(57)【要約】      （修正有）【課題】溶接部の硬度上昇を抑制したオーステナイト系ステンレス鋼の溶接部材を提供する。【解決手段】オーステナイト系ステンレス鋼からなる母材を用いたオーステナ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５０以下であり、母材のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成が、質量％において、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：５．０％以下、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎｉ：６．０％以上、Ｃｕ：４．０％以下、Ｃｒ：１２．０〜３０．０％、Ｎ：０．３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、次式に表されるδＦの値が０〜２０．０未満であるオーステナイト系ステンレス鋼部材。δＦ＝−３６Ｃ−０．１３Ｍｎ−１．３Ｎｉ−３０Ｎ−０．３９Ｃｕ＋１．３Ｃｒ＋１．３Ｍｏ＋０．６７Ｓｉ−５【選択図】図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
オーステナイト系ステンレス鋼からなる母材を用いたオーステナ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５０以下であるオーステナイト系ステンレス溶接部材。
【請求項２】
前記母材のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成が、質量％において、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：５．０％以下、Ｍｎ：６．０％以下、Ｎｉ：６．０％以上、Ｃｕ：４．０％以下、Ｃｒ：１２．０〜３０．０％、Ｎ：０．３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、式（１）に表されるδＦの値が０以上２０．０未満である、
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス溶接部材。
δＦ＝−３６Ｃ−０．１３Ｍｎ−１．３Ｎｉ−３０Ｎ−０．３９Ｃｕ＋１．３Ｃｒ＋１．３Ｍｏ＋０．６７Ｓｉ−５      ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ等の元素記号の位置には、元素記号に対応する成分の含有量（質量％）の値を代入する。ただし、当該成分が含有されない場合は式に算入しない。
【請求項３】
前記母材の化学組成が、さらに質量％において、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下のうち少なくとも１種以上を含有する、請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス溶接部材。
【請求項４】
母材母材の化学組成が、さらに質量％において、Ｍｏ：５．０％以下を含有する、
請求項２または請求項３に記載の溶接オーステナイト系ステンレス溶接部材。
【請求項５】
前記母材の化学組成が、さらに質量％において、Ａｌ：４．０％以下を含有する、
請求項２から請求項４のいずれか１項に記載のオーステナ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複合溶接オーステナイト系ステンレス溶接部材および溶接方法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。ただ、オーステナイト系ステンレス鋼は元々延性に優れる材料であるために溶接後の後熱処理は実施されないとなっている。
【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で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】
【非特許文献】
【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）、２０９−２１０、産報出版
【特許文献】
【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】
オーステナ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上昇する。ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は液相からδフェライトが生成するδ凝固が起こる。δフェライトはオーステナイト相より硬度が高い。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、延性に優れるオーステナイト相でも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。液相からδフェライト相が生成しても、その相はあくまで準安定相であり、状態図的にはオーステナイト相が最終安定相である。オーステナイト相がでる領域を緩冷却することで、δフェライト相→オーステナイト相に変態を促進させることで溶接部硬度上昇を抑えることを本発明の特徴としている。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の一態様におけるレーザ・ＴＩＧ複合溶接オーステナイト系ステンレスを用いることで、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小さく、溶接部靭性に優れたオーステナ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複合溶接を行った溶接部材とレーザ単独溶接を行った部材について、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。また、符号３は、素材であるオーステナ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複合溶接を施したオーステナ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０．１ｍｍと小さい特徴もある。
【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は強力なオーステナイト形成元素であり、かつ強度の向上に有効な元素であるが、過度の添加は再結晶処理で粗大なＣｒ炭化物が析出し、耐粒界腐食や溶接性低下の原因となるので、Ｃは０．２０％以下（０％を含まず）が望ましい。
【００１７】
Ｓｉは通常脱酸の目的のために使用するが、本発明鋼ではＳｉ添加による固溶強化の目的がある。しかし、Ｓｉ量が高くなると冷間加工の際、マルテンサイト相の生成を著しく促進させる効果がある。またＳｉは５．０％を越えると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５．０％以下が望ましい。
【００１８】
Ｍｎは冷間圧延後の非磁性を確保するための元素である。さらにＭｎはＮの固溶度を高める元素である。冷間加工後の非磁性を保つためにも必要である。ただ多量の添加は窒素加圧溶解をしてもブローホール発生に起因した表面欠陥や光輝焼鈍時の着色発生をもたらす。そのため上限は６．０％以下（０％を含まず）が望ましい。
【００１９】
ＮｉはＭｎと同様に冷間圧延後の非磁性を確保するための元素である。冷間圧延後の非磁性を保つためには、６．０％以上必要であり、さらにＳｉ，Ｍｎの含有量に応じて、Ｎｉ量を調整する必要がある。
【００２０】
Ｃｕも冷間圧延後の非磁性を確保するための元素である。ただ、過剰の添加は熱間加工性を劣化させ割れ発生の原因となるので成分範囲は４．０％以下が望ましい。
【００２１】
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12.0％のＣｒを必要とする。しかし、Ｃｒはフェライト形成元素でもあるので、高くしすぎると高温でδフェライト相が多量に生成してしまう。そこでδフェライト相抑制のために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。ただ、多量に含有されると、オーステナイト形成元素添加による調整だけでのδフェライト抑制はできなく、非磁性を確保できなくなるため上限を３０％とした。
【００２２】
Ｎは本発明の主要な特徴である非磁性を維持し、かつ高強度を得るための有効な元素である。なお、Ｎの過剰添加は鋳造時のブローホールの原因となるので、窒素加圧溶製等の工夫は必要であり、それを考慮しても上限は０．３０％以下が望ましい。      
【００２３】
溶接後、液相からδフェライト凝固するδフェライト量の指標として、次の式（１）のようにδＦ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。
δＦ＝−３６Ｃ−０．１３Ｍｎ−１．３Ｎｉ−３０Ｎ−０．３９Ｃｕ＋１．３Ｃｒ＋１．３Ｍｏ＋０．６７Ｓｉ−５      ・・・（１）
δＦの値が０以上で溶接後、液相からまずはδフェライトが生成する。δＦが２０．０を越えると熱間加工性に割れが発生するので上限を２０．０とした。
【００２４】
Ｍｏは耐食性を向上させ、時効処理で炭窒化物を微細に分布させる効果がある。ただ、Ｍｏを多量に添加すると高温でδフェライトが多量に形成されてしまうのでＭｏの成分範囲は５．０％以下が望ましい。    
【００２５】
Ｔｉは炭窒化物を形成して、溶接後の耐食性維持に有効な元素であるが、０．５０％以上では製鋼スラブの表面キズが生成しやすくなり、製造面で問題がある。従って、上限を０．５０％とした。  
【００２６】
Ｎｂも炭窒化物を形成して、溶接後の耐食性維持に有効な元素であり、探時効処理時の強度上昇に有効であるが、高温強度上昇による熱間加工性の低下をもたらすので上限を０．５０％とした。
【００２７】
Ｂは熱間圧延温度域でのδ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、逆に熱間加工性を劣化させるので、０．０１０％以下とした。
【００２８】
Ａｌは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上限を４．０％とした。
【００２９】
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。
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。
Ｏは酸化物系の非金属介在物を形成して鋼の清浄度を低下させるため、プレス成形性や曲げ性に悪影響を与えるため、０．０２％以下とした。  
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複合溶接オーステナイト系ステンレス溶接部特性には影響ない。
【実施例】
【００３０】
表１の成分・組成をもつ板厚３．０ｍｍのステンレス鋼板（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〜Ｆは化学成分値が本発明の範囲内にある本発明例、鋼Ｎｏ．Ｇ〜Ｉはそれ以外の鋼（比較例）である。溶加材は用いなかった。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
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
【００３３】
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
【００３４】
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
【００３５】
レーザ・ＴＩＧ複合溶接を行った溶接部材とレーザ単独溶接を行った溶接部材の、ビード中央部のビッカース硬度、母材部のビッカース硬度ならびにそれら二つの差を表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。
【００３６】
【表２】
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【００３７】
表２に示したように、本発明例の溶接部材は、溶接部の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５０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。
【００３８】
具体例を図４に示す。図４は、素材として表１のＡ鋼のオーステナイト系ステンレス鋼を用い、レーザ・ＴＩＧ複合溶接（ＴＩＧ先行）を施したＮｏ．１と、レーザ単独溶接を施したＮｏ．１６の溶接部材について、溶接部材の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．１は、明らかにレーザ単独溶接を施したＮｏ．１６よりも硬度上昇が抑制されている。
【００３９】
Ｎｏ．１３はビッカース硬度差５０以下であるが、Ｇ鋼におけるδＦの値は−１．６でδフェライトは生成していない。Ｎｏ．１４はＨ鋼でＣ量が請求範囲を超えており溶接冷却中に炭化物が生成し、耐食性が著しく低下している。Ｎｏ．１５はＩ鋼のδＦの値が２５．３でδフェライト生成量が多すぎて、レーザ・ＴＩＧ複合溶接による硬度低下効果でも、ビッカース硬度差５０以下を満足できなかった。
【符号の説明】
【００４０】
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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