特許 6442852 二相ステンレス鋼溶接継手

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6442852

(24)【登録日】2018年12月7日

(45)【発行日】2018年12月26日

(54)【発明の名称】二相ステンレス鋼溶接継手

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20181217BHJP

   C22C 38/54 20060101ALI20181217BHJP

   B23K 35/30 20060101ALI20181217BHJP

   B23K 9/23 20060101ALI20181217BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302H

   C22C38/54

   B23K35/30 320B

   B23K9/23 B

【請求項の数】3

【全頁数】15

(21)【出願番号】特願2014-76683(P2014-76683)

(22)【出願日】2014年4月3日

(65)【公開番号】特開2015-196894(P2015-196894A)

(43)【公開日】2015年11月9日

【審査請求日】2016年12月5日

【前置審査】

(73)【特許権者】

【識別番号】000006655

【氏名又は名称】新日鐵住金株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110002044

【氏名又は名称】特許業務法人ブライタス

(72)【発明者】

【氏名】小川 和博

(72)【発明者】

【氏名】平田 弘征

(72)【発明者】

【氏名】浄徳 佳奈

(72)【発明者】

【氏名】小薄 孝裕

【審査官】 静野 朋季

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００３−３０１２４１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−１９４５６２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１４−３９９５３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００１−９５８９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平２−２９５６７８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１０−２１６９４２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−８４６０６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−１０００２７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平６−６４８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−１７３１２４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第９８／１０８８８（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｂ２３Ｋ ３５／３０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

母材および溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．４１％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｒ：２１％以上２９％未満、
Ｎｉ：４．０〜１０．５％、
Ｍｏ：０．８〜４．０％、
Ｎ：０．１％を超え０．４％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｗ：０〜４．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（１）式から求められるオーステナイト指数ａが０．１〜０．４であり、
Ｍｎ／Ｎ≧２．６６７を満足し、かつ、
下記（２）式から求められるPF指数が１．０以下であり、
母材および溶接金属の表面に形成された酸化スケール厚さが５００ｎｍ以下であり、
Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎから算出されるＰＲＥＷが３２．９以上である、
二相ステンレス鋼溶接継手。
ａ＝｛Ni＋30(Ｃ＋Ｎ)−0.6(Cr＋1.5Si＋Mo)＋5.6｝／｛Cr＋1.5Si＋Mo−６｝ （１）
PF＝Mn×(100Pb＋50Sb＋30Zn＋40As) （２）
ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

【請求項2】

前記の化学組成が、
Ｃｕ：０．２〜２．０％を含む、
請求項１に記載の二相ステンレス鋼溶接継手。

【請求項3】

前記の化学組成が、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％から選択される一種以上を含む、
請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼溶接継手。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

この発明は、二相ステンレス鋼溶接継手に関し、特に、優れた溶接性および耐孔食性を有する二相ステンレス鋼溶接継手に関する。

【背景技術】

【0002】

二相ステンレス鋼は、強度および耐食性、特に、耐海水腐食性に優れているため、熱交換器用鋼管等として古くから広範囲の技術分野で使用されている。従来、耐食性、強度、加工性等を改善した二相ステンレス鋼についてはすでに多くの組成例が提案されている。

【0003】

例えば、特許文献１には、Ｗを１．５質量％〜５質量％を含みＰＲＥＷ［ＰＲＥＷ＝Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎ］が４０以上である高強度二相ステンレス鋼が開示されている。この二相ステンレス鋼は、Ｗの多量添加により耐食性が飛躍的に向上し、しかも金属間化合物（シグマ相等）の析出による機械的性質、耐食性の劣化が小さいとされている。

【0004】

特許文献２には、優れた耐孔食性および溶接性を有する二相ステンレス鋼、特に溶接熱影響部においても微細なシグマ相などの金属間化合物が生成しない、優れた耐孔食性および溶接性を有する二相ステンレス鋼が開示されている。耐孔食性の向上に関して、特許文献３には、Ｎ／Ｓｎが特定範囲にあるＳｎを含有させることにより、不働態皮膜を形成しやすくし、しかも、その安定性を高めて、局部腐食を大幅に抑制できることが開示されている。

【0005】

さらに、高耐食高靱性二相ステンレス鋼溶接用溶接材料として、特許文献４には、ＣｒとＭｏの含有量を制限し、Ｗを含有させ、耐孔食性指数ＰＲＥＷを４２．０以上とし、かつフェライト容量指数Ｐｈを０．２５〜０．３５％とすることにより、熱間加工性、溶接金属部の靱性と耐孔食性に優れた溶接材料が開示されている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開平５−１３２７４１号公報

【特許文献2】国際公開第２００５／００１１５１号

【特許文献3】特開２０１３−２５３３１５号公報

【特許文献4】特開平８−２６０１０１号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

今日のように、各種溶接構造物が広く利用されるようになっている。例えば、温度の高い海水環境で使用される配管、熱交換器、ポンプ等などの溶接構造物として、二相ステンレス鋼を用いる場合、溶接部の耐食性、特に耐孔食性が問題となってきた。特許文献２では鋼中のＮおよびＭｏ量とアルミナ系粗大介在物の密度をコントロールすることにより孔食の起点となる溶接熱影響部に生成する微細なシグマ相や窒化物を抑制することが、溶接部の耐孔食性向上に有効なことが示されている。

【0008】

しかしながら、これらは、溶接の際に生成する酸化スケールが残存した際の耐孔食性の劣化を抑制するものではない。溶接施工後に研磨処理が可能な場合には問題はないが、片面から溶接された際に配管の周溶接部の管内面側や箱形の構造体の溶接部の内面側でスケールを完全に除去することは困難である。

【0009】

本発明は、このような従来技術の問題を解決するためになされたものであり、溶接時の酸化スケールが生成した部位においても高い耐孔食性を有する溶接継手を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0010】

二相ステンレス鋼の耐孔食性は、Ｃｒによる不動態皮膜により発現する。そして、高Ｃｒ化とともに、Ｍｏ、ＷおよびＮを含有させることにより、不動態皮膜を補強すると、苛酷な腐食環境にまで耐えることが可能となる。本発明者らは、溶接にともない溶接熱影響部および溶接金属の表面に生成するスケールが耐孔食性を低下させる機構およびその解決法につき鋭意研究をした結果、以下のことを知見した。

【0011】

溶接の際に１０００℃以上に加熱される領域の表面では、鋼中の合金元素が溶接雰囲気中のＯと反応して新たな酸化スケールが生成する。高温での反応であることから、Ｏは、親和力の強いＣｒだけでなく、蒸気圧の低いＭｎ、さらには鋼中に多く存在するＦｅと反応する。その結果、常温での反応で形成されているＣｒ主体のスケールは、ＦｅおよびＭｎが富化し、Ｃｒ濃度が低下したスケールとなる。このスケールは、腐食に対する抵抗が低いため、耐孔食性が劣化する。

【0012】

この皮膜の劣化は、鋼中のＭｎ量と溶接によって形成される酸化スケール厚さを５００ｎｍ以下とすることで抑制することが可能である。

【0013】

鋼中のＭｎ量を抑制することは、Ｏと反応して酸化スケールに入るＭｎの量を直接抑えることができる点で有効である。しかし、鋼中のＭｎは、Ｎの固溶度を高めるので、溶接熱影響部での窒化物の析出を抑えることにより、耐孔食性の劣化を防止する役割も担っているため、少なくともＮの２倍以上含有させる必要がある。

【0014】

一方、鋼中に適正量のＮを添加すれば、溶接時の高温状態で、一時的に生じるフェライト相が富化した状態からオーステナイト相の生成を促進することができ、窒化物の抑制に有効である。ＮはＮｉやＣｒのような置換型の合金元素に比べて拡散速度が大きいため、溶接のような比較的冷却速度の速い条件でも拡散変態に十分に寄与するためである。そのような制御を行うことを前提にすれば、Ｍｎは必要最小限に低減することができる。

【0015】

しかし、鋼中にMnが存在する限り不動態皮膜の劣化は免れないが、溶接時に生じた酸化スケールの厚さを十分に薄くすれば、１０００℃以上でのＯと鋼中の金属との反応量が少なくなり、結果としてＣｒ濃度の高い安定な皮膜が得られる。

【0016】

さらには溶接時に生成する酸化スケール中に鋼中からＰｂ、Ｓｂ、ＺｎおよびＡｓが混入すると、ＭｎおよびＦｅの濃度の高くなったＣｒの酸化被膜に微細な亀裂が生じやすくなり腐食環境によっては、皮膜の損傷が生じやすくなる。よって、これらの不純物量をＭｎ量に応じて規制する必要がある。

【0017】

なお、上記の技術事項は、溶接熱影響部のみならず、溶接金属においても同様であり、また、溶接材料にも適用できる。

【0018】

本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、下記の二相ステンレス鋼溶接継手を要旨とする。

【0019】

（１）母材および溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．４１％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｒ：２１％以上２９％未満、
Ｎｉ：４．０〜１０．５％、
Ｍｏ：０．８〜４．０％、
Ｎ：０．１％を超え０．４％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｗ：０〜４．０％、
Ｃｕ：０〜４．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（１）式から求められるオーステナイト指数ａが０．１〜０．４であり、
Ｍｎ／Ｎ≧２．６６７を満足し、かつ、
下記（２）式から求められるPF指数が１．０以下であり、
母材および溶接金属の表面に形成された酸化スケール厚さが５００ｎｍ以下であり、
Ｃｒ＋３．３（Ｍｏ＋０．５Ｗ）＋１６Ｎから算出されるＰＲＥＷが３２．９以上である、二相ステンレス鋼溶接継手。
ａ＝｛Ni＋30(Ｃ＋Ｎ)−0.6(Cr＋1.5Si＋Mo)＋5.6｝／｛Cr＋1.5Si＋Mo−６｝ （１）
PF＝Mn×(100Pb＋50Sb＋30Zn＋40As) （２）
ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

【0020】

（２）前記の化学組成が、
Ｃｕ：０．２〜２．０％を含む、
上記（１）の二相ステンレス鋼溶接継手。

【0021】

（３）前記の化学組成が、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％から選択される一種以上を含む、
上記（１）または（２）の二相ステンレス鋼溶接継手。

【発明の効果】

【0025】

本発明によれば、溶接時に生成する酸化スケールを除去しなくても、溶接継手の耐孔食性の劣化が防止できる。よって、溶接時の酸化スケールが生成した部位においても高い耐孔食性を有する溶接構造物を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0026】

【図1】溶接時のガスシールド方法を示す図

【図2】腐食試験片の採取位置を示す図

【発明を実施するための形態】

【0027】

まず、溶接継手の母材および溶接金属を構成する二相ステンレス鋼、ならびに、溶接材料を構成する二相ステンレス鋼（以下、溶接継手の母材および溶接金属ならびに溶接材料を構成する二相ステンレス鋼を単に「二相ステンレス鋼」または「鋼」と呼ぶこととする。）における化学組成について説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。

【0028】

Ｃ：０．０３％以下
Ｃは、オーステナイト相を安定化するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．０３％を超えると炭化物が析出しやすくなり、耐食性が劣化する。よって、Ｃの含有量は０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。上記の効果は、その含有量が不純物レベルでも発揮されるが、特に、０．００５％以上とするのが好ましい。

【0029】

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効であるが、その含有量が過剰な場合、金属間化合物（シグマ相等）の生成を促進する。したがって、その含有量は０．５％以下とする。上記の効果は、その含有量が不純物レベルでも発揮されるが、特に、０．０５％以上とするのが好ましい。

【0030】

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、二相ステンレス鋼の溶製時の脱硫および脱酸効果によって熱間加工性を向上させる。また、Ｎの固溶度を大きくして溶接部での窒化物析出を抑制する。しかし、その含有量が過剰な場合、耐食性を劣化させるので、その含有量は２％以下とする。好ましくは１．０％以下である。上記の効果は、その含有量が不純物レベルでも発揮されるが、特に、Ｎとの関係で、Ｍｎ／Ｎ≧２を満足する必要がある。また、特に、０．２％以上とするのが好ましい。

【0031】

Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する不純物元素であり、その含有量が０．０４％を超えると耐食性、靱性の劣化が著しくなる。よって、Ｐは０．０４％を上限とする。

【0032】

Ｓ：０．００３％以下
Ｓも鋼中に不可避的に混入する不純物元素で、鋼の熱間加工性を劣化させる。また、硫化物は孔食の発生起点となり耐孔食性を損なう。これらの悪影響を避けるため、その含有量を０．００３％以下に抑える。

【0033】

Ｃｒ：２１％以上２９％未満
Ｃｒは、耐食性を維持するために有効な基本成分である。その含有量が２１．０％未満では、耐孔食性が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２９．０％以上の場合、金属間化合物（シグマ相等）の析出が顕著になり、熱間加工性の低下および溶接性の劣化を招く。よって、Ｃｒ含有量は２１％以上２９％未満とする。好ましい下限は２３％であり、好ましい上限は２７％である。

【0034】

Ｎｉ：４．０〜１０．５％、
Ｎｉは、オーステナイトを安定化するために必須の成分であるが、その含有量が１０．５％を超えるとフェライト量の減少により二相ステンレス鋼の基本的な性質が確保しにくくなり、またシグマ相等の析出が容易になる。一方、Ｎｉの含有量が４．０％より少ないとフェライト量が多くなり過ぎて同じく二相ステンレス鋼の特徴が失われる。また、フェライト中へのＮの固溶度が小さいため窒化物が析出して耐食性が劣化する。よって、Ｎｉ含有量は、４．０〜１０．５％とする。好ましい下限は５．０％であり、好ましい上限は９．５％である。

【0035】

Ｍｏ：０．８〜４．０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に耐食性の向上に非常に有効な成分である。特に耐孔食性および耐隙間腐食性を高めるためには、その含有量を０．８％以上とする必要がある。１．５％以上とするのが好ましく、２％以上とするのがより好ましい。一方、Ｍｏを過剰に含有させると、製造中の素材の脆化の原因になり、Ｃｒと同様に金属間化合物の析出を容易にする作用が強い。従って、Ｍｏの含有量の上限は４．０％とする。好ましい上限は３．５％である。

【0036】

Ｎ：０．１％を超え０．４％以下
Ｎは、強力なオーステナイト生成元素で、二相ステンレス鋼の熱的安定性と耐食性の向上に有効である。フェライト生成元素であるＣｒ、Ｍｏを多量に含有させる本発明においては、フェライトとオーステナイトの二相のバランスを適正なものにするために、０．１％を超えるＮを含有させる必要がある。

【0037】

さらにＮは、ＰＲＥＷの向上に寄与してＣｒ、ＭｏおよびＷと同様に合金の耐食性を向上させる。しかし、本発明に係る二相ステンレス鋼では０．４％を超えるＮを含有させると、ブローホールの発生による欠陥、あるいは溶接の際の熱影響による窒化物生成等により鋼の靱性、耐食性を劣化させる。よって、Ｎ含有量は、０．１％を超え０．４％以下とする。好ましい上限は０．３５％である。

【0038】

なお、Ｍｎを含有させることにより鋼中にＮの活量を下げて十分に固溶させるためには、Ｎの二倍以上のＭｎを含有させることが不可欠である。したがって、本発明においては鋼中のＭｎ／Ｎの比を２．０以上とすることが必須となる。

【0039】

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％以下
Ａｌは、鋼の脱酸剤として有効であるが、鋼中のＮ量が高い場合にはＡｌＮ（窒化アルミニウム）として析出し、靱性および耐食性を劣化させる。さらには、酸化物を形成し、シグマ相の核生成サイトとなる。従って、Ａｌは、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量として０．０４０％以下に抑える。本発明では、Ｓｉの多量の含有は避けているので、脱酸剤としてＡｌを用い場合が多いが、真空溶解を行う場合には必ずしもＡｌを含有させなくてもよい。好ましい上限は０．０３％である。なお、Ａｌ含有量は極力少ないことが好ましいが、あまりに低減することは製造コストを上昇させる。このため、Ａｌの下限は０．００１％とすることが好ましい。

【0040】

Ｗ：０〜４．０％
Ｗは、Ｍｏと同様、耐食性、特に孔食および隙間腐食への抵抗性を向上させる元素であり、就中、安定な酸化物を形成して、ｐＨの低い環境で耐食性を向上させるのに有効な元素である。よって、Ｗを含有させてもよい。しかし、Ｗの含有量が４．０％を超えると、それに見合うだけの効果の増大はなく、徒にコストが嵩むだけである。よって、Ｗを含有させる場合には、その含有量を４．０％以下とする。好ましい下限は０．５％であり、好ましい上限は３．５％である。

【0041】

Ｃｕ：０〜４．０％
Ｃｕは、還元性の低ｐＨ環境、例えば、Ｈ_２ＳＯ_４または硫化水素環境での耐酸性の向上に特に有効な元素である。よって、Ｃｕを含有させてもよい。しかし、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間加工性を劣化させる。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を４．０％以下とする。上記の効果を十分に得るためには０．２％以上含有させるのが好ましい。好ましい上限は３．０％である。

【0042】

Ｂ：０〜０．００５％
ＲＥＭ：０〜０．２％
本発明の二相ステンレス鋼は、Ｓ含有量を低く抑えており、Ｗを多量に含有させたとしても、これはシグマ相等の生成を促進しないから、元来、熱間加工性は良好である。また、本発明の二相ステンレス鋼は、鋳物として使用することが可能であり、更に、粉末にしてプレス、焼結等の粉末冶金法で管等の製品にすることも可能である。このような製造方法による場合には熱間加工性はさして問題にならない。しかし、鍛造、圧延、押出し等の工程を経て製品にする場合には熱間加工性が優れていることが求められる。

【0043】

ＢおよびＲＥＭは、いずれも熱間加工性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかし、それぞれの含有量が過剰な場合には、それらの酸化物および硫化物の非金属介在物が増加し、シグマ相の析出核生成サイトとなったり、孔食の起点となったりして、耐食性の劣化を招く。よって、これらの元素を含有させる場合には、Ｂ含有量は０．００５％以下、ＲＥＭ含有量は０．２％以下とする。上記の効果を十分に得るためには、Ｂは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．０００５％以上含有させるのが好ましい。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、好ましい上限は０．００４０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．１％である。

【0044】

なお、ＢおよびＲＥＭはいずれか一方を含有させてもよいし、両方を含有させてもよい。また、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。

【0045】

本発明の二相ステンレス鋼は、上記の各元素を含み、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。そして、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。

【0046】

オーステナイト指数ａ：０．１〜０．４
二相ステンレス鋼は、特に溶接部における合金元素の量によりフェライト相とオーステナイト相の比が敏感に変動するため、各元素の含有量の範囲を特定するだけでは不十分であり、下記の（１）式から求められるオーステナイト指数ａを０．１〜０．４の範囲とする必要がある。
ａ＝｛Ni＋30(Ｃ＋Ｎ)−0.6(Cr＋1.5Si＋Mo)＋5.6｝／｛Cr＋1.5Si＋Mo−６｝ （１）
ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

【0047】

オーステナイト指数ａが０．４を超えると、低温ＨＡＺでの微量シグマ相析出が生じ、また、０．１未満では高温ＨＡＺでの窒化物析出が生じる。したがって、オーステナイト指数ａは０．１〜０．４の範囲とする。オーステナイト指数ａの好ましい下限は０．１２％であり、好ましい上限は０．３５％である。

【0048】

PF指数：１．０以下
溶接時に生成する酸化スケール中に鋼中からＰｂ、Ｓｂ、ＺｎおよびＡｓが混入すると、ＭｎおよびＦｅの濃度の高くなったＣｒ酸化被膜に微細な亀裂が生じやすくなる。このような亀裂が生じると、腐食環境によっては被膜の損傷が生じやすくなり、耐孔食性が劣化する。しかし、溶接時のスケールが存在してもＰｂ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ａｓの量をＭｎ量に応じて適切な範囲に規制する、すなわち、下記（２）式から求められるPF指数を１．０以下とすれば、被膜の損傷を防止でき、耐孔食性の劣化が防止できる。
PF＝Mn×(100Pb＋50Sb＋30Zn＋40As) （２）
ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

【0049】

溶接継手の母材および溶接金属については、その表面に形成された溶接時の酸化スケール厚さが５００ｎｍ以下であることが必要である。

【0050】

溶接の際に１０００℃以上に加熱される領域の表面では、鋼中の合金元素が溶接雰囲気中のＯと反応して新たな酸化スケールが生成する。高温での反応であることから、Ｏは、親和力の強いＣｒだけでなく、蒸気圧の低いＭｎ、さらには鋼中に多く存在するＦｅと反応する。その結果、常温での反応で形成されているＣｒ主体のスケールは、ＦｅおよびＭｎが富化し、Ｃｒ濃度が低下したスケールとなる。このスケールは、腐食に対する抵抗が低いため、耐孔食性が劣化する。スケール厚さを５００ｎｍ以下とすることにより、１０００℃以上でのＯと鋼中のＭｎおよびＦｅとの反応量を少なくすることができ、結果としてＣｒ濃度の高い安定な被膜が得られる。スケール厚さは、４００ｎｍ以下とするのが好ましい。一方、スケール厚さの下限は、１０ｎｍ以上とするのが好ましい。

【実施例1】

【0051】

表１に示す化学組成を有する母材用二相ステンレス鋼と、表２に示す化学組成を有する溶接材料用二相ステンレス鋼を実験室規模の電気炉にて溶解した。

【0052】

【表1】

【0053】

【表2】

【0054】

母材用二相ステンレス鋼については、鋳造後、１２００℃に加熱し、鍛造により厚さ４０ｍｍの板材とした。得られた板材を、１２５０℃に加熱し、圧延により厚さ１０ｍｍの供試鋼板とした。この鋼板を、機械加工により厚さ８ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ２００ｍｍで、長辺の端部に開先角度３０度のＶ開先を設け、試験材とした。

【0055】

溶接材料用二相ステンレス鋼については、鋳造後、１２００℃に加熱し、鍛造により外径３０ｍｍの棒材とした。得られた棒材を、１２５０℃での熱間圧延および冷間圧延により、外径１．６ｍｍの線材とした。

【0056】

同じ化学組成を有する試験材同士を突き合わせて、一般のステンレス鋼で用いられる入熱量１３ｋＪ／ｃｍの条件にて、片側からＴＩＧ溶接にて多層溶接して二種類の溶接継手を作製した。溶接材料として、前記の線材を適宜選択して用いた。図１に示すように、開先の裏面側には、短い２辺が１０ｍｍ、他の１辺が３０ｍｍのコの字型に折り曲げた銅板からなるガスシールドボックスを置き、溶接時に流量２５リットル／分で供給するボックス内のシールドガス組成を純ＡｒおよびＡｒ＋１００〜１０００ｐｐｍＯ_２の範囲で変えることで裏面溶接部に種々の厚さの溶接時の酸化スケールを生成させた。溶接金属の化学組成を表３に示す。

【0057】

【表3】

【0058】

得られた各溶接継手の溶接時の酸化スケール厚さを測定した。また、得られた各溶接継手から、図２に示すように、溶接ビードと溶接時の酸化スケールが残ったままの裏面側の溶接部を含み、溶接線に直交方向が４０ｍｍの辺、圧延面と平行な面を３×１０ｍｍの面として、厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ４０ｍｍの腐食試験片を採取した。また、前記の母材用二相ステンレス鋼の試験片から厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ４０ｍｍの腐食試験片を採取した。これらの腐食試験片を、一定温度に保持した１０％塩化第二鉄水溶液に２４ｈ浸漬し、初層溶接側表面を検鏡し、孔食がない場合には、該水溶液の温度を２．５℃昇温し、さらに２４ｈ浸漬した。この浸漬−検鏡−昇温を孔食発生するまで繰り返し、限界孔食発生温度ＣＰＴを求めた。ただし、ＰＲＥＷの値が３４未満である試験材については、試験溶液として４％塩化第二鉄水溶液を用いた。これらの結果を表４に示す。

【0059】

【表4】

【0060】

表３および４に示すように、本発明の要件を全て満たす例（ＡＷ１〜ＡＷ９）は、すべて溶接時に生じたスケールを研磨せずに評価したにもにもかかわらず、母材とのＣＰＴの差異は高々１２．５℃であり、優れた耐孔食性を示していた。
一方、溶接時の酸化スケール厚さが過大な例（ＢＷ１、ＢＷ２）、および、個々の元素の含有量の範囲は本発明で規定される範囲にあるが、ＰＦ、オーステナイト指数ａ、PF指数およびＭｎ／Ｎのいずれかが本発明で規定される範囲を外れる母材を用いた例（ＢＷ３〜ＢＷ９）では、溶接熱影響部において孔食が発生し、母材にくらべてＣＰＴは３０℃以上低くなっており、溶接時の酸化スケールによる耐孔食性の劣化が顕著となっていた。また、母材が本発明で規定される要件を全て満たしていても、本発明で規定される要件を満足しない溶接材料を用いた例（ＢＷ１０〜ＢＷ１２）では、溶接金属の化学組成が本発明で規定される範囲を外れるため、溶接金属にて溶接時の酸化スケールによる耐孔食性の劣化が生じていた。

【産業上の利用可能性】

【0061】

本発明によれば、溶接時に生成する酸化スケールを除去しなくても、溶接継手の耐孔食性の劣化が防止できる。よって、溶接時の酸化スケールが生成した部位においても高い耐孔食性を有する溶接構造物を提供することができる。

【図1】

【図2】