奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及奧氏體系不鏽鋼焊接材料的製作方法

2023-05-01 10:26:36

專利名稱：：奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及奧氏體系不鏽鋼焊接材料的製作方法
技術領域：
：本發明涉及一種奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及奧氏體系不鏽鋼焊接材料。詳細而言，涉及這樣的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及奧氏體系不鏽鋼焊接材料作為鋼管、鋼板等能夠廣泛應用於要求有高溫強度和耐腐蝕性的用途中自不必說的，並且雖含有0.05%以上這樣較高量的P，但仍具有優異的焊接性。
背景技術：
：以往，在高溫環境下所使用的鍋爐、化學成套設備等中，一直使用JIS為SUS304H、SUS316H、SUS321H、SUS347H、SUS310S等的奧氏體系不鏽鋼。但是近年，隨著鍋爐等的蒸汽條件逐漸高溫高壓化，對使用材料的要求性能變得嚴格，由於在以往使用的奧氏體系不鏽鋼中有高溫強度明顯不足的狀況，因此希望開發高溫強度更優異的、經濟性的鋼。作為奧氏體系不鏽鋼的高溫強度、特別是蠕變(creep)強度的改善方法，析出碳化物是有效的，並可以採用利用M23Ce或NbC等碳化物強化的強化機構。另外，通過添加Cu而在蠕變中微細析出的Cu相也被利用於提高蠕變強度。但是，用於析出碳化物的C的含量的增加會導致耐腐蝕性的變差，另外利用碳化物強化的強化元素都很昂貴，並且大量添加Cu會使熱加工性、焊接性以及蠕變延展性下降，因此利用碳化物強化的強化元素以及Cu的含量也有限制。另一方面，公知原本作為雜質元素的P有助於M23C6碳化物的微細化，並有利於提高蠕變強度，例如，在專利文獻l、專4利文獻2中提出了含有P的奧氏體(系)不鏽鋼。即、在專利文獻l中公開了這樣一種奧氏體不鏽鋼將P的含量控制在特定範圍內、且與C的量相對應地調整Ti和Nb的量，從而提高了蠕變斷裂強度。另外，在專利文獻2中公開了這樣一種奧氏體系不鏽鋼抑制鐵素體相的生成，該鐵素體相的相對於蠕變變形的抵抗力明顯低於奧氏體相，並且含有特定量的P從而利用磷化物的析出強化作用來防止蠕變斷裂特性的變差。專利文獻l:日本特開昭62-243742號/>才艮專利文獻2:日本特開平3-153847號公報上述專利文獻1以及專利文獻2所公開的使P的含量增加的技術會導致焊接性下降。即、P含量的增加、尤其是含有大於0.05。/。那樣的大量的P、特別在接近焊接凝固過程的結束期、主要在膜狀液相存在於晶界的階段中，會明顯誘發因凝固收縮或熱收縮施加的應變為焊接金屬的變形能以上時而產生的裂紋(以下稱為"焊接凝固裂紋，，)。因而，特別是含有大於0.05%那樣的大量的P時，受到來自焊接性這一觀點的限制，因此在專利文獻1以及專利文獻2所公開的奧氏體(系)不鏽鋼的情況下，未必能夠說明充分活用了P的提高蠕變強度的效果。
發明內容因此，本發明的目的在於提供由蠕變強度高且經濟性的、並由焊接性優異的母材以及焊接金屬構成的、P的含量高的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及奧氏體系不鏽鋼焊接材料。本發明人關於蠕變強度高且經濟性的、並含有高濃度的P的奧氏體系不鏽鋼，以防止焊接凝固裂紋從而使其具有良好的焊接性為目的實施了各種研究。另外，焊接凝固裂紋如上所述，是焊接凝固過程中的存在於樹枝狀晶體(dendrite)間的液相在呈膜狀地殘留到低溫區的情況下、無法承受所施加的應力而產生的裂紋。然後，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於如下緣故P在凝固過程中的液相中明顯變濃而使液相的凝固結束溫度大幅降低，因此液相殘留到更低溫區。因此，為了降低因作為雜質元素而含有的P導致焊接凝固裂紋的產生，進行了各種研究，例如，公知的有如日本特表2003—535213號^^才艮的#殳落0030以及0031戶斤/>開的那才羊，在4吏化學組成平衡以使初相形成為鐵素體凝固的情況下能夠抑制焊接凝固裂紋。另外，在"不鏽鋼的焊接第l版(作者西本和俊、夏目松吾、小川和博、松本長，發行年平成13年，發行方產報出版)"的第87~88頁詳細記載了用於充分利用5鐵素體來抑制焊接凝固裂紋的機理，並說明了在鐵素體形成為初晶的凝固模式、即"FA模式"的情況下，利用S鐵素體向奧氏體轉化的相變而使液相分割，從而能夠實現抑制焊接凝固裂紋。與此相對，本發明人以與上述文獻不同的想法為基礎，在各種奧氏體系不鏽鋼焊接金屬中詳細調查了在初相之後結晶的相的結晶動作，該想法為在初相之後結晶的相(例如，在以"FA模式，，凝固的情況下為奧氏體)的結晶畢竟對抑制焊接凝固裂紋是有效的。結果得知，首先，不僅是在凝固模式為上述的鐵素體形成為初晶的"FA模式，，的情況下、而且在作為奧氏體形成為初相的凝固模式的"AF模式，，的情況下，在初相之後結晶的相為從焊接凝固過程中的液相中央部結晶、成長的分離共晶型，是可6控制的。因此，本發明人有了如下想法若通過對在初相結晶後結晶出的奧氏體或s鐵素體的結晶時刻進行控制以使該結晶時刻提前，通過分割呈膜狀殘留的液相來分割裂紋產生的傳播方向，則不只是在凝固模式為"FA模式"的情況下、在"AF模式"的情況下也能夠抑制焊接凝固裂紋敏感性隨著P含量的增加而增大、即、能夠抑制焊接凝固裂紋的增多。另外，在含有0.05。/。以上的P的情況下，不能忽略P對凝固模式的影響。因此，製作出能夠預測不鏽鋼的凝固模式的、考慮了P的影響的顯微偏析計算模型。然後，根據該顯微偏析計算模型製作凝固模式為"AF模式"或"FA模式"的、具有各種化學成分組成的奧氏體系不鏽鋼，並研究了焊接凝固裂紋敏感性。結果得知，在凝固模式為"FA模式，，的情況下自不必說、在凝固模式為"AF模式"的情況下，在將初相之後結晶的相的結晶時刻提前時，即使在含有0.05%以上的P的情況下也能夠抑制焊接凝固裂紋。因此，本發明人接著在含有0.05。/o以上的P的奧氏體系不鏽鋼中，使C、Si、Mn、S、Cr、Ni、sol.Al以及N的含量進行各種變化，從而進一步進行了詳細的研究。結果得知，在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:0.001~0.1Q/o以及N:0.03%以下、且剩餘部分為Fe和雜質的奧氏體系不鏽鋼的情況下，在設計成分以滿足下述式(1)、並對在初相之後結晶的相的結晶時刻進行控制時，能夠可靠且穩定地抑制焊接凝固裂紋。(Cr+1.5xSi+2xp)〃Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)>1.388…式(1)。另外，式(1)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。本發明人也進一步研究了含有Nd、Cu、Mo、W、B、V、Nb、Ti、Ta、Zr、Hf、Co、Ca以及Mg來代替上述奧氏體系不鏽鋼中的Fe的一部分的情況。結果得知，在含有從下述第1組第3組中選出的至少1種來代替Fe的一部分的奧氏體系不鏽鋼的情況下，在設計成分以滿足下述式(2)、並對在初相之後結晶的相的結晶時刻進行控制時，能夠可靠且穩定地抑制焊接凝固裂紋。第l組Nd:0.5%以下；第2組Cu:3%以下、Mo:5M以下以及W:10%以下且Mo十(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。/o以下以及Co:5%以下的1種或2種以上；第3組Ca:0.050/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種；(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xp)>1.388…式(2)。另外，式(2)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。本發明是根據上述見解而完成的，其主旨在於提供下述(1)以及(2)所示的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭、和(3)以及(4)所示的奧氏體系不鏽鋼焊接材料。(1)一種奧氏體系不鏽鋼焊接接頭，其特徵在於，以質量％計，含有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。/。以及N:0.03%以下，剩餘部分由Fe以及雜質組成，且滿足下述式(l):(Cr+1.5xSi+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)>1.388…式(1)。另外，式(1)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。(2)根據上述(1)所述的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭，其特徵在於，以質量％計還含有從下述第l組~第3組中選出的至少l種來代替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)。另外，式(2)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含f。第l組Nd:0.5%以下；第2組Cu:3%以下、Mo:5M以下以及W:10%以下且Mo十(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:P/o以下以及Co:5%以下的1種或2種以上；第3組Ca:0.05。/。以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。(3)—種奧氏體系不鏽鋼焊接材料，其特徵在於，以質量％計，含有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。/o以及N:0.03%以下，剩餘部分由Fe以及雜質組成，且滿足下述式(1):(Cr+1.5xSi+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)>1.388…式(1)。另外，式(1)中的元素符號表殺該元素的以質量％計的含量。(4)根據上述(3)所述的奧氏體系不鏽鋼焊接材料，其特徵在於，以質量％計還含有從下述第l組~第3組中選出的至少l種來代替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)。另外，(2)式中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。第l組Nd:0.5%以下；第2組Cu:3%以下、Mo:5。/。以下以及W:10%以下且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:lQ/o以下以及Co:5%以下的l種或2種以上；第3組Ca:0.05。/。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)所示的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭、和(3)以及(4)所示的奧氏體系不鏽鋼焊接材料的發明稱作"本發明(l)"~"本發明(4)"。另外，有時總稱為"本發明"。本發明的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭的P的含量雖高，但是作為鋼管、鋼板等、在要求有高溫強度和耐腐蝕性的用途中自不必說、還能夠廣泛應用在要求有焊接性的用途中。另外，本發明的奧氏體系不鏽鋼焊接材料最適合用於製作上述奧氏體系不鏽鋼焊接接頭。圖l是表示實施例的蠕變斷裂試驗所用的試驗片的形狀的圖。具體實施例方式下面，詳細說明本發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"質量％"。C:0.05-0.25%C是為了確保在高溫環境下使用時必要的拉伸強度以及蠕變強度方面有效且重要的元素。在本發明的奧氏體系不鏽鋼中，在(3的含量未達到0.05%以上時，不能發揮上述效果，無法獲得所需的高溫強度。但是，即使C的量大於0.250/。，只通過增加固溶化狀態中的未固溶碳化物量也不會有助於提高高溫強度。另外，會使韌性等機械性能、耐腐蝕性變差。因此，將C的含量設為0.05~0.25%。另外，優選。的含量大於0.06%且在0.2%以下，更優選為0.07~0.15%。Si:2%以下Si在熔煉奧氏體系不鏽鋼時具有脫氧作用，並且有效提高耐氧化性以及耐水蒸氣氧化性等。在需要上述效果時，最好含有O.P/。以上的Si。但是，在Si的含量大於2。/。時，促進o相等的金屬互化物相的析出，並因高溫時的組織穩定性的變差而導致韌性、延展性下降。並且，在奧氏體相完全凝固的情況下，焊接凝固裂紋敏感性變得非常大，從而使焊接凝固裂紋增多。因而，將Si的含量設在2。/。以下。另外，更優選Si的含量為P/o以下。Mn:0,01~3%Mn是除了能夠抑制作為雜質在奧氏體系不鏽鋼中含有的S造成的熱加工脆性之外，還能夠有效獲得熔煉時的脫氧效果的元素，為了獲得上述效果，必須至少含有O.OP/。以上的Mn。ii但是，在Mn的含量大於3M時，促進o相等的金屬互化物相的析出，並因高溫時的組織穩定性的變差而導致韌性、延展性下降。因而，將Mn的含量設為O.Ol~3%。另夕卜，更優選Mn的含量為0.05~2%，進一步優選為O.l~1.5%。P:0.05—0.5%P是本發明中重要的元素，有助於碳化物的微細析出，為了提高本發明的奧氏體系不鏽鋼的蠕變強度，P的含量必須在0.05%以上。但是，在P的含量過多時，蠕變延展性下降，特別是在P的含量大於0.5。/。時，蠕變延展性明顯下降。因而，將P的含量設為0.05-0.5%。另外，更優選P的含量為0.060.3%,進一步優選大於0.08°/。且在0.2%以下。S:0.03%以下S是在熔煉奧氏體系不鏽鋼時從原料等混入進來的雜質元素，在s的含量變多時，導致耐腐蝕性下降，並且使熱加工性和焊接性變差，特別是在S的含量大於0.03。/。時，耐腐蝕性明顯下降、熱加工性和焊接性明顯變差。因而，將S的含量設在0.03%以下。另外，優選儘可能減少S的含量，因此更優選在0.01%以下，最優選在0.005%以下。Cr:15~30%Cr是用於確保耐氧化性、耐水蒸氣氧化性、耐高溫腐蝕性等的重要的元素，並且有助於形成Cr系碳化物、提高蠕變強度。為了獲得上述效果，必須含有15。/。以上的Cr。另外，Cr的含量越多耐腐蝕性越優異，但是在Cr的含量大於30。/。時，奧氏體組織變得不穩定從而易於生成cj相等的金屬互化物、a-Cr相，因此，產生韌性、高溫強度變差。因而，將Cr的含量設為15~30%。另外，更優選Cr的含量為18~28%。Ni:6~55%Ni是為了確保穩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鏽鋼中含有的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。在本發明中必須含有15。/。以上的Cr,在Ni的含量相對於該Cr的量不足6%的情況下，難以形成奧氏體單相組織，並且高溫下的長時間使用使奧氏體組織變得不穩定，導致a相等的脆化相析出，從而使高溫強度、韌性明顯變差。另一方面，即使Ni的含量大於55%,其效果飽和，有損經濟性。因而，將Ni的含量設為6~55%。另外，在含有大量Ni的情況下，有時凝固模式為"A模式"、即形成奧氏體單相下的凝固，不能滿足上述式(1)，因此優選Ni的含量為630%，更優選為8~25%。sol.Al:0.001-0.1%Al在熔煉奧氏體系不鏽鋼時具有脫氧作用。為了發揮該效果，作為sol.Al("酸可溶性A1")必須含有0.001。/q以上的A1。但是，在作為sol.Al的Al的含量大於0.1。/。時，高溫下使用會促進(j相等的金屬互化物的析出，使韌性、延展性、高溫強度下降。因而，將sol.Al的含量設為0.001~0.1%。另外，更優選sol.Al的含量為0.005~0.05%,進一步優選為O.Ol~0.03%。N:0.03以下在N的含量大於0.03。/。時，使熱加工性下降，因此將N的含量設在0.03%以下。另外，N的含量越少越好，更優選在0.02%以下，進一步優選在0.015%以下。(Cr+1.5xSi+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)的值L388以上在含有上述範圍的C到N的元素，且剩餘部分為由Fe以及雜質組成的奧氏體系不鏽鋼滿足"(Cr+1.5xSi+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xp)，，的值在1.388以上、13即滿足式(1)的情況下，對在初相之後結晶的相的結晶時刻進行控制，從而能夠可靠且穩定地抑制焊接凝固裂紋。根據上述理由，規定了本發明(1)的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及本發明(3)的奧氏體系不鏽鋼焊接材料含有上述範圍的C到N的元素，且剩餘部分由Fe以及雜質組成，且滿足上述式(1)。另外，本發明(1)的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及本發明(3)的奧氏體系不鏽鋼焊接材料根據需要還能夠選擇性地含有第l組Nd:0.5%以下；第2組Cu:3%以下、Mo:5%以下以及\￥:10%以下且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。/o以下以及Co:5%以下的1種或2種以上；第3組Ca:0.05。/Q以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種的各組合的元素中的一種以上。即、也可以添加、含有上述第l組~第3組的組合的元素中的一種以上為任意元素。下面，說明上述的任意元素。第l組Nd:0.5%以下作為第l組元素的Nd具有提高蠕變延展性的作用，特別在含有0.05%以上這樣的較高量的P的本發明的奧氏體系不鏽鋼中，有效獲得良好的蠕變延展性。為了可靠地獲得上述效果，Nd的含量最好在0.00"/。以上。但是，在Nd的含量大於0.5。/。時，導致氧化物等夾雜物增加。因而，將添加時Nd的含量設在0.50/0以下。另外，優選Nd的含量為0.001~0.5%。更優選Nd的含量為0.001~0.2%。進一步優選Nd的含量在0.005。/Q以上且不足0.1%。第2組Cu:3%以下、Mo:5。/。以下以及W:10%以下且Mo十(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%以下以及00:5%以下的1種或2種以上由於作為第2組的元素的Cu、Mo、W、B、V、Nb、Ti、Ta、Zr、Hf以及Co具有提高蠕變強度的作用，因此為了獲得該效果也可以添加、含有上述元素。下面，詳細說明第2組的元素。Cu:3%以下在高溫條件下使用Cu時，Cu作為微細的Cu相與奧氏體母相整合析出，並具有大幅提高蠕變強度的作用。為了可靠地獲得上述效果，Cu的含量最好在0.01。/o以上。但是，在Cu的含量變多、特別是在大於3%時，會導致熱加工性、焊接性以及蠕變延展性下降。因而，將添加時Cu的含量設在3。/。以下。另外，優選Cu的含量為0.01Q/Q~3%。Cu的含量的上限更優選為2.00/0，進一步優選為0.9%。Mo:5M以下以及W:10%以下且]\10+(W/2):5%以下Mo以及W是有效提高蠕變強度以及高溫強度的元素。為了獲得上述效果，優選在分別單獨添加Mo和W的情況下，將兩者的含量分別設在0.05%以上，在複合添加兩元素的情況下，將兩者含量設為]^0+(W/2)在0.05%以上。但是，在單獨添加兩者的情況下Mo以及W的含量分別大於5%以及10%時、或在複合添加兩者的情況下1^0和界的含量為]\10+(W/2)大於5%時，上述效果飽和從而增大成本，並且誘發生成a相等的金屬互化物，導致組織穩、定性以及熱加工性變差。因而，將添加時Mo以及W的含量設為Mo:5%以下以及W:10%以下且Mo+(W/2):5%以下。另外，優選在分別單獨添加Mo和W的情況15下，Mo的含量為0.055%,另外W為0.0510%,另一方面，優選在複合添加兩元素的情況下，兩者的含量為Mo屮(W/2):0.05~5%。由於Mo以及W是鐵素體形成元素，因此為了使奧氏體組織穩定，更優選Mo以及W的含量分別不足4%。B:0.03%以下B存在於碳氮化合物中而促進在高溫條件下使用時的碳氮化合物的微細分散析出，並且B單體存在於晶界中而強化晶界，並抑制晶界滑移，從而改善蠕變強度以及高溫強度。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的含量大於0.03%時，會導致焊接性下降。因而，將添加時B的含量設在0.03%以下。另外，優選B的含量為0.0005~0.03%。更優選B的含量為0.001~0.1%。進一步優選B的含量為0.001~0.005%。V:1.5%以下V是碳化物形成元素，有效提高蠕變強度以及高溫強度。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的含量大於1.5%時，會導致以韌性為首的機械性能大幅變差。因而，將添加時V的含量設在1.5。/。以下。另外，優選V的含量為0.02~1.5%。更優選V的含量為0.041%。Nb:1.5%以下Nb是碳化物形成元素，有效提高蠕變強度以及高溫強度。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的含量大於1.5%時，會導致以韌性為首的機械性能大幅變差。因而，將添加時Nb的含量設為1.5%以下。另外，優選Nb的含量為0.05~1.5%。更優選Nb的含量為0.05~0.6%。Ti:2%以下Ti是碳化物形成元素，有效提高蠕變強度以及高溫強度。16為了可靠地獲得該效果，Ti的含量最好在0.005。/。以上。但是，在Ti的含量大於2%時，會導致以韌性為首的機械性能大幅變差。因而，將添加時Ti的含量設為2。/。以下。另外，優選Ti的含量為0.005~2%。更優選Ti的含量為0.05~1%。Ta:8%以下Ta也是碳化物形成元素，有效提高蠕變強度以及高溫強度。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的含量大於8。/。時，會導致以韌性為首的機械性能大幅變差。因而，將添加時Ta的含量設為8Q/o以下。另外，優選Ta的含量為0.01~8%。更優選Ta的含量為O.Ol~7%。進一步優選Ta的含量為0.05~6%。Zr:1%以下Zr主要有助於強化晶界，提高蠕變強度。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的含量大於1%時，會導致機械性能、焊接性變差。因而，將添加時Zr的含量設在1%以下。另外，優選Zr的含量為0.0005~1%。更優選Zr的含量為O.Ol~0.8%。進一步優選Zr的含量為0.02~0.5%。Hf:1%以下Hf也主要有助於強化晶界，提高蠕變強度。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的含量大於1%時，會導致機械性能、焊接性變差。因而，將添加時Hf的含量設在l。/。以下。另外，優選Hf的含量為0.00051%。更優選Hf的含量為O.Ol~0.8%。進一步優選Hf的含量為0.02~0.5%。Co:5%以下Co與Ni同樣使奧氏體組織穩定，並有助於提高蠕變強度。為了可靠地獲得該效果，Co的含量最好在0.05M以上。但是，即使Co的含量大於5。/。，上述效果飽和，只會降低經濟性。因而，將添加時Co的含量設為5。/。以下。另外，優選Co的含量為0.05~5%。另外，能夠只含有上述Cu、Mo、W、B、V、Nb、Ti、Ta、Zr、Hf以及Co中任意l種、或複合含有2種以上。由於作為第3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添加、含有上述元素。下面，詳細說明第3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，優選Ca的含量在0.0001。/Q以上。但是，在Ca的含量大於0.05。/。時，形成氧化物系夾雜物，反而使熱加工性下降，延展性也會變差。因而，將添加時Ca的含量設為0.05Q/。以下。另外，優選Ca的含量為O.OOOl~0.05%。更優選Ca的含量為O.OOl~0.02%。進一步優選Ca的含量為0.001~0.01%。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，優選Mg的含量在0.0001。/。以上。但是，在Mg的含量大於0.050/0時，形成氧化物系夾雜物，反而使熱加工性下降，延展性也會變差。因而，將添加時Mg的含量設為0.05o/o以下。另外，優選Mg的含量為0.0001~0.05%。更優選Mg的含量為0.001~0.02%。進一步優選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、或複合含有2種。(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xp)的^直1.388以上在含有從上述第l組~第3組中選出的至少l種來代替上述本發明(1)的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及本發明(3)的奧氏體系不鏽鋼焊接材料的Fe的一部分的奧氏體系不鏽鋼的(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xp)的值在1.388以上、即滿足式(2)的情況下，對在初相之後結晶的相的結晶時刻進行控制，能夠可靠且穩定地抑制焊接凝固裂紋。根據上述理由，規定了本發明(2)的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及本發明(4)的奧氏體系不鏽鋼焊接材料含有從上述第1組第3組中選出的至少1種來代替上述本發明(1)的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及本發明(3)的奧氏體系不鏽鋼焊接材料的Fe的一部分，且滿足上述式(2)。本發明(1)以及本發明(2)的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭能夠利用TIG焊接、MIG焊接等各種焊接方法來製作。然後，能夠採用本發明(3)以及本發明(4)的奧氏體系不鏽鋼焊接材料作為製作該奧氏體系不鏽鋼焊接接頭時所用的焊接材料。下面，利用實施例進一步具體說明本發明，但是本發明並不限定於該實施例。實施例採用高頻加熱真空爐溶解作為具有表l所示的化學組成的奧氏體系不鏽鋼的鋼l~12以及鋼A-D之後，鑄造成鋼4走。表l中的鋼l~12是化學組成在本發明所規定的範圍內的鋼。另一方面，表l中的鋼AD是化學組成在本發明所規定的條件之外的比較例的鋼。另外，在鍋爐的熱交換所用的奧氏體系不鏽鋼管中，如以JISG3463所規定的那樣地、P的含量被限定在0.040o/o以下。因此，表l中的鋼A的P含量的0.03。/。相當於鍋爐的熱交換所用的普通的奧氏體系不鏽鋼的P的含量。表l20表1tableseeoriginaldocumentpage21鋼7是(Cr+1.5xSi+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xp)的值，其它鋼是(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+Cu+5xp)的值*標記表示在本發明所規定的條件之外。採用通常的方法熱鍛造所獲得的各鋼4走之後，以1200°C實施固溶化熱處理，製作出對接部實施了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用試驗片和對接部實施了1.5mm的60。V形坡口加工的厚4mm、寬100mm以及長100mm的可變拘束(trans-varestrain)試驗片。使用上述那樣獲得的奧氏體系不鏽鋼的拘束焊接裂紋試驗用試驗片，對該試驗片周圍進行拘束焊接，利用TIG焊接以焊接電流150A、焊接電壓12V、焊接速度10cm/min的條件、對對接部分進行無填料焊接，測量出焊道表面裂紋率、即相對於拘束焊接裂紋試驗片的焊道長度的凝固裂紋產生率。另外，為了更詳細地評價各奧氏體系不鏽鋼的凝固裂紋敏感性，使用上述可變拘束試驗片，以焊接電流100A、焊接電壓15V、焊接速度15cm/min、附加應變2%的條件進行可變拘束試驗，測量出最大裂紋長度。另外，利用以往用作耐熱用的奧氏體系不鏽鋼焊接金屬的可變拘束試驗評價出的最大裂紋長度為lmm以下。因而，一般認為利用可變拘束試驗評價出的最大裂紋長度為lmm以下的奧氏體系不鏽鋼對焊接凝固裂紋具有優異的耐性。並且，預先使用利用各奧氏體系不鏽鋼的母材製作出的外徑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的條件進行多層堆焊，選取圖l所示形狀的試驗片以700。C、147MPa的條件進行蠕變斷裂試驗，也對焊接接頭的蠕變斷裂時間進行了調查。另外，由於在TIG焊接的情況下基本上不發生稀釋，因此焊接金屬的化學組成與母材相同。表2總結上述各試驗的結果，並表示上述式(1)或式(2)22的左邊的值，另外在表2中，將蠕變斷裂時間不足1000小時的試驗結果表示為"x"、將蠕變斷裂時間在1000小時以上的試驗結果表示為"〇，，。表2表2tableseeoriginaldocumentpage23鋼7是(Cr+1.5xSi+2xp)/(Ni+0,31xMn+22xC+14.2xN+5xP)的值,其它鋼是(Cr+1.5xSi+2xNb+Ti+2xP)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN十Cu+5xP)的值。蠕變斷裂試驗結果的""和"x"表示斷裂時間分別在1000小時以上、和不足1000小時的情況。*標記表示在本發明所規定的條件之外。從表2得知，在滿足本發明所規定的條件的鋼l~12的情況下，雖然含有0.09~0.29。/o這樣較高值的P,但是拘束焊接裂紋試驗中的焊道表面裂紋率為O，即、在焊接金屬中完全沒有產生裂紋、而且可變拘束試驗中的最大裂紋長度也在lmm以下，並具有良好的焊接性。並得知在上述鋼1~12的情況下，蠕變斷裂時間在IOOO小時以上、且具有優異的蠕變特性。與此相對，在本發明所規定的條件之外的比較例的鋼A~D的情況下，焊接性或蠕變特性差。即、在鋼A的情況下，由於P的含量低到0.03。/q,因此拘束焊接裂紋試驗中的焊道表面裂紋率為O,即、在焊接金屬中完全沒有產生裂紋、而且可變拘束試驗中的最大裂紋長度也在lmm以下，並具有良好的焊接性，但是蠕變斷裂時間未達到1000小時，蠕變特性差。在鋼BD的情況下，雖然蠕變斷裂時間在1000小時以上且蠕變特性優異，但是由於未滿足上述式(2),因此在拘束焊接裂紋試驗中，在焊接金屬中產生裂紋，而且可變拘束試驗中的最大長度也大於lmm且焊接性差，不適合實用。工業實用性本發明的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭雖然P的含量高，但是作為鋼管、鋼板等、高溫強度與耐腐蝕性自不必說，能夠廣泛應用於要求焊接性的用途中。另外，本發明的奧氏體系不鏽鋼焊接材料最適合用於製作上述奧氏體系不鏽鋼焊接接頭。權利要求1.一種奧氏體系不鏽鋼焊接接頭，其特徵在於，以質量％計含有C0.05～0.25％、Si2％以下、Mn0.01～3％、P0.05～0.5％、S0.03％以下、Cr15～30％、Ni6～55％、sol.Al0.001～0.1％以及N0.03％以下，剩餘部分由Fe以及雜質組成，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)另外，式(1)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。2.根據權利要求l所述的奧氏體系不鏽鋼焊接接頭，其特徵在於，以質量％計，還含有從下述第l組~第3組中選出的至少1種來代替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)另外，式(2)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量；第l組Nd:0.5%以下；第2組Cu:3%以下、Mo:5。/o以下以及W:10%以下且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:P/o以下以及Co:5%以下的1種或2種以上；第3組Ca:0.05。/o以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。3.—種奧氏體系不鏽鋼焊接材料，其特徵在於，以質量o/o計含有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。/。以及N:0.03%以下，剩餘部分由Fe以及雜質組成，且滿足下述式(l):(Cr+1.5xSi+2xp)/(Ni+0.31xMn+22xC+14.2xN+5xP)>1.388…式(1)另外，式(1)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。4.根據權利要求3所述的奧氏體系不鏽鋼焊接材料，其特徵在於，以質量％計，還含有從下述第l組~第3組中選出的至少1種來代替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)另外，式(2)中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量；第l組Nd:0.5%以下；第2組Cu:3%以下、Mo:5。/。以下以及W:10%以下且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:P/o以下以及Co:5%以下的1種或2種以上；第3組Ca:0.05。/6以下以及Mg:0.05%以下的l種或2種。全文摘要本發明提供奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以及奧氏體系不鏽鋼焊接材料。該奧氏體系不鏽鋼焊接接頭以質量％計含有C0.05～0.25％、Si2％以下、Mn0.01～3％、P0.05～0.5％、S0.03％以下、Cr15～30％、Ni6～55％、sol.Al0.001～0.1％以及N0.03％以下，剩餘部分由Fe以及雜質組成，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，該奧氏體系不鏽鋼焊接接頭的蠕變強度高且具有經濟性，還具有優異的焊接性。因此，作為鋼管、鋼板等、在要求有高溫強度和耐腐蝕性的用途中自不必說、還能夠廣泛應用於要求有焊接性的用途中。另外，上述式中的元素符號表示該元素的以質量％計的含量。文檔編號C22C38/00GK101495662SQ20078002790公開日2009年7月29日申請日期2007年7月26日優先權日2006年7月27日發明者五十嵐正晃,岡田浩一,小川和博,小薄孝裕申請人:住友金屬工業株式會社