WO2020203335A1 - 極低温用高強度溶接継手の製造方法 - Google Patents

極低温用高強度溶接継手の製造方法 Download PDF

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WO2020203335A1
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less
steel
weld metal
strength
steel material
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仲道　治郎
倫教 石田
充志 ▲高▼田
直樹 ▲高▼山
植田　圭治
山下　賢
鵬 韓
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Ｊｆｅスチール株式会社
株式会社神戸製鋼所
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    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a welded steel structure made of a high Mn-containing steel material used in an extremely low temperature environment, such as a tank for a liquefied gas storage tank, and forms a weld metal portion having particularly high strength and excellent ultralow temperature impact toughness. Regarding a method for manufacturing a high-strength welded joint.
  • liquefied natural gas (hereinafter, also referred to as LNG) does not contain sulfur, it is said to be a clean fuel that does not generate air pollutants such as sulfide oxides, and its demand is increasing.
  • the container (tank) for transporting or storing LNG is required to maintain excellent cryogenic impact toughness at a temperature of -162 ° C or lower, which is the liquefaction temperature of LNG. ..
  • high Mn-containing steel containing about 10 to 35% of Mn in mass% (hereinafter, also referred to as high Mn steel). Is being considered for application.
  • the high Mn-containing steel is in the austenitic phase even at extremely low temperatures, does not cause brittle fracture, and has a higher strength than the austenitic stainless steel. Therefore, there is a demand for such a material (steel material containing high Mn) and a welding material capable of stably welding such a material.
  • Patent Document 1 describes "high Mn steel material for cryogenic temperature".
  • the "high Mn steel material for cryogenic temperature” described in Patent Document 1 is C: 0.001 to 0.80%, Mn: 15.0 to 35.0%, S: 0.0001 to 0.01%, Cr: 0.01 to 10.0%, Ti in mass%. : 0.001 to 0.05%, N: 0.0001 to 0.10%, O: 0.001 to 0.010%, P: 0.02% or less, Si: 0.001 to 5.00%, Al: 0.001 to 5.0% Both are contained, and one or more of Mg: 0.01% or less, Ca: 0.01% or less, and REM: 0.01% or less are contained in a total of 0.0002% or more.
  • the volume ratio of austenite is 95% or more, the crystal grain size of the austenite is 20 to 200 ⁇ m, and the carbide coverage rate at the grain boundaries of the austenite is 50%, which is composed of the balance Fe and unavoidable impurities. It is said that it is a high Mn steel material for extremely low temperature as follows. In the high Mn steel material described in Patent Document 1, the austenite grain size is controlled to an appropriate size so that the carbides generated at the grain boundaries do not become the starting point of fracture or the propagation path of cracks, and the addition of alloying elements is performed.
  • the austenite particle size can be adjusted appropriately and the coarsening of the crystal grain size in the heat-affected area can be suppressed. It is said that it can also be made possible.
  • Patent Document 2 describes "thick steel plate for low temperature".
  • the "thick steel plate for low temperature” described in Patent Document 2 has C: 0.30 to 0.65%, Si: 0.05 to 0.30%, Mn: 20.00% or more and less than 30.00%, Ni: 0.10% or more and less than 3.00% in mass%. , Cr: 3.00% or more and less than 8.00%, Al: 0.005 to 0.100%, N: 0.0050% or more and less than 0.0500%, P: 0.0040% or less, S: 0.020% or less, O: 0050% or less.
  • the steel material has a yield stress of 400 MPa or more at room temperature (25 ° C), a tensile stress of 800 MPa or more, and a Charpy impact absorption energy (vE -196 ) of the weld heat affected part of 70 J or more. According to the technique described in Patent Document 2, it can be provided as a material for a container (tank) for transporting or storing LNG as it is hot-rolled.
  • Patent Document 3 proposes "a high-strength welded joint portion having excellent ultra-low temperature impact toughness and a flux cored arc welding wire for this purpose".
  • the flux cored arc welding wire described in Patent Document 3 has a weight% of C: 0.15 to 0.8%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 15 to 34%, Cr: 6% or less, Mo: 1.5.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art and has a weld metal portion having both high strength and excellent ultra-low temperature impact toughness, which is suitable for a welded steel structure for ultra-low temperature, and has high-strength welding. It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing a joint.
  • high strength means that the room temperature yield stress (0.2% proof stress) is 400 MPa or more.
  • excellent ultra-low temperature impact toughness means that the absorbed energy vE -196 of the Charpy impact test at the test temperature: -196 ° C is 28J or more.
  • the present inventors have prepared a welded joint using a welding material for steel materials containing high Mn, and have diligently studied the relationship between the structure morphology and strength of the weld metal part and the ultra-low temperature impact toughness. ..
  • the weld metal based on the thermal history at the time of welding We found that organizational changes are important.
  • the structure of the weld metal changes depending on the degree of penetration (dilution ratio) of the steel material and the welding material into the welding metal during welding, and the material properties (strength, toughness) of the weld metal part change significantly.
  • the degree of penetration (dilution rate) of the steel material into the weld metal When the degree of penetration (dilution rate) of the steel material into the weld metal is high, the dendrite structure becomes dense and the strength of the weld metal increases, but welding cracks are likely to occur. On the other hand, when the degree of penetration (dilution rate) of the steel material into the weld metal is low, the dendrite structure becomes sparse, the strength of the weld metal decreases, the toughness improves, and welding cracks are less likely to occur. It is considered that this is because the structure morphology of subgrains, dislocations, precipitates and the like in the dendrite is different due to the difference in the dendrite structure described above.
  • the present inventors have melted the steel material into the first layer weld metal in order to secure a multi-layer weld metal portion having a desired high strength and excellent ultra-low temperature impact toughness. We found that it is important to adjust the welding conditions so that the degree (dilution rate) is 35 to 60%.
  • the present invention has been completed by further studying based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a method for manufacturing a high-strength welded joint for ultra-low temperature which forms a multi-layer welded metal part by gas metal arc welding of steel materials containing high-strength and high-Mn for ultra-low temperature using a solid wire.
  • High-strength, high-Mn-containing steel is by mass%, C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 18 to 30%, P: 0.030% or less, S: 0.0070% or less, Al: 0.01 to 0.07.
  • %, Cr: 2.5-7.0%, N: 0.0050-0.0500%, O (oxygen): 0.0050% or less has a steel composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, and the solid wire is by mass%.
  • a pole characterized in that the welding conditions of the gas metal arc welding are adjusted so that the dilution ratio of the steel material to the welding metal of the first layer in the multilayer weld metal portion defined in the above is 35 to 60%.
  • the high-strength, high-Mn-containing steel material for ultra-low temperature further contains Mo: 2.0% or less, V: 2.0% or less, W: 2.0% or less in mass%.
  • the solid wire is further divided into V: 1.0% or less, Ti: 1.0% or less, and Nb: 1.0% or less in mass%.
  • a method for manufacturing a high-strength welded joint for ultra-low temperature which comprises one or more selected types.
  • a welded joint having a multi-layer welded metal portion having high strength and excellent ultra-low temperature impact toughness which is suitable for a welded steel structure used in an extremely low temperature environment, and is industrially available. It has a remarkable effect.
  • the present invention is a high-strength welded joint for extremely low-temperature welded steel structures, in which steel materials containing high-strength and high-Mn for ultra-low temperature are joined together by forming a multi-layer welded metal portion by welding using a solid wire to form a welded joint. It is a manufacturing method of.
  • the steel material used in the present invention is by mass%, C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 18 to 30%, P: 0.030% or less, S: 0.0070% or less, Al: 0.01 to 0.07. %, Cr: 2.5-7.0%, N: 0.0050-0.0500%, O (oxygen): 0.0050% or less, and has a steel composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities. ..
  • the reasons for limiting the steel composition are as follows.
  • C 0.10 to 0.70%
  • C is an inexpensive and important element that has the effect of stabilizing the austenite phase. In order to obtain such an effect, a content of 0.10% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.70%, Cr carbides are excessively generated and the cryogenic impact toughness is lowered. Therefore, C was limited to the range of 0.10 to 0.70%. Preferably, it is 0.20 to 0.60%.
  • Si 0.05-1.00%
  • Si is an element that acts as an antacid and dissolves in steel to contribute to increasing the strength of steel materials by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, a content of 0.05% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 1.00%, the weldability is lowered. Therefore, Si was limited to the range of 0.05 to 1.00%. Preferably, it is 0.07 to 0.50%.
  • Mn 18-30%
  • Mn is a relatively inexpensive element having an action of stabilizing the austenite phase, and is an important element in the present invention in order to achieve both high strength and excellent cryogenic toughness. In order to obtain such an effect, a content of 18% or more is required. On the other hand, even if the content exceeds 30%, the effect of improving the cryogenic toughness is saturated, and the effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. In addition, if it is contained in a large amount exceeding 30%, weldability and cutability are deteriorated, segregation is promoted, and stress corrosion cracking is promoted. For this reason, Mn was limited to the range of 18-30%. Preferably, it is 18-28%.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundaries as an impurity and becomes the starting point of stress corrosion cracking. In the present invention, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.030% or less is acceptable. it can. Therefore, P was limited to 0.030% or less. It is preferably 0.028% or less, and more preferably 0.024% or less. On the other hand, in order to extremely reduce P to less than 0.002%, long-term refining is required, and the refining cost rises. Therefore, from an economic point of view, P is preferably 0.002% or more.
  • S 0.0070% or less
  • S exists as a sulfide-based inclusion in steel and reduces the ductility and cryogenic toughness of steel materials and weld metals. Therefore, it is desirable to reduce S as much as possible, but 0.0070% or less is acceptable. It is preferably 0.0050% or less.
  • S is preferably 0.0005% or more.
  • Al acts as an antacid and is the most commonly used element in the molten steel deoxidation process for steel materials. In order to obtain such an effect, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.07%, Al is mixed into the weld metal portion during welding, and the toughness of the weld metal is lowered. Therefore, Al was limited to the range of 0.07% or less. Preferably, it is 0.02 to 0.06%.
  • Cr 2.5-7.0% Cr is an element that stabilizes the austenite phase and effectively contributes to the improvement of cryogenic toughness and the strength of steel materials. It is also an effective element for forming fine crystal regions. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Cr of 2.5% or more. On the other hand, if it is contained in excess of 7.0%, Cr carbides are generated, and the cryogenic toughness and stress corrosion cracking resistance are lowered. Therefore, Cr was limited to the range of 2.5 to 7.0%. It is preferably 3.5 to 6.5%.
  • N 0.0050-0.0500%
  • N is an element having an action of stabilizing the austenite phase and effectively contributes to the improvement of cryogenic toughness. In order to obtain such an effect, N needs to be contained in an amount of 0.0050% or more. On the other hand, if it is contained in excess of 0.0500%, the nitride or carbonitride becomes coarse and the cryogenic toughness decreases. Therefore, N was limited to the range of 0.0050 to 0.0500%. It is preferably 0.0060 to 0.0400%.
  • O (oxygen) 0.0050% or less
  • O (oxygen) exists as oxide-based inclusions in steel and reduces the extremely low temperature toughness of steel materials. Therefore, it is preferable to reduce O (oxygen) as much as possible, but 0.0050% or less is acceptable. Therefore, O (oxygen) was limited to the range of 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0045% or less.
  • O (oxygen) is 0.0005% or more.
  • the above-mentioned components are the basic steel composition, but in addition to this basic steel composition, one selected from Mo: 2.0% or less, V: 2.0% or less, and W: 2.0% or less as optional components.
  • the steel composition may contain two or more types and / or one or two types selected from REM: 0.0010 to 0.0200% and B: 0.0005 to 0.0020%.
  • Mo 2.0% or less
  • V 2.0% or less
  • W 2.0% or less Mo, V, W all contribute to the stabilization of the austenite phase and of steel materials. It is an element that contributes to the improvement of strength and the toughness at extremely low temperature, and can be selected and contained in one kind or two or more kinds as needed. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Mo, V, and W, respectively.
  • Mo, V, and W each contain more than 2.0%, coarse carbonitride increases, becomes a starting point of fracture, and the cryogenic impact toughness decreases.
  • Mo 2.0% or less
  • V 2.0% or less
  • W 2.0% or less. More preferably, Mo: 0.003 to 1.7%, V: 0.003 to 1.7%, W: 0.003 to 1.7%, and even more preferably Mo: 1.5% or less, V: 1.5% or less, W: 1.5% or less.
  • REM 1 or 2 selected from 0.0010 to 0.0200% and B: 0.0005 to 0.0020% REM improves the toughness of steel materials through morphological control of inclusions, and also ductility and sulfide stress corrosion cracking resistance. It is an element having an action of improving the property, and B is an element having an action of segregating at the grain boundaries and contributing to the improvement of the toughness of the steel material, and contains one or two kinds selected as necessary. it can.
  • REM needs to contain 0.0010% or more in order to obtain the above effects. On the other hand, if it is contained in excess of 0.0200%, the amount of non-metal inclusions increases, and toughness, ductility, and sulfide stress cracking resistance decrease. Therefore, when it is contained, REM is preferably limited to the range of 0.0010 to 0.0200%. More preferably, it is 0.0015 to 0.0200%.
  • B needs to contain 0.0005% or more in order to obtain the above effects. On the other hand, if it is contained in excess of 0.0020%, coarse nitrides and carbides increase and toughness decreases. Therefore, when it is contained, B is preferably limited to the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • the rest other than the above components consist of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include Ca, Mg, Ti, Nb, and Cu, and a total of 0.05% or less is acceptable.
  • the above-mentioned high Mn-containing steel materials are welded together using a solid wire to form a multi-layer welded metal portion to form a welded joint.
  • the solid wires used are C: 0.2 to 0.8%, Si: 0.15 to 0.90%, Mn: 17.0 to 28.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.01 to 10.0%, Cr: 0.4 to A solid wire containing 4.0%, Mo: 0.02 to 2.5%, Al: 0.1% or less, N: 0.12% or less, O (oxygen): 0.04% or less, and having a wire composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities.
  • the reasons for limiting the wire composition are as follows.
  • C 0.2-0.8% C is an element that has the effect of increasing the strength of the weld metal by strengthening the solid solution, stabilizing the austenite phase, and improving the cryogenic impact toughness of the weld metal. In order to obtain such an effect, a content of 0.2% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.8%, carbides are precipitated, the cryogenic impact toughness is lowered, and high temperature cracking is likely to occur during welding. Therefore, C was limited to the range of 0.2 to 0.8%. It is preferably 0.3 to 0.7%.
  • Si 0.15 to 0.90% Si acts as a deoxidizer, increases the yield of Mn, increases the viscosity of the molten metal, stably maintains the bead shape, and has the effect of reducing the occurrence of spatter. In order to obtain such an effect, a content of 0.15% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.90%, the cryogenic impact toughness of the weld metal is lowered. Further, Si segregates during solidification to form a liquid phase at the interface of the solidified cell, which lowers the high temperature crack resistance. Therefore, Si was limited to the range of 0.15 to 0.90%. It is preferably 0.20 to 0.70%.
  • Mn 17.0-28.0%
  • Mn is an element that stabilizes the austenite phase at low cost, and the content of Mn is required to be 17.0% or more in the present invention. If Mn is less than 17.0%, a ferrite phase is formed in the weld metal, resulting in a significant decrease in cryogenic impact toughness. On the other hand, if it is contained in excess of 28.0%, excessive Mn segregation occurs during solidification and induces high temperature cracking. Therefore, Mn was limited to the range of 17.0 to 28.0%. It is preferably 18.0 to 23.0%.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries and induces high-temperature cracking as an impurity in the weld metal. In the present invention, it is preferable to reduce it as much as possible, but if it is 0.03% or less. ,acceptable. Therefore, P was limited to 0.03% or less. On the other hand, excessive reduction leads to an increase in refining cost. Therefore, P is preferably adjusted to 0.003% or more.
  • S 0.03% or less S exists as a sulfide-based inclusion MnS in the weld metal. MnS is a starting point of fracture and lowers the cryogenic impact toughness. Therefore, it is preferable to reduce MnS as much as possible in the present invention, but 0.03% or less is acceptable. Therefore, S was limited to 0.03% or less. On the other hand, excessive reduction causes an increase in refining cost, so it is preferable to adjust S to 0.001% or more.
  • Ni 0.01-10.0%
  • Ni is an element that strengthens the austenite grain boundaries and stabilizes the austenite phase, contributing to the improvement of the cryogenic impact toughness of the weld metal. In order to obtain such an effect, a content of 0.01% or more is required. However, Ni is an expensive element, and a content of more than 10.0% is economically disadvantageous. Therefore, Ni was limited to the range of 0.01 to 10.0%. It is preferably in the range of 0.02 to 2.0%.
  • Cr acts as an element that stabilizes the austenite phase at cryogenic temperatures and contributes to the improvement of cryogenic impact toughness of weld metals. Cr also has the effect of improving the strength of the weld metal. Further, Cr has an effect of raising the liquidus temperature of the molten metal and suppressing the occurrence of high temperature cracking. Furthermore, Cr also works effectively to enhance the corrosion resistance of the weld metal. In order to obtain such an effect, a content of 0.4% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 4.0%, Cr carbide is generated, which causes a decrease in cryogenic impact toughness and further a decrease in processability at the time of wire drawing. Therefore, Cr was limited to the range of 0.4 to 4.0%. It is preferably 1.0 to 3.0%.
  • Mo 0.02-2.5%
  • Mo is an element whose strength is increased by strengthening the solid solution, and it is preferable to contain Mo in 0.02% or more in order to obtain such an effect.
  • Mo was limited to the range of 0.02 to 2.5%. Preferably, it is 0.05 to 2.0%.
  • Al acts as an antacid, increases the viscosity of the molten metal, stably maintains the bead shape, and has an important effect of reducing the occurrence of sputtering.
  • Al raises the liquidus temperature of the molten metal and contributes to suppressing the occurrence of high-temperature cracking of the weld metal. Since such an effect becomes remarkable when the content is 0.005% or more, it is preferable to contain 0.005% or more.
  • Al was limited to the range of 0.1% or less. It is preferably 0.005 to 0.04%.
  • N 0.12% or less N is an element that is inevitably mixed, and if it is contained in excess of 0.12%, a nitride is formed and the cryogenic impact toughness is lowered. Therefore, N was limited to 0.12% or less.
  • N can be contained in a certain amount or more in order to effectively contribute to the improvement of the strength of the weld metal, stabilize the austenite phase, and stably improve the cryogenic impact toughness of the weld metal. preferable. Since such an effect becomes remarkable when the content is 0.003% or more, it is preferable to contain 0.003% or more.
  • O (oxygen) 0.04% or less
  • O (oxygen) is an element that is inevitably mixed in, and forms Al-based oxides and Si-based oxides in weld metals and acts as nuclei of solidified dendrides. Since it contributes as a pinning that suppresses the coarsening of the solidified structure, it is preferably contained in a certain amount or more. Since such an effect becomes remarkable when the content is 0.005% or more, it is preferable to contain 0.005% or more. On the other hand, if the content is large in excess of 0.04%, the oxide will be coarsened. Therefore, O (oxygen) was limited to the range of 0.04% or less. It is preferably 0.01 to 0.03%.
  • the above-mentioned components are the basic wire composition, and in addition to this basic wire composition, one or two selected from V: 1.0% or less, Ti: 1.0% or less, and Nb: 1.0% or less.
  • the wire composition may contain more than a seed.
  • Each of V, Ti, and Nb is a carbide-forming element, which is an element that precipitates carbides and contributes to the improvement of the strength of the weld metal, and can be selected and contained one or more as necessary.
  • V is preferably contained in an amount of 0.02% or more, but if it is contained in an amount of more than 1.0%, a large amount of carbides are precipitated and coarsened, which becomes a starting point of fracture and becomes a pole of the weld metal. Reduces low temperature impact toughness. Therefore, when it is contained, V is preferably limited to 1.0% or less.
  • Ti further precipitates carbides at the solidification cell interface of the weld metal, which contributes to suppressing the occurrence of high temperature cracks.
  • Ti is preferably contained in an amount of 0.02% or more.
  • the carbide becomes coarse and becomes the starting point of fracture, so that the cryogenic impact toughness of the weld metal is lowered. Therefore, when it is contained, Ti is preferably limited to 1.0% or less.
  • Nb further precipitates carbides at the solidification cell interface of the weld metal, which contributes to suppressing the occurrence of high-temperature cracks in the weld metal.
  • Nb is contained in an amount of 0.02% or more.
  • Nb is contained in excess of 1.0%, the carbide becomes coarse and becomes the starting point of fracture, so that the cryogenic impact toughness of the weld metal is lowered. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit Nb to 1.0% or less.
  • the rest of the wire other than the above components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • a method for manufacturing the welded joint of the present invention will be described.
  • a high-strength, high-Mn-containing steel material for cryogenic temperatures having the above-mentioned steel material composition is prepared.
  • groove processing is performed so that the prepared steel materials form a predetermined groove shape.
  • the groove shape to be formed is not particularly limited, and examples thereof include a V-shaped groove and a Y-shaped groove that are commonly used for welded steel structures.
  • the groove-processed steel materials are welded together using the solid wire having the above-mentioned wire composition to form a multi-layer weld metal to form a welded joint.
  • the solid wire used shall have a wire composition in which the Mn content and Cr content are lower than the Mn content and Cr content of the steel material used, respectively.
  • the Mn content and / or Cr content of the solid wire used is higher than the Mn content and / or Cr content of the steel material used, the strength of the entire weld metal decreases and is localized. Hardness increases and weld cracking resistance decreases. Therefore, in the present invention, a solid wire having a wire composition in which the Mn content and Cr content are lower than the Mn content and Cr content of the steel material used is used. As a result, the weld metal to be formed easily has the desired high strength and excellent cryogenic impact toughness.
  • the welding method to be used is not particularly limited as long as it can form a multi-layer welded metal portion having desired characteristics, but the above-mentioned steel material and the above-mentioned welding material (solid wire) are used to obtain desired high strength and excellent quality.
  • gas metal arc welding is preferable.
  • Gas metal arc welding is also called “gas shielded arc welding", and generally uses a “welding electrode type” (consumable electrode type) that uses a welding material (additive material) as an electrode and a non-consumable electrode such as tungsten. It can be roughly divided into “non-welding type" (non-consumable electrode type).
  • the welding conditions are adjusted so that the mixing ratio of the steel material and the welding material becomes a predetermined ratio in the first layer of the multi-layer welded metal portion.
  • the weld metal is formed by mixing a weld metal (molten metal) derived from a steel material and a weld metal (molten metal) derived from a welding material.
  • the ratio of the weld metal (molten metal) derived from the steel material to the weld metal is high, which is important in considering the characteristics of the weld metal. Therefore, in the present invention, the degree of penetration (dilution rate) of the steel material in the weld metal of the first layer is adjusted to be within a predetermined range, and welding is performed.
  • the dilution ratio of the steel material in the welding metal of the first layer uses the value defined by the following equation (1).
  • the "component element” used here is preferably a typical element contained in a steel material or a welding material (solid wire).
  • Mn and Cr which are contained in both the steel material and the welding material and have a large content are used. The higher the content of the element, the higher the measurement accuracy.
  • EPMA for any one of these component elements, for example, EPMA, at predetermined multiple measurement positions of the first layer of weld metal, the steel to be welded, and the weld material (solid wire) used in the multi-layer weld metal section. The content of the component elements is measured, the average value thereof is obtained, and the dilution ratio is calculated using the above formula (1).
  • fluorescent X-ray analysis, chemical analysis, or the like may be used in addition to EPMA.
  • the welding conditions are adjusted so that the dilution ratio of the steel material in the weld metal of the first layer of the multilayer weld metal portion is 35 to 60%. If the dilution ratio of the steel material in the first layer weld metal is less than 35%, the penetration of the steel material into the weld metal is too small, and the Mn and Cr contents in the weld metal decrease, resulting in a sparse solidification structure (dendrite). This results in improved weld cracking resistance and ultra-low temperature impact toughness, but the strength of the weld metal is too low.
  • the dilution ratio of the steel material when the dilution ratio of the steel material is high, a solidified structure (dendrite) containing a large amount of Mn and Cr is formed, the dendrite becomes dense, and the weld metal strength is increased, but welding cracks are likely to occur.
  • the dilution ratio of the steel material exceeds 60% and becomes too high, there are problems such as welding cracks and a decrease in cryogenic impact toughness. Therefore, the dilution ratio of the steel material in the first layer of the weld metal was limited to the range of 35 to 60%.
  • the degree of penetration (dilution rate) of the steel material in the first layer weld metal is higher than that in the other layers of weld metal.
  • the degree of penetration (dilution ratio) of the steel material into the weld metal is adjusted to be within a predetermined range in the first layer weld metal in which the steel material penetrates a lot, the characteristics of the entire weld metal of the multi-layer weld metal portion are obtained. Can be easily adjusted to the desired characteristics.
  • the degree of penetration (dilution rate) of the steel material into the weld metal is adjusted to be within a predetermined range.
  • the degree of penetration (dilution rate) of the steel material into the first-layer weld metal changes depending on the plate thickness of the steel material, the groove shape, and the welding conditions.
  • the influence of the welding heat input is large, and it is possible to change the degree of penetration (dilution rate) of the steel material by adjusting the welding heat input. Therefore, it is preferable to carry out a mock test prior to the execution of welding to examine the amount of heat input for welding that can achieve the desired dilution rate.
  • a simulated test material that is close to the groove shape that is actually used is prepared in advance from the steel material that is actually welded, and the welding material that is actually used is used to change the amount of heat input for welding to perform one-pass test welding.
  • the welding conditions heat input amount
  • the heat input preferably 2.5 kJ / mm or less in order to secure the desired dilution ratio of the steel material described above.
  • a molten steel having the above-mentioned steel composition is melted by a common melting method such as a converter or an electric furnace, and a slab having a predetermined size is used by a common casting method such as a continuous casting method or an ingot-block rolling method.
  • a common melting method such as a converter or an electric furnace
  • a slab having a predetermined size is used by a common casting method such as a continuous casting method or an ingot-block rolling method.
  • Etc. as a steel material.
  • secondary refining may be carried out by a vacuum degassing furnace or the like.
  • the obtained steel material is further heated, hot-rolled, and then cooled to obtain a steel material having a predetermined size.
  • the steel material is heated at a heating temperature in the range of 1100 to 1300 ° C, hot rolling is completed at a finish rolling end temperature of 790 to 980 ° C, and immediate cooling is performed to achieve ultra-low temperature impact toughness.
  • Excellent steel material can be obtained.
  • heat treatment such as annealing may be further performed in order to adjust the characteristics of the steel material.
  • any of the conventional methods for manufacturing a solid wire for welding can be applied.
  • a heating step of heating the ingot to a predetermined temperature and a hot rolling step of hot rolling the heated steel ingot to obtain a steel material (rod shape) having a predetermined shape are sequentially performed, and then the obtained steel is obtained.
  • annealing is preferably annealed at an annealing temperature of 1000 to 1200 ° C.
  • the molten steel was melted in a vacuum melting furnace, cast in a mold, and then ingot-rolled to obtain a slab (thickness: 150 mm) having the composition (steel material composition) shown in Table 1 to obtain a steel material.
  • the obtained steel material was charged into a heating furnace, heated to 1250 ° C., hot-rolled to a finish rolling end temperature of 850 ° C., and immediately water-cooled to obtain a plate thickness: A 12 mm steel plate (high Mn-containing steel material) was obtained.
  • molten steel having the composition (wire composition) shown in Table 2 was melted in a vacuum melting furnace and cast to obtain a steel ingot.
  • the obtained ingot was heated to 1200 ° C. in a heating furnace and hot-rolled to obtain a rod-shaped steel material.
  • the obtained rod-shaped steel material was further subjected to cold rolling a plurality of times with annealing in between to obtain a solid wire for welding (1.2 mm ⁇ ).
  • a V-shaped groove (groove angle: 45 °) was formed in accordance with JIS Z 3111. Then, in the groove, the obtained solid wire for welding (1.2 mm ⁇ ) is used as a welding material for the electrode, and welding electrode type (consumable electrode type) gas metal arc welding (gas atmosphere: Ar + 20% CO 2 ) is performed. , A multi-layer (4 pass) weld metal was formed to obtain a welded joint.
  • Table 3 a steel material (steel plate) and a welding material (solid wire) were combined. Further, the welding heat input was changed in the range of 0.5 kJ / mm to 3.5 kJ / mm as shown in Table 3, and the dilution ratio of the steel material to the welding metal of the first layer was changed.
  • the dilution ratio of the steel material (steel plate) in the first layer of the weld metal was determined by conducting a preliminary test. Specifically, a groove shape to be actually used is formed in advance with a steel material to be actually welded, a welding material to be actually used is used, and a one-pass test welding is performed with an actual welding heat input amount of 100 mm or more. did.
  • Mn was used as the component element.
  • the obtained dilution rate is shown in Table 3.
  • Tensile test pieces (parallel part diameter 6 mm ⁇ ) and Charpy impact test pieces (V notch: notch position weld metal part) were collected from the obtained welded joints in accordance with JIS Z 3111, and tensile tests and Charpy were performed.
  • An impact test was carried out to evaluate the strength and ultra-low temperature impact toughness of the weld metal part.
  • the tensile test was carried out with three test pieces each at room temperature, and the strength of the weld metal was evaluated by the average value of the obtained yield stress YS values (0.2% proof stress).
  • the Charpy impact test was carried out at a test temperature of ⁇ 196 ° C. with three test pieces each to obtain the absorbed energy vE -196, and the ultra-low temperature impact toughness of the weld metal was evaluated by the average value.
  • the yield stress (0.2% proof stress) at room temperature is 400 MPa or more
  • the absorbed energy vE -196 of the Charpy impact test at the test temperature: -196 ° C is 28 J or more, which is high strength and excellent ultra-low temperature impact.
  • a high-strength welded joint having a weld metal having toughness was obtained.
  • the weld metal strength is lowered in the welded joints 12 and 13 of the comparative example in which only the point of using the welding material (solid wire) having a higher Mn content or Cr content than that of the steel material is outside the scope of the present invention. At the same time, a locally hardened part was generated and a weld crack occurred.

Abstract

本発明は、極低温用溶接鋼構造物向け溶接継手の製造方法を提供する。前記製造方法では、所定の鋼材組成を有する極低温用高強度高Mn鋼材同士を、所定のワイヤ組成を有するソリッドワイヤを用いて、例えば、好ましくはガスメタルアーク溶接して多層溶接金属部を形成する。その際、第１層の溶接金属における鋼材の溶け込み比率（希釈率）が35～60％の範囲となるように、溶接条件を調整する。使用するソリッドワイヤは、MnおよびCrの含有量が、使用する鋼材のMn含有量およびCr含有量より低いワイヤ組成を有するものとする。これにより、高強度でかつ極低温衝撃靭性に優れた溶接金属部を有する溶接継手を容易に製造できる。

Description

極低温用高強度溶接継手の製造方法
　本発明は、例えば液化ガス貯槽用タンク等の、極低温環境で使用される高Mn含有鋼材製溶接鋼構造物に係り、とくに高強度で優れた極低温衝撃靭性を有する溶接金属部を形成する高強度溶接継手の製造方法に関する。
　近年、環境に対する規制が厳しくなっている。液化天然ガス（以下、LNGともいう）は、硫黄を含まないため、硫化酸化物等の大気汚染物質を発生させないクリーンな燃料と言われ、その需要が増加している。LNGの輸送または保管のために、LNGを輸送または貯蔵する容器（タンク）は、LNGの液化温度である-162℃以下の温度で、優れた極低温衝撃靭性を保持することが求められている。
　優れた極低温衝撃靭性を保持することの必要性から、容器（タンク）等の材料用として、従来から、アルミニウム合金、9％Ni鋼、オーステナイト系ステンレス鋼等が、用いられてきた。しかし、アルミニウム合金は、引張強さが低いため、構造物の板厚を大きく設計する必要があり、また溶接性が悪いという問題がある。また、9％Ni鋼は、溶接材料として高価なNi基材料を用いることが必要なため、経済的に不利となる。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、高価であり、母材強度も低いという問題がある。
　このような問題から、LNGを輸送または貯蔵する容器（タンク）用の材料として、最近では、質量％で、Mnを10～35％程度含有する高Mn含有鋼（以下、高Mn鋼ともいう）の適用が検討されている。高Mn含有鋼は、極低温においても、オーステナイト相であり、脆性破壊が発生せず、またオーステナイト系ステンレス鋼と比較して、高い強度を有するという特徴がある。そこで、このような材料（高Mn含有鋼材）およびこのような材料を安定して溶接できる溶接材料が要望されている。
　このような要望に対し、例えば、特許文献１には、「極低温用高Mn鋼材」が記載されている。特許文献１に記載された「極低温用高Mn鋼材」は、質量％で、C：0.001～0.80％、Mn：15.0～35.0％、S：0.0001～0.01％、Cr：0.01～10.0％、Ti：0.001～0.05％、N：0.0001～0.10％、O：0.001～0.010％を含有し、P：0.02％以下に制限し、さらに、Si：0.001～5.00％、Al：0.001～5.0％の一方又は両方を含有し、更に、Mg：0.01％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.01％以下の１種又は２種以上を合計で0.0002％以上含有し、
　30C＋0.5Mn＋Ni＋0.8Cr＋1.2Si＋0.8Mo ≧ 25 …（式１）、
　O／S ≧ 1 …（式２）
を満足し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、オーステナイトの体積率が95％以上であり、前記オーステナイトの結晶粒径が20～200μmであり、前記オーステナイトの結晶粒界における炭化物被覆率が50％以下である極低温用高Mn鋼材であるとしている。特許文献１に記載された高Mn鋼材では、結晶粒界に生成する炭化物が破壊の起点や亀裂の伝播の経路とならないように、オーステナイト粒径を適切なサイズに制御し、さらに合金元素の添加量やバランス、さらにはS量、O量を適正に調整し、Mg、Ca、REMを添加することにより、オーステナイト粒径を適正に調整し、熱影響部の結晶粒径の粗大化の抑制をも可能にできると、している。
　また、特許文献２には、「低温用厚鋼板」が記載されている。特許文献２に記載された「低温用厚鋼板」は、質量％で、C：0.30～0.65％、Si：0.05～0.30％、Mn：20.00％超え30.00％未満、Ni：0.10％以上3.00％未満、Cr：3.00％以上8.00％未満、Al：0.005～0.100％、N：0.0050％以上0.0500％未満を含有し、P：0.0040％以下、S：0.020％以下、O：0050％以下に制限し、残部Feおよび不純物からなり、Mn濃化部のMn濃度MniとMn希薄部のMn濃度Mn0から算出されるMn偏析比ＸMn（ＸM＝Mni/Mn0）が1.6以下であり、室温（25℃）における降伏応力が400MPa以上、引張応力が800MPa以上、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が70J以上である鋼材である、としている。特許文献２に記載された技術によれば、熱間圧延ままで、LNGを輸送または貯蔵する容器（タンク）用の材料として提供できるとしている。
　また、特許文献３には、「極低温衝撃靭性に優れた高強度溶接継手部及びこのためのフラックスコアードアーク溶接用ワイヤ」が提案されている。特許文献３に記載されたフラックスコアードアーク溶接用ワイヤは、重量％で、C：0.15～0.8％、Si：0.2～1.2％、Mn：15～34％、Cr：6％以下、Mo：1.5～4％、S：0.02％以下、P：0.02％以下、B：0.01％以下、Ti：0.09～0.5％、N：0.001～0.3％、TiO2：4～15％、SiO2、ZrO2及びAl2O3のうちから選択された１種以上の合計：0.01～9％、K、Na及びLiのうちから選択された１種以上の合計：0.5～1.7％、FとCaのうち１種以上：0.2～1.5％、残部Fe及びその他の不可避的不純物を含む組成を有するワイヤである。特許文献３に記載されたフラックスコアードアーク溶接用ワイヤを用いて溶接すれば、試験温度：-196℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが28J以上の優れた低温靭性および常温引張強さが400MPa以上の高強度を有する溶接継手部が効果的に得られ、また、ワイヤ組成をMo：1.5％以上に調整しており、優れた耐高温割れ性を有する溶接継手部を確保できるとしている。
特開2016－196703号公報 特開2017－071817号公報 特表2017－502842号公報
　しかしながら、上記した特許文献１、２に記載された高Mn含有鋼材と、特許文献３に記載された溶接材料とを組み合わせて溶接構造物を製造しても、溶接金属部において強度低下や靱性低下が発生し、溶接鋼構造物として、所望の極低温における材料特性（高強度、高靭性）を確保できないという問題があった。本発明者らの検討によれば、高Mn含有鋼材溶接金属部においては、溶接時の熱履歴や鋼材の溶接金属への希釈率（溶け込み度合）や凝固時の偏析等により、元素の再分配が行われて、組織が大きく変化するため、溶接金属部において強度低下や靱性低下が発生するという問題があること知見した。
　そこで、本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、極低温用溶接鋼構造物向けとして好適な、高強度と優れた極低温衝撃靭性とを兼備する溶接金属部を有する、高強度溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「高強度」とは、常温降伏応力（0.2％耐力）が400MPa以上であることをいう。また、「優れた極低温衝撃靭性」とは、試験温度：-196℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE-196が28J以上であることをいう。
　本発明者らは、上記した目的を達成するため、高Mn含有鋼材用溶接材料を用いて溶接継手を作製し、溶接金属部の組織形態と強度、極低温衝撃靭性との関係を鋭意検討した。その結果、とくに、溶接ビード（１回又は２回以上の溶接パスによって作られる溶接金属の層）を二層以上重ねて置いていく多層溶接の場合には、溶接時の熱履歴による溶接金属の組織変化が重要となることを知見した。溶接時に鋼材、溶接材料の溶接金属への溶け込み度合（希釈率）により、溶接金属の組織変化が生じ、溶接金属部の材料特性（強度、靭性）が、大きく変化することを知見した。とくに、多層溶接の場合には、第１層目の溶接金属への、鋼材の溶け込み度合（希釈率）を所定の範囲に調整することが、所望の溶接金属特性を確保するために重要であることを見出した。
　すなわち、鋼材の、溶接金属への溶け込み度合（希釈率）が高い場合には、溶接金属特性は鋼材に多く含まれる成分であるMn、Crの影響を大きく受けることになる。一方、鋼材の、溶接金属への溶け込み度合（希釈率）が低い場合には、溶接金属特性はワイヤにMnおよびCr以外で多く含まれる成分であるNi、Moの影響を大きく受けることになる。このような成分の相違は、凝固過程で形成される凝固組織（デンドライト構造）に大きな影響を与えることになる。溶接金属への鋼材の溶け込み度合（希釈率）が高い場合には、デンドライト構造は密となり溶接金属の強度が上昇するが、溶接割れが発生しやすくなる。一方、溶接金属への鋼材の溶け込み度合（希釈率）が低い場合には、デンドライト構造は疎になり溶接金属の強度が低下し、靭性が向上し、溶接割れは発生しにくくなる。これは、上記したデンドライト構造の違いにより、デンドライトにおけるサブグレイン、転位、析出物等の組織形態が異なったためと考えられる。
　このような傾向に鑑みて、本発明者らは、所望の高強度で、優れた極低温衝撃靭性を有する多層溶接金属部を確保するために、第１層目の溶接金属への鋼材の溶け込み度合（希釈率）が35～60％となるように、溶接条件を調整することが肝要となることを見出した。
　本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨とするところは、次のとおりである。
（１）極低温用高強度高Mn含有鋼材同士をソリッドワイヤを用いてガスメタルアーク溶接し、多層溶接金属部を形成する極低温用高強度溶接継手の製造方法であって、該極低温用高強度高Mn含有鋼材が、質量％で、C：0.10～0.70％、Si：0.05～1.00％、Mn：18～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O(酸素)：0.0050％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材組成を有し、該ソリッドワイヤが、質量％で、C：0.2～0.8％、Si：0.15～0.90％、Mn：17.0～28.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.02～2.5％、Al：0.1％以下、N：0.12％以下、O(酸素)：0.04％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有し、かつ該ソリッドワイヤのMnおよびCrの各含有量が、それぞれ該鋼材のMnおよびCrの各含有量より低く、次（１）式
　希釈率（％）＝100×｛（第1層の溶接金属に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（該ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝/｛（該鋼材に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（該ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝　……（１）
で定義される該多層溶接金属部における第１層の溶接金属への該鋼材の希釈率が35～60％となるように、前記ガスメタルアーク溶接の溶接条件を調整することを特徴とする極低温用高強度溶接継手の製造方法。
（２）上記（１）において、前記極低温用高強度高Mn含有鋼材が、前記鋼材組成に加えてさらに、質量％で、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および/または、REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする極低温用高強度溶接継手の製造方法。
（３）上記（１）または（２）において、前記ソリッドワイヤが、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、V：1.0％以下、Ti：1.0％以下およびNb：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする極低温用高強度溶接継手の製造方法。
　本発明によれば、極低温環境下で使用される溶接鋼構造物向けとして好適な、高強度でかつ極低温衝撃靭性に優れた多層溶接金属部を有する溶接継手を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
　本発明は、極低温用高強度高Mn含有鋼材同士を、ソリッドワイヤを用いた溶接により多層溶接金属部を形成して接合し溶接継手とする、極低温用溶接鋼構造物向け高強度溶接継手の製造方法である。
　まず、使用する鋼材について、説明する。なお、「組成」における「質量％」は、単に「％」と記す。
　本発明で使用する鋼材は、質量％で、C：0.10～0.70％、Si：0.05～1.00％、Mn：18～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O（酸素）：0.0050％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材組成を有する極低温用高強度高Mn含有鋼材とする。鋼材組成の限定理由は、次のとおりである。
　C：0.10～0.70％
　Cは、オーステナイト相を安定化させる作用を有する、安価で、重要な元素である。このような効果を得るためには、0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.70％を超えて含有すると、Cr炭化物が過度に生成され、極低温衝撃靱性が低下する。このため、Cは0.10～0.70％の範囲に限定した。好ましくは、0.20～0.60％である。
　Si：0.05～1.00％
　Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して固溶強化により鋼材の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.00％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Siは0.05～1.00％の範囲に限定した。好ましくは、0.07～0.50％である。
　Mn：18～30％
　Mnは、オーステナイト相を安定化させる作用を有する、比較的安価な元素であり、本発明では、高強度と優れた極低温靱性を両立するために重要な元素である。このような効果を得るためには、18％以上の含有を必要とする。一方、30％を超えて含有しても、極低温靱性を向上させる効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、30％を超えて多量に含有すると、溶接性、切断性の低下を招くとともに、偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Mnは18～30％の範囲に限定した。好ましくは、18～28％である。
　P：0.030％以下
　Pは、不純物として、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる元素であり、本発明では、可能なかぎり低減することが望ましいが、0.030％以下であれば許容できる。このため、Pは0.030％以下に限定した。好ましくは、0.028％以下であり、さらに好ましくは0.024％以下である。一方、Ｐを0.002％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済的な観点からは、Pは0.002％以上とすることが好ましい。
　S：0.0070％以下
　Sは、鋼中では、硫化物系介在物として存在し、鋼材、溶接金属の延性、極低温靭性を低下させる。このため、Sは可能なかぎり低減することが望ましいが、0.0070％以下であれば許容できる。好ましくは0.0050％以下である。一方、Sを0.0005％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Sは0.0005％以上とすることが好ましい。
　Al：0.01～0.07％
　Alは、脱酸剤として作用し、鋼材の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.07％を超えて含有すると、溶接時にAlが溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を低下させる。このため、Alは0.07％以下の範囲に限定した。好ましくは、0.02～0.06％である。
　Cr：2.5～7.0％
　Crは、オーステナイト相を安定化させ、極低温靱性の向上および鋼材強度の向上に有効に寄与する元素である。また、微細結晶域を形成させるために効果的な元素である。このような効果を得るためには、Crを2.5％以上の含有を必要とする。一方、7.0％を超えて含有すると、Cr炭化物が生成し、極低温靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Crは2.5～7.0％の範囲に限定した。好ましくは3.5～6.5％である。
　N：0.0050～0.0500％
　Nは、オーステナイト相を安定化する作用を有する元素であり、極低温靱性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、Nは0.0050％以上の含有を必要とする。一方、0.0500％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、極低温靭性が低下する。このため、Nは0.0050～0.0500％の範囲に限定した。好ましくは0.0060～0.0400％である。
　O（酸素）：0.0050％以下
　O（酸素）は、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼材の極低温靱性を低下させる。このため、O（酸素）はできるだけ低減することが好ましいが、0.0050％以下であれば許容できる。このため、O（酸素）は0.0050％以下の範囲に限定した。好ましくは、0.0045％以下である。一方、O（酸素）を0.0005％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、O（酸素）は0.0005％以上とすることが好ましい。
　上記した成分が基本の鋼材組成であるが、この基本の鋼材組成に加えてさらに任意成分として、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および/または、REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％のうちから選ばれた１種または２種を含有する鋼材組成としてもよい。
　Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Mo、V、Wはいずれも、オーステナイト相の安定化に寄与するとともに、鋼材の強度向上、極低温靭性の向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Mo、V、Wをそれぞれ0.001％以上含有する必要がある。一方、Mo、V、Wがそれぞれ2.0％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が増加し、破壊の起点となり、極低温衝撃靭性が低下する。このため、含有する場合には、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下に限定することが好ましい。より好ましくは、Mo：0.003～1.7％、V：0.003～1.7％、W：0.003～1.7％であり、さらに好ましくはMo：1.5％以下、V：1.5％以下、W：1.5％以下である。
　REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％のうちから選ばれた１種または２種
　REMは、介在物の形態制御を介し、鋼材の靭性向上、さらには延性、耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素であり、また、Bは、粒界に偏析し、鋼材の靭性向上に寄与する作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
　REMは、上記した効果を得るためには、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.0200％を超えて含有すると、非金属介在物量が増加し、靭性、さらには延性、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、含有する場合には、REMは0.0010～0.0200％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは0.0015～0.0200％である。
　Bは、上記した効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0020％を超えて含有すると、粗大な窒化物や炭化物が増加し、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Bは0.0005～0.0020％の範囲に限定することが好ましい。
　上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ca、Mg、Ti、Nb、Cuが例示でき、合計で0.05％以下であれば許容できる。
　本発明では、上記した高Mn含有鋼材同士を、ソリッドワイヤを用いて溶接して多層溶接金属部を形成し溶接継手とする。
　使用するソリッドワイヤは、C：0.2～0.8％、Si：0.15～0.90％、Mn：17.0～28.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.02～2.5％、Al：0.1％以下、N：0.12％以下、O（酸素）：0.04％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有するソリッドワイヤとする。ワイヤ組成の限定理由は、次のとおりである。
　C：0.2～0.8％
　Cは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有するとともに、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。一方、0.8％を超えて含有すると、炭化物が析出し，極低温衝撃靭性が低下し、さらに、溶接時の高温割れが生じやすくなる。そのため、Cは0.2～0.8％の範囲に限定した。好ましくは、0.3～0.7％である。
　Si：0.15～0.90％
　Siは、脱酸剤として作用し、Mnの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高める作用を有し、ビード形状を安定的に保持し、スパッタの発生を低減する効果を有する。そのような効果を得るためには、0.15％以上の含有を必要とする。一方、0.90％を超えて含有すると、溶接金属の極低温衝撃靭性の低下を招く。また、Siは、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を低下させる。そのため、Siは0.15～0.90％の範囲に限定した。好ましくは0.20～0.70％である。
　Mn：17.0～28.0％
　Mnは、安価に、オーステナイト相を安定化する元素であり、本発明では17.0％以上の含有を必要とする。Mnが17.0％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し，極低温衝撃靭性の著しい低下を招く。一方、28.0％を超えて含有すると、凝固時に過度のMn偏析が発生し、高温割れを誘発する。そのため、Mnは17.0～28.0％の範囲に制限した。好ましくは18.0～23.0％である。
　P：0.03％以下
　Pは、溶接金属中では、不純物として、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、0.03％以下であれば、許容できる。そのため、Pは0.03％以下に限定した。一方、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Pは0.003％以上に調整することが好ましい。
　S：0.03％以下
　Sは、溶接金属中では硫化物系介在物MnSとして存在する。MnSは、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性を低下させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.03％以下であれば、許容できる。そのため、Sは0.03％以下に限定した。一方、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Sは0.001％以上に調整することが好ましい。
　Ni：0.01～10.0％
　Niは、オーステナイト粒界を強化するとともに、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。しかし、Niは高価な元素であり、10.0％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Niは0.01～10.0％の範囲に限定した。好ましくは、0.02～2.0％の範囲である。
　Cr：0.4～4.0％
　Crは、極低温ではオーステナイト相を安定化させる元素として作用し、溶接金属の極低温衝撃靭性の向上に寄与する。また、Crは、溶接金属の強度を向上させる作用も有する。また、Crは、溶融金属の液相線温度を高めて、高温割れの発生を抑制する作用を有する。さらに、Crは、溶接金属の耐食性を高めるのにも有効に作用する。このような効果を得るためには0.4％以上の含有を必要とする。一方、4.0％を超えて含有すると、Cr炭化物が生成し、極低温衝撃靭性の低下を招くとともに、さらに、ワイヤ伸線時の加工性が低下する。そのため、Crは0.4～4.0％の範囲に限定した。好ましくは、1.0～3.0％である。
　Mo：0.02～2.5％
　Moは、固溶強化により強度を増加させる元素であり、そのような効果を得るためには0.02％以上含有することが好ましい。一方、2.5％を超えて多量に含有すると、炭化物が析出し、熱間加工性が低下し、ワイヤの伸線加工など、ワイヤの製造性が低下する。そのため、Moは0.02～2.5％の範囲に限定した。好ましくは、0.05～2.0％である。
　Al：0.1％以下
　Alは、脱酸剤として作用するとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持し、スパッタの発生を低減する重要な作用を有する。また、Alは、溶融金属の液相線温度を高め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、0.005％以上の含有で顕著となるため、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.1％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、スパッタの増加や、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加する。そのため、Alは0.1％以下の範囲に限定した。好ましくは0.005～0.04％である。
　N：0.12％以下
　Nは、不可避的に混入する元素であり、0.12％を超えて含有すると、窒化物を形成し、極低温衝撃靱性が低下する。そのため、Nは0.12％以下に限定した。一方、Nは、Cと同様に、溶接金属の強度向上に有効に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、溶接金属の極低温衝撃靱性を安定的に向上させるため、一定量以上含有させることが好ましい。このような効果は、0.003％以上の含有で顕著となるため、0.003％以上含有させることが好ましい。
　O（酸素）：0.04％以下
　O（酸素）は、不可避的に混入する元素であり、溶接金属中で、Al系酸化物やSi系酸化物を形成し、凝固デンドライドの核として作用したり、凝固組織の粗大化を抑制するピニングとして寄与するため、一定量以上含有することが好ましい。このような効果は、0.005％以上の含有で著しくなるため、0.005％以上含有させることが好ましい。一方、0.04％を超える多量の含有は、酸化物が粗大化する。そのため、O(酸素)は0.04％以下の範囲に限定した。好ましくは0.01～0.03％である。
　上記した成分が、基本のワイヤ組成であるが、この基本のワイヤ組成に加えてさらに、V：1.0％以下、Ti：1.0％以下およびNb：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するワイヤ組成としてもよい。
　V、Ti、Nbはいずれも、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
　Vは、上記した効果を得るためには、0.02％以上含有することが好ましいが、1.0％を超えて含有すると、炭化物が多量に析出し粗大化して、破壊の発生起点となり、溶接金属の極低温衝撃靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、Vは1.0％以下に限定することが好ましい。
　Tiは、上記した効果に加えてさらに、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Tiは0.02％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超えて含有すると、炭化物が粗大化し、破壊の発生起点となるため、溶接金属の極低温衝撃靭性が低下する。そのため、含有する場合には、Tiは1.0％以下に限定することが好ましい。
　Nbは、上記した効果に加えてさらに、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、溶接金属の高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためにはNbは0.02％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超えて含有すると、炭化物が粗大化し、破壊の発生起点となるため、溶接金属の極低温衝撃靭性が低下する。そのため、含有する場合には、Nbは1.0％以下に限定することが好ましい。
　上記した成分以外のワイヤの残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
　ついで、本発明溶接継手の製造方法について説明する。
　まず、上記した鋼材組成を有する極低温用高強度高Mn含有鋼材を用意する。そして、用意した鋼材同士が所定の開先形状を形成するように、開先加工を行う。形成する開先形状については、特に限定する必要はなく、溶接鋼構造物用として常用されているＶ形開先、Ｙ形開先等が例示できる。
　ついで、上記開先加工された鋼材同士を、上記したワイヤ組成を有するソリッドワイヤを用いて、溶接して多層溶接金属を形成し、溶接継手とする。
　使用するソリッドワイヤは、Mn含有量およびCr含有量が、それぞれ使用する鋼材のMn含有量およびCr含有量より少ないワイヤ組成を有するものとする。使用するソリッドワイヤのMn含有量および／またはCr含有量が、使用する鋼材のMn含有量および／またはCr含有量に比べて多い場合には、溶接金属全体の強度が低下し、また局部的な硬さが増加し、耐溶接割れ性が低下する。そのため、本発明では、Mn含有量およびCr含有量が、使用する鋼材のMn含有量およびCr含有量より少ないワイヤ組成を有するソリッドワイヤを使用する。これにより、形成される溶接金属が、容易に、所望の高強度で、かつ優れた極低温衝撃靭性を有するものになる。
　使用する溶接法は、所望の特性を有する多層溶接金属部を形成できればよく、とくに限定する必要はないが、上記した鋼材と上記した溶接材料（ソリッドワイヤ）を用いて、所望の高強度、優れた極低温衝撃靭性を有する溶接金属とするために、ガスメタルアーク溶接とすることが好ましい。
　ガスメタルアーク溶接は、「ガスシールドアーク溶接」とも称されており、一般に、溶接材料（溶加材）を電極として用いる「溶極式」（消耗電極式）とタングステン等の非消耗電極を用いる「非溶極式」（非消耗電極式）とに大別することができる。本発明では、特に限定されないが、所望の強度および極低温衝撃靭性を達成する観点から、前記ソリッドワイヤ（溶接材料）を電極として用いる「溶極式」（消耗電極式）で行うことが好ましい。
　本発明では、多層溶接金属部における第１層目において、鋼材と溶接材料との混合の割合が所定の比率となるように溶接条件を調整する。
　通常、多層溶接では、溶接金属は、鋼材起因の溶接金属（溶湯）と溶接材料起因の溶接金属（溶湯）が混り合って形成される。とくに、多層溶接金属部の第１層では、溶接金属に占める鋼材起因の溶接金属（溶湯）の割合が高くなり、溶接金属の特性を考慮するうえで、重要になる。このため、本発明では、第１層の溶接金属における鋼材の溶け込み度合（希釈率）が所定の範囲となるように調整して、溶接を行うこととした。
　本発明では、第１層の溶接金属における鋼材の希釈率は、次（１）式で定義される値を用いるものとする。
　希釈率（％）＝100×｛（第１層の溶接金属に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝/｛（鋼材に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝　……（１）
　ここで用いる「成分元素」は、鋼材、溶接材料（ソリッドワイヤ）に含まれる代表的な元素とすることが好ましい。例えば、本発明では、鋼材および溶接材料ともに含有され、しかも含有量が多いMn、Crとする。含有量が多い元素を使用すれば、それだけ測定精度も高くなる。多層溶接金属部の第1層の溶接金属、溶接される鋼材、および使用される溶接材料（ソリッドワイヤ）の所定の複数の測定位置で、これらの成分元素のいずれか１種について、例えば、EPMAを用いて、当該成分元素の含有量を測定し、それらの平均値を求め、上記（１）式を用いて希釈率を算出する。成分元素の含有量を測定する分析機器は、EPMA以外にも、蛍光Ｘ線分析や、化学分析などを用いてもよいことは言うまでもない。
　本発明では、多層溶接金属部の第１層の溶接金属における鋼材の希釈率が、35～60％となるように、溶接条件を調整する。
　第１層溶接金属への鋼材の希釈率が35％未満では、溶接金属への鋼材の溶け込みが少なすぎて、溶接金属中のMn、Cr含有量が減少するため、凝固組織（デンドライト）が疎になり、耐溶接割れ性や極低温衝撃靭性は向上するが、溶接金属の強度が低下しすぎる。一方、鋼材の希釈率が高くなると、Mn、Crを多く含む凝固組織（デンドライト）となり、デンドライトが密になり、溶接金属強度が増加するが、溶接割れが発生しやすくなる。とくに、鋼材の希釈率が60％を超えて高くなりすぎると、溶接割れが発生したり、極低温衝撃靱性が低下するなどの問題がある。このため、溶接金属の第１層における鋼材の希釈率は、35～60％の範囲に限定した。
　通常、多層溶接金属部では、第１層の溶接金属において、他の層の溶接金属に比べて鋼材の溶け込み度合(希釈率)が高くなる。溶接金属層数の増加にともない、各層の溶接金属における鋼材の希釈率は減少し、第３層以降の層では、溶接金属の組成は溶接材料（ソリッドワイヤ）とほぼ同じ組成となる。したがって、鋼材の溶け込みが多くなる第１層の溶接金属において、溶接金属への鋼材の溶け込み度合（希釈率）を所定の範囲となるように調整すれば、多層溶接金属部の溶接金属全体の特性を所望の特性に調整することが容易となる。このようなことから、本発明では、第１層の溶接金属において、溶接金属への鋼材の溶け込み度合（希釈率）を所定の範囲となるように調整することにした。
　第１層溶接金属への鋼材の溶け込み度合(希釈率)は、鋼材の板厚、開先形状、溶接条件によって、変化する。とくに、溶接条件のうち、溶接入熱量の影響が大きく、溶接入熱量の調整により、鋼材の溶け込み度合(希釈率)を変化させることが可能である。従って、溶接の実施に先立って模擬試験を行い、所望の希釈率が達成できる溶接入熱量を検討しておくことが好ましい。
　例えば、予め、実際に溶接する鋼材で、実際に使用する開先形状に近い模擬試験材を作製し、実際に使用する溶接材料を用い、溶接入熱量を変化させて、１パスの試験溶接を100mm以上実施し、第１層を模した溶接金属を得る。得られた溶接金属の中央部でその組成をEPMA等で分析し、希釈率を算出することにより、所望の鋼材の希釈率が達成できる溶接条件（入熱量）を決定しておくことが好ましい。なお、板厚12mm以下の鋼材では、上記した所望の鋼材の希釈率を確保するためには、入熱：2.5kJ/mm以下とすることが好ましい。
　つぎに、本発明で使用する高Mn含有鋼材の好ましい製造方法について説明する。
　上記した鋼材組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等の、常用の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とする。溶製に際しては、真空脱ガス炉等による２次精錬を実施してもよいことは言うまでもない。得られた鋼素材を、さらに、加熱し、熱間圧延およびその後の冷却を施して、所定寸法の鋼材を得る。その際、鋼素材を加熱温度：1100～1300℃の範囲の温度で加熱し、仕上圧延終了温度：790～980℃で熱間圧延を終了し、直ちに冷却等を施すことにより、極低温衝撃靭性に優れた鋼材を得ることができる。また、鋼材特性の調整のために、さらに、焼鈍処理等の熱処理を行ってもよいことは言うまでもない。
　また、本発明で使用するソリッドワイヤの好ましい製造方法について説明する。
　本発明で使用するソリッドワイヤでは、常用の溶接用ソリッドワイヤの製造方法がいずれも適用できる。例えば、上記したワイヤ組成を有する溶鋼を、電気炉、真空溶解炉等、常用の溶製方法で溶製し、所定形状の鋳型等に鋳造して鋼塊を得る鋳造工程と、得られた鋼塊を、所定温度に加熱する加熱工程と、加熱された鋼塊に、熱間圧延を施し、所定形状の鋼素材（棒状）とする熱延工程と、を順次行い、ついで、得られた鋼素材（棒状）を複数回の冷間圧延（冷間伸線加工）と必要に応じて焼鈍を施して、所望寸法のワイヤとする冷延工程を行う、ことが好ましい。なお、焼鈍は、焼鈍温度：1000～1200℃で均熱することが好ましい。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
　真空溶解炉で溶鋼を溶製し、鋳型に鋳造したのち、分塊圧延して表１に示す組成(鋼材組成)のスラブ（肉厚：150mm）とし、鋼素材を得た。次いで、得られた鋼素材を、加熱炉に装入して、1250℃に加熱し、仕上圧延終了温度：850℃とする熱間圧延を施した後、直ちに、水冷処理を施し、板厚：12mmの鋼板（高Mn含有鋼材）を得た。
　また、表２に示す組成（ワイヤ組成）の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊を得た。得られた鋼塊を、加熱炉で1200℃に加熱し、熱間圧延を施し棒状の鋼素材を得た。得られた棒状の鋼素材にさらに、焼鈍を挟んで複数回の冷間圧延を施し、溶接用ソリッドワイヤ（1.2mmφ）を得た。
　得られた鋼材（板厚12mm鋼板）を用いて、JIS Z 3111に準拠して、Ｖ形開先（開先角度：45°）を形成した。そして、その開先内に、得られた溶接用ソリッドワイヤ（1.2mmφ）を溶接材料として電極に用い、溶極式（消耗電極式）ガスメタルアーク溶接（ガス雰囲気：Ar＋20％CO2）を行い、多層（４パス）の溶接金属を形成して、溶接継手を得た。溶接継手の製造に当たっては、表３に示すように、鋼材（鋼板）と溶接材料（ソリッドワイヤ）とを組み合わせた。また、溶接入熱は、表３に示すように0.5kJ/mmから3.5kJ/mmの範囲で変化させ、第１層の溶接金属への鋼材の希釈率を変化させた。
　なお、溶接金属の第１層における鋼材(鋼板)の希釈率は、予備的試験を実施して求めた。具体的には、予め、実際に溶接する鋼材で、実際に使用する開先形状を形成し、実際に使用する溶接材料を用い、実際の溶接入熱量で、１パスの試験溶接を100mm以上実施した。得られた溶接金属の中央部でその組成をEPMAで分析し、次（１）式
　希釈率（％）＝100×｛（溶接金属に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝/｛（鋼材に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝　……（１）
を用いて、希釈率を算出した。ここで、成分元素としては、Mnを用いた。求めた希釈率を表３に示す。
　得られた溶接継手から、JIS Z 3111の規定に準拠して、引張試験片（平行部径6mmφ）、およびシャルピー衝撃試験片（Vノッチ：ノッチ位置溶接金属部）を採取し、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、溶接金属部の強度、極低温衝撃靭性を評価した。
　引張試験は、室温で各３本の試験片にて実施し、得られた降伏応力YSの値（0.2％耐力）の平均値で、当該溶接金属の強度を評価した。また、シャルピー衝撃試験は、試験温度：－196℃で各３本の試験片にて実施し、吸収エネルギーvE-196を求め、その平均値で、当該溶接金属の極低温衝撃靭性を評価した。
　また、溶接金属部について、光学顕微鏡および実体顕微鏡（倍率：400倍）を用いて溶接割れ（高温割れ）の有無を観察し、耐溶接割れ（高温割れ）性を評価した。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例ではいずれも、常温における降伏応力（0.2％耐力）が400MPa以上で、試験温度：－196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE-196が28Ｊ以上と、高強度と優れた極低温衝撃靭性を兼備する溶接金属を有する高強度溶接継手が得られた。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例の溶接継手では、常温における降伏応力（0.2％耐力）が400MPa未満であるか、溶接割れが発生しているか、試験温度：－196℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE-196が28Ｊ未満であるかして、高強度と優れた極低温衝撃靭性を兼備し耐溶接割れ性に優れた溶接金属が得られなかった。
　中でも、Mn含有量またはCr含有量が鋼材のものより多い溶接材料（ソリッドワイヤ）を用いた点のみが本発明の範囲外である比較例の溶接継手１２および１３では、溶接金属強度が低下するとともに、局部的な硬化部が生じ、溶接割れが発生した。

Claims (3)

  1. 　極低温用高強度高Mn含有鋼材同士をソリッドワイヤを用いてガスメタルアーク溶接し、多層溶接金属部を形成する極低温用高強度溶接継手の製造方法であって、
    　該極低温用高強度高Mn含有鋼材が、質量％で、
    　C：0.10～0.70％、
    　Si：0.05～1.00％、
    　Mn：18～30％、
    　 P：0.030％以下、
    　S：0.0070％以下、
    　Al：0.01～0.07％、
    　Cr：2.5～7.0％、
    　N：0.0050～0.0500％、および
    　O（酸素）：0.0050％以下
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材組成を有し、
    　該ソリッドワイヤが、質量％で、
    　C：0.2～0.8％、
    　Si：0.15～0.90％、
    　Mn：17.0～28.0％、
    　P：0.03％以下、
    　S：0.03％以下、
    　Ni：0.01～10.0％、
    　Cr：0.4～4.0％、
    　Mo：0.02～2.5％、
    　Al：0.1％以下、
    　N：0.12％以下、および
    　O（酸素）：0.04％以下
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有し、かつ該ソリッドワイヤのMnおよびCrの含有量が、それぞれ該鋼材のMnおよびCrの含有量より少なく、
    　下記（１）式で定義される該多層溶接金属部における第１層の溶接金属への該鋼材の希釈率が35～60％となるように、前記ガスメタルアーク溶接の溶接条件を調整することを特徴とする極低温用高強度溶接継手の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    　希釈率（％）＝100×｛（第１層の溶接金属に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（該ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝/｛（該鋼材に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（該ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝　……（１）
  2. 　前記極低温用高強度高Mn含有鋼材が、前記鋼材組成に加えてさらに、質量％で、Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および/または、REM：0.0010～0.0200％およびB：0.0005～0.0020％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の極低温用高強度溶接継手の製造方法。
  3. 　前記ソリッドワイヤが、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、V：1.0％以下、Ti：1.0％以下およびNb：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の極低温用高強度溶接継手の製造方法。
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