JP7485936B2

JP7485936B2 - 低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法

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Publication number: JP7485936B2
Application number: JP2020117967A
Authority: JP
Inventors: 孝浩加茂; 周雄猿渡; 浩司石田; 基裕奥島; 元道山本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-07-08
Filing date: 2020-07-08
Publication date: 2024-05-17
Anticipated expiration: 2040-07-08
Also published as: JP2022015256A

Description

本発明は、低温用Ｎｉ鋼を用いて溶接継手を製造する方法に関する。

液化温度が－１６２℃である液化天然ガス（LNG）は、クリーンなエネルギーとして知られており、環境問題への取り組みなどから、その需要は益々増加する傾向にある。このようなＬＮＧを蓄える貯蔵タンクには、一般に、極低温での靱性を確保するために、６～９％程度のＮｉが添加された低温用Ｎｉ鋼が用いられる。同様に、ＬＮＧ燃料のタンクや、エタン、エチレン、液化石油ガス（LPG）を輸送する船舶においても低温用Ｎｉ鋼が使用されている。

この低温用Ｎｉ鋼の溶接では、溶接継手を構成する溶接金属の極低温での強度と靱性確保のために、溶接材料としては、Ｎｉを５０％以上含有したＮｉ基合金（高Ｎｉ合金）が用いられており、また、溶接方法としては、ティグ（TIG）溶接やサブマージアーク溶接（SAW）やシールドメタルアーク溶接（SMAW）が一般に採用されている（例えば特許文献１参照）。ちなみに、このような溶接材料の使用については、Ｎｉ量が高いＮｉ基合金はオーステナイト組織を有して、これが極低温において安定であり、脆性破壊を起こし難いためである。

そして、低温用Ｎｉ鋼を溶接するにあたっては、低温用Ｎｉ鋼が磁性を帯びやすく、溶接継手を形成する母材の溶接実施部での残留磁気が高いと磁気吹きを生じてしまうことから、十分な配慮が必要となる。すなわち、低温用Ｎｉ鋼は、保磁力、透磁率が高いため容易に残留磁気が形成され、この残留磁気の影響により溶接アークが乱れて溶接が困難となってしまい、また、溶接金属の品質劣化を招いてしまう。そのため、低温用Ｎｉ鋼では、鋼材の出荷時等に残留磁気を取るための脱磁処理を実施する必要がある。

この脱磁処理とは、一般に、鋼板をコイル内に通して、コイルに交番電流を流しつつ、徐々にその磁界を弱めることで残留磁気を低減させる方法が採用されている（例えば特許文献１参照）。このような方法は古くから用いられており、鋼材の残留磁気を一定水準まで（通常は30ガウス程度まで）低減した上で出荷しなければならない。

ところが、ＬＮＧのような貯蔵タンクを製造するためには、膨大な量の鋼材が使用される。特に、近年ではタンクの大型化が進み、それに伴って低温用Ｎｉ鋼の使用量も増加することから、脱磁処理だけでも多大なコストと労力が費やされることになる。加えて、低温用Ｎｉ鋼は、脱磁処理が済んだ後であっても、建造場所への運搬のほか、タンク製造現場での加工や組み立て時などでも着磁するおそれがある。そのため、例えば運搬時においては、他の鋼材で用いられるマグネットリフト等は使用することができず、運搬や加工、組み立てを経て貯蔵タンクを製造するまで、低温用Ｎｉ鋼を着磁させないための管理だけでも大きな負担になっている。

特開２０１５－１２３４５７号公報特開昭５９－１８４５０５号公報

ＬＮＧ貯蔵タンク等を製造するにあたり、残留磁気の問題によりこれまで多くの負担を要していた低温用Ｎｉ鋼の溶接について、本発明者らはこれを改善する方法について鋭意検討した結果、レーザビームを照射して溶融させながら通電加熱した溶接ワイヤを供給するホットワイヤ・レーザ複合溶接を採用することで、低温用Ｎｉ鋼が残留磁気を有した状態であっても磁気吹き等の影響を受けずに溶接継手を製造することができ、しかも、信頼性に優れた高品質の溶接継手が得られるようになることを見出し、本発明を完成させた。

したがって、本発明の目的は、従来のように脱磁処理を行わなくても、低温用Ｎｉ鋼が残留磁気を有した状態で、高品質の溶接継手を製造することができる低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法を提供することにある。

すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）低温用Ｎｉ鋼を用いて溶接継手を製造する方法であって、
該低温用Ｎｉ鋼が３０ガウス以上の残留磁気を有した状態で、レーザビームを照射して溶融させながら通電加熱した溶接ワイヤを供給するホットワイヤ・レーザ複合溶接により溶接継手を得ることを特徴とする、低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法。
（２）前記低温用Ｎｉ鋼の板厚が４～６０ｍｍである、（１）に記載の低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法。
（３）前記低温用Ｎｉ鋼は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５％、
Ｍｎ：０．３～１．５％、
Ｎｉ：５～１０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０８％、
Ｂ：０．００１％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以下、
Ｖ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物、
である、（１）又は（２）に記載の低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法。

本発明によれば、着磁しやすい低温用Ｎｉ鋼について、従来のように脱磁処理を行わなくても、磁気吹き等の影響を受けずに溶接継手を製造することができるようになり、しかも、信頼性に優れた高品質の溶接継手を得ることができる。

以下、本発明について詳しく説明する。
先ず、本発明における溶接継手の製造方法では、溶接手段として、レーザビームを照射して母材を溶融させながら、通電加熱した溶接ワイヤを供給して溶接継手を得るホットワイヤ・レーザ複合溶接を採用する。このホットワイヤ・レーザ複合溶接は、溶接ワイヤを溶融温度付近まで加熱して挿入するホットワイヤシステムとレーザ熱源を組み合わせた溶接法であり、レーザ熱源をホットワイヤシステムと併用することで、開先精度に対する裕度が小さく、しかも、継手の特性に対する母材成分の影響が大きいといったレーザ熱源を利用したレーザ溶接の短所を補いつつ、ホットワイヤから供給される溶着金属が融点直下まで加熱されることから、エネルギー密度の低いレーザビームの照射でも、十分な溶融金属を形成することができる。

このようなホットワイヤ・レーザ複合溶接であれば、レーザビームを照射して母材を溶融させるため、磁力によって溶接アークが偏向するような磁気吹きの発生を抑えることができ、特に脱磁処理を行わなくても低温用Ｎｉ鋼の溶接を安定して行うことができる。つまり、低温用Ｎｉ鋼が３０ガウス以上の残留磁気を有した状態であっても、品質の良い溶接継手を安定して得ることができる。ただし、残留磁気が３００ガウスを超えるような極端に着磁した状態であると溶接金属の健全性に影響を及ぼすおそれがあることから、好ましくは低温用Ｎｉ鋼が３０ガウス以上３００ガウス以下の状態でホットワイヤ・レーザ複合溶接により溶接継手を得るようにするのがよい。なお、低温用Ｎｉ鋼の残留磁気は、溶接時の影響を考慮するために、溶接継手を形成する母材（低温用Ｎｉ鋼）の溶接実施部での値を言うものとする。例えば、突合せ溶接の場合には、突合せ溶接向けに形成する開先での値であり、また、すみ肉溶接の場合には、溶接を実施する鋼板の角部における値とする。

また、このようなホットワイヤ・レーザ複合溶接の特徴が、高Ｎｉ合金からなる溶接材料を用いた低温用Ｎｉ鋼の溶接において有利に作用するため、溶接時の入熱をある程度制御しながらも、溶接パス数を減らして溶接継手を得ることができる。すなわち、高Ｎｉ合金の溶接材料では多量のＮｉ添加に伴う高温割れの発生や、溶接熱影響部（HAZ）の靱性の劣化を抑制するために、一般に溶接時の入熱を制御する必要がある。一方で、溶接入熱を低減すると、所定の溶接継手を得るための溶接回数（溶接パス数）が必然的に増えてしまうために溶接効率が低下する。これに対して、ホットワイヤ・レーザ複合溶接では、エレクトロガスアーク溶接等の高効率溶接法に比べて溶接入熱を低減しながら、エネルギー密度の低いレーザビームの照射でも、十分な溶融金属を形成することができることから、好適には１パス溶接も可能であり、溶接効率を確保しつつ、高温割れの発生やＨＡＺにおける靱性の低下を抑制することができる。

このホットワイヤ・レーザ複合溶接については、レーザビームを照射して母材を溶融すると共に、母材との間で溶接ワイヤに通電してホットワイヤとし、この通電加熱した溶接ワイヤを母材の溶融部分に供給して、溶融した母材と溶接ワイヤからなる溶融プールを形成しながらレーザビームを移動させて、溶接継手を得るようにすればよく、公知の方法と同様にすることができる。また、溶接継手の種類としては特に制限はなく、例えば、突合せ溶接やすみ肉溶接のほか、角継手、重ね継手、Ｔ字継手、十字継手等を挙げることができる。その際、融合不良や高温割れ等の溶接欠陥の抑制を考慮すると、好ましくは、ホットワイヤ・レーザ複合溶接における溶接条件について、エネルギー密度を３００Ｗ／ｍｍ^２以下に制御するのがよい。ここで、エネルギー密度とはレーザ溶接における出力（kW）を溶接時のスポット面積（mm²）で割った値である。スポットの形状は円形、矩形等が一般に用いられるが、形状によらずエネルギー密度にて制御可能である。エネルギー密度の制御は、溶接変形の抑制、溶接継手靱性の低減に有効である。

また、本発明においては、例えば、ＬＮＧやＬＰＧを蓄える貯蔵タンクやこれらを輸送するタンカー等のように、極低温での靱性を確保するために６～９％程度のＮｉが添加された低温用Ｎｉ鋼を母材として用いて溶接継手を得るようにする。この低温用Ｎｉ鋼については、所定の化学組成を有するものを用いるようにするのがよい。その化学組成を特定する理由については、以下に説明するとおりである。なお、これらの説明における「％」は、特に断りがない限り「質量％」を表す。

（Ｃ：０．０３～０．１０％）
Ｃは、強度確保の観点から０．０３％以上含有させる必要がある。しかしながら、含有量が多くなり過ぎると靱性の低下をきたすことから、その上限は０．１０％とする。好ましくは、Ｃの含有量は０．０４％以上０．０７％以下であるのがよい。

（Ｓｉ：０．０１～０．５％）
Ｓｉは脱酸作用を有するほか、強度を向上させる元素であり０．０１％以上の含有量が必要である。しかしながら、その含有量が多過ぎると溶接継手靱性などの低下をきたすため、その上限は０．５０％であり、好ましくは０．０３～０．４％である。

（Ｍｎ：０．３～１．５％）
Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、０．３％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が多過ぎると母材及びＨＡＺの靱性劣化をきたすことから、その上限は１．５％である。好ましくは０．４～１．２％である。

（Ｎｉ：５．０～１０．０％）
Ｎｉは、強度及び靱性を同時に向上させる作用を有し、低温の液体を貯蔵するためのタンク、なかでも－１６５℃という極低温のＬＮＧを貯蔵するＬＮＧタンクを製造するための母材に欠かせない元素であり、５．０％以上の含有量が必要である。しかしながら、１０．０％を超えて含有させても、その効果は飽和してコストが嵩むばかりである。好ましくは５．５～９．５％である。

（Ｐ：０．０１５％以下）
Ｐは、鋼に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界偏析元素であるためにＨＡＺにおける粒界割れの原因となる。母材及びＨＡＺの靱性を向上させるために、Ｐの含有量は０．０１５％以下にする。好ましくは０．０１０％以下である。Ｐの含有量は０であってもよいが、過度な低減はコストの増加を招くことなどから、０．００３％以上とするのが好ましい。なお、Ｐは鉄鋼材料の製造において不可避的に混入される点で、後述する残部としての不純物と同じであるが、Ｐは、上記のとおりＨＡＺの靭性向上の観点から、その含有量を別途規定している。

（Ｓ：０．００３％以下）
Ｓは、多量に存在する場合、溶接割れ起点となるＭｎＳ単体の析出物を生成する。そのため、Ｓの含有量は０．００３％以下にする必要がある。好ましくは０．００２％以下である。Ｓの含有量は０であってもよいが、過度な低減はコストの増加を招くことなどから、０．０００２％以上とするのが好ましい。なお、Ｓは鉄鋼材料の製造において不可避的に混入される点で、後述する残部としての不純物と同じであるが、Ｓは、上記のとおり溶接割れ抑制の観点から、その含有量を別途規定している。

（Ａｌ：０．００５～０．０８％）
Ａｌは脱酸元素であり、鋼の清浄性を確保するために０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が多過ぎると、粗大なＡｌ_２Ｏ_３を生成したり、溶接継手の靱性が低下するため、その上限は０．０８％である。好ましくは０．０１～０．０５％である。

（Ｂ：０．００１％以下）
Ｂは、強度を高める作用を有する。すなわち、Ｂは粒界に偏析して強度改善効果を有する。しかしながら、Ｂの含有量が０．００１％を超えると、靱性が損なわれる。好ましくは０．０００５％以下である。Ｂの含有量は０であってもよいが、上記の作用を発現させるためには０．０００３％以上とするのがよい。

（Ｔｉ：０．０１０％以下）
Ｔｉは、炭窒化物の形成を通じて破壊の起点増加による靱性劣化を招くため、０．０１０％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．００５％以下である。Ｔｉの含有量は０であってもよいが、Ｔｉは炭窒化物を形成し組織細粒化に寄与することから、このような作用を発現させるためには０．００３％以上とするのがよい。

（Ｎｂ：０．０１０％以下）
Ｎｂは、炭窒化物の形成を通じて破壊の起点増加による靱性劣化を招くため、０．０１０％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．００５％以下である。Ｎｂの含有量は０であってもよいが、Ｎｂは炭窒化物を形成し組織細粒化に寄与することから、このような作用を発現させるためには０．００３％以上とするのがよい。

（Ｖ：０．０１０％以下）
Ｖは、炭窒化物の形成を通じて破壊の起点増加による靱性劣化を招くため、０．０１０％以下に抑制する必要がある。好ましくは０．００５％以下である。Ｖの含有量は０であってもよいが、Ｖは炭窒化物を形成し組織細粒化に寄与することから、このような作用を発現させるためには０．００５％以上とするのがよい。

（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは不可避的不純物として混入する元素であり、靱性劣化を招く場合があるため０．０１０％以下に低減する。好ましくは０．００６％以下である。Ｎの含有量は０であってもよいが、過度な低減はコストの増加を招くことなどから、０．００２％以上とするのが好ましい。なお、Ｎは鉄鋼材料の製造において不可避的に混入される点で、後述する残部としての不純物と同じであるが、Ｎは、上記のとおり靱性劣化抑制の観点から、その含有量を別途規定している。

（Ｏ：０．００５％以下）
Ｏは、酸化物の形成を通じて靱性劣化を招くため、０．００５％以下とする必要がある。好ましくは０．００３％以下である。Ｏの含有量は０であってもよいが、過度な低減はコストの増加を招くことなどから、０．００１％以上とするのが好ましい。なお、Ｏは鉄鋼材料の製造において不可避的に混入される点で、後述する残部としての不純物と同じであるが、Ｏは、上記のとおり靱性劣化抑制の観点から、その含有量を別途規定している。

（Ｃｕ：１．０％以下）
Ｃｕは、強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が１．０％を超えるとＨＡＺの靱性低下を招く。好ましくは０．５％以下である。Ｃｕの含有量は０であってもよいが、上記の作用を発現させるためには０．０２％以上とするのがよい。

（Ｃｒ：１．０％以下）
Ｃｒは、強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が１．０％を超えるとＨＡＺの靱性低下を招く。好ましくは０．８％以下である。Ｃｒの含有量は０であってもよいが、上記の作用を発現させるためには０．０２％以上とするのがよい。

（Ｍｏ：１．０％以下）
Ｍｏは、強度を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が１．０％を超えるとＨＡＺの靱性低下を招く。好ましくは０．５％以下である。Ｍｏの含有量は０であってもよいが、上記の作用を発現させるためには０．０２％以上とするのがよい。

上記成分の残部は、鉄（Fe）及び不純物である。ここで、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明においては、ホットワイヤ・レーザ複合溶接を採用することで、エネルギー密度の低いレーザビームの照射でも、十分な溶融金属を形成することができることから、板厚Ｔが４～６０ｍｍ、好ましくは１０～５０ｍｍの低温用Ｎｉ鋼に対して、溶接継手を得るようにするのが望ましい。

また、溶接継手を得る際に用いる溶接材料については、ホットワイヤ・レーザ複合溶接において通電加熱しながら供給する溶接ワイヤとして用いることができるものであればよく、好ましくは、一般に、低温用Ｎｉ鋼の溶接で用いられるような高Ｎｉ合金の溶接材料であるのがよい。すなわち、Ｎｉ量が高いＮｉ合金はオーステナイト組織を有して、これが極低温において安定であり、脆性破壊を起こし難い。そのため、例えば、質量割合でＮｉを５０％以上、好ましくは５５～７５％含有するオーステナイト構造を有したＮｉ基合金（高Ｎｉ合金）を用いるようにするのがよい。このような高Ｎｉ合金の溶接材料について、市販品の例としては、ＮＩＴＴＥＴＳＵＦＩＬＬＥＲ１９６（以上、日鉄溶接工業社製商品名）、ＴＧ-Ｓ７０９Ｓ（以上、神戸製鋼社製商品名）等を挙げることができる。

次に、実施例に基づいて本発明について説明するが、本発明はこれらの内容に制限されるものではない。

（試験例１）
表１に示す化学成分及び機械特性等を有した発明例１～１０、比較例１～１９に係る鋼板（低温用Ni鋼）を母材（被溶接材）として使用した。鋼板は焼入焼戻し（QT）若しくは熱加工制御圧延後焼戻し（TMCT）で製造した。このうち、ＱＴは、鋳片を１０００～１２００℃に加熱した後、所定の寸法に圧延して冷却後、更に８００～９００℃に加熱して焼き入れした後に、更にまた５６０～６００℃に加熱して焼戻しを行った。ＴＭＣＴについては９００～１２００℃に加熱した後、７００℃以上の温度で制御圧延を完了して冷却後、５６０～６００℃に加熱して焼戻しを行った。ＱＴ、ＴＭＣＴともに、必要に応じて焼き入れ前に６０５～７５０℃の中間熱処理を行った。なお、表１に示した各鋼板の化学組成は、それぞれの化学成分の残部がＦｅ及び不純物である。

また、これらの鋼板の機械特性として、鋼板の引張特性については、板厚（T）が１６ｍｍ以下の鋼板ではＪＩＳＺ２２４１：２０１１－５号試験片を全厚にて圧延方向と垂直方向に採取し、板厚（T）が１６ｍｍを超える鋼板ではＪＩＳＺ２２４１：２０１１－４号試験片を板厚１／４の位置（1/4t）から圧延方向と垂直方向に採取して、それぞれ室温にて試験して引張強さ（TS）を求めた。鋼板の衝撃特性については、全ての鋼板において板厚１／４の位置（1/4t）の位置、及び、圧延方向と並行に、ＪＩＳＺ２２４２：２０１８に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、－１９６℃の温度でシャルピー衝撃試験を実施して、吸収エネルギー値（svE-196℃）を求めた。

この試験例１では、表１に示した各鋼板について、それぞれ２枚並べて２０°のＶ字（Ｖ形）開先を形成する突合せ溶接により溶接継手を得るようにし、その際にＶ字を形成して溶接実施部となる各鋼板の対向面（開先面）から溶接開始位置および任意の５箇所をそれぞれ選び出し、残留磁気をガウスメーターで測定して、これらのなかで最も大きな値（最大値）をその鋼板の溶接実施部における残留磁気として表１に示した。なお、溶接の際の裏当金には、母材である鋼板と同じものをそれぞれ使用した。なお、溶接継手の種類としては特に制限はなく、例えば、開先溶接やすみ肉溶接のほか、せん溶接やスロット溶接等を挙げることができる。

また、溶接材料としては、ＪＩＳＺ３３３２：２００７に規定されるＹＧＴ９ＮＩ－２相当のニッケル（Ni）基合金ワイヤ（φ1.2ｍｍ）を使用し、ホットワイヤ・レーザ複合溶接で通電加熱する溶接ワイヤとして、表２に示す溶接条件で溶接継手を作製した。ここで、ホットワイヤ・レーザ複合溶接（HWL）では、レーザ溶接機とホットワーヤ用溶接電源を使用した。そして、表１に示した鋼板と上記のＮｉ基合金ワイヤを用いて、ホットワイヤ・レーザ複合溶接方法により、溶接長５００ｍｍの溶接継手を作製した。その際、ホットワイヤ溶接はワイヤ加熱電流１００～４００Ａ、ワイヤ供給速度は２～３０ｍ／ｍｉｎ.とした。レーザ溶接におけるパラメータとして溶接速度１～５ｍ／ｍｉｎ.、レーザ出力３～２０ｋＷとし、溶接スポット径を調整することでエネルギー密度の制御を行った。また、シールドガスはＡｒ（流量30L/min.）を用いた。
一方で、比較として、ガスタングステンアーク溶接（GTAW）による継手作成も行った。溶接材料はホットワイヤ・レーザ複合溶接と同じニッケル基合金とＡｒシールドガスを用い、電流値２８０Ａ、電圧値１０Ｖ、目標入熱量１８ｋＪ／ｃｍとした。

このような試験例１について、表２には、表１に示した鋼板と溶接条件の組み合わせを示している。このうちの各評価について、先ず、磁気吹きの判定としては、溶接途中で溶融ビードが偏ったり蛇行する現象が発生した場合に×、それ以外を○と評価した。また、得られた溶接継手の衝撃特性を評価するために、母材である鋼板の板厚１／４の位置（1/4t）でのボンド部（溶接金属とＨＡＺの厚みの比率が１：１）をノッチ位置としてＪＩＳＺ２２４２：２０１８に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、－１９６℃の温度でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー値（継手シャルピー）を求めた。更にまた、得られた溶接継手について、放射線透過試験法により溶接欠陥の有無を調べた。ＪＩＳＺ３１０６：２００１に準じて試験を行い、２種以上の欠陥が確認されたものを×、それ以外を○として判定した。

以上の結果から分かるように、本発明によれば、着磁しやすい低温用Ｎｉ鋼について、従来のように脱磁処理を行わなくても、磁気吹き等の影響を受けずに溶接継手を製造することができるようになり、しかも、信頼性に優れた高品質の溶接継手を得ることができる。

Claims

低温用Ｎｉ鋼を用いて溶接継手を製造する方法であって、
該低温用Ｎｉ鋼が３０ガウス以上の残留磁気を有した状態で、レーザビームを照射して前記低温用Ｎｉ鋼を溶融させて溶融部分を形成しながら、通電加熱した溶接ワイヤを前記溶融部分に供給するホットワイヤ・レーザ複合溶接により溶接継手を得ることを特徴とする、低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法。
前記低温用Ｎｉ鋼の板厚が４～６０ｍｍである、請求項１に記載の低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法。
前記低温用Ｎｉ鋼は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５％、
Ｍｎ：０．３～１．５％、
Ｎｉ：５～１０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５～０．０８％、
Ｂ：０．００１％以下、
Ｔｉ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以下、
Ｖ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物、
である、請求項１又は２に記載の低温用Ｎｉ鋼を用いた溶接継手の製造方法。