JP2619079B2 - 高温でのクリープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 - Google Patents
高温でのクリープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料Info
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- JP2619079B2 JP2619079B2 JP1306672A JP30667289A JP2619079B2 JP 2619079 B2 JP2619079 B2 JP 2619079B2 JP 1306672 A JP1306672 A JP 1306672A JP 30667289 A JP30667289 A JP 30667289A JP 2619079 B2 JP2619079 B2 JP 2619079B2
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- welding material
- ferrite
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、高温におけるクリープ破断延性や強度及び
耐脆化性の優れたNi−Crオーステナイト系ステンレス鋼
溶接材料に関するものである。
耐脆化性の優れたNi−Crオーステナイト系ステンレス鋼
溶接材料に関するものである。
（従来の技術） 現在開発が進められている高速増殖炉の構造材料に
は、SUS304,SUS316等のオーステナイト系ステンレス鋼
が使用されるが、これらの構造材料は、クリープ温度領
域で使用される。高速増殖炉の構造材料に負荷される主
要応力は、温度変動にともなう熱応力である。この熱応
力による残留応力が、高温運転時にクリープにより緩和
される過程が構造材料に繰り返し加えられることから、
クリープ疲労特性が重要視される。ところで、このクリ
ープ疲労特性は、クリープ破断延性と相関関係があるこ
とが明らかにされており、高速増殖炉の構造材料に使用
されるステンレス鋼は、クリープ破断延性が優れている
ことが要求される。このようなステンレス鋼として、本
発明者等はクリープ破断延性の優れた316系のステンレ
ス鋼厚板を発明した（特開昭62−23346号公報参照）。
は、SUS304,SUS316等のオーステナイト系ステンレス鋼
が使用されるが、これらの構造材料は、クリープ温度領
域で使用される。高速増殖炉の構造材料に負荷される主
要応力は、温度変動にともなう熱応力である。この熱応
力による残留応力が、高温運転時にクリープにより緩和
される過程が構造材料に繰り返し加えられることから、
クリープ疲労特性が重要視される。ところで、このクリ
ープ疲労特性は、クリープ破断延性と相関関係があるこ
とが明らかにされており、高速増殖炉の構造材料に使用
されるステンレス鋼は、クリープ破断延性が優れている
ことが要求される。このようなステンレス鋼として、本
発明者等はクリープ破断延性の優れた316系のステンレ
ス鋼厚板を発明した（特開昭62−23346号公報参照）。
しかしながら、高速増殖炉は大型の溶接構造物である
ため、その溶接金属部に対してもクリープ破断延性に優
れていることが要求される。これまでの高温用溶接材料
は、たとえばSUS Y316では、クリープ中に炭化物が析出
し十分なクリープ破断延性が得られない、あるいは炭素
含有量の低いSUS Y316L系では、クリープ破断延性は優
れるがクリープ破断強度が低く、いずれも高速増殖炉の
構造用として十分とは言えないものであった。さらにこ
れらの溶接材料では、溶接時の高温割れを防止するため
導入されたδ−フェライト相から、脆化相であるシグマ
相が析出し、靭性低下をまねく傾向にある。
ため、その溶接金属部に対してもクリープ破断延性に優
れていることが要求される。これまでの高温用溶接材料
は、たとえばSUS Y316では、クリープ中に炭化物が析出
し十分なクリープ破断延性が得られない、あるいは炭素
含有量の低いSUS Y316L系では、クリープ破断延性は優
れるがクリープ破断強度が低く、いずれも高速増殖炉の
構造用として十分とは言えないものであった。さらにこ
れらの溶接材料では、溶接時の高温割れを防止するため
導入されたδ−フェライト相から、脆化相であるシグマ
相が析出し、靭性低下をまねく傾向にある。
（発明が解決しようとする課題） このように、従来のSUS Y316あるいはSUS Y316L系の
溶接材料は、クリープ破断延性、あるいはクリープ破断
強度の何れかの点、及び耐脆化性の点で高速増殖炉の構
造材料として不十分なものである。この原因は、SUS Y3
16系については、鋼中に存在するＣが、高温での使用中
にδ−フェライトとオーステナイト相の界面に炭化物と
して析出すること、及びδ−フェライト相からシグマ相
が析出することに関係している。すなわち、界面に析出
する炭化物は界面脆化を引き起こし、延性低下あるいは
クリープ破断強度の劣化原因となり、またSUS Y316L系
では強化元素であるＣ量が低いため、クリープ破断延性
が十分でない。さらに、δ−フェライト相から容易にシ
グマ相が析出するため靭性が低下するという問題点があ
った。
溶接材料は、クリープ破断延性、あるいはクリープ破断
強度の何れかの点、及び耐脆化性の点で高速増殖炉の構
造材料として不十分なものである。この原因は、SUS Y3
16系については、鋼中に存在するＣが、高温での使用中
にδ−フェライトとオーステナイト相の界面に炭化物と
して析出すること、及びδ−フェライト相からシグマ相
が析出することに関係している。すなわち、界面に析出
する炭化物は界面脆化を引き起こし、延性低下あるいは
クリープ破断強度の劣化原因となり、またSUS Y316L系
では強化元素であるＣ量が低いため、クリープ破断延性
が十分でない。さらに、δ−フェライト相から容易にシ
グマ相が析出するため靭性が低下するという問題点があ
った。
本発明は、このような問題点を解決し、高温でのクリ
ープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたオーステナイ
ト系ステンレス鋼溶接材料を提供するものである。
ープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたオーステナイ
ト系ステンレス鋼溶接材料を提供するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明は、以上のような課題を解決するためになされ
たものであって、その要旨とするところは、 （１）重量％で、C:0.030％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.
0％以下、P:0.01〜0.07％、Cr:14.0〜20.0％、Ni:6.0〜
10.0％（ただし、10.0％を除く）、Mo:2.0〜3.0％、Al:
0.04％以下、N:0.06〜0.18％を含有し、残部は実質的に
Feからなる溶接材料であり、かつ該溶接材料によって得
られる溶接金属物におけるδ−フェライト量が、下記式
１によって求められる容積％で、１〜12％の範囲になる
ように前記溶接材料の成分を構成することを特徴とする
高温でのクリープ破断延性や強度に優れ、かつ高温での
耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材
料。
たものであって、その要旨とするところは、 （１）重量％で、C:0.030％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.
0％以下、P:0.01〜0.07％、Cr:14.0〜20.0％、Ni:6.0〜
10.0％（ただし、10.0％を除く）、Mo:2.0〜3.0％、Al:
0.04％以下、N:0.06〜0.18％を含有し、残部は実質的に
Feからなる溶接材料であり、かつ該溶接材料によって得
られる溶接金属物におけるδ−フェライト量が、下記式
１によって求められる容積％で、１〜12％の範囲になる
ように前記溶接材料の成分を構成することを特徴とする
高温でのクリープ破断延性や強度に優れ、かつ高温での
耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材
料。
δ−フェライト量＝−70.29＋3.2×Creq−0.031 ×（Nieq）２＋15.661×Creq/Nieq−0.0208 ×Creq×Nieq ……（１） ［但し、Creq＝Cr＋Mo＋0.5×Si、 Nieq＝Ni＋0.5×Mn＋30×（Ｃ＋Ｎ）］ （２）重量％で、C:0.030％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.
0％以下、P:0.01〜0.07％、Cr:14.0〜20.0％、Ni:6.0〜
10.0％（ただし、10.0％を除く）、Mo:2.0〜3.0％、Al:
0.04％以下、N:0.06〜0.18％、さらにW:3.0％以下を含
有し、残部は実質的にFeからなる溶接材料であり、かつ
該溶接材料によって得られる溶接金属物におけるδ−フ
ェライト量が、下記式１によって求められる容積％で、
１〜12％の範囲になるように前記溶接材料の成分を構成
することを特徴とする高温でのクリープ破断延性や強度
に優れ、かつ高温での耐脆化性の優れたオーステナイト
系ステンレス鋼溶接材料。
0％以下、P:0.01〜0.07％、Cr:14.0〜20.0％、Ni:6.0〜
10.0％（ただし、10.0％を除く）、Mo:2.0〜3.0％、Al:
0.04％以下、N:0.06〜0.18％、さらにW:3.0％以下を含
有し、残部は実質的にFeからなる溶接材料であり、かつ
該溶接材料によって得られる溶接金属物におけるδ−フ
ェライト量が、下記式１によって求められる容積％で、
１〜12％の範囲になるように前記溶接材料の成分を構成
することを特徴とする高温でのクリープ破断延性や強度
に優れ、かつ高温での耐脆化性の優れたオーステナイト
系ステンレス鋼溶接材料。
δ−フェライト量＝−70.29＋3.2×Creq−0.031 ×（Nieq）２＋15.661×Creq/Nieq−0.0208 ×Creq×Nieq ……（１） ［但し、Creq＝Cr＋Mo＋0.5×Ｗ＋1.5×Si、 Nieq＝Ni＋0.5×Mn＋30×（Ｃ×Ｎ）］ にある。
（作用） 以下本発明の要件を特定した技術的根拠について説明
する。
する。
発明者は、溶接金属部の高温でのクリープ破断延性と
強度に対する、化学成分およびδ−フェライト量につい
て系統的な調査を行った。第１図（Ａ）と（Ｂ）にクリ
ープ破断特性に対するＣとＮ量の影響（試験温度は550
℃）を示す。（Ａ）図から低Ｃ化することにより、クリ
ープ破断延性が向上しクリープ破断強度が低下すること
がわかる。一方、Ｎについては、（Ｂ）図に示すよう
に、Ｃが0.05％存在する場合は、Ｎ量とともにクリープ
破断強度は増加するが、クリープ破断延性は低下する。
これに対し、Ｃが0.01％と低い系ではＮ量とともにクリ
ープ破断強度は向上するが、クリープ破断延性は低下し
ない。すなわち、強化元素をＣからＮに変えることによ
り、クリープ破断強度、クリープ破断延性ともに優れた
溶接材料の開発の可能性が見出された。
強度に対する、化学成分およびδ−フェライト量につい
て系統的な調査を行った。第１図（Ａ）と（Ｂ）にクリ
ープ破断特性に対するＣとＮ量の影響（試験温度は550
℃）を示す。（Ａ）図から低Ｃ化することにより、クリ
ープ破断延性が向上しクリープ破断強度が低下すること
がわかる。一方、Ｎについては、（Ｂ）図に示すよう
に、Ｃが0.05％存在する場合は、Ｎ量とともにクリープ
破断強度は増加するが、クリープ破断延性は低下する。
これに対し、Ｃが0.01％と低い系ではＮ量とともにクリ
ープ破断強度は向上するが、クリープ破断延性は低下し
ない。すなわち、強化元素をＣからＮに変えることによ
り、クリープ破断強度、クリープ破断延性ともに優れた
溶接材料の開発の可能性が見出された。
第２図は、このようなクリープ破断特性の優れた低Ｃ
−高Ｎ系（0.01％Ｃ−0.08％Ｎ−８％Ni−16％Cr−2.1M
o）の溶接金属部のクリープ破断特性に対するＰの影響
を示したものである。Ｐを添加することにより、クリー
プ破断強度、クリープ破断延性がともに向上することが
わかる。
−高Ｎ系（0.01％Ｃ−0.08％Ｎ−８％Ni−16％Cr−2.1M
o）の溶接金属部のクリープ破断特性に対するＰの影響
を示したものである。Ｐを添加することにより、クリー
プ破断強度、クリープ破断延性がともに向上することが
わかる。
オーステナイト系ステンレス鋼の溶接施工上の問題と
して、高温割れがあり、この対策として、通常溶接金属
にδ−フェライトを導入することが行われている。この
δ−フェライトは、先に述べたように、クリープ亀裂の
伝播径路となることからクリープ破断特性への影響が考
えられる。第３図は、クリープ破断特性に対するδ−フ
ェライト量の影響を示したもので、クリープ破断特性に
対して、δ−フェライト量に最適値が存在することがわ
かる。すなわち、従来型の0.06％Ｃ−0.02％Ｎ系では、
クリープ中に炭化物の析出が生じることから、δ−フェ
ライトの影響が顕著であるが、クリープ破断延性が改善
された0.01％Ｃ−0.11％Ｎ系においても、やや変化量は
小さいものの、やはり最適δ−フェライト量が存在す
る。
して、高温割れがあり、この対策として、通常溶接金属
にδ−フェライトを導入することが行われている。この
δ−フェライトは、先に述べたように、クリープ亀裂の
伝播径路となることからクリープ破断特性への影響が考
えられる。第３図は、クリープ破断特性に対するδ−フ
ェライト量の影響を示したもので、クリープ破断特性に
対して、δ−フェライト量に最適値が存在することがわ
かる。すなわち、従来型の0.06％Ｃ−0.02％Ｎ系では、
クリープ中に炭化物の析出が生じることから、δ−フェ
ライトの影響が顕著であるが、クリープ破断延性が改善
された0.01％Ｃ−0.11％Ｎ系においても、やや変化量は
小さいものの、やはり最適δ−フェライト量が存在す
る。
以上の調査結果から、従来材並のクリープ破断強度を
有するクリープ破断延性の優れた溶接材料の可能性を見
出したわけであるが、クリープ破断延性を損なわずに、
更にクリープ破断強度を高めるための検討を行った。ク
リープ破断延性を損なわずに強化する方法としては、固
溶強化が最適であり、その代表元素としてＮを利用した
が、0.18％以上では析出するため他の元素を考える必要
がある。
有するクリープ破断延性の優れた溶接材料の可能性を見
出したわけであるが、クリープ破断延性を損なわずに、
更にクリープ破断強度を高めるための検討を行った。ク
リープ破断延性を損なわずに強化する方法としては、固
溶強化が最適であり、その代表元素としてＮを利用した
が、0.18％以上では析出するため他の元素を考える必要
がある。
本発明者らは、さらに固溶強化能が高くかつ溶解度の
大きい元素としてＷを選定し、その効果について調査し
た。第４図はその結果を示したもので、0.01％Ｃ−0.07
％Ｎ−９％Ni−16％Cr−2.1％Mo系にＷを添加すること
によりクリープ破断強度が向上することがわかる。しか
し、多量に添加するとクリープ破断延性が低下するが、
これはＷを含む金属間化合物が析出することに起因して
いる。
大きい元素としてＷを選定し、その効果について調査し
た。第４図はその結果を示したもので、0.01％Ｃ−0.07
％Ｎ−９％Ni−16％Cr−2.1％Mo系にＷを添加すること
によりクリープ破断強度が向上することがわかる。しか
し、多量に添加するとクリープ破断延性が低下するが、
これはＷを含む金属間化合物が析出することに起因して
いる。
以下に本発明における各成分の限定理由を述べる。
先ず本発明の成分系において、Ｃは有効な強化元素で
はあるが、δ−フェライトとオーステナイト相の界面に
炭化物として析出するため、高温長時間使用後のクリー
プ破断特性などの高温の機械的性質を損なう元素でもあ
る。このような観点から、Ｃ量は0.030％以下と定めた
が、とくに高いクリープ破断延性が要求される場合は0.
020％以下とすることが望ましい。
はあるが、δ−フェライトとオーステナイト相の界面に
炭化物として析出するため、高温長時間使用後のクリー
プ破断特性などの高温の機械的性質を損なう元素でもあ
る。このような観点から、Ｃ量は0.030％以下と定めた
が、とくに高いクリープ破断延性が要求される場合は0.
020％以下とすることが望ましい。
次に、Siは脱酸材として必要であるが、1.0％を超え
て過剰に存在すると高温割れ感受性を高めるのでこの値
を上限とした。
て過剰に存在すると高温割れ感受性を高めるのでこの値
を上限とした。
Mnは、脱酸元素であると同時に、鋼中のＳを固定する
ことから熱間加工性を向上させる効果を有するが、３％
を超えるとクリープ破断強度を低下させるのでこの値を
上限とした。
ことから熱間加工性を向上させる効果を有するが、３％
を超えるとクリープ破断強度を低下させるのでこの値を
上限とした。
Ｐは、高温保持中にリン化物として結晶粒内に析出し
強化作用を有し、さらに相界面を強化する作用もあるこ
とから、クリープ破断延性の点から効果的な元素である
が、その効果は0.01％より生じることから下限を0.01％
とした。しかし、過剰の添加は溶接性および熱間加工性
を著しく損なうことから、その上限を0.07％とした。な
お、特にクリープ破断延性が必要とされる場合は、Ｐ量
を0.02％以上とすることが望ましい。
強化作用を有し、さらに相界面を強化する作用もあるこ
とから、クリープ破断延性の点から効果的な元素である
が、その効果は0.01％より生じることから下限を0.01％
とした。しかし、過剰の添加は溶接性および熱間加工性
を著しく損なうことから、その上限を0.07％とした。な
お、特にクリープ破断延性が必要とされる場合は、Ｐ量
を0.02％以上とすることが望ましい。
Niは、オーステナイト生成元素として必須の元素であ
り、δ−フェライト量を所定の範囲に制御するために、
フェライト生成元素であるCr量に対し成分平衡上、式１
により調整される元素であるが、クリープ破断特性を劣
化させるσ−相、χ−相の析出を抑制する効果を有する
ことから、６％以上とした。10％以上の添加は、δ−フ
ェライト量制御に必要なCr量を添加させる結果、全体の
合金量を大幅に高めることになり、溶接性を損なうこと
から、上限を10％とした。
り、δ−フェライト量を所定の範囲に制御するために、
フェライト生成元素であるCr量に対し成分平衡上、式１
により調整される元素であるが、クリープ破断特性を劣
化させるσ−相、χ−相の析出を抑制する効果を有する
ことから、６％以上とした。10％以上の添加は、δ−フ
ェライト量制御に必要なCr量を添加させる結果、全体の
合金量を大幅に高めることになり、溶接性を損なうこと
から、上限を10％とした。
Crは、耐酸化性を高める元素であり、そのためには14
％以上を必要とするが、20％を超えると高温長時間加熱
中にδ−フェライト相からシグマ相の析出が促進され、
シグマ相による脆化を引き起こすことから、上限を20％
とした。
％以上を必要とするが、20％を超えると高温長時間加熱
中にδ−フェライト相からシグマ相の析出が促進され、
シグマ相による脆化を引き起こすことから、上限を20％
とした。
Moは、固溶強化作用を有する元素であるが、2.0％未
満では不十分であり、また3.0％超では高温長時間加熱
による脆化を起こすことから、上限を3.0％とした。
満では不十分であり、また3.0％超では高温長時間加熱
による脆化を起こすことから、上限を3.0％とした。
Alは、強力な脱酸元素であるが、0.04％を超えて添加
されると、高温長時間加熱により鋼中のＮと結合しAlN
を形成し、クリープ破断延性を損なうことから、上限を
0.04％とした。
されると、高温長時間加熱により鋼中のＮと結合しAlN
を形成し、クリープ破断延性を損なうことから、上限を
0.04％とした。
Ｎは、オーステナイト系ステンレス鋼において固溶限
が大きく、かつ強力な固溶強化作用を有する元素であ
る。その作用は0.06％より顕著となることから、下限を
0.06％とした。また、0.18％超のＮ添加は高温使用中に
窒化物の析出を引き起こすことから、0.18％を上限とし
た。
が大きく、かつ強力な固溶強化作用を有する元素であ
る。その作用は0.06％より顕著となることから、下限を
0.06％とした。また、0.18％超のＮ添加は高温使用中に
窒化物の析出を引き起こすことから、0.18％を上限とし
た。
以上が本発明における基本成分系であるが、本発明に
おいては、さらに高強度化を図るためＷを所定の範囲で
含有せしめることが有効である。すなわち、ＷはMoと同
様に固溶強化作用を有し、かつ固溶限も大きいことか
ら、クリープ破断延性を損なうことなくクリープ破断強
度を増加させることができる元素である。しかし3.0％
を超えると、高温使用中に金属間化合物の析出を引き起
こしクリープ破断延性を低下させることから、この値を
上限とした。
おいては、さらに高強度化を図るためＷを所定の範囲で
含有せしめることが有効である。すなわち、ＷはMoと同
様に固溶強化作用を有し、かつ固溶限も大きいことか
ら、クリープ破断延性を損なうことなくクリープ破断強
度を増加させることができる元素である。しかし3.0％
を超えると、高温使用中に金属間化合物の析出を引き起
こしクリープ破断延性を低下させることから、この値を
上限とした。
以上の化学成分の他に、δ−フェライト量に関しては
クリープ破断延性を確保するためおよび溶接時の高温割
れを防止するため最低１％が必要である。一方、δ−フ
ェライトを12％を超えて含有するとクリープ破断延性を
損なうことから上限を12％とした。
クリープ破断延性を確保するためおよび溶接時の高温割
れを防止するため最低１％が必要である。一方、δ−フ
ェライトを12％を超えて含有するとクリープ破断延性を
損なうことから上限を12％とした。
本発明におけるδ−フェライト量の算出は式１によ
る。式１の計算に用いる各成分濃度は溶接材料中の濃度
を適用する。本発明の溶接材料は組成が溶接材料に近い
母材に適用し、また、母材組成が溶接金属組成にほとん
ど影響しない溶接手段で溶接するので、溶接金属組成は
溶接材料組成でほぼ反映できる。
る。式１の計算に用いる各成分濃度は溶接材料中の濃度
を適用する。本発明の溶接材料は組成が溶接材料に近い
母材に適用し、また、母材組成が溶接金属組成にほとん
ど影響しない溶接手段で溶接するので、溶接金属組成は
溶接材料組成でほぼ反映できる。
以下に本発明の効果を実施例に基づいてさらに具体的
に示す。
に示す。
（実 施 例） 第１表は本発明溶接材料と比較溶接材料と母材の化学
成分を示す。第２表は溶接条件とδ−フェライトの実測
値を示す。δ−フェライト実測値は溶接材料の組成から
算出した値とほぼ近い値である。第３表は第１表の鋼に
ついて550℃の引張特性とクリープ破断特性を示したも
のである。これら特性調査結果から明らかなように、本
発明溶接材料は比較材に比べ高温長時間使用後のクリー
プ破断強度およびクリープ破断延性が優れたものであ
る。
成分を示す。第２表は溶接条件とδ−フェライトの実測
値を示す。δ−フェライト実測値は溶接材料の組成から
算出した値とほぼ近い値である。第３表は第１表の鋼に
ついて550℃の引張特性とクリープ破断特性を示したも
のである。これら特性調査結果から明らかなように、本
発明溶接材料は比較材に比べ高温長時間使用後のクリー
プ破断強度およびクリープ破断延性が優れたものであ
る。
（発明の効果） 以上述べた如く本発明溶接材料は、従来の溶接材料に
比して優れたクリープ破断特性を有する材料となってお
り、クリープ領域で使用される高温構造物用の溶接材料
として工業的に極めて有効なものである。
比して優れたクリープ破断特性を有する材料となってお
り、クリープ領域で使用される高温構造物用の溶接材料
として工業的に極めて有効なものである。
【図面の簡単な説明】 第１図（Ａ），（Ｂ）はクリープ破断特性に対するＣと
Ｎ量の影響を示す図、第２図はクリープ破断特性に対す
るＰ量の影響を示す図、第３図はクリープ破断特性に対
するδ−フェライト量の影響を示す図、第４図はクリー
プ破断特性に対するＷ量の影響を示す図である。
Ｎ量の影響を示す図、第２図はクリープ破断特性に対す
るＰ量の影響を示す図、第３図はクリープ破断特性に対
するδ−フェライト量の影響を示す図、第４図はクリー
プ破断特性に対するＷ量の影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 谷野 満 神奈川県川崎市中原区井田1618 新日本 製鐵株式会社第一技術研究所内 (72)発明者 小松 肇 神奈川県川崎市中原区井田1618 新日本 製鐵株式会社第一技術研究所内 (72)発明者 田下 正宣 兵庫県神戸市兵庫区和田崎町１―１―１ 三菱重工業株式会社神戸造船所内 (72)発明者 高鍋 清志 兵庫県神戸市兵庫区和田崎町１―１―１ 三菱重工業株式会社神戸造船所内 (72)発明者 川口 聖一 兵庫県高砂市荒井町新浜２―１―１ 三 菱重工業株式会社高砂研究所内 (72)発明者 今田 武彦 兵庫県高砂市荒井町新浜２―１―１ 三 菱重工業株式会社高砂研究所内 (56)参考文献 特許2555292（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、C:0.030％以下、Si:1.0％以
下、Mn:3.0％以下、P:0.01〜0.07％、Cr:14.0〜20.0
％、Ni:6.0〜10.0％（ただし、10.0％を除く）、Mo:2.0
〜3.0％、Al:0.04％以下、N:0.06〜0.18％を含有し、残
部は実質的にFeからなる溶接材料であり、かつ該溶接材
料によって得られる溶接金属物におけるδ−フェライト
量が、下記式１によって求められる容積％で、１〜12％
の範囲になるように前記溶接材料の成分を構成すること
を特徴とする高温でのクリープ破断延性や強度に優れ、
かつ高温での耐脆化性の優れたオーステナイト系ステン
レス鋼溶接材料。 δ−フェライト量＝−70.29＋3.2×Creq−0.031 ×（Nieq）２＋15.661×Creq/Nieq−0.0208 ×Creq×Nieq ……（１） ［但し、Creq＝Cr＋Mo＋0.5×Si、 Nieq＝Ni＋0.5×Mn＋30×（Ｃ＋Ｎ）］ - 【請求項２】重量％で、C:0.030％以下、Si:1.0％以
下、Mn:3.0％以下、P:0.01〜0.07％、Cr:14.0〜20.0
％、Ni:6.0〜10.0％（ただし、10.0％を除く）、Mo:2.0
〜3.0％、Al:0.04％以下、N:0.06〜0.18％、さらにW:3.
0％以下を含有し、残部は実質的にFeからなる溶接材料
であり、かつ該溶接材料によって得られる溶接金属部に
おけるδ−フェライト量が、下記式１によって求められ
る容積％で、１〜12％の範囲になるように前記溶接材料
の成分を構成することを特徴とする高温でのクリープ破
断延性や強度に優れ、かつ高温での耐脆化性の優れたオ
ーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。 δ−フェライト量＝−70.29＋3.2×Creq−0.031 ×（Nieq）２＋15.661×Creq/Nieq−0.0208 ×Creq×Nieq ……（１） ［但し、Creq＝Cr＋Mo＋0.5×Ｗ＋1.5×Si、 Nieq＝Ni＋0.5×Mn＋30×（Ｃ×Ｎ）］
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1306672A JP2619079B2 (ja) | 1989-11-28 | 1989-11-28 | 高温でのクリープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1306672A JP2619079B2 (ja) | 1989-11-28 | 1989-11-28 | 高温でのクリープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03169497A JPH03169497A (ja) | 1991-07-23 |
| JP2619079B2 true JP2619079B2 (ja) | 1997-06-11 |
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ID=17959930
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1306672A Expired - Lifetime JP2619079B2 (ja) | 1989-11-28 | 1989-11-28 | 高温でのクリープ破断延性や強度及び耐脆化性の優れたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
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| JP (1) | JP2619079B2 (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2555292B2 (ja) | 1988-10-04 | 1996-11-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高温におけるクリープ破断強度および延性の優れたＮｉーＣｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
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|---|---|---|---|---|
| JPS5080941A (ja) * | 1973-11-22 | 1975-07-01 | ||
| JPS586792A (ja) * | 1981-07-03 | 1983-01-14 | Nippon Steel Corp | ステンレス鋼用ガスシ−ルド溶接材料 |
| JPS5858996A (ja) * | 1981-10-02 | 1983-04-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｔｉｇ溶接用溶加材 |
| JPS6250232A (ja) * | 1985-08-28 | 1987-03-04 | Toyota Motor Corp | 四輪駆動装置 |
| JP2831051B2 (ja) * | 1989-09-22 | 1998-12-02 | 株式会社神戸製鋼所 | オーステナイト系ステンレス鋼溶接用ワイヤ |
-
1989
- 1989-11-28 JP JP1306672A patent/JP2619079B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
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|---|---|---|---|---|
| JP2555292B2 (ja) | 1988-10-04 | 1996-11-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高温におけるクリープ破断強度および延性の優れたＮｉーＣｒオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03169497A (ja) | 1991-07-23 |
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