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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-01-19
(45)【発行日】2024-01-29
(54)【発明の名称】オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法
(51)【国際特許分類】
B23K 9/18 20060101AFI20240122BHJP
B23K 9/23 20060101ALI20240122BHJP
B23K 33/00 20060101ALI20240122BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20240122BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240122BHJP
B23K 35/30 20060101ALN20240122BHJP
【ＦＩ】
B23K9/18 F
B23K9/23 B
B23K33/00 Z
C22C38/00 302Z
C22C38/58
B23K35/30 320B
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2020071093
(22)【出願日】2020-04-10
(65)【公開番号】P2021167009
(43)【公開日】2021-10-21
【審査請求日】2022-12-27
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(73)【特許権者】
【識別番号】503378420
【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100106909
【弁理士】
【氏名又は名称】棚井 澄雄
(74)【代理人】
【識別番号】100175802
【弁理士】
【氏名又は名称】寺本 光生
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(72)【発明者】
【氏名】栗原 伸之佑
(72)【発明者】
【氏名】小薄 孝裕
(72)【発明者】
【氏名】浄▲徳▼ 佳奈
【審査官】山内 隆平
(56)【参考文献】
【文献】特開平０３－２３４３６８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０８－１０８２８２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開昭５１－０９２７５０（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｂ２３Ｋ ９／１８
Ｂ２３Ｋ ９／２３
Ｂ２３Ｋ ３３／００
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／５８
Ｂ２３Ｋ ３５／３０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：６～１３％、
Ｃｒ：１５～２５％、
Ｍｏ：０．１～１．０％、
Ｖ：０．４％以下、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｂ：０．００１０～０．００２０％、
Ｎ：０．１％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｏ：０．０２％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼板を母材とし、前記母材同士に対してサブマージアーク溶接の多層溶接を行うことで溶接継手を形成する際に、
前記母材の開先形状として、Ｘ形開先のルート面をなす端面同士を相互に突出させて突出部を設けた開先形状とし、
前記突出部の突出方向の長さＬ（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記（１）式を満足し、かつ、前記Ｌが０ｍｍ超である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
０．４０≦（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（１）
【請求項2】
前記オーステナイト系ステンレス鋼板が、更に質量％で、Ｃｏ：１．０％以下、
Ｔａ：０．４％以下、
Ｔｉ：０．４％以下、
Ｗ：０．４％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．０２％以下
からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有する請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
【請求項3】
一方の前記母材における前記突出部の突出長さＬ１と、他方の前記母材における前記突出部の突出長さＬ２とが異なる長さとされており、かつ、突出長さＬ１及びＬ２（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記式（２）及び下記式（３）の両方を満足する、請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。０．４０≦（Ｌ１＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（２）
０．４０≦（Ｌ２＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（３）
【請求項4】
前記突出部の厚みが、突出方向に沿って一定である、請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
【請求項5】
前記突出部の厚みが、突出方向に沿って減少する、請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、エネルギー需要のひっ迫から発電ボイラ、石油精製や石油化学工業用プラントの新設が進んでおり、そのプラント設備に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼の厚板および鋼管には、優れた耐食性はもちろん、欠陥のない溶接部を形成可能であることが求められている。
【0003】
このような技術的背景のもとに、例えば、特許文献１には、溶接後のＨＡＺにおける液化割れを抑制するとともに高温での長時間使用の際のＨＡＺにおける脆化割れを抑制可能なオーステナイト系ステンレス鋼として、質量％で、Ｃ：０．０４％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５～２５％、Ｎｉ：６～３０％、Ｎ：０．０２～０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７－９×Ｆ１を満足するオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）。
【0004】
オーステナイト系ステンレス鋼からなる厚板の溶接継手を製造する場合は、手順として、鋼板の端部にＸ形開先を形成してから、サブマージアーク溶接の多層溶接を行うことが考えられる。しかし、実際に溶接を行うと、多層溶接のうちの１層目のビード形成時に、溶け込み不足による融合不良が生じてしまう問題がある。具体的には、Ｘ形開先の開先角度、ルート面、ルート間隔等の寸法を調整しても、融合不良を解消することができない。溶接時の入熱量を増加させれば融合不良は解消するが、その一方で溶接後の溶接金属において凝固割れが発生してしまう問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】特許第４２５８６７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、融合不良や凝固割れの発生を防止可能なオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：６～１３％、
Ｃｒ：１５～２５％、
Ｍｏ：０．１～１．０％、
Ｖ：０．４％以下、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｂ：０．００１０～０．００２０％、
Ｎ：０．１％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｏ：０．０２％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼板を母材とし、前記母材同士に対してサブマージアーク溶接の多層溶接を行うことで溶接継手を形成する際に、
前記母材の開先形状として、Ｘ形開先のルート面をなす端面同士を相互に突出させて突出部を設けた開先形状とし、
前記突出部の突出方向の長さＬ（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記（１）式を満足し、かつ、前記Ｌが０ｍｍ超である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
０．４０≦（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（１）
［２］ 前記オーステナイト系ステンレス鋼板が、更に質量％で、
Ｃｏ：１．０％以下、
Ｔａ：０．４％以下、
Ｔｉ：０．４％以下、
Ｗ：０．４％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．０２％以下
からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有する［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
［３］ 一方の前記母材における前記突出部の突出長さＬ１と、他方の前記母材における前記突出部の突出長さＬ２とが異なる長さとされており、かつ、突出長さＬ１及びＬ２（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記式（２）及び下記式（３）の両方を満足する、［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
０．４０≦（Ｌ１＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（２）
０．４０≦（Ｌ２＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（３）
［４］ 前記突出部の厚みが、突出方向に沿って一定である、［１］乃至［３］の何れか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
［５］ 前記突出部の厚みが、突出方向に沿って減少する、［１］乃至［３］の何れか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：６～１３％、
Ｃｒ：１５～２５％、
Ｍｏ：０．１～１．０％、
Ｖ：０．４％以下、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｂ：０．００１０～０．００２０％、
Ｎ：０．１％以下、
Ａｌ：０．０４％以下、
Ｏ：０．０２％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼板を母材とし、前記母材同士に対してサブマージアーク溶接の多層溶接を行うことで溶接継手を形成する際に、
前記母材の開先形状として、Ｘ形開先のルート面をなす端面同士を相互に突出させて突出部を設けた開先形状とし、
前記突出部の突出方向の長さＬ（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記（１）式を満足し、かつ、前記Ｌが０ｍｍ超である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
０．４０≦（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（１）
［２］ 前記オーステナイト系ステンレス鋼板が、更に質量％で、
Ｃｏ：１．０％以下、
Ｔａ：０．４％以下、
Ｔｉ：０．４％以下、
Ｗ：０．４％以下、
Ｃａ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．０２％以下
からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有する［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
［３］ 一方の前記母材における前記突出部の突出長さＬ１と、他方の前記母材における前記突出部の突出長さＬ２とが異なる長さとされており、かつ、突出長さＬ１及びＬ２（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記式（２）及び下記式（３）の両方を満足する、［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
０．４０≦（Ｌ１＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（２）
０．４０≦（Ｌ２＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（３）
［４］ 前記突出部の厚みが、突出方向に沿って一定である、［１］乃至［３］の何れか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
［５］ 前記突出部の厚みが、突出方向に沿って減少する、［１］乃至［３］の何れか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法。
【発明の効果】
【0008】
本発明によれば、融合不良や凝固割れの発生を防止可能なオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0009】
【発明を実施するための形態】
【0010】
オーステナイト系ステンレス鋼からなる厚板の溶接継手を製造する場合、図１に示すように、鋼板の端部にＸ形開先１０１を形成してから、サブマージアーク溶接の多層溶接を行うことが考えられる。しかし、実際に溶接を行うと、多層溶接のうちの１層目のビード形成時に、溶け込み不足による融合不良が生じる。Ｘ形開先１０１の開先角度θ（°）、ルート面Ｈ（ｍｍ）、ルート間隔Ｄ（ｍｍ）等を調整しても、融合不良を解消することができない。
【0011】
そこで、本発明者らが、開先形状及び入熱量について鋭意検討したところ、Ｘ形開先に突出部を設けるとともに、突出部と初層ビード形成時の入熱量との関係を最適化することにより、融合不良を生じさせず、かつ、溶接後の溶接金属における凝固割れを防止できることを見出した。
【0012】
以下、本発明の実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法を説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：６～１３％、Ｃｒ：１５～２５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｂ：０．００１０～０．００２０％、Ｎ：０．１％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｏ：０．０２％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼板を母材とし、母材同士に対してサブマージアーク溶接の多層溶接を行うことで溶接継手を形成する際に、母材の開先形状として、Ｘ形開先のルート面をなす端面同士を相互に突出させて突出部を設けた開先形状とし、突出部の突出方向の長さＬ（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記（１）式を満足し、かつ、Ｌが０ｍｍ超である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法である。
０．４０≦（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（１）
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：６～１３％、Ｃｒ：１５～２５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｂ：０．００１０～０．００２０％、Ｎ：０．１％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｏ：０．０２％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼板を母材とし、母材同士に対してサブマージアーク溶接の多層溶接を行うことで溶接継手を形成する際に、母材の開先形状として、Ｘ形開先のルート面をなす端面同士を相互に突出させて突出部を設けた開先形状とし、突出部の突出方向の長さＬ（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が下記（１）式を満足し、かつ、Ｌが０ｍｍ超である、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法である。
０．４０≦（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（１）
【0013】
まず、母材であるオーステナイト系ステンレス鋼板について説明する。
以下、オーステナイト系ステンレス鋼板における成分元素の限定理由について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
以下、オーステナイト系ステンレス鋼板における成分元素の限定理由について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【0014】
Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、耐食性を抑制するために、その含有量は極力低減することが望ましい。Ｃの含有量が過剰になり、特に０．１０％超になると、耐食性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｃは、オーステナイト相を安定化する効果を有する。このため、Ｃは０．００１％以上含有させてもよい。Ｃの含有量は０．０９％以下であってもよく、０．０８％以下であってもよい。
Ｃは、耐食性を抑制するために、その含有量は極力低減することが望ましい。Ｃの含有量が過剰になり、特に０．１０％超になると、耐食性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｃは、オーステナイト相を安定化する効果を有する。このため、Ｃは０．００１％以上含有させてもよい。Ｃの含有量は０．０９％以下であってもよく、０．０８％以下であってもよい。
【0015】
Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有する。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、１．５％を超えると、Ｓｉがフェライト相を安定化させる元素であるためにオーステナイト相の安定性を低下させる。したがって、Ｓｉの含有量は１．５％以下とする。なお、Ｓｉの含有量は１．０％以下であってもよい。一方、Ｓｉの効果を確実に得るためには、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすれば一層望ましい。
Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有する。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、１．５％を超えると、Ｓｉがフェライト相を安定化させる元素であるためにオーステナイト相の安定性を低下させる。したがって、Ｓｉの含有量は１．５％以下とする。なお、Ｓｉの含有量は１．０％以下であってもよい。一方、Ｓｉの効果を確実に得るためには、Ｓｉ含有量は０．０２％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすれば一層望ましい。
【0016】
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であるとともに、溶製時の脱酸に有効な元素である。しかしながら、その含有量が２．０％を超えると耐食性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。なお、Ｍｎの含有量は１．５％以下とすることが望ましい。また、Ｍｎ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすれば一層好ましい。
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であるとともに、溶製時の脱酸に有効な元素である。しかしながら、その含有量が２．０％を超えると耐食性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。なお、Ｍｎの含有量は１．５％以下とすることが望ましい。また、Ｍｎ含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすれば一層好ましい。
【0017】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、熱間加工性および靭性を劣化させるため、その含有量を０．０４％以下に制限する。Ｐ量は、好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。一方、過度にＰ量を低減させると精錬コストが高くなるため、好ましくは０．００５％以上が望ましい。
Ｐは、熱間加工性および靭性を劣化させるため、その含有量を０．０４％以下に制限する。Ｐ量は、好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。一方、過度にＰ量を低減させると精錬コストが高くなるため、好ましくは０．００５％以上が望ましい。
【0018】
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、Ｐと同様に、熱間加工性および靭性を劣化させるため、その含有量を０．０３％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。一方、過度にＳ量を低減させると原料コストと精錬コストが高くなるため、好ましくは０．０００１％以上が望ましい。
Ｓは、Ｐと同様に、熱間加工性および靭性を劣化させるため、その含有量を０．０３％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。一方、過度にＳ量を低減させると原料コストと精錬コストが高くなるため、好ましくは０．０００１％以上が望ましい。
【0019】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、オーステナイト相を安定にする作用がある。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると鋳造時に割れが発生し易くなる。したがって、Ｃｕの含有量は、０．５０％以下とする。なお、Ｃｕの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすれば一層望ましい。
Ｃｕは、オーステナイト相を安定にする作用がある。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると鋳造時に割れが発生し易くなる。したがって、Ｃｕの含有量は、０．５０％以下とする。なお、Ｃｕの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすれば一層望ましい。
【0020】
Ｎｉ：６～１３％
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素である。しかしながら、その効果を十分に得るためには、Ｃｒ量とのバランスが重要であり、Ｃｒ量の下限値に対しては６％以上の含有量が必要である。一方、高価な元素であるＮｉの１３％を超える多量の含有はコストの増加を招く。したがって、Ｎｉの含有量は６～１３％とする。Ｎｉ含有量は１２％以下が好ましく、１１％以下でもよい。また、Ｎｉ含有量は７％以上とすることが好ましく、９％以上とすれば一層好ましい。
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素である。しかしながら、その効果を十分に得るためには、Ｃｒ量とのバランスが重要であり、Ｃｒ量の下限値に対しては６％以上の含有量が必要である。一方、高価な元素であるＮｉの１３％を超える多量の含有はコストの増加を招く。したがって、Ｎｉの含有量は６～１３％とする。Ｎｉ含有量は１２％以下が好ましく、１１％以下でもよい。また、Ｎｉ含有量は７％以上とすることが好ましく、９％以上とすれば一層好ましい。
【0021】
Ｃｒ：１５～２５％
Ｃｒは、耐食性の確保のために必須の元素であり、その効果を得るためには、１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、２５％を超えると、σ相の析出が多くなり、耐食性、熱間製造性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を１５～２５％とする。Ｃｒ含有量は望ましくは１７％以上であり、また、望ましくは２０％以下である。
Ｃｒは、耐食性の確保のために必須の元素であり、その効果を得るためには、１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、２５％を超えると、σ相の析出が多くなり、耐食性、熱間製造性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を１５～２５％とする。Ｃｒ含有量は望ましくは１７％以上であり、また、望ましくは２０％以下である。
【0022】
Ｍｏ：０．１～１．０％
Ｍｏは、耐食性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなるとσ相の析出が多くなり、特に熱間加工時にσ相が析出し易くなる。したがって、Ｍｏの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｍｏの含有量は０．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．１％以上とすることが望ましい。
Ｍｏは、耐食性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなるとσ相の析出が多くなり、特に熱間加工時にσ相が析出し易くなる。したがって、Ｍｏの含有量は１．０％以下とする。なお、Ｍｏの含有量は０．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．１％以上とすることが望ましい。
【0023】
Ｖ：０．４％以下
Ｎｂ：０．２０～１．００％
Ｃ固定化元素であるＶ、Ｎｂは、これらの元素とＣが結合した炭化物が粒内に析出することによって、粒界でのＣｒ炭化物の析出が抑止されて鋭敏化が抑制され、高い耐食性を確保できる。しかし、過剰に含有させても効果は飽和する。したがって、高い耐食性の確保するために、Ｖ、Ｎｂについてその含有量を、Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．２０～１．００％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、好ましくは０．５０％以下である。また、Ｖ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、好ましくは０．３％以下である。また、Ｖ含有量は０％でもよい。
Ｎｂ：０．２０～１．００％
Ｃ固定化元素であるＶ、Ｎｂは、これらの元素とＣが結合した炭化物が粒内に析出することによって、粒界でのＣｒ炭化物の析出が抑止されて鋭敏化が抑制され、高い耐食性を確保できる。しかし、過剰に含有させても効果は飽和する。したがって、高い耐食性の確保するために、Ｖ、Ｎｂについてその含有量を、Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．２０～１．００％とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、好ましくは０．５０％以下である。また、Ｖ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、好ましくは０．３％以下である。また、Ｖ含有量は０％でもよい。
【0024】
Ｂ：０．００１０～０．００２０％以下
Ｂは、熱間加工性を改善する元素である。しかし、過剰に含有させても効果は飽和する。したがって、Ｂの含有量は、０．００２０％以下とする。なお、Ｂの含有量は０．００１８％以下とすることが好ましく、０．００１５％以下であればなお一層好ましい。一方、Ｂの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．００１０％以上とすることが望ましい。
Ｂは、熱間加工性を改善する元素である。しかし、過剰に含有させても効果は飽和する。したがって、Ｂの含有量は、０．００２０％以下とする。なお、Ｂの含有量は０．００１８％以下とすることが好ましく、０．００１５％以下であればなお一層好ましい。一方、Ｂの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．００１０％以上とすることが望ましい。
【0025】
Ｎ：０．１％以下
Ｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、マトリックスに固溶するとともに粒内に微細な炭窒化物として析出し、クリープ強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、０．１％を超える過剰なＮを含有した場合、鋳造時に気泡が発生し易くなる。したがって、Ｎの含有量は０．１％以下とする。下限は特に設けないが、Ｎ含有量は０％でもよく、上記効果を得るためには０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、マトリックスに固溶するとともに粒内に微細な炭窒化物として析出し、クリープ強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。しかしながら、０．１％を超える過剰なＮを含有した場合、鋳造時に気泡が発生し易くなる。したがって、Ｎの含有量は０．１％以下とする。下限は特に設けないが、Ｎ含有量は０％でもよく、上記効果を得るためには０．０１％以上とすることが好ましい。
【0026】
Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌは、脱酸作用を有するが、多量の含有は清浄度を著しく害し、加工性や延性を劣化させ、特に０．０４％を超えると、加工性や延性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０４％以下とする。下限は特に設けないが、０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌは、脱酸作用を有するが、多量の含有は清浄度を著しく害し、加工性や延性を劣化させ、特に０．０４％を超えると、加工性や延性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０４％以下とする。下限は特に設けないが、０．０００５％以上が好ましい。
【0027】
Ｏ：０．０２％以下
Ｏは、鋼中で酸化物を形成することで、オーステナイト相の熱間加工性および靭性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）含有量の上限を０．０２％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下である。一方、Ｏは、溶接時の鋼の溶け込み深さを増大させる元素である。このため、０．００１０％以上含有させてもよい。好ましくは０．００１５％以上である。
Ｏは、鋼中で酸化物を形成することで、オーステナイト相の熱間加工性および靭性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）含有量の上限を０．０２％以下に制限する必要がある。Ｏ含有量は、好ましくは、０．０１０％以下である。一方、Ｏは、溶接時の鋼の溶け込み深さを増大させる元素である。このため、０．００１０％以上含有させてもよい。好ましくは０．００１５％以上である。
【0028】
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼板は、更に、Ｃｏ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有してもよい。Ｃｏ、Ｔａ及びＴｉは耐食性を改善する元素であり、Ｗは強度に寄与する元素であり、また、Ｃａ、Ｍｇは熱間加工性を改善する元素である。これらの目的のため、Ｃｏ：１．０％以下、Ｔａ：０．４％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｗ：０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下の範囲で含有してもよい。これらの元素の含有量は０％であってもよい。耐食性の改善効果を得るためには、Ｃｏ、Ｔａ、Ｔｉはそれぞれ、０．００５％以上であることが好ましい。また、高強度化効果を得るためには、Ｗは０．００５％以上であることが好ましい。また、熱間加工性の改善効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが望ましく、０．０００５％以上とすれば一層望ましい。また、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上とすることが望ましい。
【0029】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、鋼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されるものであって、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接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。
【0030】
母材の板厚は、例えば１０ｍｍ～４０ｍｍの範囲が好ましい。
【0031】
母材の製造方法は、通常のプロセス、すなわち、製鋼－熱間粗圧延－熱間仕上圧延－溶体化熱処理の工程を経るプロセスを例示できる。
【0032】
次に、母材の端面に開先加工を行う。図２には、本実施形態に好適な開先形状１を示す。図２に示すように、母材の開先形状１は、Ｘ形開先のルート面なす端面２同士を相互に突出させて突出部３を設けた形状とする。従来のＸ形開先は、図１に示すように、ルート面をなす端面１０２と、鋼板の表面１０３及び裏面１０４と端面１０２とをつなぐ傾斜面１０５から構成されていた。一方、本実施形態では、従来のＸ形開先の端面を突出させた突出部３を設ける。突出部３の先端がルート面をなす端面２となる。鋼板の表面４及び裏面５と突出部３との間には、傾斜面６が設けられる。傾斜面６と突出部３との境界部６ａは、曲面加工を行なってもよく、行わなくてもよい。また、開先角度θは特に制限はなく、例えば２０～４０°の範囲とすることができる。
【0033】
突出部３は、突出方向の長さをＬ（ｍｍ）とした場合にＬを０ｍｍ超とする。Ｌが０ｍｍでは、従来のＸ開先形状と同じになり、融合不良を防止することが困難になる。突出部３の先端に設けられた端面２の板厚方向の寸法がルート面Ｈ（ｍｍ）となる。一対の母材の各開先形状におけるルート面Ｈ（ｍｍ）は、相互に同じ寸法とすることが好ましい。
【0034】
また、図２に示すように、母材の板厚方向に沿う突出部３の厚みは、突出方向に沿って一定となっている。すなわち、突出部３の厚みが、ルート面Ｈ（ｍｍ）と同じ厚みになっている。
【0035】
次に、開先加工を施した母材同士を対向させて、サブマージアーク溶接を行う。この場合のルート間隔は設けずに端面２を突き合わせて溶接を行う。
【0036】
サブマージアーク溶接は、フラックスを開先に充填した上で、溶接ワイヤをフラックス中に挿入しつつ溶接を行う。フラックス及び溶接ワイヤは特に制限はない。好ましい溶接ワイヤとしては、例えば、質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ｎｉ：７．５～９．５％、Ｃｒ：１４．５～１６．５％、Ｍｏ：１．０～２．０％からなるソリッドワイヤを用いることができる。
【0037】
初層ビードを形成する際の溶接条件は、上記式（１）を満足する条件とする。すなわち、上記式（１）を満足するように、突出部の突出方向の長さＬ（ｍｍ）とルート面Ｈ（ｍｍ）に対して、初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）を調整する。（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑが０．４０未満になる条件で溶接すると、入熱量が不足し、表面側及び裏面側の初層ビードに融合不良が発生するおそれがある。また、（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑが２．５を超える条件で溶接すると、入熱量が過剰になり、溶接後の溶接金属において凝固割れが発生するおそれがある。
【0038】
図３に示すように、初層ビード１０は、表面側及び裏面側の両方にそれぞれ形成することが好ましい。表面側及び裏面側の両方に初層ビード１０を形成する際はそれぞれ、上記（１）式を満たす条件で溶接することが好ましい。
【0039】
初層ビード１０の形成後に、図４に示すように、表面側及び裏面側に対して、サブマージアーク溶接による多層溶接を行う。２層目以降の溶接ビード１１の形成条件は、上記（１）式を満たさない条件であってもよい。具体的には、（Ｌ＋０．５）／Ｈ×Ｑが２．５を超える条件で溶接してもよい。
【0040】
以上、オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法の実施形態を説明したが、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法は、上記実施形態に限定されるものではない。例えば、上記の説明では、一対の母材の開先形状が同一形状である前提で説明したが、本発明では図５に示す変形例であてもよい。
【0041】
図５は、一方の母材における突出部３の突出長さＬ１と、他方の母材における突出部３の突出長さＬ２とが異なる長さとされている。このように、突出部３の突出長さは、異なる長さであってもよい。そして、表面側及び裏面側の初層ビード形成時において、突出長さＬ１及びＬ２（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が、下記式（２）及び下記式（３）の両方を満足するように初層ビードを形成すればよい。
【0042】
０．４０≦（Ｌ１＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（２）
０．４０≦（Ｌ２＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（３）
なお、Ｌ１及びＬ２は、Ｌ１＜Ｌ２とした場合に、０．３≦Ｌ１／Ｌ２≦０．７を満足することが好ましい。
０．４０≦（Ｌ２＋０．５）／Ｈ×Ｑ≦２．５ ・・・（３）
なお、Ｌ１及びＬ２は、Ｌ１＜Ｌ２とした場合に、０．３≦Ｌ１／Ｌ２≦０．７を満足することが好ましい。
【0043】
また、母材の板厚方向に沿う突出部３の厚みは、突出方向に沿って減少してもよい。すなわち、突出部３が先細りの形状であってもよい。
【0044】
以上説明したように、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法によれば、母材の開先形状として、Ｘ形開先に突出部３を設けた開先形状とし、突出部３の突出方向の長さＬ（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が上記（１）式を満足し、かつ、Ｌを０ｍｍ超とすることで、溶融不良及び溶接後の凝固割れの発生のおそれのない、溶接継手を製造することができる。
【0045】
また、本実施形態の製造方法によれば、一方の母材における突出部３の突出長さＬ１と、他方の母材における突出部３の突出長さＬ２とが異なる長さとされ、かつ、突出長さＬ１及びＬ２（ｍｍ）と、ルート面Ｈ（ｍｍ）と、表面側及び裏面側の初層ビード形成時の入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）との関係が上記式（２）及び上記式（３）の両方を満足するように溶接することで、溶融不良及び溶接後の凝固割れの発生のおそれのない、溶接継手を製造することができる。
【0046】
また、本実施形態の製造方法によれば、突出部３の厚みが、突出方向に沿って一定の形状なので、初層ビードを安定して形成することができる。
【0047】
更に、本実施形態の製造方法によれば、突出部３の厚みが、突出方向に沿って減少する形状とされた場合は、突出部の体積が先端側に向うほど減少する形状となり、この先端側から突出部を確実に溶融して初層ビードを安定して形成することができ、融合不良の発生を確実に防止できる。
【実施例】
【0048】
以下、実施例によって本発明を更に詳細に説明する。
表１に示す化学成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなる母材に対し、図２に示すような開先形状を形成し、表２に示す化学成分を有する溶接ワイヤ（ソリッドワイヤ）を用いてサブマージアーク溶接を実施した。図２において、傾斜面６と突出部３との境界部６ａには曲面加工を行わなかった。溶接は、多層溶接をする場合における、初層ビードを形成するための溶接とした。すなわち、表面側および裏面側にそれぞれ、１層ずつ溶接を行って初層ビードを形成した。
表１に示す化学成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼からなる母材に対し、図２に示すような開先形状を形成し、表２に示す化学成分を有する溶接ワイヤ（ソリッドワイヤ）を用いてサブマージアーク溶接を実施した。図２において、傾斜面６と突出部３との境界部６ａには曲面加工を行わなかった。溶接は、多層溶接をする場合における、初層ビードを形成するための溶接とした。すなわち、表面側および裏面側にそれぞれ、１層ずつ溶接を行って初層ビードを形成した。
【0049】
初層ビードの形成後、３断面において溶接欠陥の有無を評価した。３断面中、２個以上溶接欠陥が観察された場合は×とし、３断面中、１個の溶接欠陥が観察された場合は△とし、３断面すべて溶接欠陥が観察されない場合は○とした。これらの結果を表３Ａに示す。また、溶接後の凝固割れの有無を観察した。
【0050】
また、突出部の突出長さが異なる開先形状を用いた場合についても評価した。結果を表３Ｂに示す。
【0051】
【表1】
【0052】
【表2】
【0053】
【表3A】
【0054】
【表3B】
【0055】
表１～表３Ｂに示すように、本発明範囲の条件で形成した溶接継手は、溶融不良及び溶接後の凝固割れの発生が見られなかった。
【符号の説明】
【0056】
１…開先形状、２…端面、３…突出部、Ｈ…ルート面（ｍｍ）、Ｌ…突出部の突出方向の長さ（ｍｍ）。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】