(57)【要約】【課題】溶加材を用いることなく、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度と優れた耐水素脆化特性を有する溶接継手を得ることができる溶接継手の製造方法の提供。【解決手段】Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０４％以下である化学組成を有する母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くする溶接継手の製造方法。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０４％以下である化学組成を有する母材を、
溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、
上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くすることを特徴とする溶接継手の製造方法。
【請求項２】
体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスを、バックシールドガスとして使用することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手の製造方法。
【請求項３】
体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスを、シールドガスとして使用することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接継手の製造方法。
【請求項４】
初回の溶接における溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接における溶接入熱λiが、下記の(1)式を満たすものであることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
０．１８≦λi／λ0≦０．９８・・・(1)。
【請求項５】
後続溶接における溶接入熱が、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低いことを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
【請求項６】
母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＭｏ：４．５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
【請求項７】
請求項１から６までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法によって得られる溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接継手の製造方法および溶接継手に関する。詳しくは、高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度および耐水素脆化特性に優れる継手を得るための溶接継手の製造方法ならびにそれによって得られるオーステナイト鋼溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、水素、天然ガスなどをエネルギーとして利用する輸送機器の実用化研究が活発に進められている。その実用化に際しては、これらのガスを高圧で貯蔵、輸送できる使用環境の整備が併せて必要であり、そこに使用される材料についても高強度化が図られている。そして、現在広く使用されているオーステナイト鋼の引張強さ５５０ＭＰａを７２４ＭＰａにまで高めた材料の活用、さらには８００ＭＰａを上回るような材料の開発、適用検討が並行して進められている。
【０００３】
このような背景のもと、使用される材料として、例えば、特許文献１〜３に、高Ｍｎ化することでＮの溶解度を高め、かつＶを含有させることにより、あるいはＶとＮｂを複合して含有させることにより、Ｎの固溶強化および窒化物の析出強化を活用し、高強度化を試みたオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。
【０００４】
これら多量のＮを含有した高強度オーステナイト系鋼を構造物として使用する場合、溶接による組み立てが必要であるが、使用性能の観点からは溶接部も母材と同等の強度が要求される。そのため、例えば、特許文献３〜５には、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂを積極活用することにより、８００ＭＰａを超える引張強さを有する溶加材（溶接材料）が提案されている。
【０００５】
しかしながら、これらの溶加材およびその溶加材を使用して得られた溶接金属はいずれも高強度化を果たすために溶接後熱処理を行うことを必要とする。一方、実際の大型構造物として考えた場合、このような長時間の溶接後熱処理の実施は、大きな制約になるとともに、製造コストの極度の増大を招く場合がある。
【０００６】
そのため、特許文献６には、溶加材のＮ含有量、溶接時のシールドガス、溶融池面積などを管理することにより溶接金属のＮ含有量を増大させて、溶接後熱処理を実施することなく高強度化を達成する溶接継手が提案されている。
【０００７】
なお、実際の構造物では、厚さの薄い部材など、その使用部位によっては溶加材の使用が困難な場合がある。そして、多量のＮを含有した高強度オーステナイト系鋼を溶加材を使用せずに溶接した場合、溶接中には溶融池からＮが飛散するため、得られる溶接金属のＮ含有量は母材よりも少なくなり、その他の合金元素の含有量は母材と変わらないため、得られた溶接金属は母材に比して低強度となって、必要な溶接継手強度を満足しないという問題が生じることがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】国際公開第２００４／０８３４７６号
【特許文献２】国際公開第２００４／０８３４７７号
【特許文献３】国際公開第２００４／１１０６９５号
【特許文献４】特開平５−１９２７８５号公報
【特許文献５】特開２０１０−２２７９４９号公報
【特許文献６】国際公開第２０１３／００５５７０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、溶加材を用いることなく、高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度と優れた耐水素脆化特性を有する継手を得ることができる溶接継手の製造方法およびそれによって得られる溶接継手を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、前記した課題を解決するために調査を重ねた。その結果、まず以下に述べる事項について改めて確認できた。
【００１１】
厚さの薄い部材を、溶加材を使用せずにタングステンガスアーク方法により溶接して溶接継手を製造する場合、溶接能率の観点から、「溶接線」と称される仮定線を形成する部位（以下、「被溶接線」ということがある。）を１回溶接して完了するのが一般的である。
【００１２】
しかしながら、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％を含むようなオーステナイト系鋼を用いて上記の被溶接線を１回溶接して溶接継手とした場合、溶接中に溶融池からＮが飛散し、溶接金属のＮ含有量が低減するため、母材の必要強度を上回る溶接継手強度が得られない。
【００１３】
そこで次に、本発明者らは、上述の問題を解決すべく、溶接方法の適正化について詳細な検討を行った。
【００１４】
その結果、バックシールドおよびシールドすることが必須であるタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造する際に、下記の（ａ）を実施することで溶接金属の強度向上が可能となり、母材の必要強度を満足する溶接継手が得られることが明らかとなった。
【００１５】
（ａ）被溶接線を最初に溶接して得られた溶接金属上を、最初に溶接した際の溶接入熱よりも低い入熱で後続溶接することによって、溶接金属の引張強さを改善することができる。そして、後続して溶接する回数は、少なくとも１回以上で、８回以下とすることが有効である。
【００１６】
さらに、上述のバックシールドおよびシールドすることが必須であるタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造する際、下記の（ｂ）〜（ｅ）から選ばれる内容の１つ以上を併せて実施することにより、溶接金属の強度改善の効果がより大きくなることが明らかとなった。
【００１７】
（ｂ）体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスをバックシールドガスとして使用する。
【００１８】
（ｃ）体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスをシールドガスとして使用する。
【００１９】
（ｄ）最初に溶接した際の溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接の入熱λiを、
０．１８≦λi／λ0≦０．９８
の式を満たすものとする。
【００２０】
（ｅ）後続溶接における溶接入熱は、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低くする。
【００２１】
なお、上記の（ｂ）および（ｃ）において、Ｎ2が体積％で、「０％」とは、Ａｒ単独ガスであることを指す。また、上記の（ｂ）において、Ａｒが体積％で、「０％」とは、Ｎ2単独ガスであることを指す。
【００２２】
上記（ａ）〜（ｅ）で述べた内容の実施によって、溶接金属の強度が向上する理由は、次のとおりである。
【００２３】
まず、上述のように、被溶接線を１回溶接して溶接継手とした場合、溶接中に溶融池からＮが飛散するので、溶接金属のＮ含有量が低減し、このため、溶接金属の強度が低下する。
【００２４】
しかし、最初に溶接して得られた溶接金属上を、最初に溶接した際の溶接入熱よりも低い溶接入熱で後続溶接すれば、最初に溶接して得られた溶接金属の一部は、後続の溶接による熱変形により加工を受け、歪が導入される。加えて、その熱サイクルにより溶接金属中に炭窒化物が生成する。その結果、溶接金属の引張強さが、１回溶接した場合よりも高くなる。
【００２５】
そして、上記の効果は後続溶接を複数回繰り返すことで顕著となるものの、実際の施工への適用を考えると、施工効率およびコストの観点から、後続溶接の回数は少ない方が好ましい。さらに、その回数が８回を超えると、過剰の炭窒化物が生成し、溶接金属の延性が低下する。このため、後続溶接の回数は、１〜８回が適正である。
【００２６】
また、ｉ番目の後続溶接を行うに際し、その溶接入熱（λi）は、最初に溶接した際の溶接入熱（λ0）との関係で、「λi／λ0」が０．１８を下回ると、入熱が小さすぎることになって、十分な炭窒化物が生成せず、十分な強度向上効果が安定して得られない場合があり、一方、「λi／λ0」が０．９８を上回ると、溶け込み形状がほぼ最初の溶接と同じになって、同様に十分な強度向上効果が安定して得られない場合がある。したがって、加工歪の導入および炭窒化物の析出による強度改善効果を安定して確保するために、上記の「λi／λ0」は、０．１８〜０．９８の範囲に制御するのが好ましい。
【００２７】
さらに、後続の溶接に際しては、その直前の後続溶接入熱よりも溶接入熱を小さくすると、溶け込み形状が徐々に小さくなるため、後続の溶接による熱変形によって、一層の加工歪が導入される。このことから、後続溶接における溶接入熱は、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低くすることが、より望ましい。
【００２８】
また、溶接時の必須要件としてバックシールドするに際し、体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスをバックシールドガスとして使用することによって、初層溶接時の裏面側溶融池表面からのＮの飛散を安定して防止できるので、溶接金属のＮの歩留まりが大きくなり、強度低下を軽減できるとともに、後続溶接時にも上記のガスをバックシールドガスとして使用することにより、表面近傍が窒化し、僅かではあるが強度向上に寄与する。
【００２９】
さらに、溶接時の必須要件としてシールドするに際し、体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスをシールドガスとして使用することによって、溶接中の溶融池表面からのＮの飛散を安定して抑制できるので、強度低下を軽減できるとともに、表面近傍の窒化により、僅かではあるが強度向上が期待できる。
【００３０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す溶接継手の製造方法および溶接継手にある。
【００３１】
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．５〜６．５％、Ｎｉ：８〜１５％、Ｃｒ：１９〜２５％、Ａｌ：０．０５％未満およびＮ：０．１５〜０．４５％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物としてのＯ、ＰおよびＳがそれぞれ、Ｏ：０．０２％以下、Ｐ：０．０５％以下およびＳ：０．０４％以下である化学組成を有する母材を、
溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、
上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くすることを特徴とする溶接継手の製造方法。
【００３２】
（２）体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスを、バックシールドガスとして使用することを特徴とする上記（１）に記載の溶接継手の製造方法。
【００３３】
（３）体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスを、シールドガスとして使用することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接継手の製造方法。
【００３４】
（４）初回の溶接における溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接における溶接入熱λiが、下記の(1)式を満たすものであることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
０．１８≦λi／λ0≦０．９８・・・(1)。
【００３５】
（５）後続溶接における溶接入熱が、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低いことを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
【００３６】
（６）母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＭｏ：４．５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法。
【００３７】
（７）上記（１）から（６）までのいずれかに記載の溶接継手の製造方法によって得られる溶接継手。
【００３８】
残部としての、「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
【発明の効果】
【００３９】
本発明によれば、溶加材を用いることなく、高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度と優れた耐水素脆化特性を有するオーステナイト鋼溶接継手を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、母材の化学組成における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００４１】
（Ａ）母材の化学組成：
Ｃ：０．００５〜０．１％
Ｃは、オーステナイトを安定化するのに有効な元素である。Ｃはまた、溶接金属においては後続溶接の熱サイクルによって主にＣｒと結合して炭化物として析出し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｃを０．００５％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有すると、母材においては、溶接時の加熱により粒界に炭化物を形成して耐食性を劣化させ、また、溶接金属においては、多量に炭化物が析出して延性の低下を招く。そのためＣ含有量の上限を０．１％とする。Ｃ含有量の下限は、０．０１％とすることが望ましく、０．０２％とすればさらに望ましい。また、Ｃ含有量の上限は、０．０８％とすることが望ましく、０．０６％とすればさらに望ましい。
【００４２】
Ｓｉ：１．２％以下
Ｓｉは、脱酸剤として添加され、また、耐食性の向上に有効な元素である。しかし、Ｓｉの過剰の含有はオーステナイトの安定性を低下させるとともに延性の低下を招くことに加え、溶接金属においては凝固時に柱状晶境界に偏析して液相の融点を下げ、凝固割れ感受性を高める。そのため、Ｓｉの含有量を１．２％以下とする。Ｓｉの含有量は、望ましくは１．１％以下、さらに望ましくは１．０％以下である。なお、Ｓｉの含有量には、特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量の下限は、望ましくは０．０１％、さらに望ましくは０．０５％である。
【００４３】
Ｍｎ：２．５〜６．５％
Ｍｎは、脱酸剤として添加され、また、オーステナイトを安定化するのにも有効な元素である。さらにＭｎは、母材製造時および溶接の際に、溶融金属中のＮの溶解度を大きくして、強度を高めるのに間接的に寄与する。この強度向上効果を十分に活用するためには、Ｍｎを２．５％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｍｎの過剰の含有は延性の低下を招く。そのためＭｎ含有量の上限を６．５％とする。Ｍｎ含有量の下限は、２．８％とすることが望ましく、３．０％とすればさらに望ましい。また、Ｍｎ含有量の上限は、６．２％とすることが望ましく、６．０％とすればさらに望ましい。
【００４４】
Ｎｉ：８〜１５％
Ｎｉは、安定なオーステナイトを得るために必須の元素であり、その効果を十分に得るためには、８％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であるため多量の含有はコストの増大を招くとともに、母材製造時および溶接の際に、溶融金属中のＮの溶解度を小さくする。そのためＮｉ含有量の上限は１５％とする。Ｎｉ含有量の下限は、８．５％とすることが望ましく、９％とすればさらに望ましい。また、Ｎｉ含有量の上限は、１４．５％とすることが望ましく、１４％とすればさらに望ましい。
【００４５】
Ｃｒ：１９〜２５％
Ｃｒは、使用環境下での耐食性を確保するために必須の元素である。さらにＣｒは、母材製造時および溶接の際に、溶融金属中のＮの溶解度を大きくするのに有効であり、その効果を十分得るためには、１９％以上のＣｒ含有量が必要である。しかし、Ｃｒの過剰の含有はオーステナイトを不安定とし、接ガス環境の種類によっては脆化を招く。そのためＣｒ含有量の上限は２５％とする必要がある。Ｃｒ含有量の下限は、１９．５％とすることが望ましく、２０％とすればさらに望ましい。また、Ｃｒ含有量の上限は、２４．５％とすることが望ましく、２４％とすればさらに望ましい。
【００４６】
Ａｌ：０．０５％未満
Ａｌは、ＳｉおよびＭｎと同様、脱酸剤として添加される。しかし、Ａｌを過剰に含有した場合、多量の窒化物を形成して、延性の低下を招く。このため、Ａｌの含有量を０．０５％未満とする。Ａｌの含有量は、望ましくは、０．０４％以下、さらに望ましくは０．０３％以下である。なお、Ａｌの含有量には、特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は脱酸効果が十分に得られず、鋼の清浄度が大きくなって清浄性を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ａｌ含有量の下限は、望ましくは０．００１％、さらに望ましくは０．００２％である。
【００４７】
Ｎ：０．１５〜０．４５％
Ｎは、マトリックスに固溶するとともに微細な窒化物を形成し、高い強度を得るために必須の元素である。特に、溶接金属においては後続溶接の熱サイクルにより析出し、強度改善に大きく寄与する。この効果を十分に得るためには０．１５％以上のＮ含有量が必要である。しかし、Ｎを過剰に含有すると、母材においては製造時の熱間加工性の低下をきたし、また、溶接金属においては溶接中のブローホールおよび／またはピットの原因となるとともに、過剰な析出による延性低下が生じる。そのためＮ含有量の上限を０．４５％とする。Ｎ含有量の下限は、０．１８％とすることが望ましく、０．２０％とすればさらに望ましい。また、Ｎ含有量の上限は、０．４２％とすることが望ましく、０．４０％とすればさらに望ましい。
【００４８】
本発明において母材は、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物としてのＯ、ＰおよびＳの含有量をそれぞれ、次に述べる範囲に制限した化学組成を有するものである。
【００４９】
Ｏ：０．０２％以下
Ｏは、不純物として存在するが、多量に含まれる場合には、母材においては製造時の熱間加工性の低下を招くとともに、その靱性および延性の劣化を招く。そのため、Ｏの含有量は０．０２％以下とする必要がある。Ｏ含有量の上限は、望ましくは０．０１５％、さらに望ましくは０．０１％である。
【００５０】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として含まれ、母材においては製造時の熱間加工性を阻害するとともに、溶接金属においては凝固時に液相の融点を低下させ、凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招くため、０．０５％以下とする。Ｐ含有量の上限は、望ましくは０．０４５％、さらに望ましくは０．０４％である。
【００５１】
Ｓ：０．０４％以下
Ｓは、Ｐと同様、不純物として含まれ、母材においては製造時の熱間加工性を阻害するとともに、溶接金属においては凝固時に液相の融点を低下させ、凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｓの含有量はＰと同様に可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量の上限は０．０４％とする。Ｓ含有量の上限は、望ましくは０．０３５％、さらに望ましくは０．０３％である。
【００５２】
本発明において、母材は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じて、Ｖ、ＮｂおよびＭｏから選択される１種以上の元素を含有してもよい。
【００５３】
すなわち、Ｖ、ＮｂおよびＭｏは、いずれも、強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。
【００５４】
Ｖ：０．５％以下
Ｖは、マトリックスに固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると炭窒化物が多量に析出し、延性の低下を招く。このため、含有させる場合のＶの量を０．５％以下とする。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
【００５５】
一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの含有量は０．０５％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすればさらに望ましい。
【００５６】
Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、Ｖと同様、マトリックスに固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると炭窒化物が多量に析出し、延性の低下を招く。このため、含有させる場合のＮｂの量を０．５％以下とする。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．４％、さらに望ましくは０．３％である。
【００５７】
一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの含有量は０．０５％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすればさらに望ましい。
【００５８】
Ｍｏ：４．５％以下
Ｍｏは、強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｍｏは、使用環境下での耐食性の向上にも有効な元素である。このため、これらの効果を得るためにＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは非常に高価な元素であるとともに、過剰の含有はオーステナイトを不安定にする。このため、含有させる場合のＭｏ量の上限を４．５％とする。Ｍｏ含有量の上限は、望ましくは４．０％、さらに望ましくは３．５％である。
【００５９】
一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は０．５％以上とすることが望ましく、１．０％以上とすればさらに望ましい。
【００６０】
上記のＶ、ＮｂおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、含有させる場合のこれらの元素の合計量は、５．５％であっても構わないが、５．０％以下とすることが好ましい。
【００６１】
（Ｂ）タングステンガスアーク溶接方法：
本発明の溶接継手の製造方法は、上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、初回の溶接によって得られた溶接金属上に１〜８回の後続溶接を行う溶接継手の製造方法であって、上記後続溶接における溶接入熱を初回の溶接における溶接入熱よりも低くすることを特徴とするものである。
【００６２】
以下、本発明に係るタングステンガスアーク溶接方法について詳しく説明する。
【００６３】
（Ｂ−１）後続溶接について：
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材、なかでも、厚さの薄い母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際して、被溶接線を単に１回溶接して溶接継手とした場合には、溶接中に溶融池からＮが飛散し、溶接金属のＮ含有量が低減するため、母材の必要強度を上回る溶接継手強度が得られない。しかしながら、初回の溶接によって得られた溶接金属上（換言すれば、被溶接線を最初に溶接して得られた溶接金属上）を、初回の溶接における溶接入熱よりも低い溶接入熱で後続溶接すれば、上記の溶融池からＮが飛散することによる溶接金属強度の低下を抑制することができる。
【００６４】
これは、初回の溶接によって得られた溶接金属の一部が、後続の溶接による熱変形により加工を受け、歪が導入されることおよび、熱サイクルによって溶接金属中に炭窒化物が生成することに基づく効果であって、上記効果を得るためには、上述の条件で少なくとも１回以上の後続溶接を行う必要がある。
【００６５】
上記の効果は後続溶接を複数回繰り返すことで顕著となるものの、実際の施工への適用を考えると、施工効率およびコストの観点から、後続溶接の回数は少ない方が好ましく、一方、その回数が８回を超えると、過剰の炭窒化物が生成し、溶接金属の延性が低下する。したがって、上述の条件で行う後続溶接の回数は、１〜８回とする。後続溶接の回数は、下限を２回、上限を７回とすることが望ましく、下限を３回、上限を６回とすることが極めて望ましい。
【００６６】
なお、溶接金属強度の低下を抑制するためには、初回の溶接によって得られた溶接金属上を、初回の溶接における溶接入熱よりも低い溶接入熱で後続溶接する必要があるが、その効果を高めるためには、初回の溶接における溶接入熱λ0に対し、ｉ番目の後続溶接の溶接入熱λiを、前述の
０．１８≦λi／λ0≦０．９８・・・(1)
式を満たすようにするのがよい。
【００６７】
「λi／λ0」が０．１８を下回ると、入熱が小さすぎることになって、十分な炭窒化物が生成せず、十分な強度向上効果が安定して得られない場合があり、一方、「λi／λ0」が０．９８を上回ると、溶け込み形状がほぼ最初の溶接と同じになって、加工歪の導入および炭窒化物の析出による強度改善効果が安定して得られない場合がある。このため、加工歪の導入および炭窒化物の析出による強度改善効果を安定して確保するために、上記の「λi／λ0」は、上記０．１８〜０．９８の範囲に制御することが好ましい。「λi／λ0」は、下限を０．２０、上限を０．９５とすることがより望ましい。
【００６８】
また、後続溶接における溶接入熱を、その直前の後続溶接おける溶接入熱よりも低くすれば、溶け込み形状が徐々に小さくなるため、後続の溶接による熱変形によって、一層の加工歪が導入されるので、強度改善に対してより効果的である。したがって、後続溶接における溶接入熱は、その直前の後続溶接における溶接入熱よりも低くすることが望ましい。
【００６９】
（Ｂ−２）バックシールドガスについて：
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材、なかでも、厚さの薄い母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、溶接金属強度の低下を安定して抑制するために、バックシールドガスとして、体積％で、Ａｒ：０〜１００％およびＮ2：０〜１００％で構成されるガスを使用することが好ましい。
【００７０】
溶接時に上記のガスでバックシールドすれば、初層溶接時の裏面側溶融池表面からのＮの飛散を安定して防止できることになるので、溶接金属のＮの歩留まりが大きくなり、強度低下を軽減できるとともに、後続溶接時にも上記のガスでバックシールドすることによって、表面近傍が窒化し、僅かではあるが強度向上に寄与するからである。
【００７１】
なお、バックシールドガス中のＮ2の分圧を高めることで、一層の溶接金属強度改善の効果が得られるので、上記のバックシールドガスとしては、体積％で、Ａｒ：０〜９８％およびＮ2：２〜１００％で構成されるガスを使用することがより好ましく、体積％で、Ａｒ：０〜９５％およびＮ2：５〜１００％で構成されるガスを使用することがより一層好ましい。
【００７２】
（Ｂ−３）シールドガスについて：
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材、なかでも、厚さの薄い母材を、溶加材を用いずにタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造するに際し、溶接金属強度の低下を安定して抑制するために、シールドガスとして、体積％で、Ａｒ：５０〜１００％およびＮ2：０〜５０％で構成されるガスを使用することが好ましい。
【００７３】
溶接時に上記のガスでシールドすれば、溶接中の溶融池表面からのＮの飛散を安定して抑制できるので、溶接金属のＮの歩留まりが大きくなるとともに、後続溶接時にも上記のガスでシールドすることによって、表面近傍が窒化されて、強度向上に寄与するからである。
【００７４】
シールドガス中のＮ2の分圧を高めることで、一層の溶接金属強度改善の効果が得られるので、上記のシールドガスとしては、体積％で、Ａｒ：５０〜９９．５％およびＮ2：０．５〜５０％で構成されるガスを使用することがより好ましく、Ａｒ：５０〜９９％およびＮ2：１〜５０％で構成されるガスを使用することがより一層好ましい。
【００７５】
なお、上述したシールドガスを構成するＮ2が、体積％で、５０％を超える場合には、高温で溶接金属中に溶解していたＮが、凝固とともに溶接金属中に溶解しきれなくなって、Ｎ2となり、ブローホールおよび／またはピットを形成したり、溶接機が窒化して劣化したりすることがあるため、Ｎ2は、体積％で、５０％を上限とするが、３０％を上限とすればより好ましい。
【００７６】
なお、溶接金属は急冷凝固組織であるため、固溶化熱処理を施して製造する母材とは異なり、凝固過程において高温で生成したフェライトが室温まで残存する場合がある。
【００７７】
フェライトは水素環境下では脆化して破壊の起点となり、特に、面積率で２０％を超えるフェライトが連続的に存在する場合、連結、伝播して溶接金属の耐水素脆化性を低下させることがあるが、（Ａ）項に記載の化学組成を有する母材を（Ｂ）項に記載のタングステンガスアーク溶接方法により溶接して溶接継手を製造する場合には、溶接金属におけるフェライト量を安定して、面積率で、２０％以下にすることができる。このため、本発明の溶接継手の製造方法によって得られる溶接継手は、何ら問題なく水素環境で使用することができる。
【００７８】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００７９】
表１に示す化学組成を有する符号Ａ〜Ｅの材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板を溶接母材用として作製した。
【００８０】
上記の溶接母材用鋼板の長手方向に、表２に示す条件で、タングステンガスアーク溶接方法により溶加材を用いずに突き合わせ溶接を行った。
【００８１】
【表１】
2015006678.tif 000002
【００８２】
【表２】
2015006678.tif 000003
【００８３】
得られた溶接継手から溶接金属を平行部中央にもつ板状引張試験片を採取し、常温での引張試験に供した。
【００８４】
なお、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度を具備するものとして、引張強さが母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを超えるものを「可」、母材の目標強度である８００ＭＰａを超えるものを「良」、さらに、８００ＭＰａを２０ＭＰａ以上上回る８２０ＭＰａを超えるものを「優」と判定し、７２４ＭＰａ以下のものを「不可」とした。
【００８５】
そして、引張試験の結果、「優」、「良」または「可」と判定された溶接継手については、溶接金属を平行部とする段付板状低歪速度引張試験片を採取して、大気中および８５ＭＰａの高圧水素環境下における低歪速度引張試験に供した。なお、歪速度は３×１０-5／ｓとし、低歪速度引張試験において高圧水素環境下での破断絞りと大気中での破断絞りの比が９０％以上となるものを「合格」とし、一方、上述の比が９０％を下回るものを「不合格」とした。
【００８６】
表３に、引張試験結果および低歪速度引張試験結果を示す。
【００８７】
【表３】
2015006678.tif 000004
【００８８】
表３から、本発明の要件を満たす本発明例の試験符号Ｊ２〜Ｊ１８は、引張強度が少なくとも母材の最低必要強度を上回るとともに、耐水素脆化特性も備えていることが明らかである。
【００８９】
なお、上記本発明例の試験符号のうちで、試験符号Ｊ３と試験符号Ｊ１０〜Ｊ１４との比較から、シールドガスまたはバックシールドガスにＮ2を含むことにより、強度改善の効果が得られやすいことが明らかである。
【００９０】
さらに、試験符号Ｊ３と試験符号Ｊ１５との比較、また、試験符号Ｊ５と試験符号Ｊ１６との比較から、後続溶接においては直前のパスより溶接入熱を小さくする方が強度改善の効果が得られやすいことも明らかである。
【００９１】
一方、後続溶接を行わずに、１回の溶接で溶接継手とした比較例の試験符号Ｊ１は、溶接金属からのＮの飛散により溶接金属強度が低下し、引張強度が母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを超えなかった。
【００９２】
また、Ｎ含有量が０．１３％と少なく、本発明で規定する条件から外れた母材Ｄを用いた比較例の試験符号Ｊ１９は、後続溶接を行っても、強度改善は果たせず、引張強度が母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを超えなかった。
【００９３】
さらに、ＣｒおよびＮｉの含有量が本発明で規定する条件を逸脱した母材Ｅを用いた比較例の試験符号Ｊ２０では、引張強度は母材の最低必要強度である７２４ＭＰａを上回るものの、オーステナイトの安定性が悪く、溶接金属中に多量のフェライトが存在するので、低歪速度引張試験において高圧水素環境下での破断絞りと大気中での破断絞りの比が９０％を下回り、水素脆化感受性が高かった。
【産業上の利用可能性】
【００９４】
本発明によれば、溶加材を用いることなく、高圧ガス配管、特に、高圧水素ガス配管に要求される特性である高強度と優れた耐水素脆化特性を有するオーステナイト鋼溶接継手を得ることができる。