2 0 0 3 ― 1 3 6 2 8 0号公報
特許文献 5 W O - 2 0 0 2 一 0 2 7 0 5 6号公報 発明の概要
発明が解決しょうとする課題
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二相ステンレス鋼溶接 用フラックス入りワイヤ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
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 ) 鋼製外皮の内部に、 フラックスが充填された二相ステンレ ス鋼溶接用フラックス入りワイヤにおいて、 外皮およびフラックス に含有される化学成分として、 ワイヤ全質量に対する質量％で、 c
： 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 S i ： 0. 0 1〜： L . 0 %、 M n : 2. 0〜 6. 0 % C r ： 1 7. 0〜 2 7 , 0 % , N i ： 1. 0〜； 1 0 . 0 %、 M o : 0. 1〜 3. 0 % , A 1 ： 0. 0 0 2〜 0. 0 5 % 、 M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 T i : 0. 0 0 1〜 0 , 5 % 、 N ： 0. 1 0〜 0. 3 0 %を含有し、 さらに、 P : 0. 0 3 %以 下、 S : 0. 0 1 %以下に制限し、 かつ、 0. 7 3 X C r当量一 N i 当量≥ 4. 0及び T i (質量％) XN (質量％) ≥ 0. 0 0 0 4 を満たし、 残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とす る凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用フラックス入 りワイヤ。 但し、 C r当量 = C r (質量％) + o (質量％) + 1 . 5 X S i (質量％) 、 N i 当量 =N i (質量％) + 0. 5 XM n
(質量％) + 3 0 X C (質量％) + 3 0 XN (質量％)
( 2 ) 前記二相ステンレス鋼溶接用フラックス入りワイヤの外皮 およびフラックスに含有される化学成分として、 さらに、 質量％で
、 C u ： 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フラ ックス入り ワイヤ。 発明の効果
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することができる。 発明を実施するための形態
本発明者らは、 種々の化学成分を添加した C r 一 N i 系ステンレ ス鋼ワイヤを用いた T I G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 卜単相で凝固が完了する成分系に M gと T i 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、 それによつて、 溶接金属の靭性、 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、 T i 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、 凝固のままでも靱性、 延性を改善 できる見通しを得た。
このような検討の結果に基づく本発明について、 以下詳細に説明 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。
C r 一 N i 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ィ 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 ィ ト相 +オーステナイ 卜相の二相で凝固が完了するものに分類され る。
T i N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、 M g系介在物 （M g〇 _ A l 2〇3スピネル相を含む） は、 T i Nの 生成核となり、 T i N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、 T i N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、 溶接金属において、 T i Nおよび M g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 ィ 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 卜相の微細化は達成され ない。
本発明者らの実験の結果、 二相ステンレス鋼の溶接において、 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 了するようにするには、 0 . 7 3 X C r当量— N i 当量≥ 4 . 0の 関係式を満足する成分系とすればよいことを見出した。 ここで、 C r当量及び N i 当量は、 以下の （式 1 ) 及び （式 2 ) でそれぞれ規 定される。
C r当量 = C r (質量％) + M o (質量 % )
+ 1 . 5 X S i (質量％ ) • · · (式 1 )
N i 当量 = N i (質量％) + 0 . 5 X M n (質量％)
+ 3 0 X C (質量％ ) + 3 0 X N (質量％)
• · · (式 2 ) また、 溶接金属の凝固結晶粒の微細化のためには、 上記の初晶凝 固相がフェライ 卜相で、 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 卜が凝固する前に T i Nを形成する必要があ る。
そのためには、 本発明者らの実験の結果、 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 T i Nが晶出するように T i 含有量と N含有量を限定すれば良く、 T i (質量％) X N (質量％ ) ≥ 0 . 0 0 0 4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 T i Nが確実に生成し、 凝固結晶粒微 細化効果が得られることも見出した。
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 卜単相で凝固が完了するとともに、 初晶フェライ 卜が凝固す る前に T i N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フラックス 入りワイヤの成分系が 0. 7 3 X C r当量— N i 当量≥ 4. 0かつ T i XN≥ 0. 0 0 0 4を満たすことを要件とする。
ここで、 C r当量及び N i 当量は、 上記 （式 1 ) 及び （式 2 ) で それぞれ規定される。
なお、 0. 7 3 X C r当量一 N i 当量の値が 1 6. 0を超えると 室温組織がフェライ 卜単相となり 目的とする二相ステンレス鋼とは ならないため、 好ましくはこの値の上限を 1 6. 0 とする。
次に、 上記の技術思想を実現する本発明のワイヤ成分の限定理由 を以下に述べる。 なお、 下記の成分含有量は、 ワイヤ全質量に対す る全外皮およびフラックスに含有される合計量 （質量％) である。
まず、 本発明では、 T i Nおよび M g系介在物 （M g〇— A l 2 〇3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ワイ ャ成分の含有量を規定する。
A 1 ： A 1 は、 脱酸元素であるとともに、 M gと共存して M g〇 — A 12〇3スピネル相を形成して T i N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. 0 0 2 %であり こ れを下限とした。 また、 多量に添加すると A 1 酸化物が大量に生成 し機械的特性が劣化するので 0. 0 5 %を上限とした。
M g ： M gは、 M g系介在物を形成して T i N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. 0 0 0 5 %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. 0 1 %を上限とした。 M g系介在 物は、 酸化物、 硫化物等の M g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、 M g 0— A 1 203スピネル相も同様の 効果を持つ。
T i ： T i は、 T i N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。 M g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. 0 0 1 %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、 T i N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 N i 含有量を 1. 0〜 1 0. 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. 1 0 %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. 3 0 %を上 限とした。
なお、 M I G溶接や M A G溶接で使用する場合、 N量が多いとブ 口一ホールが発生しやすくなるため、 好ましくは上限を 0. 2 2 % とする。
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 有が必要であるため、 0. 0 0 1 %以上添加する。 また、 その含有 量が 0. 1 %超では溶接金属の靭性、 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 C r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. 0 0 1〜 0. 1 %に限定した。
S i ： S i は、 脱酸元素として添加されるが、 0. 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. 0 %超ではフエ 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、 溶接 時の溶融溶込みも減少し、 実用溶接上の問題になる。 したがって、 その含有量を 0. 0 1〜 1. 0 %に限定した。
M n : M n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 N i含有量を 1. 0〜 1 0. 0 %とした場合にフエ ライ ト相とオーステナイ ト相の相バランスの観点から 2. 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 ユ ームが発生するとともに、 延性が低下するのでその含有量を 2. 0〜 6. 0 %に限定した。
C r : C r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 1 7. 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 2 7. 0 %を超えると、 靱性が劣化するため、 その含有量を 1 7. 0〜 2 7 . 0 %に限定した。
N i ： N i 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 C r を 1 7. 0〜 2 7. 0 %添加した場合の凝固形態と相バランスの観点から、 および 、 原料コス トが高くなる観点から、 その上限を 1 0. 0 %とした。 一方、 下限は、 廉価型二相ステンレス鋼への適用を考慮して選定さ れるが、 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〜 1 0. 0 %に限定した。
M 0 ： M o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、 溶接金厲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. 0 3 %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. 0 1 %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。
C u : C u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。 なお、 本発明では、 外皮の内部に充填するフラックスは、 溶接金 属中の成分組成を制御するために上記の含有範囲で添加する合金以 外は、 特に規定する必要はない。
したがって、 フラック入りワイヤにおいて、 外皮の内部に充填す るフラックスとして、 例えば、 スラグ被包性やアーク安定性の向上 のために通常含有される、 例えば、 T i 〇2 : 1〜 2 %、 S i 〇2 : 2〜 3 %、 Z r 02 : l〜 2 %、 A 1 2 O 3 ： 0. 3〜 0. 8 %、 F e O ： 0 2〜 0. 6 %、 N a 2〇 ： 0. 0 5〜 0. 2 %、 K2〇
: 0. 0 1 0. 1 % , A 1 F ： 0. 0 1〜 0. 1 %などの金属 酸化物または金属フッ化物を添加しても良い。
但し、 のようなスラグ被包性やアーク安定性の向上のために添 加する金属酸化物または金属フッ化物として含まれる金属成分は、 本発明で規定した上記の合金としての金属成分の含有量の範囲から 除かれる
本発明のフラックス入り溶接ワイヤは、 T I G溶接、 M I G溶接
、 M A G溶 、 プラズマ溶接、 サブマージアーク溶接などの溶接方 法を特に限定する必要がなく、 溶接に用いるフラック入りワイヤの 外皮の成分およびフラックスに含有され、 溶接金属に移行する成分 の合計を上述のように規定することにより、 凝固過程での組織の等 軸晶化および微細化が可能となり、 溶接部の靱性および延性に優れ た二相ステンレス鋼溶接継手が得られる。 実施例
以下、 実施例にて本発明をさらに説明する。
外皮としてフェライ ト系ステンレス鋼あるいは普通鋼を用い、 内 部にフラックスを充填し、 表 1 に示す成分をワイヤ全質量に対する 質量％として有するワイヤ径 ： 1. 2 φのフラックス入りワイヤを 作製した。 なお、 フラックスとしては、 スラグ被包性やアーク安定 性の向上のために通常使用される金属酸化物、 金属フッ化物のほか 、 N i 、 C r、 M o、 T i 、 M gなどの金属粉を充填した。 次に、 表 2に成分を示す板厚 1 2 mmの二相ステンレス鋼板に、 開先角度 ： 6 0 ° 、 ルートフェース ： 0. 5 m mの V開先を設けた後、 上記 フラックス入りワイヤを用いて、 M I G溶接により突合せ溶接して 、 溶接継手を作製した。 なお、 この際の溶接条件は、 溶接電流 ： 2 5 0 A、 アーク電圧 ： 2 8 V、 溶接速度 ： 2 5 c m/m i nとし、 シールドガスは A r + 2 % O 2とした。
なお、 表 1 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 卜の二相で凝固が完 了するものを F Aで示す。
溶接で得られた溶接継手に対し、 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、 靭性、 曲げ延性を評 価した。 表 3に、 それぞれの評価結果を示す。 表 3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 5 0 /_i m以下で、 かつ、 等軸晶率が 9 0 %以上 のものを〇 （良好） 、 それ以外の組織は X (不良） とした。 溶接継 手の靱性評価結果を示す表 3のシャルピー吸収エネルギーは、 溶接 継手から溶接方向に垂直方向から 2 m m Vノ ッチシャルピ一試験片 を採取し、 0 °Cにてシャルピー衝撃試験を行い、 その吸収エネルギ 一を求めたものである。 溶接継手の曲げ延性評価結果を示す表 3の 表曲げまたは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 （ 1 0 t X 3 0 w X 2 5 0 L m m ) 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 = 2 0 mm) 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。
表 3 において、 N o . 8の比較例は、 （ 0. 7 3 X C r当量一 N i 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。 N o . 9の比較例は、 N i が本発明の範囲外であり、 （ 0. 7 3 X C r 当量— N i 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、 N o . 1 0の比較例は、 （T i XN) の値が本発明範囲より 低く、 N o . 1 1 の比較例は、 A 1含有量および M g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、 N o . 1 2〜N o . 1 4の比較例は、 フェライ ト単相凝固であり、
(T i XN) も本発明範囲内で、 凝固結晶粒の微細化は見られたが 、 M n含有量、 S i含有量、 C r含有量、 M o含有量、 N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。
一方、 N o . 1〜 7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。
(質量％)
Figure imgf000015_0001
表 2 (質量％)
Figure imgf000016_0001
表 3
Figure imgf000016_0002
産業上の利用可能性
本発明のフラックス入り ワイヤを用いることにより、 靱性および 延性を大幅に改善した溶接金属を得ることができ、 本発明の産業上 の利用可能性は極めて大である。

Claims

請求項 1 鋼製外皮の内部に、 フラックスが充填された二相ステン レス鋼溶接用フラックス入りワイヤにおいて、 外皮およびフラック スに含有される化学成分として、 ワイヤ全質量に対する質量％で、
C ： 0 . 0 0 1 〜 0 . 1 %、
ニー一口
S i ： 0 . 0 1 〜 1 . 0 ん、
M n ： 2 . 0 6 . 0 % 、
C r ： 1 7 . 0 2 7 . 0 %、
N i ： 1 . 0 〜 1 0 . 0 o、
M o ： 0 . 1 〜 3 . 0 % 、 囲
A 1 ： 0 . 0 0 2 〜 0 . 0 5 % 、
M g ： 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 1 %、
T i ： 0 . 0 0 1 〜 0 . 5 %、
N ： 0 . 1 0 0 . 3 0 %
を含有し 、 さらに 、
P ： 0 . 0 3 %以下、
S ： 0 . 0 1 %以下
に制限し 、 かつ 、
0 7 3 X C r 当量 - N i 景 >： 及び
T i (晳 % ) X N i % ) >
を満たし、 残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とす る、 凝固結晶粒微細化のための二相ステンレス鋼溶接用フラックス 入りワイヤ。
但し、
C r当量 = C r (質量％) + M o (質量％) + 1. 5 X S i (質量％ ) N i 当量 =N i (質量％) + 0. 5 XM n (質量％)
■ + 3 0 X C (質量％) + 3 0 XN (質量％) 請求項 2 前記二相ステンレス鋼溶接用フラックス入り ワイヤの外 皮およびフラックスに含有される化学成分として、 さらに、 質量％ で、 C u ： 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フラ ックス入り ワイヤ。
PCT/JP2009/060100 2008-05-27 2009-05-27 凝固結晶粒を微細にする二相ステンレス鋼溶接用フラックス入りワイヤ WO2009145347A1 (ja)

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