(57)【要約】      （修正有）【課題】溶接部の硬度上昇を抑制したフェライト系ステンレス鋼の溶接部材を提供する。【解決手段】母材のビッカース硬さに対し、溶接部のビード中央部におけるビッカース硬度の差が１００以下であり、溶接部の化学組成は式（１）に表されるγｍａｘ値が１０以上であり、金属組織がフェライトとマルテンサイトの二相組織であるフェライト系ステンレス溶接部材。γｍａｘ＝４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋９（％Ｃｕ）＋７（％Ｍｎ）−１１．５（％Ｃｒ）−１１．５（％Ｓｉ）−１２（％Ｍｏ）−４７（％Ｎｂ）−４９（％Ｔｉ）＋１８９・・・（１）ただし、（％Ｘ）には溶接部に含有される成分Ｘの含有量（質量％）の値を代入する。また、成分Ｘが不可避的不純物である場合は、（％Ｘ）の項は式に算入しない。【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト系ステンレス鋼からなる母材を用いたフェライト系ステンレス溶接部材であって、
溶接部のビード中央部におけるビッカース硬度の、母材のビッカース硬さに対する差が１００以下であり、
前記溶接部の化学組成は式（１）に表されるγｍａｘ値が１０以上であり、
金属組織がフェライトとマルテンサイトの二相組織であるフェライト系ステンレス溶接部材。
γｍａｘ＝４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋９（％Ｃｕ）
＋７（％Ｍｎ）−１１．５（％Ｃｒ）−１１．５（％Ｓｉ）
−１２（％Ｍｏ）−４７（％Ｎｂ）−４９（％Ｔｉ）＋１８９  ・・・（１）
ただし、（％Ｘ）には溶接部に含有される成分Ｘの含有量（質量％）の値を代入する。また、成分Ｘが不可避的不純物である場合は、（％Ｘ）の項は式（１）に算入しない。
【請求項２】
前記母材のフェライト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：４．０％以下，Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎ：０．１２％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼である、
請求項１に記載のフェライト系ステンレス溶接部材。
【請求項３】
前記母材の化学組成は、質量％で、さらに３．０％以下のＭｏ、０．３０％以下のＴｉ、０．４０％以下のＮｂを１種または２種以上を含有する、
請求項２に記載のフェライト系ステンレス溶接部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、レーザ溶接とＴＩＧ溶接を組み合わせたレーザ・ＴＩＧ複合溶接によるフェライト系ステンレス溶接部材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
非特許文献１では、マルテンサイト系ステンレス鋼では、高温域でオーステナイト相が生成し、常温ではマルテンサイト組織が形成される。このため、溶接金属部は著しく硬化し、割れの発生が懸念される。この、溶接後の急冷を避けるために、マルテンサイト変態が開始する温度より上の２００℃以上で予熱して、徐々にマルテンサイトを生成させマルテンサイトの自己焼き戻しの効果も加味したうえで、靭性低下を回避している。しかし、レーザ造管溶接後に２００℃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。
【０００５】
本発明で着眼したレーザ・ＴＩＧ複合溶接でステンレス鋼板の限った品質改善に着眼した例はない。特許文献１で金属材料全般の溶接において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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】西本和俊、夏目松吾、小川和博、松本  長：ステンレス鋼の溶接、（２００１）、２０９、産報出版
【０００７】
【特許文献１】特表２０１５−５２６２９５号公報（２０１５年９月１０日公開）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
フェライト系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。さらに８００℃以上の高温域でオーステナイト域に入りオーステナイトとフェライトの二相組織となる。その高温で生成したオーステナイト相は冷却中にマルテンサイト変態してさらに硬化する。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。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の課題を解決するために、溶接直後からの冷却過程に本発明は着眼した。フェライト系ステンレス鋼は溶接後冷却過程でオーステナイト領域を通過し、オーステナイト相が生成してさらに急冷却でマルテンサイト相が生成する。本発明は、このマルテンサイト生成能力を緩和するために緩冷却することに着目した。さらには、冷却速度を遅くすることで、生成したマルテンサイトの自己焼き戻し効果により硬度上昇を抑えることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の一態様におけるフェライト系ステンレス溶接母材を用いることで、レーザ造管前の予備加熱やレーザ溶接後の後熱処理等がなくとも、溶接部のビード中央部におけるビッカース硬度と母材部ビッカース硬さの差が小さく、溶接部靭性に優れたフェライト系ステンレス溶接部材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】本発明の実施形態に係るレーザ・ＴＩＧ複合溶接方法について説明する図
【図２】本発明の実施形態に係るレーザ・ＴＩＧ複合溶接部材のビード外観の一例
【図３】本発明の実施形態に係るレーザ・ＴＩＧ複合溶接部材のビード断面の一例
【図４】レーザ・ＴＩＧ複合溶接部材とレーザ単独溶接部材について、ビード中央部からの距離と断面ビッカース硬度の関係を示すグラフ
【発明を実施するための形態】
【００１２】
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。
【００１３】
＜レーザ・ＴＩＧ複合溶接方法の概要＞
本発明に係るレーザ・ＴＩＧ複合溶接方法について図に基づいて説明する。図１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１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。符号３は、素材であるフェライト系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。
【００１４】
図２、図３にレーザ・ＴＩＧ複合溶接を施したフェライト系ステンレス鋼のビード外観とビード断面の一例を示す。図２に示すようにスパッタは少なく、図３に示すようにアンダーカットもほとんど認められない。
【００１５】
以下、本発明を特定する事項について説明する。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。
【００１６】
Ｃはオーステナイト形成元素で、熱延工程でフェライトとオーステナイト二相域熱延をすることで、鋳造組織の分断化や合金元素の偏析防止、再結晶促進によるリジング防止など有効である。しかし、多量のＣ含有は複相化処理後の冷却中や時効処理で粒界にＣｒ炭化物が析出し、耐粒界腐食や疲労特性低下の原因となるので、Ｃは０．１５％以下とした。
【００１７】
Ｓｉは通常脱酸の目的のために使用する。またＳｉはマルテンサイト相を硬くするとともに、オーステナイト相にも固溶しこれを硬化させ、冷間加工後の強度を大きくするのである。さらに時効処理においてはひずみ時効により時効硬化能を促進する。このように  Ｓｉは種々の効果があるが、過度の添加は高温割れを誘発しやすくなり、製造上種々の問題も生じる。このため成分範囲を２．０％とした。
【００１８】
Ｃｒは耐食性上必須の成分である。意図する耐食性を賦与するのには少なくとも１０．０％のＣｒを必要とする。しかし、２０．０％を越える過剰のＣｒ量は、靭性を低下させる。またマルテンサイトを生成させて高強度を得るために必要なオーステナイト形成元素（Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ等）を添加しなければならないが、これらは鋼帯・鋼板のコスト上昇をもたらすだけでなく、室温でのオーステナイトの安定化をもたらし、フェライト量が減少する。このためＣｒの上限は２０．０％とした。
【００１９】
Ｎｉ、ＭｎおよびＣｕはオーステナイト生成元素で、高温でフェライトとオーステナイトの組織（室温でフェライトとマルテンサイト）を得るために必要である。これら元素の含有量が増加するに従ってマルテンサイト量が増加し、高強度化をもたらすことができる。しかし、過剰の添加は高温で生成したオーステナイト相が室温までの冷却中にマルテンサイトに変態せず、オーステナイト相のまま残留し、強度低下をもたらす。従って、Ｎｉは４．０％以下、Ｍｎは４．０％以下さらにＣｕは３．０％以下とした。
【００２０】
ＮもＣと同様にオーステナイト形成元素で、Ｃほどではないがマルテンサイト相の強化に極めて有効であり、高温でのオーステナイト化温度Ａｃ１点以上の温度に加熱熱処理を行った後のマルテンサイト量を調整でき、強度の制御及び高強度化に有効に作用する。また、Ｃに比較して鋭敏化が起こりにくいので、複相化処理後の冷却中や時効処理で粒界での窒化物が析出し、耐食性が低下する窒素量はＣに比べて高い。ただ、過度の添加はブローホール等の内部欠陥をもたらすので、上限を０．１２％とした。
【００２１】
Ｍｏは必要に応じて添加される合金元素であり、耐食性向上に寄与する。しかし、Ｍｏの過剰添加は熱間加工性の低下や鋼材コストの上昇の原因となるので、Ｍｏを添加する場合には上限を３．０％とする。
【００２２】
ＴｉとＮｂはＣやＮを炭窒化物として固定することで、溶接熱影響部の耐食性を改善する元素である。さらに結晶粒を微細にする効果があり、強度上昇面でも有効な元素である。ただ、ＴｉはＴｉクラスター起因の表面欠陥をもたらすので０．３０％以下、Ｎｂは低融点合金相もしくは酸化に起因した溶接高温割れをもたらすので０．４０％以下とした。
【００２３】
本発明のフェライト系ステンレス溶接部材は、溶接部の組織がフェライトとオーステナイト二相組織であることを特徴としており、溶接後冷却過程でオーステナイト組織域にあるために、成分に依存した式（１）に示されるγｍａｘ値を定義した。ＣやＮに代表されるオーステナイト形成元素は正の係数、ＣｒやＳｉに代表されるフェライト形成元素は負の係数である。
γｍａｘ＝４２０（％Ｃ）＋４７０（％Ｎ）＋２３（％Ｎｉ）＋９（％Ｃｕ）
＋７（％Ｍｎ）−１１．５（％Ｃｒ）−１１．５（％Ｓｉ）
−１２（％Ｍｏ）−４７（％Ｎｂ）−４９（％Ｔｉ）＋１８９  ・・・（１）
ただし、（％Ｘ）には溶接部に含有される成分Ｘの含有量（質量％）の値を代入する。また、成分Ｘが不可避的不純物である場合は、（％Ｘ）の項は式（１）に算入しない。
γｍａｘ値が１０以下になるとオーステナイト域を経由しないフェライト単相組織となるため、γｍａｘが１０以上と定義した。
【００２４】
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。
Ａｌ：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望ましくは２．０％以下である。
Ｂ：熱間圧延温度域でのフェライト相とオーステナイト相の変形抵抗の差異により生じる熱延鋼帯でのエッジクラックの発生防止に有効な元素であるが、過度の添加は低融点ほう化物を形成しやすくなり、逆に熱間加工性や溶接高温割れをもたらすので、望ましくは０．０１５％以下である。
Ｐ：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：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、Ｚｒ：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、レーザ・ＴＩＧ複合溶接フェライト系ステンレス溶接部特性には影響ない。
【実施例】
【００２５】
表１の成分・組成をもつ板厚３．０ｍｍのフェライト系ステンレス鋼板（焼鈍材）を素材とし、レーザ・ＴＩＧ複合溶接もしくはレーザ単独溶接を実施した。表１中の鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｅは化学組成が本発明の範囲内にある本発明例、鋼Ｎｏ．Ｆ〜Ｈはそれ以外の鋼（比較例）である。溶加材は用いなかった。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
溶接は突合せ溶接で端面は機械加工仕上したものを用いた。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トーチの間隔は、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％、４０Ｌ／ｍｉｎ
【００２８】
ＴＩＧ溶接：後退角度３０°、
電流３００Ａ、
アーク長  １．５ｍｍ、
シールドガス  Ａｒ１００％、１５Ｌ／ｍｉｎ
【００２９】
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
【００３０】
レーザ・ＴＩＧ複合溶接ならびにレーザ単独溶接後のビード中央部のビッカース硬度、母材部のビッカース硬さ、ならびにそれらの差を表２にまとめた。ビッカース硬度測定は板厚中心ｔ／２、板厚ｔ／４（表裏）の計３点の平均から求めた。なお、母材部の硬度とは溶接前のビード中央から１．５ｍｍ、１．７５ｍｍならびに２．０ｍｍの３点平均値で定義している。
【００３１】
【表２】
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【００３２】
表２に示したように、本発明例の溶接部材は、溶接部ビード中央部のビッカース硬度が母材部のビッカース硬さよりも上昇しているが、その差が１００以下を満足している。特に、レーザ・ＴＩＧ複合溶接を施した場合、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度差が小さくなる。
【００３３】
具体例を図４に示す。図４は、素材として表１のＥ鋼のフェライト系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．９と、レーザ単独溶接を施したＮｏ．１５について、ビード中央部からの距離と断面ビッカース硬度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度が高いが、ビード部中央部と母材部とのビッカース硬度差を比較すると、レーザ・ＴＩＧ複合溶接を施したＮｏ．９は、明らかにレーザ単独溶接を施したＮｏ．１５よりも硬度上昇が抑制されている。
【００３４】
Ｎｏ．１１はＦ鋼でγｍａｘの下限１０未満であり、フェライトとマルテンサイト二相組織ではなくフェライト単相組織である。Ｎｏ．１２と１３は、ＮｉとＣ量が請求範囲を超えており、Ｃを多く固溶したマルテンサイトであるため、溶接部ビード中央部ビッカース硬度と母材部ビッカース硬さの差が１００を越える結果であった。
【符号の説明】
【００３５】
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
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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