JP5126703B1

JP5126703B1 - オーステナイト鋼溶接継手

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Publication number: JP5126703B1
Application number: JP2012528572A
Authority: JP
Inventors: 弘征平田; 朋彦大村; 悠索富尾; 潤中村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-07-06
Filing date: 2012-06-20
Publication date: 2013-01-23
Anticipated expiration: 2032-06-20
Also published as: US20140186101A1; CA2839128A1; BR112013033576A2; AU2012279593B2; US9211601B2; KR101586590B1; KR20140022467A; EP2730365A4; AU2012279593A1; CN103648708A; CN103648708B; JPWO2013005570A1; ES2688605T3; WO2013005570A1; CA2839128C; BR112013033576B1; EP2730365A1; EP2730365B1

Abstract

特定の化学組成を有するオーステナイト鋼の母材を、特定の化学組成を有するオーステナイト鋼の溶接材料を用いて、ガスタングステンアーク溶接方法により溶接したオーステナイト鋼溶接継手であって、溶接金属の化学組成が、C≦0.1％、Si≦0.8％、Mn：1.5〜5.5％、Ni：8〜15％、Cr：18〜24％、Al＜0.05％、N：0.15〜0.35％を含み、必要に応じてV≦0.5％、Nb≦0.5％及びMo≦4.5％のうちの1種以上を含有し、残部がFe及び不純物からなり、不純物としてのO≦0.02％、P≦0.05％、S≦0.03％で、〔413−462（C＋N）−9.2Si−8.1Mn−13.7Cr−9.5Ni−18.5Mo≦-70〕を満足するとともに、溶接金属のフェライト量が、面積率で20％以下であるオーステナイト鋼溶接継手は、溶接後熱処理を行わない場合にも、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度と優れた耐水素脆化特性とを同時に備えている。
【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト鋼溶接継手に関する。詳しくは、高圧ガス配管に要求される高強度だけではなく、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度および優れた耐水素脆化特性を同時に備える溶接継手に関する。

近年、水素、天然ガスなどをエネルギーとして利用する輸送機器の実用化研究が活発に進められている。その実用化に際しては、これらのガスを高圧で貯蔵、輸送できる使用環境の整備が併せて必要であり、そこに使用される引張強さで８００ＭＰａを上回るような高強度材料の開発、適用検討が並行して進められている。

このような背景のもと、使用される材料として、例えば、特許文献１〜３に、高Ｍｎ化することでＮの溶解度を高め、かつＶを含有させることにより、あるいはＶとＮｂを複合して含有させることにより、Ｎの固溶強化および窒化物の析出強化を活用し、高強度化を試みたオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。

これら多量のＮを含有した高強度オーステナイト系鋼を構造物として使用する場合、溶接による組み立てが必要であるが、使用性能の観点からは溶接部も母材と同等の強度が要求される。そのため、例えば、特許文献３〜５には、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂを積極活用することにより、８００ＭＰａを超える引張強さを有する溶接材料（溶接金属）が提案されている。

しかしながら、これらの溶接材料およびその溶接材料を使用して得られた溶接金属はいずれも高強度化を果たすために溶接後熱処理を行うことを必要とする。一方、実際の大型構造物として考えた場合、このような長時間の溶接後熱処理の実施は、大きな制約になるとともに、製造コストの極度の増大を招く場合がある。

国際公開第２００４／０８３４７６号国際公開第２００４／０８３４７７号国際公開第２００４／１１０６９５号特開平５−１９２７８５号公報特開２０１０−２２７９４９号公報

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、溶接後熱処理を行うことなく高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度および優れた耐水素脆化特性を同時に備える溶接継手を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、詳細な検討を行った。その結果、先ず、溶接金属において、溶接後熱処理を行うことなく高強度を達成するためには、Ｎによる固溶強化を最大限活用することが有効であることがわかった。

そこでさらに、溶接後熱処理を行うことなく、溶接金属において、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：２．５〜５．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％を含有する母材と同等の強度を確保するための詳細な検討を行った。

加えて、得られた溶接部の水素脆化感受性を評価し、少なくとも母材と同等の耐水素脆化特性を得るための詳細な検討を行った。

その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の事項が明らかになった。

（ａ）質量％で、Ｃｒ：１８〜２４％およびＮｉ：８〜１５％の組成範囲の溶接金属においては、質量％で、０．１５％以上のＮを含有させることによって、前記した母材と同等の強度が確保できる。

（ｂ）溶接金属中に多量のフェライトが含まれる場合、フェライトが起点となって水素脆化割れが発生し、その割れが連結・伝播して、溶接金属の耐水素脆化特性が損なわれる。しかしながら、溶接金属中のフェライト量が面積率で２０％以下になるように成分調整すれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。

（ｃ）溶接金属におけるオーステナイト相が不安定な場合、溶接残留歪およびその後の加工により、マルテンサイト化して、水素脆化感受性が高くなる。しかしながら、成分調整によって、具体的には、溶接金属が、各元素記号をそれぞれの元素の含有量（質量％）として、
４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−９．５Ｎｉ−１８．５Ｍｏ≦−７０
を満足するように成分調整すれば、オーステナイトの安定性が高まるので、優れた耐水素脆化特性が得られる。

なお、上記（ａ）に記載の、質量％で、Ｃｒ：１８〜２４％およびＮｉ：８〜１５％の組成範囲の溶接金属において、質量％で、０．１５％以上のＮを含有させるためには、下記〈１〉〜〈３〉の方法を実施することが好ましいことも明らかになった。

〈１〉溶接中に溶融池表面からＮが飛散するため、溶接後の溶接金属中に歩留まるＮ量は減少する。このため、溶接入熱の管理および／または開先形状の選定を行って、溶接中の溶融池の表面積を小さくする。

〈２〉Ａｒに、体積％で、Ｎ_２を０〜５０％混合したガスをシールドガスとして使用し、溶接中に溶融池表面からのＮの飛散を軽減する。なお、混合するＮ_２が、体積％で、０％とは、Ａｒ単独ガスであることを指す。

〈３〉Ａｒに、体積％で、Ｎ_２を０〜１００％混合したガスをバックシールドガスとして用いることにより、初層溶接時の裏面側溶融池表面からのＮの飛散を防止する。なお、混合するＮ_２が、体積％で、０％とは、Ａｒ単独ガスであることを指す。混合するＮ_２が、体積％で、１００％とは、Ｎ_２単独ガスであることを指す。

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）および（２）に示すオーステナイト鋼溶接継手にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：２．５〜５．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．４５％を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０３％以下である化学組成を有する母材を、
質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．５〜４．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．３５％を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０３％以下である化学組成を有する溶接材料を用いて、ガスタングステンアーク溶接方法により溶接したオーステナイト鋼溶接継手であって、
溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．５〜５．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．３５％を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０３％以下で、かつ下記の（１）式を満足するとともに、溶接金属のフェライト量が、面積率で、２０％以下であることを特徴とする、オーステナイト鋼溶接継手。
４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−９．５Ｎｉ−１８．５Ｍｏ≦−７０・・・（１）
ただし、（１）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

（２）母材、溶接材料および溶接金属のうちの、いずれか一つ以上の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＭｏ：４．５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載のオーステナイト鋼溶接継手。

残部としての、「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明によれば、溶接後熱処理を行うことなく高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度および優れた耐水素脆化特性を同時に備える溶接継手を提供することができる。

開先加工の形状を説明する図である。

本発明のオーステナイト鋼溶接継手において、母材、溶接材料および溶接金属の化学組成、ならびに溶接金属の組織を限定する理由は次のとおりである。

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。

（Ａ）母材、溶接材料および溶接金属の化学組成
Ｃ：０．１％以下（母材、溶接材料および溶接金属）
Ｃは、オーステナイトを安定化するのに有効な元素である。しかしながら、Ｃは、溶接時の加熱により粒界に炭化物を形成し、耐食性を劣化させるとともに延性の低下を招く。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１％とする。Ｃ含有量のさらに好ましい上限は０．０８％である。Ｃの含有量には、特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は製造コストの著しい上昇を招く。そのため、望ましいＣ含有量の下限は０．００２％である。

Ｓｉ：０．８％以下（母材、溶接材料および溶接金属）
Ｓｉは、脱酸剤として、また、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｉの過剰の含有はオーステナイトの安定性を低下させるとともに延性の低下を招き、しかも、溶接金属においては凝固時に柱状晶境界に偏析して液相の融点を下げ、凝固割れ感受性を高める。そのため、Ｓｉの含有量を０．８％以下とする。Ｓｉ含有量は、さらに望ましくは、０．６％以下である。Ｓｉの含有量には、特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、望ましいＳｉ含有量の下限は０．０１％である。

Ｍｎ：２．５〜５．５％（母材）、１．５〜４．５％（溶接材料）、１．５〜５．５％（溶接金属）
Ｍｎは、脱酸剤として、また、オーステナイトを安定化するのにも有効な元素である。さらにＭｎは、母材製造時および溶接の際に、溶融金属中のＮの溶解度を大きくして、強度を高めるのに間接的に寄与する。この強度向上効果を十分に活用するため、母材ではＭｎを２．５％以上含有させる必要がある。一方、溶接金属は母材の製造時に比べて凝固速度が速く、凝固過程でのＮの減少が少ないため、Ｍｎは１．５％以上含有させればよい。溶接中に溶融し、全てが溶接金属となる溶接材料のＭｎ含有量も溶接金属と同様である。Ｍｎ含有量のさらに好ましい下限は、母材では２．７％、溶接材料および溶接金属では１．７％である。一方、Ｍｎの過剰の含有は延性の低下を招く。このため、母材および溶接金属ではＭｎ含有量の上限を５．５％とする必要がある。溶接材料では細線への加工が困難となるため、母材および溶接金属の場合に比べて、Ｍｎ含有量の上限は４．５％とより厳しく規制する必要がある。さらに望ましいＭｎ含有量の上限は母材および溶接金属では５．０％、溶接材料では４．０％である。

Ｎｉ：８〜１５％（母材、溶接材料および溶接金属）
Ｎｉは、安定なオーステナイトを得るために必須の元素であり、その効果を十分に得るためには、８％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるため多量の含有はコストの増大を招くとともに、母材製造時および溶接中の溶融金属中のＮの溶解度を小さくする。そのため、Ｎｉ含有量の上限は１５％とする。Ｎｉ含有量のさらに望ましい下限は８．２％であり、さらに望ましい上限は１４．５％である。

Ｃｒ：１９〜２５％（母材）、１８〜２４％（溶接材料および溶接金属）
Ｃｒは、使用環境下での耐食性を確保するために必須の元素である。さらにＣｒは、母材製造時および溶接の際に、溶融金属中のＮの溶解度を大きくするのに有効であり、その効果を十分得るためには、母材では１９％以上のＣｒ含有量が必要である。一方、溶接金属は母材の製造時に比べて凝固速度が速く、凝固過程でのＮの減少が少ないため、１８％以上含有させればよい。溶接中に溶融し、全てが溶接金属となる溶接材料のＣｒ含有量も溶接金属と同様である。Ｃｒ含有量のさらに望ましい下限は、母材では１９．２％、溶接材料および溶接金属では１８．２％である。一方、Ｃｒの過剰の含有はオーステナイトを不安定とし、接ガス環境の種類によっては脆化を招く。このため、母材におけるＣｒ含有量の上限は２５％とする必要がある。なお、溶接金属は凝固偏析により、組織が不安定となるため、さらに厳しくＣｒ含有量を管理する必要があって、Ｃｒ含有量の上限を２４％とする。溶接中に溶融し、全てが溶接金属となる溶接材料におけるＣｒ含有量の上限も溶接金属と同様である。さらに望ましいＣｒ含有量の上限は母材では２４．５％、溶接材料および溶接金属では２３．５％である。

Ａｌ：０．０５％未満（母材、溶接材料および溶接金属）
Ａｌは、ＳｉおよびＭｎと同様、脱酸剤として含有される。しかし、Ａｌを過剰に含有した場合、多量の窒化物を形成して、延性の低下を招く。このため、Ａｌの含有量を０．０５％未満とする。Ａｌ含有量は、さらに望ましくは、０．０４％以下である。Ａｌの含有量には、特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、望ましいＡｌ含有量の下限は０．００３％である。

Ｎ：０．１５〜０．４５％（母材）、Ｎ：０．１５〜０．３５％（溶接材料および溶接金属）
Ｎは、マトリックスに固溶するとともに微細な窒化物を形成し、高い強度を得るために必須の元素である。この効果を十分に得るためには、０．１５％以上のＮ含有量が必要である。しかし、母材においては、Ｎの含有量が０．４５％を超えると、製造時の熱間加工性低下を招く。このため、母材におけるＮ含有量の上限は０．４５％とする必要がある。また、溶接金属においては、０．３５％を超える量のＮは溶接中の溶融池に溶解できず、ブローホールおよび／またはピットの原因となる。このため、溶接金属におけるＮ含有量の上限は０．３５％とする必要がある。溶接中に溶融し、全てが溶接金属となる溶接材料においても、溶接金属と同様の理由により、Ｎ含有量の上限を０．３５％とする必要がある。母材Ｎ含有量のより望ましい下限は０．１６％であり、より望ましい上限は０．４２％である。溶接材料および溶接金属におけるＮ含有量のより望ましい下限は０．１６％であり、より望ましい上限は０．３２％である。

本発明のオーステナイト鋼溶接継手における母材、溶接材料および溶接金属の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳの含有量をそれぞれ、次に述べる範囲に制限した化学組成を有するものである。

Ｏ：０．０２％以下（母材、溶接材料および溶接金属）
Ｏは、不純物として存在するが、多量に含まれる場合には、母材および溶接材料の製造時の熱間加工性の低下を招くとともに、溶接金属の靱性および延性の劣化を招く。そのため、Ｏの含有量は０．０２％以下とする必要がある。望ましいＯ含有量の上限は０．０１％である。

Ｐ：０．０５％以下（母材、溶接材料および溶接金属）
Ｐは、不純物として含まれ、多量に含まれる場合には、母材および溶接材料においては製造時の熱間加工性を阻害するとともに、溶接金属においては凝固時に液相の融点を低下させ、凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招くので、０．０５％以下とする。さらに望ましいＰの含有量は０．０３％以下である。

Ｓ：０．０３％以下（母材、溶接材料および溶接金属）
Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、多量に含まれる場合には、母材および溶接材料においては製造時の熱間加工性を阻害するとともに、溶接金属においては凝固時に液相の融点を低下させ、凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｓの含有量はＰと同様に可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招くので、上限は０．０３％とする。さらに望ましいＳの含有量は０．０１％以下である。

本発明のオーステナイト鋼溶接継手における母材、溶接材料および溶接金属の他の一つは、残部としての「Ｆｅおよび不純物」におけるＦｅの一部に代えて、Ｖ、ＮｂおよびＭｏのうちの１種以上の元素を含有するものである。

以下、任意元素である上記Ｖ、ＮｂおよびＭｏの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、マトリックスに固溶または炭化物として析出し、強度を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が多くなって０．５％を超えると、炭化物が多量に析出して、延性の低下を招く。このため、含有させる場合のＶの量を０．５％以下とする。含有させる場合の望ましいＶ含有量の上限は０．４％である。

前記したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、Ｖと同様、マトリックスに固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって０．５％を超えると、炭窒化物が多量に析出して、延性の低下を招く。このため、含有させる場合のＮｂの量を０．５％以下とする。含有させる場合の望ましいＮｂ含有量の上限は０．４％である。

前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。

Ｍｏ：４．５％以下
Ｍｏは、強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｍｏは、使用環境下での耐食性の向上に有効な元素である。このため、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは非常に高価な元素であるとともに、４．５％を超える過剰の含有はオーステナイトを不安定にする。このため、含有させる場合のＭｏの量を４．５％以下とする。含有させる場合の望ましいＭｏ含有量の上限は４％である。

前記したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は０．１％以上であることが好ましい。

上記のＶ、ＮｂおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ｖ、ＮｂおよびＭｏの含有量がそれぞれ上限値である場合の５．５％であってもよいが、５．０％以下であることが好ましい。

上記に加えて、本発明のオーステナイト鋼溶接継手における溶接金属の化学組成は、下記の（１）式を満足する必要がある。

４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−９．５Ｎｉ−１８．５Ｍｏ≦−７０・・・（１）
ただし、（１）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。

溶接金属は急冷凝固組織であるため、オーステナイトが不安定であり、溶接残留歪および溶接施工後の加工により、マルテンサイト化し、耐水素脆化性が低下する。しかしながら、（１）式を満足すれば、オーステナイトが安定になるので、溶接残留歪および溶接施工後の加工によるマルテンサイト化が防止できる。上記（１）式の左辺は、−８０以下であることが好ましく、低ければ低いほどよい。

（Ｂ）溶接金属の組織
溶接金属の組織は急冷凝固組織である。溶接金属には、固溶化熱処理を施して製造する母材とは異なり、凝固過程において高温で生成したフェライトが室温まで残存する。フェライトは、水素環境下では脆化し、破壊の起点となり、連続的に存在する場合は連結、伝播して溶接金属の耐水素脆化性を低下させる。しかしながら、フェライト量が、面積率で、２０％以下であれば上記の問題は生じ難い。したがって、溶接金属におけるフェライト量を、面積率で、２０％以下とした。溶接金属のフェライト量は、面積率で、１５％以下であることが好ましい。溶接金属の面積率でのフェライト量の下限は完全オーステナイトのときの０％であってもよい。

溶接金属の面積率でのフェライト量は、溶接金属中のＮｉ、ＭｎおよびＣに代表されるオーステナイト形成元素に対し、ＣｒおよびＳｉに代表されるフェライト形成元素が増量した場合に増加する。このため、上記溶接金属の面積率でのフェライト量は、溶接金属の化学組成が既に述べた範囲を満足し、かつオーステナイト形成元素に対して、フェライト形成元素を過剰に含有しないように調整することによって達成される。

上述した化学組成を有する母材および溶接材料によって、上述した化学組成およびフェライト量を有する溶接金属を得るためには、ガスタングステンアーク溶接方法を用いて、溶接中の溶融池の表面積をできるだけ小さくすることが好ましい。

ガスタングステンアーク溶接方法による溶接は、溶接終了後のクレータ表面積が１２０ｍｍ^２以下となるように、溶接条件を管理することが好ましい。

ガスタングステンアーク溶接方法による溶接には、シールドガスおよびバックシールドガスとして、ＡｒガスにＮ_２ガスを混合したガスを使用することがさらに好ましい。その理由は下記のとおりである。

ガスタングステンアーク溶接はガスメタルアーク溶接に比べ、欠陥のない高品質の溶接継手が容易に得られる。しかしながら、溶接中には溶融池表面からＮが飛散するため、溶接後の溶接金属中に歩留まるＮ量が減少し、強度低下が生じる。これを防止するためには、溶接中の溶融池の表面積を小さくし、Ｎが飛散する領域を小さくするのが効果的である。具体的には、溶接中の溶融池の表面積は各層の溶接終了後のクレーター表面積と一致するため、クレーター表面積が１２０ｍｍ^２以下となるように溶接条件を調整するのが好ましい。

さらに、シールドガスまたはバックシールドガスにＮ_２ガスを混合し、Ｎの分圧を高めることも溶融池表面からのＮの飛散の低減に有効であるとともに、凝固した溶接金属の表面を窒化し、僅かではあるが強化に寄与する。ただし、シールドガス中またはバックシールドガス中のＮ_２が体積％で５０％を超えると、高温で溶接金属中に溶解していたＮが凝固とともに溶解しきれなくなってＮ_２となり、ブローホールおよび／またはピットを形成する場合がある。このため、シールドガス中またはバックシールドガス中のＮ_２ガスは、上限を体積％で５０％とするのが好ましい。

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。

表１に示す化学組成を有する符号Ａ〜Ｃの材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚３ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板を溶接母材用として作製した。

表２に示す化学組成を有する符号Ｖ〜Ｚの材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延および機械加工により、外径１．２ｍｍの溶接ワイヤ（溶接材料）を作製した。

上記の溶接母材用鋼板の長手方向に、図１に示す開先加工を施した後、母材、溶接材料および溶接条件を表３に示すとおり組み合わせ、ガスタングステンアーク溶接方法により突き合わせ溶接を行った。溶接は２層溶接で完了し、特定の継手については溶接中にウィービングを行った。

先ず、各層の溶接終了時のクレーター表面積を測定した。なお、溶接終了時のクレーターは溶接中の溶融池表面に一致するため、これを溶接中の溶融池の表面積と見なすことができる。

次いで、積層を完了した溶接継手から断面ミクロ試験片を採取し、光学顕微鏡で観察して、溶接欠陥の有無を調査した。

光学顕微鏡で観察した結果、ブローホールなどの溶接欠陥がなかったものを「合格」と判定した。そして、「合格」と判定された溶接継手について、溶接金属の化学分析を行うとともに、溶接金属中央部における面積率でのフェライト量を測定し、また、該溶接継手から溶接金属を平行部中央にもつ板状引張試験片を採取して、常温での引張試験に供した。

さらに、上記の引張試験において母材破断したものを「合格」と判定し、合格と判定された溶接継手については、溶接金属を平行部とする段付板状低歪速度引張試験片を採取して、大気中および８５ＭＰａの高圧水素環境下における低歪速度引張試験に供した。歪速度は３×１０^−５／ｓとし、低歪速度引張試験において高圧水素環境下での破断絞りと大気中での破断絞りの比が９０％以上となるものを「合格」とした。

表４に、溶接中の溶融池の表面積に相当するクレーター表面積および溶接欠陥についての調査結果を示す。表５に、溶接金属の化学分析結果および溶接金属中のフェライトの量（面積率）測定結果を示す。さらに、表６に、引張試験および低歪速度引張試験の結果を示す。

表４の「初層クレーター表面積」および「第２層クレーター表面積」欄における「−」は、ブローホールが多発したため測定を行わなかったことを示す。

表５の試験符号Ｊ１７およびＪ２６における「−−」は、溶接欠陥が認められたため、溶接金属の化学分析および溶接金属中のフェライト量測定を行わなかったことを示す。

表６の「引張試験」欄における「○」は母材破断して「合格」と判定されたことを、また、「×」は溶接金属破断したことを示す。「−」は、溶接欠陥が認められたため引張試験を行わなかったことを示す。

同様に、表６の「低歪速度引張試験」欄における「○」は、高圧水素環境下での破断絞りと大気中での破断絞りの比が９０％以上で「合格」と判定されたことを、「×」は上記の比が９０％未満であったことを示す。「−」は、溶接欠陥が認められたため（試験符号Ｊ１７およびＪ２６）または引張試験で溶接金属破断したため（試験符号Ｊ１９およびＪ２０）、低歪速度引張試験を行わなかったことを示す。

表４〜６から、本発明で規定する条件を全て満足する本発明例の試験符号Ｊ１〜Ｊ１６およびＪ２２〜２５の場合、溶接継手は、溶接欠陥の発生がなく、しかも、高強度および優れた耐水素脆化特性を同時に備えていることが明らかである。

これに対して、比較例の試験符号Ｊ１７〜Ｊ２１、Ｊ２６およびＪ２７の場合、溶接継手には、少なくとも溶接欠陥の発生が認められる、溶接金属破断する、耐水素脆化特性に劣るという問題が生じている。

すなわち、試験符号Ｊ１７およびＪ２６は、Ｎ量が０．３７％と本発明で規定する範囲の上限を超えた符号Ｖの溶接材料を用いたため、溶接時に溶融金属中にＮが溶解できず、多数のブローホールが発生した（表４参照）。

試験符号Ｊ１８は、溶接金属における（１）式の左辺の値が−６９であって（１）式を満たさないため、低歪速度引張試験時の変形加工によりマルテンサイトが生成し、溶接金属の耐水素脆化性が低下した（表５および表６参照）。

試験符号Ｊ１９およびＪ２０は、クレーター表面積が１２０ｍｍ^２を超えており、溶融池表面からのＮの飛散が大きくなって、溶接金属中のＮ量が本発明で規定する範囲を下回った。このため、溶接金属破断した（表４〜６参照）。

試験符号Ｊ２１およびＪ２７においては、Ｃｒ量が２４．９％と本発明で規定する範囲の上限を超えた符号Ｚの溶接材料を用いた。このため、試験符号Ｊ２１は、溶接金属の化学成分は本発明の規定を満足するものの、Ｎｉ量に対して多量のＣｒを含有するため、フェライト量が２０％を超え、溶接金属の水素脆化感受性が大きくなった。さらに、試験符号Ｊ２７は、溶接金属中のＣｒ量も本発明で規定する範囲の上限を超え、多量のＣｒを含有するため、フェライト量が２０％を超え、溶接金属の水素脆化感受性が大きくなった（表５および表６参照）。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：２．５〜５．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．４５％を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０３％以下である化学組成を有する母材を、
質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．５〜４．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．３５％を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０３％以下である化学組成を有する溶接材料を用いて、ガスタングステンアーク溶接方法により溶接したオーステナイト鋼溶接継手であって、
溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：１．５〜５．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１８〜２４％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．３５％を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０３％以下で、かつ下記の（１）式を満足するとともに、溶接金属のフェライト量が、面積率で、２０％以下であることを特徴とする、オーステナイト鋼溶接継手。
４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−９．５Ｎｉ−１８．５Ｍｏ≦−７０・・・（１）
ただし、（１）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
母材、溶接材料および溶接金属のうちの、いずれか一つ以上の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＭｏ：４．５％以下のうちの１種以上を含有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鋼溶接継手。