JPH07185879A - 高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材 - Google Patents
高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材Info
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- JPH07185879A JPH07185879A JP34581293A JP34581293A JPH07185879A JP H07185879 A JPH07185879 A JP H07185879A JP 34581293 A JP34581293 A JP 34581293A JP 34581293 A JP34581293 A JP 34581293A JP H07185879 A JPH07185879 A JP H07185879A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高強度高耐食低Ｃマルテンサイト系ステンレ
ス鋼に適した溶接線材を提供する。 【構成】 Ｃが０．０１％以上０．０４％以下、Ｃ＋Ｎ
が０．０２％以上０．０６％以下、Ｓｉが０．０１％以
上０．５％以下、Ｍｎが０．１％以上２．０％以下、Ｃ
ｒが１１．０％以上１５．０％以下、Ｎｉが３．５％以
上７．０％以下、Ｍｏが０．７％以上３．０％以下、Ｎ
ｂが０．０１％以上０．２％以下を含有し、さらに必要
に応じてＶを０．１％以上０．５％以下、Ａｌを０．０
０１％以上０．０３％以下含有する溶接線材。
ス鋼に適した溶接線材を提供する。 【構成】 Ｃが０．０１％以上０．０４％以下、Ｃ＋Ｎ
が０．０２％以上０．０６％以下、Ｓｉが０．０１％以
上０．５％以下、Ｍｎが０．１％以上２．０％以下、Ｃ
ｒが１１．０％以上１５．０％以下、Ｎｉが３．５％以
上７．０％以下、Ｍｏが０．７％以上３．０％以下、Ｎ
ｂが０．０１％以上０．２％以下を含有し、さらに必要
に応じてＶを０．１％以上０．５％以下、Ａｌを０．０
０１％以上０．０３％以下含有する溶接線材。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高速大型貨物船などの
船舶や海洋構造物に使用される高強度高耐食マルテンサ
イト系ステンレス鋼の溶接に供される溶接線材である。
船舶や海洋構造物に使用される高強度高耐食マルテンサ
イト系ステンレス鋼の溶接に供される溶接線材である。
【０００２】
【従来の技術】近年、製鋼技術の発達により鋼中のＣ、
Ｎ含有量を低減できるようになり、特開平５−１５６４
０８号公報に開示されているような溶接性に優れた高強
度のマルテンサイト系ステンレス鋼が開発されてきた。
またさらに大型船舶に適用できるような耐海水腐食性の
優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼も特開平５
−１５６０９号公報に述べられているように開発される
ようになった。
Ｎ含有量を低減できるようになり、特開平５−１５６４
０８号公報に開示されているような溶接性に優れた高強
度のマルテンサイト系ステンレス鋼が開発されてきた。
またさらに大型船舶に適用できるような耐海水腐食性の
優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼も特開平５
−１５６０９号公報に述べられているように開発される
ようになった。
【０００３】しかしながら、それら公開公報に開示され
ているのは鋼材の成分であったりその製造方法であり、
それらの鋼材を溶接するための溶接線材に関する記述は
なく知見も述べられていない。溶接金属部は熱処理、圧
延などの調質処理過程を受ける鋼材と異なり、凝固のま
まのいわばＡｓ Ｃａｓｔ材でその適正成分範囲は自ず
と鋼材成分範囲とは異なる。しかも溶接線材を製造する
ためにはその製造性をも加味した成分範囲を考慮しなけ
ればならない。また、欠陥無くアーク溶接を遂行するた
めには、溶接作業性も考えにいれて溶接線材の成分範囲
を決定しなければならない。
ているのは鋼材の成分であったりその製造方法であり、
それらの鋼材を溶接するための溶接線材に関する記述は
なく知見も述べられていない。溶接金属部は熱処理、圧
延などの調質処理過程を受ける鋼材と異なり、凝固のま
まのいわばＡｓ Ｃａｓｔ材でその適正成分範囲は自ず
と鋼材成分範囲とは異なる。しかも溶接線材を製造する
ためにはその製造性をも加味した成分範囲を考慮しなけ
ればならない。また、欠陥無くアーク溶接を遂行するた
めには、溶接作業性も考えにいれて溶接線材の成分範囲
を決定しなければならない。
【０００４】特公昭５９−５３９９号公報には、Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｎｂを含有するマルテンサイト系ス
テンレス溶接材料が開示されている。ここに開示されて
いる溶接材料には、Ｍｏが添加されておらず耐海水腐食
性に難点があり、耐食性が良好なマルテンサイト系ステ
ンレス鋼が適用される船舶などの溶接には使えない。さ
らにＣｕを含有することにより線材製造時の熱間鍛造性
が低下して線材の歩留まりが低くなる。また、Ａｌの含
有量が多く、δ−フェライトを形成し靱性低下を招きか
つ溶接作業性をも悪化させる。
Ｎｉ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｎｂを含有するマルテンサイト系ス
テンレス溶接材料が開示されている。ここに開示されて
いる溶接材料には、Ｍｏが添加されておらず耐海水腐食
性に難点があり、耐食性が良好なマルテンサイト系ステ
ンレス鋼が適用される船舶などの溶接には使えない。さ
らにＣｕを含有することにより線材製造時の熱間鍛造性
が低下して線材の歩留まりが低くなる。また、Ａｌの含
有量が多く、δ−フェライトを形成し靱性低下を招きか
つ溶接作業性をも悪化させる。
【０００５】また、特開昭５１−１１４３４６号公報に
開示されているＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｔｉ，
Ｍｇを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼溶接材料
ではＮ含有量の規定がなく、後に述べる適切な降伏比を
得ることが難しい。さらにまたＡｌの他にＴｉ，Ｍｇを
含有するため、Ｔｉは炭化物、窒化物を形成して、フリ
ーＣ及びＮが低減され焼き入れ性が低下し、また、Ｍｇ
の添加はアーク安定性を損ない溶接作業性が悪化する。
開示されているＮｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｔｉ，
Ｍｇを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼溶接材料
ではＮ含有量の規定がなく、後に述べる適切な降伏比を
得ることが難しい。さらにまたＡｌの他にＴｉ，Ｍｇを
含有するため、Ｔｉは炭化物、窒化物を形成して、フリ
ーＣ及びＮが低減され焼き入れ性が低下し、また、Ｍｇ
の添加はアーク安定性を損ない溶接作業性が悪化する。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】耐孔食性に及ぼす合金
元素の影響を整理するためのパラメーターにＰｉｔｔｉ
ｎｇ Ｉｎｄｅｘ（＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１３Ｎ）とい
うのがある。Ｐｉｔｔｉｎｇ Ｉｎｄｅｘが大きいほど
耐孔食性が良好で耐食性が良いということになる。この
パラメーターを使うとＭｏを添加すればするほど耐孔食
性は良くなる。しかし、過剰に添加されると靱性が低下
する問題点がある。
元素の影響を整理するためのパラメーターにＰｉｔｔｉ
ｎｇ Ｉｎｄｅｘ（＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１３Ｎ）とい
うのがある。Ｐｉｔｔｉｎｇ Ｉｎｄｅｘが大きいほど
耐孔食性が良好で耐食性が良いということになる。この
パラメーターを使うとＭｏを添加すればするほど耐孔食
性は良くなる。しかし、過剰に添加されると靱性が低下
する問題点がある。
【０００７】高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス
鋼は、高速船の水中翼などの耐海水性を要する船舶など
の大型構造物に適用されるためその溶接金属も母材に見
合った強度と耐食性が必要である。しかも、信頼性の高
い鋼構造物とするためには溶接金属は適切な降伏比を有
さなければならない。一般には、溶接後熱処理後におい
て０．８から０．９の範囲内の降伏比が適切とされてい
る。それより低すぎれば容易に塑性変形しやすく、また
高すぎれば塑性変形能が少なすぎていずれの場合も構造
物の信頼性が低下する。したがって、アーク溶接に使わ
れる溶接線材も、高強度高耐食で適切な降伏比のある溶
接金属を形成するための組成を有しなければならない。
鋼は、高速船の水中翼などの耐海水性を要する船舶など
の大型構造物に適用されるためその溶接金属も母材に見
合った強度と耐食性が必要である。しかも、信頼性の高
い鋼構造物とするためには溶接金属は適切な降伏比を有
さなければならない。一般には、溶接後熱処理後におい
て０．８から０．９の範囲内の降伏比が適切とされてい
る。それより低すぎれば容易に塑性変形しやすく、また
高すぎれば塑性変形能が少なすぎていずれの場合も構造
物の信頼性が低下する。したがって、アーク溶接に使わ
れる溶接線材も、高強度高耐食で適切な降伏比のある溶
接金属を形成するための組成を有しなければならない。
【０００８】また、マルテンサイト系ステンレス鋼を母
材としてそれとまったく同成分の溶接線材で、例えばＴ
ＩＧ溶接したとき、溶接金属の凝固後の冷却速度は母材
製造時の冷却速度に比べてはるかに早いため、δ相から
γ相へ完全に変態しきれずにδ相が残留してしまう。そ
うすると、変態したγ相は室温になるまでにマルテンサ
イト組織に変態するが、残留δ相は変態せずにそのまま
室温まで残留してしまう。このような室温組織を焼き戻
した場合の機械的特性は、０．２％耐力と引張強度がほ
とんど同じ程度になり降伏比がほぼ１に近くなる。ま
た、焼き戻しても、マルテンサイト組織は焼き戻しマル
テンサイトになるが、δ相はそのままであり、それらδ
相が存在すると伸びが低下して衝撃特性が低下する。以
上のようなことから、溶接金属でＣとかＮのようなγ安
定化の侵入型元素が少ない場合、δ相が残留し機械的特
性が劣ったものになる。一方、ＣとＮが多すぎると硬く
なりすぎて伸びが低下し、この場合も靱性が劣化する。
材としてそれとまったく同成分の溶接線材で、例えばＴ
ＩＧ溶接したとき、溶接金属の凝固後の冷却速度は母材
製造時の冷却速度に比べてはるかに早いため、δ相から
γ相へ完全に変態しきれずにδ相が残留してしまう。そ
うすると、変態したγ相は室温になるまでにマルテンサ
イト組織に変態するが、残留δ相は変態せずにそのまま
室温まで残留してしまう。このような室温組織を焼き戻
した場合の機械的特性は、０．２％耐力と引張強度がほ
とんど同じ程度になり降伏比がほぼ１に近くなる。ま
た、焼き戻しても、マルテンサイト組織は焼き戻しマル
テンサイトになるが、δ相はそのままであり、それらδ
相が存在すると伸びが低下して衝撃特性が低下する。以
上のようなことから、溶接金属でＣとかＮのようなγ安
定化の侵入型元素が少ない場合、δ相が残留し機械的特
性が劣ったものになる。一方、ＣとＮが多すぎると硬く
なりすぎて伸びが低下し、この場合も靱性が劣化する。
【０００９】本発明の目的は、高強度高耐食の他に適切
な降伏比を有し、高強度高靱性の溶接金属を得ることで
あり、それを達成するための溶接線材成分を決定するこ
とである。
な降伏比を有し、高強度高靱性の溶接金属を得ることで
あり、それを達成するための溶接線材成分を決定するこ
とである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は前記課題を解決
するものであって、重量％で、Ｃが０．０１％以上０．
０４％以下で、かつ、Ｃ＋Ｎが０．０２％以上０．０６
％以下、Ｓｉが０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎが
０．１％以上２．０％以下、Ｃｒが１１．０％以上１
５．０％以下、Ｎｉが３．５％以上７．０％以下、Ｍｏ
が０．７％以上３．０％以下、Ｎｂが０．０１％以上
０．２％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする高強度高耐食マルテンサイト
系ステンレス鋼用溶接線材である。またさらに、必要に
応じてＶを０．１％以上０．５％以下含有すること、Ａ
ｌを０．００１％以上０．０３％以下含有すること、Ｏ
を０．０１％以下とすることも特徴とする。
するものであって、重量％で、Ｃが０．０１％以上０．
０４％以下で、かつ、Ｃ＋Ｎが０．０２％以上０．０６
％以下、Ｓｉが０．０１％以上０．５％以下、Ｍｎが
０．１％以上２．０％以下、Ｃｒが１１．０％以上１
５．０％以下、Ｎｉが３．５％以上７．０％以下、Ｍｏ
が０．７％以上３．０％以下、Ｎｂが０．０１％以上
０．２％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする高強度高耐食マルテンサイト
系ステンレス鋼用溶接線材である。またさらに、必要に
応じてＶを０．１％以上０．５％以下含有すること、Ａ
ｌを０．００１％以上０．０３％以下含有すること、Ｏ
を０．０１％以下とすることも特徴とする。
【００１１】
【作用】本発明では、前記課題を克服するため、特に溶
接線材の（Ｃ＋Ｎ）の量を規制し、δ相のないマルテン
サイト溶接金属組織を現出させ焼き戻しにより高強度高
耐食でしかも適切な降伏比を有し高靱性な溶接金属を得
ることを特徴とする。
接線材の（Ｃ＋Ｎ）の量を規制し、δ相のないマルテン
サイト溶接金属組織を現出させ焼き戻しにより高強度高
耐食でしかも適切な降伏比を有し高靱性な溶接金属を得
ることを特徴とする。
【００１２】高強度を得るためには、Ｎｂを必須成分と
し必要に応じＶも添加し、それらの適正成分範囲を決め
る。また、耐海水腐食性を有するためには、Ｍｏを必須
成分としその適正成分範囲を定める。また、適切な降伏
比を有し高靱性な溶接金属を得るためには、先に述べた
ように母材成分とは異なった（Ｃ＋Ｎ）の線材成分範囲
を求めなければならない。本発明者らは、（Ｃ＋Ｎ）が
ある量を超えると０．２％耐力がそれ程高くならずに引
張強度が上昇し、その結果、降伏比が低下することを発
見した。それは、侵入型γ安定化元素であるＣやＮがあ
る量を超えることにより一層γ相が安定化し、室温で１
００％マルテンサイト相にならずにγ相が残留するため
であることがわかった。置換型γ安定化元素、例えば、
ＭｎとかＮｉでも残留γ相は生成するが、マトリックス
を強化できないため引張強度自体も低下する。ＣやＮは
格子に侵入型に入り込むことによりマトリックスを強化
するため、引張強度を上昇しながら０．２％耐力が高く
ならないようにすることができる。これらの発見を知見
として、降伏比が０．８以上０．９以下の高強度高耐食
高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼溶接金属を達成す
る溶接線材を発明した。それは即ち溶接線材成分を以下
のように規定することにより達成できる。その成分限定
理由を詳細に説明する。
し必要に応じＶも添加し、それらの適正成分範囲を決め
る。また、耐海水腐食性を有するためには、Ｍｏを必須
成分としその適正成分範囲を定める。また、適切な降伏
比を有し高靱性な溶接金属を得るためには、先に述べた
ように母材成分とは異なった（Ｃ＋Ｎ）の線材成分範囲
を求めなければならない。本発明者らは、（Ｃ＋Ｎ）が
ある量を超えると０．２％耐力がそれ程高くならずに引
張強度が上昇し、その結果、降伏比が低下することを発
見した。それは、侵入型γ安定化元素であるＣやＮがあ
る量を超えることにより一層γ相が安定化し、室温で１
００％マルテンサイト相にならずにγ相が残留するため
であることがわかった。置換型γ安定化元素、例えば、
ＭｎとかＮｉでも残留γ相は生成するが、マトリックス
を強化できないため引張強度自体も低下する。ＣやＮは
格子に侵入型に入り込むことによりマトリックスを強化
するため、引張強度を上昇しながら０．２％耐力が高く
ならないようにすることができる。これらの発見を知見
として、降伏比が０．８以上０．９以下の高強度高耐食
高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼溶接金属を達成す
る溶接線材を発明した。それは即ち溶接線材成分を以下
のように規定することにより達成できる。その成分限定
理由を詳細に説明する。
【００１３】Ｃ：γ安定化の侵入型元素で焼き入れ性を
上げ、マルテンサイト相の格子に入り込みマトリックス
を硬くし、焼き戻し後も微細な炭化物を形成し強度向上
に有効な元素である。しかしながら、過剰になると靱性
や溶接性を著しく劣化させる。したがって、溶接金属の
焼き入れ性を上げるためには、少なくとも０．０１％以
上必要であり、靱性、溶接性の観点からは、０．０４％
以下、好ましくは０．０３％以下にしなければならな
い。
上げ、マルテンサイト相の格子に入り込みマトリックス
を硬くし、焼き戻し後も微細な炭化物を形成し強度向上
に有効な元素である。しかしながら、過剰になると靱性
や溶接性を著しく劣化させる。したがって、溶接金属の
焼き入れ性を上げるためには、少なくとも０．０１％以
上必要であり、靱性、溶接性の観点からは、０．０４％
以下、好ましくは０．０３％以下にしなければならな
い。
【００１４】Ｃ＋Ｎ：ＮはＣとともにγ安定化元素であ
り焼き入れ性を上げ、強度向上に役に立つ。しかし、Ｃ
程には溶接割れの感受性を高めないので、Ｃの代わりに
添加し溶接性を維持しながら強度・靱性を確保すること
ができる。したがって、Ｎ単独で成分の限定をするより
は、（Ｃ＋Ｎ）で限定を行った方が合理的である。（Ｃ
＋Ｎ）が０．０２％より低い場合は、溶接金属は前述し
たようにδ相が微細に残存し、図１のＣ＋Ｎ量と引張り
強さ及び降伏比の関係を示すグラフでわかるように、引
張強度と０．２％耐力とがほぼ同じ程度になり降伏比が
１に近くなる。また、侵入型元素が少なくなると強度も
低下してくる。０．０２％以上では、強度は上昇しなが
らも０．２％耐力の増加は鈍り、０．２％耐力と引張強
度との比、即ち降伏比が０．８から０．９の間になる。
このように降伏比が、０．８以上０．９以下になること
は、構造設計上有益な特性である。
り焼き入れ性を上げ、強度向上に役に立つ。しかし、Ｃ
程には溶接割れの感受性を高めないので、Ｃの代わりに
添加し溶接性を維持しながら強度・靱性を確保すること
ができる。したがって、Ｎ単独で成分の限定をするより
は、（Ｃ＋Ｎ）で限定を行った方が合理的である。（Ｃ
＋Ｎ）が０．０２％より低い場合は、溶接金属は前述し
たようにδ相が微細に残存し、図１のＣ＋Ｎ量と引張り
強さ及び降伏比の関係を示すグラフでわかるように、引
張強度と０．２％耐力とがほぼ同じ程度になり降伏比が
１に近くなる。また、侵入型元素が少なくなると強度も
低下してくる。０．０２％以上では、強度は上昇しなが
らも０．２％耐力の増加は鈍り、０．２％耐力と引張強
度との比、即ち降伏比が０．８から０．９の間になる。
このように降伏比が、０．８以上０．９以下になること
は、構造設計上有益な特性である。
【００１５】一方、（Ｃ＋Ｎ）が０．０６％を超えると
強度の上昇と共に０．２耐力も上昇し始め、硬さも硬く
なり靱性が低下し、溶接割れ感受性も高くなる。以上の
ことから、（Ｃ＋Ｎ）の範囲は、０．０２％以上０．０
６以下、好ましくは０．０３％以上０．０５％以下が良
い。また、Ｎはブローホール等の溶接欠陥の原因にもな
るため溶接作業性の観点から０．０４％以下、好ましく
は０．０３％以下が良い。
強度の上昇と共に０．２耐力も上昇し始め、硬さも硬く
なり靱性が低下し、溶接割れ感受性も高くなる。以上の
ことから、（Ｃ＋Ｎ）の範囲は、０．０２％以上０．０
６以下、好ましくは０．０３％以上０．０５％以下が良
い。また、Ｎはブローホール等の溶接欠陥の原因にもな
るため溶接作業性の観点から０．０４％以下、好ましく
は０．０３％以下が良い。
【００１６】Ｓｉ：α相安定化元素であり、過剰になる
とδ−フェライト相を形成し残留してしまい、靱性劣化
の原因になる。しかし、脱酸元素でもあり、しかもアー
クを安定させ溶接作業性を向上させるので０．０１％以
上の添加が必要である。したがって、０．０１％以上
０．５％以下、好ましくは０．１％以上０．３％以下が
良い。
とδ−フェライト相を形成し残留してしまい、靱性劣化
の原因になる。しかし、脱酸元素でもあり、しかもアー
クを安定させ溶接作業性を向上させるので０．０１％以
上の添加が必要である。したがって、０．０１％以上
０．５％以下、好ましくは０．１％以上０．３％以下が
良い。
【００１７】Ｍｎ：γ相安定化元素であり、Ｎ固溶にも
役立つ。また、降伏比を下げるのに役立つ残留γの形成
を促進するので０．１％以上必要とする。しかし、過剰
に含有されると置換型γ相安定化元素であるため強度が
低下する。また、靱性も低下するため含有量を０．１％
以上２．０％以下、好ましくは０．３％以上１．０％以
下が良い。
役立つ。また、降伏比を下げるのに役立つ残留γの形成
を促進するので０．１％以上必要とする。しかし、過剰
に含有されると置換型γ相安定化元素であるため強度が
低下する。また、靱性も低下するため含有量を０．１％
以上２．０％以下、好ましくは０．３％以上１．０％以
下が良い。
【００１８】Ｃｒ：海水に対して充分な耐食性を確保す
るためには、１１．０％以上の含有量が必要である。し
かし、１５．０％を超えると溶接金属にδ−フェライト
相が残存して、靱性を低下させる。したがって、その成
分範囲は１１．０％以上１５．０％以下、好ましくは１
２％以上１４％以下が良い。
るためには、１１．０％以上の含有量が必要である。し
かし、１５．０％を超えると溶接金属にδ−フェライト
相が残存して、靱性を低下させる。したがって、その成
分範囲は１１．０％以上１５．０％以下、好ましくは１
２％以上１４％以下が良い。
【００１９】Ｎｉ：置換型γ相安定化元素であり、δ−
フェライト相の生成を抑制する。また、マルテンサイト
相の靱性向上に有効である。靱性確保のため３．５％以
上の含有が必要であるが、７％を超えると残留γが増え
すぎ、強度低下を招く。したがって、Ｎｉの適正範囲
は、３．５％以上７％以下、好ましくは４％以上６％以
下が良い。
フェライト相の生成を抑制する。また、マルテンサイト
相の靱性向上に有効である。靱性確保のため３．５％以
上の含有が必要であるが、７％を超えると残留γが増え
すぎ、強度低下を招く。したがって、Ｎｉの適正範囲
は、３．５％以上７％以下、好ましくは４％以上６％以
下が良い。
【００２０】Ｍｏ：Ｃｒとともに耐海水腐食性に極めて
有効な元素である。また、焼き戻し後の強度、靱性向上
にも役に立つ。０．７％以上の添加から耐海水腐食性に
効果を発揮するが、溶接金属中では極めて偏析しやすい
ため、過剰添加はＭｏ化合物を形成し靱性を低下させ、
高温割れの原因になる。上限は、３．０％以下が有効で
ある。
有効な元素である。また、焼き戻し後の強度、靱性向上
にも役に立つ。０．７％以上の添加から耐海水腐食性に
効果を発揮するが、溶接金属中では極めて偏析しやすい
ため、過剰添加はＭｏ化合物を形成し靱性を低下させ、
高温割れの原因になる。上限は、３．０％以下が有効で
ある。
【００２１】Ｎｂ：微細な炭化物や窒化物を形成し、強
度向上に有効である。しかし、過剰になると衝撃値が低
下したり高温割れ感受性を高めるため上限がある。適正
範囲は、０．０１％以上０．２％以下が有効で、好まし
くは０．０１％以上０．１％以下が良い。
度向上に有効である。しかし、過剰になると衝撃値が低
下したり高温割れ感受性を高めるため上限がある。適正
範囲は、０．０１％以上０．２％以下が有効で、好まし
くは０．０１％以上０．１％以下が良い。
【００２２】Ｖ：Ｎｂと同様に炭化物や窒化物を形成
し、強度向上に寄与するため必要に応じ含有させる。し
かし、過剰添加は、靱性を劣化させるため上限がある。
適正範囲は、０．１％以上０．５％以下が有効である。
し、強度向上に寄与するため必要に応じ含有させる。し
かし、過剰添加は、靱性を劣化させるため上限がある。
適正範囲は、０．１％以上０．５％以下が有効である。
【００２３】Ａｌ：強脱酸元素であり、溶融金属中の酸
素を脱酸し、靱性向上に寄与するため必要に応じ含有さ
せる。また、熱間鍛造性を良好にし線材製造性が良くな
る。しかし、α相安定化元素のため、過剰添加はδ−フ
ェライトを形成し、靱性低下を招く。また、過剰添加は
溶接作業性も低下させる。したがって、適正範囲は０．
００１％以上０．０３％以下、好ましくは０．００５％
以上０．０２％以下が良い。
素を脱酸し、靱性向上に寄与するため必要に応じ含有さ
せる。また、熱間鍛造性を良好にし線材製造性が良くな
る。しかし、α相安定化元素のため、過剰添加はδ−フ
ェライトを形成し、靱性低下を招く。また、過剰添加は
溶接作業性も低下させる。したがって、適正範囲は０．
００１％以上０．０３％以下、好ましくは０．００５％
以上０．０２％以下が良い。
【００２４】Ｏ：溶接線材のＯ含有量を抑制することに
より溶接金属中でのＯ含有量を抑制し、靱性向上を意図
する。そのためには、線材中に含有量を０．０１％以下
にすることが好ましい。
より溶接金属中でのＯ含有量を抑制し、靱性向上を意図
する。そのためには、線材中に含有量を０．０１％以下
にすることが好ましい。
【００２５】その他、Ｐ，Ｓ等の不純物成分の許容範囲
は、それぞれ０．０３％以下、０．０１％以下が好まし
い。本発明の溶接線材は、主にガスシールドアーク溶接
用に開発されたものであるが、被覆アーク溶接の芯線や
サブマージドアーク溶接用のワイヤとしても使用でき
る。
は、それぞれ０．０３％以下、０．０１％以下が好まし
い。本発明の溶接線材は、主にガスシールドアーク溶接
用に開発されたものであるが、被覆アーク溶接の芯線や
サブマージドアーク溶接用のワイヤとしても使用でき
る。
【００２６】本発明の溶接線材の対象としている鋼材の
成分範囲は、Ｃが０．０２％以下、Ｎｉが４％〜６％、
Ｃｒが１２％〜１４％、Ｍｏが１．５％〜２．５％の高
強度高耐食低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼である。
その引張強度は、９５０ＭＰａ〜１０５０ＭＰａの範囲
である。また、溶接後の熱処理は残留応力除去とマルテ
ンサイトを焼き戻すためのもので、引張特性や衝撃特性
などの観点より５５０℃が最適である。
成分範囲は、Ｃが０．０２％以下、Ｎｉが４％〜６％、
Ｃｒが１２％〜１４％、Ｍｏが１．５％〜２．５％の高
強度高耐食低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼である。
その引張強度は、９５０ＭＰａ〜１０５０ＭＰａの範囲
である。また、溶接後の熱処理は残留応力除去とマルテ
ンサイトを焼き戻すためのもので、引張特性や衝撃特性
などの観点より５５０℃が最適である。
【００２７】
【実施例】表１に本発明に属する溶接線材の成分とその
比較例の成分を示す。溶接時使用した供試鋼板の化学成
分は、表２に示されている。また、溶接後すべて５５０
℃で１時間の後熱処理が施され、以下に示す特性のデー
タはすべて後熱処理後の評価データである。
比較例の成分を示す。溶接時使用した供試鋼板の化学成
分は、表２に示されている。また、溶接後すべて５５０
℃で１時間の後熱処理が施され、以下に示す特性のデー
タはすべて後熱処理後の評価データである。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】本発明の溶接線材Ａｌ，Ａ２，Ａ３と比較
例Ｂ１，Ｂ２をＴＩＧ溶接に適用したときの溶接金属の
機械的特性を表３に掲げる。その結果を示した図１によ
ると、線材の（Ｃ＋Ｎ）含有量の増大と共に引張強度は
増大しているが、０．２％耐力は（Ｃ＋Ｎ）量が０．０
２％から０．０６％の間では引張強度に比較して増大せ
ず、０．２％耐力と引張強度の比、即ち降伏比が０．８
から０．９の間に入ってくる。（Ｃ＋Ｎ）が０．０６％
を超えると０．２％耐力も増加し始め降伏比は０．９よ
りも大きくなる。一方、０．０２％よりも低いときは、
０．２％耐力と引張強度が同程度になり降伏比が１に近
くなる。
例Ｂ１，Ｂ２をＴＩＧ溶接に適用したときの溶接金属の
機械的特性を表３に掲げる。その結果を示した図１によ
ると、線材の（Ｃ＋Ｎ）含有量の増大と共に引張強度は
増大しているが、０．２％耐力は（Ｃ＋Ｎ）量が０．０
２％から０．０６％の間では引張強度に比較して増大せ
ず、０．２％耐力と引張強度の比、即ち降伏比が０．８
から０．９の間に入ってくる。（Ｃ＋Ｎ）が０．０６％
を超えると０．２％耐力も増加し始め降伏比は０．９よ
りも大きくなる。一方、０．０２％よりも低いときは、
０．２％耐力と引張強度が同程度になり降伏比が１に近
くなる。
【００３１】
【表３】
【００３２】表４は本発明のＮｂ添加線材Ａ１，Ａ６，
Ａ７と比較線材Ｂ５，Ｂ６をＴＩＧ溶接に適用し、Ｎｂ
が添加されたときのＴＩＧ溶接金属の引張強度と０℃の
シャルピー値を示している。図２は、表４をグラフにし
たものである。Ｎｂ添加量が０．０９％までは引張強度
が高くなっているが、それを超えると低下している。シ
ャルピー値も０．０９％までの添加で増大しているが、
０．０９％を超えるとシャルピー衝撃値が低下してい
る。特に、０．２％を超えると急激にシャルピー値は低
下している。したがって、Ｎｂの添加量は０．０１％か
ら０．２％の範囲が特性上良好であるが、好ましくは、
０．０１から０．１％の範囲が良い。
Ａ７と比較線材Ｂ５，Ｂ６をＴＩＧ溶接に適用し、Ｎｂ
が添加されたときのＴＩＧ溶接金属の引張強度と０℃の
シャルピー値を示している。図２は、表４をグラフにし
たものである。Ｎｂ添加量が０．０９％までは引張強度
が高くなっているが、それを超えると低下している。シ
ャルピー値も０．０９％までの添加で増大しているが、
０．０９％を超えるとシャルピー衝撃値が低下してい
る。特に、０．２％を超えると急激にシャルピー値は低
下している。したがって、Ｎｂの添加量は０．０１％か
ら０．２％の範囲が特性上良好であるが、好ましくは、
０．０１から０．１％の範囲が良い。
【００３３】
【表４】
【００３４】表５は本発明のＶを添加した線材Ａ８と、
本発明の線材であるが添加してないＡ１とのＴＩＧ溶接
金属の０．２％耐力と引張強度の値をまとめたものであ
る。図３はそれをグラフにしたもので、Ｖの添加により
強度が向上していることを示す。このようにＶ添加が強
度向上に役に立つことがわかる。
本発明の線材であるが添加してないＡ１とのＴＩＧ溶接
金属の０．２％耐力と引張強度の値をまとめたものであ
る。図３はそれをグラフにしたもので、Ｖの添加により
強度が向上していることを示す。このようにＶ添加が強
度向上に役に立つことがわかる。
【００３５】
【表５】
【００３６】表６はＭｏの耐食性への影響を検討するた
めに３．５％ＮａＣｌ水溶液を使用して室温で２４時間
塩水噴霧試験を行ったときのＴＩＧ溶接金属に発生した
孔食の有無をまとめたものである。本発明例の線材Ａ
４，Ａ５では孔食は発生しておらず、比較例のＢ３，Ｂ
４では孔食が発生した。これらのデータより線材のＭｏ
含有量の下限を０．７％とし３．０％を超えるとシャル
ピー値が低下するのでそれを上限とした。また、３．０
％を超えると熱間割れが発生して熱間鍛造性が悪化し線
材歩留まりが低下する。
めに３．５％ＮａＣｌ水溶液を使用して室温で２４時間
塩水噴霧試験を行ったときのＴＩＧ溶接金属に発生した
孔食の有無をまとめたものである。本発明例の線材Ａ
４，Ａ５では孔食は発生しておらず、比較例のＢ３，Ｂ
４では孔食が発生した。これらのデータより線材のＭｏ
含有量の下限を０．７％とし３．０％を超えるとシャル
ピー値が低下するのでそれを上限とした。また、３．０
％を超えると熱間割れが発生して熱間鍛造性が悪化し線
材歩留まりが低下する。
【００３７】
【表６】
【００３８】表７は線材のＡ１添加についての効果をま
とめたものである。Ａ１添加された合金インゴットは鍛
造時に熱間割れが発生せず線材の製造歩留まりが向上す
るが、本発明のものでも線材Ａ２のようなＡ１添加がな
い合金インゴットは、鍛造時に熱間割れが発生して線材
歩留まりが低下しやすい。Ａｒ＋２％Ｏ2 シールドガス
でＭＩＧ溶接を行ったとき、そのときの溶接金属の０℃
でのシャルピー値とスラグ発生量からみた溶接性を表７
に示す。比較例の線材Ｂ７でＡ１添加量が０．０３％を
超えたものはδ−フェライトの量が増えてシャルピー値
の著しい低下が見られる。また、スラグ発生量を見ると
Ａ１添加量が増えるほどスラグの発生量も増えて溶接作
業性も低下する。Ａ１添加は極微量で効果が発揮される
ため範囲は０．００１％から０．０３％とするのが好ま
しい。
とめたものである。Ａ１添加された合金インゴットは鍛
造時に熱間割れが発生せず線材の製造歩留まりが向上す
るが、本発明のものでも線材Ａ２のようなＡ１添加がな
い合金インゴットは、鍛造時に熱間割れが発生して線材
歩留まりが低下しやすい。Ａｒ＋２％Ｏ2 シールドガス
でＭＩＧ溶接を行ったとき、そのときの溶接金属の０℃
でのシャルピー値とスラグ発生量からみた溶接性を表７
に示す。比較例の線材Ｂ７でＡ１添加量が０．０３％を
超えたものはδ−フェライトの量が増えてシャルピー値
の著しい低下が見られる。また、スラグ発生量を見ると
Ａ１添加量が増えるほどスラグの発生量も増えて溶接作
業性も低下する。Ａ１添加は極微量で効果が発揮される
ため範囲は０．００１％から０．０３％とするのが好ま
しい。
【００３９】
【表７】
【００４０】本発明の線材Ａ２とＯを高くした線材Ｂ８
を使ってＴＩＧ溶接し、その溶接金属のシャルピー衝撃
特性を比較した。結果を表８に示す。Ｏ含有量の高い比
較線材Ｂ８は、線材Ａ２に比較してシャルピー値が低下
している。このことから線材のＯは０．０１％以下の範
囲が好ましい。
を使ってＴＩＧ溶接し、その溶接金属のシャルピー衝撃
特性を比較した。結果を表８に示す。Ｏ含有量の高い比
較線材Ｂ８は、線材Ａ２に比較してシャルピー値が低下
している。このことから線材のＯは０．０１％以下の範
囲が好ましい。
【００４１】
【表８】
【００４２】本発明線材Ａ１０と比較線材Ｂ９を被覆ア
ーク溶接棒に適用し、その溶接金属の引張特性と耐食性
の結果を表９にまとめた。比較線材Ｂ９ではＮｂ，Ｖな
どの合金元素が添加されておらず本発明線材Ａ１０より
も引張強度が著しく低い。また、比較線材Ｂ９はＭｏも
含んでいないため孔食が発生して耐食性も悪い。
ーク溶接棒に適用し、その溶接金属の引張特性と耐食性
の結果を表９にまとめた。比較線材Ｂ９ではＮｂ，Ｖな
どの合金元素が添加されておらず本発明線材Ａ１０より
も引張強度が著しく低い。また、比較線材Ｂ９はＭｏも
含んでいないため孔食が発生して耐食性も悪い。
【００４３】
【表９】
【００４４】以上の実施例から本発明線材は高強度で降
伏比が０．８から０．９になり、シャルピー衝撃特性も
良好であり耐食性も優れた溶接金属を形成でき、高強度
高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接線材として
比類なきものである。
伏比が０．８から０．９になり、シャルピー衝撃特性も
良好であり耐食性も優れた溶接金属を形成でき、高強度
高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接線材として
比類なきものである。
【００４５】
【発明の効果】本発明の溶接線材は、高速艇の水中翼等
の耐海水性を要する船舶構造物や海洋構造物等に適用さ
れる高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接
材料として最適であり、ＴＩＧ，ＭＩＧ等のガスシール
ドアーク溶接の溶接ワイヤや被覆アーク溶接棒の芯線と
して適用できる。また、適切なフラックスを組み合わせ
ればサブマージドアーク溶接用ワイヤとしても使用する
ことができる。このようなことから、本発明の産業上の
寄与は極めて大きいものである。
の耐海水性を要する船舶構造物や海洋構造物等に適用さ
れる高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接
材料として最適であり、ＴＩＧ，ＭＩＧ等のガスシール
ドアーク溶接の溶接ワイヤや被覆アーク溶接棒の芯線と
して適用できる。また、適切なフラックスを組み合わせ
ればサブマージドアーク溶接用ワイヤとしても使用する
ことができる。このようなことから、本発明の産業上の
寄与は極めて大きいものである。
【図１】溶接金属の引張強度、０．２％耐力及び降伏比
に及ぼす線材の（Ｃ＋Ｎ）含有量の影響を示すグラフ
に及ぼす線材の（Ｃ＋Ｎ）含有量の影響を示すグラフ
【図２】溶接金属の引張強度と０℃でのシャルピー衝撃
値に及ぼす線材のＮｂ含有量の影響を示すグラフ
値に及ぼす線材のＮｂ含有量の影響を示すグラフ
【図３】本発明のＶ添加とＶ無添加の線材で溶接したと
きの溶接金属の０．２％耐力と引張強度を示すグラフ
きの溶接金属の０．２％耐力と引張強度を示すグラフ
フロントページの続き (72)発明者 百合岡 信孝 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃが０．０１％以上０．０４％以下で、かつ、 Ｃ＋Ｎが０．０２％以上０．０６％以下 Ｓｉが０．０１％以上０．５％以下 Ｍｎが０．１％以上２．０％以下 Ｃｒが１１．０％以上１５．０％以下 Ｎｉが３．５％以上７．０％以下 Ｍｏが０．７％以上３．０％以下 Ｎｂが０．０１％以上０．２％以下 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス
鋼用溶接線材。 - 【請求項２】 さらに重量％で、Ｖが０．１％以上０．
５％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の
高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線
材。 - 【請求項３】 さらに重量％で、Ａｌが０．００１％以
上０．０３％以下を含有することを特徴とする請求項１
または２に記載の高強度高耐食マルテンサイト系ステン
レス鋼用溶接線材。 - 【請求項４】 重量％で、Ｏを０．０１％以下とするこ
とを特徴とする請求項１、２または３に記載の高強度高
耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34581293A JPH07185879A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | 高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34581293A JPH07185879A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | 高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07185879A true JPH07185879A (ja) | 1995-07-25 |
Family
ID=18379156
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34581293A Withdrawn JPH07185879A (ja) | 1993-12-24 | 1993-12-24 | 高強度高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接線材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07185879A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998022255A1 (fr) * | 1996-11-18 | 1998-05-28 | Nippon Steel Corporation | Fil-electrode pour le soudage de l'acier a haute teneur en chrome |
| EP0864663A1 (en) * | 1995-09-27 | 1998-09-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-strength welded steel structures having excellent corrosion resistance |
| EP1112804A2 (en) * | 1999-12-28 | 2001-07-04 | Kawasaki Steel Corporation | Welding material and arc welding method for low carbon martensitic stainless steel |
| EP1290236A1 (en) * | 2000-04-28 | 2003-03-12 | Elliott Turbomachinery Company, Inc. | Welding method, filler metal composition and article made therefrom |
| US10421145B2 (en) | 2014-12-02 | 2019-09-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensitic stainless steel pipes |
| KR20200091606A (ko) * | 2019-01-23 | 2020-07-31 | 현대종합금속 주식회사 | 마르텐사이트계 서브머지드 아크 육성 용접용 플럭스 충전 와이어 |
| RU204457U1 (ru) * | 2020-11-16 | 2021-05-25 | Общество с ограниченной ответственностью "АСМ Группа" | Проволока номинальным диаметром до 5мм для наплавки роликов машин непрерывного литья заготовок |
-
1993
- 1993-12-24 JP JP34581293A patent/JPH07185879A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0864663A1 (en) * | 1995-09-27 | 1998-09-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-strength welded steel structures having excellent corrosion resistance |
| EP0864663A4 (ja) * | 1995-09-27 | 1998-10-21 | ||
| WO1998022255A1 (fr) * | 1996-11-18 | 1998-05-28 | Nippon Steel Corporation | Fil-electrode pour le soudage de l'acier a haute teneur en chrome |
| US6159310A (en) * | 1996-11-18 | 2000-12-12 | Nippon Steel Corporation | Wire for welding high-chromium steel |
| EP1112804A2 (en) * | 1999-12-28 | 2001-07-04 | Kawasaki Steel Corporation | Welding material and arc welding method for low carbon martensitic stainless steel |
| EP1112804A3 (en) * | 1999-12-28 | 2003-10-01 | Kawasaki Steel Corporation | Welding material and arc welding method for low carbon martensitic stainless steel |
| EP1290236A1 (en) * | 2000-04-28 | 2003-03-12 | Elliott Turbomachinery Company, Inc. | Welding method, filler metal composition and article made therefrom |
| US6712912B2 (en) * | 2000-04-28 | 2004-03-30 | Elliott Turbomachinery Co., Inc. | Welding method, filler metal composition and article made therefrom |
| US10421145B2 (en) | 2014-12-02 | 2019-09-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing circumferential weld joint for low-carbon martensitic stainless steel pipes |
| KR20200091606A (ko) * | 2019-01-23 | 2020-07-31 | 현대종합금속 주식회사 | 마르텐사이트계 서브머지드 아크 육성 용접용 플럭스 충전 와이어 |
| RU204457U1 (ru) * | 2020-11-16 | 2021-05-25 | Общество с ограниченной ответственностью "АСМ Группа" | Проволока номинальным диаметром до 5мм для наплавки роликов машин непрерывного литья заготовок |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010306 |