JP7828015B2 - オーステナイト系ステンレス合金溶接継手、及び、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手、及び、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料Info
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Description
本開示は、溶接継手及び溶接材料に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手及びオーステナイト系ステンレス合金溶接材料に関する。
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手は、オーステナイト系ステンレス合金材を溶接することにより製造される。オーステナイト系ステンレス合金溶接継手は、オーステナイト系ステンレス合金からなる母材と、溶接金属とを含む。オーステナイト系ステンレス合金溶接継手は、火力ボイラ、石油精製及び石油化学プラント等の化学プラント設備の溶接構造物に用いられる。化学プラント設備の溶接構造物は例えば、蒸留塔の周辺設備、加熱炉管、反応管、熱交換器、配管等である。これらの化学プラント設備の溶接構造物に用いられる部材の中には、６００～７００℃の高温環境であって、硫化物及び／又は塩化物を含む腐食性流体を含む環境で使用されるものがある。本明細書では、６００～７００℃の高温環境であって、硫化物及び／又は塩化物を含む腐食性流体を含む環境を、「高温腐食環境」と称する。
高温腐食環境で使用される溶接構造物は、化学プラントの定期点検時において、稼働を停止する。稼働停止時において、溶接構造物の温度は常温まで下がる。このとき、空気、水分、硫化物スケールが反応して、溶接構造物の表面にポリチオン酸が生成する。このポリチオン酸は、粒界における応力腐食割れ（以下、ポリチオン酸ＳＣＣという）を誘発する。したがって、上述の高温腐食環境で使用される溶接継手のうち、特に溶接金属では、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が求められる。
また、化学プラント設備において、劣質な原油が使用された場合、ポリチオン酸ＳＣＣ腐食だけでなく、ナフテン酸腐食が発生する場合がある。ナフテン酸は、１又は複数のカルボキシル基を有する環式飽和炭化水素である。ナフテン酸は、ポリチオン酸のようにＳＣＣを引き起こすのではなく、全面腐食を引き起こす。したがって、上述のプラント設備に利用される溶接継手の溶接金属では、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性だけでなく、耐ナフテン酸腐食性にも優れる方が好ましい。
さらに、高温環境下で長時間使用された溶接継手では、靱性が低下する場合がある。したがって、高温環境下で長期的に使用される溶接継手の溶接金属では、優れた時効靱性が求められる。
さらに、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性及び時効靱性が求められる溶接継手の溶接金属では、溶接時における溶接高温割れが抑制されることも求められる。
したがって、上述の高温腐食環境に用いられるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属には、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、優れた時効靱性が求められる。
このような高温腐食環境に用いられる合金材が、特開２００３－１６６０３９号公報（特許文献１）及び国際公開第２００９／０４４８０２号（特許文献２）に提案されている。
特許文献１に開示されたオーステナイト系耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０３％未満、Ｓｉ：０．０５～０．４％、Ｍｎ：０．５～２％、Ｐ：０．０１～０．０４％、Ｓ：０．０００５～０．００５％、Ｃｒ：１８～２０％、Ｎｉ：７～１１％、Ｎｂ：０．２～０．５％、Ｖ：０．２～０．５％、Ｃｕ：２～４％、Ｎ：０．１０～０．３０％、Ｂ：０．０００５～０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。Ｎｂ及びＶの含有量の合計が０．６％以上であり、鋼中のＮｂ固溶量が０．１５％以上である。さらに、Ｎ／１４≧Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１、及び、Ｃｒ－１６Ｃ－０．５Ｎｂ－Ｖ≧１７．５を満足する。特許文献１では、Ｃ含有量を低減し、ＣｒとＣ、Ｎｂ及びＶとの関係を規定することにより、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めている。
特許文献２に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、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％以下を含み、さらに、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、及びＺｒ：０．２％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。不純物中において、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、及びＳｂ：０．０１％以下である。さらに、Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝≦０．０７５、及び、０．０５≦Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）≦１．７－９×Ｆ１を満足する。特許文献２では、Ｃ含有量を０．０５％未満にすることで耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。さらに、ＮｂやＴｉといったＣ固定化元素を低減し、鋼中のＰ、Ｓ、Ｓｎ等の粒界脆化元素を低減することにより、溶接熱影響部（ＨＡＺ）における耐脆化割れ性を高める。
しかしながら、特許文献１及び特許文献２では、溶接継手のうちの溶接金属に関する検討がなされていない。
本開示の目的は、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性に優れる溶接金属を含む、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手、及び、それに用いられるオーステナイト系ステンレス合金溶接材料を提供することである。
本開示によるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手は、次の構成を有する。
母材と溶接金属とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１０．０～３０．０％、
Ｍｏ：０．１～５．０％、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下であり、
前記溶接金属の延在方向に垂直な前記溶接金属の断面において、前記溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、前記溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全ての前記Ｍｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、
式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１０．０～３０．０％、
Ｍｏ：０．１～５．０％、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下であり、
前記溶接金属の延在方向に垂直な前記溶接金属の断面において、前記溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、前記溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全ての前記Ｍｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、
式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
本開示によるオーステナイト系ステンレス合金溶接材料は、次の構成を有する。
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる、
オーステナイト系ステンレス合金溶接材料。
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる、
オーステナイト系ステンレス合金溶接材料。
本開示によるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属は、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性に優れる。本開示によるオーステナイト系ステンレス合金溶接材料は、上述の効果を奏する溶接金属の原料となる。
本発明者らは、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属において、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性を高める手段について検討を行った。その結果、次の知見を得た。
本発明者らは初めに、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手を構成する母材の化学組成を検討した。その結果、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手の母材が次の特徴１を満たすことが、溶接金属の、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性の観点から適切であると考えた。
（特徴１）
母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．１～５．０％、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０～０．００８０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴１）
母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．１～５．０％、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０～０．００８０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
本発明者はさらに、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の化学組成を検討した。その結果、溶接金属の化学組成が次の特徴２を満たすことにより、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性が高まると考えた。
（特徴２）
溶接金属の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１５．０～４０．０％、Ｍｏ：２．５～５．０％、Ｎｂ：０．１０～２．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴２）
溶接金属の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１５．０～４０．０％、Ｍｏ：２．５～５．０％、Ｎｂ：０．１０～２．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
しかしながら、上述の化学組成の母材、及び、上述の化学組成の溶接金属を含む溶接継手であっても、依然として、溶接金属において、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性のいずれかが十分に得られない場合があった。溶接金属は溶接により形成される。この点で、熱間加工により製造される母材とは異なる。そのため、溶接金属では、母材とは異なる手段で、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性を高めることが有効である。
そこで、本発明者らは、溶接金属での耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性を高める手段について、さらに検討を行った。その結果、溶接継手の溶接金属がさらに、次の特徴３及び特徴４を満たすことにより、溶接継手の溶接金属において、耐溶接高温割れ性、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、耐ナフテン酸腐食性、及び、時効靱性が十分に高まることが判明した。
（特徴３）
溶接金属において、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下である。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
（特徴４）
溶接金属の延在方向に垂直な溶接金属の断面において、溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全てのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である。
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
（特徴３）
溶接金属において、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下である。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
（特徴４）
溶接金属の延在方向に垂直な溶接金属の断面において、溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全てのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である。
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手、及び、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料は、次の構成を有する。
［１］
母材と溶接金属とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１０．０～３０．０％、
Ｍｏ：０．１～５．０％、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下であり、
前記溶接金属の延在方向に垂直な前記溶接金属の断面において、前記溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、前記溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全ての前記Ｍｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、
式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
母材と溶接金属とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１０．０～３０．０％、
Ｍｏ：０．１～５．０％、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下であり、
前記溶接金属の延在方向に垂直な前記溶接金属の断面において、前記溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、前記溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全ての前記Ｍｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、
式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
［２］
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手であって、
前記母材の前記化学組成は、
Ｂ：０．０００１～０．００８０％、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｗ：０．０１～５．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．２０％、
Ｈｆ：０．０１～０．２０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
希土類元素：０．００１～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手であって、
前記母材の前記化学組成は、
Ｂ：０．０００１～０．００８０％、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｗ：０．０１～５．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．２０％、
Ｈｆ：０．０１～０．２０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
希土類元素：０．００１～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
［３］
［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手であって、
前記溶接金属の化学組成は、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｗ：０．０１～５．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．２０％、
Ｈｆ：０．０１～０．２０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
［１］又は［２］に記載のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手であって、
前記溶接金属の化学組成は、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｗ：０．０１～５．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．２０％、
Ｈｆ：０．０１～０．２０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
［４］
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる、
オーステナイト系ステンレス合金溶接材料。
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる、
オーステナイト系ステンレス合金溶接材料。
以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手及びオーステナイト系ステンレス合金溶接材料について詳述する。本明細書において、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［オーステナイト系ステンレス合金溶接継手の構成］
図１は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の一例を示す平面図である。図１を参照して、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は、母材１０と、溶接金属２０とを備える。溶接金属２０は、端部が開先加工された一対の母材１０の端部同士を付き合わせた後、溶接を実施して形成される。溶接は例えば、ティグ溶接（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＡＷ）である。
図１は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の一例を示す平面図である。図１を参照して、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は、母材１０と、溶接金属２０とを備える。溶接金属２０は、端部が開先加工された一対の母材１０の端部同士を付き合わせた後、溶接を実施して形成される。溶接は例えば、ティグ溶接（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ：ＳＡＷ）である。
図１において、溶接金属２０が延在する方向を溶接金属延在方向Ｌと定義する。平面視における溶接金属延在方向Ｌと垂直な方向を溶接金属幅方向Ｗと定義する。溶接金属延在方向Ｌ及び溶接金属幅方向Ｗと垂直な方向を溶接金属厚さ方向Ｔと定義する。図２は、図１のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を溶接金属幅方向Ｗで切断した断面図である。図１及び図２に示すとおり、溶接金属２０は、一対の母材１０の間に配置されている。
図３は、図１のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図である。図４は、図３と異なる、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を溶接金属延在方向Ｌで切断した断面図である。図３に示すとおり、母材１０の形状は板材であってもよい。また、図４に示すとおり、母材１０の形状は合金管であってもよい。図示しないが、母材１０の形状は棒材や形鋼であってもよい。
［本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の特徴］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は、次の特徴１～特徴４を満たす。
（特徴１）
母材１０の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．１～５．０％、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０～０．００８０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴２）
溶接金属２０の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１５．０～４０．０％、Ｍｏ：２．５～５．０％、Ｎｂ：０．１０～２．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴３）
溶接金属２０において、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下である。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、溶接金属２０中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
（特徴４）
溶接金属２０の延在方向に垂直な溶接金属の断面において、溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全てのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である。
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
以下、各特徴１～特徴４について説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は、次の特徴１～特徴４を満たす。
（特徴１）
母材１０の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．１～５．０％、Ｎｂ：０．２０～１．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０～０．００８０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴２）
溶接金属２０の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１５．０～４０．０％、Ｍｏ：２．５～５．０％、Ｎｂ：０．１０～２．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（特徴３）
溶接金属２０において、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下である。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、溶接金属２０中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。
（特徴４）
溶接金属２０の延在方向に垂直な溶接金属の断面において、溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全てのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である。
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
以下、各特徴１～特徴４について説明する。
［（特徴１）母材１０の化学組成について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、母材１０の粒界にＣｒ炭化物（Ｍ２３Ｃ６型炭化物）を生成する。Ｃｒ炭化物の生成により、固溶Ｃｒが低減する。そのため、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。
Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、母材１０の粒界にＣｒ炭化物（Ｍ２３Ｃ６型炭化物）を生成する。Ｃｒ炭化物の生成により、固溶Ｃｒが低減する。そのため、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。
Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｓｉ：０．１０～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、合金を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、母材１０中にシグマ相（σ相）が析出し、合金の時効靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～１．００％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、合金を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、母材１０中にシグマ相（σ相）が析出し、合金の時効靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～１．００％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
Ｍｎ：０．２０～２．００％
マンガン（Ｍｎ）は合金を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化して、母材１０の時効靱性の低下を抑制する。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、母材１０の高温強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～２．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８５％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
マンガン（Ｍｎ）は合金を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化して、母材１０の時効靱性の低下を抑制する。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、母材１０の高温強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～２．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８５％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
りん（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、母材１０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３２％であり、さらに好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２６％である。
りん（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、母材１０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３２％であり、さらに好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２６％である。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、母材１０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、母材１０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｃｒ：１６．０～２５．０％
クロム（Ｃｒ）は母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｃｒ含有量が１６．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えれば、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０～２５．０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．５％であり、さらに好ましくは１７．０％であり、さらに好ましくは１７．２％であり、さらに好ましくは１７．４％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．０％であり、さらに好ましくは２３．０％であり、さらに好ましくは２２．０％である。
クロム（Ｃｒ）は母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｃｒ含有量が１６．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えれば、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０～２５．０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．５％であり、さらに好ましくは１７．０％であり、さらに好ましくは１７．２％であり、さらに好ましくは１７．４％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．０％であり、さらに好ましくは２３．０％であり、さらに好ましくは２２．０％である。
Ｎｉ：１０．０～３０．０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、母材１０の時効靱性を高める。Ｎｉ含有量が１０．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が３０．０％を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０～３０．０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は１１．０％であり、さらに好ましくは１２．０％であり、さらに好ましくは１３．０％であり、さらに好ましくは１３．５％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は２７．０％であり、さらに好ましくは２６．０％であり、さらに好ましくは２５．０％であり、さらに好ましくは２２．０％であり、さらに好ましくは２０．０％であり、さらに好ましくは１８．０％であり、さらに好ましくは１７．０％である。
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、母材１０の時効靱性を高める。Ｎｉ含有量が１０．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が３０．０％を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０～３０．０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は１１．０％であり、さらに好ましくは１２．０％であり、さらに好ましくは１３．０％であり、さらに好ましくは１３．５％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は２７．０％であり、さらに好ましくは２６．０％であり、さらに好ましくは２５．０％であり、さらに好ましくは２２．０％であり、さらに好ましくは２０．０％であり、さらに好ましくは１８．０％であり、さらに好ましくは１７．０％である。
Ｍｏ：０．１～５．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、母材１０中の固溶Ｍｏが使用環境中のＳと結合して、母材１０の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜の形成により、耐ナフテン酸腐食性が高まる。Ｍｏ含有量が０．１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えれば、溶接時にＨＡＺにおいて溶接高温割れが発生したり、時効靭性が低下したりする場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．１～５．０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、母材１０中の固溶Ｍｏが使用環境中のＳと結合して、母材１０の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜の形成により、耐ナフテン酸腐食性が高まる。Ｍｏ含有量が０．１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えれば、溶接時にＨＡＺにおいて溶接高温割れが発生したり、時効靭性が低下したりする場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．１～５．０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
Ｎｂ：０．２０～１．００％
ニオブ（Ｎｂ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物を生成し、母材１０中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｎｂ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が１．００％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０～１．００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物を生成し、母材１０中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｎｂ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が１．００％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０～１．００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
Ｎ：０．０５～０．３０％
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、母材１０の高温強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、母材１０の高温強度を高める。Ｎ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３０％を超えれば、粒界でＣｒ窒化物が生成する。この場合、母材１０の溶接熱影響部（ＨＡＺ）での耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５～０．３０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１９％である。
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、母材１０の高温強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、母材１０の高温強度を高める。Ｎ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３０％を超えれば、粒界でＣｒ窒化物が生成する。この場合、母材１０の溶接熱影響部（ＨＡＺ）での耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５～０．３０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１９％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は合金を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、合金の清浄度が低下し、合金の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２６％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は合金を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、合金の清浄度が低下し、合金の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２６％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記母材１０を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、意図的に含有されるものではなく、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
以下、これらの任意元素について説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
以下、これらの任意元素について説明する。
［第１群：Ｂ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏについて］
本実施形態による母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏの元素はいずれも、母材１０の高温強度を高める。
本実施形態による母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏの元素はいずれも、母材１０の高温強度を高める。
Ｂ：０～０．００８０％
ボロン（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂは０％であってもよい。Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは、６００～７００℃での高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、６００～７００℃での高温腐食環境下において、母材１０の高温強度が高まる。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｂ含有量が０．００８０％を超えれば、溶接時に溶接金属のＢ含有量が高まり、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００８０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２２％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．００６０％未満であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
ボロン（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂは０％であってもよい。Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは、６００～７００℃での高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、６００～７００℃での高温腐食環境下において、母材１０の高温強度が高まる。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｂ含有量が０．００８０％を超えれば、溶接時に溶接金属のＢ含有量が高まり、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００８０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１８％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２２％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．００６０％未満であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｃｕ：０～５．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは、６００～７００℃の高温腐食環境での使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により母材１０の高温強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が５．００％を超えれば、合金の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～５．００％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．７０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは３．００％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは、６００～７００℃の高温腐食環境での使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により母材１０の高温強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が５．００％を超えれば、合金の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～５．００％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．７０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは３．００％である。
Ｗ：０～５．００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗは０％であってもよい。Ｗが含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗはマトリクス（母相）に固溶して、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の高温強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．００％を超えれば、オーステナイトの安定性が低下し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～５．００％である。
Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｗ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．５０％である。
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗは０％であってもよい。Ｗが含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗはマトリクス（母相）に固溶して、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の高温強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．００％を超えれば、オーステナイトの安定性が低下し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～５．００％である。
Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｗ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．５０％である。
Ｃｏ：０～１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の母材１０の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
［第２群：Ｖ、Ｔａ及びＨｆについて］
本実施形態による母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｔａ及びＨｆからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖ、Ｔａ及びＨｆの元素はいずれも、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。
本実施形態による母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｔａ及びＨｆからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖ、Ｔａ及びＨｆの元素はいずれも、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。
Ｖ：０～１．００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、母材１０中の固溶Ｃが低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、母材１０中の固溶Ｃが低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｔａ：０～０．２０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。Ｔａが含有される場合、つまり、Ｔａ含有量が０％超である場合、Ｔａは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、母材１０中の固溶Ｃが低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．２０％である。
Ｔａ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。Ｔａが含有される場合、つまり、Ｔａ含有量が０％超である場合、Ｔａは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、母材１０中の固溶Ｃが低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０の時効靱性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．２０％である。
Ｔａ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
Ｈｆ：０～０．２０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。Ｈｆが含有される場合、つまり、Ｈｆ含有量が０％超である場合、Ｈｆは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、母材１０中の固溶Ｃが低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．２０％である。
Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。Ｈｆが含有される場合、つまり、Ｈｆ含有量が０％超である場合、Ｈｆは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、母材１０中の固溶Ｃが低減し、母材１０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、母材１０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．２０％である。
Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
［第３群：Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素について］
本実施形態による母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素は、いずれも、母材の熱間加工性を高める。
本実施形態による母材１０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素は、いずれも、母材の熱間加工性を高める。
Ｃａ：０～０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材１０の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えれば、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材１０の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えれば、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
Ｍｇ：０～０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材１０の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えれば、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材１０の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えれば、母材１０の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
希土類元素：０～０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材の熱間加工性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１００％を超えれば、母材の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、母材の熱間加工性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１００％を超えれば、母材の熱間加工性及びクリープ延性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ～７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
［（特徴２）溶接金属２０の化学組成について］
図５は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１において、溶接金属延在方向Ｌに垂直な断面図である。図５を参照して、溶接金属延在方向Ｌに垂直な溶接金属２０の断面において、溶接金属２０の表面での幅をｗ（ｍｍ）と定義する。そして、幅ｗの中央部での溶接金属２０の厚さをｔ（ｍｍ）と定義する。このとき、溶接金属２０の幅中央部であって、かつ、溶接金属２０の厚さ中央部（つまり、溶接金属２０の表面からｔ／２深さ部）を領域Ｐと定義する。領域Ｐの化学組成は、溶接金属２０の化学組成と定義する。溶接金属２０の化学組成は、次の元素を含有する。
図５は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１において、溶接金属延在方向Ｌに垂直な断面図である。図５を参照して、溶接金属延在方向Ｌに垂直な溶接金属２０の断面において、溶接金属２０の表面での幅をｗ（ｍｍ）と定義する。そして、幅ｗの中央部での溶接金属２０の厚さをｔ（ｍｍ）と定義する。このとき、溶接金属２０の幅中央部であって、かつ、溶接金属２０の厚さ中央部（つまり、溶接金属２０の表面からｔ／２深さ部）を領域Ｐと定義する。領域Ｐの化学組成は、溶接金属２０の化学組成と定義する。溶接金属２０の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０２０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、溶接金属２０の粒界にＣｒ炭化物（Ｍ２３Ｃ６型炭化物）を生成する。Ｃｒ炭化物の生成により、固溶Ｃｒが低減する。そのため、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以下である。
Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１７％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、溶接金属２０の粒界にＣｒ炭化物（Ｍ２３Ｃ６型炭化物）を生成する。Ｃｒ炭化物の生成により、固溶Ｃｒが低減する。そのため、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以下である。
Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過剰な低減は製造コストを高くする。したがって、工業生産上、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１７％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｓｉ：０．０１～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、溶接時に溶接金属２０を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、溶接金属２０の時効靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７６％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、溶接時に溶接金属２０を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、溶接金属２０の時効靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７６％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｍｎ：０．２０～２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、溶接時に溶接金属２０を脱酸する。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、溶接金属２０の高温強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～２．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは、０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は、１．９０％であり、さらに好ましくは１．８５％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、溶接時に溶接金属２０を脱酸する。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、溶接金属２０の高温強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～２．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは、０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は、１．９０％であり、さらに好ましくは１．８５％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
りん（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
りん（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００７％である。
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産上、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００７％である。
Ｃｒ：１６．０～２５．０％
クロム（Ｃｒ）は溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｃｒ含有量が１６．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えれば、溶接金属２０の時効靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０～２５．０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．５％であり、さらに好ましくは１７．０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２３．５％であり、さらに好ましくは２３．０％である。
クロム（Ｃｒ）は溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｃｒ含有量が１６．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えれば、溶接金属２０の時効靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０～２５．０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．５％であり、さらに好ましくは１７．０％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２３．５％であり、さらに好ましくは２３．０％である。
Ｎｉ：１５．０～４０．０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、溶接金属２０の時効靱性を高める。Ｎｉ含有量が１５．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が４０．０％を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は１５．０～４０．０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は１５．５％であり、さらに好ましくは１６．０％であり、さらに好ましくは１７．０％であり、さらに好ましくは１８．０％であり、さらに好ましくは１９．０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％であり、さらに好ましくは３６．５％であり、さらに好ましくは３５．０％であり、さらに好ましくは３３．０％である。
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、溶接金属２０の時効靱性を高める。Ｎｉ含有量が１５．０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が４０．０％を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は１５．０～４０．０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は１５．５％であり、さらに好ましくは１６．０％であり、さらに好ましくは１７．０％であり、さらに好ましくは１８．０％であり、さらに好ましくは１９．０％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％であり、さらに好ましくは３６．５％であり、さらに好ましくは３５．０％であり、さらに好ましくは３３．０％である。
Ｍｏ：２．５～５．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、溶接金属２０中の粒界にＣｒ炭化物（Ｍ２３Ｃ６型炭化物）が生成するのを抑制する。これにより、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｍｏはさらに、高温腐食環境下での溶接継手の使用中において、溶接金属２０中の固溶Ｍｏが使用環境中のＳと結合して、溶接金属２０の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜の形成により、溶接金属２０の耐ナフテン酸腐食性が高まる。Ｍｏ含有量が２．５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えれば、十分な時効靱性が得られない。したがって、Ｍｏ含有量は２．５～５．０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましくは２．７％であり、さらに好ましくは２．８％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、溶接金属２０中の粒界にＣｒ炭化物（Ｍ２３Ｃ６型炭化物）が生成するのを抑制する。これにより、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。Ｍｏはさらに、高温腐食環境下での溶接継手の使用中において、溶接金属２０中の固溶Ｍｏが使用環境中のＳと結合して、溶接金属２０の表面に硫化物皮膜を形成する。この硫化物皮膜の形成により、溶接金属２０の耐ナフテン酸腐食性が高まる。Ｍｏ含有量が２．５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えれば、十分な時効靱性が得られない。したがって、Ｍｏ含有量は２．５～５．０％である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．６％であり、さらに好ましくは２．７％であり、さらに好ましくは２．８％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
Ｎｂ：０．１０～２．００％
ニオブ（Ｎｂ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物を生成し、溶接金属２０中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。生成したＮｂのＭＸ型炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が２．００％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の長時間クリープ強度、靭性、及び、溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０～２．００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．４０であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合してＭＸ型炭窒化物を生成し、溶接金属２０中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。生成したＮｂのＭＸ型炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が２．００％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の長時間クリープ強度、靭性、及び、溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１０～２．００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．４０であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
Ｎ：０．０５～０．３０％
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｎ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３０％を超えれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、溶接金属２０において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５～０．３０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｎ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．３０％を超えれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、溶接金属２０において、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及び耐ナフテン酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５～０．３０％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は溶接時において溶接金属２０を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は溶接時において溶接金属２０を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。
Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｂ：０．００１０～０．００５０％
ボロン（Ｂ）は６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、６００～７００℃での高温腐食環境下において、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｂ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００１０～０．００５０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は、０．００１１％であり、さらに好ましくは０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。溶接金属２０中のＢ含有量が０．００３０％以上であれば特に、溶接継手１において優れたクリープ強度が得られる。
Ｂ含有量の好ましい上限は、０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
ボロン（Ｂ）は６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、６００～７００℃での高温腐食環境下において、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｂ含有量が０．００１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００１０～０．００５０％である。
Ｂ含有量の好ましい下限は、０．００１１％であり、さらに好ましくは０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。溶接金属２０中のＢ含有量が０．００３０％以上であれば特に、溶接継手１において優れたクリープ強度が得られる。
Ｂ含有量の好ましい上限は、０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の溶接金属２０の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、上記溶接金属２０の形成時において、原料である溶接材料や溶接時の環境から混入されるものであり、意図的に含有されるものではなく、上記溶接金属２０に悪影響を与えない範囲で許容されるものである。
［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
以下、これらの任意元素について説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。
以下、これらの任意元素について説明する。
［第１群：Ｃｕ、Ｗ及びＣｏについて］
本実施形態による溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、溶接金属２０のクリープ強度を高める。
本実施形態による溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｗ及びＣｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、溶接金属２０のクリープ強度を高める。
Ｃｕ：０～５．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは６００～７００℃の高温腐食環境での使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により溶接金属２０の高温強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が５．００％を超えれば、合金の溶接性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～５．００％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．７０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは１．９０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは６００～７００℃の高温腐食環境での使用中において、粒内にＣｕ相として析出して、析出強化により溶接金属２０の高温強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が５．００％を超えれば、合金の溶接性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～５．００％である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．７０％であり、さらに好ましくは３．６０％であり、さらに好ましくは３．５０％であり、さらに好ましくは１．９０％である。
Ｗ：０～５．００％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗは０％であってもよい。Ｗが含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗはマトリクス（母相）に固溶して、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．００％を超えれば、オーステナイトの安定性が低下し、溶接金属２０の時効靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～５．００％である。
Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｗ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．５０％である。
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗは０％であってもよい。Ｗが含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗはマトリクス（母相）に固溶して、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．００％を超えれば、オーステナイトの安定性が低下し、溶接金属２０の時効靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～５．００％である。
Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｗ含有量の好ましい上限は４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％であり、さらに好ましくは３．８０％であり、さらに好ましくは３．５０％である。
Ｃｏ：０～１．００％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。Ｃｏが含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、溶接金属２０の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が１．００％を超えれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．００％である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
［第２群：Ｖ、Ｔａ及びＨｆについて］
本実施形態による溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｔａ及びＨｆからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖ、Ｔａ及びＨｆの元素はいずれも、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。
本実施形態による溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｔａ及びＨｆからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖ、Ｔａ及びＨｆの元素はいずれも、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。
Ｖ：０～１．００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、溶接金属２０中の固溶Ｃが低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の時効靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、溶接金属２０中の固溶Ｃが低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が１．００％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の時効靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｔａ：０～０．２０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。Ｔａが含有される場合、つまり、Ｔａ含有量が０％超である場合、Ｔａは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、溶接金属２０中の固溶Ｃが低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の時効靱性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．２０％である。
耐ポリチオン酸ＳＣＣ性をさらに有効に高めるためのＴａ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔａ含有量は０％であってもよい。Ｔａが含有される場合、つまり、Ｔａ含有量が０％超である場合、Ｔａは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、溶接金属２０中の固溶Ｃが低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０の時効靱性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．２０％である。
耐ポリチオン酸ＳＣＣ性をさらに有効に高めるためのＴａ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
Ｈｆ：０～０．２０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。Ｈｆが含有される場合、つまり、Ｈｆ含有量が０％超である場合、Ｈｆは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、溶接金属２０中の固溶Ｃが低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．２０％である。
Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。Ｈｆが含有される場合、つまり、Ｈｆ含有量が０％超である場合、Ｈｆは、６００～７００℃の高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成する。これにより、溶接金属２０中の固溶Ｃが低減し、溶接金属２０の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が０．２０％を超えれば、δフェライトが生成し、溶接金属２０のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．２０％である。
Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
［第３群：Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素について］
本実施形態による溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素は、いずれも、溶接金属２０の延性を高める。
本実施形態による溶接金属２０の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素は、いずれも、溶接金属２０の延性を高める。
Ｃａ：０～０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の延性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の延性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
Ｍｇ：０～０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の延性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇが含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の延性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００４％である。
希土類元素：０～０．１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の延性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１００％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、つまり、ＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、溶接金属２０の延性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１００％を超えれば、溶接金属２０の延性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１００％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
［（特徴３）溶接金属２０でのＦ１について］
溶接金属２０ではさらに、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下である。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
溶接金属２０ではさらに、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下である。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１は、溶接金属２０の耐溶接高温割れ性に関する指標である。Ｂ、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｐ、Ｓ、Ｓｉ、及びＷはいずれも、溶接時に溶接高温割れを促進する元素である。これらの元素含有量で構成されるＦ１が２．３０を超えれば、他の特徴１、特徴２、特徴４を満たしても、溶接時において、溶接金属２０での耐溶接高温割れ性が低下する。
Ｆ１が２．３０以下であれば、他の特徴１、特徴２、特徴４を満たすことを前提として、溶接金属２０において、十分な耐溶接高温割れ性が得られる。したがって、Ｆ１は２．３０以下である。
Ｆ１の好ましい上限は２．２８であり、さらに好ましくは２．２５であり、さらに好ましくは２．２２であり、さらに好ましくは２．２０であり、さらに好ましくは２．１８であり、さらに好ましくは２．１５であり、さらに好ましくは２．１０であり、さらに好ましくは２．０５である。なお、Ｆ１は、得られた値の小数第三位を四捨五入して得られた値（小数第二位の値）である。
Ｆ１が２．３０以下であれば、他の特徴１、特徴２、特徴４を満たすことを前提として、溶接金属２０において、十分な耐溶接高温割れ性が得られる。したがって、Ｆ１は２．３０以下である。
Ｆ１の好ましい上限は２．２８であり、さらに好ましくは２．２５であり、さらに好ましくは２．２２であり、さらに好ましくは２．２０であり、さらに好ましくは２．１８であり、さらに好ましくは２．１５であり、さらに好ましくは２．１０であり、さらに好ましくは２．０５である。なお、Ｆ１は、得られた値の小数第三位を四捨五入して得られた値（小数第二位の値）である。
［（特徴４）溶接金属２０でのＦ２について］
溶接金属２０の延在方向に垂直な溶接金属の断面において、溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全てのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である。
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
溶接金属２０の延在方向に垂直な溶接金属の断面において、溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全てのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である。
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
Ｆ２は、溶接金属２０の正方形領域における、Ｍｏ偏析度に関する指標である。本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１では、耐ナフテン酸腐食性を高めるために、Ｍｏ含有量が高い。Ｍｏは耐ナフテン酸腐食性を高めるものの、粒界に偏析しやすい。
［Ｍｏ］Ｈは正方形領域において、Ｍｏ含有量が平均値［Ｍｏ］ＡＶＥより高い領域でのＭｏ含有量を意味する。つまり、［Ｍｏ］Ｈは偏析しているＭｏ含有量の指標である。一方、［Ｍｏ］Ｌは正方形領域において、Ｍｏ含有量が平均値［Ｍｏ］ＡＶＥより低い領域でのＭｏ含有量を意味する。つまり、［Ｍｏ］ＬはＭｏが偏析している領域以外の他の領域でのＭｏ含有量の指標である。
Ｆ２が高ければ、正方形領域でのＭｏの偏析度が高い。つまり、粒界でのＭｏ偏析度が高いと考えられる。この場合、粒界でのＭｏ濃度が高く、粒内でのＭｏ濃度が低くなる。そのため、粒界の強度が、粒内の強度よりも過剰に高くなる。つまり、溶接金属２０での粒界強度と粒内強度との差分が大きくなる。その結果、耐ナフテン酸腐食性及び時効靱性が十分に得られない。
Ｆ２が２．５以下であれば、正方形領域でのＭｏの偏析度が十分に抑えられている。そのため、溶接金属２０での粒界強度と粒内強度の差分が小さくなる。その結果、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られる。
Ｆ２の好ましい上限は２．４であり、さらに好ましくは２．３であり、さらに好ましくは２．２であり、さらに好ましくは２．１であり、さらに好ましくは２．０であり、さらに好ましくは１．８であり、さらに好ましくは１．６であり、さらに好ましくは１．４である。
［Ｆ２測定方法］
Ｆ２は次の方法により測定できる。
図５を参照して、溶接金属延在方向Ｌに垂直な溶接金属２０の断面において、溶接金属２０の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属２０の厚さ中央部である領域Ｐを特定する。さらに、領域Ｐにおいて、１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を含む表面（観察面）を有する試験片を採取する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面から、任意の正方形領域を選択する。選択された正方形領域に対して、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いた面分析を実施する。具体的には、正方形領域を１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画する。そして、各微小正方形に対して、元素分析を実施する。加速電圧を１５ｋＶ、照射電流を４００ｎＡ、ビーム径を２μｍ、積算時間を０．１秒とする。測定対象元素を、Ｍｏとし、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求める。得られた全てのＭｏ含有量（質量％）の算術平均値を、［Ｍｏ］ＡＶＥと定義する。
Ｆ２は次の方法により測定できる。
図５を参照して、溶接金属延在方向Ｌに垂直な溶接金属２０の断面において、溶接金属２０の表面での幅中央部であって、かつ、溶接金属２０の厚さ中央部である領域Ｐを特定する。さらに、領域Ｐにおいて、１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を含む表面（観察面）を有する試験片を採取する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面から、任意の正方形領域を選択する。選択された正方形領域に対して、電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）を用いた面分析を実施する。具体的には、正方形領域を１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画する。そして、各微小正方形に対して、元素分析を実施する。加速電圧を１５ｋＶ、照射電流を４００ｎＡ、ビーム径を２μｍ、積算時間を０．１秒とする。測定対象元素を、Ｍｏとし、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求める。得られた全てのＭｏ含有量（質量％）の算術平均値を、［Ｍｏ］ＡＶＥと定義する。
測定された全てのＭｏ含有量のうち、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の微小正方形区域と、［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の微小正方形区域とを分ける。［Ｍｏ］ＡＶＥと同じＭｏ含有量の微小正方形区域は除外する。
［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の微小正方形区域でのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義する。［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の微小正方形区域でのＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義する。得られた［Ｍｏ］Ｈ及び［Ｍｏ］Ｈに基づいて、式（２）を用いてＦ２を求める。
［本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接材料について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の溶接金属２０の溶接材料として、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１５．０～４０．０％、Ｍｏ：２．５～５．０％、Ｎｂ：０．１０～２．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料を用いる。オーステナイト系ステンレス合金溶接材料の化学組成中の各元素の作用、好ましい下限、及び、好ましい上限は、溶接金属２０の化学組成中の各元素の作用、好ましい下限、及び好ましい上限と同じである。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の溶接金属２０の溶接材料として、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６．０～２５．０％、Ｎｉ：１５．０～４０．０％、Ｍｏ：２．５～５．０％、Ｎｂ：０．１０～２．００％、Ｎ：０．０５～０．３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｕ：０～５．００％、Ｗ：０～５．００％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．２０％、Ｈｆ：０～０．２０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、希土類元素：０～０．１００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料を用いる。オーステナイト系ステンレス合金溶接材料の化学組成中の各元素の作用、好ましい下限、及び、好ましい上限は、溶接金属２０の化学組成中の各元素の作用、好ましい下限、及び好ましい上限と同じである。
上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス合金溶接材料を、後述の溶接方法で母材１０に溶接することにより、溶接金属２０が形成される。オーステナイト系ステンレス合金溶接材料の化学組成が上述の範囲から外れる場合、溶接金属２０を形成することができない。
［オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の効果］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は特徴１～特徴４を満たす。そのため、溶接金属２０において、十分な耐溶接高温割れ性が得られ、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られ、十分な耐ナフテン酸腐食性が得られ、及び、十分な時効靱性が得られる。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は特徴１～特徴４を満たす。そのため、溶接金属２０において、十分な耐溶接高温割れ性が得られ、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られ、十分な耐ナフテン酸腐食性が得られ、及び、十分な時効靱性が得られる。
［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法の一例を説明する。以降に説明するオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有するオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法の好ましい一例である。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法の一例を説明する。以降に説明するオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有するオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法の好ましい一例である。
製造方法の一例は、次の工程を含む。
（工程１）母材準備工程
（工程２）溶接工程
以下、工程１及び２について説明する。
（工程１）母材準備工程
（工程２）溶接工程
以下、工程１及び２について説明する。
［（工程１）母材準備工程］
母材準備工程では、特徴１を満たす母材１０を準備する。母材１０の形状は特に限定されない。母材１０は、上述のとおり、合金板であってもよいし、合金管であってもよい。母材１０は棒材であってもよいし、形鋼であってもよい。
母材準備工程では、特徴１を満たす母材１０を準備する。母材１０の形状は特に限定されない。母材１０は、上述のとおり、合金板であってもよいし、合金管であってもよい。母材１０は棒材であってもよいし、形鋼であってもよい。
母材１０を製造する場合、母材準備工程は、次の工程を含む。
（工程１１）準備工程
（工程１２）熱間加工工程
（工程１３）冷間加工工程
（工程１４）溶体化処理工程
以下、工程１１～工程１４について説明する。
（工程１１）準備工程
（工程１２）熱間加工工程
（工程１３）冷間加工工程
（工程１４）溶体化処理工程
以下、工程１１～工程１４について説明する。
［（工程１１）準備工程］
特徴１を満たす溶融合金を製造する。例えば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶融合金を製造する。製造された溶融合金に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶融合金から、素材を製造する。素材の製造方法は例えば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材は例えば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶融合金を造塊法によりインゴットにしてもよい。
特徴１を満たす溶融合金を製造する。例えば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶融合金を製造する。製造された溶融合金に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶融合金から、素材を製造する。素材の製造方法は例えば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材は例えば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶融合金を造塊法によりインゴットにしてもよい。
［（工程１２）熱間加工工程］
準備された素材（連続鋳造材又はインゴット）を熱間加工して、母材を製造する。例えば、素材に対して熱間圧延を実施して、母材１０である合金板を製造する。また、素材に対して熱間押出や熱間穿孔圧延等を実施して、母材１０である合金管を製造する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。熱間加工の加工終了温度は例えば、１０００℃以上であり、さらに好ましくは、１０５０℃以上である。ここでいう加工終了温度とは、最終の熱間加工が完了した直後の母材１０の温度を意味する。
準備された素材（連続鋳造材又はインゴット）を熱間加工して、母材を製造する。例えば、素材に対して熱間圧延を実施して、母材１０である合金板を製造する。また、素材に対して熱間押出や熱間穿孔圧延等を実施して、母材１０である合金管を製造する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。熱間加工の加工終了温度は例えば、１０００℃以上であり、さらに好ましくは、１０５０℃以上である。ここでいう加工終了温度とは、最終の熱間加工が完了した直後の母材１０の温度を意味する。
［（工程１３）冷間加工工程］
熱間加工工程後の母材に対して、必要に応じて、冷間加工を実施してもよい。母材１０が合金管である場合、冷間加工は例えば、冷間引抜や冷間圧延である。母材１０が合金板である場合、冷間加工は例えば、冷間圧延等である。
熱間加工工程後の母材に対して、必要に応じて、冷間加工を実施してもよい。母材１０が合金管である場合、冷間加工は例えば、冷間引抜や冷間圧延である。母材１０が合金板である場合、冷間加工は例えば、冷間圧延等である。
［（工程１４）溶体化処理工程］
熱間加工工程後、又は、冷間加工工程後、必要に応じて、母材１０に対して溶体化処理を実施してもよい。溶体化処理工程では、組織の均一化、及び炭窒化物の固溶を行う。好ましい溶体化処理温度は１０００～１２５０℃である。上記溶体化処理温度での保持時間は特に限定されないが、例えば２分～６０分である。
熱間加工工程後、又は、冷間加工工程後、必要に応じて、母材１０に対して溶体化処理を実施してもよい。溶体化処理工程では、組織の均一化、及び炭窒化物の固溶を行う。好ましい溶体化処理温度は１０００～１２５０℃である。上記溶体化処理温度での保持時間は特に限定されないが、例えば２分～６０分である。
［（工程２）溶接工程］
準備された母材１０に対して溶接を実施して、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を製造する。母材１０の端部に開先を形成する。開先が形成された２つの母材１０を準備する。準備された母材１０の開先同士を突き合わせる。そして、突き合わされた一対の開先部に対して、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス合金溶接材料を用いて溶接を実施して、上述の化学組成を有する溶接金属２０を形成する。
準備された母材１０に対して溶接を実施して、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を製造する。母材１０の端部に開先を形成する。開先が形成された２つの母材１０を準備する。準備された母材１０の開先同士を突き合わせる。そして、突き合わされた一対の開先部に対して、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス合金溶接材料を用いて溶接を実施して、上述の化学組成を有する溶接金属２０を形成する。
なお、オーステナイト系ステンレス合金溶接材料は、以下の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶融合金を製造する。例えば、電気炉やＡＯＤ炉、ＶＯＤ炉を用いて、上記溶融合金を製造する。製造された溶融合金に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶融合金から、素材（連続鋳造材、又は、インゴット）を製造する。素材に対して周知の熱間加工を実施して、ワイヤー状のオーステナイト系ステンレス合金溶接材料を製造する。
オーステナイト系ステンレス合金溶接材料を用いた母材１０の溶接方法は例えば、ティグ溶接（ＧＴＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）、フラックス入りワイヤアーク溶接（ＦＣＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）である。
溶接工程において、母材１０が合金板の場合、例えば、合金板の端面又は側面に開先が形成される。母材１０が合金管である場合、合金管の軸方向における管端部に開先が形成される。母材１０が合金管の場合、例えば、周溶接を実施することにより、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を形成する。
溶接工程では、次の条件を満たすように溶接を実施する。
（条件１）入熱量：３．０ｋＪ／ｍｍ以下
（条件２）層間温度：１５０℃以下
（条件３）溶接時の１３００℃での冷却速度をＣＲ（℃／秒）、溶接速度をＶ（ｍｍ／秒）としたとき、次の式で定義されるＦＡを０．６０よりも大きくする。
ＦＡ＝Ｖ－０．００５６×（ＣＲ／Ｖ）
ここで、層間温度とは、多層盛溶接において、次の層の溶接を開始する直前の溶接部の層の表面温度（℃）を意味する。層間温度が１５０℃以下とは、各層を形成した後の各層間温度が１５０℃以下であることを意味する。つまり、条件２の層間温度とは、１又は複数の層間温度での最高温度が１５０℃以下であることを意味する。
（条件１）入熱量：３．０ｋＪ／ｍｍ以下
（条件２）層間温度：１５０℃以下
（条件３）溶接時の１３００℃での冷却速度をＣＲ（℃／秒）、溶接速度をＶ（ｍｍ／秒）としたとき、次の式で定義されるＦＡを０．６０よりも大きくする。
ＦＡ＝Ｖ－０．００５６×（ＣＲ／Ｖ）
ここで、層間温度とは、多層盛溶接において、次の層の溶接を開始する直前の溶接部の層の表面温度（℃）を意味する。層間温度が１５０℃以下とは、各層を形成した後の各層間温度が１５０℃以下であることを意味する。つまり、条件２の層間温度とは、１又は複数の層間温度での最高温度が１５０℃以下であることを意味する。
ＦＡはＭｏ偏析を抑制するための指標である。溶接速度Ｖが大きくなるほど、又は、溶接金属２０の延在方向での温度勾配（＝ＣＲ／Ｖ）が小さいほど、溶接金属２０の凝固時におけるＭｏ偏析が抑制される。ＦＡを０．６０よりも大きくすれば、溶接金属２０でのＭｏ偏析を十分に抑制することができる。
ここで、１３００℃での冷却速度ＣＲは次の方法で測定できる。溶接工程での溶接時において、熱電対を溶融池に挿入して、冷却曲線を得る。得られた冷却曲線から、１３００℃での冷却速度ＣＲ（℃／秒）を求める。
また、溶接速度Ｖ（ｍｍ／秒）は、自動溶接の場合は、溶接装置の溶接トーチの移動速度の設定により決定され、合金管の周溶接の場合は、溶接装置又はポジショナー（回転装置）の移動速度の設定により決定される。
上述の条件１～条件３を満たせば、特徴２～特徴４を満たす溶接金属２０を形成することができる。
また、溶接速度Ｖ（ｍｍ／秒）は、自動溶接の場合は、溶接装置の溶接トーチの移動速度の設定により決定され、合金管の周溶接の場合は、溶接装置又はポジショナー（回転装置）の移動速度の設定により決定される。
上述の条件１～条件３を満たせば、特徴２～特徴４を満たす溶接金属２０を形成することができる。
以上の製造工程により、特徴１～特徴４を満たすオーステナイト系ステンレス合金溶接継手を製造できる。なお、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１の製造方法は、上述の製造方法に限定されない。特徴１～特徴４を満たすオーステナイト系ステンレス合金溶接継手１を製造できれば、他の方法により製造してもよい。
以下、実施例により本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手はこの一条件例に限定されない。
［オーステナイト系ステンレス合金溶接継手の製造］
［母材の製造］
表１－１及び表１－２の化学組成を有する母材用の溶融合金を製造した。
［母材の製造］
表１－１及び表１－２の化学組成を有する母材用の溶融合金を製造した。
具体的には、溶融合金を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ３０ｍｍの合金板とした。さらに、熱間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの合金板とした。熱間圧延時の加工終了温度はいずれも１０５０℃以上であった。熱間圧延後の合金板に対して、溶体化処理を実施した。いずれの合金板においても、溶体化処理温度は１１５０℃であり、溶体化処理時間はいずれも１０分であった。溶体化処理後の母材を水冷した。以上の製造工程により、厚さ１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの合金板（母材）を製造した。
［溶接材料の製造］
表２－１及び表２－２に示す化学組成を有する溶接材料を準備した。各溶接材料番号の化学組成のうち、表２－１及び表２－２に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。
表２－１及び表２－２に示す化学組成を有する溶接材料を準備した。各溶接材料番号の化学組成のうち、表２－１及び表２－２に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。
溶融合金を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットに対して、周知の方法で熱間鍛造及び熱間圧延、冷間圧延、及び、熱処理を実施して、外径１．２ｍｍの溶接ワイヤ（オーステナイト系ステンレス合金溶接材料）を製造した。
［オーステナイト系ステンレス合金溶接継手の製造］
表１－１及び表１－２の母材、及び、表２－１、表２－２の溶接材料を用いて、次の製造方法により、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手を製造した。
表１－１及び表１－２の母材、及び、表２－１、表２－２の溶接材料を用いて、次の製造方法により、オーステナイト系ステンレス合金溶接継手を製造した。
表１－１及び表１－２の母材として、図６に示す合金板を２枚、機械加工により作製した。図６において、「ｍｍ」が付属した数値は、母材である合金板の寸法（単位はｍｍ）を示す。合金板は、長手方向に延びる側面に開先面を有した。開先面は、開先角度は３０°であり、ルート厚さが１ｍｍのＶ開先面とした。
図７に示すように、拘束板３０を準備した。拘束板３０は、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍであり、ＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００８）に記載の「ＳＭ４００Ｃ」に相当する化学組成を有するものを利用した。
拘束板３０上に、２枚の母材（板材）１０を配置した。このとき、２枚の母材１０の開先面を互いに突き合わせた。２枚の母材１０を配置した後、被覆アーク溶接棒を用いて、母材１０の四周を拘束溶接した。被覆アーク溶接棒は、ＪＩＳ Ｚ ３２２４（２０１０）に規定の「ＥＮｉＣｒＭｏ－３」に相当する化学組成を有するものを利用した。
母材１０の四周を拘束溶接した後、表２－１及び表２－２の溶接材料を用いて、ティグ溶接（ＧＴＡＷ）による多層盛溶接を実施して溶接金属を形成した。各試験番号において、溶接時の入熱量（ｋＪ／ｍｍ）、多層盛溶接での各層での層間温度の最高温度（℃）、溶接速度Ｖ（℃／秒）、１３００℃での冷却速度ＣＲ（ｍｍ／秒）、及び、ＦＡは、表４の「溶接条件」欄の「入熱量（ｋＪ／ｍｍ）」欄、「層間温度（℃）」欄、「溶接速度Ｖ（ｍｍ／秒）」欄、「冷却速度ＣＲ（℃／秒）」欄、及び、「ＦＡ」欄に示すとおりであった。以上の製造工程により、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手を製造した。
［溶接金属の化学組成分析について］
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成を、ＪＩＳ Ｇ０３２１：２０１７に準拠した周知の成分分析法で測定した。具体的には、ドリルを用いて、溶接金属の幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部の領域Ｐから、切粉を採取した。採取した切粉を酸に溶解させて溶液を得た。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施した。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求めた。Ｎ含有量及びＯ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求めた。
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の幅中央位置かつ厚さ中央位置での化学組成を、ＪＩＳ Ｇ０３２１：２０１７に準拠した周知の成分分析法で測定した。具体的には、ドリルを用いて、溶接金属の幅中央部であって、かつ、溶接金属の厚さ中央部の領域Ｐから、切粉を採取した。採取した切粉を酸に溶解させて溶液を得た。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施した。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求めた。Ｎ含有量及びＯ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求めた。
得られた溶接金属の化学組成を表３－１及び表３－２に示す。
［評価試験］
製造されたオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、次の試験を実施した。
（試験１）Ｆ２測定試験
（試験２）耐溶接高温割れ性評価試験
（試験３）耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験
（試験４）耐ナフテン酸腐食性評価試験
（試験５）時効靱性評価試験
以下、試験１～試験５について説明する。
製造されたオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、次の試験を実施した。
（試験１）Ｆ２測定試験
（試験２）耐溶接高温割れ性評価試験
（試験３）耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験
（試験４）耐ナフテン酸腐食性評価試験
（試験５）時効靱性評価試験
以下、試験１～試験５について説明する。
［（試験１）Ｆ２測定試験］
上述の［Ｆ２測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の溶接金属でのＦ２を求めた。得られたＦ２値を表４に示す。
上述の［Ｆ２測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の溶接金属でのＦ２を求めた。得られたＦ２値を表４に示す。
［（試験２）耐溶接高温割れ性評価試験］
次の方法により、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の耐溶接高温割れ性を評価した。各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の部分から、溶接線と直交する断面のミクロ組織観察用試験片を１０個採取した。試験片のサイズを１５ｍｍ×３０ｍｍ×１０ｍｍとした。採取した試験片の表面のうち、溶接線と直交する断面に相当する表面を「観察面」とした。観察面は１５×３０ｍｍであった。観察面を鏡面研磨し、混酸にてエッチングした。エッチングした試験片の表面を、２００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、観察面の溶接金属内に溶接高温割れが発生したか否かを目視により判断した。評価結果を表４に示す。採取した１０個の試験片のいずれにおいても溶接金属に割れが確認されない場合、十分な耐溶接高温割れ性が得られたと判断した（表４中で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」）。一方、１０個の試験片のうちの１つでも割れが確認された場合、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかったと判断した（表４中で「ＮＡ（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔｅｄ）」）。なお、耐溶接鋼管割れ性評価試験で「ＮＡ」判定の試験番号については、試験３以降の試験を実施しなかった。
次の方法により、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の耐溶接高温割れ性を評価した。各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の部分から、溶接線と直交する断面のミクロ組織観察用試験片を１０個採取した。試験片のサイズを１５ｍｍ×３０ｍｍ×１０ｍｍとした。採取した試験片の表面のうち、溶接線と直交する断面に相当する表面を「観察面」とした。観察面は１５×３０ｍｍであった。観察面を鏡面研磨し、混酸にてエッチングした。エッチングした試験片の表面を、２００倍の光学顕微鏡を用いて観察した。そして、観察面の溶接金属内に溶接高温割れが発生したか否かを目視により判断した。評価結果を表４に示す。採取した１０個の試験片のいずれにおいても溶接金属に割れが確認されない場合、十分な耐溶接高温割れ性が得られたと判断した（表４中で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」）。一方、１０個の試験片のうちの１つでも割れが確認された場合、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかったと判断した（表４中で「ＮＡ（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔｅｄ）」）。なお、耐溶接鋼管割れ性評価試験で「ＮＡ」判定の試験番号については、試験３以降の試験を実施しなかった。
［（試験３）耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験］
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を、次の方法で評価した。
初めに、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、高温環境下での使用を想定して、６５０℃で３０００時間の時効処理を実施した。時効処理後のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手において、図８に示すとおり、領域Ｐを含み、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの板状試験片４０を作製した。板状試験片４０の厚さ２ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、板状試験片４０の長さ７５ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗの長さに相当し、板状試験片４０の幅１０ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌの長さに対応した。板状試験片４０の長さ７５ｍｍの中央位置に、溶接金属２０の領域Ｐが位置するように、板状試験片４０を作製した。
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を、次の方法で評価した。
初めに、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、高温環境下での使用を想定して、６５０℃で３０００時間の時効処理を実施した。時効処理後のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手において、図８に示すとおり、領域Ｐを含み、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの板状試験片４０を作製した。板状試験片４０の厚さ２ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、板状試験片４０の長さ７５ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗの長さに相当し、板状試験片４０の幅１０ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌの長さに対応した。板状試験片４０の長さ７５ｍｍの中央位置に、溶接金属２０の領域Ｐが位置するように、板状試験片４０を作製した。
ＪＩＳ Ｇ ０５７６：２００１「ステンレス鋼の応力腐食割れ試験方法」に準じて、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性評価試験を実施した。具体的には、板状試験片を、内側半径５ｍｍのポンチ周りに曲げてＵベンド形とした（湾曲部が溶接金属に相当）。Ｕベンド形の板状試験片を、Ｗａｃｋｅｎｒｏｄｅｒ溶液（蒸留水中にＳＯ２ガスを吹き込んで作成したＨ２ＳＯ３飽和水溶液に多量のＨ２Ｓガスを吹き込んだ溶液）中に常温で１００時間浸漬した。浸漬後の板状試験片に対して、板状試験片の溶接金属部分の割れの有無を倍率５００倍で顕微鏡観察して、割れの有無を確認した。評価結果を表４に示す。試験片の溶接金属部分に割れが確認されなかった場合、溶接金属において、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られたと判断した（表４中で「Ｅ」）。一方、試験片の溶接金属部分に割れが確認された場合、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られなかったと判断した（表４中で「ＮＡ」）。
［（試験４）耐ナフテン酸腐食性評価試験］
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の耐ナフテン酸腐食性を、次の方法で評価した。初めに、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、領域Ｐを含む溶接金属試験片を採取した。具体的には、図８に示す板状試験片４０と同様に、領域Ｐを含み、厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を作製した。試験片の厚さ３ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、試験片の長さ３０ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗの長さに相当し、試験片の幅１０ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌの長さに相当した。領域Ｐが試験片の長さ方向の中央部であって、厚さ方向の中央部になるように、試験片を作製した。
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の耐ナフテン酸腐食性を、次の方法で評価した。初めに、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、領域Ｐを含む溶接金属試験片を採取した。具体的には、図８に示す板状試験片４０と同様に、領域Ｐを含み、厚さ３ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を作製した。試験片の厚さ３ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、試験片の長さ３０ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗの長さに相当し、試験片の幅１０ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌの長さに相当した。領域Ｐが試験片の長さ方向の中央部であって、厚さ方向の中央部になるように、試験片を作製した。
作製した試験片を常圧下において、２００℃の１００％シクロヘキサンカルボン酸溶液（試験液）に試験片を７２０時間浸漬した。７２０時間が経過した後、試験片を取り出した。
７２０時間経過後、取り出した試験片に対して、アセトンを用いて、超音波洗浄を３分実施した。
試験前の試験片の質量と、超音波洗浄後の試験片の質量との差を腐食減量として算出した。さらに、試験片の表面積、比重、及び、試験時間から腐食速度（ｍｍ／ｙ）を求めた。評価結果を表４に示す。腐食速度が０．０１０ｍｍ／ｙ以下である場合、溶接金属において、十分な耐ナフテン酸腐食性が得られていると判断した。一方、腐食速度が０．０１０ｍｍ／ｙを超えた場合、十分な耐ナフテン酸腐食性が得られなかったと判断した。
［（試験５）時効靱性評価試験］
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の時効靭性を、次の方法で評価した。初めに、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、図９に示す位置から、領域Ｐを含むＶノッチ試験片５０を作製した。試験片５０の幅を１０ｍｍ、厚さを１０ｍｍとし、長さを５５ｍｍとした。試験片の厚さ１０ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、試験片の幅１０ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗの長さに相当し、試験片の長さ５５ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌの長さに相当した。試験片５０の幅中央位置に溶接金属２０の領域Ｐが位置するように、試験片５０を作製した。試験片５０の長さ中央位置に、Ｖノッチを形成した。Ｖノッチ角度を４５°とし、ノッチ深さを２ｍｍとし、ノッチ底半径を０．２５ｍｍとした。３つのＶノッチ試験片５０を作製した。
各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手の溶接金属の時効靭性を、次の方法で評価した。初めに、各溶接金属番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手に対して、図９に示す位置から、領域Ｐを含むＶノッチ試験片５０を作製した。試験片５０の幅を１０ｍｍ、厚さを１０ｍｍとし、長さを５５ｍｍとした。試験片の厚さ１０ｍｍは溶接金属厚さ方向Ｔの長さに相当し、試験片の幅１０ｍｍは、溶接金属幅方向Ｗの長さに相当し、試験片の長さ５５ｍｍは、溶接金属延在方向Ｌの長さに相当した。試験片５０の幅中央位置に溶接金属２０の領域Ｐが位置するように、試験片５０を作製した。試験片５０の長さ中央位置に、Ｖノッチを形成した。Ｖノッチ角度を４５°とし、ノッチ深さを２ｍｍとし、ノッチ底半径を０．２５ｍｍとした。３つのＶノッチ試験片５０を作製した。
試験片５０に対して、６５０℃で１０００時間保持する時効処理を実施した。１０００時間保持後、試験片を常温まで放冷した。時効処理後の試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠したシャルピー衝撃試験を常温、大気中にて実施した。試験により得られた３つの衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）の算術平均値を、その試験番号の高温時効処理後の衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）と定義した。評価結果を表４に示す。得られた衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、溶接金属において十分な時効靱性が得られた。一方、得られた衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満であれば、溶接金属において、十分な時効靱性が得られなかったと判断した。
［試験結果］
表１－１、表１－２、表２－１、表２－２、表３－１、表３－２及び表４を参照して、試験番号１～２５では、母材、溶接材料、溶接金属の化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手は、特徴１～特徴４を満たした。そのため、これらの試験番号では、十分な耐溶接高温割れ性、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られた。
表１－１、表１－２、表２－１、表２－２、表３－１、表３－２及び表４を参照して、試験番号１～２５では、母材、溶接材料、溶接金属の化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手は、特徴１～特徴４を満たした。そのため、これらの試験番号では、十分な耐溶接高温割れ性、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られた。
一方、試験番号２６及び３１では、溶接材料のＭｏ含有量が低すぎた。そのため、溶接金属のＭｏ含有量が低すぎた。そのため、十分な耐ナフテン酸腐食性が得られなかった。
試験番号２７及び２８では、溶接材料のＣ含有量が高すぎた。そのため、溶接金属のＣ含有量が高すぎた。そのため、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が得られなかった。
試験番号２９及び３２では、溶接材料のＭｏ含有量が高すぎた。そのため、溶接金属のＭｏ含有量が高すぎた。そのため、試験番号２９では、十分な時効靱性が得られなかった。試験番号３２ではさらに、Ｆ１が２．３０を超えた。そのため、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかった。
試験番号３０及び３３では、溶接材料のＮｉ含有量が低すぎた。そのため、溶接金属のＮｉ含有量が低すぎた。そのため、十分な時効靱性が得られなかった。
試験番号３４では、溶接材料のＢ含有量が高すぎた。そのため、溶接金属のＢ含有量が高すぎた。そのため、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかった。
試験番号３５では、母材及び溶接材料の化学組成は適切であったものの、溶接条件の入熱量が高すぎた。そのため、Ｆ２が２．５を超えた。その結果、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られなかった。
試験番号３６では、母材のＣ含有量が高すぎた。そのため、溶接金属のＣ含有量が高すぎた。さらに、層間温度が１５０℃を超えた。そのため、Ｆ２が２．５を超えた。そのため、十分な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靭性が得られなかった。
試験番号３７では、母材のＢ含有量が高すぎた。そのため、溶接金属のＢ含有量が高すぎた。そのため、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかった。
試験番号３８では、母材のＭｏ含有量が低すぎた。そのため、溶接金属のＭｏ含有量が低すぎた。そのため、十分な耐ナフテン酸腐食性が得られなかった。
試験番号３９及び４０では、母材及び溶接金属の化学組成が適切であったものの、Ｆ１が２．３０を超えた。そのため、十分な耐溶接高温割れ性が得られなかった。
試験番号４１では、母材及び溶接材料の化学組成は適切であったものの、入熱量及び層間温度がいずれも高かった。そのため、Ｆ２が２．５を超えた。その結果、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られなかった。
試験番号４２では、母材及び溶接材料の化学組成は適切であったものの、入熱量が高すぎた。そのため、Ｆ２が２．５を超えた。その結果、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られなかった。
試験番号４３では、母材及び溶接材料の化学組成は適切であったものの、層間温度が高すぎた。そのため、Ｆ２が２．５を超えた。その結果、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られなかった。
試験番号４４では、母材及び溶接材料の化学組成は適切であったものの、ＦＡが０．６０以下であった。そのため、Ｆ２が２．５を超えた。その結果、十分な耐ナフテン酸腐食性、及び、十分な時効靱性が得られなかった。
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
１ オーステナイト系ステンレス合金溶接継手
１０ 母材
２０ 溶接金属
１０ 母材
２０ 溶接金属
Claims (4)
- 母材と溶接金属とを備え、
前記母材の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１０．０～３０．０％、
Ｍｏ：０．１～５．０％、
Ｎｂ：０．２０～１．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０～０．００８０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦ１が２．３０以下であり、
前記溶接金属の延在方向に垂直な前記溶接金属の断面において、前記溶接金属の表面での幅中央部であって、かつ、前記溶接金属の厚さ中央部での１ｍｍ×１ｍｍの正方形領域を、１００μｍ×１００μｍの微小正方形区域に区画し、各微小正方形区域での質量％でのＭｏ含有量を求め、得られた全ての前記Ｍｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］ＡＶＥと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも高いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｈと定義し、得られた全ての前記Ｍｏ含有量のうち、前記［Ｍｏ］ＡＶＥよりも低いＭｏ含有量の算術平均値を［Ｍｏ］Ｌと定義したとき、
式（２）で定義されるＦ２が２．５以下である、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。
Ｆ１＝１３０Ｂ＋８Ｃ＋０．０２５Ｃｒ＋０．２５Ｍｎ＋０．０８Ｍｏ＋０．６Ｎｂ＋１２Ｐ＋７．６Ｓ＋０．７８Ｓｉ＋０．０１２Ｗ （１）
Ｆ２＝［Ｍｏ］Ｈ／［Ｍｏ］Ｌ （２）
ここで、式（１）中の各元素記号には、前記溶接金属中の対応する元素の含有量が質量％で代入される。 - 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手であって、
前記母材の前記化学組成は、
Ｂ：０．０００１～０．００８０％、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｗ：０．０１～５．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．２０％、
Ｈｆ：０．０１～０．２０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
希土類元素：０．００１～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。 - 請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス合金溶接継手であって、
前記溶接金属の化学組成は、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｗ：０．０１～５．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．２０％、
Ｈｆ：０．０１～０．２０％、
Ｃａ：０．００１～０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０１０％、及び、
希土類元素：０～０．１００％、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス合金溶接継手。 - 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．２０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０～２５．０％、
Ｎｉ：１５．０～４０．０％、
Ｍｏ：２．５～５．０％、
Ｎｂ：０．１０～２．００％、
Ｎ：０．０５～０．３０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｃｕ：０～５．００％、
Ｗ：０～５．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる、
オーステナイト系ステンレス合金溶接材料。
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