專利名稱：：奧氏體系不銹鋼焊接接頭以及奧氏體系不銹鋼焊接材料的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及奧氏體系不銹鋼焊接接頭以及奧氏體系不銹鋼焊接材料。詳細(xì)而言，涉及這樣的奧氏體系不銹鋼焊接接頭以及奧氏體系不銹鋼焊接材料作為鋼管、鋼板等能夠廣泛應(yīng)用于要求有高溫強(qiáng)度和耐腐蝕性的用途中是自不必說的，并且雖含有大于0.04%的較高量的P，但仍具有優(yōu)異的耐焊接凝固裂紋性。
背景技術(shù)：
：奧氏體系不銹鋼例如像JISG4304(2005)所規(guī)定的SUS304、以及SUS316、SUS310S等那才羊i也是^l夸Cr以及Ni作為主要元素的耐腐蝕性優(yōu)異的材料。但是，現(xiàn)狀是在任意一種奧氏體系不銹鋼中構(gòu)成元素的含量都設(shè)有限制，特別是作為雜質(zhì)元素的P通常被限制在0.045。/0以下。另外，作為其焊接所用的焊接材料，例如在JISG4316(1991)中，奧氏體系焊接用不銹鋼線材的P被限制在更低的0.030%以下。另一方面，在以高濃度含有原本作為雜質(zhì)元素的P時(shí)，公知會(huì)有助于M23C6碳化物的微細(xì)化所引起的析出固化，提高蠕變強(qiáng)度。因此，例如在專利文獻(xiàn)l~3中提出了一種含有較高濃度P的技術(shù)。即、在專利文獻(xiàn)l中公開了通過含有0.05~0.40。/。的P從而利用P的析出固化促進(jìn)作用顯著提高高溫強(qiáng)度的"閥用耐熱鋼的改進(jìn)"。另外，在專利文獻(xiàn)2中公開了在將C的含量設(shè)在0.0P/。以下的極低碳的奧氏體不銹鋼中含有0.030.08%的P的"蠕變強(qiáng)度優(yōu)異的奧氏體不銹鋼"。另外，在專利文獻(xiàn)3中7>開了一種含有0.05~0.300/。的P的高溫強(qiáng)度優(yōu)異的"奧氏體系不銹鋼"。這樣，在含有高濃度的P時(shí)，可以有助于M23Ce碳化物的微細(xì)化，并提高蠕變強(qiáng)度。但是，特別是像SUS310S那樣的進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼中的P含量的增加會(huì)導(dǎo)致焊接性下降。即、特別是在接近焊接凝固過程的結(jié)束期、主要是在結(jié)晶晶界中存在膜狀的液相的階段，使在因凝固收縮或熱收縮而施加的應(yīng)變在焊接金屬的變形能量以上的情況下所產(chǎn)生的裂紋(以下、稱作"焊接凝固裂紋"。)顯著增多。因此，特別是在進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼的情況下，含有大量的P受到從確保焊接性的觀點(diǎn)出發(fā)的限制，例如在非專利文獻(xiàn)1中說明了應(yīng)該嚴(yán)格限制P的含量。專利文獻(xiàn)1所公開的技術(shù)雖然較適合用在排氣閥、斷流閥等中，但沒有任何關(guān)于因含有大量的P而使焊接凝固裂紋敏感性顯著增大的記載。因而，用作必須進(jìn)行焊接的鋼材是非常困難的，特別是無法用作進(jìn)行完全凝固的那樣的奧氏體系不銹鋼材。另外，在專利文獻(xiàn)2中，只記載了為了不影響焊接性而將P的含量的上限設(shè)為0.08%,對于應(yīng)該注意的初晶奧氏體凝固特別是進(jìn)行完全奧氏體凝固的那樣的奧氏體系不銹鋼的焊接凝固裂紋敏感性的降低完全沒有記載。因而，尤其無法將專利文獻(xiàn)2所公開的奧氏體不銹鋼用作進(jìn)行完全奧氏體凝固的那樣的奧氏體系不^"鋼材。專利文獻(xiàn)3所公開的技術(shù)的確可以作為鋼管、鋼板、棒鋼、鑄鋼品、鍛鋼品等而廣泛用于要求高溫強(qiáng)度和耐腐蝕性的用途在將專利文獻(xiàn)3所公開的奧氏體系不銹鋼用作進(jìn)行完全奧氏體凝固那樣的奧氏體系不銹鋼材的情況下，并非一定可以確保優(yōu)異的耐焊接凝固裂紋性。專利文獻(xiàn)l:日本特7>昭37-17113號7>才艮專利文獻(xiàn)2:曰本特開曰召62_267454號/>凈艮專利文獻(xiàn)3:WO2006/106944號/^才艮非專利文獻(xiàn)l:Y.Arata、F.MatsudaandS.Katayama:TransactionsofJWRI、Vol.6-1(1977)ppl05-11
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于提供即使P含量較高、且進(jìn)行完全奧氏體凝固、焊接性尤其耐焊接凝固裂紋性仍然優(yōu)異的奧氏體系不銹鋼焊接接頭和奧氏體系不銹鋼焊接材料。雖然公知以往通過提高蠕變強(qiáng)度等可以對鋼鐵材料的特性產(chǎn)生良好的影響，但本發(fā)明人為了顯著加強(qiáng)焊接凝固裂紋敏感性而以高濃度含有其含量受到抑制的P,且對于進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼，以防止焊接凝固裂紋而使其具有良好的焊接性為目的實(shí)施了各種研究。另外，焊接凝固裂紋如上所述，是焊接凝固過程中的存在于樹枝狀晶體(dendrite)間的液相在呈膜狀地殘留到低溫區(qū)的情況下、無法承受所施加的應(yīng)力而產(chǎn)生的裂紋。然后，因P含量的增加而使焊接凝固裂紋敏感性增大、即焊接凝固裂紋的增多是由于如下緣故P在凝固過程中的液相中明顯變濃而使液相的凝固結(jié)束溫度大幅降低，因此液相殘留到更低溫區(qū)。因此，進(jìn)行了各種用于減少由作為雜質(zhì)而含有的P導(dǎo)致產(chǎn)生的焊接凝固裂紋的研究，由于P在奧氏體中基本不會(huì)固溶，所以進(jìn)行初晶奧氏體凝固的情況自不必說、甚至在以完全奧氏體的方式進(jìn)行凝固的情況下也會(huì)顯著加強(qiáng)焊接凝固裂紋敏感性。因此，特別是在進(jìn)行完全奧氏體凝固的不銹鋼中設(shè)有對P含量的限制，例如，在作為上述進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼的代表鋼種的基于JISG4304(2005)規(guī)定的SUS310S中，實(shí)際情況是P的含量被限制在0.045。/。以下，其焊接所用的焊接材料考慮到焊接凝固裂紋性、在JISG4316(1991)中被限制在更低的0.030%以下。但是，如上所述，公知P是使蠕變強(qiáng)度等提高的元素，因此在能降低進(jìn)行完全奧氏體凝固的不銹鋼的凝固裂紋敏感性的情況下，可以大大有助于確保例如作為在高溫環(huán)境下使用的鍋爐、以及化學(xué)設(shè)備的材料而被采用的奧氏體系不銹鋼的顯著高功能化、即優(yōu)異的高溫強(qiáng)度以及組織穩(wěn)定性等。因此，本發(fā)明人對于降低含有高濃度P、并進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼的焊接凝固裂紋敏感性的可能性進(jìn)行了調(diào)查。首先，本發(fā)明人對于這樣一種元素進(jìn)行了研究在將因在焊接凝固過程中未固溶在奧氏體中而在液相中明顯變濃的P固定為磷化物、并使該磷化物自液相中結(jié)晶時(shí)，即使是在進(jìn)行凝固裂紋敏感性最高的完全奧氏體凝固的情況下，該元素也可以使對凝固裂紋敏感性產(chǎn)生較大影響的液相提前消失，與P的親和力強(qiáng)、固定P的能力高。結(jié)果得出這樣的見解稀土類元素(以下也稱作"REM"。)是與P的親和力較強(qiáng)的元素、即是P固定化能力非常高的元素。另外，"REM"是指Sc、Y以及鑭系元素總共17種元素的總稱。因此，本發(fā)明人接下來制作出考慮了磷化物的結(jié)晶的顯微偏析計(jì)算模型，對為了使對于P的凝固裂紋敏感性的不良影響無害化而所需要的REM的含量進(jìn)行了預(yù)測。結(jié)果判斷出，若REM的含量在大于0.2Q/。且在0.6。/。以下的范圍中時(shí)，有時(shí)可以促進(jìn)液相的提前結(jié)晶，降低凝固裂紋敏感性。另外，上述REM的含量是指REM中的l種或2種以上的元素的總含量。因此，本發(fā)明人進(jìn)一步制作出各種實(shí)際上以質(zhì)量％計(jì)含有0.1%的P的進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼，對于在改變了REM的含量的情況下的焊接凝固裂紋敏感性進(jìn)行了詳細(xì)調(diào)查。結(jié)果判斷出，在通過滿足包括P的影響在內(nèi)的下述式(1)或式(2)而進(jìn)行完全奧氏體凝固地進(jìn)行了成分設(shè)計(jì)的高P的奧氏體系不銹鋼的情況下，若含有通過數(shù)值計(jì)算而預(yù)測到的"大于0.2%且在0.6%以下"這樣適量的REM,則即使在進(jìn)行完全奧氏體凝固時(shí)含有0.1%這樣較高量的P的情況下也能夠抑制焊接凝固裂紋的產(chǎn)生。(Cr+1.5xSi+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)<l.388…式(1)(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xP)<1.388…式(2)在此，式(1)以及式(2)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。本發(fā)明是基于上述見解而完成的，其要旨在于提供下述(1)以及(2)所示的奧氏體系不銹鋼焊接接頭、和(3)以及(4)所示的奧氏體系不銹鋼焊接材料。(1)一種奧氏體系不銹鋼焊接接頭，其特征在于，母材以及焊接金屬以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.3%以下、Si:2%以下、Mn:0.01~3.0%、P:大于0.04%且在0.3%以下、S:0.03%以下、Cr:12~30%、Ni:6~55%、稀土類元素大于0.2%且在0.6%以下、sol.Al:0.0013。/。以及N:0.3%以下，剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足下述式(l):(Cr+1.5xSi+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)<l.388…式(1)。在此，式(1)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。(2)根據(jù)上述(1)所述的奧氏體系不銹鋼焊接接頭，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有從下述第1組以及第2組中選出的1種或2種以上的元素來代替Fe的一部分，且滿足下述式(2):(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xP)<1.388…式(2)在此，式(2)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。第l組Mo:5%以下、W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下、Ti:3%以下、Nb:1.5%以下、Ta:8%以下、V:1.5%以下、Zr:1%以下、Hf:1%以下、B:0.03%以下、Cu:3%以下、以及Co:5%以下的l種或2種以上；第2組Ca:0.05。/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。(3)—種奧氏體系不銹鋼焊接材料，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.3%以下、Si:2%以下、Mn:0.01~3.0%、P:大于0.04%且在0.3%以下、S:0.03%以下、Cr:12~30%、Ni:6~55%、稀土類元素大于0.2%且在0.6%以下、sol.Al:0.001-3。/q以及N:0.3%以下，剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足下述式(1):<formula>formulaseeoriginaldocumentpage10</formula>在此，式(1)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。(4)根據(jù)上述(3)所述的奧氏體系不銹鋼焊接材料，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有從下述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替Fe的一部分，且滿足下述式(2):<formula>formulaseeoriginaldocumentpage10</formula>在此，式(2)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。第l組Mo:5%以下、W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下、Ti:3%以下、Nb:1.5%以下、Ta:8%以下、V:1.5%以下、Zr:1%以下、Hf:1%以下、B:0.03%以下、Cu:3%以下、以及Co:5%以下的1種或2種以上；第2組Ca:0.05Q/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。以下，分別將上述(1)以及(2)所示的奧氏體系不銹鋼焊接接頭、和(3)以及(4)所示的奧氏體系不銹鋼焊接材料的發(fā)明稱作"本發(fā)明(l)"~"本發(fā)明(4)"。另外，有時(shí)總稱為"本發(fā)明"。本發(fā)明所說的"稀土類元素(REM)"是指Sc、Y以及鑭系元素總共17種元素的總稱，REM的含量是指REM中的l種或2種以上的元素的總含量。本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼焊接接頭雖然p的含量高、且進(jìn)行完全奧氏體凝固，由于能夠抑制焊接凝固裂紋的產(chǎn)生，因此可以廣泛應(yīng)用在要求有焊接施工的用途中。另外，本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼焊接材料最適合用于制作上述奧氏體系不銹鋼焊接接頭。具體實(shí)施例方式下面，詳細(xì)說明本發(fā)明的焊接接頭以及焊接材料中的成分元素的限定理由。另外，在以下說明中，各元素的含量的"％，，是指"質(zhì)量％"。C:0.3%以下C是用于穩(wěn)定奧氏體的元素，也具有提高拉伸強(qiáng)度、蠕變強(qiáng)度的作用。但是，在C的含量過多、特別是大于0.3%時(shí)，會(huì)增大焊接凝固裂紋敏感性并且導(dǎo)致耐腐蝕性的顯著變差。因而，將C的含量設(shè)在0.3。/。以下。為了確保C對上述奧氏體的穩(wěn)定化作用和提高拉伸強(qiáng)度、蠕變強(qiáng)度的作用，優(yōu)選將C含量的下限設(shè)為0.05M。另外，在要求具有優(yōu)異的耐腐蝕性的情況下，可以通過減少C的含量來提高耐晶界腐蝕性，從而即使在高溫度區(qū)域也可以使用，因此在高溫區(qū)域使用且要求高耐腐蝕性的情況下，優(yōu)選降低C含量的上限。因而，從奧氏體的穩(wěn)定化、確保拉伸強(qiáng)度、蠕變強(qiáng)度、確保良好的耐腐蝕性這樣的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選C含量大于0.06。/。且在0.25%以下，更優(yōu)選為0.07~0.15%。Si:2%以下Si在熔煉奧氏體系不銹鋼時(shí)具有脫氧作用，并且是有效提高耐氧化性以及耐水蒸氣氧化性等的元素。為了獲得上述效果，最好含有0.1。/。以上的Si。但是，在Si的含量過多、特別是在大于2%時(shí)，會(huì)使焊接凝固裂紋敏感性顯著增大，并且由于Si是用于穩(wěn)定鐵素體的元素，從而難以穩(wěn)定地進(jìn)行完全奧氏體凝固而形成奧氏體單相組織。因而，將Si的含量設(shè)在2。/。以下。另外，優(yōu)選Si的含量在1%以下。Mn:0.01~3%Mn是用于穩(wěn)定奧氏體的元素，并且是除了能夠抑制作為雜質(zhì)在奧氏體系不銹鋼中含有的S造成的熱加工脆性之外，還是有效獲得熔煉時(shí)的脫氧效果的元素。為了獲得上述效果，必須含有0.01。/。以上的Mn。但是，在Mn的含量大于3。/。時(shí)，促進(jìn)o相等的金屬互化物相的析出，并且在高溫環(huán)境下使用的情況下，發(fā)生因高溫下的組織穩(wěn)定性的變差而導(dǎo)致韌性、延展性下降。因而，將Mn的含量設(shè)為O.Ol~3%。另夕卜，更優(yōu)選Mn的含量為0.05~2%，進(jìn)一步優(yōu)選為O.l~1.5%。P:大于0.04%且在0.3%以下公知P是用于使焊接凝固裂紋敏感性顯著增大的元素，特別是在進(jìn)行完全奧氏體凝固的情況下其影響更加明顯。因此，以往對P的含量設(shè)有限制，但在含有大于0.04。/。的P時(shí)，有助于碳化物的微細(xì)析出，可以獲得例如提高在高溫環(huán)境下使用的情況下的蠕變強(qiáng)度等、提高材料特性的效果。另外，在本發(fā)明中，通過含有后述的量的REM可以排除導(dǎo)致完全奧氏體凝固下的焊接凝固裂紋感受性增大的P的不良影響，但若P的含量過多、特別是在大于0.3%時(shí)，不能避免蠕變延展性的下降等不良影響。因而，將P的含量設(shè)成大于0.04Q/o且在0.3。/o以下。另外，P的優(yōu)選含量是大于0.05%且在0.25%以下，更優(yōu)選的含量是大于0.08%且在0.2%以下。S:0.03%以下S是在熔煉奧氏體系不銹鋼時(shí)從原料等混入進(jìn)來的雜質(zhì)元素，在s的含量變多時(shí)，導(dǎo)致耐腐蝕性下降，并且使熱加工性和焊接性變差，特別是在S的含量大于0.03。/。時(shí)，耐腐蝕性明顯下降、熱加工性和焊接性明顯變差。因而，將S的含量設(shè)在0.030/0以下。另外，優(yōu)選盡可能減少S的含量，因此更優(yōu)選在0.01%以下，最優(yōu)選在0.005%以下。Cr:12~30%Cr是用于在奧氏體系不銹鋼的表面形成薄的氧化保護(hù)膜而確保耐氧化性、耐水蒸氣氧化性、耐高溫腐蝕性等的必須的元素。為了獲得上述效果，必須含有12。/。以上的Cr。另外，Cr的含量越多耐腐蝕性越優(yōu)異，但由于Cr是用于穩(wěn)定鐵素體的元素，在其含量大于30%時(shí)，奧氏體組織變得不穩(wěn)定從而易于生成cj相等的金屬互化物、(x-Cr相，因此韌性、高溫強(qiáng)度變差。因而，將Cr的含量設(shè)為12~30%。另外，Cr的優(yōu)選含量為1528%,更優(yōu)選Cr的含量為18~26%。Ni:6~55%Ni是為了確保穩(wěn)定的奧氏體組織而必須的元素，Ni的必要最少含量由在奧氏體系不銹鋼中含有的Cr、Mo、W、Nb等鐵素體生成元素、Mn、C、N等奧氏體生成元素的含量來決定。在本發(fā)明中必須含有12。/。以上的Cr,在Ni的含量相對于該Cr的量不足6%的情況下，難以進(jìn)行完全奧氏體凝固而形成奧氏體單相組織。另一方面，在Ni的含量大于55。/。的情況下，由于難以在奧氏體中固溶的P在液相中明顯變濃，因此導(dǎo)致焊接凝固裂紋敏感性的增大。因而，將Ni的含量設(shè)為655%。另夕卜，Ni的優(yōu)選含量為1040%,更優(yōu)選的含量為大于15%且在30%以下。REM:大于0.2%且在0.6%以下REM在本發(fā)明中是最重要的元素之一。由于REM與P的親和力大，因此即使含有大于以往設(shè)有限制的量的P的情況下，也可以與在焊接凝固過程中在液相中變濃的P結(jié)成一體而結(jié)晶為磷化物，促進(jìn)液相提前消失，從而顯著降低焊接凝固裂紋敏感性。為了在如上所述的P的含量范圍內(nèi)發(fā)揮上述REM的效果，必須含有大于0.2。/。的量的REM。另一方面，在REM的含量大于0.6%時(shí)，因REM磷化物的結(jié)晶而使液相的提前消失效果顯著降低，反而增大焊接凝固裂紋敏感性，而且因REM磷化物的結(jié)晶量的增加而導(dǎo)致熱加工性的顯著下降。因而，將REM的含量設(shè)為大于0.2。/o且在0.6。/o以下。另夕卜，REM的優(yōu)選含量為大于0.3%且在0.6%以下。sol.Al:0.001~3%Al在熔煉奧氏體系不銹鋼時(shí)具有脫氧作用。為了發(fā)揮該效果，作為sol.Al("酸可溶性A1")必須含有0.001。/o以上的Al。但是，在作為sol.Al的Al的含量大于3。/。時(shí)，高溫下使用會(huì)促進(jìn)o相等的金屬互化物的析出，使韌性、延展性、高溫強(qiáng)度下降。因而，將sol.Al的含量設(shè)為0.001~3%。另夕卜，更優(yōu)選sol.Al的含量為0.005~2%,進(jìn)一步優(yōu)選為O.Ol~1%。N:0.3以下N是用于穩(wěn)定奧氏體的元素，具有提高蠕變強(qiáng)度的作用。但是，在N的含量過多時(shí)，使熱加工性以及冷加工性下降，特別是在大于0.3%時(shí)，熱加工性以及冷加工性顯著降低。因而，將N的含量設(shè)在0.3。/。以下。另外，N的優(yōu)選含量是在0.1。/。以下，進(jìn)一步優(yōu)選在0.03%以下。(Cr+1.5xSi+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)的值小于1.388在含有上述范圍的從C到N的元素，且剩余部分為由Fe以及雜質(zhì)組成的奧氏體系不銹鋼滿足"(Cr+1.5xSi+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)"的值小于1.388、即滿足式(l)的情況下，即使在進(jìn)行完全奧氏體凝固而形成奧氏體單相組織的情況下，也能夠可靠且穩(wěn)定地抑制焊接凝固裂紋。根據(jù)上述理由，規(guī)定了本發(fā)明(1)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭的母材以及焊接金屬含有上述范圍的從C到N的元素，且剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足上述式(l)。根據(jù)同樣的理由，規(guī)定了本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼焊接材料含有上述范圍的從C到N的元素，且剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足上述式(l)。另外，本發(fā)明(1)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭根據(jù)需要還可以含有從下述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替其母材以及焊接金屬的Fe的一部分，并且本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼焊接材料根據(jù)需要也可以含有從下述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替其Fe的一部分；第l組Mo:5%以下、W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下、Ti:3%以下、Nb:1.5%以下、Ta:8%以下、V:1.5%以下、Zr:1%以下、Hf:1%以下、B:0.03%以下、Cu:3%以下、以及Co:5%以下的1種或2種以上；第2組Ca:0.05。/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。即、也可以含有上述第l組以及第2組的組合中的元素的l種或2種以上為任意元素。下面，說明上述的任意元素。第l組Mo:5%以下、W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下、Ti:3%以下、Nb:1.5%以下、Ta:8%以下、V:1.5%以下、Zr:1%以下、Hf:1%以下、B:0.03%以下、Cu:3%以下、以及Co:5%以下的1種或2種以上由于作為第l組的元素的Mo、W、Ti、Nb、Ta、V、Zr、Hf、B、Cu以及Co具有提高蠕變強(qiáng)度的作用，因此為了獲得該效果也可以含有上述元素。下面，詳細(xì)說明第l組的元素。Mo:5M以下以及W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下Mo以及W是有效提高蠕變強(qiáng)度以及高溫強(qiáng)度的元素。Mo還具有提高耐點(diǎn)腐蝕性的作用。為了可靠地獲得上述效果，優(yōu)選在分別單獨(dú)添加Mo和W的情況下，將兩者的含量分別設(shè)在0.05%以上，在復(fù)合含有兩元素的情況下，將兩者含量設(shè)為Mo+(W/2)在0.05。/。以上。但是，在單獨(dú)含有兩者的情況下Mo以及W的含量分別大于5%以及10%時(shí)、或在復(fù)合含有兩者的情況下Mo和W的含量為Mo+(W/2)大于5%時(shí)，上述效果飽和從而增大成本，并且由于Mo以及W是用于穩(wěn)定鐵素體的元素，因此誘發(fā)生成o相等的金屬互化物，導(dǎo)致組織穩(wěn)定性以及熱加工性變差。因而，將添加時(shí)Mo以及W的含量設(shè)為Mo:5。/。以下以及W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下。另外，優(yōu)選在分別單獨(dú)添加Mo和W的情況下，Mo的含量為0.05~5%，另外W為0.0510%，另一方面，優(yōu)選在復(fù)合添加兩元素的情況下，兩者的含量為Mo+(W/2):0.05~5%。另外，如上所述，由于Mo以及W是鐵素體形成元素，因此為了使奧氏體組織穩(wěn)定，更優(yōu)選在分別單獨(dú)地含有Mo和W的情況下的含量為Mo在0.05。/。以上且小于4%、并且W為0.05。/。以上且小于4%。Ti:3%以下Ti是碳化物形成元素，且是有效提高高溫強(qiáng)度的元素。Ti也具有通過固定C而提高晶界耐腐蝕性的作用。為了可靠地獲得該效果，Ti的含量最好在0.005。/o以上。但是，在Ti的含量大于3%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致以韌性為首的機(jī)械性能大幅變差。因而，將添加時(shí)Ti的含量設(shè)為3。/Q以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的Ti的含量為0.005-3%,更優(yōu)選為0.01~2%。添加時(shí)的Ti的含量最優(yōu)選為0.05~1%。Nb:1.5%以下Nb是碳化物形成元素，且是有效提高高溫強(qiáng)度的元素。Nb也具有通過固定C而提高晶界耐腐蝕性的作用。為了可靠地獲得該效果，Nb的含量最好在0.05。/。以上。但是，在Nb的含量大于1.5%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致以韌性為首的機(jī)械性能大幅變差。因而，將添加時(shí)Nb的含量設(shè)為1.5%以下。另外，優(yōu)選Nb的含量為0.05~1.5%,更優(yōu)選為0.05~1%。添加時(shí)的Nb的含量最優(yōu)選為0.05~0.6%。Ta:8%以下Ta也是碳化物形成元素，有效提高高溫強(qiáng)度。Ta也具有通過固定C而提高晶界耐腐蝕性的作用。為了可靠地獲得該效果，Ta的含量最好在0.01。/。以上。但是，在Ta的含量大于8。/。時(shí)，會(huì)導(dǎo)致以韌性為首的機(jī)械性能大幅變差。因而，將添加時(shí)Ta的含量設(shè)為8%以下。另夕卜，優(yōu)選添加時(shí)Ta的含量為O.Ol~8%,更優(yōu)選為O.Ol~7%。添加時(shí)的Ta的含量最優(yōu)選為0.05~6%。V:1.5%以下V是碳化物形成元素，有效提高高溫強(qiáng)度。V也具有通過固定C而提高晶界耐腐蝕性的作用。為了可靠地獲得該效果，V的含量最好在0.02%以上。但是，在V的含量大于1.5。/。時(shí)，會(huì)導(dǎo)致以韌性為首的機(jī)械性能大幅變差。因而，將添加時(shí)v的含量設(shè)在1.5%以下。另外，優(yōu)選V的含量為0.021.5%,更優(yōu)選為0.04~1%。Zr:1%以下Zr主要有助于強(qiáng)化晶界，提高高溫強(qiáng)度。為了可靠地獲得該效果，Zr的含量最好在0.0005。/。以上。但是，在Zr的含量大于1%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致機(jī)械性能、焊接性變差。因而，將添加時(shí)Zr的含量"&在1%以下。另夕卜，優(yōu)選添加時(shí)的Zr的含量為0.0005~1%，更優(yōu)選為O.Ol~0.8%。添加時(shí)的Zr的含量最優(yōu)選為0.020.5%。Hf:1%以下Hf也主要有助于強(qiáng)化晶界，提高高溫強(qiáng)度。為了可靠地獲得該效果，Hf的含量最好在0.0005。/。以上。但是，在Hf的含量大于1%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致機(jī)械性能、焊接性變差。因而，將添加時(shí)Hf的含量設(shè)在l。/。以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的Hf的含量為0.0005~1%,更優(yōu)選為0.01~0.8%。添加時(shí)的Hf的含量最優(yōu)選為0.02~0.5%。B:0.03%以下B存在于碳氮化合物中而促進(jìn)在高溫條件下使用時(shí)的碳氮化合物的微細(xì)分散析出，并且B單體存在于晶界中而強(qiáng)化晶界，并抑制晶界滑移，從而提高高溫強(qiáng)度并且改善蠕變強(qiáng)度。為了可靠地獲得這樣的效果，B的含量最好在0.0005。/。以上。但是，在B的含量大于0.03。/。時(shí)，會(huì)導(dǎo)致焊接性下降。因而，將添加時(shí)B的含量設(shè)在0.03。/。以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的B的含量為0.0005-0.03%,更優(yōu)選為O.OOl~0.01%。添加時(shí)的B的含量最優(yōu)選為O.OOl~0.005%。Cu:3%以下Cu用于穩(wěn)定奧氏體，且在高溫條件下使用Cu時(shí)，Cu作為微細(xì)的Cu相與奧氏體母相整合析出，具有大幅提高高溫強(qiáng)度的作用。為了可靠地獲得上述效果，Cu的含量最好在O.OP/。以上。但是，在Cu的含量變多、特別是在大于3%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致熱加工性、焊接性以及蠕變延展性下降。因而，將例如從節(jié)省原料成本的方面出發(fā)以穩(wěn)定奧氏體等來確保更大的高溫強(qiáng)度為目的而添加Cu來代替Ni時(shí)的Cu的含量設(shè)在3。/。以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的Cu的含量為0.01。/Q~3%。添加時(shí)的Cu的含量的上限更優(yōu)選為2%,最優(yōu)選為0.9%。Co:5%以下Co與Ni、以及Cu同樣使奧氏體組織穩(wěn)定，有助于提高高溫強(qiáng)度。為了可靠地獲得該效果，Co的含量最好在0.05。/。以上。但是，即使Co的含量大于5。/。，上述效果飽和，只會(huì)降低經(jīng)濟(jì)性。因而，將添加時(shí)Co的含量設(shè)為5%以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的Co的含量為0.05~5%。另外，能夠只含有上述Mo、W、Ti、Nb、Ta、V、Zr、Hf、B、Cu以及Co中任意l種、或復(fù)合含有2種以上。由于作為第2組元素的Ca以及Mg具有提高熱加工性的作用，因此為了獲得該效果也可以含有上述元素。下面，詳細(xì)說明第2組元素。Ca:0.05%以下Ca具有提高熱加工性的作用。為了可靠地獲得該效果，優(yōu)選Ca的含量在0.0005。/。以上。但是，在Ca的含量大于0.05。/。時(shí)，形成氧化物系夾雜物，反而使熱加工性下降，延展性也會(huì)變差。因而，將添加時(shí)Ca的含量設(shè)為0.05。/o以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的Ca的含量為0.0005~0.05%，更優(yōu)選為0.001~0.02%。最優(yōu)選添加時(shí)的Ca的含量為O.OOl~0.01%。Mg:0.05%以下Mg也具有提高熱加工性的作用。為了可靠地獲得該效果，優(yōu)選Mg的含量在0.0005。/。以上。但是，在Mg的含量大于0.050/0時(shí)，形成氧化物系夾雜物，反而使熱加工性下降，延展性也會(huì)變差。因而，將添加時(shí)Mg的含量設(shè)為0.05。/o以下。另外，優(yōu)選添加時(shí)的Mg的含量為0.0005~0.05%,更優(yōu)選為0.001~0.02%。最優(yōu)選添加時(shí)的Mg的含量為0.001~0.01%。另外，能夠只含有上述Ca以及Mg中任意l種、或復(fù)合含有2種。(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xP)的值小于1.388在含有/人上述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替上述本發(fā)明(1)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭的母材以及焊接金屬的Fe的一部分、并且代替本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼焊接材料的Fe的一部分的奧氏體系不銹鋼的"(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xP)"的il小于1.388、即滿足式(2)時(shí)，即^(吏在進(jìn)4亍完全奧氏體凝固而形成奧氏體單相組織的情況下，也能夠可靠且穩(wěn)定地抑制焊接凝固裂紋。根據(jù)上述理由，規(guī)定了本發(fā)明(2)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭以及本發(fā)明(4)的奧氏體系不銹鋼焊接材料含有從上述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替本發(fā)明(1)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭以及本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼焊接材料的Fe的一部分，且滿足上述式(2)。本發(fā)明(1)以及本發(fā)明(2)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭能夠利用TIG焊接、MIG焊接等各種焊接方法來制作。另外，根據(jù)所采用的焊接方法和焊接條件，選擇可獲得上述焊接金屬的組成的組成材料作為制作上述奧氏體系不銹鋼焊接接頭時(shí)所用的焊接材料。在采用TIG焊接情況下，由于焊接材料的組成實(shí)質(zhì)上是可以與焊接金屬的組成相同的，因此例如最好使用本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼焊接材料作為制作本發(fā)明(1)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭時(shí)所用的焊接材料，另外最好使用本發(fā)明(4)的奧氏體系不銹鋼焊接材料作為制作本發(fā)明(2)的奧氏體系不銹鋼焊接接頭時(shí)所用的焊接材料。下面，利用實(shí)施例進(jìn)一步具體說明本發(fā)明，但是本發(fā)明并不限定于該實(shí)施例。實(shí)施例采用高頻加熱真空爐溶解作為具有表l所示的化學(xué)組成的奧氏體系不銹鋼的鋼l~9以及鋼AE之后，鑄造成鋼錠。表1中的鋼1~9是化學(xué)組成在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)的鋼。另一方面，表1中的鋼AE是化學(xué)組成在本發(fā)明所規(guī)定的條件之外的比較例的鋼。<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>施固溶化熱處理，制作出對接部實(shí)施了1.5mm的60。V形坡口加工的厚12mm、寬50mm以及長150mm的拘束焊接裂紋試驗(yàn)用試-驗(yàn)片和厚4mm、寬100mm以及長100mm的可變拘束(trans-varestrain)試驗(yàn)片。另夕卜，鋼C以及鋼D由于含有大于本發(fā)明所規(guī)定的值的過量的Nd,因此熱加工性較低，在進(jìn)行熱鍛造時(shí)產(chǎn)生許多裂紋而無法選取試驗(yàn)片。這是因?yàn)?，由于Nd的含量過多而使大量的NdP過早地結(jié)晶，無法獲得液相的提前消失效果，相反使凝固裂紋敏感性增大，或者是因?yàn)镹dP未結(jié)晶而是重復(fù)進(jìn)行Nd單獨(dú)的偏析，從而固液共存溫度范圍顯著增大，凝固裂紋敏感性增大。解、即P的顯著的晶界偏析而導(dǎo)致產(chǎn)生的凝固裂紋，一般認(rèn)為沒有必要用于焊接試驗(yàn)、且凝固裂紋敏感性非常高，難以用作實(shí)用鋼。使用上述那樣獲得的各奧氏體系不銹鋼的拘束焊接裂紋試驗(yàn)用試驗(yàn)片，對該試驗(yàn)片周圍進(jìn)行拘束焊接。另外，預(yù)先使用利用各奧氏體系不銹鋼的母材制作出的外徑1.2mm的焊接材料(焊條)、利用TIG焊接以焊接電流165A、焊接電壓15V、焊接速度10cm/min的條件對對接部分進(jìn)行填充焊接(fillerwelding)。表2表示相對于拘束焊接裂紋試驗(yàn)片的焊接焊道長度的凝固裂紋產(chǎn)生率的測量結(jié)果。在此，由于在TIG焊接的情況下基本上沒有發(fā)生稀釋，因此焊接金屬的化學(xué)組成與母材是相同的。無法選取試驗(yàn)片。因此，不能實(shí)施拘束焊接裂紋試驗(yàn)，所以在表2的"拘束焊接裂紋試驗(yàn)中的焊道表面裂紋率"欄中表示為表2<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>鋼7、鋼A以及鋼C的式子的值是(Cr+1.5XSi+2XP)/(Ni十O.31XMn+22XC+14.2XN+5XP)的值，其他鋼的式子的值是(Cr+l.5XSi+2XNb+Ti+2XP)/(Ni+0.31XMn+22XC+14.2XN+5XP)的值。鋼C以及鋼D中的"-"是表示Nd的含量高、熱加工性低、在進(jìn)行熱鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋而無法選取試驗(yàn)片，因此并未進(jìn)行試驗(yàn)。*標(biāo)記表示在本發(fā)明所規(guī)定的條件之外。另外，為了更詳細(xì)地評價(jià)各奧氏體系不銹鋼的凝固裂紋敏感性，使用上述可變拘束試驗(yàn)片，以焊接電流100A、焊接電壓15V、焊接速度15cm/min、附加應(yīng)變2%的條件進(jìn)行可變拘束試驗(yàn)，測量出最大裂紋長度。另外，利用作為進(jìn)行完全奧氏體凝固的奧氏體系不銹鋼的SUS310S的焊接金屬的可變拘束試驗(yàn)評價(jià)出的最大裂紋長度為lmm以下。因而，一般認(rèn)為利用可變拘束試驗(yàn)評價(jià)出的最大裂紋長度為lmm以下的奧氏體系不銹鋼具有優(yōu)異的耐凝固裂紋性。表2總結(jié)表示可變拘束試驗(yàn)中的最大裂紋長度。另外，如上所述，鋼C以及鋼D在進(jìn)行熱鍛造時(shí)產(chǎn)生裂紋而無法選取試驗(yàn)片，因此不能實(shí)施可變拘束試-驗(yàn)。所以在表2的"可變拘束試驗(yàn)中的最大裂紋長度"欄中表示為"-"。從表2得知，在滿足本發(fā)明所規(guī)定的條件的鋼l~9的情況下，雖然含有較高值的P且進(jìn)行完全奧氏體凝固，但是由于含有適量的REM并且滿足式(1)或式(2),因此可變拘束試驗(yàn)中的最大裂紋長度都在lmm以下，并且在拘束焊接裂紋試驗(yàn)中沒有產(chǎn)生裂紋，具有良好的焊接性。與此相對，在本發(fā)明所規(guī)定的條件之外的比較例的鋼A、鋼B以及鋼E的焊接性較差。即、在鋼A的情況下，由于Nd的含量低到0.13。/。，因此無法促進(jìn)NdP的結(jié)晶。因而，雖然拘束焊接裂紋試驗(yàn)中的焊道表面裂紋率為0，-f旦可變拘束試驗(yàn)中的最大裂紋長度大于lmm。在鋼B的情況下，Nd的含量低到0.035。/Q,而且并未滿足式(2)的條件。因此，不能促進(jìn)NdP的結(jié)晶，所以雖然并未進(jìn)行完全的奧氏體凝固，但是可變拘束試驗(yàn)中的最大裂紋長度大于lmm,而且拘束焊接裂紋試驗(yàn)中的焊道表面裂紋率為100%，遍及整個(gè)焊道長度地產(chǎn)生了裂紋。在鋼E的情況下，雖然滿足式(2)的條件，但是P的含量高而不含Nd。因此，焊接凝固裂紋敏感性非常高，可變拘束試驗(yàn)中的最大裂紋長度大于lmm,而且拘束焊接裂紋試驗(yàn)中的焊道表面裂紋率為100%,遍及整個(gè)焊道長度地產(chǎn)生了裂紋。另外，如上所述，鋼C以及鋼D因?yàn)楹写笥诒景l(fā)明所規(guī)定25的值的過量的Nd，因此熱加工性低。這是因?yàn)橛捎贜d的含量過多而使大量的NdP過早地結(jié)晶，無法獲得液相的提前消失效果，相反使凝固裂紋敏感性增大，或者是因?yàn)镹dP未結(jié)晶而是重復(fù)進(jìn)行Nd單獨(dú)的偏析，從而固液共存溫度范圍顯著增大，凝固裂紋敏感性增大，難以用作實(shí)用鋼。工業(yè)實(shí)用性本發(fā)明的由母材以及焊接金屬構(gòu)成的奧氏體系不銹鋼焊接接頭雖然P的含量高且進(jìn)行完全奧氏體凝固，但是由于具有優(yōu)異的耐焊接凝固裂紋性，因此能夠廣泛應(yīng)用于要求焊接施工的用途中。另外，本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼焊接材料最適合用于制作上述奧氏體系不銹鋼焊接接頭。權(quán)利要求1.一種奧氏體系不銹鋼焊接接頭，其特征在于，母材以及焊接金屬以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.3％以下、Si2％以下、Mn0.01～3.0％、P大于0.04％且在0.3％以下、S0.03％以下、Cr12～30％、Ni6～55％、稀土類元素大于0.2％且在0.6％以下、sol.Al0.001～3％以及N0.3％以下，剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足下述式(1)(Cr+1.5×Si+2×P)/(Ni+0.31×Mn+22×C+14.2×N+5×P)＜1.388…式(1)在此，式(1)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。2.根據(jù)權(quán)利要求l所述的奧氏體系不銹鋼焊接接頭，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有從下述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替Fe的一部分，且滿足下述式(2):(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xP)〈.388…式(2)在此，式(2)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量，第l組Mo:5%以下、W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下、Ti:3Q/。以下、Nb:1.5%以下、Ta:8%以下、V:1.5%以下、Zr:1%以下、Hf:1%以下、B:0.03%以下、Cu:3%以下、以及Co:5%以下的1種或2種以上第2組Ca:0.05。/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。3.—種奧氏體系不銹鋼焊接材料，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.3%以下、Si:2%以下、Mn:0.01~3.0%、P:大于0.04%且在0.3%以下、S:0.03%以下、Cr:12~30%、Ni:6~55%、稀土類元素大于0.2%且在0.6%以下、sol.Al:0.0013。/。以及N:0.3%以下，剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足下述式(1):(Cr+1.5xSi+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)<l.388…式(1)在此，式(1)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的奧氏體系不銹鋼焊接材料，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有從下述第l組以及第2組中選出的l種或2種以上的元素來代替Fe的一部分，且滿足下述式(2):(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xP)〈1.388…式(2)在此，式(2)中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量，第l組Mo:5%以下、W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下、Ti:3%以下、Nb:1.5%以下、Ta:8%以下、V:1.5%以下、Zr:1%以下、Hf:1%以下、B:0.03%以下、Cu:3%以下、以及Co:5%以下的1種或2種以上第2組Ca:0.05。/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。全文摘要本發(fā)明提供奧氏體系不銹鋼焊接接頭以及奧氏體系不銹鋼焊接材料。母材以及焊接金屬以質(zhì)量％計(jì)含有C0.3％、Si2％以下、Mn0.01～3.0％、P大于0.04％且在0.3％以下、S0.03％以下、Cr12～30％、Ni6～55％、稀土類元素大于0.2％且在0.6％以下、sol.Al0.001～3％以及N0.03％以下，剩余部分由Fe以及雜質(zhì)組成，且滿足式子“(Cr+1.5×Si+2×P)/(Ni+0.31×Mn+22×C+14.2×N+5×P)＜1.388”，其中，該奧氏體系不銹鋼焊接接頭雖然P的含量高且進(jìn)行完全奧氏體凝固，但是耐焊接凝固裂紋性優(yōu)異。因此，可以廣泛應(yīng)用于要求有焊接施工的用途中。另外，上述式中的元素符號表示該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。文檔編號C22C38/00GK101583733SQ20078004981公開日2009年11月18日申請日期2007年12月11日優(yōu)先權(quán)日2007年1月15日發(fā)明者五十嵐正晃,岡田浩一,小川和博,小薄孝裕申請人:住友金屬工業(yè)株式會(huì)社