CN1816417A - 奥氏体系钢焊接接头 - Google Patents

奥氏体系钢焊接接头 Download PDF

Info

Publication number
CN1816417A
CN1816417A CNA2004800159794A CN200480015979A CN1816417A CN 1816417 A CN1816417 A CN 1816417A CN A2004800159794 A CNA2004800159794 A CN A2004800159794A CN 200480015979 A CN200480015979 A CN 200480015979A CN 1816417 A CN1816417 A CN 1816417A
Authority
CN
China
Prior art keywords
following
welding
weld metal
toughness
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CNA2004800159794A
Other languages
English (en)
Other versions
CN100445020C (zh
Inventor
小川和博
五十岚正晃
仙波润之
大村朋彦
宫原光雄
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Metal Industries Ltd filed Critical Sumitomo Metal Industries Ltd
Publication of CN1816417A publication Critical patent/CN1816417A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100445020C publication Critical patent/CN100445020C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3066—Fe as the principal constituent with Ni as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/16—Arc welding or cutting making use of shielding gas
    • B23K9/173—Arc welding or cutting making use of shielding gas and of a consumable electrode
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/06—Tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/10—Pipe-lines
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/12—Vessels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B23K2103/05—Stainless steel
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12292—Workpiece with longitudinal passageway or stopweld material [e.g., for tubular stock, etc.]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Pressure Vessels And Lids Thereof (AREA)
  • Fuel Cell (AREA)

Abstract

本发明提供一种高压氢配管、容器等所要求的低温韧性、耐氢脆化特性，特别是在焊接部也优异的高强度的奥氏体系钢焊接接头。焊接金属，以质量％计，含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：3％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：15.0～25.0％、Ni：30％以上、Mo：10％以下及/或W：10％以下、和Nb：2.5～5.0％，并且含有Al：3.0％以下及/或Ti：0.5％以下，并且满足下式的量(Ti+Al)＞Nb/8，剩余部由Fe以及杂质构成，焊接母材，以质量％计，含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：3～30％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：15～30％、Ni：5～30％、N：0.10～0.50％，还含有Mo：0.01％以下、W：10％以下、V：0.001～1.0％、Al：0.10％以下、Ti：0.01％以下、Zr：0.01％以下、以及Hf：0.01％以下中至少一种，剩余部由Fe以及杂质构成。

Description

奥氏体系钢焊接接头
技术领域
本发明涉及一种奥氏体系钢的构件，其为在氢气氛下使用的构件，具有优异的例如高压氢用配管所要求的特性的可焊性、低温韧性、耐氢催脆化特性，并且强度高。更详细地说，本发明涉及一种具有低温韧性、耐氢脆化性、强度优异的焊接金属的奥氏体系钢焊接接头。
背景技术
当今，对燃料电池汽车的实用化的期待日益高涨，也不仅限用于燃料电池汽车，从其使用环境的准备的观点出发，用于设置在氢供应站等的高压氢用贮藏容器、配管、阀等的材料的开发也在积极地进行。这种高压环境据称为50MPa以上。
在通常的氢环境中，据称耐氢脆化敏感性优异的奥氏体系不锈钢适于使用。因此，为了使这样的奥氏体系不锈钢能够承受50MPa以上的高压氢的环境，进行了诸多的高强度化的尝试。例如提出了，在母材中，在提高Mn量而增加N的溶解度之外，通过较多地添加N、V进行适当的热处理，从而得到高强度。
但是，即使可以使母材高强度化，在其焊接部中，由于焊接金属受到熔融凝固，还有由于焊接热影响部在焊接时受到加热·冷却，所以强度低下多有发生，即使是奥氏体系焊接金属也很难得到高强度。因此，以往，采用通过焊接后的热处理使微细的粒子析出而强化的方法。
例如，在特开平5-192785号公报、特开平10-146692号公报中公开了，由添加Ti、Al的Ni基合金构成焊接金属，通过将其在特定的温度范围内加热，使被称作γ’相的微细的金属间化合物(Ni3Al、Ni3Ti)析出，而能够强化焊接金属。但是，这些焊接金属具有如下问题，焊接高温破裂敏感性高，根据上述金属间化合物的析出强化容易发生韧性下降。
但是，即使实现这样的高强度化，在50MPa以上的高压氢的环境下，也判明了能够明显地看到在通常的压力下没有经验过的低温脆化以及氢脆化，特别是焊接金属的低温脆化以及氢脆化。
在高压氢环境下使用的机器类中，不仅是高强度，更强烈要求母材以及焊接金属耐氢脆化以及耐低温韧性。
发明内容
本发明的课题在于，提供一种高强度的奥氏体系钢焊接接头，其在作为燃料电池汽车、氢供应站等中所用的高压氢配管、容器等所要求的特性的低温韧性、耐氢脆化特性特别是在焊接金属中优异。
在此，在包含焊接接头部的装置以及机器所用的材料的设计中，有必要考从母材以及焊接金属双方进行考察，但是本发明中，对在材质上特性恶化特别明显的焊接金属的问题点的解决进行了探讨。
本发明者们发现，作为确保焊接金属的强度的方法，以高Ni合金为母材，在其中添加Al、Ti、Nb，进行适当的焊接后热处理，使Ni3(Ti、Al、Nb)微细析出分散而强化十分有效。但是，为了确保焊接金属的抗拉强度800MPa以上的高强度焊接金属的韧性、耐氢脆化特性，有必要选择缓和强化元素的凝固偏析的成分的组合，本发明中设为，含有Nb：2.5～5％，在含有Al以及Ti中的一种以上Al：3％以下、Ti：0.5％以下的范围内，并且满足(Ti+Al)＞Nb/8的量。
如上所述，在通过仅添加Ti、Al进行强化中，由凝固偏析使最终凝固部Ti、Al浓化的结果，即使进行时效热处理也不能得到均一的Ni3Al、Ni3Ti的微细的分散，在Ti、Al浓化部中，Ni3Al、Ni3Ti优先成长粗大化，不仅不能得到高强度，还会导致韧性、耐氢脆化特性的下降。
还有，在由Nb单独析出强化时，在最终凝固部Nb浓化的结果，也是不能充分确保强度和韧性、耐氢脆化特性。
在此，根据本发明，以Nb为主体，添加某种值以上的Al及/或Ti。
即，因为Ti、Al、Nb在凝固时容易偏析，所以导致韧性、耐氢脆化特性的下降。但是，根据Nb的量，复合添加一定量的Al及/或Ti，则在凝固的后期阶段，因为从液相中生成别的凝固核，并以其为中心别的固相成长，所以作为其结果，最终凝固部分散。由此，最终凝固部自身不是一个面(a large single phase)，而是作为很多小的面(finely dispersedphases)分散，在时效热处理时微细的Ni3(Ti、Al、Nb)均已分散，在高强度下也能够提高韧性、耐氢脆化特性。
在通过如上述的析出强化而得到高强度的高Ni合金中，成为焊接高温破裂的主要原因、由凝固偏析而连续的液相的残留，因为由于最终凝固部的分散而被分断，所以同时也实现了高温破裂的防止。
在此，本发明，如下所述。
(1)一种奥氏体系钢的焊接接头，由焊接母材和焊接金属构成，其特征在于，上述焊接金属，以质量％计，含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：3％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：15.0～25.0％、Ni：30％以上、Mo：10％以下及/或W：10％以下、和Nb：2.5～5.0％，并且含有Al：3.0％以下及/或Ti：0.5％以下，并且满足下式的量
(Ti+Al)＞Nb/8
剩余部由Fe以及杂质构成。
(2)根据(1)所述的奥氏体系钢的焊接接头，其特征在于，上述奥氏体系钢的焊接母材，以质量％计，含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：3～30％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：15～30％、Ni：5～30％、N：0.10～0.50％，还含有Mo：0.01％以下、W：10％以下、V：0.001～1.0％、Al：0.10％以下、Ti：0.01％以下、Zr：0.01％以下、以及Hf：0.01％以下中至少一种，剩余部由Fe以及杂质构成。
本发明的焊接接头，在50MPa以上的高压氢环境下也不会出现氢脆性，因为没有表现出耐蚀性的劣化，所以能够用于燃料电池汽车或氢供应站等的机器类，例如，能够用于构成高压氢用容器、配管及阀类等。
附图说明
图1是集中表示实施例的结果的图。
具体实施方式
分别对本发明的焊接接头的焊接金属以及焊接母材的钢组成的如上所述的限定理由进行说明。
在本说明书中表示钢组成的“％”，特别是没有特别限制时，是“质量％”。
本发明，在具有分散有细微的γ’相的焊接金属的焊接接头中，具有其特征，此时的焊接金属的钢组成如上所述的规定理由如下所述。
C：
C具有提高强度的效果，但是另一方面，因为形成碳化物，所以超过0.04％则合金的延展性以及韧性大幅下降，因此设为0.04％以下。优选为0.03％以下。进一步优选为0.02％以下。
Si：
Si是作为脱氧元素所必要的元素，但是因为在焊接金属中生成金属间化合物使韧性劣化，所以含量低较好，设其上限值为1.0％。优选Si的含量为0.50％以下，进一步优选为0.20％以下。
Mn：
Mn是作为脱氧元素有效的元素，但是因为从韧性的观点出发，含量的较好，所以其含量上限值设为3％。优选为1％以下。
P：
P大量含有因为有可能使钢的韧性劣化，所以限制在0.02％以下。
S：
S在晶界偏析，是减弱结晶粒的结合力，使可焊性劣化，极为有害的元素，因为其上限的限制很重要，所以设为0.005％以下。
Cr：
Cr是为了提高高压气体环境下的耐蚀性所必要的元素。从此效果的观点出发，下限值设为15.0％。但是，因为使其过量含有，则会损害韧性、加工性的机械的性质，所以上限值设为25.0％。优选为17～22％。
Ni：
Ni作为母材的构成元素不仅使奥氏体相稳定化，而且用于使γ’相(Ni3(Ti、Al、Nb)金属间化合物)微细地分散十分重要。γ’相微细析出效果，在Ni：30％以上时有效。优选为40％以上，80％以下。
还有，Ni是为了得到稳定的奥氏体组织，还有是为了确保耐渗碳性不可缺少的元素，特别是为了提高由γ’相的析出强化效果，希望越多越好。
Mo、W：
Mo以及W，主要作为固溶强化元素有效，至少应当含有一种，通过强化基材的奥氏体相而使强度提高。使其过量含有，则因为会析出成为韧性下降的主要原因的金属间化合物，所以设为Mo：10％以下、W：10％以下。
还有，对N没有进行特别的限定，但是通常使其含有0.1％以下。
Nb：
Nb通过Al及/或Ti的符合添加形成γ’相(Ni3(Ti、Al、Nb)金属间化合物)，能够期待其的析出强化作用，不仅如此，在焊接金属中与Al及/或Ti共存，则在凝固的后期阶段，从液相中形成别的凝固核，以其为中心别的固相成长，所以作为其结果，最终凝固部被分散。由此，最终凝固部自身不是一个面，而是作为很多小的面分散，在时效热处理时，微细的γ’相均已分散，即使具有高强度也能够确保韧性、耐氢脆化特性。为了此微细核的生成，使其含有2.5％以上的Nb。但是，过量含有相反会导致粗大的金属间化合物生成，使韧性、耐氢脆化特性劣化，所以设为5.0％以下。优选为3～4.5％。
Al及/或Ti，(Ti+Al)＞Nb/8
可以至少使其含有Al以及Ti中的一种，但优选为同时含有Al以及Ti。
Al过量添加相反会导致粗大的金属间化合物生成，使韧性、耐氢脆化特性劣化，所以Al的上限设为3.0％以下。
Ti过量添加相反会导致粗大的金属间化合物生成，使韧性、耐氢脆化特性劣化，所以设为0.5％以下。
此外，Al及/或Ti，通过与Nb的复合添加，形成γ’相(Ni3(Ti、Al、Nb)金属间化合物)，能够期待其的析出强化作用，不仅如此，与Nb共存，则在凝固的后期阶段，从液相中形成别的凝固核，以其为中心别的固相成长，所以作为其结果，最终凝固部被分散。由此，最终凝固部自身不是一个面，而是作为很多小的面分散，在时效热处理时，微细的γ’相均已分散，即使具有高强度也能够确保韧性、耐氢脆化特性。
在此时的微细的凝固核生成中，满足(Ti+Al)＞Nb/8的条件十分重要。
图1是表示(Ti、Al)的含量和Nb含量对材质的影响的图，将上述各合金元素的作用效果在图中表示，其中将后述的实施例的结果用白圈或×标表示。
图中，区域(I)是因为Nb含量少，析出强化不充分，所以强度低的区域。区域(II)是因为Nb的含量超过5％，所以生成粗大的金属间化合物，韧性不充分的区域。区域(III)是不满足(Ti+Al)＞Nb/8的关系的区域，能够看到Nb的凝固偏析，因此韧性下降以及氢脆化显著的区域。区域(IV)是(Ti、Al)的含量过多的区域，Nb的凝固偏析不可避免，可以看到韧性下降然后氢脆化的区域。
即，Ti、Al、Nb对改善焊接金属的强度有效，但是过量添加，则焊接金属在凝固时易发生偏析，凝固偏析易生成。发生凝固偏析，则会导致韧性和耐氢脆化特性的下降。因此，在本发明中，通过限定Ti、Al、Nb的含量，使其满足(Ti+Al)＞Nb/8，因为在凝固的后期阶段从液相生成别的凝固核，并以其为中心固相成长，使Nb微细地分散，所以能够抑制凝固偏析。
即，在图1所示范围内，如果添加Ti、Al、Nb，则最终凝固部自身不是一个面，而是作为很多小的面分散，作为结果，在焊接后的热处理时，微细的Ni3(Ti、Al、Nb)均已分散。其结果，不仅能够得到高强度的焊接金属，而且能够得到韧性和耐氢脆化特性优异的焊接金属。
在构成本发明的焊接接头的焊接金属中，残余部是Fe以及不可避免的杂质。作为此时的杂质，可以举出从Cu、Co或母材混入的V、Zr、Hf等等，气合计限制在0.5％以下。
在本发明中，在焊接母材中除被认为对耐氢脆化特性表示充分的抵抗性的奥氏体系钢之外，没有特别的限定，但是在特别是要求优异的耐氢脆化性以及低温韧性的50MPa以上的高压氢环境下使用的焊接接头的情况下，这样的奥氏体系钢，其优选方式位具有如下所述的钢组成。
C：
在奥氏体系钢中，经常会有M23C6型碳化物(M是Cr、Mo、Fe等)和MC型碳化物(M是Ti、Nb、Ta等)析出提高耐蚀性的情况。但是，在本发明中并不是必须有碳化物的析出，因为这些碳化物有时在晶界析出会对韧性等产生不好影响，所以C优选限制为0.04％以下。进一步优选为0.02％以下。还有，C越少越好，但是C含量极端减少会导致精炼成本上升，所以在实用上希望为0.0001％以上。
Si：
Si作为对高氧化性的环境下的耐蚀性的提高有效的元素而周知，但是使其过量含有，则与Ni、Cr等形成金属间化合物，帮助σ相等的金属间化合物的生成，有时会显著使热加工性下降。因此，Si的含量优选设为1.0％以下。进一步优选为0.5％。还有，Si越少越好，但是考虑到精炼成本，进一步希望在0.001％以上。
Mn：
Mn是低价的使奥氏体稳定化的元素。在本发明中，通过与Cr、Ni、N等的适当的组合，有助于高强度和提高延展性以及韧性。因此，优选使其含有Mn为3％以上，但是超过30％则因为有时会降低热加工性和适应性(耐候性)，所以3～30％为最佳含量。还有，Mn含量进一步优选为5～22％。
Cr：
Cr作为使在高氢气环境下的耐蚀性提高的元素，是很重要的元素，优选含有15％以上。含量超过30％过多，则有损于延展性以及韧性，CrN、Cr2N等的氮化物和M23C6型碳化物容易大量生成。因此，Cr的最佳含量为15～30％。
Ni：
Ni作为使奥氏体稳定化的元素添加，但是在本发明中，通过和Cr、Mn、N等的适当的组合，有助于高强度化和延展性以及韧性的提高。因此，Ni含量优选设为5％以上，超过30％则效果不再增大，会使材料成本上升，所以在本发明中Ni含量为5～30％。
P、S：
P以及S，大量含有则任一均会对钢的韧性等有不好影响的元素。通常作为杂质而含有，分别优选为0.02％以下、0.005％以下。进一步优选为P：0.01％以下，S：0.003％以下。
N：
N使最终要得固溶强化元素，在Mn、Ce、Ni、C等的适当的含量范围内有助于高强度化，并且抑制σ相等的金属间化合物的生成，有助于提高韧性。在本发明中，优选含有0.10％以上。但是，超过0.50％则因为不能避免CrN、Cr2N等的六方晶系的氮化物生成，所以其最佳含量为0.10～0.50％。
Al：
Al作为脱氧剂有效，但是在Ni为30％以下的母材中超过0.10％大量残留，有助于σ相等的金属间化合物的生成。还有，从脱氧效果的观点出发希望为0.001％以上。
Mo、W、V、Ti、Zr、Hf：
这些元素至少含有一种，任一均是具有促进立方晶系的氮化物的生成的作用效果。
分别优选为Mo：10％以下、W：10％以下、V：0.001～1.0％、Ti：0.01％以下、Zr：0.01％以下、Hf：0.01％以下。
特别是Mo、W是固溶强化元素，使其至少含有一种。进一步优选为分别至少含有一种6.0％以下。
V有助于高强度化和进一步提高延展性以及韧性，还有助于大幅提高耐氢脆化性。进一步优选为0.05～1.0％。
Ti、Zr、Hf如上所述具有促进立方晶系的氮化物的生成的作用效果，另一方面，因为有损于V系氮化物的生成，还有因为其自身的氮化物与奥氏体母相的整合性不好，所以分别优选限制为0.01％以下。
焊接母材的钢组成的残余部是Fe，作为不可避免的杂质，允许Cu、Co等合计在0.5％以下左右。
在此，本发明的焊接金属，是焊接母材和焊接材料混合熔融的结果所得到的焊接金属，限定其的钢组成能够满足本发明的要件即可，在其限定中，焊接时所用的焊接母材以及焊接材料的钢组成在本发明中没有特别限定。
实际上，有必要根据所用的母材的组成选择焊接材料，但是作为焊接金属的组成的木材组成的比率所定义的母材稀释率，通过焊接法而决定，例如在TIG、MIG焊接中为5～30％左右，在埋弧焊中为40～60％左右。
换而言之，在本发明中因为规定了焊接金属的钢组成，所以焊接母材通过由焊接法考虑稀释率而能够容易地决定。
因此，如果决定了母材的组成，则可以在设想的母材稀释率的范围，使焊接金属组成处于本发明的范围内而进行计算选定焊接材料组成。
在本发明的焊接接头中，焊接金属进而焊接母材限定为具有上述的钢组成，其焊接法没有特别的限定，通常如上所述可以使用TIG、MIG、被覆焊(例：埋弧焊法)。
如此得到的焊接金属，通过在550～700℃进行2～100小时左右的时效热处理，而能够得到抗拉强度800MPa以上的高强度。
本发明的焊接接头，能够在构成燃料电池汽车用的氢供应站等的装置·机器类时使用，例如，在组装高压氢用容器、配管，此外阀等，通过在组装时使用，能够得到充分的安全性。当然也能够作为燃料电池车的构成要素(例：容器、配管、阀)进行利用。
因此，本发明也能够说是具备上述焊接接头的高压氢用容器、配管或阀等的机器。
接着，对本发明的作用效果，基于实施例进行更具体地说明。
实施例
将表1所示的化学组成的代号M1～M4的母材，经50kg真空高频炉溶解后，由锻造形成25mm厚的板材，在1000℃保持1小时进行水冷热处理，形成焊接母材的供试材。
还有，将同样表1所示的化学组成的代号W1～W5、Y1～Y5的合金，经50kg真空高频炉溶解后，加工成外径2mm的线材，作为焊接材料。
为了评价焊接部的特性，使用上述焊接母材以及焊接材料，按以下要领制造焊接接头，实施焊接金属的特性的评价试验。
在从上述焊接母材所得的厚25mm、宽100mm、长200mm的板材上设置单侧20度的V型开口，相同成分的板材进行组合构成被焊接材，接着，通过对其四周进行被覆焊(3焊道)将其完全固定于厚50mm、宽150mm、长250mm的钢板上。
相对于所进行的准备的被焊接材，通过将表1所示焊接材料和表2所示母材进行组合，通过TIG焊接在被焊接材的开口内进行多层焊接制作焊接接头。此时的焊接条件设为焊接电流130A、焊接电压12V、焊接速度15cm/min。
所得到的焊接金属的钢组成的分析数据在同表2中表示，其是焊接金属的中心现区域的分析数据。
从如此得到的焊接接头，进行650℃×2～10小时的时效热处理后，切出各试验片。抗拉试验片，具有外径6mm、长30mm的平行部，在其平行部的中央具有焊接金属，在与焊接线的垂直方向采取。在氢气环境下进行抗拉试验的试验片，具有外径2.54mm、长30mm的平行部，在其平行部的中央具有焊接金属，在与焊接线的垂直方向采取。还有，在焊接金属中央具有深2mm的V型槽的10×10×55mm的摆锤冲击试验片，在与焊接线的垂直方向采取。
使用这些试验片在常温进行抗拉试验、接着在0℃进行摆锤冲击试验，评价焊接接头的强度、低温韧性。
还有，在氢气环境下的抗拉试验，在常温75MPa的高压氢气环境下以应变速度10-4(/s)而实施。
结果在表3中表示，在其评价中，在本发明的焊接接头的焊接金属中，抗拉强度为800MPa以上，0℃的低温韧性为摆锤吸收能20J以上，耐氢脆化特性为在氢气环境下和大气中的抗拉试验的破断延展性的比为0.8以上时，分别设为良好(○)，其中任一不是时由”×”表示。
这些结果，在图1中也有表示。
焊接金属在本发明的钢组成范围内的接头代号A1～A7中，抗拉强度为800MPa，韧性为摆锤冲击吸收能为20J以上，耐氢脆化特性为在氢气环境下和大气中的抗拉试验时的破断延展性的比为0.8以上，表示为即使高强度也具有优异的韧性和耐氢脆化特性。
还有，抗拉试验的破断位置在大气下是焊接母材部，由此可知焊接金属具有其破断强度以上的抗拉强度。另一方面，是氢气环境下的焊接金属。韧性，是试验片中心的焊接金属其自身的值。
对此，在图1所示的本发明范围之外的情况下，在最重要的凝固的后期阶段，因为从液相中形成别的凝固核，并以其为中心别的固相成长，所以作为其结果，在不满足作为用于最终凝固部分散的要件的(Ti及/或Al)＞Nb/8的代号B1～B5中，在高强度中，不能得到优异的韧性和耐氢脆化特性。
表1
  C   Si   Mn   P   S   Ni   Cr   Mo   W   Ti   Al   Nb   V   N
  母材   M1   0.024   0.32   10.2   0.017   0.001   8.75   18.3   2.32   0.12   0.01   0.01   -   0.08   0.27
  M2   0.018   0.25   5.25   0.009   0.001   20.3   24.8   -   0.23   0.01   3.2   -   0.45   -
  M3   0.022   0.32   0.88   0.017   0.001   10.4   17.5   2.21   -   0.01   0.01   -   -   0.02
  M4   0.026   0.38   6.25   0.015   0.001   9.25   19.3   2.45   -   0.03   -   -   0.06   0.26
焊接材料   W1   0.018   0.18   0.97   0.016   0.003   37.7   22.3   7.52   -   0.23   0.93   3.87   -   0.02
  W2   0.035   0.24   1.23   0.018   0.001   50.3   25.4   6.25   -   -   1.28   4.35   -   0.02
  W3   0.025   0.19   0.57   0.011   0.002   71.2   21.7   -   -   -   2.55   4.85   -   0.03
  Y1   0.026   0.35   1.07   0.018   0.003   42.3   19.7   5.36   -   0.12   0.11   4.38   -   0.02
  Y2   0.022   0.28   0.98   0.019   0.003   51.2   26.5   -   -   -   1.71   6.25   -   0.02
  Y3   0.019   0.43   1.25   0.018   0.002   48.8   22.7   -   -   0.41   3.87   3.57   -   0.03
  W4   0.018   0.21   1.05   0.017   0.003   38.9   22.8   7.71   -   0.12   0.61   4.92   -   0.02
  W5   0.026   0.45   0.96   0.015   0.001   40.2   21.5   7.71   -   0.45   -   3.51   -   0.26
  Y4   0.021   0.18   0.97   0.016   0.003   37.7   22.3   7.52   -   -   -   3.87   -   0.02
  Y5   0.019   0.24   0.94   0.016   0.002   34.8   21.9   6.98   -   0.25   0.68   -   -   0.02
表2
  母材   焊接材料                                                                                 焊接金属
  C   Si   Mn   P   S   Ni   Cr   Mo   W   Ti   Al   Nb   N   Al+Ti   Al+Ti-Nb/8
  本发明例   A1   M1   W1   0.019   0.20   2.36   0.016   0.003   33.3   21.7   6.73   0.02   0.20   0.79   3.29   0.058   0.99   0.58
  A2   M1   W2   0.033   0.25   2.59   0.018   0.001   44.0   24.3   5.66   0.02   -   1.09   3.69   0.058   1.09   0.62
  A3   M1   W3   0.025   0.21   2.03   0.012   0.002   61.8   21.2   0.35   0.02   -   2.17   4.12   0.066   2.17   1.65
  A4   M2   W1   0.018   0.19   1.62   0.015   0.003   35.1   22.7   6.38   0.03   0.20   1.27   3.29   0.017   1.47   1.06
  A5   M3   W1   0.019   0.21   1.04   0.015   0.003   30.4   21.7   6.43   -   0.19   0.81   3.39   0.058   1.00   0.58
  A6   M1   W4   0.019   0.23   2.36   0.017   0.003   34.6   22.2   6.94   0.02   0.10   0.52   4.22   0.056   0.63   0.10
  A7   M4   W5   0.026   0.44   1.75   0.015   0.001   35.6   21.2   6.93   -   0.39   -   2.98   0.260   0.39   0.01
  比较例   B1   M1   Y1   0.026   0.35   2.45   0.018   0.003   37.2   19.5   4.90   0.02   0.10   0.09   3.72   0.058   0.20   -0.27
  B2   M1   Y2   0.022   0.29   2.37   0.019   0.003   44.8   25.3   0.35   0.02   -   1.45   5.31   0.058   1.45   0.79
  B3   M1   Y3   0.020   0.41   2.60   0.018   0.002   42.7   22.0   0.35   0.02   0.35   3.29   3.03   0.066   3.64   3.26
  B4   M1   Y4   0.021   0.20   2.35   0.016   0.003   33.4   21.7   6.74   0.02   -   -   3.29   0.057   -   -0.40
  B5   M1   Y5   0.020   0.25   2.33   0.016   0.002   30.9   21.4   6.28   0.02   0.21   0.58   -   0.057   0.79   -
表3
  母材   焊接材料   接头抗拉强度   韧性   耐氢脆化特性
  本发明例   A1   M1   W1   ○   ○   ○
  A2   M1   W2   ○   ○   ○
  A3   M1   W3   ○   ○   ○
  A4   M2   W1   ○   ○   ○
  A5   M3   W1   ○   ○   ○
  A6   M1   W4   ○   ○   ○
  A7   M4   W5   ○   ○   ○
  比较例   B1   M1   Y1   ○   ×   ×
  B2   M1   Y2   ○   ×   ×
  B3   M1   Y3   ○   ×   ×
  B4   M1   Y4   ○   ×   ×
  B5   M1   Y5   ×   ×   ×
(工业上的可利用性)
根据本发明，能够提供作为高压氢用配管、容器等所要求的特性的低温韧性、耐氢脆化特性，特别是在焊接部中也优异的高强度的奥氏体系钢焊接接头。因此，例如在构成燃料电池汽车或氢供应站的高压氢的贮藏用容器、配管、阀时，本发明的焊接接头特别有用，由此可知本发明在当今意义重大。

Claims (6)

1.一种奥氏体系钢的焊接接头，是由奥氏体系钢的焊接母材和焊接金属构成的焊接接头，其特征在于，
所述焊接金属以质量％计含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：3％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：15.0～25.0％、Ni：30％以上、Mo：10％以下及/或W：10％以下、以及Nb：2.5～5.0％，并且将Al：3.0％以下及/或Ti：0.5％以下含有满足下式的量，
(Ti+Al)＞Nb/8，剩余部由Fe以及杂质构成。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系钢的焊接接头，其特征在于，所述奥氏体系钢的焊接母材，以质量％计，
含有C：0.04％以下、Si：1.0％以下、Mn：3～30％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Cr：15～30％、Ni：5～30％、N：0.10～0.50％，还含有Mo：0.01％以下、W：10％以下、V：0.001～1.0％、Al：0.10％以下、Ti：0.01％以下、Zr：0.01％以下、以及Hf：0.01％以下中至少一种，乘余部由Fe以及杂质构成。
3.根据权利要求1或2所述奥氏体系钢的焊接接头，其特征在于，在50MPa以上的高压氢环境下使用。
4.根据权利要求1或2所述奥氏体系钢的焊接接头，其特征在于，构成在50MPa以上的高压氢环境下使用的容器、配管、或阀。
5.一种高压氢用容器，具有如权利要求1或2所述的奥氏体系钢焊接接头。
6.一种高压氢用配管，具有如权利要求1或2所述的奥氏体系钢焊接接头。
CNB2004800159794A 2003-06-10 2004-06-08 奥氏体系钢焊接接头 Expired - Fee Related CN100445020C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP165669/2003 2003-06-10
JP2003165669 2003-06-10

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1816417A true CN1816417A (zh) 2006-08-09
CN100445020C CN100445020C (zh) 2008-12-24

Family

ID=33549223

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB2004800159794A Expired - Fee Related CN100445020C (zh) 2003-06-10 2004-06-08 奥氏体系钢焊接接头

Country Status (8)

Country Link
US (1) US7393597B2 (zh)
EP (1) EP1645355B1 (zh)
JP (1) JP4265604B2 (zh)
KR (1) KR100663720B1 (zh)
CN (1) CN100445020C (zh)
CA (1) CA2528406C (zh)
DE (1) DE602004019089D1 (zh)
WO (1) WO2004110695A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
CN101945724A (zh) * 2007-12-17 2011-01-12 埃克森美孚研究工程公司 通过应变硬化的高强度镍合金焊接
CN102615406A (zh) * 2011-01-31 2012-08-01 林德股份公司 焊接方法
CN103945976A (zh) * 2011-11-21 2014-07-23 株式会社神户制钢所 耐回火脆化特性优异的焊接金属
CN104073738A (zh) * 2014-07-16 2014-10-01 苏州大学 奥氏体耐热钢及其制备方法
CN106061670A (zh) * 2014-02-26 2016-10-26 新日铁住金株式会社 焊接接头以及焊接接头的制造方法
CN109070281A (zh) * 2016-03-31 2018-12-21 新日铁住金株式会社 焊接结构构件

Families Citing this family (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101939454A (zh) * 2007-12-17 2011-01-05 埃克森美孚研究工程公司 通过沉淀硬化的高强度镍合金焊缝
JP5552284B2 (ja) * 2009-09-14 2014-07-16 信越化学工業株式会社 多結晶シリコン製造システム、多結晶シリコン製造装置および多結晶シリコンの製造方法
US20120160363A1 (en) * 2010-12-28 2012-06-28 Exxonmobil Research And Engineering Company High manganese containing steels for oil, gas and petrochemical applications
EP2671669B1 (en) * 2011-02-01 2021-06-23 MITSUBISHI HEAVY INDUSTRIES, Ltd. Ni-BASED HIGH-CR ALLOY WIRE FOR WELDING, ROD FOR ARC-SHIELDED WELDING, AND METAL FOR ARC-SHIELDED WELDING
WO2012129505A1 (en) * 2011-03-23 2012-09-27 Scoperta, Inc. Fine grained ni-based alloys for resistance to stress corrosion cracking and methods for their design
ES2688605T3 (es) * 2011-07-06 2018-11-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Junta soldada de acero austenítico
CN104039483B (zh) 2011-12-30 2017-03-01 思高博塔公司 涂层组合物
AU2013329190B2 (en) 2012-10-11 2017-09-28 Scoperta, Inc. Non-magnetic metal alloy compositions and applications
KR101449150B1 (ko) 2012-11-27 2014-10-08 주식회사 포스코 극저온강의 용접이음부
CA2890476C (en) * 2012-11-22 2017-03-21 Posco Welded joint of extremely low-temperature steel, and welding materials for preparing same
JP5579316B1 (ja) * 2013-09-30 2014-08-27 大陽日酸株式会社 溶接施工方法及び溶接構造物
WO2015054637A1 (en) 2013-10-10 2015-04-16 Scoperta, Inc. Methods of selecting material compositions and designing materials having a target property
WO2015081209A1 (en) 2013-11-26 2015-06-04 Scoperta, Inc. Corrosion resistant hardfacing alloy
JP6186658B2 (ja) * 2013-11-29 2017-08-30 三菱重工業株式会社 溶接構造物の設計方法、及び溶接構造物の製造方法
KR20150066372A (ko) * 2013-12-06 2015-06-16 주식회사 포스코 내충격성 및 내마모성이 우수한 서브머지드아크용접 및 가스금속아크용접용 용접재료
KR20150066369A (ko) 2013-12-06 2015-06-16 주식회사 포스코 내충격성 및 내마모성이 우수한 플럭스코어드 아크 용접재료
CN106457481B (zh) * 2014-04-04 2018-05-11 特殊金属公司 高强度ni-cr-mo-w-nb-ti焊接产品及使用它焊接的方法和焊缝熔敷
US11130205B2 (en) 2014-06-09 2021-09-28 Oerlikon Metco (Us) Inc. Crack resistant hardfacing alloys
US10465267B2 (en) 2014-07-24 2019-11-05 Scoperta, Inc. Hardfacing alloys resistant to hot tearing and cracking
US10465269B2 (en) 2014-07-24 2019-11-05 Scoperta, Inc. Impact resistant hardfacing and alloys and methods for making the same
EP3234209A4 (en) 2014-12-16 2018-07-18 Scoperta, Inc. Tough and wear resistant ferrous alloys containing multiple hardphases
JP6477181B2 (ja) * 2015-04-07 2019-03-06 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP6638002B2 (ja) * 2015-08-12 2020-01-29 レール・リキード−ソシエテ・アノニム・プール・レテュード・エ・レクスプロワタシオン・デ・プロセデ・ジョルジュ・クロード 溶接継手の製造方法、及び溶接方法
CA2997367C (en) 2015-09-04 2023-10-03 Scoperta, Inc. Chromium free and low-chromium wear resistant alloys
AU2016321163B2 (en) 2015-09-08 2022-03-10 Scoperta, Inc. Non-magnetic, strong carbide forming alloys for powder manufacture
US10954588B2 (en) 2015-11-10 2021-03-23 Oerlikon Metco (Us) Inc. Oxidation controlled twin wire arc spray materials
KR102010042B1 (ko) * 2016-01-04 2019-08-13 주식회사 포스코 내충격성 및 내마모성이 우수한 플럭스코어드 아크 용접재료
WO2017165546A1 (en) 2016-03-22 2017-09-28 Scoperta, Inc. Fully readable thermal spray coating
ES2821173T3 (es) * 2016-03-31 2021-04-23 Nippon Steel Corp Miembro estructural soldado
US10493570B2 (en) 2016-05-02 2019-12-03 Exxonmobil Research And Engineering Company High manganese steel pipe with step-out weld zone erosion-corrosion resistance and method of making the same
CN110462082B (zh) * 2017-03-30 2021-04-30 日铁不锈钢株式会社 焊接性优良的氢用高Mn奥氏体系不锈钢、使用该不锈钢的焊接接头和氢用设备、以及焊接接头的制造方法
JP7011987B2 (ja) * 2018-07-31 2022-01-27 日立Ｇｅニュークリア・エナジー株式会社 Ｎｉ基溶接金属及び溶接構造物
AU2019363613A1 (en) 2018-10-26 2021-05-20 Oerlikon Metco (Us) Inc. Corrosion and wear resistant nickel based alloys
CN109894772B (zh) * 2019-04-29 2021-03-19 重庆大学 一种用于拳头式仿生结构大型热锻模具皮肤层的药芯丝材及其制备方法
CN116586823B (zh) * 2023-07-17 2023-10-13 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种中压输氢管道焊接用焊丝钢水和焊丝及其制备方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE635019A (zh) * 1962-11-21
JPS55100966A (en) * 1979-01-23 1980-08-01 Kobe Steel Ltd High strength austenite stainless steel having excellent corrosion resistance
JP3218567B2 (ja) 1990-09-28 2001-10-15 クロームアロイ・ガス・タービン・コーポレイション 高強力ニッケル基超合金類の溶接
CN1106070A (zh) * 1994-01-31 1995-08-02 沈阳重型机器厂 耐低温可焊接细晶粒厚度方向钢板
JPH07227693A (ja) * 1994-02-17 1995-08-29 Nippon Steel Corp 極低温鋼用溶接ワイヤ
JPH07310144A (ja) * 1994-05-13 1995-11-28 Nippon Steel Corp 超電導材生成熱処理後の極低温強度および靱性の優れたステンレス鋼
JPH09271982A (ja) 1996-04-01 1997-10-21 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd Ｎｉ−Ｃｒ基被覆アーク溶接棒
JPH1088289A (ja) * 1996-09-12 1998-04-07 Hitachi Ltd 高耐食性高強度Ｃｒ−Ｍｎ系オーステナイト焼結鋼とその製造方法及びその用途
JPH10146692A (ja) 1996-11-14 1998-06-02 Nkk Corp Ｎｉ基合金用不活性ガスアーク溶接材料
JP3329262B2 (ja) * 1998-03-26 2002-09-30 住友金属工業株式会社 耐再熱割れ性に優れる溶接材料および溶接継手
JP3888058B2 (ja) * 1998-10-02 2007-02-28 住友金属パイプエンジ株式会社 低熱膨張係数合金製の溶接構造物および溶接材料
JP2001107196A (ja) * 1999-10-07 2001-04-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料
KR100532877B1 (ko) * 2002-04-17 2005-12-01 스미토모 긴조쿠 고교 가부시키가이샤 고온강도와 내식성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강및 상기 강으로부터 이루어지는 내열 내압부재와 그제조방법

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101945724A (zh) * 2007-12-17 2011-01-12 埃克森美孚研究工程公司 通过应变硬化的高强度镍合金焊接
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
CN102615406A (zh) * 2011-01-31 2012-08-01 林德股份公司 焊接方法
CN102615406B (zh) * 2011-01-31 2019-02-05 林德股份公司 焊接方法
CN103945976A (zh) * 2011-11-21 2014-07-23 株式会社神户制钢所 耐回火脆化特性优异的焊接金属
CN103945976B (zh) * 2011-11-21 2016-06-01 株式会社神户制钢所 耐回火脆化特性优异的焊接金属
CN106061670A (zh) * 2014-02-26 2016-10-26 新日铁住金株式会社 焊接接头以及焊接接头的制造方法
CN106061670B (zh) * 2014-02-26 2018-09-07 新日铁住金株式会社 焊接接头以及焊接接头的制造方法
CN104073738A (zh) * 2014-07-16 2014-10-01 苏州大学 奥氏体耐热钢及其制备方法
CN104073738B (zh) * 2014-07-16 2016-09-28 苏州大学 奥氏体耐热钢及其制备方法
CN109070281A (zh) * 2016-03-31 2018-12-21 新日铁住金株式会社 焊接结构构件

Also Published As

Publication number Publication date
US7393597B2 (en) 2008-07-01
JPWO2004110695A1 (ja) 2006-07-20
KR20060025550A (ko) 2006-03-21
EP1645355B1 (en) 2009-01-14
CN100445020C (zh) 2008-12-24
EP1645355A4 (en) 2006-12-06
CA2528406C (en) 2010-09-21
DE602004019089D1 (de) 2009-03-05
EP1645355A1 (en) 2006-04-12
US20060191606A1 (en) 2006-08-31
JP4265604B2 (ja) 2009-05-20
KR100663720B1 (ko) 2007-01-02
CA2528406A1 (en) 2004-12-23
WO2004110695A1 (ja) 2004-12-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1816417A (zh) 奥氏体系钢焊接接头
JP4264754B2 (ja) 高圧水素ガス用ステンレス鋼、その鋼からなる容器および機器
JP4274176B2 (ja) 高圧水素ガス用ステンレス鋼、その鋼からなる容器および機器
JP6245417B1 (ja) 鋼材
WO2007119847A1 (ja) Ｎｉ基耐熱合金溶接用ワイヤー
JP2011080156A (ja) 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板
CN1763234A (zh) 焊接热影响部的韧性优异的高强度钢材
CN1816640A (zh) 两相不锈钢
JP2010280950A (ja) 排気バルブ用耐熱鋼及びその製造方法
JP2004042116A (ja) 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接ワイヤ
CN100567542C (zh) 高压氢气用不锈钢、由该钢制作的容器以及器具
JP2011127204A (ja) 耐水素脆性高強度オーステナイト系合金
CN1112980C (zh) 用于粉体等离子体堆焊熔接的粉末材料及堆焊熔接金属
JP2002079395A (ja) ガスシールドアーク溶接用ワイヤ
JP3551140B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用ワイヤ
CN113490571A (zh) 高Cr铁素体系耐热钢用焊接材料
JP2010274268A (ja) 溶接材料および溶接継手
JP3885656B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼溶接ワイヤ
JP2020001067A (ja) フェライト系ステンレス鋼用溶接ワイヤ、隅肉溶接方法及び自動車排気部品の製造方法
JP2002336990A (ja) 高温引張り強さ、伸び、耐割れ性および靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼の溶接部および溶接方法
JP2007245225A (ja) ステンレス鋼の溶接方法及びステンレス鋼用溶接ワイヤ
JP2010029901A (ja) 抵抗溶接用電極材料
CN116568454A (zh) 铁素体系不锈钢熔接丝
JPH0871784A (ja) 高強度オーステナイト鋼溶接材料およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
C56 Change in the name or address of the patentee

Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION

Free format text: FORMER NAME: CHUGAI SEIYAKU KABUSHIKI KAISHA

CP03 Change of name, title or address

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Steel Corporation

Address before: Osaka Japan

Patentee before: Sumitomo Metal Industries Ltd.

CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20081224

Termination date: 20200608