JP2016079474A - 溶接継手 - Google Patents
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Abstract
【課題】優れた耐サワー性を有する溶接継手を提供する。【解決手段】溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０〜１０．５％未満、Ｍｏ：０．２５〜３．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。溶接金属は、溶接材料を用いて形成され、溶接材料は、Ｎｉ：０．５〜７０％、及びＭｏ：０〜１０％を含有する。母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、Ｍｏ含有量を［ＭｏB］％とし、溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、Ｍｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、溶接継手は式（１）を満たす。溶接継手の最高硬さは、３００Ｈｖ以下である。（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）【選択図】図３
Description
本発明は、母材と、溶接金属とを備える溶接継手に関する。
油井やガス井から産出される原油及び天然ガスは、硫化水素（Ｈ2Ｓ）を含有する。硫化水素が含有された湿潤硫化水素環境中では、鋼が腐食しやすく、かつ、鋼に水素が浸入しやすい。したがって、湿潤硫化水素環境で使用される溶接継手（パイプライン等）では、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下、ＨＩＣという）及び硫化物応力割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下、ＳＳＣという）が発生しやすい。
ＨＩＣは、鋼材に外部応力が付加されていなくても、鋼材内部に発生する割れである。ＨＩＣは、腐食反応により生成された水素が鋼中に侵入し、ＭｎＳ等の介在物や、硬い第２相組織の周りに拡散及び集積することにより発生すると言われている。ＨＩＣの発生を抑制する方法は、例えば特開昭５４−１１０１１９号公報（特許文献１）、特開昭６１−６０８６６号公報（特許文献２）及び特開昭６１−１６５２０７号公報（特許文献３）に提案されている。特許文献１に開示された鋼では、鋼中のＳを低減し、Ｃａを適量含有する。これにより、延伸状のＭｎＳの生成を抑制してＨＩＣの発生を抑制する。特許文献２及び３に開示された鋼では、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等の偏析しやすい元素の含有量を低減して、割れの伝播経路となりやすい硬化組織の生成を抑制する。さらに、圧延後に加速冷却を実施して、圧延後の冷却での変態途中でＣの拡散による硬化組織が生成するのを抑制する。
一方、ＳＳＣは、応力（外部応力又は残留応力）下で発生する割れである。ＳＳＣ感受性は鋼の強度に支配され、高強度鋼ほどＳＳＣ感受性が高い。溶接継手は、母材と、熱影響部（ＨＡＺ）及び溶接金属を含む溶接部とを備えるが、溶接部は硬化するため、ＳＳＣ感受性が高くなりやすい。特許第４５０２０１１号（特許文献４）で提案されたラインパイプ用継目無鋼管では、Ｃ含有量を低減し、かつ、Ｍｏを含有することにより、溶接後の溶接部の硬さを低減し、耐ＳＳＣ性を高める。
サワー環境で使用される溶接継手には、上述のとおり、耐サワー性（耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性）が要求される。耐サワー性に優れた溶接鋼管が特開平９−１９４９９１号公報（特許文献５）及び特開２００６−２８３１４８号公報（特許文献６）に提案されている。
特許文献５では、母材及び溶接金属にＣｕ及びＮｉを含有する。Ｃｕ及びＮｉを含有することにより、溶接部の局部腐食の発生が抑制され、母材の腐食速度も低減する。さらに、溶接金属のＣｕ及びＮｉの和（ＣｕW＋ＮｉW）を、母材のＣｕ及びＮｉの和（Ｃｕ0＋Ｎｉ0）よりも高くし、かつ、（Ｃｕ0＋Ｎｉ0）＋０．５％以下にする。この場合、溶接金属の選択腐食が抑制され、耐ＳＳＣ性が高まる、と特許文献５には記載されている。
特許文献６に開示された溶接鋼管では、溶接金属の浸食電位（腐食電位）を、母材の浸食電位よりも高くする。この場合、溶接金属の選択腐食が抑制され、耐サワー性（耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性）が高まる、と記載されている。
しかしながら、特許文献５及び特許文献６と同様の対策を実施した場合であっても、耐サワー性、特に、耐ＳＳＣ性が低い場合がある。
本発明の目的は、優れた耐サワー性を有する溶接継手を提供することである。
本発明による溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０〜１０．５％未満、Ｍｏ：０．２５〜３．００％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｚｒ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０，００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂ：０〜０．０１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。溶接金属は、溶接材料を用いて形成され、溶接材料は、Ｎｉ：０．５〜７０％、及びＭｏ：０〜１０％を含有する。母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、溶接継手は式（１）を満たす。溶接継手の最高硬さは、３００Ｈｖ以下である。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
上述の母材の化学組成は、Ｃｕ：０．０３〜０．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、及び、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上述の溶接材料の化学組成はさらに、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：１．０％未満、及び、Ｍｎ：０．５〜３．０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明による溶接継手は優れた耐サワー性を有する。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、溶接継手の耐サワー性（耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性）について検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
（１）ＨＩＣ感受性は、鋼中の吸蔵水素濃度と比例する。換言すれば、吸蔵水素濃度が低ければ、耐ＨＩＣ性が高まる。
鋼中のＮｉ含有量が０．１％以上であれば、吸蔵水素濃度が低下して耐ＨＩＣ性が高まる。図１は、鋼中のＮｉ含有量（質量％）と、吸蔵水素濃度（ｐｐｍ）との関係を示す図である。図１は次の試験により得られた。
表１に示す化学組成の鋼板を製造した。鋼板に対して周知の焼入れ及び焼戻しを実施した後、吸蔵水素濃度測定試験を実施した。具体的には、鋼板から試験片を採取した。試験片を試験液（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａに準拠した、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）とを含む水溶液に１気圧の硫化水素を飽和させた環境）に７２０時間浸漬した。浸漬後、グリセリン捕集法を用いて、吸蔵水素濃度を測定した。
図１を参照して、Ｎｉ含有量が０．１％以上であれば、吸蔵水素濃度が１．５ｐｐｍ以下になり、優れた耐ＨＩＣ性が得られる。したがって、溶接継手（母材及び溶接金属）のＮｉ含有量は０．１％以上にする。
（２）Ｎｉが含有されれば、耐ＨＩＣ性が高まるものの、母材において局部腐食が発生しやすくなる。また、母材がＮｉを含有すれば、溶接金属が優先的に腐食しやすくなり、腐食環境に接する溶接金属の面積は母材に対してはるかに小さいために、溶接金属において顕著な腐食又は局部腐食が発生する。局部腐食はＳＳＣの起点となるため、耐ＳＳＣ性が低下する可能性がある。
局部腐食の生成を抑制するために、本発明では、溶接金属の腐食電位を、母材よりも十分に高くする。腐食電位は、鋼を水溶液に浸した場合に鋼表面の酸化還元反応が釣り合う電位を意味する。
溶接金属の腐食電位が母材の腐食電位よりも十分に高い場合、溶接金属よりも母材の腐食が優先的に促進される。したがって、溶接金属において局部腐食が発生するのを抑制でき、溶接金属でＳＳＣが発生するのを抑制できる。一方、母材表面は溶接金属と比較して優先的に腐食する。しかしながらこの場合、母材表面では、局部腐食が発生する代わりに、全面腐食が発生する。したがって、溶接金属及び母材の局部腐食の発生は抑制され、Ｎｉを含有しても耐ＳＳＣ性が高まる。
Ｎｉは腐食電位を高める。さらに、Ｍｏは、Ｎｉの半分の効果で腐食電位を高める。他の元素に関しては、腐食電位にそれほど影響しない。そこで、母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、式（１）を満たせば、溶接金属の腐食電位が、母材の腐食電位よりも十分に高くなる。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
ΔＤ（％）＝（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）と定義する。図２及び図３は、ΔＤ（％）と、溶接継手の最高硬さ（Ｈｖ）と、ＳＳＣの発生有無との関係を示す図である。溶接継手の最高硬さ（Ｈｖ）は、溶接継手の溶接部及び母材の硬さのうち、最大の硬さ（Ｈｖ）を意味する。最高硬さ（Ｈｖ）の測定方法は後述する。図２及び図３は、後述の実施例の耐ＳＳＣ性評価試験で得られた結果に基づいて作成されたものである。図２は、横軸のΔＤが０〜８０％の範囲での結果であり、図３は、図２中のΔＤ＝０〜１．２％の範囲の拡大図である。図２及び図３中の「◆」印はＳＳＣが発生しなかったことを示し、「■」印はＳＳＣが発生したことを示す。
図３を参照して、ΔＤが０．４％以下である場合、最高硬さが３００Ｈｖ以下であってもＳＳＣが発生した。一方、図２及び図３を参照して、ΔＤが０．４％よりも高くなると、最高硬さが３００Ｈｖ以下であれば、ＳＳＣは発生しなかった。
以上の結果に基づけば、耐ＨＩＣ性を高めるためにＮｉを０．１％以上含有しても、ΔＤが０．４％よりも高く、かつ、最高硬さが３００Ｈｖ以下であれば、優れた耐ＳＳＣ性を有する溶接継手が得られる。
上述のとおり、式（１）を満たして母材が局部腐食に代えて全体腐食することにより耐ＳＳＣ性が高まる。しかしながら、母材の全体腐食が過剰に促進されるのは好ましくない。母材中のＭｏ含有量が０．２５％以上、好ましくは０．３０％以上であれば、全体腐食が抑制される。
以上の知見に基づいて、本発明による溶接継手は完成した。以下、本発明による溶接継手の詳細を説明する。
［溶接継手の構成］
本発明による溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。溶接継手はたとえば、鋼管（母材）同士又は鋼板（母材）同士を互いの端部で溶接したものである。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。以下、母材及び溶接金属について詳述する。
本発明による溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。溶接継手はたとえば、鋼管（母材）同士又は鋼板（母材）同士を互いの端部で溶接したものである。鋼管は継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。以下、母材及び溶接金属について詳述する。
［化学組成］
本発明による溶接継手の母材の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明による溶接継手の母材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０１〜０．２５％
炭素（Ｃ）は焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼が硬化して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
炭素（Ｃ）は焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼が硬化して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．５０％であり、さらに好ましくは。０．３５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、０．５０％であり、さらに好ましくは。０．３５％である。
Ｍｎ：０．１〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の溶解が促進され、水素の鋼への侵入を増加させる。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、鋼中に偏析帯が形成されてＨＩＣ感受性が高まる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の溶解が促進され、水素の鋼への侵入を増加させる。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、鋼中に偏析帯が形成されてＨＩＣ感受性が高まる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜３．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼中で偏析し、硬化組織を形成しやすい。そのため、Ｐは鋼のＳＳＣ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼中で偏析し、硬化組織を形成しやすい。そのため、Ｐは鋼のＳＳＣ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎＳを形成する。ＭｎＳはＨＩＣの起点となる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎＳを形成する。ＭｎＳはＨＩＣの起点となる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｎｉ：０．１〜２．０％
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中の吸蔵水素濃度を低減し、耐ＨＩＣ性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の焼入れ性を高め、鋼の靱性も高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部腐食が発生しやすくなる。局部腐食はＳＳＣの起点となるため、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１〜２．０％である。１気圧のＨ2Ｓを含有した湿潤硫化水素環境での耐ＳＳＣ性をさらに高めるためには、Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましくは０．７％である。
ニッケル（Ｎｉ）は鋼中の吸蔵水素濃度を低減し、耐ＨＩＣ性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の焼入れ性を高め、鋼の靱性も高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、局部腐食が発生しやすくなる。局部腐食はＳＳＣの起点となるため、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１〜２．０％である。１気圧のＨ2Ｓを含有した湿潤硫化水素環境での耐ＳＳＣ性をさらに高めるためには、Ｎｉ含有量の好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましくは０．７％である。
Ｃｒ：０〜１０．５％未満
クロム（Ｃｒ）は任意元素である。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量を高めれば、Ｃｒ酸化物が鋼の表面に形成されて耐食性が高まる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｃｒ酸化物の一部が破壊され、破壊された箇所がＳＳＣの起点となる。したがって、Ｃｒ含有量は０〜１０．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。
クロム（Ｃｒ）は任意元素である。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量を高めれば、Ｃｒ酸化物が鋼の表面に形成されて耐食性が高まる。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｃｒ酸化物の一部が破壊され、破壊された箇所がＳＳＣの起点となる。したがって、Ｃｒ含有量は０〜１０．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。
Ｍｏ：０．２５〜３．００％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、腐食生成物の形成を助け、鋼の全体腐食を抑制する。腐食生成物の生成はさらに、水素の鋼中への侵入も抑制するため、水素に起因するＳＳＣの感受性を低減する効果も期待される。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、これらの効果は飽和する。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、焼入れ時の冷却速度が速い場合において、鋼の表面に硬化組織が形成されやすく、耐水素脆化性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５〜３．００％である。全体腐食をさらに抑制するためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、さらに好ましくは２．１０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、腐食生成物の形成を助け、鋼の全体腐食を抑制する。腐食生成物の生成はさらに、水素の鋼中への侵入も抑制するため、水素に起因するＳＳＣの感受性を低減する効果も期待される。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、これらの効果は飽和する。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、焼入れ時の冷却速度が速い場合において、鋼の表面に硬化組織が形成されやすく、耐水素脆化性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２５〜３．００％である。全体腐食をさらに抑制するためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、さらに好ましくは２．１０％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なクラスタ状のアルミニウムが形成されて、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％である。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なクラスタ状のアルミニウムが形成されて、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％である。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
本発明の溶接継手の母材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入される元素をいう。
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。
Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕはさらに、ｐＨの高い環境において、鋼の腐食を抑制し、水素の鋼への侵入を抑制する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕはさらに、ｐＨの高い環境において、鋼の腐食を抑制し、水素の鋼への侵入を抑制する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％である。
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＺｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｔｉ：０〜０．０５％
Ｖ：０〜０．１０％
Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｚｒ：０〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、及びジルコニウム（Ｚｒ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はピンニング効果により鋼を細粒化し、鋼の靱性を高める。一方、これらの元素含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０５％であり、Ｖ含有量は０〜０．１０％であり、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％であり、Ｚｒ含有量は０〜０．１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０８％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０８％である。
Ｖ：０〜０．１０％
Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｚｒ：０〜０．１０％
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）、及びジルコニウム（Ｚｒ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素はピンニング効果により鋼を細粒化し、鋼の靱性を高める。一方、これらの元素含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０５％であり、Ｖ含有量は０〜０．１０％であり、Ｎｂ含有量は０〜０．１０％であり、Ｚｒ含有量は０〜０．１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０８％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０８％である。
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＭｇからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｍｇ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）及びマグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素は介在物の形態を制御して、鋼の靱性及び耐食性を高める。これらの元素はさらに、鋳込み時のノズル詰まりを抑制する。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、介在物がクラスタ化して、かえって靱性及び耐食性（耐ＳＳＣ性及び耐腐食疲労性）が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３５％である。
Ｍｇ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）及びマグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素は介在物の形態を制御して、鋼の靱性及び耐食性を高める。これらの元素はさらに、鋳込み時のノズル詰まりを抑制する。しかしながら、これらの元素含有量が高すぎれば、介在物がクラスタ化して、かえって靱性及び耐食性（耐ＳＳＣ性及び耐腐食疲労性）が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３５％である。
母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
Ｂ：０〜０．０１０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界に粗大炭化物Ｍ23Ｃ6（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ）が生成して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０１０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３％である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界に粗大炭化物Ｍ23Ｃ6（ＭはＦｅ、Ｃｒ、Ｍｏ）が生成して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．０１０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３％である。
［溶接金属］
溶接金属は、溶接材料を用いて周知の溶接方法で製造される。溶接材料の化学組成は、次の元素を含有する。
溶接金属は、溶接材料を用いて周知の溶接方法で製造される。溶接材料の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｎｉ：０．５〜７０％
Ｍｏ：０〜１０％
Ｍｏ：０〜１０％
ニッケル（Ｎｉ）及びモリブデン（Ｍｏ）は、溶接金属の母材に対する腐食電位を高める。溶接金属の腐食電位が、母材の腐食電位よりも十分に高ければ、溶接金属が母材に対して優先的に腐食（局部腐食）されるのを抑制できる。具体的には、溶接金属よりも母材が優先的に腐食（全体腐食）される。そのため、溶接部におけるＳＳＣの発生が抑制される。さらに、母材は全体腐食するため、母材の局部腐食の発生も抑制される。したがって、母材がＮｉを含有していても、溶接継手の耐ＳＳＣ性は高まる。
溶接材料におけるＮｉ含有量が少なすぎれば、母材に対して十分に高い腐食電位とすることが困難である。したがって、溶接材料中のＮｉ含有量の下限は、０．５％である。一方、Ｎｉ含有量が６０％を超えるＮｉ基合金は水素脆化を起こすことが知られており、過剰なＮｉを含む溶材は本用途には不適である。加えて、Ｎｉは高価であり、施工時のコストを高める。溶接金属中のＮｉ濃度を６０％以下とするためには、溶接材料のＮｉ含有量の上限を７０％とする必要がある。
溶接材料はＭｏを含有しなくてもよい。つまり、Ｍｏは任意元素である。上述のとおり、ＭｏはＮｉの半分程度の効果で腐食電位を高める。したがって、Ｎｉと共にＭｏを含有すれば、溶接金属の腐食電位が上昇しやすい。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、その効果が飽和する。加えてＭｏも高価な元素であり、施工時のコストを高める。したがって、Ｍｏ含有量は０〜１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％である。
さらに、溶接材料中のＮｉ含有量を［ＮｉW］％、Ｍｏ含有量を［ＭｏW］％、母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％、Ｍｏ含有量を［ＭｏB］％とした場合、溶接材料中のＮｉ含有量及びＭｏ含有量は、式（１）を満たす。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１）
図４は、サワー環境（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａに準拠した、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）とを含む水溶液）における鋼中の（Ｎｉ＋Ｍｏ／２）含有量（質量％）と、腐食電位（Ｖ）との関係を示す図である。図４を参照して、腐食電位は、（Ｎｉ＋Ｍｏ／２）にほぼ比例する。つまり、サワー環境における母材の腐食電位は［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２に依存し、サワー環境における溶接金属の腐食電位は［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２に依存する。母材及び溶接金属の他の元素の、サワー環境における腐食電位への影響は非常に小さい。
上述のとおり、サワー環境において、Ｎｉは腐食電位を貴側に移行し、ＭｏもＮｉの半分の効果で腐食電位を貴側に移行する。式（１）が満たされれば、溶接金属の腐食電位は母材の腐食電位よりも十分に高い。そのため、溶接金属が母材よりも優先的に腐食されるのを抑制できる。この場合、母材は溶接金属よりも優先的に腐食されるものの、上記のとおり、母材の腐食は局部腐食ではなく、全体腐食となる。そのため、局部腐食に起因したＳＳＣの起点の生成は抑制される。
ΔＤ＝（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）と定義した場合、好ましいΔＤは０．５以上である。
溶接材料の化学組成の残部は、例えば、Ｆｅ及び不純物である。
溶接材料はさらに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素の含有量は特に制限されない。溶接材料がＣを含有する場合、Ｃ含有量はたとえば、０．２％以下である。溶接材料がＳｉを含有する場合、Ｓｉ含有量はたとえば１．０％未満である。溶接材料がＭｎを含有する場合、Ｍｎ含有量はたとえば、０．５〜３．０％である。しかしながら、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ含有量は上記範囲に限定されない。
上述の溶接材料の化学組成はさらに、他の元素を含有してもよい。溶接材料の化学組成はたとえば、Ｃｒ、Ｃｕ等を含有してもよい。Ｃｒ含有量はたとえば、０．５％未満である。Ｃｕ含有量はたとえば、０．５％未満である。
［ビッカース硬さ］
ＳＳＣ感受性は、硬さ依存性が高い。本発明による溶接継手は、サワー環境で用いられるため、母材及び溶接金属の最高硬さはビッカース硬さで３００Ｈｖ以下である。
ＳＳＣ感受性は、硬さ依存性が高い。本発明による溶接継手は、サワー環境で用いられるため、母材及び溶接金属の最高硬さはビッカース硬さで３００Ｈｖ以下である。
最高硬さは次の方法で測定される。溶接熱影響部（ＨＡＺ）の特に溶接線近傍（溶接線からＨＡＺ側０．５ｍｍ以内の範囲）から任意の１０点を選択する。選択された各点において、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は０．９８Ｎとする。得られたビッカース硬さのうちの最高値を、最高硬さ（Ｈｖ）と定義する。測定箇所をＨＡＺの溶接線近傍とするのは、溶接継手においてＨＡＺの溶接線近傍における冷却速度が最も早く、最も高い硬さを有する可能性が高いためである。
［製造方法］
本発明の溶接継手の製造方法の一例を説明する。上述の化学組成を有する母材の溶鋼を製造する。製造された溶鋼からインゴット又は鋳片（スラブ）を製造する。インゴット又はスラブを用いて周知の製造方法で母材を製造する。母材はたとえば鋼板や、鋼管である。
本発明の溶接継手の製造方法の一例を説明する。上述の化学組成を有する母材の溶鋼を製造する。製造された溶鋼からインゴット又は鋳片（スラブ）を製造する。インゴット又はスラブを用いて周知の製造方法で母材を製造する。母材はたとえば鋼板や、鋼管である。
鋼管は、たとえば次の方法で製造される。製造されたインゴット、スラブ、又はブルームを熱間加工してビレットを製造する。製造されたビレットを熱間加工して鋼管を製造する。熱間加工はたとえば、マンネスマン法による穿孔圧延である。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。
上述の化学組成を有する溶接材料を用いて、母材に対して溶接を実施して溶接継手を製造する。溶接方法はたとえば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接（ＧＭＡＧ溶接）、及び、サブマージアーク溶接等である。溶接時に溶接材と母材の一部とが溶融及び凝固して溶接金属が形成される。
表２に示す化学組成を有するマークＡ〜Ｌのインゴットを製造した。
表２中の「Ｏｔｈｅｒｓ」欄の数値及び元素記号は、対応するマークの鋼に含有される元素及び含有量（質量％）を示す。たとえば、マークＥの鋼にＣｕが０．２９％含有されることを意味する。
各マークのインゴットを熱間加工して複数のブロックを製造した。各ブロックを１２５０℃に加熱した後、熱間圧延によって厚さ２０ｍｍの鋼板を製造した。鋼板に対して焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ温度は９５０℃であり、鋼板を水冷した。焼戻し温度は６５０℃であり、焼戻し後の鋼板を空冷した。
表３中の溶接材料を用いて、鋼板に対して種々の入熱条件でＧＭＡＷ溶接を実施して溶接金属を形成し、溶接継手を製造した。具体的には、ＧＭＡＷ溶接は次の２つの条件で実施した。「ＣＡＳＥ１」では、溶接時の入熱を０．７ｋＪ／ｍｍとした。「ＣＡＳＥ２」では、溶接時の入熱を１．５ｋＪ／ｍｍとした。
［最高硬さ試験］
各試験番号のＣＡＳＥ１及びＣＡＳＥ２の溶接継手において、最高硬さ（Ｈｖ）を求めた。具体的には、各溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の任意の１０点で、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９８．０７Ｎとした。得られたビッカース硬さのうちの最高値を、最高硬さ（Ｈｖ）と定義した。
各試験番号のＣＡＳＥ１及びＣＡＳＥ２の溶接継手において、最高硬さ（Ｈｖ）を求めた。具体的には、各溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の任意の１０点で、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９８．０７Ｎとした。得られたビッカース硬さのうちの最高値を、最高硬さ（Ｈｖ）と定義した。
［耐ＳＳＣ性評価試験］
各試験番号ＣＡＳＥ１及びＣＡＳＥ２の溶接継手の鋼板の板厚中央位置から、厚さ５ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの平滑試験片を採取した。このとき、溶接継手の溶接金属が平滑試験片の長手方向中央部に配置されるよう、平滑試験片を採取した。
各試験番号ＣＡＳＥ１及びＣＡＳＥ２の溶接継手の鋼板の板厚中央位置から、厚さ５ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの平滑試験片を採取した。このとき、溶接継手の溶接金属が平滑試験片の長手方向中央部に配置されるよう、平滑試験片を採取した。
平滑試験片を用いて、硫化水素を含む試験液中で４点曲げ試験を実施した。具体的には、試験液として、５質量％のＮａＣｌと０．５質量％の酢酸（ＣＨ3ＣＯＯＨ）とを含む水溶液（ＮＡＣＥ−ＴＭ０１７７で規定されるＳｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）を準備した。試験中の４点曲げ平滑試験片の表面のＨＡＺに、５９５ＭＰａの応力を付加した。応力が付加された状態の平滑試験片を、試験片に浸漬した。試験中、１ｂａｒのＨ2Ｓガスを試験液に吹き込んだ。試験温度は２４℃とし、試験時間は７２０時間とした。
試験後の溶接継手を目視で観察し、ＳＳＣの発生の有無及び耐食性を調査した。ＳＳＣが発生しなかったものの、溶接金属が鋼板（母材）と比較して優先的に腐食している場合、耐食性の観点から問題があると判定した。溶接金属が母材よりも優先的に腐食した溶接継手については、表３中の「最高硬さ及びＳＳＣ性試験」欄において、「▽」で示した。
溶接金属部分に腐食が観察されなかった溶接継手に対しては、ＳＳＣの発生の有無を目視で観察した。ＳＳＣが観察された溶接継手については、「最高硬さ及びＳＳＣ性試験」欄において、「▼」で示した。ＳＳＣが観察されなかった溶接継手については、「○」で示した。
［試験結果］
表３を参照して、「ＣＡＳＥ１」欄及び「ＣＡＳＥ２」欄内の数値は、最高硬さ（Ｈｖ）を示す。「判定」欄の「ＮＡ」は耐ＳＳＣ性が低いことを示し、「Ｅ」は優れた耐ＳＳＣ性を有することを示す。
表３を参照して、「ＣＡＳＥ１」欄及び「ＣＡＳＥ２」欄内の数値は、最高硬さ（Ｈｖ）を示す。「判定」欄の「ＮＡ」は耐ＳＳＣ性が低いことを示し、「Ｅ」は優れた耐ＳＳＣ性を有することを示す。
表３を参照して、試験番号３、試験番号４のＣＡＳＥ２、試験番号８のＣＡＳＥ２、試験番号１２のＣＡＳＥ２、試験番号１４のＣＡＳＥ２、試験番号１５、試験番号１６のＣＡＳＥ２、１８〜２４のＣＡＳＥ２の溶接継手では、ΔＤが０．４よりも高かった。そのため、最高硬さが３００Ｈｖ以下であれば、溶接金属が母材と比較して優先的に腐食されず、ＳＳＣも観察されなかった。したがって、これらの試験番号では、優れた耐ＳＳＣ性が得られた。
一方、試験番号１では、ΔＤがマイナスとなった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２いずれにおいても、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。溶接金属の腐食電位が母材の腐食電位よりも低かったためと考えられる。
試験番号２では、ΔＤが０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
試験番号４のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。
試験番号５では、溶接材料にＮｉが含有されなかった。そのため、ΔＤがマイナスになった。その結果、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号６では、ΔＤがマイナスになった。そのため、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号７では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
試験番号８のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。
試験番号９及び１０では、ΔＤ値がマイナスになった。そのため、溶接金属が母材よりも優先的に腐食され、耐ＳＳＣ性が低かった。
試験番号１１では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
試験番号１２のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。
試験番号１３では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
試験番号１４及び１６のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。
試験番号１７では、ΔＤ値が０．４以下であった。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、ＳＳＣが観察された。
試験番号１８〜２４のＣＡＳＥ１では、最高硬さが３００Ｈｖを超えた。そのため、ＳＳＣが観察された。
試験番号２５では、母材のＮｉ含有量が高すぎた。そのため、ＣＡＳＥ１及び２のいずれにおいても、母材でＳＳＣが観察された。母材のＮｉ含有量が高すぎたため、式（１）を満たしていても、局部腐食が発生したと考えられる。
試験番号２６及び２７では、母材のＭｏ含有量が低すぎた。その結果、母材の耐ＳＳＣ性が不足し、ＣＡＳＥ１及び２いずれにおいても、ＳＳＣが確認された。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０〜１０．５％未満、
Ｍｏ：０．２５〜３．００％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｚｒ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｂ：０〜０．０１０％
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する母材と、
Ｎｉ：０．５〜７０％、及び
Ｍｏ：０〜１０％、
を含有する化学組成を有する溶接材料を用いて形成される溶接金属とを備え、
前記母材のＮｉ含有量を［ＮｉB］％とし、前記母材のＭｏ含有量を［ＭｏB］％とし、前記溶接材料のＮｉ含有量を［ＮｉW］％とし、前記溶接材料のＭｏ含有量を［ＭｏW］％とした場合、式（１）を満たし、
３００Ｈｖ以下の最高硬さを有する、溶接継手。
（［ＮｉW］＋［ＭｏW］／２）−（［ＮｉB］＋［ＭｏB］／２）＞０．４ （１） - 請求項１に記載の溶接継手であって、
前記母材の化学組成は、
Ｃｕ：０．０３〜０．５％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０，００５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、及び
Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手。 - 請求項１又は請求項２に記載の溶接継手であって、
前記溶接材料の化学組成はさらに、
Ｃ：０．２％以下、
Ｓｉ：１．０％未満、及び、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、溶接継手。
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