WO2015129561A1 - 溶接継手及び溶接継手の製造方法 - Google Patents

溶接継手及び溶接継手の製造方法 Download PDF

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WO2015129561A1
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佳奈 浄徳
平田　弘征
大村　朋彦
潤 中村
孝裕 小薄
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a welded joint and a method for manufacturing a welded joint, and more particularly, to an austenitic steel welded joint and a method for manufacturing an austenitic steel welded joint.
  • weld materials and weld metals obtained using the weld materials all require post-weld heat treatment for high strength.
  • the long post-weld heat treatment becomes a manufacturing restriction and may increase the manufacturing cost.
  • the austenitic steel welded joint described in International Publication No. 2013/005570 is welded to a weld metal by using a welding material containing 0.15 to 0.35% N. .35% N is included. Therefore, in this austenitic steel welded joint, the welding material that can be used is restricted. Since this austenitic steel welded joint uses a welding material containing a large amount of N, the manufacturability is poor, and welding defects such as blow holes may occur depending on the welding conditions.
  • N may be detached from the weld metal during welding.
  • weld joints used for high pressure hydrogen are required to have excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • An object of the present invention is to provide a welded joint having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the welded joint according to the present invention is a welded joint obtained by welding a base material using a welding material.
  • the chemical composition of the base material is, by mass, C: 0.005 to 0.1%, Si: 1.2% or less, Mn: 2.5 to 6.5%, Ni: 8 to 15%, Cr: 19 to 25%, Mo: 0.01 to 4.5%, V: 0.01 to 0.5%, Nb: 0.01 to 0.5%, Al: less than 0.05%, N: 0.00. 15 to 0.45%, O: 0.02% or less, P: 0.05% or less, S: 0.04% or less, balance: iron and impurities.
  • the chemical composition of the welding material is mass%, C: 0.005 to 0.1%, Si: 0.7% or less, Mn: 0.5 to 3%, Ni: 8 to 23%, Cr: 17 to 25%, Mo: 0.01 to 4%, V: 0 to 0.5%, Nb: 0 to 0.5%, Al: less than 0.05%, N: less than 0.15%, O: 0.0. 02% or less, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, balance: iron and impurities.
  • the chemical composition of the base material satisfies the formula (1).
  • the chemical composition of the welding material satisfies the formulas (1) and (2).
  • a welded joint having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained.
  • the present inventors have determined the conditions for obtaining a welded joint having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance without performing post-weld heat treatment and without using a welding material containing a large amount of N. investigated. As a result, the following (a) to (c) became clear.
  • the weld metal may satisfy the following formula (1).
  • the chemical composition of the weld metal In order for the chemical composition of the weld metal to satisfy the formula (1), both the base metal and the chemical composition of the welding material only need to satisfy the formula (1).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (1).
  • the chemical composition of the welding material may satisfy the formula (2). If the chemical composition of the welding material satisfies the formula (2), a large amount of N can be dissolved in the weld metal even if the N content of the welding material is less than 0.15% by mass. 0.31C + 0.048Si ⁇ 0.02Mn ⁇ 0.056Cr + 0.007Ni ⁇ 0.013Mo ⁇ ⁇ 1.0 (2) Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (2).
  • a higher tensile strength can be obtained by adjusting the height of surplus formed on the outer surface of the welded joint (surface surplus height) according to the chemical composition of the welding material.
  • the surfacing height h (mm) may satisfy the formula (3). 1.9 ⁇ (0.31C + 0.048Si ⁇ 0.02Mn ⁇ 0.056Cr + 0.007Ni ⁇ 0.013Mo) + 3 ⁇ h (3)
  • the content (mass%) of the corresponding element in the welding material is substituted for each element symbol of the formula (3).
  • the weld joint according to the present embodiment is obtained by welding a base material with a welding material.
  • the weld joint includes a base material and a weld metal.
  • the weld metal is formed by melting and solidifying a part of the base material and the welding material.
  • the welded joint is obtained by welding steel pipes or steel plates to each other at their ends.
  • the base material and the welding material have the following chemical composition.
  • C 0.005 to 0.1% (base material and welding material) Carbon (C) stabilizes austenite.
  • base material and welding material Carbon (C) stabilizes austenite.
  • C carbon
  • the C content is 0.005 to 0.1% in both the base material and the welding material.
  • the minimum with preferable C content is 0.008%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.08%.
  • Si 1.2% or less (base material), 0.7% or less (welding material) Silicon (Si) deoxidizes steel. Si also improves the corrosion resistance of the steel. However, when Si is contained excessively, the toughness of steel decreases. Therefore, the Si content of the base material is 1.2% or less. The upper limit with preferable Si content of a base material is 1.0%.
  • the weld metal formed by melting the welding material contains an excessive amount of Si, in addition to the above, it segregates at the boundaries of columnar crystals during solidification, lowering the melting point of the liquid phase, and increasing the susceptibility to solidification cracking. Therefore, the upper limit of the Si content of the welding material is set lower than that of the base material. Therefore, the Si content of the welding material is 0.7% or less. The upper limit with preferable Si content of a welding material is 0.6%. Although there is no particular need to set a lower limit for the Si content, an extreme decrease does not provide a sufficient deoxidation effect, resulting in an increase in the cleanliness of the steel, degrading the cleanliness, and an increase in cost. Therefore, the desirable lower limit of Si is 0.01% for both the base material and the welding material.
  • Mn 2.5 to 6.5% (base material), 0.5 to 3% (welding material)
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn also stabilizes the austenite phase. Mn further contributes indirectly to increasing the strength of the molten metal by increasing the solubility of N in the molten metal at the time of manufacturing the base metal and during welding. On the other hand, when Mn is contained excessively, the ductility of the steel is lowered. Therefore, the Mn content of the base material is 2.5 to 6.5%. The minimum with preferable Mn content of a base material is 2.7%. The upper limit with preferable Mn content of a base material is 6%.
  • the lower limit of the Mn content of the welding material can be made smaller than that of the base material.
  • the upper limit of the Mn content of the welding material is smaller than that of the base material. Therefore, the Mn content of the welding material is 0.5 to 3%.
  • the minimum with preferable Mn content of a welding material is 0.7%.
  • the upper limit with preferable Mn content of a welding material is 2.5%.
  • Ni 8-15% (base material), 8-23% (welding material)
  • Nickel (Ni) stabilizes the austenite phase.
  • the amount of Ni becomes excessive, the solubility of N in the weld metal decreases during the production of the base material.
  • the upper limit of the Ni content of the base material is 15%.
  • the minimum with preferable Ni content of a base material is 9%.
  • the upper limit with preferable Ni content of a base material is 14.5%.
  • Ni stabilizes the austenite phase.
  • the Ni content of the welding material needs to be 8% or more.
  • the solubility of N in the weld metal becomes small.
  • the upper limit of Ni in the welding material is 23%.
  • a preferable lower limit of the Ni content of the welding material is 9%.
  • a preferable upper limit of the Ni content of the welding material is 22.5%.
  • Chromium (Cr) increases the corrosion resistance of steel. Further, Cr indirectly contributes to increasing the strength of the molten metal by increasing the solubility of N in the molten metal during the production of the base material and during welding. On the other hand, when Cr is excessively contained, a large amount of coarse carbides such as M 23 C 6 that reduce ductility and toughness is likely to be generated. Moreover, when Cr is contained excessively, steel is embrittled depending on the welding gas environment. Therefore, the Cr content of the base material is 19 to 25%. The minimum with preferable Cr content of a base material is 19.2%. The upper limit with preferable Cr content of a base material is 24.5%.
  • the lower limit of the Cr content of the welding material can be made smaller than that of the base material. Therefore, the Cr content of the welding material is 17 to 25%.
  • the minimum with preferable Cr content of a welding material is 18.2%.
  • the upper limit with preferable Cr content of a welding material is 24.5%.
  • Mo 0.01 to 4.5% (base material), 0.01 to 4% (welding material) Molybdenum (Mo) is dissolved in the matrix or precipitated as carbonitride to increase the strength of the steel. Mo also increases the corrosion resistance of the steel. On the other hand, when Mo is contained excessively, the cost increases. Moreover, even if it adds excessively, the effect will be saturated. Therefore, the Mo content of the base material is 0.01 to 4.5%. A preferable lower limit of the Mo content of the base material is 0.03%. The upper limit with preferable Mo content of a base material is 4%.
  • the weld metal formed by melting the welding material has a faster solidification rate than when the base material is manufactured, and there is little decrease in N during the solidification process. Therefore, the upper limit of the Mo content of the welding material is made smaller than that of the base material. Therefore, the Mo content of the welding material is 0.01 to 4%.
  • the preferable lower limit of the Mo content of the welding material is 0.03%.
  • a preferable upper limit of the Mo content of the welding material is 3.8%.
  • V 0.01 to 0.5% (base material), 0 to 0.5% (welding material) Vanadium (V) is dissolved in the matrix or precipitated as a carbide to increase the strength of the steel.
  • V Vanadium
  • the V content of the base material is 0.01 to 0.5%.
  • the upper limit with preferable V content of a base material is 0.4%.
  • Vanadium (V) may not be added to the welding material. That is, V is an arbitrary element in the welding material. If the welding material contains V, the strength of the weld metal can be increased. Therefore, the V content of the welding material is 0 to 0.5%. When adding V, the minimum with preferable V content of a welding material is 0.01%. The upper limit with preferable V content of a welding material is 0.4%.
  • Nb 0.01 to 0.5% (base material), 0 to 0.5% (welding material)
  • Niobium (Nb) is dissolved in the matrix or precipitated as carbonitride to increase the strength of the steel.
  • V is excessively contained, a large amount of carbonitride precipitates and the ductility of the steel is lowered. Therefore, the Nb content of the base material is 0.01 to 0.5%.
  • the upper limit with preferable Nb content of a base material is 0.4%.
  • Niobium (Nb) may not be added to the welding material. That is, Nb is an arbitrary element in the welding material. If the welding material contains Nb, the strength of the weld metal can be increased. Therefore, the Nb content of the welding material is 0 to 0.5%. When adding Nb, the minimum with preferable Nb content of a welding material is 0.01%. The upper limit with preferable Nb content of a welding material is 0.4%.
  • Al Less than 0.05% (base material and welding material) Aluminum (Al) deoxidizes steel. On the other hand, when Al is contained excessively, a large amount of nitride precipitates and the ductility of the steel decreases. Accordingly, the Al content is less than 0.05% in both the base material and the welding material.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.04%. Note that the lower the Al content, the better. However, if Al is extremely reduced, the deoxidation effect cannot be obtained sufficiently. Moreover, when Al is reduced extremely, the cleanliness of steel will increase. Further, when Al is extremely reduced, the cost increases. Therefore, the preferable lower limit of the Al content is 0.0001%.
  • N 0.15 to 0.45% (base material), less than 0.15% (welding material) N increases the strength of the steel by forming a solid solution in the matrix or forming fine nitrides.
  • the N content of the base material is 0.15 to 0.45%.
  • the minimum with preferable N content of a base material is 0.16%.
  • the upper limit with preferable N content of a base material is 0.42%.
  • the N content of the welding material is less than 0.15%.
  • the minimum with preferable N content of a welding material is 0.01%.
  • the upper limit with preferable N content of a welding material is 0.13%.
  • the balance of the chemical composition of the base metal and the weld metal is Fe and impurities.
  • Impurity means an element mixed from ore and scrap used as a raw material for steel, or an element mixed due to various factors in the manufacturing process.
  • the contents of O, P, and S among the impurities are limited to the following ranges, respectively.
  • Oxygen (O) is an impurity.
  • O is contained excessively, hot workability at the time of manufacturing a base material and a welding material is lowered. Furthermore, when O is contained excessively, the toughness and ductility of the weld metal are lowered. Therefore, the O content is 0.02% or less in both the base material and the welding material.
  • the upper limit with preferable O content is 0.01%.
  • P 0.05% or less (base material), 0.03% or less (welding material)
  • Phosphorus (P) is an impurity.
  • the P content of the base material is 0.05% or less.
  • the upper limit with preferable P content of a base material is 0.03%.
  • the upper limit of the P content of the welding material is made smaller than that of the base material. Therefore, the P content of the welding material is 0.03% or less. The upper limit with preferable P content of a welding material is 0.02%.
  • S 0.04% or less (base material), 0.02% (welding material) Sulfur (S) is an impurity.
  • base material 0.04% or less
  • welding material 0.02%
  • Sulfur (S) is an impurity.
  • the P content of the base material is 0.04% or less.
  • the upper limit with preferable P content of a base material is 0.03%.
  • the upper limit of the S content of the welding material is made smaller than that of the base material. Therefore, the S content of the welding material is 0.02% or less.
  • the upper limit with preferable P content of a welding material is 0.01%.
  • the chemical composition of the base material and the welding material according to the present embodiment further satisfies the following formula (1).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (1).
  • the austenite phase is stable in a hydrogen environment, excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained. Since the weld metal has a rapidly solidified structure, the austenite phase tends to become unstable. As described above, the weld metal is formed by melting and solidifying a part of the base material and the welding material. If the chemical composition of both the base material and the welding material satisfies the formula (1), the austophase is stabilized even in the weld metal. This enhances the hydrogen embrittlement resistance of the welded joint.
  • the value on the left side of the formula (1) is preferably 32 or more, more preferably 34 or more.
  • the chemical composition of the welding material according to the present embodiment further satisfies the following formula (2).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (2).
  • ⁇ Welding material melts during welding to form molten metal.
  • N may be detached from the weld metal.
  • the effect of solid solution strengthening cannot be obtained, and the strength of the weld metal is reduced.
  • the chemical composition of the welding material satisfies the formula (2), the activity of N becomes small, and the separation of N from the weld metal can be reduced. Therefore, even if the N content of the welding material is less than 0.15%, a large amount of N can be dissolved in the weld metal.
  • the left side of the formula (2) is preferably ⁇ 1.1 or less, more preferably ⁇ 1.3 or less.
  • the surfacing height h (mm) preferably satisfies the following formula (3). 1.9 ⁇ (0.31C + 0.048Si ⁇ 0.02Mn ⁇ 0.056Cr + 0.007Ni ⁇ 0.013Mo) + 3 ⁇ h (3)
  • the content (mass%) of the corresponding element in the welding material is substituted for each element symbol of the formula (3).
  • Equation (3) can be expressed as follows, assuming that the value on the left side of equation (2) is P2. That is, Formula (3) means that the surface surfacing height h is adjusted according to the activity of N of the welding material. 1.9 ⁇ P2 + 3 ⁇ h
  • the surplus surface height is the distance (mm) from the surface of the base material to the highest position of the weld bead. If the surfacing height h of the welded joint satisfies the formula (3), a welded joint having a higher tensile strength can be obtained. More specifically, a welded joint having a tensile strength equivalent to that of the base material is obtained.
  • the steel having the above-described chemical composition of the base material is melted. Melting may be performed in an electric furnace, an Ar—O 2 mixed gas bottom blowing decarburization furnace (AOD furnace), or a vacuum decarburization furnace (VOD furnace).
  • AOD furnace Ar—O 2 mixed gas bottom blowing decarburization furnace
  • VOD furnace vacuum decarburization furnace
  • the molten steel is made into an ingot by the ingot-making method.
  • the molten steel is made into a slab by a continuous casting method.
  • Base material is manufactured using ingots or slabs.
  • the base material is, for example, a steel plate or a steel pipe.
  • the steel plate is manufactured by performing hot working such as hot forging or hot rolling on an ingot or slab.
  • a steel pipe is manufactured by forming a round billet by hot working an ingot or cast slab, and subjecting the round billet to hot working such as piercing and rolling, hot extrusion, or hot forging.
  • the steel pipe is manufactured by bending a steel plate to form an open pipe, and welding both end faces in the longitudinal direction of the open pipe.
  • the base material is stored in a heat treatment furnace and soaked at 1000 to 1200 ° C. Thereafter, cold rolling and secondary heat treatment at 800 to 1200 ° C. are performed as necessary. Thereby, a base material having a tensile strength of 800 MPa can be stably obtained.
  • the steel having the chemical composition of the welding material described above is melted. Cast the molten steel into an ingot. The ingot is hot-worked to produce a welding material.
  • the welding material may be rod-shaped or block-shaped.
  • Welding material is also heat treated in the same way as the base material. Thereafter, cold rolling and secondary heat treatment at 800 to 1250 ° C. are performed as necessary.
  • the welding method is, for example, TIG welding, MIG welding, MAG welding, and submerged welding. During welding, a part of the base material and the welding material are melted and solidified to form a weld metal.
  • An ingot was prepared by melting a steel of symbol A having the chemical composition shown in Table 1 in a laboratory.
  • the produced ingot was subjected to hot forging, hot rolling, and heat treatment to produce a steel pipe (base material) having an outer diameter of 9.53 mm, a plate thickness of 2.2 mm, and a length of 60 mm.
  • Ingots were produced by laboratory melting of steels having the chemical compositions shown in Table 2 and R to Z. Note that “-” in Table 2 indicates that the content of the corresponding element is at the impurity level.
  • the ingot was subjected to hot forging, hot rolling, primary heat treatment, cold work, and secondary heat treatment to produce a welding wire (welding material) having an outer diameter of 1.2 mm.
  • a weld joint having a surface surfacing height changed by combining the base material and the welding material shown in Table 3 was produced.
  • the weld joint was produced by changing the welding heat input, the number of welding passes, and the welding direction.
  • the welding material supply speed was changed in accordance with the welding heat input.
  • “horizontal” and “vertical” in the welding direction refer to welding in the “downward orientation” and “upward orientation” of JIS Z 3001, respectively.
  • “horizontal” refers to welding horizontally (downward) to the ground.
  • the welding posture (direction) is generally the simplest because welding is performed without opposition to the weight.
  • “vertical” usually refers to welding which proceeds from below to above with respect to the ground. When welding vertically, welding is performed against gravity, so that a melted portion may sag, so that welding is difficult and welding defects are likely to occur.
  • the surface surfacing height of each of the produced welded joints was measured.
  • Specimens including welded parts were collected from each of the produced welded joints.
  • the cross section of the collected test piece was polished and observed with an optical microscope to investigate the presence or absence of welding defects. Those having no weld defects such as blowholes were judged as acceptable.
  • Two tubular tensile test pieces each having a weld metal at the center of the parallel part were produced from each of the produced welded joints and subjected to a tensile test at room temperature. In the tensile test, what showed the tensile strength of 800 MPa or more was determined to be acceptable.
  • tubular low strain rate tensile test pieces having weld metal as parallel parts were collected.
  • the collected specimen was subjected to a low strain rate tensile test in the atmosphere and in a high-pressure hydrogen environment of 85 MPa.
  • the strain rate was 3 ⁇ 10 ⁇ 5 / s.
  • a test piece in which the ratio of the squeeze squeezing in a high-pressure hydrogen environment to the squeeze squeezing in the atmosphere was 90% or more was judged as acceptable.
  • Table 4 shows the presence / absence of weld defects in each welded joint, the measurement result of surface surfacing height, the result of room temperature tensile test, and the result of low strain rate tensile test.
  • ⁇ indicates that two of the two test pieces in the tensile test were broken in the base material or in the heat welded portion (HAZ fracture). “ ⁇ ” indicates that although the tensile strength was 800 MPa or more, one of the two test pieces was broken in the base material and one was broken in the weld metal. “ ⁇ ” indicates that two of the two test pieces were weld metal fractured, although the tensile strength was 800 MPa or more. “X” indicates that the weld metal broke and the tensile strength was less than 800 MPa.
  • Test welds J1 to J18, J22 to J24, and J35 to J37 were within the scope of the present invention.
  • the chemical composition of the base material and the welding material is within the scope of the present invention, the chemical composition of the base material and the welding material satisfies the formula (1), and the chemical composition of the welding material is Equation (2) was satisfied.
  • these welded joints had a tensile strength of 800 MPa or more and passed the low strain rate tensile test.
  • test codes J1, J5, J9, J13, J16, J22, and J36 had a relatively high welding heat input, but no weld defects occurred.
  • test codes J35 to J37 the welding direction was vertical, but no welding defect occurred.
  • the surface surfacing height h is expressed by the formula (3 )
  • the value of the surfacing height h was P3 or more.
  • these welded joints had particularly high tensile strength.
  • these welded joints fractured the base metal or HAZ in the tensile test.
  • the chemical composition of the base metal and the weld metal is within the scope of the present invention, and the chemical composition of the base metal satisfies the formula (1).
  • the chemical composition of the welding material did not satisfy the formula (1). As a result, these welded joints did not pass the low strain rate tensile test.
  • test codes J28 to J30 had too much Si content and Cr content in the welding material (code X).
  • code X the chemical composition of the welding material did not satisfy the formula (1).
  • these welded joints did not pass the low strain rate tensile test.
  • test codes J31 to J34 did not satisfy the formula (2), although the chemical composition of the welding material (code Y or Z) was within the scope of the present invention. As a result, these welded joints had a tensile strength of 800 MPa or less.
  • the present invention can be suitably used for high-pressure gas pipes, particularly welded joints for high-pressure hydrogen gas pipes.

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Abstract

　高強度と優れた耐水素脆化特性とを有する溶接継手を提供する。溶接継手は、溶接材料を用いて母材を溶接した溶接継手である。母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５～６．５％、Ｎｉ：８～１５％、Ｃｒ：１９～２５％、Ｍｏ：０．０１～４．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５～０．４５％、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０４％以下、残部：鉄及び不純物であり、式（１）を満たす。溶接材料の化学組成は、式（１）及び式（２）を満たす。 Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋１２．６Ｃ≧２９・・・（１）　０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ≦－１．０・・・（２）

Description

溶接継手及び溶接継手の製造方法
　本発明は、溶接継手及び溶接継手の製造方法に関し、より詳しくは、オーステナイト鋼溶接継手及びオーステナイト鋼溶接継手の製造方法に関する。
　近年、水素、天然ガス等をエネルギーとして利用する輸送機器の実用化研究が進められている。その実用化に際しては、これらのガスを高圧で貯蔵及び輸送できる使用環境の整備が併せて必要である。そこに使用される引張強さ８００ＭＰａを上回るような高強度材料の開発及び適用検討が並行して進められている。
　国際公開第２００４／０８３４７６号、国際公開第２００４／０８３４７７号、及び国際公開第２００４／１１０６９５号には、高Ｍｎ化することでＮの溶解度を高め、かつＶを含有させることにより、あるいはＶとＮｂとを複合して含有させることにより、Ｎの固溶強化及び窒化物の析出強化を活用し、高強度化を試みたオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。
　高強度オーステナイト系鋼を構造物として使用する場合、溶接による組み立てが必要である。使用性能の観点からは、溶接部も母材と同等の強度を有することが要求される。国際公開第２００４／１１０６９５号、特開平５－１９２７８５号公報、及び特開２０１０－２２７９４９号公報には、Ａｌ、Ｔｉ及びＮｂを積極的に活用することにより、８００ＭＰａを超える引張強さを有する溶接材料及び溶接金属が提案されている。
　これらの溶接材料及びその溶接材料を使用して得られた溶接金属は、いずれも高強度化のため溶接後熱処理を必要とする。長時間の溶接後熱処理は、製造の制約になるとともに、製造コストの増大を招く場合がある。
　国際公開第２０１３／００５５７０号には、溶接金属に対してＮによる固溶強化を活用することにより、溶接後熱処理を行うことなく、高強度及び優れた耐水素脆化特性を備えるオーステナイト鋼溶接継手が提案されている。
　上記の国際公開第２０１３／００５５７０号に記載されたオーステナイト鋼溶接継手は、０．１５～０．３５％のＮを含有する溶接材料を用いて溶接することで、溶接金属に０．１５～０．３５％のＮを含有させる。そのため、このオーステナイト鋼溶接継手では、使用できる溶接材料が制約される。このオーステナイト鋼溶接継手は、多量のＮを含有する溶接材料を用いるため、製造性が悪く、溶接の条件によってはブローホール等の溶接欠陥が生じる場合がある。
　また、多量のＮを含有する溶接材料を用いた場合であっても、溶接施工時にＮが溶接金属から離脱する場合がある。Ｎによる固溶強化を活用するためには、溶接金属にＮを留まらせる必要がある。従来の溶接継手では、広い溶接条件において、安定的に溶接金属中のＮ含有量を確保することが困難である。
　また、高圧水素用として使用される溶接継手は、優れた耐水素脆化特性が要求される。
　本発明の目的は、高強度と優れた耐水素脆化特性とを有する溶接継手を提供することである。
　本発明による溶接継手は、溶接材料を用いて母材を溶接した溶接継手である。母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５～６．５％、Ｎｉ：８～１５％、Ｃｒ：１９～２５％、Ｍｏ：０．０１～４．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５～０．４５％、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０４％以下、残部：鉄及び不純物である。溶接材料の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１％、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：０．５～３％、Ｎｉ：８～２３％、Ｃｒ：１７～２５％、Ｍｏ：０．０１～４％、Ｖ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．５％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｎ：０．１５％未満、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部：鉄及び不純物である。母材の化学組成が、式（１）を満たす。溶接材料の化学組成が、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋１２．６Ｃ≧２９・・・（１）
　０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ≦－１．０・・・（２）
　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本発明によれば、高強度と優れた耐水素脆化特性とを有する溶接継手が得られる。
　本発明者らは、溶接後熱処理を行うことなく、また、多量のＮを含有する溶接材料を用いることなく、高強度と優れた耐水素脆化特性とを有する溶接継手を得るための条件を検討した。その結果、下記の（ａ）～（ｃ）が明らかになった。
　（ａ）溶接金属のオーステナイト相が不安定な場合、溶接残留歪及びその後の加工によって、溶接金属のオーステナイト相がマルテンサイト化する。そのため、溶接金属の耐水素脆化特性が低下する。したがって、溶接金属の化学組成を調整してオーステナイト相を安定化すれば、溶接金属の耐水素脆化特性を向上できる。具体的には、溶接金属が、下記の式（１）を満たすようにすれば良い。溶接金属の化学組成が式（１）を満たすためには、母材及び溶接材料の化学組成の両方が、式（１）を満たしていれば良い。
　Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋１２．６Ｃ≧２９・・・（１）
　ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　（ｂ）母材と同等の強度を有する溶接継手を得るためには、溶接金属中に多くのＮを固溶させて、Ｎによる固溶強化を活用することが有効である。そのためには、溶接材料の化学組成が、式（２）を満たすようにすれば良い。溶接材料の化学組成が式（２）を満たせば、溶接材料のＮ含有量が０．１５質量％未満であっても、溶接金属中に多くのＮを固溶させることができる。
　０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ≦－１．０・・・（２）
　ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　（ｃ）溶接継手の外表面に形成される余盛高さ（表面余盛高さ）を、溶接材料の化学組成に応じて調整することで、より高い引張強さが得られる。具体的には、表面余盛高さｈ（ｍｍ）が、式（３）を満たすようにすれば良い。
　１．９×（０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ）＋３≦ｈ・・・（３）
　ここで、式（３）の各元素記号には、溶接材料における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　以上の知見に基づいて、本発明による溶接継手は完成された。以下、本発明の一実施形態による溶接継手を詳細に説明する。なお、以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　本実施形態による溶接継手は、溶接材料で母材を溶接したものである。溶接継手は、母材と、溶接金属とを備える。溶接金属は、母材の一部と溶接材料とが溶融及び凝固して形成される。溶接継手は例えば、鋼管同士又は鋼板同士を互いの端部で溶接したものである。
　［化学組成］
　母材及び溶接材料は、以下の化学組成を備えている。
　Ｃ：０．００５～０．１％（母材及び溶接材料）
　炭素（Ｃ）は、オーステナイトを安定化する。一方、Ｃが過剰に含有されると、溶接時の熱によって粒界に炭化物が形成されやすくなり、耐食性及び靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、母材及び溶接材料の両方において０．００５～０．１％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０８％である。
　Ｓｉ：１．２％以下（母材）、０．７％以下（溶接材料）
　珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはまた、鋼の耐食性を向上させる。しかし、Ｓｉが過剰に含有されると、鋼の靱性が低下する。したがって、母材のＳｉ含有量は、１．２％以下である。母材のＳｉ含有量の好ましい上限は、１．０％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶接金属にＳｉが過剰に含有されると、上記に加えて、凝固時に柱状晶境界に偏析して液相の融点が下がり、凝固割れ感受性が高くなる。そのため、溶接材料のＳｉ含有量の上限は、母材の場合よりも低くする。したがって、溶接材料のＳｉ含有量は、０．７％以下である。溶接材料のＳｉ含有量の好ましい上限は、０．６％である。Ｓｉの含有量は、特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性を劣化させるとともに、コストが増大する。したがって、望ましいＳｉの下限は母材、溶接材料ともに０．０１％である。
　Ｍｎ：２．５～６．５％（母材）、０．５～３％（溶接材料）
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはまた、オーステナイト相を安定化する。Ｍｎはさらに、母材製造時及び溶接時に、溶融金属へのＮの溶解度を大きくして、溶融金属の強度を高めるのに間接的に寄与する。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、鋼の延性が低下する。したがって、母材のＭｎ含有量は２．５～６．５％である。母材のＭｎ含有量の好ましい下限は２．７％である。母材のＭｎ含有量の好ましい上限は６％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶融金属では、母材の製造時に比べて凝固速度が速く、凝固過程でのＮの減少が少ない。そのため、溶接材料のＭｎ含有量の下限は、母材の場合よりも小さくできる。一方、溶接材料の場合、延性の低下によって細線への加工が困難となるため、溶接材料のＭｎ含有量の上限は、母材の場合よりも小さくなる。したがって、溶接材料のＭｎ含有量は、０．５～３％である。溶接材料のＭｎ含有量の好ましい下限は、０．７％である。溶接材料のＭｎ含有量の好ましい上限は、２．５％である。
　Ｎｉ：８～１５％（母材）、８～２３％（溶接材料）
　ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト相を安定化する。その効果を安定に得るためには８％以上含有する必要がある。しかし、Ｎｉ量が過剰になると母材製造時に、溶接金属へのＮの溶解度が小さくなる。さらに、Ｎｉは高価な元素であるため、過剰に含有されると、コストが増大する。したがって、母材のＮｉ含有量の上限は１５％である。さらに、母材のＮｉ含有量の好ましい下限は、９％である。母材のＮｉ含有量の好ましい上限は、１４．５％である。
　溶接金属においても、Ｎｉはオーステナイト相を安定化する。その効果を安定に得るためには、溶接材料のＮｉ含有量を８％以上とする必要がある。しかし、Ｎｉが過剰に含有されると溶接金属へのＮの溶解度が小さくなる。さらに、Ｎｉは高価な元素であるため、過剰に含有されると、小規模製造の溶接材料においてもコストが増大する。そのため、溶接材料におけるＮｉの上限は２３％とする。溶接材料のＮｉ含有量の好ましい下限は、９％である。溶接材料のＮｉ含有量の好ましい上限は、２２．５％である。
　Ｃｒ：１９～２５％（母材）、１７～２５％（溶接材料）
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、母材製造時及び溶接時に、溶融金属へのＮの溶解度を大きくして、溶融金属の強度を高めるのに間接的に寄与する。一方、Ｃｒが過剰に含有されると、延性及び靱性を低下させる粗大なＭ２３Ｃ６等の炭化物が多量に生成しやすくなる。また、Ｃｒが過剰に含有されると、溶接ガス環境によっては鋼を脆化させる。したがって、母材のＣｒ含有量は、１９～２５％である。母材のＣｒ含有量の好ましい下限は、１９．２％である。母材のＣｒ含有量の好ましい上限は、２４．５％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶融金属では、母材の製造時に比べて凝固速度が速く、凝固過程でのＮの減少が少ない。そのため、溶接材料のＣｒ含有量の下限は、母材の場合よりも小さくできる。したがって、溶接材料のＣｒ含有量は、１７～２５％である。溶接材料のＣｒ含有量の好ましい下限は、１８．２％である。溶接材料のＣｒ含有量の好ましい上限は、２４．５％である。
　Ｍｏ：０．０１～４．５％（母材）、０．０１～４％（溶接材料）
　モリブデン（Ｍｏ）は、マトリックスに固溶して、又は炭窒化物として析出して、鋼の強度を高める。Ｍｏはまた、鋼の耐食性を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されると、コストが増大する。また、過剰に添加しても、その効果は飽和する。したがって、母材のＭｏ含有量は０．０１～４．５％である。母材のＭｏ含有量の好ましい下限値は、０．０３％である。母材のＭｏ含有量の好ましい上限値は、４％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶接金属では、母材の製造時に比べて凝固速度が速く、凝固過程でのＮの減少が少ない。そのため、溶接材料のＭｏ含有量の上限は、母材の場合よりも小さくする。したがって、溶接材料のＭｏ含有量は０．０１～４％である。溶接材料のＭｏ含有量の好ましい下限値は、０．０３％である。溶接材料のＭｏ含有量の好ましい上限値は、３．８％である。
　Ｖ：０．０１～０．５％（母材）、０～０．５％（溶接材料）
　バナジウム（Ｖ）は、マトリックスに固溶して、又は炭化物として析出して、鋼の強度を高める。一方、Ｖが過剰に含有されると、炭化物が多量に析出して、鋼の延性が低下する。したがって、母材のＶ含有量は０．０１～０．５％である。母材のＶ含有量の好ましい上限は、０．４％である。
　バナジウム（Ｖ）は、溶接材料には添加されなくても良い。すなわち、溶接材料においてＶは任意元素である。溶接材料がＶを含有すれば、溶接金属の強度を高めることができる。したがって、溶接材料のＶ含有量は、０～０．５％である。Ｖを添加する場合、溶接材料のＶ含有量の好ましい下限は、０．０１％である。溶接材料のＶ含有量の好ましい上限は、０．４％である。
　Ｎｂ：０．０１～０．５％（母材）、０～０．５％（溶接材料）
　ニオブ（Ｎｂ）は、マトリックスに固溶して、又は炭窒化物として析出して、鋼の強度を高める。一方、Ｖが過剰に含有されると、炭窒化物が多量に析出して、鋼の延性が低下する。したがって、母材のＮｂ含有量は０．０１～０．５％である。母材のＮｂ含有量の好ましい上限は、０．４％である。
　ニオブ（Ｎｂ）は、溶接材料には添加されなくても良い。すなわち、溶接材料においてＮｂは任意元素である。溶接材料がＮｂを含有すれば、溶接金属の強度を高めることができる。したがって、溶接材料のＮｂ含有量は、０～０．５％である。Ｎｂを添加する場合、溶接材料のＮｂ含有量の好ましい下限は、０．０１％である。溶接材料のＮｂ含有量の好ましい上限は、０．４％である。
　Ａｌ：０．０５％未満（母材及び溶接材料）
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されると、窒化物が多量に析出して、鋼の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、母材及び溶接材料の両方において０．０５％未満である。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０４％である。なお、Ａｌ含有量は少ないほど良い。ただし、Ａｌを極端に低減すると脱酸効果が十分に得られない。また、Ａｌを極端に低減すると、鋼の清浄度が大きくなる。また、Ａｌを極端に低減するとコストが増大する。そのため、Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．０００１％である。
　Ｎ：０．１５～０．４５％（母材）、０．１５％未満（溶接材料）
　Ｎは、マトリックスに固溶して、又は微細な窒化物を形成して、鋼の強度を高める。一方、Ｎが過剰に含有されると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、母材のＮ含有量は、０．１５～０．４５％である。母材のＮ含有量の好ましい下限は、０．１６％である。母材のＮ含有量の好ましい上限は、０．４２％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶接金属では、過剰なＮは溶接中に溶融池に溶解できず、ブローホール及び／又はピットの原因となる。したがって、溶接材料のＮ含有量は、０．１５％未満である。溶接材料のＮ含有量の好ましい下限は、０．０１％である。溶接材料のＮ含有量の好ましい上限は、０．１３％である。
　母材及び溶接金属の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、又は、製造工程の種々の要因によって混入する元素を意味する。本実施形態では、不純物のうち、Ｏ、Ｐ、及びＳの含有量をそれぞれ、次の範囲に制限する。
　Ｏ：０．０２％（母材及び溶接材料）
　酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏが過剰に含有されると、母材及び溶接材料を製造する際の熱間加工性が低下する。さらに、Ｏが過剰に含有されると、溶接金属の靱性及び延性が低下する。したがって、Ｏ含有量は、母材及び溶接材料の両方において、０．０２％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は、０．０１％である。
　Ｐ：０．０５％以下（母材）、０．０３％以下（溶接材料）
　燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐが過剰に含有されると、母材及び溶接材料を製造する際の熱間加工性が低下する。したがって、母材のＰ含有量は、０．０５％以下である。母材のＰ含有量の好ましい上限は、０．０３％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶接金属では、Ｐは凝固時に液相の融点を低下させ、溶接金属の凝固割れ感受性を増加させる。そのため、溶接材料のＰ含有量の上限は、母材の場合よりも小さくする。したがって、溶接材料のＰ含有量は、０．０３％以下である。溶接材料のＰ含有量の好ましい上限は、０．０２％である。
　Ｓ：０．０４％以下（母材）、０．０２％（溶接材料）
　硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓが過剰に含有されると、母材及び溶接材料を製造する際の熱間加工性が低下する。したがって、母材のＰ含有量は、０．０４％以下である。母材のＰ含有量の好ましい上限は、０．０３％である。
　溶接材料が溶融して形成される溶接金属では、Ｓは凝固時に液相の融点を低下させ、溶接金属の凝固割れ感受性を増加させる。そのため、溶接材料のＳ含有量の上限は、母材の場合よりも小さくする。したがって、溶接材料のＳ含有量は、０．０２％以下である。溶接材料のＰ含有量の好ましい上限は、０．０１％である。
　本実施形態による母材及び溶接材料の化学組成は、さらに、下記の式（１）を満たす。
　Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋１２．６Ｃ≧２９・・・（１）
　ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　水素環境中においてオーステナイト相が安定であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。溶接金属は急冷凝固組織であるため、オーステナイト相が不安定になりやすい。既述のように、溶接金属は、母材の一部と溶接材料とが溶融及び凝固して形成される。母材及び溶接材料の両方の化学組成が式（１）を満たせば、溶接金属においてもオーステイト相が安定になる。これによって、溶接継手の耐水素脆化特性が高まる。
　式（１）の左辺の値は、好ましくは３２以上であり、より好ましくは３４以上である。
　本実施形態による溶接材料の化学組成は、さらに、下記の式（２）を満たす。
　０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ≦－１．０・・・（２）
　ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　溶接材料は、溶接時に溶融して溶融金属を形成する。このとき、Ｎが溶接金属から離脱する場合がある。Ｎが溶接金属から離脱すると、固溶強化の効果が得られなくなり、溶接金属の強度が低下する。溶接材料の化学組成が式（２）を満たせば、Ｎの活量が小さくなり、溶接金属からのＮの離脱を低減できる。そのため、溶接材料のＮ含有量が０．１５％未満であっても、溶接金属中に多くのＮを固溶させることができる。
　式（２）の左辺の値は、小さいほど良い。式（２）の左辺の値が小さいほど、次に説明する表面余盛高さを低くできる。式（２）の左辺は、好ましくは－１．１以下であり、より好ましくは－１．３以下である。
　本実施形態による溶接継手は、表面余盛高さｈ（ｍｍ）が、次の式（３）を満たすことが好ましい。
　１．９×（０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ）＋３≦ｈ・・・（３）
　ここで、式（３）の各元素記号には、溶接材料における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　式（３）は、式（２）の左辺の値をＰ２として、次のように表すことができる。すなわち、式（３）は、表面余盛高さｈが溶接材料のＮの活量に応じて調整されることを意味している。
　１．９×Ｐ２＋３≦ｈ
　表面余盛高さとは、母材の表面から溶接ビードの最も高い位置までの距離（ｍｍ）である。溶接継手の表面余盛高さｈが式（３）を満たせば、より高い引張強さを有する溶接継手が得られる。より具体的には、母材の引張強さと同等の引張強さを有する溶接継手が得られる。
　［製造方法］
　まず、母材を製造方法の一例を説明する。上述した母材の化学組成を有する鋼を溶製する。溶製は、電気炉で行っても良いし、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）で行っても良いし、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）で行っても良い。溶製された鋼を、造塊法によってインゴットにする。あるいは、溶製された鋼を、連続鋳造法によって鋳片にする。
　インゴット又は鋳片を用いて母材を製造する。母材は例えば、鋼板又は鋼管である。鋼板は例えば、インゴット又は鋳片に、熱間鍛造、又は熱間圧延等の熱間加工を実施して製造される。鋼管は例えば、インゴット又は鋳片を熱間加工によって丸ビレットを形成し、丸ビレットに穿孔圧延、熱間押出、又は熱間鍛造等の熱間加工を実施して製造される。鋼管はあるいは、鋼板を曲げ加工してオープンパイプを形成し、オープンパイプの長手方向の両端面を溶接して製造される。
　母材に対して、熱処理を実施する。具体的には、母材を熱処理炉に収納し、１０００～１２００℃で均熱する。その後、必要に応じて、冷間圧延及び８００～１２００℃での２次熱処理を実施する。これによって、８００ＭＰａの引張強さを有する母材が安定的に得られる。
　次に、溶接材料の製造方法の一例を説明する。上述した溶接材料の化学組成を有する鋼を溶製する。溶製された鋼を鋳造してインゴットにする。インゴットを熱間加工して溶接材料を製造する。溶接材料は棒状であっても良いし、ブロック状であっても良い。
　溶接材料に対しても、母材と同様に熱処理を実施する。その後、必要に応じて、冷間圧延及び８００～１２５０℃での２次熱処理を実施する。
　上記の溶接材料を用いて上記の母材を溶接する。これによって、溶接継手が得られる。溶接方法は例えば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、及びサブマージ溶接である。溶接時に、母材の一部と溶接材料とが溶融及び凝固して溶接金属が形成される。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有する符号Ａの鋼を実験室溶解してインゴットを作製した。作製したインゴットに、熱間鍛造、熱間圧延、及び熱処理を実施して、外径９．５３ｍｍ、板厚２．２ｍｍ、長さ６０ｍｍの鋼管（母材）を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　
　なお、母材の化学組成を式（１）に代入すると、式（１）の左辺の値は３４になり、式（１）を満たす。
　表２に示す化学組成を有する符号Ｒ～Ｚの鋼を実験室溶解してインゴットを作製した。なお、表２中の「－」は、対応する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。インゴットに、熱間鍛造、熱間圧延、１次熱処理、冷間加工、及び２次熱処理を実施して、外径１．２ｍｍの溶接ワイヤ（溶接材料）を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記の鋼管の周方向に、開先加工を実施した後、母材及び溶接材料を表３に示す組み合わせで、表面余盛高さを変化させた溶接継手を作製した。溶接継手は、溶接入熱、溶接パス数、及び溶接方向を変化させて作製した。なお、溶接材料供給速度は溶接入熱に合わせて変化させた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　ここで、溶接方向の「水平」、「垂直」とはそれぞれ、ＪＩＳ　Ｚ　３００１の「下向き姿勢」、「上向き姿勢」で溶接されたことを指す。具体的には、「水平」とは地面に対して水平に（下向きに）溶接することを指す。水平に溶接する場合、重量に逆らわずに溶接することから、一般的に最も簡易な溶接姿勢（方向）である。一方、「垂直」とは、通常は地面に対して下から上方向に進んで溶接することを指す。垂直に溶接する場合、重力に逆らって溶接することから、溶けている部分がたれることがあるため、溶接が難しくかつ溶接欠陥も発生しやすい。
　作製した溶接継手の各々の表面余盛高さを測定した。
　作製した溶接継手の各々から溶接部分を含む試験片を採取した。採取した試験片の断面を研磨して光学顕微鏡で観察し、溶接欠陥の有無を調査した。ブローホール等の溶接欠陥がなかったものを合格と判定した。
　作製した溶接継手の各々から、溶接金属を平行部中央にもつ管状引張試験片を２つずつ作製し、常温での引張試験に供した。引張試験において、８００ＭＰａ以上の引張強度を示したものを合格と判定した。
　作製した溶接継手の各々から、溶接金属を平行部とする管状低歪速度引張試験片を採取した。採取した試験片を、大気中、及び８５ＭＰａの高圧水素環境化における低歪速度引張試験に供した。歪速度は３×１０－５／ｓとした。低歪速度引張試験において、高圧水素環境下での破断絞りと大気中での破断絞りとの比か９０％以上となるものを合格と判定した。
　表４に各溶接継手の溶接欠陥の有無、表面余盛高さ測定結果、常温引張試験の結果、及び低歪速度引張試験の結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　
　表４の「Ｐ１」の欄には、各溶接継手の溶接材料の化学組成を式（１）に代入したときの式（１）の左辺の値が記載されている。「Ｐ２」の欄には、各溶接継手の溶接材料の化学組成を式（２）に代入したときの式（２）の左辺の値が記載されている。「Ｐ３」の欄には、各溶接継手の溶接材料の化学組成を式（３）に代入したときの式（３）の左辺の値が記載されている。
　表４の「溶接欠陥」の欄には、溶接欠陥の有無が記載されている。「○」は、溶接欠陥がなかったことを示す。「×」は、ブローホールが発生していたことを示す。
　表４の「余盛高さ」の欄には、各溶接継手の表面余盛高さ（ｍｍ）が記載されている。
　「引張試験」の欄には、引張試験の結果が記載されている。「◎」は、引張試験において２本の試験片中２本ともが母材破断又は熱溶接部破断（ＨＡＺ破断）したことを示す。「○」は、引張強さは８００ＭＰａ以上であったものの、２本の試験片中１本が母材破断、１本が溶接金属破断したことを示す。「△」は、引張強さは８００ＭＰａ以上であったものの、２本の試験片中２本ともが溶接金属破断したことを示す。「×」は、溶接金属破断し、引張強さが８００ＭＰａ未満であったことを示す。
　「低歪速度引張試験」の欄には、低歪速度引張試験の結果が記載されている。「○」は、高圧水素環境化での破断絞りと大気中での破断絞りの比が９０％以上であったことを示す。「×」は、高圧水素環境化での破断絞りと大気中での破断絞りの比が９０％未満であったことを示す。
　試験符号Ｊ１～Ｊ１８、Ｊ２２～Ｊ２４、及びＪ３５～Ｊ３７の溶接継手は、本発明の範囲内であった。具体的には、これらの溶接継手は、母材及び溶接材料の化学組成が本発明の範囲内であり、母材及び溶接材料の化学組成が式（１）を満たし、溶接材料の化学組成が式（２）を満たした。その結果、これらの溶接継手は、８００ＭＰａ以上の引張強さを有し、低歪速度引張試験に合格した。
　また、これらの溶接継手は、溶接欠陥が発生していなかった。特に、試験符号Ｊ１、Ｊ５、Ｊ９、Ｊ１３、Ｊ１６、Ｊ２２、Ｊ３６の溶接継手は、溶接入熱が比較的高めであったが、溶接欠陥が発生していなかった。試験符号Ｊ３５～Ｊ３７は、溶接方向が垂直あったが、溶接欠陥が発生していなかった。
　試験符号Ｊ１、Ｊ３～Ｊ５、Ｊ７～Ｊ９、Ｊ１１～Ｊ１３、Ｊ１５、Ｊ１６、Ｊ１８、Ｊ２２、Ｊ２４、及びＪ３５～Ｊ３７の溶接継手では、上記に加えて、表面余盛高さｈが式（３）を満たした。換言すれば、これらの溶接継手では、表面余盛高さｈの値がＰ３以上であった。その結果、これらの溶接継手は、特に高い引張強さを有していた。具体的には、これらの溶接継手は、引張試験において母材破断又はＨＡＺ破断した。
　試験符号Ｊ１９～Ｊ２１の溶接継手は、母材及び溶接金属の化学組成が本発明の範囲内であり、母材の化学組成が式（１）を満たした。しかし、これらの溶接継手は、溶接材料の化学組成が式（１）を満たさなかった。その結果、これらの溶接継手は、低歪速度引張試験に合格しなかった。
　試験符号Ｊ２５～Ｊ２７、Ｊ３８、及びＪ３９の溶接継手は、溶接材料（符号Ｖ又はＷ）のＮ含有量が多すぎた。その結果、溶接部に溶接欠陥、具体的にはブローホールが発生し、健全な継手が得られなかった。その結果、これらの溶接継手は、引張強さが８００ＭＰａ以下であった。
　試験符号Ｊ２８～Ｊ３０の溶接継手は、溶接材料（符号Ｘ）のＳｉ含有量及びＣｒ含有量が多すぎた。また、これらの溶接継手は、溶接材料の化学組成が式（１）を満たさなかった。その結果、これらの溶接継手は、低歪速度引張試験に合格しなかった。
　試験符号Ｊ３１～Ｊ３４の溶接継手は、溶接材料（符号Ｙ又はＺ）の化学組成が、各々の元素の含有量は本発明の範囲内であったものの、式（２）を満たさなかった。その結果、これらの溶接継手は、引張強さが８００ＭＰａ以下であった。
　本発明は、高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管用の溶接継手に好適に利用できる。

Claims (5)

  1. 　溶接材料を用いて母材を溶接した溶接継手であって、
    　前記母材の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５～０．１％、
    　Ｓｉ：１．２％以下、
    　Ｍｎ：２．５～６．５％、
    　Ｎｉ：８～１５％、
    　Ｃｒ：１９～２５％、
    　Ｍｏ：０．０１～４．５％、
    　Ｖ　：０．０１～０．５％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．５％、
    　Ａｌ：０．０５％未満、
    　Ｎ　：０．１５～０．４５％、
    　Ｏ　：０．０２％以下、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０４％以下、
    　残部：鉄及び不純物であり、
    　前記溶接材料の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５～０．１％、
    　Ｓｉ：０．７％以下、
    　Ｍｎ：０．５～３％、
    　Ｎｉ：８～２３％、
    　Ｃｒ：１７～２５％、
    　Ｍｏ：０．０１～４％、
    　Ｖ　：０～０．５％、
    　Ｎｂ：０～０．５％、
    　Ａｌ：０．０５％未満、
    　Ｎ　：０．１５％未満、
    　Ｏ　：０．０２％以下、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．０２％以下、
    　残部：鉄及び不純物であり、
    　前記母材の化学組成が、式（１）を満たし、
    　前記溶接材料の化学組成が、式（１）及び式（２）を満たす、溶接継手。
    　Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋１２．６Ｃ≧２９・・・（１）
    　０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ≦－１．０・・・（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の溶接継手であって、
    　前記溶接材料の化学組成が、質量％で、
    　Ｖ　：０．０１～０．５％、及び
    　Ｎｂ：０．０１～０．５％、
    　からなる群から選択された１種又は２種を含有する、溶接継手。
  3. 　請求項１又は２に記載の溶接継手であって、
    　式（３）を満たす表面余盛高さｈ（ｍｍ）を有する、溶接継手。
    　１．９×（０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ）＋３≦ｈ・・・（３）
    　ここで、式（３）の各元素記号には溶接材料における対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の溶接継手であって、
    　８００ＭＰａ以上の引張強さを有する、溶接継手。
  5. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５～０．１％、
    　Ｓｉ：１．２％以下、
    　Ｍｎ：２．５～６．５％、
    　Ｎｉ：８～１５％、
    　Ｃｒ：１９～２５％、
    　Ｍｏ：０．０１～４．５％、
    　Ｖ　：０．０１～０．５％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．５％、
    　Ａｌ：０．０５％未満、
    　Ｎ　：０．１５～０．４５％、
    　Ｏ　：０．０２％以下、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０４％以下、
    　残部：鉄及び不純物である母材を準備する工程と、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５～０．１％、
    　Ｓｉ：０．７％以下、
    　Ｍｎ：０．５～３％、
    　Ｎｉ：８～２３％、
    　Ｃｒ：１７～２５％、
    　Ｍｏ：０．０１～４％、
    　Ｖ　：０～０．５％、
    　Ｎｂ：０～０．５％、
    　Ａｌ：０．０５％未満、
    　Ｎ　：０．１５％未満、
    　Ｏ　：０．０２％以下、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．０２％以下、
    　残部：鉄及び不純物である溶接材料を準備する工程と、
    　前記溶接材料を用いて前記母材を溶接する工程とを備え、
    　前記母材の化学組成が、式（１）を満たし、
    　前記溶接材料の化学組成が、式（１）及び式（２）を満たす、溶接継手の製造方法。
    　Ｎｉ＋０．６５Ｃｒ＋０．９８Ｍｏ＋１．０５Ｍｎ＋０．３５Ｓｉ＋１２．６Ｃ≧２９・・・（１）
    　０．３１Ｃ＋０．０４８Ｓｉ－０．０２Ｍｎ－０．０５６Ｃｒ＋０．００７Ｎｉ－０．０１３Ｍｏ≦－１．０・・・（２）
    　ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
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