奧氏體系鋼焊接接頭的制作方法

專利名稱：奧氏體系鋼焊接接頭的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種奧氏體系鋼的構(gòu)件，其為在氫氣氛下使用的構(gòu)件，具有優(yōu)異的例如高壓氫用配管所要求的特性的可焊性、低溫韌性、耐氫催脆化特性，并且強(qiáng)度高。更詳細(xì)地說，本發(fā)明涉及一種具有低溫韌性、耐氫脆化性、強(qiáng)度優(yōu)異的焊接金屬的奧氏體系鋼焊接接頭。
背景技術(shù)：
當(dāng)今，對燃料電池汽車的實(shí)用化的期待日益高漲，也不僅限用于燃料電池汽車，從其使用環(huán)境的準(zhǔn)備的觀點(diǎn)出發(fā)，用于設(shè)置在氫供應(yīng)站等的高壓氫用貯藏容器、配管、閥等的材料的開發(fā)也在積極地進(jìn)行。這種高壓環(huán)境據(jù)稱為50MPa以上。
在通常的氫環(huán)境中，據(jù)稱耐氫脆化敏感性優(yōu)異的奧氏體系不銹鋼適于使用。因此，為了使這樣的奧氏體系不銹鋼能夠承受50MPa以上的高壓氫的環(huán)境，進(jìn)行了諸多的高強(qiáng)度化的嘗試。例如提出了，在母材中，在提高M(jìn)n量而增加N的溶解度之外，通過較多地添加N、V進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚?，從而得到高?qiáng)度。
但是，即使可以使母材高強(qiáng)度化，在其焊接部中，由于焊接金屬受到熔融凝固，還有由于焊接熱影響部在焊接時(shí)受到加熱·冷卻，所以強(qiáng)度低下多有發(fā)生，即使是奧氏體系焊接金屬也很難得到高強(qiáng)度。因此，以往，采用通過焊接后的熱處理使微細(xì)的粒子析出而強(qiáng)化的方法。
例如，在特開平5-192785號公報(bào)、特開平10-146692號公報(bào)中公開了，由添加Ti、Al的Ni基合金構(gòu)成焊接金屬，通過將其在特定的溫度范圍內(nèi)加熱，使被稱作γ’相的微細(xì)的金屬間化合物(Ni3Al、Ni3Ti)析出，而能夠強(qiáng)化焊接金屬。但是，這些焊接金屬具有如下問題，焊接高溫破裂敏感性高，根據(jù)上述金屬間化合物的析出強(qiáng)化容易發(fā)生韌性下降。
但是，即使實(shí)現(xiàn)這樣的高強(qiáng)度化，在50MPa以上的高壓氫的環(huán)境下，也判明了能夠明顯地看到在通常的壓力下沒有經(jīng)驗(yàn)過的低溫脆化以及氫脆化，特別是焊接金屬的低溫脆化以及氫脆化。
在高壓氫環(huán)境下使用的機(jī)器類中，不僅是高強(qiáng)度，更強(qiáng)烈要求母材以及焊接金屬耐氫脆化以及耐低溫韌性。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的課題在于，提供一種高強(qiáng)度的奧氏體系鋼焊接接頭，其在作為燃料電池汽車、氫供應(yīng)站等中所用的高壓氫配管、容器等所要求的特性的低溫韌性、耐氫脆化特性特別是在焊接金屬中優(yōu)異。
在此，在包含焊接接頭部的裝置以及機(jī)器所用的材料的設(shè)計(jì)中，有必要考從母材以及焊接金屬雙方進(jìn)行考察，但是本發(fā)明中，對在材質(zhì)上特性惡化特別明顯的焊接金屬的問題點(diǎn)的解決進(jìn)行了探討。
本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，作為確保焊接金屬的強(qiáng)度的方法，以高Ni合金為母材，在其中添加Al、Ti、Nb，進(jìn)行適當(dāng)?shù)暮附雍鬅崽幚?，使Ni3(Ti、Al、Nb)微細(xì)析出分散而強(qiáng)化十分有效。但是，為了確保焊接金屬的抗拉強(qiáng)度800MPa以上的高強(qiáng)度焊接金屬的韌性、耐氫脆化特性，有必要選擇緩和強(qiáng)化元素的凝固偏析的成分的組合，本發(fā)明中設(shè)為，含有Nb2.5～5％，在含有Al以及Ti中的一種以上Al3％以下、Ti0.5％以下的范圍內(nèi)，并且滿足(Ti+Al)＞Nb/8的量。
如上所述，在通過僅添加Ti、Al進(jìn)行強(qiáng)化中，由凝固偏析使最終凝固部Ti、Al濃化的結(jié)果，即使進(jìn)行時(shí)效熱處理也不能得到均一的Ni3Al、Ni3Ti的微細(xì)的分散，在Ti、Al濃化部中，Ni3Al、Ni3Ti優(yōu)先成長粗大化，不僅不能得到高強(qiáng)度，還會導(dǎo)致韌性、耐氫脆化特性的下降。
還有，在由Nb單獨(dú)析出強(qiáng)化時(shí)，在最終凝固部Nb濃化的結(jié)果，也是不能充分確保強(qiáng)度和韌性、耐氫脆化特性。
在此，根據(jù)本發(fā)明，以Nb為主體，添加某種值以上的Al及/或Ti。
即，因?yàn)門i、Al、Nb在凝固時(shí)容易偏析，所以導(dǎo)致韌性、耐氫脆化特性的下降。但是，根據(jù)Nb的量，復(fù)合添加一定量的Al及/或Ti，則在凝固的后期階段，因?yàn)閺囊合嘀猩蓜e的凝固核，并以其為中心別的固相成長，所以作為其結(jié)果，最終凝固部分散。由此，最終凝固部自身不是一個(gè)面(a large single phase)，而是作為很多小的面(finely dispersedphases)分散，在時(shí)效熱處理時(shí)微細(xì)的Ni3(Ti、Al、Nb)均已分散，在高強(qiáng)度下也能夠提高韌性、耐氫脆化特性。
在通過如上述的析出強(qiáng)化而得到高強(qiáng)度的高Ni合金中，成為焊接高溫破裂的主要原因、由凝固偏析而連續(xù)的液相的殘留，因?yàn)橛捎谧罱K凝固部的分散而被分?jǐn)?，所以同時(shí)也實(shí)現(xiàn)了高溫破裂的防止。
在此，本發(fā)明，如下所述。
(1)一種奧氏體系鋼的焊接接頭，由焊接母材和焊接金屬構(gòu)成，其特征在于，上述焊接金屬，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn3％以下、P0.02％以下、S0.005％以下、Cr15.0～25.0％、Ni30％以上、Mo10％以下及/或W10％以下、和Nb2.5～5.0％，并且含有Al3.0％以下及/或Ti0.5％以下，并且滿足下式的量(Ti+Al)＞Nb/8剩余部由Fe以及雜質(zhì)構(gòu)成。
(2)根據(jù)(1)所述的奧氏體系鋼的焊接接頭，其特征在于，上述奧氏體系鋼的焊接母材，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn3～30％、P0.02％以下、S0.005％以下、Cr15～30％、Ni5～30％、N0.10～0.50％，還含有Mo0.01％以下、W10％以下、V0.001～1.0％、Al0.10％以下、Ti0.01％以下、Zr0.01％以下、以及Hf0.01％以下中至少一種，剩余部由Fe以及雜質(zhì)構(gòu)成。
本發(fā)明的焊接接頭，在50MPa以上的高壓氫環(huán)境下也不會出現(xiàn)氫脆性，因?yàn)闆]有表現(xiàn)出耐蝕性的劣化，所以能夠用于燃料電池汽車或氫供應(yīng)站等的機(jī)器類，例如，能夠用于構(gòu)成高壓氫用容器、配管及閥類等。


圖1是集中表示實(shí)施例的結(jié)果的圖。
具體實(shí)施例方式
分別對本發(fā)明的焊接接頭的焊接金屬以及焊接母材的鋼組成的如上所述的限定理由進(jìn)行說明。
在本說明書中表示鋼組成的“％”，特別是沒有特別限制時(shí)，是“質(zhì)量％”。
本發(fā)明，在具有分散有細(xì)微的γ’相的焊接金屬的焊接接頭中，具有其特征，此時(shí)的焊接金屬的鋼組成如上所述的規(guī)定理由如下所述。
CC具有提高強(qiáng)度的效果，但是另一方面，因?yàn)樾纬商蓟?，所以超過0.04％則合金的延展性以及韌性大幅下降，因此設(shè)為0.04％以下。優(yōu)選為0.03％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下。
SiSi是作為脫氧元素所必要的元素，但是因?yàn)樵诤附咏饘僦猩山饘匍g化合物使韌性劣化，所以含量低較好，設(shè)其上限值為1.0％。優(yōu)選Si的含量為0.50％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.20％以下。
MnMn是作為脫氧元素有效的元素，但是因?yàn)閺捻g性的觀點(diǎn)出發(fā)，含量的較好，所以其含量上限值設(shè)為3％。優(yōu)選為1％以下。
PP大量含有因?yàn)橛锌赡苁逛摰捻g性劣化，所以限制在0.02％以下。
SS在晶界偏析，是減弱結(jié)晶粒的結(jié)合力，使可焊性劣化，極為有害的元素，因?yàn)槠渖舷薜南拗坪苤匾栽O(shè)為0.005％以下。
CrCr是為了提高高壓氣體環(huán)境下的耐蝕性所必要的元素。從此效果的觀點(diǎn)出發(fā)，下限值設(shè)為15.0％。但是，因?yàn)槭蛊溥^量含有，則會損害韌性、加工性的機(jī)械的性質(zhì)，所以上限值設(shè)為25.0％。優(yōu)選為17～22％。
NiNi作為母材的構(gòu)成元素不僅使奧氏體相穩(wěn)定化，而且用于使γ’相(Ni3(Ti、Al、Nb)金屬間化合物)微細(xì)地分散十分重要。γ’相微細(xì)析出效果，在Ni30％以上時(shí)有效。優(yōu)選為40％以上，80％以下。
還有，Ni是為了得到穩(wěn)定的奧氏體組織，還有是為了確保耐滲碳性不可缺少的元素，特別是為了提高由γ’相的析出強(qiáng)化效果，希望越多越好。
Mo、WMo以及W，主要作為固溶強(qiáng)化元素有效，至少應(yīng)當(dāng)含有一種，通過強(qiáng)化基材的奧氏體相而使強(qiáng)度提高。使其過量含有，則因?yàn)闀龀龀蔀轫g性下降的主要原因的金屬間化合物，所以設(shè)為Mo10％以下、W10％以下。
還有，對N沒有進(jìn)行特別的限定，但是通常使其含有0.1％以下。
NbNb通過Al及/或Ti的符合添加形成γ’相(Ni3(Ti、Al、Nb)金屬間化合物)，能夠期待其的析出強(qiáng)化作用，不僅如此，在焊接金屬中與Al及/或Ti共存，則在凝固的后期階段，從液相中形成別的凝固核，以其為中心別的固相成長，所以作為其結(jié)果，最終凝固部被分散。由此，最終凝固部自身不是一個(gè)面，而是作為很多小的面分散，在時(shí)效熱處理時(shí)，微細(xì)的γ’相均已分散，即使具有高強(qiáng)度也能夠確保韌性、耐氫脆化特性。為了此微細(xì)核的生成，使其含有2.5％以上的Nb。但是，過量含有相反會導(dǎo)致粗大的金屬間化合物生成，使韌性、耐氫脆化特性劣化，所以設(shè)為5.0％以下。優(yōu)選為3～4.5％。
Al及/或Ti，(Ti+Al)＞Nb/8可以至少使其含有Al以及Ti中的一種，但優(yōu)選為同時(shí)含有Al以及Ti。
Al過量添加相反會導(dǎo)致粗大的金屬間化合物生成，使韌性、耐氫脆化特性劣化，所以Al的上限設(shè)為3.0％以下。
Ti過量添加相反會導(dǎo)致粗大的金屬間化合物生成，使韌性、耐氫脆化特性劣化，所以設(shè)為0.5％以下。
此外，Al及/或Ti，通過與Nb的復(fù)合添加，形成γ’相(Ni3(Ti、Al、Nb)金屬間化合物)，能夠期待其的析出強(qiáng)化作用，不僅如此，與Nb共存，則在凝固的后期階段，從液相中形成別的凝固核，以其為中心別的固相成長，所以作為其結(jié)果，最終凝固部被分散。由此，最終凝固部自身不是一個(gè)面，而是作為很多小的面分散，在時(shí)效熱處理時(shí)，微細(xì)的γ’相均已分散，即使具有高強(qiáng)度也能夠確保韌性、耐氫脆化特性。
在此時(shí)的微細(xì)的凝固核生成中，滿足(Ti+Al)＞Nb/8的條件十分重要。
圖1是表示(Ti、Al)的含量和Nb含量對材質(zhì)的影響的圖，將上述各合金元素的作用效果在圖中表示，其中將后述的實(shí)施例的結(jié)果用白圈或×標(biāo)表示。
圖中，區(qū)域(I)是因?yàn)镹b含量少，析出強(qiáng)化不充分，所以強(qiáng)度低的區(qū)域。區(qū)域(II)是因?yàn)镹b的含量超過5％，所以生成粗大的金屬間化合物，韌性不充分的區(qū)域。區(qū)域(III)是不滿足(Ti+Al)＞Nb/8的關(guān)系的區(qū)域，能夠看到Nb的凝固偏析，因此韌性下降以及氫脆化顯著的區(qū)域。區(qū)域(IV)是(Ti、Al)的含量過多的區(qū)域，Nb的凝固偏析不可避免，可以看到韌性下降然后氫脆化的區(qū)域。
即，Ti、Al、Nb對改善焊接金屬的強(qiáng)度有效，但是過量添加，則焊接金屬在凝固時(shí)易發(fā)生偏析，凝固偏析易生成。發(fā)生凝固偏析，則會導(dǎo)致韌性和耐氫脆化特性的下降。因此，在本發(fā)明中，通過限定Ti、Al、Nb的含量，使其滿足(Ti+Al)＞Nb/8，因?yàn)樵谀痰暮笃陔A段從液相生成別的凝固核，并以其為中心固相成長，使Nb微細(xì)地分散，所以能夠抑制凝固偏析。
即，在圖1所示范圍內(nèi)，如果添加Ti、Al、Nb，則最終凝固部自身不是一個(gè)面，而是作為很多小的面分散，作為結(jié)果，在焊接后的熱處理時(shí)，微細(xì)的Ni3(Ti、Al、Nb)均已分散。其結(jié)果，不僅能夠得到高強(qiáng)度的焊接金屬，而且能夠得到韌性和耐氫脆化特性優(yōu)異的焊接金屬。
在構(gòu)成本發(fā)明的焊接接頭的焊接金屬中，殘余部是Fe以及不可避免的雜質(zhì)。作為此時(shí)的雜質(zhì)，可以舉出從Cu、Co或母材混入的V、Zr、Hf等等，氣合計(jì)限制在0.5％以下。
在本發(fā)明中，在焊接母材中除被認(rèn)為對耐氫脆化特性表示充分的抵抗性的奧氏體系鋼之外，沒有特別的限定，但是在特別是要求優(yōu)異的耐氫脆化性以及低溫韌性的50MPa以上的高壓氫環(huán)境下使用的焊接接頭的情況下，這樣的奧氏體系鋼，其優(yōu)選方式位具有如下所述的鋼組成。
C在奧氏體系鋼中，經(jīng)常會有M23C6型碳化物(M是Cr、Mo、Fe等)和MC型碳化物(M是Ti、Nb、Ta等)析出提高耐蝕性的情況。但是，在本發(fā)明中并不是必須有碳化物的析出，因?yàn)檫@些碳化物有時(shí)在晶界析出會對韌性等產(chǎn)生不好影響，所以C優(yōu)選限制為0.04％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下。還有，C越少越好，但是C含量極端減少會導(dǎo)致精煉成本上升，所以在實(shí)用上希望為0.0001％以上。
SiSi作為對高氧化性的環(huán)境下的耐蝕性的提高有效的元素而周知，但是使其過量含有，則與Ni、Cr等形成金屬間化合物，幫助σ相等的金屬間化合物的生成，有時(shí)會顯著使熱加工性下降。因此，Si的含量優(yōu)選設(shè)為1.0％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.5％。還有，Si越少越好，但是考慮到精煉成本，進(jìn)一步希望在0.001％以上。
MnMn是低價(jià)的使奧氏體穩(wěn)定化的元素。在本發(fā)明中，通過與Cr、Ni、N等的適當(dāng)?shù)慕M合，有助于高強(qiáng)度和提高延展性以及韌性。因此，優(yōu)選使其含有Mn為3％以上，但是超過30％則因?yàn)橛袝r(shí)會降低熱加工性和適應(yīng)性(耐候性)，所以3～30％為最佳含量。還有，Mn含量進(jìn)一步優(yōu)選為5～22％。
CrCr作為使在高氫氣環(huán)境下的耐蝕性提高的元素，是很重要的元素，優(yōu)選含有15％以上。含量超過30％過多，則有損于延展性以及韌性，CrN、Cr2N等的氮化物和M23C6型碳化物容易大量生成。因此，Cr的最佳含量為15～30％。
NiNi作為使奧氏體穩(wěn)定化的元素添加，但是在本發(fā)明中，通過和Cr、Mn、N等的適當(dāng)?shù)慕M合，有助于高強(qiáng)度化和延展性以及韌性的提高。因此，Ni含量優(yōu)選設(shè)為5％以上，超過30％則效果不再增大，會使材料成本上升，所以在本發(fā)明中Ni含量為5～30％。
P、SP以及S，大量含有則任一均會對鋼的韌性等有不好影響的元素。通常作為雜質(zhì)而含有，分別優(yōu)選為0.02％以下、0.005％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為P0.01％以下，S0.003％以下。
N
N使最終要得固溶強(qiáng)化元素，在Mn、Ce、Ni、C等的適當(dāng)?shù)暮糠秶鷥?nèi)有助于高強(qiáng)度化，并且抑制σ相等的金屬間化合物的生成，有助于提高韌性。在本發(fā)明中，優(yōu)選含有0.10％以上。但是，超過0.50％則因?yàn)椴荒鼙苊釩rN、Cr2N等的六方晶系的氮化物生成，所以其最佳含量為0.10～0.50％。
AlAl作為脫氧劑有效，但是在Ni為30％以下的母材中超過0.10％大量殘留，有助于σ相等的金屬間化合物的生成。還有，從脫氧效果的觀點(diǎn)出發(fā)希望為0.001％以上。
Mo、W、V、Ti、Zr、Hf這些元素至少含有一種，任一均是具有促進(jìn)立方晶系的氮化物的生成的作用效果。
分別優(yōu)選為Mo10％以下、W10％以下、V0.001～1.0％、Ti0.01％以下、Zr0.01％以下、Hf0.01％以下。
特別是Mo、W是固溶強(qiáng)化元素，使其至少含有一種。進(jìn)一步優(yōu)選為分別至少含有一種6.0％以下。
V有助于高強(qiáng)度化和進(jìn)一步提高延展性以及韌性，還有助于大幅提高耐氫脆化性。進(jìn)一步優(yōu)選為0.05～1.0％。
Ti、Zr、Hf如上所述具有促進(jìn)立方晶系的氮化物的生成的作用效果，另一方面，因?yàn)橛袚p于V系氮化物的生成，還有因?yàn)槠渥陨淼牡锱c奧氏體母相的整合性不好，所以分別優(yōu)選限制為0.01％以下。
焊接母材的鋼組成的殘余部是Fe，作為不可避免的雜質(zhì)，允許Cu、Co等合計(jì)在0.5％以下左右。
在此，本發(fā)明的焊接金屬，是焊接母材和焊接材料混合熔融的結(jié)果所得到的焊接金屬，限定其的鋼組成能夠滿足本發(fā)明的要件即可，在其限定中，焊接時(shí)所用的焊接母材以及焊接材料的鋼組成在本發(fā)明中沒有特別限定。
實(shí)際上，有必要根據(jù)所用的母材的組成選擇焊接材料，但是作為焊接金屬的組成的木材組成的比率所定義的母材稀釋率，通過焊接法而決定，例如在TIG、MIG焊接中為5～30％左右，在埋弧焊中為40～60％左右。
換而言之，在本發(fā)明中因?yàn)橐?guī)定了焊接金屬的鋼組成，所以焊接母材通過由焊接法考慮稀釋率而能夠容易地決定。
因此，如果決定了母材的組成，則可以在設(shè)想的母材稀釋率的范圍，使焊接金屬組成處于本發(fā)明的范圍內(nèi)而進(jìn)行計(jì)算選定焊接材料組成。
在本發(fā)明的焊接接頭中，焊接金屬進(jìn)而焊接母材限定為具有上述的鋼組成，其焊接法沒有特別的限定，通常如上所述可以使用TIG、MIG、被覆焊(例埋弧焊法)。
如此得到的焊接金屬，通過在550～700℃進(jìn)行2～100小時(shí)左右的時(shí)效熱處理，而能夠得到抗拉強(qiáng)度800MPa以上的高強(qiáng)度。
本發(fā)明的焊接接頭，能夠在構(gòu)成燃料電池汽車用的氫供應(yīng)站等的裝置·機(jī)器類時(shí)使用，例如，在組裝高壓氫用容器、配管，此外閥等，通過在組裝時(shí)使用，能夠得到充分的安全性。當(dāng)然也能夠作為燃料電池車的構(gòu)成要素(例容器、配管、閥)進(jìn)行利用。
因此，本發(fā)明也能夠說是具備上述焊接接頭的高壓氫用容器、配管或閥等的機(jī)器。
接著，對本發(fā)明的作用效果，基于實(shí)施例進(jìn)行更具體地說明。
實(shí)施例將表1所示的化學(xué)組成的代號M1～M4的母材，經(jīng)50kg真空高頻爐溶解后，由鍛造形成25mm厚的板材，在1000℃保持1小時(shí)進(jìn)行水冷熱處理，形成焊接母材的供試材。
還有，將同樣表1所示的化學(xué)組成的代號W1～W5、Y1～Y5的合金，經(jīng)50kg真空高頻爐溶解后，加工成外徑2mm的線材，作為焊接材料。
為了評價(jià)焊接部的特性，使用上述焊接母材以及焊接材料，按以下要領(lǐng)制造焊接接頭，實(shí)施焊接金屬的特性的評價(jià)試驗(yàn)。
在從上述焊接母材所得的厚25mm、寬100mm、長200mm的板材上設(shè)置單側(cè)20度的V型開口，相同成分的板材進(jìn)行組合構(gòu)成被焊接材，接著，通過對其四周進(jìn)行被覆焊(3焊道)將其完全固定于厚50mm、寬150mm、長250mm的鋼板上。
相對于所進(jìn)行的準(zhǔn)備的被焊接材，通過將表1所示焊接材料和表2所示母材進(jìn)行組合，通過TIG焊接在被焊接材的開口內(nèi)進(jìn)行多層焊接制作焊接接頭。此時(shí)的焊接條件設(shè)為焊接電流130A、焊接電壓12V、焊接速度15cm/min。
所得到的焊接金屬的鋼組成的分析數(shù)據(jù)在同表2中表示，其是焊接金屬的中心現(xiàn)區(qū)域的分析數(shù)據(jù)。
從如此得到的焊接接頭，進(jìn)行650℃×2～10小時(shí)的時(shí)效熱處理后，切出各試驗(yàn)片?？估囼?yàn)片，具有外徑6mm、長30mm的平行部，在其平行部的中央具有焊接金屬，在與焊接線的垂直方向采取。在氫氣環(huán)境下進(jìn)行抗拉試驗(yàn)的試驗(yàn)片，具有外徑2.54mm、長30mm的平行部，在其平行部的中央具有焊接金屬，在與焊接線的垂直方向采取。還有，在焊接金屬中央具有深2mm的V型槽的10×10×55mm的擺錘沖擊試驗(yàn)片，在與焊接線的垂直方向采取。
使用這些試驗(yàn)片在常溫進(jìn)行抗拉試驗(yàn)、接著在0℃進(jìn)行擺錘沖擊試驗(yàn)，評價(jià)焊接接頭的強(qiáng)度、低溫韌性。
還有，在氫氣環(huán)境下的抗拉試驗(yàn)，在常溫75MPa的高壓氫氣環(huán)境下以應(yīng)變速度10-4(/s)而實(shí)施。
結(jié)果在表3中表示，在其評價(jià)中，在本發(fā)明的焊接接頭的焊接金屬中，抗拉強(qiáng)度為800MPa以上，0℃的低溫韌性為擺錘吸收能20J以上，耐氫脆化特性為在氫氣環(huán)境下和大氣中的抗拉試驗(yàn)的破斷延展性的比為0.8以上時(shí)，分別設(shè)為良好(○)，其中任一不是時(shí)由”×”表示。
這些結(jié)果，在圖1中也有表示。
焊接金屬在本發(fā)明的鋼組成范圍內(nèi)的接頭代號A1～A7中，抗拉強(qiáng)度為800MPa，韌性為擺錘沖擊吸收能為20J以上，耐氫脆化特性為在氫氣環(huán)境下和大氣中的抗拉試驗(yàn)時(shí)的破斷延展性的比為0.8以上，表示為即使高強(qiáng)度也具有優(yōu)異的韌性和耐氫脆化特性。
還有，抗拉試驗(yàn)的破斷位置在大氣下是焊接母材部，由此可知焊接金屬具有其破斷強(qiáng)度以上的抗拉強(qiáng)度。另一方面，是氫氣環(huán)境下的焊接金屬。韌性，是試驗(yàn)片中心的焊接金屬其自身的值。
對此，在圖1所示的本發(fā)明范圍之外的情況下，在最重要的凝固的后期階段，因?yàn)閺囊合嘀行纬蓜e的凝固核，并以其為中心別的固相成長，所以作為其結(jié)果，在不滿足作為用于最終凝固部分散的要件的(Ti及/或Al)＞Nb/8的代號B1～B5中，在高強(qiáng)度中，不能得到優(yōu)異的韌性和耐氫脆化特性。
表1

表2

表3

(工業(yè)上的可利用性)根據(jù)本發(fā)明，能夠提供作為高壓氫用配管、容器等所要求的特性的低溫韌性、耐氫脆化特性，特別是在焊接部中也優(yōu)異的高強(qiáng)度的奧氏體系鋼焊接接頭。因此，例如在構(gòu)成燃料電池汽車或氫供應(yīng)站的高壓氫的貯藏用容器、配管、閥時(shí)，本發(fā)明的焊接接頭特別有用，由此可知本發(fā)明在當(dāng)今意義重大。
權(quán)利要求
1.一種奧氏體系鋼的焊接接頭，是由奧氏體系鋼的焊接母材和焊接金屬構(gòu)成的焊接接頭，其特征在于，所述焊接金屬以質(zhì)量％計(jì)含有C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn3％以下、P0.02％以下、S0.005％以下、Cr15.0～25.0％、Ni30％以上、Mo10％以下及/或W10％以下、以及Nb2.5～5.0％，并且將Al3.0％以下及/或Ti0.5％以下含有滿足下式的量，(Ti+Al)＞Nb/8，剩余部由Fe以及雜質(zhì)構(gòu)成。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的奧氏體系鋼的焊接接頭，其特征在于，所述奧氏體系鋼的焊接母材，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn3～30％、P0.02％以下、S0.005％以下、Cr15～30％、Ni5～30％、N0.10～0.50％，還含有Mo0.01％以下、W10％以下、V0.001～1.0％、Al0.10％以下、Ti0.01％以下、Zr0.01％以下、以及Hf0.01％以下中至少一種，乘余部由Fe以及雜質(zhì)構(gòu)成。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述奧氏體系鋼的焊接接頭，其特征在于，在50MPa以上的高壓氫環(huán)境下使用。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述奧氏體系鋼的焊接接頭，其特征在于，構(gòu)成在50MPa以上的高壓氫環(huán)境下使用的容器、配管、或閥。
5.一種高壓氫用容器，具有如權(quán)利要求1或2所述的奧氏體系鋼焊接接頭。
6.一種高壓氫用配管，具有如權(quán)利要求1或2所述的奧氏體系鋼焊接接頭。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高壓氫配管、容器等所要求的低溫韌性、耐氫脆化特性，特別是在焊接部也優(yōu)異的高強(qiáng)度的奧氏體系鋼焊接接頭。焊接金屬，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn3％以下、P0.02％以下、S0.005％以下、Cr15.0～25.0％、Ni30％以上、Mo10％以下及/或W10％以下、和Nb2.5～5.0％，并且含有Al3.0％以下及/或Ti0.5％以下，并且滿足下式的量(Ti+Al)＞Nb/8，剩余部由Fe以及雜質(zhì)構(gòu)成，焊接母材，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.04％以下、Si1.0％以下、Mn3～30％、P0.02％以下、S0.005％以下、Cr15～30％、Ni5～30％、N0.10～0.50％，還含有Mo0.01％以下、W10％以下、V0.001～1.0％、Al0.10％以下、Ti0.01％以下、Zr0.01％以下、以及Hf0.01％以下中至少一種，剩余部由Fe以及雜質(zhì)構(gòu)成。
文檔編號C22C38/58GK1816417SQ200480015979
公開日2006年8月9日 申請日期2004年6月8日 優(yōu)先權(quán)日2003年6月10日
發(fā)明者小川和博, 五十嵐正晃, 仙波潤之, 大村朋彥, 宮原光雄 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社