JPWO2019168119A1 - オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 Download PDF

Info

Publication number
JPWO2019168119A1
JPWO2019168119A1 JP2020503625A JP2020503625A JPWO2019168119A1 JP WO2019168119 A1 JPWO2019168119 A1 JP WO2019168119A1 JP 2020503625 A JP2020503625 A JP 2020503625A JP 2020503625 A JP2020503625 A JP 2020503625A JP WO2019168119 A1 JPWO2019168119 A1 JP WO2019168119A1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
content
weld metal
base material
stainless steel
welded joint
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.)
Granted
Application number
JP2020503625A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6969666B2 (ja
Inventor
佳奈 浄▲徳▼
佳奈 浄▲徳▼
健太 山田
健太 山田
岡田　浩一
浩一 岡田
孝裕 小薄
孝裕 小薄
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JPWO2019168119A1 publication Critical patent/JPWO2019168119A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6969666B2 publication Critical patent/JP6969666B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K25/00—Slag welding, i.e. using a heated layer or mass of powder, slag, or the like in contact with the material to be joined
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • B23K35/304—Ni as the principal constituent with Cr as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3066—Fe as the principal constituent with Ni as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/40—Making wire or rods for soldering or welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/025—Seam welding; Backing means; Inserts for rectilinear seams
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/16—Arc welding or cutting making use of shielding gas
    • B23K9/167—Arc welding or cutting making use of shielding gas and of a non-consumable electrode
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/16—Arc welding or cutting making use of shielding gas
    • B23K9/173—Arc welding or cutting making use of shielding gas and of a consumable electrode
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/18—Submerged-arc welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B5/00—Joining sheets or plates, e.g. panels, to one another or to strips or bars parallel to them
    • F16B5/08—Joining sheets or plates, e.g. panels, to one another or to strips or bars parallel to them by means of welds or the like
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/18—Sheet panels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B23K2103/05—Stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/001—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces
    • B23K35/004—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces at least one of the workpieces being of a metal of the iron group
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
    • B23K35/3086—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent containing Ni or Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Abstract

耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、クリープ延性にも優れる、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を提供する。オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手（１）は、母材（１０）と、溶接金属（２０）とを備える。溶接金属（２０）の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、Ｎｉ：２０．０〜７０．０％、Ｍｏ：１．３０〜１０．００％、Ｎｂ：０．０５〜３．００％、Ｎ：０．１５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。

Description

本発明は、溶接継手に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手に関する。
オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接することにより製造され、オーステナイト系ステンレス鋼からなる母材と、溶接金属とを含む。オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、火力ボイラ、石油精製及び石油化学プラント等の化学プラント設備の溶接構造物に用いられる。化学プラント設備の溶接構造物はたとえば、蒸留塔の周辺設備、加熱炉管、反応管、熱交換器、配管等である。これらの化学プラント設備の溶接構造物に用いられる部材の中には、６００〜７００℃の高温で、かつ、硫化物及び／又は塩化物を含む腐食性流体を含む環境で使用されるものがある。本明細書では、６００〜７００℃の高温の環境であって、硫化物及び／又は塩化物を含む腐食性流体を含む環境を「高温腐食環境」と称する。
高温腐食環境で使用される溶接構造物は、化学プラントの定期点検時において、稼働を停止する。稼働停止時において、溶接構造物の温度は常温まで下がる。このとき、空気、水分、硫化物スケールが反応して、溶接構造物の部材表面にポリチオン酸が生成する。このポリチオン酸は、粒界における応力腐食割れ（以下、ポリチオン酸ＳＣＣという）を誘発する。したがって、上述の高温腐食環境で使用される部材には、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が求められる。
耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めた鋼が、特開２００３−１６６０３９号公報（特許文献１）及び国際公開第２００９／０４４８０２号（特許文献２）に提案されている。ポリチオン酸ＳＣＣは、ＣｒがＭ23Ｃ6型炭化物として粒界に析出し粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成されることにより発生する。そこで、特許文献１及び特許文献２では、Ｃ量を低減してＭ23Ｃ6型炭化物の生成を抑制し、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めている。
具体的には、特許文献１に開示されたオーステナイト系耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．００５％、Ｃｒ：１８〜２０％、Ｎｉ：７〜１１％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．２〜０．５％、Ｃｕ：２〜４％、Ｎ：０．１０〜０．３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。Ｎｂ及びＶの含有量の合計が０．６％以上であり、鋼中のＮｂ固溶量が０．１５％以上である。さらに、Ｎ／１４≧Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１、及びＣｒ−１６Ｃ−０．５Ｎｂ−Ｖ≧１７．５を満足する。特許文献１では、Ｃ含有量を低減し、ＣｒとＣ、Ｎｂ及びＶとの関係を規定することにより、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めている。
特許文献２に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．０２〜０．３５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含み、さらに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下、及びＺｒ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。不純物中において、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下、及びＳｂ：０．０１％以下である。さらに、Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝≦０．０７５、及び、０．０５≦Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）≦１．７−９×Ｆ１を満足する。特許文献２では、Ｃ含有量を０．０５％未満にすることで耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。さらに、ＮｂやＴｉといったＣ固定化元素を低減し、鋼中のＰ、Ｓ、Ｓｎ等の粒界脆化元素を低減することにより、溶接熱影響部（ＨＡＺ）における耐脆化割れ性を高める。
特開２００３−１６６０３９号公報 国際公開第２００９／０４４８０２号
ところで、化学プラント設備において、劣質な原油が使用された場合、ポリチオン酸ＳＣＣ腐食だけでなく、ナフテン酸腐食が発生する場合がある。ナフテン酸は、１又は複数のカルボキシル基を有する環式飽和炭化水素である。ナフテン酸は、ポリチオン酸のようにＳＣＣを引き起こすのではなく、全面腐食を引き起こす。したがって、上述のプラント設備に利用される溶接継手では、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性だけでなく、耐ナフテン酸腐食性にも優れる方が好ましい。
また、最近では、６００〜７００℃の高温腐食環境で使用される部材において、高いクリープ延性が求められている。化学プラント設備では、上述のとおり、設備を停止して定期点検を実施する場合がある。定期点検において、化学プラント設備の溶接構造物で交換が必要な部材が調査される。このとき、クリープ延性が高ければ、定期点検時において、部材の変形の程度を確認することができ、部材の交換の判断基準とすることができる。
特許文献１及び特許文献２では、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性の改善を目的としているものの、耐ナフテン酸腐食性に関する検討がされておらず、また、クリープ延性の向上についても検討されていない。さらに、母材だけでなく溶接金属も含めた、溶接継手としての耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性に関する検討も行われていない。
本開示の目的は、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材のクリープ延性にも優れる、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を提供することである。
本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、
母材と溶接金属とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０〜２５．０％、
Ｎｉ：１０．０〜３０．０％、
Ｍｏ：０．１０〜５．００％、
Ｎｂ：０．２０〜１．００％、
Ｎ：０．０５０〜０．３００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｃｕ：０〜５．００％、
Ｗ：０〜５．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｔａ：０〜０．２０％、
Ｈｆ：０〜０．２０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
希土類元素：０〜０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
前記溶接金属において、
前記溶接金属の幅中央位置であって、かつ、厚さ中央位置での化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０１〜３．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
Ｎｉ：２０．０〜７０．０％、
Ｍｏ：１．３０〜１０．００％、
Ｎｂ：０．０５〜３．００％、
Ｎ：０．１５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０００％、
Ｃｕ：０〜２．５０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１５．０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．５０％、
Ｔａ：０〜０．２０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
希土類元素：０〜０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる。
Ｂ＋０．００４−０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ2≧０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材のクリープ延性にも優れる。
図１は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の一例を示す平面図である。 図２は、図１のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を溶接金属幅方向で切断した断面図である。 図３は、図１のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図である。 図４は、図３と異なる、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図である。 図５は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手において、溶接金属延在方向Ｌに垂直な断面図である。 図６は、実施例において、母材の開先形状を説明するための模式図である。 図７は、図６の母材を用いた溶接継手の模式図である。 図８は、実施例で用いた板状試験片の採取位置を示す模式図である。 図９は、実施例で用いたＶノッチ試験片の採取位置を示す模式図である。
本発明者らは、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性だけでなく、耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材のクリープ延性も優れる溶接継手について検討を行った。
母材のＣ含有量を０．０３０％以下に低減すれば、高温腐食環境下での使用中において、Ｍ23Ｃ6型炭化物の生成が抑制され、粒界近傍でのＣｒ欠乏層の生成が抑制される。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材ではさらに、０．２０〜１．００％のＮｂを含有することにより、ＣをＮｂで固定して、Ｍ23Ｃ6型炭化物の生成要因となる固溶Ｃ量をさらに低減する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材ではさらに、Ｍｏを０．１０〜５．００％含有する。Ｍｏは、Ｍ23Ｃ6型炭化物の生成を抑制する。そのため、Ｃｒ欠乏層の生成が低減される。以上の対策により、応力腐食割れの一種である、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めることができる。
さらに、ナフテン酸腐食に対しては、上述のＭｏを含有することが有効である。硫酸腐食のような全面腐食に対しては、母材にＣｕを含有することが有効である。しかしながら、ナフテン酸は上述のとおり、カルボキシル基を有する環式飽和炭化水素であり、Ｃｕを含有しても耐ナフテン酸腐食性は高まらない。一方で、Ｍｏはナフテン酸腐食に極めて有効である。Ｍｏは、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の高温腐食環境での使用中において、高温腐食環境中のＳと結合して、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜が、耐ナフテン酸腐食性を高める。したがって、母材の化学組成において、Ｃ含有量を０．０３０％以下とし、Ｎｂ含有量を０．２０〜１．００％とし、Ｍｏ含有量を０．１０〜５．００％とすれば、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性だけでなく、耐ナフテン酸腐食性も高まる。
しかしながら、本発明者らが調査した結果、母材のＣ含有量を０．０３０％以下に低減すれば、６００〜７００℃の高温腐食環境における母材のクリープ延性が低下することが判明した。その理由として、次の事項が考えられる。粒界に生成する析出物は、粒界強度を高める。粒界強度が高まれば、母材のクリープ延性が高まる。しかしながら、Ｃ含有量を０．０３０％以下に低減すれば、粒界に生成する析出物（炭化物等）も低減する。その結果、粒界強度が得られにくく、母材のクリープ延性が低下すると考えられる。
そこで、本発明者らは、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と、優れた耐ナフテン酸腐食性と、優れた母材のクリープ延性とを併せ持つオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手について、さらに検討を行った。本発明者らは、母材に含有させる元素として、Ｂ（ボロン）に注目した。Ｂ（ボロン）は上述の６００〜７００℃の高温腐食環境下において、結晶粒界に偏析して、粒界強度を高めることができると本発明者らは考えた。
さらなる検討の結果、本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０〜２５．０％、Ｎｉ：１０．０〜３０．０％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．２０〜１．００％、Ｎ：０．０５０〜０．３００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．００１０〜０．００８０％、Ｃｕ：０〜５．００％、Ｗ：０〜５．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜１．００％、Ｔａ：０〜０．２０％、Ｈｆ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、及び、希土類元素：０〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成であれば、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び、優れた耐ナフテン酸腐食性だけでなく、優れたクリープ延性も得られると考えた。
しかしながら、母材が上記化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、母材のクリープ延性を調査した結果、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び優れた耐ナフテン酸腐食性は得られるものの、母材の優れたクリープ延性が必ずしも得られない場合があることがわかった。そこで、本発明者らはさらなる検討を行った。その結果、母材のクリープ延性について、次のメカニズムが考えられることが分かった。
上述のとおり、本実施形態では、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高めるために、Ｃ含有量を０．０３０％以下にするだけでなく、０．２０〜１．００％のＮｂを含有してＣをＮｂに固定して、固溶Ｃを低減する。具体的には、Ｎｂは、溶体化処理、又は、短時間での時効により、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物として析出する。しかしながら、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、高温腐食環境（６００〜７００℃の腐食環境）で長時間（少なくとも３０００時間以上）使用される。このような環境において、ＭＸ型炭窒化物は準安定相である。そのため、上記化学組成を有する母材を６００〜７００℃の高温腐食環境において長時間使用した場合、ＮｂのＭＸ型炭窒化物は、安定相であるＺ相（ＣｒＮｂＮ）とＭ23Ｃ6型炭化物に変化する。このとき、粒界に偏析しているＢが、Ｍ23Ｃ6型炭化物中の一部のＣと置換され、Ｍ23Ｃ6型炭化物に吸収される。そのため、粒界に偏析しているＢ量が低減し、粒界強度が低下する。その結果、十分なクリープ延性が得られないと考えられる。
そこで、６００〜７００℃の高温腐食環境下での長時間でのオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の使用中において、粒界での偏析Ｂ量の低減を抑制する方法について、さらに検討を行った。その結果、次のメカニズムが考えられることが分かった。
Ｍｏは上述のとおり、Ｍ23Ｃ6型炭化物の生成自体を抑制する。Ｍｏはさらに、Ｍ23Ｃ6型炭化物中の一部のＭと置換され、Ｍ23Ｃ6型炭化物に固溶する場合がある。本明細書において、Ｍｏが固溶したＭ23Ｃ6型炭化物を、「Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物」と定義する。Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物はＢを固溶しにくい。したがって、高温腐食環境下でのオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の使用中において、Ｎｂを含有するＭＸ型炭窒化物がＺ相とＭ23Ｃ6型炭化物に変化した場合であっても、Ｍ23Ｃ6型炭化物がＭｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物であれば、ＢのＭ23Ｃ6型炭化物への固溶を抑制でき、粒界での偏析Ｂ量の低減が抑制される。その結果、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐ナフテン酸腐食性、及び、優れたクリープ延性を得ることができると考えられる。
そこで、上記化学組成を有する母材を備えるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手において、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｎｂを含有するＭＸ型炭窒化物がＺ相とＭ23Ｃ6型炭化物とに変化した場合であっても、Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物が生成することにより、粒界での偏析Ｂ量の低減を抑制できる母材の化学組成をさらに検討した。その結果、Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物の生成による偏析Ｂ量の低減抑制には、上記化学組成中のＢと、Ｃと、Ｍｏとが密接に関係することが分かった。そして、上記母材の化学組成において、Ｂ、Ｃ及びＭｏが式（１）を満たせば、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中においても、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、優れた耐ナフテン酸腐食性、及び、優れた母材のクリープ延性を併せ持つことができることが分かった。
Ｂ＋０．００４−０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ2≧０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明者らがさらに検討した結果、上記オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材に任意元素であるＣｕが含有された場合、Ｃｕを５．００％以下含有すれば、優れたクリープ強度が得られつつ、クリープ延性も維持できるが、Ｃｕ含有量の上限を１．７０％以下とすればさらに、クリープ強度を高めつつ、さらに高い母材のクリープ延性を維持できることが分かった。その理由として、次の事項が考えられる。Ｃｕは高温腐食環境下での使用中において、粒内に析出してＣｕ相を形成する。Ｃｕ相はクリープ強度を高めるものの、クリープ延性を低下する場合がある。したがって、上記化学組成であって、式（１）を満たす溶接継手の母材において、より好ましくは、Ｃｕ含有量は１．７０％以下である。Ｃｕ含有量が１．７０％以下であれば、優れたクリープ延性をより有効に維持できる。
本発明者らがさらに検討した結果、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材の化学組成のＭｏ含有量を０．５０％以上とすれば、母材のクリープ延性がさらに高まることが分かった。この理由は定かではないが、次の事項が考えられる。式（１）を満たす上記化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材においてさらに、Ｍｏ含有量を０．５０％以上とした場合、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｍｏはさらに、粒界に偏析したり金属間化合物を生成したりする。この粒界偏析や金属間化合物により、粒界強度がさらに高まる。その結果、クリープ延性がさらに高まる。特に、母材のＭｏ含有量が１．００％以上であれば、母材において、非常に優れたクリープ延性が得られる。
本発明者はさらに、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手において、上述の化学組成を有する母材に対して、溶接金属のうち、溶接金属の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０１〜３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、Ｎｉ：２０．０〜７０．０％、Ｍｏ：１．３０〜１０．００％、Ｎｂ：０．０５〜３．００％、Ｎ：０．１５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜２．５０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１５．０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｔｉ：０〜０．５０％、Ｔａ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、希土類元素：０〜０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成とすれば、溶接継手として、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び、優れた耐ナフテン酸腐食性を有し、さらに優れた溶接性も得られることを知見した。
さらに、溶接金属の上述の化学組成が、好ましくは、式（２）を満たせば、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手が耐ポリチオン酸腐食性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材のクリープ延性に優れ、さらに、溶接金属の高温時効後の靱性が高まることを見出した。
０．０１２Ｃｒ−０．００５Ｎｉ＋０．０１３Ｍｏ＋０．０２３Ｎｂ＋０．０２Ａｌ−０．００４Ｃｏ≦０．１７６ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の要旨は次のとおりである。
［１］のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、
母材と溶接金属とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．２０〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０〜２５．０％、
Ｎｉ：１０．０〜３０．０％、
Ｍｏ：０．１０〜５．００％、
Ｎｂ：０．２０〜１．００％、
Ｎ：０．０５０〜０．３００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｃｕ：０〜５．００％、
Ｗ：０〜５．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜１．００％、
Ｔａ：０〜０．２０％、
Ｈｆ：０〜０．２０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
希土類元素：０〜０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たし、
前記溶接金属において、
前記溶接金属の幅中央位置であって、かつ、厚さ中央位置での化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０１〜３．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
Ｎｉ：２０．０〜７０．０％、
Ｍｏ：１．３０〜１０．００％、
Ｎｂ：０．０５〜３．００％、
Ｎ：０．１５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０００％、
Ｃｕ：０〜２．５０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１５．０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．５０％、
Ｔａ：０〜０．２０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
希土類元素：０〜０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる。
Ｂ＋０．００４−０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ2≧０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ここで、溶接金属の幅中央位置とは、溶接金属の延在方向に対して垂直な幅方向における、溶接金属の長さ（幅）の中央位置を意味する。溶接金属の厚さ中央位置とは、溶接金属の延在方向に垂直な断面において、溶接金属の厚さをｔｍｍと定義したとき、溶接金属の延在方向に垂直な断面において、溶接金属の幅中央位置での溶接金属の表面からｔ／２深さ位置を意味する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、母材の化学組成の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、式（１）を満たし、さらに、溶接金属の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成の各元素含有量が上述の範囲内である。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れ、耐ナフテン酸腐食性に優れる。さらに、６００〜７００℃での高温腐食環境下において、母材が優れたクリープ延性を有する。
［２］のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
前記母材の前記化学組成は、
Ｃｕ：０．１０〜５．００％、
Ｗ：０．１〜５．０％、
Ｃｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．１０〜１．００％、
Ｔａ：０．０１〜０．２０％、
Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、及び、
希土類元素：０．００１〜０．１００％からなる群から選択される１元素又は２元素以上、
を含有する。
［３］のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
前記溶接金属の前記化学組成は、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
Ｃｕ：０．０１〜２．５０％、
Ｗ：０．１〜１．０％、
Ｃｏ：０．１〜１５．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｔａ：０．０１〜０．２０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、及び、
希土類元素：０．００１〜０．１００％からなる群から選択される１元素又は２元素以上、
を含有する。
［４］のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、［１］〜［３］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
前記溶接金属の前記化学組成は、式（２）を満たす。
０．０１２Ｃｒ−０．００５Ｎｉ＋０．０１３Ｍｏ＋０．０２３Ｎｂ＋０．０２Ａｌ−０．００４Ｃｏ≦０．１７６ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
この場合、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手が耐ポリチオン酸腐食性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材のクリープ延性に優れ、さらに、溶接金属の高温時効後の靱性に優れる。
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手について詳述する。本明細書において、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の構成］
図１は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の一例を示す平面図である。図１を参照して、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１は、母材１０と、溶接金属２０とを備える。溶接金属２０は、端部が開先加工された一対の母材１０の端部同士を付き合わせた後、溶接を実施して形成される。溶接はたとえば、ティグ溶接（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＡＷ）である。
図１において、溶接金属２０が延在する方向を溶接金属延在方向Ｌと定義し、平面視における溶接金属延在方向Ｌと垂直な方向を溶接金属幅方向Ｗと定義し、溶接金属延在方向Ｌ及び溶接金属幅方向Ｗと垂直な方向を溶接金属厚さ方向Ｔと定義する。図２は、図１のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を溶接金属幅方向Ｗで切断した断面図である。図１及び図２に示すとおり、溶接金属２０は、一対の母材１０の間に配置されている。
図３は、図１のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図であり、図４は、図３と異なる、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図である。図３に示すとおり、母材１０の形状は板材であってもよいし、図４に示すとおり、母材１０の形状は鋼管であってもよい。図示しないが、母材１０の形状は棒鋼や形鋼であってもよい。以下、母材１０及び溶接金属２０について説明する。
［母材１０について］
［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の母材１０の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、６００〜７００℃の高温腐食環境下で本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の使用中において、母材中の粒界にＭ23Ｃ6型炭化物を生成し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、母材１０の耐酸化性及び耐水蒸気酸化性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、母材１０中にシグマ相（σ相）が析出し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
Ｍｎ：０．２０〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化して、母材１０のクリープ強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、母材１０のクリープ強度がかえって低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３２％であり、さらに好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２６％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
Ｃｒ：１６．０〜２５．０％
クロム（Ｃｒ）は母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、母材１０のクリープ強度及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０〜２５．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．５％であり、さらに好ましくは１７．０％であり、さらに好ましくは１７．２％であり、さらに好ましくは１７．４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．０％であり、さらに好ましくは２３．０％であり、さらに好ましくは２２．０％である。
Ｎｉ：１０．０〜３０．０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、母材１０のクリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、母材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０〜３０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は１１．０％であり、さらに好ましくは１２．０％であり、さらに好ましくは１３．０％であり、さらに好ましくは１３．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は２７．０％であり、さらに好ましくは２５．０％であり、さらに好ましくは２２．０％であり、さらに好ましくは２０．０％であり、さらに好ましくは１８．０％であり、さらに好ましくは１７．０％である。
Ｍｏ：０．１０〜５．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、粒界にＭ23Ｃ6型炭化物が生成するのを抑制する。これにより、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｍｏはさらに、高温腐食環境下でのオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の使用中において、母材１０中の固溶Ｍｏが使用環境中のＳと結合して、母材１０の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜の形成により、耐ナフテン酸腐食性が高まる。Ｍｏはさらに、６００〜７００℃での高温腐食環境下での使用中において、ＮｂのＭＸ型炭窒化物がＭ23Ｃ6型炭化物に変化するとき、Ｍ23Ｃ6型炭化物にＢが固溶するのを抑制して、高温腐食環境下での粒界の偏析Ｂ量が低減するのを抑制する。これにより、高温腐食環境下において、十分なクリープ延性が得られる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０〜５．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｍｏ含有量が０．５０％以上であればさらに、Ｍｏは粒界に偏析したり、金属間化合物を生成したりして、粒界強度をさらに高める。この場合、高温腐食環境下において、さらに優れたクリープ延性が得られる。したがって、Ｍｏ含有量のさらに好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは２．００％である。Ｍｏ含有量が１．００％以上であれば、母材１０において、特に優れたクリープ延性が得られる。Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
Ｎｂ：０．２０〜１．００％
ニオブ（Ｎｂ）は、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物を生成し、母材１０中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が高まる。生成したＮｂのＭＸ型炭窒化物はまた、母材１０のクリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、母材１０のクリープ強度、靭性、及び、溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０〜１．００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
Ｎ：０．０５０〜０．３００％
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、母材１０のクリープ強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、母材１０のクリープ強度を高める。つまり、Ｎは、固溶強化及び析出強化の両方で母材１０のクリープ強度に寄与する。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、母材１０の溶接熱影響部（ＨＡＺ）での耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、鋼の加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５０〜０．３００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１９０％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、鋼の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｂ：０．００１０〜０．００８０％
ボロン（Ｂ）は、６００〜７００℃での高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、６００〜７００℃での高温腐食環境下において、母材１０のクリープ延性を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、溶接性及び高温での熱間加工性が低下する。さらに、溶接時に溶接金属のＢ含有量が高まり、溶接金属２０に凝固割れが生じる。したがって、Ｂ含有量は０．００１０〜０．００８０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は、０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２２％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００６０％未満であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記母材１０を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
［第１群任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、母材１０のクリープ強度を高める。
Ｃｕ：０〜５．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは６００〜７００℃の高温腐食環境での使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により母材１０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜５．００％である。オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０のクリープ強度をさらに有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．７０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは１．９０％である。特に、６００〜７００℃の高温腐食環境において、より優れたクリープ延性を維持するための好ましいＣｕ含有量は０〜１．７０％であり、さらに好ましいＣｕ含有量の上限は、１．６０％である。
Ｗ：０〜５．０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗは０％であってもよい。含有される場合、Ｗはマトリクス（母相）に固溶して、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下し、母材１０のクリープ強度や靭性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜５．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは３．５％である。
Ｃｏ：０〜１．０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．８％である。
［第２群任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｔａ及びＨｆからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、母材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び、クリープ強度を高める。
Ｖ：０〜１．００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＶ炭窒化物はまた、母材１０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、母材１０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜１．００％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＶ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｔａ：０〜０．２０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＴａ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、母材１０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０〜０．２０％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＴａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
Ｈｆ：０〜０．２０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｈｆは、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＨｆ炭窒化物はまた、母材１０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、母材１０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０〜０．２０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
［第３群任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、母材の熱間加工性及びクリープ延性を高める。
Ｃａ：０〜０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
Ｍｇ：０〜０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
希土類元素：０〜０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、母材の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
［式（１）について］
上記母材１０の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｂ＋０．００４−０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ2≧０ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上述のとおり、本実施形態では、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高めるために、Ｃ含有量を０．０３０％以下にするだけでなく、０．２０〜１．００％のＮｂを含有する。これにより、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中にＮｂのＭＸ型炭窒化物を生成し、固溶Ｃ量を低減する。しかしながら、ＮｂのＭＸ型炭窒化物は準安定相であるため、上記高温腐食環境下での長時間の使用中において、ＮｂのＭＸ型炭窒化物はＺ相及びＭ23Ｃ6型炭化物に変化する。このとき、粒界に偏析しているＢがＭ23Ｃ6型炭化物に固溶し、粒界でのＢ偏析量が低減する。その結果、母材１０のクリープ延性が低下してしまう。
しかしながら、ＭｏがＭ23Ｃ6型炭化物に固溶して「Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物」を生成すれば、Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物にＢは固溶しにくい。そのため、粒界でのＢ偏析量は維持され、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が得られるだけでなく、母材１０において優れたクリープ延性が得られる。
Ｆ１＝Ｂ＋０．００４−０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ2と定義する。Ｆ１は、高温腐食環境下で使用中の母材１０中に生成する複数のＭ23Ｃ6型炭化物のうち、Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物の割合を示す指標である。Ｆ１が０以上であれば、高温腐食環境下での使用中において、鋼中に複数のＭ23Ｃ6型炭化物が生成しても、Ｍｏ固溶Ｍ23Ｃ6型炭化物の割合が高い。そのため、粒界に偏析しているＢがＭ23Ｃ6型炭化物に固溶されにくく、粒界での偏析Ｂ量が維持される。そのため、母材１０が、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と優れた耐ナフテン酸腐食性と優れたクリープ延性とを併せ持つことができる。したがって、Ｆ１は０（０．０００００）以上である。好ましくは、Ｆ１は０．００１００以上であり、さらに好ましくは０．００２００以上であり、さらに好ましくは、０．００４００以上であり、さらに好ましくは、０．００５００以上であり、さらに好ましくは０．００８００以上であり、さらに好ましくは０．０１０００以上であり、さらに好ましくは０．０２０００以上である。
好ましくは、上記母材の化学組成がＣｕを含有する場合、上述のとおり、Ｃｕ含有量の上限は１．７０％以下である。つまり、クリープ強度を高めつつ、さらに、優れたクリープ延性を得ることを考慮すれば、好ましいＣｕ含有量は０％超〜１．７０％である。Ｃｕ含有量が１．７０％以下であれば、Ｃｕ相の析出強化により優れたクリープ強度を得つつ、優れた母材のクリープ延性を維持できる。
上記母材の化学組成において、Ｍｏ含有量の下限は好ましくは０．５０％である。この場合、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｍｏはさらに、粒界に偏析したり金属間化合物を生成したりする。この粒界偏析や金属間化合物により、粒界強度がさらに高まる。その結果、母材のクリープ延性がさらに高まる。したがって、好ましいＭｏ含有量の下限は０．５０％である。なお、Ｍｏ含有量の下限が１．００％以上である場合、母材のクリープ延性が顕著に高まる。なお、Ｍｏ含有量が０．５０％以上である場合の好ましいＦ１値は０．００５００以上であり、さらに好ましくは、０．００８００以上であり、さらに好ましくは、０．０１０００以上であり、さらに好ましくは０．０２０００以上である。
［溶接金属２０について］
［化学組成］
図５は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１において、溶接金属延在方向Ｌに垂直な断面図である。図５を参照して、溶接金属延在方向Ｌに垂直な溶接金属２０の断面において、溶接金属２０の最表面での幅をＷ（ｍｍ）と定義する。そして、幅Ｗの中央位置での溶接金属２０の厚さをｔ（ｍｍ）と定義する。このとき、溶接金属２０の幅中央位置であって、厚さ中央位置（つまり、溶接金属２０の最表面からｔ／２深さ位置）の領域Ｐの化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０５０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、６００〜７００℃の高温腐食環境下で本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の使用中において、溶接金属２０中の粒界にＭ23Ｃ6型炭化物を生成し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、溶接時に溶接金属２０を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｍｎ：０．０１〜３．００％
マンガン（Ｍｎ）は、溶接時に溶接金属２０を脱酸する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、溶接金属２０のクリープ強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量０．０１〜３．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは、０．１０％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１６％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、２．７０％であり、さらに好ましくは２．５０％であり、さらに好ましくは２．３０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは溶接金属の靱性を低下する。Ｐはさらに、溶接金属２０の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ：０．０１５％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは溶接金属の延性を低下し、溶接金属２０の高温割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％
クロム（Ｃｒ）は溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高める。Ｃｒはさらに、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、溶接金属２０のクリープ強度及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．０〜２５．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．５％であり、さらに好ましくは１７．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．０％であり、さらに好ましくは２３．０％である。
Ｎｉ：２０．０〜７０．０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、溶接金属２０のクリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は２０．０〜７０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２１．０％であり、さらに好ましくは２３．０％であり、さらに好ましくは２５．０％であり、さらに好ましくは２７．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６０．０％であり、さらに好ましくは５５．０％であり、さらに好ましくは５０．０％である。
Ｍｏ：１．３０〜１０．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、溶接金属２０中の粒界にＭ23Ｃ6型炭化物が生成するのを抑制する。これにより、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｍｏはさらに、高温腐食環境下での溶接継手の使用中において、溶接金属２０中の固溶Ｍｏが使用環境中のＳと結合して、溶接金属２０の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜の形成により、溶接金属２０の耐ナフテン酸腐食性が高まる。Ｍｏはさらに、６００〜７００℃での高温腐食環境下での使用中において、ＮｂのＭＸ型炭窒化物がＭ23Ｃ6型炭化物に変化するとき、Ｍ23Ｃ6型炭化物にＢが固溶するのを抑制して、高温腐食環境下での粒界の偏析Ｂ量が低減するのを抑制する。これにより、高温腐食環境下において、十分なクリープ延性が得られる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．３０〜１０．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは３．００％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは５．００％超である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は９．００％であり、さらに好ましくは８．５０％である。
Ｎｂ：０．０５〜３．００％
ニオブ（Ｎｂ）は、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物を生成し、溶接金属２０中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。生成したＮｂのＭＸ型炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の長時間クリープ強度、靭性、及び、溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５〜３．００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は２．９０％であり、さらに好ましくは２．５０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
Ｎ：０．１５０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、マトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、溶接金属２０のクリープ強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、溶接金属２０のクリープ強度を高める。つまり、Ｎは、固溶強化及び析出強化の両方で溶接金属のクリープ強度に寄与する。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、溶接金属２０において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１５０％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３０％である。
Ｂ：０．００５０％以下
ボロン（Ｂ）は不可避に含有される。つまり、Ｂ含有量は０％超である。Ｂは、６００〜７００℃での高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、６００〜７００℃での高温腐食環境下において、溶接金属２０のクリープ延性を高める。Ｂはさらに、６００〜７００℃の高温腐食環境下において、溶接金属２０のクリープ強度も高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、溶接時において、溶接金属２０に凝固割れが発生する。したがって、溶接金属２０の化学組成において、Ｂ含有量は０．００５０％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。溶接金属２０中のＢ含有量が０．００３０％以上であれば特に、溶接継手１において優れたクリープ強度が得られる。Ｂ含有量の好ましい上限は、０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の溶接金属２０の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記溶接金属２０を形成時において、原料である溶接材料や溶接時の環境から混入されるものであり、上記溶接金属２０に悪影響を与えない範囲で許容されるものである。
［任意元素について］
［第１群任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌを含有してもよい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０００％
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｌ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ａｌは、溶接時において溶接金属２０を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０〜１．０００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．８５０％であり、さらに好ましくは０．８００％である。本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
［第２群任意元素］
本実施形態による上記溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、溶接金属２０のクリープ強度を高める。
Ｃｕ：０〜２．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは６００〜７００℃の高温腐食環境での使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により溶接金属２０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の溶接性が低下し、溶接時に割れが発生する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は０〜２．５０％である。溶接金属２０のクリープ強度をさらに有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．３０％であり、さらに好ましくは２．１０％であり、さらに好ましくは、１．９０％であり、さらに好ましくは、１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
Ｗ：０〜１．０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは溶接金属２０に固溶して、６００〜７００℃の高温腐食環境での使用において、溶接金属２０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下し、溶接金属２０のクリープ強度や靭性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜１．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．９％であり、さらに好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは０．５％である。
Ｃｏ：０〜１５．０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、溶接金属２０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１５．０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは２．５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は１２．０％であり、さらに好ましくは１１．０％である。
［第３群任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｔｉ及びＴａからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び、クリープ強度を高める。
Ｖ：０〜０．１０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＶ炭窒化物はまた、溶接金属２０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の靱性及び溶接性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
Ｔｉ：０〜０．５０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭化物を生成して、固溶Ｃを低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＴｉ炭化物はまた、溶接金属２０のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の靱性及び溶接性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｔａ：０〜０．２０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは、６００〜７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＴａ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、溶接金属２０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０〜０．２０％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＴａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
［第４群任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、溶接金属２０の高温（熱間）での変形能を高める。
Ｃａ：０〜０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の耐再熱割れ性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の耐凝固割れ性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
Ｍｇ：０〜０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の耐再熱割れ性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の熱間での耐凝固割れ性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
希土類元素：０〜０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の耐再熱割れ性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、溶接金属２０の耐凝固割れ性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１は、上述の化学組成を有する母材１０と、上述の化学組成を有する溶接金属２０とを備える。そのため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れ、耐ナフテン酸腐食性に優れる。さらに、６００〜７００℃での高温腐食環境下において、母材１０が優れたクリープ延性を有する。
［式（２）について］
好ましくは、溶接金属２０の幅中央位置であって、厚さ中央位置の領域Ｐの化学組成はさらに、次の式（２）を満たす。
０．０１２Ｃｒ−０．００５Ｎｉ＋０．０１３Ｍｏ＋０．０２３Ｎｂ＋０．０２Ａｌ−０．００４Ｃｏ≦０．１７６ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ２＝０．０１２Ｃｒ−０．００５Ｎｉ＋０．０１３Ｍｏ＋０．０２３Ｎｂ＋０．０２Ａｌ−０．００４Ｃｏと定義する。上述のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１が、化学プラント設備の溶接構造物の部材として利用される場合、上述のとおり、稼働時には６００〜７００℃の高温腐食環境で使用される。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の溶接金属２０では、高温時効が進行する。一方、設備停止時には、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の温度は、常温まで下がる。溶接金属２０は、溶接時の再熱や凝固偏析によって６００〜７００℃での高温時効の影響を母材１０よりも顕著に受ける。したがって、耐ポリチオン酸腐食性及び耐ナフテン酸腐食性が求められる用途に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１では、溶接金属２０が、高温時効が進行した後であっても、優れた靱性を有する方が好ましい。
Ｆ２は、高温時効が進行した後の溶接金属２０の靱性の指標である。Ｆ２中のＮｉ及びＣｏは、溶接金属２０の化学組成中の元素が本実施形態の範囲内である場合に、溶接金属２０の靱性を高める。つまり、Ｎｉ及びＣｏは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の使用環境においては、溶接金属靱性向上元素である。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ａｌはいずれも、６００〜７００℃での高温時効により、析出物を生成する。析出物の生成は、溶接金属２０の硬さを高めるため、靱性を低下する。つまり、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＡｌは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の使用環境においては、溶接金属靱性低下元素である。
Ｆ２では、溶接金属靱性向上元素であるＮｉ及びＣｏをマイナスとし、溶接金属靱性低下元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＡｌをプラスとしている。Ｆ２が０．１７６よりも大きければ、溶接金属靱性向上元素に対する溶接金属靱性低下元素の割合が多くなっている。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１が耐ポリチオン酸腐食性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材１０のクリープ延性に優れていても、溶接金属２０の高温時効後の靱性が低くなる。具体的には、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を７００℃で３０００時間時効処理した後の溶接金属２０の常温（２５℃±１５℃）でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満となる。
Ｆ２が０．１７６以下であれば、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の母材１０の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）を満たし、かつ、溶接金属２０の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１が耐ポリチオン酸腐食性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材１０のクリープ延性に優れ、さらに、溶接金属２０の高温時効後の靱性が高くなる。具体的には、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を７００℃で３０００時間時効処理した後の溶接金属２０の常温（２５℃±１５℃）でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上となる。
Ｆ２値の好ましい上限は０．１７４であり、さらに好ましくは０．１７２であり、さらに好ましくは０．１７０であり、さらに好ましくは、０．１６５である。
以上のとおり、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１では、母材１０の化学組成の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、式（１）を満たし、さらに、溶接金属２０の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成の各元素含有量が上述の範囲内である。そのため、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１は、母材１０及び溶接金属２０がともに耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れ、耐ナフテン酸腐食性に優れる。さらに、６００〜７００℃での高温腐食環境下において、母材１０が優れたクリープ延性を有する。好ましくは、溶接金属２０の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成はさらに、式（２）を満たす。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１が耐ポリチオン酸腐食性及び耐ナフテン酸腐食性に優れ、かつ、母材１０のクリープ延性に優れ、さらに、溶接金属２０の高温時効後の靱性に優れる。
［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の製造方法の一例を説明する。製造方法の一例は、母材１０を準備する工程（母材準備工程）と、母材１０に対して溶接を実施してオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を形成する工程（溶接工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
［母材準備工程］
母材準備工程では、式（１）を満たす上述の化学組成を有する母材１０を準備する。母材１０は、上述のとおり、鋼板であってもよいし、鋼管であってもよい。母材１０は、後述の溶接工程を実施する者が製品として入手したものであってもよいし、溶接工程を実施する者が製造したものであってもよい。
母材１０を製造する場合、母材準備工程は、素材を準備する準備工程と、素材に対して熱間加工を実施して母材１０を製造する熱間加工工程と、必要に応じて熱間加工工程後の母材１０を冷間加工する冷間加工工程と、必要に応じて母材１０に対して溶体化処理を実施する溶体化処理工程とを備える。以下、母材１０を製造する場合の母材準備工程について説明する。
［準備工程］
上述の化学組成であって、式（１）を満たす溶鋼を製造する。たとえば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶鋼から、素材を製造する。素材の製造方法はたとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材はたとえば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
［熱間加工工程］
準備された素材（連続鋳造材又はインゴット）を熱間加工して、母材を製造する。たとえば、素材に対して熱間圧延を実施して、母材１０である鋼板を製造する。また、素材に対して熱間押出や熱間穿孔圧延等を実施して、母材１０である鋼管を製造する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。熱間加工の加工終了温度はたとえば、１０００℃以上であり、さらに好ましくは、１０５０℃以上である。ここでいう加工終了温度とは、最終の熱間加工が完了した直後の母材１０の温度を意味する。
［冷間加工工程］
熱間加工工程後の母材に対して、必要に応じて、冷間加工を実施してもよい。母材１０が鋼管である場合、冷間加工はたとえば、冷間引抜や冷間圧延である。母材１０が鋼板である場合、冷間加工はたとえば、冷間圧延等である。
［溶体化処理工程］
熱間加工工程後、又は、冷間加工工程後、必要に応じて、母材１０に対して溶体化処理を実施してもよい。溶体化処理工程では、組織の均一化、及び炭窒化物の固溶を行う。好ましい溶体化処理温度は次のとおりである。
好ましい溶体化処理温度：１０００〜１２５０℃
溶体化処理温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物が十分に固溶し、高温腐食環境下での使用時において、クリープ強度がさらに高まる。熱処理温度が１２５０℃以下であれば、Ｃの過剰な固溶を抑制でき、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性がさらに高まる。
溶体化処理時における上記溶体化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば２分〜６０分である。
なお、熱間加工工程により製造した母材１０に対して、上述の溶体化処理に代えて、熱間加工直後に急冷を行ってもよい。この場合、熱間加工の加工終了温度は、１０００℃以上とするのが好ましい。熱間加工終了温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物が十分に固溶し、６００〜７００℃の高温腐食環境での使用中において、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、及び、優れたクリープ延性が得られる。さらに、高温腐食環境下での使用中におけるＮｂ炭窒化物の生成により、十分なクリープ強度も得られる。
［溶接工程］
準備された母材１０に対して溶接を実施して、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を製造する。母材１０の端部に開先を形成する。開先が形成された２つの母材１０を準備する。準備された母材１０の開先同士を突き合わせる。そして、突き合わされた一対の開先部に対して、溶接材料を用いて溶接を実施して、上述の化学組成を有する溶接金属２０を形成する。溶接に用いる溶接材料の化学組成は、形成された溶接金属２０の化学組成が上述の範囲内となれば、特に制限されない。溶接方法はたとえば、ティグ溶接（ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）である。
溶接材料を、たとえば、上述の母材１０と同様に溶製してもよい。この場合、溶製された溶接材料を鋳造してインゴットにする。インゴットを熱間加工して溶接材料を製造する。熱間加工後の溶接材料に対して、さらに冷間加工を実施してもよい。また、溶接材料に対して周知の熱処理を実施してもよい。熱処理はたとえば、母材１０と同様の溶体化処理である。熱処理は実施しなくてもよい。溶接材料は棒状であってもよいし、小さなブロック状であってもよい。
溶接工程において、母材１０が鋼板の場合、たとえば、鋼板の端面又は側面に開先が形成される。母材１０が鋼管である場合、鋼管の軸方向における管端部に開先が形成される。母材１０が鋼管の場合、たとえば、周溶接を実施することにより、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を形成する。なお、溶接工程において、溶接材料の化学組成と、母材１０の希釈量とを調整することにより、上述の化学組成を有し、好ましくは、式（２）を満たす溶接金属２０を調整可能である。
以上の製造工程により、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を製造できる。なお、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。式（１）を満たす上記化学組成の母材１０を用いて、溶接を実施することにより、上記化学組成の溶接金属２０を備えた上述のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手１を製造できれば、他の方法により製造してもよい。
［オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造］
［母材の製造］
表１の化学組成を有する母材用の溶鋼を製造した。
Figure 2019168119
表１中の「Ｆ１」欄には、各鋼種のＦ１値が記入される。また、「化学組成」欄中の「その他」欄の元素記号及び元素記号に付された数値は、含有されている任意元素と、その含有量（質量％）とを意味する。たとえば、鋼種Ａでは、その他の元素として、Ｖが０．１０％含有していたことを示す。鋼種Ｋでは、その他の元素として、Ｖが０．１５％含有しており、さらに、Ｃａが０．００２％含有していたことを示す。各鋼種の化学組成のうち、表１に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。なお、表１中の「−」は、対応する元素が含有されていなかった（検出限界未満であった）ことを意味する。
溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ４０ｍｍの鋼板とした。さらに、熱間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの鋼板とした。熱間圧延時の最終加工温度はいずれも１０５０℃以上であった。熱間圧延後の鋼板に対して、溶体化処理を実施した。いずれの鋼板においても、溶体化処理温度は１１５０℃であり、溶体化処理時間はいずれも１０分であった。溶体化処理後の母材を水冷した。以上の製造工程により、厚さ１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板（母材）を製造した。
［溶接材料の製造］
表２に示す化学組成を有する鋼種Ｖ〜Ｚの化学組成を有する溶鋼を製造した。各鋼種の化学組成のうち、表２に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。なお、表２中の「−」は、対応する元素が含有されていなかった（検出限界未満であった）ことを意味する。
Figure 2019168119
溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して、周知の方法で熱間鍛造及び熱間圧延、冷間圧延、及び、熱処理を実施して、外径１．２ｍｍの溶接ワイヤ（溶接材料）を製造した。
［オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造］
表１の各鋼種の母材から、図６に示す板材を２枚、機械加工により作製した。図６において、「ｍｍ」が付属した数値は、母材である鋼板の寸法（単位はｍｍ）を示す。鋼板は、長手方向に延びる側面に開先面を有した。開先面は、開先角度は３０°であり、ルート厚さが１ｍｍのＶ開先面であった。
図７に示すように、拘束板３０を準備した。拘束板３０は、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍであり、ＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００８）に記載の「ＳＭ４００Ｃ」に相当する化学組成を有した。
拘束板３０上に、２枚の母材（板材）１０を配置した。このとき２枚の母材１０の開先面を互いに突き合わせた。２枚の母材１０を配置した後、被覆アーク溶接棒を用いて、母材１０の四周を拘束溶接した。被覆アーク溶接棒は、ＪＩＳ Ｚ ３２２４（２０１０）に規定の「ＥＮｉＣｒＭｏ−３」に相当する化学組成を有した。
母材１０の四周を拘束溶接した後、表２に示す化学組成を有する溶接ワイヤを用いて、多層溶接を実施した。具体的には、ティグ溶接（ＧＴＡＷ）を実施した。各溶接での入熱量は６〜１８ｋＪ／ｃｍで調整した。ティグ溶接（ＧＴＡＷ）時には、１００％Ａｒガスをシールドガスに用いた。
以上の溶接により、母材１０と、溶接金属２０とを備えるオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を製造した。溶接継手の溶接金属２０の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成を分析した。溶接金属２０の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成を表３に示す。
Figure 2019168119
表３中の「Ｆ２」欄には、各試験番号の溶接金属のＦ２値が記入される。また、「化学組成」欄中の「その他」欄の元素記号及び元素記号の手前に付された数値は、含有されている任意元素と、その含有量（質量％）を意味する。たとえば、試験番号１では、その他の元素として、Ｖが０．０４％含有していたことを示す。試験番号１５では、その他の元素として、Ｗが０．６％含有しており、さらに、Ｔａが０．０６％含有していたことを示す。各鋼種の化学組成のうち、表３に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。なお、表３中の「−」は、対応する元素が含有されていなかった（検出限界未満であった）ことを意味する。
［評価試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手に対して、次の評価試験を実施した。
［溶接性評価試験］
表３に示す各試験番号の溶接継手の溶接金属の部分から、溶接線と直交する断面ミクロ組織観察用試験片を１０個ずつ採取した。採取された試験片の表面を鏡面研磨し、エッチングした。エッチングされた試験片の表面を、２００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、断面のうち、溶接金属内に高温割れが発生したか否かを目視により判断した。表４の「溶接性」欄に試験結果を示す。表４の「溶接性」欄において、「○」は１０個の試験片のいずれにおいても溶接金属に割れが発生しなかったことを示す。「×」は１０個の試験片の１個以上で、溶接金属に割れが発生したことを示す。
Figure 2019168119
［溶接金属の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験］
上述の溶接性評価試験で割れが発生しなかった溶接継手に対して、高温環境下での使用を想定して、６００℃で５０００時間の時効処理を実施した。時効処理後の溶接継手において、図８に示すとおり、領域Ｐを含み、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの板状試験片４０を作製した。試験片４０の厚さ２ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、試験片４０の長さ７５ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗに相当し、試験片４０の幅１０ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌに対応した。板状試験片の長さ７５ｍｍの中央位置に、溶接金属２０の領域Ｐが位置するように、板状試験片を作製した。ＪＩＳ Ｇ ０５７６（２００１）「ステンレス鋼の応力腐食割れ試験方法」に準じて、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験を実施した。具体的には、試験片を、内側半径５ｍｍのポンチ周りに曲げてＵベンド形とした（湾曲部が溶接金属に相当）。Ｕベンド形の試験片を、Ｗａｃｋｅｎｒｏｄｅｒ溶液（蒸留水中にＳＯ2ガスを吹き込んで作成したＨ2ＳＯ3飽和水溶液に多量のＨ2Ｓガスを吹き込んだ溶液）中に常温で１００時間浸漬した。浸漬後の試験片に対して、試験片の溶接金属部分の割れ発生の有無を倍率５００倍で顕微鏡観察して、割れの有無を確認した。
割れが確認されなかった場合、溶接金属の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れると判断した（表４中の「溶接金属」欄の「耐ポリチオン酸ＳＣＣ性」欄において「○」）。溶接金属に割れが１つでも確認された場合、溶接金属の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低いと判断した（表４中の「溶接金属」欄の「耐ポリチオン酸ＳＣＣ性」欄において「×」）。
［溶接金属の耐ナフテン酸腐食性評価試験］
上述の溶接性評価試験で割れが発生しなかったオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手に対して、領域Ｐを含む溶接金属サンプルを採取した。溶接金属サンプルには、母材が含まれていなかった。
オートクレーブを用いて、窒素雰囲気中で１３５ＭＰａ、３５０℃の劣質原油中に溶接金属サンプルを４８時間浸漬した。劣質原油は、ＡＳＴＭ Ｄ６６４−１１ａに規定される全酸価６に相当した。４８時間が経過した後、溶接金属サンプルを取り出した。なお、腐食試験が進行するととともに劣質原油中の酸が消費されてＴＡＮ値（全酸化値）が低下するため、腐食試験片を浸漬した２４時間後に、オートクレーブの排水口及び入水口を利用して、劣質原油を完全に新しいものに交換し、合計４８時間の浸漬を実施した。
４８時間経過後、オートクレーブから取り出した溶接金属サンプルには、強固に煤が付着していた。そこで、溶接金属サンプルに対してアルミナを用いたブラスト処理を５秒実施した後、板状試験片を、クエン酸アンモニウム溶液にて１００℃、６０分の条件で酸洗した。その後、アセトンを用いて、超音波洗浄を３分実施した。
試験前の溶接金属サンプルの質量と、超音波洗浄後の溶接金属サンプルの質量との差を腐食減量として算出した。さらに、板状試験片の表面積、比重、及び、試験時間から腐食速度（ｍｍ／ｙ）を求めた。
腐食速度が１．５０ｍｍ／ｙ以下である場合、溶接金属の耐ナフテン酸腐食性に優れると判断した（表４中の「溶接金属」欄の「耐ナフテン酸腐食性」欄において「○」）。一方、腐食速度が１．５０ｍｍ／ｙを超えた場合、溶接金属の耐ナフテン酸腐食性が低いと判断した（表４中の「溶接金属」欄の「耐ナフテン酸腐食性」欄で「×」）。
［溶接継手のクリープ強度試験］
上述の溶接性評価試験で割れが発生しなかった溶接継手に対して、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験片を作製した。クリープ破断試験片の軸方向に垂直な断面は円形であり、クリープ破断試験片の外径は６ｍｍであり、平行部は３０ｍｍであった。クリープ破断試験片の平行部の軸方向は、図８における溶接金属２０の溶接金属幅方向Ｗであって、平行部の中央位置に領域Ｐを含む溶接金属２０が位置した。
作製されたクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を７５０℃で加熱した後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は４５ＭＰａとし、クリープ破断時間（時間）を求めた。
クリープ強度に関して、クリープ破断時間が１００００時間以上の場合、溶接継手のクリープ強度に顕著に優れると判断した（表４中の「溶接継手」欄の「クリープ強度」欄で「◎」）。クリープ破断時間が３０００時間以上１００００時間未満の場合、溶接継手のクリープ強度に優れると判断した（表４中の「溶接継手」欄の「クリープ強度」欄で「○」）。クリープ破断強度が３０００時間未満の場合、溶接継手のクリープ強度が低いと判断した（表４中の「溶接継手」欄の「クリープ強度」欄で「×」）。クリープ強度が、「○」、又は「◎」の場合、溶接継手において、十分なクリープ強度が得られたと判断した。
［母材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験］
各試験番号の母材（鋼板）に対して、高温環境下での使用を想定して、６００℃で５０００時間の時効処理を実施した。この時効処理材から、厚み２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの板状試験片を採取した。ＪＩＳ Ｇ ０５７６（２００１）「ステンレス鋼の応力腐食割れ試験方法」に準じて、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験を実施した。具体的には、試験片を、内側半径５ｍｍのポンチ周りに曲げてＵベンド形とした。Ｕベンド形の試験片を、Ｗａｃｋｅｎｒｏｄｅｒ溶液（蒸留水中にＳＯ2ガスを吹き込んで作成したＨ2ＳＯ3飽和水溶液に多量のＨ2Ｓガスを吹き込んだ溶液）中に常温で１００時間浸漬した。浸漬後の試験片に対して、割れ発生の有無を倍率５００倍で顕微鏡観察して、割れの有無を確認した。
割れが確認されなかった場合、母材が耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に優れると判断した（表４中の「母材」欄の「耐ポリチオン酸ＳＣＣ性」欄において「○」）。割れが１つでも確認された場合、母材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低いと判断した（表４中の「母材」欄の「耐ポリチオン酸ＳＣＣ性」欄において「×」）。
［母材の耐ナフテン酸腐食性評価試験］
各試験番号の母材（鋼板）に対して、３ｍｍ×２５ｍ×２５ｍｍの母材サンプルを採取した。母材サンプルには、溶接金属が含まれていなかった。
オートクレーブを用いて、窒素雰囲気中で１３５ＭＰａ、３５０℃の劣質原油中に母材サンプルを４８時間浸漬した。劣質原油は、ＡＳＴＭ Ｄ６６４−１１ａに規定される全酸価６に相当した。４８時間が経過した後、母材サンプルを取り出した。なお、腐食試験が進行するととともに劣質原油中の酸が消費されてＴＡＮ値（全酸化値）が低下するため、腐食試験片を浸漬した２４時間後に、オートクレーブの排水口及び入水口を利用して、劣質原油を完全に新しいものに交換し、合計４８時間の浸漬を実施した。
４８時間経過後、オートクレーブから取り出した母材サンプルには、強固に煤が付着していた。そこで、母材サンプルに対してアルミナを用いたブラスト処理を５秒実施した後、母材サンプルを、クエン酸アンモニウム溶液にて１００℃、６０分の条件で酸洗した。その後、アセトンを用いて、超音波洗浄を３分実施した。
試験前の母材サンプルの質量と、超音波洗浄後の母材サンプルの質量との差を腐食減量として算出した。さらに、母材サンプルの表面積、比重、及び、試験時間から腐食速度（ｍｍ／ｙ）を求めた。
腐食速度が１．５０ｍｍ／ｙ以下である場合、母材の耐ナフテン酸腐食性に優れると判断した（表４中の「母材」欄の「耐ナフテン酸腐食性」欄において「○」）。一方、腐食速度が１．５０ｍｍ／ｙを超えた場合、母材の耐ナフテン酸腐食性が低いと判断した（表４中の「母材」欄の「耐ナフテン酸腐食性」欄で「×」）。
［母材のクリープ延性試験］
各試験番号の溶接継手の母材（表１に示す鋼種Ａ〜Ｕ５）に対して、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験片を作製した。クリープ破断試験片の軸方向に垂直な断面は円形であり、クリープ破断試験片の外径は６ｍｍであり、平行部は３０ｍｍであった。
作製されたクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を７５０℃で加熱した後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は４５ＭＰａとし、クリープ破断絞り（％）を求めた。
クリープ破断絞りが２０．０％以上３０．０％以下の場合、母材のクリープ延性が良好と判断した（表４中の「母材」欄の「クリープ延性」欄において「Ｐ」で表記）。クリープ破断絞りが３０．０％を超え５０．０％以下の場合、母材のクリープ延性が優れると判断した（表４中の「母材」欄の「クリープ延性」欄において「○」で表記）。さらに、クリープ破断絞りが５０．０％を超える場合、母材のクリープ延性が顕著に優れると判断した（表４中の「母材」欄の「クリープ延性」欄において「◎」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表記）。クリープ破断絞りが２０．０％未満の場合、母材のクリープ延性が低いと判断した（表４中の「母材」欄の「クリープ延性」欄において「×」）。クリープ破断絞りが、Ｐ、○、又は◎の場合、十分な母材のクリープ延性が得られたと判断した。
［高温時効後の靱性評価試験］
図９に示す位置から、領域Ｐを含むＶノッチ試験片５０を作製した。試験片５０の幅を１０ｍｍ、厚さを１０ｍｍとし、長さを５５ｍｍとした。試験片５０の長さ中央位置に溶接金属２０の領域Ｐが位置するように、試験片５０を作製した。試験片５０の長さ中央位置に、Ｖノッチを形成した。Ｖノッチ角度を４５°とし、ノッチ深さを２ｍｍとし、ノッチ底半径を０．２５ｍｍとした。各試験番号ごとに３つのＶノッチ試験片５０を作製した。試験片５０に対して、７００℃で３０００時間保持する時効処理を実施した。３０００時間保持後、試験片を放冷した。時効処理後の試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を常温、大気中にて実施した。試験により得られた３つの衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）の算術平均値を、その試験番号の高温時効処理後の衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）と定義した。
得られた衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上であれば、高温時効後であっても溶接金属の靱性が高いと判断した（表４中の「溶接金属」欄の「高温時効後靱性」欄において「○」）。一方、衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2未満であれば、高温時効後における溶接金属の靱性が低いと判断した（表４中の「溶接金属」欄の「高温時効後靱性」欄において「×」）。
［試験結果］
表４に試験結果を示す。なお、表４中の「−」については、試験を実施していないことを示す。試験番号１〜２４では、母材の化学組成が適切であり、式（１）を満たした。さらに、溶接金属の化学組成が適切であった。そのため、溶接性評価試験において溶接金属に割れが確認されず、優れた溶接性を示した。さらに、溶接金属において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性に優れた。さらに、溶接継手のクリープ強度も高かった。さらに、これらの試験番号の母材において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性に優れた。さらに、母材のクリープ延性はいずれも良好であった。
特に、試験番号１、６、９〜１９及び２２では、溶接金属中のＢ含有量が０．００３０％以上であった。そのため、溶接継手において、特に優れたクリープ強度が得られた（表４の「溶接継手」欄の「クリープ強度」欄で「◎」）。
また、試験番号４、５、１１、１２、１５、１７及び１９〜２４では、母材の化学組成のＭｏ含有量が１．００％以上であり、Ｃｕ含有量が１．７％以下であった。そのため、母材において特に優れたクリープ延性（表４の「母材」欄の「クリープ延性」欄で「◎」）が得られた。
さらに、試験番号１〜２１では、溶接金属の化学組成において、Ｆ２が式（２）を満たした。そのため、溶接金属の化学組成において、Ｆ２が式（２）を満たさなかった試験番号２２〜２４と比較して、試験番号１〜２１ではさらに、高温時効後の靱性に優れた。
一方、試験番号２５、２８及び３０では、表２に示す溶接材料ＺのＮｉ含有量が低く、且つＮｂを含有していないため、溶接金属のＮｉ含有量及びＮｂ含有量が低すぎた。そのため、溶接金属において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。
試験番号２６では、溶接金属の化学組成において、Ｂ含有量が高すぎた。そのため、溶接性評価試験において溶接金属に割れが確認され、溶接金属の溶接性が低かった。
試験番号２７及び２９では、溶接金属の化学組成において、Ｍｏ含有量が低すぎた。そのため、溶接金属において、耐ナフテン酸腐食性が低かった。
試験番号３１及び３２では、母材の化学組成において、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。その結果、母材のクリープ延性が低かった。
試験番号３３は、溶接金属のＣ含有量が高すぎた。そのため、溶接金属において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。さらに、母材のＣ含有量が高かったため、母材において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。さらに、母材のＦ１が式（１）を満たさなかった。そのため、母材のクリープ延性が低かった。
試験番号３４では、溶接金属のＭｏ含有量が低すぎた。そのため、溶接金属において、耐ナフテン酸腐食性が低かった。さらに母材の化学組成において、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。その結果、母材のクリープ延性が低かった。
試験番号３５では、母材のＢ含有量が低すぎた。そのため、母材のクリープ延性が低すぎた。
試験番号３６では、母材のＢ含有量が高すぎ、その結果、溶接金属のＢ含有量が高すぎた。そのため、溶接性評価試験において溶接金属に割れが確認され、溶接性が低かった。
試験番号３７では、母材のＮｂ含有量が少なすぎた。その結果、母材の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低かった。
試験番号３８では、母材のＭｏ含有量が少なすぎた。その結果、母材の耐ナフテン酸腐食性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
１ オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手
１０ 母材
２０ 溶接金属
３０ 拘束板

Claims (4)

  1. 母材と溶接金属とを備え、
    前記母材の化学組成は、質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以下、
    Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
    Ｍｎ：０．２０〜２．００％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：１６．０〜２５．０％、
    Ｎｉ：１０．０〜３０．０％、
    Ｍｏ：０．１０〜５．００％、
    Ｎｂ：０．２０〜１．００％、
    Ｎ：０．０５０〜０．３００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
    Ｂ：０．００１０〜０．００８０％、
    Ｃｕ：０〜５．００％、
    Ｗ：０〜５．０％、
    Ｃｏ：０〜１．０％、
    Ｖ：０〜１．００％、
    Ｔａ：０〜０．２０％、
    Ｈｆ：０〜０．２０％、
    Ｃａ：０〜０．０１０％、
    Ｍｇ：０〜０．０１０％、
    希土類元素：０〜０．１００％、及び、
    残部がＦｅ及び不純物からなり、
    式（１）を満たし、
    前記溶接金属において、
    前記溶接金属の幅中央位置であって、かつ、厚さ中央位置での化学組成は、質量％で、
    Ｃ：０．０５０％以下、
    Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
    Ｍｎ：０．０１〜３．００％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０１５％以下、
    Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
    Ｎｉ：２０．０〜７０．０％、
    Ｍｏ：１．３０〜１０．００％、
    Ｎｂ：０．０５〜３．００％、
    Ｎ：０．１５０％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０〜１．０００％、
    Ｃｕ：０〜２．５０％、
    Ｗ：０〜１．０％、
    Ｃｏ：０〜１５．０％、
    Ｖ：０〜０．１０％、
    Ｔｉ：０〜０．５０％、
    Ｔａ：０〜０．２０％、
    Ｃａ：０〜０．０１０％、
    Ｍｇ：０〜０．０１０％、
    希土類元素：０〜０．１００％、及び、
    残部がＦｅ及び不純物からなる、
    オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
    Ｂ＋０．００４−０．９Ｃ＋０．０１７Ｍｏ2≧０ （１）
    ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 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であって、
    前記母材の前記化学組成は、
    Ｃｕ：０．１０〜５．００％、
    Ｗ：０．１〜５．０％、
    Ｃｏ：０．１〜１．０％、
    Ｖ：０．１０〜１．００％、
    Ｔａ：０．０１〜０．２０％、
    Ｈｆ：０．０１〜０．２０％、
    Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、及び、
    希土類元素：０．００１〜０．１００％からなる群から選択される１元素又は２元素以上、
    を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
  3. 請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
    前記溶接金属の前記化学組成は、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
    Ｃｕ：０．０１〜２．５０％、
    Ｗ：０．１〜１．０％、
    Ｃｏ：０．１〜１５．０％、
    Ｖ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｔａ：０．０１〜０．２０％、
    Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、及び、
    希土類元素：０．００１〜０．１００％からなる群から選択される１元素又は２元素以上、
    を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
  4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手であって、
    前記溶接金属の前記化学組成は、式（２）を満たす、
    オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
    ０．０１２Ｃｒ−０．００５Ｎｉ＋０．０１３Ｍｏ＋０．０２３Ｎｂ＋０．０２Ａｌ−０．００４Ｃｏ≦０．１７６ （２）
    ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
JP2020503625A 2018-02-28 2019-02-28 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 Active JP6969666B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018035942 2018-02-28
JP2018035942 2018-02-28
PCT/JP2019/007930 WO2019168119A1 (ja) 2018-02-28 2019-02-28 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2019168119A1 true JPWO2019168119A1 (ja) 2021-02-04
JP6969666B2 JP6969666B2 (ja) 2021-11-24

Family

ID=67806171

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2020503625A Active JP6969666B2 (ja) 2018-02-28 2019-02-28 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手

Country Status (7)

Country Link
US (2) US11634804B2 (ja)
EP (1) EP3760753B1 (ja)
JP (1) JP6969666B2 (ja)
KR (1) KR102466688B1 (ja)
CN (1) CN111771007A (ja)
ES (1) ES2962575T3 (ja)
WO (1) WO2019168119A1 (ja)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7339526B2 (ja) * 2019-10-24 2023-09-06 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材
JP7368722B2 (ja) * 2019-12-19 2023-10-25 日本製鉄株式会社 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
CN114929917B (zh) * 2020-01-10 2023-11-03 日本制铁株式会社 奥氏体系不锈钢钢材
JP7464817B2 (ja) * 2020-01-21 2024-04-10 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2021183720A (ja) * 2020-05-22 2021-12-02 日本製鉄株式会社 Ｎｉ基合金管および溶接継手
CN112375994B (zh) * 2020-11-10 2021-12-14 华能国际电力股份有限公司 一种铁基变形高温合金强韧化的热处理工艺
CN112522619B (zh) * 2020-11-26 2022-04-05 中国科学院金属研究所 一种耐浓硝酸腐蚀高强度奥氏体不锈钢及其制备方法
CN113510405B (zh) * 2021-07-22 2023-03-17 内蒙古第一机械集团股份有限公司 一种用于焊接钛/钢异种材料的焊丝及其制作工艺
CN114086050B (zh) * 2021-11-29 2022-07-29 沈阳工业大学 一种新型耐高温Cl-腐蚀的含氮低镍合金及制备方法
WO2023228979A1 (ja) * 2022-05-24 2023-11-30 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス合金溶接継手、及び、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料
CN115091077B (zh) * 2022-08-25 2022-11-22 中国科学院金属研究所 一种耐液态铅铋腐蚀的奥氏体不锈钢焊丝
CN116396094B (zh) * 2023-03-24 2024-03-01 中铝郑州有色金属研究院有限公司 一种铁酸镍基陶瓷惰性阳极与金属导电块的连接方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2012001749A (ja) * 2010-06-15 2012-01-05 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度オーステナイト系耐熱鋼
JP2014005506A (ja) * 2012-06-25 2014-01-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal オーステナイト系ステンレス鋼
WO2017171050A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 溶接構造部材
WO2017175839A1 (ja) * 2016-04-06 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2018043565A1 (ja) * 2016-08-30 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58125396A (ja) * 1982-01-22 1983-07-26 Hitachi Ltd オ−ステナイト系溶接構造物
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
JP4946242B2 (ja) 2006-07-27 2012-06-06 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及びオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料
JP5218065B2 (ja) * 2007-01-15 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 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
CA2698562C (en) * 2007-10-04 2013-08-06 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Austenitic stainless steel
JP4310664B1 (ja) * 2008-01-25 2009-08-12 住友金属工業株式会社 溶接材料および溶接継手構造体
KR20110128924A (ko) * 2009-03-27 2011-11-30 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 오스테나이트계 스테인리스강
JP5088457B1 (ja) * 2011-05-13 2012-12-05 住友金属工業株式会社 溶接材料および溶接継手
JP5212533B2 (ja) * 2011-11-15 2013-06-19 新日鐵住金株式会社 継目無オーステナイト系耐熱合金管
CN109321822A (zh) * 2012-10-30 2019-02-12 株式会社神户制钢所 奥氏体系不锈钢
CN106086625B (zh) * 2012-11-22 2018-03-06 Posco公司 用于埋弧焊接或气体金属电弧焊接的焊接材料
JP6241234B2 (ja) * 2013-12-04 2017-12-06 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ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
JP6244938B2 (ja) * 2014-01-24 2017-12-13 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手
WO2015129561A1 (ja) * 2014-02-26 2015-09-03 新日鐵住金株式会社 溶接継手及び溶接継手の製造方法
JP5988008B2 (ja) * 2014-09-19 2016-09-07 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板
DE102015200881A1 (de) * 2015-01-21 2016-07-21 Schott Ag Rohrförmiger Körper aus austenitischem Stahl sowie Solarreceiver
KR102165108B1 (ko) * 2016-03-23 2020-10-13 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 내열성과 가공성이 우수한 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 터보 차저 부품과, 배기 부품용 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법
JP6638552B2 (ja) * 2016-05-09 2020-01-29 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
CA3032772A1 (en) * 2016-08-03 2018-02-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2012001749A (ja) * 2010-06-15 2012-01-05 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度オーステナイト系耐熱鋼
JP2014005506A (ja) * 2012-06-25 2014-01-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal オーステナイト系ステンレス鋼
WO2017171050A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 溶接構造部材
WO2017175839A1 (ja) * 2016-04-06 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2018043565A1 (ja) * 2016-08-30 2018-03-08 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼

Also Published As

Publication number Publication date
KR20200124279A (ko) 2020-11-02
KR102466688B1 (ko) 2022-11-14
US11634804B2 (en) 2023-04-25
JP6969666B2 (ja) 2021-11-24
EP3760753A4 (en) 2021-09-15
WO2019168119A1 (ja) 2019-09-06
EP3760753C0 (en) 2023-08-23
US20230203632A1 (en) 2023-06-29
CN111771007A (zh) 2020-10-13
US20200392611A1 (en) 2020-12-17
ES2962575T3 (es) 2024-03-19
EP3760753B1 (en) 2023-08-23
EP3760753A1 (en) 2021-01-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6969666B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手
JP4258679B1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP6904359B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP5206904B2 (ja) 二相ステンレス鋼
JP7173348B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材及び溶接継手
JP5013030B1 (ja) 二相ステンレス溶接継手
JP5880310B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP7260767B2 (ja) 溶接継手、及び、その溶接継手の製造に用いられる溶接材料
JP5170351B1 (ja) 二相ステンレス鋼
WO2019098034A1 (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法
JP2021021093A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP6795038B2 (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
JP6402581B2 (ja) 溶接継手及び溶接継手の製造方法
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
WO2023228979A1 (ja) オーステナイト系ステンレス合金溶接継手、及び、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料
JP7360032B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接継手
JP5780212B2 (ja) Ｎｉ基合金
JP2021113354A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP2021195602A (ja) 低合金耐熱鋼

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20200806

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: 20210928

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20211011

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 6969666

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151