JP7727195B2 - マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手、溶接構造体および溶接方法 - Google Patents

Description

本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手、その継手を有する溶接構造体、およびマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接方法に関する。

マルテンサイト系ステンレス鋼はＣｒ系ステンレス鋼であり、高温のオーステナイト相の状態から急冷することで生じる硬質なマルテンサイト相を有するステンレス鋼である。硬質である性質を利用して、刃物やシャフトなどに使用されている。マルテンサイト系ステンレス鋼としてはＳＵＳ４１０が知られており、ＮｉやＭｏなどの高価な元素が少ないうえ、他のステンレス鋼より比較的Ｃｒ含有量は少ないため、比較的安価でそれなりの耐食性を有するステンレス鋼でもある（例えば、特許文献１、特許文献２）。

このマルテンサイト系ステンレス鋼を、汎用品輸送タンカーの船倉や汎用品貯蔵タンクなどの貯蔵設備に適用することが検討されている。汎用用途の貯蔵設備の場合、貯蔵品が頻繁に変更され、貯蔵品が変更されるたびに貯蔵設備の内面を洗浄しなければならない。現在は、汎用品用途とは言え、ある程度の耐食性が要求されるため通常塗装鋼鈑が使用されている。しかし、塗装鋼鈑では洗浄による塗装のダメージが発生し、その補修に多大な手間と時間がかかっている。そのため、貯蔵設備を塗装鋼鈑ではなく、無塗装で使用できるステンレス鋼にすることにより、洗浄によるダメージをなくし、洗浄処理の効率化と低コスト化を実現する取り組みがなされている。そのステンレス鋼として、比較的安価でそれなりの耐食性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼の適用が検討されている。

特開昭４９－５３５２１号公報 特開２０１１－１９０５２１号公報 国際公開第２０１６／０８８３６４号 特開２０１６－７８０６０号公報 特開２０００－２７１７４２号公報 特開２０１２－１１５８８６号公報

一般にマルテンサイト系ステンレス鋼は溶接性が悪く、溶接構造体には適用されていない。その理由は、いわゆる低温割れ感受性が高いので２００～４００℃の予熱が必要になり、これが実作業上のネックとなっているからである。さらに、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性が悪いため、７００～８００℃程度の高温熱処理により靭性を改善する処理が必要となる。このため、現実問題として、溶接構造体を予熱処理や高温熱処理できる熱処理炉が必要となるため溶接構造体へは適用されていない。

特許文献１では、予熱なしで溶接可能で、溶接のままでも延性と靭性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼が提案されている。これは、Ｃ、Ｎを減らし、成分を調整することによりＨＡＺに延性や靭性のよいマッシブ・マルテンサイト組織を生成させるものである。しかし、割れ感受性は改善されているものの、溶接後のＨＡＺ靭性は、厚手材を作業性の良い大入熱で溶接する場合には必ずしも十分とは言えない。

特許文献２では、高価なＮｉの含有量を抑制しつつも溶接部靭性と耐食性を両立したマルテンサイト系ステンレス鋼が提案されている。これは、１６％Ｃｒ－２％Ｎｉ鋼をベースにＭｎを２％以上含有させて溶接部の靭性を改善したものである。これによりある程度の耐食性を有しつつ、溶接後の熱処理をしなくても溶接部靭性を確保できるものである。しかし、Ｍｎは耐食性を低下する元素である。溶接部の靭性確保のためにＭｎを含有させているが、それにより低下した耐食性を補償するためＣｒ含有量を多くし、それに伴ってオーステナイト量を確保するためＮｉ含有量も多くしている。このため、高価になってしまい、コストパフォーマンスの観点からフェライト系や二相系ステンレス鋼と変わらないものとなっている。

特許文献３では、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼管の円周溶接において、第１パスをＣＭＴ（Ｃｏｌｄ Ｍｅｔａｌ Ｔｒａｎｓｆｅｒ）溶接で行うことにより、溶接金属の低温靭性を改善でき、溶接後熱処理を行わなくても実用上問題ないことが記載されている。しかし、靭性が改善されるのは溶接金属の破壊靭性であって、母材ＨＡＺ靭性ではない。母材のＨＡＺ靭性を改善するためには、溶接後熱処理が必要となる。

一方、貯蔵設備にマルテンサイト系ステンレス鋼を適用しようとする場合、貯蔵設備自体が大型なため、溶接に際し、予熱や溶接後熱処理をすることは現実的に不可能である。特に、貯蔵設備などに使用される板厚１０ｍｍ以上のマルテンサイト系ステンレス鋼を溶接するとＨＡＺ部の靭性低下が顕著となり、構造体としての機能低下につながる。

そこで、本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手において、予熱や高温熱処理を施さなくても低温割れを起こすことなくＨＡＺの靭性を向上させることを課題とし、ＨＡＺ靭性を改善したマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手、その溶接継手を有した溶接構造体、および溶接方法を提供することを目的とする。

上記課題を達成するため、本発明者らは鋭意検討し、以下の知見を得た。
（ａ）
マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接に際してのＨＡＺの靭性低下と改善のメカニズムについて検討した。各種マルテンサイト系ステンレス鋼において、溶接および溶接後の熱処理による熱サイクル（温度の経時変化）をシミュレーションし、ＨＡＺ組織の変化を実験により確認した。その結果、溶接時の入熱によりＨＡＺのマルテンサイト結晶が粗大化し、これが靭性悪化の要因となっていることが分かった。さらに、この結晶粗大化は溶接入熱量が大きいほど顕著で、その結果ＨＡＺ靭性もより低下することが分かった。
一方、ＨＡＺを１０００℃程度に再加熱すると粗大マルテンサイト結晶（以下「粗大マルテンサイト」と呼ぶことがある。）が微細なマルテンサイト結晶（以下「微細マルテンサイト」と呼ぶことがある。）に変化し、靭性が改善されることが確認された。
他方、１３００℃程度に加熱した場合は、微細マルテンサイトにならず靭性が改善されなかった。また、８００℃未満に加熱した場合も、微細マルテンサイトにならず靭性が改善されないことが分かった。

（ｂ）
また、成分によっては上記の微細マルテンサイト化を生じないものも見られた。図１に一例として１１．３％Ｃｒ－０．９５％Ｎｉ鋼（１１．３％Ｃｒ鋼とも呼ぶ。）と１３．７５％Ｃｒ－０．８８％Ｎｉ鋼（１３．７５％Ｃｒ鋼とも呼ぶ。）の熱サイクル試験での組織を示す。溶接時を模擬した入熱（初回入熱）により１１．３％Ｃｒ鋼では全てが粗大マルテンサイト相になっているが、１３．７５％Ｃｒ鋼はフェライト相が主体で一部マルテンサイト相が存在する組織となっている。これを再加熱（再入熱）すると、１１．３％Ｃｒ鋼は全てが微細マルテンサイトとなっているが、１３．７５Ｃｒ鋼はフェライト相部分が粗大なフェライト相のまま残存し、そのため靭性も低いままであった。

（ｃ）
さらに検討を進め、微細マルテンサイト化のメカニズムについて考察した。溶接後にＨＡＺのマルテンサイト結晶が粗大化し靭性が悪化することは既に述べたが、一方、マルテンサイト相は内部に微細な転位が高密度に存在することは良く知られている。再加熱してマルテンサイト相がオーステナイト相に変態する際に、この微細転位がオーステナイトの生成核となり、微細な結晶粒のオーステナイト相（以下、微細オーステナイト相と呼ぶ。）に変態するものと思われる。次に、この微細オーステナイト相が急冷されるため、微細マルテンサイトが得られるものと思われる。この効果は最初の入熱で大部分がマルテンサイト相になる成分でなければ達成できず、また再加熱温度が、オーステナイト変態温度より低い８００℃未満の場合、もしくはオーステナイト相が粗大結晶のフェライト相に再変態する再変態温度より高い１２５０℃以上の場合では得られないものである。これらのことから、溶接による入熱でマルテンサイト相になる成分であって、溶接後の再加熱によりオーステナイト相になる温度で維持することにより、ＨＡＺにおいて微細化したマルテンサイトが得られ、ＨＡＺ靭性が改善することを見出した。

（ｄ）
本発明者らは、さらに溶接構造体に対し、熱処理炉を使わずに、そのような温度履歴（熱サイクル）を付与する再加熱方法を検討した。その結果、特許文献４にあるような二相ステンレス鋼の溶接部の再加熱手法を想起し、一旦溶接により溶接継手を作成した後に、その溶接金属の一部を再溶接（厳密にいうと入熱のための溶接）し、ＨＡＺの粗大結晶のマルテンサイト部分を再加熱することを思い付いた。

特許文献４には、二相ステンレス鋼の溶接により高温熱影響部に窒化物が析出し耐食性劣化させるため、溶接部の一部を再溶接して高温熱影響部の窒化物を溶体化して耐食性を改善させる技術が開示されている。二相ステンレス鋼とマルテンサイト系ステンレス鋼とは成分も組織も異なり、さらに組織制御のメカニズムも全く異なるので、特許文献４の技術はそのまま本発明には適用できない。しかしながら、ＨＡＺ再加熱の手法として、特許文献４と同様に、溶接部の一部を追加溶接することにより、ＨＡＺを再加熱できることを思い付いた。

本発明は、これら知見を集大成してなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］
少なくとも一方が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以下
Ｓｉ：１．００％以下
Ｍｎ：０．１０～３．００％、
Ｐ ：０．０５０％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｃｒ：１０．０～１３．５％、
Ｎｉ：０．１０～３．００％、
Ｎ ：０．０２００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下を含み、
Ｃ＋Ｎ：０．０４０％以下であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式１で示されるγｍａｘが７５以上あるマルテンサイト系ステンレス鋼である溶接継手であって、
前記溶接継手を構成する溶接金属の少なくとも一部に再溶接部を有し、
前記溶接継手の前記再溶接部に対応する前記マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接熱影響部において、結晶粒径が面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下のマルテンサイト結晶が面積率で７５％以上であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手。
γｍａｘ＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－５２×Ａｌ＋１８９ ： 式１
ただし、式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
［２］
前記マルテンサイト系ステンレス鋼が、さらに、質量％で
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｗ ：０．５０％以下
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下
ＲＥＭ：０．０５０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｂ ：０．００５０％以下、
の１種または２種以上を含有する、［１］に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手。
［３］
前記マルテンサイト系ステンレス鋼どうしの溶接継手である、［１］または［２］に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手。
［４］
少なくとも前記［１］または［２］に記載の成分を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を有する溶接継手の製造方法であって、
前記溶接継手を構成する溶接金属の少なくとも一部を再溶接し、
前記再溶接の入熱量をＱ（Ｊ／ｍｍ）としたとき、
前記溶接継手を構成する溶接金属と再溶接による溶接金属との溶融境界線と、前記溶接継手を構成する溶接金属と前記マルテンサイト系ステンレス鋼の境界である溶融境界線との間の距離のうち、最も短い距離をＬ（ｍｍ）としたとき、
式２を満たすことを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
０．０１≦Ｌ／√Ｑ≦０．１１ ：式２
Ｑ＝Ｉ×Ｖ／ｖ ：式３
ただし、
Ｉ：溶接電流（Ａ）
Ｖ：溶接電圧（Ｖ）
ｖ：溶接速度（ｍｍ／秒）
［５］
前記再溶接における溶加材は、前記溶接継手で用いた溶加材、オーステナイト系ステンレス鋼用溶加材、または二相ステンレス鋼用溶加材から選ばれる、前記［４］に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
［６］
前記溶接継手を構成する前記マルテンサイト系ステンレス鋼において、前記最も短い距離Ｌに対応する前記溶融境界線に隣接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）において、結晶粒径が面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下のマルテンサイト相が面積率で７５％以上である、前記「４」または［５］に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
［７］
前記［１］～［３］の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手を少なくとも一部に有することを特徴とする溶接構造体。

本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接方法は、ＨＡＺ靭性を改善させる効果を奏し、本発明の係るマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手は、ＨＡＺ靭性が改善された溶接継手を提供する。さらに、本発明に係る溶接継手により、靭性を改善した溶接構造体を得ることができる。

図１は、１１．３％Ｃｒ－０．９５％Ｎｉ鋼と１３．７５％Ｃｒ－０．８８％Ｎｉ鋼の熱サイクル試験での初期入熱後と再入熱後の組織を示す概要図である。 図２は、従来の実施形態の一例を示す突合せ溶接による溶接継手の断面図を示す図である。 図３は、本発明の実施形態の一例を示す突合せ溶接による溶接継手の断面図を示す図である。 図４は、本発明に係る溶接継手の断面の一例を示す概要図である。

［マルテンサイト系ステンレス鋼の成分］
以下、本発明の実施に形態の一例について説明する。なお、特に断りのない限り、元素の含有量に関する「％」は質量％を意味する。また、特に下限を規定していない場合は、含有しない場合（０％）を含んでよい。さらに、式において元素記号を用いている場合は、元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０（％）を代入するものとする。

Ｃ：０．０３０％以下
Ｃは、強度を向上する効果を奏するが、一方で溶接割れ感受性を高める。このため、溶接時に予熱を必要としない本発明に係る鋼では極力低減するとよく、０．０３０％以下とする。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０２８％、０．０２６％、０．０２４％、０．０２２％、０．０２０％、または０．０１８％の値を取り得る。
一方、Ｃ含有量の下限は特に限定せず、含まなくても（０％でも）よい。しかしＣ含有量の過度な低減は極端なコストの増加につながるため０．００１％を下限としてもよく、好ましくは０．００２％、０．００３％、０．００４％または０．００５％にするとよい。

Ｓｉ：１．００％以下
Ｓｉは、精錬時における脱酸効果を奏するとともに、熱処理時の酸化スケール生成を抑制するのにも有用であるが、Ｓｉはオーステナイト単相の温度域を狭くし、靭性も低下するために１．００％以下とする。オーステナイト単相温度域を確保する観点から、Ｓｉ含有量の上限は、０．９０％、０．８０％、０．７０％、０．６０％、０．５５％、０．５０％、０．４５％、または０．４０％の値を取り得る。
一方、Ｓｉ含有量の下限は特に限定せず、含まなくても（０％でも）よい。しかし、Ｓｉは精錬工程において脱酸元素でもあるので、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％としてもよく、好ましくは０．０３％、０．０５％、０．０８％、０．１０％、０．１３％、０．１５％、０．１７％または０．１８％の値を取り得る。

Ｍｎ：０．１０～３．００％
Ｍｎは、精錬時における脱酸効果を奏するとともに、オーステナイト単相域を拡大する。その効果を得るためにＭｎ含有量は０．１０％以上にするとよい。オーステナイト単相域の拡大効果を確実に得る観点から、Ｍｎ含有量の下限は０．２０％、０．３０％、０．４０％、０．５０％、または０．６０％の値を取り得る。
一方、必要以上のＭｎは耐食性を低下させ、酸化スケールの生成を促進するため、Ｍｎ含有量は３．００％以下にするとよい。ＭｎＳ等の粒化物に起因する耐食性の低下も考慮するとＭｎ含有量の上限は、２．８０％、２．６０％、２．５０％、２．４０％、２．３０％、２．２０％、２．１０％、または２．００％の値を取り得る。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは原料である溶銑やフェロクロム等の主原料中に不純物として含まれる元素である。Ｐは、熱間延性低下の主要な原因となる元素であることからその含有量はできるだけ低減させた方がよい。この観点から、Ｐ含有量は０．０５０％以下にするとよい。好ましくはＰ含有量の上限を０．０４５％、０．０４０％、０．０３５％、または０．０３０％、であるとよい。
しかしながら、過度な低減は極端なコストの増加につながるため、Ｐ含有量の下限は０．００１％、０．００５％、または０．０１０％であるとよい。

Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼材の一般的な耐食性（全面腐食や孔食）を劣化させる元素であり、また、熱間延性を低下させ熱延鋼板の耳割れ感受性を高めるため、その含有量はできるだけ少ない方が好ましい。また、ＳとＰが共存する場合、特に熱間延性を低減し割れ感受性を高めることがあるため、Ｓを特に制限し、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。これらの観点から、Ｓ含有量はできるだけ少ない方がよいので、その上限は、好ましくは０．００２０％、または０．００１０％であるとよい。一方、Ｓの含有量は少ないほど熱間加工性および耐食性は良好となるが、低Ｓ化には脱硫負荷が増大し、製造コストが増大するので、その含有量の下限は０．０００１％であってもよく、好ましくは０．０００３％の値を取り得る。

Ｃｒ：１０．００～１３．５０％
Ｃｒは、マルテンサイト系ステンレス鋼において耐食性を確保するために、その含有量は１０．００％以上であるとよい。耐食性確保の観点からＣｒ含有量の下限は、好ましくは１０．１０％、１０．２０％、１０．３０％、１０．５０％、１０．７０％、１０．９０％、１１．００％、１１．１０％、または１１．２０％の値を取り得る。
一方、Ｃｒ含有量が多過ぎると、最初の溶接入熱時にＨＡＺがフェライト相メインとなり、再熱時の微細化効果がなされないため、Ｃｒ含有量は１３．５０％以下の必要がある。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１３．４０、１３．３０％、１３．２０％、１３．１０％、１３．００％、１２．９０％、１２．８０％、１２．７０％、１２．６０％、または１２．５０％の値を取り得る。

Ｎｉ：０．１０～３．００％
Ｎｉは、Ｍｎと同様にオーステナイト安定化元素であり、オーステナイト単相域を拡大し靭性を向上させるとともに、孔食の進展を抑制する効果も有す。この観点から、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とする。これらの効果を確実にする観点から、Ｎｉ含有量の下限は０．１５％、０．２０％、０．２５％、０．３０％、０．３５％、０．４０％、０．４５％、または０．５０％の値を取り得る。
一方、多量含有すると、残留オーステナイト相が生成して硬度を低下させることと、合金コストの観点から、Ｎｉ含有量は３．００％以下とする。Ｎｉ含有量の上限は、２．８０％、２．６０％、２．４０％、２．２０％、２．００％、１．８０％、１．６０％、１．４０％、１．２０％、１．００％、０．９０％、または０．８０％の値を取り得る。

Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは、オーステナイト生成元素であるが、Ｃと同様に溶接割れ感受性を高めることから、極力低減するとよく、Ｎ含有量を０．０２００％以下とする。Ｎ含有量の上限は、好ましくは、０．０１８０％、０．０１６０％、０．０１５０％、０．０１４０％、０．０１３０％、０．０１２０％、０．０１１０％、または０．０１００％の値を取り得る。
一方、Ｎ含有量の下限は特に限定せず、含まなくても（０％でも）よい。しかしＮ含有量の過度な低減は極端なコストの増加につながるため０．００１０％を下限としてもよく、好ましくは０．００３０％、または０．００５０％の値を取り得る。

Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、オーステナイト安定化効果があるので含有してもよい。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると熱間加工性の低下や原料コストの増加につながるため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは１．８０％、１．６０％、１．４０％、１．２０％、１．００％、０．９０％、０．８０％、０．７０％、０．６０％、または０．５０％、の値を取り得る。
Ｃｕは含まなくても良いので、その含有量の下限は０％であるが、Ｃｕ除去にコストがかかるため、Ｃｕ含有量の下限を０．０１％にしてもよい。好ましくは０．１０％、または０．２０％の値を取り得る。

Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸元素であり、耐酸化性を向上させる元素であるので、含有してもよい。一方、Ａｌの過剰含有は大型の酸化物系介在物の形成しやすくなり、靭性を損ねる。このため、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％、または０．０３０％の値を取り得る。
Ａｌは含まなくても良いので、その含有量の下限は０％であるが、Ａｌ除去にコストがかかるため、Ａｌ含有量の下限を０．００１％にしてもよい。好ましくは０．００５％の値を取りうる。ここでＡｌ含有量はＴ．Ａｌ（トータルＡｌ）含有量である。

Ｃ＋Ｎ：０．０４０％以下
炭素Ｃは窒素Ｎと組合せることにより鋼の強度を高める効果があるが、溶接割れ感受性を高める。予熱を行わなくても溶接割れを生じない条件として、ＣとＮの総量（Ｃ＋Ｎ）を０．０４０％以下に制限する。ＣとＮの総量（Ｃ＋Ｎ）の上限は、好ましくは０．０３９％、０．０３８％、０．０３７％、０．０３６％、０．０３５％、０．０３４％、０．０３３％、０．０３２％、０．０３１％、０．０３０％、０．０２９％、０．０２８％、０．０２７％、０．０２６％、または０．０２５％の値を取り得る。

本発明の一実施態様は、上記元素の他、残部としてＦｅと不純物である。ここで不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造過程において不可避的に意図せず混入する元素であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

さらに、本実施形態のステンレス鋼は、これらの元素に加えて、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｎ、Ｃａ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を含有してもよい。これらの元素は含有しなくてもよいが、含有することによりさらなる効果を得ることができる。以下、これら元素について説明する。

Ｍｏ：１．０００％以下
Ｍｏは、δフェライトを含むマルテンサイト組織の耐食性向上に有効であるため含有してもよい。しかし、Ｍｏはフェライト相の安定化元素であり、過度の添加は、Ｃｒと同様にＨＡＺのフェライト相が多くなる。さらに、Ｍｏは高価な元素でもあるため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．９００％、０．８００％、０．７００％、０．６００％、０．５００％、０．４５０％、０．４００％、０．３５０％、０．３００％、０．２５０％、０．２００％、０．１５０％、または０．１００％の値を取り得る。
Ｍｏ含有量の下限は特に限定しないが、Ｍｏ除去にコストがかかるため、好ましくは０．００５％、または０．０１０％の値を取り得る。

Ｗ：０．５０％以下
Ｗは、Ｍｏと同様にステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、含有してもよい。しかし、高価な元素であるので０．５０％以下にするとよい。好ましくは０．４０％、または０．３０％以下にするとよい。Ｗを含有する場合、その効果をより確実に得るため０．０１％以上含有するとよく、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にするとよい。

Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、微細な炭窒化物を形成し、耐磨耗性を向上させる他、耐食性の向上にも効果を有するため、含有してもよい。一方、過剰に含有すると、析出物の粗大化を招くおそれがあり、その結果、靭性が低下してしまうので、Ｖ含有量の上限は０．３０％、好ましくは０．２０％または０．１０％であるとよい。
Ｖ含有量の下限は特に限定しないが、製造コストや製造性を考慮すると０．０１％、０．０３％、０．０５％、または０．０７％であるとよい。

Ｓｎ：０．１００％以下
Ｓｎは焼入れ後の耐食性向上に有効な元素であるが、過度な添加は熱延時の耳割れを促進する。そのためＳｎ含有量の上限は０．１００％、好ましくは０．０９０％、０．０８０％、０．０７０％、０．０６０％、または０．０５０％であるとよい。Ｓｎ含有量の下限は特に限定しないが、効果を確実に得る観点から０．００１％、好ましくは、０．００２％、０．００５％、０．０１０％、０．０１５％、または０．０２０％であるとよい。

Ｃａ：０．００５０％以下
Ｍｇ：０．００５０％以下
ＣａおよびＭｇはそれぞれ製鋼段階で成分調整のために添加される場合があり、強力な脱酸材として作用し、脱酸を促進させる効果および熱間延性を改善する効果があるため含有してもよい。一方、耐食性を低下させる懸念があるので、ＣａやＭｇ含有量は、それぞれ０．００５０％以下とする。ＣａやＭｇ含有量の上限は、好ましくはそれぞれ０．００３０％０．００２０％の値を取り得る。
ＣａやＭｇ含有量の下限は特に限定しないが、効果を確実に得る観点からそれぞれ０．０００１％、好ましくは０．０００２％、０．０００３％、０．０００４％、または０．０００５％であるとよい。

ＲＥＭ：０．０５０％以下
ＲＥＭを適量含有することにより、Ｃａと同様に熱間延性の顕著な向上が見られる。この効果を得るため、ＲＥＭの含有量の下限は０．００１％、０．００２％、０．００３％、０．００４％、または０．００５％とするとよい。
一方、過度に添加すると大型のＲＥＭ系酸化物が形成しやすくなり、鋳造時のノズル詰まり等を引き起こすので好ましくなく、ＲＥＭ含有量の上限を０．０５０％または０．０３０％とするとよい。ＲＥＭは通常、複合体であるミッシュメタルの形で添加することが多いが、Ｌａ，Ｃe、Ｐｒ、Ｎｄ等の単体元素での添加でも同様の効果を示す。ここでＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム （Ｓｃ）、イットリウム （Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ） までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。これらのＲＥＭ元素を単独で含有してもよいし、複数のＲＥＭ元素を含有してもよい。複数のＲＥＭ元素を含有する場合、それらの総量が上記下限および上限の範囲内に入っているとよい。

Ｔｉ：０．０２０％以下
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｂ：０．００５０％以下
Ｔｉ、Ｎｂは耐食性、Ｂは熱間延性を改善する効果があり、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｂ：０．００５０％以下を含有してもよい。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂの各元素は含まなくてもよいが、過度に除去する必要もない。そのためこれら各元素の含有量の下限は特に限定しないが、Ｔｉ：０．００１％、Ｎｂ０．０１％、Ｂ：０．０００１％としてもよい。

また、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｇａ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒ、等は可能な限り低減することが好ましい。一方、これらの元素は、本発明の課題を解決する限度において、必要に応じて、Ｚｎ：５０ｐｐｍ以下、Ｐｂ：１０ｐｐｍ以下、Ｂｉ：３０ｐｐｍ以下、Ｓｅ：１００ｐｐｍ以下、Ｓｂ：１００ｐｐｍ以下、Ｇａ：５０ｐｐｍ以下、Ｔａ：５００ｐｐｍ以下、Ｍｇ：１００ｐｐｍ以下、Ｚｒ：１２０ｐｐｍ以下の１種または２種以上を含有してもよい。

［γｍａｘ≧７５］
γｍａｘは式１で示され、９００℃～１０００℃域で生成するオーステナイト相率の最大値を予測する指標である。ここで、式１中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。

γｍａｘ＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ
－１１．５Ｓｉ－５２×Ａｌ＋１８９ ： 式１

γｍａｘは大きいほど１０００℃近傍においてオーステナイト相率が高いことを示している。また、γｍａｘが大きいほど１０００℃近傍の温度変化に対し、オーステナイト単相となる温度域が広いことを示している。このことから、γｍａｘを大きくすることによって、最初の溶接によってほぼオーステナイト単相を達成し、その結果再熱時に微細マルテンサイトを得ることができる。本発明者らの実験によりγｍａｘが７５以上あれば、十分なオーステナイト相を確保することができ、再加熱後に靭性を確保できることを確認した。γｍａｘは大きいほど好ましいので、その下限値は、好ましくは８０、８５、または９０の値を取り得る。上限は特に限定しない。マルテンサイト系ステンレス鋼の成分範囲から式1に従い上限が自ずと決まる。

［マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法］
前記説明したマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法は特に限定しない。常法の製造方法を適用して製造することができる。なお、低Ｃ＋Ｎ鋼（低炭素・低窒素含有鋼）であるので極端な硬質にはならず、靭性も比較的良好であるので、一般のマルテンサイト系ステンレス鋼とは異なり長時間の焼きなまし等は必要なく、熱延後の水冷もしくは空冷でマルテンサイト相となったものを約７００℃～８００℃で短時間の焼き戻し熱処理をすることで十分な特性を有することができる。

［溶接継手］
本発明の実施形態における溶接継手の構造は、特に限定しない。例えば、突合せ溶接や隅肉溶接、重ね隅肉溶接など、通常用いられる溶接継手構造を採用することができる。また、溶接手段も特に限定しない。例えば、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、プラズマ溶接、サブマージ溶接などのいわゆるアーク溶接やレーザー溶接などの既存の溶接手段を適用することができる。特に貯蔵設備のような厚手鋼材（厚板）の場合は、溶加材を伴うアーク溶接が一般的である。その場合、溶加材（溶接ワイヤー等）も特に限定しないが、マルテンサイト系ステンレス鋼と相性のよい、オーステナイト系ステンレス鋼または二相系ステンレス鋼用の溶加材を用いるとよい。

溶接継手を構成する鋼材は、前記した成分組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を少なくとも含む鋼材の組合せであればよい。この時、溶接継手を構成するマルテンサイト系ステンレス鋼のＨＡＺ靭性改善に本発明を適用することになる。もちろん、マルテンサイト系ステンレス鋼どうしの溶接継手であってもよい。マルテンサイト系ステンレス鋼どうしの溶接継手であれば、全てのＨＡＺ靭性の改善に本発明を適用することができる。

鋼材の形状も特に限定しない。帯状鋼材（鋼板）であっても、棒状鋼材（棒鋼）や線状鋼材（線材、ワイヤ等）、管状鋼材（鋼管）であってもよい。もちろん、これらの鋼材を組合せたものであっても良い。

［板厚］
溶接継手を構成するマルテンサイト系ステンレス鋼板の板厚は特に限定しないが、薄すぎると初期の溶接金属上への再溶接が困難になるので、好ましくは板厚６ｍｍ以上、８ｍｍ以上、１０ｍｍ以上、１２ｍｍ以上、１５ｍｍ以上、２０ｍｍ以上、２５ｍｍ以上、または３０ｍｍ以上であるとよい。

［高温熱影響部の靭性改善］
次に、図２、３を用いて、本発明の実施形態の一例を示す突合せ溶接による溶接継手を例に説明する。

図２に示すようにマルテンサイト系ステンレス鋼２枚を突合せ溶接継手を作製した場合、溶融境界線３に隣接し、母材であるマルテンサイト系ステンレス鋼中に形成される溶接熱影響部、特に最高到達温度が約１２５０℃以上の領域（高温熱影響部（図２のハッチング領域４））では、粗大なフェライト粒が形成される。これは、マルテンサイト系ステンレス鋼の場合、１０００℃ではオーステナイト相率（面積率）がほぼ１００％（単相）になるが、約１２５０℃を超えると、ほぼ全量がフェライトになる。さらに、この時、高温域での変態のためフェライト結晶粒が成長し粗大結晶粒化する。

このような高温熱影響部４は、溶接入熱量によっても変化するが、通常の溶接では、溶融境界線３より母材側に約１ｍｍ以内の領域となる。なお、溶融境界線３とは、溶接継手を構成する溶接金属２と母材となるマルテンサイト系ステンレス鋼の境界である。また、溶融境界線から１ｍｍの範囲とは、母材となるステンレス鋼内であって、溶接継手の溶接線に垂直な断面において、溶融境界線から１ｍｍ以内の範囲の領域を指す。

溶接直後の高温熱影響部４は粗大粒化したフェライト結晶であるが、溶接後の冷却によりオーステナイト相が再析出する。高温の粗大フェライト結晶粒からの変態のため、再析出したオーステナイトも粗大な結晶粒となる。さらに冷却が進むと、オーステナイトがマルテンサイト変態する。しかし、オーステナイトの粗大結晶粒から変態するため、常温下のマルテンサイトも粗大結晶粒化する。このように、溶接により高温熱影響部が粗大マルテンサイト化してしまい、靭性が悪化する。この時、冷却過程においてマルテンサイト変態する際に微細な転位が生成する。

次に、再加熱してオーステナイト相率がほぼ１００％（オーステナイト単相）になる温度にする。この温度域は、本発明に係る鋼の場合おおよそ８００℃から１２５０℃となる。従って、再加熱温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上、または９００℃以上であって、１２５０℃以下、好ましくは１２００℃以下、または１１５０℃以下の温度にするとよい。この再加熱によりフェライトがオーステナイトに変態する際に、フェライト中の微細転位がオーステナイトの生成核となり、オーステナイト結晶粒が微細化する。

このオーステナイト微細結晶粒が急冷されるため、マルテンサイトの微細結晶粒が得られる。このように微細マルテンサイト化することにより、靭性が改善されることになる。この時、再加熱した領域におけるマルテンサイトの結晶粒径は、面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下の結晶が面積率で７５％以上、好ましくは７６％以上、７８％以上、８０％以上、８２％以上、８４％以上、８６％以上、８８％以上、９０％以上、９２％以上、９４％以上、９５％以上、９６％以上、９７％以上、または９８％以上であるとよい。

一方、加熱し過ぎすぎると、オーステナイト相がフェライト相に再変態する際に、溶接時と同様に、フェライト結晶粒が粗大粒化するため、この状態から冷却しても微細オーステナイト相にならず、その結果、マルテンサイトも微細化しないため靭性が改善しない。

以上のように、溶接後に再加熱してほぼオーステナイト単相になる温度域にした後に冷却することにより、ＨＡＺにマルテンサイトの微細結晶（微細マルテンサイト）が生成され、ＨＡＺ靭性が改善する。
特に、継手に曲げ荷重がかかると継手表面近傍が亀裂発生源となるので、継手表面近傍の靭性改善が継手全体の靭性改善に寄与することから、継手表面近傍（さらに具体的には母材となるステンレス鋼のＨＡＺ表面近傍）の靭性改善に着目して開発を進めた。

［再溶接部および再溶接方法］
再加熱方法は、特に限定しない。しかしながら、溶接後の構造体をそのまま熱処理するような熱処理炉を準備することは現実的ではない。特に、貯蔵設備や船の貯槽などの溶接構造体は大型構造であるのでそのまま熱処理することは困難である。また、局所的に熱処理する手法を用いることもできるが、溶接構造体は種々個別の形状をしているため、汎用的に局所的加熱できるような装置はない。そのため、溶接構造体となっても溶接継手部を局所的且つ簡便に加熱できる手法を検討し、特許文献４に記載されているように、再加熱する熱源として溶接熱を適用することを着想した。

一方、このように溶接熱影響部の組織の改質に対し溶接熱を利用する方法としては、溶接熱影響部の硬化域の靭性を改善させることを目的としたテンパービード法がある（特許文献５、６）。しかしながら、このテンパービード法で効果のある対象部位（溶接熱影響部の硬化域）と加熱温度域は、本発明が目的とする溶融境界線より１ｍｍ以内の領域を１０００℃程度に加熱するという条件範囲とは異なる。すなわち、従来のテンパービード法は、初層溶接で母材が焼入れ硬化した部分を、残層溶接の溶接熱で焼き戻しするものであり、組織を制御するような観点に立っていない。また温度域はオーステナイト相に変態する温度いわゆるＡｃ１点である７百数十℃を下回る温度より低くなければならない。そのため、特許文献５および６に記載のテンパービード法を本発明が解決しようとする課題にはすぐには適用できない。

また、溶接部を再溶接する方法としては、疲労強度を向上させるために溶接止端部をＴＩＧ法でなめ付け溶接または化粧盛り溶接などが広く知られている。しかし、これらの方法は、溶接部形状を改善することを目的としたものであり、マルテンサイト系ステンレス鋼のＨＡＺ靭性を改善することはできない。すなわち、マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接部をこのなめ付け溶接や化粧盛り溶接で再溶接することで、新たな溶接熱影響部が形成され、その部位（なめ付け溶接や化粧盛り溶接の溶融境界線より１ｍｍ以内の領域）のＨＡＺ靭性が低下するためである。

そこで、再加熱する熱源として、溶接熱を活用することを着想した。図３に示すように、溶接金属６上に再度溶接を行い（以下、再溶接と呼ぶ。）、基になる溶接継手を製造する際の溶接（以下、初期の溶接と呼ぶ。）による高温溶接熱影響部の組織および靭性を調査した。再溶接金属（再溶接により生成した溶接金属）８の位置について、再溶接金属８の溶融境界線１０（初期の溶接継手を構成する溶接金属（初期の溶接金属）と再溶接金属との溶融境界線。以下、再溶接溶融境界線と呼ぶ。）と初期の溶接継手の溶融境界線（初期の溶接継手を構成する溶接金属と母材となるマルテンサイト系スレンテス鋼の境界である溶融境界線。以下、初期の溶融境界線と呼ぶ。）９との間の距離のうち最短距離Ｌをパラメータとして種々検討を行った。

その結果、Ｌが小さい場合は、初期の溶接継手において靭性が低下した高温熱影響部７が再溶接によって再度１２５０℃以上のフェライト単相域が生成する温度まで加熱されてしまい、フェライトの粗大結晶が生成する部分が生じる。逆に、Ｌが大きい場合は、高温熱影響部が、再溶接からの溶接熱によっても８００℃以上には加熱されず、それ以下の温度域にしか加熱されないため、マルテンサイト結晶粒に変化は見られず、いずれも靭性の改善は見られない。すなわち、初期の溶接による高温熱影響部７の表面を約８００℃以上１２５０℃以下に再加熱して靭性を改善するには、再溶接の溶接位置に適正範囲が存在することが明らかとなった。さらに、再溶接における熱履歴もその溶接入熱量によって変化するため、それらが再溶接の溶接位置の適正範囲に影響を与えることも明らかである。

そこで、初期の溶融境界線９と再溶接溶融境界線１０との最短距離Ｌ（ｍｍ）の適正範囲を、再溶接の溶接入熱量をＱ（Ｊ／ｍｍ）として、高温熱影響部の表面が８００℃以上１２５０℃以下になるように熱伝導解析を行い検討した。その結果、初期の溶融境界線と再溶接溶融境界線との距離Ｌが式２を満たすことにより、微細マルテンサイトを得ることができ、ＨＡＺ靭性が改善することを見出した。ここで、溶接入熱量Ｑは以下の式３で規定されるものである。
０．０１≦Ｌ／√Ｑ≦０．１１ ：式２
Ｑ＝Ｉ×Ｖ／ｖ ：式３
Ｌ：初期の溶接の溶融境界線と再溶接金属の溶融境界線との最短距離（ｍｍ）
Ｑ：溶接入熱量（Ｊ／ｍｍ）
Ｉ：溶接電流（Ａ）
Ｖ：溶接電圧（Ｖ）
ｖ：溶接速度（ｍｍ／秒）

即ち、距離Ｌが０．０１√Ｑより小さい場合は、高温熱影響部が、再度１２５０℃以上のフェライト単相が現れる温度域まで加熱されるため、結果として粗大マルテンサイト結晶となり靭性が改善されない。一方、距離Ｌが０．１１√Ｑより大きい場合は、高温熱影響部が８００℃以上に加熱されないため、フェライトがオーステナイトに変態せず、靭性が改善されない。

再溶接は、溶接継手のうちＨＡＺ靭性を改善したい部分に対応する溶接金属の位置に行えばよい。言葉を換えれば、ＨＡＺ靭性を改善したい部分に隣接す溶融境界線（初期の溶融境界線）から適正距離（式２のＬの範囲）になるように、初期の溶接による溶接金属の少なくとも一部に再溶接すればよい。

なお、図３は初期の溶接継手の右側の溶接熱影響部の靭性を改善する場合を示しており、初期の溶接継手の左側の溶接熱影響部の靭性を改善する場合は、初期の溶接継手の左側の溶融境界線を基準として、再溶接金属の位置を設定することとなる。

また、多パス溶接（第１パス溶接の上に第２パス溶接を重ねて行うような２パス以上のパスで行う重ね溶接）の場合は、上部に重ねる溶接により、下部溶接によって生じたＨＡＺが再加熱されるため、上記再加熱の効果を得ることができる。そのため、最終パス、もしくは最上部のパスの溶接により生じた溶接金属に再溶接すればよい。

前記の式２を満足する再溶接により、再溶接部に対応する母材（マルテンサイト系ステンレス鋼）の高温熱影響部では、結晶粒径が面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下のマルテンサイト結晶（微細マルテンサイト）が面積率で７５％以上にすることができる。この面積率は、好ましくは７６％以上、７８％以上、８０％以上、８２％以上、８４％以上、８６％以上、８８％以上、９０％以上、９２％以上、９５％以上、９５％以上、９６％以上、９７％以上、または９８％以上であるとよい。微細マルテンサイトを面積率で９０％以上にすることにより、高温熱影響部の靭性を改善することができる。

ここで、再溶接部に対応する母材（マルテンサイト系ステンレス鋼）の高温熱影響部とは、再溶接溶融境界線と初期の溶融境界線との間の距離のうち最も短い距離となる母材の高温熱影響部であって、初期の溶接の溶接線に垂直な断面において、図４に一例を示すとおり、溶接線から母材側で母材組織（板面と平行に伸長している組織）と異なる組織となる領域のうち、表面から再溶接金属の深さの１／２に相当する深さまでの範囲を指す。従って、この部分のマルテンサイトの結晶粒径を測定すればよい。

結晶粒径が面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下のマルテンサイト面積率は、溶接方向に垂直な断面を樹脂に埋込んで鏡面研磨し、王水等でエッチングして、顕微鏡観察して写真撮影し、写真画像にて０．０５ｍｍ相当の円と比較してそれより小さい粒である部分の面積を塗りつぶしてその面積率を測定する等の方法で測定可能である。

再溶接方法は特に限定されず、ＴＩＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、プラズマ溶接、サブマージ溶接、レーザー溶接、電子ビーム溶接などを適用することができる。使用する溶加材（溶接材料）も特に限定する必要はないが、基になる溶接継手を製造する際の溶加材と同じにすることが好ましい。同じ溶加材にすることにより、溶接金属部の耐食性などを維持できるからである。もしくはオーステナイト系ステンレス鋼用、または二相ステンレス鋼用の溶加材を用いてもよい。

また、ＴＩＧ溶接やレーザー溶接、電子ビーム溶接では、溶接材料を用いずに溶接しても構わない。式２および式３で規定する溶接位置に再溶接することにより、初期の溶接継手におけるＨＡＺ（溶接熱影響部）の組織を改善し、靭性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手が得られる。

［溶接構造体］
溶接により構成された構造体、即ち溶接継手を有する構造体を溶接構造体という。本発明に係る溶接構造体は、上記説明した溶接継手を少なくとも1か所以上有する溶接構造体である。本発明に係る溶接継手を有することにより、その溶接継手部の靭性を改善することができる。しかも、上記説明した再溶接方法を適用することにより、溶接構造体を形成した後であっても簡便に靭性改善を行うことが可能となる。

以下、本発明の実施例を説明する。なお、本発明は以下の実施例で用いた条件に限定されるものでない。
表１に示す成分の鋼を実験室の５０ｋｇ真空誘導炉によりＭｇＯるつぼ中で溶製し、厚さが約１００ｍｍの扁平鋼塊に鋳造した。鋼塊の本体部分より熱間圧延用素材を加工し、１１５０～１２５０℃の温度に１～２ｈ加熱後、熱間圧延により、板厚１５ｍｍの熱延鋼板とした。最終の溶体化熱処理は７００℃×２０分均熱後水冷の条件で実施した。得られた熱延板から、それぞれ長さ２００ｍｍ幅１００ｍｍの短冊状の鋼試験材を複数枚（少なくとも４枚）準備した。

まず、母材特性について、以下の試験を行って合否を判定した。熱間加工性については、熱延時に幅端部に耳割れを生じなかったものを合格とした。靭性については、母材よりシャルピー試験片を採取してシャルピー衝撃試験（－２０℃吸収エネルギ）をＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して行い、３本の平均値が８０Ｊ以上だった場合に合格とした。耐食性については、鋼材表面より採取して＃６００研磨仕上げを行ったサンプルについてＪＩＳ Ｇ ０５７７に準拠した孔食電位測定を行い、３個の平均値が０ＶｖｓＡｇ／ＡｇＣｌ以上だった場合に合格とした。表１に、それぞれの評価において合格のものを「○」で、不合格のものを「×」で表示した。

次に、低温割れ評価については、準備した各鋼の試験材において任意に選択した２枚を同じ条件で突合せ、ｙ形拘束割れ試験（ＪＩＳ Ｚ３１５８：２０１６）に準拠し、表２の通常溶接の条件で溶接して評価した。その結果を表２に示す。割れ（クラック）が確認されなかった試験材を「〇」で、割れが確認された試験材を「×」で表示した。

さらに、準備した各鋼試験材について、任意に選択した２枚を同じ条件で突合せ溶接（初期の溶接）して溶接継手を作成した。この時各試験材の突合せ端部には開先角度６０°となるＶ開先を設け、表２に示す溶接方法および溶加材（溶接材料）を用いた。また、表２に示す所定の溶接入熱量になるよう、溶接電流、溶接電圧、溶接速度を調整して溶接を行った。この初期の溶接は、開先底部が１パス、上部２パスになる合計３パス溶接で行った。

次に、このように作製した各溶接継手の溶接継手の溶接金属上に、図３に示すように再溶接を行った。この時も、各鋼試験材ごとに同じ条件になるよう再溶接を行った。再溶接は、初期の溶接の溶融境界線に平行になるよう、初期の溶接金属の全長（つまり、溶接線に沿って全長）に亘って再溶接した。再溶接の溶接方法、溶接条件および溶接位置（初期の溶融境界線と再溶接溶融境界線との距離Ｌ（図３に示すＬと同じ。））を表２の「再溶接」の欄に示す。なお、再溶接に際し、表２に示す溶接材料、溶接方法を用いて、表２に示す所定の溶接入熱量になるよう、溶接電流、溶接電圧、溶接速度を調整した溶接を行った。再溶接は１パス溶接で行った。

なお、表２に示す溶接方法で、「ＧＭＡＷ」はガスメタルアーク溶接、「ＴＩＧ」はタングステン不活性ガス溶接、「ＳＡＷ」はサブマージアーク溶接を示す。また溶加材（溶接金属）で、「３０８」、「３２９Ｊ３Ｌ」はＪＩＳ Ｚ ３３２１：２０１３（溶接用ステンレス鋼溶加棒）に規定するＹＵＳ３０８，ＹＵＳ３２９Ｊ３Ｌに相当する。

こうして得られた再溶接後の溶接継手試験材（長さ２００ｍｍ、幅２００ｍｍ）について、断面観察と靭性評価を行った。

再溶接後溶接継手試験材の長手方向の任意の位置で初期の溶接線に垂直に切断し、長さ２０ｍｍの評価用試験材を５個採取した。即ち、評価用試験材は、初期の溶接金属が中央に位置し、長さ２０ｍｍ、幅１００ｍｍ、厚さ１５ｍｍとなる。５個の評価用試験材において、王水を用いてエッチングを行い、再溶接溶融境界線と初期の溶融境界線との距離を測定し、その算術平均を求めた。

その後、５個の評価用試験材のうち２個を採取し、光学顕微鏡を用いた断面観察により、マルテンサイト相の面積率および結晶粒径が０．０５ｍｍ以下の微細マルテンサイト相の面積率を測定した。観察領域は図４に一例を示すとおり、溶接線から母材側で母材組織と異なる組織となる領域のうち、表面から再溶接金属の深さの１／２に相当する深さまでの範囲で、任意の１ｍｍ^２の領域にてマルテンサイト結晶を特定して測定した。

さらに、残り３個の評価用試験材で、ノッチ位置を高温熱影響部に合わせてシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験（－２０℃吸収エネルギ）をＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠して行った。３個の評価用試験材での吸収エネルギを算術平均して当該溶接継手の吸収エネルギ値とした。シャルピー衝撃試験における吸収エネルギが２７J以上を合格とした。これら試験結果を表２に記載する。

表２からも分かるように、本発明の実施例の溶接継手は、いずれも低温割れもなく、母材の高温熱影響部の靭性が改善されていることが分かる。一方、溶接構造Ｎｏ．６３、６５、７０は母材の靭性が不足していた。溶接構造Ｎｏ．６４、６６は母材の耐食性が不足した。溶接構造Ｎｏ．６９は熱間延性不良であり熱間加工時に割れが発生した。

本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼板を用いる溶接構造体に利用することができ、その用途は、貯蔵設備に限らず、一般建築、橋梁などの社会インフラ構造体、機械設備など広範な産業で利用可能である。

１ マルテンサイト系ステンレス鋼材
２ 溶接金属
３ 溶融境界線
４ 高温熱影響部（最高到達温度が１１００℃以上の溶接熱影響部）
５ 母材（マルテンサイト系ステンレス鋼材）
６ 初期の溶接継手の溶接金属（初期の溶接金属）
７ 高温熱影響部（最高到達温度が１１００℃以上の溶接熱影響部）
８ 再溶接の溶接金属（再溶接溶融金属）
９ 初期の溶接継手の溶融境界線（初期の溶融境界線）
１０ 再溶接金属の溶融境界線（再溶接溶融境界線）

Claims (7)

1. 少なくとも一方が、質量％で、
   Ｃ ：０．０３０％以下
   Ｓｉ：１．００％以下
   Ｍｎ：０．１０～３．００％、
   Ｐ ：０．０５０％以下、
   Ｓ ：０．００３％以下、
   Ｃｒ：１０．０～１３．５％、
   Ｎｉ：０．１０～３．００％、
   Ｎ ：０．０２００％以下、
   Ｃｕ：２．００％以下、
   Ａｌ：０．０５０％以下を含み、
   Ｃ＋Ｎ：０．０４０％以下であり、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   式１で示されるγｍａｘが７５以上あるマルテンサイト系ステンレス鋼である溶接継手であって、
   前記溶接継手を構成する溶接金属の少なくとも一部に再溶接部を有し、
   前記溶接継手の前記再溶接部に対応する前記マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接熱影響部において、結晶粒径が面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下のマルテンサイト結晶が面積率で７５％以上であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手。
   γｍａｘ＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－５２×Ａｌ＋１８９ ： 式１
   ただし、式中の元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０を代入する。
2. 前記マルテンサイト系ステンレス鋼が、さらに、質量％で
   Ｍｏ：１．００％以下、
   Ｗ：０．５０％以下、
   Ｖ ：０．３０％以下、
   Ｓｎ：０．１００％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   Ｍｇ：０．００５０％以下、
   ＲＥＭ：０．０５０％以下、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｎｂ：０．０５％以下、
   Ｂ ：０．００５０％以下、
   の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手。
3. 前記マルテンサイト系ステンレス鋼どうしの溶接継手である、請求項１または２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手。
4. 少なくとも前記請求項１または２に記載の成分を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を有する溶接継手の製造方法であって、
   前記溶接継手を構成する溶接金属の少なくとも一部を再溶接し、
   前記再溶接の入熱量をＱ（Ｊ／ｍｍ）としたとき、
   前記溶接継手を構成する溶接金属と再溶接による溶接金属との境界線と、前記溶接継手を構成する溶接金属と前記マルテンサイト系スレンテス鋼の境界である溶融境界線との間の距離のうち、最も短い距離をＬ（ｍｍ）としたとき、
   式２および式３を満足することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
   ０．０１≦Ｌ／√Ｑ≦０．１１ ：式２
   Ｑ＝Ｉ×Ｖ／ｖ ：式３
   ただし、 Ｉ：溶接電流（Ａ）
   Ｖ：溶接電圧（Ｖ）
   ｖ：溶接速度（ｍｍ／秒）
5. 前記再溶接における溶加材は、前記溶接継手で用いた溶加材、オーステナイト系ステンレス鋼用溶加材、または二相ステンレス鋼用溶加材から選ばれる、請求項４に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
6. 前記溶接継手を構成する前記マルテンサイト系ステンレス鋼において、前記最も短い距離Ｌに対応する前記溶融境界線に隣接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）において、結晶粒径が面積同等円相当径で０．０５ｍｍ以下のマルテンサイト結晶が面積率で７５％以上である、請求項４または５に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手の製造方法。
7. 請求項１～３の何れか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接継手を少なくとも一部に有することを特徴とする溶接構造体。