JP6241241B2 - オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 - Google Patents
オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6241241B2 JP6241241B2 JP2013253941A JP2013253941A JP6241241B2 JP 6241241 B2 JP6241241 B2 JP 6241241B2 JP 2013253941 A JP2013253941 A JP 2013253941A JP 2013253941 A JP2013253941 A JP 2013253941A JP 6241241 B2 JP6241241 B2 JP 6241241B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- welding
- resistant steel
- austenitic heat
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Description
本発明は、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手に関する。詳しくは、発電用ボイラ等、高温で使用される機器に用いるオーステナイト系耐熱鋼を溶接するのに好適な溶接材料ならびにそれを使用して得られる溶接金属および溶接継手に関する。
近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラ等では運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、その過熱器管や再熱器管に使用される材料には、より優れた高温強度や耐食性を有することが求められている。
このような要求を満たす材料として、多量の窒素を含有させた種々のオーステナイト系耐熱鋼が開示されている。
例えば、特許文献１には、ＮおよびＮｂをそれぞれ、０．０５〜０．３５％および０．０５〜１．５％含む高温強度に優れるオーステナイト系耐熱鋼が、特許文献２には、Ｎ、ＣｕおよびＮｂをそれぞれ、０．０５〜０．３％、２〜６％および０．１〜０．８％含み、かつＮｂ（％）／Ｃｕ（％）が０．０５〜０．２で、溶体化処理後の未固溶Ｎｂ量が０．０４×Ｃｕ（％）〜０．０８５×Ｃｕ（％）の範囲内にある高温強度と延性に優れたオーステナイト系耐熱鋼が、開示されている。
また、特許文献３には、Ｎを０．０５〜０．３％、Ｃｕを２〜６％、Ｙ、Ｌａ、ＣｅおよびＮｄのうちの１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％含み、かつＭｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅおよびＮｄならびにＡｌ、ＣｕおよびＳの関係式で表される数値が特定の範囲内にある高温強度および熱間加工性に優れたオーステナイト系耐熱鋼が開示されている。
これらの高窒素含有オーステナイト系耐熱鋼を構造物とする場合、溶接により組み立てるのが一般的である。その際、母材をそのまま溶接材料として使用する場合がある。一方では、ＡＷＳ Ａ５．１４−２００５ ＥＲＮｉＣｒ−３、ＥＲＮｉＣｒＭｏ−３等の既存の高Ｎｉ合金用溶接材料を使用して溶接することもある。
しかしながら、母材が溶製後、圧延および熱処理による組織の調整を受けて高温強度の確保がなされるのに対し、オーステナイト系耐熱鋼溶接金属は、ほとんどの場合、凝固ままの組織で使用される。そのため、母材をそのまま溶接材料として使用すると、母材と同等のクリープ強度等の機械的特性を得ることが困難な場合がある。また、高Ｎｉ合金用の溶接材料はクリープ強度には優れるものの、高価であることから経済性の観点から好ましくないことがあり、被溶接材料と大きく成分が異なる場合には、十分な耐溶接高温割れ性、具体的には耐凝固割れ性が得られないこともある。
そのため、特許文献４に、Ｎｂ、ＣｕおよびＮをそれぞれ０．１〜１．３％、２〜５％および０．０７〜０．３５％含有するとともに、ＰとＳの含有量を規制し、さらにＭｏを０．３〜３％含有する、高温強度と耐凝固割れ性に優れる高窒素含有オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料が提案されている。
特許文献５には、ＮｂおよびＮをそれぞれ、０．０１〜０．７％および０．１５〜０．３５％含有するとともに、ＰとＳの含有量を規制し、さらにＭｇを０．０１〜０．０２％含有する、高温強度と耐凝固割れ性を両立させた高窒素含有オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料が提案されている。
特許文献６には、Ｌａ＋Ｃｅを０．０１〜０．１％、Ｎを０．１〜０．３％含有する、高温強度と耐高温酸化性に優れる窒素含有オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料が、特許文献７には、Ｃｕを１〜４％、Ｗを１〜３％含むとともに、Ｎを０．２〜０．４％含有する、高温強度に優れる高窒素含有オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料が、それぞれ開示されている。
また、特許文献８には、Ｍｏを２．０〜３．０％、Ｎを０．０６〜０．１８％含むとともにδフェライト量を規制した、高温強度に優れる窒素含有オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料が、さらに、特許文献９には、Ｎｂ、ＷおよびＮをそれぞれ０．１５〜１．５％、０．５〜３％および０．１〜０．３５％含む、高温強度に優れる高窒素含有オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料が、それぞれ開示されている。
ところで、これらの溶接材料を用いてボイラなどの大型溶接構造物を組み立てる場合、一般にはティグ溶接に代表されるガスシールドアーク溶接が用いられる。
上述した特許文献４〜９に提案されているオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて、ガスシールドアーク溶接により構造物を組み立てた場合、確かに特定の溶接条件下では、優れた耐溶接高温割れ性および高温強度が得られる。しかしながら、異なる溶接条件で施工した場合、得られた溶接部の高温強度にばらつきが生じ、特に、高い入熱で溶接した際には必要強度を下回ることがあり、改善すべき余地がある。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、ガスシールドアーク溶接を行う場合、溶接金属の優れた高温強度が安定して得られるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料の提供と、それを用いて得られる高温強度に優れた溶接金属の提供を目的とする。さらに、この溶接材料を用いてなる溶接金属と高温における優れたクリープ強度を有する母材とからなる溶接継手を提供することも本発明の目的である。
本発明者らは、前記した課題を解決するために詳細な調査を行った。その結果、以下に述べる事項が確認できた。
多量の窒素を含有する溶接材料を用いてガスシールドアーク溶接する場合、溶接中の溶融池から窒素が飛散する結果、得られる溶接金属の窒素量は溶接材料中の窒素量に比して少なくなる。そして、溶接時の入熱が高くなるほど溶融池からの窒素の飛散が顕著となり、溶接金属の高温強度の低下が顕著となる。
そこで次に、本発明者らは、上述の問題を解決するべく、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料の化学組成の適正化について種々検討を加えた。
その結果、ガスシールドアーク溶接するに際し、下記の（ａ）を満たすオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いることによって、優れた高温強度を有する溶接金属が安定して得られることが明らかとなった。
（ａ）個々の元素の含有量、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎ、ＡｌおよびＯの含有量を特定の範囲に制御する（具体的には、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：１．９〜４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：２〜４％、Ｎｉ：１４〜１８％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．３〜０．８％、Ｎ：０．０５〜０．２７％、Ａｌ：０．００８％未満、Ｏ：０．０２％以下、残部：Ｆｅおよび不純物であるものとする）とともに、Ｍｎ含有量が下記の(1)式を満たす、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時に設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時に設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
なお、上記（ａ）、特にＭｎ含有量が(1)式を満たすことによって、優れた高温強度を有する溶接金属が安定して得られる理由は、次のとおりである。
ガスシールドアーク溶接中の溶融池からは窒素が飛散し、溶接時に設定される入熱（以下、単に「溶接入熱」ということがある。）が高い場合、溶融池の温度が高くなるため、窒素の飛散が顕著となる。一方、溶接材料中のＭｎは、溶融池への窒素の溶解量を増やすので、窒素の飛散防止に間接的に寄与することになる。そして、Ｍｎ含有量が上記の(1)式を満たせば、溶接金属において十分な窒素量を確保でき、その結果、溶接金属の高温強度の低下が抑制される。
そして、ガスシールドアーク溶接するに際し、上記（ａ）を満たすオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いることによって、高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材からなる溶接継手を得ることができる。
上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて溶接継手を得る際に、質量％で、Ｎｉ：８〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｎ：０．０５〜０．２％を含む高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼を母材として用いると、母材においても優れたクリープ強度を確保できることとなるので好ましい。母材として用いる高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼は、上述の溶接材料と同じ化学組成を有するオーステナイト系耐熱鋼であってもよいし、異なってもよい。
なお、上記の母材としては、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｕ：２〜４％、Ｎｉ：８〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｍｏ：０．８％以下、Ｎｂ：０．３〜０．８％、Ｎ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％およびＡｌ：０．０３％以下と、残部がＦｅおよび不純物とからなる、高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼を用いることがさらに好ましい。
残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、溶接材料や耐熱鋼を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するもの、が例示される。
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、下記に示すオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接継手にある。
（１）オーステナイト系耐熱鋼をガスシールドアーク溶接するのに用いる溶接材料であって、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、
Ｍｎ：１．９〜４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：１４〜１８％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２７％、
Ａｌ：０．００８％未満、
Ｏ：０．０２％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物
であり、Ｍｎ含有量が下記の(1)式を満たす、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時に設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、
Ｍｎ：１．９〜４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：１４〜１８％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２７％、
Ａｌ：０．００８％未満、
Ｏ：０．０２％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物
であり、Ｍｎ含有量が下記の(1)式を満たす、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時に設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
（２）上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料のＦｅの一部に代えて、下記の［１］〜［３］から選択される１種以上の元素を含有する、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
［１］：Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、
［２］：Ｃｏ：２％以下、Ｂ：０．０２％以下、
［３］：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．２％以下。
［１］：Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、
［２］：Ｃｏ：２％以下、Ｂ：０．０２％以下、
［３］：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．２％以下。
（３）上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いてガスシールドアーク溶接して得られる、溶接金属。
（４）上記（３）に記載の溶接金属と高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材からなる、溶接継手。
（５）高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材が、質量％で、Ｎｉ：８〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％およびＮ：０．０５〜０．２％を含有する、上記（４）に記載の溶接継手。
（６）高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：８〜１２％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．８％以下、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．０３％以下
残部：Ｆｅおよび不純物
である、上記（５）に記載の溶接継手。
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：８〜１２％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．８％以下、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．０３％以下
残部：Ｆｅおよび不純物
である、上記（５）に記載の溶接継手。
本発明によれば、ガスシールドアーク溶接を行う場合に、溶接金属の優れた高温強度が安定して得られるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を提供することができる。また、それを用いて、高温強度に優れた溶接金属を提供することができる。さらに、この溶接材料を用いてなる溶接金属と高温における優れたクリープ強度を有する母材とからなる溶接継手を提供することができる。
本発明において、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料の化学組成を限定する理由は次のとおりである。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：０．０６〜０．１５％
Ｃは、オーステナイト生成元素であり、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を高めるとともに、微細な炭化物を生成し、クリープ強度の確保に寄与する。その効果を十分得るためには、Ｃは０．０６％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃを０．１５％を超えて含有する場合には、炭化物が粗大かつ多量に析出し、かえってクリープ強度の低下を招くとともに、延性および靱性の低下を生じる。そのため、Ｃの含有量は０．０６〜０．１５％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０７％であり、望ましい上限は０．１４％である。Ｃ含有量のさらに望ましい下限は０．０８％であり、さらに望ましい上限は０．１２％である。
Ｃは、オーステナイト生成元素であり、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を高めるとともに、微細な炭化物を生成し、クリープ強度の確保に寄与する。その効果を十分得るためには、Ｃは０．０６％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃを０．１５％を超えて含有する場合には、炭化物が粗大かつ多量に析出し、かえってクリープ強度の低下を招くとともに、延性および靱性の低下を生じる。そのため、Ｃの含有量は０．０６〜０．１５％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０７％であり、望ましい上限は０．１４％である。Ｃ含有量のさらに望ましい下限は０．０８％であり、さらに望ましい上限は０．１２％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．４５％
Ｓｉは、脱酸剤として含有されるが、過剰に含有する場合、溶接時の凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｓｉの含有量は０．４５％以下とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性が低下するとともに、溶接材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．４５％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．０７％であり、望ましい上限は０．３５％である。Ｓｉ含有量のさらに望ましい下限は０．１％であり、さらに望ましい上限は０．２５％である。
Ｓｉは、脱酸剤として含有されるが、過剰に含有する場合、溶接時の凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｓｉの含有量は０．４５％以下とする必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性が低下するとともに、溶接材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．４５％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．０７％であり、望ましい上限は０．３５％である。Ｓｉ含有量のさらに望ましい下限は０．１％であり、さらに望ましい上限は０．２５％である。
Ｍｎ：１．９〜４％
Ｍｎは、溶接金属中の窒素の活量を下げることによりアーク雰囲気中からの窒素の飛散を抑制して、溶接金属のクリープ強度の確保に寄与する。その効果を十分得るためには、Ｍｎは少なくとも１．９％含有する必要がある。さらに、Ｍｎの効果は溶接条件の影響を受けるため、安定して効果を得るためには、後述の溶接入熱との関係を満足する必要がある。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有する場合には脆化を招くため、Ｍｎの含有量は４％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の望ましい下限は２．１％であり、望ましい上限は３．８％である。Ｍｎ含有量のさらに望ましい下限は２．３％であり、さらに望ましい上限は３．５％である。
Ｍｎは、溶接金属中の窒素の活量を下げることによりアーク雰囲気中からの窒素の飛散を抑制して、溶接金属のクリープ強度の確保に寄与する。その効果を十分得るためには、Ｍｎは少なくとも１．９％含有する必要がある。さらに、Ｍｎの効果は溶接条件の影響を受けるため、安定して効果を得るためには、後述の溶接入熱との関係を満足する必要がある。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有する場合には脆化を招くため、Ｍｎの含有量は４％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の望ましい下限は２．１％であり、望ましい上限は３．８％である。Ｍｎ含有量のさらに望ましい下限は２．３％であり、さらに望ましい上限は３．５％である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下させ、凝固割れ感受性を著しく増大させる。そのため、Ｐの含有量は０．０２％以下とする必要がある。Ｐの含有量は０．０１５％以下とするのが望ましく、０．０１％以下とするのがさらに望ましい。
Ｐは、不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下させ、凝固割れ感受性を著しく増大させる。そのため、Ｐの含有量は０．０２％以下とする必要がある。Ｐの含有量は０．０１５％以下とするのが望ましく、０．０１％以下とするのがさらに望ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下させ、凝固割れ感受性を著しく増大させる。そのため、Ｓの含有量は０．０１％以下とする必要がある。Ｓの含有量は０．００８％以下とするのが望ましく、０．００６％以下とするのがさらに望ましい。
Ｓは、Ｐと同様に不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下させ、凝固割れ感受性を著しく増大させる。そのため、Ｓの含有量は０．０１％以下とする必要がある。Ｓの含有量は０．００８％以下とするのが望ましく、０．００６％以下とするのがさらに望ましい。
Ｃｕ：２〜４％
Ｃｕは、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を確保するとともに、Ｃｕ富化相として析出し、クリープ強度を得るのに有効な元素である。その効果を得るためには、Ｃｕを２％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃｕを４％を超えて含有すると、過剰に析出して、脆化を招く。そのため、Ｃｕの含有量は２〜４％とする。Ｃｕ含有量の望ましい下限は２．２％であり、望ましい上限は３．８％である。Ｃｕ含有量のさらに望ましい下限は２．４％であり、さらに望ましい上限は３．６％である。
Ｃｕは、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を確保するとともに、Ｃｕ富化相として析出し、クリープ強度を得るのに有効な元素である。その効果を得るためには、Ｃｕを２％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃｕを４％を超えて含有すると、過剰に析出して、脆化を招く。そのため、Ｃｕの含有量は２〜４％とする。Ｃｕ含有量の望ましい下限は２．２％であり、望ましい上限は３．８％である。Ｃｕ含有量のさらに望ましい下限は２．４％であり、さらに望ましい上限は３．６％である。
Ｎｉ：１４〜１８％
Ｎｉは、Ｃｕと同様、溶接金属のオーステナイト組織の安定性を確保し、クリープ強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、後述の１６〜２０％というＣｒ含有量の範囲では、１４％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるとともに、溶接金属への窒素溶解量を減少させ、クリープ強度向上の効果が相殺される。そのため、Ｎｉ含有量の上限を１８％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は１４．５％であり、望ましい上限は１７．５％である。Ｎｉ含有量のさらに望ましい下限は１５．０％であり、さらに望ましい上限は１７．０％である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、溶接金属のオーステナイト組織の安定性を確保し、クリープ強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、後述の１６〜２０％というＣｒ含有量の範囲では、１４％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるとともに、溶接金属への窒素溶解量を減少させ、クリープ強度向上の効果が相殺される。そのため、Ｎｉ含有量の上限を１８％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は１４．５％であり、望ましい上限は１７．５％である。Ｎｉ含有量のさらに望ましい下限は１５．０％であり、さらに望ましい上限は１７．０％である。
Ｃｒ：１６〜２０％
Ｃｒは、溶接金属の高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。この効果を得るためには、上述の１４〜１８％というＮｉ含有量の範囲では、１６％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になって２０％を超えると、オーステナイト組織の安定性を低下させクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｃｒの含有量は１６〜２０％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は１６．５％であり、望ましい上限は１９．５％である。Ｃｒ含有量のさらに望ましい下限は１７．０％であり、さらに望ましい上限は１９．０％である。
Ｃｒは、溶接金属の高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。この効果を得るためには、上述の１４〜１８％というＮｉ含有量の範囲では、１６％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になって２０％を超えると、オーステナイト組織の安定性を低下させクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｃｒの含有量は１６〜２０％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は１６．５％であり、望ましい上限は１９．５％である。Ｃｒ含有量のさらに望ましい下限は１７．０％であり、さらに望ましい上限は１９．０％である。
Ｍｏ：０．５〜１．５％
Ｍｏは、マトリックスに固溶して溶接金属の高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。この効果を十分に確保するためには、０．５％以上のＭｏ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｏを１．５％を超えて含有させてもその効果は飽和するとともに、オーステナイト組織の安定性を低下させ、却ってクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｍｏの含有量は０．５〜１．５％とする。Ｍｏ含有量の望ましい下限は０．６％であり、望ましい上限は１．４％である。Ｍｏ含有量のさらに望ましい下限は０．８％であり、さらに望ましい上限は１．２％である。
Ｍｏは、マトリックスに固溶して溶接金属の高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。この効果を十分に確保するためには、０．５％以上のＭｏ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｏを１．５％を超えて含有させてもその効果は飽和するとともに、オーステナイト組織の安定性を低下させ、却ってクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｍｏの含有量は０．５〜１．５％とする。Ｍｏ含有量の望ましい下限は０．６％であり、望ましい上限は１．４％である。Ｍｏ含有量のさらに望ましい下限は０．８％であり、さらに望ましい上限は１．２％である。
Ｎｂ：０．３〜０．８％
Ｎｂは、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．３％以上のＮｂの含有が必要である。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると、多量かつ粗大に析出し、クリープ強度およびクリープ延性の低下を招く。そのため、Ｎｂの含有量は０．８％を上限とする。Ｎｂ含有量の望ましい下限は０．３５％であり、望ましい上限は０．７５％である。Ｎｂ含有量のさらに望ましい下限は０．４％であり、さらに望ましい上限は０．７％である。
Ｎｂは、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．３％以上のＮｂの含有が必要である。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると、多量かつ粗大に析出し、クリープ強度およびクリープ延性の低下を招く。そのため、Ｎｂの含有量は０．８％を上限とする。Ｎｂ含有量の望ましい下限は０．３５％であり、望ましい上限は０．７５％である。Ｎｂ含有量のさらに望ましい下限は０．４％であり、さらに望ましい上限は０．７％である。
Ｎ：０．０５〜０．２７％
Ｎは、オーステナイト生成元素であり、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を高めるとともに、マトリックスに固溶、または窒化物として粒内に微細に析出し、クリープ強度の向上に大きく寄与する。この効果を得るためには、少なくとも０．０５％のＮを含有する必要がある。一方、Ｎを過剰に含有する場合、高温での使用中に多量の窒化物を析出し、クリープ延性の低下を招くとともに、高温で溶融池中に溶解していた窒素がその凝固時に溶解しきれず、気体となり、溶接金属中に取り残されてブローホールとなるため、０．２７％をＮ含有量の上限とする。Ｎ含有量の望ましい下限は０．０８％であり、望ましい上限は０．２５％である。Ｎ含有量のさらに望ましい下限は０．１０％であり、さらに望ましい上限は０．２３％である。ただし、Ｎがガスシールドアーク溶接中に溶融池から飛散すると、クリープ強度低下が生じる場合があり、その程度は溶接条件の影響を受ける。このため、広範な溶接条件下で、０．０５〜０．２７％というＮ含有量範囲において、上述したＮの効果を安定して得るためには、前記Ｍｎ含有量範囲の制御とともに、Ｍｎ含有量が後述の(1)式を満たす必要がある。
Ｎは、オーステナイト生成元素であり、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を高めるとともに、マトリックスに固溶、または窒化物として粒内に微細に析出し、クリープ強度の向上に大きく寄与する。この効果を得るためには、少なくとも０．０５％のＮを含有する必要がある。一方、Ｎを過剰に含有する場合、高温での使用中に多量の窒化物を析出し、クリープ延性の低下を招くとともに、高温で溶融池中に溶解していた窒素がその凝固時に溶解しきれず、気体となり、溶接金属中に取り残されてブローホールとなるため、０．２７％をＮ含有量の上限とする。Ｎ含有量の望ましい下限は０．０８％であり、望ましい上限は０．２５％である。Ｎ含有量のさらに望ましい下限は０．１０％であり、さらに望ましい上限は０．２３％である。ただし、Ｎがガスシールドアーク溶接中に溶融池から飛散すると、クリープ強度低下が生じる場合があり、その程度は溶接条件の影響を受ける。このため、広範な溶接条件下で、０．０５〜０．２７％というＮ含有量範囲において、上述したＮの効果を安定して得るためには、前記Ｍｎ含有量範囲の制御とともに、Ｍｎ含有量が後述の(1)式を満たす必要がある。
Ａｌ：０．００８％未満
Ａｌは、脱酸剤として含有されるが、多量に含有すると清浄性を著しく害し、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を劣化させる。加えて、スラグとして溶接ビード上に残存し、欠陥発生の原因となる。そのため、Ａｌの含有量は０．００８％未満とする必要がある。Ａｌの含有量は０．００７％以下とするのが望ましく、０．００６％以下とするのがさらに望ましい。下限は不純物程度でよい。
Ａｌは、脱酸剤として含有されるが、多量に含有すると清浄性を著しく害し、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を劣化させる。加えて、スラグとして溶接ビード上に残存し、欠陥発生の原因となる。そのため、Ａｌの含有量は０．００８％未満とする必要がある。Ａｌの含有量は０．００７％以下とするのが望ましく、０．００６％以下とするのがさらに望ましい。下限は不純物程度でよい。
Ｏ：０．０２％以下
Ｏは、不純物として存在するが、多量に含まれる場合には、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を低下させる。そのため、Ｏの含有量は０．０２％以下とする必要がある。Ｏの含有量は０．０１５％以下とするのが望ましく、０．０１％以下とするのがさらに望ましい。
Ｏは、不純物として存在するが、多量に含まれる場合には、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を低下させる。そのため、Ｏの含有量は０．０２％以下とする必要がある。Ｏの含有量は０．０１５％以下とするのが望ましく、０．０１％以下とするのがさらに望ましい。
本発明のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、化学組成が上述の元素と、残部がＦｅおよび不純物であり、さらにＭｎ含有量が次の(1)式を満たすものである。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時に設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時に設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
前記の通り、Ｎは、溶接金属のクリープ強度確保に大きく寄与する元素である。しかしながら、ガスシールドアーク溶接中の溶融池からＮが飛散し、クリープ強度の確保が困難になる場合がある。一方、溶接材料中のＭｎは、溶融池へのＮの溶解量を増やして、Ｎの飛散防止に間接的に寄与し、Ｍｎ含有量が上記の(1)式を満たせば、広範な溶接条件下で、溶接金属の優れたクリープ強度を得るために必要なＮ量を安定して確保することができる。
なお、ガスシールドアーク溶接時に設定される入熱Ｑが３〜３０ｋＪ／ｃｍの範囲であれば、本発明の効果が安定かつ十分に得られる。上述の入熱Ｑの上限は、２５ｋＪ／ｃｍであればより好ましい。さらに、ガスシールドアーク溶接に使用するシールドガスには、Ａｒの単独ガス、またはＡｒに５体積％以下の窒素を含むガスを使用することが好ましい。
本発明のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、必要に応じてさらに、下記の元素を含有してもよい。
Ｖ：０．５％以下
Ｖは、炭素または窒素と結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する。このため、この効果を得るためにＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖの過剰の含有は、多量に析出してクリープ延性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＶ量の上限を０．５％とする。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
Ｖは、炭素または窒素と結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する。このため、この効果を得るためにＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖの過剰の含有は、多量に析出してクリープ延性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＶ量の上限を０．５％とする。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０５％以上とすればさらに望ましい。
Ｔｉ：０．５％以下
Ｔｉは、Ｖと同様に微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する。このため、この効果を得るためにＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの過剰の含有は、多量に析出してクリープ延性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＴｉ量の上限を０．５％とする。Ｔｉ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
Ｔｉは、Ｖと同様に微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度の向上に寄与する。このため、この効果を得るためにＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの過剰の含有は、多量に析出してクリープ延性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＴｉ量の上限を０．５％とする。Ｔｉ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、Ｔｉの含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０５％以上とすればさらに望ましい。
Ｃｏ：２％以下
Ｃｏは、ＮｉやＣｕと同様オ−ステナイト生成元素であり、オーステナイト組織の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。このため、この効果を得るためにＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、過剰な含有は大幅なコスト増加を招く。したがって、含有させる場合のＣｏ量の上限を２％とする。Ｃｏ含有量の上限は、望ましくは１％である。
Ｃｏは、ＮｉやＣｕと同様オ−ステナイト生成元素であり、オーステナイト組織の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。このため、この効果を得るためにＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、過剰な含有は大幅なコスト増加を招く。したがって、含有させる場合のＣｏ量の上限を２％とする。Ｃｏ含有量の上限は、望ましくは１％である。
一方、前記したＣｏの効果を安定して得るためには、Ｃｏの含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０５％以上とすればさらに望ましい。
Ｂ：０．０２％以下
Ｂは、高温での使用中に粒界に偏析し、粒界を強化するとともに粒界炭化物を微細分散させることによりクリープ強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、この効果を得るためにＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの過剰の含有は、ガスシールドアーク溶接中の凝固割れ感受性を高める。したがって、含有させる場合のＢ量の上限を０．０２％とする。Ｂ含有量の上限は、望ましくは０．０１％、さらに望ましくは０．００５％である。
Ｂは、高温での使用中に粒界に偏析し、粒界を強化するとともに粒界炭化物を微細分散させることによりクリープ強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、この効果を得るためにＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの過剰の含有は、ガスシールドアーク溶接中の凝固割れ感受性を高める。したがって、含有させる場合のＢ量の上限を０．０２％とする。Ｂ含有量の上限は、望ましくは０．０１％、さらに望ましくは０．００５％である。
一方、前記したＢの効果を安定して得るためには、Ｂの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましく、０．００１％以上とすればさらに望ましい。
Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、この効果を得るためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの過剰の含有は、酸素と結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＣａ量の上限を０．０５％とする。Ｃａ含有量の上限は、望ましくは０．０３％、さらに望ましくは０．０２％である。
Ｃａは、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、この効果を得るためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの過剰の含有は、酸素と結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＣａ量の上限を０．０５％とする。Ｃａ含有量の上限は、望ましくは０．０３％、さらに望ましくは０．０２％である。
一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましく、０．００１％以上とすればさらに望ましい。
Ｍｇ：０．０５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、この効果を得るためにＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの過剰の含有は、酸素と結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＭｇ量の上限を０．０５％とする。Ｍｇ含有量の上限は、望ましくは ０．０３％、さらに望ましくは０．０２％である。
Ｍｇは、Ｃａと同様、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、この効果を得るためにＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇの過剰の含有は、酸素と結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＭｇ量の上限を０．０５％とする。Ｍｇ含有量の上限は、望ましくは ０．０３％、さらに望ましくは０．０２％である。
一方、前記したＭｇの効果を安定して得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましく、０．００１％以上とすればさらに望ましい。
ＲＥＭ：０．２％以下
ＲＥＭは、ＣａやＭｇと同様、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、この効果を得るためにＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭの過剰の含有は、酸素と結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＲＥＭ量の上限を０．２％とする。ＲＥＭ含有量の上限は、望ましくは０．１％、さらに望ましくは０．０８％である。
ＲＥＭは、ＣａやＭｇと同様、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有する。このため、この効果を得るためにＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭの過剰の含有は、酸素と結合して清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＲＥＭ量の上限を０．２％とする。ＲＥＭ含有量の上限は、望ましくは０．１％、さらに望ましくは０．０８％である。
一方、前記したＲＥＭの効果を安定して得るためには、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましく、０．００１％以上とすればさらに望ましい。
なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
以上、本発明に係るオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料の化学組成について詳述したが、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて溶接継手を得る際に、Ｎｉ：８〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％およびＮ：０．０５〜０．２％を含有する高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼を母材として用いると、母材においても優れたクリープ強度を有することになるから、好ましい。
ここで、母材として高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼を用いる場合、その母材は、上記のＮｉ：８〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％およびＮ：０．０５〜０．２％を含有するものであることが好ましい理由について詳しく説明する。
Ｎｉ：８〜１２％
Ｎｉは、溶接金属におけると同様に、オーステナイト組織を得るために有効な元素であるとともに、長時間使用時の組織安定性を確保し、クリープ強度を得るためにも有効な元素である。母材は凝固ままで使用される溶接金属とは異なり、熱処理によって均質化が図られ、その効果がより得られやすい。そのため、Ｎｉの効果を得るためには、８％以上含有すればよい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、コストの増大を招くため、１２％以下とすることが望ましい。母材におけるＮｉ含有量のさらに望ましい下限は８．２％であり、さらに望ましい上限は１１．８％である。母材におけるＮｉ含有量の一層望ましい下限は８．５％であり、一層望ましい上限は１１．５％である。
Ｎｉは、溶接金属におけると同様に、オーステナイト組織を得るために有効な元素であるとともに、長時間使用時の組織安定性を確保し、クリープ強度を得るためにも有効な元素である。母材は凝固ままで使用される溶接金属とは異なり、熱処理によって均質化が図られ、その効果がより得られやすい。そのため、Ｎｉの効果を得るためには、８％以上含有すればよい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、コストの増大を招くため、１２％以下とすることが望ましい。母材におけるＮｉ含有量のさらに望ましい下限は８．２％であり、さらに望ましい上限は１１．８％である。母材におけるＮｉ含有量の一層望ましい下限は８．５％であり、一層望ましい上限は１１．５％である。
Ｃｒ：１６〜２０％
Ｃｒは、溶接金属におけると同様に、母材の高温での耐酸化性および耐食性の確保のために有効な元素である。溶接金属と同等の効果を得るために、母材は、Ｃｒを含有することが好ましく、その量は、１６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒの含有量が過剰になると高温使用中のオーステナイト組織の安定性を劣化して、クリープ強度の低下を招く。このため、Ｃｒを含有する場合、その量は溶接材料と同様に２０％以下とすることが望ましい。母材におけるＣｒ含有量のさらに望ましい下限は１６．５％であり、さらに望ましい上限は１９．５％である。母材におけるＣｒ含有量の一層望ましい下限は１７．０％であり、一層望ましい上限は１９．０％である。
Ｃｒは、溶接金属におけると同様に、母材の高温での耐酸化性および耐食性の確保のために有効な元素である。溶接金属と同等の効果を得るために、母材は、Ｃｒを含有することが好ましく、その量は、１６％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒの含有量が過剰になると高温使用中のオーステナイト組織の安定性を劣化して、クリープ強度の低下を招く。このため、Ｃｒを含有する場合、その量は溶接材料と同様に２０％以下とすることが望ましい。母材におけるＣｒ含有量のさらに望ましい下限は１６．５％であり、さらに望ましい上限は１９．５％である。母材におけるＣｒ含有量の一層望ましい下限は１７．０％であり、一層望ましい上限は１９．０％である。
Ｎ：０．０５〜０．２％
Ｎは、オーステナイト組織を安定にするのに有効な元素であるとともに、マトリックスに固溶し、また、使用中に窒化物として析出し、クリープ強度を高めるのに有効な元素である。その効果を十分に得るために、母材は、溶接金属と同様、０．０５％以上のＮを含有することが好ましい。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、窒化物が多量に析出し、クリープ延性を低下させることに加え、熱間加工性を低下させて、母材の表面疵の原因となる。そのため、母材においては、Ｎ含有量の上限を厳しく管理するのがよく０．２％以下とすることが好ましい。母材におけるＮ含有量のさらに望ましい下限は０．０６％であり、さらに望ましい上限は０．１８％である。Ｎ含有量の一層望ましい下限は０．０８％であり、一層望ましい上限は０．１５％である。
Ｎは、オーステナイト組織を安定にするのに有効な元素であるとともに、マトリックスに固溶し、また、使用中に窒化物として析出し、クリープ強度を高めるのに有効な元素である。その効果を十分に得るために、母材は、溶接金属と同様、０．０５％以上のＮを含有することが好ましい。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になると、窒化物が多量に析出し、クリープ延性を低下させることに加え、熱間加工性を低下させて、母材の表面疵の原因となる。そのため、母材においては、Ｎ含有量の上限を厳しく管理するのがよく０．２％以下とすることが好ましい。母材におけるＮ含有量のさらに望ましい下限は０．０６％であり、さらに望ましい上限は０．１８％である。Ｎ含有量の一層望ましい下限は０．０８％であり、一層望ましい上限は０．１５％である。
高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材の化学組成は、上記範囲のＮｉ、ＣｒおよびＮに加えて、以下に述べる量の元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなるものであることがより好ましい。
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは、溶接金属におけると同様に、オーステナイト生成元素として作用し、高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高めるのに有効な元素である。母材は凝固ままで使用される溶接金属とは異なり、熱処理によって均質化が図られ、その効果がより得られやすい。このため、母材は、Ｃを含有することが好ましく、その量は０．０４％以上であればよい。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になると高温での使用中に粗大な炭化物を生成し、かえってクリープ強度の低下を招く。したがって、母材がＣを含有する場合の母材におけるＣの量は０．１２％以下とすることが望ましい。上記の場合の母材におけるＣ含有量のさらに望ましい下限は０．０６％であり、さらに望ましい上限は０．１０％である。
Ｃは、溶接金属におけると同様に、オーステナイト生成元素として作用し、高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高めるのに有効な元素である。母材は凝固ままで使用される溶接金属とは異なり、熱処理によって均質化が図られ、その効果がより得られやすい。このため、母材は、Ｃを含有することが好ましく、その量は０．０４％以上であればよい。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になると高温での使用中に粗大な炭化物を生成し、かえってクリープ強度の低下を招く。したがって、母材がＣを含有する場合の母材におけるＣの量は０．１２％以下とすることが望ましい。上記の場合の母材におけるＣ含有量のさらに望ましい下限は０．０６％であり、さらに望ましい上限は０．１０％である。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有する。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると靱性を低下させる。したがって、母材がＳｉを含有する場合、その量は０．５％以下とすることが望ましく、０．４％以下とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度が大きくなって清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、母材がＳｉを含有する場合の母材におけるＳｉ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。さらに望ましいＳｉ含有量の下限は、０．０２％である。
Ｓｉは、脱酸作用を有する。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると靱性を低下させる。したがって、母材がＳｉを含有する場合、その量は０．５％以下とすることが望ましく、０．４％以下とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度が大きくなって清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、母材がＳｉを含有する場合の母材におけるＳｉ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。さらに望ましいＳｉ含有量の下限は、０．０２％である。
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招く。このため、母材がＭｎを含有する場合、その量は１．５％以下とすることが望ましく、１．２％以下とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度が大きくなって清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、母材がＭｎを含有する場合の母材におけるＭｎ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。さらに望ましいＭｎ含有量の下限は、０．０２％である。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招く。このため、母材がＭｎを含有する場合、その量は１．５％以下とすることが望ましく、１．２％以下とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度が大きくなって清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、母材がＭｎを含有する場合の母材におけるＭｎ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。さらに望ましいＭｎ含有量の下限は、０．０２％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として含まれ、Ｐの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招くとともに、溶接熱影響部の耐液化割れ性を低下させる。そのため、母材におけるＰ含有量は、０．０５％以下とすることが望ましく、０．０４５％以下とするのがさらに望ましい。
Ｐは、不純物として含まれ、Ｐの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招くとともに、溶接熱影響部の耐液化割れ性を低下させる。そのため、母材におけるＰ含有量は、０．０５％以下とすることが望ましく、０．０４５％以下とするのがさらに望ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、Ｓの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招くとともに、溶接熱影響部の耐液化割れ性を低下させる。そのため、母材におけるＳ含有量は、０．０２％以下とすることが望ましく、０．０１５％以下とするのがさらに望ましい。
Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、Ｓの含有量が過剰になるとクリープ延性の低下を招くとともに、溶接熱影響部の耐液化割れ性を低下させる。そのため、母材におけるＳ含有量は、０．０２％以下とすることが望ましく、０．０１５％以下とするのがさらに望ましい。
Ｃｕ：２〜４％
Ｃｕは、溶接金属と同様に、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を保つことに寄与するとともに、Ｃｕ富化相として析出し、クリープ強度を得るのに有効な元素である。そのため、母材はＣｕを含有することが好ましく、その量は２％以上であればよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が４％を超えると、過剰に析出し、脆化を招く。そのため、母材がＣｕを含有する場合のＣｕ含有量は２〜４％であることが好ましい。上記の場合の母材におけるＣｕ含有量のさらに望ましい下限は２．４％であり、さらに望ましい上限は３．６％である。
Ｃｕは、溶接金属と同様に、高温使用時に溶接金属のオーステナイト組織の安定性を保つことに寄与するとともに、Ｃｕ富化相として析出し、クリープ強度を得るのに有効な元素である。そのため、母材はＣｕを含有することが好ましく、その量は２％以上であればよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が４％を超えると、過剰に析出し、脆化を招く。そのため、母材がＣｕを含有する場合のＣｕ含有量は２〜４％であることが好ましい。上記の場合の母材におけるＣｕ含有量のさらに望ましい下限は２．４％であり、さらに望ましい上限は３．６％である。
Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、母材においてもマトリックスに固溶して高温でのクリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有すると、オーステナイト組織の安定性を低下させて、クリープ強度の低下を招く。そのため、母材がＭｏを含有する場合、その量は０．８％以下であることが望ましく、０．７％以下であることがさらに望ましい。母材がＭｏを含有する場合の母材におけるＭｏ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。さらに望ましいＭｏ含有量の下限は、０．０５％である。
Ｍｏは、母材においてもマトリックスに固溶して高温でのクリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有すると、オーステナイト組織の安定性を低下させて、クリープ強度の低下を招く。そのため、母材がＭｏを含有する場合、その量は０．８％以下であることが望ましく、０．７％以下であることがさらに望ましい。母材がＭｏを含有する場合の母材におけるＭｏ含有量の下限は特に設けないが、望ましくは０．０１％である。さらに望ましいＭｏ含有量の下限は、０．０５％である。
Ｎｂ：０．３〜０．８％
母材おいて、Ｎｂは、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、クリープ強度を向上させる効果を有するので、母材がＮｂを含有する場合、その含有量は０．３％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると、窒化物として多量かつ粗大に析出し、クリープ強度およびクリープ延性の低下を招く。そのため、母材がＮｂを含有する場合、Ｎｂの含有量は０．８％以下であることが好ましい。上記の場合の母材におけるＮｂ含有量のさらに望ましい下限は０．３５％であり、さらに望ましい上限は０．７５％である。
母材おいて、Ｎｂは、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、クリープ強度を向上させる効果を有するので、母材がＮｂを含有する場合、その含有量は０．３％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると、窒化物として多量かつ粗大に析出し、クリープ強度およびクリープ延性の低下を招く。そのため、母材がＮｂを含有する場合、Ｎｂの含有量は０．８％以下であることが好ましい。上記の場合の母材におけるＮｂ含有量のさらに望ましい下限は０．３５％であり、さらに望ましい上限は０．７５％である。
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、母材においても、高温での使用中に粒界に偏析して粒界を強化するとともに、粒界炭化物を微細分散させることによって、クリープ強度を向上させるのに寄与する。このため、母材は、Ｂを含有することが好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると溶接熱影響部の液化割れ性を低下させる。そのため、母材がＢを含有する場合、Ｂの含有量は０．０００５〜０．０１％とすることが望ましい。上記の場合の母材におけるＢ含有量のさらに望ましい下限は０．００１％であり、さらに望ましい上限は０．００８％である。
Ｂは、母材においても、高温での使用中に粒界に偏析して粒界を強化するとともに、粒界炭化物を微細分散させることによって、クリープ強度を向上させるのに寄与する。このため、母材は、Ｂを含有することが好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると溶接熱影響部の液化割れ性を低下させる。そのため、母材がＢを含有する場合、Ｂの含有量は０．０００５〜０．０１％とすることが望ましい。上記の場合の母材におけるＢ含有量のさらに望ましい下限は０．００１％であり、さらに望ましい上限は０．００８％である。
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有するが、Ａｌの含有量が過剰になると清浄性を著しく害し、母材製造時の加工性を低下させる。このため、母材がＡｌを含有する場合、その量は０．０３％以下にすることが望ましい。上記の場合の母材におけるＡｌ含有量のさらに望ましい上限は０．０２％である。
Ａｌは、脱酸作用を有するが、Ａｌの含有量が過剰になると清浄性を著しく害し、母材製造時の加工性を低下させる。このため、母材がＡｌを含有する場合、その量は０．０３％以下にすることが望ましい。上記の場合の母材におけるＡｌ含有量のさらに望ましい上限は０．０２％である。
以上、本発明に係るオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料およびオーステナイト系耐熱鋼の母材の化学組成について詳述した。なお、既に述べたように、本溶接材料を使用してガスシールドアーク溶接する場合には、以下のようにして行うのが好ましい。
すなわち、ガスシールドアーク溶接時に設定される入熱Ｑは、３〜３０ｋＪ／ｃｍの範囲であることが好ましく、上述の入熱Ｑの上限は、２５ｋＪ／ｃｍであればより好ましい。さらに、ガスシールドアーク溶接に使用するシールドガスには、Ａｒの単独ガス、またはＡｒに５体積％以下の窒素を含むガスを使用することが好ましい。
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材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、冷間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材を溶接母材用として作製した。
さらに、表２に示す化学組成を有する符号Ａ〜Ｇの材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延および機械加工により、外径１．２ｍｍの溶接材料を作製した。
上記の溶接母材用板材の長手方向に、角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した後、厚さ２５ｍｍ、幅１５０ｍｍで長さ２００ｍｍのＳＭ４００ＢのＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００８）に規定の市販の鋼板上に、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳ Ｚ ３２２４（２０１０）に規定の「Ｅ Ｎｉ ６１８２」を用いて、四周を拘束溶接した。
その後、上述した符号Ａ〜Ｇの溶接材料を用いて、表３および表４に示すように、シールドガスと溶接入熱とを変化させて、ティグ溶接により開先内に積層溶接を行った。なお、初層溶接の入熱は、全ての条件で６ｋＪ／ｃｍの一定値とし、その後の２層目以降の溶接入熱を６、１２、２５または３０ｋＪ／ｃｍとした４条件で積層溶接を実施した。
上記のようにして得られた溶接継手について下記の調査を行った。
先ず、溶接継手の各３か所から採取した試料の横断面を鏡面研磨、腐食した後、光学顕微鏡により検鏡し、溶接金属における割れおよびブローホールの有無を調査した。なお、３個の全ての試料で割れおよびブローホールがない溶接継手を「合格」とした。
次いで、「合格」と判定された溶接継手から溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材合金板の目標破断時間が１０００時間となる６５０℃、２１６ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、その破断時間が、上記母材合金板の目標破断時間（１０００時間）を超えるものを「良」、上記目標破断時間の８０％を超えて１００％以下（８００時間超〜１０００時間）であるものを「可」として「合格」とし、８００時間以下であるものを「不合格」とした。
表３および表４に、上記各試験の結果を併せて示す。
なお、表３および表４の「断面観察結果」欄における「○」は、３個の全ての試料で割れおよびブローホールがない「合格」の溶接継手であることを示す。一方、「×」は、３個の試料のうち少なくとも１個の試料にブローホールが認められたことを示す。
また、「クリープ破断試験結果」欄における「◎」は、溶接継手クリープ破断試験結果が「良」であったもの、「○」は「可」であったものを示す。一方、「×」は「不可」であったことを示す。さらに、溶接継手Ｇ１−１〜Ｇ１−４における「−」は、光学顕微鏡による検鏡で溶接金属にブローホールが認められたため、クリープ破断試験を行わなかったことを示す。
表３および表４から、溶接材料について、その化学組成が本発明で規定する範囲にあり、しかもＭｎ含有量が前記の
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
式を満たす溶接符号Ａ１−１〜Ａ３−４、Ｂ１−１〜Ｂ２−４、Ｃ１−１〜Ｃ１−４、Ｄ１−１〜Ｄ−３およびＥ１−１〜Ｅ１−２の溶接継手の場合には、割れおよびブローホールともに発生せず、かつクリープ破断試験結果は合格（「◎」または「○」）であって高いクリープ強度も有することが明らかである。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
式を満たす溶接符号Ａ１−１〜Ａ３−４、Ｂ１−１〜Ｂ２−４、Ｃ１−１〜Ｃ１−４、Ｄ１−１〜Ｄ−３およびＥ１−１〜Ｅ１−２の溶接継手の場合には、割れおよびブローホールともに発生せず、かつクリープ破断試験結果は合格（「◎」または「○」）であって高いクリープ強度も有することが明らかである。
これに対して、溶接符号Ｄ１−４、Ｅ１−３およびＥ１−４の溶接継手の場合は、溶接材料について、その化学組成は本発明で規定する範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が前記の(1)式を満たさず、溶接金属中に十分な量のＮが歩留らないため、クリープ破断試験結果は不合格（「×」）であって、クリープ強度に劣っていた。
溶接符号Ｆ１−１の溶接継手の場合は、溶接材料について、Ｍｎ含有量は前記の(1)式を満たすものの、その値は１．３％と低く、本発明で規定するＭｎ含有量の下限を下回る。このため、クリープ破断試験結果は不合格（「×」）であって、満足なクリープ強度が得られなかった。また、溶接符号Ｆ１−２〜Ｆ１−４の溶接継手の場合も、溶接材料について、そのＭｎ含有量は１．３％と低く、本発明で規定するＭｎ含有量の下限を下回り、しかも前記の(1)式を満たさないため、クリープ破断試験結果は不合格（「×」）であって、クリープ強度に劣っていた。
さらに、溶接符号Ｇ１−１〜Ｇ１−４の溶接継手の場合は、溶接材料について、そのＮ含有量が０．３０％と高く、本発明で規定するＮ含有量の上限を超える。このため、溶接金属中に溶解しきれなくなったＮが溶接金属の凝固中に気体となり、ブローホールとして残存した。
このように、ガスシールドアーク溶接の際に、本発明で規定する溶接材料を用いることによって、高いクリープ強度を有するとともに、割れおよびブローホールがない健全な溶接金属が得られることが分かる。
本発明によれば、ガスシールドアーク溶接を行う場合に、溶接金属の優れた高温強度が安定して得られるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を提供することができる。また、それを用いて、高温強度に優れた溶接金属を提供することができる。さらに、この溶接材料を用いてなる溶接金属と高温における優れたクリープ強度を有する母材とからなる溶接継手を提供することができる。
Claims (7)
- オーステナイト系耐熱鋼をガスシールドアーク溶接するのに用いる溶接材料であって、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．９〜４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：１４〜１８％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．８〜１．５％、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２７％、
Ａｌ：０．００８％未満、
Ｏ：０．０２％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物
であり、Ｍｎ含有量が下記の(1)式を満たす、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時において各層を形成するときに３〜３０ｋＪ／ｃｍの範囲で設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。 - オーステナイト系耐熱鋼をガスシールドアーク溶接するのに用いる溶接材料であって、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、
Ｍｎ：１．９〜４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：１４〜１８％、
Ｃｒ：１７．０〜２０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２７％、
Ａｌ：０．００８％未満、
Ｏ：０．０２％以下、
下記の［１］〜［３］から選択される１種以上の元素、
残部：Ｆｅおよび不純物
であり、Ｍｎ含有量が下記の(1)式を満たす、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時において各層を形成するときに３〜３０ｋＪ／ｃｍの範囲で設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
［１］：Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下
［２］：Ｃｏ：２％以下、Ｂ：０．０２％以下
［３］：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．２％以下 - オーステナイト系耐熱鋼をガスシールドアーク溶接するのに用いる溶接材料であって、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、
Ｍｎ：１．９〜４％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：１４〜１８％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２７％、
Ａｌ：０．００８％未満、
Ｏ：０．０２％以下、
下記の［１］〜［３］から選択される１種以上の元素、
残部：Ｆｅおよび不純物
であり、Ｍｎ含有量が下記の(1)式を満たす、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．０８×Ｑ＋０．６≦Ｍｎ・・・(1)
ただし、(1)式中のＱは、溶接時において各層を形成するときに３〜３０ｋＪ／ｃｍの範囲で設定される入熱（ｋＪ／ｃｍ）であり、Ｍｎは、上記溶接材料におけるＭｎ含有量（質量％）を表す。
［１］：Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下
［２］：Ｃｏ：２％以下
［３］：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．２％以下 - 請求項１から３のいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いてガスシールドアーク溶接して得られる、溶接金属。
- 請求項４に記載の溶接金属と高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材からなる、溶接継手。
- 高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材が、質量％で、Ｎｉ：８〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％およびＮ：０．０５〜０．２％を含有する、請求項５に記載の溶接継手。
- 高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼の母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｃｕ：２〜４％、
Ｎｉ：８〜１２％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．８％以下、
Ｎｂ：０．３〜０．８％、
Ｎ：０．０５〜０．２％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ａｌ：０．０３％以下
残部：Ｆｅおよび不純物
である、請求項６に記載の溶接継手。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013253941A JP6241241B2 (ja) | 2013-10-30 | 2013-12-09 | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013225061 | 2013-10-30 | ||
| JP2013225061 | 2013-10-30 | ||
| JP2013253941A JP6241241B2 (ja) | 2013-10-30 | 2013-12-09 | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015110240A JP2015110240A (ja) | 2015-06-18 |
| JP6241241B2 true JP6241241B2 (ja) | 2017-12-06 |
Family
ID=53525566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013253941A Active JP6241241B2 (ja) | 2013-10-30 | 2013-12-09 | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6241241B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106112311B (zh) * | 2016-08-05 | 2019-05-21 | 天长市通联焊业有限公司 | 一种具有优异韧性的药芯焊丝 |
| CN106736029B (zh) * | 2016-12-21 | 2019-11-22 | 钢铁研究总院 | 一种高氮奥氏体不锈钢焊丝及其焊接工艺 |
| WO2019070002A1 (ja) | 2017-10-03 | 2019-04-11 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法 |
| JP7393627B2 (ja) | 2019-09-26 | 2023-12-07 | 日本製鉄株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58202993A (ja) * | 1982-05-19 | 1983-11-26 | Daido Steel Co Ltd | ステンレス鋼溶接線材 |
| JP2622530B2 (ja) * | 1992-11-06 | 1997-06-18 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度の優れたオーステナイト鋼用溶接材料 |
| JPH08188857A (ja) * | 1994-11-10 | 1996-07-23 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 異材継手 |
| JP2001107196A (ja) * | 1999-10-07 | 2001-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料 |
| JP2001262283A (ja) * | 2000-03-21 | 2001-09-26 | Kansai Electric Power Co Inc:The | ボイラ用オーステナイト系耐熱鋼の耐水蒸気酸化特性改善方法および耐水蒸気酸化特性に優れたボイラ用オーステナイト系耐熱鋼 |
| JP2003166039A (ja) * | 2001-04-25 | 2003-06-13 | Nippon Steel Corp | 鋭敏化特性、高温強度および耐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法 |
| JP2003001484A (ja) * | 2001-06-21 | 2003-01-08 | Nippon Steel Corp | 溶接金属の組織を微細にする溶接材料 |
| CN101412160B (zh) * | 2008-11-28 | 2011-03-09 | 中国电力科学研究院 | Super304H不锈钢焊接用钨极氩弧焊丝 |
| JP5411820B2 (ja) * | 2010-09-06 | 2014-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | フラックス入り溶接ワイヤ及びこれを用いた肉盛溶接のアーク溶接方法 |
| CN102649202B (zh) * | 2011-02-23 | 2015-06-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种不锈钢焊丝 |
-
2013
- 2013-12-09 JP JP2013253941A patent/JP6241241B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015110240A (ja) | 2015-06-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6241234B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| JP5218200B2 (ja) | 溶接金属および溶接材料 | |
| JP6384610B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| WO2011158706A1 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| JP6384611B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| CN111344427B (zh) | 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法 | |
| JP5170297B1 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| WO2017056619A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP4835770B1 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| JP6753136B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属およびそれを有する溶接継手 | |
| WO2019070000A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属および溶接構造物 | |
| WO2015111641A1 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| JP6241241B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 | |
| JP2019063868A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料 | |
| WO2019069998A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| WO2019070002A1 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法 | |
| JP2017014576A (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| JP2017014575A (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| JP6638552B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料 | |
| JPWO2018066573A1 (ja) | オーステナイト系耐熱合金およびそれを用いた溶接継手 | |
| JP7368722B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、およびオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料 | |
| JP6107170B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いて製造される溶接金属及び溶接継手 | |
| JP2017202495A (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料 | |
| JP6638551B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属およびそれを有する溶接継手 | |
| JP5218201B2 (ja) | 溶接金属および溶接材料 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20160803 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170515 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20170523 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20170721 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20170721 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20171010 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20171023 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6241241 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |