JP3851394B2

JP3851394B2 - High Mn stainless steel welding wire for cryogenic temperatures with excellent resistance to welding hot cracking

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Publication number: JP3851394B2
Application number: JP32548696A
Authority: JP
Inventors: 光明柴田; 隆司細谷; 孝道浜中
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1996-12-05
Filing date: 1996-12-05
Publication date: 2006-11-29
Anticipated expiration: 2016-12-05
Also published as: JPH10166179A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、溶接時において耐溶接高温割れ性に優れ、かつ、４Ｋ（-269℃）の極低温で高強度、高靱性の溶接部を保障する極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤに関するものである。
【０００２】
【従来技術】
近年、大型超電導マグネットを利用したＭＨＤ発電や核融合炉などに関する技術が急速に進展している。これらの装置で用いられる超電導マグネットコイルは、液体ヘリウムにより絶対温度４Ｋまで冷却された状態で運転されるため、これらの支持体や構造物も同様の温度まで冷却される。
【０００３】
更に、超電導マグネットコイルが、超電導状態で高磁界を形成すると、前記支持体や構造物には強大な電磁力が作用し、強磁場の中で繰り返し高応力が働く。したがって、このような用途に使用される鋼としては、その溶接部を含めて、極低温で高い耐力と優れた破壊靱性を有する非磁性鋼が必要とされる。
【０００４】
また、超電導マグネットコイルの温度を４Ｋに到達させるために、前記支持体や構造物の雰囲気を真空にして断熱する必要から、支持体や構造物の表面に錆があってはならない。したがって、このような用途に使用される鋼には更に、その溶接部を含めて、優れた耐錆性を有する非磁性鋼が必要とされる。
【０００５】
この超電導マグネットコイルは、出力の増大に伴い、近年次第に大型化しており、その支持体や構造物の製作には厚肉鋼材の溶接接合が不可欠である。このような大型超電導マグネットの構造体の溶接金属に対しては、４Ｋにおいて、1000N/mm²以上の 0.2％耐力（YS）、１４０MPam^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICが要求されている。また、前記のような耐錆性や非磁性の設計上の性能を具備すること、および溶接金属における内部品質の健全性を確保することが基本条件として必要とされる。しかしこのような要求を安定して満足することは容易ではなかった。
【０００６】
これまでに、本用途における厚肉鋼材の溶接特性に関する従来技術としては、1994年 4月発行の「溶接学会全国大会講演概要第54集234 頁、No.324、極低温用ステンレス鋼鍛造材溶接金属の特性」がある。この従来技術では、のど厚70mm以上の厚肉材のガスシールドアーク溶接においては、これまでに供用されていた、高窒素ステンレス鋼、高窒素高Ｍｎステンレス鋼、高窒素Ｎｉ基合金の溶接ワイヤでは、不純物元素であるＰ、Ｓを低位に制御しているにもかかわらず、溶接高温割れが発生し、使用できないことが開示されている。
【０００７】
そして一方、溶接高温割れが認められない溶接金属として、オーステナイト中にδフェライトを5.5 ％含有するステンレス鋼および0.03％Ｎ含有のＮｉ基合金が開示されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記オーステナイト中にδフェライトを5.5 ％含有するステンレス鋼は、破壊靱性値Ｋ_ICが低く、前記要求レベルの140MPam ^1/2以上にならず、また磁性が発現するため実用化できない問題がある。更に、前記0.03％Ｎ含有のＮｉ基合金は、耐力が低く、前記要求レベルの1000N/mm²以上にならず、また、Ｎｉ基合金は極めて高価であり、この点からも実用化には不利である。
【０００９】
このように、超電導マグネットコイルの大型化に伴って、支持構造体の制作に必要となった厚肉材の溶接に対して、供用できる溶接ワイヤはこれまで見い出されていなかったのが実情である。
【００１０】
したがって本発明は、これら従来の溶接ワイヤの問題に鑑み、４Ｋの極低温での 0.2％YSが 1200MPa以上の高強度と、Ｋ_IC値で評価される破壊靱性値が 140MPam^1/2以上の高靱性を有し、と同時に、耐錆性や非磁性の設計上の性能を具備するとともに溶接金属における内部品質の健全性を確保できる極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤを提供することを目的とするものである。
【００１１】
【問題を解決するための手段】
厚肉材の多層溶接において、溶接高温割れ発生を防止し、かつ、４Ｋでの高強度、高靱性を安定的に確保するということは、極低温用溶接ワイヤにとって、前記した従来技術の通り、相反する課題となる。しかし、本発明者等は、この課題について鋭意検討を行い、その結果、まず、ワイヤの鋼種としては、オーステナイト鋼の欠点である低い強度を克服できる高Ｍｎステンレス鋼を選択した。
【００１２】
次に、溶接時における高温割れ対策の方向として、凝固金属の粒界の延性を向上させることを選択した。溶接時における高温割れは、多層盛り溶接金属における後続の溶接熱影響部を受けたパスのオーステナイト粒界に発生しており、再熱割れである。そして、このことから、完全オーステナイト系の溶接金属の溶接高温割れを防止するためには、前記凝固金属の粒界の延性を向上させることが有効である。
【００１３】
このための手段として、本発明では、▲１▼凝固過程におけるデンドライト粒界への不純物元素や偏析を抑制すべく、固液凝固温度範囲を狭めることを主眼として、オーステナイト安定化元素の合金量を適正に制御すること、および▲２▼凝固時に粒界に偏析する有害な不純物元素を見極めて、その量を低位に制御することに着目した。また、これらの手段に更に加えて、▲３▼４Ｋにおいて、凝固金属ままで、高耐力、高靱性を発揮させるために、Ｄｅｌｏｎｇの状態図にあるＮｉ当量（Ｎｉ_eq）とＣｒ当量（Ｃｒ_eq）とを適正に制御することにも着目した。
【００１４】
そして、これら▲１▼〜▲３▼を同時に満足するよう、後述するごとく、高Ｍｎステンレス鋼の化学成分を適正量に制御することにより、溶接高温割れの発生を防止して、健全な溶接金属が得られるとともに、４Ｋでの耐力および破壊靱性値についても要求値を満足できることを見いだし、本発明に至ったものである。
【００１５】
因みに、前記従来技術において、高Ｍｎステンレス鋼溶接金属の溶接時における高温割れ対策としては、δフェライトを析出させる、ないし不純物元素であるＰ、Ｓを低位に制御する技術思想しかない。したがって、前記した通り、溶接高温割れ発生を防止し、４Ｋでの高強度、高靱性を安定的に確保するという、相反する課題を達成できなかった。
【００１６】
本発明では、前記技術思想に基づき、極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤの組成を、質量％にて、Ｃ：0.03〜0.10％、Ｓｉ：0.01〜0.50％、Ｍｎ：18〜30％、Ｎｉ：3 〜8 ％、Ｃｒ：12〜18％、Ａｌ：0.01〜0.07％、Ｎ：0.10〜0.28％、を含有し、かつ34％≦Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq≦40％( 但し、Ｎｉ_eq= Ｎｉ％＋30×Ｃ％＋30×Ｎ％＋0.5 ×Ｍｎ％、Ｃｒ_eq= Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋1.5 ×Ｓｉ％＋0.5 ×Ｎｂ％）を満足するとともに、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Ｐ％＋Ｓ％≦0.011 ％、Ｏ：0.0050％以下、Ｐｂ_eq≦30×10^-4％（但し、Ｐｂ_eq= Ｐｂ％＋4 ×Ｂｉ％＋0.01×Ｓｎ％＋0.02×Ｓｂ％＋0.007 ×Ａｓ％）に各々規制し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものとする。
【００１７】
また、選択添加元素として更に、Ｍｏ、Ｃａと、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの内から１種又は２種以上が選択される。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明における化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、オーステナイトの安定化を通じて非磁性の確保および４Ｋでの耐力上昇に有効な元素である。含有量が0.03％未満ではこのような効果が乏しく、一方、0.10％を超えて含有すると、溶接部冷却時に、デンドライト粒界へのCr炭化物の析出が顕著になり、４Ｋでの靱性や耐食性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は0.03〜0.10％の範囲とする。
【００１９】
Ｓｉは溶鋼の脱酸のために必須の元素であり、また耐力上昇に有効であるが、0.01％未満では効果が不十分であり、 0.50 ％を超えると高温延性が低下し、溶接時の高温割れが発生しやすくなるとともに、および靱性劣化をもたらす。したがって、Ｓｉ含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。
【００２０】
Ｍｎは、耐溶接高温割れ性に悪影響を与えるＮｉに変わり（代替して）、オーステナイトの安定化と４Ｋでの靱性の向上に不可欠な元素である。また、Ｎの固溶限を増大させて、オーステナイト組織の安定化に寄与する。含有量が18％未満では、４Ｋでの充分な靱性、破壊靱性値が 140MPam^1/2以上を得ることができず、またα’マルテンサイトなどが析出し易くなり非磁性が失なわれる。一方、30％を超えて過多に含有すると、溶接ワイヤへの伸線（製造）に際して熱間加工性が劣り、歩留りが悪くなり、コスト上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は18〜30％の範囲とする。
【００２１】
Ｎｉは、溶接金属の凝固過程でのδフェライトの晶出を抑制するとともに、オーステナイト組織の安定させるため、４Ｋでの靱性の向上、破壊靱性値が 140MPam^1/2以上を得るために不可欠な元素である。Ｎｉが3 ％未満の含有量ではこのような優れた効果を得ることができない。しかし、一方、Ｎｉの過剰な含有は、完全オーステナイト組織における固液凝固温度範囲を広げて、低融点不純物元素のデンドライト粒界への偏析を助長するとともに、Ｓと反応して溶接金属の粒界に、低融点のＮｉＳ化合物を析出させ、凝固金属の粒界の延性を劣化させる。したがって、Ｎｉの過剰な含有は、耐溶接高温割れ性に悪影響を与えるので、その上限の含有量は8 ％とすべきであり、Ｎｉ含有量は3 〜8 ％の範囲とする。
【００２２】
Ｃｒは、耐銹性を付与するとともに、オーステナイトを安定化し、４Ｋでの耐力の上昇のために必要であり、また、Ｎの固溶限も増大させる。含有量が12％未満ではこの効果がなく、18％を超えると溶接金属の凝固過程で、δフェライトが晶出して完全オーステナイト組織が維持しえなくなり、靱性を低下させ、４Ｋでの充分な靱性、破壊靱性値が 140MPam^1/2以上を得ることができない。したがって、Ｃｒ含有量は12〜18％の範囲とする。
【００２３】
更に、ＮｉとＣｒは、４Ｋにおいての耐力、靱性および非磁性を確保するために、各元素量の限定に加えて、Ｄｅｌｏｎｇの状態図にあるＮｉ当量（Ｎｉ_eq）とＣｒ当量（Ｃｒ_eq）とが、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eqを34％以上とする必要がある。これが34％未満であると、完全オーステナイト組織であっても、４Ｋにおける必要靱性が得られない。
【００２４】
そしてまた、一方で、溶接時の高温割れ感受性を改善するためには、Ｃｒ_eqに応じて、Ｎｉ_eqに上限の制約を設ける必要があり、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eqを40％以下とする。40％を越えた場合、溶接高温割れ感受性が増大してしまう。但し、このＮｉ_eqとＣｒ_eqにおいて、Ｎｉ_eq= Ｎｉ％＋30×Ｃ％＋30×Ｎ％＋0.5 ×Ｍｎ％、Ｃｒ_eq= Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋1.5 ×Ｓｉ％＋0.5 ×Ｎｂ％である。
【００２５】
ＮはＣと同様にオーステナイトの安定化と４Ｋでの耐力向上に有効な元素である。また、ＣはＣｒ炭化物の粒界析出による靱性劣化をもたらすが、Ｎはかかる悪影響をおよぼさない。上記効果を発揮させるためには、0.10％以上の含有が必要であるが、0.28％を超えると靱性の劣化が著しく、耐溶接高温割れ性に乏しくなる。よって、Ｎ含有量は0.10〜0.28％の範囲とする。
【００２６】
Ａｌは、溶鋼の脱酸元素として、固溶酸素を捕捉するとともに、ブローホールの発生を防止して、４Ｋでの靱性の向上のために必要な元素である。0.01％未満では十分な効果が得られず、いっぽう、0.07％を超えると、アルミナ系介在物の増加により、逆に４Ｋでの靱性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は0.01〜0.07％の範囲とする。
【００２７】
次に、本発明の選択的添加元素の含有の意義と含有量限定理由について述べる。Ｍｏは、固溶強化元素であり、４Ｋでの0.2 ％耐力を向上させる元素である。また、Ｃｒ炭化物の粒界析出に起因した靱性の劣化を防止するのにも有効であるが、このような効果は 0.05 ％未満では得られず、また3.00％を超えると、耐力向上効果は飽和する反面、４Ｋでの靱性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は 0.05 〜 3.00 ％の範囲とする。
【００２８】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは炭窒化物を析出させて、４Ｋでの0.2 ％耐力向上に有効な元素であるが、いずれの含有量も0.01％未満ではその効果は乏しく、一方、Ｎｂで0.10 ％、Ｖで0.50％、Ｔｉで0.20％を各々超えて含有すると、いずれも４Ｋでの靱性が劣化させる。したがって、Ｎｂ：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01〜 0.50％、Ｔｉ：0.01〜0.20％の範囲とし、これらの内から１種又は２種以上を必要に応じて含有する。
【００２９】
Ｃａは、溶接ワイヤの溶融時に強脱酸効果を発揮し、４Ｋでの靱性に有害な固溶酸素を捕捉して減少させるとともに、非金属介在物の微細化に有効である。含有量が0.0010％未満では、このような効果に乏しく、逆に0.0035％を超えて含有すると鋼の清浄度を悪くする。したがって、Ｃａの含有量は0.0010〜0.0035％の範囲とする。
【００３０】
次に、不純物の規制について、本発明においては、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｐｂ_eqを、各々、溶接時の高温割れ性の点から規制することを特徴としている。これらの不純物含有量が高いと、前記した通り、凝固過程でのデンドライト粒界に低融点不純物元素が偏析し、耐溶接高温割れ性を劣化させる。
【００３１】
まず、ＰおよびＳは、溶接時の高温割れ性を劣化させる元素であり、溶接金属の耐高温割れ性を確保するためには、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、に各々規制し、更にＰ％とＳ％の総量を0.011 ％以下にする必要がある。
【００３２】
Ｏは、固溶酸素、ブローホール、非金属介在物として残留して、４Ｋでの靱性を劣化させる。また、溶接ワイヤの伸線に際して、熱間加工性を劣化させるため、歩留りが悪くなり、コスト上昇を招く。したがって、Ｏの含有量は0.0050％以下にする必要がある。
【００３３】
Ｐｂ当量（Ｐｂ_eq）も、本発明では重要な規定である。Ｐｂ_eq自体は、「STU information 、1978,No105,Stockholm,1978 」にて導入されたパラメータであり、16−9Ni −2Mo ステンレス鋼における熱間延性に及ぼす、不純物元素の影響度合いをＰｂ量に等価換算して表したものである。ここで、Ｐｂ_eq= Ｐｂ％＋4 ×Ｂｉ％＋0.01×Ｓｎ％＋0.02×Ｓｂ％＋0.007 ×Ａｓ％と規定される。
【００３４】
本発明では、前記パラメータの従来の導入目的とは異なり、前記Ｐ、Ｓ、Ｏ等の不純物の他に、溶接金属の耐溶接高温割れ性を確保するために、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓなどの不純物を規制の対象とすることが特徴である。
【００３５】
本発明者らは、高Ｍｎステンレス鋼の溶接金属における、溶接時の高温割れ感受性が、本Ｐｂ_eqと正の相関があることを知見した。前記した通り、高Ｍｎステンレス鋼の溶接時における溶接高温割れは、溶接凝固過程におけるデンドライト粒界における低融点不純物元素の偏析が大きく影響している。したがって、溶接高温割れを防止するためには、実際問題として、溶接ワイヤの原材料や製造過程から必然的に含まれる低融点不純物元素が固液共存凝固域においてデンドライト粒界に偏析する量を減らすことが重要である。
【００３６】
この溶接高温割れ感受性に悪影響を与える低融点不純物元素として、本発明者らは、特に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓなどの不純物を規制の対象として選択した。したがって、溶接高温割れ感受性を改善するために、Ｐｂ_eqは、30×10^-4％以下に規制されることが重要である。この結果、固液共存凝固域において、これらの低融点不純物元素のデンドライト粒界への偏析を低減すべく、主としてＮｉ含有量を低減させて、固液凝固温度範囲を狭める効果と相まることにより、初めて、溶接時における高温割れを防止することを可能とした。
【００３７】
次に、本発明溶接ワイヤの製造方法を説明する。本発明溶接ワイヤは、溶接ワイヤの通常の製法により製造可能であり、鋼の溶製後、熱間加工および線引き加工して製造される。ただ、本発明溶接ワイヤの基本成分である高Ｍｎ系非磁性ステンレス鋼は：炭素鋼や低合金鋼に比べて熱間加工性が劣る。したがって、適正な条件で鍛造あるいは圧延を行わないと、鋼片、鋼板の表面に割れが生じ、歩留の低下を招く恐れがある。これを防止するためには、鋼塊の加熱温度を1000〜1250℃とし、仕上温度を 900℃以上とすることが望ましい。圧延の後の冷却は空冷あるいは強制冷却のいずれでもよい。
【００３８】
【実施例】
〔実施例１〕
次に、以上説明した本発明極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤの各要件の意義、特に溶接金属の溶接高温割れ感受性に及ぼす効果について、ガスシールドアーク溶接による実施例を挙げて説明する。
【００３９】
表２に示す化学成分鋼を、溶製後、熱間加工および線引き加工して、１．２ｍｍφの溶接ワイヤを作成した。被溶接鋼材としては、表１に示す化学成分からなり、板厚１１０ｍｍの極低温用高Ｍｎステンレス鋼板を共通の被溶接鋼材として用いた。この鋼板に図１に示す開先形状をとり、前記各化学成分の溶接ワイヤを用い、シールドガス：電極周回ガス(Ar1.2 l/ 分、He1.2 l/分、H₂1.2 l/分) 、包被ガス(Ar30 l/分) 、溶接電流：298A、溶接電圧：13.5V 、溶接速度：5cm/分、パス間温度：150 ℃以下、の溶接条件にて、突き合わせ自動ＴＩＧ溶接を行った。なお、溶接ひずみを防止するために、溶接部四周囲を拘束溶接した後、本溶接を行った。
【００４０】
溶接後における溶接金属の化学成分を表３に示す。なお、ガスシールドアーク溶接の場合、溶着効率が極めて高いため、溶接金属の成分は、溶接ワイヤの成分と殆ど同じとなる。
【００４１】
溶接継ぎ手の長さ中央の横断面について、溶接金属の溶接高温割れの発生の有無を観察し、割れのあるものについては、総割れ長さを測定した。次いで、この内、溶接高温割れの無いものだけについて、溶接金属部の厚さ中央部において、４Ｋ（−２６９℃）で、引張試験（形状：ＪＩＳ１４Ａ号）およびＡＳＴＭＥ８１３−８９によるＪ_1C試験を行い、 0.2％耐力（YS）、引っ張り強さ(TS)、破壊靱性値Ｋ_ICを求めた。
【００４２】
また、溶接金属の非磁性の安定性を評価するため、引っ張り片の破面の透磁率を測定した。更に、溶接金属の耐錆性を評価するため、溶接金属部の厚さ中央部から２^t×１５^w×６５^l(mm)の腐食試験片を採取し、70℃の3%NaCl水溶液中で1 週間浸漬試験を行い、発錆の有無を調べた。これらの試験結果を、表４に示す。なお表２、３、４に示す供試材番号は各々対応している。
【００４３】
【表１】

【００４４】
【表２】

【００４５】
【表３】

【００４６】
【表４】

【００４７】
溶接金属の溶接高温割れ感受性と、Ｎｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータとの関係について、表２〜４の、特にNo. 2 、3 、4 の供試材のデータを用いて、整理した結果を図２に示す。図２から明らかな通り、溶接金属の溶接高温割れはＮｉ含有量およびパラメータＸが増加すると増大する。このことから、前記した通り、完全オーステナイト組織からなる溶接金属の耐溶接高温割れ性の向上には、添加元素のうち、とりわけＮｉ含有量の低減（Ｎｉ含有量を8 ％以下とする）および、それに伴うパラメータＸの減少（Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eqを40％以下とする）が必要であることが分かる。
【００４８】
しかしまた一方で、図２から明らかな通り、Ｎｉ含有量の低減および、それに伴うパラメータＸの減少だけでは、溶接金属の溶接高温割れの発生を完全に防止することはできない。
【００４９】
また、溶接金属の溶接高温割れ感受性と、低融点不純物元素Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ（Ｐｂ_eq）との関係について、表２〜４の、特にNo. 3 、5 、6 、7 の供試材のデータを用いて、整理した結果を図３に示す。図３から明らかな通り、溶接金属の溶接高温割れは、低融点不純物元素が増加すると増大する。この内、特にＰｂ、Ｂｉ量の多いNo. 5 と、No. 3 、6 、7 の供試材との比較から、Ｐｂ、Ｂｉの溶接高温割れに対する影響が顕著であることが分かる。
【００５０】
次に、溶接金属の溶接高温割れ感受性と、Ｎｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータとの関係について、表２〜４の、特にＰｂ_eqを、30×10^-4％以下に制御したNo. 7 、8 、9 、10の供試材のデータを用いて、整理した結果を図４に示す。図４から明らかな通り、溶接金属の溶接高温割れは、Ｎｉ含有量を8 ％以下としたNo. 7 、9 、10の供試材には発生していないが、Ｎｉ含有量を11％としたNo8 の供試材には発生している。
【００５１】
したがって、図３、４から明らかな通り、完全オーステナイト組織からなる溶接金属の溶接高温割れを防止するためには、前記した通り、Ｎｉ含有量の低減および、それに伴うパラメータＸの減少に加えて、低融点不純物元素の規制、特に、Ｐｂ当量（Ｐｂ_eq= Ｐｂ％＋4 ×Ｂｉ％＋0.01×Ｓｎ％＋0.02×Ｓｂ％＋0.007 ×Ａｓ％）を、30×10^-4％以下に規制（低減）することが重要である。
【００５２】
次に、溶接金属の溶接高温割れ感受性と、ＰおよびＳの含有量との関係について、表２〜４の、特にＰおよびＳの含有量を変えたNo. 9 、11、12の供試材のデータを用いて、整理した結果を図５に示す。図５から明らかな通り、溶接金属の溶接高温割れは、ＰおよびＳの含有量が増加すると増大するものの、その影響度は、Ｐｂ_eqの影響（図３）に比べると小さい。しかし、同図から、溶接金属の溶接高温割れを防止しようとすれば、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、に各々規制し、更にＰ％とＳ％の総量を0.011 ％以下にする必要があることが分かる。
【００５３】
以上の図２〜図５の結果をまとめれば、▲１▼Ｎｉ含有量を8 ％以下とするおよびパラメータＸ（＝Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq）を40％以下、より好ましくは38％以下とする、▲２▼Ｐｂ_eqを、30×10^-4％以下に制御する、▲３▼Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、に各々規制し、更にＰ％とＳ％の総量を0.011 ％以下にする、の方策を講じることにより、完全オーステナイト組織からなる溶接金属の溶接高温割れを、完全に防止できる。
【００５４】
次に、４Ｋでの 0.2％耐力（YS）および靱性（Ｋ_IC値）と、Ｏとの含有量との関係について、表２〜４の、特にＯの含有量を変えたNo. 10、13、14、15の供試材のデータを用いて、整理した結果を図６に示す。図６から明らかな通り、Ｏ含有量が変化しても（増加しても）４Ｋでの 0.2％耐力（YS）に変化は無いが、４Ｋでの靱性（Ｋ_IC値）は、Ｏ含有量が高くなるにつれて急激に低下している。したがって、同図から、１４０MPam^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを得ようとすれば、Ｏ含有量を0.0050％以下にする必要があることが分かる。
【００５５】
次に、４Ｋでの 0.2％耐力（YS）および靱性（Ｋ_IC値）と、Ｎｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータとの関係について、表２〜４の、特にＯ含有量を0.0050％以下に制御した、No. 7 、9 、14、16、17の供試材のデータを用いて、整理した結果を図７に示す。図７から明らかな通り、４Ｋでの 0.2％耐力（YS）および靱性（Ｋ_IC値）は、Ｎｉ含有量が増加するに伴い増大するが、とりわけ、破壊靱性値に対する向上効果は大きい。同図から、４Ｋでの１４０MPam^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを得ようとすれば、Ｎｉ含有量を3 ％以上、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eqを34％以上とする必要があることが分かる。
【００５６】
以上の図６、７の結果をまとめれば、▲１▼Ｏ含有量を0.0050％以下にする、▲２▼Ｎｉ含有量を3 ％以上、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eqを34％以上とする、の方策を講じることにより、４Ｋでの 1000N/mm²以上の 0.2％耐力（YS）と１４０MPam^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを確保できることが分かる。
【００５７】
〔実施例２〕
次に、前記成分以外の成分を変化させた場合の実施例を説明する。表５に示す化学成分鋼を、溶接ワイヤの作成条件、被溶接鋼材の条件、溶接条件は全て実施例１と同じとして溶接試験を行った。溶接後における溶接金属の化学成分を表６に示す。
【００５８】
供試材について、溶接金属の溶接高温割れの発生の有無、総割れ長さ、溶接高温割れの無いものだけについての引っ張り試験およびＪ_1C試験を実施例１と同様に行い、 0.2％耐力（YS）、引っ張り強さ(TS)、破壊靱性値Ｋ_ICを求めた。また、溶接金属の透磁率、耐錆性も実施例１と同様に調べた。これらの試験結果を、表７に示す。なお表５、６、７に示す供試材番号は各々対応している。
【００５９】
表５、６、７において、No. 20の供試材（比較例）は、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータが本発明の下限値34％未満であるため、溶接高温割れは発生していないものの、４Ｋでの破壊靱性値（Ｋ_IC）が１４０MPam^1/2以上を確保できず、透磁率特性も不安定である。
No. 21の供試材（比較例）は、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータが本発明の上限値40％を超えており、溶接高温割れが発生している。
No. 22の供試材（比較例）は、Ｃａ含有鋼であり、Ｏ含有量が、本発明の上限値0.0050％を超えており、溶接高温割れは発生していないものの、４Ｋでの破壊靱性値（Ｋ_IC）が１４０MPam^1/2以上を確保できない。
No. 23の供試材（比較例）は、Ｃｒが本発明の下限値12％未満であり、耐錆性に劣り、実用化できない。
【００６０】
No. 31、32の供試材（比較例）は、1 ％Ｍｏ含有鋼であり、No. 31はＰｂ_eqが本発明の上限値30×10^-4％を超え、No. 32は、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、更にＰ％とＳ％の総量を0.011 ％以下の本発明の上限値を超えたものであり、いずれも溶接高温割れが発生している。
No. 34の供試材（比較例）は、Ｃ量が本発明の上限値0.08％を超えたものであり、４Ｋでの破壊靱性値（Ｋ_IC）が１４０MPam^1/2以上を確保できない。
【００６１】
一方、本発明例であるNo.18 、19の供試材は、Ｃ、Ｍｎ、Ｎの含有量を本発明範囲内で変化させたものであるが、溶接金属には溶接高温割れが発生しておらず、４Ｋでの 1000N/mm²以上の 0.2％耐力（YS）と１４０MPam^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを確保できている。また、透磁率特性や耐錆性も良好である。
【００６２】
更に、本発明例であるNo.24 〜30、および33の供試材は、請求項１の基本成分に、Ｍｏ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの内の一種または２種以上を含有させたものである。これらの内、Ｃａ含有材は高い破壊靱性値が得られ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有材は４Ｋでの高い 0.2％耐力が得られる。いずれの溶接金属においても溶接高温割れが発生しておらず、４Ｋでの 1000N/mm²以上の 0.2％耐力（YS）と１４０MPam^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを確保できており、透磁率特性や耐錆性も良好である。
【００６３】
【表５】

【００６４】
【表６】

【００６５】
【表７】

【００６６】
【発明の効果】
本発明によれば、４Ｋの極低温での 0.2％YSが 1000N/mm²以上の高強度と、Ｋ_IC値で評価される破壊靱性値が 140MPam^1/2以上の高靱性を有し、と同時に、耐錆性や非磁性の設計上の性能を具備するとともに溶接金属における内部品質の健全性を確保できる極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤを提供することが出来、その結果、ＭＨＤ発電や核融合炉などに用いられる超電導マグネットの構造材料の大型化を可能にする点で工業的な価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明実施例の、溶接開先形状を示す、断面図である。
【図２】溶接継手横断面における溶接金属の溶接高温割れと、本発明におけるＮｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータとの関係を示す説明図である。
【図３】溶接金属の溶接高温割れと、本発明におけるＰｂ_eqのパラメータとの関係を示す説明図である。
【図４】溶接金属の溶接高温割れと、低Ｐｂ_eq下での本発明におけるＮｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータとの関係を示す説明図である。
【図５】溶接金属の溶接高温割れと、本発明におけるＰとＳの含有量との関係を示す説明図である。
【図６】４Ｋでの 0.2％耐力と破壊靱性値Ｋ_ICと、本発明におけるＯ含有量との関係を示す説明図である。
【図７】４Ｋでの 0.2％耐力と破壊靱性値Ｋ_ICと、本発明におけるＮｉ含有との関係を示す説明図である。[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to a high Mn stainless steel welding wire for cryogenic use, which has excellent resistance to hot cracking at the time of welding and ensures a high strength and high toughness weld at an extremely low temperature of 4K (-269 ° C). is there.
[0002]
[Prior art]
In recent years, technologies relating to MHD power generation and fusion reactors using large superconducting magnets are rapidly progressing. Since the superconducting magnet coil used in these apparatuses is operated in a state of being cooled to an absolute temperature of 4K by liquid helium, these supports and structures are also cooled to the same temperature.
[0003]
Further, when the superconducting magnet coil forms a high magnetic field in the superconducting state, a strong electromagnetic force acts on the support and the structure, and high stress repeatedly acts in the strong magnetic field. Therefore, as the steel used for such applications, nonmagnetic steel having a high proof stress and excellent fracture toughness at a very low temperature is required including the welded portion.
[0004]
Moreover, in order to make the temperature of the superconducting magnet coil reach 4K, it is necessary to insulate the atmosphere of the support and the structure by evacuating, so the surface of the support and the structure should not have rust. Therefore, the steel used for such applications further requires nonmagnetic steel having excellent rust resistance including the welded portion.
[0005]
The superconducting magnet coil has been gradually increased in size with an increase in output, and welding of a thick steel material is indispensable for the production of the support and structure. For weld metal of such a large superconducting magnet structure, 1000N / mm at 4K ² More than 0.2% proof stress (YS), 140MPam ^1/2 Fracture toughness value K above _{I c} Is required. Moreover, it is required as basic conditions to have the above-mentioned rust resistance and non-magnetic design performance and to ensure the soundness of the internal quality in the weld metal. However, it has not been easy to stably satisfy such requirements.
[0006]
Up to now, the conventional technology related to the welding characteristics of thick-walled steel materials in this application has been published in April 1994, “Annual Meeting of the Japan Welding Society, 54, 234, No.324, forging stainless steel forgings for cryogenic use. There are “characteristics of metal”. In this prior art, high-nitrogen stainless steel, high-nitrogen high-Mn stainless steel, and high-nitrogen Ni-based alloy welding wires used so far in gas shielded arc welding of thick materials with a throat thickness of 70 mm or more However, it is disclosed that despite the fact that P and S which are impurity elements are controlled to be low, welding hot cracking occurs and cannot be used.
[0007]
On the other hand, stainless steel containing 5.5% δ ferrite in austenite and Ni-based alloy containing 0.03% N are disclosed as weld metals in which no hot weld cracking is observed.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
However, stainless steel containing 5.5% δ ferrite in the austenite has a fracture toughness value of K _{I c} Low, 140MPam of the required level ^1/2 There is a problem that cannot be put into practical use because it does not have the above and magnetism is exhibited. Furthermore, the Ni-based alloy containing 0.03% N has a low yield strength, and the required level of 1000 N / mm. ² In addition, Ni-based alloys are extremely expensive, and this is also disadvantageous for practical use.
[0009]
As described above, as the superconducting magnet coil is increased in size, no welding wire that can be used for the welding of thick materials necessary for the production of the support structure has been found so far. .
[0010]
Therefore, in view of the problems of these conventional welding wires, the present invention has a high strength of 0.2% YS at 1200 Kpa at a cryogenic temperature of 4K, _{I c} The fracture toughness value evaluated by the value is 140MPam ^1/2 To provide a high-Mn stainless steel welding wire for cryogenic temperatures that has the above-mentioned high toughness, and at the same time has rust resistance and non-magnetic design performance, and can ensure the integrity of the internal quality of the weld metal. It is intended.
[0011]
[Means for solving problems]
In multilayer welding of thick materials, the prevention of welding hot cracking and the stable securing of high strength and high toughness at 4K are as described above for the cryogenic welding wire as described above. This is a conflicting issue. However, the present inventors conducted extensive studies on this problem, and as a result, first, a high-Mn stainless steel capable of overcoming the low strength, which is a drawback of austenitic steel, was selected as the wire steel type.
[0012]
Next, it was selected to improve the ductility of the grain boundaries of the solidified metal as the direction of measures against hot cracking during welding. Hot cracking during welding occurs at the austenite grain boundary of the pass that has undergone the subsequent weld heat affected zone in the multi-layer weld metal and is reheat cracking. From this, it is effective to improve the ductility of the grain boundaries of the solidified metal in order to prevent weld hot cracking of the fully austenitic weld metal.
[0013]
As means for this, in the present invention, (1) the amount of austenite-stabilizing element alloy is mainly aimed at narrowing the solid-liquid solidification temperature range in order to suppress impurity elements and segregation to the dendrite grain boundaries during the solidification process. Attention was focused on proper control and (2) identifying harmful impurity elements segregating at grain boundaries during solidification and controlling the amount thereof to a low level. Further, in addition to these means, at (3) 4K, in order to exhibit high proof stress and high toughness while remaining as a solidified metal, the Ni equivalent (Ni _eq ) And Cr equivalent (Cr _eq We also paid attention to the proper control.
[0014]
As will be described later, by controlling the chemical composition of the high Mn stainless steel to an appropriate amount so as to satisfy these (1) to (3) at the same time, the occurrence of welding hot cracks can be prevented and a sound weld metal can be obtained. It has been found that the required values can be satisfied for the proof stress and fracture toughness value at 4K, and the present invention has been achieved.
[0015]
Incidentally, in the above prior art, there is only a technical idea of precipitating δ ferrite or controlling P and S which are impurity elements to a low level as countermeasures for hot cracking during welding of high Mn stainless steel weld metal. Therefore, as described above, it was not possible to achieve the conflicting problems of preventing the occurrence of welding hot cracking and stably securing high strength and high toughness at 4K.
[0016]
In the present invention, based on the above technical idea, the composition of the high Mn stainless steel welding wire for cryogenic temperature is, in mass%, C: 0.03-0.10%, Si: 0.01-0.50%, Mn: 18-30%, Ni : 3 to 8%, Cr: 12 to 18%, Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.10 to 0.28%, and 34% ≦ Ni _eq +0.8 × Cr _eq ≦ 40% (However, Ni _eq = Ni% + 30xC% + 30xN% + 0.5xMn%, Cr _eq = Cr% + Mo% + 1.5 × Si% + 0.5 × Nb%), P: 0.008% or less, S: 0.003% or less, P% + S% ≦ 0.011%, O: 0.0050% or less, Pb _eq ≦ 30 × 10 ^-Four % (However, Pb _eq = Pb% + 4 × Bi% + 0.01 × Sn% + 0.02 × Sb% + 0.007 × As%), and the balance is Fe and inevitable impurities.
[0017]
Further, one or more elements selected from Mo, Ca, Nb, V, and Ti are further selected as selective addition elements.
[0018]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Below, the reason for limitation of the chemical component in this invention is demonstrated.
C is an element effective for securing nonmagnetism and stabilizing yield strength at 4K through stabilization of austenite. When the content is less than 0.03%, such an effect is poor. On the other hand, when the content exceeds 0.10%, precipitation of Cr carbide at the dendrite grain boundary becomes remarkable when the weld is cooled, and toughness and corrosion resistance at 4K are obtained. to degrade. Therefore, the C content is in the range of 0.03 to 0.10%.
[0019]
Si is an indispensable element for deoxidation of molten steel and is effective in increasing the proof stress, but if it is less than 0.01%, the effect is insufficient, and if it exceeds 0.50%, the high temperature ductility decreases, and the high temperature during welding Cracking is likely to occur and toughness deterioration occurs. Therefore, the Si content is in the range of 0.01 to 0.50%.
[0020]
Mn is an element indispensable for the stabilization of austenite and the improvement of toughness at 4K, instead of Ni, which adversely affects weld hot cracking resistance. In addition, it increases the solid solubility limit of N and contributes to stabilization of the austenite structure. When the content is less than 18%, sufficient toughness at 4K and fracture toughness value are 140MPam ^1/2 The above cannot be obtained, and α ′ martensite and the like are easily precipitated, and the non-magnetism is lost. On the other hand, if the content exceeds 30%, the hot workability is poor at the time of drawing (manufacturing) the welding wire, the yield is deteriorated, and the cost is increased. Therefore, the Mn content is in the range of 18-30%.
[0021]
Ni suppresses the crystallization of δ ferrite during the solidification process of the weld metal and stabilizes the austenite structure, improving toughness at 4K and having a fracture toughness value of 140 MPa. ^1/2 It is an indispensable element for obtaining the above. When the Ni content is less than 3%, such excellent effects cannot be obtained. However, excessive Ni content, however, widens the solid-liquid solidification temperature range in the complete austenite structure, promotes segregation of low-melting point impurity elements to the dendrite grain boundaries, and reacts with S to cause grain boundaries in the weld metal. In addition, a NiS compound having a low melting point is precipitated to deteriorate the ductility of the grain boundary of the solidified metal. Accordingly, excessive Ni content adversely affects the resistance to welding hot cracking, so the upper limit content should be 8% and the Ni content should be in the range of 3-8%.
[0022]
Cr imparts weathering resistance, stabilizes austenite, is necessary for increasing the yield strength at 4K, and also increases the solid solubility limit of N. When the content is less than 12%, this effect is not achieved. When the content exceeds 18%, δ ferrite crystallizes during the solidification process of the weld metal, and the complete austenite structure cannot be maintained, resulting in a decrease in toughness and sufficient toughness at 4K. , Fracture toughness value is 140MPam ^1/2 I can't get more. Therefore, the Cr content is in the range of 12 to 18%.
[0023]
Furthermore, in order to ensure proof stress, toughness and non-magnetism at 4K, Ni and Cr, in addition to limiting the amount of each element, Ni equivalent (Ni _eq ) And Cr equivalent (Cr _eq ) And Ni _eq +0.8 × Cr _eq Must be at least 34%. If this is less than 34%, the required toughness at 4K cannot be obtained even with a complete austenite structure.
[0024]
And on the other hand, in order to improve hot cracking susceptibility during welding, _eq Depending on the Ni _eq It is necessary to set an upper limit restriction on Ni, and Ni _eq +0.8 × Cr _eq Is 40% or less. If it exceeds 40%, the hot cracking susceptibility increases. However, this Ni _eq And Cr _eq In Ni _eq = Ni% + 30xC% + 30xN% + 0.5xMn%, Cr _eq = Cr% + Mo% + 1.5 × Si% + 0.5 × Nb%.
[0025]
N, like C, is an element effective for stabilizing austenite and improving yield strength at 4K. C causes toughness deterioration due to grain boundary precipitation of Cr carbide, but N does not have such an adverse effect. In order to exert the above effect, the content of 0.10% or more is necessary. However, if it exceeds 0.28%, the toughness is remarkably deteriorated and the resistance to hot cracking at welding becomes poor. Therefore, the N content is in the range of 0.10 to 0.28%.
[0026]
Al is an element necessary for improving toughness at 4K by capturing solid solution oxygen as a deoxidizing element of molten steel and preventing the occurrence of blowholes. If it is less than 0.01%, a sufficient effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.07%, the toughness at 4K is deteriorated conversely due to an increase in alumina inclusions. Therefore, the Al content is in the range of 0.01 to 0.07%.
[0027]
Next, the significance of inclusion of the selective additive element of the present invention and the reason for limiting the content will be described. Mo is a solid solution strengthening element and is an element that improves the 0.2% proof stress at 4K. It is also effective in preventing toughness deterioration due to grain boundary precipitation of Cr carbide, but such an effect cannot be obtained at less than 0.05%, and when it exceeds 3.00%, the yield strength improvement effect is saturated. However, the toughness at 4K deteriorates. Therefore, the Mo content is in the range of 0.05 to 3.00%.
[0028]
Nb, V, and Ti are elements effective for precipitating carbonitride and improving 0.2% proof stress at 4K. However, if the content is less than 0.01%, the effect is poor. 0.10 %, V 0.50%, Ti 0.20 When the content exceeds 5%, the toughness at 4K deteriorates in any case. Therefore, Nb: 0.01 ~ 0.10 %, V: 0.01 to 0.50%, Ti: 0.01 to 0.20 %, And one or more of these are included as necessary.
[0029]
Ca exhibits a strong deoxidation effect when the welding wire is melted, captures and reduces solute oxygen harmful to toughness at 4K, and is effective for miniaturization of nonmetallic inclusions. If the content is less than 0.0010%, such an effect is poor. Conversely, if the content exceeds 0.0035%, the cleanliness of the steel is deteriorated. Therefore, the Ca content is in the range of 0.0010 to 0.0035%.
[0030]
Next, regarding the regulation of impurities, in the present invention, P, S, O, Pb _eq Are controlled from the viewpoint of hot cracking at the time of welding. When the content of these impurities is high, as described above, low melting point impurity elements are segregated at the dendrite grain boundaries in the solidification process, and the weld hot crack resistance is deteriorated.
[0031]
First, P and S are elements that deteriorate the hot cracking property during welding. In order to ensure the hot cracking resistance of the weld metal, P and 0.008% or less and S: 0.003% or less are regulated. Furthermore, the total amount of P% and S% must be 0.011% or less.
[0032]
O remains as solid solution oxygen, blowholes, and non-metallic inclusions, and deteriorates toughness at 4K. Moreover, since the hot workability is deteriorated when the welding wire is drawn, the yield is lowered and the cost is increased. Therefore, the content of O needs to be 0.0050% or less.
[0033]
Pb equivalent (Pb _eq ) Is also an important rule in the present invention. Pb _eq In itself, it is a parameter introduced in “STU information, 1978, No105, Stockholm, 1978”. The effect of impurity elements on hot ductility in 16-9Ni-2Mo stainless steel is equivalently converted to Pb content. It is expressed. Where Pb _eq = Pb% + 4 × Bi% + 0.01 × Sn% + 0.02 × Sb% + 0.007 × As%.
[0034]
In the present invention, unlike the conventional purpose of introducing the parameters, in addition to the impurities such as P, S, O, etc., in order to secure the weld hot cracking resistance of the weld metal, Pb, Bi, Sn, Sb, It is characterized in that impurities such as As are regulated.
[0035]
In the weld metal of high Mn stainless steel, the present inventors are sensitive to hot cracking during welding. _eq And found that there is a positive correlation. As described above, the welding hot cracking during the welding of the high Mn stainless steel is greatly influenced by the segregation of the low melting point impurity element at the dendrite grain boundary during the welding solidification process. Therefore, in order to prevent welding hot cracking, as a practical matter, the amount of low melting point impurity elements inevitably contained in the welding wire raw material and the manufacturing process should be reduced in the solid-liquid coagulation zone at the dendrite grain boundaries. is important.
[0036]
As low melting point impurity elements that adversely affect the weld hot cracking susceptibility, the present inventors have particularly selected impurities such as Pb, Bi, Sn, Sb and As as the objects of regulation. Therefore, to improve weld hot cracking susceptibility, Pb _eq Is 30 × 10 ^-Four It is important to be regulated to less than%. As a result, in order to reduce the segregation of these low melting point impurity elements to the dendrite grain boundaries in the solid-liquid coagulation solidification zone, combined with the effect of mainly reducing the Ni content and narrowing the solid-liquid solidification temperature range. For the first time, it was possible to prevent hot cracking during welding.
[0037]
Next, the manufacturing method of this invention welding wire is demonstrated. The welding wire of the present invention can be manufactured by a normal method of manufacturing a welding wire, and is manufactured by hot working and wire drawing after melting of steel. However, the high Mn nonmagnetic stainless steel, which is a basic component of the welding wire of the present invention, is inferior in hot workability as compared with carbon steel and low alloy steel. Therefore, if forging or rolling is not performed under appropriate conditions, the surface of steel slabs and steel plates may crack, leading to a decrease in yield. In order to prevent this, it is desirable that the heating temperature of the steel ingot is 1000 to 1250 ° C and the finishing temperature is 900 ° C or higher. Cooling after rolling may be either air cooling or forced cooling.
[0038]
【Example】
[Example 1]
Next, the significance of each requirement of the above-described cryogenic high Mn stainless steel welding wire of the present invention, particularly the effect on the weld hot cracking susceptibility of the weld metal, will be described with reference to an example by gas shielded arc welding.
[0039]
After melting the chemical component steel shown in Table 2, hot working and wire drawing were performed to create a 1.2 mmφ welding wire. As the steel to be welded, a high Mn stainless steel plate for cryogenic temperature having a thickness of 110 mm, which is composed of chemical components shown in Table 1, was used as a common steel to be welded. This steel plate has a groove shape as shown in FIG. 1 and uses welding wires of the above-mentioned chemical components, shielding gas: electrode circulating gas (Ar1.2 l / min, He1.2 l / min, H ₂ 1.2 l / min), cladding gas (Ar30 l / min), welding current: 298A, welding voltage: 13.5V, welding speed: 5cm / min, temperature between passes: 150 ° C or less TIG welding was performed. In addition, in order to prevent welding distortion, after welding around the four welded parts, main welding was performed.
[0040]
Table 3 shows chemical components of the weld metal after welding. In the case of gas shielded arc welding, since the welding efficiency is extremely high, the components of the weld metal are almost the same as the components of the welding wire.
[0041]
About the cross section in the center of the length of the welded joint, the presence or absence of weld hot cracking in the weld metal was observed, and the total crack length was measured for those with cracks. Next, only those having no weld hot cracking were subjected to a tensile test (shape: JIS 14A) at 4K (−269 ° C.) at the center of the thickness of the weld metal part and J according to ASTM E813-89. _1C Tested, 0.2% proof stress (YS), tensile strength (TS), fracture toughness value K _{I c} Asked.
[0042]
Further, in order to evaluate the nonmagnetic stability of the weld metal, the permeability of the fracture surface of the tensile piece was measured. Furthermore, in order to evaluate the rust resistance of the weld metal, 2 ^t × 15 ^w × 65 ^l (mm) corrosion test specimens were collected and subjected to a 1-week immersion test in a 3% aqueous NaCl solution at 70 ° C. to check for rusting. These test results are shown in Table 4. Note that the specimen numbers shown in Tables 2, 3, and 4 correspond to each other.
[0043]
[Table 1]

[0044]
[Table 2]

[0045]
[Table 3]

[0046]
[Table 4]

[0047]
Weld hot cracking susceptibility of weld metal, Ni content and Ni _eq +0.8 × Cr _eq Regarding the relationship with the parameter (= X), FIG. 2 shows the result of arrangement using the data of the test materials of Tables 2 to 4, particularly No. 2, 3, and 4. As is apparent from FIG. 2, the weld hot cracking of the weld metal increases as the Ni content and parameter X increase. From this, as described above, in order to improve the weld hot cracking resistance of the weld metal consisting of a complete austenite structure, among the additive elements, especially the reduction of Ni content (Ni content is 8% or less), and The accompanying decrease in parameter X (Ni _eq +0.8 × Cr _eq Is 40% or less).
[0048]
However, on the other hand, as is clear from FIG. 2, it is not possible to completely prevent the occurrence of weld hot cracking in the weld metal only by reducing the Ni content and the accompanying parameter X.
[0049]
Further, the weld hot cracking susceptibility of the weld metal and the low melting point impurity elements Pb, Bi, Sn, Sb, As (Pb _eq 3), the results of arrangement using the data of test materials Nos. 3, 5, 6, and 7 in Tables 2 to 4 are shown in FIG. As apparent from FIG. 3, the weld hot cracking of the weld metal increases as the low melting point impurity element increases. Among these, it can be seen from the comparison between No. 5 having a large amount of Pb and Bi, and No. 3, 6 and 7 that the effect of Pb and Bi on the hot cracking of welding is significant.
[0050]
Next, weld hot cracking susceptibility of weld metal, Ni content and Ni _eq +0.8 × Cr _eq Regarding the relationship with the parameter (= X), in Tables 2 to 4, especially Pb _eq 30 × 10 ^-Four Fig. 4 shows the results of arrangement using the data of the test materials No. 7, 8, 9, 10 controlled to below%. As is clear from FIG. 4, weld hot cracking of the weld metal did not occur in the test materials No. 7, 9, and 10 where the Ni content was 8% or less, but the Ni content was 11%. This occurs in the No. 8 specimen.
[0051]
Therefore, as apparent from FIGS. 3 and 4, in order to prevent weld hot cracking of a weld metal having a complete austenite structure, as described above, in addition to the reduction of Ni content and the accompanying decrease in parameter X, Regulation of low melting point impurity elements, especially Pb equivalent (Pb equivalent) _eq = Pb% + 4 × Bi% + 0.01 × Sn% + 0.02 × Sb% + 0.007 × As%), 30 × 10 ^-Four It is important to regulate (reduce) to below%.
[0052]
Next, regarding the relationship between the weld hot cracking susceptibility of the weld metal and the contents of P and S, the test materials of Nos. 9, 11, and 12 in which the contents of P and S in Tables 2 to 4 were changed in particular. FIG. 5 shows the result of arrangement using the above data. As is clear from FIG. 5, the weld hot cracking of the weld metal increases as the P and S contents increase, but the degree of influence is Pb. _eq This is small compared to the influence of Fig. 3 (Fig. 3). However, from this figure, if it is going to prevent weld hot cracking of the weld metal, P: 0.008% or less and S: 0.003% or less are regulated, respectively, and the total amount of P% and S% is 0.011% or less. I understand that it is necessary.
[0053]
The results shown in FIGS. 2 to 5 are summarized as follows: (1) Ni content is set to 8% or less and parameter X (= Ni _eq +0.8 × Cr _eq ) To 40% or less, more preferably 38% or less. (2) Pb _eq 30 × 10 ^-Four (3) P: 0.008% or less, S: 0.003% or less, and by taking measures to reduce the total amount of P% and S% to 0.011% or less, complete austenite It is possible to completely prevent weld hot cracking of a weld metal composed of a structure.
[0054]
Next, 0.2% proof stress (YS) and toughness (K _{I c} Value) and the relationship between the content of O and the contents of Tables 2 to 4, in particular, using the data of test materials No. 10, 13, 14, and 15 in which the O content was changed. Is shown in FIG. As is clear from FIG. 6, even when the O content changes (increases), the 0.2% proof stress (YS) at 4K does not change, but the toughness at 4K (K _{I c} (Value) decreases rapidly as the O content increases. Therefore, from the figure, 140MPam ^1/2 Fracture toughness value K above _{I c} If it is going to obtain, it turns out that O content needs to be 0.0050% or less.
[0055]
Next, 0.2% proof stress (YS) and toughness (K _{I c} Value), Ni content and Ni _eq +0.8 × Cr _eq Regarding the relationship with the parameter of (= X), using the data of the test materials of Nos. 7, 9, 14, 16, and 17 in which the O content is controlled to 0.0050% or less in Tables 2 to 4, The organized results are shown in FIG. As is clear from FIG. 7, 0.2% proof stress (YS) and toughness at 4K (K _{I c} The value) increases as the Ni content increases, but the improvement effect on the fracture toughness value is particularly great. From the figure, 140MPam at 4K ^1/2 Fracture toughness value K above _{I c} If the Ni content is 3% or more, Ni _eq +0.8 × Cr _eq It is understood that the value needs to be 34% or more.
[0056]
The results of FIGS. 6 and 7 are summarized as follows: (1) O content is made 0.0050% or less, (2) Ni content is made 3% or more, Ni _eq +0.8 × Cr _eq 1000N / mm at 4K by taking measures to make the ratio 34% or more ² More than 0.2% proof stress (YS) and 140MPam ^1/2 Fracture toughness value K above _{I c} It can be seen that can be secured.
[0057]
[Example 2]
Next, an example in which components other than the above components are changed will be described. A welding test was performed on the chemical component steels shown in Table 5 under the same conditions as in Example 1 with respect to the welding wire creation conditions, the welded steel material conditions, and the welding conditions. Table 6 shows the chemical composition of the weld metal after welding.
[0058]
About the test material, whether or not weld hot cracking occurred in the weld metal, total crack length, tensile test only for those without weld hot cracking, and J _1C The test was conducted in the same manner as in Example 1 and 0.2% proof stress (YS), tensile strength (TS), fracture toughness value K _{I c} Asked. Further, the magnetic permeability and rust resistance of the weld metal were also examined in the same manner as in Example 1. These test results are shown in Table 7. The specimen numbers shown in Tables 5, 6, and 7 correspond to each other.
[0059]
In Tables 5, 6, and 7, the test material No. 20 (comparative example) is Ni. _eq +0.8 × Cr _eq Since the parameter of (= X) is less than the lower limit of 34% of the present invention, no weld hot cracking occurred, but the fracture toughness value at 4K (K _{I c} ) 140MPam ^1/2 The above cannot be ensured, and the magnetic permeability characteristics are also unstable.
The test material of No. 21 (comparative example) is Ni _eq +0.8 × Cr _eq The parameter (= X) exceeds the upper limit of 40% of the present invention, and welding hot cracking occurs.
The test material of No. 22 (comparative example) is Ca-containing steel, and the O content exceeds the upper limit of 0.0050% of the present invention. Toughness value (K _{I c} ) 140MPam ^1/2 The above cannot be secured.
The sample material No. 23 (comparative example) has Cr of less than 12% of the lower limit of the present invention, and is inferior in rust resistance, and cannot be put into practical use.
[0060]
The test materials No. 31 and 32 (comparative example) are steels containing 1% Mo, and No. 31 is Pb. _eq Is the upper limit of 30 × 10 of the present invention ^-Four No. 32, P: 0.008% or less, S: 0.003% or less, and the total amount of P% and S% exceeded the upper limit of the present invention of 0.011% or less. Cracking has occurred.
The specimen No. 34 (comparative example) has a C content exceeding the upper limit of 0.08% of the present invention, and the fracture toughness value at 4K (K _{I c} ) 140MPam ^1/2 The above cannot be secured.
[0061]
On the other hand, the test materials No. 18 and 19 which are examples of the present invention are those in which the contents of C, Mn and N are changed within the scope of the present invention. 1000N / mm at 4K ² More than 0.2% proof stress (YS) and 140MPam ^1/2 Fracture toughness value K above _{I c} Has been secured. Also, the magnetic permeability characteristics and rust resistance are good.
[0062]
Furthermore, the test materials of Nos. 24 to 30 and 33, which are examples of the present invention, contain one or more of Mo, Ca, Nb, V and Ti in the basic component of claim 1. Is. Among these, the Ca-containing material has a high fracture toughness value, and the Mo, Nb, V, Ti-containing material has a high 0.2% proof stress at 4K. No weld hot cracking occurs in any weld metal, 1000N / mm at 4K ² More than 0.2% proof stress (YS) and 140MPam ^1/2 Fracture toughness value K above _{I c} The magnetic permeability characteristics and rust resistance are also good.
[0063]
[Table 5]

[0064]
[Table 6]

[0065]
[Table 7]

[0066]
【The invention's effect】
According to the present invention, 0.2% YS at an extremely low temperature of 4K is 1000 N / mm. ² High strength and K _{I c} The fracture toughness value evaluated by the value is 140MPam ^1/2 To provide a high-Mn stainless steel welding wire for cryogenic temperatures that has the above-mentioned high toughness and at the same time has rust resistance and non-magnetic design performance and can ensure the integrity of the internal quality of the weld metal. As a result, the industrial value of the superconducting magnet used for MHD power generation, nuclear fusion reactors, etc. can be increased.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing a weld groove shape according to an embodiment of the present invention.
FIG. 2 shows the weld hot cracking of the weld metal in the cross section of the weld joint, and the Ni content and Ni in the present invention. _eq +0.8 × Cr _eq It is explanatory drawing which shows the relationship with the parameter of (= X).
FIG. 3 shows weld hot cracking of weld metal and Pb in the present invention. _eq It is explanatory drawing which shows the relationship with these parameters.
[Fig.4] Weld hot cracking of weld metal and low Pb _eq Ni in the present invention below _eq +0.8 × Cr _eq It is explanatory drawing which shows the relationship with the parameter of (= X).
FIG. 5 is an explanatory diagram showing the relationship between the weld hot cracking of the weld metal and the contents of P and S in the present invention.
Fig. 6 0.2% proof stress and fracture toughness value K at 4K _{I c} It is explanatory drawing which shows the relationship between O content in this invention.
Fig. 7 0.2% proof stress and fracture toughness value K at 4K _{I c} It is explanatory drawing which shows the relationship with Ni containing in this invention.

Claims

質量％にて、Ｃ：0.03〜0.10％、Ｓｉ：0.01〜0.50％、Ｍｎ：18〜30％、Ｎｉ：3 〜8 ％、Ｃｒ：12〜18％、Ａｌ：0.01〜0.07％、Ｎ：0.10〜0.28％、を含有し、かつ34％≦Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq≦40％( 但し、Ｎｉ_eq= Ｎｉ％＋30×Ｃ％＋30×Ｎ％＋0.5 ×Ｍｎ％、Ｃｒ_eq= Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋1.5 ×Ｓｉ％＋0.5 ×Ｎｂ％）を満足するとともに、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Ｐ％＋Ｓ％≦0.011 ％、Ｏ：0.0050％以下、Ｐｂ_eq≦30×10^-4％（但し、Ｐｂ_eq= Ｐｂ％＋4 ×Ｂｉ％＋0.01×Ｓｎ％＋0.02×Ｓｂ％＋0.007 ×Ａｓ％）に各々規制し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、耐溶接高温割れ性の優れた極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤ。In mass%, C: 0.03 to 0.10%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 18 to 30%, Ni: 3 to 8%, Cr: 12 to 18%, Al: 0.01 to 0.07%, N: 0.10 0.28%, and 34% ≦ Ni _eq + 0.8 × Cr _eq ≦ 40% (where Ni _eq = Ni% + 30 × C% + 30 × N% + 0.5 × Mn%, Cr _eq = Cr % + Mo% + 1.5 × Si% + 0.5 × Nb%), P: 0.008% or less, S: 0.003% or less, P% + S% ≦ 0.011%, O: 0.0050% or less, Pb _eq ≦ 30 × 10 ^-4 % (however, Pb _eq = Pb% + 4 x Bi% + 0.01 x Sn% + 0.02 x Sb% + 0.007 x As%), each of which consists of the remainder Fe and inevitable impurities A high-Mn stainless steel welding wire for cryogenic use that has excellent weld hot cracking resistance.

選択添加元素として更に、Ｍｏ：0.05〜 3.00 ％を含有する請求項１記載の耐溶接高温割れ性の優れた極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤ。 The high Mn stainless steel welding wire for cryogenic use having excellent resistance to welding hot cracking according to claim 1, further comprising Mo: 0.05 to 3.00% as a selective additive element.

選択添加元素として更に、Ｎｂ：0.01〜 0.10 ％、Ｖ：0.01〜 0.50 ％、Ｔｉ：0.01〜 0.20 ％の内から１種又は２種以上含有する請求項１または２に記載の耐溶接高温割れ性の優れた極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤ。The weld hot cracking resistance according to claim 1 or 2, further comprising one or more of Nb: 0.01 to 0.10 %, V: 0.01 to 0.50%, and Ti: 0.01 to 0.20 % as a selective additive element. High Mn stainless steel welding wire for cryogenic use.

選択添加元素として更に、Ｃａ：0.0010〜0.0035％を含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の耐溶接高温割れ性の優れた極低温用高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤ。 The high-temperature Mn stainless steel welding wire for cryogenic use having excellent weld hot cracking resistance according to any one of claims 1 to 3, further comprising Ca: 0.0010 to 0.0035% as a selective additive element.