582

性が高くなり，耐食性も向上する傾向がある．フェライ
ト系ステンレス鋼は，耐応力腐食割れ特性に優れるが，はじめに靱性の点で問題を有するため，C，O，N 含有量を極低レ
ステンレス鋼は，優れた耐食性および耐熱性を有し，ベルに低減させることが前提となる．マルテンサイト系

化学工業をはじめとする各種産業用機械，一般家庭用

ステンレス鋼は，耐食性には劣るが，高強度かつ安価で品，建築用，自動車部品などのほか，原子力発電プラン

あり，経済的な材料選択となりうる．二相系ステンレス

ト，海洋開発用機器など，その用途は極めて広範にわた

鋼はフェライト相とオーステナイト相をほぼ同程度含む

り，鋼の種類も多い．これらのステンレス鋼の適用分野

ステンレス鋼であり，フェライト系およびオーステナイ

では，母材の優れた特性を損なわない高度な溶接施工の

ト系ステンレス鋼の特徴を併せ持つ．微細な二相混合組

みならず，高性能かつ高信頼な溶接継手特性が求められ織からなるため，高耐食性，高強度，高靱性を有する高る．そこで，本稿では，ステンレス鋼溶接部の組織的特性能ステンレス鋼である．一方，析出硬化型ステンレス

徴について解説するとともに，溶接継手特性を支配する

鋼では，Cu，Al や Nb を添加し，耐食性を維持しつつ析

溶接割れ，脆化および耐食性劣化など現象について，そ

出硬化により高強度を確保している．

れらの発生挙動と機構を概説する．

溶接部の組織学的特徴
ステンレス鋼の種類と性質
3.1

凝固モード

ステンレス鋼は，12 mass% 以上の Cr を含有する高合

Fe-Cr-Ni 合金であるステンレス鋼は，凝固過程におい金鋼であり，主たる合金元素が，Cr のみの Cr 系ステンて複雑な相変化を生じる．凝固過程における相変化の形レス鋼と Cr および Ni を含有する Cr-Ni 系ステンレス鋼に大別される．なお，Cr 含有量が 12 mass% 以上であるのは，鋼表面に不働態皮膜（Cr2O3）を形成できる限界のCr 含有量が約 12 mass% であることに起因する．一般に，ステンレス鋼は金属組織によって分類される．表１
はステンレス鋼の種類と代表的な鋼種をまとめたものである．フェライト系およびマルテンサイト系ステンレス
鋼が Cr 系ステンレス鋼であり，他のステンレス鋼は Niを含有する Cr-Ni 系ステンレス鋼である．オーステナイ
ト系ステンレス鋼は耐食性のみならず，高温強度，靱性にも優れるため，ステンレス鋼の中で最も広く用いられている．Cr，Ni 量が多くなるとオーステナイト相の安定40

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

才田：2-8ステンレス鋼の溶接性

表1

ステンレス鋼の種類と代表的な鋼種

583

図1

ステンレス鋼の凝固モード

図3

電子ビーム溶接によるステンレス溶接金属の各凝固モードの出現組成範囲

ト相の体積率が減少するとともに，形態が大きく変化する．
④ F モード：フェライト単相凝固
フェライト単相で凝固を完了する．この凝固モードには，組成により冷却過程でオーステナイトを析出して，室温組織がフェライト＋オーステナイト二相組織となる
場合と，フェライト単相組織のままの場合とがある．
各 凝 固 モ ー ド の 出 現 組 成 範 囲 を Cr 当 量 ／Ni 当 量（Cr eq /Ni eq ）により整理した結果を模式的に図２に示す．例えば，下記の当量式を用いた場合，Creq/Nieq≦1.48
で A あるいは AF モード，1.48≦Creq/Nieq≦1.95 で FA モ
ード，Creq/Nieq≧1.95 で F モードとなることが報告されている2)．
Creq＝[Cr]＋1.5[Si]＋[Mo]＋0.5[Nb]＋2[Ti]
図2 Fe-Cr-Ni合金切断状態図上における各凝固モードの出現領域および室温組織

Nieq＝[Ni]＋0.5[Mn]＋30[C]＋30([N]-0.06)……⑴

ここで，[X] は元素 X の含有量（mass%）
一方，溶接速度が大きい高エネルギー密度熱源溶接金属では，上述のような凝固モードが凝固速度の影響を受態を凝固モードと呼ぶ．一般に，ステンレス鋼溶接金属

けることが知られている．図３3)に電子ビーム溶接によるの凝固モードは，図１ に示すように４つのタイプに分類

ステンレス鋼溶接金属の凝固モードの出現組成範囲を示される．

す．凝固速度が速くなるに伴い，A および AF モードの

① A モード：オーステナイト単相凝固

出現組成範囲は高 Creq/Nieq 側へ移行し，A モードの出現

オーステナイト単相で凝固が完了し，その後変態を起こ

組成範囲が拡大する．同時に，F モードの出現組成範囲

1)

さず，ほぼ凝固組織のまま室温に至る．

が低 Creq/Nieq 側へ移行するため，AF および FA モード② AF モード：初晶オーステナイト＋（フェライト＋オーの出現組成範囲が縮小することがわかる．なお，凝固速

ステナイト）二相凝固度が限界速度以上となる凝固では固液間の溶質元素の分オーステナイトが初晶で晶出するが，その後，デンドラ配が行われず，液相の組成のまま凝固する無分配凝固

イト境界に分離共晶フェライトが晶出し，室温組織はデ（マッシブ凝固4)）が生じることも知られている．

ンドライト境界に島状フェライトを含んだ二相組織を呈

3.2

する．

合金の凝固過程での元素分配は分配係数に依存する．

③ FA モード：初晶フェライト＋（フェライト＋オーステナイト）二相凝固

凝固偏析

ステンレス鋼の場合，凝固相によって各元素の固液分配係数が異なるため，溶接金属内の凝固偏析状況は凝固モ

フェライトが初晶で晶出するが，その後，包共晶反応にードにより大きく異なる．図４5)はステンレス鋼におけるよりオーステナイトが晶出し，フェライト＋オーステナ

各凝固モードに対応する Cr および Ni の凝固偏析挙動を

イト二相で凝固を完了する．また，室温までの冷却過程

模式的に示したものである．A および AF モードでは凝で，フェライト→オーステナイト変態によりδフェライ

固初晶部で Cr と Ni の両方が減少するのに対して，F お
溶接学会誌 第 79 巻（2010）第 6 号

41

584

よび FA モードでは凝固初晶部で Cr が濃化し逆に Ni がステンレス鋼溶接金属の室温組織およびδフェライト減少する．一方，最終凝固領域においては，A モードで量を予測する最も一般的な方法は組織図を用いる方法では Cr と Ni が濃化し，F モードでは Ni の濃化と Cr の減ある．図５はシェフラー組織図6)およびディロング組織図

少が生じる．A および AF モードでは，凝固後の変態が7)

ほとんど生じず，オーステナイト中の元素の拡散速度もト量は体積率（%）で示されているが，ディロング組織を示したものである．シェフラー組織図ではδフェライ

小さいことから，凝固偏析が室温まで持ち来される可能

図では FN（フェライトナンバー）と体積率（%）が併記

性が高い．このため，A および AF モード凝固する溶接されている．δフェライト量は，高温割れ防止の観点か金属では，凝固偏析に起因した割れや耐食性劣化が問題

ら重要な制御因子であるが，冷却速度によっても変化すとなる場合がある．これに対して，F および FA モード

る．図６8)は冷却速度によるδフェライト量の変化をシェ

では，凝固後にフェライト→オーステナイト変態が生じ

フラー組織図上に示した結果である．δフェライト量0%ることやフェライト中の各元素の拡散速度が大きいこと

線は，冷却速度の増加に伴い低Ni当量側へ，100% 線は逆から，室温では凝固偏析はかなり均一化される．

に高 Ni 当量側へ移行し，二相混合領域が大幅に縮小す

3.3

室温組織および組織図る．このことは，電子ビーム溶接部やレーザ溶接部のよステンレス鋼溶接金属の室温組織を出現する組成範囲

うに，冷却速度が大きい溶接金属では，δフェライト量で分類した結果を図２にあわせて示す．溶接金属の室温がシェフラー組織図より大きく変化することを示してい組織は，Creq/Nieq 値により，(a) オーステナイト単相，(b)る．δフェライト量 0% 線が低 Ni 当量側へ移行するの

インターセルラーフェライト，(c) バミキュラーフェライ

は，急冷により凝固モードが FA/AF モード→ A モード

ト，(d) レイシーフェライト，(e) アシキュラーフェライに変化するためであり，100% 線が高 Ni 当量側へ移行す

ト，(f) ウィドマンステッテンオーステナイト，(g) フェるのは，急冷によりフェライト→オーステナイト固相変

ライト単相と分類される．

態が抑制されるためであると考えられる．

図4

各凝固モードにおける合金元素の偏析状況(a)シェフラー組織図(b)ディロング組織図
図542

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

才田：2-8ステンレス鋼の組織図

ステンレス鋼の溶接性

585

図6

ステンレス鋼溶接金属中のδフェライト量に及ぼす冷却速
度の影響
図8

図7

ステンレス鋼溶接金属の凝固割れに及ぼす（P+S）量お
よびCr当量／Ni当量の影響

ステンレス鋼溶接金属の凝固割れ感受性に及ぼすフェライ
ト量の影響

図9

超高純度ステンレス鋼溶接金属の凝固割れ感受性上になった場合に発生する．図７9)はオーステナイト系ス

溶接割れ

テンレス鋼の凝固割れ感受性に及ぼす（P+S）量およびCreq/Nieq の影響を示したものである．（P+S）量の増加にステンレス鋼の溶接において問題となる溶接欠陥は主伴い凝固割れ感受性は上昇する傾向が認められるが，として溶接割れである．溶接割れは，発生温度により高Creq/Nieq 値が 1.48 以下になると凝固割れ感受性は極端に温割れと低温割れに分類されるが，高温割れが問題とな増加することがわかる．Creq/Nieq<1.48 では，AF もしくるのは，主にオーステナイト系および二相系ステンレス

A モード凝固となり凝固粒界が平坦となるのみならず，鋼であり，低温割れが問題となるのは，主にフェライト

凝固完了まで変態に伴う粒界移動も生じず，凝固最終段

系，マルテンサイト系および二相系ステンレス鋼であ

階で粒界全体が液膜で覆われるため，凝固割れ感受性がる．

上昇するものと理解されている．

4.1

高温割れ

一方，δフェライトを含有するオーステナイト系ステ

高温割れは，液膜が関与する凝固割れおよび液化割れ

ンレス鋼溶接金属の凝固割れ感受性に及ぼす室温でのδ

と，固相状態の脆化に起因する延性低下割れに分類されフェライト量の影響を図８9)に示す．凝固割れの最大割れ

る．これらの割れは，溶接過程で付加される熱ひずみが長さは，δフェライト量が約 10% で最小となり，それ以材料の破断ひずみを上回った場合に発生する．凝固割れ

下でもそれ以上でも凝固割れ感受性が高いことがわか

は溶接金属において発生し，その他の割れは溶接金属おる．δフェライトによる凝固割れ感受性の改善原因としよび熱影響部のいずれにも発生する．

ては，以下のようなことが考えられる．①室温でδフェ

4.1.1

凝固割れ

ライトが 10% 残留するのは，FA モード凝固に相当し，凝固割れは材料の凝固過程の終了期に近い，主として凝固過程でフェライト→オーステナイト変態が生じ，最結晶粒界に膜状の液相が存在する段階において，凝固収

終凝固域で液膜が粒界に島状となること，②オーステナ

縮や熱収縮により加わるひずみが，材料のもつ変形能以イトよりフェライトの方が S および P などの有害元素の溶接学会誌 第 79 巻（2010）第 6 号

43

586

固溶度が大きいため，最終凝固粒界への不純物元素の偏Creq/Nieq 値が上昇する．図113)は YAG レーザ溶接部にお析量が低減すること，などの理由が考えられる．なお，

け る 凝 固 割 れ 感 受 性 に 及 ぼ す （ P+S+B） 量 お よ びδフェライト量が増加するに伴い凝固割れ感受性が再び

Creq/Nieq の影響を示したものである．YAG レーザ溶接金増加するのは，固液共存温度幅が増加するためであると属では，FA→AF/A モードとなる Creq/Nieq 値が約 1.67 となり，これに伴い Creq/Nieq 値が約 1.67 以下で凝固割れ感

理解されている．
超高純度ステンレス鋼（C，P，S，N，O，Mn，Si な

受性も上昇し，凝固割れ発生組成範囲が拡大することがど微量・不純物元素の総量≦100 ppm）の凝固割れ感受性

わかる．

（凝固脆性温度域：BTR）を図９ に示す．超高純度ス

4.1.2

テンレス鋼 SUS310EHP の BTR は，凝固割れ感受性が延性低下割れ（脆化割れ）は溶接熱サイクル過程のあ低いことが知られている SUS304 と比較してもかなり小る温度域で，固相状態で付加応力が作用し，粒界が開口さいことがわかる．したがって，超高純度ステンレス鋼

する割れである．延性低下割れは溶接金属および熱影響

は，完全オーステナイト系でも凝固割れ感受性が非常に部の両方に生じ，特に，Cr および Ni 含有量が多いステ

低く，従来の溶接施工技術を一変させる革新性を有するンレス鋼で延性低下割れが発生しやすい傾向がある．オ

ものといえる．超高純度ステンレス鋼を用いて，BTR 拡

ーステナイト系ステンレス鋼の延性低下割れ感受性（延大に及ぼす C，P，S および Mn の寄与率を評価した結果性低下温度域：DTR）を調査した結果（strain-to-frac-を図1010)に示す．凝固割れに及ぼすこれらの元素の本質的

ture試験による）を図1211)に示す．SUS304 では延性低下

な寄与率は，P：S：C：Mn≒1：1.3：0.5：0 であること

割れ感受性は低いが，SUS310 では延性低下割れ感受性が推定される．なお，一般の普通純度鋼では，凝固割れが上昇することがわかる．また，スーパーオーステナイ

に対する P の寄与が S より大きいとされるのは，これら

ト系ステンレス鋼 AL-6XN（20Cr-25Ni-6Mo-N 鋼）は，の鋼には Mn が添加されているためである．すなわち，延性低下割れ発生の最低ひずみ値は低いものの，延性低Mn が S を MnS として固定し，S の凝固偏析を抑制する

下温度域はあまり広くないことがわかる．なお，ステン

ため，S の凝固割れに対する影響が見かけ上軽減されたレス鋼の延性低下割れ発生に対しても，微量・不純物元ものと考えられる．

素（P および S）の影響は大きく，超高純度ステンレス

10)

一方，レーザ溶接や電子ビーム溶接では，凝固速度が速いため，凝固モードが AF あるいは A モードとなる

延性低下割れ鋼 SUS310EHP の延性低下割れ感受性は十分に低減されることが報告されている10)．
一方，多層盛溶接金属に生じる延性低下割れの例としては，オーステナイトステンレス鋼多層盛溶接金属中のミクロフィッシャーがある．SUS316 および SUS308 鋼
では，多層盛溶接金属中の前層ビードの熱影響部のうち
1339〜1589 K（完全固相状態の温度域）に加熱された領域でミクロフィッシャーが生じる．この合金のボンド近傍の熱影響部では図1312)に示すごとく，先行ビードの熱サ
イクルによりδフェライトがオーステナイトに変態しフェライト量が減少する，いわゆる，ハザード HAZ と呼ばれる領域が存在する．この領域では，フェライトからオーステナイトへの変態に伴って，オーステナイト中に排出された P，S，Si などの不純物元素がオーステナイト
粒界に偏析することによって，粒界が脆化することがミ

図10 超高純度ステンレス鋼溶接金属の凝固割れ感受性に及ぼす微量・不純物元素の寄与率

クロフィッシャーの発生原因となっていると考えられて

図11

図12

44

YAGレーザ溶接金属の凝固割れに及ぼす（P+S+B）量およびCr当量／Ni当量の影響
溶接接合教室−基礎を学ぶ−

才田：2-8いる．

ステンレス鋼の溶接性

オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属の延性低下割れ
感受性

587

図14

図13

ステンレス鋼多層盛溶接金属におけるハザードHAZ

4.2

低温割れ

ステンレス鋼で発生する低温割れは，水素脆化が主たる要因の割れと H が関与しない脆化割れに大別される．

図15

SUS410鋼溶接金属の低温割れ感受性に及ぼす（Ｃ+N）量の影響

25Cr-5Ni二相系ステンレス鋼溶接金属における割れ発生に及ぼすシールドガス中のH量とフェライト量の影響

また，溶接冷却過程で発生する割れと，溶接後ある時間経過後に発生する遅れ割れがあり，遅れ割れは H が関与する割れである．H が関与しない脆化割れは，溶接部の素脆化割れ発生に及ぼすシールドガス中の H 量と溶接金脆化が著しい場合に溶接冷却過程の変態や熱収縮に伴う属中のフェライト量の関係を図1514)に示す．フェライト量

応力により発生する．このため，この脆化割れの発生のおよび H 量の増加に伴い水素脆化割れ感受性が上昇す

主たる要因である溶接部の脆化現象については次章におる．二相系ステンレス鋼の水素脆化割れ感受性は，一般

いて述べ，本節では，水素脆化割れに限定して概説すに次式により評価できる．
DH＝α＋R/25＋4PH2

る．

DH＞190：割れ発生

ステンレス鋼中の H の拡散速度は，炭素鋼や低合金鋼………………⑵と比較して約 1/10〜1/25 であるため，割れ発生に至るま

ただし，α：フェライト量，R：拘束度，PH2：シールドでの潜伏期間が長いのが特徴である．水素脆化割れの機

ガス中の H 量である．二相系ステンレス鋼では，フェラ

構は，基本的に炭素鋼や低合金鋼の場合と同様であり，

イト量 40〜70% の範囲において 473 K 予熱で水素脆化割

割れ発生の支配因子は拘束度，材料組織（硬さ）およびれが防止できることが報告されている14)．

H 量である．図14 にマルテンサイト系ステンレス鋼
13)（410 鋼）溶接金属の低温割れ感受性（y 型溶接試験にお溶接部の靱性けるルート割れ）に及ぼす（C+N）量の影響を示す．
（C+N）量が増加するとマルテンサイト量が増加するたステンレス鋼溶接部では，様々な要因により靱性が低め，低温割れ感受性が上昇することがわかる．なお，溶下することがある．フェライト系ステンレス鋼では，①接金属に Nb および Ti を添加すると，C を NbC や TiC

溶接時のガス吸収，②結晶粒の粗大化，③475℃ 脆化，なとして固定すると同時に，結晶粒粗大化を抑制するたど に よ り 溶 接 部 の 靱 性 が 低 下 し や す い ． 図 16 15) は ，め，低温割れ感受性（脆化）を軽減させることが可能で

SUS447J1 溶接金属の靱性に及ぼす O および N 量の影響ある．また，水素脆化割れの改善には，予熱あるいは後を示したものである．O および N の吸収により溶接金属

熱も有効であり，フェライト系ステンレス鋼 SUS405 での遷移温度が大幅に上昇する．O は酸化物となって破壊

は 373〜 423 K の 予 熱 ・ 後 熱 の 併 用 が ， SUS430 で はの起点となること，N は Cr2N としてへき開面に析出す

323 K の予熱が推奨されている．マルテンサイト系ステることによって靱性を低下させるものと理解されている

ンレス鋼 SUS410 でも，373〜473 K 以上の予熱が有効と16)されている．
一方，二相系ステンレス鋼（25Cr-5Ni）溶接金属の水．また，図1716)に示すように，773 K 付近での短時間加熱により靱性が大きく低下する．これは，高 Cr 鋼に典型的なスピノーダル分解に起因した 475℃ 脆化によるもの
溶接学会誌 第 79 巻（2010）第 6 号

45

588

であり，溶接冷却過程で 773 K 付近を通過する時間が長ス鋼溶接金属の靱性に及ぼすフェライト量の影響を示し

い場合には，脆化が生じることを示唆するものである．

たものである．フェライト量が 60% を超えると，低温靱

オーステナイト系ステンレス鋼では，溶接金属の高温割性が低下する．図2018)は二相ステンレス鋼熱影響部の靱性れ防止の観点から，数％以上のδフェライトを晶出させに及ぼす窒化物量の影響を示したものである．Cr 窒化物

ることが有効であるが，873〜1073 K での加熱により，の析出により靱性低下が顕著に認められる．また，図2119)

δフェライト相がσ相に変態して，σ相脆化を引き起こすに示すように，σ相は数％の析出でも靱性を大きく低下ことがある．図1815)に示すようにδフェライト相が多いほさせることがある．特に，Cr，Mo，Ni 含有量の多い高どσ相の生成量が多くなるため，靱性低下が顕著とな耐食二相ステンレス鋼では，σ相の析出が助長されるこる．二相ステンレス鋼溶接部の靱性低下は，①フェライとから，σ相脆化の感受性が上昇するものといえる．

ト量（フェライト／オーステナイト相バランス），②炭窒
化物の析出，③σ相などの金属間化合物の析出，④475℃
脆化，などにより引き起こされる．図1917)は二相ステンレ

図18

オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属の時効靱性に及ぼすδフェライト量の影響

図19

二相系ステンレス鋼溶接金属の吸収エネルギーに及ぼすフェライト量の影響

図20

二相系ステンレス鋼熱影響部での窒化物析出による靱性変化(a)O量の影響(b)N量の影響
図16 SUS447J1溶接金属の靱性に及ぼすOおよびN量の影響

図17
46

SUS447J1溶接金属の恒温加熱時の等脆化度曲線
溶接接合教室−基礎を学ぶ−

才田：2-8ステンレス鋼の溶接性

589

図21

二相系ステンレス鋼の靱性に及ぼすσ相析出量の影響

図23

SUS304溶接熱影響部におけるウェルドディケイの発生位置と溶接熱サイクル曲線

膜によって，その下の溶接金属にすきま腐食が形成される例もみられる．タイプ（c）の代表例はオーステナイト
系ステンレス鋼や二相ステンレス鋼の熱影響部にみられる

ウェルドディケイ

であり，Cr 炭化物の粒界析出に起因した粒界腐食性の低下が原因となる．タイプ（d）の腐食はフェライト系ステンレス鋼の熱影響部にみられるもので，耐粒界腐食性や耐孔食性の劣化が原因となる．
また，ボンド近傍の熱影響部に発生する腐食に安定形オーステナイトステンレス鋼におけるナイフラインアタッ
クがある．この現象の発生箇所はフェライト系ステンレ
ス鋼の熱影響部にみられる腐食域よりも狭く，ボンドにごく近接しているのが特徴である．タイプ（e）の腐食は異材溶接を行った場合にみられるもので，両金属の電気化学的特性の差に起因したガルバニック腐食によるもの
図22

ステンレス鋼溶接部の腐食形態組織（模式図）

である．
6.2
6.2.1

溶接部の耐食性

溶接部の腐食現象および機構
粒界腐食（1）ウェルドディケイ
Ti，Nb などを含まない非安定化鋼で，かつ，C 含有量

ステンレス鋼溶接部では耐食性の劣化が重大な問題とが中程度以上のオーステナイト系ステンレス鋼の熱影響なるため，溶接部の腐食形態と特徴および耐食性劣化機部はある種の腐食環境下で粒界腐食を生じる．粒界腐食

構について説明する．

を生じるのは図2320)に示すごとく，溶接過程で最高到達温

6.1

溶接部の腐食形態の分類

度が約 923〜1173 K となる溶接金属に平行な幅が約 3〜溶接部で生じる腐食は発生箇所から図22に示すごと

8 mm の領域である．この現象はウェルドディケイと呼く，（a）母材腐食，（b）溶接金属腐食，（c）熱影響部腐ばれており，ステンレス鋼溶接部における代表的な粒界食（ボンドより離れた熱影響部），（d）熱影響部腐食

腐食現象のひとつである．ウェルドディケイの原因は溶（ボンド近傍／両側），（e）熱影響部腐食（ボンド近接過程における Cr 炭化物の結晶粒界への析出による粒界

傍／片側），に分類される．タイプ（a）は，溶接金属の近傍の Cr 欠乏層形成に起因した鋭敏化である．熱影響部

耐食性が母材に比べてオーバーマッチングの場合に生じの高温に加熱される領域が鋭敏化されないのは図23に示る腐食形態で，炭素鋼の溶接にオーステナイト系ステン

すごとく冷却過程で鋭敏化温度域を通過する時間が短い

レス鋼溶接棒を用いた場合などがその例である．タイプ

ためであり，低温側では鋭敏化温度域に最高到達温度が（b）は，耐食性の低い溶接棒を用いた場合によくみられ達しないか，もしくは鋭敏化温度域での保持時間が短い

るが，共金系溶加棒を用いた場合でも溶接金属の耐粒界ことによる．熱影響部の鋭敏化の程度は鋼中の C 含有

腐食性や耐孔食性などが劣化している場合に生じる．ま

量，溶接入熱，溶接パス数の増加に伴い大きくなると同た，鋼種によっては溶接金属の表面に形成される酸化皮時に，鋭敏化される領域も拡大する．
溶接学会誌 第 79 巻（2010）第 6 号

47

590

（2）ナイフラインアタック

6.2.2

Ti もしくは Nb などを添加した安定形オーステナイト

一般のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属の耐孔

孔食系ステンレス鋼の溶接部において，図22 (d) に示したご食性は図25に示すごとく母材に比べて劣化する傾向がみ

とく溶接金属に沿ったごく幅の狭い熱影響部が腐食されられる．また，C 含有量の多い鋼種ほど劣化の程度が著る現象があり，ナイフラインアタックと呼ばれている．

しい．耐孔食用高 Mo オーステナイト系ステンレス鋼にこの現象は熱影響部が多層盛溶接時の後続パスの熱サイ

おいては Mo 添加量の増加に伴い母材の耐孔食性は向上

クルや使用中の熱履歴により鋭敏化温度域に加熱されたするのに対して，溶接金属のそれがあまり改善されない

場合に生じる溶接部に特異な粒界腐食形態である．このため，溶接金属の劣化幅が大きくなる傾向がある．この現象の原因は図2421)に示すごとく溶接過程で TiC もしくように，溶接金属では耐孔食性を向上させる元素の添加

は Nb (C, N) が固溶し，ボンド近傍の熱影響部が脱安定によっても十分な耐孔食性改善効果が得られないのが問化され，その後に鋭敏化温度域の熱履歴を受けることに題である．溶接金属における孔食の発生位置は鋼種によより，Cr 炭化物が粒界に析出し鋭敏化されるためであって大きな差異がみられる．すなわち，SUS304 もしくは SUS308 などフェライト初晶で凝固する鋼種においてる．

は，孔食が主にフェライト／オーステナイト（δ／γ）粒界に発生し，δ／γ粒界に析出する Cr 炭化物周囲の Cr
欠乏層形成が主たる原因となる．一方，オーステナイト
初晶で凝固する鋼種では，孔食が主にフェライト／オー
ステナイト（δ／γ）粒界に発生し，セル中央部で Mo も
しくは Cr などが貧化するため，セル中央部での耐孔食性が局部的に低下することが原因と考えられている．
二相ステンレス鋼の母材では，フェライトとオーステ
ナイトの相比が均一となるように組成が調整されているが，溶接部においては熱サイクルによる組織変化によりオーステナイト量が大幅に減少する21)．この組織変化に伴い，溶接部の耐孔食性が従来のオーステナイト系ステン
レス鋼に比べてもさらに著しい劣化を示すことが指摘されている．図26はその一例を示したもので，約 1473 K 以
上の加熱により耐孔食性が大幅に低下していることがわ
かる22)．この領域はフェライト量が増加する領域に対応しており，固溶しきれなくなった C もしくは N が Cr と化合してδ／γ粒界に析出し，Cr 系析出物の周囲に Cr 欠乏層を形成することが耐孔食性劣化の主原因である．これに加えて，フェライト量が増加すること，および溶接(a)SUS321

過程で析出するオーステナイトとフェライトの間では拡(b)SUS347
図24

48

SUS321およびSUS347におけるナイフラインアタッ
クの発生機構溶接接合教室−基礎を学ぶ−

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図25

ステンレス鋼の溶接性

オーステナイト系ステンレス鋼の溶接金属と母材の耐孔
食性の比較

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表2

常温海水中における各種金属の腐食電位

図26 二相ステンレス鋼再現熱影響部におけるフェライト量と耐孔食性の関係

図27 オーステナイト系ステンレス鋼母材および溶接部のすきま腐食発生臨界温度に及ぼすMo量の影響

散が遅い置換型元素の分配が生じにくいことにより，フェライト中の Cr もしくは Mo 量が低下し，フェライト自体の耐孔食性が劣化するのも二次的な要因となる．
6.2.3

すきま腐食

すきま腐食は溶液がたまり停留する箇所に生じる腐食

ク腐食を生じる．ガルバニック腐食は異種材料間の腐食であり，すきま内外の酸素濃淡電池の形成が原因とされ電位の差に起因したものであることから，使用環境下にている．不適正な条件で溶接した場合に生じるアンダーおける各種材料の腐食電位を知ることがその発生の予測

カット，オーバーラップおよび融合不良などは隙間の形および防止に重要である．表２24)は常温海水中における各成箇所となり，すきま腐食を生じることがある．溶接に

種材料の腐食電位を示したものである．この表の上下関伴う材質的な変化も耐すきま腐食性を劣化させ，溶接部係から継手部でアノードとなる側の材料が，また，腐食のすきま腐食の一因となる．図27 は母材および溶接部の電位の差の大きさから腐食の程度の目安が得られる．

23)

すきま腐食発生臨界温度と Mo 量の関係を比較した結果

6.2.5である．溶接部は母材に比較して臨界温度が約 20 K も低（1）塩化物応力腐食割れ

溶接部の応力腐食割れ

下する場合があり，すきま腐食感受性が大きいことがわ

応力腐食割れは化学プラントなどにおけるステンレス

かる．溶接部における耐すきま腐食性の劣化原因は耐孔鋼溶接部の腐食損傷事例の中でも発生率が高く，最も注

食性のそれとほぼ類似である．

意を要する腐食形態のひとつである．応力腐食割れは各6.2.4

異材継手部の腐食

種の腐食環境下で生じるが，その代表的なものが Cl−イ

化学プラントなどでは設計上もしくは経済上の理由か

オンを含む環境下での塩化物応力腐食割れである．このらステンレス鋼と他の材料を溶接する場合や，機械的性

種の応力腐食割れが問題となるのは主にオーステナイト

質などの特性を確保するため，同種のステンレス鋼でも系ステンレス鋼であるが，条件が揃えば他の系のステン

異なる鋼種の溶加棒を用いて溶接する場合が少なくなレス鋼においても発生する．塩化物応力腐食割れが溶接

い．このような異種材料の継手を腐食環境下で使用した部で発生比率が高い理由は，主として溶接部に材料の降場合，境界部においてそれぞれの材料の持つ腐食電位の伏点に相当する高い残留応力が存在することによる．溶差に起因した局部電池が形成され，境界部付近のアノー接部においては，高い残留応力のため，母材に比べて低ドとなる材料が著しく腐食される，いわゆるガルバニッ

温，低 Cl−イオン濃度においても応力腐食割れの発生が溶接学会誌 第 79 巻（2010）第 6 号

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みられる．溶接部に生じる応力腐食割れは，母材と同様

手特性などに大きな差異が生じる．本稿では，これらをに粒内割れが主体となるが，粒界選択腐食性がある溶液

詳説するには至っておらず，ステンレス鋼の溶接性に関中では，鋭敏化された熱影響部において粒界割れを生じする問題点についても不備や説明が十分でない点が多々る場合もある．

あるものと思われる．これらの点をご容赦頂きますととオーステナイト系ステンレス鋼の溶接金属には，溶接もに，至らぬ点はステンレス鋼の溶接に関する多くの解割れ防止のために数％のδフェライトを含有させている説や書籍をご参照頂くこととし，本稿がステンレス鋼のものが多い．この場合，溶接金属の応力腐食割れによる溶接性を概観する上での一助になれば幸いである．

破断寿命は母材よりも長くなる傾向がみられる．これはδフェライトにより割れの伝播が阻止されるためであり，この効果はキー効果（Keying effect）と呼ばれている．
（2）高温純水中応力腐食割れ
高温純水中の応力腐食割れは，原子炉（BWR）のオー
ステナイト系ステンレス鋼配管系の溶接部で発見されて以来一躍注目を集めた現象である．このタイプの応力腐
食割れは熱影響部の鋭敏化域に発生し，粒界割れである．高温純水中の応力腐食割れの材料側の主たる要因
は，Cr 炭化物析出に起因した Cr 欠乏層の形成である．
高温純水中での応力腐食割れ発生の材料要因として考慮すべき現象に，低温鋭敏化（LTS）がある．低温鋭敏化とは，ステンレス鋼を恒温鋭敏化（TTS）曲線のノーズ付近に短時間加熱する熱サイクルを与えた後，670 K程度の比較的低い温度に長時間保持することにより顕著な鋭敏化を生じる現象をいう．この現象は，最初の熱サ
イクルにより Cr 炭化物が核生成し，これがその後の鋭敏化温度域以下の温度での保持過程で成長するのに伴い，その周囲により著しい Cr 欠乏層が形成されることによると説明されている．原子炉の運転時における配管系の温度は約 660 K であり，溶接のまま状態では鋭敏化されていない熱影響部でも，長時間の運転中に鋭敏化される危険性が生じる．

おわりに
本稿では，ステンレス鋼溶接部の組織的特徴について述べるとともに，溶接継手特性を支配する溶接割れ，脆化および耐食性劣化など現象に対して，それらの発生挙動と機構を概説した．ステンレス鋼は種類が多く，鋼種により溶接部に生じる材料挙動が複雑かつ多様であるため，それらに伴い溶接部組織，欠陥発生挙動あるいは継50

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

才田：2-8

参考文献
1) J. C. Lippold and D. J. Kotecki: Welding Metallurgy andWeldability of Stainless Steels, John Wiley & Sons, Inc.,(2005).
2) N. Suutala, T. Taklo and T. Moisio: Met. Trans., 11A(1980), p.717.
3) J. C. Lippold: W. J., 73−6 (1994), p.129s.
4) 中尾，西本，張：溶接学会論文集，8−3 (1990), p.371.
5) 日溶協特殊材料溶接研究委：ステンレス鋼溶接トラブル事例集，(2003)，産報出版．
6) A. L. Schaeffler: Metal Progress, 56−11 (1949), p.680.
7) C. J. Long and W. T. DeLong: W. J., 52−7 (1973), p.281s.
8) 中尾，西本，張：溶接学会論文集，9−1 (1991), p.111.
9) V. P. Kujanpaa, N. Suutala, T. Takalo and T. Moisio:
Welding Research International, 9−2 (1979), p.55.
10) K. Nishimoto, K. Saida, K. Kiuchi and J. Nakayama:
3rd International Workshop on Hot Cracking
Phenomena in Welds, March (2010), Columbus, Ohio(USA).
11) N. E. Nissley, M. G. Collins, G. Guaytima and J. C.
Lippold: IIW Doc., IX−2050−02 (2002).
12) C. D. Landin: W. J., 55−11 (1976), p.356s.
13) 安保：溶接技術，24−5 (1976), p.57.
14) 小川，三浦：溶接学会論文集，8−4 (1990), p.481.
15) 稲 垣 ， 春 日 井 ， 頴 娃 ， 五 代 ， 田 中 ： 鉄 と 鋼 ， 65−14(1979)，p.2074.
16) 井川，中尾，西本，寺島：溶接学会誌，48−12 (1979)，
p.1054.
17) 小川：神戸製鋼技報，37−1 (1987)，p.97.
18) 小溝，小川，東：溶接学会論文集，8−2 (1990)，p.242.
19) 前原，小池，藤野，邦武：鉄と鋼，67−3 (1981)，p.577.
20) M. G. Fontana and N. D. Greene: Corrosion
Engineering, MacGrow Hill (1978), p.62.
21) 西本：安定形オーステナイトステンレス鋼のナイフライン
アタックに関する基礎的研究，大阪大学学位請求論文(1976)．
22) 中尾，西本，井上：溶接学会誌，50−5 (1981)，p.513.
23) A. Garner: Corrosion, 37 (1981), p.178.
24) W. K. Boyd: MCIR Report, 75−245R (1975), p.7.

ステンレス鋼の溶接性