JP2019063868A - オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度と優れた低温靱性とを両立できるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料を提供する。【解決手段】オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１０％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：４．０〜８．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：１４．０〜１８．０％、Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、Ｍｏ：１．０〜４．０％、Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｎ：０．１５〜０．４５％、Ｃｕ：０〜３％、Ｗ：０〜３％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ａｌ：０〜０．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、組織が、面積率で０．０５〜２．５％のδフェライトを含み、下記式（１）で定義されるＦ１が、３８．０〜４８．０である。Ｆ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋０．５Ｍｎ−０．８Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋Ｃｕ＋５Ｍｏ＋２．５Ｗ＋１５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）＋３０Ｎ＋δ （１）【選択図】図１

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料に関する。

近年、水素をエネルギーとする輸送機器の研究開発、及び水素を供給する水素ステーションの実用化研究が盛んに進められている。これらの実用化に際して、水素ガスを高圧貯蔵、使用する環境の整備が急務とされており、引張強さで８００ＭＰａを上回る高強度材料の開発及び適用検討が進められている。

国際公開第２００４／８３４７６号には、高強度のオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。このオーステナイト系ステンレス鋼は、高Ｍｎ化することによってＮの溶解度を高め、さらにＶやＮｂを添加することによって、Ｎの固溶強化及び窒化物の析出強化を活用して高強度化が図られている。

このような材料を構造物として使用する場合、溶接による組み立てが必要であるが、溶接部にも母材と同等以上の強度が要求される。国際公開第２０１３／５５７０号には、溶接材料のＮ含有量、溶接時のシールドガス、溶融池面積等を管理することによって溶接金属のＮ含有量を増大させて、溶接後熱処理を実施しなくても高強度化を達成できる溶接継手が記載されている。また、特開２０１５−６６７８号公報には、溶接材料を用いずに高強度の溶接継手を製造する方法が記載されている。

国際公開第２００４／８３４７６号 国際公開第２０１３／５５７０号 特開２０１５−６６７８号公報 特開平７−８８６８４号公報

高圧水素ガスの研究開発と並行して、液化水素を用いた水素の貯蔵及び使用に対する期待も高まっており、液化水素用材料に対する需要の増加が予想されている。水素の沸点は−２５３℃であり、液化水素用の材料には、このような極低温での靱性が求められる。また、常温で狙いの圧力にするためには、液化水素時にある程度昇圧しておく必要がある。そのため、液化水素用の材料には、高強度が求められる。

国際公開第２００４／８３４７６号に記載されているような高強度のオーステナイト系ステンレス鋼の溶接材料として、従来は３０９ＭｏＬが用いられている。３０９ＭｏＬでは、強度は確保できるものの、低温靱性を確保することができない。

本発明の目的は、高強度と優れた低温靱性とを両立できるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料を提供することである。

本発明の一実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１０％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：４．０〜８．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：１４．０〜１８．０％、Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、Ｍｏ：１．０〜４．０％、Ｖ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｎ：０．１５〜０．４５％、Ｃｕ：０〜３％、Ｗ：０〜３％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ａｌ：０〜０．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、組織が、面積率で０．０５〜２．５％のδフェライトを含み、下記式（１）で定義されるＦ１が、３８．０〜４８．０である。
Ｆ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋０．５Ｍｎ−０．８Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋Ｃｕ＋５Ｍｏ＋２．５Ｗ＋１５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）＋３０Ｎ＋δ （１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎには、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（１）中のδには、δフェライトの量が面積％で代入される。

本発明によれば、高強度と優れた低温靱性とを両立できるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料が得られる。

図１は、Ｆ１と引張強さとの関係を示す散布部である。 図２は、Ｆ１と吸収エネルギーとの関係を示す散布図である。

本発明者らは、上記の課題を解決するため、種々の検討を実施した。まず、固溶強化及び析出強化に寄与する元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＮに着目し、これらの元素と強度との関係を調査した。また、低温靱性確保の観点から、オーステナイト安定化元素であるＮｉ含有量との関係を調査した。その結果、以下の知見を得た。

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＮの含有量を増やすと、強度は向上するが、低温靱性は低下する傾向がある。低温靱性を確保するためには、Ｎｉ含有量を高くすることが効果的である。一方、Ｎｉ含有量を高くすると、δフェライトの析出が抑制される。δフェライトは靱性を低下させる因子であるが、少量のδフェライトは、溶接金属の割れを顕著に抑制する。また、δフェライトは、分散強化によって溶接金属の強度を向上させる。そのため、δフェライトの析出を完全に抑制することは好ましくなく、フェライト形成元素とオーステナイト形成元素とのバランスを適正化して、適量のδフェライトを析出させることが好適である。

本発明者らは、所定の化学組成を有し、組織が面積率で０．０５〜２．５％のδフェライトを含み、かつ下記の式（１）で表されるＦ１が３８．０〜４８．０であれば、高強度と優れた低温靱性とを備えたオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料が得られることを見出した。
Ｆ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋０．５Ｍｎ−０．８Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋Ｃｕ＋５Ｍｏ＋２．５Ｗ＋１５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）＋３０Ｎ＋δ （１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎには、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（１）中のδには、δフェライトの量が面積％で代入される。

以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料を詳細に説明する。

［化学組成］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

Ｃ：０．００５〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、固溶強化によって鋼の強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．００５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粒界に析出して靱性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．００５〜０．１０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。

Ｓｉ：１．２％以下
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化によって鋼の強度の向上に寄与する。Ｓｉが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｓｉが１．２％を超えると、Ｎｉ、Ｃｒ等と金属間化合物を形成して、鋼の靱性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は１．２％以下である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．８％である。

Ｍｎ：４．０〜８．０％
マンガン（Ｍｎ）は、安価なオーステナイト形成元素であり、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎ等との適正な組み合わせによって、高強度化、並びに延性及び靱性の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が４．０％未満では、Ｎの溶解量が少なくなり、Ｎによる固溶強化や析出強化の効果が十分に得られなくなる。一方、Ｍｎ含有量が８．０％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は４．０〜８．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは４．２％であり、さらに好ましくは４．３％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは７．０％であり、さらに好ましくは６．０％である。

Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の靱性及び溶接性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。

Ｓ：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、鋼の靱性及び溶接性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。

Ｎｉ：１４．０〜１８．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、耐水素脆化性、及び低温靱性を向上させる。Ｎｉ含有量が１４．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が１８．０％を超えると、適量のδフェライトを析出させることが困難になる。そのため、Ｎｉ含有量は１４．０〜１８．０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは１４．５％であり、さらに好ましくは１５．０％であり、さらに好ましくは１５．５％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは１７．５％であり、さらに好ましくは１７．０％である。

Ｃｒ：２０．０〜２６．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を向上させるとともに、Ｎの溶解度を高めて硬度の向上に寄与する。Ｃｒ含有量が２０．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２６．０％を超えると、オーステナイトが不安定になり、低温靱性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は２０．０〜２６．０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは２１．０％であり、さらに好ましくは２２．０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２５．０であり、さらに好ましくは２４．５％である。

Ｍｏ：１．０〜４．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、固溶強化及び析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｍｏ含有量が１．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が４．０％を超えると、オーステナイトが不安定になり、低温靱性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は１．０〜４．０％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは３．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。

Ｖ：０．５０％以下
バナジウム（Ｖ）は、固溶強化及び析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｖが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、窒化物が過剰に析出し、低温靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．５０％以下である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｎｂ：０．５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、固溶強化及び析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｎｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．５０％を超えると、窒化物が過剰に析出し、低温靱性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．５０％以下である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｎ：０．１５〜０．４５％
窒素（Ｎ）は、固溶強化元素であり、また、窒化物を形成することで結晶粒を微細化し、高強度化に寄与する。Ｎ含有量が０．１５％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．４５％を超えると、製造時の熱間加工性が低下するともに、溶接時にブローホールが発生しやすくなる。そのため、Ｎ含有量は０．１５〜０．４５％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、又は製造過程の環境等から混入する元素を意味する。

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｗ、Ｔｉ、及びＡｌからなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。Ｃｕ、Ｗ、Ｔｉ、及びＡｌは、すべて選択元素である。すなわち、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料の化学組成は、Ｃｕ、Ｗ、Ｔｉ、及びＡｌの一部又は全部を含有していなくてもよい。

Ｃｕ：０〜３％
銅（Ｃｕ）は、オーステナイト組織を安定化させる。Ｃｕはさらに、固溶強化により強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃｕ含有量が３％を超えると、鋼の延性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は０〜３％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは２％である。

Ｗ：０〜３％
タングステン（Ｗ）は、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｗが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｗ含有量が３％を超えると、鋼の延性が低下する。そのため、Ｗ含有量は０〜３％である。Ｗ含有量の上限は好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは２％である。

Ｔｉ：０〜０．５％
チタン（Ｔｉ）は、固溶強化及び析出強化によって鋼の強度を向上させる。Ｔｉが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｔｉ含有量が０．５％を超えると、窒化物が過剰に析出し、低温靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０〜０．５％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２％である。

Ａｌ：０〜０．５％
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として使用される場合がある。一方、Ａｌの残留が多過ぎ、Ａｌ含有量が０．５％を超えると、靱性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０〜０．５％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．２％である。

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接継手は、組織が、面積率で０．０５〜２．５％のδフェライトを含む。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料の組織の残部は、オーステナイト相及び析出相である。

δフェライトは、溶接時の高温割れを顕著に抑制する。δフェライトはまた、分散強化によって溶接金属の強度を向上させる。δフェライトの面積率が０．０５％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、δフェライトの面積率が２．５％を超えると、低温靱性を確保することが困難になる。そのため、δフェライトの面積率は０．０５〜２．５％である。δフェライトの面積率の下限は、好ましくは０．０７％である。δフェライトの面積率の上限は、好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。

δフェライトの面積率は、次のように測定する。鋼を切断し、断面を研磨し、ピクリン酸アルコール等でエッチングする。倍率５００倍程度の顕微鏡で研磨面を観察し、画像解析によって面積率を算出する。

δフェライトの量は、主にフェライト形成元素（Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等）の量とオーステナイト形成元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎ等）の量とのバランスによって決まる。例えば、Ｎｉ含有量を高くする場合には、その量に応じて、Ｃｒ含有量やＭｏ含有量も多くする必要がある。

［Ｆ１について］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料は、下記式（１）で定義されるＦ１が、３８．０〜４８．０である。
Ｆ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋０．５Ｍｎ−０．８Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋Ｃｕ＋５Ｍｏ＋２．５Ｗ＋１５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）＋３０Ｎ＋δ （１）
式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎには、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（１）中のδには、δフェライトの量が面積％で代入される。

Ｆ１において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、δは、いずれも鋼の強度を向上させる因子である。本実施形態の化学組成において、Ｆ１の値を３８．０以上にすれば、引張強さを６９０ＭＰａ以上にすることができる。一方、Ｆ１の値が大きくなると、低温靱性は低下する傾向がある。Ｆ１において、Ｎｉは、靱性を向上させる因子である。本実施形態の化学組成において、Ｆ１の値を４８．０以下にすれば、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを２７Ｊ以上にすることができる。Ｆ１の下限は、好ましくは４０．０であり、さらに好ましくは４２．０である。Ｆ１の上限は、好ましくは４７．０であり、さらに好ましくは４６．０である。

［引張強さ及び低温靱性］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接継手は、好ましくは、室温において６９０ＭＰａ以上の引張強さを有する。引張強さは、より好ましくは７５０ＭＰａ以上である。また、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接継手は、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが、２７Ｊ以上である。−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、より好ましくは４５Ｊ以上である。

［製造方法］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料の製造方法の一例を説明する。オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料の製造方法は、これに限定されない

上述の化学組成を有する鋼を溶製する。溶製は例えば、電気炉、Ａｒ−Ｏ_２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）等を用いることができる。溶製された鋼を鋳造してインゴットにし、インゴットを熱間加工して溶接材料を製造する。溶接材料の形状は例えば、棒状、ワイヤー状、ブロック状等である。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。

表１に示す化学組成を有する鋼種１〜２１を溶製した。表１の「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。

各鋼種から、溶接棒と板材とを作製した。具体的には、１１５０℃で熱間鍛造、熱間加工及び機械加工を施して２ｍｍ角の溶接棒を作製した。１１５０℃で熱間鍛造後、さらに１１５０℃で熱間圧延して厚さ４ｍｍの板材を作製した。

作製した溶接棒を用いて、全溶着金属試験片を作製した。具体的には、手動のガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）で、開先面へのバタリング溶接後、開先内に積層溶接を行った。入熱は９〜１２ｋＪ／ｃｍとし、層間温度は１５０℃以下とした。溶接前熱処理（予熱）及び溶接後熱処理は実施しなかった。作製した全溶着金属試験片から、ミクロ観察用試験片、引張試験片、及びシャルピー衝撃試験を採取した。

ミクロ試験片から、実施形態で説明した方法によって、δフェライトの面積率を測定した。測定結果を前掲の表１に示す。

引張試験片は、平行部直径が６ｍｍの丸棒試験片とした。室温、大気中で引張試験を実施し、引張強さを測定した。

シャルピー衝撃試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、フルサイズの２ｍｍＶノッチ試験片とし、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を実施した。

作製した板材からトランスバレストレイン試験片を採取した。その後、溶接電流１００Ａ、溶接速度１５ｃｍ／ｍｉｎの条件にてＧＴＡＷによりビードオンプレート溶接を行った。溶融池が試験片の長手方向の中央部に到達したとき、試験片に曲げ変形を加え、溶接金属に付加歪みを与えて割れを発生させた。付加歪みは、最大割れ長さが飽和する２％とした。評価は、溶接金属内に生じた最大割れ長さを測定し、溶接材料が有する凝固割れ感受性の評価指標とした。割れ長さは、Ａｌｌｏｙ８００Ｈの最大割れ長さである１．６５ｍｍ以下を目標とした。

引張試験、シャルピー衝撃試験、及びトランスバレストレイン試験の結果を表２に示す。表２の「−」は、該当する試験を実施していないことを示す。

鋼種１〜８から作製された全溶着金属試験片は、６９０ＭＰａ以上の引張強さを有し、−１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ以上であった。また、トランスバレストレイン試験での最大割れ長さも小さかった。

鋼種９〜１５から作製された全溶着金属試験片は、６９０ＭＰａ以上の引張強さを有していたものの、−１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ未満であった。これは鋼種９〜１５のＦ１が大きすぎたためと考えられる。

鋼種１６及び１８から作製された全溶着金属試験片は、引張強さが６９０ＭＰａ未満であった。これは、鋼種１６及び１８のＭｎ含有量及びＮ含有量が低すぎたため、又はＦ１が低すぎたためと考えられる。

鋼種１７は、高強度のオーステナイト系ステンレス鋼の溶接材料として従来用いられている３０９ＭｏＬである。鋼種１７から作製された全溶着金属試験片は、６９０ＭＰａ以上の引張強さを有していたものの、−１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ未満であった。これは鋼種１７のＮｉ含有量が低すぎたため、及びＦ１が大きすぎたためと考えられる。

鋼種１９から作製された全溶着金属試験片は、引張強さが６９０ＭＰａ未満であった。これは、Ｆ１が低すぎたためと考えられる。

鋼種２０から作製された板材では、トランスバレストレイン試験において大きな割れが発生した。これは、鋼種２０のＮｉ含有量が高すぎたことによって、δフェライトの析出が完全に抑制されていたためと考えられる。

鋼種２１から作製された全溶着金属試験片は、６９０ＭＰａ以上の引張強さを有していたものの、−１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２７Ｊ未満であった。これは、鋼種２１のＮｉ含有量が低すぎたためと考えられる。

図１は、Ｆ１と引張強さとの関係を示す散布部である。図２は、Ｆ１と吸収エネルギーとの関係を示す散布図である。図１及び図２に示すとおり、Ｆ１の値が大きくなるほど、引張強さは大きくなり、吸収エネルギーは低下する傾向がある。Ｆ１を３８．０〜４８．０にすることで、６９０ＭＰａ以上の引張強さと、２７Ｊ以上の吸収エネルギーとを両立することができる。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (1)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．００５〜０．１０％、
   Ｓｉ：１．２％以下、
   Ｍｎ：４．０〜８．０％、
   Ｐ ：０．０３％以下、
   Ｓ ：０．０２％以下、
   Ｎｉ：１４．０〜１８．０％、
   Ｃｒ：２０．０〜２６．０％、
   Ｍｏ：１．０〜４．０％、
   Ｖ ：０．５０％以下、
   Ｎｂ：０．５０％以下、
   Ｎ ：０．１５〜０．４５％、
   Ｃｕ：０〜３％、
   Ｗ ：０〜３％、
   Ｔｉ：０〜０．５％、
   Ａｌ：０〜０．５％、
   残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   組織が、面積率で０．０５〜２．５％のδフェライトを含み、
   下記式（１）で定義されるＦ１が、３８．０〜４８．０である、オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料。
   Ｆ１＝１０Ｃ＋Ｓｉ＋０．５Ｍｎ−０．８Ｎｉ＋１．３Ｃｒ＋Ｃｕ＋５Ｍｏ＋２．５Ｗ＋１５（Ｖ＋Ｎｂ＋Ｔｉ）＋３０Ｎ＋δ （１）
   式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎには、対応する元素の含有量が質量％で代入される。式（１）中のδには、δフェライトの量が面積％で代入される。

Images