JP6606947B2 - 溶接継手の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、溶接継手の製造方法に関する。

近年、化石燃料に代わるエネルギーとして、水素をエネルギーとして利用する輸送機器の実用化研究が進められている。その実用化に際しては、水素を高圧で貯蔵、輸送できる使用環境（以下、水素設備ともいう。）の整備が併せて必要である。水素設備は例えば、高圧水素ガス用機器や液体水素用機器等である。水素設備に使用される材料には、耐水素脆化特性が要求される。

国際公開第２００４／０８３４７６号、国際公開第２００４／０８３４７７号、国際公開第２００４／１１０６９５号には、高強度のオーステナイトステンレス鋼が開示されている。これらの文献では、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とを複合して含有させることにより、Ｎによる固溶強化及び窒化物による析出強化を活用することが提案されている。

オーステナイトステンレス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り、溶接部にも母材と同等の強度が要求される。特開平５−１９２７８５号公報、特開２０１０−２２７９４９号公報、及び前掲の国際公開第２００４／１１０６９５号には、Ａｌ、Ｔｉ及びＮｂを積極的に活用することにより、８００ＭＰａを超える引張強さを有する溶接継手が開示されている。

これらの溶接継手は、高強度化のために溶接後熱処理を必要とする。しかし、大型の構造物では、長時間の溶接後熱処理は大きな制約になるとともに、製造コストの増大を招く場合がある。国際公開２０１３／００５５７０号には、溶接材料のＮ含有量等を管理することで、溶接金属のＮ含有量を増大させて、溶接後熱処理をしなくても高強度が得られるようにした溶接継手が開示されている。

特開平９−１３７２５５号公報には、溶接施工性が改善されたオーステナイトステンレス鋼が開示されている。

特開２０１５−６６７８号公報には、溶接材料を用いずにガスタングステンアーク溶接によって溶接継手を製造する方法であって、初回の溶接によって得られた溶接金属上に、初回の溶接における溶接入熱よりも低い溶接入熱で１〜８回の後続溶接を実施する溶接継手の製造方法が開示されている。

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 国際公開第２０１３／００５５７０号 特開平９−１３７２５５号公報 特開２０１５−６６７８号公報

薄肉部材（例えば、厚さが３ｍｍ以下の部材）を溶接する場合等、溶接材料の使用が困難な場合がある。この場合、溶接材料を用いずに、鋼材同士を突き合わせてガスタングステンアーク溶接によって溶接する。溶接材料を用いずに溶接すると、突き合わせ面に未溶融部分が欠陥として残存し、必要な強度が得られない場合がある。

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、及び国際公開第２０１３／００５５７０号では、溶接施工性に関する検討はされていない。

特開平９−１３７２５５号公報には、Ａｌ含有量に応じてＯ含有量を調整することによって、溶接施工性を改善できると記載されている。しかし、ＡｌはＮとの親和力が強いため、Ｎを積極的に含有させたオーステナイトステンレス鋼にこの技術を適用しても、十分な効果が得られない場合がある。また、特開２０１５−６６７８号公報の溶接継手の製造方法は、複数回の溶接を実施することを前提としている。効率の観点からは、より少ない回数の溶接でも、必要な強度が得られることが好ましい。

本発明の目的は、溶接材料を用いることなく、高強度と優れた耐水素脆化特性を有する溶接継手が得られる溶接継手の製造方法を提供することである。

本発明の一実施形態による溶接継手の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８．０〜１５．０％、Ｃｒ：１９．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜４．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．４５％、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０４％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であるオーステナイトステンレス鋼を準備する工程と、成分が、体積％で、Ｈ_２：０〜２０％、Ｎ_２：０〜５０％、残部：Ａｒであるシールドガスを用いて、前記オーステナイトステンレス鋼を、溶接材料を用いずにガスタングステンアーク溶接によって溶接する工程とを備え、前記ガスタングステンアーク溶接の入熱Ｑが１０．０ｋＪ／ｃｍ以下であり、かつ、下記の式（１）を満たす。
Ｑ≧−０．１８［Ｈ_２］＋５．３…（１）
ただし、式（１）において、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍであり、［Ｈ_２］には前記シールドガス中のＨ_２の混合率が体積％で代入される。

本発明によれば、溶接材料を用いることなく、高強度と優れた耐水素脆化特性を有する溶接継手が得られる溶接継手の製造方法が得られる。

図１は、溶接母材用鋼板の開先加工を示す模式図である。

本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８．０〜１５．０％、Ｃｒ：１９．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜４．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．４５％等を含有するオーステナイトステンレス鋼を、溶接材料を用いずにガスタングステンアーク溶接によって溶接すると、高強度の溶接継手が得られない場合があることを確認した。これは、溶接中に溶融池からＮが飛散し、溶接金属のＮ含有量が減少するためと考えられる。

なお、本明細書において、「溶接材料」とは、溶加材、すなわち溶接中に付加する材料（溶接棒や溶接ワイヤ等）を意味し、「溶接金属」とは、溶接部の一部で、溶接中に溶融凝固した金属を意味する。

本発明者らは、この問題を解決するため、溶接方法についての詳細な検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。

（ａ）上述のように、溶接金属の強度の低下は、溶接中に溶融池からＮが飛散することが原因と考えられる。これを抑制するためには、溶接時の入熱を小さくすればよい。入熱を小さくすれば、溶融池の面積が小さくなり、Ｎの飛散を抑制することができる。

一方、溶接材料を用いない溶接において入熱を小さくすると、溶け込み不足が起こる場合がある。溶け込み不足が起こると、突き合わせ面である被溶接線上に未溶融部が生じ、溶接継手の強度が低下する。

したがって、上記化学組成のオーステナイト鋼を、溶接材料を用いないで溶接するためには、入熱を適切に管理する必要がある。具体的には、溶接時の入熱を５．３〜１０．０ｋＪ／ｃｍにすれば、溶け込み不足を抑制することができる。

（ｂ）シールドガスにＨ_２を混合させると、溶け込み深さが大きくなり、より小さい入熱で溶接が可能になる。具体的には、入熱Ｑが１０．０ｋＪ／ｃｍ以下であり、かつ、下記の式（１）を満たすようにすれば、溶け込み不足を抑制することができる。
Ｑ≧−０．１８［Ｈ_２］＋５．３…（１）
ただし、式（１）において、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍであり、［Ｈ_２］にはシールドガス中のＨ_２の混合率が体積％で代入される。

（ｃ）シールドガスにＮ_２を混合させると、溶融池からのＮの飛散を抑制できるとともに、溶接金属中へＮを補填することができる。そのため、溶接金属のＮ含有量をより高くすることができ、より高強度の溶接金属を得ることができる。

以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による溶接継手の製造方法について詳述する。

本発明の一実施形態による鋼溶接継手の製造方法は、オーステナイトステンレス鋼を準備する工程と、オーステナイトステンレス鋼をガスタングステンアーク溶接によって溶接する工程とを備える。

［母材］
本実施形態で用いるオーステナイトステンレス鋼（以下、母材という場合がある。）は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

Ｃ：０．００５〜０．１％
炭素（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。この効果を十分に得るためには、Ｃ含有量を０．００５％以上にする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎると、溶接時の加熱により粒界に炭化物が形成され、鋼の耐食性及び靱性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．００５〜０．１％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．００８％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０８％である。

Ｓｉ：１．２％以下
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として有効な元素であるとともに、耐食性の向上に有効な元素である。Ｓｉはさらに、母材製造時にＮの溶解度を大きくして、鋼の強度を高めるのに間接的に寄与する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎると、Ｎｉ、Ｃｒ等と金属間化合物を形成し、熱間加工性を著しく低下させる場合がある。また、溶接金属においては凝固時に柱状晶境界に偏析して液層の融点を下げ、凝固割れ感受性を高める場合がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．２％以下である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．０％である。

Ｍｎ：２．５〜６．５％
マンガン（Ｍｎ）は、脱酸剤として有効な元素であるとともに、オーステナイトを安定化するのにも有効な元素である。Ｍｎはさらに、母材製造時に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。この効果を十分に得るためには、Ｍｎ含有量を２．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、靱性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は２．５〜６．５％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは２．７％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは６．０％である。

Ｎｉ：８．０〜１５．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、安定なオーステナイトを得るための必須の元素である。この効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を８．０％以上にする必要がある。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。また、Ｎｉ含有量が高すぎると、母材製造時のＮの溶解度が小さくなる。そのため、Ｎｉ含有量は８．０〜１５．０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは９．０％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは１４．５％である。

Ｃｒ：１９．０〜２５．０％
クロム（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。Ｃｒはさらに、母材製造時に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。この効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量を１９．０％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、オーステナイトが不安定になり、接ガス環境の種類によっては鋼が脆化する。そのため、Ｃｒ含有量は１９．０〜２５．０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは１９．２％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２４．５％である。

Ｍｏ：０．０１〜４．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、マトリックスに固溶し又は炭窒化物として析出し、鋼の強度を高める。Ｍｏはまた、使用環境下での耐食性の向上に有効な元素である。この効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上にする必要がある。しかしながら、Ｍｏ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。また、Ｍｏ含有量が高すぎるとオーステナイトが不安定になる。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１〜４．５％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．５％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは４．０％である。

Ｖ：０．０１〜０．５％
バナジウム（Ｖ）は、マトリックスに固溶し又は炭窒化物として析出し、鋼の強度を高める。この効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上にする必要がある。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎると、炭窒化物が多量に析出して延性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．０１〜０．５％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．４％である。

Ｎｂ：０．０１〜０．５％
ニオブ（Ｎｂ）は、マトリックスに固溶し又は炭窒化物として析出し、鋼の強度を高める。この効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上にする必要がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎると、炭窒化物が多量に析出して延性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．５％である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．４％である。

Ａｌ：０．０５％未満
Ａｌ（アルミニウム）は、Ｓｉ及びＭｎと同様、脱酸剤として含有される。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、多量の窒化物が形成され、鋼の延性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５％未満である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４％以下である。

Ｎ：０．１５〜０．４５％
窒素（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、鋼の強度を高める。この効果を十分に得るためには、Ｎ含有量を０．１５％以上にする必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎると、製造時の熱間加工性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．１５〜０．４５％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．１６％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．４２％である。

本実施形態で用いられる母材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。

不純物のうち、Ｏ、Ｐ、及びＳの含有量はそれぞれ、次に述べる範囲に制限する。

Ｏ：０．０２％以下
酸素（Ｏ）は、鋼中に不純物として含まれる。Ｏ含有量が高すぎると、製造時の熱間加工性が低下するとともに、溶接金属の靱性及び延性が低下する。そのため、Ｏ含有量は、０．０２％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．０１％以下である。

Ｐ：０．０５％以下
リン（Ｐ）は、鋼中に不純物として含まれる。Ｐ含有量が高すぎると、製造時の熱間加工性が低下する。Ｐ含有量は低いほど好ましいが、極端な低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量０．０５％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下である。

Ｓ：０．０４％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不純物として含まれる。Ｓ含有量が高すぎると、製造時の熱間加工性が低下する。Ｓ含有量は低いほど好ましいが、極端な低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０４％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０３％以下である。

［ガスタングステンアーク溶接］
上記の化学組成を有する母材を、溶接材料を用いずに、ガスタングテンアーク溶接によって溶接する。ガスタングステンアーク溶接は、以下の条件で実施する。

［シールドガス］
本実施形態におけるガスタングステンアーク溶接では、成分が、体積％で、Ｈ_２：０〜２０％、Ｎ_２：０〜５０％、残部：Ａｒであるシールドガスを用いる。本実施形態において、Ｈ_２及びＮ_２は、任意の成分である。すなわち、本実施形態で用いるシールドガスは、Ｈ_２及びＮ_２の、一方又は両方を含んでいなくてもよい。

Ｈ_２：０〜２０体積％
シールドガスにＨ_２を混合させると、溶け込み深さが大きくなり、より小さい入熱で溶接が可能になる。小さい入熱で溶接することで、溶融池からのＮの飛散を抑制し、溶接継手の強度を向上させることができる。Ｈ_２の混合率が高いほど、溶け込み深さを大きくできる。一方、２０体積％を超えてＨ_２を混合しても、溶け込み深さは飽和する。したがって、Ｈ_２の混合率は０〜２０体積％である。Ｈ_２の混合率の下限は、好ましくは０．１体積％であり、さらに好ましくは１体積％である。

Ｎ_２：０〜５０体積％
シールドガスにＮ_２を混合させると、溶融池からのＮの飛散を抑制できるとともに、溶接金属中へＮを補填することができる。そのため、溶接金属のＮ含有量をより高くすることができ、より高強度の溶接金属を得ることができる。Ｎ_２の混合率が高いほど、よりこの効果が得られる。一方、Ｎ_２の混合率が５０体積％を超えると、ブローホールと呼ばれる溶接欠陥が生じる。したがって、Ｎ_２の混合率は０〜５０体積％である。Ｎ_２の混合率の下限は、好ましくは０．１体積％であり、さらに好ましくは０．５体積％である。Ｎ_２の混合率の上限は、好ましくは４０体積％であり、さらに好ましくは３０体積％である。

本実施形態におけるガスタングステンアーク溶接では、バックシールドガスを用いてもよい。バックシールドガスの成分は特に限定されないが、例えばＡｒ、Ｎ_２、及びこれらの混合ガスである。特に、Ｎ_２を用いることが好ましい。バックシールドガスにＮ_２を用いることで、溶接金属の強度を安定的に向上させることができる。

［入熱］
本実施形態におけるガスタングステンアーク溶接では、入熱Ｑが１０．０ｋＪ／ｃｍ以下であり、かつ、下記の式（１）を満たす。
Ｑ≧−０．１８［Ｈ_２］＋５．３…（１）
ただし、式（１）において、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍであり、［Ｈ_２］にはシールドガス中のＨ_２の混合率が体積％で代入される。

上述のように、シールドガスにＨ_２を混合させると、溶け込み深さが大きくなり、より小さい入熱で溶接が可能になる。入熱Ｑが−０．１８［Ｈ_２］＋５．３よりも小さければ、溶け込み深さが不足し、被溶接線上に未溶融部が生じる場合がある。一方、入熱Ｑが１０．０ｋＪ／ｃｍを超えると、溶融部分が大きくなりすぎ、アンダーカットや溶け落ちが生じる等、溶接継手の健全性が低下する場合がある。

入熱Ｑが小さいほど、溶融池の面積が小さくなり、Ｎの飛散を抑制することができる。これによって、溶接金属のＮ含有量を高くでき、溶接継手の強度を向上させることができる。したがって、入熱Ｑは、式（１）が成立する範囲において、小さい方が好ましい。入熱Ｑは、好ましくは８．０ｋＪ／ｃｍ以下であり、さらに好ましくは７．０ｋＪ／ｃｍ以下である。

以上の製造方法によって、溶接継手が製造される。本実施形態によって製造される溶接継手は、母材と、溶接中に母材が溶融凝固して形成される溶接金属とを備えている。

本実施形態の製造方法によれば、溶接時の溶け込み不足を抑制することができる。そのため、本実施形態の製造方法によって製造された溶接継手は、１回溶接で製造された場合であっても、高い強度を有する。

一般に、溶接金属は急冷凝固組織であるため、固溶化熱処理等を実施して製造される母材とは異なり、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。フェライトは、水素環境下では、脆化して破壊の起点となる。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特性を低下させる。

本実施形態の製造方法によれば、溶接金属のフェライトの量を安定して２０％以下にすることができる。そのため、本実施形態の製造方法によって製造された溶接継手は、優れた耐水素脆化特性を有する。

以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。

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、及び熱処理により、板厚２．５ｍｍ、幅６０ｍｍ、長さ１００ｍｍの溶接母材用鋼板を作製した。この溶接母材用鋼板の長手方向と平行な端面に、図１に示す開先加工を実施した。図１中の数値は、寸法を表す。２つの溶接母材用鋼板の開先加工を施した端面同士を突き合わせて、ガスタングステンアーク溶接により、溶接材料を用いずに、１回溶接を実施した。

比較例として、溶接材料を用いて、同様の溶接を実施した。溶接材料として、表２に示す化学組成を有する符号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、熱間圧延及び機械加工して作製した外径１．２ｍｍの溶接ワイヤを用いた。なお、表２において、「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。

上記にしたがって、表３に示す試験符号Ｊ１〜Ｊ３１の溶接継手を作製した。各溶接継手の溶接条件を表３に示す。なお、表３において、「溶接材料」の欄の「−」は、溶接材料を用いずに溶接したことを示す。

［溶接施工性試験］
各溶接継手を被溶接線と垂直な方向に切断し、溶接部断面を現出させ、溶け込み形状を観察した。突き合わせ面に未溶融部分が残っている場合、溶け込み不足と判断した。突き合わせ面に未溶融部分がなく、十分な溶け込み深さが得られている場合、優れた溶接施工性を有すると判断した。

［引張試験］
各溶接継手から引張試験片を採取した。引張試験片は、平行部の中央が溶接金属となるように採取した。引張試験片を用いて、常温で引張試験を実施した。引張強さが６９０ＭＰａ以上となる場合、水素設備に用いられる材料に要求される強度を有すると判断した。

［低歪速度引張試験］
引張強さが６９０ＭＰａ以上であった溶接継手から、低歪速度引張試験片を採取した。低歪速度引張試験片は、平行部の中央が溶接金属となるように採取した。低歪速度引張試験片を用いて、大気中、及び８５ＭＰａの高圧水素環境中で低歪速度引張試験を実施した。歪速度は３×１０^−５／秒とした。高圧水素環境中での破断絞りの値が大気中での破断絞りの値の９０％以上であった場合、優れた耐水素脆化特性を有すると判断した。

表４に各試験の結果を示す。

表４において、「断面観察」の欄の「○」は突き合わせ面に未溶融部分がなかったことを示し、「×」は突き合わせ面に未溶融部分が残っていたこと、又は突き合わせ面が溶け落ちて健全な溶接継手が得られなかったことを示す。「引張試験」の欄の「○」は引張強さが６９０〜８００ＭＰａであったことを示し、「◎」は引張強さが８００ＭＰａよりも大きかったことを示し、「×」は引張強さが６９０ＭＰａ未満であったことを示す。「低歪速度引張試験」の欄の「○」は、高圧水素環境中での破断絞りの値が大気中での破断絞りの値の９０％以上であったことを示し、「×」は高圧水素環境中での破断絞りの値が大気中での破断絞りの値の９０％未満であったことを示す。「引張試験」及び「低歪速度引張試験」の欄の「−」は、当該試験を実施していないことを示す。

試験符号Ｊ２、Ｊ４、Ｊ６、Ｊ８、Ｊ１０〜Ｊ１３，Ｊ１５〜Ｊ２１の溶接継手は、優れた溶接施工性を有し、引張強さが６９０ＭＰａ以上であり、高圧水素環境中での破断絞りの値が大気中での破断絞りの値の９０％以上であった。このうち、Ｎ_２を含むシールドガスを用いて製造された試験符号Ｊ１８〜Ｊ２１の溶接継手は、引張強さが８００ＭＰａよりも大きかった。

試験符号Ｊ１、Ｊ３、Ｊ５、Ｊ７、Ｊ９、及びＪ１４の溶接継手は、溶け込み深さが不十分で、突き合わせ面に未溶融部分が残っていた。これは、溶接時の入熱が低すぎたためと考えられる。未溶融部分が残った結果、これらの溶接継手の引張強さは６９０ＭＰａ未満であった。

試験符号Ｊ２２〜Ｊ２４の溶接継手は、引張強さが６９０ＭＰａ未満であった。これは、母材のＮ含有量が低すぎたためと考えられる。

試験符号Ｊ２５〜Ｊ２７の溶接継手は、引張強さは高かったものの、高圧水素環境中での破断絞りの値が大気中での破断絞りの値の９０％未満であり、水素脆化感受性が高かった。これは、母材のＮｉ含有量が低すぎたため、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残存したためと考えられる。

試験符号Ｊ２８〜Ｊ３０の溶接継手は、溶け込み深さが不十分で、突き合わせ面に未溶融部分が残っていた。これは、溶接時に溶接材料を用いたため、入熱が不足したためと考えられる。

試験番号Ｊ３１の溶接継手は、溶接金属が溶け落ち、健全な溶接継手が得られなかった。これは、溶接時の入熱が高すぎたためと考えられる。

本発明によれば、溶接材料を使用せずに溶接する場合に、優れた溶接施工性、具体的には大きい溶け込み深さが得られ、安定した強度及び耐水素脆化特性が得られる。よって、高圧水素ガス機器及び液体水素機器といった水素設備に適した溶接継手を提供することができる。

Claims (5)

1. 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８．０〜１５．０％、Ｃｒ：１９．０〜２５．０％、Ｍｏ：０．０１〜４．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５〜０．４５％、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０４％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であるオーステナイトステンレス鋼を準備する工程と、
   成分が、体積％で、Ｈ_２：０〜２０％、Ｎ_２：０〜５０％、残部：Ａｒであるシールドガスを用いて、前記オーステナイトステンレス鋼を、溶接材料を用いずにガスタングステンアーク溶接によって溶接する工程とを備え、
   前記ガスタングステンアーク溶接の入熱Ｑが１０．０ｋＪ／ｃｍ以下であり、かつ、下記の式（１）を満たす、溶接継手の製造方法。
   Ｑ≧−０．１８［Ｈ_２］＋５．３…（１）
   ただし、式（１）において、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍであり、［Ｈ_２］には前記シールドガス中のＨ_２の混合率が体積％で代入される。
2. 請求項１に記載の溶接継手の製造方法であって、
   前記シールドガスは、Ａｒのみからなる、溶接継手の製造方法。
3. 請求項１に記載の溶接継手の製造方法であって、
   前記シールドガスは、体積％で、Ｈ_２：０．１〜２０％を含む、溶接継手の製造方法。
4. 請求項１又は３に記載の溶接継手の製造方法であって、
   前記シールドガスは、体積％で、Ｎ_２：０．１〜５０％を含む、溶接継手の製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法であって、
   前記ガスタングステンアーク溶接を一回のみ実施する、溶接継手の製造方法。

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