(57)【要約】  本発明は溶接部の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼、レーザ溶接鋼管及びその溶接鋼管の製造方法に関する。本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むことを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス鋼を提供する。また、本発明は、前記ステンレス鋼から溶接鋼管を製造するとき、鋼管の硬度比（ＨＡＺ／母材）が０．９８〜１．０５である溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管及びこの溶接鋼管の製造方法を提供する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むことを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス鋼。
【請求項２】
前記ステンレス鋼は、０．９８２≦１．５５−０．８４７Ｃｕ−０．００８９９（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦１．０５を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の溶接部の加工性に優れたステンレス鋼。
【請求項３】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
鋼管溶接時に、鋼管の硬度比（ＨＡＺ／母材）が０．９８〜１．０５であることを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管。
【請求項４】
前記溶接鋼管は、０．９８２≦１．５５−０．８４７Ｃｕ−０．００８９９（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦１．０５を満たすことを特徴とする、請求項３に記載の溶接部の加工性に優れた溶接鋼管。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むステンレス鋼の溶接鋼管製造時に、保護ガス下で０．８６〜１．２８ｋＷ・ｍｉｎ／ｍの溶接入熱量（出力／速度、ｋＷ／ｍ／ｍｉｎ）でレーザ溶接する段階を含むことを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記ステンレス鋼は、０．９８２≦１．５５−０．８４７Ｃｕ−０．００８９９（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦１．０５を満たすことを特徴とする、請求項５に記載の溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記保護ガスとして不活性ガスをビードの上部と下部の両方に使用することを特徴とする、請求項５または６に記載の溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管の製造方法。
【請求項８】
前記保護ガスとして、ビードの上部に１５〜２０Ｌ／ｍｉｎの流速でＨｅガスを投入し、ビードの下部をＡｒガス雰囲気で処理することを特徴とする、請求項７に記載の溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接部の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼、これを用いた溶接鋼管及びその溶接鋼管の製造方法に関し、より詳細には、鋼材の組成成分及び溶接入熱量を適切に制御することで、造管直後に発生する溶接部における軟化現象を防止し、加工性に優れたフェライト系ステンレス溶接鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車産業では排ガス規制の強化及び軽量化による燃費向上が強く求められており、自動車メーカは排気系部品として既存の鋳物、またはアルミニウムめっき鋼板の代わりに耐食性、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼を採用している。
【０００３】
排気系用部品材は、大別して、板材のプレス成形製品とパイプの成形製品で構成され、その多くは溶接によって製造及び組み立てられる。そのため、溶接部の品質特性を確保することは、排気系部品の性能を左右する上で非常に重要な要素とも言える。
【０００４】
排気系の形状は非常に複雑なため、成形中に鋼板または鋼管の一部分に過酷な加工を受ける。フェライト系ステンレス溶接鋼管（高周波溶接、ＴＩＧ溶接、レーザ溶接などの方法で製造した鋼管）は、溶接部に曲げまたは拡管のような２次加工が適用されると、溶接金属または溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ，ＨＡＺ）に溶接割れが発生し、母材の優れた加工性にも関わらず、溶接部の加工性が低下し、その特性を発揮できない場合が多い。このような現象は、加工温度が低い冬季、または加工速度が速いといった条件下で成形すると、より顕著に発生する。
【０００５】
なお、上述したように、環境規制の強化により、排ガスの温度上昇に対する使用鋼材の高温特性を確保すべく、通常は高合金フェライトステンレス鋼が採用されているが、合金量の増加によって、鋼管における溶接部の加工性がさらに低下することが問題として指摘されている。
【０００６】
本研究の対象である耐熱用１４Ｃｒ系フェライトステンレス鋼に対して、高周波溶接、ＴＩＧ溶接、レーザ溶接を適用したところ、高周波溶接とＴＩＧ溶接の場合には十分な加工特性の確保が困難であった。高周波溶接鋼管の場合、接合部の界面に粗大なＴｉ、Ｎｂ系析出物が集積されて、加工中に割れ発生地点として作用し、高温圧接時の塑性変形により溶接部近傍に加工硬化現象が現れ、ＴＩＧ溶接の場合は、溶接効率が低下することから他の溶接に比べて硬化された溶接部の幅が広く、結晶粒も粗大化され加工性が低下した。
【０００７】
一方、レーザ溶接の場合は、高周波溶接、ＴＩＧ溶接に比べて低入熱溶接が可能なため、溶接部の幅が狭く、溶接欠陥がないため良好な品質特性が得られた。しかし、高合金フェライトステンレス鋼に対してレーザ造管溶接を適用した場合には、溶接してから一定時間、軟化現象が現れた。これは、造管成形時の素材の加工硬化により、素材の硬度が過度に上昇し、溶接中、一部に軟化現象が起こるためであると推定される。このような溶接部の軟化現象は、一定時間が経過すると時効現象により硬さが回復し、数日後、溶接鋼管を加工するときに良好な品質特性を示すことが分かった。しかし、造管してから数日待機することにより部品の生産が遅れ、さらに、造管溶接後の鋼管の品質検査が困難であると指摘されている。
【０００８】
高温部で使用される代表的な鋼種である高Ｃｒ系フェライトステンレス鋼管の加工性を確保するための従来の公知技術は、以下の通りである。
【０００９】
特許文献１では、Ｎｂ等を含有した耐熱性フェライトステンレス鋼を電気抵抗溶接（ＥＲＷ）により造管溶接した後、８５０〜１０００℃の高温で後熱処理を施し、１℃／ｓｅｃ以上で急冷する方法を提示している。また、特許文献２では、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種を、重量％でそれぞれ０．１〜０．５％含有するフェライト単相のステンレス溶接鋼管において、溶接部のビッカース硬度ＨｖＷと母材部のビッカース硬度ＨｖＭとの硬度差ΔＨｖ（＝ＨｖＷ−ＨｖＭ）が１０〜４０の範囲内で、溶接部のビード幅ＴＷと母材の厚さＴＭとの比ＲＴ（＝ＴＷ／ＴＭ）を１．０５〜１．３とし、成形、溶接後（ＥＲＷ、ＧＴＡＷ）に長さ方向に０．５〜２．０％の変形量で矯正して、７００〜８５０℃の温度範囲で後熱処理する方法を提示している。しかし、これらは、溶接鋼管の加工硬化を低減させることを目的とする、造管溶接後に焼鈍熱処理を適用する発明としては、溶接鋼管の加工性の向上において効果的であるが、焼鈍熱処理の適用によるコストの上昇、表面の酸化といった問題点がある。
【００１０】
特許文献３では、Ｔｉ、Ｎｂを単独または複合で１％以下含有するフェライト系ステンレス鋼をオープンパイプに成形し、対向する面をレーザ溶接する場合、溶接管が矯正ロールを通過するときの温度は、溶接部のビッカース硬度Ｈｖｗと母材部のビッカース硬度Ｈｖｂとの硬度差ΔＨｖ（ＨＶW−ＨＶｂ）を１０〜８０の範囲にするために、１５０℃以下で且つ素材の耐力が室温耐力の８０％以上となる温度域で制御する方法を提供している。この方法は、レーザ造管溶接技術であり、溶接金属部と母材の硬度差を一定水準に確保するために、溶接後１５０℃以下で素材の耐力が室温耐力の８０％以上になる温度域で制御する補正方法であるが、レーザ造管溶接は溶接熱サイクルが他の溶接法に比べて非常に大きく、溶接後の訂正ラインでは室温水準に到達するため、別途の制御が困難であり、本発明で要求する溶接熱影響部の軟化現象にはあまり影響を与えないと判断される。
【００１１】
特許文献４では、フェライトステンレス鋼溶接金属部の結晶粒を微細化する方法であり、第１レーザビームにより貫通溶接し、溶接部の温度が４００℃以下になると、該溶接部に低入熱の第２レーザビームを照射して、部分的に溶接する方法を提供する。しかし、２つのレーザビームを用いて溶接金属部の結晶粒を微細化するこの方法は、レーザ溶接機の追加設置によるコストの上昇と溶接熱影響部の軟化という問題の改善にはならないと判断される。
【００１２】
特許文献５では、フェライトステンレス鋼のレーザ造管溶接前に２５０℃以上に予熱し、内面ビードの突出高さを０．１５ｍｍ以上に溶接し、溶接部を板厚方向に圧下して加工性を向上させる方法を提供する。しかし、レーザ造管溶接前に２５０℃以上に予熱し、内面ビードの突出高さを０．１５ｍｍ以上に溶接し、溶接部を板厚方向に圧下して加工性を向上させるこの方法は、予熱処理機の設置とレーザ溶接が低入熱溶接法であるため、内面ビードの突出高さを安定的に０．１５ｍｍ以上に確保することは困難である。
【００１３】
耐熱用フェライト系ステンレス鋼の溶接部の加工性を確保するための鋼材製造方法として、公知された技術は以下の通りである。
【００１４】
特許文献６は、耐熱性フェライトステンレス鋼を、ＥＲＷ鋼管に対して後熱処理を省略することを目的として、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．７〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｃｒ：１３．５〜１５．５、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．３〜０．６％、Ｃｕ：０．０２〜０．２４％、及びＡｌ：０〜０．０３％を含有し、かつ１．４５≧Ｎｂ＋Ｓｉ、１．３５≦Ｎｂ＋１．２Ｓｉの関係を満たす加工用無焼鈍溶接鋼管を提供する。しかし、この発明では、曲げ部の拡管のような深加工用途には十分な加工性の確保が困難なことを確認した。
【００１５】
特許文献７では、ステンレス鋼レーザ溶接部の窒素吸収を防止して加工性を改善することを目的とし、レーザ造管溶接時、溶接線近傍の雰囲気窒素濃度をステンレス鋼のＣｒ濃度［％Ｃｒ］、溶融金属の温度Ｔ（℃）及び溶接金属の許容窒素量［％Ｎ］ＷＭによって決定される［％Ｎ］ａｔ、ｌｏｇ（［％Ｎ］ａｔ）≦２ｌｏｇ（［％Ｎ］ＷＭ）−２×（５１８／Ｔ＋１．０６８）−２×（０．０４６［％Ｃｒ］−０．０００２８［％Ｃｒ］２）で制御する方法を提供する。しかし、実際の造管工程においてそれぞれの工程変数をリアルタイムで制御することは困難である。
【００１６】
特許文献８では、Ｃｒ：１１〜２０％、Ｎｂ：０．２〜０．８％含有したフェライトステンレス鋼に、Ｃｏ、Ｖ、Ｂをそれぞれ、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．３％及びＢ：０．０００２〜０．００５％の範囲で複合添加して、溶接部の耐２次加工脆性及び高温疲労特性を確保する方法を提供する。しかし、この方法はＣｏ、Ｖ、Ｂを複合添加して溶接部の耐２次加工脆性及び高温疲労特性を確保する方法であるが、曲げ後に、その近傍を再び拡管するような深加工用途には適用が困難であるのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１７】
【特許文献１】日本特許公開第１９９７−１２５２０９号
【特許文献２】日本特許公開第２００６−１９３７７０号
【特許文献３】日本特許公開第２０００−３２６０７９号
【特許文献４】日本特許公開第１９９６−１５５６６５号
【特許文献５】日本特許公開第１９９３−２７７７６９号
【特許文献６】日本特許公開第１９９９−２５６２８６号
【特許文献７】日本特許公開第１９９５−２６６０７２号
【特許文献８】日本特許公開第２００２−８０９４３号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
本発明の目的は、溶接部の加工性に優れた耐熱用１４Ｃｒ系フェライトステンレス鋼を提供することにある。
【００１９】
また、本発明は、レーザ造管溶接を適用する場合、造管直後の溶接部の軟化現象を防止することで、鋼管材の生産性を改善すると共に、過酷な加工条件においても品質を保証できる溶接鋼管及びその溶接鋼管の製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むことを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス鋼を提供する。
【００２１】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、鋼管溶接時、鋼管の硬度比（ＨＡＺ／母材）が０．９８〜１．０５であることを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管を提供する。
【００２２】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むステンレス鋼の溶接鋼管製造時に、保護ガス下で０．８６〜１．２８ｋＷ・ｍｉｎ／ｍの溶接入熱量（出力／速度、ｋＷ／ｍ／ｍｉｎ）でレーザ溶接する段階を含むことを特徴とする、溶接部の加工性に優れたステンレス溶接鋼管の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００２３】
本発明のフェライト系ステンレスレーザ溶接鋼管は、鋼材のＣｕ及び（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）を適正水準まで低減し、レーザ溶接の入熱量を制御することで、通常、高合金フェライト系ステンレス溶接鋼管に適用される後熱処理の省略が可能であり、且つ、溶接部の軟化現象を防止できるため、加工品質特性及び生産性の向上に大きく寄与することができる。このような結果は、本発明の対象鋼種である１４Ｃｒ系のみならず、高Ｃｒ、高合金溶接鋼管に対しても同じ方法で改善できるため、活用度の側面で非常に有用である。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】レーザ溶接鋼管の偏平試験の模式図である。
【図２】レーザ溶接時、工程変数の変化による溶接部の欠陥発生状況を調べた結果である。
【図３】鋼材１、３及び８に対してエリクセン試験を行った結果である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明のステンレス鋼について詳細に説明する。
【００２６】
本発明のステンレス鋼は、以下に示す成分範囲を満たす。（以下、重量％）
【００２７】
炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）の含量はそれぞれ０．０１％以下とする。Ｃ、Ｎは母材及び溶接部の加工性を低下させる元素であるため、可能な限り極少量とすることが好ましいが、製鋼技術上の製造コストの上昇を考慮して、０．０１％以下とする。
【００２８】
ケイ素（Ｓｉ）の含量は０．８〜１．０％とする。Ｓｉは高温露出時に耐酸化性を改善するのに有効な元素である。耐酸化性を確保するための最低含有量は０．８％であり、過多に添加すると、鋼材の加工性が低下し、造管時に加工硬化が深化して溶接熱影響部の軟化現象を助長するようになるため、上限は１．０％に限定する。
【００２９】
銅（Ｃｕ）の含量は０．１〜０．３％とする。Ｃｕは鋼材の加工性を向上させる元素であるが、過剰に添加すると、溶接前の造管成形工程においてｎ値（加工硬化指数）を上昇させ、鋼管素材部の加工硬化を深化させ、溶接熱影響部の軟化現象を促進させるため、その適正範囲を０．１〜０．３％に限定する。
【００３０】
クロム（Ｃｒ）の含量は１３．７〜１４．３％とする。Ｃｒは耐食性と耐酸化性を保証するために１３．７％以上を必要とするが、Ｃｒ含量が増加するほどコスト上昇を招くため、その上限は１４．３％とする。
【００３１】
チタニウム（Ｔｉ）の含量は０．１〜０．２％とし、ニオブ（Ｎｂ）の含量は０．３〜０．４％とする。ＴｉとＮｂは鋼材加工性、高温強度及び高温熱疲労特性を向上させる元素であるが、Ｔｉ、Ｎｂを上限以上に添加すると、固溶Ｎｂ、Ｔｉ量の増加により加工性が悪化するという問題がある。したがって、Ｔｉの含量は０．１〜０．２％、Ｎｂの含量は０．３〜０．４％とする。
【００３２】
残部は、Ｆｅ及び不可避不純物を含む。
【００３３】
本発明のステンレス鋼は、０．９８２≦１．５５−０．８４７Ｃｕ−０．００８９９（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦１．０５を満たす。上記式において下限値及び上限値は溶接鋼管の硬度比（ＨＡＺ／母材）を示す。本発明では、１４Ｃｒ系フェライトステンレスレーザ溶接鋼管に対して硬度分布を測定し、加工性を評価した結果、溶接鋼管の硬度比と加工性が密接な関係にあることが明らかになった。即ち、硬度比が０．９８２以下であると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬度値が母材より低下するという軟化現象により、加工中に割れが発生する。また、硬度比が１．０５以上であると、溶接部が硬化されることにより加工性が低下する。
【００３４】
また、鋼材に含有された成分元素と溶接鋼管の硬度比を、回帰式を用いて検討した結果、Ｃｕ及び（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）が支配的な因子であることが分かり、特に、Ｃｕの影響が顕著なことが分かった。Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂのような元素はフェライト内の固溶強化元素であり、造管溶接工程で素材の成形時、素材の加工硬化を促進するため、その添加量を下向きに制御する必要がある。
【００３５】
以下、本発明の溶接鋼管について詳細に説明する。
【００３６】
本発明の溶接鋼管は、上記のように重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、並びに残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
【００３７】
また、本発明の溶接鋼管は、０．９８２≦１．５５−０．８４７Ｃｕ−０．００８９９（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦１．０５を満たす。
【００３８】
本発明の溶接鋼管は、鋼管の硬度比（ＨＡＺ／母材）が０．９８〜１．０５の値を有する。硬度比は、造管溶接してから１時間経過した時点で測定した値であって、初期の溶接熱影響部の軟化現象を防止するために下限値０．９８を設定し、上限値１．０５は溶接熱影響部が母材に比べてやや硬化されたことを意味し、それ以上を超過すると、溶接部が過度に硬化するようになって鋼管成形時に溶接部の脆性割れが発生する可能性がある。
【００３９】
以下、レーザ溶接鋼管の製造方法について詳細に説明する。
【００４０】
本発明の溶接鋼管を製造するために、重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１３．７〜１４．３％、Ｃｕ：０．１〜０．３％、Ｎｂ：０．３〜０．４％、及びＴｉ：０．１〜０．２％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含むステンレス鋼を溶接入熱量（出力／速度，ｋＷ／ｍ／ｍｉｎ）０．８６〜１．２８ｋＷ・ｍｉｎ／ｍでレーザ溶接する。溶接入熱量は、レーザ出力と溶接速度で制御される。溶接入熱量が少ない場合は貫通溶接が困難であり、溶接入熱量が過多に適用される場合は、溶接部のビード垂れ現象が発生し、ビードの上部にはアンダーフィル（ｕｎｄｅｒｆｉｌｌ）が、下部にはビード突出量が増加するため、鋼管の形状矯正及び成形性の確保が困難になる。本発明では、鋼管において母材を中心に溶接部が垂れた長さとビードの下部の突出長さを−０．１５〜０．２５ｍｍの範囲内になるように、鋼材の溶接入熱量を０．８６〜１．２８ｋＷ・ｍｉｎ／ｍに限定する。
【００４１】
本発明では、上記レーザ溶接において、ビードの上部と下部の両方に、保護ガス（Ｓｈｉｅｌｄｉｎｇ  Ｇａｓ）として不活性ガスを使用する。保護ガスは、溶接中の外部空気からの不純物の混入を防止するのに有効である。レーザ溶接時には、溶融金属の温度が一般のアーク溶接に比べて非常に高いため、空気中の窒素及び酸素が混入しやすい。そのため、ビードの上部と下部の両方に保護ガス処理を行わないと、混入された窒素と酸素により溶接部の脆性が高くなる。よって、本発明では、溶接部の脆性を防止するためにビードの上部と下部の両方に保護ガスを使用する。
【００４２】
上記保護ガスは、ビードの上部にＨｅガスを流速１５〜２０Ｌ／ｍｉｎで投入し、ビードの下部はＡｒガス雰囲気で処理することが好ましい。保護ガスＨｅの流速が１５Ｌ／ｍｉｎ未満であると、溶接部の表面シールドが不十分なため、外部空気が混入しやすくなり、２０Ｌ／ｍｉｎを超過して過多に供給すると、溶接中に溶融金属が飛散することにより健全なビード形状を確保しにくくなる。よって、Ｈｅガスの流速は１５〜２０Ｌ／ｍｉｎに限定する。ビードの下部はＡｒガス雰囲気の処理で済むため、流速を限定する必要がない。
【００４３】
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。
【実施例】
【００４４】
表１に示すように、Ｆｅ−１４Ｃｒ−０．９Ｓｉを基本組成とし、Ｃｕ、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）比をそれぞれ０．１６〜０．５％、１８．６〜４１．８に変更したフェライト系ステンレス鋼８種を溶製し、熱延、焼鈍、冷延、焼鈍の工程を経て厚さ１．５ｍｍのコイルを製造した。本発明の適用例として、鋼材３は、Ｃｕが０．２７８％、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）比が３７であり、鋼材８は、Ｃｕが０．１６４％、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）比が４１．８である。
【００４５】
造管工程としては、一般的に排気系用途に適用されている連続ロール成形方式を採用し、成形、レーザ溶接、矯正、切断の工程を経て外径３３ｍｍの溶接鋼管を製造した。レーザ溶接は１２ｋＷのＣＯ２レーザ溶接機を用いて行った。溶接時にはレーザ出力、溶接速度を変更しながら溶接部の欠陥がない最適条件を導出した。保護ガスは、外部空気からの不純物の混入を防止するのに有効であり、レーザ溶接には溶融金属の温度が一般のアーク溶接に比べて非常に高いため、空気中の窒素が混入しやすい。よって、上部は保護ガスとしてＨｅガスを流速１５〜２０Ｌ／ｍｉｎで投入し、ビードの下部はＡｒガス雰囲気で処理した。
【００４６】
【表１】
2011526654.tif 000003
【００４７】
レーザ溶接鋼管は、製造してから１時間経過した時点で、図１に示すように、溶接部を負荷される荷重の方向に垂直において完全に密着する扁平試験を２０回ずつそれぞれ実施した後、溶接部における割れの発生有無を観察した。また、上記試験片をマイクロビッカース硬度機を用いて鋼管の溶接部と母材の硬度を測定して硬度比（ＨＡＺ／母材）を求めた。硬度の測定は、母材と溶接部を含む領域に対して荷重５００ｇ、保持時間１０ｓｅｃとして、０．２ｍｍの間隔でそれぞれ３回ずつ測定することによって行われた。
【００４８】
板材のレーザ溶接部の品質特性を確認するためにエリクセン（Ｅｒｉｃｈｓｅｎ）試験を施した。板材の溶接部の下面にパンチを設け、押し上げながら溶接部の割れ発生地点までの高さを測定してエリクセン値を測定した。エリクセン値が高いほど成形性は良好であった。
【００４９】
図２は、レーザ溶接時の工程変数の変化による溶接部の欠陥発生状況を調べた結果である。レーザ出力の減少及び溶接速度の増加により未貫通領域が拡大し、また、レーザ出力が過多に増加する場合、または溶接速度が減少する場合は、溶接部のビード垂れ現象（ｕｎｄｅｒｆｉｌｌ）が深化し、良好なビードを確保しにくいことが分かった。図２において、適正溶接範囲を示す直線の勾配から適正溶接入熱量を求めると、その値は０．８６〜１．２８ｋＷ・ｍｉｎ／ｍとなる。
【００５０】
上記表１は、適正溶接条件であるレーザ出力６ｋＷ、溶接速度５ｍ／ｍｉｎで８種の鋼種に対して造管溶接を施した後、溶接部の硬度比及び加工性を評価した結果である。造管溶接部の軟化現象を定量的に評価するために、造管溶接してから１時間以内に溶接部の硬度測定及び偏平試験を施した。
【００５１】
溶接鋼管の硬度比において支配的な成分であるＣｕ値が小さい鋼材３と鋼材８の鋼管の場合、造管してから１時間経過した時点では割れが発生せず、その他の鋼材で製造された鋼管の場合には溶接熱影響部で割れが発生した。硬度比は、鋼材３の値が下限値を示し、その値が約０．９８２以上になると、割れが防止されることが分かった。このような結果を用いて回帰分析を施した結果、次の式を満たすことが分かり、回帰式の信頼度を示すＲ−Ｓｑ（ａｄｊｕｓｔｅｄ  Ｒ  ｓｑｕａｒｅ）は８０．４％と比較的良好であった。
【００５２】
［式１］
硬度比（ＨＡＺ／母材）＝１．５５−０．８４７Ｃｕ−０．００８９９（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）
【００５３】
上記式から、Ｃｕ、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）を適正水準まで下向きに調整すると、加工性を十分に確保できると判断される。
【００５４】
図３は、鋼材１、鋼材３、鋼材８に対し、母材及びレーザ出力６ｋＷ、溶接速度５ｍ／ｍｉｎで溶接した継手部に対してエリクセン試験を行った結果である。鋼材１の場合、溶接熱影響部で割れが発生し、鋼材３及び鋼材８の場合はそれぞれ溶接金属部で割れが発生した。即ち、鋼材３及び鋼材８は、鋼材１に比べて溶接熱影響部の軟化現象が低減したものと判断される。また、各鋼種に対する溶接部のエリクセン値を比較してみると、鋼材１より鋼材３及び鋼材９の溶接部が良好な成形特性を有することが分かった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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