(57)【要約】  【課題】クリープ強度が高くかつ経済的で溶接性にも優れたＰ含有量の高いオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の提供。  【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜５５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％及びＮ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）≧１．３８８」の式を満足するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。なお、上記の式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。  【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜５５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％及びＮ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（１）式
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、更に、下記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（２）式
なお、（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｎｄ：０．５％以下
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上
第３群：Ｃａ：０．０５％以下及びＭｇ：０．０５％以下の１種又は２種
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜５５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％及びＮ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（１）式
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、更に、下記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（２）式
なお、（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｎｄ：０．５％以下
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上
第３群：Ｃａ：０．０５％以下及びＭｇ：０．０５％以下の１種又は２種
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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に関する。詳しくは、鋼管、鋼板等として、高温強度と耐食性が求められる用途に幅広く適用できることはもちろん、０．０５％以上という高い量のＰを含むにも拘わらず優れた溶接性も有する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に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、高温環境下で使用されるボイラや化学プラント等においては、ＪＩＳのＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ、ＳＵＳ３１０Ｓ等のオーステナイト系ステンレス鋼が使用されてきた。
【０００３】
しかしながら近年、ボイラー等の蒸気条件の高温高圧化が進み、それに伴って使用材料に対する要求性能が厳しくなり、従来使用されてきたオーステナイト系ステンレス鋼では高温強度が著しく不足する状況となったため、より一層高温強度に優れた経済的な鋼の開発が望まれている。
【０００４】
オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度、特にクリープ強度の改善方法としては、炭化物の析出が有効であり、Ｍ23Ｃ6又はＮｂＣ等の炭化物による強化機構が用いられている。また、Ｃｕ添加によりクリープ中に微細析出するＣｕ相もクリープ強度を高めるのに利用されている。
【０００５】
しかしながら、炭化物の析出のためのＣ含有量の増加は耐食性の劣化をもたらすし、また、炭化物による強化元素はいずれも高価であり、更に、Ｃｕの多量添加は熱間加工性、溶接性及びクリープ延性を低下させるため、炭化物による強化元素及びＣｕの含有量にも制限があった。
【０００６】
一方、本来不純物元素であるＰは、Ｍ23Ｃ6炭化物の微細化に寄与しクリープ強度に寄与することが知られており、例えば、特許文献１や特許文献２にＰを含有させたオーステナイト（系）ステンレス鋼が提案されている。
【０００７】
すなわち、特許文献１に、Ｐの含有量を特定範囲に制御し、かつＴｉとＮｂの量をＣ量との対応で調整することで、クリープ破断強度を向上させたオーステナイトステンレス鋼が開示されている。
【０００８】
また、特許文献２に、クリープ変形に対する抵抗力がオーステナイト相と比べて著しく低いフェライト相の生成を抑制するとともに、特定量のＰを含有させてリン化物の析出強化作用を利用し、クリープ破断特性の劣化を防止したオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】特開昭６２−２４３７４２号公報
【特許文献２】特開平３−１５３８４７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
前述の特許文献１及び特許文献２で開示されたＰの含有量を増加させる技術は溶接性の低下を招いてしまう。すなわち、Ｐ含有量の増加、なかでも０．０５％を超えるような多量のＰ含有は、特に溶接凝固過程の終了期に近い、主として結晶粒界に膜状の液相が存在する段階において、凝固収縮又は熱収縮により加わる歪みが溶接金属の変形能以上になった場合に発生する割れ（以下、「溶接凝固割れ」という。）を著しく誘発する。したがって、特に、０．０５％を超えるような多量のＰ含有は、溶接性という観点からの制限を受けることになるため、特許文献１及び特許文献２で開示されたオーステナイト（系）ステンレス鋼の場合には、必ずしもＰのクリープ強度向上への効果が十分活用されているとは言いがたい。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、クリープ強度が高くかつ経済的でありながら溶接性に優れた母材及び溶接金属からなるＰ含有量の高い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を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、クリープ強度が高くかつ経済的な、Ｐを高濃度に含有させたオーステナイト系ステンレス鋼について、溶接凝固割れを防止して良好な溶接性を具備させることを目的に種々の検討を実施した。
【００１３】
なお、溶接凝固割れは、前述のように、溶接凝固中のデンドライト間に存在する液相が低温域まで膜状に残存する場合に、付加される応力に耐えられずに生じる割れである。
【００１４】
そして、Ｐ含有量の増加によって溶接凝固割れ感受性が増大する、つまり、溶接凝固割れの発生が増えるのは、Ｐが凝固中の液相に著しく濃化して液相の凝固完了温度を大きく低下させるため、液相がより低温域まで残存することに起因するものである。
【００１５】
このため、不純物元素として含まれるＰに起因する溶接凝固割れの発生低減のための研究が種々行われており、例えば、特表２００３−５３５２１３号公報の段落００３０及び００３１に開示されているように、初相をフェライト凝固とするよう化学組成をバランスさせた場合に、溶接凝固割れが抑制できることが知られている。
【００１６】
また、「ステンレス鋼の溶接第１版（著者：西本和俊、夏目松吾、小川和博、松本長、発行年：平成１３年、発行所：産報出版）」の第８７〜８８ページには、デルタフェライトを活用した溶接凝固割れ抑制のためのメカニズムが詳細に記載され、溶接凝固割れの抑制は、フェライトが初晶となる凝固モード、つまり、「ＦＡモード」の場合に、デルタフェライトのオーステナイトへの変態による液相の分断によって実現できると説明されている。
【００１７】
これに対して、本発明者らは、上述の文献とは異なり、あくまでも初相の後に晶出する相（例えば、「ＦＡモード」の凝固の場合ではオーステナイト）の晶出が溶接凝固割れの抑制に有効であるとの着想の下に、各種のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属において初相の後に晶出する相の晶出挙動についての詳細な調査を行った。
【００１８】
その結果、先ず、凝固モードが前記したフェライトが初晶となる「ＦＡモード」だけでなく、オーステナイトが初相となる凝固モードである「ＡＦモード」の場合にも、初相の後に晶出する相は溶接凝固中の液相中央部から晶出・成長する分離共晶型となることが判明した。
【００１９】
そこで、初相が晶出した後に晶出するオーステナイト又はデルタフェライトの晶出タイミングを早期化するよう制御して、膜状に残存する液相を分断することによって割れ発生の伝播方向を分断すれば、「ＦＡモード」の場合に限らず「ＡＦモード」の場合にも、Ｐ含有量の増加に伴う溶接凝固割れ感受性の増大、つまり、溶接凝固割れの発生の増加を抑制できるとの着想に至った。
【００２０】
なお、０．０５％以上のＰを含む場合には、Ｐの凝固モードに及ぼす影響は無視できないと考えられる。
【００２１】
このため、ステンレス鋼の凝固モードを予測できるＰの影響を考慮したミクロ偏析計算モデルを作成した。
【００２２】
そして、このミクロ偏析計算モデルに基づいて、凝固モードが「ＡＦモード」又は「ＦＡモード」となる種々の化学成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼を作製し、溶接凝固割れ感受性に関する研究を行った。
【００２３】
その結果、凝固モードが「ＦＡモード」の場合はもちろん、「ＡＦモード」の場合においても、初相の後に晶出する相の晶出タイミングを早期化すれば、たとえ０．０５％以上のＰを含有する場合でも溶接凝固割れを抑制できることが明らかとなった。
【００２４】
そこで本発明者らは、次に、Ｐを０．０５％以上含むオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、ｓｏｌ．Ａｌ及びＮの含有量を種々変化させて、更に詳細な検討を行った。
【００２５】
その結果、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜５５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％及びＮ：０．０３％以下で、残部がＦｅと不純物のオーステナイト系ステンレス鋼の場合には、下記の（１）式を満足するように成分設計して、初相の後に晶出する相の晶出タイミングを制御すれば、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できることが判明した。
【００２６】
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（１）式。
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００２７】
本発明者らは、更に、上記のオーステナイト系ステンレス鋼におけるＦｅの一部に代えて、Ｎｄ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｏ、Ｃａ及びＭｇを含む場合についても検討を行った。
【００２８】
その結果、Ｆｅの一部に代えて、下記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有するオーステナイト系ステンレス鋼の場合には、下記の（２）式を満足するように成分設計して、初相の後に晶出する相の晶出タイミングを制御すれば、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できることが判明した。
【００２９】
第１群：Ｎｄ：０．５％以下、
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下及びＭｇ：０．０５％以下の１種又は２種、
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（２）式。
なお、（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００３０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）及び（２）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手、並びに（３）及び（４）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料にある。
【００３１】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜５５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％及びＮ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（１）式。
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００３２】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、更に、下記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（２）式。
なお、（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｎｄ：０．５％以下、
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下及びＭｇ：０．０５％以下の１種又は２種。
【００３３】
（３）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．０５〜０．５％、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：６〜５５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％及びＮ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（１）式。
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００３４】
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、更に、下記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有し、かつ下記（２）式を満足することを特徴とする請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料。
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）≧１．３８８・・・（２）式。
なお、（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
第１群：Ｎｄ：０．５％以下、
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下及びＭｇ：０．０５％以下の１種又は２種。
【００３５】
以下、上記（１）及び（２）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手、並びに（３）及び（４）に示すオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００３６】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、Ｐ含有量が高いにも拘わらず、鋼管、鋼板等として、高温強度と耐食性はもちろん溶接性が要求される用途に幅広く適用することができる。また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、上記のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を作製するのに最適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３７】
以下、本発明の溶接継手及び溶接材料における成分元素の限定理由について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３８】
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、高温環境下で使用される際に必要となる引張強さ及びクリープ強度を確保するために有効かつ重要な元素である。本発明のオーステナイト系ステンレス鋼においては、その含有量を０．０５％以上にしないと上記の効果が発揮されず、求められている高温強度が得られない。しかしながら、０．２５％を超える量のＣを含有させても、溶体化状態における未固溶炭化物量が増加するだけで高温強度の向上に寄与しなくなる。また、靱性などの機械的性質や耐食性を劣化させる。このため、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％とした。なお、Ｃの含有量は、０．０６％超え０．２％以下とすることが好ましく、０．０７〜０．１５％であれば一層好ましい。
【００３９】
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有し、また耐酸化性及び耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。前記の効果を必要とする際には、Ｓｉは０．１％以上含有させるのが望ましい。しかしながら、その含有量が２％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を促進し、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性や延性の低下を生じる。更に、完全オーステナイト相凝固する場合には、溶接凝固割れ感受性が極めて大きくなって、溶接凝固割れの発生が増える。したがって、Ｓｉの含有量は２％以下とした。なお、Ｓｉの含有量は１％以下であればより好ましい。
【００４０】
Ｍｎ：０．０１〜３％
Ｍｎは、オーステナイト系ステンレス鋼中に不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性の抑制の他、溶製時の脱酸効果に有効な元素であり、このような効果を得るために、少なくとも０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が３％を超えるとσ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性や延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１〜３％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．０５〜２％であればより好ましく、０．１〜１．５％であれば更に好ましい。
【００４１】
Ｐ：０．０５〜０．５％
Ｐは、本発明において重要な元素であり、炭化物の微細析出に寄与して、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼のクリープ強度を向上させるために、０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｐの含有量が過剰になるとクリープ延性が低下し、特に、その含有量が０．５％を超えるとクリープ延性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量は０．０５〜０．５％とした。なお、Ｐの含有量は０．０６〜０．３％であればより好ましく、０．０８％を超えて０．２％以下であれば更に好ましい。
【００４２】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、オーステナイト系ステンレス鋼を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、その含有量が多くなると、耐食性の低下を招くとともに、熱間加工性と溶接性も劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると、耐食性の低下、熱間加工性と溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましいので、０．０１％以下とすれば更に好ましく、０．００５％以下とすれば極めて好ましい。
【００４３】
Ｃｒ：１５〜３０％
Ｃｒは、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保する重要な元素であり、更にＣｒ系炭化物を形成しクリープ強度を上昇させるのにも寄与する。前記した効果を得るために、Ｃｒは１５％以上含有させる必要がある。なお、Ｃｒの含有量が多いほど耐食性は向上するが、その含有量が３０％を超えると、オーステナイト組織が不安定となってσ相等の金属間化合物やα−Ｃｒ相を生成しやすくなるので、靱性や高温強度の劣化が生じる。したがって、Ｃｒの含有量は１５〜３０％とした。なお、Ｃｒの含有量は１８〜２８％であれば更に好ましい。
【００４４】
Ｎｉ：６〜５５％
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素であり、その必要最少含有量は、オーステナイト系ステンレス鋼中に含まれるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ等のフェライト生成元素やＭｎ、Ｃ、Ｎ等のオーステナイト生成元素の含有量によって定まる。本発明では１５％以上のＣｒを含有させる必要があり、このＣｒ量に対してＮｉの含有量が６％未満の場合には、オーステナイト単相組織にするのが困難であり、更に、高温での長時間使用でオーステナイト組織が不安定になり、σ相等の脆化相析出に起因して高温強度や靱性が著しく劣化してしまう。一方、Ｎｉの含有量が５５％を超えてもその効果は飽和し経済性が損なわれる。したがって、Ｎｉの含有量は６〜５５％とした。なお、Ｎｉを多量に含む場合には、凝固モードが「Ａモード」、つまり、オーステナイト単相での凝固となり前記した（１）式が満たされないことがあるため、Ｎｉの含有量は６〜３０％とすることが好ましく、８〜２５％であれば一層好ましい。
【００４５】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有する。この効果を発揮させるためにはＡｌをｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量が０．１％を超えると、高温での使用中にσ相等の金属間化合物の析出を促進し、靱性や延性、高温強度を低下させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００１〜０．１％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜０．０５％であればより好ましく、０．０１〜０．０３％であれば更に好ましい。
【００４６】
Ｎ：０．０３％以下
Ｎの含有量が０．０３％を超えると、熱間加工性の低下をきたすため、Ｎ含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｎの含有量は少ないほど望ましく、より好ましいのは０．０２％以下、更に好ましいのは０．０１５％以下である。
【００４７】
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）の値：１．３８８以上
上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼は、「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋５×Ｐ）」の値が１．３８８以上、つまり（１）式を満たす場合に、初相の後に晶出する相の晶出タイミングが制御されて、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できる。
【００４８】
上記の理由から、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及び本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、かつ前記（１）式を満たすことと規定した。
【００４９】
なお、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及び本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じて更に、
第１群：Ｎｄ：０．５％以下、
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下及びＭｇ：０．０５％以下の１種又は２種、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。すなわち、前記第１群〜第３群のグループの元素の１種以上を任意元素として添加し、含有させてもよい。
【００５０】
以下、上記の任意元素に関して説明する。
【００５１】
第１群：Ｎｄ：０．５％以下
第１群の元素であるＮｄは、クリープ延性向上作用を有し、特に、０．０５％以上という高い量のＰを含む本発明のオーステナイト系ステンレス鋼において良好なクリープ延性を得るのに有効な元素である。上記の効果を確実に得るには、Ｎｄの含有量は０．００１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｄの含有量が０．５％を超えると、酸化物など介在物の増加を招く。したがって、添加する場合のＮｄの含有量は、０．５％以下とした。なお、Ｎｄの含有量は、０．００１〜０．５％とすることが好ましい。より好ましいＮｄの含有量は、０．００１〜０．２％である。更に一層好ましいＮｄの含有量は、０．００５％以上０．１％未満である。
【００５２】
第２群：Ｃｕ：３％以下、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下、Ｂ：０．０３％以下、Ｖ：１．５％以下、Ｎｂ：１．５％以下、Ｔｉ：２％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下及びＣｏ：５％以下の１種又は２種以上
第２群の元素であるＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＣｏはクリープ強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
【００５３】
Ｃｕ：３％以下
Ｃｕは、高温での使用中に微細なＣｕ相としてオーステナイト母相に整合析出し、クリープ強度を大幅に向上させる作用を有する。上記の効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなり、特に３％を超えると、熱間加工性、溶接性及びクリープ延性の低下を招く。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は、０．５％以下とした。なお、Ｃｕの含有量は、０．０１〜３％とすることが好ましい。Ｃｕ含有量の上限は、２．０％以下とすることがより好ましく、０．９％以下とすれば一層好ましい。
【００５４】
Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下
Ｍｏ及びＷは、クリープ強度及び高温強度の向上に有効な元素である。上記の効果を確実に得るには、ＭｏとＷをそれぞれ単独で添加する場合、含有量はそれぞれ０．０５％以上とし、両元素を複合添加する場合はＭｏ＋（Ｗ／２）で０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、単独添加の場合にＭｏ及びＷをそれぞれ、５％及び１０％を超えて含有させても、また、複合添加の場合にＭｏ＋（Ｗ／２）で５％を超えるＭｏとＷを含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、σ相等の金属間化合物の生成を誘発し、組織安定性及び熱間加工性の劣化を招く。したがって、添加する場合のＭｏ及びＷの含有量は、Ｍｏ：５％以下及びＷ：１０％以下でかつＭｏ＋（Ｗ／２）：５％以下とした。なお、ＭｏとＷをそれぞれ単独で添加する場合の含有量は、Ｍｏは０．０５〜５％、また、Ｗは０．０５〜１０とすることが好ましく、一方、両元素を複合添加する場合の含有量は、Ｍｏ＋（Ｗ／２）で０．０５〜５％とすることが好ましい。Ｍｏ及びＷはフェライト形成元素であるため、オーステナイト組織の安定化のためにはＭｏ及びＷの含有量は、それぞれ４％未満とすることがより好ましい。
【００５５】
Ｂ：０．０３％以下
Ｂは、炭窒化物中に存在して高温での使用中における炭窒化物の微細分散析出を促進するとともに、Ｂ単体で粒界に存在して粒界を強化し粒界すべりを抑制することによって、クリープ強度及び高温強度を改善する。こうした効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．０３％を超えると、溶接性の低下を招く。したがって、添加する場合のＢの含有量は、０．０３％以下とした。なお、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．０３％とすることが好ましい。より好ましいＢの含有量は、０．００１〜０．１％である。更に一層好ましいＢの含有量は、０．００１〜０．００５％である。
【００５６】
Ｖ：１．５％以下
Ｖは、炭化物形成元素であり、クリープ強度及び高温強度の向上に有効である。この効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．０２％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｖの含有量が１．５％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、添加する場合のＶの含有量は、１．５％以下とした。なお、Ｖの含有量は、０．０２〜１．５％とすることが好ましい。より好ましいＶの含有量は、０．０４〜１％である。
【００５７】
Ｎｂ：１．５％以下
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、クリープ強度及び高温強度の向上に有効である。この効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が１．５％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、添加する場合のＮｂの含有量は、１．５％以下とした。なお、Ｎｂの含有量は、０．０５〜１．５％とすることが好ましい。より好ましいＮｂの含有量は、０．０５〜０．６％である。
【００５８】
Ｔｉ：２％以下
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、クリープ強度及び高温強度の向上に有効である。この効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が２％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、添加する場合のＴｉの含有量は、２％以下とした。なお、Ｔｉの含有量は、０．００５〜２％とすることが好ましい。より好ましいＴｉの含有量は、０．０５〜１％である。
【００５９】
Ｔａ：８％以下
Ｔａも炭化物形成元素であり、クリープ強度及び高温強度の向上に有効である。この効果を確実に得るには、Ｔａの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔａの含有量が８％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、添加する場合のＴａの含有量は、８％以下とした。なお、Ｔａの含有量は、０．０１〜８％とすることが好ましい。より好ましいＴａの含有量は、０．０１〜７％である。更に一層好ましいＴａの含有量は、０．０５〜６％である。
【００６０】
Ｚｒ：１％以下
Ｚｒは、主として粒界強化に寄与し、クリープ強度を向上させる。この効果を確実に得るには、Ｚｒの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｚｒの含有量が１％を超えると、機械的性質や溶接性の劣化を招く。したがって、添加する場合のＺｒの含有量は、１％以下とした。なお、Ｚｒの含有量は、０．０００５〜１％とすることが好ましい。より好ましいＺｒの含有量は、０．０１〜０．８％である。更に一層好ましいＺｒの含有量は、０．０２〜０．５％である。
【００６１】
Ｈｆ：１％以下
Ｈｆも主として粒界強化に寄与し、クリープ強度を向上させる。この効果を確実に得るには、Ｈｆの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｈｆの含有量が１％を超えると、機械的性質や溶接性の劣化をきたす。したがって、添加する場合のＨｆの含有量は、１％以下とした。なお、Ｈｆの含有量は、０．０００５〜１％とすることが好ましい。より好ましいＨｆの含有量は、０．０１〜０．８％である。更に一層好ましいＨｆの含有量は、０．０２〜０．５％である。
【００６２】
Ｃｏ：５％以下
Ｃｏは、Ｎｉと同様にオーステナイト組織を安定化し、クリープ強度向上に寄与する。この効果を確実に得るには、Ｃｏの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｏの含有量が５％を超えても前記の効果は飽和し、経済性が低下するばかりである。したがって、添加する場合のＣｏの含有量は、５％以下とした。なお、Ｃｏの含有量は、０．０５〜５％とすることが好ましい。
【００６３】
なお、上記のＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＣｏは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有することができる。
【００６４】
第３群の元素であるＣａ及びＭｇは熱間加工性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第３群の元素について詳しく説明する。
【００６５】
Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、添加する場合のＣａの含有量は、０．０５％以下とした。なお、Ｃａの含有量は、０．０００１〜０．０５％とすることが好ましい。より好ましいＣａの含有量は、０．００１〜０．０２％である。更に一層好ましいＣａの含有量は、０．００１〜０．０１％である。
【００６６】
Ｍｇ：０．０５％以下
Ｍｇも熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、添加する場合のＭｇの含有量は、０．０５％以下とした。なお、Ｍｇの含有量は、０．０００１〜０．０５％とすることが好ましい。より好ましいＭｇの含有量は、０．００１〜０．０２％である。更に一層好ましいＭｇの含有量は、０．００１〜０．０１％である。
【００６７】
なお、上記のＣａ及びＭｇは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種の複合で含有することができる。
【００６８】
（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）の値：１．３８８以上
前記本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及び本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料のＦｅの一部に代えて、上記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有するオーステナイト系ステンレス鋼は、「（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋２×Ｎｂ＋Ｔｉ＋２×Ｐ）／（Ｎｉ＋０．３１×Ｍｎ＋２２×Ｃ＋１４．２×Ｎ＋Ｃｕ＋５×Ｐ）」の値が１．３８８以上、つまり（２）式を満たす場合に、初相の後に晶出する相の晶出タイミングが制御されて、溶接凝固割れを確実かつ安定して抑制できる。
【００６９】
上記の理由から、本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及び本発明（４）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、本発明（１）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及び本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料のＦｅの一部に代えて、上記第１群ないし第３群の中から選ばれた少なくとも１種を含有し、かつ前記（２）式を満たすことと規定した。
【００７０】
本発明（１）及び本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接等の種々の溶接方法で作製することができる。そして、そのオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の作製に用いる溶接材料としては、本発明（３）及び本発明（４）に係るオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料を用いることができる。
【００７１】
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。
【実施例】
【００７２】
表１に示す化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼である鋼１〜１２及び鋼Ａ〜Ｄを高周波加熱真空炉を用いて溶解した後、インゴットに鋳造した。
【００７３】
表１中の鋼１〜１２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表１中の鋼Ａ〜Ｄは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
【００７４】
なお、ボイラの熱交換に用いられるオーステナイト系ステンレス鋼管では、JIS G 3463で規定されているようにＰの含有量は０．０４０％以下に制限されている。このため、表１中の鋼ＡのＰ含有量である０．０３％が、ボイラの熱交換に用いられる一般的なオーステナイト系ステンレス鋼のＰ含有量に相当する。
【００７５】
【表１】
2008030076.tif 000002
【００７６】
得られた各インゴットを通常の方法で熱間鍛造した後、１２００℃で固溶化熱処理を施し、突き合わせ部１．５ｍｍの６０°Ｖ開先加工が施された厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍ及び長さ１５０ｍｍの拘束溶接割れ試験用試験片、並びに、厚さ４ｍｍ、幅１００ｍｍ及び長さ１００ｍｍのトランスバレストレイン試験片を作製した。
【００７７】
このようにして得た各オーステナイト系ステンレス鋼の拘束溶接割れ試験用試験片を用いて、周囲を拘束溶接し、突き合わせ部分に対して溶接電流１５０Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎの条件にてＴＩＧ溶接によりノーフィラー溶接を行い、ビード表面割れ率、つまり、拘束溶接割れ試験片の溶接ビード長に対する凝固割れ発生率を測定した。
【００７８】
また、各オーステナイト系ステンレス鋼の凝固割れ感受性をより詳細に評価するために、前記のトランスバレストレイン試験片を用いて、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１５Ｖ、溶接速度１５ｃｍ／ｍｉｎ、付加歪み２％の条件にてトランスバレストレイン試験を行い、最大割れ長さを測定した。なお、従来、耐熱用として使用されているオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属のトランスバレストレイン試験により評価された最大割れ長さは１ｍｍ以下である。したがって、トランスバレストレイン試験により評価された最大割れ長さが１ｍｍ以下のオーステナイト系ステンレス鋼は溶接凝固割れに対して優れた耐性を有していると考えられる。
【００７９】
更に、あらかじめ各オーステナイト系ステンレス鋼の母材から作製した外径１．２ｍｍの溶接材料（溶接ワイヤー）を使用して、溶接電流１６５Ａ、溶接電圧１５Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎの条件にてＴＩＧ溶接により多層盛り溶接を行い、図１に示す形状の試験片を採取して、７００℃、１４７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行い、溶接継手のクリープ破断時間を調査することも行った。なお、溶接金属の化学組成は、ＴＩＧ溶接の場合希釈はほとんど生じないため、母材と同一である。
【００８０】
表２に、上記の各試験結果をまとめて、前記（１）式又は（２）式の左辺の値とともに示す。なお、表２においては、クリープ破断時間が１０００時間未満のものを「×」、１０００時間以上のものを「○」として示した。
【００８１】
【表２】
2008030076.tif 000003
【００８２】
表２から、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜１２の場合、Ｐを０．０９〜０．２９％という高い値で含むにも拘わらず、拘束溶接割れ試験でのビード表面割れ率が０、つまり、溶接金属中での割れが全く発生しておらず、しかも、トランスバレストレイン試験での最大割れ長さも１ｍｍ以下であって、良好な溶接性を有していることが明らかである。更に、上記鋼１〜１２の場合、クリープ破断時間は１０００時間以上で、クリープ特性にも優れて要ることが明らかである。
【００８３】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ａ〜Ｄの場合、溶接性又はクリープ特性が劣っている。
【００８４】
すなわち、鋼Ａの場合、Ｐ含有量が０．０３％と低いため、拘束溶接割れ試験でのビード表面割れ率が０、つまり、溶接金属中での割れが全く発生しておらず、しかも、トランスバレストレイン試験での最大割れ長さも１ｍｍ以下であって、良好な溶接性を有しているものの、クリープ破断時間が１０００時間に達しておらず、クリープ特性が劣っている。
【００８５】
鋼Ｂ〜Ｄの場合、クリープ破断時間は１０００時間以上でクリープ特性に優れているものの、前記（２）式を満足していないため拘束溶接割れ試験で溶接金属中に割れが発生しており、しかも、トランスバレストレイン試験での最大割れ長さも１ｍｍを超えるもので溶接性に劣っており、実用に適さない。
【産業上の利用可能性】
【００８６】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手は、Ｐ含有量が高いにも拘わらず、鋼管、鋼板等として、高温強度と耐食性はもちろん溶接性が要求される用途に幅広く適用することができる。また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料は、上記のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手を作製するのに最適である。
【図面の簡単な説明】
【００８７】
【図１】実施例のクリープ破断試験で用いた試験片の形状を示す図である。
【図１】
2008030076.tif 000004