JPWO2004110695A1

JPWO2004110695A1 - オーステナイト系鋼溶接継手

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Publication number: JPWO2004110695A1
Application number: JP2005506951A
Authority: JP
Inventors: 小川　和博; 和博小川; 五十嵐　正晃; 正晃五十嵐; 仙波　潤之; 潤之仙波; 大村　朋彦; 朋彦大村; 宮原　光雄; 光雄宮原
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-06-10
Filing date: 2004-06-08
Publication date: 2006-07-20
Anticipated expiration: 2024-06-08
Also published as: DE602004019089D1; KR20060025550A; US7393597B2; EP1645355A1; CA2528406A1; WO2004110695A1; KR100663720B1; CA2528406C; EP1645355A4; CN100445020C; EP1645355B1; CN1816417A; JP4265604B2; US20060191606A1

Abstract

高圧水素配管、容器等に要求される低温靱性、耐水素脆化特性が特に溶接部においても優れた高強度のオーステナイト系鋼溶接継手を提供する。溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：３０％以上、Ｍｏ：１０％以下、Ｎｂ：２．５〜５％を含み、Ａｌ：３．０％以下および／またはＴｉ：０．５％以下を（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８を満たす量を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、溶接母材が、質量％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３〜３０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：５〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．５０％を含み、さらにＭｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、およびＨｆ：０．０１％以下の少なくとも１種を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物から成る。

Description

この発明は、水素雰囲気下で使用される部材、例えば高圧水素用配管等に要求される特性である溶接性、低温靱性、耐水素脆化特性に優れた高強度のオーステナイト系鋼の部材に関する。より詳述すれば、この発明は、低温靱性、耐水素脆化特性、強度の優れた溶接金属を有するオーステナイト系鋼溶接継手に関する。

今日、燃料電池自動車の実用化への期待が高まり、燃料電池自動車に用いられるばかりでなく、その使用環境の整備という観点から設置される水素ガスステーション等で用いられる高圧水素用貯蔵容器、配管、弁等の材料の開発が積極的に行われてきつつある。そのような高圧環境は５０Ｍｐａ以上といわれている。
通常の水素環境では耐水素脆化感受性に優れているオーステナイト系ステンレス鋼が使用に適すると言われている。したがって、そのようなオーステナイト系ステンレス鋼が５０Ｍｐａ以上という更なる高圧水素環境下に耐えるために高強度化への試みがいくつか行われている。例えば、母材では、高ＭｎとすることでＮの溶解度を高めたうえで、Ｎ、Ｖを比較的多く添加して適切な熱処理を加えることにより、高強度を得る提案がみられる。
しかしながら、母材は高強度化が可能としても、その溶接部では、溶接金属が溶融凝固を受けることにより、また溶接熱影響部が溶接時に加熱・冷却を受けることにより、強度低下が生じることが多く、オーステナイト系溶接金属でも高強度を得ることが困難である。そのため、従来より、溶接後の熱処理により微細な粒子を析出させて強化する手法が採られる。
たとえば、特開平５−１９２７８５号公報、特開平１０−１４６６９２号公報には、Ｔｉ、Ａｌを添加したＮｉ基合金から溶接金属を構成し、これを特定の温度範囲で加熱してγ’相と呼ばれる微細な金属間化合物（Ｎｉ_３Ａｌ，Ｎｉ_３Ｔｉ）を析出させることで、溶接金属を強化できることが示されている。しかし、これらの溶接金属は、溶接高温割れ感受性が高く、上記金属間化合物の析出強化により靱性低下が生じやすいという問題点があった。
また、特開平９−２７１９８２号公報には、Ｔｉ、Ｎｂを含む高Ｎｉ溶接金属の高温割れ防止には、被覆アーク溶接棒の被覆剤の配合を改善することが有効との開示があるが、このような手段は肉盛溶接が対象である。

しかしながら、そのような高強度化を実現しても、５０ＭＰａ以上という高圧水素環境下では、今度は、通常の圧力下では経験されなかった低温脆化および水素脆化、特に溶接金属における低温脆化および水素脆化が顕著に見られることが判明した。
高圧水素環境下で使用される機器類には高強度ばかりなく、耐水素脆化および耐低温靱性が母材および溶接金属に強く求められる。
この発明の課題は、燃料電池自動車、水素ガスステーション等において用いられる高圧水素配管、容器等に要求される特性である低温靱性、耐水素脆化特性が特に溶接金属において優れている高強度のオーステナイト系鋼溶接継手を提供することにある。
ここに、溶接継手部を含む装置および機器に用いる材料の設計には、母材および溶接金属の両方からの考察が必要であるが、この発明にあっては、材質的に特性劣化が特に見られる溶接金属における問題点の解決を探った。
本発明者らは、溶接金属の強度を確保する方法として、高Ｎｉ合金をベースに、これにＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂを添加し、適切な溶接後熱処理を行いＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）を微細析出分散させて強化することが有効であることを見い出した。しかし、溶接金属の引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度溶接金属での靱性、耐水素脆化特性を確保するには、強化元素の凝固偏析を緩和する成分の組み合わせの選択が必要であり、この発明にあっては、Ｎｂ：２．５〜５％を含み、ＡｌおよびＴｉの内１種以上をＡｌ：３％以下、Ｔｉ：０．５％以下の範囲で、かつ（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８を満たす量を含むものとする。
前述のようにＴｉ、Ａｌのみの添加による強化では、凝固偏析によって最終凝固部にＴｉ、Ａｌが濃化する結果、時効熱処理によっても均一なＮｉ_３Ａｌ、Ｎｉ_３Ｔｉの微細分散が得られず、Ｔｉ、Ａｌ濃化部ではＮｉ_３Ａｌ、Ｎｉ_３Ｔｉが優先的に成長して粗大化し、必ずしも高強度が得られないばかりか、靱性、耐水素脆化特性の低下も招くことになる。
また、Ｎｂ単独で析出強化を図った場合にも、最終凝固部にＮｂが濃化する結果、やはり強度と靱性、耐水素脆化特性の確保は不十分であった。
ここに、この発明によれば、Ｎｂを主体に、ある値以上のＡｌおよび／またはＴｉを添加する。
すなわち、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂは凝固時に偏析しやすくそのために、靱性、耐水素脆化特性の低下を招く。しかし、Ｎｂの量に従って一定量のＴｉおよび／またはＡｌを複合添加すると、凝固の後期段階で、液相中から別の凝固核が生じそれを中心に別の固相が成長するため、結果として、最終凝固部が分散される。このことにより、最終凝固部自体が一つの面（ａｌａｒｇｅｓｉｎｇｌｅｐｈａｓｅ）ではなく、多くの小さな面（ｆｉｎｅｌｙｄｉｓｐｅｒｓｅｄｐｈａｓｅｓ）として分散され、時効熱処理時には微細なＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）が均一分散し、高強度であっても靱性、耐水素脆化特性が向上するのである。
上述のような析出強化によって高強度を得る高Ｎｉ合金においては、溶接高温割れの主原因となる、凝固偏析による連続した液相の残留が、最終凝固部の分散により分断されるため、高温割れ防止も同時に達成される。
ここに、この発明は、次の通りである。
（１）オーステナイト系鋼の溶接母材と溶接金属とからなる溶接継手であって、前記溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、Ｎｉ：３０％以上、Ｍｏ：１０％以下および／またはＷ：１０％以下、ならびにＮｂ：２．５〜５．０％を含み、Ａｌ：３．０％以下および／またはＴｉ：０．５％以下を、下記式：
（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８
を満たす量を含み、残部がＦｅおよび不純物からなることを特徴とするオーステナイト系鋼溶接継手。
（２）前記オーステナイト系鋼の溶接母材が、質量％で、
Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３〜３０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：５〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．５０％を含み、さらにＭｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、およびＨｆ：０．０１％以下の少なくとも１種を含み、残部がＦｅおよび不純物から成る、（１）記載のオーステナイト系鋼溶接継手。
この発明にかかる溶接継手は、５０ＭＰａ以上という高圧水素環境下でも水素脆性を呈することもなく、耐食性の劣化も示さないから燃料電池自動車や水素ガスステーション等に用いる機器類、例えば、高圧水素用容器、配管そして弁類を構成するのに用いることができる。

図１は、実施例の結果をまとめて示すグラフである。
発明を実施するための形態
この発明にかかる溶接継手における溶接金属および溶接母材の鋼組成を上述のようにそれぞれ規定した理由を詳述する。
本明細書において鋼組成を示す「％」は、とくにことわりがない限り、「質量％」である。
この発明は、微細なγ’相が分散した溶接金属を備えた溶接継手にその特徴があり、そのときの溶接金属の鋼組成を前述のように規定した理由は次の通りである。
Ｃ：
Ｃは、強度向上に効果があるが、一方では、炭化物を形成するため、０．０４％を超えると合金の延性および靱性の低下が大きくなるので、０．０４％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｓｉ：
Ｓｉは、脱酸元素として必要な元素であるが、溶接金属では金属間化合物を生じて靱性を劣化させるため、低い方が良く、１．０％を上限値とする。望ましいＳｉの含有量は０．５０％以下、さらに望ましくは０．２０％以下である。
Ｍｎ：
Ｍｎは、脱酸元素として有効な元素であるが、靱性の観点からは低い方が良いため、その含有量は３％を上限値とする。望ましくは１％以下である。
Ｐ：
Ｐは、多量に含有されると鋼の靱性を劣化させる恐れがあるため、０．０２％以下に制限される。
Ｓ：
Ｓは、粒界に偏析して結晶粒の結合力を弱め、溶接性を劣化させる極めて有害な元素で、上限の規制が重要であるため、０．００５％以下とする。
Ｃｒ：
Ｃｒは、高圧ガス環境での耐食性を向上させるために必要な元素である。その効果の点から１５．０％を下限値とする。しかし、過剰に含有させると靱性、加工性といった機械的性質を阻害することになるため、２５．０％を上限値とする。好ましくは、１７〜２２％である。
Ｎｉ：
Ｎｉはマトリックスの構成元素としてオーステナイト相を安定化するだけでなく、γ’相［Ｎｉ_３（Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ）金属間化合物］を微細に分散させるために重要である。γ’相微細析出効果は、Ｎｉ：３０％以上で有効となる。好ましくは、４０％以上、８０％以下である。
なお、Ｎｉは安定なオーステナイト組織を得るために、また耐浸炭性を確保するために欠かすことのできない元素であり、特にγ’相による析出強化の効果を高めるためには多いほど望ましい。
Ｍｏ、Ｗ：
ＭｏおよびＷは、主として固溶強化元素として有効であり、少なくとも１種適宜含有され、基地のオーステナイト相を強化することにより強度を向上させる。過剰に含有させると靱性低下の要因となる金属間化合物が析出するため、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下とする。
なお、Ｎについては特に限定されないが、通常は０．１％以下は含有される。
Ｎｂ：
Ｎｂは、Ａｌおよび／またはＴｉとの複合添加によりγ’相［Ｎｉ_３（Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ）金属間化合物］を形成して析出強化作用が期待できるだけでなく、溶接金属においてはＡｌおよび／またはＴｉと共存すると凝固の後期段階で、液相中から別の凝固核を形成し、それを中心に別の固相が成長するため、その結果として、最終凝固部が分散される。このことにより、最終凝固部自体が一つの面ではなく、多くの小さな面として分散され、時効熱処理時には微細なγ’相が均一分散し、高強度であっても靱性、耐水素脆化特性が確保できる。この微細核生成には、Ｎｂを２．５％以上を含有させる。ただし、過剰に含有するとかえって、粗大な金属間化合物の生成を招いて靱性、耐水素脆化特性を劣化させるため５．０％以下とする。好ましくは、３〜４．５％である。
Ａｌおよび／またはＴｉ、（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８：
ＡｌおよびＴｉは少なくとも１種含有されればよいが、ＡｌおよびＴｉは同時に含有されることが好ましい。
Ａｌの過剰な添加はかえって、粗大な金属間化合物の生成を招いて靱性、耐水素脆化特性を劣化させるため、Ａｌの上限を３．０％以下とする。
Ｔｉの過剰な添加もかえって、粗大な金属間化合物の生成を招いて靱性、耐水素脆化特性を劣化させるため、０．５％以下とする。
さらに、Ａｌおよび／またはＴｉは、Ｎｂとの複合添加により微細なγ’相［Ｎｉ_３（Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ）金属間化合物］を形成して析出強化作用が期待できるだけでなく、Ｎｂと共存すると溶接金属の凝固の後期段階で、液相中から別の凝固核を形成し、それを中心に別の固相が成長するため、結果として、最終凝固部が分散される。このことにより、最終凝固部自体が一つの面ではなく、多くの小さな面として分散され、時効熱処理時には微細なγ’相が均一分散し、高強度であっても靱性、耐水素脆化特性が確保できる。
このとき微細な凝固核生成には、（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８の条件を満たすことが重要である。
図１は、（Ｔｉ、Ａｌ）の含有量とＮｂ含有量との材質に及ぼす影響を示すグラフであり、上述の各合金元素の作用効果をグラフに示すもので、これには後述する実施例の結果を白丸および×印でプロットしてある。
図中、領域（Ｉ）は、Ｎｂ含有量が少なく、析出強化が十分でないため、強度の低い領域である。領域（ＩＩ）は、Ｎｂ含有量が５％を超えているため、粗大金属間化合物が生成して靱性が十分でない領域である。領域（ＩＩＩ）は、（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８の関係を満足しない領域であって、Ｎｂの凝固偏析が見られ、そのため靱性低下および水素脆化が顕著な領域である。領域（ＩＶ）は（Ｔｉ、Ａｌ）含有量が多すぎる領域であって、Ｎｂの凝固偏析は避けられず、靱性低下そして水素脆化が見られる領域である。
すなわち、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂは、溶接金属の強度改善に有効ではあるが、過剰に添加すると、溶接金属が凝固するときに偏析しやすく、凝固偏析が生じやすい。凝固偏析が生じると、靱性や耐水素脆化特性の低下を招く。そこで、この発明にあっては、（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８を満たすように、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂの含有量を規定することで、凝固の後期段階で液相から別の凝固核が生じ、それを中心に固相が成長するため、Ｎｂが微細に分散され、凝固偏析が抑えられる。
つまり、図１に示す範囲内で、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂを添加するならば、最終凝固部が一つの面ではなく、多くの小さな面として分散し、結果として、溶接後の熱処理時に微細なＮｉ_３（Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ）が均一に分散する。その結果、高強度の溶接金属が得られるのみでなく、靱性や耐水素脆化特性にもすぐれた溶接金属が得られる。
この発明にかかる溶接継手を構成する溶接金属にあって、残部はＦｅおよび不可避不純物である。このときの不純物としては、Ｃｕ、Ｃｏや母材から混入したＶ、Ｚｒ、Ｈｆなどなどが挙げられるが、それらは合計で０．５％以下は許容される。
この発明において、溶接母材については耐水素脆性に十分な抵抗性を示すと考えられているオーステナイト系鋼という以外に特に制限はないが、特により優れた耐水素脆性および低温靱性が求められる５０ＭＰａ以上の高圧水素環境下で使用する溶接継手の場合には、そのようなオーステナイト系ステンレス鋼は、その好適態様にあっては次のような鋼組成を有する。
Ｃ：
オーステナイト系ステンレス鋼では、しばしばＭ_２３Ｃ_６型炭化物（ＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｆｅなど）やＭＣ型炭化物（ＭはＴｉ、Ｎｂ、Ｔａなど）を析出させて耐食性を向上させる場合がある。しかし、この発明では炭化物の析出は必須ではなく、むしろそれらの炭化物は粒界に析出すると靱性等への悪影響を及ぼす場合があるので、Ｃは０．０４％以下に制限するのが好ましい。より好ましいのは、０．０２％以下である。なお、Ｃはできるだけ少ない方がよいが、極端なＣ含有量の低減は精錬コストの上昇を招くので、実用上、０．０００１％以上であることが望ましい。
Ｓｉ：
Ｓｉは、高酸化性の環境での耐食性向上に有効な元素として知られているが、多量に含有されると、Ｎｉ、Ｃｒなどと金属間化合物を形成したり、シグマ相などの金属間化合物の生成を助長して、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。そのため、Ｓｉの含有量は好ましくは１．０％以下とした。さらに好ましくは０．５％である。なお、Ｓｉは少ないほどよいが、精錬コストを考慮すれば、０．００１％以上であることがさらに望ましい。
Ｍｎ：
Ｍｎは、安価なオーステナイト安定化元素である。この発明においては、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎなどとの適正な組合わせによって、高強度と延性および靱性の向上に寄与する。そのため、好ましくはＭｎは３％以上含有させるが、３０％を超えると熱間加工性や耐候性が低下する場合があるので、３〜３０％が好適含有量である。なお、Ｍｎのさらに好ましい含有量は５〜２２％である。
Ｃｒ：
Ｃｒは、高圧水素ガス環境における耐食性を向上させる元素として、重要な元素であり、好ましくは、１５％以上含有させる。含有量が３０％を超えて多量になると延性および靱性に有害なＣｒＮ、Ｃｒ_２Ｎ等の窒化物や、Ｍ_２３Ｃ_６型炭化物が多量に生成しやすくなる。したがって、Ｃｒの好適含有量は、１５〜３０％である。
Ｎｉ：
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素として添加されるが、この発明においては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎなどとの適正な組み合わせによって、高強度化と延性および靱性の向上に寄与する。そのため、Ｎｉ含有量は好ましくは、５％以上とするが、３０％を超えると効果の増大は少なく、むしろ材料コストが上昇するので、この発明においてＮｉ含有量は５〜３０％である。
Ｐ、Ｓ：
ＰおよびＳは、多量に含有されると、いずれも鋼の靱性などに悪影響を及ぼす元素である。通常は不純物として含有され、好ましくは、それぞれ０．０２％以下、０．００５％以下である。さらに好ましくは、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３％以下である。
Ｎ：
Ｎは、最も重要な固溶強化元素であり、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃなどの適正含有量範囲内において高強度化に寄与するとともに、シグマ相等の金属間化合物の生成を抑制して、靱性の向上に寄与する。この発明においては、好ましくは、０．１０％以上含有される。しかし、０．５０％を超えると、ＣｒＮ、Ｃｒ_２Ｎ等の六方晶系の窒化物の生成が不可避となるので、その好適含有量は０．１０〜０．５０％である。
Ａｌ：
Ａｌは、脱酸材として有効であるが、Ｎｉが３０％以下の母材においては０．１０％を超える多量の残留は、シグマ相等の金属間化合物の生成を助長する。なお、脱酸効果の観点からは０．００１％以上が望ましい。
Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ：
これらの元素は、少なくとも１種含有され、いずれも立方晶系の窒化物の生成を促進するという作用効果を有する。
それぞれ、好ましくは、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｈｆ：０．０１％以下である。
特に、Ｍｏ、Ｗは、固溶強化元素でもあり、少なくとも１種含まれる。さらに好ましくはそれぞれ６．０％以下少なくとも１種含有する。
Ｖは、高強度化と延性および靱性のさらなる向上に寄与し、ならびに耐水素脆化性の向上にも大きく寄与する。さらに好ましくは０．０５〜１．０％である。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆは、上述のように立方晶系の窒化物の生成を促進するという作用効果を有するが、一方で、Ｖ系窒化物の生成を阻害するので、また、それ自体の窒化物はオーステナイト母相との整合性がよくないため、それぞれ０．０１％以下に制限するのが好ましい。
溶接母材の鋼組成の残部はＦｅであり、不可避不純物としては、Ｃｕ、Ｃｏ等が合計で０．５％以下程度は許容される。
ここに、この発明にかかる溶接金属は、溶接母材と溶接材料が混合溶融した結果得られた溶接金属であって、それを規定する鋼組成がこの発明の要件を満たしていればよく、その限りにおいて溶接に際して用いられる溶接母材および溶接材料の鋼組成はこの発明において特に規定されない。
実際には、用いる母材の組成に応じて溶接材料を選ぶ必要はあるが、溶接金属の組成における母材組成の割合として定義される母材希釈率は溶接法によって決まり、例えばＴＩＧ、ＭＩＧ溶接では５〜３０％程度、サブマージアーク溶接では４０〜６０％程度である。
換言すればこの発明において溶接金属の鋼組成が規定されているから溶接母材は溶接法による希釈率を考慮することでも容易に決めることができる。
従って、母材の組成が決まれば、想定される母材希釈率の範囲で溶接金属組成が本発明の範囲内となるように計算して溶接材料組成を選定すれば良い。
この発明にかかる溶接継手について、溶接金属そしてさらには溶接母材が前述の鋼組成を有する限りその溶接法は特に制限されないが、通常は、前述のようにＴＩＧ、ＭＩＧ、被覆アーク溶接法（例：サブマージドアーク溶接法）が用いられる。
このように得られる溶接金属は、５５０〜７００℃で２〜１００時間程度の時効熱処理を行うことにより引張強さ８００ＭＰａ以上の高強度が得られる。
この発明にかかる溶接継手は、燃料電池自動車用の水素ガスステーションなどの装置・機器類を構成する際に用いることができ、例えば、高圧水素用の容器、配管、さらには弁等を組み立て、取り付けるときに用いることで、その安全性が十分に確保できる。もちろん、燃料電池自動車の構成要素（例：容器、配管、弁）として利用することもできる。
したがって、この発明は、上記溶接継手を備えた高圧水素用容器、配管または弁などの機器とも言うことができる。
次に、この発明の作用効果について、実施例に基づいてさらに具体的に説明する。

表１に示す化学組成の代符Ｍ１〜Ｍ４の母材を、５０ｋｇ真空高周波炉で溶解後、鍛造により２５ｍｍ厚の板材とし、１０００℃で１時間保持し水冷する熱処理を施して溶接母材の供試材とした。
また同じく表１に示す化学組成の代符Ｗ１〜Ｗ５、Ｙ１〜Ｙ５の合金を、５０ｋｇ真空高周波炉で溶解後、外径２ｍｍの線材に加工して、溶接材料とした。
溶接部の特性を評価するため、上記溶接母材および溶接材料を使って、以下に示す要領で溶接継手を作製して、溶接金属の特性評価試験を実施した。
前記溶接母材から得られた厚さ２５ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの板材に片側２０度のＶ開先を設け、同じ成分の板材を組み合わせて被溶接材を構成し、次いで、これを厚さ５０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２５０ｍｍの鋼板に四周を被覆アーク溶接（３パス）にて完全に拘束した。
かかる準備を行った被溶接材に対して、表１に示す溶接材料を、表２に示す通りの母材との組み合わせにて、該被溶接材の開先内にＴＩＧ溶接にて多層溶接して溶接継手を作製した。このときの溶接条件は、溶接電流１３０Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１５ｃｍ／ｍｉｎとした。
得られた溶接金属の鋼組成の分析データを同じく表２に示すが、これは溶接金属の中心線領域の分析データである。
このようにして得られた溶接継手から、６５０℃×２〜１０時間の時効熱処理後、各試験片を切り出した。引張試験片は、外径６ｍｍ、長さ３０ｍｍの平行部を持ち、その平行部の中央に溶接金属を有するように溶接線と直交する方向に採取した。水素ガス環境下で引張試験を行う試験片は、外径２．５４ｍｍ、長さ３０ｍｍの平行部を持ち、その平行部の中央に溶接金属を有するように溶接線と直交する方向に採取した。また、溶接金属中央に深さ２ｍｍのＶノッチをもつ１０×１０×５５ｍｍのシャルピー衝撃試験片を溶接線と直交する方向に採取した。
これらの試験片を用いて常温にて引張試験を、そして０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、溶接継手の強度、低温靱性を評価した。
また、水素ガス環境下での引張試験は常温にて７５ＭＰａの高圧水素ガス環境下で歪み速度１０^−４（／ｓ）にて実施した。
結果は表３に示したが、その評価については、この発明にかかる溶接継手の溶接金属について、引張強さは８００ＭＰａ以上、０℃での低温靱性はシャルピー吸収エネルギーで２０Ｊ以上、耐水素脆化特性は水素ガス環境下と大気中での引張試験時の破断延性の比が０．８以上のときをそれぞれ良好（○）とし、それを一つでも外れる場合は、「×」によって示す。
これらの結果は、図１のグラフ上にもプロットして示す。
溶接金属がこの発明の鋼組成範囲内にある継手代符Ａ１〜Ａ７では、引張強さが８００ＭＰａ、靱性はシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ以上、耐水素脆化特性は水素ガス環境下と大気中での引張試験時の破断延性の比が０．８以上であり高強度であっても優れた靱性と耐水素脆化特性を示す。
なお、引張試験での破断位置は大気下では溶接母材部であり、このことから溶接金属はその破断強度以上の引張強さを有することが分かる。一方、水素ガス環境下では溶接金属である。靱性は、試験片中心の溶接金属それ自体の値である。
これに対して、図１に示すにこの発明の範囲外の場合には、最も重要な凝固の後期段階で、液相中から別の凝固核を形成し、それを中心に別の固相が成長するため、その結果として、最終凝固部が分散されるための要件である（Ｔｉおよび／またはＡｌ）＞Ｎｂ／８を満たさない代符Ｂ１〜Ｂ５では、高強度では優れた靱性と耐水素脆化特性は得られない。

産業上の利用の可能性
この発明により、高圧水素用配管、容器等に要求される特性である低温靱性、耐水素脆化特性が特に溶接部においても優れた高強度のオーステナイト系鋼溶接継手の提供が可能となる。したがって、例えば燃料電池自動車あるいは水素ガスステーションにおける高圧水素の貯蔵用容器、配管、弁などを構成する際に本発明にかかる溶接継手は特に有用であり、この発明の今日的意義が大きいことが分かる。

Claims

オーステナイト系鋼の溶接母材と溶接金属とからなる溶接継手であって、前記溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、Ｎｉ：３０％以上、Ｍｏ：１０％以下および／またはＷ：１０％以下、ならびにＮｂ：２．５〜５．０％を含み、Ａｌ：３．０％以下および／またはＴｉ：０．５％以下を、下記式：
（Ｔｉ＋Ａｌ）＞Ｎｂ／８
を満たす量を含み、残部がＦｅおよび不純物からなることを特徴とするオーステナイト系鋼溶接継手。
前記オーステナイト系鋼の溶接母材が、質量％で、
Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３〜３０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎｉ：５〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．５０％を含み、さらにＭｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：０．００１〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、およびＨｆ：０．０１％以下の少なくとも１種を含み、残部がＦｅおよび不純物から成る、請求項１記載のオーステナイト系鋼溶接継手。
５０Ｍｐａ以上の高圧水素環境下で使用される請求項１または２記載のオーステナイト系鋼溶接継手。
５０Ｍｐａ以上の高圧水素環境下で使用される容器、配管、または弁を構成する請求項１または２記載のオーステナイト系鋼溶接継手。
請求項１または２記載のオーステナイト系鋼溶接継手を備えた高圧水素用容器。
請求項１または２記載のオーステナイト系鋼溶接継手を備えた高圧水素用配管。