JP6726499B2

JP6726499B2 - 二相ステンレス鋼の溶接継手、二相ステンレス鋼の溶接方法および二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法

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Publication number: JP6726499B2
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Inventors: 井上　裕滋; 裕滋井上; 祐二岩崎
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Publication date: 2020-07-22
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Description

本発明は、海洋構造物、海水淡水化装置などの耐海水性、耐海塩粒子性が要求される環境下で使用される溶接構造物、または、化学プラント、食品製造プラント、貯蔵タンクなどの各種腐食環境下で使用される溶接構造物の組立に用いられる二相ステンレス鋼をＴＩＧ溶接などの非消耗電極式溶接するにあたり、腐食環境下で鋼材と同等の耐食性を有する溶接金属の確保を可能とする二相ステンレス鋼の溶接継手、二相ステンレス鋼の溶接方法および二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法に関するものである。

ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌなどに代表される二相ステンレス鋼は、その優れた耐食性から、海洋構造物、海水淡水化装置などの耐海水性、耐海塩粒子性、および、種々の化学プラント、食品製造プラント、貯蔵タンクなどの耐塩化物性が要求される苛酷な腐食環境に耐えられる耐食材料として、幅広い分野に適用されている。二相ステンレス鋼は、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎを主要元素とし、フェライトとオーステナイトの相比率が約５０体積％となるように調整して、強度、耐食性を確保したステンレス鋼であり、また、近年のＮｉ、Ｍｏの高騰により、Ｎｉ量、Ｍｏ量を極力低減した廉価型二相ステンレス鋼（例えば、特許文献１）も開発されており、ステンレス鋼の主流であるオーステナイト系ステンレス鋼と同等の耐食性を有しつつ、合金コストが低く、かつ価格変動が少ないステンレス鋼として注目を浴びている。

これら二相ステンレス鋼の溶接構造物を建造する場合の溶接方法としては、ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接、レーザ溶接などの非消耗電極式溶接、および、ＭＩＧ溶接、フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接、被覆アーク溶接、サブマージアーク溶接などの消耗電極式溶接が適用される。これらの中でも、非消耗電極式溶接は、溶接効率では消耗電極式溶接には劣るものの、シールドガスに純Ａｒガスを使用するため、溶接金属中の酸素量が極めて低く、靱性が優れており、品質要求の厳しい溶接構造物の建造に適している。

一方、二相ステンレス鋼の溶接施工では、耐食性維持の観点から溶接後に後熱処理は施さず、溶接のままで使用される。特に、溶接金属は凝固のままで使用されるため、同組成の鋼材に比べてフェライト量が多くなり、耐食性が低下する。特に、溶接金属中のフェライト量が６５体積％を超えると、急激に溶接金属の耐食性は低下する（例えば、非特許文献１、非特許文献２）。この理由としては、二相ステンレス鋼の成分系においてはフェライト単相で凝固し、その後の冷却過程で約１１００℃以下になると、フェライト粒界に針状のオーステナイトが析出して、フェライトとオーステナイトの二相組織となるが、溶接時の冷却速度が大きいため、オーステナイトの析出が抑制され、鋼材に比べてフェライト量が極めて多くなる。また、二相ステンレス鋼では、Ｎを主要元素の一つとしており、このＮはオーステナイト安定元素として作用してオーステナイト量を増やすとともに、耐食性を向上させる元素として添加される。しかしながら、溶接中の高温状態では、Ｎは容易に蒸発し、溶接金属中のＮは鋼材より少なくなるため、フェライト量が鋼材より多くなる。また、ＣやＮはオーステナイト中での固溶度は大きいが、フェライト中でのＣやＮの固溶度は極めて小さいため、フェライト量が多くなった溶接金属では、固溶しきれなくなったＣやＮがクロム炭窒化物として、フェライト粒内に微細析出する。このように微細析出したクロム炭窒化物の周囲ではクロム欠乏層が形成され、耐食性が低下する。

これを回避するために、二相ステンレス鋼の溶接では、凝固のままの溶接金属でもフェライト量が６５体積％以下になるように、鋼材よりＮｉ量を増加させた溶接材料が一般的に使用される。また、溶接金属の結晶粒を微細化させて靭性・延性、耐食性を向上させた溶接材料も開発されている（例えば、特許文献２）。しかしながら、溶接条件の不具合等で、溶接材料の供給量が十分でない場合や、溶接入熱量が５００〜３５００Ｊ／ｍｍの範囲を外れてしまった場合などは、フェライト量が多いままとなり、耐食性は低下する。さらに、上述したように、溶接金属中のオーステナイトの析出は、約１１００℃以下の冷却速度に依存し、入熱量が小さく、冷却速度が極めて大きい場合は、Ｎｉを増量した溶接材料を使用しても、オーステナイトの析出が抑制され、フェライト量が多くなる。加えて、ＴＩＧ溶接やプラズマ溶接などの非消耗電極式溶接では、溶接材料を使用しないで溶接する場合も多く、その場合は確実に、フェライト量が多くなって、耐食性は鋼材に比べて低下する。
このように、二相ステンレス鋼の溶接では、フェライト量の調整が難しく、溶接金属の耐食性を母材と同等にする溶接方法が望まれている。

国際公開第２００２／０２７０５６号特許第４５３１１１８号公報

小川、小関：溶接学会誌、５７（１９８８）、ｐ９２三浦、高祖、工藤、柘植：溶接学会論文集、７（１９８９）、ｐ９４

本発明は、上記の従来技術の現状に鑑みて、二相ステンレス鋼の非消耗電極式溶接方法に関し、溶接材料の使用の有無および供給量の多少、入熱量や冷却速度の大小等に関係なく、安定して溶接金属中のフェライト量を調整して、溶接金属の耐食性を鋼材並に確保することができる二相ステンレス鋼の溶接方法、二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法および二相ステンレス鋼の溶接継手を提供することを目的とする。

本発明者らは、二相ステンレス鋼を溶接して形成された溶接金属のミクロ組織、耐食性を詳細に調査、検討した。
その結果、各種二相ステンレス鋼の溶接継手において、シールドガス中に窒素ガスを適正量添加して非消耗電極式溶接をすることで、溶接金属のミクロ組織が変化し、耐食性が改善できることを明らかにした。

本発明は、上記課題を解決するものであって、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜６．０％、
Ｎｉ：０．１〜７．０％、Ｃｒ：１８〜２７％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０５〜４．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、Ｎ：０．１〜０．３０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、フェライトとオーステナイトの二相組織であり、フェライト量が３０〜７０体積％である二相ステンレス鋼母材と溶接金属部とからなる溶接継手であって、当該溶接金属部のフェライト量が６５体積％以下であることを特徴とする二相ステンレス鋼の溶接継手。
（２）前記二相ステンレス鋼母材は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＷ：１．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の二相ステンレス鋼の溶接継手。
（３）質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜６．０％、Ｎｉ：０．１〜７．０％、Ｃｒ：１８〜２７％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０５〜４．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、Ｎ：０．１〜０．３０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、フェライトとオーステナイトの二相組織であり、フェライト量が３０〜７０体積％となる二相ステンレス鋼を、入熱量Ｑ（Ｊ／ｍｍ）の非消耗電極式溶接で、かつ、シールドガスとして、Ａｒガスと窒素ガスとの混合ガスを用いて溶接する方法であって、窒素ガス量が次式で表されることを特徴とする二相ステンレス鋼の溶接方法。
Ｑ≦１０００Ｊ／ｍｍの場合
窒素ガス量（体積％）≧３．６×１０^−６Ｑ^２−６．４×１０^−３Ｑ＋３
Ｑ≧１０００Ｊ／ｍｍの場合
窒素ガス量（体積％）≧３．３×１０^−８Ｑ^２＋３×１０^−４Ｑ−０．１３３
但し、入熱量Ｑ（Ｊ／ｍｍ）＝溶接電流Ｉ（Ａ）×溶接電圧Ｖ（Ｖ）／溶接速度ｖ（ｍｍ／秒）
（４）前記二相ステンレス鋼は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＷ：１．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）に記載の二相ステンレス鋼の溶接方法。
（５）質量％で、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜６．０％、
Ｎｉ：０．１〜７．０％、Ｃｒ：１８〜２７％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０５〜４．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、Ｎ：０．１〜０．３０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、フェライトとオーステナイトの二相組織であり、フェライト量が３０〜７０体積％である二相ステンレス鋼母材とフェライト量が６５体積％以下である溶接金属部とからなる溶接継手を前記（３）に記載の二相ステンレス鋼の溶接方法によって製造することを特徴とする二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
（６）前記二相ステンレス鋼母材は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＷ：１．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（５）に記載の二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。

本発明によれば、二相ステンレス鋼を溶接して形成された溶接金属の耐食性を向上し、腐食環境下で溶接金属部の耐食性を大幅に改善させることができる。

溶接金属のフェライト量に及ぼす入熱量の影響を示した図である。溶接金属中の窒素量に及ぼす入熱量の影響を示した図である。シールドガス中の窒素量と溶接金属中の窒素量の関係を示した図である。溶接金属のフェライト量に及ぼす入熱量とシールドガス中の窒素量の影響を示した図である。

以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の説明における「％」とは、特に明記しない限り「質量％」を意味し、各相の相分率で使用する「体積％」およびシールドガスに用いる混合ガスの比率を表す「体積％」と区別される。

本発明が規定する二相ステンレス鋼は、ミクロ組織と化学組成で限定される。すなわち、組織的には、室温においてはフェライト＋オーステナイトの二相組織であり、さらに言うならば、室温組織のフェライト量が３０体積％〜７０体積％であり、かつ、成分的には質量％で、Ｃｒが１８％以上、Ｎｉが０．１％以上、Ｎが０．１％以上を含有する二相ステンレス鋼であり、上記ミクロ組織を満足すれば、それ以外の合金元素は特に限定しない。

また、この二相ステンレス鋼の形状は、板材、管材、線材など、特に限定するのもではない。

二相ステンレス鋼のフェライト量は、３０体積％未満、および、７０体積％超では、二相ステンレス鋼の耐食性が低下するため、フェライト量は３０〜７０体積％に限定する。

Ｃｒの含有量の限定理由としては、Ｃｒはフェライト生成元素であり、二相ステンレス鋼の主要元素として耐食性の向上に寄与するが、その含有量が１８％未満では十分な耐食性が得られないため、１８％以上に限定する。Ｃｒの含有量は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは２３％以上である。Ｃｒの含有量の上限は特に規定するものではないが、コストの観点から２７％以下とすることが望ましい。

Ｎｉの含有量の限定理由としては、Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、オーステナイト相を安定化させて延性および靱性を向上させるが、その含有量が０．１％未満では、オーステナイト相の安定が不十分で靱性が劣化するため、０．１％以上に限定する。Ｎｉの含有量は、好ましくは０．５％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。Ｎｉの含有量の上限は特に規定するものではないが、コストの観点から７．０％以下とすることが望ましい。

Ｎの含有量の限定理由としては、Ｎは耐食性向上に有効であると同時に、強力なオーステナイト生成元素であり、特に拡散速度が大きく、再分配を起こしやすいため、オーステナイトの析出を促進するが、その含有量が０．１％未満では、十分な耐食性およびオーステナイト析出促進効果が得られないため、０．１％以上に限定する。Ｎの含有量の上限は特に規定する必要はないが、０．３０％以下の比較的Ｎが少ない二相ステンレス鋼を母材とする場合は、溶接金属部のフェライト量が多くなりやすいため、本発明の効果が顕著に発揮される。Ｎの含有量の上限は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。

上述したように、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎ以外の合金元素は特に限定しないが、本発明を適用出来る二相ステンレス鋼としては、例えば、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜６．０％、Ｎｉ：０．１〜７．０％、Ｃｒ：１８〜２７％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．０５〜４．０％、Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、Ｎ：０．１〜０．３０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物といった成分組成が挙げられる。この組成はあくまでも例示であり、本発明はこの組成に限定されるものではない。

Ｃは、二相ステンレス鋼の耐食性を確保するために０．０２５％以下の含有量にすることが好ましい。０．０２５％以下であれば、Ｃｒ炭化物の生成が抑制され、耐食性が向上する。一方、Ｃ含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、好ましくはＣ含有量の下限を０．００１％とする。

Ｓｉは、脱酸のため０．１０％以上添加する。Ｓｉの含有量を１．０％以下とすることで、靱性を向上できる。Ｓｉ含有量の好ましい範囲は０．２０〜０．６０％である。

Ｍｎは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、かつ加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し、靱性を向上させ、また窒素の固溶度を上げ溶接部における窒化物の析出を抑制することから０．５０％以上添加する。Ｍｎの含有量を６．０％以下とすることで、耐食性を向上できる。Ｍｎ含有量の好ましい範囲は１．５０〜４．００％、さらに好ましい範囲は２．００％超３．００％未満である。

ＰやＳは不可避的に混入する元素であるが、ステンレス鋼の耐食性を低下させる元素であるので出来る限り低減させることが好ましく、Ｐは０．０４０％以下、Ｓは０．０１００％以下とすることが望ましい。また、過度に低減させることはコストアップに繋がるため、好ましくはＰは０．００１％以上、Ｓは０．０００１％以上とすることが望ましい。

Ｍｏは、二相ステンレス鋼の耐食性を高める非常に有効な元素であるため、０．０５％以上を含有させる。Ｍｏの含有量を４．０％以下とすることで、靱性を向上できる。Ｍｏ含有量の好ましい範囲は２．４〜３．２％であり、さらに好ましい範囲は２．５〜２．９％である。

Ｃｕは、二相ステンレス鋼の酸に対する耐食性を付加的に高める元素であり、かつオーステナイト相を安定にし、靭性を改善する効果を有する。Ｃｕの含有量を１．５０％以下とすることで、脆化の発生を抑制できる。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は０．３〜１．５％である。

また、熱間加工性や耐食性、加工性等を改善するために、必要に応じてＣａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｗ：１．０％以下などを添加することもできる。

なお、ＣａとＭｇについては０．０００５％以上にすると、安定した効果が得られるので、好ましい範囲は０．０００５〜０．００５０％である。ＲＥＭについては０．００５％以上にすると、安定した効果が得られるので、好ましい範囲は０．００５〜０．１０％である。Ｂについては０．０００３％以上にすると、安定した効果が得られるので、好ましい範囲は０．０００３〜０．００５０％である。

Ｓｎは、耐食性を付加的に向上させる選択的元素である。この効果を安定して発揮するＳｎの含有量は、０．０５０％以上である。Ｓｎの含有量を１．０％以下とすることで、熱間加工性を向上することができる。

Ｓｂは、Ｓｎ同様に、微量の含有で耐食性を向上させるのに有用な元素であり、廉価性を損なわない範囲で含有させる。Ｓｂの含有量を０．００１％以上とすることで、耐食性を向上することができる。Ｓｂの含有量を１．０％以下とすることで、加工性を向上することができる。Ｓｂ含有量の好ましい範囲は０．０１〜０．３０％である。

Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性を高めるために有効な元素であり、選択的に添加される。この効果を発揮するＣｏの含有量は、０．０２％以上である。Ｃｏの含有量を０．５０％以下とすることで、過剰添加によるコスト増加を防止することができる。Ｃｏ含有量の好ましい範囲は０．０４％以上０．３０％未満である。

Ｖは、二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために有効な元素である。Ｖは、前記の効果を得るには０．０５％以上の添加が必要である。Ｖの含有量を０．５０％以下とすることで、良好な熱間加工性を確保することができる。Ｖ含有量の好ましい範囲は０．０６％〜０．２０％である。

Ｗは、二相ステンレス鋼の耐食性を付加的に高めるために選択的に添加される元素である。この効果を安定して発揮するＷの含有量は、０．０５％以上である。Ｗの含有量を１．０％以下とすることで、過剰添加によるコストの増加を防止できる。Ｗ含有量の好ましい範囲は０．１０％〜０．５０％である。

次に、本発明者は、上記限定範囲内にある２２．５％Ｃｒ−５．７％Ｎｉ−３％Ｍｏ−０．１５８％Ｎの成分で、かつ、フェライト量が５１体積％の二相ステンレス鋼を、１００体積％Ａｒガスをシールドガスとし、溶接ワイヤを使用しないでＴＩＧ溶接した場合の入熱量と溶接金属中のフェライト量の関係を調査した。

溶接金属中のフェライト量は、溶接金属を切断し、鏡面研磨し、水酸化ナトリウム溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによって測定した。その結果を図１に示す。いずれの入熱量でもフェライト量は鋼材の５１体積％より多く、入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以下では、入熱量が小さくなると急激にフェライト量は増加する。これは、入熱量が小さいほど、オーステナイトが析出する温度域である約１１００℃以下の冷却速度が大きくなるため、オーステナイトの析出が抑制されるためである。また、入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以上では、入熱量が大きくなるとフェライト量は増加する。これは、溶接時の高温中に、オーステナイト生成元素であるＮが蒸発するためである。

図２に、同じく、２２．５％Ｃｒ−５．７％Ｎｉ−３％Ｍｏ−０．１５８％Ｎの成分で、かつ、フェライト量が５１体積％の二相ステンレス鋼を、１００体積％Ａｒガスをシールドガスとし、溶接ワイヤを使用しないでＴＩＧ溶接した場合の入熱量と溶接金属中のＮ量の関係を示す。いずれの入熱量でも溶接金属のＮ量は鋼材のＮ量より少なく、かつ、入熱量が大きくなるにしたがい、溶接金属中のＮ量は低下している。これは、上述したように、溶接時の高温中に、Ｎが外部に蒸発したためである。すなわち、入熱量が小さくなるほど、冷却速度が大きくなってフェライト量は増加し、また、入熱量が大きくなるほど、Ｎ量の蒸発が大きくなってフェライト量は増加する。したがって、溶接金属中のフェライト量は、入熱量に依存する冷却速度とＮの蒸発量の重畳によって決定される。

このような溶接金属中のフェライト量の増加を抑える方法としては、強力なオーステナイト生成元素であるＮを溶接金属中に添加することが考えられる。そこで、シールドガスをＡｒガスと窒素ガスの混合ガスとし、窒素ガスの混合比率を変えて溶接を行った。２２．５％Ｃｒ−５．７％Ｎｉ−３％Ｍｏ−０．１５８％Ｎの成分で、かつ、フェライト量が５１体積％の二相ステンレス鋼をＡｒガスと窒素ガスの混合ガスをシールドガスとし、１０００Ｊ／ｍｍの入熱量で、溶接ワイヤを使用しないでＴＩＧ溶接した場合のシールドガス中の窒素ガス量と溶接金属中のＮ量との関係を調べ、その結果を図３に示す。シールドガス中の窒素ガスが増加することで、溶接金属中のＮ量も増加し、鋼材中のＮ量より多くなっている。

この結果から、入熱量を変化させた場合、シールドガス中の窒素ガス量と溶接金属中のフェライト量の関係を図４に示す。図４中において、フェライト量が６５体積％以下の場合を○で表し、フェライト量６５体積％超の場合を×で表した。ここで、フェライト量を６５体積％で区別した理由としては、前述の非特許文献１および非特許文献２において、溶接金属のフェライト量が６５体積％以下では、フェライト粒内での微細クロム炭窒化物の析出が抑制されて、良好な耐食性が確保できるためである。このように、溶接金属の耐食性を確保するには、溶接金属中のフェライト量を６５体積％以下にする必要があり、そのためには、窒素ガスをシールドガス中に混合し、溶接金属中のＮ量を増やすことが有効である。しかしながら、溶接金属中のフェライト量を６５体積％以下にするために必要なシールドガス中に混合されるべき窒素ガス量は、図４に示すように溶接入熱量によって変化する。これは、溶接入熱量によって冷却速度とＮ蒸発量が変化するためである。したがって、溶接金属中のフェライト量を６５体積％以下にするために必要なシールドガス中に混合されるべき窒素ガス量の最低限界値は、溶接入熱量によって決まる。すなわち、入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ程度の時が最も少なく、入熱量がそれより小さく、または、大きくなるにつれて、シールドガスに混合すべき窒素ガス量は増加する。これは、前述したように、溶接金属中のフェライト量が、入熱量に依存する冷却速度とＮの蒸発量の重畳によって決定されるためである。

以上の知見より、本発明では、入熱量Ｑ（Ｊ／ｍｍ）を用いて、溶接金属の耐食性を確保するために、溶接金属中のフェライト量を６５体積％以下にするためのシールドガス中に混合する窒素ガス量を次のように限定する。
Ｑ≦１０００Ｊ／ｍｍの場合
窒素ガス量（体積％）≧３．６×１０^−６Ｑ^２−６．４×１０^−３Ｑ＋３・・・（式１）
Ｑ≧１０００Ｊ／ｍｍの場合
窒素ガス量（体積％）≧３．３×１０^−８Ｑ^２＋３×１０^−４Ｑ−０．１３３・・・（式２）
を満たすことが、溶接金属中のフェライト量を６５体積％以下とし、溶接金属の耐食性を改善するためのシールドガスの要件であることを見出した。
ここで、入熱量Ｑの単位はＪ／ｍｍであり、入熱量Ｑは下記の（式３）で規定されるものである。
入熱量Ｑ（Ｊ／ｍｍ）＝溶接電流Ｉ（Ａ）×溶接電圧Ｖ（Ｖ）／溶接速度ｖ（ｍｍ／秒）・・・（式３）

また、溶接金属中のフェライト量は、溶接金属を鏡面研磨し、水酸化ナトリウム溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによって測定できる。

本発明の二相ステンレス鋼の溶接方法は、ＴＩＧ溶接、プラズマ溶接、レーザ溶接などの非消耗電極式溶接法であり、溶接方法を特に限定する必要はなく、使用する溶接材料も特に限定する必要はない。さらに、溶接材料を用いても従来フェライト量を十分に減少させることが不可能であった５００〜３５００Ｊ／ｍｍ範囲外の入熱での溶接においても、溶接金属部のフェライト量を６５体積％以下にすることが可能である。また、溶接材料を用いずに溶接しても構わない。特に、Ｎ量が０．３０％以下と比較的少ない二相ステンレス鋼を、溶接材料を用いずに溶接する場合に溶接金属部のフェライト量が６５体積％以下の溶接継手を提供することができる。さらに、溶接継手の形状も突合せ継手の他にすみ肉継手など、特に限定するものではない。上記の（式１）、（式２）で規定する窒素ガス量の混合ガスを使用して溶接することにより、溶接金属のミクロ組織を改善し、耐食性に優れた二相ステンレス鋼の溶接継手が得られる。

以下、実施例にて本発明を説明する。
表１に、母材として用いた各種二相ステンレス鋼材の化学組成、フェライト量およびＡＳＴＭＧ４８ＭｅｔｈｏｄＥ規定に準拠し、塩化第二鉄浸漬試験により測定した限界孔食発生温度（ＣＰＴ）を示す。
また、表２には、二相ステンレス鋼用溶接材料の化学組成を示す。
表３に示す溶接方法、溶接条件にて、表１の二相ステンレス鋼材の突合せ端部に、開先角度：６０゜のＶ開先を設け、表２に示す溶接材料を用いて溶接した場合、および、表１の二相ステンレス鋼材に開先を設けず、溶接材料を用いずに溶接した場合の２通りの溶接継手について評価を行った。シールドガスはＡｒガスと窒素ガスの混合ガスであり、使用した混合ガス中の窒素ガス量を表３に示す。また、溶接入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以下の場合は、上記の（式１）で計算した限界窒素ガス量の値、溶接入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以上の場合は、上記の（式２）で計算した限界窒素ガス量の値を表３に併せて示す。
このようにして得られた溶接継手において、溶接金属のフェライト量および耐食性を評価した。その結果を表３に併せて示す。

なお、フェライト量は、溶接金属断面を鏡面研磨し、水酸化ナトリウム溶液中で電解エッチングを行った後、光学顕微鏡観察により画像解析を行うことによって測定した。また、耐食性の評価は、溶接金属から採取した試験片の表面を＃６００エメリー紙で湿式研磨し、ＡＳＴＭＧ４８ＭｅｔｈｏｄＥ規定に準拠し、塩化第二鉄浸漬試験により限界孔食発生温度（ＣＰＴ）を測定した。
例えば、本発明例である表３の記号Ｎｏ．２では、表１の鋼材Ｂを表２のａの溶接材料を用いて、１２５０Ｊ／ｍｍの溶接入熱で、９９．６体積％Ａｒガス＋０．４体積％Ｎ_２混合ガスをシールドガスとして用い、ＴＩＧ溶接で溶接継手を作製した場合であり、溶接入熱量が１０００Ｊ／ｍｍを超えるため、上記の（式２）で計算した限界窒素ガス量は０．２９体積％となり、本発明範囲内に入っている。その結果、溶接金属のフェライト量は５９体積％となり、その溶接金属の限界孔食発生温度（ＣＰＴ）は、表１に示した鋼材Ｂの限界孔食発生温度（ＣＰＴ）と同等の１５℃となった。

このように表３から明らかなように、本発明範囲のシールドガス、すなわち、入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以下の場合は、窒素ガス量が３．６×１０^−６Ｑ^２−６．４×１０^−３Ｑ＋３（体積％）以上、入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以上の場合は、窒素ガス量が３．３×１０^−８Ｑ^２＋３×１０^−４Ｑ−０．１３３（体積％）以上となるＡｒガスと窒素の混合ガスをシールドガスとして溶接したＮｏ．１〜Ｎｏ．９の本発明例は、溶接金属のフェライト量が６５体積％以下となり、また、限界孔食発生温度（ＣＰＴ）も、表１に示した各鋼材の限界孔食発生温度（ＣＰＴ）と同等であり、本発明によって、溶接金属の耐食性が鋼材同等であることがわかる。

一方、Ｎｏ．１０、１２および１５の比較例は、溶接入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以下であり、その入熱量から上記の（式１）を用いて計算した限界窒素ガス量より少ない窒素ガス量の混合ガスを使用したため、溶接金属のフェライト量は６５体積％より多く、さらに、限界孔食発生温度（ＣＰＴ）も、表１に示した各鋼材の限界孔食発生温度（ＣＰＴ）より低くなっている。

また、Ｎｏ．１１、１３、１４、１６および１７の比較例は、溶接入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以上であり、その入熱量から上記の（式２）を用いて計算した限界窒素ガス量より少ない窒素ガス量の混合ガスを使用したため、溶接金属のフェライト量は６５体積％より多く、さらに、限界孔食発生温度（ＣＰＴ）も、表１に示した各鋼材の限界孔食発生温度（ＣＰＴ）より低くなっている。

Ｎｏ．１８、１９の比較例は、溶接入熱量が１０００Ｊ／ｍｍ以上であり、その入熱量から上記の（式２）を用いて計算した限界窒素ガス量より多い窒素ガス量の混合ガスを使用して溶接しているため、溶接金属のフェライト量は６５体積％より少ないが、鋼材のＣｒ量が１８％未満、あるいは、鋼材のＮ量が０．１％未満のため、限界孔食発生温度（ＣＰＴ）は、表１に示した鋼材の限界孔食発生温度（ＣＰＴ）より低くなっている。

以上から、本発明の二相ステンレス鋼の溶接方法を適用することにより、溶接金属の耐食性が向上し、腐食環境下で鋼材同等の優れた耐食性を有する溶接継手が得られることが判明した。

本発明によれば、二相ステンレス鋼を溶接して形成された溶接金属の耐食性を向上させ、腐食環境下で溶接金属部の耐食性を大幅に改善させるものである。その結果、従来から課題であった二相ステンレス鋼の溶接金属部の耐食性の低下が改善され、海洋構造物、海水淡水化装置などの耐海水性、耐海塩粒子性、および、種々の化学プラント、食品製造プラント、貯蔵タンクなどの耐塩化物性が要求される分野で使用される溶接構造物としての適用が拡大され、産業上寄与するところは極めて大である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜６．０％、
Ｎｉ：０．１〜７．０％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５〜４．０％、
Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、
Ｎ：０．１〜０．３０％、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、フェライトとオーステナイトの二相組織であり、フェライト量が３０〜７０体積％である二相ステンレス鋼母材と溶接金属部とからなる溶接継手であって、
当該溶接金属部のフェライト量が６５体積％以下であることを特徴とする二相ステンレス鋼の溶接継手。
前記二相ステンレス鋼母材は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＷ：１．０％以下の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に記載の二相ステンレス鋼の溶接継手。
質量％で、
Ｃ：０．０２５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜６．０％、
Ｎｉ：０．１〜７．０％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５〜４．０％、
Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、
Ｎ：０．１〜０．３０％、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、フェライトとオーステナイトの二相組織であり、フェライト量が３０〜７０体積％となる二相ステンレス鋼を、入熱量Ｑ（Ｊ／ｍｍ）の非消耗電極式溶接で、かつ、シールドガスとして、Ａｒガスと窒素ガスとの混合ガスを用いて溶接する方法であって、
窒素ガス量が次式で表されることを特徴とする二相ステンレス鋼の溶接方法。
Ｑ≦１０００Ｊ／ｍｍの場合
窒素ガス量（体積％）≧３．６×１０^−６Ｑ^２−６．４×１０^−３Ｑ＋３
Ｑ≧１０００Ｊ／ｍｍの場合
窒素ガス量（体積％）≧３．３×１０^−８Ｑ^２＋３×１０^−４Ｑ−０．１３３
但し、入熱量Ｑ（Ｊ／ｍｍ）＝溶接電流Ｉ（Ａ）×溶接電圧Ｖ（Ｖ）／溶接速度ｖ（ｍｍ／秒）
前記二相ステンレス鋼は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＷ：１．０％以下の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３に記載の二相ステンレス鋼の溶接方法。
質量％で、
Ｃ：０．０２５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜６．０％、
Ｎｉ：０．１〜７．０％、
Ｃｒ：１８〜２７％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｍｏ：０．０５〜４．０％、
Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、
Ｎ：０．１〜０．３０％、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、フェライトとオーステナイトの二相組織であり、フェライト量が３０〜７０体積％である二相ステンレス鋼母材とフェライト量が６５体積％以下である溶接金属部とからなる溶接継手を、請求項３に記載の二相ステンレス鋼の溶接方法によって製造することを特徴とする二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
前記二相ステンレス鋼母材は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＷ：１．０％以下の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５に記載の二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。