JP5218065B2 - オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 Download PDFInfo
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Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料に関する。詳しくは、鋼管、鋼板等として、高温強度と耐食性が求められる用途に幅広く適用できることはもちろん、０．０４％を超える高い量のＰを含むにも拘わらず優れた耐溶接凝固割れ性も有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料に関する。
オーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、ＪＩＳ Ｇ ４３０４（２００５）に規定されたＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１０Ｓ等のように、ＣｒおよびＮｉを主要元素とした耐食性に優れた材料である。
しかしながら、いずれのオーステナイト系ステンレス鋼にも構成元素の含有量には制限が設けられており、特に不純物元素であるＰは一般に０．０４５％以下に規制されているのが現状である。さらに、その溶接に用いる溶接材料として、例えばＪＩＳ Ｇ ４３１６（１９９１）では、オーステナイト系の溶接用ステンレス鋼線材のＰはさらに低い０．０３０％以下に規制されている。
一方、本来不純物元素であるＰを高濃度で含有させると、Ｍ２３Ｃ６炭化物の微細化による析出硬化に寄与し、クリープ強度が向上することが知られている。
このため、例えば、特許文献１〜３に、高い濃度でＰを含有させた技術が提案されている。
すなわち、特許文献１に、Ｐを０．０５〜０．４０％含有させて、Ｐの析出硬化促進作用によって著しく高温強度を高めた「弁用耐熱鋼の改良」が開示されている。
また、特許文献２に、Ｃの含有量を０．０１％以下とした極低炭素のオーステナイトステンレス鋼に０．０３〜０．０８％のＰを含有させた「クリープ強度に優れたオーステナイトステンレス鋼」が開示されている。
さらに、特許文献３に、Ｐを０．０５〜０．３０％含有させた高温強度に優れた「オーステナイト系ステンレス鋼」が開示されている。
このように、Ｐを高濃度で含有させると、Ｍ２３Ｃ６炭化物の微細化に寄与しクリープ強度を高めることができる。
しかしながら、特に、ＳＵＳ３１０Ｓのような完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼におけるＰ含有量の増加は、溶接性の低下を招いてしまう。すなわち、特に溶接凝固過程の終了期に近い、主として結晶粒界に膜状の液相が存在する段階において、凝固収縮または熱収縮により加わる歪みが溶接金属の変形能以上になった場合に生じる割れ（以下、「溶接凝固割れ」という。）の発生を著しく増加させてしまう。
このため、多量のＰ含有は、特に、完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼の場合には、溶接性という観点からの制限を受けることになり、例えば、非特許文献１において、Ｐの含有量は厳しく制限すべきであることが示されている。
特許文献１で開示された技術は、排気弁やストップバルブ弁等の用途には好適であるものの、Ｐを多量に含有させることによる溶接凝固割れ感受性の著しい増大に関しては何の配慮もなされていない。したがって、溶接を必要とするような鋼材としての使用は極めて困難であり、特に、完全オーステナイト凝固するようなオーステナイト系ステンレス鋼材として用いることはできないものであった。
また、特許文献２には、溶接性を損なわないためにＰの含有量の上限を０．０８％にすることが記載されているだけであって、初晶オーステナイト凝固特に完全オーステナイト凝固するようなオーステナイト系ステンレス鋼の溶接凝固割れ感受性の低減について配慮すべきことは全く記載されていない。したがって、特許文献２で開示されたオーステナイトステンレス鋼を、特に、完全オーステナイト凝固するようなオーステナイト系ステンレス鋼材として用いることはできなかった。
特許文献３で開示された技術は、確かに、鋼管、鋼板、棒鋼、鋳鋼品、鍛鋼品等として、高温強度と耐食性が求められる用途に幅広く適用することができるものである。しかしながら、完全オーステナイト凝固するようなオーステナイト系ステンレス鋼における高Ｐ化に伴う溶接凝固割れについての検討は十分にはなされていない。したがって、特許文献３で開示されたオーステナイト系ステンレス鋼を、完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼材として用いた場合、必ずしも優れた耐溶接凝固割れ性が確保できるというものではなかった。
本発明の目的は、Ｐ含有量が高く、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、溶接性、なかでも耐溶接凝固割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手とオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料を提供することにある。
本発明者らは、従来クリープ強度の向上等鉄鋼材料の特性に良い影響を及ぼすことが知られているにも拘わらず、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させるためにその含有量が抑制されていたＰを高い濃度で含み、かつ完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼について、溶接凝固割れを防止して良好な溶接性を具備させることを目的に種々の検討を実施した。
なお、溶接凝固割れは、前述のように、溶接凝固中のデンドライト間に残存する液相が低温域まで膜状に残存する場合に、付加される応力に耐えられずに生じる割れである。
そして、Ｐ含有量の増加によって溶接凝固割れ感受性が増大する、つまり、溶接凝固割れの発生が多くなるのは、Ｐが凝固中の液相に著しく濃化して液相の凝固完了温度を大きく低下させるため、液相がより低温域まで残存することに起因するものである。
このため、不純物元素として含まれるＰに起因する溶接凝固割れの発生低減のための研究が種々行われているものの、Ｐはオーステナイト中にはほとんど固溶しないため、初晶オーステナイト凝固する場合はもちろんのこと、完全オーステナイトにて凝固する場合に至っては溶接凝固割れ感受性を著しく増大させてしまう。
このため、特に完全オーステナイト凝固するステンレス鋼ではＰ含有量に対する規制が設けられており、例えば、上記完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＪＩＳ Ｇ ４３０４（２００５）に規定されたＳＵＳ３１０Ｓでは、Ｐの含有量は０．０４５％以下に制限され、その溶接に用いられる溶接材料は溶接凝固割れを配慮し、ＪＩＳ Ｇ ４３１６（１９９１）ではさらに低い０．０３０％以下に制限されているのが実状である。
しかしながら、前述のとおり、Ｐはクリープ強度等を向上させる元素として知られているため、完全オーステナイト凝固するステンレス鋼に対して凝固割れ感受性の低減が可能となった場合、例えば高温環境下で使用されるボイラや化学プラントの素材として使用されるオーステナイト系ステンレス鋼の著しい高機能化、すなわち優れた高温強度および組織安定性等の確保に大いに寄与することができると考えられる。
そこで、本発明者らは、Ｐを高い濃度で含み、完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼の溶接凝固割れ感受性の低減の可能性について調査を行った。
先ず、本発明者らは、溶接凝固中にオーステナイトに固溶しないために液相中へ著しく濃化したＰを燐化物として固定し、これを液相中から晶出させれば、たとえ最も凝固割れ感受性の高い完全オーステナイト凝固する場合であっても、凝固割れ感受性に大きな影響を及ぼす液相を早期に消失させることができると考え、Ｐとの親和力が大きくＰを固定化する能力の高い元素について検討した。
その結果、希土類元素（以下、「ＲＥＭ」ともいう。）がＰとの親和力が大きい元素であること、すなわち、Ｐ固定化能が非常に高い元素であるとの知見が得られた。
なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称である。
そこで本発明者らは、次に、燐化物の晶出を考慮したミクロ偏析計算モデルを作成して、Ｐの凝固割れ感受性に対する悪影響を無害化するために必要なＲＥＭの含有量を予測した。
その結果、ＲＥＭの含有量が０．２％を超えて０．６％以下の範囲であれば、液相の早期晶出が促進され、凝固割れ感受性を低減することが可能となる場合のあることが判明した。
なお、上記ＲＥＭの含有量とは、ＲＥＭの中の１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
そこでさらに、本発明者らは、実際にＰを質量％で、０．１％含有する種々の完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼を作製し、ＲＥＭの含有量を変化させた場合の溶接凝固割れ感受性について詳細な調査を行った。
その結果、Ｐの影響を含めた下記の（１）式または（２）式を満足させることによって完全オーステナイト凝固するように成分設計された高Ｐのオーステナイト系ステンレス鋼の場合には、数値計算により予測された「０．２％を超えて０．６％以下」という適正量のＲＥＭを含有しておれば、完全オーステナイト凝固下で、０．１％という高い量のＰを含有する場合でも溶接凝固割れの発生を抑制できることが判明した。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）、
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）。
ここで（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）。
ここで（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手、ならびに（３）および（４）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料にある。
（１）母材および溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０４％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｉ：１０〜４０％、希土類元素：０．２％を超えて０．６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜３％およびＮ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）。
ここで（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）。
ここで（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）。
ここで（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上、
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）。
ここで（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上、
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種。
（３）質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０４％超えて０．３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｉ：１０〜４０％、希土類元素：０．２％超えて０．６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜３％およびＮ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）。
ここで（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）。
ここで（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）。
ここで（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上、
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）。
ここで（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上、
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種。
以下、上記（１）および（２）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手、ならびに（３）および（４）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
本発明でいう「希土類元素（ＲＥＭ）」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭの中の１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、Ｐ含有量が高く、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、溶接凝固割れの発生を抑制できるので、溶接施工が要求される用途に幅広く適用することができる。また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、上記のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を作製するのに最適である。
以下、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手および溶接材料における成分元素の限定理由について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．３％以下
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、引張強度やクリープ強度を高める作用も有する。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になり、特に、０．３％を超えると、溶接凝固割れ感受性が増大するとともに耐食性の著しい劣化をきたす。したがって、Ｃの含有量を０．３％以下とした。
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、引張強度やクリープ強度を高める作用も有する。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になり、特に、０．３％を超えると、溶接凝固割れ感受性が増大するとともに耐食性の著しい劣化をきたす。したがって、Ｃの含有量を０．３％以下とした。
Ｃの上記したオーステナイトの安定化作用と引張強度やクリープ強度を高める作用を確保するためには、その含有量の下限は０．０５％とすることが好ましい。
なお、優れた耐食性が要求される場合、Ｃの含有量を低減することで耐粒界腐食性を高めることができ、高い温度領域でも使用可能となるので、高温領域で使用されかつ高い耐食性が要求される場合にはＣの含有量の上限は低減する方が好ましい。
したがって、オーステナイトの安定化、引張強度やクリープ強度の確保、良好な耐食性の確保という観点からのＣの好ましい含有量は０．０６％を超えて０．２５％以下であり、さらに好ましい含有量は０．０７〜０．１５％である。
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有し、また耐酸化性および耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。前記の効果を得るためには、Ｓｉは０．１％以上含有させるのが望ましい。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、２％を超えると、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させるし、Ｓｉがフェライトを安定化させる元素であるために安定して完全オーステナイト凝固させてオーステナイト単相組織にすることが困難となる。したがって、Ｓｉの含有量は２％以下とした。なお、Ｓｉの好ましい含有量は１％以下である。
Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有し、また耐酸化性および耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。前記の効果を得るためには、Ｓｉは０．１％以上含有させるのが望ましい。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、２％を超えると、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させるし、Ｓｉがフェライトを安定化させる元素であるために安定して完全オーステナイト凝固させてオーステナイト単相組織にすることが困難となる。したがって、Ｓｉの含有量は２％以下とした。なお、Ｓｉの好ましい含有量は１％以下である。
Ｍｎ：０．０１〜３％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であるとともに、オーステナイト系ステンレス鋼中に不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性の抑制の他、溶製時の脱酸効果に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が３％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温環境下で使用した場合には、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性や延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１〜３％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．０５〜２％であればより好ましく、０．１〜１．５％であればさらに好ましい。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であるとともに、オーステナイト系ステンレス鋼中に不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性の抑制の他、溶製時の脱酸効果に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が３％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温環境下で使用した場合には、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性や延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１〜３％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．０５〜２％であればより好ましく、０．１〜１．５％であればさらに好ましい。
Ｐ：０．０４％を超えて０．３％以下
Ｐは、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる元素として知られており、特に完全オーステナイト凝固する場合にはその影響はより顕著となる。このため、従来、Ｐの含有量には規制が設けられてきたが、０．０４％を超えてＰを含有させれば炭化物の微細析出に寄与し、例えば高温環境下にて使用する場合のクリープ強度を向上させる等、材料の特性を向上させる効果が得られる。
Ｐは、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる元素として知られており、特に完全オーステナイト凝固する場合にはその影響はより顕著となる。このため、従来、Ｐの含有量には規制が設けられてきたが、０．０４％を超えてＰを含有させれば炭化物の微細析出に寄与し、例えば高温環境下にて使用する場合のクリープ強度を向上させる等、材料の特性を向上させる効果が得られる。
なお、本発明においては、後述する量のＲＥＭを含有させることによって、完全オーステナイト凝固下における溶接凝固割れ感受性増大に及ぼすＰの悪影響を排除しているものの、Ｐの含有量があまりにも過剰になり、特に、０．３％を超えると、クリープ延性の低下等の悪影響を避けられない。
したがって、Ｐの含有量を０．０４％を超えて０．３％以下とした。なお、Ｐの好ましい含有量は０．０５％を超えて０．２５％以下であり、さらに好ましい含有量は０．０８％を超えて０．２％以下である。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、オーステナイト系ステンレス鋼を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、その含有量が多くなると、耐食性の低下を招くとともに、熱間加工性と溶接性も劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると、耐食性の低下、熱間加工性と溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましいので、０．０１％以下とすればさらに好ましく、０．００５％以下とすれば極めて好ましい。
Ｓは、オーステナイト系ステンレス鋼を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、その含有量が多くなると、耐食性の低下を招くとともに、熱間加工性と溶接性も劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると、耐食性の低下、熱間加工性と溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましいので、０．０１％以下とすればさらに好ましく、０．００５％以下とすれば極めて好ましい。
Ｃｒ：１２〜３０％
Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の表面に薄い酸化皮膜を形成することによって、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保させるための必須の元素である。前記した効果を得るためには、Ｃｒの含有量は１２％以上とする必要がある。なお、Ｃｒの含有量が多いほど耐食性は向上するが、Ｃｒがフェライトを安定化させる元素であるために、その含有量が３０％を超えると、オーステナイト組織が不安定となってσ相等の金属間化合物やα−Ｃｒ相を生成しやすくなるので、靱性や高温強度の劣化が生じる。したがって、Ｃｒの含有量は１２〜３０％とした。なお、Ｃｒの好ましい含有量は１５〜２８％であり、さらに好ましい含有量は１８〜２６％である。
Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の表面に薄い酸化皮膜を形成することによって、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保させるための必須の元素である。前記した効果を得るためには、Ｃｒの含有量は１２％以上とする必要がある。なお、Ｃｒの含有量が多いほど耐食性は向上するが、Ｃｒがフェライトを安定化させる元素であるために、その含有量が３０％を超えると、オーステナイト組織が不安定となってσ相等の金属間化合物やα−Ｃｒ相を生成しやすくなるので、靱性や高温強度の劣化が生じる。したがって、Ｃｒの含有量は１２〜３０％とした。なお、Ｃｒの好ましい含有量は１５〜２８％であり、さらに好ましい含有量は１８〜２６％である。
Ｎｉ：６〜５５％
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素であり、その必要最少含有量は、オーステナイト系ステンレス鋼中に含まれるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ等のフェライト生成元素やＭｎ、Ｃ、Ｎ等のオーステナイト生成元素の含有量によって定まる。
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素であり、その必要最少含有量は、オーステナイト系ステンレス鋼中に含まれるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ等のフェライト生成元素やＭｎ、Ｃ、Ｎ等のオーステナイト生成元素の含有量によって定まる。
本発明では１２％以上のＣｒを含有させる必要があり、このＣｒ量に対してＮｉの含有量が６％未満の場合には、完全オーステナイト凝固させてオーステナイト単相組織にすることが困難となる。一方、Ｎｉの含有量が５５％を超える場合、オーステナイトに固溶し難いＰの液相中への濃化が著しくなるため、溶接凝固割れ感受性の増大を招く。したがって、Ｎｉの含有量は６〜５５％とした。なお、Ｎｉの好ましい含有量は１０〜４０％であり、さらに好ましい含有量は１５％を超えて３０％以下である。
ＲＥＭ：０．２％を超えて０．６％以下
ＲＥＭは、本発明において最も重要な元素の一つである。ＲＥＭはＰとの親和力が大きいため、今まで規制の設けられていた量を超えるＰを含有する場合であっても、溶接凝固中に液相中へ濃化したＰと結びついて燐化物として晶出し、液相の早期消失を促進することで溶接凝固割れ感受性を著しく低減することが可能となる。
ＲＥＭは、本発明において最も重要な元素の一つである。ＲＥＭはＰとの親和力が大きいため、今まで規制の設けられていた量を超えるＰを含有する場合であっても、溶接凝固中に液相中へ濃化したＰと結びついて燐化物として晶出し、液相の早期消失を促進することで溶接凝固割れ感受性を著しく低減することが可能となる。
既に述べたＰの含有量範囲内で、上記したＲＥＭの効果を発揮させるためには、０．２％を超える量のＲＥＭを含有させることが必要である。一方、ＲＥＭの含有量が０．６％を超えると、ＲＥＭ燐化物の晶出による液相の早期消失効果が著しく低下し、却って溶接凝固割れ感受性が大きくなり、加えて、ＲＥＭ燐化物の晶出量が増加するために熱間加工性の著しい低下をきたす。
したがって、ＲＥＭの含有量を０．２％を超えて０．６％以下とした。なお、ＲＥＭの好ましい含有量は０．３％を超えて０．６％以下である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜３％
Ａｌは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有する。この効果を発揮させるためにはＡｌをｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量が３％を超えると、高温での使用中にσ相等の金属間化合物の析出を促進し、靱性や延性、高温強度を低下させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００１〜３％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜２％であればより好ましく、０．０１〜１％であればさらに好ましい。
Ａｌは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有する。この効果を発揮させるためにはＡｌをｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量が３％を超えると、高温での使用中にσ相等の金属間化合物の析出を促進し、靱性や延性、高温強度を低下させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００１〜３％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜２％であればより好ましく、０．０１〜１％であればさらに好ましい。
Ｎ：０．３％以下
Ｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、クリープ強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると熱間加工性および冷間加工性の低下をきたし、特に、０．３％を超えると、熱間加工性および冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．３％以下とした。なお、Ｎの好ましい含有量は０．１％以下であり、さらに好ましい含有量は０．０３％以下である。
Ｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、クリープ強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると熱間加工性および冷間加工性の低下をきたし、特に、０．３％を超えると、熱間加工性および冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．３％以下とした。なお、Ｎの好ましい含有量は０．１％以下であり、さらに好ましい含有量は０．０３％以下である。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）の値：１．３８８未満
上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼は、「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）」の値が１．３８８未満であれば、つまり（１）式を満たせば、完全オーステナイト凝固してオーステナイト単相組織になる場合であっても、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できる。
上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼は、「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）」の値が１．３８８未満であれば、つまり（１）式を満たせば、完全オーステナイト凝固してオーステナイト単相組織になる場合であっても、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できる。
上記の理由から、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、母材および溶接金属が、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ前記（１）式を満たすことと規定した。
同じ理由で、本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ前記（１）式を満たすことと規定した。
なお、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、その母材および溶接金属のＦｅの一部に代えて、また、本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、そのＦｅの一部に代えて、それぞれ、必要に応じてさらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有させることができる。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上、
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上、
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種。
すなわち、前記第１群および第２群のグループのうちの元素の１種または２種以上を任意元素として含有させてもよい。
以下、上記の任意元素に関して説明する。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上
第１群の元素であるＭｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｂ、ＣｕおよびＣｏは、高温強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
第１群の元素であるＭｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｂ、ＣｕおよびＣｏは、高温強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下
ＭｏおよびＷは、高温強度の向上に有効な元素である。Ｍｏには、耐孔食性高める作用もある。上記の効果を確実に得るには、ＭｏとＷをそれぞれ単独で含有させる場合、含有量はそれぞれ０．０５％以上とし、両元素を複合して含有させる場合はＭｏ＋（Ｗ／２）で０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、単独で含有させる場合、ＭｏおよびＷをそれぞれ、５％および１０％を超えて含有させても、また、複合して含有させる場合、Ｍｏ＋（Ｗ／２）で５％を超えるＭｏとＷを含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、ＭｏおよびＷがフェライトを安定化させる元素であるために、σ相等の金属間化合物の生成を誘発し、組織安定性および熱間加工性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＭｏおよびＷの含有量は、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下とした。ＭｏとＷをそれぞれ単独で含有させる場合の含有量は、Ｍｏは０．０５〜５％、また、Ｗは０．０５〜１０％とすることが好ましく、一方、両元素を複合して含有させる場合の含有量は、Ｍｏ＋（Ｗ／２）で０．０５〜５％とすることが好ましい。
ＭｏおよびＷは、高温強度の向上に有効な元素である。Ｍｏには、耐孔食性高める作用もある。上記の効果を確実に得るには、ＭｏとＷをそれぞれ単独で含有させる場合、含有量はそれぞれ０．０５％以上とし、両元素を複合して含有させる場合はＭｏ＋（Ｗ／２）で０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、単独で含有させる場合、ＭｏおよびＷをそれぞれ、５％および１０％を超えて含有させても、また、複合して含有させる場合、Ｍｏ＋（Ｗ／２）で５％を超えるＭｏとＷを含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、ＭｏおよびＷがフェライトを安定化させる元素であるために、σ相等の金属間化合物の生成を誘発し、組織安定性および熱間加工性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＭｏおよびＷの含有量は、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下とした。ＭｏとＷをそれぞれ単独で含有させる場合の含有量は、Ｍｏは０．０５〜５％、また、Ｗは０．０５〜１０％とすることが好ましく、一方、両元素を複合して含有させる場合の含有量は、Ｍｏ＋（Ｗ／２）で０．０５〜５％とすることが好ましい。
なお、上述のとおり、ＭｏおよびＷはフェライト形成元素であるため、オーステナイト組織の安定化のためには、ＭｏとＷをそれぞれ単独で含有させる場合の含有量は、Ｍｏは０．０５％以上４％未満、また、Ｗは０．０５％以上４％未満とすることがより好ましい。
Ｔｉ：３％以下
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効な元素である。Ｔｉには、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。これらの効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が３％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は、３％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉの含有量は、０．００５〜３％とすることが好ましく、０．０１〜２％であればより好ましい。含有させる場合のＴｉの含有量は、０．０５〜１％であれば極めて好ましい。
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効な元素である。Ｔｉには、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。これらの効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が３％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は、３％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉの含有量は、０．００５〜３％とすることが好ましく、０．０１〜２％であればより好ましい。含有させる場合のＴｉの含有量は、０．０５〜１％であれば極めて好ましい。
Ｎｂ：１．５％以下
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効な元素である。Ｎｂには、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。こうした効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が１．５％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量は、１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０５〜１．５％とすることが好ましく、０．０５〜１％であればより好ましい。含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０５〜０．６％であれば極めて好ましい。
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効な元素である。Ｎｂには、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。こうした効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が１．５％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量は、１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０５〜１．５％とすることが好ましく、０．０５〜１％であればより好ましい。含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０５〜０．６％であれば極めて好ましい。
Ｔａ：８％以下
Ｔａも炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｔａには、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。これらの効果を確実に得るには、Ｔａの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔａの含有量が８％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＴａの含有量は、８％以下とした。なお、含有させる場合のＴａの含有量は、０．０１〜８％とすることが好ましく、０．０１〜７％であればより好ましい。含有させる場合のＴａの含有量は、０．０５〜６％であれば極めて好ましい。
Ｔａも炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｔａには、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。これらの効果を確実に得るには、Ｔａの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔａの含有量が８％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＴａの含有量は、８％以下とした。なお、含有させる場合のＴａの含有量は、０．０１〜８％とすることが好ましく、０．０１〜７％であればより好ましい。含有させる場合のＴａの含有量は、０．０５〜６％であれば極めて好ましい。
Ｖ：１．５％以下
Ｖは、炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｖにも、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。こうした効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．０２％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｖの含有量が１．５％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＶの含有量は、１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は、０．０２〜１．５％とすることが好ましく、０．０４〜１％であればより好ましい。
Ｖは、炭化物形成元素であり、高温強度の向上に有効である。Ｖにも、Ｃを固定して粒界耐食性を高める作用もある。こうした効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．０２％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｖの含有量が１．５％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＶの含有量は、１．５％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は、０．０２〜１．５％とすることが好ましく、０．０４〜１％であればより好ましい。
Ｂ：０．０３％以下
Ｂは、炭窒化物中に存在して高温での使用中における炭窒化物の微細分散析出を促進するとともに、Ｂ単体で粒界に存在して粒界を強化し粒界すべりを抑制することによって、高温強度を高めるとともにクリープ強度を改善する。こうした効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．０３％を超えると、溶接性の劣化をきたす。したがって、含有させる場合のＢの含有量は、０．０３％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は、０．０００５〜０．０３％とすることが好ましく、０．００１〜０．０１％であればより好ましい。含有させる場合のＢの含有量は、０．００１〜０．００５％であれば極めて好ましい。
Ｂは、炭窒化物中に存在して高温での使用中における炭窒化物の微細分散析出を促進するとともに、Ｂ単体で粒界に存在して粒界を強化し粒界すべりを抑制することによって、高温強度を高めるとともにクリープ強度を改善する。こうした効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．０３％を超えると、溶接性の劣化をきたす。したがって、含有させる場合のＢの含有量は、０．０３％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は、０．０００５〜０．０３％とすることが好ましく、０．００１〜０．０１％であればより好ましい。含有させる場合のＢの含有量は、０．００１〜０．００５％であれば極めて好ましい。
Ｃｕ：３％以下
Ｃｕは、オーステナイトを安定化し、かつ高温での使用中に微細なＣｕ相としてオーステナイト母相に整合析出し、高温強度を大幅に向上させる作用を有する。上記の効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなり、特に３％を超えると、熱間加工性、溶接性およびクリープ延性の低下を招く。したがって、例えば、原料コストの面からＮｉに代わってオーステナイトを安定化させたり一層大きな高温強度を確保することを目的として含有させる場合のＣｕの含有量は、３％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．０１〜３％とすることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の上限は、２％であればより好ましく、０．９％であれば極めて好ましい。
Ｃｕは、オーステナイトを安定化し、かつ高温での使用中に微細なＣｕ相としてオーステナイト母相に整合析出し、高温強度を大幅に向上させる作用を有する。上記の効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなり、特に３％を超えると、熱間加工性、溶接性およびクリープ延性の低下を招く。したがって、例えば、原料コストの面からＮｉに代わってオーステナイトを安定化させたり一層大きな高温強度を確保することを目的として含有させる場合のＣｕの含有量は、３％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．０１〜３％とすることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の上限は、２％であればより好ましく、０．９％であれば極めて好ましい。
Ｃｏ：５％以下
Ｃｏは、ＮｉやＣｕと同様にオーステナイト組織を安定化し、高温強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｏの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｏの含有量が５％を超えても前記の効果は飽和し、経済性が低下するばかりである。したがって、含有させる場合のＣｏの含有量は、５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｏの含有量は、０．０５〜５％とすることが好ましい。
Ｃｏは、ＮｉやＣｕと同様にオーステナイト組織を安定化し、高温強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｏの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｏの含有量が５％を超えても前記の効果は飽和し、経済性が低下するばかりである。したがって、含有させる場合のＣｏの含有量は、５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｏの含有量は、０．０５〜５％とすることが好ましい。
なお、上記のＭｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｂ、ＣｕおよびＣｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。
第２群の元素であるＣａおよびＭｇは熱間加工性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００５〜０．０５％とすることが好ましく、０．００１〜０．０２％であればより好ましい。含有させる場合のＣａの含有量は、０．００１〜０．０１％であれば極めて好ましい。
Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００５〜０．０５％とすることが好ましく、０．００１〜０．０２％であればより好ましい。含有させる場合のＣａの含有量は、０．００１〜０．０１％であれば極めて好ましい。
Ｍｇ：０．０５％以下
Ｍｇも熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０００５〜０．０５％とすることが好ましく、０．００１〜０．０２％であればより好ましい。含有させる場合のＭｇの含有量は、０．００１〜０．０１％であれば極めて好ましい。
Ｍｇも熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０００５〜０．０５％とすることが好ましく、０．００１〜０．０２％であればより好ましい。含有させる場合のＭｇの含有量は、０．００１〜０．０１％であれば極めて好ましい。
なお、上記のＣａおよびＭｇは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）の値：１．３８８未満
前記本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材および溶接金属のＦｅの一部に代えて、また、本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料のＦｅの一部に代えて、上記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼は、「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）」の値が１．３８８未満であれば、つまり（２）式を満たせば、完全オーステナイト凝固してオーステナイト単相組織になる場合であっても、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できる。
前記本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材および溶接金属のＦｅの一部に代えて、また、本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料のＦｅの一部に代えて、上記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼は、「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）」の値が１．３８８未満であれば、つまり（２）式を満たせば、完全オーステナイト凝固してオーステナイト単相組織になる場合であっても、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できる。
上記の理由から、本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手および本発明（４）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手および本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料のＦｅの一部に代えて、上記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有し、かつ前記（２）式を満たすことと規定した。
本発明（１）および本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接等の種々の溶接方法で作製することができる。
なお、上記のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の作製に用いる溶接材料としては、採用する溶接方法と溶接条件に応じて、前記の溶接金属の組成が得られる組成のものを選べばよい。
ＴＩＧ溶接を採用する場合には、溶接材料の組成は実質的に溶接金属の組成と同じでよいので、例えば、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の作製に用いる溶接材料としては本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料を用いるのが望ましく、また、本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の作製に用いる溶接材料としては本発明（４）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料を用いるのが望ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼である鋼１〜９および鋼Ａ〜Ｅを高周波加熱真空炉を用いて溶解した後、インゴットに鋳造した。
表１中の鋼１〜９は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表１中の鋼Ａ〜Ｅは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
得られた各インゴットを通常の方法で熱間鍛造した後、１２００℃で固溶化熱処理を施し、突き合わせ部１．５ｍｍの６０°Ｖ開先加工が施された厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍおよび長さ１５０ｍｍの拘束溶接割れ試験用試験片、ならびに、厚さ４ｍｍ、幅１００ｍｍおよび長さ１００ｍｍのトランスバレストレイン試験片を作製した。
なお、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、本発明で規定する値を超える過剰なＮｄを含むため熱間加工性が低く、熱間鍛造時に多数の割れを生じて試験片が採取できなかった。これは、Ｎｄの含有量が過剰のために多量のＮｄＰが早期に晶出しすぎてしまい、液相の早期消失効果を得られず、逆に凝固割れ感受性が増大したため、またはＮｄＰが晶出せずにＮｄ単独の偏析も重畳したことによって、固液共存温度範囲が著しく増大してしまい凝固割れ感受性が増大したためと考えられる。そして、上記の熱間鍛造時に発生した割れは、低融点粒界の融解、すなわち、Ｐの著しい粒界偏析に起因した凝固割れであり、溶接試験に供するまでもなく凝固割れ感受性が著しく高いと考えられ、実用鋼として適用することは困難である。
上記のようにして得た各オーステナイト系ステンレス鋼の拘束溶接割れ試験用試験片を用いて、周囲を拘束溶接した。また、あらかじめ各オーステナイト系ステンレス鋼の母材から作製した外径１．２ｍｍの溶接材料（溶接ワイヤー）を使用して、溶接電流１６５Ａ、溶接電圧１５Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎの条件にてＴＩＧ溶接により突き合わせ部分に対してフィラー溶接を行った。
表２に、拘束溶接割れ試験片の溶接ビード長に対する凝固割れ発生率の測定結果を示す。ここで、溶接金属の化学組成は、ＴＩＧ溶接の場合希釈はほとんど生じないため、母材と同一である。
なお、上述のとおり、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、熱間鍛造時に割れを生じて試験片が採取できなかった。このため、拘束溶接割れ試験を実施できなかったので、表２の「拘束溶接割れ試験でのビード表面割れ率」欄は「−」と表記した。
また、各オーステナイト系ステンレス鋼の凝固割れ感受性をより詳細に評価するために、前記のトランスバレストレイン試験片を用いて、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１５Ｖ、溶接速度１５ｃｍ／ｍｉｎ、付加歪み２％の条件にてトランスバレストレイン試験を行い、最大割れ長さを測定した。
なお、完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３１０Ｓの溶接金属のトランスバレストレイン試験により評価された最大割れ長さは１ｍｍ以下である。したがって、トランスバレストレイン試験により評価された最大割れ長さが１ｍｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼は優れた耐凝固割れ性を有していると考えられる。
表２に、トランスバレストレイン試験での最大割れ長さを併せて示す。
なお、上述のとおり、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、熱間鍛造時に割れを生じて試験片が採取できなかったため、トランスバレストレイン試験を実施できなかった。このため、表２の「トランスバレストレイン試験での最大割れ長さ」欄は「−」と表記した。
表２から、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜９の場合、高い量のＰを含み、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、適正量のＲＥＭを含むとともに式（１）または式（２）を満足しているので、トランスバレストレイン試験による最大割れ長さが全て１ｍｍ以下であり、かつ拘束溶接割れ試験においても割れが発生しておらず、良好な溶接性を有していることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ａ、鋼Ｂおよび鋼Ｅは、溶接性が劣っている。
すなわち、鋼Ａの場合、Ｎｄの含有量が０．１３％と低いため、ＮｄＰの晶出を促進できない。したがって、拘束溶接割れ試験におけるビード表面割れ率は０％であるものの、トランスバレストレイン最大割れ長さは１ｍｍを超えている。
鋼Ｂの場合、Ｎｄの含有量が０．０３５％と低く、しかも、式（２）の条件を満たさない。このため、ＮｄＰの晶出を促進できないので、完全オーステナイト凝固でないにも拘わらず、トランスバレストレイン最大割れ長さは１ｍｍを超えており、また、拘束溶接割れ試験におけるビード表面割れ率は１００％であり、ビード全長に渡って割れが発生している。
鋼Ｅの場合、式（２）の条件を満たしているが、Ｐの含有量が高いにも拘わらずＮｄを含んでいない。このため、溶接凝固割れ感受性は著しく高く、トランスバレストレイン最大割れ長さは１ｍｍを超えており、また、拘束溶接割れ試験におけるビード表面割れ率は１００％であり、ビード全長に渡って割れが発生している。
なお、既に述べたように、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、本発明で規定する値を超える過剰なＮｄを含むため熱間加工性が低い。これは、Ｎｄの含有量が過剰のために多量のＮｄＰが早期に晶出しすぎてしまい、液相の早期消失効果を得られず、逆に凝固割れ感受性が増大したため、またはＮｄＰが晶出せずにＮｄ単独の偏析も重畳したことによって、固液共存温度範囲が著しく増大してしまい凝固割れ感受性が増大したためと考えられ、実用鋼として適用することは困難である。
本発明の母材および溶接金属から成るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、Ｐ含有量が高く、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、優れた耐溶接凝固割れ性を有しているので、溶接施工が要求される用途に幅広く適用することができる。また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、上記のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を作製するのに最適である。
Claims (4)
- 母材および溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０４％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｉ：１０〜４０％、希土類元素：０．２％を超えて０．６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜３％およびＮ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）
ここで（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）
ここで（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種 - 質量％で、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．０４％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｉ：１０〜４０％、希土類元素：０．２％超えて０．６％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜３％およびＮ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（１）
ここで（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種または２種以上の元素を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）＜１．３８８・・・（２）
ここで（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｍｏ：５％以下、Ｗ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔａ：８％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｃｕ：３％以下およびＣｏ：５％以下の１種または２種以上
第２群：Ｃａ：０．０５％以下およびＭｇ：０．０５％以下の１種または２種
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