WO2019070000A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
WO2019070000A1
WO2019070000A1 PCT/JP2018/037097 JP2018037097W WO2019070000A1 WO 2019070000 A1 WO2019070000 A1 WO 2019070000A1 JP 2018037097 W JP2018037097 W JP 2018037097W WO 2019070000 A1 WO2019070000 A1 WO 2019070000A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
less
weld metal
weld
stainless steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/037097
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
平田　弘征
克樹 田中
佳奈 浄▲徳▼
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
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 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to JP2019546991A priority Critical patent/JP6870749B2/ja
Priority to EP18864402.5A priority patent/EP3693484A4/en
Priority to US16/753,200 priority patent/US11339462B2/en
Priority to KR1020207012216A priority patent/KR102445683B1/ko
Priority to CN201880064566.7A priority patent/CN111183239B/zh
Priority to CA3078322A priority patent/CA3078322A1/en
Publication of WO2019070000A1 publication Critical patent/WO2019070000A1/ja

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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/42—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
    • C22C38/44—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
    • C22C38/46—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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel weld metal and a weld structure having the same.
  • TP316H specified by the American Society of Mechanical Engineers (ASME) SA213 and SA213M contains Mo and is excellent in corrosion resistance at high temperature, so it is widely used as a material for heat transfer tubes and heat exchangers in thermal power plants and petrochemical plants It is done.
  • Patent Document 1 proposes an austenitic stainless steel containing Mo and further containing Ce to enhance high-temperature corrosion resistance as in TP316H.
  • Patent Document 2 proposes an austenitic stainless steel or the like in which Nb, Ta, Ti are contained to further enhance the high temperature strength.
  • these austenitic stainless steels are generally used as a welded structure having a weld metal.
  • Weld metals obtained using commercially available welding materials for Ni-based heat-resistant alloys have stable and sufficient performance obtained from the viewpoint of creep strength and toughness, but Ni It is expensive because it contains a large amount of
  • the weld metal obtained using a commercially available welding material for Mo-containing stainless steel is inexpensive but it is fragile and hard sigma phase during use at high temperature. There is a problem that the creep strength is greatly reduced.
  • Patent Document 3 defines the contents of C and N and actively utilizes Nb and Cu to enhance creep strength and further reduce the contents of P and B, and at the time of welding.
  • An inert gas shield welding wire for Mo-containing austenitic stainless steel with improved weld cracking resistance has been proposed.
  • Patent Document 4 adjusts the balance of the Cr equivalent and the Ni equivalent, as well as welds for Mo-containing austenitic stainless steels that make use of Nb and Cu, and that achieves both creep strength and reheat cracking resistance during heat treatment. Materials have been proposed.
  • creep strength may be poor when the welded structure is exposed to a high temperature environment (for example, an environment of 650 ° C.). Therefore, stability in high temperature environment in addition to resistance to weld cracking. It is required to realize a high creep strength.
  • the present invention is a weld metal constituting a structure used for equipment used at high temperature, which is an austenitic stainless steel weld metal having excellent weld crack resistance and high creep strength, and a weld structure having the same The purpose is to provide
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the following austenitic stainless steel weld metal and weld structure.
  • Chemical composition is in mass%, C: 0.01 to 0.10%, Si: 0.20 to 0.70%, Mn: 0.8 to 2.5%, P: 0.035% or less, S: 0.0030% or less, Cu: 0.01 to 0.60%, Co: 0.01 to 1.00%, Ni: 8.0 to 12.0%, Cr: 14.5 to 17.5%, Mo: 1.0 to 2.2%, N: 0.02 to 0.10%, Al: 0.030% or less, O: 0.020% or less, Sn: 0 to 0.01%, Sb: 0 to 0.01%, As: 0 to 0.01%, Bi: 0 to 0.01%, V: 0 to 0.10%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.10%, W: 0 to 0.50%, B: 0 to 0.005%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, REM: 0 to 0.10%, Remainder: Fe and impurities, The following formulas (i) and (ii) are
  • the chemical composition contains, in mass%, one or more selected from Sn, Sb, As and Bi in total in excess of 0% and 0.01% or less
  • the austenitic stainless steel weld metal as described in the above (1).
  • the chemical composition is in mass%, V: 0.01 to 0.10%, Nb: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10%, W: 0.01 to 0.50%, B: 0.0002 to 0.005%, Ca: 0.0005 to 0.010%, Mg: 0.0005 to 0.010%, and REM: 0.0005 to 0.10%, Containing one or more selected from The austenitic stainless steel weld metal as described in said (1) or (2).
  • a welded structure comprising the austenitic stainless steel weld metal according to any one of (1) to (3) above.
  • an austenitic stainless steel weld metal comprising a structure for use in equipment used at high temperature, which is excellent in weld cracking resistance and has high creep strength, and a weld having the same A structure can be obtained.
  • the inventors conducted a detailed investigation in order to achieve both excellent weld cracking resistance and stable creep strength as a structure. As a result, the following findings were obtained.
  • the former is so-called solidification cracking, and the stability of the austenite phase is increased, so that the solidification form of the weld metal changes, P and S, etc. are easily solidified and segregated, and the melting point of the remaining liquid phase is lowered.
  • the liquid film was present in the association portion of the columnar crystals for a long time, and the portion was a crack that was generated by opening by the thermal stress.
  • the latter is a so-called ductility-lowering crack, in which S segregated at grain boundaries in the thermal cycle of the subsequent pass during welding reduces the adhesion strength of the grain boundaries, and the thermal stress exceeds the adhesion strength, resulting in an open crack Was considered to be.
  • S adversely affects weld cracking, but has the effect of increasing the penetration depth at the time of formation of the weld metal, and in particular enhancing the weldability at the time of first layer welding. From the viewpoint of weld cracking, it was found that when the S content is controlled to 0.0030% or less, the penetration depth may not be sufficiently obtained. In order to solve this, the welding heat input may simply be increased at the time of formation of the weld metal, but the increase of the heat input increases the susceptibility to weld cracking.
  • C 0.01 to 0.10% C stabilizes the austenite phase and combines with Cr to form fine carbides to improve creep strength during high temperature use. However, when C is contained in excess, a large amount of carbides are precipitated to cause embrittlement. Therefore, the C content is made 0.01 to 0.10%.
  • the C content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more. Further, the C content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • Si 0.20 to 0.70%
  • Si has a deoxidizing action and is an element necessary for securing corrosion resistance and oxidation resistance at high temperature. However, when Si is contained in excess, the stability of the austenite phase is reduced, which leads to a reduction in creep strength. Therefore, the Si content is set to 0.20 to 0.70%.
  • the Si content is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more.
  • the Si content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Mn 0.8 to 2.5% Mn, like Si, is an element having a deoxidizing action. Further, the austenite phase is stabilized to contribute to the improvement of creep strength. However, when the Mn content is excessive, creep ductility is reduced. Therefore, the Mn content is 0.8 to 2.5%.
  • the Mn content is preferably 0.9% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the Mn content is preferably 2.2% or less, more preferably 2.0% or less.
  • P 0.035% or less
  • P is contained as an impurity, and is an element that solidifies and segregates during welding to lower the melting point of the remaining liquid phase and increase the susceptibility to solidification cracking. Furthermore, creep ductility is also reduced. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.035% or less.
  • the P content is preferably 0.032% or less, more preferably 0.030% or less.
  • S 0.0030% or less S is contained as an impurity like P, and is solidified and segregated during welding to lower the melting point of the remaining liquid phase and to increase the susceptibility to solidification cracking. In addition, even after solidification, due to the thermal cycle of the subsequent pass, grain boundary segregation occurs and ductility lowered cracking sensitivity is also enhanced. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.0030% or less.
  • the S content is preferably less than 0.0025%, and more preferably 0.0020% or less.
  • Cu 0.01 to 0.60%
  • Cu enhances the stability of the austenite phase and contributes to the improvement of creep strength. Further, compared to Ni and Mn, the influence on segregation energy such as P and S is small, and solidification segregation can be reduced, and an effect of reducing the susceptibility to weld cracking can be expected. However, when Cu is contained excessively, the ductility is reduced. Therefore, the Cu content is made 0.01 to 0.60%.
  • the Cu content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Cu content is preferably 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Co 0.01 to 1.00%
  • Co is an element that enhances the stability of the austenite phase and contributes to the improvement of creep strength. Further, compared to Ni and Mn, the influence on segregation energy such as P and S is small, and solidification segregation can be reduced, and an effect of reducing the susceptibility to weld cracking can be expected.
  • the Co content is 0.01 to 1.00%.
  • the Co content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more. Further, the Co content is preferably 0.90% or less, and more preferably 0.80% or less.
  • Ni 8.0 to 12.0%
  • Ni is an essential element to ensure the stability of the austenite phase during long-term use.
  • Ni is an expensive element, and the large content causes an increase in the manufacturing cost of the material. Therefore, the Ni content is set to 8.0 to 12.0%.
  • the Ni content is preferably 8.2% or more, more preferably 8.5% or more. Further, the Ni content is preferably 11.8% or less, more preferably 11.5% or less.
  • Cr 14.5 to 17.5% Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. It also contributes to securing creep strength by forming fine carbides. However, a large content reduces the stability of the austenite phase and conversely impairs the creep strength. Therefore, the Cr content is made 14.5 to 17.5%.
  • the Cr content is preferably 15.0% or more, more preferably 15.5% or more. Further, the Cr content is preferably 17.2% or less, more preferably 17.0% or less.
  • Mo 1.0 to 2.2%
  • Mo is an element that forms a solid solution in the matrix and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperature. In addition, it is also effective in improving the corrosion resistance. However, when it is contained in excess, the stability of the austenite phase is reduced and the creep strength is impaired. Furthermore, since Mo is an expensive element, excessive content causes an increase in the manufacturing cost of the material. Therefore, the Mo content is set to 1.0 to 2.2%.
  • the Mo content is preferably 1.1% or more, more preferably 1.2% or more.
  • the Mo content is preferably 2.1% or less, more preferably 2.0% or less.
  • N 0.02 to 0.10% N stabilizes the austenite phase, and forms a solid solution or precipitates as a nitride to contribute to the improvement of high temperature strength. However, when it contains excessively, it causes the fall of ductility. Therefore, the N content is set to 0.02 to 0.10%.
  • the N content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • the N content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • the Al content is set to 0.030% or less.
  • the Al content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • O 0.020% or less
  • O (oxygen) is contained as an impurity. Excessive content causes deterioration of toughness and ductility. Therefore, the O content is made 0.020% or less.
  • the O content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.
  • Ni, C, N, Mn, Cu and Co affect the stability of the austenite phase. Therefore, not only the content of each element is in the above range, but it is necessary to satisfy the following equation (ii).
  • the left side value of the formula is preferably 11.2, and more preferably 11.5.
  • the right-hand side value of the formula (ii) is preferably 16.8, and more preferably 16.5. 11.0 ⁇ Ni + 30 ⁇ (C + N) + 0.5 ⁇ (Mn + Cu + Co) ⁇ 17.0 (ii)
  • the elemental symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the steel.
  • one or more selected from Sn, Sb, As and Bi may be further contained in the range shown below. The reason is explained.
  • Sn 0 to 0.01%
  • Sb 0 to 0.01%
  • Bi 0 to 0.01%
  • Sn, Sb, As and Bi affect the formation of the weld metal, that is, the convection of the molten pool during welding and promote the heat transfer in the vertical direction of the molten pool, or the evaporation path from the surface of the molten pool and the conduction path
  • the content of any of the elements is made 0.01% or less.
  • the content of each element is preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less.
  • the content of one or more selected from the above elements is preferably more than 0%, more preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more It is more preferable to set it as 0.001%, and it is still more preferable to set it as 0.001% or more.
  • the total content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, It is more preferable to make it 0.006% or less.
  • V 0 to 0.10%
  • V combines with C and / or N to form fine carbides, nitrides or carbonitrides and contributes to creep strength, and therefore may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the V content is 0.10% or less.
  • the V content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • it is preferable that V content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • Nb 0 to 0.10%
  • Nb is an element that combines with C and / or N, precipitates as fine carbides, nitrides or carbonitrides in the grains and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. Therefore, you may contain as needed. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the Nb content is 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • it is preferable that Nb content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • Ti 0 to 0.10% Like V and Nb, Ti combines with C and / or N to form fine carbides, nitrides or carbonitrides, and may contribute to creep strength and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the Ti content is 0.10% or less. The Ti content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less. In addition, in order to acquire said effect, it is preferable that Ti content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • W 0 to 0.50%
  • W is an element which is solid-solved in the matrix and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperature, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, the stability of the austenitic phase is reduced, which in turn causes a reduction in creep strength. Therefore, the W content is 0.50% or less.
  • the W content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
  • W content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • B 0 to 0.005%
  • B improves the creep strength by finely dispersing intergranular carbides and has a certain effect on strengthening the grain boundaries by segregating at the grain boundaries to reduce the ductility deterioration cracking sensitivity, so it is necessary. You may contain accordingly. However, when contained in excess, conversely, the susceptibility to solidification cracking is enhanced. Therefore, the B content is made 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • B content is 0.0002% or more, and it is more preferable that it is 0.0005% or more.
  • Ca 0 to 0.010%
  • Ca has an effect of improving the hot deformability, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, rather degrading the ability to deform in hot. Therefore, the Ca content is 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.
  • it is preferable that Ca content is 0.0005% or more, and it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • Mg 0 to 0.010% Mg, like Ca, has the effect of improving the hot deformability, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, rather degrading the ability to deform in hot. Therefore, the Mg content is made 0.010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less. In addition, in order to acquire said effect, it is preferable that it is 0.0005% or more, and, as for Mg content, it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • REM 0 to 0.10% Like Ca and Mg, REM has the effect of improving the hot deformability, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, rather degrading the ability to deform in hot. Therefore, the REM content is 0.10% or less.
  • the REM content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • it is preferable that REM content is 0.0005% or more, and it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of the REM means the total content of these elements.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed in due to various factors of the ore, scrap and other raw materials and manufacturing processes when industrially manufacturing steel, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention Means one.
  • the austenitic stainless steel weld metal according to the present invention is produced by welding a base material of austenitic stainless steel.
  • an austenitic stainless steel weld metal may be produced using a weld material (a filler material).
  • the welding method for obtaining the austenitic stainless steel weld metal according to the present invention is not particularly limited, and examples thereof include Tig welding, MIG welding, coated arc welding, submerged arc welding, laser welding and the like.
  • the obtained weld metal may be produced so as to satisfy the above-described chemical composition.
  • a weld metal obtained by adjusting the balance between the composition of the austenitic stainless steel base material and the weld material (filler material) while using the material not satisfying the above-mentioned chemical composition as at least one of them. May be prepared to satisfy the chemical composition.
  • the preferred composition of the austenitic stainless steel base material is not particularly limited.
  • the chemical composition of the base material is, in mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.25 to 0.55%, Mn: 0.7 to 2.0%, P: 0. 035% or less, S: 0.0015% or less, Cu: 0.02 to 0.80%, Co: 0.02 to 0.80%, Ni: 10.0 to 14.0%, Cr: 15.5 To 17.5%, Mo: 1.5 to 2.5%, N: 0.01 to 0.10%, Al: 0.030% or less, O: 0.020% or less, Sn: 0 to 0..
  • the chemical composition of the base material may contain, in mass%, one or more selected from Sn, Sb, As and Bi in total of more than 0% and 0.01% or less. Furthermore, the chemical composition of the base material is, in mass%, V: 0.01 to 0.10%, Nb: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10%, W: 0 .01 to 0.50%, B: 0.0002 to 0.005%, Ca: 0.0005 to 0.010%, Mg: 0.0005 to 0.010%, and REM: 0.0005 to 0 It may contain one or more selected from 10%.
  • the welded structure according to the present invention is a structure having the austenitic stainless steel weld metal described above.
  • a welded structure consists of a weld metal and a base material.
  • the base material is made of metal and is preferably a steel material, more preferably stainless steel, and still more preferably austenitic stainless steel.
  • the specific shape of the welded structure and the specific aspect (welding posture) of welding for obtaining the welded structure are not particularly limited.
  • a plate having a thickness of 4 mm, a width of 200 mm, and a length of 500 mm was produced. Furthermore, a cut filler of 2 mm square and 500 mm in length was produced by machining using the above-described 4 mm-thick plate material. The various performance evaluation tests shown below were done using these.
  • the welded joint in which only the first layer was welded was subjected to restraint welding of the four circumferences on a commercially available steel plate.
  • the said commercially available steel plate was a steel plate prescribed
  • the above-described restraint welding was performed using a coated arc welding rod ENi 6625 defined in JIS Z 3224 (2010).
  • lamination welding was performed by TIG welding in the groove.
  • the above-mentioned lamination welding was performed using the cut filler obtained from the same board material as each base material as a filler material.
  • the heat input was 9 to 15 kJ / cm, and two weld joints were produced for each base material.
  • a test piece was extract
  • the cross sections of the collected test pieces were mirror-polished and then corroded, and observed by an optical microscope to investigate the presence or absence of cracks in the weld metal.
  • Tests No. 1 and 2 in which steels A to F satisfying the definition of the present invention were used for both the base metal and the filler metal.
  • 1 to 6 in addition to having the workability and the resistance to weld cracking required at the time of producing the welded joint, the result was excellent in the creep strength.
  • test No. 4 and the test No. As can be seen by comparison with 5 and 6, when S was reduced, improvement in weldability was observed by containing one or more selected from Sn, S, As and Bi.
  • the S content is out of the specified range.
  • the crack judged to be a ductility reduction crack occurred near the lamination boundary of multilayer welding of weld metal.
  • the steel H was below the lower limit of the equation (ii) and the steel I was above the upper limit of the equation (i)
  • the stability of the austenite phase was insufficient.
  • test No. 1 using them In 8 and 9, the ⁇ phase was generated in the high temperature creep test, and the required creep strength was not obtained.
  • a plate (base material) having a thickness of 15 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm is produced from an ingot obtained by melting and casting a steel having the chemical composition shown in Table 3 by hot forging, hot rolling, heat treatment and machining. Made. The various performance evaluation tests shown below were done using this.
  • ⁇ Welding cracking resistance> The beveling of the shape shown in FIG. 1 was applied to the longitudinal end of the base material. Thereafter, two base materials having a groove formed were butted, and four rounds were restrained welded on a commercially available steel plate subjected to grooving so as not to interfere with the back bead.
  • the said commercially available steel plate was a steel plate prescribed
  • the above-described restraint welding was performed using a coated arc welding rod ENi 6625 defined in JIS Z 3224 (2010).
  • lamination welding was performed by TIG welding in the groove.
  • the above-mentioned lamination welding was performed using the cut filler obtained from the board material of steel A as a filler material.
  • the heat input was 9 to 15 kJ / cm, and two weld joints were produced for each base material.
  • chips were collected from the weld metal, chemical analysis was performed, and test pieces were collected from five places.
  • the cross sections of the collected test pieces were mirror-polished and then corroded, and observed by an optical microscope to investigate the presence or absence of cracks in the weld metal. And in all five test pieces, the weld joint without a crack was judged as "pass", and the weld joint in which a crack was observed was judged as "reject.”
  • Test No. 1 in which the chemical composition of the weld metal satisfies the definition of the present invention.
  • 16 to 18 in addition to having the workability and the resistance to weld cracking necessary for producing a welded joint, the result was excellent in creep strength.
  • an austenitic stainless steel weld metal comprising a structure for use in equipment used at high temperature, which is excellent in weld cracking resistance and has high creep strength, and a weld having the same A structure can be obtained.

Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.01～0.10％、Si：0.20～0.70％、Mn：0.8～2.5％、P：0.035％以下、S：0.0030％以下、Cu：0.01～0.60％、Co：0.01～1.00％、Ni：8.0～12.0％、Cr：14.5～17.5％、Mo：1.0～2.2％、N：0.02～0.10％、Al：0.030％以下、O：0.020％以下、Sn：0～0.01％、Sb：0～0.01％、As：0～0.01％、Bi：0～0.01％、V：0～0.10％、Nb：0～0.10％、Ti：0～0.10％、W：0～0.50％、B：0～0.005％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、REM：0～0.10％、残部：Feおよび不純物であり、［17.5≦Cr+Mo+1.5×Si≦19.5］および［11.0≦Ni+30×(C+N)+0.5×(Mn+Cu+Co)≦17.0］を満足する、オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。

Description

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
　本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属およびそれを有する溶接構造物に関する。
　米国機械学会（ＡＳＭＥ）ＳＡ２１３およびＳＡ２１３Ｍに規定されているＴＰ３１６Ｈは、Ｍｏを含有し、高温での耐食性に優れることから、火力発電プラントおよび石油化学プラントにおける伝熱管および熱交換器の素材として広く使用されている。
　例えば、特許文献１には、ＴＰ３１６Ｈと同様、Ｍｏを含有し、さらにＣｅを含有させて高温耐食性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。また、特許文献２にはＮｂ，Ｔａ，Ｔｉを含有させてさらに高温強度を高めたオーステナイト系ステンレス鋼などが提案されている。
　ところで、これらオーステナイト系ステンレス鋼は、一般には溶接金属を有する溶接構造物として使用される。市販のＮｉ基耐熱合金用溶接材料（例えば、ＪＩＳ　Ｚ　３３３４（２０１１）　ＳＮｉ６０８２）を用いて得られる溶接金属は、クリープ強度および靭性の観点からは、安定して十分な性能が得られるが、Ｎｉを多量に含有するため高価である。一方、市販のＭｏ含有ステンレス鋼用溶接材料（ＪＩＳ　Ｚ　３３２１（２０１０）　ＹＳ１６－８－２）を用いて得られる溶接金属は、安価ではあるものの、高温での使用中に脆くて硬いσ相を生成し、クリープ強度が大きく低下する問題がある。
　そのため、特許文献３には、ＣおよびＮの含有量を規定するとともに、ＮｂおよびＣｕを積極的に活用することにより、クリープ強度を高め、さらにＰおよびＢの含有量を低減し、溶接時の耐溶接割れ性を高めたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼用不活性ガスシールド溶接ワイヤが提案されている。また、特許文献４には、Ｃｒ当量およびＮｉ当量のバランスを調整するとともに、ＮｂおよびＣｕを活用した、クリープ強度と熱処理中の耐再熱割れ性とを両立するＭｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料が提案されている。
特開昭５７－２８６９号公報 特開昭６１－２３７４９号公報 特開平９－３０００９６号公報 特開２０００－１０２８９１号公報
　しかしながら、特許文献１または２に記載の溶接材料を使用して、得られる溶接金属において、例えば、実際の大型プラントのような厚肉の溶接構造物として使用した場合のように、拘束の強い溶接継手形状では、溶接金属内に溶接割れが内在する場合があることが明らかとなった。そこで、溶接割れを抑制して優れた耐溶接割れ性を実現することが求められている。
　またその一方で、溶接割れを抑制した場合でも、溶接構造物が高温環境（例えば６５０℃環境）に晒されるとクリープ強度に劣る場合があり、そのため耐溶接割れ性に加えて高温環境での安定したクリープ強度を実現することが求められている。
　本発明は、高温で使用される機器に用いる構造物を構成する溶接金属であって、耐溶接割れ性に優れかつ高いクリープ強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属、およびにそれを有する溶接構造物の提供を目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の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を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１～０．１０％、
　Ｓｉ：０．２０～０．７０％、
　Ｍｎ：０．８～２．５％、
　Ｐ：０．０３５％以下、
　Ｓ：０．００３０％以下、
　Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
　Ｎｉ：８．０～１２．０％、
　Ｃｒ：１４．５～１７．５％、
　Ｍｏ：１．０～２．２％、
　Ｎ：０．０２～０．１０％、
　Ａｌ：０．０３０％以下、
　Ｏ：０．０２０％以下、
　Ｓｎ：０～０．０１％、
　Ｓｂ：０～０．０１％、
　Ａｓ：０～０．０１％、
　Ｂｉ：０～０．０１％、
　Ｖ：０～０．１０％、
　Ｎｂ：０～０．１０％、
　Ｔｉ：０～０．１０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｂ：０～０．００５％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、
　ＲＥＭ：０～０．１０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式および（ii）式を満足する、
　オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。
　　１７．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ≦１９．５　　　・・・（ｉ）
　　１１．０≦Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１７．０　　　・・・（ii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　（２）前記化学組成が、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を合計で０％超０．０１％以下含有する、
　上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｖ：０．０１～０．１０％、
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
　Ｔｉ：０．０１～０．１０％、
　Ｗ：０．０１～０．５０％、
　Ｂ：０．０００２～０．００５％、
　Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１０％、および、
　ＲＥＭ：０．０００５～０．１０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。
　（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属を有する、溶接構造物。
　本発明によれば、高温で使用される機器に用いる構造物を構成する溶接金属であって、耐溶接割れ性に優れかつ高いクリープ強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属、およびにそれを有する溶接構造物を得ることができる。
実施例において開先加工を施した板材の形状を示す概略断面図である。
　本発明者らは、優れた耐溶接割れ性と構造物としての安定したクリープ強度とを両立するために詳細な調査を行った。その結果、以下の知見を得るに至った。
　Ｍｏを含有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属に生じた割れについて調査した結果、（ａ）割れは溶接金属の柱状晶の会合部および多層溶接の積層境界から少し離れた位置に発生し、（ｂ）前者はオーステナイト相の安定性が高くなる成分系にて発生しやすいこと、（ｃ）後者はＳ含有量が多くなると発生しやすいことを見出した。
　このことから、前者は所謂、凝固割れであり、オーステナイト相の安定性が高まることにより、溶接金属の凝固形態が変化し、ＰおよびＳなどが凝固偏析しやすくなり、残存液相の融点が低下、液膜が柱状晶の会合部に長時間存在し、その部分が熱応力により開口して生じた割れであると考えられた。また、後者は所謂、延性低下割れであり、溶接中の後続パスの熱サイクルで粒界偏析したＳが粒界の固着力を低下させ、熱応力が固着力を上回り、開口して生じた割れであると考えられた。
　そして、検討を重ねた結果、本発明の対象とする組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属において、割れを防止するためには、Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉを１７．５以上とし、かつ、Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）を１７．０以下とするとともに、Ｓ含有量を０．００３０％以下に制限する必要があることが判明した。加えて、溶接割れ感受性を低減する効果を十分に得るため、所定量以上のＣｕおよびＣｏを含有させる必要があることが分かった。
　ところで、これらの対策で溶接金属の耐溶接割れ性は確保できたものの、Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉが１９．５を超える、または、Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）が１１．０未満となった場合には、逆にオーステナイト相が不安定となり、高温での使用中にσ相が生成し、クリープ強度を大きく下げることが明らかとなった。
　また、Ｓは溶接割れには悪影響を及ぼす一方、溶接金属の形成時に溶け込み深さを増大させ、特に初層溶接時の溶接施工性を高める効果を有する。溶接割れの観点から、Ｓ含有量を０．００３０％以下に管理した場合、溶け込み深さが十分に得られない場合もあることが分かった。これを解決するためには、単純には溶接金属の形成時に溶接入熱を増大させればよいが、入熱の増大は溶接割れの感受性を高める。
　そのため、この効果を十分に得たい場合には、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を所定の範囲で含有させることが有効であることを併せて見出した。これは、これらの元素が溶接金属の形成時に、溶接中の溶融池の対流に影響を与え、また溶融池表面から蒸発して通電経路の形成に寄与することにより、深さ方向の溶融を促進するためであると考えられた。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０１～０．１０％
　Ｃはオーステナイト相を安定にするとともにＣｒと結合して微細な炭化物を形成し、高温使用中のクリープ強度を向上させる。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合、炭化物を多量に析出し、脆化を招く。そのため、Ｃ含有量は０．０１～０．１０％とする。Ｃ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．２０～０．７０％
　Ｓｉは脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の確保に必要な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合にはオーステナイト相の安定性が低下し、クリープ強度の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．２０～０．７０％とする。Ｓｉ含有量は０．２５％以上であるのが好ましく、０．３０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．６０％以下であるのが好ましく、０．５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：０．８～２．５％
　ＭｎはＳｉと同様、脱酸作用を有する元素である。また、オーステナイト相を安定にして、クリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．８～２．５％とする。Ｍｎ含有量は０．９％以上であるのが好ましく、１．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．２％以下であるのが好ましく、２．０％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０３５％以下
　Ｐは不純物として含まれ、溶接中に凝固偏析して残存液相の融点を下げ、凝固割れ感受性を高める元素である。さらに、クリープ延性も低下させる。そのため、Ｐ含有量に上限を設けて０．０３５％以下とする。Ｐ含有量は０．０３２％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐ含有量は可能な限り低減することが好ましく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は材料製造時のコストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．０００８％以上であるのがより好ましい。
　Ｓ：０．００３０％以下
　ＳはＰと同様に不純物として含まれ、溶接中に凝固偏析して残存液相の融点を下げ、凝固割れ感受性を高める。また、凝固後も後続パスの熱サイクルにより、粒界偏析して延性低下割れ感受性も高める。そのため、Ｓ含有量に上限を設けて０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は０．００２５％未満であるのが好ましく、０．００２０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓ含有量は可能な限り低減することが好ましく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は材料製造時のコストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００２％以上であるのがより好ましい。
　Ｃｕ：０．０１～０．６０％
　Ｃｕはオーステナイト相の安定性を高めて、クリープ強度の向上に寄与する。また、ＮｉおよびＭｎに比べて、ＰおよびＳなどの偏析エネルギーに与える影響が小さく、凝固偏析を軽減し、溶接割れ感受性を低減する効果が期待できる。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合、延性の低下を招く。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１～０．６０％とする。Ｃｕ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｕ含有量は０．５５％以下であるのが好ましく、０．５０％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｏ：０．０１～１．００％
　ＣｏはＣｕと同様、オーステナイト相の安定性を高めて、クリープ強度の向上に寄与する元素である。また、ＮｉおよびＭｎに比べて、ＰおよびＳなどの偏析エネルギーに与える影響が小さく、凝固偏析を軽減し、溶接割れ感受性を低減する効果が期待できる。しかしながら、Ｃｏは高価な元素であるため、過剰の含有は材料の製造コスト増を招く。そのため、Ｃｏ含有量は０．０１～１．００％とする。Ｃｏ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｏ含有量は０．９０％以下であるのが好ましく、０．８０％以下であるのがより好ましい。
　Ｎｉ：８．０～１２．０％
　Ｎｉは長時間使用時のオーステナイト相の安定性を確保するために必須の元素である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量の含有は材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｎｉ含有量は８．０～１２．０％とする。Ｎｉ含有量は８．２％以上であるのが好ましく、８．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は１１．８％以下であるのが好ましく、１１．５％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｒ：１４．５～１７．５％
　Ｃｒは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。また、微細な炭化物を形成してクリープ強度の確保にも寄与する。しかしながら、多量の含有はオーステナイト相の安定性を低下させ、逆にクリープ強度を損ねる。そのため、Ｃｒ含有量は１４．５～１７．５％とする。Ｃｒ含有量は１５．０％以上であるのが好ましく、１５．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は１７．２％以下であるのが好ましく、１７．０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｏ：１．０～２．２％
　Ｍｏはマトリックスに固溶して高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素である。加えて、耐食性の向上にも有効である。しかしながら、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させ、クリープ強度を損ねる。さらに、Ｍｏは高価な元素であるため、過剰の含有は材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｍｏ含有量は１．０～２．２％とする。Ｍｏ含有量は１．１％以上であるのが好ましく、１．２％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｏ含有量は２．１％以下であるのが好ましく、２．０％以下であるのがより好ましい。
　Ｎ：０．０２～０．１０％
　Ｎはオーステナイト相を安定にするとともに、固溶して、または窒化物として析出して、高温強度の向上に寄与する。しかしながら、過剰に含有すると、延性の低下を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０２～０．１０％とする。Ｎ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。また、Ｎ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。
　Ａｌ：０．０３０％以下
　Ａｌは、多量に含有すると清浄性が劣化し、延性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０３０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０２５％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましい。なお、Ａｌ含有量について特に下限を設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ａｌ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　Ｏ：０．０２０％以下
　Ｏ（酸素）は不純物として含まれる。その含有量が過剰になると靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏ含有量は０．０２０％以下とする。Ｏ含有量は０．０１８％以下であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのがより好ましい。なお、Ｏ含有量について特に下限を設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．０００８％以上であるのがより好ましい。
　上述のように、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、オーステナイト相の安定性に影響を及ぼす。そのため、各元素の含有量が上記の範囲内となるだけでなく、下記（ｉ）式を満足する必要がある。（ｉ）式中辺値が１９．５を超えると、オーステナイト相の安定性が低下し、高温での使用中に脆いσ相を生成してクリープ強度が低下する。一方、１７．５未満となると、オーステナイト相の安定性は高まるものの、溶接時の高温割れが発生しやすくなる。（ｉ）式左辺値は、１７．８であるのが好ましく、１８．０であるのがより好ましい。一方、（ｉ）式右辺値は、１９．２であるのが好ましく、１９．０であるのがより好ましい。
　　１７．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ≦１９．５　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　また、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、ＣｕおよびＣｏは、オーステナイト相の安定性に影響を及ぼす。そのため、各元素の含有量が上記の範囲内となるだけでなく、下記（ii）式を満足する必要がある。（ii）式中辺値が１１．０未満となると、オーステナイト相の安定性が十分でなく、高温での使用中に脆いσ相を生成してクリープ強度が低下する。一方、１７．０を超えると、オーステナイト相が過剰に安定となり、溶接時の高温割れが発生しやすくなる。（ii）式左辺値は、１１．２であるのが好ましく、１１．５であるのがより好ましい。一方、（ii）式右辺値は、１６．８であるのが好ましく、１６．５であるのがより好ましい。
　　１１．０≦Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１７．０　　　・・・（ii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　本発明の溶接金属の化学組成において、上記の元素に加えて、さらにＳｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。その理由について説明する。
　Ｓｎ：０～０．０１％
　Ｓｂ：０～０．０１％
　Ａｓ：０～０．０１％
　Ｂｉ：０～０．０１％
　Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉは、溶接金属の形成、すなわち溶接中の溶融池の対流に影響を与え、溶融池の鉛直方向の熱輸送を促進する、または、溶融池表面から蒸発して通電経路を形成してアークの集中度を高めることにより、溶け込み深さを大きくする効果を有する。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰な含有は、溶接割れ感受性を高めるため、いずれの元素の含有量も０．０１％以下とする。各元素の含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００６％以下であるのがより好ましい。
　上記の効果を得たい場合には、上記の元素から選択される１種以上の含有量を０％超とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのがより好ましく、０．０００８％以上とするのがさらに好ましく、０．００１％以上とするのがより一層好ましい。また、これらの元素から選択される２種以上を複合的に含有させる場合には、その合計含有量を０．０１％以下とするのが好ましく、０．００８％以下とするのがより好ましく、０．００６％以下とするのがさらに好ましい。
　本発明の溶接金属の化学組成において、上記の元素に加えて、さらにＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｖ：０～０．１０％
　ＶはＣおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０～０．１０％
　ＮｂはＶと同様、Ｃおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０～０．１０％
　ＴｉはＶおよびＮｂと同様、Ｃおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｗ：０～０．５０％
　ＷはＭｏと同様にマトリックスに固溶して高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、オーステナイト相の安定性を低下させ、かえってクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｂ：０～０．００５％
　Ｂは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とともに、粒界に偏析して粒界を強化して延性低下割れ感受性を低減することにも一定の効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、逆に凝固割れ感受性を高める。そのため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　Ｃａは熱間変形能を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間での変形能を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　Ｍｇ：０～０．０１０％
　ＭｇはＣａと同様、熱間変形能を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間での変形能を劣化させる。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．１０％
　ＲＥＭはＣａおよびＭｇと同様、熱間変形能を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間での変形能を劣化させる。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
　本発明の溶接金属の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）製造方法
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属は、オーステナイト系ステンレス鋼の母材を溶接して作製される。なお、母材を溶接する際に溶接材料（溶加材）を用いてオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属を作製してもよい。
　本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属を得るための溶接方法について、特に限定されるものではないが、例えば、ティグ溶接、ミグ溶接、被覆アーク溶接、サブマージアーク溶接、レーザー溶接等が挙げられる。
　オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属を前記の化学組成を満たすように作製する方法としては、用いるオーステナイト系ステンレス鋼の母材の化学組成を調整することで制御する方法、さらに溶接材料（溶加材）を用いる場合にはその溶接材料の化学組成も併せて調整することで制御する方法、が挙げられる。
　例えば、用いるオーステナイト系ステンレス鋼の母材および溶接材料（溶加材）として、前記の化学組成を満たす材料のみを用いることで、得られる溶接金属が前記化学組成を満たすよう作製してもよい。また、オーステナイト系ステンレス鋼の母材および溶接材料（溶加材）の少なくとも一方に、前記の化学組成を満たさない材料を用いつつ、その両者の組成のバランスを調整することで、得られる溶接金属が前記化学組成を満たすよう作製してもよい。
　なお、前記オーステナイト系ステンレス鋼母材の好ましい組成としては、特に限定されるものではない。例えば、母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．２５～０．５５％、Ｍｎ：０．７～２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０．０２～０．８０％、Ｃｏ：０．０２～０．８０％、Ｎｉ：１０．０～１４．０％、Ｃｒ：１５．５～１７．５％、Ｍｏ：１．５～２．５％、Ｎ：０．０１～０．１０％、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０２０％以下、Ｓｎ：０～０．０１％、Ｓｂ：０～０．０１％、Ａｓ：０～０．０１％、Ｂｉ：０～０．０１％、Ｖ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、ＲＥＭ：０～０．１０％、残部：Ｆｅおよび不純物であることが好ましい。
　前記母材の化学組成は、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を合計で０％超０．０１％以下含有してもよい。さらに、前記母材の化学組成は、質量％で、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５％、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１０％、および、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　また、上記のオーステナイト系ステンレス鋼の母材および溶接材料（溶加材）の製造方法について特に制限は設けないが、化学組成が調整された鋼に対して、常法により、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工を順に施すことにより製造することができる。
　（Ｃ）溶接構造物
　本発明に係る溶接構造物は、上述したオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属を有する構造物である。例えば、溶接構造物は、溶接金属と母材とからなる。母材は、金属からなり、鋼材であることが好ましく、ステンレス鋼であることがより好ましく、オーステナイト系ステンレス鋼であることがさらに好ましい。なお、溶接構造物の具体的形状、溶接構造物を得るための溶接の具体的態様（溶接姿勢）は特に限定されない。
　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鋼を溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材（母材）および板厚４ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ５００ｍｍの板材を作製した。さらに、上記の板厚４ｍｍの板材を用い、機械加工により、２ｍｍ角、長さ５００ｍｍのカットフィラーを作製した。これらを用いて、以下に示す各種の性能評価試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　＜溶接施工性＞
　上記母材の長手方向の端部に、図１に示す形状の開先加工を施した。その後、開先を形成した母材を２つ突き合わせ、溶加材を用いずに、ティグ溶接により突き合わせ溶接を行った。入熱８ｋＪ／ｃｍとして、各母材につき２つずつ溶接継手を作製した。得られた溶接継手のうち、２つとも溶接線の全長にわたり、裏ビードが形成されたものを溶接施工性が良好であるとし、「合格」とした。中でも、全長にわたり、裏ビード幅が２ｍｍ以上であったものを「良」、一部でも２ｍｍを下回る部分があったものを「可」と判定した。また、２つの溶接継手のうち一部でも裏ビードが形成されない部分があった場合は「不合格」と判定した。
　＜耐溶接割れ性＞
　その後、初層のみ溶接した上記溶接継手を、市販の鋼板上に四周を拘束溶接した。なお、上記市販の鋼板は、ＳＭ４００ＢのＪＩＳ　Ｇ　３１６０（２００８）に規定の鋼板であり、厚さ３０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２００ｍｍであった。また、上記の拘束溶接は、ＪＩＳ　Ｚ　３２２４（２０１０）に規定の被覆アーク溶接棒ＥＮｉ６６２５を用いて行った。
　その後、開先内にティグ溶接により積層溶接を行った。上記の積層溶接は、各母材と同じ板材から得られたカットフィラーを溶加材として用いて行った。入熱９～１５ｋＪ／ｃｍとし、各母材につき２つずつ溶接継手を作製した。そして、各母材から作製された溶接継手のうちの１体について、５か所から試験片を採取した。採取された試験片の横断面を鏡面研磨してから腐食し、光学顕微鏡により観察して、溶接金属における割れの有無を調査した。そして、５個の全ての試験片で割れのない溶接継手を「合格」、割れが観察された溶接継手を「不合格」と判断した。なお、初層溶接金属は母材を溶融させたままであること、母材とカットフィラーとは同組成であることから、表１の化学組成は溶接金属の化学組成と同義である。
　＜クリープ破断強さ＞
　さらに、耐溶接割れ性の評価で「合格」となった溶接継手の残り１体から、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、母材の目標破断時間が約１０００時間となる６５０℃、１６７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。そして、破断時間が母材の目標破断時間の９０％以上となるものを「合格」とした。
　それらの結果を表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から分かるように、本発明の規定を満足する鋼Ａ～Ｆを母材および溶加材の双方に用いた試験Ｎｏ．１～６では、溶接継手の作製時に必要な施工性および耐溶接割れ性を有するとともに、クリープ強度に優れる結果となった。また、試験Ｎｏ．４と試験Ｎｏ．５および６とを比較して分かるように、Ｓを低減した場合、Ｓｎ、Ｓ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を含有させることで、溶接施工性の改善が認められた。
　それに対して、比較例である鋼ＧはＳ含有量が規定から外れているため、それを用いた試験Ｎｏ．７では、溶接金属の多層溶接の積層境界近傍に延性低下割れと判断される割れが発生した。また、鋼Ｈは（ii）式の下限を下回り、鋼Ｉは（ｉ）式の上限を上回ったため、オーステナイト相の安定性が不十分であった。その結果、それらを用いた試験Ｎｏ．８および９では、高温のクリープ試験においてσ相を生成し、必要なクリープ強度が得られなかった。
　また、鋼Ｊは（ii）式の上限を超え、鋼Ｋは（ｉ）式の下限を下回り、鋼Ｌは（ｉ）式の下限を下回るとともに、（ii）式の上限を超えた。そのため、それらを用いた試験Ｎｏ．１０～１２では、オーステナイト相の安定性が過剰に高まり、溶接金属の凝固時にＳおよびＰの凝固偏析が助長され、溶接金属に凝固割れと判断される割れが発生した。
　さらに、鋼Ｍ、ＮおよびＯはＣｕおよびＣｏの一方または両方を含有しないため、それらを用いた試験Ｎｏ．１３～１５では、ＰおよびＳの粒界偏析軽減効果が得られず、溶接金属に凝固割れと判断される割れが発生した。
　表３に示す化学組成を有する鋼を溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材（母材）を作製した。これを用いて、以下に示す各種の性能評価試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　＜耐溶接割れ性＞
　上記母材の長手方向の端部に、図１に示す形状の開先加工を施した。その後、開先を形成した母材を２つ突き合わせ、裏ビードと干渉しないよう溝加工を施した市販の鋼板上に四周を拘束溶接した。なお、上記市販の鋼板は、ＳＭ４００ＢのＪＩＳ　Ｇ　３１６０（２００８）に規定の鋼板であり、厚さ３０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２００ｍｍであった。また、上記の拘束溶接は、ＪＩＳ　Ｚ　３２２４（２０１０）に規定の被覆アーク溶接棒ＥＮｉ６６２５を用いて行った。
　その後、開先内にティグ溶接により積層溶接を行った。上記の積層溶接は、鋼Ａの板材から得られたカットフィラーを溶加材として用いて行った。入熱９～１５ｋＪ／ｃｍとし、各母材につき２つずつ溶接継手を作製した。そして、各母材から作製された溶接継手のうちの１体について、溶接金属から切粉を採取し、化学分析を行うとともに、５か所から試験片を採取した。採取された試験片の横断面を鏡面研磨してから腐食し、光学顕微鏡により観察して、溶接金属における割れの有無を調査した。そして、５個の全ての試験片で割れのない溶接継手を「合格」、割れが観察された溶接継手を「不合格」と判断した。
　＜クリープ破断強さ＞
　さらに、溶接継手の残り１体から、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、母材の目標破断時間が約１０００時間となる６５０℃、１６７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。そして、破断時間が母材の目標破断時間の９０％以上となるものを「合格」とした。
　それらの結果を表４および５にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および５から分かるように、溶接金属の化学組成が本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１６～１８では、溶接継手の作製時に必要な施工性および耐溶接割れ性を有するとともに、クリープ強度に優れる結果となった。
　以上のように、本発明の要件を満足する場合のみ、必要な溶接施工性および耐溶接割れ性ならびに優れたクリープ強度が得られることが分かる。
　本発明によれば、高温で使用される機器に用いる構造物を構成する溶接金属であって、耐溶接割れ性に優れかつ高いクリープ強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属、およびにそれを有する溶接構造物を得ることができる。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１～０．１０％、
    　Ｓｉ：０．２０～０．７０％、
    　Ｍｎ：０．８～２．５％、
    　Ｐ：０．０３５％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、
    　Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｎｉ：８．０～１２．０％、
    　Ｃｒ：１４．５～１７．５％、
    　Ｍｏ：１．０～２．２％、
    　Ｎ：０．０２～０．１０％、
    　Ａｌ：０．０３０％以下、
    　Ｏ：０．０２０％以下、
    　Ｓｎ：０～０．０１％、
    　Ｓｂ：０～０．０１％、
    　Ａｓ：０～０．０１％、
    　Ｂｉ：０～０．０１％、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｎｂ：０～０．１０％、
    　Ｔｉ：０～０．１０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式および（ii）式を満足する、
    　オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。
    　　１７．５≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ≦１９．５　　　・・・（ｉ）
    　　１１．０≦Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１７．０　　　・・・（ii）
    　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を合計で０％超０．０１％以下含有する、
    　請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｖ：０．０１～０．１０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．１０％、
    　Ｗ：０．０１～０．５０％、
    　Ｂ：０．０００２～０．００５％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０．０００５～０．０１０％、および、
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．１０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属。
  4. 　請求項１から請求項３までのいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属を有する、溶接構造物。
PCT/JP2018/037097 2017-10-03 2018-10-03 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 WO2019070000A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019546991A JP6870749B2 (ja) 2017-10-03 2018-10-03 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
EP18864402.5A EP3693484A4 (en) 2017-10-03 2018-10-03 AUSTENITE BASED STAINLESS STEEL WELDED METAL AND WELDED STRUCTURE
US16/753,200 US11339462B2 (en) 2017-10-03 2018-10-03 Austenitic stainless steel weld metal and welded structure
KR1020207012216A KR102445683B1 (ko) 2017-10-03 2018-10-03 오스테나이트계 스테인리스강 용접 금속 및 용접 구조물
CN201880064566.7A CN111183239B (zh) 2017-10-03 2018-10-03 奥氏体系不锈钢焊接金属以及焊接结构物
CA3078322A CA3078322A1 (en) 2017-10-03 2018-10-03 Austenitic stainless steel weld metal and welded structure

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-193688 2017-10-03
JP2017193688 2017-10-03

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019070000A1 true WO2019070000A1 (ja) 2019-04-11

Family

ID=65994341

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/037097 WO2019070000A1 (ja) 2017-10-03 2018-10-03 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

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11339462B2 (ja)
EP (1) EP3693484A4 (ja)
JP (1) JP6870749B2 (ja)
KR (1) KR102445683B1 (ja)
CN (1) CN111183239B (ja)
CA (1) CA3078322A1 (ja)
WO (1) WO2019070000A1 (ja)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113146095B (zh) * 2021-03-01 2023-04-11 哈尔滨威尔焊接有限责任公司 一种奥氏体高合金钢专用焊材及应用
CN113478118A (zh) * 2021-05-25 2021-10-08 江苏新恒基特种装备股份有限公司 一种增材制造用的镍-铬-铁耐热合金氩弧焊焊丝及制备方法
CN113492280B (zh) * 2021-05-25 2023-03-28 江苏新恒基特种装备股份有限公司 一种增材制造用的铬-钨-钴-镍-铁合金氩弧焊焊丝及其制备方法
CN113492279B (zh) * 2021-05-25 2023-04-11 江苏新恒基特种装备股份有限公司 一种增材制造用的镍-铬-钨-钴合金氩弧焊焊丝及其制备方法
CN114535862B (zh) * 2021-12-14 2023-04-28 钢铁研究总院 一种高强韧低温不锈钢焊丝及其焊后热处理方法
CN114273817B (zh) * 2022-01-24 2023-02-17 昆山京群焊材科技有限公司 一种氢能用奥氏体不锈钢焊条
CN115029528B (zh) * 2022-05-17 2023-10-03 山西太钢不锈钢股份有限公司 储氢用低铁素体热轧不锈钢中板及其制备方法和用途
CN114774797B (zh) * 2022-05-19 2023-08-29 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种液氢容器用奥氏体不锈钢中厚板及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS572869A (en) 1980-06-10 1982-01-08 Tohoku Electric Power Co Inc Austenite stainless steel for hot corrosive environment
JPS6123749A (ja) 1984-07-10 1986-02-01 Hitachi Ltd 高温強度オ−ステナイト系ステンレス鋼
JPH09300096A (ja) 1996-05-16 1997-11-25 Nkk Corp オーステナイト系ステンレス鋼用不活性ガスアーク溶接材料
JP2000102891A (ja) 1998-09-30 2000-04-11 Toyo Eng Corp オーステナイト系ステンレス鋼溶接材料
WO2009044796A1 (ja) * 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2017095767A (ja) * 2015-11-25 2017-06-01 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 (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
US8313691B2 (en) * 2007-11-29 2012-11-20 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
FI124993B (fi) * 2012-09-27 2015-04-15 Outokumpu Oy Austeniittinen ruostumaton teräs
JP6244939B2 (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管
EP3318650B1 (en) 2015-07-01 2019-10-09 Nippon Steel Corporation Austenitic heat-resistant alloy and welded structure

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS572869A (en) 1980-06-10 1982-01-08 Tohoku Electric Power Co Inc Austenite stainless steel for hot corrosive environment
JPS6123749A (ja) 1984-07-10 1986-02-01 Hitachi Ltd 高温強度オ−ステナイト系ステンレス鋼
JPH09300096A (ja) 1996-05-16 1997-11-25 Nkk Corp オーステナイト系ステンレス鋼用不活性ガスアーク溶接材料
JP2000102891A (ja) 1998-09-30 2000-04-11 Toyo Eng Corp オーステナイト系ステンレス鋼溶接材料
WO2009044796A1 (ja) * 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2017095767A (ja) * 2015-11-25 2017-06-01 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3693484A4

Also Published As

Publication number Publication date
JP6870749B2 (ja) 2021-05-12
JPWO2019070000A1 (ja) 2020-11-26
CN111183239B (zh) 2022-04-29
US11339462B2 (en) 2022-05-24
CA3078322A1 (en) 2019-04-11
CN111183239A (zh) 2020-05-19
US20200283878A1 (en) 2020-09-10
KR20200058516A (ko) 2020-05-27
EP3693484A4 (en) 2021-01-27
EP3693484A1 (en) 2020-08-12
KR102445683B1 (ko) 2022-09-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6870749B2 (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
JP6384610B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物
JP6197885B2 (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
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
WO2017002524A1 (ja) オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物
JP6870748B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP6965938B2 (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
JP6870750B2 (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
JP2013142197A (ja) −１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板およびその製造方法
JP6638552B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
WO2018066573A1 (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
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
JP7457262B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼
JP7183808B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属、溶接構造物、および溶接構造物の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18864402

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019546991

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3078322

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20207012216

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018864402

Country of ref document: EP

Effective date: 20200504