WO2023112313A1 - 低温用ニッケル含有鋼溶接継手 - Google Patents

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WO2023112313A1
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steel
weld metal
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PCT/JP2021/046756
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哲也 滑川
学 星野
慎一 大宮
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日本製鉄株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a nickel-containing steel welded joint for low temperatures.
  • 9% Ni steel and 7% Ni steel are used in tanks for liquefied natural gas (LNG) (sometimes called LNG tanks).
  • LNG tanks are manufactured by welding steel materials, and welded joints are also required to have low-temperature toughness, and welded joints in which the base metal and weld metal are 9% Ni steel have been proposed (see, for example, Patent Document 1. ).
  • Steel with an austenitic metal structure has excellent low-temperature toughness, and a welded joint made of a weld metal with a Ni content of 40% or more and a base material of 9% Ni steel has been proposed (for example, Patent Document 2, see).
  • An object of the present invention is to provide a nickel-containing steel welded joint for low temperatures that can be used at low temperatures around -253°C.
  • the present inventors have investigated the toughness at low temperatures around -253°C of welded joints in which the base material is steel with a Ni content higher than the conventional 9% and the metallographic structure of the weld metal is austenite. bottom. As a result, it was found that the toughness at low temperatures around -253°C is affected by the strength of the base material. Furthermore, it was found that the low-temperature toughness of welded joints is improved by controlling the hardness of the base metal portion and the weld heat affected zone (HAZ).
  • the present invention was made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a low-temperature nickel-containing steel welded joint has a base metal portion, a weld heat affected zone, and a weld metal
  • the chemical composition of the base material portion is, in mass %, C: 0.010% or more and 0.070% or less, Si: 0.03% or more and 0.30% or less, Mn: 0.10% or more and 0.80% or less, Ni: 10.5% or more and 17.4% or less, Al: 0.010% or more and 0.060% or less, N: 0.0015% or more and 0.0060% or less, O: 0.0030% or less, P: 0.0080% or less, S: 0.0040% or less, Cu: 0% or more and 1.00% or less, Cr: 0% or more and 1.00% or less, Mo: 0% or more and 0.60% or less, Nb: 0% or more and 0.050% or less, V: 0% or more and 0.080% or less, Ti: 0% or more and 0.020% or less, B: 0% or more or more
  • the chemical composition of the weld metal is, in mass%, C: 0.01% or more and 0.30% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 0.1% or more and 17.0% or less, Ni: 8.0% or more and 85.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.10% or less, Mo: 0% or more and 22.0% or less, W: 0% or more and 5.0% or less, Cr: 0% or more and 17.0% or less, Nb: 0% or more and 1 or more types of 3.0% or less in total of 2.0% or more, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: Fe and impurities, A ratio of a structure having a body-centered cubic structure in the structure of the weld metal is 10% or less.
  • the chemical composition of the weld metal is, in mass%, C: 0.01% or more and 0.15% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 0.1% or more and 4.0% or less, Ni: 40.0% or more and 85.0% or less, Mo: 9.0% or more and 22.0% or less, W: 0.9% or more and 5.0% or less, Cr: 0% or more and 4.0% or less, Nb: 0% or more and 3.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.010% or less, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: may consist of Fe and impurities.
  • the chemical composition of the weld metal is, in mass%, C: 0.01% or more and 0.15% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 0.1% or more and 4.0% or less, Ni: 40.0% or more and 85.0% or less, Cr: 6.0% or more and 17.0% or less, Mo: 0% or more and 9.0% or less, W: 0% or more and 5.0% or less, Nb: 0.2% or more and 3.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.010% or less, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: may consist of Fe and impurities.
  • the chemical composition of the weld metal is, in mass%, C: 0.01% or more and 0.30% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 7.0% or more and 17.0% or less, Ni: 8.0% or more and 18.0% or less, Cr: 2.0% or more and 12.0% or less, Nb: 0% or more and 3.0% or less, Mo: 0% or more and 5.0% or less, W: 0% or more and 5.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.10% or less, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: may consist of Fe and impurities.
  • the low-temperature nickel-containing steel welded joint according to any one of (1) to (4) above,
  • the maximum value of the Vickers hardness of the weld heat affected zone is 1.20 times or more and 3.00 times or less of the arithmetic mean value of the Vickers hardness of the base metal portion and the Vickers hardness of the weld metal,
  • the effective crystal grain size of the portion where the Vickers hardness of the weld heat affected zone is the maximum value may be 2.0 ⁇ m or more and 18.0 ⁇ m or less.
  • a low-temperature nickel-containing steel welded joint that can be used at low temperatures around -253°C is provided.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining the positions of notches introduced into a test piece used for measuring cryogenic toughness of a heat affected zone of a weld;
  • Ni steel joint The toughness of 9% Ni steel used in LNG tanks was evaluated at -165°C or -196°C.
  • the toughness of the nickel-containing steel welded joint for low temperature use (hereinafter sometimes abbreviated as "Ni steel joint") according to the present embodiment is evaluated at around -253°C, which is lower than -196°C.
  • the temperature around -253°C will be referred to as "cryogenic temperature” for convenience in order to distinguish it from temperatures such as -165°C and -196°C.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of a Ni steel joint according to this embodiment.
  • FIG. 1 shows a Ni steel joint with an X-shaped groove, showing a cross section perpendicular to the welding direction.
  • the Ni steel joint according to this embodiment has a base metal portion 1 , a weld heat affected zone 2 and a weld metal 3 .
  • the base metal part 1, the weld heat affected zone 2, and the weld metal 3 have different metal structures, and each part can be confirmed by a method conforming to JIS G 0553:2019 "Steel macrostructure test method".
  • a sample is taken from the Ni steel joint by a method conforming to the above JIS standard, and the observation surface is mechanically polished and buffed to a mirror finish, etched, and observed with the naked eye or a magnifying glass, depending on the difference in contrast.
  • Base metal, heat affected zone, and weld metal can be specified.
  • the present inventors conducted studies to clarify the effects of the base material, weld metal, weld heat-affected zone, etc. on the cryogenic toughness of Ni steel joints (hereinafter referred to as "cryogenic toughness"). bottom.
  • the weld metal is Ni steel with the same Ni content as the base metal, austenitic steel containing Mn and Ni, and high Ni alloy containing 40% or more of Ni. Among these, austenitic steel and high Ni alloy are most suitable. I understand. It was found that when the weld metal is an austenitic steel containing Mn and Ni or a Ni steel joint which is a high Ni alloy, the toughness of the weld metal is higher than that of the base metal portion and HAZ.
  • Prior austenite grain boundaries are grain boundaries of austenite that exist mainly after hot rolling and before the start of water cooling in the production of the base material. Of the grain boundaries of prior austenite, fracture from grain boundaries of non-coarse prior austenite is relatively less likely to occur.
  • the equivalent circle diameter of the prior austenite in the base material is 20.0 ⁇ m or less, the cryogenic toughness of the base material and the HAZ is ensured.
  • the strength of the base material affects the cryogenic toughness of Ni steel joints. When the yield stress at room temperature (20° C.) of the base metal portion is 710 MPa or less, the cryogenic toughness of the Ni steel joint is ensured.
  • the cryogenic toughness of the Ni steel joint is improved.
  • the hardness of the HAZ is higher than that of the base metal and the weld metal, the base metal and the weld metal are deformed preferentially over the HAZ, and strain concentration on the HAZ is alleviated.
  • the Vickers hardness of the HAZ is preferably higher than the Vickers hardness of the weld metal and the base material in order to improve the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the effective grain size of the portion where the HAZ has the maximum Vickers hardness is preferably fine in order to improve the cryogenic toughness of the Ni steel joint. So far, the new findings obtained by the studies of the present inventors have been described.
  • (C: 0.010% or more and 0.070% or less) C is an element that increases the yield stress of the base material at room temperature and also contributes to the formation of martensite and austenite.
  • the C content is 0.010% or more from the viewpoint of increasing the strength of the base metal portion and securing the strength of the Ni steel joint as a whole.
  • the C content is preferably 0.020% or more, more preferably 0.040% or more.
  • the C content is excessive, the cryogenic toughness of the base metal portion is lowered due to the formation of cementite, and the cryogenic toughness of the Ni steel joint is lowered.
  • the C content is 0.070% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the C content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.050% or less.
  • Si is an element that increases the yield stress of the base material portion at room temperature.
  • the Si content is 0.03% or more from the viewpoint of increasing the strength of the base metal portion and securing the strength of the Ni steel joint as a whole.
  • the Si content is preferably 0.04% or more, more preferably 0.05% or more.
  • Si is an element that reduces toughness.
  • the Si content is 0.30% or less from the viewpoint of suppressing the deterioration of the cryogenic toughness of the base metal portion and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Si content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Mn is an element that increases the yield stress of the base material at room temperature.
  • the Mn content is 0.10% or more from the viewpoint of increasing the yield stress of the base material at room temperature and ensuring the strength of the Ni steel joint.
  • the Mn content is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more.
  • Mn is an element that forms MnS, and if the Mn content is excessive, segregation of Mn to the prior austenite grain boundary, precipitation of coarse MnS, etc., reduce the cryogenic toughness of the base material. As a result, the cryogenic toughness of the Ni steel joint deteriorates.
  • the Mn content is 0.80% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Mn content is preferably 0.70% or less, more preferably 0.60% or less.
  • the Mn content may be 0.40% or less.
  • Ni is an important element that improves the cryogenic toughness of steel.
  • the Ni content is 10.5% or more from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Ni content is preferably 11.0% or more, more preferably 11.5% or more.
  • Ni is an expensive element, and from the viewpoint of economy, the Ni content is 17.4% or less.
  • the Ni content is preferably 15.4% or less, more preferably 14.4% or less, still more preferably 12.4% or less.
  • Al is a deoxidizer and an element forming AlN.
  • the Al content is 0.010% or more from the viewpoints of deoxidizing effect, refinement of the metal structure by AlN, reduction of solute N that lowers the cryogenic toughness of the base material, and the like.
  • the Al content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the Al content is 0.060% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Al content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less.
  • N is an element that forms a nitride.
  • the content of N is 0.0015% or more from the viewpoint of refinement of crystal grains by nitrides.
  • the N content is preferably 0.0020% or more.
  • the N content is 0.0060% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the N content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less, still more preferably 0.0035% or less.
  • O is an impurity, and if the O content is excessive, clusters of Al 2 O 3 may increase and the cryogenic toughness of the base material may deteriorate.
  • the O content is 0.0030% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the O content is preferably 0.0025% or less, more preferably 0.0020% or less, even more preferably 0.0015% or less.
  • the O content is preferably as small as possible, but from the viewpoint of cost, it may be 0.0007% or more.
  • the O content may be 0.0008% or more, or 0.0010% or more.
  • P is an impurity, and if the P content is excessive, the cryogenic toughness of the base metal portion may decrease due to grain embrittlement at prior austenite grain boundaries.
  • the P content is 0.0080% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the P content is preferably 0.0070% or less, more preferably 0.0050% or less, still more preferably 0.0040% or less.
  • the P content is preferably as small as possible, it may be 0.0003% or more from the viewpoint of cost.
  • the P content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • S is an impurity and an element that forms MnS.
  • the S content is 0.0040% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the cryogenic toughness of the base metal portion and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the S content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less, still more preferably 0.0010% or less.
  • the S content is preferably as small as possible, but from the viewpoint of cost, it may be 0.0001% or more.
  • the S content may be 0.0002% or more, 0.0004% or more, or 0.0006% or more.
  • Cu is an element that may be mixed into the base material, which is the material of the Ni steel joint, when the base material is manufactured, and as a result, may be mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the Cu content is not limited, and may be 0%.
  • Cu is an element that contributes to the formation of martensite and austenite, and the Cu content may be 0.02% or more from the viewpoint of increasing the yield strength of the base metal portion at room temperature.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • the Cu content is 1.00% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • Cr is an element that may be mixed into the base material, which is the material of the Ni steel joint, when the base material is manufactured, and as a result, may be mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of Cr content is not limited, and may be 0%.
  • Cr is an element that enhances the hardenability of steel, and the Cr content may be 0.02% or more from the viewpoint of increasing the yield strength of the base material portion at room temperature.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • the cryogenic toughness of the Ni steel joint may deteriorate due to the formation of coarse carbides in the base material.
  • the Cr content is 1.00% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Cr content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • Mo is an element that may be mixed into the base metal, which is the material of the Ni steel joint, when the base metal is manufactured, and as a result, it may be mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of Mo content is not limited, and may be 0%.
  • Mo is an element that increases the hardenability of steel and suppresses intergranular embrittlement.
  • the Mo content may be 0.02% or more from the viewpoint of improving the room temperature yield strength and cryogenic toughness of the base material.
  • Mo content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and still more preferably 0.20% or more.
  • Mo is an expensive element, and when Mo is included, the Mo content is 0.60% or less from the viewpoint of economy.
  • Mo content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less, and still more preferably 0.30% or less.
  • Nb is an element that may be mixed into the base material of the Ni steel joint when the base material is manufactured, and as a result, mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the Nb content is not limited, and may be 0%.
  • Nb is an element that forms carbides, nitrides, etc., contributes to precipitation strengthening, and refines the metal structure.
  • the Nb content may be 0.002% or more from the viewpoint of improving the room temperature yield strength and cryogenic toughness of the base material.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.008% or more.
  • the Nb content is 0.050% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the cryogenic toughness of the base material and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Nb content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • V is an element that may be mixed into the base metal, which is the material of the Ni steel joint, when the base metal is manufactured, and as a result, mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the V content is not limited, and may be 0%.
  • V is an element that forms carbides, nitrides, etc., contributes to precipitation strengthening, and refines the metal structure.
  • the V content may be 0.002% or more from the viewpoint of improving the room temperature yield strength and cryogenic toughness of the base metal portion.
  • the V content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the V content is 0.080% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the cryogenic toughness of the base material and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the V content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.040% or less.
  • Ti is an element that may be mixed into the base material, which is the material of the Ni steel joint, when the base material is manufactured, and as a result, may be mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the Ti content is not limited, and may be 0%.
  • Ti is an element that forms TiN, contributes to the refinement of the metal structure and the reduction of solute N, and improves the toughness of the base material. From the viewpoint of improving the cryogenic toughness of Ni steel joints, the Ti content may be 0.001% or more.
  • the Ti content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the cryogenic toughness of the base material may be lowered due to coarsening of TiN.
  • the Ti content is 0.020% or less from the viewpoint of suppressing the deterioration of the cryogenic toughness of the base metal portion and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Ti content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • B is an element that may be mixed into the base material of the Ni steel joint when the base material is manufactured, and as a result, mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the B content is not limited, and may be 0%.
  • B is an element that significantly increases the hardenability of steel, forms BN, and contributes to the reduction of solute N.
  • the B content may be 0.0001% or more from the viewpoint of improving the yield strength at room temperature of the base metal portion and the cryogenic toughness.
  • the B content is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the cryogenic toughness of the base material may deteriorate.
  • the B content is 0.0020% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the cryogenic toughness of the base metal portion and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the B content is preferably 0.0015% or less, more preferably 0.0012% or less, and still more preferably 0.0010% or less.
  • the base metal portion of the Ni steel joint according to the present embodiment contains one or both of the selective element Ca and REM (rare earth metal) shown below as necessary. may contain.
  • Ca is an element that may be mixed into the base material, which is the material of the Ni steel joint, when the base material is manufactured, and as a result, may be mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the Ca content is not limited, and may be 0%.
  • Ca is an element that forms oxides and sulfides, suppresses coarsening of inclusions and elongation of inclusions due to rolling, and contributes to the improvement of the cryogenic toughness of the base material.
  • the Ca content may be 0.0001% or more from the viewpoint of improving the cryogenic toughness of the base material and improving the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content is 0.0040% or less from the viewpoint of suppressing the deterioration of the cryogenic toughness of the base metal portion and ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Ca content is preferably 0.0035% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • REMs are a total of 17 elements consisting of Sc, Y and lanthanoids, and REMs contain one or more elements selected from the group consisting of Sc, Y and lanthanoids.
  • the REM content is the total content of the above elements contained in the base metal portion among these 17 elements.
  • REM is an element that may be mixed into the base material of the Ni steel joint when the base material is manufactured, and as a result, mixed into the base metal portion of the Ni steel joint.
  • the lower limit of the REM content is not limited, and may be 0%.
  • the REM is an element that forms oxides and sulfides, contributes to the refinement of inclusions, and contributes to the improvement of the cryogenic toughness of the base material.
  • the REM content may be 0.0001% or more from the viewpoint of improving the cryogenic toughness of the base metal part and improving the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, still more preferably 0.0015% or more.
  • the REM content is 0.0050% or less from the viewpoint of cost.
  • the REM content is preferably 0.0040% or less.
  • the base metal portion of the nickel steel joint of the present embodiment contains the above chemical components, and the balance is Fe and impurities.
  • the total content of the above chemical components is preferably 96.0% or less, more preferably 90.0% or less, and even more preferably 80.0% or less.
  • impurities refers to chemical components that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when steel is industrially manufactured. It means that it is permissible within a range that does not adversely affect parts and Ni steel joints.
  • Chemical components that may be mixed from scrap or the like include, for example, Sb, Sn, As, Co, Zn, and W.
  • the permissible Sb content, Sn content, and As content are each 0.003% or less as long as they do not adversely affect the base metal portion and the Ni steel joint in this embodiment.
  • the Co content and Zn content are each 0.01% or less, and the W content is 0.005% or less.
  • the average value of equivalent circle diameters of prior austenite in the base metal portion according to the present embodiment is 20.0 ⁇ m or less from the viewpoint of ensuring cryogenic toughness.
  • the average equivalent circle diameter of the prior austenite is preferably 15.0 ⁇ m or less, more preferably 10.0 ⁇ m or less.
  • the prior austenite in the base metal portion of Ni steel joints is refined by means that increase manufacturing costs. Therefore, the average equivalent circle diameter of prior austenite is 3.0 ⁇ m or more from the viewpoint of cost.
  • the average equivalent circle diameter of the prior austenite may be 4.0 ⁇ m or more, or may be 5.0 ⁇ m or more.
  • the average value of the circle-equivalent diameter of the prior austenite is obtained by using a scanning electron microscope (Scanning Electron Microscope, It is hereinafter referred to as “SEM”) and is measured by EBSD (electron backscattering diffraction) analysis.
  • SEM scanning Electron Microscope
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • the plate thickness center portion here refers to a range from a position at a depth of 0.4t to a depth of 0.6t from one surface of the base material, where t is the plate thickness of the base material.
  • the observation surface of the sample is mirror-polished and etched with a saturated aqueous solution of picric acid in order to reveal the prior austenite grain boundaries.
  • the average value of equivalent circle diameters of prior austenite is the arithmetic mean value of measured values obtained by image processing using SEM photographs.
  • Image processing is performed by the following method. That is, the grain boundary line of prior austenite is obtained by specifying the crystal orientation of martensite and retained austenite in the range of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m in each field of view by EBSD analysis, obtaining the crystal orientation of prior austenite in the above range, and determining the crystal orientation of prior austenite.
  • a line with a difference of 15° or more is defined as a prior austenite grain boundary.
  • the observation surface may be cut out from the base material of the Ni steel joint, or may be cut out from the base material of the Ni steel joint.
  • the grain boundaries of the prior austenite cannot be discerned by mirror polishing and corrosion with a saturated picric acid aqueous solution, a sample that has been heat-treated at a temperature within the range of 450 ° C or higher and 490 ° C or lower for 1 hour or longer. On the other hand, mirror-polished and corroded with picric acid saturated aqueous solution are used. If the prior austenite grain boundaries do not appear even after such sample preparation, the equivalent circle diameter of the prior austenite is measured by observing the fracture surface of the sample in which intergranular fracture is caused by the Charpy impact test.
  • the Charpy impact test is performed at -196°C using a Charpy test piece obtained from a sample that has been heat-treated at a temperature in the range of 450°C or higher and 490°C or lower for 1 hour or longer.
  • the Charpy test piece shall comply with JIS Z 2242:2018.
  • the metal structure of the base metal portion in this embodiment is mainly tempered martensite, and may contain austenite.
  • the total volume fraction of tempered martensite and austenite in the metallographic structure at the center of the sheet thickness is 99% or more, and the remainder is, for example, coarse inclusions.
  • the volume fraction of tempered martensite is the area fraction measured by observing the structure of the surface parallel to the rolling surface at the center of the sheet thickness corroded using nital as an etchant. From a quantitative histology point of view, area fraction is essentially the same as volume fraction. Austenite contained in the metal structure of the base material is so-called retained austenite.
  • the volume fraction of the retained austenite phase in the base material is preferably 2.0% by volume or more and 20.0% by volume or less.
  • the volume fraction of retained austenite is measured by an X-ray diffraction method.
  • the volume fraction of retained austenite is obtained from the ratio of the integrated intensities of the X-ray peak austenite (face-centered cubic structure) and tempered martensite (body-centered cubic structure).
  • the volume fraction of retained austenite is the integrated intensity of the (111) plane, (200) plane and (211) plane of the ferrite phase ( ⁇ phase) of the BCC structure, and the austenite phase ( ⁇ (111) plane, (200) plane and (220) plane of the phase).
  • the test piece may be cut out from the base material of the Ni steel joint, or may be cut out from the base material of the Ni steel joint.
  • the yield stress of the base material at room temperature is 460 MPa or more.
  • the yield stress of the base metal portion at room temperature is 710 MPa or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the test temperature is 20°C.
  • the test temperature is controlled by an air conditioner.
  • a tensile test is performed based on JISZ2241:2011.
  • the test piece may be cut out from the base material of the Ni steel joint, or may be cut out from the base material of the Ni steel joint.
  • the plate thickness of the Ni steel is, for example, 4.5 mm or more.
  • the plate thickness may be 6 mm or more, 8 mm or more, or 10 mm or more.
  • the cryogenic toughness may decrease.
  • the plate thickness of Ni steel is, for example, 20.0 mm or less.
  • the plate thickness of the Ni steel may be 16 mm or less, or may be 12 mm or less.
  • the HAZ is located near the weld metal and is the part affected by the welding heat input. By observing the macrostructure using nital as an etchant, it is possible to distinguish between the base material, HAZ, and weld metal.
  • the weld metal of the Ni steel joint according to the present embodiment is an austenitic steel having excellent cryogenic toughness or a high Ni alloy containing Ni, and does not become a starting point of fracture.
  • the HAZ of the Ni steel joint according to this embodiment has an embrittlement portion with a Vickers hardness higher than that of the base material.
  • the embrittlement portion is a portion where the Vickers hardness is higher than that of the base material and the HAZ has the maximum Vickers hardness.
  • the maximum value of the Vickers hardness of the HAZ is preferably higher than the Vickers hardness of the base material and the weld metal.
  • the maximum value of the Vickers hardness of the HAZ is preferably at least 1.20 times the arithmetic mean value of the Vickers hardness of the base material and the Vickers hardness of the weld metal. be.
  • the maximum value of the Vickers hardness of the HAZ may be 1.30 times or more the arithmetic mean value of the Vickers hardness of the base metal portion and the Vickers hardness of the weld metal, or may be 1.40 times or more.
  • the hardening of the HAZ makes fractures more likely to occur in the HAZ, and may reduce the toughness of the Ni steel joint.
  • the maximum value of the Vickers hardness of the HAZ is preferably 3.00 times or less of the arithmetic mean value of the Vickers hardness of the base metal portion and the Vickers hardness of the weld metal. be.
  • the maximum value of the Vickers hardness of the HAZ is more preferably 2.50 times or less, more preferably 2.00 times or less, of the arithmetic mean value of the Vickers hardness of the base metal portion and the Vickers hardness of the weld metal. preferable.
  • the Vickers hardness of the base material, HAZ, and weld metal in the Ni steel joint according to this embodiment is measured at the positions described below.
  • Weld metal grooves such as single V groove, single bevel groove, single J groove, single U groove, etc.
  • the measurement is performed at a position (t/2 portion) t/2 from the surface when the plate thickness is t.
  • Weld metal grooves such as X-shaped groove (double V groove), K-shaped groove (double bevel groove), double-sided J-shaped groove (double J groove), H-shaped groove (double U groove), etc.
  • the root surface includes t/2 part, it is measured at a position t/4 from the surface (t/4 part), where t is the plate thickness.
  • the Vickers hardness of the base material, HAZ, and weld metal in Ni steel joints was measured using samples in which the macrostructure was expressed by the Nital method in accordance with JIS G 0553: 2019, and according to JIS Z 2244: 2009. compliant.
  • the measurement positions of the Vickers hardness of the base material, HAZ and weld metal are t / 2, t / 4, or the plate on the root surface depending on the position in the thickness direction of the root surface of the groove.
  • the distance from the central position in the thickness direction to the surface on the far side is determined to be 1/2, the root surface may not be clear in the Ni steel joint after welding.
  • the root surface is the width of the weld metal of the macrostructure in the cross section along the direction in which the base metal portions of the Ni steel joint are butted (the width of the weld metal along the butt direction). length) is the minimum.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of an X-shaped bevel.
  • the width of the weld metal 3 is the smallest at t/2. Therefore, the position 5 of the root surface is the t/2 portion where the width of the weld metal 3 is the smallest. Since the position 5 of the groove root surface is the central part (t/2 part) of the plate thickness of the base material part 1, the Vickers hardness measurement position 6 is t/4 part.
  • the Vickers hardness of the weld metal 3 is measured at least at intervals of 0.5 mm from the point P where the Vickers hardness measurement position 6 and the fusion line 4 that is the interface between the HAZ 2 and the weld metal 3 intersect. up to the center in the width direction.
  • the Vickers hardness of the weld metal 3 is the arithmetic mean value of the measured values.
  • the measurement of the Vickers hardness of the base metal 1 and HAZ 2 is performed at intervals of 0.5 mm in the direction of the base metal 1 from the position (point P) where the measurement of the Vickers hardness of the weld metal 3 is started. is within the error range. If the absolute value of the difference between each of the five measurements and the arithmetic mean is at most 5% of the arithmetic mean, the variation of the measurement is considered to be within the error range.
  • the Vickers hardness of the base material portion 1 is the measured value of the portion where the fluctuation of the measured value is within the error range. Vickers hardness measurements are performed with a load of 1 kg.
  • the effective grain size of the portion (brittle portion) where the HAZ has the maximum Vickers hardness is preferably 18.0 ⁇ m or less.
  • the site where the HAZ Vickers hardness is the maximum value refers to the site where the HAZ Vickers hardness measured by the above method is the maximum value.
  • the effective grain size of the embrittlement portion is more preferably 12.0 ⁇ m or less, and even more preferably 8.0 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size of the HAZ does not become smaller than the effective crystal grain size of the base material portion, the effective crystal grain size of the embrittlement portion is, for example, 2.0 ⁇ m or more.
  • the effective crystal grain size of the embrittlement part is achieved by miniaturizing the effective crystal grain size of the base metal. You will need the means to accompany it.
  • the effective grain size of the embrittlement portion may be 3.0 ⁇ m or more, 4.0 ⁇ m or more, or 5.0 ⁇ m or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the effective grain size is defined as the circle-equivalent diameter of the region (effective grain) surrounded by the boundaries of the metal structure having a misorientation of 15° or more.
  • the effective crystal grain size is measured using an electron backscatter electron diffraction (EBSD) analyzer attached to the scanning electron microscope.
  • the measurement of the effective grain size is performed using the plane (L plane) that is perpendicular to the welding direction and perpendicular to the surface of the base metal portion as the observation plane, including the portion where the HAZ has the maximum Vickers hardness.
  • Observation of 5 or more fields of view is performed at a magnification of 2000 times by the EBSD analysis device.
  • a crystal grain surrounded by a grain boundary at a metal structure boundary with a misorientation of 15° or more is regarded as an effective crystal grain, and the equivalent circle diameter (effective crystal grain size) of the effective crystal grain is obtained by image processing and arithmetically An average value is obtained.
  • the image processing is performed in the same manner as the image processing for calculating the average equivalent circle diameter of the prior austenite of the base material.
  • the weld metal is formed by melting the base metal, which is the material of the Ni steel joint, and the welding material. Unless otherwise specified, the following description of the chemical composition is that of the weld metal, and "% by mass" is expressed as "%".
  • C (C: 0.01% or more and 0.30% or less) C is an element that increases the strength of the weld metal.
  • the C content is 0.01% or more from the viewpoint of increasing the strength of the weld metal and securing the strength of the Ni steel joint.
  • the C content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more.
  • the formation of cementite reduces the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the C content is 0.30% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the C content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.10% or less, and even more preferably 0.05% or less.
  • Si is a deoxidizing element that suppresses weld metal defects such as blowholes.
  • the Si content is 0.03% or more from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Si content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • Si is an element that hardens the weld metal and lowers its toughness.
  • the Si content is 0.75% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Si content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Mn is a deoxidizing element that suppresses weld metal defects such as blowholes, and is also an element that stabilizes austenite.
  • the Mn content is 0.1% or more from the viewpoint of ensuring the strength and cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Mn content is preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the Mn content may be 7.0% or more or 10.0% or more from the viewpoint of stabilizing the austenite of the weld metal.
  • Mn is an element that has a smaller effect of increasing the toughness than Ni, and if the Mn content is excessive, the cryogenic toughness of the Ni steel joint deteriorates.
  • the Mn content is 17.0% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Mn content is preferably 16.0% or less, more preferably 15.0% or less.
  • the Mn content may be 4.0% or less, or 3.5% or less.
  • Ni is an important element that stabilizes austenite and improves the cryogenic toughness of weld metal.
  • the Ni content is 8.0% or more from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint.
  • the Ni content is preferably 40.0% or more, more preferably 50.0% or more, still more preferably 60.0% or more.
  • Ni is an expensive element, and from the viewpoint of economy, the Ni content is 85.0% or less.
  • the Ni content is preferably 80.0% or less. When the Mn content is 7.0% or more, the Ni content may be 18.0% or less, or 16.0% or less.
  • the total content of Mn and Ni is 15.0% or more from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of the Ni steel joint by stabilizing the austenite of the weld metal.
  • the total content of Mn and Ni is preferably 16.0% or more, more preferably 17.0% or more, and still more preferably 18.0% or more.
  • the total content of Mn and Ni is 90.0% or less from the viewpoint of securing chemical components that improve the strength of the Ni steel joint.
  • the total content of Mn and Ni is preferably 85.0% or less, more preferably 80.0% or less, still more preferably 75.0% or less.
  • P is an impurity, and if the P content is excessive, hot cracking of the weld metal occurs and the cryogenic toughness of the Ni steel joint deteriorates.
  • the P content is 0.020% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the P content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less, and even more preferably 0.005% or less. Although the P content is preferably as small as possible, it may be 0.001% or more from the viewpoint of cost.
  • S is an impurity, and if the S content is excessive, hot cracking of the weld metal occurs and the cryogenic toughness of the Ni steel joint deteriorates.
  • the S content is 0.015% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the S content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, still more preferably 0.002% or less.
  • the S content is preferably as small as possible, but from the viewpoint of cost, it may be 0.001% or more.
  • N is an element that increases the strength of the weld metal and is also an element that stabilizes austenite.
  • the N content is 0.10% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the N content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the Mn content is relatively low, for example, when the Mn content is 4.0% or less, compared to when the Mn content is relatively high, N tends to cause blowholes in the weld metal. be. Therefore, from the viewpoint of preventing the occurrence of blowholes, it is preferable to reduce the N content. From the viewpoint of cost, the N content may be 0.001% or more.
  • the weld metal of the Ni steel joint according to this embodiment contains one or more of Mo, W, Cr, and Nb shown below in order to improve the strength and toughness of the Ni steel joint.
  • Mo is an element that increases the corrosion resistance and strength of the weld metal.
  • the lower limit of Mo content is not limited, and may be 0%.
  • Mo content is preferably 1.0% or more, more preferably 9.0% or more, and still more preferably 12.0% or more.
  • Mo content is 22.0% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • Mo is an expensive element, and when Cr and Nb, which will be described later, are contained, the Mo content may be 9.0% or less from the viewpoint of economy.
  • the Mo content may be 7.0% or less, or 5.0% or less.
  • W is an element that increases the strength of the weld metal.
  • the lower limit of the W content is not limited, and may be 0%.
  • the W content is preferably 0.9% or more, more preferably 2.0% or more.
  • the W content is 5.0% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the W content is preferably 4.0% or less, more preferably 3.0% or less.
  • Cr is an element that increases the corrosion resistance and strength of the weld metal.
  • the lower limit of Cr content is not limited, and may be 0%.
  • the Cr content is preferably 2.0% or more, more preferably 6.0% or more, and still more preferably 8.0% or more.
  • the Cr content is 17.0% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Cr content is preferably 15.0% or less, more preferably 12.0% or less.
  • Nb is an element that increases the strength of the weld metal.
  • the lower limit of the Nb content is not limited, and may be 0%.
  • the Nb content is preferably 0.2% or more, more preferably 1.0% or more.
  • the Nb content is 3.0% or less from the viewpoint of ensuring the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • the Nb content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Total content of one or more of Mo, W, Cr, and Nb 2.0% or more
  • the total content of one or more of Mo, W, Cr, and Nb is 2.0% or more from the viewpoint of ensuring the strength of the Ni steel joint by increasing the strength of the weld metal.
  • the total content of one or more of Mo, W, Cr and Nb is preferably 6.0% or more, more preferably 7.0% or more, and still more preferably 10.0% or more.
  • the weld metal contains Cr and Nb
  • the total content of Cr and Nb is preferably 6.2% or more.
  • the total content of Mo and W is preferably 9.9% or more.
  • the total content of one or more of Mo, W, Cr and Nb is preferably 50.0% or less, more preferably 30.0% or less, and even more preferably 25.0% or less.
  • the weld metal of the Ni steel joint according to this embodiment contains the above chemical components, and the balance is Fe and impurities.
  • Chemical components that may enter the weld metal as impurities include, for example, Sb, Sn, As, Co, and Zn. Allowable Sb content, Sn content and As content are each 0.003% or less as long as they do not adversely affect the Ni steel joint according to the present embodiment. Similarly, the Co content and Zn content are each 0.01% or less.
  • the chemical composition of the weld metal is, for example, C: 0.01% or more and 0.15% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 0.1% or more and 4.0% or less, Ni: 40.0% or more and 85.0% or less, Mo: 9.0% or more and 22.0% or less, W: 0.9% or more and 5.0% or less, Cr: 0% or more and 4.0% or less, Nb: 0% or more and 3.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.010% or less, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: may consist of Fe and impurities. If the chemical composition of the weld metal is within the above range, better cryogenic toughness can be obtained.
  • the chemical composition of the weld metal is, for example, C: 0.01% or more and 0.15% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 0.1% or more and 4.0% or less, Ni: 40.0% or more and 85.0% or less, Cr: 6.0% or more and 17.0% or less, Mo: 0% or more and 9.0% or less, W: 0% or more and 5.0% or less, Nb: 0.2% or more and 3.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.010% or less, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: may consist of Fe and impurities. If the chemical composition of the weld metal is within the above range, it is possible to obtain excellent cryogenic toughness while suppressing an increase in cost.
  • the chemical composition of the weld metal is, for example, C: 0.01% or more and 0.30% or less, Si: 0.03% or more and 0.75% or less, Mn: 7.0% or more and 17.0% or less, Ni: 8.0% or more and 18.0% or less, Cr: 2.0% or more and 12.0% or less, Nb: 0% or more and 3.0% or less, W: 0% or more and 5.0% or less, Mo: 0% or more and 5.0% or less, P: 0.020% or less, S: 0.015% or less, N: 0.10% or less, O: 0% or more and 0.1% or less, Balance: may consist of Fe and impurities. If the chemical composition of the weld metal is within the above range, the cryogenic toughness can be ensured while further suppressing an increase in cost.
  • the ratio of the structure having a body-centered cubic structure (BCC) in the structure of the weld metal of the Ni steel joint according to this embodiment is 10% or less. Since BCC is inferior in toughness to face-centered cubic structure (FCC), when the ratio of structure having body-centered cubic structure is high, cracks are likely to occur starting therefrom. Therefore, the ratio of the structure having the body-centered cubic structure in the structure of the weld metal is 10% or less.
  • the proportion of the body-centered cubic structure in the weld metal structure is preferably 5% or less, more preferably 2% or less, and still more preferably 0%.
  • the metallographic structure of weld metal is primarily derived from the chemical composition of the weld metal.
  • the range of the chemical composition of the weld metal according to the present embodiment described so far includes both a region in which the body-centered cubic structure (BCC) is 10% or less in the metal structure and a region in which it exceeds 10%. .
  • BCC body-centered cubic structure
  • the chemical composition is substantially limited by specifying the metallographic fraction of the weld metal.
  • the ratio of the body-centered cubic structure in the weld metal structure is measured by the following method. That is, using a ferrite structure measuring instrument (FERITSCOPE (registered trademark) FMP30) manufactured by Fisher Instruments Co., Ltd., and using a probe (FGAB 1.3-Fe) manufactured by Fisher Instruments Co., Ltd. as the probe of the measuring instrument Measure the percentage of BCC.
  • FERITSCOPE registered trademark
  • FMP30 ferrite structure measuring instrument
  • FGAB 1.3-Fe 1.3-Fe
  • This is a device that uses magnetic induction to measure the content of ferromagnetic substances in the metal structure, and quantifies and displays the ratio of BCC, which is a ferromagnetic substance, in the surface layer (area up to about 1.5 mm below the surface).
  • the structure constituting the weld metal of the Ni steel joint according to this embodiment consists of two phases of FCC and BCC, or consists of FCC alone.
  • Ni steel joint according to this embodiment can obtain an effect as long as it has the above-described configuration, regardless of the manufacturing method.
  • the base material that is a material for a Ni steel joint may be simply referred to as the base material.
  • the base material in this embodiment for example, steel slabs produced by smelting and continuous casting of steel are used.
  • the base material is manufactured, for example, by subjecting a steel billet to hot rolling and heat treatment. After hot rolling, accelerated cooling such as water cooling is preferably performed.
  • Heat treatments include, for example, a first heat treatment performed at a higher temperature and a second heat treatment performed at a lower temperature. Either the first heat treatment or the second heat treatment may be performed, or both may be performed. In the first heat treatment or the second heat treatment, after holding at the heating temperature, accelerated cooling such as water cooling is preferably performed.
  • the heating temperature of the billet during hot rolling is preferably 950° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling mill.
  • the heating temperature of the billet during hot rolling is preferably 1160° C. or less from the viewpoint of refining the prior austenite of the base material.
  • the holding time at the heating temperature is preferably 20 minutes or more from the viewpoint of homogenizing the temperature of the steel slab.
  • the holding time at the heating temperature is preferably 180 minutes or less from the viewpoint of cost and the like.
  • the cumulative rolling reduction at 950°C or less during hot rolling is preferably 90% or higher from the viewpoint of refinement of prior austenite in the base material.
  • the cumulative rolling reduction at 950° C. or lower during hot rolling is preferably 95% or lower from the viewpoint of cost and the like.
  • the cumulative rolling reduction at 950° C. or less during hot rolling is calculated from the plate thickness at 950° C. and the plate thickness at the end of hot rolling.
  • the finishing temperature of hot rolling is preferably 680° C. or higher and 850° C. or lower from the viewpoint of securing the yield stress of the base material at room temperature and the cryogenic toughness of the base material.
  • the finish temperature of hot rolling is preferably 680° C. or higher from the viewpoint of preventing a decrease in the start temperature of accelerated cooling.
  • the finishing temperature of hot rolling is preferably 850° C. or lower from the viewpoint of suppressing recovery of dislocations introduced by rolling.
  • Accelerated cooling after hot rolling is performed, for example, by water cooling.
  • the start temperature of accelerated cooling is preferably 580° C. or higher from the viewpoint of ensuring the yield stress at room temperature.
  • the start temperature of accelerated cooling does not exceed the end temperature of hot rolling.
  • the cooling rate of accelerated cooling is preferably 10° C./second or more.
  • the cooling rate of accelerated cooling is the average value from the start to the end of accelerated cooling.
  • the upper limit of the cooling rate of accelerated cooling is not particularly limited, it may be 50° C./sec or less.
  • the end temperature of accelerated cooling is preferably 200° C. or less from the viewpoint of promoting the martensitic transformation of the base material.
  • the first heat treatment is performed after accelerated cooling after hot rolling.
  • the first heat treatment is effective in ensuring retained austenite that improves the cryogenic toughness of the base material.
  • the heating rate to the holding temperature can be, for example, 1° C./min or more and 50° C./min or less. From the viewpoint of heating time, the heating rate to the holding temperature is preferably 5° C./minute or more, more preferably 10° C./minute or more. Moreover, from the viewpoint of economy, the rate of temperature increase to the holding temperature is preferably 40° C./min or less, more preferably 30° C./min or less.
  • the holding temperature of the first heat treatment is preferably 610° C. or higher and 650° C. or lower.
  • the holding temperature of the first heat treatment is preferably 610° C. or higher from the viewpoint of promoting austenite transformation.
  • the holding temperature of the first heat treatment is preferably 650° C. or lower from the viewpoint of stabilizing austenite.
  • the holding time of the first heat treatment is preferably 20 minutes or longer, more preferably 60 minutes or longer, from the viewpoint of securing austenite.
  • the holding time of the first heat treatment is preferably 180 minutes or less, more preferably 120 minutes or less, from the viewpoint of suppressing precipitation of carbides.
  • the cooling rate in the accelerated cooling after holding the first heat treatment is preferably 8° C./second or more from the viewpoint of preventing temper embrittlement.
  • the cooling rate of accelerated cooling is the average value from the start to the end of accelerated cooling. There is no particular upper limit to the cooling rate of accelerated cooling, and the cooling rate may be, for example, 50° C./sec or less.
  • the end temperature of accelerated cooling is preferably 200° C. or less.
  • the second heat treatment is performed after accelerated cooling after hot rolling or after the first heat treatment, preferably after the first heat treatment.
  • the second heat treatment is effective in ensuring retained austenite that improves the cryogenic toughness of the base material.
  • the heating rate to the holding temperature can be, for example, 1° C./min or more and 50° C./min or less. From the viewpoint of heating time, the heating rate to the holding temperature is preferably 5° C./minute or more, more preferably 10° C./minute or more.
  • the rate of temperature increase to the holding temperature is preferably 40° C./min or less, and more preferably 3)° C./min or less.
  • the holding temperature of the second heat treatment is preferably 530° C. or higher and 570° C. or lower from the viewpoint of improving the cryogenic toughness of the base material.
  • the holding temperature of the second heat treatment is preferably 530° C. or higher from the viewpoint of stabilization by concentrating C in austenite.
  • the holding temperature of the second heat treatment is preferably 570° C. or lower from the viewpoint of suppressing the formation of hard martensite.
  • the holding time of the second heat treatment is preferably 20 minutes or longer, more preferably 60 minutes or longer, from the viewpoint of stabilizing austenite.
  • the holding time of the second heat treatment is preferably 180 minutes or less, more preferably 120 minutes or less, from the viewpoint of suppressing precipitation of carbides.
  • the cooling rate of the accelerated cooling after holding the second heat treatment is preferably 5° C./second or more from the viewpoint of preventing temper embrittlement.
  • the cooling rate of accelerated cooling is the average value from the start to the end of accelerated cooling. There is no particular upper limit to the cooling rate of accelerated cooling, and the cooling rate may be, for example, 50° C./sec or less.
  • the end temperature of accelerated cooling is preferably 200° C. or lower. So far, an example of the method for manufacturing the base material has been described.
  • Welding materials used to manufacture Ni steel joints are selected in consideration of the dilution of chemical components by the base material.
  • the chemical composition of the welding material is, for example, in mass%, C: 0.01% or more and 0.33% or less, Si: 0.03% or more and 0.83% or less, Mn: 0.1% or more, 18 .9% or less, Ni: 8.9% or more and 94.4% or less, S: 0.015% or less, Mo: 0% or more and 24.4% or less, W: 0% or more and 5.6% or less , Cr: 0% or more and 18.9% or less, Nb: 0% or more and 3.3% or less, the total content of Mo, W, Cr, and Nb is 2.2% or more, N: 0.1% Below, the balance is Fe and impurities.
  • the chemical composition of the welding material does not contain Cr and Nb, preferably Mo: 10.0% or more and 24.4% or less and W: 1.0% or more and 5.6% or less.
  • Mo 10.0% or more and 24.4% or less
  • W 1.0% or more and 5.6% or less.
  • Mo and W it is preferably Cr: 6.7% or more and 18.9% or less and Nb: 0.2% or more and 3.3% or less.
  • the welding method is, for example, covered arc welding, submerged arc welding, TIG welding (Tungsten Inert Gas Welding), MAG welding (Metal Active Gas Welding), or electrogas arc welding.
  • Groove shape is single V groove, single bevel groove, single J groove, single U groove, X-shaped groove (double V groove), K-groove, double bevel groove, double J-groove, or H-shaped groove (double U groove).
  • the groove shape is preferably an X-shaped groove, and the groove angle is, for example, 60°.
  • Welding heat input is preferably 10 kJ/cm or more, more preferably 20 kJ/cm or more, from the viewpoint of work efficiency. On the other hand, the welding heat input is 30 kJ/cm or less from the viewpoint of improving the cryogenic toughness of Ni steel joints.
  • Steel slabs with a thickness of 150 mm to 400 mm were produced by melting steel in a converter and continuous casting.
  • the billet was heated, hot rolled and heat treated to produce a steel plate.
  • the heating temperature for hot rolling was in the range of 950° C. or more and 1160° C. or less, and the holding time was in the range of 20 minutes or more and 180 minutes or less.
  • the cumulative rolling reduction at 950°C or lower was in the range of 90% or higher and 95% or lower, and the finishing temperature of hot rolling was in the range of 680°C or higher and 850°C or lower.
  • the start temperature of accelerated cooling after hot rolling was 580° C. or more and the end temperature of hot rolling or less.
  • the end temperature of accelerated cooling after hot rolling was 200° C. or lower.
  • the cooling rate (average value from start to finish) of accelerated cooling after hot rolling was 10° C./second or more.
  • the first heat treatment was performed, and the second heat treatment was performed after the first heat treatment.
  • the heating rate in the first heat treatment is in the range of 1 ° C./min or more and 50 ° C./min or less
  • the holding temperature in the first heat treatment is in the range of 610 ° C. or more and 650 ° C. or less
  • the retention time at the above retention temperature was in the range of 20 minutes or more and 180 minutes or less.
  • the cooling rate (average value from start to finish) of accelerated cooling after holding at the holding temperature in the first heat treatment was 8° C./second or more.
  • the end temperature of accelerated cooling after holding at the above temperature in the first heat treatment was 200° C. or lower.
  • the heating rate in the second heat treatment was in the range of 1°C/min or more and 50°C/min or less, and the holding temperature in the second heat treatment was in the range of 530°C or more and 570°C or less.
  • the holding time at the holding temperature in the second heat treatment was in the range of 20 minutes or more and 180 minutes or less.
  • the cooling rate of accelerated cooling after holding the second heat treatment was 5° C./second or more.
  • the end temperature of the accelerated cooling after holding the second heat treatment was 200° C. or less.
  • a sample was taken from each steel plate manufactured by the above process, and the content of each chemical component was measured.
  • each steel plate is shown in Tables 1A and 1B. Needless to say, the chemical composition of each steel plate is the same as the chemical composition of the base metal portion after each steel plate is welded. Therefore, the chemical composition shown in Tables 1A and 1B indicates the chemical composition of the base metal portion of the Ni steel joint. A blank in Tables 1A and 1B means that the element was not intentionally added. Also, the underlined values in Table 1B are outside the scope of the present invention.
  • a sample for structure observation was taken from the steel plate, and the equivalent circle diameter of the prior austenite was measured using the plate thickness central portion in the L cross section as an observation plane.
  • the equivalent circle diameter of the prior austenite was measured by scanning electron microscopy with the prior austenite grain boundaries exposed by etching the observation surface with a saturated aqueous solution of picric acid. Observation by SEM was performed at a magnification of 1000 times or 2000 times, and SEM photographs of 5 or more fields of view were taken.
  • the circle-equivalent diameter of the prior austenite was the arithmetic mean value of the measured values obtained by image processing of the SEM photograph.
  • the crystal orientation of martensite and retained austenite in the range of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m in each field of view is specified by EBSD analysis, the crystal orientation of prior austenite in the above range is determined, and the crystal orientation difference of prior austenite is A line of 15° or more was defined as a prior austenite grain boundary.
  • the volume fraction of retained austenite was measured by the X-ray diffraction method.
  • the volume fraction of retained austenite was determined from the ratio of integrated intensities of X-ray peak austenite (face-centered cubic structure) and tempered martensite (body-centered cubic structure). Specifically, the volume fraction of retained austenite is the integrated intensity of the (111) plane, (200) plane and (211) plane of the ferrite phase ( ⁇ phase) of the BCC structure, and the austenite phase ( ⁇ (111) plane, (200) plane, and (220) plane of the phase).
  • the tensile test was conducted in a room controlled to 20°C by an air conditioner in accordance with JIS Z 2241:2011, and the yield stress of the steel plate was measured.
  • the test piece for the tensile test was a No. 1A full-thickness tensile test piece.
  • the longitudinal direction of the test piece was the direction (L direction) parallel to the rolling direction, and the sampling position of the test piece was the 1/4t portion.
  • the yield stress was the average value of the measured values of two test pieces. The yield stress was assumed to be 0.2% yield strength when no distinct lower yield stress was observed.
  • Cryogenic toughness was evaluated using a full-thickness CT (Compact Tension) test piece ground by 0.5 mm from each of the front and back surfaces.
  • the notch cutting direction of the CT test piece was assumed to be the direction (C direction) perpendicular to the rolling direction.
  • C direction perpendicular to the rolling direction.
  • JR curves were generated according to the unloading compliance method specified in ASTM Standard E1820-13, and J values were converted to KIC values.
  • the target value of the cryogenic toughness was set to 150 MPa ⁇ m or more.
  • the steel plate was subjected to X groove processing with a groove angle of 60°, and a Ni steel joint was manufactured by the covered arc welding method. Welding heat input was 20 kJ/cm or more and 30 kJ/cm or less.
  • the chemical compositions of the welding consumables in Tables 2A and 2B are the contents of C, Si, Mn, Ni, Mo, W, Cr, Nb and N measured using samples taken from the welding consumables.
  • the content of each chemical component of the weld metal in Tables 2A and 2B is C, Si, Mn, Ni, P, S, N, Mo, measured using samples taken from the weld metal of Ni steel joints. , W, Cr, and Nb.
  • the Vickers hardness of the base metal, HAZ, and weld metal in the Ni steel joint was measured using a sample in which the macrostructure was expressed by the Nital method in accordance with JIS G 0553: 2019, according to JIS Z 2244: 2009. done in compliance.
  • the ratio of the body-centered cubic structure in the weld metal after welding was completed was measured. From the surface of the welded joint, the center of the weld metal in the width direction was measured. The ratio of BCC was measured using the above-described ferrite structure measuring instrument (FERITSCOPE (registered trademark) FMP30) and a probe (FGAB 1.3-Fe) manufactured by Fisher Instruments Co., Ltd. as the probe of the measuring instrument.
  • FERITSCOPE registered trademark
  • FMP30 ferrite structure measuring instrument
  • the Vickers hardness of the base material portion was the measured value of the portion where the fluctuation of the measured value was within the error range.
  • the Vickers hardness of the HAZ was defined as the maximum Vickers hardness measured in the HAZ.
  • the effective grain size of the embrittlement portion where the HAZ has the maximum Vickers hardness, was measured using an EBSD analyzer. Observations were made in 5 or more fields of view at a magnification of 2000 times, and the boundary of the metal structure having a misorientation of 15° or more was regarded as the grain boundary. The crystal grains surrounded by these grain boundaries were regarded as effective crystal grains, and the circle-equivalent grain size (diameter) was determined from their areas by image processing. The effective crystal grain size was assumed to be the arithmetic mean value of the circle-equivalent diameters of regions surrounded by grain boundaries having a misorientation of 15° or more.
  • the cryogenic toughness of Ni steel joints was evaluated using full-thickness CT specimens ground by 0.5 mm each from the front and back surfaces.
  • the notch depth direction of the CT test piece was the welding direction (C direction).
  • the notch 8 of the CT specimen extends along the plate thickness direction, and the cutting direction of the notch 8 is perpendicular to the plate thickness surface.
  • the notch 8 includes an embrittlement 7 with a maximum Vickers hardness of t/4 part.
  • JR curves were generated according to the unloading compliance method specified in ASTM Standard E1820-13, and J values were converted to K IC values.
  • the target value of cryogenic toughness is 150 MPa ⁇ m or more.
  • Tables 3A and 3B The test results for the base metal and Ni steel joint are shown in Tables 3A and 3B.
  • "prior ⁇ grain size” indicates the average value of the equivalent circle diameter of prior austenite
  • yield stress indicates the yield stress at 20 ° C.
  • “Vickers hardness ratio” It shows the ratio of the Vickers hardness of the weld heat affected zone to the arithmetic mean value of the Vickers hardness of the base material and the Vickers hardness of the weld metal.
  • the percentage of retained austenite in the base material was 2.0% by volume or more and 20.0% by volume or less.
  • the cryogenic toughness of the base metals and Ni steel joints of Nos. 1 to 26 was 150 MPa ⁇ m or more.
  • the C content of the base metal part was low and the yield stress was low, so that the base metal part deformed preferentially, so the cryogenic toughness of the Ni steel joint was also better than other Ni steel joints.
  • the hardness of the embrittlement portion is 1.2 times or more the average hardness of the base metal portion and the weld metal; Cryogenic toughness is better than No. 26 Ni steel joints.
  • the low-temperature nickel-containing steel welded joint according to the present invention is used, for example, in liquid hydrogen tanks.
  • the nickel-containing steel welded joint for low temperature use according to the present invention has a high yield stress at room temperature, and enables the size and weight of liquid hydrogen tanks to be reduced.
  • the surface area relative to the volume becomes smaller, and an improvement in heat insulation performance can be expected.
  • the weight of liquid hydrogen tanks it is expected that the fuel efficiency of liquid hydrogen carriers will be improved.

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Abstract

この低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、母材部と、溶接熱影響部と、溶接金属とを有し、前記母材部の化学組成が、所定の化学成分からなり、前記母材部の旧オーステナイトの円相当直径の平均値が３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であり、前記母材部の２０℃における降伏応力が４６０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下であり、前記溶接金属の化学組成が、所定の化学成分からなり、前記溶接金属の組織における体心立方構造の割合が１０％以下である。

Description

低温用ニッケル含有鋼溶接継手
　本発明は、低温用ニッケル含有鋼溶接継手に関する。
　９％Ｎｉ鋼及び７％Ｎｉ鋼は、液化天然ガス（Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ　Ｎａｔｕｒａｌ　Ｇａｓ：ＬＮＧ）用のタンク（ＬＮＧタンクと称する場合がある。）などに使用される。ＬＮＧタンクは、鋼材を溶接して製造され、溶接継手にも低温靭性が要求され、母材及び溶接金属が９％Ｎｉ鋼である溶接継手が提案されている（例えば、特許文献１、参照。）。金属組織がオーステナイトである鋼は優れた低温靭性を有しており、Ｎｉ含有量が４０％以上である溶接金属と９％Ｎｉ鋼の母材とからなる溶接継手が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。
　ところで、水素は、クリーンなエネルギーであり、輸送効率を高めるために液体水素とされ、タンクなどに貯蔵される。液体水素の１気圧における沸点は－２５３℃であり、ＬＮＧの温度は－１６２℃である。液体水素は、ＬＮＧの温度に比べて低温であり、９％Ｎｉ鋼製のタンクでは－２５３℃での靭性が不足する場合がある。タンクの母材については、本発明者らの一部によって、９％Ｎｉ鋼よりもＮｉ含有量を高めた低温用ニッケル含有鋼が提案されている（例えば、特許文献３～特許文献１２、参照）。一方、溶接継手については、液体水素の輸送及び貯蔵などに使用されるタンクに適した、オーステナイト系ステンレス鋼の溶接継手が提案されている（例えば、特許文献１３、特許文献１４、参照）。
国際公開第２０１８／０５１８２３号 国際公開第２０１７／１４５８５４号 日本国特開２０１７－１９７７９０号公報 日本国特開２０１７－１９７７９１号公報 日本国特開２０１７－１９７７９２号公報 日本国特開２０１７－１９７７９３号公報 日本国特開２０１８－１０４７９２号公報 日本国特開２０１８－１０４７９３号公報 国際公開第２０１９／０８２３２２号 国際公開第２０１９／０８２３２４号 国際公開第２０１９／０８２３２５号 国際公開第２０１９／０８２３２６号 日本国特開２００１－２８７０７７号公報 日本国特開２０１５－１７１７２９号公報
　従来から、低温で使用可能な種々の鋼材及び溶接金属からなる溶接継手が提案されている。しかし、本発明者らによる検討の結果、液体水素の沸点である－２５３℃では、溶接継手の靭性を確保することは容易ではないという知見が得られた。本発明は、このような実情に鑑み、－２５３℃付近の低温で使用可能な低温用ニッケル含有鋼溶接継手を提供することを目的とする。
　本発明者らは、母材が、Ｎｉの含有量を従来の９％よりも高めた鋼であり、溶接金属の金属組織がオーステナイトである溶接継手の、－２５３℃付近の低温における靭性について検討した。その結果、－２５３℃付近の低温における靭性は、母材の強度に影響されることを見出した。さらに、母材部及び溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の硬さの制御によって溶接継手の低温靭性が向上するという知見が得られた。
　本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、母材部と、溶接熱影響部と、溶接金属とを有し、
　前記母材部の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１０％以上、０．０７０％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．３０％以下、
　Ｍｎ：０．１０％以上、０．８０％以下、
　Ｎｉ：１０．５％以上、１７．４％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以上、０．０６０％以下、
　Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下、
　Ｏ：０．００３０％以下、
　Ｐ：０．００８０％以下、
　Ｓ：０．００４０％以下、
　Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
　Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
　Ｍｏ：０％以上、０．６０％以下、
　Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、
　Ｖ：０％以上、０．０８０％以下、
　Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下、
　Ｂ：０％以上、０．００２０％以下、
　Ｃａ：０％以上、０．００４０％以下、
　ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物
からなり、
　前記母材部の旧オーステナイトの円相当直径の平均値が３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であり、
　前記母材部の２０℃における降伏応力が４６０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下であり、
　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１％以上、０．３０％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下
と、
　Ｍｎ：０．１％以上、１７．０％以下、
　Ｎｉ：８．０％以上、８５．０％以下
と、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．１０％以下
と、
　Ｍｏ：０％以上、２２.０％以下、
　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
　Ｃｒ：０％以上、１７．０％以下、
　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下
の１種以上を合計で２．０％以上と、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下と、
　残部：Ｆｅ及び不純物
と、からなり、
　前記溶接金属の組織における体心立方構造を有する組織の割合が１０％以下である。
（２）前記（１）に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
　Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、
　Ｎｉ：４０．０％以上、８５．０％以下、
　Ｍｏ：９．０％以上、２２．０％以下、
　Ｗ：０．９％以上、５．０％以下、
　Ｃｒ：０％以上、４．０％以下、
　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物
からなるものであってよい。
（３）前記（１）に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
　Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、
　Ｎｉ：４０．０％以上、８５．０％以下、
　Ｃｒ：６．０％以上、１７．０％以下、
　Ｍｏ：０％以上、９．０％以下、
　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
　Ｎｂ：０．２％以上、３．０％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物
からなるものであってよい。
（４）前記（１）に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０１％以上、０．３０％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
　Ｍｎ：７．０％以上、１７．０％以下、
　Ｎｉ：８．０％以上、１８．０％以下、
　Ｃｒ：２．０％以上、１２．０％以下、
　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下、
　Ｍｏ：０％以上、５．０％以下、
　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物
からなるものであってよい。
（５）前記（１）～（４）の何れかに記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、
　前記溶接熱影響部のビッカース硬さの最大値が、前記母材部のビッカース硬さと前記溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の１．２０倍以上、３．００倍以下であり、
　前記溶接熱影響部のビッカース硬さが最大値である部位の有効結晶粒径が２．０μｍ以上、１８．０μｍ以下であってよい。
　本発明によれば、－２５３℃付近の低温で使用可能な低温用ニッケル含有鋼溶接継手が提供される。
本実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼溶接継手の一例を説明するための図である。 ビッカース硬さを測定する位置を説明するための図である。 溶接熱影響部の極低温靭性の測定に使用される試験片に導入されるノッチの位置を説明するための図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼溶接継手について説明する。まず、本発明を完成するに至った本発明者らの検討結果、得られた新たな知見について詳述する。
　ＬＮＧタンクに使用される９％Ｎｉ鋼の靱性は、－１６５℃又は－１９６℃において評価されていた。本実施形態に係る低温用ニッケル含有鋼溶接継手（以下、「Ｎｉ鋼継手」と略す場合がある。）の靱性は、－１９６℃よりも低温である－２５３℃付近で評価される。以下では、－１６５℃や－１９６℃などの温度と区別して簡潔に説明するため、－２５３℃付近の温度を、便宜的に「極低温」と記載する。
　図１は、本実施形態に係るＮｉ鋼継手の一例を示す模式図である。図１は、開先の形状がＸ形である場合のＮｉ鋼継手を示しており、溶接方向に垂直な断面を示している。本実施形態に係るＮｉ鋼継手は、母材部１、溶接熱影響部２、溶接金属３を有する。母材部１、溶接熱影響部２、溶接金属３は、金属組織が異なり、各部位は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５３：２０１９「鋼のマクロ組織試験方法」に準拠した方法によって確認することができる。具体的には、上記ＪＩＳ規格に準拠した方法で、Ｎｉ鋼継手から試料を採取し、観察面を機械研磨、バフ研磨で鏡面に仕上げ、エッチングを施し、肉眼または拡大鏡により、コントラストの違いで母材部、熱影響部、溶接金属を特定することができる。
　本発明者らは、Ｎｉ鋼継手の極低温における靭性（以下、「極低温靱性」という。）に及ぼす母材部、溶接金属及び溶接熱影響部等の影響を明らかにするために検討を実施した。溶接金属は、Ｎｉ含有量が母材と同等であるＮｉ鋼、Ｍｎ及びＮｉを含有するオーステナイト鋼、４０％以上のＮｉを含有する高Ｎｉ合金のうち、オーステナイト鋼及び高Ｎｉ合金が最適であることがわかった。溶接金属が、Ｍｎ及びＮｉを含有するオーステナイト鋼、又は、高Ｎｉ合金であるＮｉ鋼継手の場合、溶接金属の靭性が母材部、ＨＡＺに比べて高くなっていることがわかった。
　極低温では、母材部の旧オーステナイト粒界で破壊が発生しやすく、靭性が低下しやすい。旧オーステナイト粒界は、母材の製造において、主に熱間圧延後、水冷開始前に存在していたオーステナイトの粒界である。旧オーステナイトの粒界のうち、粗大ではない旧オーステナイトの粒界からの破壊は比較的起こりにくい。母材部の旧オーステナイトの円相当直径が２０．０μｍ以下であると、母材部及びＨＡＺの極低温靭性が確保される。母材部の強度は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性に影響を及ぼす。母材部の室温（２０℃）における降伏応力が７１０ＭＰａ以下であると、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が確保される。
　また、ＨＡＺへの歪みの集中が緩和されると、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が向上する。ＨＡＺの硬さが母材及び溶接金属よりも高い場合、ＨＡＺよりも優先的に母材部及び溶接金属が変形し、ＨＡＺへの歪みの集中が緩和される。ＨＡＺのビッカース硬さは、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性を向上させるために、溶接金属及び母材部のビッカース硬さに比べて大きい方が好ましい。
　また、ＨＡＺのビッカース硬さが最大値である部位の有効結晶粒径は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性を向上させるために、微細であることが好ましい。
　ここまで、本発明者らの検討により得られた新たな知見を説明した。
［母材部］
　次に、本実施形態に係るＮｉ鋼継手の母材部の化学組成について説明する。以下の化学組成の説明は、特に注釈のない限り、母材部の化学組成の説明であり、「質量％」は「％」と表記される。
（Ｃ：０．０１０％以上、０．０７０％以下）
　Ｃは、母材部の室温での降伏応力を上昇させる元素であり、マルテンサイトやオーステナイトの生成にも寄与する。Ｃ含有量は、母材部の強度を高めてＮｉ鋼継手全体の強度を確保するという観点から、０．０１０％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、セメンタイトの生成によって母材部の極低温靭性が低下し、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｃ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．０７０％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
（Ｓｉ：０．０３％以上、０．３０％以下）
　Ｓｉは、母材部の室温での降伏応力を上昇させる元素である。Ｓｉ含有量は、母材部の強度を高めてＮｉ鋼継手全体の強度を確保するという観点から、０．０３％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｓｉは、靭性を低下させる元素である。Ｓｉ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制し、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性を確保するという観点から、０．３０％以下である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
（Ｍｎ：０．１０％以上、０．８０％以下）
　Ｍｎは、母材部の室温での降伏応力を上昇させる元素である。Ｍｎ含有量は、母材部の室温での降伏応力を上昇させてＮｉ鋼継手の強度を確保するという観点から、０．１０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳを形成する元素であり、Ｍｎ含有量が過剰であると、旧オーステナイト粒界へのＭｎの偏析や、粗大なＭｎＳの析出等により、母材部の極低温靭性が低下してＮｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｍｎ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．８０％以下である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。Ｍｎ含有量は、０．４０％以下であってもよい。
（Ｎｉ：１０．５％以上、１７．４％以下）
　Ｎｉは、鋼の極低温靭性を向上させる重要な元素である。Ｎｉ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、１０．５％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは１１．０％以上であり、より好ましくは１１．５％以上である。Ｎｉは、高価な元素であり、経済性の観点から、Ｎｉ含有量は１７．４％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは１５．４％以下であり、より好ましくは１４．４％以下であり、更に好ましくは１２．４％以下である。
（Ａｌ：０．０１０％以上、０．０６０％以下）
　Ａｌは、脱酸剤であり、ＡｌＮを形成する元素である。Ａｌ含有量は、脱酸の効果、ＡｌＮによる金属組織の微細化、母材部の極低温靱性を低下させる固溶Ｎの低減などの観点から、０．０１０％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰であると、介在物に起因して母材部の極低温靭性が低下してＮｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ａｌ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．０６０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３５％以下である。
（Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下）
　Ｎは、窒化物を形成する元素である。Ｎの含有量は、窒化物による結晶粒の微細化という観点から、０．００１５％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｎ含有量が過剰であると、固溶Ｎの増加、窒化物の粗大化に起因して母材部の極低温靭性が低下してＮｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｎ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．００６０％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下であり、更に好ましくは０．００３５％以下である。
（Ｏ：０．００３０％以下）
　Ｏは、不純物であり、Ｏ含有量が過剰であると、Ａｌ２Ｏ３のクラスターが増加し、母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｏ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．００３０％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、更に好ましくは０．００１５％以下であってもよい。Ｏ含有量は、少ないほど好ましいが、コストの観点から、０．０００７％以上であってもよい。Ｏ含有量は、０．０００８％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
（Ｐ：０．００８０％以下）
　Ｐは、不純物であり、Ｐ含有量が過剰であると、旧オーステナイト粒界での粒界脆化によって母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｐ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．００８０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、更に好ましくは０．００４０％以下である。Ｐ含有量は、少ないほど好ましいが、コストの観点から、０．０００３％以上であってもよい。Ｐ含有量は、０．０００５％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
（Ｓ：０．００４０％以下）
　Ｓは、不純物であり、ＭｎＳを形成する元素であり、Ｓ含有量が過剰であると、ＭｎＳの粗大化に起因して、母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｓ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制してＮｉ鋼継手の極低温靱性を確保するという観点から、０．００４０％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、更に好ましくは０．００１０％以下である。Ｓ含有量は、少ないほど好ましいが、コストの観点から、０．０００１％以上であってもよい。Ｓ含有量は、０．０００２％以上であってもよく、０．０００４％以上であってもよく、０．０００６％以上であってもよい。
　本実施形態に係るＮｉ鋼継手の母材部は、その強度や靭性を向上させるために、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
（Ｃｕ：０％以上、１．００％以下）
　Ｃｕは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｃｕ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｃｕは、マルテンサイトやオーステナイトの生成に寄与する元素であり、Ｃｕ含有量は、母材部の室温における降伏強度の上昇という観点から、０．０２％以上であってもよい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｕを含む場合のＣｕ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の確保という観点から、１．００％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
（Ｃｒ：０％以上、１．００％以下）
　Ｃｒは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｃｒ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、Ｃｒ含有量は、母材部の室温における降伏強度の上昇という観点から、０．０２％以上であってもよい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒが過剰に含有されると、母材中に粗大な炭化物を形成することにより、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する場合がある。Ｃｒを含む場合のＣｒ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の確保という観点から、１．００％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
（Ｍｏ：０％以上、０．６０％以下）
　Ｍｏは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｍｏ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、粒界脆化を抑制する元素である。Ｍｏ含有量は、母材部の室温における降伏強度、及び、極低温靭性の向上という観点から、０．０２％以上であってもよい。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上であり、更に好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｍｏは高価な元素であり、Ｍｏを含む場合のＭｏ含有量は、経済性の観点から、０．６０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下であり、更に好ましくは０．３０％以下である。
（Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下）
　Ｎｂは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｎｂ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｎｂは、炭化物、窒化物などを形成する元素であり、析出強化に寄与し、金属組織を微細化させる。Ｎｂ含有量は、母材部の室温における降伏強度、及び、極低温靭性の向上という観点から、０．００２％以上であってもよい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００８％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰であると、析出物に起因して、母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｎｂを含む場合のＮｂ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制してＮｉ鋼継手の極低温靭性を確保するという観点から、０．０５０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。
（Ｖ：０％以上、０．０８０％以下）
　Ｖは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｖ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｖは、炭化物、窒化物などを形成する元素であり、析出強化に寄与し、金属組織を微細化させる。Ｖ含有量は、母材部の室温における降伏強度、及び、極低温靭性の向上という観点から、０．００２％以上であってもよい。Ｖ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰であると、析出物に起因して、母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｖを含む場合のＶ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制してＮｉ鋼継手の極低温靭性を確保するという観点から、０．０８０％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
（Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下）
　Ｔｉは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｔｉ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｔｉは、ＴｉＮを形成する元素であり、金属組織の微細化、固溶Ｎの低減に寄与し、母材部の靭性を向上させる。Ｔｉ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の向上という観点から、０．００１％以上であってもよい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、ＴｉＮの粗大化に起因して、母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｔｉ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制してＮｉ鋼継手の極低温靭性を確保するという観点から、０．０２０％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
（Ｂ：０％以上、０．００２０％以下）
　Ｂは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｂ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｂは、顕著に鋼の焼入れ性を高める元素であり、ＢＮを形成して固溶Ｎの低減に寄与する。Ｂ含有量は、母材部の室温における降伏強度、及び、極低温靭性の向上という観点から、０．０００１％以上であってもよい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰であると、母材部の極低温靭性が低下する場合がある。Ｂ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制してＮｉ鋼継手の極低温靭性を確保するという観点から、０．００２０％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１２％以下であり、更に好ましくは０．００１０％以下である。
　本実施形態に係るＮｉ鋼継手の母材部は、介在物の形態の制御を目的として、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃａ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：希土類元素）の一方又は両方を含有してもよい。
（Ｃａ：０％以上、０．００４０％以下）
　Ｃａは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。Ｃａ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｃａは、酸化物、硫化物を形成する元素であり、介在物の粗大化、圧延による介在物の延伸化を抑制し、母材部の極低温靭性の向上に寄与する。Ｃａ含有量は、母材部の極低温靭性を向上してＮｉ鋼継手の極低温靭性を向上するという観点から、０．０００１％以上であってもよい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量が過剰であると、介在物に起因して母材の極低温靭性が低下する。Ｃａ含有量は、母材部の極低温靭性の低下を抑制してＮｉ鋼継手の極低温靱性を確保するという観点から、０．００４０％以下である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
（ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下）
　ＲＥＭ（希土類金属元素）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素であり、ＲＥＭとしては、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる群より選択される１種又は２種以上の元素が含有される。ＲＥＭ含有量は、これらの１７元素のうちの母材部に含有される上記元素の合計の含有量である。ＲＥＭは、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造時に当該母材に混入し、その結果Ｎｉ鋼継手の母材部に混入する場合がある元素である。ＲＥＭ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。ＲＥＭは、酸化物、硫化物を形成する元素であり、介在物の微細化に寄与し、母材部の極低温靭性の向上に寄与する。ＲＥＭ含有量は、母材部の極低温靭性を向上してＮｉ鋼継手の極低温靭性を向上するという観点から、０．０００１％以上であってもよい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上であり、更に好ましくは０．００１５％以上である。ＲＥＭ含有量は、コストの観点から、０．００５０％以下である。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。
　本実施形態のニッケル鋼継手の母材部は、上記化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。上記化学成分の含有量の合計は好ましくは９６．０％以下であり、より好ましくは９０．０％以下であり、更に好ましくは８０．０％以下である。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する化学成分であって、本実施形態における母材部及びＮｉ鋼継手に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。スクラップ等から混入する可能性がある化学成分は、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗなどである。本実施形態における母材部及びＮｉ鋼継手に悪影響を与えない範囲で許容されるＳｂ含有量、Ｓｎ含有量及びＡｓ含有量は、それぞれ、０．００３％以下である。同様に、Ｃｏ含有量及びＺｎ含有量は、それぞれ、０．０１％以下であり、Ｗ含有量は０．００５％以下である。
　次に、本実施形態における母材部の金属組織について説明する。
（旧オーステナイトの円相当直径の平均値：３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下）
　本実施形態に係る母材部の旧オーステナイトの円相当直径の平均値は、極低温靭性の確保という観点から、２０．０μｍ以下である。旧オーステナイトの円相当直径の平均値は、好ましくは１５．０μｍ以下であり、より好ましくは１０．０μｍ以下である。Ｎｉ鋼継手の母材部の旧オーステナイトは、製造コストの増加を伴う手段によって微細化される。そのため、旧オーステナイトの円相当直径の平均値は、コストの観点から、３．０μｍ以上である。旧オーステナイトの円相当直径の平均値は、４．０μｍ以上であってもよく、５．０μｍ以上であってもよい。
　旧オーステナイトの円相当直径の平均値は、Ｌ断面（圧延方向及び板厚方向に平行な面）における板厚方向中心部（板厚中心部）観察面として、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以下、「ＳＥＭ」という。）を使用し、ＥＢＳＤ（ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析により測定される。ここでいう板厚中心部は、母材部の板厚をｔとしたとき、母材の一方の表面から深さ０．４ｔの位置から、深さ０．６ｔまでの範囲をいう。試料の観察面は、旧オーステナイト粒界を現出させるため、鏡面研磨及びピクリン酸飽和水溶液による腐食が施される。ＳＥＭによる観察は１０００倍又は２０００倍の倍率で行われ、５視野以上のＳＥＭ写真が撮影される。旧オーステナイトの円相当直径の平均値は、ＳＥＭ写真を用いた画像処理によって求められる測定値の算術平均値である。画像処理は、以下の方法で行う。すなわち、旧オーステナイトの粒界線は、ＥＢＳＤ解析により、各視野における２００μｍ×２００μｍの範囲のマルテンサイト及び残留オーステナイトの結晶方位を特定し、上記範囲の旧オーステナイトの結晶方位を求め、旧オーステナイトの結晶方位差が１５°以上の線を旧オーステナイト粒界とする。各視野の上記範囲に存在する旧オーステナイトの面積を画像解析ソフトを用いて算出し、算出された面積Ｓから、旧オーステナイトの面積の平均値ＳＡを算出する。そして、旧オーステナイトの円相当直径の平均値をＤとし、Ｄ＝２×√（π×ＳＡ）から、旧オーステナイトの円相当直径の平均値Ｄを算出する。なお、観察面は、Ｎｉ鋼継手における母材部から切り出したものを用いてもよいし、Ｎｉ鋼継手の材料である母材から切り出したものを用いてもよい。
　旧オ－ステナイトの粒界が鏡面研磨及びピクリン酸飽和水溶液による腐食によっては判別できない場合は、４５０℃以上、４９０℃以下の範囲内の温度で、１時間以上保持する熱処理が施された試料に対して鏡面研磨及びピクリン酸飽和水溶液による腐食が施されたものが使用される。このような試料調整でも旧オーステナイト粒界が現出しない場合は、シャルピー衝撃試験によって粒界破壊を生じさせた試料の破面観察によって旧オーステナイトの円相当直径が測定される。シャルピー衝撃試験には、４５０℃以上、４９０℃以下の範囲内の温度で、１時間以上保持する熱処理が施された試料から採取されたシャルピー試験片が用いられ、－１９６℃で行われる。シャルピー試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準拠したものとする。
　本実施形態における母材部の金属組織は、主に焼戻しマルテンサイトであり、オーステナイトが含まれる場合がある。板厚中心部の金属組織における焼戻しマルテンサイト及びオーステナイトの合計の体積分率は、９９％以上であり、残部は、例えば、粗大介在物などである。焼戻しマルテンサイトの体積分率は、腐食液としてナイタールを用いて腐食させた板厚中心部における圧延面に平行な面の組織観察で測定された面積分率である。定量組織学の観点から、面積分率は基本的に体積分率と同じである。母材部の金属組織に含まれるオーステナイトは、いわゆる残留オーステナイトである。
　母材部における残留オーステナイト相の体積分率は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の向上という観点から、好ましくは、２．０体積％以上、２０．０体積％以下である。残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法によって測定される。残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線ピークのオーステナイト（面心立方構造）と焼戻しマルテンサイト（体心立方構造）との積分強度の比から求められる。残留オーステナイトの体積分率は、具体的には、ＢＣＣ構造であるフェライト相（α相）の（１１１）面、（２００）面及び（２１１）面の積分強度と、ＦＣＣ構造のオーステナイト相（γ相）の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面の積分強度の比から求められる。なお、試験片は、Ｎｉ鋼継手における母材部から切り出したものを用いてもよいし、Ｎｉ鋼継手の材料である母材から切り出したものを用いてもよい。
　次に、本実施形態における母材部の板厚及び２０℃（室温）での降伏応力について説明する。
（２０℃での降伏応力：４６０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下）
　本実施形態における母材部は、液体水素タンクのような巨大構造物の材料として用いられることから、母材部の室温での降伏応力は４６０ＭＰａ以上である。一方、母材部の室温での降伏応力は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の確保という観点から、７１０ＭＰａ以下である。本実施形態において、試験温度は２０℃である。試験温度は、空調機によって制御される。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して行われる。なお、試験片は、Ｎｉ鋼継手における母材部から切り出したものを用いてもよいし、Ｎｉ鋼継手の材料である母材から切り出したものを用いてもよい。
（板厚：４．５ｍｍ以上、２０．０ｍｍ以下）
　本実施形態におけるＮｉ鋼は、液体水素タンクのような巨大構造物の材料として用いられることから、Ｎｉ鋼の板厚は、例えば、４．５ｍｍ以上である。板厚は、６ｍｍ以上であってもよく、８ｍｍ以上であってもよく、１０ｍｍ以上であってもよい。一方、Ｎｉ鋼の板厚が増加すると、極低温靭性が低下する場合がある。Ｎｉ鋼の板厚は、例えば、２０．０ｍｍ以下である。Ｎｉ鋼の板厚は、１６ｍｍ以下であってもよく、１２ｍｍ以下であってもよい。
［溶接熱影響部（ＨＡＺ）］
　次に、本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）について説明する。
　ＨＡＺは、溶接金属近傍に位置し、溶接入熱の熱影響を受けた部位である。腐食液としてナイタールを用いたマクロ組織の観察により、母材部、ＨＡＺ及び溶接金属の判別が可能である。本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接金属は、極低温靭性に優れるオーステナイト鋼又はＮｉを含有する高Ｎｉ合金であり、破壊発生の起点にはならない。本実施形態に係るＮｉ鋼継手のＨＡＺは、ビッカース硬さが母材よりも高い、脆化部を有している。脆化部は、ビッカース硬さが母材よりも高く、ＨＡＺのビッカース硬さが最大値になる部位である。
（ＨＡＺのビッカース硬さの最大値：母材部及び溶接金属のビッカース硬さよりも大きい）
（ＨＡＺのビッカース硬さの最大値：母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の１．２０倍以上、３．００倍以下）
　ＨＡＺのビッカース硬さの最大値は、母材部及び溶接金属のビッカース硬さよりも大きいことが好ましい。ＨＡＺのビッカース硬さの最大値が、母材部及び溶接金属のビッカース硬さよりも大きい場合、溶接金属及び母材部の変形により、ＨＡＺの歪み集中が緩和され、Ｎｉ鋼継手の靭性が向上する。ＨＡＺのビッカース硬さの最大値は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の向上という観点から、好ましくは、母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の１．２０倍以上である。ＨＡＺのビッカース硬さの最大値は、母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の１．３０倍以上であってもよいし、１．４０倍以上であってもよい。一方、ＨＡＺの硬化によって、ＨＡＺにおいて破壊が発生しやすくなり、Ｎｉ鋼継手の靭性が低下する場合がある。ＨＡＺのビッカース硬さの最大値は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の向上という観点から、好ましくは、母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の３．００倍以下である。ＨＡＺのビッカース硬さの最大値は、母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の２．５０倍以下であることがより好ましく、２．００倍以下であることが更に好ましい。
　本実施形態に係るＮｉ鋼継手における母材部、ＨＡＺ及び溶接金属のビッカース硬さは、以下に説明する位置で測定される。Ｖ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　Ｖ　ｇｒｏｏｖｅ）、レ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　ｂｅｖｅｌ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｊ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　Ｊ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｕ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　Ｕ　ｇｒｏｏｖｅ）などのように、溶接金属の開先のルート面が母材部の表面に直接接続する場合は、板厚をｔとしたときの表面からｔ／２の位置（ｔ／２部）で測定される。Ｘ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　Ｖ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｋ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　ｂｅｖｅｌ　ｇｒｏｏｖｅ）、両面Ｊ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　Ｊ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｈ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　Ｕ　ｇｒｏｏｖｅ）などのように溶接金属の開先のルート面がｔ／２部を含む場合は、板厚をｔとしたとき、表面からｔ／４の位置（ｔ／４部）で測定される。溶接金属の開先のルート面が、表面からｔ／２部の間に位置する場合は、ルート面の板厚方向の中央位置から遠い側の表面までの距離が１／２となる位置で測定される。ビッカース硬さの測定位置をこのように設定する理由は、評価位置に溶接金属と母材部を半分ずつ含む際の代表的な硬さを表すためである。
　Ｎｉ鋼継手における母材部、ＨＡＺ及び溶接金属のビッカース硬さの測定は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５３：２０１９に準拠してナイタール法でマクロ組織を現出させた試料を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠して行われる。母材部、ＨＡＺ及び溶接金属のビッカース硬さの測定位置は、上述したとおり、開先のルート面の板厚方向の位置に応じて、ｔ／２部、ｔ／４部又はルート面の板厚方向の中央位置から遠い側の表面までの距離が１／２となる位置に決定されるが、溶接後のＮｉ鋼継手においては、ルート面は明瞭でない場合がある。そのため、本実施形態に係るＮｉ鋼継手においては、ルート面は、Ｎｉ鋼継手の母材部が突き合わされた方向に沿った断面におけるマクロ組織の溶接金属の幅（突き合わせ方向に沿った溶接金属の長さ）が最小となる位置とする。
　ここで、図２を参照して、ビッカース硬さの測定位置を詳細に説明する。図２は、Ｘ形開先の例を示す模式図である。例えば、図２では、溶接金属３の幅がｔ／２部で最小となっている。そのため、ルート面の位置５は、溶接金属３の幅が最小となるｔ／２部である。開先のルート面の位置５が母材部１の板厚の中央部（ｔ／２部）であるため、ビッカース硬さの測定位置６は、ｔ／４部である。このとき、一方の表面からｔ／４の位置であるｔ／４部と、他方の表面からｔ／４の位置であるｔ／４部があるが、いずれのｔ／４部でビッカース硬さを測定してもよい。溶接金属３のビッカース硬さの測定は、ビッカース硬さの測定位置６と、ＨＡＺ２と溶接金属３との界面であるフュージョンライン４とが交差する点Ｐから０．５ｍｍ間隔で、少なくとも溶接金属３の幅方向の中央部まで行われる。溶接金属３のビッカース硬さは、測定値の算術平均値である。母材部１及びＨＡＺ２のビッカース硬さの測定は、溶接金属３のビッカース硬さの測定を開始した位置（点Ｐ）から、母材部１の方向に０．５ｍｍ間隔で、測定値の変動が誤差範囲内になるまで行われる。５点の各測定値と算術平均値との差の絶対値が、最大で算術平均値の５％以下であれば、測定値の変動が誤差範囲内であると見做される。母材部１のビッカース硬さは、測定値の変動が誤差範囲内になった部位の測定値である。ビッカース硬さの測定は、１ｋｇの荷重で行われる。
（ＨＡＺのビッカース硬さが最大値である部位の有効結晶粒径：２．０μｍ以上、１８．０μｍ以下）
　ＨＡＺが粗粒化すると、ＨＡＺにおいて破壊が発生しやすくなる。ＨＡＺのビッカース硬さが最大値になる部位（脆化部）の有効結晶粒径は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の向上という観点から、好ましくは１８．０μｍ以下である。ＨＡＺのビッカース硬さが最大値である部位は、上記の方法で測定されたＨＡＺのビッカース硬さが最大値となる部位をいう。脆化部の有効結晶粒径は、より好ましくは１２．０μｍ以下であり、更に好ましくは８．０μｍ以下である。ＨＡＺの有効結晶粒径は母材部の有効結晶粒径より小さくならないので、脆化部の有効結晶粒径は、例えば、２．０μｍ以上である。脆化部の有効結晶粒径は、母材の有効結晶粒径の微細化によって達成され、Ｎｉ鋼継手の材料である母材の製造において、熱処理の回数を増加させるなど、製造コストの上昇を伴う手段が必要になる。脆化部の有効結晶粒径は、製造コストの観点から、３．０μｍ以上であってもよく、４．０μｍ以上であってもよく、５．０μｍ以上であってもよい。本実施形態において、有効結晶粒径は、１５°以上の方位差を有する金属組織の境界で囲まれた領域（有効結晶粒）の円相当直径であると定義される。
　有効結晶粒径は、走査型電子顕微鏡に付属の電子後方散乱電子線回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：以下、「ＥＢＳＤ」という。）解析装置を用いて測定する。有効結晶粒径の測定は、ＨＡＺのビッカース硬さが最大値となる部位を含み、溶接方向に垂直で母材部の表面に垂直な面（Ｌ面）を観察面として行われる。ＥＢＳＤ解析装置によって、倍率２０００倍で５視野以上の観察が行われる。１５°以上の方位差を有する金属組織の境界を粒界で囲まれた結晶粒が有効結晶粒と見なされ、有効結晶粒の円相当直径（有効結晶粒径）が画像処理により求められ、算術平均値が求められる。画像処理は、母材部の旧オーステナイトの円相当直径の平均値を算出するための画像処理と同様の方法で行う。
［溶接金属］
　次に、本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接金属の化学組成について説明する。溶接金属は、Ｎｉ鋼継手の材料である母材と溶接材料とが溶融されて形成される。以下の化学組成の説明は、特に注釈のない限り、溶接金属の化学組成の説明であり、「質量％」は「％」と表記される。
（Ｃ：０．０１％以上、０．３０％以下）
　Ｃは、溶接金属の強度を上昇させる元素である。Ｃ含有量は、溶接金属の強度を高めてＮｉ鋼継手の強度を確保するという観点から、０．０１％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、セメンタイトの生成によってＮｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｃ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．３０％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
（Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下）
　Ｓｉは、ブローホールなど、溶接金属の欠陥を抑制する脱酸元素である。Ｓｉ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．０３％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉは、溶接金属を硬化させ、靭性を低下させる元素である。Ｓｉ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．７５％以下である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
（Ｍｎ：０．１％以上、１７．０％以下）
　Ｍｎは、ブローホールなど、溶接金属の欠陥を抑制する脱酸元素であり、オーステナイトを安定化させる元素でもある。Ｍｎ含有量は、Ｎｉ鋼継手の強度及び極低温靭性の確保という観点から、０．１％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。Ｎｉ含有量が１８．０％以下である場合、Ｍｎ含有量は、溶接金属のオーステナイトの安定化という観点から、７．０％以上であってもよく、１０．０％以上であってもよい。一方、Ｍｎは、Ｎｉよりも靭性を上昇させる効果が小さい元素であり、Ｍｎ含有量が過剰であると、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｍｎ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、１７．０％以下である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１６．０％以下であり、より好ましくは１５．０％以下である。Ｎｉ含有量が４０．０％以上である場合、Ｍｎ含有量は、４．０％以下であってもよく、３．５％以下であってもよい。
（Ｎｉ：８．０％以上、８５．０％以下）
　Ｎｉは、オーステナイトを安定化させ、溶接金属の極低温靭性を向上させる重要な元素である。Ｎｉ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、８．０％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは４０．０％以上であり、より好ましくは５０．０％以上であり、更に好ましくは６０．０％以上である。Ｎｉは、高価な元素であり、経済性の観点から、Ｎｉ含有量は８５．０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは８０．０％以下である。Ｍｎ含有量が７．０％以上である場合、Ｎｉ含有量は、１８．０％以下であってもよく、１６．０％以下であってもよい。
（Ｍｎ＋Ｎｉ：１５．０％以上、９０．０％以下）
　Ｍｎ、Ｎｉの含有量の合計は、溶接金属のオーステナイトの安定化によるＮｉ鋼継手の極低温靭性の確保という観点から、１５．０％以上である。Ｍｎ、Ｎｉの含有量の合計は、好ましくは１６．０％以上であり、より好ましくは１７．０％以上であり、更に好ましくは１８．０％以上である。一方、Ｎｉ鋼継手の強度を向上させる化学成分の確保という観点から、Ｍｎ、Ｎｉの含有量の合計は、９０．０％以下である。Ｍｎ、Ｎｉの含有量の合計は、好ましくは８５．０％以下であり、より好ましくは８０．０％以下であり、更に好ましくは７５．０％以下である。
（Ｐ：０．０２０％以下）
　Ｐは、不純物であり、Ｐ含有量が過剰であると、溶接金属の高温割れが生じて、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｐ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．０２０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｐ含有量は、少ないほど好ましいが、コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。
（Ｓ：０．０１５％以下）
　Ｓは、不純物であり、Ｓ含有量が過剰であると、溶接金属の高温割れが生じて、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する。Ｓ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．０１５％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下であり、更に好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量は、少ないほど好ましいが、コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。
（Ｎ：０．１０％以下）
　Ｎは、溶接金属の強度を上昇させる元素であり、オーステナイトを安定化させる元素でもある。Ｍｎ含有量が比較的多い場合、例えばＭｎ含有量が７．０％以上である場合、Ｎの含有量を増加させることができるが、Ｍｎ含有量が比較的多い場合であっても、Ｎ含有量が過剰であると、溶接金属にブローホールが生じて、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下することがある。Ｎ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、０．１０％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。Ｍｎ含有量が比較的少ない場合、例えばＭｎ含有量が４．０％以下である場合、Ｍｎ含有量が比較的多い場合と比較して、Ｎにより溶接金属のブローホールが発生しやすくなることがある。そのため、ブローホールの発生の防止という観点からは、Ｎ含有量の低減が好ましい。Ｎ含有量は、コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。
　本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接金属は、Ｎｉ鋼継手の強度や靭性を向上させるために、下記に示すＭｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂの１種以上を含有する。
（Ｍｏ：０％以上、２２．０％以下）
　Ｍｏは、溶接金属の耐食性や強度を上昇させる元素である。Ｍｏ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは９．０％以上であり、更に好ましくは１２．０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰であると、溶接金属の硬化、析出物の生成によって、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する場合がある。Ｍｏ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、２２．０％以下である。Ｍｏは高価な元素であり、後述するＣｒ、Ｎｂを含有する場合、Ｍｏ含有量は、経済性の観点から、９．０％以下であってもよい。Ｍｏ含有量は７．０％以下であってもよく、５．０％以下であってもよい。
（Ｗ：０％以上、５．０％以下）
　Ｗは、溶接金属の強度を上昇させる元素である。Ｗ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｗ含有量は、好ましくは０．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｗ含有量が過剰であると、溶接金属の硬化によって、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する場合がある。Ｗ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、５．０％以下である。Ｗ含有量は、好ましくは４．０％以下であり、より好ましくは３．０％以下である。
（Ｃｒ：０％以上、１７．０％以下）
　Ｃｒは、溶接金属の耐食性や強度を上昇させる元素である。Ｃｒ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｃｒ含有量は、好ましくは２．０％以上であり、より好ましくは６．０％以上であり、更に好ましくは８．０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、溶接金属の硬化、析出物の生成によって、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する場合がある。Ｃｒ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、１７．０％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは１５．０％以下であり、より好ましくは１２．０％以下である。
（Ｎｂ：０％以上、３．０％以下）
　Ｎｂ、溶接金属の強度を上昇させる元素である。Ｎｂ含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰であると、溶接金属の硬化、析出物の生成によって、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下する場合がある。Ｎｂ含有量は、Ｎｉ鋼継手の極低温靱性の確保という観点から、３．０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
（Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂの１種以上の含有量の合計：２．０％以上）
　Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂの１種以上の含有量の合計は、溶接金属の強度の上昇によるＮｉ鋼継手の強度の確保という観点から、２．０％以上である。Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂの１種以上の含有量の合計は、好ましくは６．０％以上であり、より好ましくは７．０％以上であり、更に好ましくは１０．０％以上である。溶接金属にＣｒ、Ｎｂの２種が含まれる場合、Ｃｒ、Ｎｂの合計の含有量は、好ましくは６．２％以上である。溶接金属に、Ｍｏ、Ｗの２種が含まれる場合、Ｍｏ、Ｗの合計の含有量は、好ましくは９．９％以上である。Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂの１種以上の含有量の合計は、好ましくは５０．０％以下であり、より好ましくは３０．０％以下であり、更に好ましくは２５．０％以下である。
　本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接金属は、上記化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。不純物として溶接金属に混入する可能性がある化学成分は、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｚｎなどである。本実施形態に係るＮｉ鋼継手に悪影響を与えない範囲で許容されるＳｂ含有量、Ｓｎ含有量及びＡｓ含有量は、それぞれ、０．００３％以下である。同様に、Ｃｏ含有量及びＺｎ含有量は、それぞれ、０．０１％以下である。
　溶接金属の化学組成は、例えば、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
　Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、
　Ｎｉ：４０．０％以上、８５．０％以下、
　Ｍｏ：９．０％以上、２２．０％以下、
　Ｗ：０．９％以上、５．０％以下、
　Ｃｒ：０％以上、４．０％以下、
　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物からなっていてもよい。
　溶接金属の化学組成が上記の範囲にあれば、より優れた極低温靭性を得ることができる。
　また、溶接金属の化学組成は、例えば、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
　Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、
　Ｎｉ：４０．０％以上、８５．０％以下、
　Ｃｒ：６．０％以上、１７．０％以下、
　Ｍｏ：０％以上、９．０％以下、
　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
　Ｎｂ：０．２％以上、３．０％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物からなっていてもよい。
　溶接金属の化学組成が上記の範囲にあれば、コストの上昇を抑制しつつ、優れた極低温靭性を得ることができる。
　また、溶接金属の化学組成は、例えば、Ｃ：０．０１％以上、０．３０％以下、
　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
　Ｍｎ：７．０％以上、１７．０％以下、
　Ｎｉ：８．０％以上、１８．０％以下、
　Ｃｒ：２．０％以上、１２．０％以下、
　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下、
　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
　Ｍｏ：０％以上、５．０％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０１５％以下、
　Ｎ：０．１０％以下、
　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
　残部：Ｆｅ及び不純物からなっていてもよい。
　溶接金属の化学組成が上記の範囲にあれば、コストの上昇をさらに抑制しつつ、極低温靭性を確保することができる。
（溶接金属の組織における体心立方構造を有する組織の割合：１０％以下）
　本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接金属の組織における体心立方構造（ＢＣＣ）を有する組織の割合は、１０％以下である。ＢＣＣは、面心立方構造（ＦＣＣ）と比較して靭性に劣るため、体心立方構造を有する組織の割合が高い場合、それを起点として割れが発生しやすくなる。よって、溶接金属の組織における体心立方構造を有する組織の割合は、１０％以下である。溶接金属の組織における体心立方構造を有する組織の割合は、好ましくは、５％以下であり、より好ましくは２％以下であり、更に好ましくは、０％である。
　溶接金属の金属組織は、主として溶接金属の化学組成に由来する。ここまで述べた、本実施形態にかかる溶接金属の化学組成の範囲には、金属組織において体心立方構造（ＢＣＣ）が１０％以下となる領域と、１０％を超える領域との両方が含まれる。上述した通り、溶接金属の金属組織において体心立方構造（ＢＣＣ）が１０％を超える領域では、溶接金属において割れが発生しやすくなることにより本発明の効果が得られない。
　化学組成において、金属組織において体心立方構造（ＢＣＣ）が１０％以下となる領域を、１０％を超える領域から明確に分離規定することは困難である。本実施形態においては、溶接金属の金属組織分率を規定することにより、実質的には化学組成を限定するものである。
　溶接金属の組織における体心立方構造の割合は、以下の方法で測定する。すなわち、株式会社フィッシャー・インストルメンツ製フェライト組織量測定器（ＦＥＲＩＴＳＣＯＰＥ（登録商標）ＦＭＰ３０）を用い、当該測定器のプローブに株式会社フィッシャー・インストルメンツ製プローブ（ＦＧＡＢ　１．３－Ｆｅ）を用いてＢＣＣの割合を測定する。これは磁気誘導を利用し金属組織の強磁性体含有量を測定する機器であり、表層（表面下１．５ｍｍ程度までの領域）での強磁性体であるＢＣＣの割合を数値化して表示する。本実施形態に係るＮｉ鋼継手の溶接金属を構成する組織は、ＦＣＣ及びＢＣＣの二相、又は、ＦＣＣのみからなる。
［Ｎｉ鋼継手の製造方法］
　次に、本実施形態に係るＮｉ鋼継手の製造方法の例を説明する。本実施形態に係るＮｉ鋼継手は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、効果が得られる。
　まず、本実施形態に係るＮｉ鋼継手の材料となる母材の製造方法の例を説明する。以下では、Ｎｉ鋼継手の材料となる母材を、単に母材と呼称することがある。
　本実施形態における母材の製造には、例えば、鋼の溶製及び連続鋳造によって製造された鋼片が使用される。母材は、例えば、鋼片に熱間圧延及び熱処理が施されて製造される。熱間圧延後、好ましくは水冷などの加速冷却が行われる。熱処理は、例えば、より高い温度で行われる第一熱処理と、より低い温度で行われる第二熱処理が含まれる。第一熱処理、第二熱処理の一方が行われる場合と、両方が行われる場合がある。第一熱処理又は第二熱処理では、加熱温度での保持後、好ましくは水冷などの加速冷却が行われる。
　以下では、本実施形態における母材の製造方法の各工程において、好ましい製造条件について説明する。
（熱間圧延に使用される鋼片の加熱温度：９５０℃以上、１１６０℃以下）
（保持時間：２０分以上、１８０分以下）
　熱間圧延時の鋼片の加熱温度は、圧延機の負荷の軽減などの観点から、好ましくは９５０℃以上である。一方、熱間圧延時の鋼片の加熱温度は、母材の旧オーステナイトの微細化などの観点から、好ましくは１１６０℃以下である。加熱温度での保持時間は、鋼片の温度の均質化などの観点から、好ましくは２０分以上である。加熱温度での保持時間は、コストなどの観点から、好ましくは１８０分以下である。
（熱間圧延時の９５０℃以下での累積圧下率：９０％以上、９５％以下）
　熱間圧延時の９５０℃以下での累積圧下率は、母材の旧オーステナイトの微細化などの観点から、好ましくは９０％以上である。一方、熱間圧延時の９５０℃以下での累積圧下率は、コストなどの観点から、好ましくは９５％以下である。熱間圧延時の９５０℃以下での累積圧下率は、９５０℃における板厚及び熱間圧延終了時の板厚から算出される。
（熱間圧延の終了温度：６８０℃以上、８５０℃以下）
　熱間圧延の終了温度は、母材の室温での降伏応力及び母材の極低温靭性の確保という観点から、好ましくは、６８０℃以上、８５０℃以下である。熱間圧延の終了温度は、加速冷却の開始温度の低下の防止という観点から、好ましくは６８０℃以上である。一方、熱間圧延の終了温度は、圧延によって導入された転位の回復の抑制という観点から、好ましくは８５０℃以下である。
（熱間圧延後の加速冷却開始温度：５８０℃以上）
　熱間圧延後の加速冷却は、例えば、水冷によって行う。加速冷却の開始温度は、室温での降伏応力の確保という観点から、好ましくは５８０℃以上である。加速冷却の開始温度は、熱間圧延の終了温度を超えない。加速冷却の冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以上である。加速冷却の冷却速度は、加速冷却の開始から終了までの平均値である。加速冷却の冷却速度の上限は特に制限はないが、５０℃／秒以下であってよい。加速冷却の終了温度は、母材のマルテンサイト変態の促進という観点から、好ましくは２００℃以下である。
（第一熱処理の保持温度：６１０℃以上、６５０℃以下）
（保持時間：２０分以上、１８０分以下）
　第一熱処理は、熱間圧延後の加速冷却後に行われる。第一熱処理は、母材の極低温靭性を向上させる残留オーステナイトの確保に有効である。
　保持温度までの昇温速度は、例えば、１℃／分以上５０℃／分以下とすることができる。昇温時間の観点から、保持温度までの昇温速度は、５℃／分以上であることが好ましく、１０℃／分以上であることがより好ましい。また、経済性の観点から、保持温度までの昇温速度は、４０℃／分以下であることが好ましく、３０℃／分以下であることがより好ましい。
　第一熱処理の保持温度は、好ましくは６１０℃以上、６５０℃以下である。第一熱処理の保持温度は、オーステナイト変態の促進という観点から、好ましくは６１０℃以上である。一方、第一熱処理の保持温度は、オーステナイトの安定化という観点から、好ましくは６５０℃以下である。
　第一熱処理の保持時間は、オーステナイトの確保という観点から、好ましくは２０分以上であり、より好ましくは６０分以上である。一方、第一熱処理の保持時間は、炭化物の析出の抑制という観点から、好ましくは１８０分以下であり、より好ましくは１２０分以下である。
　第一熱処理の保持後の加速冷却における冷却速度は、焼戻し脆化の防止という観点から、好ましくは８℃／秒以上である。加速冷却の冷却速度は、加速冷却の開始から終了までの平均値である。加速冷却の冷却速度の上限は特に制限はなく、冷却速度は、例えば、５０℃／秒以下であってよい。加速冷却の終了温度は、好ましくは２００℃以下である。
（第二熱処理の保持温度：５３０℃以上、５７０℃以下）
（保持時間：２０分以上、１８０分以下）
　第二熱処理は、熱間圧延後の加速冷却後又は第一熱処理後に行われるが、好ましくは第一熱処理の後に施される。第二熱処理は、母材の極低温靭性を向上させる残留オーステナイトの確保に有効である。
　保持温度までの昇温速度は、例えば、１℃／分以上５０℃／分以下とすることができる。昇温時間の観点から、保持温度までの昇温速度は、５℃／分以上であることが好ましく、１０℃／分以上であることがより好ましい。また、経済性の観点から、保持温度までの昇温速度は、４０℃／分以下であることが好ましく、３）℃／分以下であることがより好ましい。
　第二熱処理の保持温度は、母材の極低温靭性の向上という観点から、好ましくは５３０℃以上、５７０℃以下である。第二熱処理の保持温度は、オーステナイトへのＣの濃化による安定化という観点から、好ましくは５３０℃以上である。第二熱処理の保持温度は、硬質のマルテンサイトの生成の抑制という観点から、好ましくは５７０℃以下である。
　第二熱処理の保持時間は、オーステナイトの安定化という観点から、好ましくは２０分以上であり、より好ましくは６０分以上である。一方、第二熱処理の保持時間は、炭化物の析出の抑制という観点から、好ましくは１８０分以下であり、より好ましくは１２０分以下である。
　第二熱処理の保持後の加速冷却の冷却速度は、焼戻し脆化の防止という観点から、好ましくは５℃／秒以上である。加速冷却の冷却速度は、加速冷却の開始から終了までの平均値である。加速冷却の冷却速度の上限は特に制限はなく、冷却速度は、例えば、５０℃／秒以下であってよい。加速冷却の終了温度は、好ましくは２００℃以下である。
　ここまで、母材の製造方法の一例を説明した。
　Ｎｉ鋼継手の製造に使用される溶接材料は、母材による化学成分の希釈を考慮して選定される。溶接材料の化学組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．３３％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．８３％以下、Ｍｎ：０．１％以上、１８．９％以下、Ｎｉ：８．９％以上、９４．４％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０％以上、２４．４％以下、Ｗ：０％以上、５．６％以下、Ｃｒ：０％以上、１８．９％以下、Ｎｂ：０％以上、３．３％以下、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂの含有量の合計は２．２％以上、Ｎ：０．１％以下、残部：Ｆｅ及び不純物である。溶接材料の化学組成にＣｒ、Ｎｂが含まれない場合、好ましくは、Ｍｏ：１０．０％以上、２４．４％以下、Ｗ：１．０％以上、５．６％以下である。溶接材料の化学組成にＭｏ、Ｗが含まれない場合、好ましくは、Ｃｒ：６．７％以上、１８．９％以下、Ｎｂ：０．２％以上、３．３％以下である。
　溶接方法は、例えば、被覆アーク溶接、サブマージアーク溶接、ＴＩＧ溶接（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）、マグ溶接（Ｍｅｔａｌ　Ａｃｔｉｖｅ　Ｇａｓ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）、又はエレクトロガスアーク溶接の何れかである。開先の形状は、Ｖ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　Ｖ　ｇｒｏｏｖｅ）、レ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　ｂｅｖｅｌ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｊ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　Ｊ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｕ形開先（ｓｉｎｇｌｅ　Ｕ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｘ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　Ｖ　ｇｒｏｏｖｅ）、Ｋ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　ｂｅｖｅｌ　ｇｒｏｏｖｅ）、両面Ｊ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　Ｊ　ｇｒｏｏｖｅ）、又はＨ形開先（ｄｏｕｂｌｅ　Ｕ　ｇｒｏｏｖｅ）の何れかである。開先形状は、好ましくはＸ形開先であり、開先角度は、例えば６０°である。溶接入熱は、作業効率の観点から、好ましくは１０ｋＪ／ｃｍ以上であり、より好ましくは２０ｋＪ／ｃｍ以上である。一方、溶接入熱は、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性の向上という観点から、３０ｋＪ／ｃｍ以下である。
　以下に本発明の実施例を示す。以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
　転炉による鋼の溶製、連続鋳造によって、厚さが１５０ｍｍ～４００ｍｍの鋼片が製造された。鋼片は加熱され、熱間圧延、熱処理が施され、鋼板が製造された。熱間圧延の加熱温度は９５０℃以上、１１６０℃以下の範囲内であり、保持時間は２０分以上、１８０分以下の範囲内であった。９５０℃以下での累積圧下率は９０％以上、９５％以下の範囲内であり、熱間圧延の終了温度は６８０℃以上、８５０℃以下の範囲内であった。熱間圧延後の加速冷却の開始温度は５８０℃以上かつ熱間圧延の終了温度以下であった。熱間圧延後の加速冷却の終了温度は２００℃以下であった。熱間圧延後の加速冷却の冷却速度（開始から終了までの平均値）は１０℃／秒以上であった。
　その後、第一熱処理を行い、第一熱処理後に第二熱処理を行った。
　第一熱処理における昇温速度は、１℃／分以上、５０℃／分以下の範囲内であり、第一熱処理の保持温度は６１０℃以上、６５０℃以下の範囲内であり、第一熱処理における上記保持温度での保持時間は２０分以上、１８０分以下の範囲内であった。第一熱処理における上記保持温度での保持後の加速冷却の冷却速度（開始から終了までの平均値）は、８℃／秒以上であった。第一熱処理の上記温度での保持後の加速冷却の終了温度は２００℃以下であった。
　第二熱処理における昇温速度は、１℃／分以上、５０℃／分以下の範囲内であり、第二熱処理の保持温度は５３０℃以上、５７０℃以下の範囲内であった。第二熱処理における上記保持温度での保持時間は２０分以上、１８０分以下の範囲内であった。第二熱処理の保持後の加速冷却の冷却速度は、５℃／秒以上であった。第二熱処理の保持後の加速冷却の終了温度２００℃以下であった。
　上記のプロセスで製造された各鋼板から試料が採取され、各化学成分の含有量が測定された。各鋼板の化学成分は表１Ａ及び表１Ｂに示されている。なお、各鋼板の化学成分と、各鋼板が溶接された後の母材部の化学成分とが同一であることは言うまでもない。そのため、表１Ａ及び表１Ｂに示された化学成分は、Ｎｉ鋼継手の母材部の化学成分を示している。表１Ａ、表１Ｂ中の空欄は、当該元素を意図的には添加していないことを意味する。また、表１Ｂ中に下線が付された数値は、本発明の範囲外であることを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　鋼板から組織観察用の試料が採取され、Ｌ断面における板厚中心部を観察面として旧オーステナイトの円相当直径が測定された。旧オーステナイトの円相当直径の測定は、観察面をピクリン酸飽和水溶液で腐食することにより旧オーステナイト粒界を現出させて、走査型電子顕微鏡によって行われた。ＳＥＭによる観察は１０００倍又は２０００倍の倍率で行われ、５視野以上のＳＥＭ写真が撮影された。旧オーステナイトの円相当直径は、ＳＥＭ写真の画像処理によって求められた測定値の算術平均値とした。旧オーステナイトの粒界線は、ＥＢＳＤ解析により、各視野における２００μｍ×２００μｍの範囲のマルテンサイト及び残留オーステナイトの結晶方位を特定し、上記範囲の旧オーステナイトの結晶方位を求め、旧オーステナイトの結晶方位差が１５°以上の線を旧オーステナイト粒界とした。各視野の上記範囲に存在する旧オーステナイトの面積を画像解析ソフトを用いて算出し、算出された面積Ｓから、旧オーステナイトの面積の平均値ＳＡを算出した。そして、旧オーステナイトの円相当直径の平均値をＤとし、Ｄ＝２×√（π×ＳＡ）から、旧オーステナイトの円相当直径の平均値Ｄを算出した。
　残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法によって測定された。残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線ピークのオーステナイト（面心立方構造）と焼戻しマルテンサイト（体心立方構造）との積分強度の比から求めた。残留オーステナイトの体積分率は、具体的には、ＢＣＣ構造であるフェライト相（α相）の（１１１）面、（２００）面及び（２１１）面の積分強度と、ＦＣＣ構造のオーステナイト相（γ相）の（１１１）面、（２００）面及び（２２０）面の積分強度の比から求めた。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、空調機で２０℃に制御された室内で行われ、鋼板の降伏応力が測定された。引張試験の試験片は、１Ａ号全厚引張試験片であるとした。試験片の長手方向は、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）であり、試験片の採取位置は、１／４ｔ部であるとした。降伏応力は２本の試験片の測定値の平均値とした。測定された明瞭な下降伏応力が見られない場合、降伏応力は０．２％耐力であるとした。極低温靭性は、表裏面から各０．５ｍｍずつ研削された全厚のＣＴ（Ｃｏｍｐａｃｔ　Ｔｅｎｓｉｏｎ）試験片を用いて、評価された。ＣＴ試験片のノッチの切り込み方向は、圧延方向に直角の方向（Ｃ方向）であるとした。液体水素中（－２５３℃）にて、ＡＳＴＭ規格Ｅ１８２０－１３に規定の除荷コンプライアンス法に従いＪ－Ｒカーブが作成され、Ｊ値がＫＩＣ値に換算された。極低温靭性の目標値は１５０ＭＰａ・√ｍ以上とした。
　鋼板に開先角度が６０°であるＸ開先加工が施され、被覆アーク溶接法によって、Ｎｉ鋼継手が製造された。溶接入熱は２０ｋＪ／ｃｍ以上、３０ｋＪ／ｃｍ以下とした。表２Ａ及び表２Ｂの溶接材料の化学組成は、溶接材料から採取された試料を用いて測定された、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＮの含有量とした。表２Ａ及び表２Ｂの溶接金属の各化学成分の含有量は、Ｎｉ鋼継手の溶接金属から採取された試料を用いて測定された、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、及びＮｂの含有量とした。Ｎｉ鋼継手における母材、ＨＡＺ、及び溶接金属のビッカース硬さの測定は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５３：２０１９に準拠してナイタール法でマクロ組織を現出させた試料を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９に準拠して行われた。
　また、溶接完了後の溶接金属における体心立方構造の割合を測定した。溶接継手の表面から、溶接金属の幅方向中心を測定箇所として測定した。前述したフェライト組織量測定器（ＦＥＲＩＴＳＣＯＰＥ（登録商標）ＦＭＰ３０）を用い、当該測定器のプローブに株式会社フィッシャー・インストルメンツ製プローブ（ＦＧＡＢ　１．３－Ｆｅ）を用いてＢＣＣの割合を測定した。
　母材部の突き合わせられた方向に沿った断面を観察したところ、板厚方向ｔ／２部でマクロ組織の溶接金属の幅が最小であったため、ビッカース硬さの板厚方向の測定位置はｔ／４部とした。また、測定荷重は９．８Ｎ（１ｋｇ）とした。溶接金属のビッカース硬さの測定は、ｔ／４部においてフュージョンラインから０．５ｍｍ間隔で、溶接金属の幅方向の中央部まで行われた。母材部及びＨＡＺのビッカース硬さの測定は、ｔ／４部においてフュージョンラインから０．５ｍｍ間隔で、測定値の変動が誤差範囲内になるまで行われた。母材部のビッカース硬さは、測定値の変動が誤差範囲内になった部位の測定値とした。ＨＡＺのビッカース硬さは、ＨＡＺにおいて測定されたビッカース硬さの最大値とした。ＨＡＺのビッカース硬さが、溶接金属及び母材部のビッカース硬さよりも大きい場合、母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値を求め、これに対するＨＡＺのビッカース硬さの比の値を求めた。
　ＨＡＺのビッカース硬さが最大値である脆化部の有効結晶粒は、ＥＢＳＤ解析装置を用いて測定された。倍率２０００倍で５視野以上の観察が行われ、１５°以上の方位差を有する金属組織の境界が粒界と見なされた。この粒界で囲まれた結晶粒が有効結晶粒と見なされ、それらの面積から円相当粒径（直径）が画像処理により求められた。有効結晶粒径は、１５°以上の方位差を有する粒界で囲まれた領域の円相当直径の算術平均値であるとした。
　Ｎｉ鋼継手の極低温靭性は、表裏面から各０．５ｍｍずつ研削された全厚のＣＴ試験片を用いて、評価された。ＣＴ試験片のノッチの深さ方向は、溶接方向（Ｃ方向）とした。図３に示されるように、ＣＴ試験片のノッチ８は板厚方向に沿って延びており、ノッチ８の切り込み方向は、板厚面に垂直である。ノッチ８は、ｔ／４部のビッカース硬さが最大となる脆化部７を含む。液体水素中（－２５３℃）にて、ＡＳＴＭ規格Ｅ１８２０－１３に規定の除荷コンプライアンス法に従いＪ－Ｒカーブが作成され、Ｊ値がＫＩＣ値に換算された。極低温靭性の目標値は１５０ＭＰａ・√ｍ以上である。母材及びＮｉ鋼継手の試験結果は表３Ａ、３Ｂに示されている。なお、表３Ａ、３Ｂ中、「旧γ粒径」は、旧オーステナイトの円相当直径の平均値を示し、「降伏応力」は、２０℃における降伏応力を示し、「ビッカース硬さ比」は、母材部のビッカース硬さと溶接金属のビッカース硬さの算術平均値に対する、溶接熱影響部のビッカース硬さの比の値を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　いずれの例においても、母材の残留オーステナイトの割合は、２．０体積％以上、２０．０体積％以下であった。また、表３Ａ、３Ｂに示されるように、Ｎｏ．１～２６の母材及びＮｉ鋼継手の極低温靭性は１５０ＭＰａ・√ｍ以上であった。Ｎｏ．２３は、母材部のＣ含有量が低く降伏応力が低いことで母材部が優先的に変形したため、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性も他のＮｉ鋼継手に比べて良好であった。Ｎｏ．１～２５は、脆化部の硬さは、母材部及び溶接金属の硬さの平均値に対して１．２倍以上であり、Ｎｏ．２６のＮｉ鋼継手に比べて極低温靭性が良好である。Ｎｏ．２６のＮｉ鋼継手は、母材部のＣ含有量が低く脆化部のビッカース硬さが低いため、Ｎｏ．１～２５のＮｉ鋼継手と比較して、母材部及び溶接金属の硬さの平均値に対する脆化部の硬さが小さくなったと考えられる。一方、Ｎｏ．１０１～１０８は、母材部の化学組成が不適切な例であり、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下している。Ｎｏ．１０９～１１５は、溶接金属の化学組成が不適切な例であり、Ｎｉ鋼継手の極低温靭性が低下していた。
　本発明に係る低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、例えば、液体水素タンクに使用される。本発明に係る低温用ニッケル含有鋼溶接継手は、室温における降伏応力が高く、液体水素タンクの大型化及び軽量化が可能になる。液体水素タンクの大型化により、体積に対する表面積が小さくなり、防熱性能の向上が期待できる。液体水素タンクの軽量化により、液体水素運搬船の燃費の向上が期待できる。
　１　母材部
　２　溶接熱影響部
　３　溶接金属
　４　フュージョンライン
　５　開先のルート面の板厚方向の位置
　６　ビッカース硬さの測定位置
　７　脆化部
　８　ノッチ

Claims (5)

  1. 　母材部と、溶接熱影響部と、溶接金属とを有し、
    　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１０％以上、０．０７０％以下、
    　Ｓｉ：０．０３％以上、０．３０％以下、
    　Ｍｎ：０．１０％以上、０．８０％以下、
    　Ｎｉ：１０．５％以上、１７．４％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以上、０．０６０％以下、
    　Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下、
    　Ｏ：０．００３０％以下、
    　Ｐ：０．００８０％以下、
    　Ｓ：０．００４０％以下、
    　Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
    　Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、０．６０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｖ：０％以上、０．０８０％以下、
    　Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下、
    　Ｂ：０％以上、０．００２０％以下、
    　Ｃａ：０％以上、０．００４０％以下、
    　ＲＥＭ：０％以上、０．００５０％以下、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    からなり、
    　前記母材部の旧オーステナイトの円相当直径の平均値が３．０μｍ以上、２０．０μｍ以下であり、
    　前記母材部の２０℃における降伏応力が４６０ＭＰａ以上、７１０ＭＰａ以下であり、
    　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１％以上、０．３０％以下、
    　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下
    と、
    　Ｍｎ：０．１％以上、１７．０％以下、
    　Ｎｉ：８．０％以上、８５．０％以下、
    と、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０１５％以下、
    　Ｎ：０．１００％以下
    と、
    　Ｍｏ：０％以上、２２.０％以下、
    　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
    　Ｃｒ：０％以上、１７．０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下
    の１種以上を合計で２．０％以上と、
    　Ｏ：０％以上、０．１％以下と、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    と、からなり、
    　前記溶接金属の組織における体心立方構造を有する組織の割合が１０％以下である、低温用ニッケル含有鋼溶接継手。
  2. 　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、
    　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
    　Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、
    　Ｎｉ：４０．０％以上、８５．０％以下、
    　Ｍｏ：９．０％以上、２２．０％以下、
    　Ｗ：０．９％以上、５．０％以下、
    　Ｃｒ：０％以上、４．０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０１５％以下、
    　Ｎ：０．０１０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    からなる、請求項１に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手。
  3. 　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、
    　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
    　Ｍｎ：０．１％以上、４．０％以下、
    　Ｎｉ：４０．０％以上、８５．０％以下、
    　Ｃｒ：６．０％以上、１７．０％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、９．０％以下、
    　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
    　Ｎｂ：０．２％以上、３．０％以下、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０１５％以下、
    　Ｎ：０．０１０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    からなる、請求項１に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手。
  4. 　前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０１％以上、０．３０％以下、
    　Ｓｉ：０．０３％以上、０．７５％以下、
    　Ｍｎ：７．０％以上、１７．０％以下、
    　Ｎｉ：８．０％以上、１８．０％以下、
    　Ｃｒ：２．０％以上、１２．０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、３．０％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、５．０％以下、
    　Ｗ：０％以上、５．０％以下、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０１５％以下、
    　Ｎ：０．１０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．１％以下、
    　残部：Ｆｅ及び不純物
    からなる、請求項１に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手。
  5. 　前記溶接熱影響部のビッカース硬さの最大値が、前記母材部のビッカース硬さと前記溶接金属のビッカース硬さとの算術平均値の１．２０倍以上、３．００倍以下であり、
    　前記溶接熱影響部のビッカース硬さが最大値である部位の有効結晶粒径が２．０μｍ以上、１８．０μｍ以下である、請求項１～４の何れか１項に記載の低温用ニッケル含有鋼溶接継手。
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