JP2015006678A - Manufacturing method of weld joint and weld joint - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、溶接継手の製造方法および溶接継手に関する。詳しくは、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耐水素脆化特性に優れる継手を得るための溶接継手の製造方法ならびにそれによって得られるオーステナイト鋼溶接継手に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a welded joint and a welded joint. More specifically, the present invention relates to a method for manufacturing a welded joint for obtaining a joint excellent in high strength and hydrogen embrittlement resistance, which are characteristics required for high pressure gas piping, particularly high pressure hydrogen gas piping, and an austenitic steel welded joint obtained thereby. .
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、そこに使用される材料についても高強度化が図られている。そして、現在広く使用されているオーステナイト鋼の引張強さ５５０ＭＰａを７２４ＭＰａにまで高めた材料の活用、さらには８００ＭＰａを上回るような材料の開発、適用検討が並行して進められている。 In recent years, research on practical application of transportation equipment using hydrogen, natural gas, or the like as energy has been actively promoted. For practical use, it is necessary to prepare a use environment in which these gases can be stored and transported at high pressure, and the strength of the materials used there is also increased. And the utilization of the material which raised the tensile strength 550MPa of the austenitic steel currently widely used to 724MPa, and also the development and application examination of a material exceeding 800MPa are advanced in parallel.
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。 Under such a background, as materials to be used, for example, in Patent Documents 1 to 3, the solubility of N is increased by increasing Mn and V is contained, or V and Nb are combined. Thus, an austenitic stainless steel has been proposed in which the solid solution strengthening of N and the precipitation strengthening of nitride are utilized to try to increase the strength.
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加材（溶接材料）が提案されている。 When these high-strength austenitic steels containing a large amount of N are used as structures, assembly by welding is necessary, but the welded parts are required to have the same strength as the base metal from the viewpoint of use performance. Therefore, for example, Patent Documents 3 to 5 propose a filler material (welding material) having a tensile strength exceeding 800 MPa by actively utilizing Al, Ti, and Nb.
しかしながら、これらの溶加材およびその溶加材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。 However, both of these filler metals and weld metals obtained using the filler materials require post-weld heat treatment in order to achieve high strength. On the other hand, when considered as an actual large structure, such a long-time post-weld heat treatment is a major limitation and may cause an extreme increase in manufacturing cost.
そのため、特許文献６には、溶加材のＮ含有量、溶接時のシールドガス、溶融池面積などを管理することにより溶接金属のＮ含有量を増大させて、溶接後熱処理を実施することなく高強度化を達成する溶接継手が提案されている。 Therefore, in Patent Document 6, the N content of the filler metal, the shield gas at the time of welding, the weld pool area, etc. are managed to increase the N content of the weld metal without performing post-weld heat treatment. A welded joint that achieves high strength has been proposed.
なお、実際の構造物では、厚さの薄い部材など、その使用部位によっては溶加材の使用が困難な場合がある。そして、多量のＮを含有した高強度オーステナイト系鋼を溶加材を使用せずに溶接した場合、溶接中には溶融池からＮが飛散するため、得られる溶接金属のＮ含有量は母材よりも少なくなり、その他の合金元素の含有量は母材と変わらないため、得られた溶接金属は母材に比して低強度となって、必要な溶接継手強度を満足しないという問題が生じることがある。 In an actual structure, it may be difficult to use a filler material depending on the use site, such as a thin member. And when high-strength austenitic steel containing a large amount of N is welded without using a filler metal, N is scattered from the molten pool during welding, so the N content of the resulting weld metal is the base metal. Since the content of other alloy elements is the same as that of the base metal, the resulting weld metal has a lower strength than that of the base material, and there is a problem that the required weld joint strength is not satisfied. Sometimes.
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、溶加材を用いることなく、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と優れた耐水素脆化特性を有する継手を得ることができる溶接継手の製造方法およびそれによって得られる溶接継手を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above situation, and has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance, which are characteristics required for high-pressure gas piping, particularly high-pressure hydrogen gas piping, without using a filler material. It is an object of the present invention to provide a method for producing a welded joint capable of obtaining a joint having the same, and a welded joint obtained thereby.
本発明者らは、前記した課題を解決するために調査を重ねた。その結果、まず以下に述べる事項について改めて確認できた。 The present inventors have repeated investigations to solve the above-described problems. As a result, the following items were first confirmed.
厚さの薄い部材を、溶加材を使用せずにタングステンガスアーク方法により溶接して溶接継手を製造する場合、溶接能率の観点から、「溶接線」と称される仮定線を形成する部位（以下、「被溶接線」ということがある。）を１回溶接して完了するのが一般的である。 When a welded joint is manufactured by welding a thin member by a tungsten gas arc method without using a filler metal, a portion that forms a hypothetical line called a “weld line” from the viewpoint of welding efficiency ( Hereinafter, it is generally called “welded line”) and is completed by welding once.
しかしながら、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％を含むようなオーステナイト系鋼を用いて上記の被溶接線を１回溶接して溶接継手とした場合、溶接中に溶融池からＮが飛散し、溶接金属のＮ含有量が低減するため、母材の必要強度を上回る溶接継手強度が得られない。 However, in mass%, C: 0.005-0.1%, Si: 1.2% or less, Mn: 2.5-6.5%, Ni: 8-15%, Cr: 19-25%, When the above welded wire is welded once using an austenitic steel containing Al: less than 0.05% and N: 0.15-0.45%, a weld pool is formed during welding. Since N is scattered and the N content of the weld metal is reduced, the weld joint strength exceeding the required strength of the base material cannot be obtained.
そこで次に、本発明者らは、上述の問題を解決すべく、溶接方法の適正化について詳細な検討を行った。 Then, the present inventors performed detailed examination about optimization of the welding method in order to solve the above-mentioned problem.
その結果、バックシールドおよびシールドすることが必須であるタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造する際に、下記の（ａ）を実施することで溶接金属の強度向上が可能となり、母材の必要強度を満足する溶接継手が得られることが明らかとなった。 As a result, the strength of the weld metal can be improved by carrying out the following (a) when manufacturing a welded joint by welding by the tungsten gas arc welding method, which is essential to back shield and shield. It was clarified that a welded joint satisfying the required strength was obtained.
（ａ）被溶接線を最初に溶接して得られた溶接金属上を、最初に溶接した際の溶接入熱よりも低い入熱で後続溶接することによって、溶接金属の引張強さを改善することができる。そして、後続して溶接する回数は、少なくとも１回以上で、８回以下とすることが有効である。 (A) Improving the tensile strength of the weld metal by performing subsequent welding on the weld metal obtained by first welding the welded wire with a heat input lower than the weld heat input at the time of first welding. be able to. Then, it is effective that the number of subsequent weldings is at least one and not more than eight.
さらに、上述のバックシールドおよびシールドすることが必須であるタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造する際、下記の（ｂ）〜（ｅ）から選ばれる内容の１つ以上を併せて実施することにより、溶接金属の強度改善の効果がより大きくなることが明らかとなった。 Furthermore, when producing a welded joint by welding by the above-described back shield and tungsten gas arc welding method, which is essential to shield, one or more of the contents selected from the following (b) to (e) are also implemented. As a result, it has become clear that the effect of improving the strength of the weld metal becomes greater.
（ｂ）体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスをバックシールドガスとして使用する。 (B) A gas composed of Ar: 0 to 100% and N 2 : 0 to 100% in volume% is used as the back shield gas.
（ｃ）体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスをシールドガスとして使用する。 (C) A gas composed of Ar: 50 to 100% and N 2 : 0 to 50% in volume% is used as a shielding gas.
（ｄ）最初に溶接した際の溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接の入熱λiを、
０．１８≦λi／λ0≦０．９８
の式を満たすものとする。
(D) The heat input λ i of the i-th subsequent welding with respect to the heat input λ 0 of welding at the time of first welding,
0.18 ≦ λ i / λ 0 ≦ 0.98
The following equation is satisfied.
（ｅ）後続溶接における溶接入熱は、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低くする。 (E) The welding heat input in the subsequent welding is made lower than the welding heat input in the immediately preceding subsequent welding.
なお、上記の（ｂ）および（ｃ）において、Ｎ2が体積％で、「０％」とは、Ａｒ単独ガスであることを指す。また、上記の（ｂ）において、Ａｒが体積％で、「０％」とは、Ｎ2単独ガスであることを指す。 In the above (b) and (c), N 2 is vol%, and “0%” indicates that it is an Ar single gas. Further, in the above (b), Ar is a volume%, and "0%" refers to a N 2 alone gas.
上記（ａ）〜（ｅ）で述べた内容の実施によって、溶接金属の強度が向上する理由は、次のとおりである。 The reason why the strength of the weld metal is improved by the implementation of the contents described in the above (a) to (e) is as follows.
まず、上述のように、被溶接線を１回溶接して溶接継手とした場合、溶接中に溶融池からＮが飛散するので、溶接金属のＮ含有量が低減し、このため、溶接金属の強度が低下する。 First, as described above, when a welded wire is welded once to form a welded joint, since N scatters from the molten pool during welding, the N content of the weld metal is reduced. Strength decreases.
しかし、最初に溶接して得られた溶接金属上を、最初に溶接した際の溶接入熱よりも低い溶接入熱で後続溶接すれば、最初に溶接して得られた溶接金属の一部は、後続の溶接による熱変形により加工を受け、歪が導入される。加えて、その熱サイクルにより溶接金属中に炭窒化物が生成する。その結果、溶接金属の引張強さが、１回溶接した場合よりも高くなる。 However, if subsequent welding is performed on the weld metal obtained by first welding with a weld heat input lower than the welding heat input at the time of first welding, a part of the weld metal obtained by the first welding is obtained. Strain is introduced due to thermal deformation caused by subsequent welding. In addition, the thermal cycle produces carbonitrides in the weld metal. As a result, the tensile strength of the weld metal is higher than when welding once.
そして、上記の効果は後続溶接を複数回繰り返すことで顕著となるものの、実際の施工への適用を考えると、施工効率およびコストの観点から、後続溶接の回数は少ない方が好ましい。さらに、その回数が８回を超えると、過剰の炭窒化物が生成し、溶接金属の延性が低下する。このため、後続溶接の回数は、１〜８回が適正である。 And although the above effect becomes remarkable by repeating the subsequent welding a plurality of times, considering the application to actual construction, it is preferable that the number of the subsequent welding is small from the viewpoint of construction efficiency and cost. Furthermore, when the number of times exceeds 8, an excessive carbonitride is generated, and the ductility of the weld metal is lowered. For this reason, 1-8 times is appropriate for the frequency | count of subsequent welding.
また、ｉ番目の後続溶接を行うに際し、その溶接入熱（λi）は、最初に溶接した際の溶接入熱（λ0）との関係で、「λi／λ0」が０．１８を下回ると、入熱が小さすぎることになって、十分な炭窒化物が生成せず、十分な強度向上効果が安定して得られない場合があり、一方、「λi／λ0」が０．９８を上回ると、溶け込み形状がほぼ最初の溶接と同じになって、同様に十分な強度向上効果が安定して得られない場合がある。したがって、加工歪の導入および炭窒化物の析出による強度改善効果を安定して確保するために、上記の「λi／λ0」は、０．１８〜０．９８の範囲に制御するのが好ましい。 Further, when performing the i-th subsequent welding, the welding heat input (λ i ) is related to the welding heat input (λ 0 ) at the time of the first welding, and “λ i / λ 0 ” is 0.18. If it is less than 1, the heat input will be too small, sufficient carbonitride may not be generated, and sufficient strength improvement effect may not be stably obtained, while “λ i / λ 0 ” is If it exceeds 0.98, the penetration shape becomes almost the same as that of the first welding, and a sufficient strength improvement effect may not be obtained stably. Therefore, in order to stably secure the strength improvement effect due to the introduction of processing strain and the precipitation of carbonitride, the above-mentioned “λ i / λ 0 ” is controlled within the range of 0.18 to 0.98. preferable.
さらに、後続の溶接に際しては、その直前の後続溶接入熱よりも溶接入熱を小さくすると、溶け込み形状が徐々に小さくなるため、後続の溶接による熱変形によって、一層の加工歪が導入される。このことから、後続溶接における溶接入熱は、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低くすることが、より望ましい。 Furthermore, in the subsequent welding, if the welding heat input is made smaller than the immediately preceding subsequent welding heat input, the penetration shape gradually decreases, so that further processing distortion is introduced by thermal deformation caused by the subsequent welding. For this reason, it is more desirable that the welding heat input in the subsequent welding is lower than the welding heat input in the immediately preceding subsequent welding.
また、溶接時の必須要件としてバックシールドするに際し、体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスをバックシールドガスとして使用することによって、初層溶接時の裏面側溶融池表面からのＮの飛散を安定して防止できるので、溶接金属のＮの歩留まりが大きくなり、強度低下を軽減できるとともに、後続溶接時にも上記のガスをバックシールドガスとして使用することにより、表面近傍が窒化し、僅かではあるが強度向上に寄与する。 In addition, when performing back shield as an indispensable requirement at the time of welding, a gas composed of Ar: 0 to 100% and N 2 : 0 to 100% in volume% is used as the back shield gas, so that the first layer welding is performed. Since the scattering of N from the backside molten pool surface of the steel can be stably prevented, the yield of N of the weld metal can be increased, the strength can be reduced, and the above gas can be used as a back shield gas during subsequent welding. As a result, the vicinity of the surface is nitrided, which contributes to improving the strength, albeit slightly.
さらに、溶接時の必須要件としてシールドするに際し、体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスをシールドガスとして使用することによって、溶接中の溶融池表面からのＮの飛散を安定して抑制できるので、強度低下を軽減できるとともに、表面近傍の窒化により、僅かではあるが強度向上が期待できる。 Furthermore, when shielding as an indispensable requirement at the time of welding, by using a gas composed of Ar: 50 to 100% and N 2 : 0 to 50% in volume% as a shielding gas, the surface of the molten pool during welding As a result, it is possible to stably suppress the scattering of N from the steel, so that a decrease in strength can be reduced and a slight improvement in strength can be expected by nitriding near the surface.
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、下記に示す溶接継手の製造方法および溶接継手にある。 The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention resides in a welded joint manufacturing method and a welded joint described below.
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
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：０．０４％以下である化学組成を有する母材を、
溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、
上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くすることを特徴とする溶接継手の製造方法。
(1) By mass%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 1.2% or less, Mn: 2.5 to 6.5%, Ni: 8 to 15%, Cr: 19 to 25% Al: less than 0.05% and N: 0.15-0.45%,
The balance consists of Fe and impurities,
A base material having a chemical composition in which O, P, and S as impurities are respectively O: 0.02% or less, P: 0.05% or less, and S: 0.04% or less,
A method for manufacturing a welded joint in which welding is performed by a tungsten gas arc welding method without using a filler material, and subsequent welding is performed 1 to 8 times on the weld metal obtained by the first welding. ,
A method for manufacturing a welded joint, wherein the welding heat input in the subsequent welding is lower than the welding heat input in the first welding.
（２）体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスを、バックシールドガスとして使用することを特徴とする上記（１）に記載の溶接継手の製造方法。 (2) Manufacture of a welded joint according to (1) above, wherein a gas composed of Ar: 0 to 100% and N 2 : 0 to 100% in volume% is used as a back shield gas. Method.
（３）体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスを、シールドガスとして使用することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接継手の製造方法。 (3) by volume% Ar: 50 to 100% and N 2: a gas composed of 0-50%, welding described above, characterized by using as a shielding gas (1) or (2) A method for manufacturing a joint.
（４）初回の溶接における溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接における溶接入熱λiが、下記の(1)式を満たすものであることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
０．１８≦λi／λ0≦０．９８・・・(1)。
(4) The welding heat input λ i in the i-th subsequent welding with respect to the welding heat input λ 0 in the first welding satisfies the following formula (1): The manufacturing method of the welded joint in any one of to 3).
0.18 ≦ λ i / λ 0 ≦ 0.98 (1).
（５）後続溶接における溶接入熱が、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低いことを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。 (5) The method for manufacturing a welded joint according to any one of (1) to (4), wherein the welding heat input in the subsequent welding is lower than the welding heat input in the immediately following subsequent welding.
（６）母材の化学組成が、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％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。 (6) The chemical composition of the base material is selected from V: 0.5% or less, Nb: 0.5% or less, and Mo: 4.5% or less in mass% instead of part of Fe. The method for producing a welded joint according to any one of (1) to (5) above, which contains a seed or more.
（７）上記（１）から（６）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法によって得られる溶接継手。 (7) A welded joint obtained by the method for manufacturing a welded joint according to any one of (1) to (6).
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。 The “impurities” in the “Fe and impurities” as the remainder refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when the steel material is industrially produced.
本発明によれば、溶加材を用いることなく、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と優れた耐水素脆化特性を有するオーステナイト鋼溶接継手を得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain an austenitic steel welded joint having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance, which are characteristics required for high-pressure gas piping, particularly high-pressure hydrogen gas piping, without using a filler material. Can do.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、母材の化学組成における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, "%" display of the content of each element in the chemical composition of the base material means "mass%".
（Ａ）母材の化学組成：
Ｃ：０．００５〜０．１％
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。Ｃはまた、溶接金属においては後続溶接の熱サイクルによって主にＣｒと結合して炭化物として析出し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃを０．００５％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有すると、母材においては、溶接時の加熱により粒界に炭化物を形成して耐食性を劣化させ、また、溶接金属においては、多量に炭化物が析出して延性の低下を招く。そのためＣ含有量の上限を０．１％とする。Ｃ含有量の下限は、０．０１％とすることが望ましく、０．０２％とすればさらに望ましい。また、Ｃ含有量の上限は、０．０８％とすることが望ましく、０．０６％とすればさらに望ましい。
(A) Base material chemical composition:
C: 0.005-0.1%
C is an element effective for stabilizing austenite. In the weld metal, C is mainly bonded to Cr and precipitated as carbide by the thermal cycle of the subsequent welding, and contributes to the strength improvement. In order to acquire these effects, it is necessary to contain C 0.005% or more. However, if C is contained excessively, in the base metal, carbides are formed at the grain boundaries by heating during welding to deteriorate the corrosion resistance, and in the weld metal, a large amount of carbides precipitate and the ductility is lowered. Invite. Therefore, the upper limit of C content is 0.1%. The lower limit of the C content is preferably 0.01%, and more preferably 0.02%. Further, the upper limit of the C content is preferably 0.08%, and more preferably 0.06%.
Ｓｉ：１．２％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加され、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くことに加え、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１．２％以下とする。Ｓｉの含有量は、望ましくは１．１％以下、さらに望ましくは１．０％以下である。なお、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、Ｓｉ含有量の下限は、望ましくは０．０１％、さらに望ましくは０．０５％である。
Si: 1.2% or less Si is an element that is added as a deoxidizer and is effective in improving corrosion resistance. However, excessive Si content lowers the stability of austenite and lowers ductility, and in weld metals, segregates at columnar crystal boundaries during solidification to lower the melting point of the liquid phase and increase the susceptibility to solidification cracking. . Therefore, the Si content is 1.2% or less. The Si content is desirably 1.1% or less, and more desirably 1.0% or less. In addition, it is not necessary to set a lower limit in particular for the content of Si, but an extreme decrease does not provide a sufficient deoxidation effect, and the cleanliness of the steel increases and the cleanliness deteriorates. Invite rise. Therefore, the lower limit of the Si content is desirably 0.01%, and more desirably 0.05%.
Ｍｎ：２．５〜６．５％
Ｍｎは、脱酸剤として添加され、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には、Ｍｎを２．５％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｍｎの過剰の含有は延性の低下を招く。そのためＭｎ含有量の上限を６．５％とする。Ｍｎ含有量の下限は、２．８％とすることが望ましく、３．０％とすればさらに望ましい。また、Ｍｎ含有量の上限は、６．２％とすることが望ましく、６．０％とすればさらに望ましい。
Mn: 2.5 to 6.5%
Mn is an element that is added as a deoxidizer and is also effective in stabilizing austenite. Further, Mn indirectly contributes to increasing the solubility by increasing the solubility of N in the molten metal during the production of the base material and during welding. In order to fully utilize this strength improvement effect, it is necessary to contain 2.5% or more of Mn. However, excessive inclusion of Mn causes a decrease in ductility. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 6.5%. The lower limit of the Mn content is preferably 2.8%, and more preferably 3.0%. Further, the upper limit of the Mn content is desirably 6.2%, and more desirably 6.0%.
Ｎｉ：８〜１５％
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の際に、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含有量の下限は、８．５％とすることが望ましく、９％とすればさらに望ましい。また、Ｎｉ含有量の上限は、１４．５％とすることが望ましく、１４％とすればさらに望ましい。
Ni: 8-15%
Ni is an essential element for obtaining stable austenite, and a content of 8% or more is necessary to sufficiently obtain the effect. However, since Ni is an expensive element, its inclusion in a large amount causes an increase in cost and reduces the solubility of N in the molten metal during the production of the base material and during welding. Therefore, the upper limit of the Ni content is 15%. The lower limit of the Ni content is desirably 8.5%, and more desirably 9%. Further, the upper limit of the Ni content is desirably 14.5%, and more desirably 14%.
Ｃｒ：１９〜２５％
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、１９％以上のＣｒ含有量が必要である。しかし、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。そのためＣｒ含有量の上限は２５％とする必要がある。Ｃｒ含有量の下限は、１９．５％とすることが望ましく、２０％とすればさらに望ましい。また、Ｃｒ含有量の上限は、２４．５％とすることが望ましく、２４％とすればさらに望ましい。
Cr: 19-25%
Cr is an essential element for ensuring corrosion resistance in the environment of use. Further, Cr is effective in increasing the solubility of N in the molten metal during the production of the base material and during welding, and a Cr content of 19% or more is necessary in order to sufficiently obtain the effect. . However, excessive content of Cr makes austenite unstable and causes embrittlement depending on the type of gas contact environment. Therefore, the upper limit of Cr content needs to be 25%. The lower limit of the Cr content is preferably 19.5%, and more preferably 20%. Further, the upper limit of the Cr content is desirably 24.5%, and more desirably 24%.
Ａｌ：０．０５％未満
Ａｌは、ＳｉおよびＭｎと同様、脱酸剤として添加される。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の含有量は、望ましくは、０．０４％以下、さらに望ましくは０．０３％以下である。なお、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、Ａｌ含有量の下限は、望ましくは０．００１％、さらに望ましくは０．００２％である。
Al: less than 0.05% Al is added as a deoxidizing agent, as is Si and Mn. However, when Al is contained excessively, a large amount of nitride is formed and ductility is reduced. Therefore, the Al content is less than 0.05%. The Al content is desirably 0.04% or less, and more desirably 0.03% or less. In addition, although it is not necessary to provide a lower limit in particular for the content of Al, an extreme decrease does not provide a sufficient deoxidation effect, and the cleanliness of the steel increases and the cleanliness deteriorates. Invite rise. Therefore, the lower limit of the Al content is desirably 0.001%, and more desirably 0.002%.
Ｎ：０．１５〜０．４５％
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。特に、溶接金属においては後続溶接の熱サイクルにより析出し、強度改善に大きく寄与する。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、Ｎを過剰に含有すると、母材においては製造時の熱間加工性の低下をきたし、また、溶接金属においては溶接中のブローホールおよび／またはピットの原因となるとともに、過剰な析出による延性低下が生じる。そのためＮ含有量の上限を０．４５％とする。Ｎ含有量の下限は、０．１８％とすることが望ましく、０．２０％とすればさらに望ましい。また、Ｎ含有量の上限は、０．４２％とすることが望ましく、０．４０％とすればさらに望ましい。
N: 0.15-0.45%
N is an essential element for obtaining a high strength by forming a fine nitride while forming a solid solution in the matrix. In particular, in weld metal, it is precipitated by the thermal cycle of subsequent welding, which greatly contributes to strength improvement. In order to sufficiently obtain this effect, an N content of 0.15% or more is necessary. However, when N is contained excessively, the hot workability at the time of manufacture is lowered in the base metal, and in the weld metal, it causes blowholes and / or pits during welding and is caused by excessive precipitation. A reduction in ductility occurs. Therefore, the upper limit of N content is set to 0.45%. The lower limit of the N content is preferably 0.18%, and more preferably 0.20%. Further, the upper limit of the N content is preferably 0.42%, and more preferably 0.40%.
本発明において母材は、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、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。 In the present invention, the base material has a chemical composition in which the elements from C to N described above, the balance is Fe and impurities, and the contents of O, P and S as impurities are limited to the ranges described below. It is what you have.
Ｏ：０．０２％以下
Ｏは、不純物として存在するが、多量に含まれる場合には、母材においては製造時の熱間加工性の低下を招くとともに、そ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。Ｏ含有量の上限は、望ましくは０．０１５％、さらに望ましくは０．０１％である。
O: 0.02% or less O is present as an impurity, but when contained in a large amount, the base metal causes a decrease in hot workability during production and also causes deterioration in toughness and ductility. Therefore, the content of O needs to be 0.02% or less. The upper limit of the O content is desirably 0.015%, more desirably 0.01%.
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として含まれ、母材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ため、０．０５％以下とする。Ｐ含有量の上限は、望ましくは０．０４５％、さらに望ましくは０．０４％である。
P: 0.05% or less P is contained as an impurity. In the base metal, hot workability during production is inhibited, and in the case of weld metal, the melting point of the liquid phase is lowered during solidification and the solidification cracking sensitivity is increased. Let Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible. However, since extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost, it is set to 0.05% or less. The upper limit of the P content is desirably 0.045%, and more desirably 0.04%.
Ｓ：０．０４％以下
Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、母材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。そのため、Ｓ含有量の上限は０．０４％とする。Ｓ含有量の上限は、望ましくは０．０３５％、さらに望ましくは０．０３％である。
S: 0.04% or less S is contained as an impurity, as in P. In the base metal, hot workability during production is inhibited, and in the case of a weld metal, the melting point of the liquid phase is lowered during solidification, and solidification occurs. Increase crack susceptibility. For this reason, it is preferable to reduce the S content as much as possible as in the case of P, but extreme reduction leads to an increase in steelmaking costs. Therefore, the upper limit of the S content is 0.04%. The upper limit of the S content is desirably 0.035%, and more desirably 0.03%.
本発明において、母材は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じて、Ｖ、ＮｂおよびＭｏから選択される１種以上の元素を含有してもよい。 In the present invention, the base material may contain one or more elements selected from V, Nb, and Mo, if necessary, instead of a part of the Fe.
すなわち、Ｖ、ＮｂおよびＭｏは、いずれも、強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。 That is, since V, Nb, and Mo all have an effect of increasing the strength, the above elements may be contained in order to obtain this effect. This will be described in detail below.
Ｖ：０．５％以下
Ｖは、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、Ｖの含有量が過剰になると炭窒化物が多量に析出し、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。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
V: 0.5% or less V may be contained because it is an element effective for improving the strength by precipitating as a solid solution or carbonitride in the matrix. However, when the V content is excessive, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in ductility. For this reason, the amount of V in the case of containing is 0.5% or less. The upper limit of the V content is desirably 0.4%, and more desirably 0.3%.
一方、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０．０５％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすればさらに望ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of V described above, the V content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
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の含有量が過剰になると炭窒化物が多量に析出し、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。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
Nb: 0.5% or less Nb, like V, precipitates as a solid solution or carbonitride in the matrix, and is an element effective for improving the strength, so may be contained. However, when the Nb content is excessive, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in ductility. For this reason, the amount of Nb when contained is 0.5% or less. The upper limit of the Nb content is desirably 0.4%, and more desirably 0.3%.
一方、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０．０５％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすればさらに望ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of Nb described above, the Nb content is desirably 0.05% or more, and more desirably 0.1% or more.
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も有効な元素である。このため、これらの効果を得るために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、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量の上限を４．５％とする。Ｍｏ含有量の上限は、望ましくは４．０％、さらに望ましくは３．５％である。
Mo: 4.5% or less Mo is an element effective for increasing the strength. Mo is an element that is also effective in improving the corrosion resistance under the use environment. For this reason, in order to acquire these effects, you may contain Mo. However, Mo is a very expensive element, and excessive content makes austenite unstable. For this reason, the upper limit of the amount of Mo in the case of making it contain shall be 4.5%. The upper limit of the Mo content is preferably 4.0%, and more preferably 3.5%.
一方、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０．５％以上とすることが望ましく、１．０％以上とすればさらに望ましい。 On the other hand, in order to stably obtain the effect of Mo described above, the Mo content is preferably 0.5% or more, and more preferably 1.0% or more.
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。なお、含有させる場合のこれらの元素の合計量は、５．５％であっても構わないが、５．０％以下とすることが好ましい。 Said V, Nb, and Mo can be contained only in any one of them, or 2 or more types of composites. In addition, although the total amount of these elements in the case of making it contain may be 5.5%, it is preferable to set it as 5.0% or less.
（Ｂ）タングステンガスアーク溶接方法：
本発明の溶接継手の製造方法は、上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くすることを特徴とするものである。
(B) Tungsten gas arc welding method:
The method for manufacturing a welded joint according to the present invention is the first time when a base metal having the chemical composition described in the above (A) is welded by a tungsten gas arc welding method without using a filler material to manufacture a welded joint. A method for manufacturing a welded joint in which subsequent welding is performed 1 to 8 times on a weld metal obtained by welding, characterized in that the welding heat input in the subsequent welding is lower than the welding heat input in the first welding. To do.
以下、本発明に係るタングステンガスアーク溶接方法について詳しく説明する。 Hereinafter, the tungsten gas arc welding method according to the present invention will be described in detail.
（Ｂ−１）後続溶接について：
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材、なかでも、厚さの薄い母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際して、被溶接線を単に１回溶接して溶接継手とした場合には、溶接中に溶融池からＮが飛散し、溶接金属のＮ含有量が低減するため、母材の必要強度を上回る溶接継手強度が得られない。しかしながら、初回の溶接によって得られた溶接金属上（換言すれば、被溶接線を最初に溶接して得られた溶接金属上）を、初回の溶接における溶接入熱よりも低い溶接入熱で後続溶接すれば、上記の溶融池からＮが飛散することによる溶接金属強度の低下を抑制することができる。
(B-1) Subsequent welding:
When producing a welded joint by welding a base material having the chemical composition described in the above item (A), especially a thin base material by a tungsten gas arc welding method without using a filler material, When a weld is simply welded once to form a welded joint, N is scattered from the weld pool during welding, and the N content of the weld metal is reduced, resulting in a welded joint strength that exceeds the required strength of the base metal. I can't. However, on the weld metal obtained by the first welding (in other words, on the weld metal obtained by first welding the welding line), the welding heat input is lower than the welding heat input in the first welding. If it welds, the fall of the weld metal intensity | strength by N scattering from said molten pool can be suppressed.
これは、初回の溶接によって得られた溶接金属の一部が、後続の溶接による熱変形により加工を受け、歪が導入されることおよび、熱サイクルによって溶接金属中に炭窒化物が生成することに基づく効果であって、上記効果を得るためには、上述の条件で少なくとも１回以上の後続溶接を行う必要がある。 This is because a part of the weld metal obtained by the first welding is processed by thermal deformation due to subsequent welding, strain is introduced, and carbonitride is generated in the weld metal by thermal cycling. In order to obtain the above effect, it is necessary to perform at least one subsequent welding under the above-described conditions.
上記の効果は後続溶接を複数回繰り返すことで顕著となるものの、実際の施工への適用を考えると、施工効率およびコストの観点から、後続溶接の回数は少ない方が好ましく、一方、その回数が８回を超えると、過剰の炭窒化物が生成し、溶接金属の延性が低下する。したがって、上述の条件で行う後続溶接の回数は、１〜８回とする。後続溶接の回数は、下限を２回、上限を７回とすることが望ましく、下限を３回、上限を６回とすることが極めて望ましい。 Although the above effect becomes prominent by repeating the subsequent welding multiple times, considering the application to the actual construction, from the viewpoint of construction efficiency and cost, it is preferable that the number of subsequent weldings is small, while the number of times is When it exceeds eight times, an excessive carbonitride is generated and the ductility of the weld metal is lowered. Therefore, the number of subsequent weldings performed under the above conditions is 1 to 8 times. As for the number of subsequent welding, it is desirable that the lower limit is 2 times and the upper limit is 7 times, and it is extremely desirable that the lower limit is 3 times and the upper limit is 6 times.
なお、溶接金属強度の低下を抑制するためには、初回の溶接によって得られた溶接金属上を、初回の溶接における溶接入熱よりも低い溶接入熱で後続溶接する必要があるが、その効果を高めるためには、初回の溶接における溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接の溶接入熱λiを、前述の
０．１８≦λi／λ0≦０．９８・・・(1)
式を満たすようにするのがよい。
In order to suppress a decrease in weld metal strength, it is necessary to perform subsequent welding on the weld metal obtained by the first welding with a welding heat input lower than the welding heat input in the first welding. to enhance the, compared welding heat input lambda 0 in the welding for the first time, a welding heat input lambda i of i-th subsequent welding, the aforementioned 0.18 ≦ λ i / λ 0 ≦ 0.98 ··· ( 1)
It is better to satisfy the equation.
「λi／λ0」が０．１８を下回ると、入熱が小さすぎることになって、十分な炭窒化物が生成せず、十分な強度向上効果が安定して得られない場合があり、一方、「λi／λ0」が０．９８を上回ると、溶け込み形状がほぼ最初の溶接と同じになって、加工歪の導入および炭窒化物の析出による強度改善効果が安定して得られない場合がある。このため、加工歪の導入および炭窒化物の析出による強度改善効果を安定して確保するために、上記の「λi／λ0」は、上記０．１８〜０．９８の範囲に制御することが好ましい。「λi／λ0」は、下限を０．２０、上限を０．９５とすることがより望ましい。 When “λ i / λ 0 ” is less than 0.18, the heat input is too small, and sufficient carbonitride is not generated, and sufficient strength improvement effect may not be stably obtained. On the other hand, when “λ i / λ 0 ” exceeds 0.98, the penetration shape becomes almost the same as that of the first welding, and the strength improvement effect by the introduction of processing strain and the precipitation of carbonitride is stably obtained. It may not be possible. For this reason, in order to stably secure the strength improvement effect due to the introduction of processing strain and the precipitation of carbonitride, the above-mentioned “λ i / λ 0 ” is controlled within the range of 0.18 to 0.98. It is preferable. More preferably, “λ i / λ 0 ” has a lower limit of 0.20 and an upper limit of 0.95.
また、後続溶接における溶接入熱を、その直前の後続溶接おける溶接入熱よりも低くすれば、溶け込み形状が徐々に小さくなるため、後続の溶接による熱変形によって、一層の加工歪が導入されるので、強度改善に対してより効果的である。したがって、後続溶接における溶接入熱は、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低くすることが望ましい。 Moreover, if the welding heat input in the subsequent welding is made lower than the welding heat input in the immediately preceding subsequent welding, the penetration shape gradually decreases, so that further processing distortion is introduced by thermal deformation due to the subsequent welding. Therefore, it is more effective for strength improvement. Therefore, it is desirable that the welding heat input in the subsequent welding is lower than the welding heat input in the immediately following subsequent welding.
（Ｂ−２）バックシールドガスについて：
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材、なかでも、厚さの薄い母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、溶接金属強度の低下を安定して抑制するために、バックシールドガスとして、体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスを使用することが好ましい。
(B-2) About back shield gas:
When producing a welded joint by welding a base material having the chemical composition described in the above item (A), particularly a thin base material by a tungsten gas arc welding method without using a filler material, a weld metal In order to stably suppress the decrease in strength, it is preferable to use a gas composed of Ar: 0 to 100% and N 2 : 0 to 100% in volume% as the back shield gas.
溶接時に上記のガスでバックシールドすれば、初層溶接時の裏面側溶融池表面からのＮの飛散を安定して防止できることになるので、溶接金属のＮの歩留まりが大きくなり、強度低下を軽減できるとともに、後続溶接時にも上記のガスでバックシールドすることによって、表面近傍が窒化し、僅かではあるが強度向上に寄与するからである。 Back-shielding with the above gas during welding can stably prevent the scattering of N from the backside molten pool surface during the first layer welding, thus increasing the N yield of the weld metal and reducing the strength reduction. This is because the vicinity of the surface is nitrided by back-shielding with the above gas even during subsequent welding, which contributes to a slight improvement in strength.
なお、バックシールドガス中のＮ2の分圧を高めることで、一層の溶接金属強度改善の効果が得られるので、上記のバックシールドガスとしては、体積％で、Ａｒ：０〜９８％およびＮ2：２〜１００％で構成されるガスを使用することがより好ましく、体積％で、Ａｒ：０〜９５％およびＮ2：５〜１００％で構成されるガスを使用することがより一層好ましい。 In addition, since the effect of further improving the weld metal strength can be obtained by increasing the partial pressure of N 2 in the back shield gas, the above-described back shield gas may include Ar: 0 to 98% and N in volume%. 2: it is more preferable to use the composed gas 2-100%, by volume% Ar: 0 to 95% and N 2: still more preferably, to use a formed gas in 5-100% .
（Ｂ−３）シールドガスについて：
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材、なかでも、厚さの薄い母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、溶接金属強度の低下を安定して抑制するために、シールドガスとして、体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスを使用することが好ましい。
(B-3) About shielding gas:
When producing a welded joint by welding a base material having the chemical composition described in the above item (A), particularly a thin base material by a tungsten gas arc welding method without using a filler material, a weld metal In order to stably suppress a decrease in strength, it is preferable to use a gas composed of Ar: 50 to 100% and N 2 : 0 to 50% by volume as the shielding gas.
溶接時に上記のガスでシールドすれば、溶接中の溶融池表面からのＮの飛散を安定して抑制できるので、溶接金属のＮの歩留まりが大きくなるとともに、後続溶接時にも上記のガスでシールドすることによって、表面近傍が窒化されて、強度向上に寄与するからである。 If shielding with the above gas at the time of welding, the scattering of N from the surface of the molten pool during welding can be stably suppressed, so that the yield of N of the weld metal is increased and the above gas is also shielded at the time of subsequent welding. This is because the vicinity of the surface is nitrided and contributes to the strength improvement.
シールドガス中のＮ2の分圧を高めることで、一層の溶接金属強度改善の効果が得られるので、上記のシールドガスとしては、体積％で、Ａｒ：５０〜９９．５％およびＮ2：０．５〜５０％で構成されるガスを使用することがより好ましく、Ａｒ：５０〜９９％およびＮ2：１〜５０％で構成されるガスを使用することがより一層好ましい。 By increasing the partial pressure of N 2 in the shielding gas, an effect of further improving the weld metal strength can be obtained. Therefore, the shielding gas is, as a volume%, Ar: 50 to 99.5% and N 2 : it is more preferable to use the composed gas 0.5~50%, Ar: 50~99% and N 2: it is more preferable to use a formed gas 1 to 50%.
なお、上述したシールドガスを構成するＮ2が、体積％で、５０％を超える場合には、高温で溶接金属中に溶解していたＮが、凝固とともに溶接金属中に溶解しきれなくなって、Ｎ2となり、ブローホールおよび／またはピットを形成したり、溶接機が窒化して劣化したりすることがあるため、Ｎ2は、体積％で、５０％を上限とするが、３０％を上限とすればより好ましい。 Note that the N 2 constituting the above-described shielding gas, by volume%, in the case of more than 50%, N dissolved in the weld metal at high temperatures, no longer completely dissolved in the weld metal together with coagulation, N 2 may form blowholes and / or pits, or the welder may be nitrided and deteriorated. Therefore, N 2 is in volume%, and the upper limit is 50%, but the upper limit is 30%. This is more preferable.
なお、溶接金属は急冷凝固組織であるため、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場合がある。 Since the weld metal has a rapidly solidified structure, unlike a base material manufactured by performing a solution heat treatment, ferrite generated at a high temperature in the solidification process may remain up to room temperature.
フェライトは水素環境下では脆化して破壊の起点となり、特に、面積率で２０％を超えるフェライトが連続的に存在する場合、連結、伝播して溶接金属の耐水素脆化性を低下させることがあるが、（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材を（Ｂ）項に記載のタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造する場合には、溶接金属におけるフェライト量を安定して、面積率で、２０％以下にすることができる。このため、本発明の溶接継手の製造方法によって得られる溶接継手は、何ら問題なく水素環境で使用することができる。 Ferrite becomes brittle in the hydrogen environment and becomes the starting point of fracture. Especially when ferrite with an area ratio exceeding 20% continuously exists, it can be connected and propagated to reduce the hydrogen embrittlement resistance of the weld metal. However, when the base metal having the chemical composition described in the item (A) is welded by the tungsten gas arc welding method described in the item (B) to produce a welded joint, the ferrite amount in the weld metal is stabilized. The area ratio can be 20% or less. For this reason, the welded joint obtained by the method for manufacturing a welded joint according to the present invention can be used in a hydrogen environment without any problem.
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。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成を有する符号Ａ〜Ｅ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２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板を溶接母材用として作製した。 Thickness 2mm, width 50mm, length 100mm by hot forging, hot rolling, heat treatment and machining from ingots prepared by melting and casting materials A to E having chemical compositions shown in Table 1 A steel plate was prepared for use as a welding base material.
上記の溶接母材用鋼板の長手方向に、表２に示す条件で、タングステンガスアーク溶接方法により溶加材を用いずに突き合わせ溶接を行った。 Butt welding was carried out in the longitudinal direction of the above-mentioned welded base steel plate under the conditions shown in Table 2 without using a filler metal by the tungsten gas arc welding method.
得られた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、常温での引張試験に供した。 A plate-like tensile test piece having a weld metal at the center of the parallel part was taken from the obtained welded joint and subjected to a tensile test at room temperature.
なお、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度を具備するものとして、引張強さが母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを超えるものを「可」、母材の目標強度である８００ＭＰａを超えるものを「良」、さらに、８００ＭＰａを２０ＭＰａ以上上回る８２０ＭＰａを超えるものを「優」と判定し、７２４ＭＰａ以下のものを「不可」とした。 In addition, as what has the high intensity | strength which is a characteristic requested | required of high-pressure hydrogen gas piping, what exceeds 724 MPa which is the minimum required strength of a base material is "possible", 800 MPa which is the target strength of a base material Those exceeding 720 MPa were judged as “excellent”, and those exceeding 820 MPa exceeding 800 MPa by 20 MPa or more were judged as “excellent”.
そして、引張試験の結果、「優」、「良」または「可」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。なお、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、一方、上述の比が９０％を下回るものを「不合格」とした。 For welded joints that have been judged as “excellent”, “good” or “possible” as a result of the tensile test, a stepped plate-shaped low strain rate tensile test piece having a weld metal parallel part is collected and It was subjected to a low strain rate tensile test in a medium and 85 MPa high pressure hydrogen environment. The strain rate is 3 × 10 −5 / s, and a low strain rate tensile test in which the ratio of the fracture drawing in a high-pressure hydrogen environment to the fracture drawing in the atmosphere is 90% or more is “pass”. On the other hand, a case where the above-mentioned ratio was less than 90% was regarded as “fail”.
表３に、引張試験結果および低歪速度引張試験結果を示す。 Table 3 shows the tensile test results and the low strain rate tensile test results.
表３から、本発明の要件を満たす本発明例の試験符号Ｊ２〜Ｊ１８は、引張強度が少なくとも母材の最低必要強度を上回るとともに、耐水素脆化特性も備えていることが明らかである。 From Table 3, it is clear that the test codes J2 to J18 of the examples of the present invention that satisfy the requirements of the present invention have a tensile strength exceeding at least the minimum required strength of the base material and also have hydrogen embrittlement resistance.
なお、上記本発明例の試験符号のうちで、試験符号Ｊ３と試験符号Ｊ１０〜Ｊ１４との比較から、シールドガスまたはバックシールドガスにＮ2を含むことにより、強度改善の効果が得られやすいことが明らかである。 In addition, among the test codes of the above-described example of the present invention, the effect of improving the strength can be easily obtained by including N 2 in the shield gas or the back shield gas from the comparison between the test codes J3 and the test codes J10 to J14. Is clear.
さらに、試験符号Ｊ３と試験符号Ｊ１５との比較、また、試験符号Ｊ５と試験符号Ｊ１６との比較から、後続溶接においては直前のパスより溶接入熱を小さくする方が強度改善の効果が得られやすいことも明らかである。 Further, from the comparison between the test code J3 and the test code J15, and the comparison between the test code J5 and the test code J16, in the subsequent welding, the effect of improving the strength can be obtained by making the welding heat input smaller than the immediately preceding pass. It is clear that it is easy.
一方、後続溶接を行わずに、１回の溶接で溶接継手とした比較例の試験符号Ｊ１は、溶接金属からのＮの飛散により溶接金属強度が低下し、引張強度が母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを超えなかった。 On the other hand, the test code J1 of the comparative example in which the welding joint is formed by one welding without performing the subsequent welding, the weld metal strength decreases due to the scattering of N from the weld metal, and the tensile strength is the minimum required strength of the base metal. It did not exceed 724 MPa which is.
また、Ｎ含有量が０．１３％と少なく、本発明で規定する条件から外れた母材Ｄを用いた比較例の試験符号Ｊ１９は、後続溶接を行っても、強度改善は果たせず、引張強度が母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを超えなかった。 Further, the test code J19 of the comparative example using the base material D having a low N content of 0.13% and deviating from the conditions specified in the present invention did not improve the strength even after the subsequent welding. The strength did not exceed 724 MPa, which is the minimum required strength of the base material.
さらに、ＣｒおよびＮｉの含有量が本発明で規定する条件を逸脱した母材Ｅを用いた比較例の試験符号Ｊ２０では、引張強度は母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを上回るものの、オーステナイトの安定性が悪く、溶接金属中に多量のフェライトが存在するので、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％を下回り、水素脆化感受性が高かった。 Furthermore, in the test code J20 of the comparative example using the base material E in which the contents of Cr and Ni deviate from the conditions specified in the present invention, the tensile strength exceeds the minimum required strength of the base material, 724 MPa, but the austenite Since the stability is poor and there is a large amount of ferrite in the weld metal, the ratio of the fracture drawing in a high-pressure hydrogen environment to the fracture drawing in the atmosphere is less than 90% in a low strain rate tensile test and is susceptible to hydrogen embrittlement. Was expensive.
本発明によれば、溶加材を用いることなく、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と優れた耐水素脆化特性を有するオーステナイト鋼溶接継手を得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain an austenitic steel welded joint having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance, which are characteristics required for high-pressure gas piping, particularly high-pressure hydrogen gas piping, without using a filler material. Can do.
Claims (7)
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
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：０．０４％以下である化学組成を有する母材を、
溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、
上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くすることを特徴とする溶接継手の製造方法。 In mass%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 1.2% or less, Mn: 2.5 to 6.5%, Ni: 8 to 15%, Cr: 19 to 25%, Al: Less than 0.05% and N: 0.15 to 0.45%,
The balance consists of Fe and impurities,
A base material having a chemical composition in which O, P, and S as impurities are respectively O: 0.02% or less, P: 0.05% or less, and S: 0.04% or less,
A method for manufacturing a welded joint in which welding is performed by a tungsten gas arc welding method without using a filler material, and subsequent welding is performed 1 to 8 times on the weld metal obtained by the first welding. ,
A method for manufacturing a welded joint, wherein the welding heat input in the subsequent welding is lower than the welding heat input in the first welding.
０．１８≦λi／λ0≦０．９８・・・(1)。 The welding heat input λ i in the i-th subsequent welding with respect to the welding heat input λ 0 in the first welding satisfies the following expression (1): 4. The manufacturing method of the welded joint as described in 1 ..
0.18 ≦ λ i / λ 0 ≦ 0.98 (1).
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