(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
既知の組成の母材金属を溶接して、引張強度が９００ＭPa（１３０ksi）以上の溶接物を作る方法であって、
（i）所定のガスシールド溶接法と、アルゴンを主成分とする所定のシールドガスと、所定の溶接入熱と、−73℃より低い延性−脆性遷移温度を有し、少なくとも50体積％の自動焼き戻しラス状マルテンサイトを含み、スライス表面で測定して、直径1000ｎｍ以上の非金属介在物の数が、１mm2当たり250個以下の微細粒体心立方結晶組織を有する溶接金属であって、鉄及び以下の合金元素、即ち、
０．０６重量％〜０．１０重量％の炭素、
１．６０重量％〜２．０５重量％のマンガン、
０．２０重量％〜０．３２重量％の珪素、
１．８７重量％〜６．００重量％のニッケル、
０．３０重量％〜０．８７重量％のクロム、及び
０．４０重量％〜０．５６重量％のモリブデン
を含む溶接金属を生じさせるように、１５％以下の希釈率で逆希釈計算法によって定められる組成を有する溶接消耗ワイヤとを用いて溶接することを特徴とする方法。
【請求項２】
前記溶接金属は、０重量％〜０．３０重量％の銅、０重量％〜０．０２０重量％のアルミニウム、０重量％〜０．０１５重量％のジルコニウム、及び０重量％〜０．０１０重量％のチタンから成る群（すべてが０重量％である場合を除く）から選択された少なくとも１つの添加剤を更に有することを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項３】
低入熱溶接方式が前記ガスシールド溶接法に用いられることを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項４】
前記低入熱溶接方式は、０．５kJ／mm〜１．５kJ／mm（１２．７kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲のアークエネルギで実施されることを特徴とする請求項３記載の方法。
【請求項５】
前記ガスシールド溶接法は、ＧＭＡＷであり、前記溶接金属は、鉄並びに０．０７重量％の炭素、２．０５重量％のマンガン、０．３２重量％の珪素、２．２０重量％のニッケル、０．４５重量％のクロム、０．５６重量％のモリブデン、１１０ｐｐｍ以下の燐、及び５０ｐｐｍ以下の硫黄を含むことを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項６】
前記ガスシールド溶接法は、０．３kJ／mm〜１．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲のアークエネルギで実施されることを特徴とする請求項５記載の方法。
【請求項７】
前記溶接金属の延性−脆性遷移温度は、−７３℃（−１００°Ｆ）以下であることを特徴とする請求項５記載の方法。
【請求項８】
前記ガスシールド溶接法は、ＧＭＡＷであり、前記溶接金属は、鉄並びに１．６０重量％のマンガン、０．２５重量％の珪素、１．８７重量％のニッケル、０．８７重量％のクロム、０．５１重量％のモリブデン、７５ｐｐｍ以下の燐、１００ｐｐｍ以下の硫黄、及び０．１０重量％以下の炭素を含むことを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項９】
前記ガスシールド溶接法は、１重量％以下の酸素を含むアルゴンを主成分とするシールドガスを用いて実施されることを特徴とする請求項８記載の方法。
【請求項１０】
前記ガスシールド溶接法は、０．３kJ／mm〜１．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲のアークエネルギで実施されることを特徴とする請求項８記載の方法。
【請求項１１】
前記溶接金属の延性−脆性遷移温度は、−７３℃（−１００°Ｆ）以下であることを特徴とする請求項８記載の方法。
【請求項１２】
前記ガスシールド溶接法は、ＴＩＧであり、前記溶接金属は、鉄並びに１．８０重量％のマンガン、０．２０重量％の珪素、４．００重量％のニッケル、０．５重量％のクロム、０．４０重量％のモリブデン、０．３０重量％の銅、０．０２０重量％のアルミニウム、０．０１０重量％のチタン、０．０１５重量％のジルコニウム、５０ｐｐｍ以下の燐、３０ｐｐｍ以下の硫黄、及び０．０７重量％以下の炭素を含むことを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項１３】
前記ガスシールド溶接法は、０．３kJ／mm〜１．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲の入熱及び１００℃（２１２°Ｆ）の予熱で実施されることを特徴とする請求項１２記載の方法。
【請求項１４】
前記溶接金属の延性−脆性遷移温度は、−７３℃（−１００°Ｆ）以下であることを特徴とする請求項１２記載の方法。
【請求項１５】
前記溶接金属は、主要成分が自動焼戻しラス状マルテンサイトで占められた微細粒体心立方結晶組織を含むミクロ組織と、低含有量の非金属介在物とを有することを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項１６】
所定のガスシールド溶接法と、アルゴンを主成分とする所定のシールドガスと、所定の溶接入熱と、１５％以下の希釈率で逆希釈計算法によって定められる組成を有する溶接消耗ワイヤとを用いて、既知の組成の母材金属の少なくとも２つの縁を溶接することによって作られる、引張強度が少なくとも９００ＭPa（１３０ksi）以上の溶接物であって、
この溶接物は、
（i）−73℃より低い延性−脆性遷移温度を有し、少なくとも50体積％の自動焼き戻しラス状マルテンサイトを含み、スライス表面で測定して、直径1000ｎｍ以上の非金属介在物の数が、１mm2当たり250個以下の微細粒体心立方結晶組織を有する溶接金属であって、鉄及び以下の合金元素、即ち、
０．０６重量％〜０．１０重量％の炭素、
１．６０重量％〜２．０５重量％のマンガン、
０．２０重量％〜０．３２重量％の珪素、
１．８７重量％〜６．００重量％のニッケル、
０．３０重量％〜０．８７重量％のクロム、及び
０．４０重量％〜０．５６重量％のモリブデン
を含む溶接金属と、
（ii）熱影響部と、
（iii）前記熱影響部に隣接する前記母材金属の部分と、
を有することを特徴とする溶接物。
【請求項１７】
前記溶接金属は、０重量％〜０．３０重量％の銅、０重量％〜０．０２０重量％のアルミニウム、０重量％〜０．０１５重量％のジルコニウム、及び０重量％〜０．０１０重量％のチタンから成る群（すべてが０重量％である場合を除く）から選択された少なくとも１つの添加剤を更に有することを特徴とする請求項16記載の溶接物。
【発明の詳細な説明】
発明の分野
本発明は、優れた低温破壊靱性を備えた溶接金属で超高強度溶接物を作る方法に関する。より詳細には、本発明は、優れた低温破壊靱性を備えた溶接金属で超強力低合金鋼上に超高強度溶接物を作る方法に関する。
発明の背景
種々の用語が以下の説明中で定義されている。便宜上、用語集を請求の範囲の直前に掲載している。
加圧状態の揮発性流体を低温で、即ち約−４０℃（−４０°Ｆ）以下の温度で貯蔵し輸送することが必要な場合がしばしばある。たとえば、加圧液化天然ガス（ＰＬＮＧ）を約１０３５ｋPa（１５０psia）〜約７５９０ｋPa（１１００psia）の広い範囲の圧力及び約−１２３℃（−１９０°Ｆ）よりも高い温度で貯蔵し輸送する容器が要望されている。また、他の加圧流体、例えばメタン、エタン及びプロパンを低温状態で安全且つ経済的に貯蔵し輸送する容器が要望されている。溶接鋼で構成されるような容器の場合、鋼及びその溶接物（用語集参照）は、流体圧力に耐える適当な強度及び作動条件における破壊、即ち破損の開始を防止する適当な靱性を有する必要がある。
当業者には周知のように、加圧低温流体、例えばＰＬＮＧを輸送するための貯蔵容器の設計において、特に延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を用いることにより破壊靭性の評価及び破壊制御を行う目的でシャルピーＶ字形切欠き（ＣＶＮ）試験を使用できる。ＤＢＴＴは、構造用鋼（又は、機械構造用鋼）における２つの破壊形態を説明するための指標となる。ＤＢＴＴよりも低い温度状態では、シャルピーＶ字形切欠き試験における破損は、低エネルギへき開（脆性）破壊によって生じる傾向があり、これに対してＤＢＴＴよりも高い温度状態では、破損は、高エネルギ延性破壊によって生じる傾向がある。上述の低温用途及び他の耐力低温使用条件のための溶接鋼で作られた貯蔵及び輸送容器は、脆性破壊を避けるためにはシャルピーＶ字形切欠き試験によって測定されるＤＢＴＴが構造体の使用温度よりも十分低いものでなければならない。適用船級協会の設計、使用条件及び／又は要件に応じて、所要ＤＢＴＴ温度シフト（即ち、ＤＢＴＴが意図した使用温度よりもどれほど低くなければならないか）は、使用温度よりも５℃〜３０℃（９°Ｆ〜５０°Ｆ）低い場合がある。
従来低温構造的用途に用いられているニッケル含有鋼、例えばニッケル含有分が約３重量％以上の鋼は、ＤＢＴＴ（本明細書で定義される靭性の尺度）が低く、しかも引張強度が比較的低い。代表的には、市販の３．５重量％Ｎｉ、５．５重量％Ｎｉ、及び９重量％Ｎｉ鋼のＤＢＴＴはそれぞれ、約−１００℃（−１５０°Ｆ）、−１５５℃（−２５０°Ｆ）及び−１７５℃（−２８０°Ｆ）であり、そして引張強度はそれぞれ、最大約４８５ＭPa（７０ksi）、６２０ＭPa（９０ksi）、及び８３０ＭPa（１２０ksi）である。これら引張強度と靭性の組合せを達成するために、これらの鋼は一般に、費用のかかる処理、例えば二重焼なまし処理が施される。低温用途の場合、当業界は現在、低温における靭性が良好であることを理由としてこれら商用ニッケル含有鋼を用いているが、比較的低い引張強度を考察の中心において設計しなければならない。これら設計では一般に、耐力低温用途のために過度の鋼厚さが必要である。かくして、耐力低温用途でこれらニッケル含有鋼を用いると、必要な鋼の厚さと鋼自体の高い費用が加わるために高価になりがちである。
液化天然ガス（ＬＮＧ）を−１６２℃（２６０°Ｆ）及び大気圧で輸送する現在の商用貯蔵容器は代表的には、上述の商用ニッケル含有鋼、オーステナイト系ステンレス鋼又はアルミニウムで構成されている。ＬＮＧ用途では、かかる材料及びかかる材料を接合する溶接物に関する強度及び靱性の要件は、ＰＬＮＧの場合の強度及び靱性要件とははっきりと異なっている。たとえば、低温目的のための２．２５重量％〜９重量％Ｎｉ鋼を説明する際、ジー・イー・リンナート氏は『溶接冶金学』米国溶接学会（第３版）第２巻（１９６７年発行）の第５５０〜５７０頁において、使用温度で測定して約２０Ｊ〜約６１Ｊの範囲にわたりかかる溶接物についてのシャルピーＶ字形切欠き靱性（用語集参照）を記載している。また、Det Norske Veritas（DNV）Rules For Classification of Shipsの１９９５年度版は、新しく建造された液化天然ガス輸送船に用いられる材料が或る最低限のシャルピーＶ字形切欠き靱性要件を満足しなければならないことを規定している。具体的に説明すると、ＤＮＶ規則によれば、設計温度が−６０℃〜−１６５℃の範囲の圧力容器に用いられる板及び溶接物は、設計温度よりも５℃〜３０℃（９°Ｆ〜５４°Ｆ）低い試験温度で２７Ｊの最低シャルピー靱性を満足する必要がある。リンナート氏及びＤＮＶ規則により挙げられた要件は、ＰＬＮＧ（又は、他の加圧低温流体）を輸送するための容器の構成には直接適用できない。というのは、ＰＬＮＧ封入要件は、代表的には約２７６０ｋPa（４００psia）であり、これは、一般に大気圧又はそれに近い圧力であるＬＮＧを輸送する従来方法の場合と比較して著しく高いからである。ＰＬＮＧ貯蔵及び輸送容器の場合、より厳しい靱性要件が必要であり、従って、ＬＮＧ貯蔵容器を構成するのに現在用いられている靱性特性よりも良好な靱性特性を備えた溶接物が要望されている。
母材板材料
加圧低温流体、例えばＰＬＮＧの貯蔵容器は好ましくは、超強力低合金鋼の互いに別個の板で構成される。３つの同時係属米国仮特許出願は、ＰＬＮＧ及び他の加圧低温流体を輸送する貯蔵容器を構成する際に用いられる優れた低温靱性を備えた種々の溶接可能な超強力低合金鋼を特定している。かかる鋼は、優先日が１９９７年１２月１９日、米国特許商標庁（ＵＳＰＴＯ）により付与された出願番号が第６０／０６８１９４号の同時係属米国仮特許出願（発明の名称：ULTRA-HLGH STRENGTH STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS）、優先日が１９９７年１２月１９日、ＵＳＰＴＯにより付与された出願番号が第６０／０６８２５２号の同時係属米国仮特許出願（発明の名称：ULTRA-HLGH STRENGTH AUSAGED STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS）、及び優先日が１９９７年１２月１９日、ＵＳＰＴＯにより付与された出願番号が第６０／０６８８１６号の同時係属米国仮特許出願（発明の名称：ULTRA-HLGH STRENGTH DUAL PHASE STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS）に記載されている。これらの鋼は、以下の理由で本発明のＰＬＮＧの輸送を含む多くの低温用途に特に適している。その理由は、これら鋼が、好ましくは鋼板の厚さが約２．５cm（１インチ）以上の場合に以下の性質、即ち（i）母材鋼及び溶接ＨＡＺに関して約−７３℃（−１００°Ｆ）以下、好ましくは約−１０７℃（−１６０°Ｆ）以下のＤＢＴＴ、（ii）８３０ＭPa（１２０ksi）以上、好ましくは約８６０ＭPa（１２５ksi）以上、より好ましくは約９００ＭPa（１３０ksi）以上の引張強度、（iii）優れた溶接性、（iv）実質的に均質の貫通厚さミクロ組織及び性質、（v）標準の市販超強力低合金鋼と比べて良好な靭性を有しているからである。蒸気同時係属米国仮特許出願に記載されている鋼は、約９３０ＭPa（１３５ksi）以上、又は約９６５ＭPa（１４０ksi）以上、或いは約１０００ＭPa（１４５ksi）以上の引張強度を有している。他の適当な鋼が、１９９７年２月５日に公開されたヨーロッパ特許出願（国際出願ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５７号及び国際公開ＷＯ９６／２３９０９号（１９９６年８月８日、ガゼット１９９６／３６））（かかる鋼は好ましくは、０．１重量％〜１．２重量％の銅含有分を有している）及び優先日が１９９７年７月２８日でありＵＳＰＴＯによって出願番号第６０／０５３９１５号が付与された係属中の米国仮特許出願（発明の名称：Ultra-High Strength Weldable Steels with Excellent Ultra-low Temperatute Toughness）に記載されている。
溶接
意図した用途に適当な強度及び破壊靱性をもたらす溶接物をつくるのに適した溶接方法でかかる鋼を互いに接合して加圧低温流体、例えばＰＬＮＧの貯蔵容器を形成することができる。かかる溶接方法は好ましくは、適当な溶接形式、例えばミグ溶接（ＧＭＡＷ）、タングステンと不活性ガスによる（ＴＩＧ）溶接、又はサブマージアーク溶接（ただし、これらには限定されない）、適当な溶接消耗（溶接材料としての）ワイヤ、適当な溶接消耗（溶接材料としての）ガス（必要な場合）、適当な溶接フラックス（必要な場合）、及び適当な溶接手順、例えば予熱温度及び溶接入熱（ただし、これらに限定されない）を含む。溶接物は、（i）溶接金属、（ii）熱影響部（ＨＡＺ）及び（iii）ＨＡＺの「ほぼ近く」の母材金属を含む溶接継手である。溶接金属は、溶接法の実施中に溶けた母材金属板の一部により溶着し稀釈された溶接消耗ワイヤ（及びフラックス（使用した場合））である。ＨＡＺは、溶接中に溶けなかった母材金属の一部であるが、そのミクロ組織及び機械的性質は、溶接法の熱により変えられる。ＨＡＺの「ほぼ近く」にあると考えられる母材金属の一部、従って、溶接部の一部は、当業者には知られている要因、例えば（ただし、以下に限定されない）溶接物の幅、溶接される母材金属板の寸法、及び溶接物相互間の距離に応じて色々である。
ＰＬＮＧ用途に望ましい溶接物の性質
ＰＬＮＧ及び他の加圧低温流体の貯蔵容器を構成するためには、本明細書に記載されている破壊力学の既知原理に従って、意図した低温用途に適した引張強度及び破壊靱性を備えた溶接物をもたらす溶接消耗ワイヤ、溶接消耗ガス、溶接形式及び溶接手順を採用するのが望ましい。具体的に説明すると、ＰＬＮＧの貯蔵容器を構成するためには、本明細書に記載されている破壊力学の既知原理に従って、約９００ＭPa（１３０ksi）以上の引張強度及びＰＬＮＧ用途に適した破壊靱性を備えた溶接物をもたらす溶接方法を採用することが望ましい。かかる溶接物の引張強度は好ましくは、約９３０ＭPa（１３５ksi）以上、より好ましくは、約９６５ＭPa（１４０ksi）以上、更により好ましくは少なくとも約１０００ＭPa（１４５ksiである。市販の溶接消耗ワイヤを用いる現在使用できる溶接方法は、上述の強力低合金鋼を溶接して商用の低温加圧用途にとって望ましい特性を備えた溶接物をもたらすには不向きである。
したがって、本発明の目的は、超強力低合金鋼に適用できるよう現在の技術水準の溶接技術を改良して本明細書に記載されている破壊力学の既知原理に従って、約９００ＭPa（１３０ksi）以上の引張強度及びＰＬＮＧ用途に適した破壊靱性を備えた溶接物をもたらす溶接方法を提供することにある。
発明の概要
低温用途にとって優れた低温破壊靱性を備えた超強力低合金鋼を接合するのに使用できる溶接方法（溶接消耗ワイヤ、溶接形式及び或る幾つかの溶接パラメータ及び方式の選択を含む）が提供される。本発明の溶接方法は、加圧低温流体用途、例えばＰＬＮＧ用途についての厳しい要望に適した一組の機械的性質をもたらすミクロ組織を生じさせるよう構成されている。溶接方法は、主要部分が超微細粒体心立方（ＢＣＣ）結晶組織によって占められている溶接金属を生じさせる。溶接方法は又、不純物含有量が少なく、かくして非金属介在物含有量が少ない溶接金属をもたらし、しかも、かかる溶接方法により生じる個々の介在物のサイズは小さい。構造用鋼の強度及び靱性に関する微細結晶粒度の基本的影響、並びに靱性に対する低介在物含有量の基本的影響は、当業者には知られている。しかしながら、ＰＬＮＧ用途に適した溶接金属にかかる特性をもたらす技術は広くは知られていない。本発明の溶接方法を用いて得られる溶接物は、破壊力学の既知原理に従って、約９００ＭPa（１３０ksi）以上の引張強度及びＰＬＮＧ用途に適した靱性を備えている。
図面の説明
本発明の利点は、以下の詳細な説明及び添付の図面を参照すると一層よく理解されよう。
図１Ａは、所与の傷の長さに関して、ＣＴＯＤ破壊靱性及び残留応力の関数としての限界傷深さのプロット図である。
図１Ｂは、傷の幾何学的形状（長さ及び深さ）を示す図である。
本発明をその好ましい実施形態と関連して説明するが、本発明はこれには限定されないことは理解されよう。それどころか、本発明は、請求の範囲に記載された本発明の精神及び範囲に属する全ての変形例、改造例及び均等例を包含するものである。
発明の詳細な説明
本発明は、超強力低合金鋼を接合してその結果得られる溶接物が超高強度及び優れた低温靭性を有するようにする際に用いられる溶接方法に関する。これら望ましい特性は主として、溶接金属の２つのミクロ組織工学的観点によって与えられる。第１の特徴は、超微細粒体心立方（ＢＣＣ）結晶組織であり、第２の特徴は、個々の介在物のサイズが小さい非金属の低介在物含有量である。溶接方法は、溶接消耗ワイヤ、溶接方法の形式、及びある溶接パラメータ及び運用の選択を含む。本発明の溶接方法として好ましい溶接方法は、ガスシールド法、例えばミグ溶接（ＧＭＡＷ）、タングステンと不活性ガスによる溶接（ＴＩＧ）、プラズマアーク溶接（ＰＡＷ）又はこれらの派生法のうち任意のものである。好ましい溶接パラメータ及び運用、例えば入熱及びシールドガスの組成については本明細書において詳細に説明する。
溶接金属の化学的組成
一実施形態気では、本発明による溶接金属の化学的組成は、鉄及び表Ｉ以下に示した量と同じほどの量の合金元素を含む。
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微細結晶粒度の影響
本発明に従って作られた溶接金属のミクロ組織中の微細結晶粒度は、転位の動きを妨げること（転位妨害）により溶接物の強度を増す。微細結晶粒度は、転移のパイルアップの長さを短くすることによりへき開靭性を増大し、それにより任意の一パイルアップの頭のところの可能な限り最大の応力強さ（「ストレスインテンシティ」ともいう）を減少させる。これにより、ミクロ割れの開始の起こる可能性が低くなる。下部パイルアップインテンシティもまた、局部微視ひずみを減少させることにより延性破壊靭性を改善し、かくしてミクロボイドの開始の起こる可能性を低くする。加うるに、微細結晶粒度は、クラック進展に対する多くの「バリケード（roadblocks）」をもたらすことにより全靱性（global toughness）を増大させる。（転位妨害、へき開靭性、転位パイルアップ、ミクロ割れ、微視ひずみ、ミクロボイドの各定義については用語表を参照されたい。）
ミクロ組織及び結晶粒度の達成
微細粒ＢＣＣ組織は好ましくは、主要成分が自動焼戻しラス状マルテンサイトで占められ、即ち、少なくとも約５０体積％、より好ましくは少なくとも約７０体積％、更により好ましくは少なくとも約９０体積％の自動焼戻しラス状マルテンサイトを含有している。しかしながら、相当な量、例えば最高約４９体積％の下部ベイナイトも存在する場合がある。微量成分、例えば、針状（アシキュラ）フェライト、多角形フェライト及び上部ベイナイト（又はベイナイトの他の縮退形態）も少量存在する場合があるが、好ましくはこれらは支配形態学的特徴を構成しない。所望のマルテンサイト／ベイナイト状ミクロ組織は、適当な溶接金属化学的性質及び溶接金属冷却速度の適正な制御を用いることによって達成される。化学的性質を説明する幾つかの例を以下に説明する。低入熱溶接方法を用いて、溶接金属が代表的に用いられている高入熱溶接方法の場合よりもいっそう迅速に冷えるようにする。入熱は、溶接電圧に溶接電流を掛け算し、溶接移動速度、即ちアークエネルギで割り算したものとして定義される。本発明の溶接法に用いられる低入熱溶接方式は、好ましくは約０．３kJ／mm〜約２．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜６３．５kJ／インチ）であるが、より好ましくは約０．５kJ／mm〜約１．５kJ／mm（１２．７kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲のアークエネルギを有する。幾つかの互いに異なる「結晶粒度」レベルを所望のミクロ組織内に描くことができ、低入熱溶接方式は、各ユニットのサイズを減少させるようになっている。低入熱溶接方式は、小柱状結晶粒度、小プライヤオーステナイト結晶粒度、小マルテンサイト／ベイナイトパケットサイズ、狭いマンテンサイト及び／又はベイナイトラス幅の生成に役立つ。組織に関して本明細書で用いる「微細粒」という用語は、柱状結晶粒度（幅）が好ましくは、約１５０ミクロン以下、より好ましくは約１００ミクロン以下であり、「小プライヤオーステナイト結晶粒度」という用語は、好ましくは約５０ミクロン以下、より好ましくは約３５ミクロン以下、更により好ましくは約２０ミクロン以下であり、「マルテンサイト／ベイナイトパケットサイズ」という用語は、好ましくは約２０ミクロン以下、より好ましくは約１５ミクロン以下、更により好ましくは約１０ミクロン以下である。本明細書で用いる「結晶粒度」という用語は、当業者にはよく知られているようにラインインターセプト（line intercept）法によって定められる結晶粒度を意味している。
介在物含有量の影響
介在物含有量が低いと、これは潜在的なへき開によるクラック開始部位を無くすと共に、或いは微視応力集中部位の数を減少させることによりへき開靭性を増大する傾向がある。介在物含有量が低いと、これは、ミクロボイド開始部位の数を減少させることにより延性破壊靭性を増大させる傾向がある。
本発明に従って作られる溶接物は好ましくは、介在物含有量が低いが、含有介在物が無いわけではない。介在物は、最適溶接金属特性を達成するのに大きく貢献する場合がある。第１に、これら介在物は、溶接金属溶融池内で脱酸剤として働く。遮蔽ガス中の酸素含有量が低いことは、本発明による溶接物を作るのに好ましく、かくして脱酸の必要性が小さくなるが、溶接金属溶融池内で脱酸を或る程度行えることは好ましい。第２に、介在物は、結晶粒界のピン止めにより柱状及びプライヤオーステナイト結晶成長を制御する際に役立つ可能性がある。高温における結晶成長を制限することにより、小さな室温結晶粒度が促進される。しかしながら、本発明による溶接物を作るための低入熱が結晶粒度を制限するのに役立つので、介在物含有量を靭性を高めるレベルまで減少させることができるが、依然として有用な結晶粒界ピン止め効果をもたらす。
本発明に従って作られた溶接物は、上述したように高い強度を達成するであろう。強度の低い溶接金属の場合、針状フェライトの核生成を目的としてＴｉを主成分とする介在物の相当な大きさの体積分率を生じさせることは、意図した特徴であることが多い。かかる強度の低い溶接物の場合、針状フェライトは、強度及び靭性が良好なので好ましいミクロ組織である。しかしながら、本発明に関しては、強度を高くすることに関心がある場合、針状フェライトを核生成する介在物の大きな体積分率を回避することは、意図的特徴である。むしろ、ラス状マルテンサイトが主要部分を占めるクロ組織を作ることが好ましい。
所望の介在物サイズ／含有量の達成
本発明による溶接物中の好ましい低い介在物含有量は、適当な遮蔽ガスの選択及び送出しを行うこと、良好な溶接清浄性を維持すること、及び少量の硫黄、リン、酸素及び珪素を含む溶接消耗ワイヤを利用することにより得られる。溶接消耗ワイヤの特定の化学的性質は、所望の溶接金属化学的性質を与えるよう設計され、この所望の溶接金属化学的性質は、所望の機械的性質に基づいて選択される。所望の機械的性質は、特定の容器設計で決まり、本発明は、或る範囲の設計に対応できる溶接金属化学的性質の範囲に及んでいる。本発明の溶接法を用いると、母材金属によるバルク溶接金属の稀釈が最小になり、したがって溶接消耗ワイヤの化学的性質は、本明細書で説明する溶接金属の化学的性質とほぼ同一になる。本発明の溶接法によれば、稀釈は、約１５％以下であるが、約１０％以下であることが多いと見込まれる。溶接金属の中心部に近い領域については、稀釈は約５％以下であると見込まれる。周知の逆稀釈計算法を用いると、当業者であれば、所望の溶接金属化学的性質を得るために本発明の方法を用いるための溶接消耗ワイヤの化学的性質を計算することができる。遮蔽ガスは好ましくは、ＣＯ2及び／又はＯ2含有量が低い。好ましくは、遮蔽ガスは、約１０体積％以下、より好ましくは約５体積％以下、更により好ましくは約２体積％以下のＣＯ2及び／又はＯ2を含む。遮蔽ガスの主要成分は好ましくはアルゴンであり、遮蔽ガスは好ましくは、約８０体積％以上のアルゴン、より好ましくは約９０体積％以上のアルゴンを含む。ヘリウムを、アーク動作特性又は溶接ビードの溶込み度及び輪郭形状を向上させるために最高約１２体積％の量、遮蔽ガスに添加するのがよい。必要ならば、特定の貯蔵容器設計の場合、当業者には知られているように溶接金属中の非金属介在物の生成をもたらす傾向のある遮蔽ガスからの不純物を、ナノケム（nanochem）フィルタ、即ち精密ＴＩＧ溶接の当業者には知られた装置にガスを送ることによって一段と減少させるのがよい。溶接金属中の低溶接金属介在物含有量を達成しやすくするため、溶接消耗ワイヤ及び母材は好ましくはこれら自体、酸素、硫黄及び燐の少ないものである。本発明の溶接法の上記特徴は、好ましくは約１５０ｐｐｍ以下の燐、より好ましくは約５０ｐｐｍ以下の燐、約１５０ｐｐｍ以下の硫黄、より好ましくは約３０ｐｐｍ以下の硫黄、そして約３００以下の酸素、より好ましくは約２５０ｐｐｍ以下の酸素を含有する溶接金属を生じさせる。ある特定の低温貯蔵容器設計の場合、溶接金属の酸素含有量は好ましくは、約２００ｐｐｍ以下に制御される。
介在物の大きさに関し、本発明にしたがって溶接物を作るのに好ましい低溶接入熱は、過熱を制限すると共に冷却速度を早くし、かくして溶接金属溶融池内の介在物の成長時間を制限するよう選択される。加うるに、少量のＡｌ、Ｔｉ及びＺｒ（各々約０．０１５重量％以下）を個々に、或いは組合せて添加して小さな酸化物を生成するのがよい。これら元素は、酸素について既知の高い親和力があることに鑑みて選択されている。Ｔｉに関し、この元素の量は、針状フェライトの過剰核生成を防止するために低く、好ましくは約０．０１０重量％以下に保たれるべきである。本発明によって作られる介在物は、平均で直径が約７００nm以下、好ましくは約２００nm〜約５００nmの範囲にある。例えば、直径が約１０００nm以上の本発明によって作られた溶接金属のスライス表面の単位面積当たりの非金属介在物の数は好ましくは少なく、即ち好ましくは１mm2当たり約２５０個以下である。
予熱と入熱のバランス
ＰＬＮＧ用途では、溶接割れを防ぐためにあるレベルの予熱を必要とする強力鋼が必要である。予熱は溶接冷却速度を変える場合があり（予熱が高いと冷却が遅くなる）、本発明の目的は、（１）溶接割れを防ぎ、（２）微細粒ミクロ組織を生じさせるよう予熱と溶接入力をバランスさせることにある。予熱は好ましくは、室温と約２００℃（３９２°Ｆ）の間の温度であるが、当業者にはよく知られているように、特定の予熱温度は好ましくは、材料の溶接性及び溶接入熱を勘案して選択される。材料の溶接性は、当業者に知られている幾つかの試験方法、例えばＣＴＳ試験、Ｙ字形切欠き試験又はＷＩＣ（Welding Institute of Canada）試験のうち任意のものを用いて評価できる。「モックアップ」も又、この目的に役立ち、それにより候補として挙げられる二次加工製造手順を用いて実際の母材及び溶接金属の溶接物を接合する。モックアップは好ましくは、実際の貯蔵容器では生じるであろうレベルの制約を課すのに十分なサイズのものである。
パルス電源
一般に、パルス電源は、本発明の溶接法に用いられるのが好ましいガスシールド法の何れにも利用できる。ワイヤ／ガス化学的性質の選択に起因するアーク安定性又はアーク溶込み能力の低下は相当な程度までパルス電源を用いることにより取り戻すことができる。例えば、本発明を低入熱ＴＩＧ溶接法及び低硫黄消耗ワイヤを用いて実施する場合、溶接ビード溶込み度をパルス電源を用いて高めることができる。
破壊制御
当業者には周知のように、加圧低温流体を輸送するための溶接鋼で作られた貯蔵容器の設計に当たり、考慮に入れられる動作条件としては、とりわけ、動作圧力及び動作温度、並びに鋼及び溶接物に及ぼされる恐れのある追加の応力が挙げられる。鋼及び溶接物の破壊靭性を決定するために、標準破壊力学尺度、例えば（i）平面ひずみ破壊靱性の尺度である限界Ｋ値（Ｋ1c）、及び（ii）弾塑性破壊靭性を測定するのに利用できる亀裂先端開口変位（ＣＴＯＤ）を用いるのがよく、これら両方の尺度は当業者には周知である。鋼及び溶接物（ＨＡＺを含む）の破壊靭性及び容器に加えられた応力に基づいて、容器の最大許容傷サイズを決定するために、例えばＢＳＩ刊行物“Guidance on methods for assessing the acceotability od flaws in fusuion welded strutures”（ＰＤ６４９３：１９９１」と呼ばれることが多い）に示されているような鋼構造設計について一般的に受け入れられている工業コードを用いることができる。当業者であれば、（i）加えられた応力を最小限にするための適当な容器設計、（ii）欠陥を最小限に抑えるための適当な製造上の品質管理、（iii）容器に及ぼされたライフサイクル荷重及び圧力の適当な制御及び（iv）容器中の傷及び欠陥を高信頼度で検出するための適当な検査プログラムを用いることにより破壊の開始を遅らせる破壊制御プログラムを開発できる。本発明のシステムのための好ましい設計方針は、当業者にはよく知られているように「破壊前の漏れ（leak before failure）」である。これらの検討事項は一般に、「破壊力学の既知原理（known principles offracture mechanics」と呼ばれている。
以下は、容器又は圧力容器の破壊開始を防止するための破壊制御計画で用いられる所与の傷長さについて限界傷深さを計算するための手順に破壊力学のこれら既知原理を応用した場合の非限定的な例である。
図１Ｂは、傷長さが３１５及び傷深さが３１０の傷を示している。以下の設計条件に基づいて図１Ａに示す限界傷サイズのプロット３００についての値を計算するのにＰＴ６４９３が用いられている。
容器直径：４．５７ｍ（１５フィート）
容器肉厚：２５．４mm（１．００インチ）
設計圧力：３４４５ｋPa（５００psi）
許容フープ応力：３３３ＭPa（４８．３ksi）
この例示の目的として、１００mm（４インチ）の表面傷長さ、例えばシーム溶接部中に存在する軸方向傷を評価する。次に、図１Ａを参照すると、プロット３００は、降伏応力の１５％、５０％及び１００％の残留応力レベルについて、ＣＴＯＤ破壊靭性及び残留応力の関数として限界傷深さの値を示している。残留応力は、二次加工及び溶接に起因して生じる場合があり、ＰＤ６４９３は、もし溶接が例えば溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）のような技術又は機械的応力除去法を用いて応力を除去していなければ、溶接物（溶接ＨＡＺを含む）中の降伏応力の１００％の残留応力値を用いることを推奨している。
最低使用温度における圧力容器鋼のＣＴＯＤ破壊靭性に基づき、容器の二次加工を加減すれば残留応力を減少させることができ、限界傷サイズとの比較のために傷を検出して測定する検査プログラム（初期検査と供用期間中検査の両方）を実行するのがよい。この例では、もし鋼が最低使用温度状態で０．０２５mmのＣＴＯＤ靭性（実験室試料を用いて測定した場合）を有し、残留応力を鋼の降伏強さの１５％に減少させれば、限界傷深さの値は約４mm（図１Ａの点３２０参照）である。当業者には周知のように類似の計算手順に従えば、種々の傷長さ及び種々の傷の幾何学的形状について限界傷深さを求めることができる。この情報を用いると、限界傷深さに達する前又は設計荷重を加える前に、傷を検出して除くようにするための品質管理プログラム及び検査プログラム（手法、検出可能な傷寸法、頻度）を開発することができる。ＣＶＮとＫ1CとＣＴＯＤ破壊靭性について公表されている経験的な相関関係に基づき、０．０２５mmのＣＴＯＤ靭性は一般に、約３７ＪのＣＶＮ値に相関する。この例は、本発明をいかなる意味においても限定するものではない。
実施例
以下の実施例では、本発明の溶接方法は、優先日が１９９７年１２月１９日、ＵＳＰＴＯにより付与された出願番号が第６０／０６８８１６号の同時係属米国仮特許出願（発明の名称：ULTRA-HIGH STRENGTH DUAL PHASE STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS）に記載された形式の母材鋼を溶接するために用いられている。これら実施例の目的上、母材鋼は、０．０５重量％炭素、１．７０重量％マンガン、０．０７５重量％ケイ素、０．４０重量％クロム、０．２重量％モリブデン、２．０重量％ニッケル及び０．０５重量％ニオブを有し、更に、米国仮特許出願第６０／０６８８１６号に記載された範囲の他の合金元素を有し、かかる合金元素としては、最低で、約０．００８重量％〜約０．０３重量％のチタン、約０．００１重量％〜約０．０５重量％のアルミニウム、及び約０．００２重量％〜約０．００５重量％の窒素が挙げられる。加うるに、母材鋼中の残留物は実質的に最小限に抑えられることが好ましく、例えば、燐（Ｐ）含有量は好ましくは約０．０１重量％以下、硫黄（Ｓ）含有量は好ましくは、約０．００４重量％以下、酸素（Ｏ）含有量は好ましくは、約０．００２重量％以下である。このような化学的性質を備えた鋼スラブは、実質的に１００体積％（「本質的に」）フェライトの第１の相を約１０体積％〜約４０体積％、主成分としての微細粒ラス状マルテンサイト、微細粒下部ベイナイト又はこれらの混合物の第２の相を約６０体積％〜約９０体積％含むミクロ組織を有する超強力複合組織（二相組織）鋼板を製造するのに調製される。幾分より詳細に述べると、これらの実施例の鋼スラブを調製するには、上述したような所望組成のスラブを形成し、スラブを約９５５℃〜約１０６５℃（１７５０°Ｆ〜１９５０°Ｆ）の温度に加熱し、スラブを熱間圧延し、オーステナイトが再結晶する第１の温度範囲、即ちほぼＴnr温度よりも高い温度において約３０％〜約７０％の減厚率をもたらす１又は２以上のパスで鋼板を形成し、ほぼＴnr温度よりも低く且つほぼＡｒ3遷移温度よりも高い第２の温度範囲において約４０％〜約８０％の減厚率をもたらす１又は２以上のパスで鋼板を更に熱間圧延し、そしてほぼＡｒ3遷移温度よりも低く且つほぼＡｒ1遷移温度よりも高い限界温度間の温度範囲（intercritical temperature range）において約１５％〜約５０％の減厚率をもたらす１又は２以上のパスで鋼板を仕上げ圧延する。次に、熱間圧延された鋼板を毎秒約１０℃〜毎秒約４０℃（１８°Ｆ／秒〜７２°Ｆ／秒）の冷却速度で好ましくはほぼＭS遷移温度に２００℃（３６０°Ｆ）を加えた温度よりも低い適当な急冷停止温度（ＱＳＴ）まで急冷し、この時点で急冷を停止する。鋼板を急冷停止後にＱＳＴから周囲温度まで空冷させる。（Ｔnr温度、Ａｒ3遷移温度、Ａｒ1遷移温度及びＭS遷移温度の各定義については用語集を参照されたい。）
実施例１
本発明の方法の第１の実施例では、ミグ溶接（ＧＭＡＷ）法を用いて、鉄、約０．０７重量％炭素、約２．０５重量％マンガン、約０．３２重量％珪素、約２．２０重量％ニッケル、約０．４５重量％クロム、約０．５６重量％モリブデン、約１１０ｐｐｍ以下の燐、及び約５０ｐｐｍ以下の硫黄を含む化学的組成の溶接金属を作る。溶接部は、約１重量％以下の酸素を用いたアルゴンを主成分とする遮蔽ガスを用いて、鋼、例えば上述の母材鋼の上に作られる。溶接入熱は、約０．３kJ／mm〜約１．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲にある。この方法による溶接によって、約９００ＭPa（１３０ksi）以上、好ましくは約９３０ＭPa（１３５ksi）以上、より好ましくは約９６５ＭPa（１４０ksi）以上、更により好ましくは少なくとも約１０００ＭPa（１４５ksi）の引張強度を有する溶接部が得られる。さらに、この方法による溶接によって、約−７３℃（−１００°Ｆ）以下、好ましくは約−９６℃（−１４０°Ｆ）以下、より好ましくは約−１０６℃（−１６０°Ｆ）以下、更により好ましくは約−１１５℃（−１７５°Ｆ）以下のＤＢＴＴを有する溶接金属が得られる。
実施例２
本発明の方法の別の実施例では、ＧＭＡＷ法を用いて、鉄、約０．１０重量％炭素、約１．６０重量％マンガン、約０．２５重量％珪素、約１．８７重量％ニッケル、約０．８７重量％クロム、約０．５１重量％モリブデン、約７５ｐｐｍ以下の燐、及び約１００ｐｐｍ以下の硫黄を含む化学的組成の溶接金属を作る。溶接入熱は、約０．３kJ／mm〜約１．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲にあり、約１００℃（２１２°Ｆ）の予熱を用いる。溶接部は、約１重量％以下の酸素を用いたアルゴンを主成分とする遮蔽ガスを用いて、鋼、例えば上述の母材鋼の上に作られる。この方法による溶接によって、約９００ＭPa（１３０ksi）以上、好ましくは約９３０ＭPa（１３５ksi）以上、より好ましくは約９６５ＭPa（１４０ksi）以上、更により好ましくは少なくとも約１０００ＭPa（１４５ksi）の引張強度を有する溶接部が得られる。さらに、この方法による溶接によって、約−７３℃（−１００°Ｆ）以下、好ましくは約−９６℃（−１４０°Ｆ）以下、より好ましくは約−１０６℃（−１６０°Ｆ）以下、更により好ましくは約−１１５℃（−１７５°Ｆ）以下のＤＢＴＴを有する溶接金属が得られる。
実施例３
本発明の方法の別の実施例では、タングステンと不活性ガスによる（ＴＩＧ）溶接法を用いて、鉄、約０．０７重量％炭素、約１．８０重量％マンガン、約０．２０重量％珪素、約４．００重量％ニッケル、約０．５重量％クロム、約０．４０重量％モリブデン、約０．０２重量％銅、約０．０２重量％アルミニウム、約０．０１０重量％チタン、約０．０１５重量％ジルコニウム（Ｚｒ）、約５０ｐｐｍ以下の燐、及び約３０ｐｐｍ以下の硫黄を含む化学的組成の溶接金属を作る。溶接入熱は、約０．３kJ／mm〜約１．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲にあり、約１００℃（２１２°Ｆ）の予熱を用いる。溶接部は、約１重量％以下の酸素を用いたアルゴンを主成分とする遮蔽ガスを用いて、鋼、例えば上述の母材鋼の上に作られる。この方法による溶接によって、約９００ＭPa（１３０ksi）以上、好ましくは約９３０ＭPa（１３５ksi）以上、より好ましくは約９６５ＭPa（１４０ksi）以上、更により好ましくは少なくとも約１０００ＭPa（１４５ksi）の引張強度を有する溶接部が得られる。さらに、この方法による溶接によって、約−７３℃（−１００°Ｆ）以下、好ましくは約−９６℃（−１４０°Ｆ）以下、より好ましくは約−１０６℃（−１６０°Ｆ）以下、更により好ましくは約−１１５℃（−１７５°Ｆ）以下のＤＢＴＴを有する溶接金属が得られる。
ＧＭＡＷ溶接法又はＴＩＧ溶接法のいずれかを用いて実施例に記載された化学的組成と類似した溶接金属の化学的組成を得ることができる。しかしながら、ＴＩＧによって得られた溶接部は、ＧＭＡＷによって得られた溶接部よりも不純物含有量が少なく且つミクロ組織が非常に微細であるものと予想され、かくして低温靭性が改善されているものと予想される。
上記発明を１又は２以上の好ましい実施形態を用いて説明したが、以下の請求の範囲に記載された本発明の範囲から逸脱しないで他の設計変更例を想到できることは理解されるべきである。本発明の溶接方法は、例示の目的で本明細書に記載した過ぎない超強力低合金鋼以外の多くの鋼に利用できる。
用語集
Ａｒ1遷移温度：冷却中にフェライト又はフェライト＋セメンタイトへのオーステナイトの遷移が完了する温度
Ａｒ3遷移温度：冷却中にオーステナイトがフェライトに遷移しはじめる温度
ＢＣＣ：体心立方
シャルピー（シャルピーＶ字形切欠き）靱性：シャルピーＶ字形切欠き試料を破壊したときのフィート−ポンド又はジュールで表されるエネルギ
へき開靱性：例えば（限定するものではない）、ＣＴＯＤ試験を用いて測定でき、又は一群のシャルピーＶ字形切欠き試験からＤＢＴＴを用いて定めることができる性質である鋼のへき開破壊に対する抵抗
冷却速度：板の厚さの中心部又は実質的に中心部のところの冷却速度
低温：約−４０℃（−４０°Ｆ）以下の温度
ＣＴＯＤ：亀裂先端開口変位
ＣＶＮ：シャルピーＶ字形切欠き
ＤＢＴＴ（延性−脆性遷移温度）：構造用鋼の２つの破壊形態の区切りを与える。ＤＢＴＴよりも低い温度状態では、破壊は、低エネルギへき開（脆性）破壊によって生じる傾向があり、これに対してＤＢＴＴよりも高い温度状態では、破壊は、高エネルギ延性破壊によって生じる傾向がある。
転位：原子の結晶格子中の線状欠陥
転位妨害：障害物（例えば、結晶粒界又は析出物）が金属中の転位の動きを妨げ又は阻止する現象
転位パイルアップ：複数の転位部が同一又は実質的に同一のすべり面上を動いて障害物中へ走り込み、次々に積み重なる際に生じる
本質的に：実質的に１００体積％
微細粒組織：柱状結晶粒度（幅）が、好ましくは約１５０ミクロン以下、より好ましくは約１００ミクロン以下であり、小プライヤオーステナイト結晶粒度が、好ましくは約５０ミクロン以下、より好ましくは約３５ミクロン以下、更により好ましくは約２０ミクロン以下であり、マルテンサイト／ベイナイトパケットサイズが、好ましくは約２０ミクロン以下、より好ましくは約１５ミクロン以下、更により好ましくは約１０ミクロン以下であることを意味する。
ＧＭＡＷ：ミグ溶接
結晶粒度：ラインインターセプト法によって定められる結晶粒度
ＨＡＺ：熱影響部
限界温度間の温度範囲：加熱の際にはほぼＡｃ1遷移温度からほぼＡｃ3遷移温度まで、及び冷却の際にはほぼＡｒ3遷移温度からほぼＡｒ1遷移温度まで
Ｋ1c：臨界応力拡大係数
ｋＪ：キロジュール
ｋPa：１０００パスカル
ksi：一平方インチ当たりの１０００ポンド
ＬＢＷ：レーザービーム溶接
低合金鋼：鉄及び合計が約１０重量％以下の合金添加物を含む鋼
低入熱溶接：好ましくは約０．３kJ／mm〜約２．５kJ／mm（７．６kJ／インチ〜６３．５kJ／インチ）であるが、より好ましくは約０．５kJ／mm〜約１．５kJ／mm（１２．７kJ／インチ〜３８kJ／インチ）の範囲のアークエネルギによる溶接
低非金属介在物含有量：単位面積、例えば、直径が約１０００nm以上の本発明によって作られた溶接金属のスライス表面の単位面積当たりの非金属介在物の数であり、好ましくは１mm2当たり約２５０個以下である。
最大許容傷寸法：限界傷長さ及び深さ
ミクロ割れ：へき開による破壊開始の際の材料分離の最初の例
微視ひずみ：一又は複数の不連続部の単一又は一群の周りでのサブ結晶サイズで生じるひずみであり、例えば介在物、析出物、又は第２の相の小領域が挙げられる。
ミクロボイド：鋼母材中の不連続部、例えば介在物、析出物、又は第２の相の小領域の近くで生じる空所
ＭPa：１００００００パスカル
ＭS遷移温度：冷却中にマルテンサイトへのオーステナイトの遷移が始まる温度
ｐｐｍ：パーツ・パー・ミリオン（比率の単位記号）
急冷：空冷とは異なり、鋼の冷却速度を増大させる傾向のあるものとして選択された流体を利用する任意手段による加速冷却
急冷停止温度：急冷停止後、板の厚さの真中から伝えられた熱に起因して板の表面で得られる最も高い又は実質的に最も高い温度
スラブ：任意の寸法を有する一片の鋼
引張強度：引張試験における最大荷重と原横断面積の比
ＴＩＧ溶接：タングステンと不活性ガスによる溶接
Ｔnr温度：オーステナイトが再結晶する場合の下限温度
ＵＳＰＴＯ：米国特許商標庁
溶接物：（i）溶接金属、（ii）熱影響部（ＨＡＺ）及び（iii）ＨＡＺの「ほぼ近く」の母材金属を含む溶接継手であり、ＨＡＺの「ほぼ近く」にあると考えられる母材金属の一部、従って、溶接部の一部は、当業者には知られている要因、例えば（ただし、以下に限定されない）溶接物の幅、溶接された物品のサイズ、物品を二次加工するのに必要な溶接物の数、及び溶接物相互間の距離に応じて色々である。
【図１Ａ】
0003964467.tif 000003
【図１Ｂ】
0003964467.tif 000004