JP3527640B2 - 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属 - Google Patents
高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高Ｃｒフェライト系
耐熱鋼用溶接金属に関し、特に、高温におけるクリープ
強度と靱性に優れた溶接金属に関するものである。
耐熱鋼用溶接金属に関し、特に、高温におけるクリープ
強度と靱性に優れた溶接金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】火力発電用ボイラーの主蒸気管や加熱器
管等に用いられる材料としては、従来からフェライト系
耐熱鋼であるＣｒ−Ｍｏ鋼が使用されており、溶接材料
としても同鋼種用のものが適用されてきたが、近年、こ
れらの材料分野における高温・高強度化に対する要求は
一段と高まってきている。これは、省エネルギーの観点
から発電効率の向上を狙いとしており、またＣＯ2 排出
量の削減を考慮した動きとも言える。なお、高い高温強
度を有する材料としてオーステナイト系ステンレス鋼も
挙げられるが、熱膨張率や熱伝導度、応力腐食割れ等の
点で劣っているため、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の採用
が不可欠であり、且つ更なる性能向上に対する要求も強
い。
管等に用いられる材料としては、従来からフェライト系
耐熱鋼であるＣｒ−Ｍｏ鋼が使用されており、溶接材料
としても同鋼種用のものが適用されてきたが、近年、こ
れらの材料分野における高温・高強度化に対する要求は
一段と高まってきている。これは、省エネルギーの観点
から発電効率の向上を狙いとしており、またＣＯ2 排出
量の削減を考慮した動きとも言える。なお、高い高温強
度を有する材料としてオーステナイト系ステンレス鋼も
挙げられるが、熱膨張率や熱伝導度、応力腐食割れ等の
点で劣っているため、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の採用
が不可欠であり、且つ更なる性能向上に対する要求も強
い。
【０００３】該高Ｃｒフェライト系耐熱鋼は、一般に高
温強度を高めると靱性は低下する傾向がある。そのた
め、高温強度（クリープ強度）と靱性の両立を目的とし
てこれまで多くの溶接材料が提案されている。例えば特
開平５−１６１９９３号には、９％Ｃｒ低合金鋼用被覆
アーク溶接棒として、溶接材料中に含まれる元素（Ｃ，
Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎ，Ｖ，Ｎｂなど）の
種類と量を規制し、高温強度と靱性の向上を図る技術が
開示されている。また特開平７−２６８５６２号にも、
９〜１２％Ｃｒ鋼用被覆アーク溶接棒として、溶接材料
中の成分を規制して高温強度、靱性および耐溶接割れ性
の向上を図る技術を開示している。
温強度を高めると靱性は低下する傾向がある。そのた
め、高温強度（クリープ強度）と靱性の両立を目的とし
てこれまで多くの溶接材料が提案されている。例えば特
開平５−１６１９９３号には、９％Ｃｒ低合金鋼用被覆
アーク溶接棒として、溶接材料中に含まれる元素（Ｃ，
Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｎ，Ｖ，Ｎｂなど）の
種類と量を規制し、高温強度と靱性の向上を図る技術が
開示されている。また特開平７−２６８５６２号にも、
９〜１２％Ｃｒ鋼用被覆アーク溶接棒として、溶接材料
中の成分を規制して高温強度、靱性および耐溶接割れ性
の向上を図る技術を開示している。
【０００４】しかしこれらの開示技術では、近年高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼用溶接金属に求められている高レベ
ルの靱性と高温強度を十分満足し得るものとは言えな
い。
フェライト系耐熱鋼用溶接金属に求められている高レベ
ルの靱性と高温強度を十分満足し得るものとは言えな
い。
【０００５】靱性や高温強度はいずれもＳＲ条件（溶接
後の応力緩和処理条件）に大きく依存し、また高温強度
は使用温度と負荷応力に大きく影響を受ける。そのため
実用化に当たっては、安全性を考慮してより高性能の溶
接金属が求められている。
後の応力緩和処理条件）に大きく依存し、また高温強度
は使用温度と負荷応力に大きく影響を受ける。そのため
実用化に当たっては、安全性を考慮してより高性能の溶
接金属が求められている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、高温
におけるクリープ強度と靱性の共に優れた高Ｃｒフェラ
イト系耐熱鋼用溶接金属を提供することにある。
情に着目してなされたものであって、その目的は、高温
におけるクリープ強度と靱性の共に優れた高Ｃｒフェラ
イト系耐熱鋼用溶接金属を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接
金属の構成は、アーク溶接法により形成される高Ｃｒ系
溶接金属であって、 Ｃ：０．０４〜０．１４％ Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．３〜１．５％ Ｎｉ：０．３〜１．５％ Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．５％ Ｖ：０．０１〜０．４０％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．３０％ Ｎ：０．０２〜０．１０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、溶接
後の応力緩和処理後の溶接金属中に析出しているＮａＣ
ｌ型炭窒化物中のＶに対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／
［Ｖ］が０．１５以上であるところに要旨が存在する。
のできた本発明に係る高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接
金属の構成は、アーク溶接法により形成される高Ｃｒ系
溶接金属であって、 Ｃ：０．０４〜０．１４％ Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．３〜１．５％ Ｎｉ：０．３〜１．５％ Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．５％ Ｖ：０．０１〜０．４０％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．３０％ Ｎ：０．０２〜０．１０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、溶接
後の応力緩和処理後の溶接金属中に析出しているＮａＣ
ｌ型炭窒化物中のＶに対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／
［Ｖ］が０．１５以上であるところに要旨が存在する。
【０００８】本発明の上記溶接金属においては、更に他
の元素として、必要に応じてＴｉ：０．０５％以下( ０
％を含まない) 、Ｗ：２．５％以下( ０％を含まない)
またはＣｏ：２．０％以下（０％を含まない) を含有さ
せることによって、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金
属としての性能を一段と高めることができる。
の元素として、必要に応じてＴｉ：０．０５％以下( ０
％を含まない) 、Ｗ：２．５％以下( ０％を含まない)
またはＣｏ：２．０％以下（０％を含まない) を含有さ
せることによって、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金
属としての性能を一段と高めることができる。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記解決課題の下
で様々の角度から研究を重ねた結果、ＳＲ後の溶接金属
中に析出するＮａＣｌ型炭窒化物の組成を適正にコント
ロールしてやれば、優れた靱性と高温強度を兼ね備えた
高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属が得られることを
知り、上記本発明に想到した。
で様々の角度から研究を重ねた結果、ＳＲ後の溶接金属
中に析出するＮａＣｌ型炭窒化物の組成を適正にコント
ロールしてやれば、優れた靱性と高温強度を兼ね備えた
高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属が得られることを
知り、上記本発明に想到した。
【００１０】以下、実験の経緯を追って本発明の構成と
作用効果を詳細に説明する。本発明者等は、まず靱性を
支配する因子について検討したところ、靱性はＳＲ後の
溶接金属の耐力に大きく依存すること、そして耐力は、
ＳＲ時に微細に析出するＮａＣｌ型炭窒化物の析出量と
形態に大きく依存していることを見出した。
作用効果を詳細に説明する。本発明者等は、まず靱性を
支配する因子について検討したところ、靱性はＳＲ後の
溶接金属の耐力に大きく依存すること、そして耐力は、
ＳＲ時に微細に析出するＮａＣｌ型炭窒化物の析出量と
形態に大きく依存していることを見出した。
【００１１】ここでＮａＣｌ型炭窒化物とは、ＮａＣｌ
型の構造（形態）を持つ炭窒化物をいう。即ち溶接金属
中には、これ以外にＭ23Ｃ6 や酸化物が存在するが、本
発明者らの研究によると、ＳＲ処理後の溶接金属の耐力
に最も影響を及ぼすのはＮａＣｌ型炭窒化物であること
が明らかとなった。またＮａＣｌ型と他の型との区別
は、電子線回折法によって確認できる。
型の構造（形態）を持つ炭窒化物をいう。即ち溶接金属
中には、これ以外にＭ23Ｃ6 や酸化物が存在するが、本
発明者らの研究によると、ＳＲ処理後の溶接金属の耐力
に最も影響を及ぼすのはＮａＣｌ型炭窒化物であること
が明らかとなった。またＮａＣｌ型と他の型との区別
は、電子線回折法によって確認できる。
【００１２】一方高温強度は、ＳＲ後の耐力だけでなく
炭窒化物の粒成長に大きく依存し、高靱性で且つ高強度
の溶接金属を得るには、炭窒化物の粒成長を抑制すれば
良い、との結論に達した。
炭窒化物の粒成長に大きく依存し、高靱性で且つ高強度
の溶接金属を得るには、炭窒化物の粒成長を抑制すれば
良い、との結論に達した。
【００１３】そこで本発明者らは炭窒化物の粒成長を抑
制する方法について検討を進めた。その結果、炭窒化物
の粒成長は炭窒化物中のＮｂ量によって著しく変わり、
更には、Ｔｉ量にも影響されることを知った。即ち従
来、炭窒化物は通常Ｖ主体で構成されているが、炭窒化
物中のＮｂ量が多くなるにつれ炭窒化物の粒成長が大幅
に抑えられ、高温強度が改善されること、そしてこうし
た傾向は、Ｔｉについても同様に現れることをつきとめ
た。
制する方法について検討を進めた。その結果、炭窒化物
の粒成長は炭窒化物中のＮｂ量によって著しく変わり、
更には、Ｔｉ量にも影響されることを知った。即ち従
来、炭窒化物は通常Ｖ主体で構成されているが、炭窒化
物中のＮｂ量が多くなるにつれ炭窒化物の粒成長が大幅
に抑えられ、高温強度が改善されること、そしてこうし
た傾向は、Ｔｉについても同様に現れることをつきとめ
た。
【００１４】そこで次に、ＮｂおよびＴｉ含有量の高い
炭窒化物を得る方法について検討したところ、炭窒化物
は溶接後のＳＲ時に析出し、溶接後にマトリックス中に
固溶しているＶとＮｂとの割合によって炭窒化物中のＮ
ｂ割合が変化すること、そして固溶Ｖに対する固溶Ｎｂ
が多くなるにつれて、ＳＲ後に析出する炭窒化物中のＮ
ｂの割合が高くなり、炭窒化物中におけるＶに対するＮ
ｂの含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］が、０．１５以上となる
と、炭窒化物の粒成長が抑制され、高温強度が大幅に改
善されることを見出したのである。またＴｉについて
は、溶接金属中に０．００１％程度以上含有させること
により、高温強度が大幅に改善されることをつきとめ
た。
炭窒化物を得る方法について検討したところ、炭窒化物
は溶接後のＳＲ時に析出し、溶接後にマトリックス中に
固溶しているＶとＮｂとの割合によって炭窒化物中のＮ
ｂ割合が変化すること、そして固溶Ｖに対する固溶Ｎｂ
が多くなるにつれて、ＳＲ後に析出する炭窒化物中のＮ
ｂの割合が高くなり、炭窒化物中におけるＶに対するＮ
ｂの含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］が、０．１５以上となる
と、炭窒化物の粒成長が抑制され、高温強度が大幅に改
善されることを見出したのである。またＴｉについて
は、溶接金属中に０．００１％程度以上含有させること
により、高温強度が大幅に改善されることをつきとめ
た。
【００１５】他方従来法では、溶接金属中のＶ固溶量に
対するＮｂ固溶量を多くして、炭窒化物中の［Ｎｂ］／
［Ｖ］を高めることは困難であったが、鋭意研究した結
果、Ｎｂをフラックスから供給するのではなく溶接ワイ
ヤの心線に含有させて供給し、しかもフラックスの被覆
率を低めに設定してやれば、溶接金属中の固溶Ｎｂ量を
増大することができ、炭窒化物中のＮｂ割合を高め得る
ことが確認された。
対するＮｂ固溶量を多くして、炭窒化物中の［Ｎｂ］／
［Ｖ］を高めることは困難であったが、鋭意研究した結
果、Ｎｂをフラックスから供給するのではなく溶接ワイ
ヤの心線に含有させて供給し、しかもフラックスの被覆
率を低めに設定してやれば、溶接金属中の固溶Ｎｂ量を
増大することができ、炭窒化物中のＮｂ割合を高め得る
ことが確認された。
【００１６】即ち、上記特開平７−２６８５６２号公報
にも記載されている様に、従来の心線中に含まれるＮｂ
量は０．００１〜０．１４％程度であり、溶接金属中の
Ｎｂ量を増加するには、フラックスから不足分のＮｂを
添加するのが一般的であり、また被覆率は、通常２５〜
３５％の範囲が採用されている。ところが、心線中のＮ
ｂ量を０．１５以上に高め、且つ被覆率を２０〜２５％
にすれば、溶接金属中の固溶Ｎｂ量が確保され、ＳＲ後
に析出する炭窒化物中の［Ｎｂ］／［Ｖ］を０．１５以
上とすることができ、高温強度を大幅に改善できるので
ある。以下、本発明における溶接金属中の成分の限定理
由について説明する。
にも記載されている様に、従来の心線中に含まれるＮｂ
量は０．００１〜０．１４％程度であり、溶接金属中の
Ｎｂ量を増加するには、フラックスから不足分のＮｂを
添加するのが一般的であり、また被覆率は、通常２５〜
３５％の範囲が採用されている。ところが、心線中のＮ
ｂ量を０．１５以上に高め、且つ被覆率を２０〜２５％
にすれば、溶接金属中の固溶Ｎｂ量が確保され、ＳＲ後
に析出する炭窒化物中の［Ｎｂ］／［Ｖ］を０．１５以
上とすることができ、高温強度を大幅に改善できるので
ある。以下、本発明における溶接金属中の成分の限定理
由について説明する。
【００１７】Ｃ：０．０４〜０．１４％
Ｃはオーステナイト安定化元素の１つであり、溶接金属
の強度を向上させる他、靱性低下の原因となるδ−フェ
ライトを抑制する作用も有している。こうした作用を有
効に発揮させるには０．０４％以上、より好ましくは
０．０７％以上含有させなければならないが、０．１４
％を超えると耐力の上昇により靱性および耐割れ性が劣
化してくる。従って溶接金属中のＣ含有量は、０．０４
〜０．１４％の範囲にしなければならない。Ｃ含有量の
好ましい上限は０．１０％である。
の強度を向上させる他、靱性低下の原因となるδ−フェ
ライトを抑制する作用も有している。こうした作用を有
効に発揮させるには０．０４％以上、より好ましくは
０．０７％以上含有させなければならないが、０．１４
％を超えると耐力の上昇により靱性および耐割れ性が劣
化してくる。従って溶接金属中のＣ含有量は、０．０４
〜０．１４％の範囲にしなければならない。Ｃ含有量の
好ましい上限は０．１０％である。
【００１８】Ｓｉ：０．０５〜０．５％
ＳｉはＭｎ，Ｔｉなどと共に脱酸剤として作用し、溶接
金属中の酸素量をコントロールするのに有効な元素であ
る。溶接金属中のＳｉ量が０．０５％未満ではその効果
が有効に発揮されず、一方、Ｓｉ量が０．５％を超える
と、強度が高くなり過ぎて靱性低下の原因となる。従っ
て溶接金属中のＳｉ含有量は、０．０５％以上、より好
ましくは０．１％以上で、０．４％以下、より好ましく
は０．３％以下とすべきである。
金属中の酸素量をコントロールするのに有効な元素であ
る。溶接金属中のＳｉ量が０．０５％未満ではその効果
が有効に発揮されず、一方、Ｓｉ量が０．５％を超える
と、強度が高くなり過ぎて靱性低下の原因となる。従っ
て溶接金属中のＳｉ含有量は、０．０５％以上、より好
ましくは０．１％以上で、０．４％以下、より好ましく
は０．３％以下とすべきである。
【００１９】Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは、Ｓｉ，Ｔｉなどと共に脱酸剤として作用し、溶
接金属中の酸素量をコントロールするのに有効な元素で
あり、溶接金属の強度を高めると共に、ＳＲ時の回復促
進作用によって靱性を著しく高める作用も有している。
こうした作用を有効に発揮させるには０．３％以上、よ
り好ましくは０．７％以上含有させなければならない
が、多すぎると高温強度を劣化させるので１．５％以
下、より好ましくは１．１％以下に抑えるべきである。
接金属中の酸素量をコントロールするのに有効な元素で
あり、溶接金属の強度を高めると共に、ＳＲ時の回復促
進作用によって靱性を著しく高める作用も有している。
こうした作用を有効に発揮させるには０．３％以上、よ
り好ましくは０．７％以上含有させなければならない
が、多すぎると高温強度を劣化させるので１．５％以
下、より好ましくは１．１％以下に抑えるべきである。
【００２０】Ｎｉ：０．３〜１．５％
ＮｉはＭｎと同様に溶接金属の靱性向上に欠くことので
きない元素であり、その効果を有効に発揮させるには、
０．３％以上、より好ましくは０．７％以上含有させる
べきであるが、多すぎると高温強度を劣化させるので、
１．５％以下、より好ましくは１．１％以下に抑えるべ
きである。
きない元素であり、その効果を有効に発揮させるには、
０．３％以上、より好ましくは０．７％以上含有させる
べきであるが、多すぎると高温強度を劣化させるので、
１．５％以下、より好ましくは１．１％以下に抑えるべ
きである。
【００２１】Ｃｒ：７．０〜１３．０％
Ｃｒは、溶接金属の耐酸化性や耐食性を向上させると共
に、固溶強化によって高温強度を高める作用を有してお
り、その効果を有効に発揮させるには７．０％以上、よ
り好ましくは９．０％以上含有させるべきである。しか
しＣｒ含有量が多すぎると、δ−フェライトの析出によ
り靱性が劣化するので、１３．０％以下、より好ましく
は１２．０％以下に抑えなければならない。
に、固溶強化によって高温強度を高める作用を有してお
り、その効果を有効に発揮させるには７．０％以上、よ
り好ましくは９．０％以上含有させるべきである。しか
しＣｒ含有量が多すぎると、δ−フェライトの析出によ
り靱性が劣化するので、１３．０％以下、より好ましく
は１２．０％以下に抑えなければならない。
【００２２】Ｍｏ：０．０５〜１．５％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に固溶強化効果を有すると共に、ク
リープ中に粒界に析出するラーベス相によって高温強度
を維持する作用を発揮する。０．０５％未満ではその効
果が発揮されず、１．５％を超えると強度の上昇により
靱性が劣化してくる。従って、溶接金属中のＭｏ含有量
は０．０５以上、より好ましくは０．２％以上で、１．
５％以下、より好ましくは０．５％以下とすべきであ
る。
リープ中に粒界に析出するラーベス相によって高温強度
を維持する作用を発揮する。０．０５％未満ではその効
果が発揮されず、１．５％を超えると強度の上昇により
靱性が劣化してくる。従って、溶接金属中のＭｏ含有量
は０．０５以上、より好ましくは０．２％以上で、１．
５％以下、より好ましくは０．５％以下とすべきであ
る。
【００２３】Ｖ：０．０１〜０．４０％
Ｖは炭窒化物の形成元素であり、高温強度を維持するう
えで重要な元素であり、０．０１％未満ではその効果が
発揮されない。しかし多すぎると、炭窒化物の粒成長を
促進して高温強度を劣化させるので、０．４０％以下に
抑えなければならない。Ｖ含有量のより好ましい下限は
０．０５％、より好ましい上限は０．１５％である。
えで重要な元素であり、０．０１％未満ではその効果が
発揮されない。しかし多すぎると、炭窒化物の粒成長を
促進して高温強度を劣化させるので、０．４０％以下に
抑えなければならない。Ｖ含有量のより好ましい下限は
０．０５％、より好ましい上限は０．１５％である。
【００２４】Ｎｂ：０．０２〜０．３０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭窒化物の粒成長を抑えて高温強
度を維持する効果を有しており、その効果を有効に発揮
させるには０．０２％以上含有させなければならない。
しかし、多すぎると靱性に悪影響が現れてくるので、
０．３０％以下に抑えなければならない。高温強度と靱
性両立させる上でより好ましいＮｂ量の下限は０．０５
％、より好ましい上限は０．１５％である。
度を維持する効果を有しており、その効果を有効に発揮
させるには０．０２％以上含有させなければならない。
しかし、多すぎると靱性に悪影響が現れてくるので、
０．３０％以下に抑えなければならない。高温強度と靱
性両立させる上でより好ましいＮｂ量の下限は０．０５
％、より好ましい上限は０．１５％である。
【００２５】Ｎ：０．０２〜０．１０％
Ｎは炭窒化物形成元素であり、高温強度を維持する効果
を有している。０．０２％未満ではその効果が有効に発
揮されず、一方０．１０％を超えると靱性劣化の原因と
なる。従って、溶接金属中のＮ含有量は、０．０２％以
上、より好ましくは０．０４％以上で、且つ０．１０％
以下、より好ましくは０．０７％以下にすべきである。
を有している。０．０２％未満ではその効果が有効に発
揮されず、一方０．１０％を超えると靱性劣化の原因と
なる。従って、溶接金属中のＮ含有量は、０．０２％以
上、より好ましくは０．０４％以上で、且つ０．１０％
以下、より好ましくは０．０７％以下にすべきである。
【００２６】本発明にかかる溶接金属における必須元素
は上記の通りであり、残部は実質的に鉄と許容元素ある
いは不可避不純物であるが、次に示す如く、更に他の元
素として適量のＴｉ，ＷまたはＣｏを含有させることに
よって更なる性能向上を図ることができる。
は上記の通りであり、残部は実質的に鉄と許容元素ある
いは不可避不純物であるが、次に示す如く、更に他の元
素として適量のＴｉ，ＷまたはＣｏを含有させることに
よって更なる性能向上を図ることができる。
【００２７】Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、脱酸剤として溶接時のアークを安定化させると
共に、Ｎｂと同様に炭窒化物の粒成長を抑制して高温強
度およびクリープ強度を高める作用を有しており、好ま
しくは０．００１％以上含有させることによってその効
果を有効に発揮させることができる。しかし多すぎると
靱性劣化の原因になるので、０．０５％以下に抑えなけ
ればならない。溶接金属中のより好ましいＴｉ量は０．
０１％以上で、０．０２％以下である。
共に、Ｎｂと同様に炭窒化物の粒成長を抑制して高温強
度およびクリープ強度を高める作用を有しており、好ま
しくは０．００１％以上含有させることによってその効
果を有効に発揮させることができる。しかし多すぎると
靱性劣化の原因になるので、０．０５％以下に抑えなけ
ればならない。溶接金属中のより好ましいＴｉ量は０．
０１％以上で、０．０２％以下である。
【００２８】Ｗ：２．５％以下
Ｗは、Ｍｏと同様に固溶強化効果を有すると共に、クリ
ープ中に粒界に析出するラーベス相によって高温強度を
高める作用も有しており、好ましくは０．３％以上、更
に好ましくは１．３％以上含有させることによってその
効果を有効に発揮させることができる。しかし、多すぎ
ると強度の上昇により靱性が劣化してくるので、２．５
％以下、より好ましくは２．０％以下とすべきである。
ープ中に粒界に析出するラーベス相によって高温強度を
高める作用も有しており、好ましくは０．３％以上、更
に好ましくは１．３％以上含有させることによってその
効果を有効に発揮させることができる。しかし、多すぎ
ると強度の上昇により靱性が劣化してくるので、２．５
％以下、より好ましくは２．０％以下とすべきである。
【００２９】Ｃｏ：２．０％以下
Ｃｏは、固溶強化により高温強度の維持に寄与すると共
に、δ−フェライトの生成を抑えて靱性の低下を抑える
作用を有している。ただ、高温強度改善効果は他の元素
に比べ小さいので、δ−フェライトが生成しにくい成分
系であれば、特に添加する必要はない。しかし、２．０
％を超えて過度に含有させると、靱性劣化の原因とな
る。こうした利害得失を考慮してより好ましいＣｏ含有
量の下限は０．５％、より好ましい上限は１．０％であ
る。
に、δ−フェライトの生成を抑えて靱性の低下を抑える
作用を有している。ただ、高温強度改善効果は他の元素
に比べ小さいので、δ−フェライトが生成しにくい成分
系であれば、特に添加する必要はない。しかし、２．０
％を超えて過度に含有させると、靱性劣化の原因とな
る。こうした利害得失を考慮してより好ましいＣｏ含有
量の下限は０．５％、より好ましい上限は１．０％であ
る。
【００３０】上記では、溶接金属を構成する各元素の種
類と含有率について詳述したが、前述した本発明の目的
を達成するには、こうした要件に加えて、「ＳＲ処理後
の溶接金属中に析出しているＮａＣｌ型炭窒化物中のＶ
に対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］を０．１５以
上」とすることが極めて重要となる。
類と含有率について詳述したが、前述した本発明の目的
を達成するには、こうした要件に加えて、「ＳＲ処理後
の溶接金属中に析出しているＮａＣｌ型炭窒化物中のＶ
に対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］を０．１５以
上」とすることが極めて重要となる。
【００３１】本発明の溶接金属においては、高温強度の
維持に極めて有効なＮａＣｌ型の炭窒化物がＳＲ処理時
に析出するが、該炭窒化物中のＶに対するＮｂの割合が
０．１５以上である場合は、クリープ中の炭窒化物の粒
成長が著しく抑制され、クリープ強度の大幅な改善が可
能となる。従って本発明においては、ＳＲ処理（溶接後
の応力緩和処理）後の溶接金属中に析出しているＮａＣ
ｌ型炭窒化物中のＶに対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／
［Ｖ］を０．１５以上、よりこのましくは０．３以上と
することが、目的達成のための極めて重要な要件とな
る。
維持に極めて有効なＮａＣｌ型の炭窒化物がＳＲ処理時
に析出するが、該炭窒化物中のＶに対するＮｂの割合が
０．１５以上である場合は、クリープ中の炭窒化物の粒
成長が著しく抑制され、クリープ強度の大幅な改善が可
能となる。従って本発明においては、ＳＲ処理（溶接後
の応力緩和処理）後の溶接金属中に析出しているＮａＣ
ｌ型炭窒化物中のＶに対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／
［Ｖ］を０．１５以上、よりこのましくは０．３以上と
することが、目的達成のための極めて重要な要件とな
る。
【００３２】尚、ＳＲ処理後の溶接金属中に析出してい
るＮａＣｌ型炭窒化物中の前記含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］
を０．１５以上とするには、溶接ままの状態におけるマ
トリックス中のＮｂ，Ｎ，Ｖの固溶量、即ち［Ｎｂ］、
［Ｎ］および［Ｎｂ］／［Ｖ］を、夫々［Ｎｂ］≧０．
０２０，［Ｎ］≧０．０１０，［Ｎｂ］／［Ｖ］≧０．
１５とすることが望ましい。
るＮａＣｌ型炭窒化物中の前記含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］
を０．１５以上とするには、溶接ままの状態におけるマ
トリックス中のＮｂ，Ｎ，Ｖの固溶量、即ち［Ｎｂ］、
［Ｎ］および［Ｎｂ］／［Ｖ］を、夫々［Ｎｂ］≧０．
０２０，［Ｎ］≧０．０１０，［Ｎｂ］／［Ｖ］≧０．
１５とすることが望ましい。
【００３３】即ち、本発明において高温強度が高められ
る最大の理由は、溶接ままの状態でマトリックス中に固
溶していたＮｂおよびＮがＳＲ時に炭窒化物として析出
するためであり、溶接金属中にＮｂ，Ｎが含有されてい
ても、溶接ままの状態でこれらの元素がマトリックス中
に固溶していなければ、ＳＲ後に微細な炭窒化物として
析出せず、高温強度向上効果は発揮されない。従って、
ＳＲ処理によって微細な炭窒化物を十分に析出させるに
は、溶接状態でのマトリックス中に固溶しているＮｂ量
を０．０２０％以上、固溶Ｎ量を０．０１０％以上とす
べきである。また固溶Ｎｂと固溶Ｖとの比が０．１５未
満では、ＳＲ時に析出する炭窒化物中のＮｂ割合が不足
することになり、炭窒化物の粒成長が促進される結果、
高温強度が劣化してくる。この様な理由から、溶接まま
の状態でのマトリックス中の固溶Ｎｂ量は０．０２０％
以上、固溶Ｎ量は０．０１０％以上、固溶Ｎｂと固溶Ｖ
との比は０．１５以上とすることが望ましい。
る最大の理由は、溶接ままの状態でマトリックス中に固
溶していたＮｂおよびＮがＳＲ時に炭窒化物として析出
するためであり、溶接金属中にＮｂ，Ｎが含有されてい
ても、溶接ままの状態でこれらの元素がマトリックス中
に固溶していなければ、ＳＲ後に微細な炭窒化物として
析出せず、高温強度向上効果は発揮されない。従って、
ＳＲ処理によって微細な炭窒化物を十分に析出させるに
は、溶接状態でのマトリックス中に固溶しているＮｂ量
を０．０２０％以上、固溶Ｎ量を０．０１０％以上とす
べきである。また固溶Ｎｂと固溶Ｖとの比が０．１５未
満では、ＳＲ時に析出する炭窒化物中のＮｂ割合が不足
することになり、炭窒化物の粒成長が促進される結果、
高温強度が劣化してくる。この様な理由から、溶接まま
の状態でのマトリックス中の固溶Ｎｂ量は０．０２０％
以上、固溶Ｎ量は０．０１０％以上、固溶Ｎｂと固溶Ｖ
との比は０．１５以上とすることが望ましい。
【００３４】尚、溶接ままの溶接金属におけるマトリッ
クス中のＮｂ，Ｎ，Ｖの固溶量については、電解抽出に
より介在物を抽出して残渣中のＮｂ，Ｎ，Ｖ量を測定
し、抽出せずに測定したトータルの成分量から差し引く
ことによって求めることができる。
クス中のＮｂ，Ｎ，Ｖの固溶量については、電解抽出に
より介在物を抽出して残渣中のＮｂ，Ｎ，Ｖ量を測定
し、抽出せずに測定したトータルの成分量から差し引く
ことによって求めることができる。
【００３５】
【実施例】以下、本発明に係る高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼用溶接金属を、実施例および比較例を挙げて具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・ 後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。また
下記実施例では、溶接法として被覆アーク溶接およびＴ
ＩＧ溶接を採用した場合を例に挙げて説明するが、本発
明は勿論溶接法に左右されるものではなく、要は溶接金
属が前述した要件を満たすものであれば、本発明の目的
は達せられる。
鋼用溶接金属を、実施例および比較例を挙げて具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・ 後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。また
下記実施例では、溶接法として被覆アーク溶接およびＴ
ＩＧ溶接を採用した場合を例に挙げて説明するが、本発
明は勿論溶接法に左右されるものではなく、要は溶接金
属が前述した要件を満たすものであれば、本発明の目的
は達せられる。
【００３６】実施例１（被覆アーク溶接）
表１に示す化学成分の合金心線（４．０ｍｍφ×４００
ｍｍｌ）の外周に、被覆剤を塗布することによって表
２，３に示す被覆アーク溶接棒を作製し、溶接試験を行
なった。なお被覆剤中には、必要に応じて炭酸塩（Ｃａ
ＣＯ3,ＢａＣＯ3），弗化物（ＣａＦ2 ，ＢａＦ2 ），
ＳｉＯ2 ，Ｍｇなどのアーク安定及びスラグ生成剤、Ｎ
ａ2 Ｏ，Ｋ2 Ｏ，Ｌｉ2 Ｏなどの粘結剤などを添加し
た。溶接はＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．９１鋼板（板厚
２０ｍｍ，Ｖ開先）を使用し、溶接入熱：１８〜２２ｋ
ｊ／ｃｍ（１７０Ａ−２３Ｖ−１２ｃｍ／ｍｉｎ狙
い）、姿勢：下向、予熱・パス間温度：２００〜２５０
℃で行った。得られた溶接金属成分を表４，５，６に示
した。
ｍｍｌ）の外周に、被覆剤を塗布することによって表
２，３に示す被覆アーク溶接棒を作製し、溶接試験を行
なった。なお被覆剤中には、必要に応じて炭酸塩（Ｃａ
ＣＯ3,ＢａＣＯ3），弗化物（ＣａＦ2 ，ＢａＦ2 ），
ＳｉＯ2 ，Ｍｇなどのアーク安定及びスラグ生成剤、Ｎ
ａ2 Ｏ，Ｋ2 Ｏ，Ｌｉ2 Ｏなどの粘結剤などを添加し
た。溶接はＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．９１鋼板（板厚
２０ｍｍ，Ｖ開先）を使用し、溶接入熱：１８〜２２ｋ
ｊ／ｃｍ（１７０Ａ−２３Ｖ−１２ｃｍ／ｍｉｎ狙
い）、姿勢：下向、予熱・パス間温度：２００〜２５０
℃で行った。得られた溶接金属成分を表４，５，６に示
した。
【００３７】その後、各試験板を７４０℃で８時間また
は１６時間の熱処理（昇温・冷却速度：５０℃／ｈ以
下）した後、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ３１
１４号）、クリープ試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２７２）を
採取し、各規格に準じて試験を行った。なお両試験とも
試験片を各３本ずつ採取して供試し、平均値を示した。
尚、シャルピー衝撃試験は０℃で、クリープ試験は６５
０℃×１２５Ｎ／ｍｍ2の条件で行った。また、ＳＲ後
に析出するＮａＣｌ型炭窒化物のＶに対するＮｂの割合
［Ｎｂ］／［Ｖ］については、ＳＲ後の溶接金属につい
て抽出レプリカで炭窒化物を採取し、透過電子顕微鏡を
用いて倍率１０万倍で５視野を観察し、ＥＤＸにより夫
々のＮａＣｌ型炭窒化物の［Ｎｂ］／［Ｖ］を求め、そ
れらの平均値を示した。また、靱性を評価するシャルピ
ー衝撃試験については、吸収エネルギーが４８Ｊ以上の
ものを合格とし、クリープ破断時間は、５００時間以上
のものを合格とした。結果を表７，８，９に示す。
は１６時間の熱処理（昇温・冷却速度：５０℃／ｈ以
下）した後、シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ３１
１４号）、クリープ試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２７２）を
採取し、各規格に準じて試験を行った。なお両試験とも
試験片を各３本ずつ採取して供試し、平均値を示した。
尚、シャルピー衝撃試験は０℃で、クリープ試験は６５
０℃×１２５Ｎ／ｍｍ2の条件で行った。また、ＳＲ後
に析出するＮａＣｌ型炭窒化物のＶに対するＮｂの割合
［Ｎｂ］／［Ｖ］については、ＳＲ後の溶接金属につい
て抽出レプリカで炭窒化物を採取し、透過電子顕微鏡を
用いて倍率１０万倍で５視野を観察し、ＥＤＸにより夫
々のＮａＣｌ型炭窒化物の［Ｎｂ］／［Ｖ］を求め、そ
れらの平均値を示した。また、靱性を評価するシャルピ
ー衝撃試験については、吸収エネルギーが４８Ｊ以上の
ものを合格とし、クリープ破断時間は、５００時間以上
のものを合格とした。結果を表７，８，９に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】
【表７】
【００４５】
【表８】
【００４６】
【表９】
【００４７】上記表１〜９の結果より、次の様に考える
ことができる。供試材Ｎｏ．１〜９は本発明の規定要件
を満たす実施例であり、いずれも靱性、クリープ強度が
良好であった。一方供試材Ｎｏ．１０〜３３は、本発明
で規定する何れかの要件を欠く比較例であり、次の様に
性能不足となっている。
ことができる。供試材Ｎｏ．１〜９は本発明の規定要件
を満たす実施例であり、いずれも靱性、クリープ強度が
良好であった。一方供試材Ｎｏ．１０〜３３は、本発明
で規定する何れかの要件を欠く比較例であり、次の様に
性能不足となっている。
【００４８】即ち、供試材Ｎｏ．１０，１１は、ＳＲ処
理後の［Ｎｂ］／［Ｖ］が小さいため、クリープ強度が
劣り、供試材Ｎｏ．１２はＣ量が不足するため、靱性、
クリープ強度が共に悪く、供試材Ｎｏ．１３はＣ量が多
すぎるため靱性が劣っている。供試材Ｎｏ．１４はＳｉ
量が不足するため、酸素量が多くなって靱性が劣化して
おり、供試材Ｎｏ．１５は、逆にＳｉ量が多すぎるた
め、靱性が悪い。供試材Ｎｏ．１６はＭｎ量が不足する
ため靱性が悪く、逆に供試材Ｎｏ．１７はＭｎ量が多す
ぎるため靱性が劣り、クリープ強度も劣化している。供
試材Ｎｏ．１８，１９はＮｉ量が不足し、或いは多すぎ
る例であり、両者とも靱性が悪い。供試材Ｎｏ．２０は
Ｃｒ量が不足するためクリープ強度が劣り、供試材Ｎ
ｏ．２１はＣｒ量が多すぎるため靱性が劣化している。
供試材Ｎｏ．２２はＭｏ量が不足するためクリープ強度
が劣化しており、供試材Ｎｏ．２３はＭｏ量が多すぎる
ため靱性が悪い。供試材Ｎｏ．２４はＶ量が不足し、ま
た供試材Ｎｏ．２５はＶ量が多すぎるため、いずれもク
リープ強度が劣化している。供試材Ｎｏ．２６はＮｂ量
が不足するためクリープ強度が劣化しており、供試材Ｎ
ｏ．２７はＮｂ量が多すぎるため靱性が劣っている。供
試材Ｎｏ．２８はＮ量が不足するためクリープ強度が劣
化しており、供試材Ｎｏ．２９はＮ量が多すぎるため靱
性が劣化している。供試材Ｎｏ．３０はＴｉ量が多すぎ
るため靱性が劣り、供試材Ｎｏ．３１はＷ量が不足する
ためクリープ強度が悪い。供試材Ｎｏ．３２はＷ量が多
すぎるため靱性が悪く、供試材Ｎｏ．３３はＣｏ量が多
すぎるため靱性が劣化している。
理後の［Ｎｂ］／［Ｖ］が小さいため、クリープ強度が
劣り、供試材Ｎｏ．１２はＣ量が不足するため、靱性、
クリープ強度が共に悪く、供試材Ｎｏ．１３はＣ量が多
すぎるため靱性が劣っている。供試材Ｎｏ．１４はＳｉ
量が不足するため、酸素量が多くなって靱性が劣化して
おり、供試材Ｎｏ．１５は、逆にＳｉ量が多すぎるた
め、靱性が悪い。供試材Ｎｏ．１６はＭｎ量が不足する
ため靱性が悪く、逆に供試材Ｎｏ．１７はＭｎ量が多す
ぎるため靱性が劣り、クリープ強度も劣化している。供
試材Ｎｏ．１８，１９はＮｉ量が不足し、或いは多すぎ
る例であり、両者とも靱性が悪い。供試材Ｎｏ．２０は
Ｃｒ量が不足するためクリープ強度が劣り、供試材Ｎ
ｏ．２１はＣｒ量が多すぎるため靱性が劣化している。
供試材Ｎｏ．２２はＭｏ量が不足するためクリープ強度
が劣化しており、供試材Ｎｏ．２３はＭｏ量が多すぎる
ため靱性が悪い。供試材Ｎｏ．２４はＶ量が不足し、ま
た供試材Ｎｏ．２５はＶ量が多すぎるため、いずれもク
リープ強度が劣化している。供試材Ｎｏ．２６はＮｂ量
が不足するためクリープ強度が劣化しており、供試材Ｎ
ｏ．２７はＮｂ量が多すぎるため靱性が劣っている。供
試材Ｎｏ．２８はＮ量が不足するためクリープ強度が劣
化しており、供試材Ｎｏ．２９はＮ量が多すぎるため靱
性が劣化している。供試材Ｎｏ．３０はＴｉ量が多すぎ
るため靱性が劣り、供試材Ｎｏ．３１はＷ量が不足する
ためクリープ強度が悪い。供試材Ｎｏ．３２はＷ量が多
すぎるため靱性が悪く、供試材Ｎｏ．３３はＣｏ量が多
すぎるため靱性が劣化している。
【００４９】実施例２（ＴＩＧ溶接）
ワイヤ径１．６ｍｍφの溶接ワイヤを使用し、ＪＩＳ
Ｚ ３３１６に準拠して、溶接入熱：１５〜１８ｋＪ／
ｃｍ（２５０Ａ−１１Ｖ−１０ｃｍ／ｍｉｎ狙い）、姿
勢：下向、予熱・パス間温度：２００〜２５０℃で自動
溶接法によって溶接を行い、表１０に示す溶接金属を得
た。得られた溶接金属を７４０℃で２時間または４時間
の熱処理を行った後、実施例１と同様にして靱性、クリ
ープ強度を評価した。結果を表１１に示す。
Ｚ ３３１６に準拠して、溶接入熱：１５〜１８ｋＪ／
ｃｍ（２５０Ａ−１１Ｖ−１０ｃｍ／ｍｉｎ狙い）、姿
勢：下向、予熱・パス間温度：２００〜２５０℃で自動
溶接法によって溶接を行い、表１０に示す溶接金属を得
た。得られた溶接金属を７４０℃で２時間または４時間
の熱処理を行った後、実施例１と同様にして靱性、クリ
ープ強度を評価した。結果を表１１に示す。
【００５０】
【表１０】
【００５１】
【表１１】
【００５２】表１０，１１において、供試材Ｎｏ．３
４，３５は本発明の規定要件を満たす実施例であり、靱
性およびクリープ強度共に良好である。これらに対し、
供試材Ｎｏ．３６，３７は、ＳＲ処理後の溶接金属のマ
トリックス中の［Ｎｂ］／［Ｖ］が小さいため、クリー
プ強度が不十分である。
４，３５は本発明の規定要件を満たす実施例であり、靱
性およびクリープ強度共に良好である。これらに対し、
供試材Ｎｏ．３６，３７は、ＳＲ処理後の溶接金属のマ
トリックス中の［Ｎｂ］／［Ｖ］が小さいため、クリー
プ強度が不十分である。
【００５３】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、溶
接金属の成分組成を規定すると共に、特にＳＲ処理後の
溶接金属中に析出しているＮａＣｌ型炭窒化物中のＶに
対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］を０．１５以上に
制御することにより、高靱性で高温強度に優れた高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼用溶接金属を得ることができ、各種
発電ボイラーや化学圧力容器等の安全性と耐久性を高
め、更にはそれらの一層の性能向上を図ることができ
る。
接金属の成分組成を規定すると共に、特にＳＲ処理後の
溶接金属中に析出しているＮａＣｌ型炭窒化物中のＶに
対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／［Ｖ］を０．１５以上に
制御することにより、高靱性で高温強度に優れた高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼用溶接金属を得ることができ、各種
発電ボイラーや化学圧力容器等の安全性と耐久性を高
め、更にはそれらの一層の性能向上を図ることができ
る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 中川 武
神奈川県藤沢市宮前字裏河内100番１
株式会社神戸製鋼所 藤沢事業所内
(72)発明者 佐藤 統宣
神奈川県藤沢市宮前字裏河内100番１
株式会社神戸製鋼所 藤沢事業所内
(56)参考文献 特開 平７−155988（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−261589（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−175091（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−262388（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−122972（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−164481（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−277084（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−125375（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B23K 35/30
Claims (4)
- 【請求項１】 アーク溶接法により形成される高Ｃｒ系
溶接金属であって Ｃ：０．０４〜０．１４質量％（以下、単に％と記す） Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．３〜１．５％ Ｎｉ：０．３〜１．５％ Ｃｒ：７．０〜１３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．５％ Ｖ：０．０１〜０．４０％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．３０％ Ｎ：０．０２〜０．１０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、溶接
後の応力緩和処理後の溶接金属中に析出しているＮａＣ
ｌ型炭窒化物中のＶに対するＮｂの含有比［Ｎｂ］／
［Ｖ］が０．１５以上であることを特徴とする高Ｃｒフ
ェライト系耐熱鋼用溶接金属。 - 【請求項２】 更に他の元素として、Ｔｉ：０．０５％
以下( ０％を含まない) を含有する請求項１に記載の高
Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属。 - 【請求項３】 更に他の元素として、Ｗ：２．５％以下
( ０％を含まない)を含有する請求項１または２に記載
の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属。 - 【請求項４】 更に他の元素として、Ｃｏ：２．０％以
下（０％を含まない) を含有する請求項１〜３のいずれ
かに記載の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19202998A JP3527640B2 (ja) | 1998-07-07 | 1998-07-07 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19202998A JP3527640B2 (ja) | 1998-07-07 | 1998-07-07 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000015480A JP2000015480A (ja) | 2000-01-18 |
| JP3527640B2 true JP3527640B2 (ja) | 2004-05-17 |
Family
ID=16284421
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19202998A Expired - Lifetime JP3527640B2 (ja) | 1998-07-07 | 1998-07-07 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接金属 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3527640B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6641084B2 (ja) * | 2014-12-25 | 2020-02-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接時の耐棒焼け性に優れる低水素系被覆アーク溶接棒 |
| JP2017159350A (ja) * | 2016-03-11 | 2017-09-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体 |
| EP3604593A4 (en) * | 2017-03-30 | 2020-09-02 | NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation | TWO-PHASE STAINLESS STEEL AND ITS MANUFACTURING PROCESS |
| JP6908539B2 (ja) * | 2018-02-14 | 2021-07-28 | 日鉄溶接工業株式会社 | ９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用ＴＩＧワイヤ |
| JP6688344B2 (ja) * | 2018-07-12 | 2020-04-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 低水素系被覆アーク溶接棒 |
-
1998
- 1998-07-07 JP JP19202998A patent/JP3527640B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000015480A (ja) | 2000-01-18 |
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| JPS6366383B2 (ja) |
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|---|---|---|---|
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