WO2009093676A1 - 溶接材料および溶接継手構造体 - Google Patents

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WO2009093676A1
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Takahiro Osuki
Kazuhiro Ogawa
Hirokazu Okada
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention relates to a welding material and a welded joint structure. Specifically, the present invention relates to a welding material used when welding an austenitic alloy and an austenitic alloy welded joint structure. More specifically, welding between austenitic alloys having a high P content, and austenitic alloys having a high P content and an austenitic alloy having a low P content are also referred to as dissimilar welding (hereinafter referred to as “dissimilar material welding”).
  • the present invention relates to a welded joint structure having excellent ductility in addition to weld solidification cracking resistance.
  • Austenitic stainless steel is known as a material having excellent corrosion resistance with Cr and Ni as main elements, such as SUS304, SUS316, and SUS310S defined in JIS G 4304 (2005).
  • Patent Documents 1 to 4 when a high concentration of P, which is originally an impurity element, is contained in austenitic steel, it contributes to precipitation hardening due to M 23 C 6 carbide refinement. In addition, it is known that high temperature strength including creep strength is improved.
  • Patent Document 5 proposes an austenitic stainless steel in which high temperature strength such as creep strength is remarkably improved by containing a high concentration of P.
  • Patent Document 6 and Patent Document 7 disclose metal materials that improve the metal dusting resistance of the base material by containing P exceeding 0.05%.
  • Patent Document 8 also has excellent metal dusting resistance, and has reduced metal susceptibility to weld solidification cracking by including an appropriate amount of Ti determined by the relational expression between Si and Cu. A welded joint and its welding material are disclosed.
  • Patent Document 9 discloses that P and S as impurities are limited to “P: 0.01% or less and P + S: 0.02% or less” to suppress solidification cracking susceptibility.
  • a gas shield arc welding material is disclosed in Patent Document 10 in which, in the welding of a high Cr-high Ni alloy member, a welding material that further contains Nb in the composition of a base material is used to prevent melt solidification cracking. A method is disclosed.
  • Patent Document 11 discloses a high C / high Cr / high Ni-based welding material in which a high C / high Cr alloy powder is encapsulated in a Cr—Ni containing alloy plate.
  • Patent Document 12 describes that in order to prevent hot cracking which is a problem in dissimilar material welding between SUS304 and Invar alloy (36Ni-residual Fe), the weld metal satisfies two relational expressions, and P in the weld metal is A welded joint having excellent weld hot cracking resistance in which inclusions are included in an area ratio of 0.01 to 0.1% is disclosed.
  • weld solidification crack is a crack that occurs without being able to withstand the applied stress when the liquid phase remaining between the dendrites during weld solidification remains in a film state up to a low temperature range.
  • Non-Patent Document 1 shows that the P content should be strictly limited.
  • the P content is limited to 0.045% or less.
  • the P content of the welding material used for welding of this SUS310S is actually limited to 0.030% or less which is even lower in JIS G 4316 (1991) in consideration of weld solidification cracking. .
  • P is known to have a favorable effect on the properties of austenitic steel materials, such as improved high-temperature strength such as creep strength and corrosion resistance, but is susceptible to weld solidification cracking. Is significantly increased, and the content thereof is suppressed.
  • Patent Document 1 has nothing to say about the significant increase in weld solidification cracking susceptibility by containing P excessively, and its use as a steel material that requires welding is extremely high. Have difficulty.
  • Patent Documents 2 to 4 are only for obtaining an effect of improving high temperature characteristics by adding P, and although it is described that excessive addition of P adversely affects weldability, There is no mention of a technique for reducing the susceptibility to weld solidification cracking of austenitic stainless steels that solidify austenite, especially austenitic solidification.
  • Patent Document 5 although the weldability of the base metal by the ballast train test is studied, the welding material and the welded joint structure are not studied.
  • Patent Document 6 and Patent Document 7 no examination has been made on a significant increase in the susceptibility to solidification cracking during welding due to an increase in the P content, and even in Patent Document 8, the results of investigation in the case where the P content is low at the conventional level. Only disclosed.
  • Patent Document 9 and Patent Document 10 are not intended as a welding material when welding a metal material containing a high concentration of P, and is disclosed in the example of Patent Document 11.
  • the P content of the base material is only low.
  • Patent Document 12 only the result of welding alloys having the same composition is shown, and further, weld cracking when an austenitic alloy having a P content of at most 0.030% is used as the alloy composition. It has only been prevented.
  • Patent Documents 1 to 12 discusses a welding material and a welded joint structure that can suppress weld cracking in welding using an alloy having a high P content as a base material.
  • P is an element that can improve high temperature strength and corrosion resistance including creep strength. For this reason, when it becomes possible to reduce the weld solidification cracking susceptibility of an austenitic alloy that is completely austenitic solidified during welding, the use of P, which is a low-cost element, makes it highly economical and highly functional. It will be possible to contribute greatly to the development of new materials.
  • the weld metal is a very hard structure and has low ductility, even if solidification cracking is not observed, it will break in the middle when bending is applied, making it difficult to use as a welded structure. This is because it becomes.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and improves the weldability of an austenitic alloy that solidifies completely austenite with a high P content (in other words, an alloy having a complete austenitic structure).
  • One object is to reduce weld solidification cracking susceptibility, which is the most problematic in alloys.
  • an object of the present invention is to provide a high solid content of P in the austenitic alloy that is at least one of the base materials to be welded, and it is resistant to weld solidification cracking despite complete austenite solidification. It is an object of the present invention to provide a welding material for welding an austenitic alloy, and an austenitic alloy welded joint structure in which a base material of an austenitic alloy is welded using the welding material.
  • Another object of the present invention is to provide an austenitic alloy welded joint structure having not only reduced weld solidification cracking sensitivity but also excellent ductility in the above case.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention is a welding material shown in the following (1) to (3) and a welded joint structure shown in the following (4) to (12). It is in.
  • Ni more than 30% and 70% or less
  • (Chemical composition 1) In mass%, C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: more than 0.03% and 0.3% or less, S: 0.00%. 03% or less, Cr: 12 to 35%, Ni: 6 to 80%, sol.
  • Chemical composition 1 In mass%, C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: more than 0.03% and 0.3% or less, S: 0.00%. 03% or less, Cr: 12 to 35%, Ni: 6 to 80%, sol.
  • (Chemical composition 2) C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: 12 -35%, Ni: 6-80%, sol.
  • One or more materials of the base material and the welding material further contain one or more elements selected from the following first group and second group in mass%.
  • First group Cu: 5% or less, Mo: 10% or less, W: 10% or less, V: 2% or less, Nb: 3% or less, Ti: 3% or less, Ta: 8% or less, Zr: 1%
  • Hf 1% or less
  • Co 15% or less
  • B 0.03% or less
  • Second group Ca: 0.05% or less
  • Mg 0.05% or less
  • REM 0.3% or less.
  • the chemical composition of at least the first layer welded from one side is mass%, C: more than 0.1%, 0.7% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 3.0% or less , P: more than 0.03% and 0.1% or less, S: 0.03% or less, Cr: 18-30%, Ni: more than 10% and 70% or less, sol. Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less, with the balance being Fe and impurities, (Ii) The back bead height is 0 to 3 mm.
  • a welded joint structure in which a base material made of an austenitic alloy having the following chemical composition 1 and a base material made of another austenitic alloy are welded. Is mass%, C: more than 0.6% and 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03 %: Cr: more than 22% and 35% or less, Ni: more than 30% and 70% or less, sol.
  • a welding material containing Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less and the balance being Fe and impurities is used, and for subsequent lamination welding, C: 0.2% in mass%.
  • a welded joint structure comprising Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less, and the balance being welded using a welding material composed of Fe and impurities.
  • (Chemical composition 1) In mass%, C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: more than 0.03% and 0.3% or less, S: 0.00%. 03% or less, Cr: 12 to 35%, Ni: 6 to 80%, sol.
  • (Chemical composition 2) C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: 12 -35%, Ni: 6-80%, sol.
  • One or more materials of the base material and the welding material further contain one or more elements selected from the following first group and second group in mass%.
  • the welded joint structure according to the above (7) or (8).
  • First group Cu: 5% or less, Mo: 10% or less, W: 10% or less, V: 2% or less, Nb: 3% or less, Ti: 3% or less, Ta: 8% or less, Zr: 1%
  • Hf 1% or less
  • Co 15% or less
  • B 0.03% or less
  • Second group Ca: 0.05% or less
  • Mg 0.05% or less
  • REM 0.3% or less.
  • a welded joint structure in which a base material made of an austenitic alloy having the following chemical composition 1 and a base material made of another austenitic alloy are welded, and in mass%, C: 0.2 % Exceeding 0.6% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: exceeding 22% 35 % Or less, Ni: more than 30% and 70% or less, sol.
  • a welding material containing Al: 0.001 to 1% and N: 0.3% or less, the balance being Fe and impurities at least the first layer has a dilution ratio of 50 from the base material.
  • a welded joint structure characterized by being welded under a condition of less than%.
  • (Chemical composition 1) In mass%, C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: more than 0.03% and 0.3% or less, S: 0.00%. 03% or less, Cr: 12 to 35%, Ni: 6 to 80%, sol.
  • (Chemical composition 2) C: 2.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: 12 -35%, Ni: 6-80%, sol.
  • impurities in “Fe and impurities” as the remainder indicate those mixed from ores, scraps, and the like as raw materials in the industrial production of metal materials.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM.
  • the dilution ratio from the base material refers to the diluted ratio of the base material in the first layer weld metal obtained by combining the base material and the welding material.
  • the welding material according to the present invention has a high amount of P in which at least one base metal exceeds 0.03% and is 0.3% or less, and the occurrence of weld solidification cracks despite complete austenite solidification. Therefore, it can be widely applied to applications that require welding. Furthermore, the welded joint structure of the present invention has a weld solidification cracking resistance or a weld solidification cracking resistance in spite of the fact that at least one base material contains the above-mentioned high amount of P and complete austenite solidification. Excellent in ductility and ductility. In addition, the welded joint structure of the present invention also has excellent high temperature strength and corrosion resistance. The welding material of the present invention is optimal for producing a welded joint structure of the austenitic alloy.
  • FIG. 1 is a view for explaining a tube material for restraint welding crack test used in (Example 2).
  • C is indispensable for promoting the crystallization of “M 7 C 3 ” type carbides mainly composed of Cr necessary for detoxifying the adverse effects on the weld solidification cracking susceptibility of austenitic alloys due to high P. Element.
  • the C content is set to an amount exceeding 0.3%.
  • the content of C has not exceeded much, when C in an amount exceeding 3.0% is contained, excessive C may flow into the weld metal depending on welding conditions. Ductility of welded joints can be very poor. Therefore, the C content is more than 0.3% and 3.0% or less.
  • the C content of the welding material is preferably more than 0.5%, and more preferably 0.8% or more.
  • C is indispensable for promoting the crystallization of “M 7 C 3 ” type carbides mainly composed of Cr necessary for detoxifying the adverse effects on the weld solidification cracking susceptibility of austenitic alloys due to high P. Element.
  • the C content of the welding material for the first layer welding is set to an amount exceeding 0.6%.
  • the C content in the welding material used for the first layer welding is set to more than 0.6% and not more than 2.0%.
  • the lower limit of the C content in the first layer welding material is preferably 0.8%, and more preferably 1.0%.
  • (A-1-3) C of the welding material for lamination welding used in the present invention (7) C: More than 0.2% and 0.6% or less: Even when the dilution rate from the base metal is 50% or more, in the lamination welding after the second pass, the amount of P flowing from the first layer weld and the base material is larger than that in the first layer welding. Reduce. For this reason, as C content of the welding material for lamination
  • the C content of the welding material for lamination welding is set to 0.6% or less.
  • the C content of the welding material for lamination welding is set to an amount exceeding 0.2%.
  • stacking welding shall be 0.25%, and it is more preferable to set it as 0.3%.
  • the C content of the welding material is set to more than 0.2% and not more than 0.6%.
  • the C content of the welding material is at least the first layer.
  • the lower limit is preferably 0.4%, and in particular, in the case of welding construction in which the dilution rate is 30% or more from the base material, the lower limit of the C content of the welding material is preferably 0.3%. .
  • (A-2) Regarding Cr of welding material (A-2-1) Regarding Cr of the welding material used in the present invention (1) and the present invention (2): Cr: More than 22% and 55% or less Cr secures oxidation resistance, steam oxidation resistance, high temperature corrosion resistance, etc. to stainless steel and Ni-based alloys by forming a thin oxide film on the surface of the metal material
  • Cr More than 22% and 55% or less Cr secures oxidation resistance, steam oxidation resistance, high temperature corrosion resistance, etc. to stainless steel and Ni-based alloys by forming a thin oxide film on the surface of the metal material
  • the solidification cracking susceptibility due to P concentration and inflow against a dilution rate of about 50% of the base material In order to stably prevent the increase, the welding material needs to contain more than 22% Cr. However, if the Cr content exceeds 55%, it becomes extremely difficult to ensure the stability of the complete austenite structure necessary for securing the long-term creep strength from the balance with the Ni content, and coarse carbides are formed.
  • the Cr content is more than 22% and 55% or less. In addition, it is more preferable if content of Cr of said welding material is less than 40%.
  • the welding material In welding of austenitic alloys containing 12% or more of Cr, when at least one base material contains a high amount of P exceeding 0.03%, that is, the same kind of base materials containing a high concentration of P In the case of welding, or in the case of dissimilar welding using a base material containing a high concentration of P only on one side, P concentration and solidification due to inflow even for a dilution rate from the base material of 50% or more In order to stably prevent an increase in crack sensitivity, the welding material needs to contain more than 22% Cr.
  • the welding material is 22% in order to stably prevent the increase in solidification cracking sensitivity due to P concentration and inflow. It is necessary to contain more than Cr.
  • the Cr content in the above welding material is set to more than 22% and 35% or less, and the Cr content in the above welding material is more preferably 33% or less.
  • Mn 3.0% or less
  • Mn is an element effective for deoxidation during melting in addition to suppressing hot work brittleness due to S contained as an impurity in the metal material.
  • the Mn content is 3.0% or less.
  • a preferable content of Mn is 0.10 to 2.0%, and an even more preferable content is 0.30 to 1.5%.
  • P 0.03% or less
  • the P content of the austenitic alloy which is at least one of the base materials, is increased to increase the high temperature strength and corrosion resistance. In order to suppress the amount, the content was made 0.03% or less. In addition, P content becomes like this. Preferably it is 0.02% or less, More preferably, it is 0.01% or less.
  • S 0.03% or less
  • S is an impurity element mixed from a raw material or the like when a metal material is melted.
  • the content is increased, the corrosion resistance is lowered, and hot workability and welding are performed.
  • the S content exceeds 0.03%, the corrosion resistance decreases, and the hot workability and weldability deteriorate significantly. Therefore, the content of S is set to 0.03% or less.
  • Ni more than 30% and 70% or less
  • Ni is an essential element for securing a stable austenite structure.
  • the welding material of the present invention needs to contain more than 22% of Cr.
  • the Ni content is 30% or less with respect to the Cr content, it is difficult to obtain a stable austenite single-phase structure in the obtained weld metal, and it can be used for a long time at a high temperature.
  • the austenite structure becomes unstable, and the high-temperature strength and toughness are remarkably deteriorated due to the embrittlement phase precipitation such as ⁇ phase.
  • the Ni content increases, the solid solution amount of P in the austenite decreases and the adverse effect on the P solidification cracking susceptibility increases.
  • the Ni content exceeds 70%, P in the matrix is increased. Since the concentration of P in the liquid phase is further increased due to a decrease in the solid solubility, the susceptibility to weld solidification cracking becomes extremely high, and the component cost increases. Therefore, the Ni content is more than 30% and 70% or less. The Ni content is more preferably 35 to 65%.
  • sol. Al 0.001 to 1% Al reacts with O (oxygen) entering from outside air during welding and has a deoxidizing action. In order to exert this effect, Al is sol. It is necessary to contain 0.001% or more as Al (“acid-soluble Al”). However, sol. When the content of Al as Al exceeds 1%, an excessive amount of intermetallic compound is precipitated at a high temperature, so that the toughness is remarkably lowered. In the above case, the decrease in ductility may be large. Therefore, sol. The Al content was 0.001 to 1%.
  • N 0.3% or less
  • the N content is preferably as small as possible, more preferably 0.2% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • the basic chemical composition of the welding materials of the present invention (1) to (4) is more than C: 0.3% and 3.0% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 3 0.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: more than 22% to 55% or less, Ni: more than 30% to 70% or less, sol. It was defined that Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • the welding material for laminate welding used for obtaining the welded joint structure of the present invention (7) to (9) and the basics of the welding material used for obtaining the welded joint structure of the present invention (10) to (12) In any of the chemical compositions, C: more than 0.2% to 0.6% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0 0.03% or less, Cr: more than 22% and 35% or less, Ni: more than 30% and 70% or less, sol. It was defined that Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • the basic chemical composition of the welding material used for obtaining the welded joint structures of the present invention (10) to (12) is C: more than 0.2% but not more than 0.6%, Si: 4.0 %: Mn: 3.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cr: more than 22% to 35% or less, Ni: more than 30% to 70% or less, sol . It was defined that Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • a solid wire or a spool shape may be used, or an insert ring may be used.
  • the C content is set to 2.0% or less.
  • Si 4.0% or less
  • Si is an element that has a deoxidizing action when a metal material is melted and is effective in enhancing oxidation resistance, steam oxidation resistance, and the like.
  • the Si content is 4.0% or less. Note that the Si content is preferably 3.0% or less, and more preferably 2.0% or less.
  • Mn 0.01 to 3.0%
  • Mn is an element effective for deoxidation during melting in addition to suppressing hot work brittleness due to S contained as an impurity in the metal material. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain Mn 0.01% or more. However, when the content exceeds 3.0%, precipitation of intermetallic compound phases such as ⁇ phase is promoted, and toughness and ductility are reduced due to deterioration of the structural stability at high temperature. Therefore, the Mn content is set to 0.01 to 3.0%.
  • the Mn content is more preferably 0.10 to 2.0%, and even more preferably 0.30 to 1.5%.
  • P more than 0.03% and 0.3% or less (in the case of the chemical composition 1 and the base material of the present invention (5))
  • P is known as an element that remarkably increases the susceptibility to weld solidification cracking. In particular, the effect is more pronounced when solid austenite solidifies, and thus its content has been restricted.
  • the inclusion of P in an amount exceeding 0.03% has the effect of improving the properties of the material, such as improving high-temperature strength and corrosion resistance.
  • the content of P becomes excessive, especially exceeding 0.3%, the performance of use of the base material itself is deteriorated.
  • P in the chemical composition 1 of the base material of the present invention (1), the present invention (2), the present invention (7), the present invention (8), the present invention (10) and the present invention (11) is contained.
  • the amount and the P content in the base material of the present invention (5) were more than 0.03% and 0.3% or less.
  • the P content in the chemical composition 1 and the P content in the base material of the present invention (5) are more preferably more than 0.05% and not more than 0.3%, more preferably 0.08%. If it is more than 0.2%, it is more preferable.
  • the base material having the chemical composition 2 has a P of not more than 0.03% and not more than 0.3% shown in the chemical composition 1 described above.
  • This is a base material used for “different welding” with the contained base material.
  • P is conventionally known as an element that increases the susceptibility to weld solidification cracking, and the effect becomes more remarkable particularly when complete austenite solidification occurs. Therefore, for the purpose of reducing the weld solidification cracking susceptibility, the P content in the chemical composition 2 of the base material of the present invention (2), the present invention (8) and the present invention (11) is 0.03%. It was as follows. The content of P in this chemical composition 2 is preferably 0.02% or less.
  • S 0.03% or less
  • S is an impurity element mixed from a raw material or the like when a metal material is melted.
  • the content is increased, the corrosion resistance is lowered, and hot workability and welding are performed.
  • the S content exceeds 0.03%, the corrosion resistance decreases, and the hot workability and weldability deteriorate significantly. Therefore, the content of S is set to 0.03% or less. Since the S content is desirably reduced as much as possible, it is more preferably 0.01% or less, and even more preferably 0.005% or less.
  • Cr 12-35%
  • Cr is an essential element for ensuring the oxidation resistance, steam oxidation resistance, high temperature corrosion resistance, etc. of stainless steel and Ni-base alloy by forming a thin oxide film on the surface of the metal material. In order to obtain the effects described above, it is necessary to contain 12% or more of Cr.
  • the Cr content is set to 12 to 35%.
  • Ni 6-80% Ni is an essential element for ensuring a stable austenite structure, and the minimum required content thereof is ferrite-forming elements such as Cr, Mo, W, and Nb contained in the austenitic alloy, and Mn, C , N, etc.
  • the base material of the present invention needs to contain 12% or more of Cr.
  • the Ni content is less than 6% with respect to the Cr content, it is difficult to form a stable austenite single phase structure, and the austenite structure becomes unstable after long-term use at high temperatures. High-temperature strength and toughness are significantly deteriorated due to the embrittlement phase precipitation such as ⁇ phase.
  • the Ni content increases, the solid solution amount of P in the austenite decreases and the adverse effect on the P solidification cracking susceptibility increases. In particular, when the Ni content exceeds 80%, P in the matrix is increased.
  • the Ni content is 6 to 80%.
  • the Ni content is more preferably 8 to 55%.
  • sol. Al 0.001 to 5%
  • Al has a deoxidizing action when the metal material is melted.
  • Al is sol. It is necessary to contain 0.001% or more as Al (“acid-soluble Al”).
  • acid-soluble Al 0.001% or more as Al
  • the inclusion of high concentration of Al forms a stable ⁇ ′ phase at a high temperature and contributes to an improvement in creep strength, and also contributes to an improvement in corrosion resistance due to the formation of an oxide film at a high temperature.
  • sol. If the content of Al as Al exceeds 5%, an excessive amount of intermetallic compound precipitates at a high temperature, so that the toughness is significantly reduced. In the above case, the decrease in ductility may be large. Therefore, sol.
  • the Al content was 0.001 to 5%.
  • sol. The Al content is more preferably 0.005 to 3%, and still more preferably 0.01 to 1%.
  • N 0.3% or less
  • the N content is preferably as small as possible, more preferably 0.2% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • C 2.0% or less
  • Mn 0.01 to 3.0%
  • P more than 0.03% and 0.3% or less
  • S 0.03% or less
  • Cr 12-35%
  • Ni 6-80%
  • the chemical composition of at least the first layer welded from one side exceeds C: 0.1% and is 0.7% or less, and Si: 4.0% or less.
  • Mn 3.0% or less
  • P more than 0.03% to 0.1% or less
  • S 0.03% or less
  • Cr 18 to 30%
  • Ni more than 10% to 70% or less
  • C more than 0.1% and not more than 0.7% C is one of the most important elements in the present invention.
  • C is indispensable for promoting the crystallization of “M 7 C 3 ” type carbides mainly composed of Cr necessary for detoxifying the adverse effects on the weld solidification cracking susceptibility of austenitic alloys due to high P. Element.
  • weld metal first layer in one-side welding In welding of an austenitic alloy containing 12% or more of Cr, in order to stably prevent solidification cracking even if P is mixed from a base material containing a high amount of P exceeding 0.03%, weld metal At least the first layer welded from one side (hereinafter also simply referred to as “welded metal first layer in one-side welding”) needs to contain C in an amount exceeding 0.1%. Although the C content has never been much, when the amount of C exceeds 0.7%, the ductility of the weld metal may become very poor. Therefore, the C content in the first layer of the weld metal in the one-side welding is set to more than 0.1% and 0.7% or less. The C content preferably exceeds 0.2%, and more preferably exceeds 0.3%.
  • Si 4.0% or less
  • Si is an element that has a deoxidizing action during welding of a metal material and is effective in enhancing oxidation resistance, steam oxidation resistance, and the like.
  • the Si content is 4.0% or less.
  • the Si content is more preferably 3.0% or less, and even more preferably 2.0% or less.
  • Mn 3.0% or less
  • Mn is an element effective for deoxidation during welding in addition to suppressing hot work brittleness due to S contained as an impurity in the metal material.
  • the Mn content is 3.0% or less.
  • a preferable content of Mn is 0.10 to 2.0%, and an even more preferable content is 0.30 to 1.5%.
  • P Over 0.03% and 0.1% or less
  • P is known as an element that remarkably increases the susceptibility to weld solidification cracking, and the effect becomes more remarkable particularly when complete austenite solidification occurs.
  • a base material having an increased P content and an increased high temperature strength and corrosion resistance is used. For this reason, the viewpoint of ensuring high temperature strength and corrosion resistance even in the first layer of the weld metal in one-side welding is used. Therefore, it was decided to contain P in an amount exceeding 0.03%. However, if the P content is excessive, especially when it exceeds 0.1%, the weld solidification cracking sensitivity is increased. Therefore, the P content is more than 0.03% and 0.1% or less. In view of high temperature strength, the P content is preferably more than 0.04%, more preferably more than 0.05%.
  • S 0.03% or less S increases the content of S and causes a decrease in corrosion resistance and also deteriorates the weldability.
  • the corrosion resistance decreases and welding is performed.
  • the deterioration of the property becomes remarkable. Therefore, the content of S in the first layer of the weld metal in the one-side welding is set to 0.03% or less.
  • Cr 18-30% Cr is an indispensable element for ensuring oxidation resistance, steam oxidation resistance, high temperature corrosion resistance, etc. for stainless steel and Ni-based alloys by forming a thin oxide film on the surface of the metal material.
  • it is an indispensable element for crystallizing “M 7 C 3 ” type carbide.
  • the amount exceeding 18% is included in the first layer of the weld metal in one-side welding. It is necessary to contain Cr. However, if the Cr content exceeds 30%, it becomes difficult to ensure the ductility of the welded joint. Therefore, the Cr content is 18-30%.
  • Ni more than 10% and 70% or less Ni is an essential element for securing a stable austenite structure.
  • it is necessary to contain 18% or more of Cr in the first layer of the weld metal in the one-side welding as described above.
  • the Ni content is 10% or less with respect to the Cr content, it is difficult to obtain a stable austenite single-phase structure in the weld metal in the obtained one-side welding.
  • the austenite structure becomes unstable, and the high-temperature strength and toughness are significantly deteriorated due to the embrittlement phase precipitation such as the ⁇ phase.
  • the Ni content increases, the solid solution amount of P in the austenite decreases and the adverse effect on the P solidification cracking susceptibility increases.
  • the Ni content exceeds 70%, the P solidification cracking of P is increased. Sensitivity becomes extremely high, and the component cost increases. Therefore, the Ni content is more than 10% and 70% or less.
  • the Ni content is more preferably 25 to 50%.
  • sol. Al 0.001 to 1% Al reacts with O (oxygen) entering from outside air during welding and has a deoxidizing action. In order to exert this effect, Al is sol. It is necessary to contain 0.001% or more as Al (“acid-soluble Al”). However, sol. When the content of Al as Al exceeds 1%, an excessive amount of intermetallic compound is precipitated at a high temperature, so that the toughness is remarkably lowered. Therefore, sol. The Al content was 0.001 to 1%.
  • N 0.3% or less
  • a nitride such as Cr 2 N is precipitated, and mechanical properties such as bendability and toughness of the weld metal are deteriorated.
  • the N content is set to 0.3% or less.
  • the N content is preferably as small as possible, more preferably 0.2% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • the weld metal in the welded joint structure of the present invention (5) has a chemical composition of at least the first layer welded from one side, C: more than 0.1% and 0.7% or less, Si: 4.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: more than 0.03% and 0.1% or less, S: 0.03% or less, Cr: 18-30%, Ni: more than 10% 70% or less, sol. It was defined that Al: 0.001 to 1%, N: 0.3% or less, with the balance being Fe and impurities.
  • One or more elements selected from the following first group and second group can be contained.
  • First group Cu: 5% or less, Mo: 10% or less, W: 10% or less, V: 2% or less, Nb: 3% or less, Ti: 3% or less, Ta: 8% or less, Zr: 1%
  • Hf 1% or less
  • Co 15% or less
  • B 0.03% or less
  • Second group Ca: 0.05% or less
  • Mg 0.05% or less
  • REM 0.3% or less.
  • one or more elements of the first group and the second group may be included as optional elements.
  • Cu 5% or less Cu is coherently precipitated in the austenite matrix as a fine Cu phase during use at high temperatures, and has the effect of greatly improving the creep strength. Cu also has the effect of suppressing the invasion of C into steel by suppressing CO divergence and greatly improving the corrosion resistance. In order to surely obtain the above effect, the Cu content is desirably 0.01% or more. However, if the content of Cu increases, especially exceeding 5%, hot workability, weldability and creep ductility are reduced. Therefore, if Cu is included, the content of Cu is set to 5% or less. When Cu is contained, the Cu content is preferably 0.01 to 5%. The upper limit of the Cu content when it is contained is more preferably 4.0%, and even more preferably 3.0%.
  • Mo 10% or less Mo is an element effective for improving high temperature strength including creep strength.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more.
  • the Mo content in the case of inclusion is set to 10% or less.
  • the Mo content is preferably 0.05 to 10%, and more preferably 0.05 to 5%.
  • W 10% or less W is also an element effective for improving high-temperature strength such as creep strength.
  • the W content is preferably 0.05% or more.
  • the W content in the case of inclusion is set to 10% or less.
  • the W content is preferably 0.05 to 10%, more preferably 0.05 to 5%.
  • V 2% or less
  • V is a carbide forming element and is effective in improving high temperature strength such as creep strength.
  • the V content is preferably 0.02% or more.
  • the content of V is set to 2% or less.
  • the content of V is preferably 0.02 to 2%, and more preferably 0.02 to 1.5%.
  • the V content is more preferably 0.04 to 1%.
  • Nb 3% or less
  • Nb is a carbide forming element and is effective in improving high temperature strength such as creep strength.
  • the Nb content is desirably 0.05% or more.
  • the Nb content exceeds 3%, mechanical properties such as toughness are greatly deteriorated. Therefore, when Nb is contained, the content of Nb is set to 3% or less.
  • the Nb content is preferably 0.05 to 3%, more preferably 0.05 to 1.5%.
  • Ti 3% or less Ti is a carbide forming element and is effective in improving high temperature strength such as creep strength.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the content of Ti is set to 3% or less.
  • the content of Ti is preferably 0.005 to 3%, and more preferably 0.005 to 2%.
  • Ta 8% or less Ta is also a carbide forming element and is effective in improving high temperature strength such as creep strength.
  • the Ta content is desirably set to 0.01% or more.
  • the content of Ta is set to 8% or less.
  • the content of Ta is preferably 0.01 to 8%, and more preferably 0.01 to 7%.
  • the content of Ta is more preferably 0.05 to 6%.
  • Zr 1% or less Zr mainly contributes to grain boundary strengthening and has an action of improving creep strength.
  • the Zr content is preferably 0.0005% or more.
  • the content of Zr in the case of inclusion is set to 1% or less.
  • the content of Zr is preferably 0.0005 to 1%, and more preferably 0.01 to 0.8%. An even more preferable content of Zr when contained is 0.02 to 0.5%.
  • Hf 1% or less Hf mainly contributes to grain boundary strengthening and has an effect of improving creep strength.
  • the content of Hf is preferably set to 0.0005% or more.
  • the content of Hf when contained is set to 1% or less.
  • the Hf content is preferably 0.0005 to 1%, more preferably 0.01 to 0.8%. An even more preferable content of Hf when contained is 0.02 to 0.5%.
  • Co 15% or less Co, like Ni, stabilizes the austenite structure and contributes to the improvement of creep strength.
  • the Co content is desirably 0.05% or more.
  • the Co content in the case of inclusion is set to 15% or less.
  • the Co content is preferably 0.05 to 10%.
  • B 0.03% or less B is present in carbonitride and promotes fine dispersion precipitation of carbonitride during use at high temperature, and B alone exists at the grain boundary to strengthen the grain boundary. Creep strength is improved by suppressing grain boundary sliding.
  • the B content is desirably 0.0005% or more. However, if the B content exceeds 0.03%, weldability is deteriorated. Therefore, when B is included, the content of B is set to 0.03% or less.
  • the content of B is preferably 0.0005 to 0.03%, and more preferably 0.001 to 0.1%. An even more preferable content of B when contained is 0.001 to 0.005%.
  • said Cu, Mo, W, V, Nb, Ti, Ta, Zr, Hf, Co, and B can be contained only in any 1 type or 2 or more types of composites.
  • the elements of the second group Ca, Mg and REM, have the effect of improving the hot workability, the above elements may be included in order to obtain this effect.
  • the second group of elements will be described in detail.
  • Ca 0.05% or less Ca has an effect of improving hot workability.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is set to 0.05% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0001 to 0.05%, and more preferably 0.001 to 0.02%.
  • An even more preferable content of Ca when contained is 0.001 to 0.01%.
  • Mg 0.05% or less Mg also has an effect of improving hot workability.
  • the Mg content is preferably 0.0005% or more.
  • the content of Mg is set to 0.05% or less.
  • the content of Mg is preferably 0.0005 to 0.05%, and more preferably 0.001 to 0.02%. An even more preferable Mg content when contained is 0.001 to 0.01%.
  • REM 0.3% or less Since REM has a high affinity with an impurity element contained in a metal material, in particular, an affinity with S, it has an effect of suppressing a decrease in hot workability due to the inclusion of S. The above effect becomes significant when the content of REM is 0.005% or more. However, if the content of REM exceeds 0.3%, coarse oxides and sulfides are formed, which leads to a decrease in hot workability, and further, the occurrence of surface flaws and the deterioration of toughness are caused. Arise. Therefore, the content of REM in the case of inclusion is set to 0.3% or less. Note that the content of REM in the case of inclusion is preferably 0.005 to 0.3%, and more preferably 0.005 to 0.1%. An even more preferable REM content when contained is 0.005 to 0.07%.
  • the above-mentioned Ca, Mg and REM can be contained in only one of them, or in a combination of two or more.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoids, and that the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM. That's right.
  • any one or more of the base material and the welding material are further added to those in the present invention (1) and the present invention (2) as necessary.
  • it is defined as containing at least one element selected from the first group and the second group described above.
  • any one or more of the base material and the welding material are further described above in addition to those in the present invention (7) and the present invention (8), as necessary.
  • the composition contained one or more elements selected from the first group and the second group.
  • the present invention (12) at least one of the base material and the welding material is further described above in addition to those in the present invention (10) and the present invention (11), respectively, as necessary. It was defined as containing one or more elements selected from Group 1 and Group 2.
  • the base material of the present invention (5) further contains one or more elements selected from the first group and the second group described above. Stipulated.
  • the weld metal of this invention (5) further contains one or more elements selected from the first group and the second group described above. Stipulated.
  • the welding materials of the present inventions (1) to (3) and the welding materials used when manufacturing the welded joint structures of the present inventions (7) to (12) are made of, for example, an alloy having the above composition. It can be manufactured by manufacturing, processing into a wire rod by forging and rolling. In addition, the welding material of the present invention (1) to (3) and the welding material used for first layer welding when welding the welded joint structure of the present invention (7) to (9) are processed into an insert ring. It is also possible to manufacture, and further, chemicals specified by drawing a high C—Cr—Ni alloy powder or a high C—Cr alloy powder in a sheath material of a Cr—Ni alloy plate. It can also be manufactured to have a composition.
  • the welding material according to the present invention (1) to (3) can be used for various welding methods such as TIG welding and MIG welding.
  • the welded joint structure of the present invention (4) uses any of the welding materials from the present invention (1) to the present invention (3), and any one of the present invention (1) to the present invention (3).
  • Such an austenitic alloy base material can be manufactured by welding by various welding methods.
  • any of the base materials from the present invention (1) to the present invention (3) must be multi-layer welded.
  • To the present invention (3) may be used for multi-layer welding.
  • the first layer having a large dilution rate from the base material is welded according to any one of the present invention (1) to the present invention (3).
  • Welding using materials, and subsequent welding passes are commercially available depending on the required corrosion resistance and creep strength, for example, in the case of welding where the dilution rate from the base material is considerably small, such as 20% or less.
  • a commercially available welding material may be appropriately selected and welded according to the dilution rate from the base material that affects the weld solidification cracking.
  • the welding materials used when manufacturing the welded joint structures of the present inventions (7) to (12) are also various types such as TIG welding and MIG welding. It can be used for welding methods.
  • the welded joint structure of the present invention (7) to (9) includes any one of the welding materials for first layer welding used in the manufacture of the welded joint structure of the present invention (7) to the present invention (9) and Using such a welding material for lamination, any one of the austenitic alloy base materials according to the present invention (7) to (9) can be manufactured by various welding methods.
  • the welded joint structures of the present invention (10) to (12) use any one of the welding materials of the present invention (10) to the present invention (12) to the present invention (10) to (12). Any one of the above austenitic alloy base materials can be produced by welding by various welding methods.
  • all the layers of the lamination welding are welded using any of the welding materials from the present invention (7) to the present invention (12).
  • the intermediate layer welding pass for example, in the case of welding in which the dilution rate from the base material is considerably small such as 20% or less, commercially available welding is performed according to the required corrosion resistance and creep strength.
  • a commercially available welding material may be appropriately selected and welded according to the dilution rate from the base material that affects the weld solidification cracking.
  • welding when welding a plate having a large thickness, not only the first layer is welded using the welding material for the first layer according to any one of the present invention (7) to the present invention (9).
  • welding may be performed by appropriately combining the welding material specified for the first layer and the welding material specified for the lamination depending on the required ductility.
  • an austenitic alloy having a composition of chemical composition 1 is welded as a base material.
  • both base materials need not have the same composition, and both austenitic alloys within the range of chemical composition 1 are used. If it is.
  • one base material may be welded as an austenitic alloy having a composition of chemical composition 1, and the other base material may be welded as an austenitic alloy having a composition of chemical composition 2.
  • these base materials may be an austenitic alloy containing one or more elements selected from the first group and the second group as necessary.
  • (B) Back weld bead height of weld metal in weld joint structure The weld joint structure of the present invention (5) and the present invention (6) is welded from one side when a plate material is used as a base material. In the case of using a pipe material on the opposite surface side that is welded, circumferential welding is performed from the outer surface of the pipe material to form a back bead on the inner surface side of the pipe material. In this case, the weld bead height of the weld metal in the welded joint structure must be 0 to 3 mm in order to ensure the strength and obtain a sound bead shape as the welded joint structure.
  • the weld surface is a so-called “concave bead” in which the bead surface is lower than the surface opposite to the welded surface (in the case of a tube, the inner surface of the tube).
  • the strength will be insufficient.
  • the convex portion becomes excessive and stress concentration at the bead toes increases, which is not preferable in terms of securing the strength.
  • the back bead height of the weld metal in the welded joint structures of the present invention (5) and the present invention (6) is defined as 0 to 3 mm.
  • the chemical composition of the weld metal of the weld joint structure must satisfy the provisions described in the above section (A). For this reason, what is necessary is just to select the thing of the composition from which the composition of the said weld metal is obtained as a welding material used for preparation of said weld joint structure according to the welding method and welding conditions to employ
  • the weld metal may be diluted due to dilution from the base material.
  • the chemical composition changes.
  • P content of the austenitic alloy base material is higher than 0.03%, P flows into the weld metal. Therefore, the content of P in the liquid phase increases, and the weld solidification cracking susceptibility becomes higher compared to welding of base metals having a P content of 0.03% or less of the normal level.
  • welding solidification cracking can be achieved by using a welding material having a high C-high Cr content for at least the first layer, selecting welding conditions, and welding so that the composition of the weld metal in the first layer is within the above-mentioned range. It is good to suppress.
  • Example 1 For use as a base material, austenitic alloys A to E having the chemical compositions shown in Table 1 were melted using a high-frequency heating vacuum furnace and then cast into an ingot.
  • the alloys A and E in Table 1 are austenitic alloys having a high P content of 0.100%, while the alloys B to D each have a P content of 0.015%. , 0.030% and 0.018% of normal level austenitic alloys.
  • austenitic alloys F to H having the chemical composition shown in Table 2 were melted using a high-frequency heating vacuum furnace and then cast into an ingot.
  • alloy G in Table 2 is an alloy in which the contents of C and Cr deviate from the chemical composition conditions of the welding material specified in the present invention.
  • Ingots of alloys A to E used as a base material are hot-forged by a normal method and then subjected to a solution heat treatment at 1200 ° C., and U groove processing with a butt portion of 1.5 mm and a protrusion length of 2.5 mm is performed.
  • a test piece for a constrained weld cracking test having a thickness of 12 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm was produced.
  • Ingots of alloys F to G were hot-forged by a normal method, and then cold-worked while repeating solution heat treatment in the middle to produce a welding material composed of a winding wire having a diameter of 1.2 mm. .
  • the first layer welding is performed by TIG welding on the butt portion using the welding materials F to H produced as described above under the conditions of a welding current of 100 A, a welding voltage of 12 V, and a welding speed of 10 cm / min. Went.
  • the route interval was 0 mm, and the feeding speed of the welding material was 48 cm / min, 54 cm / min, and 62 cm / min in order to change the dilution rate from the base material.
  • Table 3 shows the welding conditions in each specimen, the dilution rate from the average base metal, the presence or absence of bead surface cracks, and the occurrence of weld solidification cracks when five cross sections are observed.
  • Table 4 shows the back bead height and the chemical composition of the weld metal part of the first layer investigated for the same-type welded joint specimens of Alloys A and E.
  • alloys A and alloys As is apparent from Table 3, in the case of specimen numbers 1 to 14 welded using welding materials F and H satisfying the chemical compositions defined in the present inventions (1) to (3), alloys A and alloys The dilution rate from the base metal (average base metal) in the same type of welding between E and different types of welding of Alloy A and Alloy B, Alloy A and Alloy C, Alloy A and Alloy D, and Alloy D and Alloy E Even when the dilution ratio from (1) was high, no bead surface cracks were observed, and no weld solidification cracks occurred.
  • the base metal is welded between the same type and different types of welding. In any of these specimens, bead surface cracks occurred, and weld solidification cracks also occurred.
  • specimen numbers 1 to 3 satisfying the conditions specified in the present inventions (4) and (5) by the chemical composition of the first layer of the weld metal and the back bead height in one-side welding were not observed, but the specimen did not satisfy the chemical composition condition of the first layer of the weld metal in the one-side welding specified in the present inventions (4) and (5). In the case of numbers 15 to 17, weld solidification cracks occurred.
  • Example 2 For use as a base material, an austenitic alloy D, alloys E and alloys I to L having the chemical composition shown in Table 5 were melted using a high-frequency heating vacuum furnace and then cast into an ingot. Alloy D and Alloy E in Table 5 are the same alloys as melted in “Example 1” described above.
  • Alloy E and Alloy I in Table 5 are austenitic alloys having a high P content of 0.100%, while Alloy D and Alloys J to L each have a P content of 0. It is a normal level austenitic alloy of .018%, 0.010%, 0.015% and 0.028%.
  • austenitic alloys F and alloys M to P having the chemical compositions shown in Table 6 were melted using a high-frequency vacuum heating furnace, and then cast into ingots. Alloy F in Table 6 is the same alloy as melted in “Example 1” described above.
  • the alloy M in Table 6 is an alloy in which the content of C deviates from the chemical composition condition of the welding material specified in the present invention.
  • Ingots of Alloy F and Alloys M to P were hot forged by a normal method and then cold worked while repeating solution heat treatment in the middle to obtain a solid wire with a diameter of 2.0 mm and a diameter of 1 A welding material consisting of a 2 mm winding was produced.
  • first layer welding was performed using the welding material F and the welding materials N to P produced as described above on the respective butted portions of the U groove and the V groove.
  • Welding in the case of the V groove is performed by TIG welding under the conditions of a welding current of 100 A, a welding voltage of 12 V, and a welding speed of 8 cm / min
  • welding in the case of the U groove is a welding current of 110 A, a welding voltage of 12 V, and welding.
  • TIG welding was performed at a speed of 8 cm / min.
  • the dilution rate from the base material was changed by changing the groove shape, the route interval, and the welding material feeding speed.
  • Table 7 shows the welding conditions in each specimen, the dilution rate from the average base material, the presence or absence of bead surface cracks, and the occurrence of weld solidification cracks when five cross sections are observed.
  • the dilution rate from the base metal is as large as 70% and 68%, respectively, so that the inflow of P from the base material is large, but the C of alloy N used for the welding material It can be seen that since the content is as low as 0.29%, the adverse effects due to the inflow of P from the base material cannot be made harmless, and weld solidification cracks occur in the first layer weld metal.
  • specimen No. 27 welded to the same welding material using alloy N at a base material dilution ratio of less than 50%, the inflow of P was suppressed and weld solidification cracking did not occur.
  • the welding material F and the welding materials M to P were used for those in which no weld solidification cracking occurred in the first-layer weld metal.
  • lamination welding was performed by TIG welding under the conditions of a welding current of 130 A, a welding voltage of 12 V, and a welding speed of 10 cm / min.
  • Tables 8 and 9 also show the state of occurrence of weld solidification cracks in the laminated welded portion and the results of the bending test when the five cross-sections are observed on each specimen.
  • the “O” mark in the “Bending test result” column indicates that 180 ° bending could be performed in the two-side bending test, and no crack opening was observed after the bending test. Indicates.
  • the “ ⁇ ” mark indicates that in the two-body side bending test, both of the two bodies can be bent by 180 °, but a crack opening including microcracks was recognized after the bending test.
  • the “x” mark indicates that at least one body cannot be bent by 180 ° in the two-body side bending test and fractured in the middle.
  • specimen numbers 25-2, 25-3, 27-1, 28-2, 30-1, 30-2, 31-1, 32-1, 35-1, 35 -2, 36-1, 38-2, 39-1, 40-1, 41-2, 42-2, 43-2 and 44-2 are free from weld solidification cracks in the laminated welds and are bent.
  • the test result was also good, 180 ° bending could be performed, and no crack opening was observed after the bending test.
  • the C content of the welding material F used for the laminated welding material is determined according to the present invention (10) to (12). Since the amount is higher than the specified amount, the amount of eutectic carbide crystallized in the laminated weld zone is increased, and the ductility is lowered.
  • the welding material according to the present invention has a high amount of P in which at least one base metal exceeds 0.03% and is 0.3% or less, and the occurrence of weld solidification cracks despite complete austenite solidification. Therefore, it can be widely applied to applications that require welding. Furthermore, the welded joint structure of the present invention has a weld solidification cracking resistance or a weld solidification cracking resistance in spite of the fact that at least one base material contains the above-mentioned high amount of P and complete austenite solidification. Excellent in ductility and ductility. In addition, the welded joint structure of the present invention also has excellent high temperature strength and corrosion resistance. The welding material of the present invention is optimal for producing a welded joint structure of the austenitic alloy.

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Abstract

　C≦2.0％、Si≦4.0％、Mn：0.01～3.0％、P：0.03％超～0.3％、S≦0.03％、Cr：12～35％、Ni：6～80％、sol.Al：0.001～5％、N≦0.3％を含有し、残部がFe及び不純物からなるオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接するのに用いる溶接材料であって、C：0.3％超～3.0％、Si≦4.0％、Mn≦3.0％、P≦0.03％、S≦0.03％、Cr：22％超～55％、Ni：30％超～70％、sol.Al：0.001～1％、N≦0.3％を含有し、残部がFe及び不純物からなる溶接材料は、Ｐの含有量が高い完全オーステナイト凝固するオーステナイト系合金の溶接凝固割れの発生を抑制できるので、溶接施工が要求される用途に幅広く適用することができる。この溶接材料は、特定量のCu、Mo、W、V、Nb、Ti、Ta、Zr、Hf、Co、B、Ca、Mg、REMの中から選ばれた1種以上の元素を含有してもよい。    

Description

溶接材料および溶接継手構造体
　本発明は、溶接材料および溶接継手構造体に関する。詳しくは、オーステナイト系合金を溶接する際に用いる溶接材料、およびオーステナイト系合金溶接継手構造体に関する。さらに詳しくは、Ｐ含有量の高いオーステナイト系合金どうしの溶接、さらには、Ｐ含有量の高いオーステナイト系合金とＰ含有量の低いオーステナイト系合金とを異種溶接（以下、「異材溶接」ともいう。）する際に用いることができる、耐溶接凝固割れ性に優れた溶接材料、ならびに、鋼管、鋼板等として、クリープ強度および耐食性が求められる用途に幅広く適用できる、耐溶接凝固割れ性に優れた、あるいは、耐溶接凝固割れ性に加えて延性にも優れた、溶接継手構造体に関する。
　オーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、ＪＩＳ　Ｇ　４３０４（２００５）に規定されたＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１０Ｓ等のように、ＣｒおよびＮｉを主要元素とした耐食性に優れた材料として知られている。
　そして、特許文献１～４で示されているように、オーステナイト系の鋼に対して、本来不純物元素であるＰを高濃度で含有させると、Ｍ２３Ｃ６炭化物の微細化による析出硬化に寄与し、クリープ強度を始めとする高温強度が向上することが知られている。
　同様に、特許文献５においても、高濃度のＰ含有によりクリープ強度を始めとする高温強度を著しく改善したオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。
　また、特許文献６および特許文献７には、０．０５％を超えるＰを含有することにより母材の耐メタルダスティング性が向上する金属材料が開示されている。
　特許文献８にも、耐メタルダスティング性に優れ、かつ、ＳｉとＣｕの関係式で求まる適正量のＴｉを含有させることで溶接凝固割れ感受性を低減させた、耐メタルダスティング性に優れた溶接継手およびその溶接材料が開示されている。
　さらに、オーステナイト系合金の溶接材料として、特許文献９には、不純物としてのＰ、Ｓについて「Ｐ：０．０１％以下およびＰ＋Ｓ：０．０２％以下」に制限して凝固割れ感受性を抑制したガスシールドアーク溶接材料が、特許文献１０には、高Ｃｒ－高Ｎｉ合金部材の溶接において、母材となる部材の組成にさらにＮｂを含有させた溶接材料を用いて溶融凝固割れを防止する溶接方法が開示されている。
　また、特許文献１１には、Ｃｒ－Ｎｉ含有合金板に、高Ｃ・高Ｃｒの合金粉末を被包した高Ｃ・高Ｃｒ－高Ｎｉ系溶接材料が開示されている。
　さらに、特許文献１２には、ＳＵＳ３０４とインバー合金（３６Ｎｉ－残Ｆｅ）との異材溶接で問題となる高温割れを防止するため、溶接金属が２つの関係式を満たし、かつ溶接金属中のＰを含む介在物が面積率で０．０１～０．１％である、溶接高温割れ抵抗性に優れた溶接継手が開示されている。
　しかしながら、Ｐは、オーステナイト中にはほとんど固溶しないため、初晶オーステナイト凝固する場合はもちろんのこと、完全オーステナイトにて凝固する場合に至っては溶接凝固割れ感受性を著しく増大させてしまう。
　なお、溶接凝固割れは、溶接凝固中のデンドライト間に残存する液相が低温域まで膜状に残存する場合に、付加される応力に耐えられずに生じる割れである。
　そして、Ｐ含有量の増加によって溶接凝固割れ感受性が増大するのは、Ｐが凝固中の液相に著しく濃化して液相の凝固完了温度を大きく低下させるため、液相がより低温域まで残存することに起因するものである。したがって、例えば非特許文献１において、Ｐの含有量は厳しく制限すべきであることが示されている。
　このため、特に完全オーステナイト凝固するステンレス鋼およびＮｉ基合金では、Ｐ含有量に対する規制が設けられており、例えば、上記完全オーステナイト凝固するオーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＪＩＳ　Ｇ　４３０４（２００５）に規定されたＳＵＳ３１０Ｓでは、Ｐの含有量は０．０４５％以下に制限されている。そして、このＳＵＳ３１０Ｓの溶接に用いられる溶接材料のＰ含有量は、溶接凝固割れを配慮して、ＪＩＳ　Ｇ　４３１６（１９９１）において、さらに低い０．０３０％以下に制限されているのが実状である。
　すなわち、Ｐは、従来クリープ強度を始めとする高温強度の向上、耐食性の向上など、オーステナイト系の鉄鋼材料の特性に対して好ましい影響を及ぼすことが知られているにも拘わらず溶接凝固割れ感受性を著しく増大させることから、その含有量が抑制されていた。
特公昭３７－１７１１３号公報 特開昭６２－２４３７４２号公報 特開昭６２－２４３７４３号公報 特開昭６２－２６７４５４号公報 ＷＯ２００６／１０６９４４号公報 特開２００７－１８６７２７号公報 特開２００７－１８６７２８号公報 特開２００６－４５５９７号公報 特開平７－６０４８１号公報 特開平９－５２１９４号公報 特開平１１－２８５８９０号公報 特開２００１－１８０８９号公報 Ｙ．Ａｒａｔａ、Ｆ．Ｍａｔｓｕｄａ　ａｎｄ　Ｓ．Ｋａｔａｙａｍａ：Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ　ｏｆ　ＪＷＲＩ、Ｖｏｌ．６－１（１９７７）ｐｐ１０５－１１６
　前述の特許文献１で開示された発明は、Ｐを過剰に含有することによる溶接凝固割れ感受性の著しい増大に関しては何も述べられておらず、溶接を必要とするような鋼材としての使用は極めて困難である。
　また、特許文献２～４で開示された発明も、Ｐ添加による高温特性改善効果を得るためのものでしかなく、Ｐの過剰添加が溶接性に悪影響を及ぼすことは記載されているものの、初晶オーステナイト凝固特に完全オーステナイト凝固するようなオーステナイト系ステンレス鋼の溶接凝固割れ感受性の低減手法については全く述べられていない。
　特許文献５においては、バレストレイン試験による母材の溶接性は検討されているものの、溶接材料および溶接継手構造体についての検討はなされていない。
　特許文献６および特許文献７では、Ｐ含有量の増加による溶接時の凝固割れ感受性の著しい増加についての検討はなされていないし、特許文献８でも、Ｐ含有量が従来レベルの低い場合での検討結果しか開示されていない。
　特許文献９および特許文献１０で開示された発明は、高濃度のＰを含有する金属材料を溶接する際の溶接材料を意図したものではなく、また、特許文献１１の実施例に開示されている母材のＰ含有量は低い量でしかない。
　特許文献１２の実施例においては、同じ組成の合金どうしを溶接した結果しか示されておらず、さらにその合金組成として高々０．０３０％のＰ含有量のオーステナイト系合金を用いた場合の溶接割れの防止がなされたものでしかない。
　以上のとおり、特許文献１～１２のいずれにおいても、Ｐ含有量の高い合金を母材とした溶接での溶接割れを抑制できる溶接材料および溶接継手構造体についての検討はなされていない。
　実際の溶接施工においては、Ｐ含有量が高いオーステナイト系合金を母材として用いた溶接だけではなく、Ｐ含有量が高いオーステナイト系合金とＰ含有量が低いオーステナイト系合金といった、互いの成分が異なる材料を母材として異種溶接することも想定される。しかしながら、前述の特許文献１～１２のいずれにも、そのような異種溶接の検討はなされていない。
　なお、Ｐはクリープ強度を始めとする高温強度および耐食性を向上させることができる元素である。このため、溶接時に完全オーステナイト凝固するオーステナイト系合金の溶接凝固割れ感受性の低減が可能となった場合には、低コスト元素であるＰを活用することによって、経済的にも優れた高機能化された材料開発に大いに寄与することが可能になると考えられる。
　さらに、溶接継手構造体としての観点からは、溶接部の使用性能として溶接金属の延性確保が必要となる場合がある。これは、溶接金属が非常に硬い組織で延性が低い場合には、たとえ凝固割れが認めらない場合でも、曲げ加工が施された場合には途中で破断し、溶接構造体としての使用が困難になってしまうためである。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであって、Ｐの含有量が高い完全オーステナイト凝固するオーステナイト系合金（換言すれば、完全オーステナイト組織を有する合金）の溶接性の改善、なかでも前記合金において最も問題となる溶接凝固割れ感受性を低減することことを一つの目的とするものである。具体的には、本発明の一つの目的は、溶接される少なくとも一方の母材であるオーステナイト系合金のＰの含有量が高く、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、耐溶接凝固割れ性に優れた溶接を可能とする、オーステナイト系合金を溶接するための溶接材料、およびその溶接材料を用いてオーステナイト系合金の母材を溶接したオーステナイト系合金溶接継手構造体を提供することにある。
　本発明のもう一つの目的は、上記の場合において、溶接凝固割れ感受性の低減だけではなく、さらに、優れた延性も有するオーステナイト系合金溶接継手構造体を提供することにある。
　既に述べたように、Ｐは、従来クリープ強度を始めとする高温強度の向上および耐食性の向上などオーステナイト系の鉄鋼材料の特性に良い影響を及ぼすことが知られているにも拘わらず溶接凝固割れ感受性を著しく増大させることから、その含有量が抑制されていた。
　そして、このような高濃度のＰを含有するオーステナイト系合金を母材として溶接する際には、たとえＰ含有量が低い溶接材料を用いて溶接したとしても、特に、初層溶接金属部においては、母材からの希釈率が大きく母材中のＰが流入して、通常の材料のＰレベルの上限である０．０３％を超えるＰ含有量に達するために、溶接金属部に凝固割れが発生することを避けられない。
　そこで、本願発明者らは、Ｐを同じ程度に高い濃度で含み、完全オーステナイト凝固する合金を母材としたいわゆる「同種溶接」およびＰ含有量が異なる合金を母材とした「異種溶接」の際に、溶接凝固割れ感受性を低減するための手法、および溶接金属に高い延性を確保させるための手法に関して、種々の検討を実施した。その結果、下記（ａ）～（ｊ）の知見を得た。
　（ａ）Ｐ含有量が高いオーステナイト系合金を溶接すると、母材からの希釈率が大きい１層溶接または多層溶接の少なくとも初層では、液相中にＰが濃化し、このため凝固割れ感受性が増大する。
　（ｂ）Ｐの含有量が通常の鋼材レベルである０．０３％以下に制限されたオーステナイト系合金を溶接する際においても、もう一方の母材のＰ含有量が高いオーステナイト系合金との異種溶接となる場合では、Ｐが溶接金属中へ流入するために液相中のＰ濃度は増加し、特に初層溶接金属では通常レベルのＰ含有量を有する材料どうしの溶接と比べて溶接凝固割れ感受性が高くなる。
　（ｃ）溶接金属中のＣ含有量を高めるとともに、特定の量以上の高いＣｒ含有量を確保すれば、溶接凝固中に高温にて安定な「Ｍ７Ｃ３」型の共晶炭化物を有効に活用することができ、系のエントロピーの低減が促進されることになるので、凝固の進行を加速することができる。
　（ｄ）前記（ａ）および（ｂ）のようなＰ含有量が高い合金を用いた同種および異種溶接時における液相中のＰ濃度の増加によって溶接凝固割れ感受性が増加した場合においても、熱力学的に凝固の進行が加速されれば、凝固割れの起点となる延性の低い少量の液相が残存している領域での滞在時間が短縮され、結果として凝固割れが抑制されることになる。
　（ｅ）したがって、母材からの流入による溶接金属のＰ含有量の増加による悪影響を無害化するには、高Ｃ－高Ｃｒ含有量の溶接材料を用いるのが望ましい。
　（ｆ）上記（ａ）で述べたように、１層溶接または多層溶接の初層の場合は母材からの希釈率が大きい。このため、母材のＰ含有量が高い場合には、Ｐが溶接金属中へ流入するために液相中のＰ濃度が増加し、通常レベルの０．０３％以下のＰ含有量の場合の溶接と比べて溶接凝固割れ感受性が高くなる。したがって、少なくとも初層に高Ｃ－高Ｃｒ含有量の溶接材料を用い、溶接条件を選定して少なくとも初層の溶接金属の組成が特定の範囲となるようにすることによって溶接凝固割れを抑制することができ、さらに、裏波ビード高さを特定の範囲にすることによって、溶接継手構造体としての強度確保および健全なビード形状を得ることができる。
　（ｇ）一方、あまりにも過剰のＣを含む溶接材料を用いて１層溶接または多層溶接を実施して溶接継手構造体を作製すれば、溶接金属中に延性の低い粗大な共晶炭化物が過剰に晶出するため、溶接金属の伸びおよび絞りが著しく低下して良好な延性を確保することができない。
　（ｈ）そのため、特に、多層溶接にて溶接継手構造体を作製する場合では、少なくとも初層溶接には、０．６％を超える量のＣを含有する高Ｃｒ溶接材料を用いることで、溶接凝固割れの抑制が容易になる。そして、２パス目以降の積層溶接の場合には、溶接金属中へ流入するＰ量が比較的抑制されるので、Ｃ含有量が、０．２％を超えて０．６％以下という、初層溶接時と比べてＣ含有量を低めた高Ｃｒ溶接材料を用いれば、共晶炭化物の晶出量が低減して、延性を改善することが可能になる。したがって、上記のように初層溶接とその後の積層溶接を行えば、初層溶接時の溶接凝固割れはもちろんのこと、積層溶接時の溶接凝固割れも防止でき、さらに、良好な延性を有する溶接継手構造体を得ることができる。
　（ｉ）一方、初層溶接を、母材からの希釈率を５０％未満とする溶接施工条件にて溶接することによって、溶接金属中へ流入するＰ量が抑制される。このため、上記の溶接施工条件では、Ｃ含有量が、０．２％を超えて０．６％以下という、Ｃ含有量を低めた高Ｃｒ溶接材料を用いた場合でも、溶接凝固割れの発生を防止し、良好な延性も確保できる溶接継手構造体を提供することができる。
　（ｊ）なお、多層溶接にて溶接継手構造体を作製する場合では、少なくとも初層溶接において、母材からの希釈率を５０％未満とする溶接施工条件にて溶接すれば、初層においては溶接金属中へ流入するＰ量が上記（ｇ）と比べて低減する。したがって、初層も含めて全層の溶接を、Ｃ含有量が、０．２％を超えて０．６％以下という高Ｃｒ溶接材料を用いて行えば、共晶炭化物の晶出量が低減して、延性を改善することが可能になる。そして、この場合には、母材からの希釈率の制御による初層溶接時の溶接凝固割れだけではなく、積層溶接時の溶接凝固割れも防止でき、さらに、良好な延性を有する溶接継手構造体を得ることができる。
　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、下記の（１）～（３）に示す溶接材料および下記の（４）～（１２）に示す溶接継手構造体にある。
　（１）下記の化学組成１を有するオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接するのに用いる溶接材料であって、質量％で、Ｃ：０．３％を超えて３．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて５５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることを特徴とする溶接材料。
  （化学組成１）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
　（２)他のオーステナイト系合金からなる母材が、下記の化学組成１または２を有することを特徴とする上記（１）に記載の溶接材料。
  （化学組成１）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  （化学組成２）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
　（３）母材および溶接材料のいずれか１以上の材料が、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接材料。
  第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下、
　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下。
　（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の母材を、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接材料を用いて溶接したことを特徴とする溶接継手構造体。
　（５）質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系合金の母材と下記（ｉ）および（ｉｉ）の特徴を備えるオーステナイト系合金の溶接金属とで構成されたことを特徴とする溶接継手構造体。
  （ｉ）片側から溶接された少なくとも初層の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１％を超えて０．７％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％を超えて０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１８～３０％、Ｎｉ：１０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなること、
　（ｉｉ）裏波ビード高さが０～３ｍｍであること。
　（６）母材および溶接金属の少なくともいずれかが、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（５）に記載の溶接継手構造体。
  第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下、
　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下。
　（７）下記の化学組成１を有するオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接してなる溶接継手構造体であって、溶接する際に、初層溶接には、質量％で、Ｃ：０．６％を超えて２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶接材料を用い、その後の積層溶接には、質量％で、Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶接材料を用いて溶接されたものであることを特徴とする溶接継手構造体。
  （化学組成１）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
　（８）他のオーステナイト系合金からなる母材が、下記の化学組成１または２を有することをことを特徴とする上記（７）に記載の溶接継手構造体。
  （化学組成１）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  （化学組成２）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
　（９）母材および溶接材料のいずれか１以上の材料が、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の溶接継手構造体。
  第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下、
　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下。
　（１０）下記の化学組成１を有するオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接してなる溶接継手構造体であって、質量％で、Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶接材料を用いて溶接する際に、少なくとも初層は、母材からの希釈率が５０％未満となる条件で溶接されたものであることを特徴とする溶接継手構造体。
  （化学組成１）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
　（１１）他のオーステナイト系合金からなる母材が、下記の化学組成１または２を有することをことを特徴とする上記（１０）に記載の溶接継手構造体。
  （化学組成１）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  （化学組成２）
　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
　（１２）母材および溶接材料の少なくともいずれかが、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（１０）または（１１）に記載の溶接継手構造体。
  第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下、
　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下。
　なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、金属材料の工業的生産において原料たる鉱石、スクラップ等から混入するものを指す。
　また、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
　「母材からの希釈率」とは、母材と溶接材料を組み合わせて得られる初層溶接金属における母材の希釈された割合を指す。
　以下、上記（１）～（３）に示す溶接材料に係る発明および（４）～（１２）に示す溶接継手構造体に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」～「本発明（１２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
　本発明の溶接材料は、少なくとも一方の母材が０．０３％を超えて０．３％以下という高い量のＰを含有し、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、溶接凝固割れの発生を抑制できるので、溶接施工が要求される用途に幅広く適用することができる。さらに、本発明の溶接継手構造体は、少なくとも一方の母材が上記の高い量のＰを含有し、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、耐溶接凝固割れ性、あるいは、耐溶接凝固割れ性および延性に優れている。加えて、本発明の溶接継手構造体は、優れた高温強度および耐食性も有するものである。なお、本発明の溶接材料は、上記オーステナイト系合金の溶接継手構造体を作製するのに最適なものである。
図１は（実施例２）で用いた拘束溶接割れ試験用チューブ材について説明する図である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお。以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　（Ａ）母材、溶接材料および溶接継手構造体における溶接金属の化学組成：
　（Ａ－１）溶接材料のＣについて：
　（Ａ－１－１）本発明（１）および本発明（２）で用いる溶接材料のＣについて：
　Ｃ：０．３％を超えて３．０％以下
　Ｃは、上記の溶接材料において最も重要な元素の一つである。すなわちＣは、高Ｐ化によるオーステナイト系合金の溶接凝固割れ感受性に対する悪影響を無害化させるのに必要なＣｒを主体とする「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物の晶出を促進させるために必要不可欠な元素である。
　１２％以上のＣｒを含むオーステナイト系合金の溶接において、少なくとも一方の母材が０．０３％を超える高い量のＰを含有する場合に、つまり、高濃度のＰを含有する母材どうしの同種溶接の場合、または、一方のみ高濃度のＰを含有する母材を用いた異種溶接の場合に、５０％程度の母材からの希釈率に対してＰの濃化および流入による凝固割れ感受性の増大を安定して防止するために、Ｃの含有量を０．３％を超える量とする。なお、Ｃの含有量は多いに越したことはないが、３．０％を超える量のＣが含有された場合には、溶接施工条件によっては溶接金属中に過剰なＣが流入するために溶接継手の延性が非常に乏しくなることがある。したがって、Ｃの含有量を０．３％を超えて３．０％以下とした。なお、上記の溶接材料のＣ含有量は０．５％超えとすることが好ましく、０．８％以上とすればさらに一層好ましい。
　（Ａ－１－２）本発明（７）で用いる初層溶接用溶接材料のＣについて：
　Ｃ：０．６％を超えて２．０％以下
　Ｃは、上記の溶接材料において最も重要な元素の一つである。すなわちＣは、高Ｐ化によるオーステナイト系合金の溶接凝固割れ感受性に対する悪影響を無害化させるのに必要なＣｒを主体とする「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物の晶出を促進させるために必要不可欠な元素である。
　１２％以上のＣｒを含むオーステナイト系合金の溶接において、少なくとも一方の母材が０．０３％を超える高い量のＰを含有する場合に、つまり、高濃度のＰを含有する母材どうしの同種溶接の初層溶接の場合、または、一方のみ高濃度のＰを含有する母材を用いた異種溶接の初層溶接の場合に、特に、５０％以上となる母材からの希釈率に対してＰの濃化および流入による凝固割れ感受性の増大を安定して防止するために、初層溶接用溶接材料のＣ含有量は０．６％を超える量とする。なお、初層溶接用溶接材料のＣの含有量は多いに越したことはないが、２．０％を超える量のＣが含有された場合には、溶接金属中に過剰な粗大な共晶炭化物が晶析出するために初層溶接金属の延性が非常に乏しくなる。したがって、初層溶接に用いる溶接材料中のＣの含有量を０．６％を超えて２．０％以下とした。なお、上記の初層溶接用溶接材料のＣ含有量の下限は０．８％とすることが好ましく、１．０％とすることがさらに好ましい。
　（Ａ－１－３）本発明（７）で用いる積層溶接用溶接材料のＣについて：
　Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下：
　母材からの希釈率が５０％以上となる場合であっても、２パス目以降の積層溶接においては、初層溶接部および母材から流入するＰの量は、初層溶接時と比べて低減する。このため、積層溶接用溶接材料のＣ含有量としては、低めの０．６％以下であってもよい。なお、０．６％を超える量のＣを含有する溶接材料単独にて積層溶接した場合、得られる溶接金属の延性が低下することがある。したがって、溶接継手構造体に十分な延性を付与するために、積層溶接用溶接材料のＣ含有量は０．６％以下とする。一方、特に、母材からの希釈率が５０％以上の場合は、Ｐの濃化および流入が大きくなってしまう。したがって、積層溶接時の溶接凝固割れ感受性の増大を抑制するために、上記の積層溶接用溶接材料のＣ含有量は０．２％を超える量とする。なお、上記の積層溶接用溶接材料のＣ含有量の下限は０．２５％とすることが好ましく、０．３％とすることがさらに好ましい。
　（Ａ－１－４）本発明（１０）で用いる溶接材料のＣについて：
　Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下：
　少なくとも初層が、母材からの希釈率が５０％未満となる場合、濃化および流入するＰの量は少ない。このため、この場合の溶接材料のＣ含有量としては、低めの０．６％以下とするのが好ましく、これによって、得られる溶接金属の延性の低下を防止して、溶接継手構造体に十分な延性を付与することが可能となる。一方、少なくとも初層が、母材からの希釈率が５０％未満となる場合、溶接材料のＣ含有量を０．２％を超える量とすれば、Ｐの濃化および流入による凝固割れ感受性の増大を安定して防止することができる。したがって、上記の溶接材料のＣ含有量を、０．２％を超えて０．６％以下とした。なお、上記の少なくとも初層が、母材からの希釈率が５０％未満となる場合において、特に、母材からの希釈率が４０％以上となる溶接施工の場合では溶接材料のＣ含有量の下限は０．４％とすることが好ましく、また、特に、母材から希釈率が３０％以上となる溶接施工の場合では溶接材料のＣ含有量の下限は０．３％とすることが好ましい。
　（Ａ－２）溶接材料のＣｒについて：
　（Ａ－２－１）本発明（１）および本発明（２）で用いる溶接材料のＣｒについて：
　Ｃｒ：２２％を超えて５５％以下
　Ｃｒは、金属材料の表面に薄い酸化皮膜を形成することによって、ステンレス鋼およびＮｉ基合金に耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保させるために必須の元素であり、しかも、上記の溶接材料においてはＣと同様に「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物を晶出させるために必要不可欠な元素である。
　１２％以上のＣｒを含むオーステナイト系合金の溶接において、少なくとも一方の母材が０．０３％を超える高い量のＰを含有する場合に、つまり、高濃度のＰを含有する母材どうしの同種溶接の場合、または、一方のみ高濃度のＰを含有する母材を用いた異種溶接の場合に、５０％程度の母材からの希釈率に対してＰの濃化および流入による凝固割れ感受性の増大を安定して防止するために、溶接材料は２２％を超えるＣｒを含有することが必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が５５％を超えると、Ｎｉ含有量とのバランスから長時間のクリープ強度の確保に必要な完全オーステナイト組織の安定性を確保することが極めて困難となり、かつ粗大な炭化物が多量に析出するために、例えば時効靱性等の機械的性質が著しく劣化することがある。。したがって、Ｃｒの含有量を２２％を超えて５５％以下とした。なお、上記の溶接材料のＣｒの含有量は４０％未満であればより好ましい。
　（Ａ－２－２）本発明（７）で用いる初層溶接用溶接材料および積層溶接用溶接材料ならびに本発明（１０）で用いる溶接材料のＣｒについて：
　Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下
　上述のとおり、Ｃｒは、金属材料の表面に薄い酸化被膜を形成することによって、ステンレス鋼およびＮｉ基合金に耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保させるために必須の元素であり、しかも、上記の溶接材料においても、Ｃと同様に「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物を晶出させるために必要不可欠な元素である。
　１２％以上のＣｒを含むオーステナイト系合金の溶接において、少なくとも一方の母材が０．０３％を超える高い量のＰを含有する場合に、つまり、高濃度のＰを含有する母材どうしの同種溶接の場合、または、一方のみ高濃度のＰを含有する母材を用いた異種溶接の場合に、５０％以上となる母材からの希釈率に対しても、Ｐの濃化および流入による凝固割れ感受性の増大を安定して防止するために、溶接材料は２２％を超えるＣｒを含有することが必要である。同様に、少なくとも初層が、母材からの希釈率が５０％未満となる場合においても、Ｐの濃化および流入による凝固割れ感受性の増大を安定して防止するために、溶接材料は２２％を超えるＣｒを含有することが必要である。
　しかしながら、母材からの希釈率が５０％以上の場合、および、少なくとも初層が、母材からの希釈率が５０％未満の場合、の双方において、Ｃｒの含有量が３５％を超えると、粗大な過剰の共晶炭化物が晶出して、溶接金属の延性が低下することがある。したがって、上記の溶接材料のＣｒの含有量を２２％を超えて３５％以下とした、なお、上記の溶接材料のＣｒの含有量は３３％以下であればより好ましい。
　（Ａ－３）溶接材料におけるＣおよびＣｒ以外の元素について：
　（Ａ－３－１）本発明（１）、本発明（７）および本発明（１０）で用いる溶接材料におけるＣおよびＣｒ以外の元素について：
　Ｓｉ：４．０％以下
　Ｓｉは、溶接時に外気から侵入するＯ（酸素）と反応して脱酸作用を有し、また、得られた溶接金属の耐酸化性および耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、Ｓｉは０．１％以上含有させることが望ましい。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、４．０％を超えると、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる。したがって、Ｓｉの含有量は４．０％以下とした。なお、Ｓｉの含有量は３．０％以下であればより好ましく、２．０％以下であればさらに一層好ましい。
　Ｍｎ：３．０％以下
　Ｍｎは、金属材料中に不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性を抑制する他、溶製時の脱酸に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎは０．０１％以上含有させることが望ましい。しかしながら、その含有量が３．０％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性と延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は３．０％以下とした。なお、Ｍｎの好ましい含有量は０．１０～２．０％であり、さらに一層好ましい含有量は０．３０～１．５％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、従来、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる元素として知られており、特に完全オーステナイト凝固する場合にはその影響はより顕著となる。本発明においては、少なくとも一方の母材であるオーステナイト系合金のＰ含有量を高めて高温強度および耐食性を高めているが、溶接材料については、溶接凝固割れ感受性の低減および溶接金属中のＰ含有量の抑制のために０．０３％以下とした。なお、Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、金属材料を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、その含有量が多くなると、耐食性の低下を招くとともに、熱間加工性と溶接性も劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると、耐食性の低下、熱間加工性と溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましいので、０．０１％以下とすればさらに好ましく、０．００５％以下とすればより一層好ましい。
　Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下
　Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素である。本発明の溶接材料では上述のとおり２２％を超えるＣｒを含有させる必要がある。上記のＣｒ量に対してＮｉの含有量が３０％以下の場合には、得られた溶接金属中にて安定なオーステナイト単相組織にすることが困難であるとともに、高温での長時間使用でオーステナイト組織が不安定になって、σ相等の脆化相析出に起因して高温強度および靱性が著しく劣化してしまう。一方、Ｎｉ含有量の増加によってＰのオーステナイト中の固溶量が低下してＰの溶接凝固割れ感受性に対する悪影響が増大し、特に、Ｎｉの含有量が７０％を超えると、マトリックス中へのＰの固溶度の低下による液相中へのＰの濃化がより増加するため、溶接凝固割れ感受性が極めて高くなり、さらに成分コストも嵩んでしまう。したがって、Ｎｉの含有量は３０％を超えて７０％以下とした。なお、Ｎｉの含有量は３５～６５％であればより好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％
　Ａｌは、溶接時に外気から侵入するＯ（酸素）と反応して脱酸作用を有する。この効果を発揮させるためにはＡｌをｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量が１％を超えると、高温で過剰な量の金属間化合物が析出するので、靱性を著しく低下させてしまう。上記の場合には、延性の低下が大きくなることもある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００１～１％とした。
　Ｎ：０．３％以下
　Ｎの含有量が０．３％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。このため、Ｎの含有量は０．３％以下とした。なお、Ｎの含有量は少ないほど望ましく、より好ましいのは０．２％以下、さらに一層好ましいのは０．１５％以下である。
　上記の理由から、本発明（１）～（４）の溶接材料の基本の化学組成について、Ｃ：０．３％を超えて３．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて５５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることと規定した。
　また、本発明（７）～（９）の溶接継手構造体を得るために用いる初層溶接用溶接材料の基本の化学組成について、Ｃ：０．６％を超えて２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．　Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることと規定した。
　さらに、本発明（７）～（９）の溶接継手構造体を得るために用いる積層溶接用溶接材料および本発明（１０）～（１２）の溶接継手構造体を得るために用いる溶接材料の基本の化学組成について、いずれも、Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．　Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることと規定した。
　そして、本発明（１０）～（１２）の溶接継手構造体を得るために用いる溶接材料の基本の化学組成について、Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．　Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることと規定した。
　なお、初層溶接時に用いる溶接材料としては、ソリッドワイヤあるいはスプール形状のものを用いてもよいし、インサートリングを用いてもよい。
　（Ａ－４）本発明（１）、本発明（２）、本発明（５）、本発明（７）、本発明（８）、本発明（１０）および本発明（１１）における母材について：
　Ｃ：２．０％以下
　Ｃは、高温強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上含有させることが望ましい。一方、Ｃの含有量が過剰になって、特に、２．０％を超えると、過剰な量のＣｒ炭化物が晶出したり析出したりするために、材料の延性が著しく劣化する。さらに、高温にて延性が無くなる温度（いわゆる「ゼロ延性温度」）が著しく低下したり、１０００℃付近近傍で延性が著しく低下したりするので、熱間加工性が著しく劣化する。したがって、Ｃの含有量を２．０％以下とした。
　Ｓｉ：４．０％以下
　Ｓｉは、金属材料の溶製時に脱酸作用を有し、また耐酸化性および耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、Ｓｉは０．１％以上含有させることが望ましい。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、４．０％を超えると、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる。したがって、Ｓｉの含有量は４．０％以下とした。なお、Ｓｉの含有量は３．０％以下であればより好ましく、２．０％以下であればさらに一層好ましい。
　Ｍｎ：０．０１～３．０％
　Ｍｎは、金属材料中に不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性を抑制する他、溶製時の脱酸に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｎは０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が３．０％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性および延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は０．０１～３．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．１０～２．０％であればさらに好ましく、０．３０～１．５％であればさらに一層好ましい。
　Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下（前記化学組成１および本発明（５）の母材の場合）
　Ｐは、従来、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる元素として知られており、特に完全オーステナイト凝固する場合にはその影響はより顕著となるため、その含有量には規制が設けられていた。しかしながら、０．０３％を超える量のＰの含有は高温強度、耐食性を向上させる等、材料の特性を向上させる効果を有する。一方、Ｐの含有量があまりにも過剰になり、特に０．３％を超えると、母材の使用性能自体の劣化を招いてしまう。したがって、本発明（１）、本発明（２）、本発明（７）、本発明（８）、本発明（１０）および本発明（１１）の母材が有する前記化学組成１におけるＰの含有量、ならびに本発明（５）の母材におけるＰの含有量を、０．０３％を超えて０．３％以下とした。なお、この化学組成１におけるＰの含有量および本発明（５）の母材におけるＰの含有量は、０．０５％を超えて０．３％以下であればさらに好ましく、０．０８％を超えて０．２％以下であればより一層好ましい。
　Ｐ：０．０３％以下（前記化学組成２の場合）
　本発明（２）、本発明（８）および本発明（１１）において化学組成２を有する母材は、前記した化学組成１に示される０．０３％を超えて０．３％以下というＰを含有する母材との「異種溶接」に供される母材である。なお、既に述べたように、Ｐは、従来から溶接凝固割れ感受性を高める元素として知られており、特に完全オーステナイト凝固する場合にはその影響はより顕著になる。したがって、溶接凝固割れ感受性を低減させることを目的に、本発明（２）、本発明（８）および本発明（１１）の母材が有する前記化学組成２におけるＰの含有量を０．０３％以下とした。なお、この化学組成２におけるＰの含有量は好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、金属材料を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、その含有量が多くなると、耐食性の低下を招くとともに、熱間加工性と溶接性も劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると、耐食性の低下、熱間加工性と溶接性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましいので、０．０１％以下とすればさらに好ましく、０．００５％以下とすればさらに一層好ましい。
　Ｃｒ：１２～３５％
　Ｃｒは、金属材料の表面に薄い酸化皮膜を形成することによって、ステンレス鋼およびＮｉ基合金に耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保させるための必須の元素である。前記した効果を得るためには、Ｃｒを１２％以上含有する必要がある。
　なお、本発明においては、Ｐの溶接凝固割れ感受性に対する悪影響を排除するために、Ｃｒを主体とする「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物を晶出させる必要があり、しかも、Ｃｒの含有量が多いほど耐食性が向上する。このため、より多くのＣｒを含有していることが望ましい。しかしながら、Ｃｒの含有量が３５％を超えると、Ｎｉ含有量とのバランスから長時間のクリープ強度の確保に必要な完全オーステナイト組織の安定性を確保することが極めて困難となり、かつ粗大な炭化物が多量に析出するために、例えば、時効靱性等の機械的性質が著しく劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を１２～３５％とした。
　Ｎｉ：６～８０％
　Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素であり、その必要最少含有量は、オーステナイト系合金中に含まれるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ等のフェライト生成元素、および、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ等のオーステナイト生成元素の含有量によって定まる。
　本発明の母材には上述のとおり１２％以上のＣｒを含有させる必要がある。このＣｒ量に対してＮｉの含有量が６％未満の場合には、安定なオーステナイト単相組織にすることが困難であり、さらに、高温での長時間使用でオーステナイト組織が不安定になり、σ相等の脆化相析出に起因して高温強度および靱性が著しく劣化してしまう。一方、Ｎｉ含有量の増加によってＰのオーステナイト中の固溶量が低下してＰの溶接凝固割れ感受性に対する悪影響が増大し、特に、Ｎｉの含有量が８０％を超えると、マトリックス中へのＰの固溶度の低下による液相中へのＰの濃化がより増加するため、溶接凝固割れ感受性が極めて高くなり、さらに成分コストも嵩んでしまう。したがって、Ｎｉの含有量は６～８０％とした。なお、Ｎｉの含有量は８～５５％であればより好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％
　Ａｌは、金属材料の溶製時に脱酸作用を有する。この効果を発揮させるためにはＡｌをｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。なお、高濃度のＡｌの含有は、高温にて安定なγ’相を形成し、クリープ強度の向上に寄与するとともに、高温での酸化被膜の形成による耐食性の向上にも寄与する。しかしながら、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量が５％を超えると、高温で過剰な量の金属間化合物が析出するので、靱性を著しく低下させてしまう。上記の場合には、延性の低下が大きくなることもある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００１～５％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５～３％であればさらに好ましく、０．０１～１％であればさらに一層好ましい。
　Ｎ：０．３％以下
　Ｎの含有量が０．３％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。このため、Ｎの含有量は０．３％以下とした。なお、Ｎの含有量は少ないほど望ましく、より好ましいのは０．２％以下、さらに一層好ましいのは０．１５％以下である。
　上記の理由から、本発明（１）、本発明（２）、本発明（７）、本発明（８）、本発明（１０）および本発明（１１）の母材が有する前記化学組成１について、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成と規定した。
　同じ理由で、本発明（５）の母材の化学組成について、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることと規定した。
　また、本発明（２）、本発明（８）および本発明（１１）の母材が有する化学組成２について、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成と規定した。
　（Ａ－５）本発明（５）の溶接継手構造体における溶接金属について：
　本発明（５）の溶接継手構造体における溶接金属は、片側から溶接された少なくとも初層の化学組成が、Ｃ：０．１％を超えて０．７％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％を超えて０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１８～３０％、Ｎｉ：１０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるものでなければならない。以下、このことについて説明する。
　Ｃ：０．１％を超えて０．７％以下
　Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つである。すなわちＣは、高Ｐ化によるオーステナイト系合金の溶接凝固割れ感受性に対する悪影響を無害化させるのに必要なＣｒを主体とする「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物の晶出を促進させるために必要不可欠な元素である。
　１２％以上のＣｒを含むオーステナイト系合金の溶接において、０．０３％を超える高い量のＰを含有する母材からＰが混入しても凝固割れを安定して防止するためには、溶接金属の片側から溶接された少なくとも初層（以下、単に「片側溶接における溶接金属の初層」ともいう。）には、０．１％を超える量のＣが含まれている必要がある。なお、Ｃの含有量は多いに越したことはないが、０．７％を超える量のＣが含有された場合には、溶接金属の延性が非常に乏しくなることがある。したがって、片側溶接における溶接金属の初層中のＣ含有量を０．１％を超えて０．７％以下とした。なお、前記Ｃ含有量は０．２％を超えることが好ましく、０．３％を超えればさらに好ましい。
　Ｓｉ：４．０％以下
　Ｓｉは、金属材料の溶接時に脱酸作用を有し、また、耐酸化性および耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、片側溶接における溶接金属の初層中にＳｉを０．１％以上含有させることが望ましい。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、４．０％を超えると、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる。したがって、Ｓｉの含有量は４．０％以下とした。なお、前記Ｓｉの含有量は３．０％以下であればより好ましく、２．０％以下であればさらに一層好ましい。
　Ｍｎ：３．０％以下
　Ｍｎは、金属材料中に不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性を抑制する他、溶接時の脱酸に有効な元素である。このような効果を得るためには、片側溶接における溶接金属の初層中にＭｎを０．０１％以上含有させることが望ましい。しかしながら、その含有量が３．０％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性および延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は３．０％以下とした。なお、Ｍｎの好ましい含有量は０．１０～２．０％であり、さらに一層好ましい含有量は０．３０～１．５％である。
　Ｐ：０．０３％を超えて０．１％以下
　Ｐは、従来、溶接凝固割れ感受性を著しく増大させる元素として知られており、特に完全オーステナイト凝固する場合にはその影響はより顕著となる。本発明（５）においては、Ｐ含有量を高めて高温強度および耐食性を高めた母材を用いており、このため、片側溶接における溶接金属の初層中についても高温強度および耐食性の確保の観点から０．０３％を超える量のＰを含むこととした。しかしながら、Ｐの含有量があまりにも過剰になり、特に０．１％を超えると溶接凝固割れ感受性を増大させてしまう。したがって、Ｐの含有量は０．０３％を超えて０．１％以下とした。なお、高温強度の点からＰの含有量は０．０４％を超えることが好ましく、０．０５％を超えればさらに好ましい。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、その含有量が多くなると、耐食性の低下を招くとともに、溶接性も劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０３％を超えると、耐食性の低下と溶接性の劣化が著しくなる。したがって、片側溶接における溶接金属の初層中のＳの含有量は０．０３％以下とした。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが望ましいので、０．０１％以下とすればさらに好ましく、０．００５％以下とすればより一層好ましい。
　Ｃｒ：１８～３０％
　Ｃｒは、金属材料の表面に薄い酸化皮膜を形成することによって、ステンレス鋼およびＮｉ基合金に耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を確保させるために必須の元素であり、しかも、本発明においてはＣと同様に「Ｍ７Ｃ３」型の炭化物を晶出させるために必要不可欠な元素である。０．０３％を超える高い量のＰを含有する母材からＰが混入しても凝固割れを安定して防止するためには、片側溶接における溶接金属の初層には、１８％を超える量のＣｒが含まれている必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が３０％を超えると、溶接継手の延性の確保が困難となる。したがって、Ｃｒの含有量は１８～３０％とした。
　Ｎｉ：１０％を超えて７０％以下
　Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素である。本発明（５）では上述のとおり片側溶接における溶接金属の初層に１８％以上のＣｒを含有させる必要がある。上記のＣｒ量に対してＮｉの含有量が１０％以下の場合には、得られた片側溶接における溶接金属中にて安定なオーステナイト単相組織にすることが困難であり、さらに、高温での長時間使用でオーステナイト組織が不安定になり、σ相等の脆化相析出に起因して高温強度および靱性が著しく劣化してしまう。一方、Ｎｉ含有量の増加によってＰのオーステナイト中の固溶量が低下してＰの溶接凝固割れ感受性に対する悪影響が増大し、特に、Ｎｉの含有量が７０％を超えると、Ｐの溶接凝固割れ感受性が極めて高くなり、さらに成分コストも嵩んでしまう。したがって、Ｎｉの含有量は１０％を超えて７０％以下とした。なお、Ｎｉの含有量は２５～５０％であればより好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％
　Ａｌは、溶接時に外気から侵入するＯ（酸素）と反応して脱酸作用を有する。この効果を発揮させるためにはＡｌをｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌの含有量が１％を超えると、高温で過剰な量の金属間化合物が析出するので、靱性を著しく低下させてしまう。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００１～１％とした。
　Ｎ：０．３％以下
　Ｎの含有量が０．３％を超えると、Ｃｒ２Ｎ等の窒化物が析出し溶接金属の曲げ性、靱性等の機械的性質の劣化をきたす。このため、Ｎの含有量は０．３％以下とした。なお、Ｎの含有量は少ないほど望ましく、より好ましいのは０．２％以下、さらに一層好ましいのは０．１５％以下である。
　上記の理由から、本発明（５）の溶接継手構造体における溶接金属は、片側から溶接された少なくとも初層の化学組成について、Ｃ：０．１％を超えて０．７％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％を超えて０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１８～３０％、Ｎｉ：１０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることと規定した。
　（Ａ－６）本発明（３）の母材および溶接材料、本発明（６）の母材および溶接金属、本発明（９）の母材および溶接材料、ならびに、本発明（１２）の母材および溶接材料について：
　本発明（１）および本発明（２）における母材および溶接材料のいずれか１以上の材料、本発明（５）における母材および溶接金属の少なくともいずれか、本発明（７）および本発明（８）における母材および溶接材料のいずれか１以上の材料、ならびに、本発明（１０）および本発明（１１）における母材および溶接材料の少なくともいずれかには、それぞれ、必要に応じてさらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有させることができる。
　第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下、
　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下。
　すなわち、前記第１群および第２群のグループのうちの元素の１種以上を任意元素として含有させてもよい。
　以下、上記の任意元素に関して説明する。
　第１群の元素であるＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＣｏおよびＢは、クリープ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、第１群の元素について詳しく説明する。
　Ｃｕ：５％以下
　Ｃｕは、高温での使用中に微細なＣｕ相としてオーステナイト母相に整合析出し、クリープ強度を大幅に向上させる作用を有する。Ｃｕには、ＣＯの乖離を抑制することによってＣの鋼中への侵入を抑制し、耐食性を大幅に向上させる作用もある。上記の効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなり、特に５％を超えると、熱間加工性、溶接性およびクリープ延性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量は、５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．０１～５％とすることが好ましい。含有させる場合のＣｕ含有量の上限は、４．０％とすることがさらに好ましく、３．０％とすればさらに一層好ましい。
　Ｍｏ：１０％以下
　Ｍｏは、クリープ強度を始めとする高温強度の向上に有効な元素である。上記の効果を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏを１０％を超えて含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、σ相等の金属間化合物の生成を誘発し、組織安定性および熱間加工性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量は１０％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．０５～１０％とすることが好ましく、０．０５～５％とすれば一層好ましい。
　Ｗ：１０％以下
　Ｗも、クリープ強度を始めとする高温強度の向上に有効な元素である。上記の効果を確実に得るには、Ｗの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｗを１０％を超えて含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むうえに、σ相等の金属間化合物の生成を誘発し、組織安定性および熱間加工性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＷの含有量は１０％以下とした。なお、含有させる場合のＷの含有量は、０．０５～１０％とすることが好ましく、０．０５～５％とすればより好ましい。
　Ｖ：２％以下
　Ｖは、炭化物形成元素であり、クリープ強度を始めとする高温強度の向上に有効である。上記の効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．０２％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｖの含有量が２％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＶの含有量は、２％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は、０．０２～２％とすることが好ましく、０．０２～１．５％とすればさらに好ましい。含有させる場合のより一層好ましいＶの含有量は、０．０４～１％である。
　Ｎｂ：３％以下
　Ｎｂは、炭化物形成元素であり、クリープ強度を始めとする高温強度の向上に有効である。上記の効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が３％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量は、３％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０５～３％とすることが好ましく、０．０５～１．５％とすればより好ましい。
　Ｔｉ：３％以下
　Ｔｉは、炭化物形成元素であり、クリープ強度を始めとする高温強度の向上に有効である。上記の効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が３％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量は、３％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉの含有量は、０．００５～３％とすることが好ましく、０．００５～２％とすればより好ましい。
　Ｔａ：８％以下
　Ｔａも炭化物形成元素であり、クリープ強度を始めとする高温強度の向上に有効である。上記の効果を確実に得るには、Ｔａの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔａの含有量が８％を超えると、靱性を始めとする機械的性質の大きな劣化を招く。したがって、含有させる場合のＴａの含有量は、８％以下とした。なお、含有させる場合のＴａの含有量は、０．０１～８％とすることが好ましく、０．０１～７％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＴａの含有量は、０．０５～６％である。
　Ｚｒ：１％以下
　Ｚｒは、主として粒界強化に寄与し、クリープ強度を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｚｒの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｚｒの含有量が１％を超えると、機械的性質および溶接性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＺｒの含有量は、１％以下とした。なお、含有させる場合のＺｒの含有量は、０．０００５～１％とすることが好ましく、０．０１～０．８％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＺｒの含有量は、０．０２～０．５％である。
　Ｈｆ：１％以下
　Ｈｆも主として粒界強化に寄与し、クリープ強度を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｈｆの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｈｆの含有量が１％を超えると、機械的性質および溶接性の劣化をきたす。したがって、含有させる場合のＨｆの含有量は、１％以下とした。なお、含有させる場合のＨｆの含有量は、０．０００５～１％とすることが好ましく、０．０１～０．８％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＨｆの含有量は、０．０２～０．５％である。
　Ｃｏ：１５％以下
　Ｃｏは、Ｎｉと同様にオーステナイト組織を安定化し、クリープ強度向上に寄与する。この効果を確実に得るには、Ｃｏの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｏの含有量が１５％を超えても前記の効果は飽和し、経済性が低下するばかりである。したがって、含有させる場合のＣｏの含有量は、１５％以下とした。なお、含有させる場合のＣｏの含有量は、０．０５～１０％とすることが好ましい。
　Ｂ：０．０３％以下
　Ｂは、炭窒化物中に存在して高温での使用中における炭窒化物の微細分散析出を促進するとともに、Ｂ単体で粒界に存在して粒界を強化し粒界すべりを抑制することによって、クリープ強度を改善する。こうした効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｂの含有量が０．０３％を超えると、溶接性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＢの含有量は、０．０３％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は、０．０００５～０．０３％とすることが好ましく、０．００１～０．１％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＢの含有量は、０．００１～０．００５％である。
　なお、上記のＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＣｏおよびＢ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。
　次に、第２群の元素であるＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは熱間加工性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、第２群の元素について詳しく説明する。
　Ｃａ：０．０５％以下
　Ｃａは、熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００１～０．０５％とすることが好ましく、０．００１～０．０２％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＣａの含有量は、０．００１～０．０１％である。
　Ｍｇ：０．０５％以下
　Ｍｇも熱間加工性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．０５％を超えると、酸化物系介在物を形成し却って熱間加工性が低下し、延性の劣化も生じる。したがって、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０５％以下とした。なお、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０００５～０．０５％とすることが好ましく、０．００１～０．０２％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＭｇの含有量は、０．００１～０．０１％である。
　ＲＥＭ：０．３％以下
　ＲＥＭは、金属材料中に含まれる不純物元素との親和力、特に、Ｓとの親和力が大きいため、Ｓ含有による熱間加工性の低下を抑制する効果を有する。上記の効果は、ＲＥＭの含有量が０．００５％以上の場合に顕著となる。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．３％を超えると、粗大な酸化物および硫化物を形成して、却って熱間加工性の低下を招き、さらに、表面疵の発生の増加と靱性の劣化が生ずる。したがって、含有させる場合のＲＥＭの含有量は、０．３％以下とした。なお、含有させる場合のＲＥＭの含有量は、０．００５～０．３％とすることが好ましく、０．００５～０．１％とすればさらに好ましい。含有させる場合のさらに一層好ましいＲＥＭの含有量は、０．００５～０．０７％である。
　上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭ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、「ＲＥＭ」が、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、また、ＲＥＭの含有量がＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。
　上記の理由から、本発明（３）においては、母材および溶接材料のいずれか１以上の材料が、それぞれ、必要に応じてさらに、本発明（１）および本発明（２）におけるものに加えて、上述した第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することと規定した。また、本発明（９）においては、母材および溶接材料のいずれか１以上の材料が、それぞれ、必要に応じてさらに、本発明（７）および本発明（８）におけるものに加えて、上述した第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することと規定した。同様に、本発明（１２）においては、母材および溶接材料の少なくともいずれかが、それぞれ、必要に応じてさらに、本発明（１０）および本発明（１１）におけるものに加えて、上述した第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することと規定した。
　同じ理由で、本発明（６）の母材について、本発明（５）の母材に、さらに、上述した第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することと規定した。
　また、本発明（６）の溶接金属についても、本発明（５）の溶接金属に、さらに、上述した第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することと規定した。
　なお、本発明（１）～（３）の溶接材料、および本発明（７）～（１２）の溶接継手構造体を製造する際に用いる溶接材料は、例えば、前述の組成を有する合金を溶製し、鍛造、圧延により線材に加工することによって製造することができる。また、本発明（１）～（３）の溶接材料、および本発明（７）～（９）の溶接継手構造体を溶接する際の初層溶接に用いる溶接材料は、インサートリングに加工して製造することも可能であり、さらに、Ｃｒ－Ｎｉ合金板のシース材に、高Ｃ－Ｃｒ－Ｎｉ合金粉末または高Ｃ－Ｃｒ合金粉末等を被包して線引き加工することで規定される化学組成となるように製造することもできる。
　そして、本発明（１）～（３）に係る溶接材料は、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接等の種々の溶接方法に用いることができる。
　したがって、本発明（４）の溶接継手構造体は、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかの溶接材料を用いて、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかのオーステナイト系合金母材を種々の溶接方法で溶接することによって製造することができる。
　本発明（４）の溶接継手構造体を溶接するに際し、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかの母材を多層盛溶接する必要がある場合についても、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかの溶接材料を用いて多層盛溶接を実施してよい。
　なお、溶接金属に対して、特に、高い耐食性およびクリープ強度が要求される場合、母材からの希釈率の大きい初層については本発明（１）から本発明（３）までのいずれかの溶接材料を用いて溶接し、それ以降の溶接パスについては、例えば、母材からの希釈率が２０％以下のようにかなり小さくなる溶接の場合には、要求される耐食性およびクリープ強度に応じて市販の溶接材料を選択して溶接するというように、溶接凝固割れに影響する母材からの希釈率に応じて市販の溶接材料を適宜選択して溶接してもよい。
　本発明（１）～（３）に係る溶接材料と同様に、本発明（７）～（１２）の溶接継手構造体を製造する際に用いる溶接材料も、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接等の種々の溶接方法に用いることができる。
　したがって、本発明（７）～（９）の溶接継手構造体は、本発明（７）から本発明（９）までの溶接継手構造体の製造に用いるいずれかの初層溶接用溶接材料およびいずれかの積層用溶接材料を用いて、本発明（７）から（９）までのいずれかのオーステナイト系合金母材を種々の溶接方法で溶接することによって製造することができる。また、本発明（１０）～（１２）の溶接継手構造体は、本発明（１０）から本発明（１２）までのいずれかの溶接材料を用いて、本発明（１０）から（１２）までのいずれかのオーステナイト系合金母材を種々の溶接方法で溶接することによって製造することができる。
　なお、溶接金属に対して、特に、高い耐食性およびクリープ強度が要求される場合、積層溶接の全層を本発明（７）から本発明（１２）までのいずれかの溶接材料を用いて溶接するのではなく、途中の層溶接パスからについては、例えば、母材からの希釈率が２０％以下のようにかなり小さくなる溶接の場合には、要求される耐食性およびクリープ強度に応じて市販の溶接材料を選択して溶接するというように、溶接凝固割れに影響する母材からの希釈率に応じて市販の溶接材料を適宜選択して溶接してもよい。
　さらには、板厚が大きいものを溶接する場合には、本発明（７）から本発明（９）までのいずれかに記載の初層用溶接材料を用いて初層だけを溶接するのではなく、２パス目以降も必要な延性に応じて初層用として規定している溶接材料と積層用として規定している溶接材料を適宜組み合わせて溶接してもよい。
　また、同種溶接の場合は化学組成１の組成を有するオーステナイト系合金を母材として溶接するが、両方の母材の組成が同じである必要はなく、共に化学組成１の範囲内のオーステナイト系合金であればよい。また、異種溶接の場合は一方の母材を化学組成１の組成を有するオーステナイト系合金とし、他方の母材を化学組成２の組成を有するオーステナイト系合金として溶接すればよい。さらに、これらの母材は、必要に応じてさらに、前記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有するオーステナイト系合金であってもよい。
　（Ｂ）溶接継手構造体における溶接金属の裏波ビード高さ
　本発明（５）および本発明（６）の溶接継手構造体は、母材として板材を用いる場合には、その片面側から溶接を行って溶接した反対の面側に、また、管材を用いる場合には、管材の外面から周溶接を行って管材の内面側に、それぞれ、裏波ビードを形成するものである。そして、この場合の溶接継手構造体における溶接金属の裏波ビード高さは、溶接継手構造体としての強度確保および健全なビード形状を得るために、０～３ｍｍとする必要がある。
　裏波ビード高さが０ｍｍ未満の場合には、ビード表面が溶接を行った面と反対側の面（管の場合は管内表面）よりも低い、いわゆる「凹ビード」となるため溶接継手構造体としての強度が不足してしまう。一方、裏波ビード高さが３ｍｍを超えると、凸部が過大となってビード止端への応力集中が大きくなるため強度確保上好ましくない。
　したがって、本発明（５）および本発明（６）の溶接継手構造体の溶接金属の裏波ビード高さは０～３ｍｍと規定した。
　なお、上記溶接継手構造体の溶接金属の化学組成は、前記（Ａ）項で述べた規定を満たすものでなければならない。このため、上記の溶接継手構造体の作製に用いる溶接材料としては、採用する溶接方法と溶接条件に応じて、前記の溶接金属の組成が得られる組成のものを選べばよい。
　しかしながら、母材とは化学組成が異なる溶接材料を用いて溶接した場合は、溶接入熱および開先形状等の多層形成条件などの溶接条件によっては、母材からの希釈のために溶接金属の化学組成が変化してしまう。特に、本発明（５）および本発明（６）の溶接継手構造体のように、オーステナイト系合金母材のＰ含有量が０．０３％を超える高い場合には、Ｐが溶接金属中へ流入するために液相中のＰの含有量は増加し、通常レベルの０．０３％以下のＰ含有量である母材どうしの溶接と比べて溶接凝固割れ感受性が高くなってしまう。そのため、少なくとも初層に高Ｃ－高Ｃｒ含有量の溶接材料を用い、溶接条件を選定して少なくとも初層の溶接金属の組成が前述した範囲となるように溶接することで、溶接凝固割れを抑制するのがよい。
　なお、理論上は従来の溶接材料を用いた場合でも、母材からの希釈率を極めて低く抑えることにより、前述した化学組成範囲の溶接金属を得ることは可能となることがあり得る。しかしながら、その場合には、上述した０～３ｍｍという範囲の健全なビード形状を確保することが困難となる。
　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。
　（実施例１）
　母材として用いるために、表１に示す化学組成を有するオーステナイト系の合金Ａ～Ｅを高周波加熱真空炉を用いて溶解した後、インゴットに鋳造した。
　なお、表１中の合金Ａおよび合金Ｅは、Ｐの含有量が０．１００％と高いオーステナイト系の合金であり、一方、合金Ｂ～Ｄは、Ｐの含有量がそれぞれ、０．０１５％、０．０３０％および０．０１８％という通常レベルのオーステナイト系合金である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　また、溶接材料として用いるために、表２に示す化学組成を有するオーステナイト系の合金Ｆ～Ｈを高周波加熱真空炉を用いて溶解した後、インゴットに鋳造した。
　なお、表２中の合金Ｇは、ＣおよびＣｒの含有量が本発明で規定する溶接材料の化学組成条件から外れた合金である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　母材として用いる合金Ａ～Ｅのインゴットを、通常の方法で熱間鍛造した後、１２００℃で固溶化熱処理を施し、突き合わせ部１．５ｍｍ、突き出し長さが２．５ｍｍのＵ開先加工が施された厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍおよび長さ１００ｍｍの拘束溶接割れ試験用試験片を作製した。
　また、合金Ｆ～Ｇのインゴットを、通常の方法で熱間鍛造した後、途中で固溶化熱処理を繰返しながら冷間加工を施して、直径が１．２ｍｍの巻き線からなる溶接材料を作製した。
　上記のようにして得た各拘束溶接割れ試験用試験片を用いて、合金Ａどうしおよび合金Ｅどうしの同種溶接、ならびに、合金Ａと合金Ｂ、合金Ａと合金Ｃ、合金Ａと合金Ｄおよび合金Ｄと合金Ｅの異種溶接の組み合わせにて周囲を拘束溶接した。
　具体的には、突き合わせ部分に対して上記のようにして作製した溶接材料Ｆ～Ｈを用いて、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎの条件にてＴＩＧ溶接して初層溶接を行った。なお、ルート間隔は０ｍｍとし、また、溶接材料の送給速度は、母材からの希釈率を変化させるために、４８ｃｍ／ｍｉｎ、５４ｃｍ／ｍｉｎおよび６２ｃｍ／ｍｉｎとした。
　上記のようにして拘束溶接した後、試験片の溶接ビード表面での凝固割れの発生有無を調査した。
　さらに、各試験体から溶接継手の断面ミクロ試料を５個ずつ採取して鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で溶接凝固割れの発生有無を調査した。この調査の後、画像解析を用いて得られた初層溶接金属の面積に対する溶融した母材部分の面積比、すなわち「（溶融した母材部分の面積）／（初層溶接金属の面積）」を導出することで平均の母材からの希釈率を測定した。
　また、Ｐの含有量が０．１００％と高いオーステナイト系の合金Ａどうしおよび合金Ｅどうしの同種溶接継手試験体については、上記の調査に加えて、裏波ビード高さの測定および得られた初層溶接金属部の化学組成を分析した。
　表３に、各試験体における溶接条件、平均の母材からの希釈率、ビード表面割れの有無および５断面観察した場合の溶接凝固割れの発生状況を示す。
　また、表４に、合金Ａどうしおよび合金Ｅどうしの同種溶接継手試験体について調査した裏波ビード高さおよび初層溶接金属部の化学組成を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３から明らかなように、本発明（１）～（３）で規定する化学組成を満たす溶接材料ＦおよびＨを用いて溶接した試験体番号１～１４の場合には、合金Ａどうしおよび合金Ｅどうしの同種溶接、ならびに、合金Ａと合金Ｂ、合金Ａと合金Ｃ、合金Ａと合金Ｄおよび合金Ｄと合金Ｅの異種溶接のいずれにおいても、母材からの希釈率（平均の母材からの希釈率）が高い場合であっても、ビード表面割れは認められず、溶接凝固割れも発生しなかった。
　これに対して、ＣおよびＣｒの含有量が本発明で規定する含有量を下回る溶接材料Ｇを用いて溶接した試験体番号１５～２３の場合には、母材が同種どうしの溶接および異種溶接のいずれの試験体においてもビード表面割れが生じ、さらに、溶接凝固割れも発生していた。
　また、表４から明らかなように、片側溶接における溶接金属の初層の化学組成および裏波ビード高さが本発明（４）、（５）で規定する条件を満足する試験体番号１～３および試験体番号１３の場合には溶接凝固割れの発生は認められなかったが、本発明（４）、（５）で規定する片側溶接における溶接金属の初層の化学組成条件を満足しない試験体番号１５～１７の場合には溶接凝固割れが発生した。
　（実施例２）
　母材として用いるために、表５に示す化学組成を有するオーステナイト系の合金Ｄ、合金Ｅおよび合金Ｉ～Ｌを高周波加熱真空炉を用いて溶解した後、インゴットに鋳造した。表５中の合金Ｄおよび合金Ｅは前述の「実施例１」で溶解したのと同じ合金である。
　なお、表５中の合金Ｅおよび合金Ｉは、Ｐの含有量が０．１００％と高いオーステナイト系の合金であり、一方、合金Ｄおよび合金Ｊ～Ｌは、Ｐの含有量がそれぞれ、０．０１８％、０．０１０％、０．０１５％および０．０２８％という通常レベルのオーステナイト系合金である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　また、溶接材料として用いるために、表６に示す化学組成を有するオーステナイト系の合金Ｆおよび合金Ｍ～Ｐを高周波真空加熱炉を用いて溶解した後、インゴットに鋳造した。表６中の合金Ｆは前述の「実施例１」で溶解したのと同じ合金である。
　なお、表６中の合金Ｍは、Ｃの含有量が本発明で規定する溶接材料の化学組成条件から外れた合金である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　母材として用いる合金Ｄ、合金Ｅおよび合金Ｉ～Ｌのインゴットを、通常の方法で熱間鍛造した後、１１５０℃で固溶化熱処理を施し、中心部を機械加工によってくり抜き加工した後、
　・突き合わせ部１．５ｍｍで突き出し長さが２．５ｍｍのＵ開先加工、
および、
　・突き合わせ部１．０ｍｍで６０°のＶ開先加工、
が施された、厚さ９ｍｍ、外径４０ｍｍおよび長さ５０ｍｍの拘束溶接割れ試験用チューブ材を作製した。
　また、合金Ｆおよび合金Ｍ～Ｐのインゴットを、通常の方法で熱間鍛造した後、途中で固溶化熱処理を繰り返しながら冷間加工して、直径が２．０　ｍｍのソリッドワイヤと直径が１．２ｍｍの巻き線からなる溶接材料を作製した。
　上記のようにして得た各拘束溶接割れ試験用チューブ材を用いて、合金Ｉどうしおよび合金Ｅどうしの同種溶接、ならびに、合金Ｉと合金Ｊ、合金Ｉと合金Ｋ、合金Ｉと合金Ｌおよび合金Ｄと合金Ｅの異種溶接の組合せにて、図１に示すように心棒を挿入して、周囲を拘束溶接した。
　具体的には、まず、Ｕ開先およびＶ開先のそれぞれの突き合わせ部分に対して上記のようにして作製した溶接材料Ｆおよび溶接材料Ｎ～Ｐを用いて初層溶接を実施した。
　Ｖ開先の場合の溶接は、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度８ｃｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ溶接によって行い、また、Ｕ開先の場合の溶接は、溶接電流１１０Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度８ｃｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ溶接によって行った。なお、母材からの希釈率は、開先形状、ルート間隔および溶接材料の送給速度を変更して変化させた。
　上記のようにして初層ＴＩＧ溶接した後、試験用チューブ材の溶接ビード表面での凝固割れの発生有無を調査した。
　さらに、上記の初層溶接した各試験体から溶接継手の断面ミクロ試料を５個ずつ採取して鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で溶接凝固割れの発生有無を調査した。この調査の後、画像解析を用いて得られた初層溶接金属の面積に対する溶融した母材部分の面積比、すなわち「（溶融した母材部分の面積）／（初層溶接金属の面積）」を導出することで平均の母材からの希釈率を測定した。
　表７に、各試験体における溶接条件、平均の母材からの希釈率、ビード表面割れの有無および５断面観察した場合の溶接凝固割れの発生状況を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７からわかるように、試験体番号２５、２７、２８、３０～３２、３４～３６および３８～４４には、ビード表面割れが認められず、溶接凝固割れも発生しなかった。
　これに対して、試験体番号２４、２６、２９、３３および３７の場合には、ビード表面割れが生じ、さらに、溶接凝固割れも発生していた。
　上記の結果から、試験体番号２４、２６および３３では、母材からの希釈率がそれ６８％、３２％および６３％であるが、溶接材料として用いた合金ＭのＣ含有量が０．１６％と本発明範囲の下限を外れているために、母材からの希釈率に関係なく、母材からのＰの流入による悪影響を無害化することができず、初層溶接金属に凝固割れが発生することがわかる。
　また、試験体番号２９および３７においては、母材からの希釈率がそれぞれ、７０％および６８％と大きいために母材からのＰの流入が多いのに、溶接材料に用いた合金ＮのＣ含有量が０．２９％と低いので、母材からのＰの流入による悪影響を無害化することができず、初層溶接金属に溶接凝固割れが発生することがわかる。なお、同じ溶接材料に合金Ｎを用いて母材希釈率が５０％未満で溶接した試験体番号２７では、Ｐの流入が抑制され、溶接凝固割れは発生しなかった。
　そこで次に、上記の表７と同一条件にて作製した初層溶接継手に対し、初層溶接金属にて溶接凝固割れが発生しなかったものについて、溶接材料Ｆおよび溶接材料Ｍ～Ｐを用いて表８および表９に示す組合せにて、溶接電流１３０Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎの条件でＴＩＧ溶接によって積層溶接を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　上記の積層溶接した各試験体から溶接継手の断面ミクロ試料を５個ずつ採取して鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で積層溶接部における溶接凝固割れの発生有無を調査した。さらに、積層溶接部において溶接凝固割れの発生が認められなかった各溶接継手試験体から、３ｍｍ厚さの側曲げ試験片を２個ずつ採取して、曲げ半径Ｒ６ｍｍで曲げ試験を実施した。
　表８および表９に、各試験体に上記５断面観察した場合の積層溶接部における溶接凝固割れの発生状況、および曲げ試験の結果を併せて示す。なお、表８および表９における「曲げ試験の結果」欄における「○」印は、２体の側曲げ試験において１８０°曲げが実施でき、しかも、曲げ試験後に割れの開口が認められなかったことを示す。一方、「△」印は、２体の側曲げ試験において、２体とも１８０°曲げることができるものの曲げ試験後に微割れを含む割れの開口が認められたことを示している。さらに、「×」印は、２体の側曲げ試験において少なくとも１体が１８０°曲げることができず途中で破断したことを示す。
　表８および表９からわかるように、試験体番号２５－２、２５－３、２７－１、２８－２、３０－１、３０－２、３１－１、３２－１、３５－１、３５－２、３６－１、３８－２、３９－１、４０－１、４１－２、４２－２、４３－２および４４－２には、積層溶接部における溶接凝固割れが認められず、曲げ試験結果も良好であり、１８０°曲げが実施でき、しかも、曲げ試験後に割れの開口が認められなかった。
　これに対して、試験体番号２５－１、２８－１、３４－１および３８－１の場合、積層溶接の溶接材料に用いた合金ＭのＣ含有量が０．１６％と低く、本発明で規定する全ての溶接材料のＣ含有量から外れるため、Ｐの流入による悪影響を無害化することができず、積層溶接部に溶接凝固割れが発生することがわかった。さらに、曲げ試験でも溶接凝固割れに伴う割れが開口しており、曲げ試験の結果も劣っている。
　また、試験体番号２５－４、２７－２、２８－３、３０－３、３１－２、３２－２、３４－２、３６－２、３８－３、３９－２および４０－２の場合には、積層溶接材料に用いた溶接材料ＰのＣ含有量が本発明（７）から（１０）で規定する量よりも高いため、積層溶接部中の共晶炭化物の晶出量が多くなり、延性が低下したために、曲げ試験の結果に劣ることがわかった。
　同様に、試験体番号４１－１、４２－１、４３－１および４４－１の場合には、積層溶接材料に用いた溶接材料ＦのＣ含有量が本発明（１０）から（１２）で規定する量よりも高いため、積層溶接部中の共晶炭化物の晶出量が多くなり、延性が低下したために、曲げ試験の結果に劣ることがわかった。
　本発明の溶接材料は、少なくとも一方の母材が０．０３％を超えて０．３％以下という高い量のＰを含有し、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、溶接凝固割れの発生を抑制できるので、溶接施工が要求される用途に幅広く適用することができる。さらに、本発明の溶接継手構造体は、少なくとも一方の母材が上記の高い量のＰを含有し、しかも、完全オーステナイト凝固するにも拘わらず、耐溶接凝固割れ性、あるいは、耐溶接凝固割れ性および延性に優れている。加えて、本発明の溶接継手構造体は、優れた高温強度および耐食性も有するものである。なお、本発明の溶接材料は、上記オーステナイト系合金の溶接継手構造体を作製するのに最適なものである。
 
 

Claims (12)

  1. 　下記の化学組成１を有するオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接するのに用いる溶接材料であって、質量％で、Ｃ：０．３％を超えて３．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて５５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなることを特徴とする溶接材料。
    　（化学組成１）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  2. 　他のオーステナイト系合金からなる母材が、下記の化学組成１または２を有することを特徴とする請求項１に記載の溶接材料。
    　（化学組成１）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
    　（化学組成２）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  3. 　母材および溶接材料のいずれか１以上の材料が、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接材料。
    　第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下
    　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下
  4. 　請求項１から３までのいずれかに記載の母材を、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接材料を用いて溶接したことを特徴とする溶接継手構造体。
  5. 　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系合金の母材と下記（ｉ）および（ｉｉ）の特徴を備えるオーステナイト系合金の溶接金属とで構成されたことを特徴とする溶接継手構造体。
    　（ｉ）片側から溶接された少なくとも初層の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１％を超えて０．７％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％を超えて０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１８～３０％、Ｎｉ：１０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなること
    　（ｉｉ）裏波ビード高さが０～３ｍｍであること
  6. 　母材および溶接金属の少なくともいずれかが、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５に記載の溶接継手構造体。
    　第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下
    　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下
  7. 　下記の化学組成１を有するオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接してなる溶接継手構造体であって、溶接する際に、初層溶接には、質量％で、Ｃ：０．６％を超えて２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶接材料を用い、その後の積層溶接には、質量％で、Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶接材料を用いて溶接されたものであることを特徴とする溶接継手構造体。
    　（化学組成１）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  8. 　他のオーステナイト系合金からなる母材が、下記の化学組成１または２を有することをことを特徴とする請求項７に記載の溶接継手構造体。
    　（化学組成１）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
    　（化学組成２）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  9. 　母材および溶接材料のいずれか１以上の材料が、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項７または８に記載の溶接継手構造体。
    　第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下
    　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下
  10. 　下記の化学組成１を有するオーステナイト系合金からなる母材と他のオーステナイト系合金からなる母材とを溶接してなる溶接継手構造体であって、質量％で、Ｃ：０．２％を超えて０．６％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２２％を超えて３５％以下、Ｎｉ：３０％を超えて７０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる溶接材料を用いて溶接する際に、少なくとも初層は、母材からの希釈率が５０％未満となる条件で溶接されたものであることを特徴とする溶接継手構造体。
    　（化学組成１）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  11. 　他のオーステナイト系合金からなる母材が、下記の化学組成１または２を有することをことを特徴とする請求項１０に記載の溶接継手構造体。
    　（化学組成１）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％を超えて０．３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
    　（化学組成２）
    　質量％で、Ｃ：２．０％以下、Ｓｉ：４．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１２～３５％、Ｎｉ：６～８０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～５％、Ｎ：０．３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成。
  12. 　母材および溶接材料の少なくともいずれかが、質量％で、さらに、下記第１群および第２群の中から選ばれた１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１０または１１に記載の溶接継手構造体。
    　第１群：Ｃｕ：５％以下、Ｍｏ：１０％以下、Ｗ：１０％以下、Ｖ：２％以下、Ｎｂ：３％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｔａ：８％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｈｆ：１％以下、Ｃｏ：１５％以下およびＢ：０．０３％以下
    　第２群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．３％以下
     
     
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