JPH0550288A - クリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 - Google Patents
クリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料Info
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- JPH0550288A JPH0550288A JP23371291A JP23371291A JPH0550288A JP H0550288 A JPH0550288 A JP H0550288A JP 23371291 A JP23371291 A JP 23371291A JP 23371291 A JP23371291 A JP 23371291A JP H0550288 A JPH0550288 A JP H0550288A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 Ｎｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼溶
接材料の長時間クリープ破断強度を向上させ、かつ高温
時効による靱性劣化を防止する。 【構成】 重量％でＣ ０．０３０％以下、Ｓｉ １．
０％以下、Ｍｎ ３．０％以下、Ｐ ０．０１〜０．０
７％、Ｃｒ １４．０〜２０．０％、Ｎｉ ６．０〜１
４．０％、Ｍｏ ２．０〜３．０％、Ａｌ ０．０４％
以下、Ｎ ０．０６〜０．１８％を含有し、さらに０．
１０％以下のＮｂ、０．３０％以下のＶ、０．０１０％
以下のＢのいずれか一種または二種以上を含有し、ある
いはさらにＷ ３％以下を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなり、かつ溶接材料のδ−フェライト量が容積％で
１％から１２％の範囲である高温でのクリープ破断強度
及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶
接材料。
接材料の長時間クリープ破断強度を向上させ、かつ高温
時効による靱性劣化を防止する。 【構成】 重量％でＣ ０．０３０％以下、Ｓｉ １．
０％以下、Ｍｎ ３．０％以下、Ｐ ０．０１〜０．０
７％、Ｃｒ １４．０〜２０．０％、Ｎｉ ６．０〜１
４．０％、Ｍｏ ２．０〜３．０％、Ａｌ ０．０４％
以下、Ｎ ０．０６〜０．１８％を含有し、さらに０．
１０％以下のＮｂ、０．３０％以下のＶ、０．０１０％
以下のＢのいずれか一種または二種以上を含有し、ある
いはさらにＷ ３％以下を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなり、かつ溶接材料のδ−フェライト量が容積％で
１％から１２％の範囲である高温でのクリープ破断強度
及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶
接材料。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高温におけるクリープ破
断強度及び耐脆化性の優れたＮｉ−Ｃｒオーステナイト
系ステンレス鋼溶接材料に関するものである。
断強度及び耐脆化性の優れたＮｉ−Ｃｒオーステナイト
系ステンレス鋼溶接材料に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高速増殖炉の構造材料であるオーステナ
イト系ステンレス鋼はクリープ温度領域で使用される。
一方、高速増殖炉の構造材料に負荷される主要応力は温
度変動にともなう熱応力である。この熱応力による残留
応力が高温運転時にクリープにより緩和される過程が構
造材料に繰り返し加えられるため、クリープ疲労特性が
重要視される。ところで、このクリープ疲労特性はクリ
ープ破断延性と相関関係があることが明らかにされてお
り、高速増殖炉の構造材料に使用されるステンレス鋼は
クリープ破断延性が優れていることが要求される。この
ようなステンレス鋼として、特開昭６２−２３３４６号
公報にはクリープ破断延性の優れた３１６系のステンレ
ス鋼厚板が記載されている。しかしながら、高速増殖炉
は大型の溶接構造物であるため、その溶接金属部に対し
てもクリープ破断延性に優れていることが要求される。
これまでの高温用溶接材料は、たとえばＳＵＳＹ３１６
はクリープ中に炭化物が析出し十分なクリープ破断延性
が得られず、あるいは炭素含有量の低いＳＵＳ Ｙ３１
６Ｌ系はクリープ破断延性は優れるがクリープ破断強度
が低く、いずれも高速増殖炉の構造用として十分とは言
えないものであった。さらにこれらの溶接材料では、溶
接時の高温割れを防止するため導入されたδ−フェライ
ト相から脆化相であるシグマ相が析出し、靱性低下を招
く傾向がある。
イト系ステンレス鋼はクリープ温度領域で使用される。
一方、高速増殖炉の構造材料に負荷される主要応力は温
度変動にともなう熱応力である。この熱応力による残留
応力が高温運転時にクリープにより緩和される過程が構
造材料に繰り返し加えられるため、クリープ疲労特性が
重要視される。ところで、このクリープ疲労特性はクリ
ープ破断延性と相関関係があることが明らかにされてお
り、高速増殖炉の構造材料に使用されるステンレス鋼は
クリープ破断延性が優れていることが要求される。この
ようなステンレス鋼として、特開昭６２−２３３４６号
公報にはクリープ破断延性の優れた３１６系のステンレ
ス鋼厚板が記載されている。しかしながら、高速増殖炉
は大型の溶接構造物であるため、その溶接金属部に対し
てもクリープ破断延性に優れていることが要求される。
これまでの高温用溶接材料は、たとえばＳＵＳＹ３１６
はクリープ中に炭化物が析出し十分なクリープ破断延性
が得られず、あるいは炭素含有量の低いＳＵＳ Ｙ３１
６Ｌ系はクリープ破断延性は優れるがクリープ破断強度
が低く、いずれも高速増殖炉の構造用として十分とは言
えないものであった。さらにこれらの溶接材料では、溶
接時の高温割れを防止するため導入されたδ−フェライ
ト相から脆化相であるシグマ相が析出し、靱性低下を招
く傾向がある。
【０００３】このように、従来のＳＵＳ Ｙ３１６ある
いはＳＵＳ Ｙ３１６Ｌ系の溶接材料は、クリープ破断
延性、あるいはクリープ破断強度の何れかの点及び耐脆
化性の点で高速増殖炉の構造材料として不十分なもので
ある。この原因は、ＳＵＳＹ３１６系については鋼中に
存在するＣが高温での使用中にδ−フェライトとオース
テナイト相の界面に炭化物として析出すること、及びδ
−フェライト相からシグマ相が析出することに関係して
いる。すなわち、界面に析出する炭化物は界面脆化を引
き起こし、延性低下あるいはクリープ破断強度の劣化原
因となり、またＳＵＳ Ｙ３１６Ｌ系では強化元素であ
るＣ量が低いため、クリープ破断強度が十分でない。さ
らに、δ−フェライト相から容易にシグマ相が析出する
ため靱性が低下する。このため、高温長時間特性の優れ
た溶接材料の開発が求められていた。このためクリープ
破断延性と耐時効脆化性にすぐれる溶接材料を発明した
（特願平１−３０６６７２号）。
いはＳＵＳ Ｙ３１６Ｌ系の溶接材料は、クリープ破断
延性、あるいはクリープ破断強度の何れかの点及び耐脆
化性の点で高速増殖炉の構造材料として不十分なもので
ある。この原因は、ＳＵＳＹ３１６系については鋼中に
存在するＣが高温での使用中にδ−フェライトとオース
テナイト相の界面に炭化物として析出すること、及びδ
−フェライト相からシグマ相が析出することに関係して
いる。すなわち、界面に析出する炭化物は界面脆化を引
き起こし、延性低下あるいはクリープ破断強度の劣化原
因となり、またＳＵＳ Ｙ３１６Ｌ系では強化元素であ
るＣ量が低いため、クリープ破断強度が十分でない。さ
らに、δ−フェライト相から容易にシグマ相が析出する
ため靱性が低下する。このため、高温長時間特性の優れ
た溶接材料の開発が求められていた。このためクリープ
破断延性と耐時効脆化性にすぐれる溶接材料を発明した
（特願平１−３０６６７２号）。
【０００４】ところで、高速増殖炉の経済性を高めるた
め更に運転温度を高めることが有力な方策とされてい
る。そのためには、さらに高温長時間強度の高い材料が
求められることになり、上記材料を上回る高温長時間強
度が必要になる。
め更に運転温度を高めることが有力な方策とされてい
る。そのためには、さらに高温長時間強度の高い材料が
求められることになり、上記材料を上回る高温長時間強
度が必要になる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このように、高速増殖
炉の高温化のためには、上記材料の高温長時間強度をさ
らに向上させる必要がある。高温での長時間強度、すな
わちクリープ破断強度をクリープ破断延性を損なうこと
なく更に高めるためには、本材料の主要強化元素である
ＮとＭｏ以外の元素による強化を検討し、最適化する必
要がある。
炉の高温化のためには、上記材料の高温長時間強度をさ
らに向上させる必要がある。高温での長時間強度、すな
わちクリープ破断強度をクリープ破断延性を損なうこと
なく更に高めるためには、本材料の主要強化元素である
ＮとＭｏ以外の元素による強化を検討し、最適化する必
要がある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は以上のような課
題を解決するためになされたものであって、その要旨
は、重量％でＣ ０．０３０％以下、Ｓｉ １．０％以
下、Ｍｎ ３．０％以下、Ｐ ０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ １４．０〜２０．０％、Ｎｉ ６．０〜１４．０
％、Ｍｏ ２．０〜３．０％、Ａｌ ０．０４％以下、
Ｎ ０．０６〜０．１８％を含有し、さらに０．１０％
以下のＮｂ、０．３０％以下のＶ、０．０１０％以下の
Ｂのいずれか一種または二種以上を含有し、あるいはさ
らにＷ ３％以下を含有し、残部は実質的にＦｅからな
り、かつ溶接材料の下記（１）式数３ で算出されるδ
−フェライト量が容積％で１％から１２％の範囲である
高温でのクリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオース
テナイト系ステンレス鋼溶接材料である。
題を解決するためになされたものであって、その要旨
は、重量％でＣ ０．０３０％以下、Ｓｉ １．０％以
下、Ｍｎ ３．０％以下、Ｐ ０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ １４．０〜２０．０％、Ｎｉ ６．０〜１４．０
％、Ｍｏ ２．０〜３．０％、Ａｌ ０．０４％以下、
Ｎ ０．０６〜０．１８％を含有し、さらに０．１０％
以下のＮｂ、０．３０％以下のＶ、０．０１０％以下の
Ｂのいずれか一種または二種以上を含有し、あるいはさ
らにＷ ３％以下を含有し、残部は実質的にＦｅからな
り、かつ溶接材料の下記（１）式数３ で算出されるδ
−フェライト量が容積％で１％から１２％の範囲である
高温でのクリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオース
テナイト系ステンレス鋼溶接材料である。
【０００７】
【数３】 δ−フェライト量（％）＝−７０．２９＋３．２×Ｃｒeq−０．０３１× （Ｎｉeq）2 ＋１５．６６１×Ｃｒeq／Ｎｉeq− ０．０２０８×Ｃｒeq×Ｎｉeq …（１）式 〔Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５×Ｗ＋１．５×Ｓｉ、 Ｎｉeq＝Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）〕
【０００８】
【作用】以下、本発明の要件の根拠について説明する。
【０００９】発明者は溶接金属部のクリープ破断特性に
対する化学成分およびδ−フェライト量の影響について
系統的な調査を行った。図１、２にクリープ破断特性に
対するＣとＮ量の影響を示す。この図から、低Ｃ化する
ことによりクリープ破断延性が向上し、クリープ破断強
度が低下することがわかる。一方、Ｎについては、Ｃが
０．０５％存在する場合はＮ量とともにクリープ破断強
度は増加するが、クリープ破断延性は低下する。これに
対し、Ｃが０．０１％と低い系ではＮ量とともにクリー
プ破断強度は向上するが、クリープ破断延性は低下しな
い。すなわち、強化元素をＣからＮに変えることによる
クリープ破断強度、クリープ破断延性ともに優れた溶接
材料の開発の可能性が見出された。図３はこのようなク
リープ破断特性の優れた低Ｃ−高Ｎ系（０．０１％Ｃ−
０．０８％Ｎ−８％Ｎｉ−１６％Ｃｒ−２．１％Ｍｏ）
の溶接金属部のクリープ破断特性に対するＰの影響を示
したものである。Ｐを添加することによりクリープ破断
強度、クリープ破断延性がともに向上することがわか
る。
対する化学成分およびδ−フェライト量の影響について
系統的な調査を行った。図１、２にクリープ破断特性に
対するＣとＮ量の影響を示す。この図から、低Ｃ化する
ことによりクリープ破断延性が向上し、クリープ破断強
度が低下することがわかる。一方、Ｎについては、Ｃが
０．０５％存在する場合はＮ量とともにクリープ破断強
度は増加するが、クリープ破断延性は低下する。これに
対し、Ｃが０．０１％と低い系ではＮ量とともにクリー
プ破断強度は向上するが、クリープ破断延性は低下しな
い。すなわち、強化元素をＣからＮに変えることによる
クリープ破断強度、クリープ破断延性ともに優れた溶接
材料の開発の可能性が見出された。図３はこのようなク
リープ破断特性の優れた低Ｃ−高Ｎ系（０．０１％Ｃ−
０．０８％Ｎ−８％Ｎｉ−１６％Ｃｒ−２．１％Ｍｏ）
の溶接金属部のクリープ破断特性に対するＰの影響を示
したものである。Ｐを添加することによりクリープ破断
強度、クリープ破断延性がともに向上することがわか
る。
【００１０】オーステナイト系の溶接施工上の問題とし
て高温割れがあり、この対策として通常溶接金属にδ−
フェライトを導入することが行われている。このδ−フ
ェライトは先に述べたようにクリープ亀裂の伝播経路と
なることから、クリープ破断特性への影響が考えられ
る。図４はクリープ破断特性に対するδ−フェライト量
の影響を示したもので、クリープ破断特性に対してδ−
フェライト量に最適値が存在することがわかる。すなわ
ち、従来型の０．０６％Ｃ−０．０２％Ｎ系では、クリ
ープ中に炭化物の析出が生じることからδ−フェライト
の影響が顕著であるが、クリープ破断延性が改善された
０．０１％Ｃ−０．１１％Ｎ系においても、やや変化量
は小さいもののやはり最適δ−フェライト量が存在す
る。
て高温割れがあり、この対策として通常溶接金属にδ−
フェライトを導入することが行われている。このδ−フ
ェライトは先に述べたようにクリープ亀裂の伝播経路と
なることから、クリープ破断特性への影響が考えられ
る。図４はクリープ破断特性に対するδ−フェライト量
の影響を示したもので、クリープ破断特性に対してδ−
フェライト量に最適値が存在することがわかる。すなわ
ち、従来型の０．０６％Ｃ−０．０２％Ｎ系では、クリ
ープ中に炭化物の析出が生じることからδ−フェライト
の影響が顕著であるが、クリープ破断延性が改善された
０．０１％Ｃ−０．１１％Ｎ系においても、やや変化量
は小さいもののやはり最適δ−フェライト量が存在す
る。
【００１１】以上の調査結果から、従来材並のクリープ
破断強度を有するクリープ破断延性に優れかつ高温時効
後の靱性劣化の少ない溶接材料の可能性を見出したわけ
であるが、クリープ破断延性を損なわずに更にクリープ
破断強度を高めるための検討を行った。
破断強度を有するクリープ破断延性に優れかつ高温時効
後の靱性劣化の少ない溶接材料の可能性を見出したわけ
であるが、クリープ破断延性を損なわずに更にクリープ
破断強度を高めるための検討を行った。
【００１２】クリープ破断延性を損なわずに強化する方
法としては固溶強化が最適であり、その代表元素として
Ｎを利用したが、０．１８％超では析出するため他の元
素を考える必要がある。クリープ破断強度を高める元素
としてＷ、Ｎｂ、Ｖ、およびＢを選定し、その効果につ
いて調査した。図５〜８はその結果を示したもので、
０．０１％Ｃ−０．０７％Ｎ−９％Ｎｉ−１６％Ｃｒ−
２．１％Ｍｏ系に各元素を添加することによりクリープ
破断強度が向上することがわかる。しかし、いずれの元
素においても多量に添加するとクリープ破断延性が低下
する傾向が認められ、破断延性と破断強度の要求値に応
じた最適点が存在する。
法としては固溶強化が最適であり、その代表元素として
Ｎを利用したが、０．１８％超では析出するため他の元
素を考える必要がある。クリープ破断強度を高める元素
としてＷ、Ｎｂ、Ｖ、およびＢを選定し、その効果につ
いて調査した。図５〜８はその結果を示したもので、
０．０１％Ｃ−０．０７％Ｎ−９％Ｎｉ−１６％Ｃｒ−
２．１％Ｍｏ系に各元素を添加することによりクリープ
破断強度が向上することがわかる。しかし、いずれの元
素においても多量に添加するとクリープ破断延性が低下
する傾向が認められ、破断延性と破断強度の要求値に応
じた最適点が存在する。
【００１３】以下に、本発明における各成分の限定理由
を述べる。
を述べる。
【００１４】先ず本発明の成分系において、Ｃは有効な
強化元素ではあるが、δ−フェライトとオーステナイト
相の界面に炭化物として析出するため、高温長時間使用
後のクリープ破断特性などの高温の機械的性質を損なう
元素でもある。このような観点からＣ量は０．０３０％
以下と定めたが、とくに高いクリープ破断延性が要求さ
れる場合は０．０２０％以下とすることが望ましい。
強化元素ではあるが、δ−フェライトとオーステナイト
相の界面に炭化物として析出するため、高温長時間使用
後のクリープ破断特性などの高温の機械的性質を損なう
元素でもある。このような観点からＣ量は０．０３０％
以下と定めたが、とくに高いクリープ破断延性が要求さ
れる場合は０．０２０％以下とすることが望ましい。
【００１５】次にＳｉは脱酸材として必要であるが、
１．０％を超えて過剰に存在すると高温割れ感受性を高
めるのでこの値を上限とした。
１．０％を超えて過剰に存在すると高温割れ感受性を高
めるのでこの値を上限とした。
【００１６】Ｍｎは脱酸元素であると同時に、鋼中のＳ
を固定することから熱間加工性を向上させる効果を有す
るが、３％を超えるとクリープ破断強度を低下させるの
でこの値を上限とした。
を固定することから熱間加工性を向上させる効果を有す
るが、３％を超えるとクリープ破断強度を低下させるの
でこの値を上限とした。
【００１７】Ｐは高温保持中にリン化物として結晶粒内
に析出し強化作用を有し、さらに相界面を強化する作用
もあることからクリープ破断延性の点から効果的な元素
であるが、その効果は０．０１％より生じることから下
限を０．０１％とした。しかし過剰の添加は溶接性およ
び熱間加工性を著しく損なうことから、その上限を０．
０７％とした。なお、特にクリープ破断延性が必要とさ
れる場合は、Ｐ量を０．０２％以上とすることが望まし
い。
に析出し強化作用を有し、さらに相界面を強化する作用
もあることからクリープ破断延性の点から効果的な元素
であるが、その効果は０．０１％より生じることから下
限を０．０１％とした。しかし過剰の添加は溶接性およ
び熱間加工性を著しく損なうことから、その上限を０．
０７％とした。なお、特にクリープ破断延性が必要とさ
れる場合は、Ｐ量を０．０２％以上とすることが望まし
い。
【００１８】Ｎｉはオーステナイト生成元素として必須
の元素であり、δ−フェライト量を所定の範囲に制御す
るために、フェライト生成元素であるＣｒ量に対し成分
平衡上（１）式により調整される元素であるが、クリー
プ破断特性を劣化させるσ相、χ相の析出を抑制する効
果を有することから、６％以上とした。１４％超の添加
は、δ−フェライト量制御に必要なＣｒ量を増加させる
結果全体の合金量を大幅に高めることになり、溶接性を
損なうことから、上限を１４％とした。
の元素であり、δ−フェライト量を所定の範囲に制御す
るために、フェライト生成元素であるＣｒ量に対し成分
平衡上（１）式により調整される元素であるが、クリー
プ破断特性を劣化させるσ相、χ相の析出を抑制する効
果を有することから、６％以上とした。１４％超の添加
は、δ−フェライト量制御に必要なＣｒ量を増加させる
結果全体の合金量を大幅に高めることになり、溶接性を
損なうことから、上限を１４％とした。
【００１９】Ｃｒは耐酸化性を高める元素であり、その
ためには１４％以上を必要とするが、２０％を超えると
高温長時間加熱中にδ−フェライト相からシグマ相の析
出が促進されシグマ相による脆化を引き起こすことか
ら、上限を２０％とした。
ためには１４％以上を必要とするが、２０％を超えると
高温長時間加熱中にδ−フェライト相からシグマ相の析
出が促進されシグマ相による脆化を引き起こすことか
ら、上限を２０％とした。
【００２０】Ｍｏは固溶強化作用を有する元素である
が、２．０％未満では強化作用が十分でないため下限を
２．０％とした。一方、３．０％超では高温長時間加熱
による脆化を引き起こすことから、上限を３．０％とし
た。
が、２．０％未満では強化作用が十分でないため下限を
２．０％とした。一方、３．０％超では高温長時間加熱
による脆化を引き起こすことから、上限を３．０％とし
た。
【００２１】Ｎｂは固溶強化あるいは鋼中のＮやＣと化
合し炭窒化物を形成することによりクリープ破断強度を
高める作用を有する元素であるが、過剰に添加するとク
リープ破断延性を損なうため０．１０％以下に制限し
た。
合し炭窒化物を形成することによりクリープ破断強度を
高める作用を有する元素であるが、過剰に添加するとク
リープ破断延性を損なうため０．１０％以下に制限し
た。
【００２２】ＶもＮｂと同様な作用を有する元素である
が、Ｎｂに比べクリープ破断特性に及ぼす影響が小さい
ためクリープ破断延性を確保するための限界値が高く、
上限を０．３０％とした。
が、Ｎｂに比べクリープ破断特性に及ぼす影響が小さい
ためクリープ破断延性を確保するための限界値が高く、
上限を０．３０％とした。
【００２３】Ｂは粒界を強化しクリープ破断強度を高め
る元素であるが、過剰に添加するとクリープ破断延性を
損なうため０．０１０％以下に制限した。
る元素であるが、過剰に添加するとクリープ破断延性を
損なうため０．０１０％以下に制限した。
【００２４】Ａｌは強力な脱酸元素であるが、０．０４
％を超えて添加されると高温長時間加熱により鋼中のＮ
と結合してＡｌＮを形成し、クリープ破断延性を損なう
ことから、上限を０．０４％とした。
％を超えて添加されると高温長時間加熱により鋼中のＮ
と結合してＡｌＮを形成し、クリープ破断延性を損なう
ことから、上限を０．０４％とした。
【００２５】Ｎはオーステナイト系ステンレス鋼におい
て固溶限が大きく、かつ強力な固溶強化作用を有する元
素である。その作用は０．０６％より顕著となることか
ら、下限を０．０６％とした。また、０．１８％超のＮ
添加は高温使用中に窒化物の析出を引き起こすことか
ら、０．１８％を上限とした。
て固溶限が大きく、かつ強力な固溶強化作用を有する元
素である。その作用は０．０６％より顕著となることか
ら、下限を０．０６％とした。また、０．１８％超のＮ
添加は高温使用中に窒化物の析出を引き起こすことか
ら、０．１８％を上限とした。
【００２６】以上が本発明における基本成分系である
が、本発明においてはさらに高強度化を図るためＷを所
定の範囲で含有させることが有効である。すなわち、Ｗ
はＭｏと同様に固溶強化作用を有し、かつ固溶限も大き
いことから、クリープ破断延性を損なうことなくクリー
プ破断強度を増加させることができる元素である。しか
し、３．０％を超えると高温使用中に金属間化合物の析
出を引き起こし、クリープ破断延性を低下させることか
ら、この値を上限とした。
が、本発明においてはさらに高強度化を図るためＷを所
定の範囲で含有させることが有効である。すなわち、Ｗ
はＭｏと同様に固溶強化作用を有し、かつ固溶限も大き
いことから、クリープ破断延性を損なうことなくクリー
プ破断強度を増加させることができる元素である。しか
し、３．０％を超えると高温使用中に金属間化合物の析
出を引き起こし、クリープ破断延性を低下させることか
ら、この値を上限とした。
【００２７】以上の化学成分の他に、δ−フェライト量
に関してはクリープ破断延性を確保するためおよび溶接
時の高温割れを防止するため最低１％が必要である。一
方、δ−フェライトを１２％を超えて含有するとクリー
プ破断延性を損なうことから上限を１２％とした。な
お、δ−フェライト量の算出は（１）式による。（１）
式の計算に用いる各成分濃度は溶接材料中の濃度を適用
する。本発明の溶接材料は組成が溶接金属組成にほとん
ど影響されない溶接手段で溶接するので、溶接金属組成
は溶接材料組成でほぼ反映できる。
に関してはクリープ破断延性を確保するためおよび溶接
時の高温割れを防止するため最低１％が必要である。一
方、δ−フェライトを１２％を超えて含有するとクリー
プ破断延性を損なうことから上限を１２％とした。な
お、δ−フェライト量の算出は（１）式による。（１）
式の計算に用いる各成分濃度は溶接材料中の濃度を適用
する。本発明の溶接材料は組成が溶接金属組成にほとん
ど影響されない溶接手段で溶接するので、溶接金属組成
は溶接材料組成でほぼ反映できる。
【００２８】
【実施例】以下に本発明の効果を実施例に基づいて具体
的に示す。
的に示す。
【００２９】表１に本発明溶接材料、比較溶接材料およ
び母材の化学成分を示す。表２に溶接条件および得られ
た溶接金属部のδ−フェライト量の実測値を示す。表３
は表１の鋼について５５０℃の引張特性とクリープ破断
特性を示したものである。これら特性調査結果から明ら
かなように、本発明溶接材料は比較材に比べ高温長時間
使用後のクリープ破断強度およびクリープ破断延性が優
れている。
び母材の化学成分を示す。表２に溶接条件および得られ
た溶接金属部のδ−フェライト量の実測値を示す。表３
は表１の鋼について５５０℃の引張特性とクリープ破断
特性を示したものである。これら特性調査結果から明ら
かなように、本発明溶接材料は比較材に比べ高温長時間
使用後のクリープ破断強度およびクリープ破断延性が優
れている。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【発明の効果】以上述べた如く、本発明溶接材料は従来
の溶接材料に比してすぐれたクリープ破断特性を有する
材料であり、クリープ領域で使用される高温構造物用の
溶接材料として工業的に極めて有効である。
の溶接材料に比してすぐれたクリープ破断特性を有する
材料であり、クリープ領域で使用される高温構造物用の
溶接材料として工業的に極めて有効である。
【図１】クリープ破断特性に対するＣ量の影響を示す図
である。
である。
【図２】クリープ破断特性に対するＮ量の影響を示す図
である。
である。
【図３】クリープ破断特性に対するＰ量の影響を示す図
である。
である。
【図４】クリープ破断特性に対するδ−フェライト量の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
【図５】クリープ破断特性に対するＮｂ量の影響を示す
図である。
図である。
【図６】クリープ破断特性に対するＶ量の影響を示す図
である。
である。
【図７】クリープ破断特性に対するＢ量の影響を示す図
である。
である。
【図８】クリープ破断特性に対するＷ量の影響を示す図
である。
である。
フロントページの続き (72)発明者 小松 肇 神奈川県川崎市中原区井田1618 新日本製 鐵株式会社先端技術研究所内 (72)発明者 田下 正宣 兵庫県神戸市兵庫区和田崎町１−１−１ 三菱重工業株式会社神戸造船所内 (72)発明者 西田 隆 兵庫県高砂市荒井町新浜２−１−１ 三菱 重工業株式会社高砂研究所内 (72)発明者 川口 聖一 兵庫県高砂市荒井町新浜２−１−１ 三菱 重工業株式会社高砂研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％でＣ ０．０３０％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ ３．０％以下、Ｐ ０．０１
〜０．０７％、Ｃｒ １４．０〜２０．０％、Ｎｉ
６．０〜１４．０％、Ｍｏ ２．０〜３．０％、Ａｌ
０．０４％以下、Ｎ０．０６〜０．１８％を含有し、さ
らに０．１０％以下のＮｂ、０．３０％以下のＶ、０．
０１０％以下のＢのいずれか一種または二種以上を含有
し、残部は実質的にＦｅからなり、かつ溶接材料の下記
（１）式 数１ で算出されるδ−フェライト量が容積
％で１％から１２％の範囲である高温でのクリープ破断
強度及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス
鋼溶接材料。 【数１】 δ−フェライト量（％）＝−７０．２９＋３．２×Ｃｒeq−０．０３１× （Ｎｉeq）2 ＋１５．６６１×Ｃｒeq／Ｎｉeq− ０．０２０８×Ｃｒeq×Ｎｉeq …（１）式 〔Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５×Ｗ＋１．５×Ｓｉ、 Ｎｉeq＝Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）〕 - 【請求項２】 重量％でＣ ０．０３０％以下、Ｓｉ
１．０％以下、Ｍｎ ３．０％以下、Ｐ ０．０１
〜０．０７％、Ｃｒ １４．０〜２０．０％、Ｎｉ
６．０〜１４．０％、Ｍｏ ２．０〜３．０％、Ｗ
３％以下、Ａｌ ０．０４％以下、Ｎ ０．０６〜
０．１８％を含有し、さらに０．１０％以下のＮｂ、
０．３０％以下のＶ、０．０１０％以下のＢのいずれか
一種または二種以上を含有し、残部は実質的にＦｅから
なり、かつ溶接材料の下記（１）式 数２で算出される
δ−フェライト量が容積％で１％から１２％の範囲であ
る高温でのクリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオー
ステナイト系ステンレス鋼溶接材料。 【数２】 δ−フェライト量（％）＝−７０．２９＋３．２×Ｃｒeq−０．０３１× （Ｎｉeq）2 ＋１５．６６１×Ｃｒeq／Ｎｉeq− ０．０２０８×Ｃｒeq×Ｎｉeq …（１）式 〔Ｃｒeq＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５×Ｗ＋１．５×Ｓｉ、 Ｎｉeq＝Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）〕
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23371291A JPH0550288A (ja) | 1991-08-22 | 1991-08-22 | クリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23371291A JPH0550288A (ja) | 1991-08-22 | 1991-08-22 | クリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0550288A true JPH0550288A (ja) | 1993-03-02 |
Family
ID=16959375
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23371291A Pending JPH0550288A (ja) | 1991-08-22 | 1991-08-22 | クリープ破断強度及び耐脆化性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0550288A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US6458075B1 (en) | 1999-04-27 | 2002-10-01 | Asahi Kogaku Kogyo Kabushiki Kaisha | Endoscopic flexible tube |
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| WO2006016010A1 (fr) * | 2004-07-08 | 2006-02-16 | Ugine & Alz France | Composition d'acier inoxydable austenitique et son utilisation pour la fabrication de pieces de structure de moyens de transport terrestres et de containers |
| EP2287351A1 (en) * | 2009-07-22 | 2011-02-23 | Arcelormittal Investigación y Desarrollo SL | Heat-resistant austenitic steel having high resistance to stress relaxation cracking |
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| JP2019532816A (ja) * | 2016-08-03 | 2019-11-14 | アペラム | 支持部品上への溶融金属を追加することを含む鋼製部品の製造方法、及び、これにより得られた部品 |
| EP3508602A4 (en) * | 2016-08-30 | 2020-04-01 | Nippon Steel Corporation | AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
| CN115948703A (zh) * | 2022-12-26 | 2023-04-11 | 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 | 一种高硫316l不锈钢、制备工艺及应用 |
-
1991
- 1991-08-22 JP JP23371291A patent/JPH0550288A/ja active Pending
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