ES2926201T3

ES2926201T3 - Metal de soldadura y estructura soldada de acero inoxidable austenítico

Info

Publication number: ES2926201T3
Application number: ES18864581T
Authority: ES
Inventors: Hiroyuki Hirata; Kana Jotoku; Katsuki Tanaka
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2017-10-03
Filing date: 2018-10-03
Publication date: 2022-10-24
Anticipated expiration: 2038-10-03
Also published as: CN111225991A; KR20200058517A; US20200239986A1; WO2019070001A1; EP3693486B1; EP3693486A1; CA3078333A1; CA3078333C; EP3693486A4; JPWO2019070001A1; JP6965938B2; KR102256405B1; US11021778B2

Abstract

Un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que tiene una composición química que consiste en, en % en masa, C: 0,05 a 0,11 %, Si: 0,10 a 0,50 %, Mn: 1,0 a 2,5 %, P: 0,035 % o menos, S: 0,0030 % o menos, Co: 0,01 a 1,00 %, Ni: 9,0 a 11,5 %, Cr: 17,0 a 21,0 %, Nb: 0,60 a 0,90 %, Ta: 0,001 a 0,100 %, N: 0,01 a 0,15 %, Al: 0,030 % o menos, O: 0,020 % o menos, V: 0 a 0,10 %, Ti: 0 a 0,10 %, W: 0 a 0,50 %, Mo: 0 a 0,50 %, Cu: 0 a 0,50 %, B: 0 a 0,005 % , Ca: 0 a 0,010%, Mg: 0 a 0,010% y REM: 0 a 0,10%, siendo el resto Fe e impurezas, y satisfaciendo [Nb-7,8×C<=0,25]. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN

Metal de soldadura y estructura soldada de acero inoxidable austenítico

Campo técnico

La presente invención se refiere a un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico y a una estructura soldada que tiene el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico.

Técnica anterior

TP316H que está definido por ASME (American Society of Mechanical Engineers) SA213 y SA213M contiene Mo y resulta excelente en cuanto a resistencia a la corrosión a temperatura elevada y, por lo tanto, se usa ampliamente como material para tuberías de transferencia de calor e intercambiadores de calor en plantas de generación de energía térmica y plantas petroquímicas.

En el caso de ensamblar TP347H en una estructura, generalmente el ensamblaje se lleva a cabo mediante soldadura para uso como estructura soldada que tiene metal de soldadura. Aunque el metal de soldadura obtenido mediante el uso de un material de soldadura disponible comercialmente para aleaciones termorresistentes basadas en Ni (por ejemplo, JIS Z 3334 (2011) SNi6082) proporciona un rendimiento sistemáticamente apropiado desde el punto de vista de resistencia a la deformación plástica y tenacidad, el metal de soldadura es caro porque contiene una gran cantidad de Ni. Por otro lado, un metal de soldadura obtenido usando un material de soldadura disponible comercialmente para acero inoxidable que contiene Mo (JIS Z 3321 (2010) YS16-8-2) es asequible y ofrece una excelente eficiencia económica.

No obstante, como se divulga en el Documento 1 que No es Patente, resulta ampliamente conocido que en el caso de usar metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que contiene Nb, la susceptibilidad a la fisuración por solidificación es elevada durante la soldadura del mismo. Además, como se divulga en el Documento 2 que No es Patente, cuando se utiliza a temperatura elevada para una estructura soldada, la fisuración por fragilización, denominada "fisuración por relajación de tensión", "fisuración por endurecimiento por precipitación inducida por deformación", o similares, es susceptible de aparición en una zona de soldadura durante el uso de la misma. Además, los Documentos de Patente 1 a 3 divulgan materiales de soldadura que contienen Nb. La solicitud de patente japonesa JP 2017-95767 A divulga una composición de acero inoxidable austenítico que es capaz de proporcionar resistencia a la fisuración por fragilización de una zona afectada por el calor de soldadura.

Listado de documentos de la técnica anterior

Documentos de Patente

Documento de Patente 1: JP6-142980A

Documento de Patente 2: JP9-300096A

Documento de Patente 3: JP2001-300763A

Documentos que No son Patente

Documento que No es Patente 1: Ogawa y col., Journal of the Japan Welding Society, vol. 50, N°. 7 (1981), página 680 (en japonés)

Documento que No es Patente 2: Naiki y col., Ishikawajima Harima Engineering Review, vol. 15 (1975), N° 2, página 209 (en japonés)

Sumario de la invención

Problema técnico

No obstante, aunque los materiales de soldadura descritos en los Documentos de Patente 1 a 3 y similares aumentan la resistencia a temperatura elevada del metal de soldadura obtenido porque cada uno de ellos contiene Mo, W, Cu o similares, estos materiales de soldadura resultan inferiores en términos de eficiencia económica, porque contienen una gran cantidad de los elementos anteriormente mencionados. Además, aunque cada uno de los materiales de soldadura anteriormente mencionados tiene una mayor resistencia a la fisuración por solidificación durante la soldadura lograda mediante la reducción de impurezas tales como P y S, el problema de la fisuración durante el uso no se menciona en los Documentos de Patente 1 a 3 anteriormente mencionados.

Por tanto, existe la necesidad de evitar la aparición de fisuras de soldadura y lograr una excelente resistencia a la fisuración por soldadura. Por otra parte, incluso en el caso de que se eliminen las fisuras de soldadura, en algunos casos la resistencia a la deformación plástica se ve deteriorada cuando la estructura soldada queda expuesta a un entorno de temperatura elevada (por ejemplo, un ambiente a 650 °C), y por tanto resulta necesario lograr una resistencia estable a la deformación plástica en un entorno de temperatura elevada además de la resistencia a la fisuración por soldadura.

Un objetivo de la presente invención consiste en proporcionar un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que sea excelente en cuanto a resistencia a la fisuración por soldadura, tenga una elevada resistencia a la deformación plástica y sea un metal de soldadura que constituya una estructura utilizada en equipos destinados a uso a temperatura elevada, y también proporcione una estructura soldada que incluya el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico.

Solución al problema

La presente invención se ha llevado a cabo para solucionar los problemas descritos anteriormente, y la esencia de la presente invención es el siguiente metal de soldadura de acero inoxidable austenítico y la estructura soldada.

(1) Un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que tiene una composición química que consiste, en% en masa:

C: de un 0,05 a un 0,11%,

Si: de un 0,10 a un 0,50%,

Mn: de un 1,0 a un 2,5%,

P: un 0,035% o menos,

S: un 0,0030% o menos,

Co: de un 0,021 a un 1,00%,

Ni: de un 9,0 a un 11,5%,

Cr: de un 17,0 a un 21,0%,

Nb: de un 0,60 a un 0,90%,

Ta: de un 0,001 a un 0,100%,

N: de un 0,01 a un 0,15%,

Al: un 0,030% o menos,

O: un 0,020% o menos,

V: de un 0 a un 0,10%,

Ti: de un 0 a un 0,10%,

W: de un 0 a un 0,50%,

Mo: de un 0 a un 0,50%,

Cu: de un 0 a un 0,50%,

B: de un 0 a un 0,005%,

Ca: de un 0 a un 0,010%,

Mg: de un 0 a un 0,010%,

REM: de un 0 a un 0,10%, y

el resto: Fe e impurezas,

y que cumple la fórmula (i) siguiente:

Nb-7,8xC<0,25 ... (i)

donde, cada símbolo de un elemento en las fórmulas anteriores representa un contenido (% en masa) del elemento correspondiente presente en el acero.

(2) El metal de soldadura de acero inoxidable austenítico según (1) anterior, en el que:

la composición química contiene uno o más de los elementos seleccionados entre, en% en masa:

V: de un 0,01 a un 0,10%,

Ti: de un 0,01 a un 0,10%,

W: de un 0,01 a un 0,50%,

Mo: de un 0,01 a un 0,50%,

Cu: de un 0,01 a un 0,50%,

B: de un 0,0002 a un 0,005%,

Ca: de un 0,0005 a un 0,010%,

Mg: de un 0,0005 a un 0,010%, y

REM: de un 0,0005 a un 0,10%.

(3) Una estructura soldada que tiene el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico según (1) o (2) anteriores.

Efectos ventajosos de la invención

Según la presente invención, se puede obtener un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que es excelente en cuanto a resistencia a la fisuración por soldadura y tiene un elevada resistencia a la deformación plástica y que es un metal de soldadura que constituye una estructura utilizada en equipos destinados a uso a temperatura elevada, y también una estructura soldada que incluye el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico.

Breve descripción de los dibujos

[Figura 1] La Figura 1 es una vista esquemática en sección transversal que ilustra la forma de una placa sometida a biselado en los Ejemplos.

[Figura 2] La Figura 2 es una vista esquemática en sección transversal que ilustra la forma de una placa sometida a biselado en los Ejemplos.

Descripción de las realizaciones

Los presentes inventores llevaron a cabo estudios detallados para lograr una excelente resistencia a la fisuración por soldadura y resistencia estable a la deformación plástica como estructura. Como resultado de ello, los presentes inventores obtuvieron los siguientes hallazgos.

Como resultado de los estudios realizados respecto a un fenómeno de fisuración que se produce en el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que contiene Nb en estado soldado, los presentes inventores descubrieron las siguientes dos cuestiones.

(a) La fisuración en el metal de soldadura en estado soldado tuvo lugar en la intersección de los cristales columnares, y la superficie de fractura exhibió propiedades suaves que sugerían la permanencia de una fase líquida. Además, se observó una concentración apreciable de Nb en una parte en la que se estimó la permanencia de la fase líquida. Por otro lado, en el metal de soldadura en el que no se produjo fisuración, se apreció NbC de tipo laminilla en la intersección de los cristales columnares.

(b) La fisuración en el metal de soldadura tras el uso a temperatura elevada tuvo lugar en los límites de cristal columnar del metal de soldadura, y la superficie de fractura exhibió propiedades de ductilidad deficiente, y se detectó concentración de S. Además, los carburos de Nb o carbonitruros de Nb finos precipitaron en grandes cantidades dentro de los cristales columnares.

Por tanto, se considera que la primera es la denominada "fisuración por solidificación" y es la fisuración que tiene lugar cuando el punto de fusión de la fase líquida residual disminuye, debido a que Nb experimenta una segregación por solidificación durante la solidificación del metal de soldadura, y como resultado de ello tiene lugar la presencia de una película líquida durante un período prolongado en la intersección de los cristales columnares, y dichas partes se abren debido al estrés térmico. Con respecto al metal de soldadura en el que no se produjo fisuración alguna, se deduce a partir de la morfología del NbC que tuvo lugar una solidificación eutéctica entre NbC y la matriz, y la fase líquida desapareció en poco tiempo, por lo que no se produjo fisuración por solidificación.

Además, esta última es la fisuración por relajación de tensión y se considera que es la fisuración que se produce cuando se vuelve difícil que el interior de los granos se deforme debido a los carburos de Nb, nitruros de Nb o carbonitruros de Nb que precipitan en grandes cantidades durante el uso a temperatura elevada, y la deformación plástica producida durante el transcurso de la liberación de tensión residual de la soldadura se concentra en los límites del cristal columnar y dichas partes se abren. Además, se considera que S se segrega en los cristales columnares durante la soldadura o durante el uso a temperatura elevada y reduce la fuerza de unión de los mismos y, por consiguiente, es probable que tenga lugar la fisuración si el contenido de S es grande.

Además, como resultado de estudios exhaustivos, los presentes inventores determinaron que, en un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que tiene una composición que es objeto de la presente invención, para evitar la fisuración y también obtener una elevada resistencia a la deformación plástica, es necesario que el contenido de Nb esté dentro del intervalo de un 0,60 a un 0,90% y el valor de Nb-7.8xC no sea mayor que 0,25, y además el contenido de S esté limitado a no más que un 0,0030%. Además, los presentes inventores encontraron que es necesaria una cantidad prescrita o más de Co con el fin de obtener, de manera suficiente, un efecto que reduzca la susceptibilidad a la fisuración por soldadura.

La presente invención se llevó a cabo en base a los hallazgos descritos con anterioridad. Los requisitos respectivos de la presente invención se describen en detalle a continuación.

(A) Composición química

Las razones para limitar cada elemento son las siguientes. Téngase en cuenta que el símbolo "%" con respecto al contenido en la siguiente descripción significa "porcentaje en masa".

C: de un 0,05 a un 0,11%

C hace que la fase austenita sea estable y también se combina con Nb para formar carburos finos y mejora la resistencia a la deformación plástica durante el uso a temperaturas elevadas. Además, C se combina con Nb en el transcurso de la solidificación final durante la soldadura y provoca que tenga lugar una solidificación eutéctica entre NbC y la matriz, lo que hace que la fase líquida desaparezca en una etapa preliminar y, por tanto, evita la fisuración por solidificación. Sin embargo, si C está presente en exceso, una gran cantidad de carburos precipita en una etapa preliminar durante el uso a temperatura elevada y la fisuración por relajación de tensión se ve favorecida. Por tanto, el contenido de C se establece dentro del intervalo de un 0,05 a un 0,11%. Preferentemente, el contenido de C es de un 0,06% o más, y preferentemente un 0,10% o menos.

Si: de un 0,10 a un 0,50%

Si es un elemento que tiene una acción desoxidante y también se requiere para garantizar la resistencia a la corrosión y resistencia a la oxidación a temperatura elevada. Sin embargo, si está presente una cantidad excesiva de Si, la estabilidad de la fase austenita disminuye, lo que se traduce en una disminución de la resistencia a la deformación plástica. Por tanto, el contenido de Si se ajusta dentro del intervalo de un 0,10 a un 0,50%. Preferentemente el contenido de Si es de un 0,15% o más, y más preferentemente de un 0,20% o más. Además, el contenido de Si es preferentemente no mayor que un 0,45%, y más preferentemente no mayor que un 0,40%.

Mn: de un 1,0 a un 2,5%

Igual que Si, Mn es un elemento que tiene una acción desoxidante. Mn también hace que la fase austenita sea estable y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica. Sin embargo, si está presente una cantidad excesiva de Mn, se produce una disminución de la ductilidad por deformación plástica. Por tanto, el contenido de Mn se ajusta dentro del intervalo de un 1,0 a un 2,5%. Preferentemente, el contenido de Mn es de un 1,1% o más, y más preferentemente un 1,2% o más. Además, el contenido de Mn es preferentemente no mayor que un 2,2%, y más preferentemente no mayor que un 2,0%.

P: un 0,035% o menos

P es un elemento que está presente como impureza, se segrega en la solidificación durante la soldadura, reduce el punto de fusión de la fase líquida residual y aumenta la susceptibilidad a la fisuración por solidificación. P también disminuye la ductilidad por deformación plástica. Por tanto, se establece un límite superior para el contenido de P y es un 0,035% o menos. Preferentemente, el contenido de P es un 0,032% o menos, y más preferentemente un 0,030% o menos. Obsérvese que, aunque es preferible que el contenido de P se reduzca lo máximo posible, es decir, aunque el contenido pueda ser de un 0%, la reducción extrema del contenido de P supone un aumento de los costes a la hora de producir el material. Por tanto, el contenido de P es preferentemente de un 0,0005% o más, y más preferentemente es de un 0,0008% o más.

S: un 0,0030% o menos

De manera similar a P, S está presente como impureza, se segrega en la solidificación durante la soldadura, reduce el punto de fusión de la fase líquida residual y aumenta la susceptibilidad a la fisuración por solidificación. Además, al experimentar la segregación del límite de grano en un ciclo térmico de un paso de soldadura posterior después de la solidificación, S también aumenta la susceptibilidad a la fisuración por inmersión-ductilidad. Por tanto, se establece un límite superior para el contenido de S y de un 0,0030% o menos. Preferentemente, el contenido de S es menor que un 0,0025% y más preferentemente no mayor que un 0,0020%. Nótese que aunque es preferible que el contenido de S se reduzca lo máximo posible, es decir, aunque el contenido pueda ser de un 0%, la reducción extrema del contenido de S conduce a un aumento de los costes a la hora de producir el material. Por tanto, el contenido de S es preferentemente de un 0,0001% o más, y más preferentemente un 0,0002% o más.

Co: de un 0,02 a un 1,00%

Co es un elemento que mejora la estabilidad de la fase de austenita y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica. Además, la influencia de conferir energía de segregación de P y S y similares es pequeña en comparación con Ni y Mn y, por tanto, cabe esperar un efecto de reducción de la segregación durante la solidificación y disminución de la susceptibilidad a la fisuración por soldadura. Sin embargo, debido a que Co es un elemento costoso, si está presente una cantidad excesiva de Co, se producirá un aumento del coste de producción del material. Por tanto, el contenido de Co se ajusta dentro del intervalo de un 0,02 a un 1,00%. Además, el contenido de Co es preferentemente no mayor que un 0,90%, y más preferentemente no mayor que un 0,80%.

Ni: de un 9,0 a un 11,5%

Ni es un elemento esencial para garantizar la estabilidad de la fase de austenita durante el uso en un período prolongado. Sin embargo, Ni es un elemento costoso, y la presencia de una gran cantidad de Ni se traduce en un aumento del coste de producción del material. Por tanto, el contenido de Ni se establece dentro del intervalo de un 9,0 a un 11,5%. Preferentemente, el contenido de Ni es de un 9,2% o más, y más preferentemente de un 9,5% o más. Además, el contenido de Ni es preferentemente no mayor que un 11,2%, y más preferentemente no mayor que un 11,0%.

Cr: de un 17,0 a un 21,0%

Cr es un elemento esencial para garantizar la resistencia a la oxidación y resistencia a la corrosión a temperatura elevada. Además, Cr también forma carburos finos y contribuye a garantizar la resistencia a la deformación plástica. Sin embargo, la presencia de una gran cantidad de Cr reduce la estabilidad de la fase de austenita y, al contrario, resulta perjudicial para la resistencia a la deformación plástica. Por tanto, el contenido de Cr se ajusta dentro del intervalo de un 17,0 a un 21,0%. Preferentemente, el contenido de Cr es un 17,2% o más, y más preferentemente un 17,5% o más. Además, el contenido de Cr es preferentemente no mayor que un 20,8%, y más preferentemente no mayor que un 20,5%.

Nb: de un 0,60 a un 0,90%

Nb es un elemento que se combina con C y/o N y precipita dentro de los granos en forma de carburos, nitruros o carbonitruros finos y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica y la resistencia a la tracción a temperatura elevada. Sin embargo, si se está presente en exceso, precipita una gran cantidad de nitruros de carbonitruros y se traduce en un aumento en la susceptibilidad a la fisuración por relajación de tensión. Además, Nb solidifica durante el transcurso de la solidificación del metal de soldadura, reduce el punto de fusión de la fase líquida y aumenta la susceptibilidad a la fisuración por solidificación. Por tanto, el contenido de Nb se establece dentro del intervalo de un 0,60 a un 0,90%. Preferentemente, el contenido de Nb es un 0,65% o más, y preferentemente un 0,85% o menos.

Ta: de un 0,001 a un 0,100%

Ta es un elemento que, de manera similar a Nb, se combina con C y/o N y precipita dentro de los granos en forma de carburos, nitruros o carbonitruros finos y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica y resistencia a la tracción a temperatura elevada. Además, Ta tiene una acción que retarda el inicio de la precipitación y reduce la fisuración por relajación de tensión al reemplazar Ta por Nb y disolverse en nitruros o carbonitruros. Sin embargo, si está presente en exceso, Ta tiene como resultado un aumento en la susceptibilidad a la fisuración por relajación de tensión. Por tanto, el contenido de Ta se establece dentro del intervalo de un 0,001 a un 0,100%. Preferentemente, el contenido de Ta es de un 0,002% o más, y en particular, cuando se desea obtener de forma apropiada un efecto de retardo del inicio de la precipitación y reducción de la susceptibilidad a la fisuración por relajación de tensión, el contenido de Ta es más preferentemente un 0,005% o más. Además, el contenido de Ta es preferentemente no mayor que un 0,090%, y más preferentemente no mayor que un 0,080%.

N: de un 0,01 a un 0,15%

N hace que la fase de austenita sea estable y también se disuelve o precipita en forma de nitruros y contribuye a mejorar la resistencia a temperatura elevada. Sin embargo, si está presente en exceso, N forma una gran cantidad de precipitados y da lugar a una disminución de la ductilidad. Por tanto, el contenido de N se establece dentro del intervalo de un 0,01 a un 0,15%. El contenido de N es preferentemente de un 0,02% o más, y más preferentemente de un 0,03% o más. Además, el contenido de N es preferentemente no mayor que un 0,14%, y más preferentemente no mayor que un 0,12%.

Al: un 0,030% o menos

Si está presente una gran cantidad de Al, la limpieza se ve deteriorada y la ductilidad disminuye. Por tanto, el contenido de Al se establece en un 0,030% o menos. El contenido de Al es preferentemente un 0,025% o menos, y más preferentemente un 0,020% o menos. Obsérvese que, aunque no es especialmente necesario fijar un límite inferior del contenido de Al, es decir, aunque el contenido pueda ser de un 0%, una reducción extrema supone un aumento del coste de producción del material. Por tanto, el contenido de Al es preferentemente un 0,0005% o más, y más preferentemente un 0,001% o más.

O: un 0,020% o menos

O (oxígeno) está presente en forma de impureza. Si el contenido de O es excesivo, se producirá un deterioro de la tenacidad y la ductilidad. Por tanto, el contenido de O es un 0,020% o menos. Preferentemente, el contenido de O es un 0,018% o menos, y más preferentemente un 0,015% o menos. Obsérvese que, aunque no es especialmente necesario fijar un límite inferior para el contenido de O, es decir, aunque el contenido pueda ser de un 0%, una reducción extrema se traduce en un aumento del coste de producción del material. Por tanto, el contenido de O es preferentemente un 0,0005% o más, y más preferentemente un 0,0008% o más.

Como se ha descrito anteriormente, Nb se segrega en la solidificación durante la soldadura y, de este modo, hace que el punto de fusión de la fase líquida disminuya y aumente la susceptibilidad a la fisuración por solidificación. Para evitar esto, resulta eficaz hacer que la solidificación eutéctica entre NbC y la matriz suceda durante el transcurso de la solidificación y, por tanto, provocar que la fase líquida desaparezca en una etapa preliminar. Con el fin de utilizar este efecto para evitar la fisuración por solidificación, es necesario no solo que el contenido de Nb esté dentro del intervalo mencionado anteriormente, sino también que cumpla la fórmula (i) siguiente. El valor de la parte derecha de la fórmula (i) es preferentemente 0,23, y más preferentemente 0,20. Téngase en cuenta que, aunque no es necesario establecer un límite inferior para el valor de la izquierda de la fórmula (i), según los intervalos de los contenidos de los elementos respectivos, es evidente que el valor será de - 0,258 o más.

Nb-7,8xC<0,25 ... (i)

en la que, cada símbolo de un elemento en las fórmulas anteriores representa un contenido (% en masa) del elemento correspondiente presente en el acero.

En la composición química del metal de soldadura de la presente invención, además de los elementos descritos anteriormente, también pueden estar presentes uno o más tipos de elementos seleccionados entre V, Ti, W, Mo, Cu, B, Ca, Mg y REM dentro de los intervalos descritos a continuación. Los motivos para limitar cada elemento se describen a continuación.

V: de un 0 a un 0,10%

V se combina con C y/o N para formar carburos, nitruros o carbonitruros finos y contribuye a la resistencia a la deformación plástica y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. No obstante, si está presente en exceso, los carbonitruros precipitan en gran cantidad y dan como resultado un deterioro de la resistencia a la fisuración por relajación de tensión. Por tanto, el contenido de V se establece en un 0,10% o menos. El contenido de V es preferentemente un 0,09% o menos, y más preferentemente un 0,08% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto antes mencionado, el contenido de V es preferentemente de un 0,01% o más, y más preferentemente de un 0,02% o más.

Ti: de un 0 a un 0,10%

Ti es un elemento que, de manera similar a V, se combina con C y/o N para formar carburos, nitruros o carbonitruros finos y contribuye a la resistencia a la deformación plástica y, por lo tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, precipita una gran cantidad de nitruros de carbono y tiene como resultado un deterioro de la resistencia a la fisuración por relajación de tensión. Por tanto, el contenido de Ti se establece en un 0,10% o menos. Preferentemente, el contenido de Ti es un 0,08% o menos, y más preferentemente un 0,06% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de Ti es preferentemente un 0,01% o más, y más preferentemente un 0,02% o más.

W: de un 0 a un 0,50%

W es un elemento que se disuelve en la matriz y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica y resistencia a la tracción a temperatura elevada y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, W reduce la estabilidad de la fase de austenita y, al contrario, tiene como resultado una disminución de la resistencia a la deformación plástica. Por tanto, el contenido de W se establece en un 0,50% o menos. Preferentemente, el contenido de W es un 0,40% o menos, y más preferentemente un 0,30% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, preferentemente el contenido de W es un 0,01% o más, y más preferentemente un 0,02% o más.

Mo: de un 0 a un 0,50%

Mo es un elemento que, de manera similar al W, se disuelve en la matriz y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica y la resistencia a la tracción a temperatura elevada y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, Mo reduce la estabilidad de la fase de austenita y resulta perjudicial para la resistencia a la deformación plástica. Además, debido a que Mo es un elemento costoso, si el contenido de Mo es excesivo, tiene como resultado un aumento del coste de producción del material. Por tanto, el contenido de Mo es un 0,50% o menos. Preferentemente, el contenido de Mo es un 0,40% o menos, y más preferentemente un 0,30% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de Mo es preferentemente un 0,01% o más, y más preferentemente un 0,02% o más.

Cu: de un 0 a un 0,50%

Cu es un elemento que mejora la estabilidad de la fase de austenita y contribuye a mejorar la resistencia a la deformación plástica, por lo que puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, el resultado es una disminución de la ductilidad. Por tanto, el contenido de Cu es un 0,50% o menos. El contenido de Cu es preferentemente un 0,40% o menos, y más preferentemente un 0,30% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de Cu es preferentemente un 0,01% o más, y más preferentemente un 0,02% o más.

B: de un 0 a un 0,005%

B hace que los carburos de límite de grano se dispersen finamente para mejorar así la resistencia a la deformación plástica, también se segrega en los límites de grano para fortalecer los límites de grano y tiene un cierto efecto de reducción de la susceptibilidad a la fisuración por inmersión-ductilidad y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, por el contrario, B aumenta la susceptibilidad a la fisuración por solidificación. Por tanto, el contenido de B se establece en un 0,005% o menos. Preferentemente, el contenido de B es un 0,004% o menos, y más preferentemente un 0,003% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de B es preferentemente un 0,0002% o más, y más preferentemente un 0,0005% o más.

Ca: de un 0 a un 0,010%

Ca tiene un efecto que mejora la aptitud de deformación en caliente y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, Ca se combina con oxígeno y provoca que la limpieza disminuya de manera considerable, y por el contrario induce a un deterioro de la aptitud de deformación durante el procesado en caliente. Por tanto, el contenido de Ca se establece en un 0,010% o menos. Preferentemente, el contenido de Ca es un 0,008% o menos, y más preferentemente un 0,005% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de Ca es preferentemente un 0,0005% o más, y más preferentemente un 0,001% o más.

Mg: de un 0 a un 0,010%

Mg es un elemento que, igual que Ca, tiene un efecto de mejora de la aptitud de deformación en caliente y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, Mg se combina con oxígeno y provoca que la limpieza disminuya de manera considerable y, por el contrario, hace que la aptitud de deformación durante el procesado en caliente se vea deteriorada. Por tanto, el contenido de Mg se establece en un 0,010% o menos. Preferentemente, el contenido de Mg es un 0,008% o menos, y más preferentemente un 0,005% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de Mg es preferentemente un 0,0005% o más, y más preferentemente un 0,001% o más.

REM: de un 0 a un 0,10%

Igual que Ca y Mg, REM tiene un efecto que mejora la aptitud de deformación en caliente y, por tanto, puede estar presente según sea necesario. Sin embargo, si está presente en exceso, REM se combina con oxígeno y provoca que la limpieza disminuya de manera considerable y, por el contrario, hace que la aptitud de deformación durante el procesado en caliente se vea deteriorada. Por tanto, el contenido de REM se establece en un 0,10% o menos. Preferentemente, el contenido de REM es un 0,08% o menos, y más preferentemente un 0,06% o menos. Obsérvese que, cuando se desea obtener el efecto anteriormente mencionado, el contenido de REM es preferentemente un 0,0005% o más, y más preferentemente un 0,001% o más.

Como se usa en la presente memoria, el término "REM" se refiere a un total de 17 elementos que son Sc, Y y los lantánidos, y el contenido de REM mencionado anteriormente significa el contenido total de estos elementos.

En la composición química de metal de soldadura de la presente invención, el resto es Fe e impurezas. Como se usa en la presente memoria, el término "impurezas" se refiere a componentes que, durante la producción industrial de acero, se mezclan a partir de materias primas tales como minerales o chatarra o debido a varios factores en el proceso de producción, y que están permitidos dentro de un intervalo que no afecta negativamente a la presente invención.

(B) Método de producción

El metal de soldadura de acero inoxidable austenítico según la presente invención se produce mediante soldadura de un metal de base de acero inoxidable austenítico. Téngase en cuenta que el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico también se puede producir utilizando un material de soldadura (material de relleno) cuando se suelda el metal de base.

Un método de soldadura para obtener el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico según la presente invención incluye, entre otros, soldadura TIG, soldadura MIG, soldadura por arco de metal blindado, soldadura por arco sumergido y soldadura por láser.

Los ejemplos de métodos de producción de metal de soldadura de acero inoxidable austenítico para cumplir la composición química descrita anteriormente incluyen un método de control mediante ajuste de la composición química del metal de base de acero inoxidable austenítico que se usa, y un método que, en caso de usar también un material de soldadura (material de aporte), ejerce también el control mediante el ajuste de la composición química del material de soldadura además de la composición química del metal de base de acero inoxidable austenítico.

Por ejemplo, el metal de soldadura a obtener se puede producir para cumplir la composición química anteriormente mencionada utilizando solo material que cumpla la composición química anteriormente mencionada, como el metal de base de acero inoxidable austenítico y el material de soldadura (material de relleno) que se utilizan. Además, se puede producir el metal de soldadura a obtener para cumplir la composición química anteriormente mencionada ajustando el equilibrio entre las composiciones de metal de base de acero inoxidable austenítico y material de soldadura (material de aporte), al tiempo que se usa un material que no cumple la composición química anteriormente mencionada en lo referente a al menos uno de metal de base de acero inoxidable austenítico y material de soldadura (material de relleno).

Obsérvese que una composición preferida de metal de base de acero inoxidable austenítico no está particularmente limitada. Por ejemplo, la composición química de metal de base consiste preferentemente, en% en masa, en, C: de un 0,04 a un 0,12%, Si: de un 0,20 a un 0,50%, Mn: de un 1,0 a un 2,0%, P: un 0,045% o menos, S: un 0,0020% o menos, Co: de un 0,02 a un 0,80%, Ni: de un 9,0 a un 12,0%, Cr: de un 16,5 a un 18,5%, Nb: de un 0,50 a un 0,90%, Ta: de un 0,001 a un 0,100%, N: de un 0,01 a un 0,13%, Al: un 0,030% o menos, O: un 0,020% o menos, V: de un 0 a un 0,10%, Ti: de un 0 a un 0,10%, W: de un 0 a un 0,60%, Mo: de un 0 a un 0,60%, Cu: de un 0 a un 0,60%, B: de un 0 a un 0,005% , Ca: de un 0 a un 0,010%, Mg: de un 0 a un 0,010% y REM: de un 0 a un 0,10%, siendo el resto Fe e impurezas.

La composición química del metal de base puede contener uno o más tipos de elementos seleccionados entre, en% en masa, V: de un 0,01 a un 0,10%, Ti: de un 0,01 a un 0,10%, W: de un 0,01 a un 0,60%, Mo: de un 0,01 a un 0,60%, Cu: de un 0,01 a un 0,60%, B: de un 0,0002 a un 0,005%, Ca: de un 0,0005 a un 0,010%, Mg: de un 0,0005 a un 0. 010% y REM: de un 0,0005 a un 0,10%.

Además, aunque el método para producir el metal de base anteriormente mencionado de acero inoxidable austenítico y material de soldadura (material de relleno) no está particularmente limitado, el metal base de acero inoxidable austenítico y el material de soldadura (material de relleno) se pueden producir sometiendo un acero de composición química ajustada a forjado en caliente, laminación en caliente, tratamiento térmico y maquinizado por ese orden según un método normal.

(C) Estructura soldada

La estructura soldada según la presente invención es una estructura que tiene el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico mencionado con anterioridad. Por ejemplo, la estructura soldada está compuesta de metal de soldadura y metal de base. El metal de base está formado por metal, y preferentemente es un material de acero, más preferentemente acero inoxidable y aún más preferentemente acero inoxidable austenítico. Obsérvese que la forma específica de la estructura soldada y el modo específico de soldadura (posición de soldadura) para obtener la estructura soldada no están particularmente limitados.

A continuación, la presente invención se describe de manera específica a modo de ejemplos, aunque la presente invención no esté limitada a estos ejemplos.

Ejemplo 1

A partir de lingotes fundidos por fusión de aceros que tenían las composiciones químicas que se muestran en la Tabla 1, realizando forjado en caliente, laminación en caliente, tratamiento térmico y maquinizado, se prepararon placas (metales de base) que tenían un espesor de 15 mm, una anchura de 50 mm y una longitud de 100 mm y placas que tenían un espesor de 4 mm, una anchura de 200 mm y una longitud de 500 mm. Además, las placas que tenían un espesor de 4 mm se usaron para preparar materiales de relleno de corte cuadrado de 2 mm que tenían una longitud de 500 mm por medio de maquinizado. Se llevaron a cabo varios ensayos de evaluación de rendimiento que se describen a continuación utilizando estas placas. Los ejemplos B y H quedan fuera del alcance de la invención.

Resistencia a la fisuración por soldadura

Se preparó un bisel con la forma que se muestra en la Figura 1 en un extremo en la dirección longitudinal del mencionado metal de base. Posteriormente se empalmaron dos de los metales base con el bisel de forma conjunta, y la periferia de los metales de base se sometió a soldadura de restricción sobre una placa de acero disponible comercialmente que se había sometido a biselado realizado para no interferir con el cordón de raíz. Obsérvese que la placa de acero disponible comercialmente era una placa de acero definida en el documento JIS G 3160 (2008) de calidad de acero SM400B que tenía un espesor de 30 mm, una anchura de 150 mm y una longitud de 200 mm. Además, la soldadura de restricción se llevó a cabo utilizando un electrodo cubierto ENi6625 definido en el documento JIS Z 3224 (2010).

Posteriormente, se llevó a cabo una soldadura de multipaso mediante soldadura TIG en el bisel. Se utilizó un relleno de corte obtenido a partir de la misma placa que cada metal de base como material de relleno para llevar a cabo la soldadura de multipaso. El aporte de calor se fijó en el intervalo de 9 a 15 kJ/cm y se prepararon tres juntas soldadas para cada uno de los metales de base. Una de las dos juntas soldadas producidas a partir de cada metal de base se dejó en estado de soldadura y la otra se sometió a un tratamiento térmico de curado en condiciones de 500 horas a una temperatura de 650 °C. Se tomaron muestras de ensayo para la investigación microestructural en cinco puntos de cada una de estas juntas soldadas. Se sometió a pulido de espejo una sección transversal de cada una de las muestras de ensayo obtenidas y a continuación se sometió a ataque químico antes de la observación por medio de microscopía óptica para determinar si había fisuras en el metal de soldadura. La junta soldada en la que no se apreciaron fisuras en ninguna de las cinco muestras de ensayo se consideró como "pasa", y la junta soldada en la que se apreciaron fisuras se consideró como "fallo". Téngase en cuenta que, dado que el metal de base y el relleno de corte tienen la misma composición, la composición química de la Tabla 1 es la misma que la del metal de soldadura.

Resistencia a la ruptura por deformación plástica

Además, se tomó un muestra de ensayo de ruptura por deformación plástica de barra redonda a partir de la junta soldada restante de las uniones soldadas evaluadas como "pasa" en cuanto a resistencia a la fisuración de la soldadura de manera que el metal de soldadura estuviera en el centro de la parte paralela, y se llevó a cabo un ensayo de ruptura por deformación plástica en condiciones de 650 °C y 216 MPa, en el que el tiempo de ruptura objetivo del metal base fue de aproximadamente 1.000 horas. La junta soldada para la cual el tiempo de ruptura fue un 90% o más del tiempo de ruptura objetivo del metal de base se consideró como "pasa”.

Un resumen de los resultados de estos ensayos se muestra en la Tabla 2.

Tabla 2

Como se comprende a partir de la Tabla 2, los resultados mostraron que en los Ensayos Nos. 1 a 6 en los que se usaron aceros A a F que cumplían con los requisitos definidos por la presente invención tanto para el metal de base como para el material de relleno, se obtuvo suficiente resistencia a la fisuración por solidificación y resistencia a la fisuración por relajación de tensión durante la soldadura y durante el curado a temperatura elevada, y las muestras de ensayo también resultaron excelentes en cuanto a resistencia a la deformación plástica.

En contraste, con respecto al acero G como Ejemplo Comparativo, debido a que el contenido de S estaba fuera del intervalo definido por la presente invención, en el Ensayo N°. 7 que usó acero G, tuvo lugar fisuración que se consideró fisuración por relajación de tensión dentro del metal de soldadura como resultado del curado a temperatura elevada. Además, debido a que el acero H excedió el límite superior de la fórmula (i), en el Ensayo N°. 8 que usó acero H, se produjo fisuración por solidificación como resultado de la disminución del punto de fusión de la fase líquida por parte de Nb libre durante la solidificación del metal de soldadura. Además, la fisuración considerada fisuración por solidificación que se produjo durante la soldadura también se apreció durante la observación de la sección transversal después del curado a temperatura elevada.

Debido a que el contenido de Nb en el acero I fue inferior al valor límite inferior, en el Ensayo N°. 9 que utilizó acero I, aunque no se produjo fisuración durante la soldadura y durante el curado a temperatura elevada, no se obtuvo la resistencia requerida a la deformación plástica. Además, debido a que el contenido de Nb en el acero J era mayor que el valor límite superior, se formó una gran cantidad de precipitados y se produjo fisuración considerada fisuración por relajación de tensión dentro del metal de soldadura como resultado del curado a temperatura elevada.

Ejemplo 2

Se prepararon placas (metales de base) que tenían un espesor de 25 mm, una anchura de 50 mm y una longitud de 100 mm a partir del material restante de los lingotes de aceros A a F utilizados en el Ejemplo 1, llevando a cabo forjado en caliente, laminación en caliente, tratamiento térmico y maquinizado. Se realizaron varios ensayos de evaluación de rendimiento que se describen a continuación utilizando estas placas.

Resistencia a la fisuración por soldadura

Se preparó un bisel con la forma que se muestra en la Figura 2 en un extremo en la dirección longitudinal de los metales de base anteriormente mencionados. A partir de entonces, se empalmaron dos de los metales de base con el bisel de forma conjunta, y la periferia de los metales de base se sometió a soldadura de restricción sobre una placa de acero disponible comercialmente que se había sometido a biselado realizado para no interferir con el cordón de raíz. Obsérvese que la placa de acero disponible comercialmente era una placa de acero definida en el documento JIS G 3160 (2008) de calidad de acero SM400B que tenía un espesor de 40 mm, una anchura de 150 mm y una longitud de 200 mm. Además, la soldadura de restricción se llevó a cabo utilizando un electrodo cubierto ENi6625 definido en el documento JIS Z 3224 (2010).

Posteriormente, se realizó soldadura de multipaso mediante soldadura TIG en el bisel. Se utilizó un relleno de corte obtenido a partir de la misma placa que los respectivos metales de base como material de relleno para llevar a cabo la soldadura de multipaso. El aporte de calor se fijó en el intervalo de 9 a 18 kJ/cm y se llevaron a cabo dos juntas soldadas para cada uno de los metales de base. Además, una de las dos juntas soldadas producidas a partir de cada metal de base se dejó en estado de soldadura y la otra se sometió a un tratamiento térmico de curado en condiciones de 500 horas a una temperatura de 650 °C. Se tomaron muestras de ensayo para la investigación microestructural en cinco puntos de cada una de estas juntas soldadas. Se sometió a pulido de espejo la sección transversal de cada una de las muestras de ensayo obtenidas y a continuación se sometió a ataque químico antes de la observación por medio de microscopía óptica para determinar si había fisuras en el metal de soldadura. Las juntas soldadas con respecto a las cuales no se encontraron fisuras en ninguna de las cinco muestras de ensayo se consideraron como "buenas", las juntas soldadas con respecto a las cuales se encontraron fisuras en una sola de las muestras de ensayo se consideraron como “aceptables" y, por tanto, se consideraron como "pasa", y las juntas soldadas con respecto a las cuales se encontraron fisuras en dos o más muestras de ensayo se consideraron como "fallo".

Un resumen de los resultados de estos ensayos se muestra en la Tabla 3.

Tabla 3

Como se comprende a partir de la Tabla 3, los resultados mostraron que en los Ensayos Nos. 11 a 16 en los que se usaron aceros A a F que cumplían con los requisitos definidos por la presente invención tanto para metal de base como para material de relleno, incluso bajo una condición de restricción severa en la que el espesor de placa fue grueso, se apreció suficiente resistencia a la fisuración por solidificación y resistencia a la fisuración por relajación de tensión durante la soldadura y durante el curado a temperatura elevada. Sin embargo, en el Ensayo N°. 12, aunque se determinó que las juntas soldadas habían pasado el ensayo, dado que el contenido de Ta fue una cantidad baja de un 0,001%, se produjo una fisuración por relajación de tensión muy pequeña en la sección transversal.

Ejemplo 3

Se prepararon placas (metales de base) que tenían un espesor de 15 mm, una anchura de 50 mm y una longitud de 100 mm a partir de lingotes que se colaron fundiendo aceros que tenían las composiciones químicas que se muestran en la Tabla 4, llevando a cabo forjado en caliente, laminación en caliente, tratamiento térmico y maquinizado. Se realizaron varios ensayos de evaluación de rendimiento que se describen a continuación utilizando estas placas.

Resistencia a la fisuración por soldadura

Se preparó un bisel con la forma que se muestra en la Figura 1 en un extremo en la dirección longitudinal de los metales de base anteriormente mencionados. A continuación, se empalmaron dos de los metales de base con el bisel de forma conjunta, y se sometió la periferia de los metales de base a soldadura de restricción sobre una placa de acero disponible comercialmente que se había sometido a biselado realizado para no interferir con el cordón de raíz. Obsérvese que la placa de acero disponible comercialmente era una placa de acero definida en el documento JIS G 3160 (2008) de calidad de acero SM400B que tenía un espesor de 30 mm, una anchura de 150 mm y una longitud de 200 mm. Además, la soldadura de restricción se realizó utilizando un electrodo cubierto ENi6625 definido en el documento JIS Z 3224 (2010).

Posteriormente, se realizó soldadura de multipaso mediante soldadura TIG en el bisel. Se utilizó un relleno de corte obtenido a partir de la placa de acero A como material de relleno para llevar a cabo la soldadura de multipaso. El aporte de calor se fijó en el intervalo de 9 a 15 kJ/cm y se llevaron a cabo tres juntas soldadas para cada uno de los metales de base. Además, una de las dos juntas soldadas producidas a partir de cada metal de base se dejó en estado de soldadura, se tomó una viruta maquinizada a partir del metal de soldadura y se sometió a análisis químico. La otra de las dos juntas soldadas se sometió a tratamiento térmico de curado en condiciones de 500 horas a una temperatura de 650 °C.

Se tomaron muestras de ensayo para investigación microestructural de cinco puntos en cada una de estas juntas soldadas. Se sometió la sección transversal de cada una de las muestras de ensayo obtenidas a pulido de espejo y a continuación se sometió a ataque químico antes de la observación por medio de microscopía óptica para determinar si había fisuras en el metal de soldadura. La junta soldada en la que no se apreciaron fisuras en ninguna de las cinco muestras de ensayo se consideró como "pasa", y la junta soldada en la que se apreciaron fisuras se consideró como "fallo".

Resistencia a la ruptura por deformación plástica

Además, se tomó una muestra de ensayo de ruptura por deformación plástica de barra redonda de la junta soldada restante de manera que el metal de soldadura estuviera en el centro de la parte paralela, y se llevó a cabo un ensayo de ruptura por deformación plástica en condiciones de 650 °C y 216 MPa en el que el tiempo objetivo de ruptura del metal de base fue de aproximadamente 1.000 horas. La junta soldada para la cual el tiempo de ruptura fue un 90% o más del tiempo de ruptura objetivo del metal de base se consideró como "pasa".

Un resumen de los resultados de estos ensayos se muestra en las Tablas 5 y 6.

Tabla 6

Como se comprende a partir de las Tablas 5 y 6, en los Ensayos Nos. 17 a 19 en los que la composición química del metal de soldadura cumplió con los requisitos definidos por la presente invención, los resultados mostraron que se obtuvo suficiente resistencia a la fisuración por solidificación y resistencia a la fisuración por relajación de tensión durante la soldadura y durante el curado a temperatura elevada, y las muestras de ensayo también resultaron excelentes en cuanto a resistencia a la deformación plástica.

Tal como se ha descrito anteriormente, se encontró que sólo se obtenían suficiente resistencia a la fisuración por solidificación y resistencia a la fisuración por relajación de tensión, así como excelente resistencia a la deformación plástica en el caso de cumplir los requisitos de la presente invención.

Aplicabilidad industrial

Según la presente invención, se puede obtener un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que es excelente en cuanto a resistencia a la fisuración por soldadura, tiene elevada resistencia a la deformación plástica y es un metal de soldadura que constituye una estructura de equipos para ser utilizados a temperatura elevada, y también una estructura soldada que incluye el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un metal de soldadura de acero inoxidable austenítico que tiene una composición química que consiste en, en% en masa,

C: de un 0,05 a un 0,11%,

Si: de un 0,10 a un 0,50%,

Mn: de un 1,0 a un 2,5%,

P: un 0,035% o menos,

S: un 0,0030% o menos,

Co: de un 0,02 a un 1,00%,

Ni: de un 9,0 a un 11,5%,

Cr: de un 17,0 a un 21,0%,

Nb: de un 0,60 a un 0,90%,

Ta: de un 0,001 a un 0,100%,

N: de un 0,01 a un 0,15%,

Al: un 0,030% o menos,

O: un 0,020% o menos,

V: de un 0 a un 0,10%,

Ti: de un 0 a un 0,10%,

W: de un 0 a un 0,50%,

Mo: de un 0 a un 0,50%,

Cu: de un 0 a un 0,50%,

B: de un 0 a un 0,005%,

Ca: de un 0 a un 0,010%,

Mg: de un 0 a un 0,010%,

REM: de un 0 a un 0,10%, y

el resto: Fe e impurezas,

y que cumple la fórmula (i) siguiente:

Nb-7,8xC<0,25 ... (i)

2. El metal de soldadura de acero inoxidable austenítico de acuerdo con la reivindicación 1, en el que la composición química contiene, en % en masa, uno o más de los tipos de elementos seleccionados de:

V: de un 0,01 a un 0,10%,

Ti: de un 0,01 a un 0,10%,

W: de un 0,01 a un 0,50%,

Mo: de un 0,01 a un 0,50%,

Cu: de un 0,01 a un 0,50%,

B: de un 0,0002 a un 0,005%,

Ca: de un 0,0005 a un 0,010%,

Mg: de un 0,0005 a un 0,010%, y

REM: de un 0,0005 a un 0,10%.

3. Una estructura soldada que tiene el metal de soldadura de acero inoxidable austenítico según la reivindicación 1 o la reivindicación 2.