(57)【要約】【課題】  複雑形状への加工性、溶接性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】  質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．０００８％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＣａが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。【選択図】図１
2009091654.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．０００８％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＣａが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項２】
質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．０００３％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＭｇが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項３】
質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．０００８％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０００３％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＣａおよびＭｇが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から３の何れかに記載の溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
【請求項５】
請求項１から４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼を溶接材料を用いずにアーク溶接することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，自動車部品、建築材料，温水器，タンク、家電、化学プラント，など幅広い分野で利用可能で、とくに溶接部にスヒ゜ニンク゛加工など加工を施して製造されるマフラーや触媒コンバータのハウジング等の排気系膨径部材の素材として好適なフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般的に、ステンレス鋼を用いて部品や製品を作成する場合、接合方法として、溶接を用いることが多い。ステンレス鋼の溶接で広く用いられている溶接方法として、ティグ溶接、プラズマ溶接、ミグ溶接などのアーク溶接がある。
【０００３】
一般にフェライト系ステンレス鋼は、主として薄鋼板として使用され、その薄鋼板の突合せ溶接などでは、溶接材料を使用しない鋼材のメルトランTIG溶接およびメルトランプラズマ溶接を適用する場合が多く、その場合は１パス溶接により安定した裏波溶接を行う必要があった。
【０００４】
このため、自動車部品、建築材料、温水器、タンク、家電、など幅広い分野での適用を可能とするために、溶接部の延性、靭性を確保するとともに、安定な溶け込み形状が得られる優れた溶接性を有するフェライト系ステンレス鋼として、特許文献１の技術が開示されている。
【０００５】
しかしながら、特許文献１に開示されている技術は溶接後に溶接部に加工などを施された場合の溶接部特性は検討されていない。
【０００６】
自動車の排気系部材として使用されるフェライト系ステンレス鋼は、加工性と耐食性に優れたＳＵＨ４０９ＬやＳＵＳ４４４、ＳＵＳ４３６Ｌなどが多用されている。たとえば、自動車のエンジンから排出された排気ガスを処理する触媒コンバータのハウジングやマフラーがその一例である。
【０００７】
近年，この排気系部材の形状が複雑化する傾向がある。たとえば、エキゾーストマニホールド触媒担体外筒などは、メカプレス成形、サーボプレス成形、スピニング加工、ハイドロフォーム等の様々な方法で複雑な形状に成形される。さらに加工された部材は２次加工、３次加工での延性割れや脆性割れの防止を考慮する必要があり、それらの特性は、素材のみならず、その素材を溶接により接合した溶接部においても要求されるようになってきている。
【特許文献１】特開平８−１７０１５４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、溶接部の良好な溶け込みと溶接後の複雑な形状加工が可能な溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
発明者らは、上記した課題を達成するために、溶込み性に及ぼす鋼板表面性状および鋼板組成の影響について鋭意検討を行った。その結果，鋼板表面性状および鋼板組成を制御することにより溶込み性が向上するという知見を得た。
【００１０】
さらに、溶込み性の向上により溶接入熱の低減が可能となり、溶接部が小さくなることにより加工性に優れた溶接継手を作製することができるという知見を得た。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
【００１２】
第一の発明は、質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．０００８％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＣａが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
【００１３】
第二の発明は、質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．０００３％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＭｇが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
【００１４】
第三の発明は、質量%で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１１％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００２〜０．０００８％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０００３％、さらに、Ｎｂ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．１０〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるとともに、鋼板表面より２０ｎｍ以内の範囲にＣａおよびＭｇが濃化していることを特徴とする溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
【００１５】
第四の発明は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする第一から三の何れかの発明に記載の溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼である。
【００１６】
第五の発明は、第一から四のいずれかの発明に記載のフェライト系ステンレス鋼を溶接材料を用いずにアーク溶接することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の溶接方法である。
【発明の効果】
【００１７】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、溶接後にメカプレス成形、サーボプレス成形、スピニング加工、ハイドロフォーム等の様々な加工方法で複雑な形状に成形される部品に適用される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下，本発明を具体的に説明する。
【００１９】
１．成分限定理由について
本発明を構成するフェライト系ステンレス鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、組成に関する％表示は、とくに断らない限り質量％を意味するものとする。
【００２０】
Ｃ：０．０２０％以下
Ｃは溶接部の硬さを増加し靭性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、０．０２０％までは許容できる。そこで本発明では、Ｃは０．０２０％以下に限定することが好ましい。
【００２１】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％以下
Ｓｉは、耐酸化性を高めるのに有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上含有する必要がある。しかしながら、１．０％を超えると、強度が増加し、加工性、靱性を低下させる。このため、本発明では、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲とした。
【００２２】
Ｍｎ：０．１０〜１．０％
Ｍｎは、強度の向上に有効な元素であり、０．１０％以上含有することが好ましいが、１．０％以上、多量に含有させると靭性を低下させる。このため、Ｍｎは０．１０〜１．０％以上の範囲とすることが好ましい。
【００２３】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０４０％を越えて多量に含有すると、靭性が低下する。このため、Ｐは０．０４０％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、Ｔｉなどと結合し硫化物を形成し、加工時の破断の起点となるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが０．０１０％までは許容できる。このため、Ｓは０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００５％以下である。
【００２５】
Ｃｒ：１０．０〜２３．０％
Ｃｒは、耐熱性、耐酸化性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果は１０．０％以上の含有で顕著となる。一方、２３．０％を越えて含有すると、靭性が低下する。このため、Ｃｒは１０．０〜２３．０％の範囲とすることが好ましい。
【００２６】
Ｎｉ：０．６％以下
Ｎｉは、靭性の向上に有利に寄与する元素であるが、０．６％を超えて含有すると、耐酸化性の劣化を招く。このため、Ｎｉは０．６％以下に限定することが好ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．１１％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用するため、溶接金属中の酸素量をコントロールする。溶接金属中の酸素量が低すぎると良好な溶込みが得られなくなる。よって、本発明では、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎないようにＡｌは０．１１％以下とすることが好ましい。
【００２８】
Ｎ：０．０２０％以下
ＮはＣと同じく、溶接部の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０２０％までは許容できる。このため、Ｎは０．０２０％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００２９】
Ｃａ：０．０００２〜０．０００８％
Ｃａは脱酸剤として作用するため、添加することにより溶接金属中の酸素量が低下する。Ｃａを０．０００８％を超えて含有すると、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、溶接金属の粘性が高くなり、良好な溶込みが得られなくなる。しかしながら、Ｃａが鋼板表面に濃化していると溶接時に発生するアークが安定し、集中することより、良好な溶込みが得られる。その効果を得るためには、０．０００２％以上含有することが必要である。このため、本発明では、Ｃａは添加量は少ない方がよく、そしてＣａの濃化層はある方がよいので、Ｃａは０．０００２〜０．０００８％の範囲とすることとした。なお、より好ましくは、０．０００２〜０．０００５％の範囲である。
【００３０】
Ｍｇ：０．０００１〜０．０００３％
Ｍｇは脱酸剤として作用するため、添加することにより溶接金属中の酸素量が低下する。Ｍｇを０．０００３％を超えて含有すると、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、溶接金属の粘性が高くなり、良好な溶込みが得られなくなる。しかしながら、Ｍｇが鋼板表面に濃化していると溶接時に発生するアークが安定し、集中することより、良好な溶込みが得られる。その効果を得るためには、０．０００１％以上含有することが必要である。このため、本発明では、Ｍｇは添加量は少ない方がよく、そしてＭｇの濃化層はある方がよいので、Ｍｇは０．０００１〜０．０００３％の範囲とすることとした。なお、より好ましくは、０．０００１〜０．０００２％の範囲である。
【００３１】
Ｎｂ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．１０〜１．００％
Ｎｂ、Ｔｉはいずれも延性、靭性、耐食性を高める作用を有し、単独または複合して含有する。また、Ｎｂ、Ｔｉは、炭窒化物を形成して固溶ＣおよびＮを低減し、Ｃｒの炭窒化物の形成を抑制し、延性、靭性、耐食性を高める有用な元素である。また、Ｎｂは高温強度を向上させる作用も有している。このような効果は、Ｎｂ、Ｔｉとも０．１０％以上の含有で顕著となるがＮｂ、Ｔｉとも１．００％を越える含有は、逆に靭性を低下させる。このため、Ｎｂは０．１０〜１．００％、Ｔｉは０．１０〜１．００％の範囲とそれぞれすることが好ましい。なお、より好ましくは、Ｎｂは０．３０〜０．５０％、Ｔｉは０．１５〜０．３０％である。
【００３２】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
【００３３】
Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜５％
Ｖ、Ｗはいずれも、溶接熱影響部の溶接割れ感受性を改善するのに有用な元素であるが、それぞれ含有量が下限に満たないとその添加効果に乏しく、一方上限を超えると母材および溶接熱影響部の靭性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。より好ましい範囲は、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｗ：０．０５〜３％である。
【００３４】
Ｃｕ：０．１〜３．０％
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であり、高耐食性を必要とする場合に添加することが有効である。しかしながら、３．０％を越えて添加すると、熱間圧延等における熱間割れのおそれが生じるため、Ｃｕは３．０％以下とした。一方、その効果を得るためには０．１％以上含有する必要がなお、より好ましくは効果が顕著となる0.1％を下限とし、1.0％以下で含有させることが望ましい。
【００３５】
Ｍｏ：０．０１〜３．０％
Ｍｏも、Ｃｕ同様、耐食性の改善に有効な元素である。しかしながら、３．０％を越えて添加すると、加工性が低下するだけでなく、オーステナイト相の安定性が低下し、特に溶接熱影響部の靱性が低下する。一方、その効果を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。なお、加工性と耐食性の両立という観点からは０．１〜１．０％の範囲が好適である。
【００３６】
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％
Ｂは、焼入れ性の向上を通じて特に溶接熱影響部の靱性改善に効果がある。しかしながら、含有率が０．０００２％未満ではその効果に乏しく、一方０．００３０％を越える添加では、硬化が大きくなり、母材、溶接熱影響部とも、靱性および加工性が損なわれる。このため、Ｂは０．０００２〜０．００３０％の範囲で含有させるものとした。なお、より好ましくは０．０００５〜０．００１０％の範囲である。
【００３７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：０．０１５％以下が許容できる。
【００３８】
Ｃａ濃化層存在範囲：２０ｎｍ以内
鋼板表面より２０ｎｍの範囲にＣａが濃化していると溶接時のアークを安定させるに必要な不動態被膜厚さを得るに十分な厚さであり、非常に良好な溶込みが得られる。従って、Ｃａ濃化層の存在範囲を２０ｎｍ以内とした。一方１ｎｍ未満では溶接アークの安定効果は小さくなるので濃化層の好ましい範囲は１〜２０ｎｍの範囲である。なお、濃化層とは、鋼中でのＣａの平均濃度に対して３倍以上の濃度を示している鋼板表面近傍部分をいう。
【００３９】
Ｍｇ濃化層存在範囲：２０ｎｍ以内
鋼板表面より２０ｎｍの範囲にＭｇが濃化していると溶接時のアークを安定させるに必要な不動態被膜厚さを得るに十分な厚さであり、非常に良好な溶込みが得られる。従って、Ｍｇ濃化層の存在範囲を２０ｎｍ以内とした。一方１ｎｍ未満では溶接アークの安定効果は小さくなるので濃化層の好ましい範囲は１〜２０ｎｍの範囲である。なお、濃化層とは、鋼中でのＭｇの平均濃度に対して３倍以上の濃度を示している鋼板表面近傍部分をいう。
【００４０】
２．製造方法、溶接方法について
次に、本発明鋼の好適製造法について説明する。上記した好適成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊一分塊法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を、その後加熱するか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延鋼板とする。熱延鋼板には、通常、熱延鋼板焼鈍を省略してもよい。ついで、酸洗後、冷間圧延により冷延鋼板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。Ｃａ濃化層の調整は、冷間圧延後の再結晶焼鈍条件の調整により行う。
【００４１】
本発明では不活性ガス（アルゴンなど）雰囲気中で非消耗性のタングステン電極と母材の間にアークを発生させて融接するティグ溶接およびプラズマ溶接に限定する。とくに電極マイナスの正極性で溶接するのが好適である。
【実施例１】
【００４２】
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。表１に示す成分組成になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、１００ｋｇ鋼塊とした。これらの鋼塊を、１１００℃に加熱後、仕上げ温度：８００℃で熱間圧延を施して、5.0ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
【００４３】
ついで、これらの熱延鋼板の一部に対して９００℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗してから、冷間圧延により板厚：１．０および１．５ｍｍの冷延鋼板とした後、９５０℃の再結晶焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
【００４４】
得られた各冷延鋼板は剪断機により切断し、鋼板端部を突合せし、ティグ溶接法により溶接により突合せ部を突合せ溶接した。ティグ溶接は、シールドガス（アルゴン）雰囲気中で行い、トーチシールドガス流量２０リットル／min、バックシールドガス流量５リットル／minのシールドガスを流しながら、溶接電流１２０〜１６０Ａ、溶接電圧９〜１２Ｖ、溶接速度６００ｍｍ／ｍｉｍの各条件で行った。
ティグ突合せ溶接を行った後、裏波溶接ビード外観観察とともに、溶接方向の垂直断面について溶接金属部の断面形状を観察した。それらの結果を表２に示す。
【００４５】
表１で、鋼Ａと鋼Ｃの成分は全て発明の範囲内であり、鋼Ｂと鋼Ｃの成分はＣａ含有量が発明の範囲外となっている。
【００４６】
表２で、比較例１は、Ｃａが上限を外れており、溶接金属の酸素量が低くなり、溶接金属の粘性も高く、良好な溶込みが得られなくなり、裏波の生成が不良であった。
【００４７】
比較例２は、Ｃａが下限を外れており、Ｃａ濃化層が生成されてないので正極性のティグ溶接を行った場合、アークが不安定となり、溶接入熱を上げたが裏波の生成は不良であった。
【００４８】
発明例１及び２は発明の範囲内の組成であり、Ｃａ濃化層も２０ｎｍ以内であり、アークの安定性は良好であった。また、裏波も良好に形成された。
【００４９】
【表１】
2009091654.tif 000003
【００５０】
【表２】
2009091654.tif 000004
【実施例２】
【００５１】
以下、実施例２に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。表３に示す成分組成になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、１００ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼塊を、１１５０℃に加熱後、仕上げ温度９００℃の条件で熱間圧延を施して、３．０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
【００５２】
ついで、これらの熱延鋼板の一部に対して１０００℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの冷延鋼板とした後、１０５０℃の再結晶焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
【００５３】
得られた各冷延鋼板を切断した後、ダイスにより折り曲げ、略円管状にし、鋼板端部突合せした。ついで、この突合せ部をティグ溶接法により溶接し、１．０ｍｍｔ×１２０ｍｍφ×５００ｍｍLの溶接管とした。ティグ溶接は、シールドガス（アルゴン）雰囲気中で行い、外周面側に２０リットル／ｍｉｎ、内周面側に５リットル／ｍｉｎのシールドガスを流しながら、溶接電流１２０〜１６０Ａ、溶接電圧９〜１２Ｖ、溶接速度６００ｍｍ／ｍｉｎの各条件で行った。
【００５４】
【表３】
2009091654.tif 000005
【００５５】
作製した溶接管は、図２に示すスピニング加工装置を用いて、スピニング加工を施し図１に示すような縮径部１１ｂ、１１ｃを有する形状の製品を成型した。そして、縮径加工により管端の溶接部に破断や欠け落ちを生じていないかを調査した。
【００５６】
なお、図２に示すスピニング加工装置は、素管１を固定把持しその軸C−C方向に移動させる平行移動手段と、成形ローラ群４を備えた回転台５と成形ローラ回転移動手段とを備えている。
【００５７】
平行移動手段は、移動テーブル８上に、素管１を支持するための基台６と、素管１を把持するための把持機構７を有し、かつ図示しない移動テーブル８の駆動手段によって素管１を軸Ｃ−Ｃ方向に平行移動することができる。
【００５８】
成形ローラ群４は、素管１に所定の形状を付与する複数の成形ローラ４ａ、４ｂ、４ｃからなり、回転台５に備えられる。  成形ローラ回転移動手段は、３本の成形ローラ４ａ、４ｂ、４ｃを取り付けた回転台５と、回転台５を軸Ｃ−Ｃ周りに回転させる、モータケース９に納められたモータと、さらに回転台５内に埋め込まれ、成形ローラ４ａ、４ｂ、４ｃをそれぞれ軸Ｃ−Ｃに直交するＤ方向に数値制御によって移動させる機構とを備えている。
【００５９】
成形ローラ回転移動手段により、回転台５をその軸Ｃ−Ｃ回りに回転させることによって成形ローラ群４が公転し、かつ成形ローラ４ａ、４ｂ、４ｃを軸Ｃ−Ｃに直交するＤ方向に移動させることができる。
【００６０】
スピニング加工は、各条件の溶接管それぞれ１００本について行い、溶接部の破断や欠け落ちの発生数を調査し、スピニング加工性を評価した。なお、締込量は、成形ロールが素管に対して相対的に往復運動するとき、この１往復あたりの成形ロール押し当て量の増大分を表す。また、製品の寸法は、１１ｃ部の直径６０ｍｍφ、長さ５０ｍｍ、１ｂ部（テーパ部）が長さ６０ｍｍである。なお、１１ａ部は直径１２０ｍｍφ（原寸）である。
【００６１】
スピニング加工性は、スピニング加工した溶接管各１００本について、溶接部の破断や欠け落ち等の溶接部不良が無い場合を○、溶接部不良が有る場合を×として評価した。得られたスピニング加工性の試験結果を表４に示す。
【００６２】
比較例３、４はＣａ添加量が発明の範囲を外れており、溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ溶接金属の粘性が高くなり溶込み不良が発生した。溶接入熱を上げても効果がなく、スピニング加工不良が多発した。
【００６３】
発明例３、４は成分が発明の範囲内にあり、溶接時のアークの安定性は良好であり、溶接金属の溶込みも良好であり、スピニング加工不良の発生は殆ど無かった。
【００６４】
本発明はいずれも、極めて優れたスピニング加工性を有する溶接部となっている。それに対して本発明の範囲を外れる比較例はスピニング加工性が劣化している。
【００６５】
【表４】
2009091654.tif 000006
【実施例３】
【００６６】
以下、実施例３について詳しく説明する。表５に示す成分組成になる鋼を、小型真空溶解炉で溶製し、１００ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼塊を、１０５０℃に加熱後、仕上げ温度８５０℃の条件で熱間圧延を施して、４．０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
【００６７】
ついで、これらの熱延鋼板の一部に対して９５０℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗し、冷間圧延により板厚１．５ｍｍの冷延鋼板とした後、１０００℃の再結晶焼鈍を施し、冷延鋼板とした。
【００６８】
得られた各冷延鋼板は剪断機により切断し、鋼板端部を突合せし、この突合せ部をティグ溶接法により溶接した。ティグ溶接は、シールドガス（アルゴン）雰囲気中で行い、トーチシールドガス流量２０リットル／ｍｉｎ、バックシールドガス流量５リットル／ｍｉｎのシールドガスを流しながら、溶接電流１００〜１６０Ａ、溶接電圧９〜１２Ｖ、溶接速度６００ｍｍ／ｍｉｎの各条件で行った。
【００６９】
ティグ突合せ溶接を行った後、裏波溶接ビード外観観察とともに、溶接方向の垂直断面について溶接金属部の断面形状を観察した。それらの結果を表６に示す。
【００７０】
【表５】
2009091654.tif 000007
【００７１】
【表６】
2009091654.tif 000008
【００７２】
表５で鋼Ｇと鋼Ｈの成分は全て発明の範囲内であり、鋼Ｉの成分はＭｇ含有量が発明の範囲外となっている。
【００７３】
表６で、比較例５はＭｇが上限を外れており、溶接金属の酸素量が低くなり、溶接金属の粘性も高く、良好な溶込みが得られなくなり裏波の生成が不良であった。
【００７４】
発明例５および６は、発明の範囲内の組成であり、Ｍｇ濃化層も２０ｎｍ以内であり、アークの安定性は良好であった。また、裏波も良好に形成された。
【産業上の利用可能性】
【００７５】
本願発明は、排気ガス経路部材のように高温で形状が複雑な部品の用途に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】縮径部を有する鋼管製品を説明する図である。
【図２】スピニング加工装置の１例を示す図である。
【符号の説明】
【００７７】
１    素管
２    スピンドル
３    把持機構
４ａ、ｂ、ｃ    成形ローラ
５    回転台
６    基台
７    把持機構
８    移動テーブル
９    モーターケース
１１    スピニング加工製品
１１ｂ、ｃ縮径部
【図１】
2009091654.tif 000009
【図２】
2009091654.tif 000010