CN120813447A - 气体保护金属电弧焊接接头及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种简便、高强度且极低温韧性优异的、高Mn钢的气体保护金属电弧焊接接头及其制造方法。使用保护气体和实心焊丝在以质量%计含有Mn：18.0~30.0%的高含Mn奥氏体钢的钢材形成焊接金属而成的气体保护金属电弧焊接接头，该焊接金属的化学组成以质量%含有C：0.15~0.80%、Si：0.10~1.00%、Mn：17.0~30.0%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.001~0.100%、Cr：0.4~5.5%、Mo：0.01~3.50%、Ni：0.01~10.00%、N：0.0200%~0.1500%，余量由Fe及不可避免的杂质构成。在保护气体中包含给定浓度的氮气、或增加实心焊丝的N含量而制造气体保护金属电弧焊接接头的方法。

Description

气体保护金属电弧焊接接头及其制造方法

技术领域

本发明涉及使用保护气体和实心焊丝形成焊接金属而成的、钢材的气体保护金属电弧焊接接头及其制造方法，特别涉及可在极低温环境中使用的高含Mn奥氏体钢材的气体保护金属电弧焊接接头及其制造方法。

背景技术

近年来，对环境的管制变得越来越严格。其中，液化天然气(以下也称为LNG)由于不含硫，因此被认为是不产生硫化物、硫氧化物等大气污染物质的绿色燃料，其需求正在增加。而且，为了LNG的运输或保管，要求运输或储藏LNG的容器(罐)在LNG的液化温度即-162℃以下的温度下保持优异的极低温冲击韧性。

从保持该优异的极低温冲击韧性的必要性的方面出发，作为容器(罐)等的材料，以往使用了铝合金、9%Ni钢、奥氏体系不锈钢等。

然而，铝合金由于拉伸强度低，因此需要将结构物的板厚设计得很大，而且存在焊接操作性低的问题。另外，9%Ni钢需要使用昂贵的Ni基材料作为焊接材料，在经济上是不利。另外，奥氏体系不锈钢存在昂贵、其母材强度也低的问题。

由于这样的问题，作为运输或储藏LNG的容器用的材料，最近研究了应用以10~35质量%的范围含有Mn的高含Mn钢材(以下也称为“高Mn钢”)。高Mn钢具有如下特征：即使在极低温下金属组织也为奥氏体相，不发生脆性破坏，而且与奥氏体系不锈钢相比具有高强度。然而，高Mn钢母材通过基于轧制的加工硬化而提高了强度。另一方面，在焊接部，由于不受到基于轧制的加工硬化的影响，因此强度比母材低，存在无法充分发挥高Mn钢原本的强度的课题。因此，期望开发能够实现与高Mn钢母材同等强度的焊接部的焊接材料及焊接技术。

例如，专利文献1中公开了通过相对于高Mn钢材的化学组成而调整焊接材料(实心焊丝)的化学组成及焊接条件，控制钢材向焊接金属的稀释率，从而使焊接部的强度及极低温冲击韧性满足给定值的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2020/203335号说明书

发明内容

发明要解决的课题

然而，在专利文献1所记载的技术中，需要选择与高Mn钢材相应的焊接材料。从这样的观点出发，考虑到焊接材料制造的成本、工序，难以每次都根据钢材的不同而相应地对焊接材料进行设计/制造。另外，由于需要详细地控制焊接条件，存在焊接施工管理变得繁杂的课题。

本发明的目的在于解决上述课题，提供一种高Mn钢的气体保护金属电弧焊接接头及其制造方法，该高Mn钢的气体保护金属电弧焊接接头不需要进行焊丝的细微成分调整、焊接条件的调整、简便、高强度且极低温韧性优异。

解决课题的方法

发明人等为了实现上述目的，对各种元素对于焊接金属部的特性的影响进行了深入研究，发现作为能够从母材及焊接材料(实心焊丝)以外添加于焊接部且有助于提高强度的元素，氮(N)是特别有效的。另外，得到了如下见解：在增加焊接金属内的N含量时，具有缩小固液共存温度范围的效果，也可发挥抑制在焊接金属部产生的高温裂纹的效果。

此外还发现，通过使实心焊丝的N含量为大于0.1200质量%且0.4000质量%以下，能够使N稳定地固溶于焊接金属中，该N为来自实心焊丝中的N，而非来自保护气体中含有的氮气。

本发明是基于这样的见解并进一步研究而完成的，其主旨如下所述。

[1] 一种气体保护金属电弧焊接接头，其是使用保护气体和实心焊丝形成焊接金属而成的，是钢材的气体保护金属电弧焊接接头，

上述钢材为高含Mn奥氏体钢，

上述钢材的化学组成以质量%计含有：

C：0.10%~0.70%、

Si：0.05%~1.00%、

Mn：18.0%~30.0%、

P：0.030%以下、

S：0.007%以下、

Al：0.010%~0.070%、

Cr：2.50%~7.00%、

N：0.0050%~0.0500%、

O(氧)：0.0050%以下，

而且任选含有选自以下的至少一种：

Mo：0.01%~2.00%、

V：0.01%~2.00%、

W：0.01%~2.00%、

Ni：0.01%~4.00%、

REM：0.0010%~0.0200%及

B：0.0003%~0.0030%，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

上述焊接金属的化学组成以质量%计含有：

C：0.15%~0.80%、

Si：0.10%~1.00%、

Mn：17.0%~30.0%、

P：0.030%以下、

S：0.030%以下、

Al：0.001%~0.100%、

Cr：0.4%~5.5%、

Mo：0.01%~3.50%、

Ni：0.01%~10.00%、

N：0.0200%~0.1500%，

而且任选含有选自以下的至少一种：

V：0.01%~1.00%、

Ti：0.010%~1.000%、

Nb：0.010%~1.000%、

W：0.01%~1.00%、

Cu：0.01%~1.00%及

B：0.0015%以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成。

[2] 根据上述[1]的气体保护金属电弧焊接接头，其中，上述焊接金属的机械特性为：作为0.2%屈服强度的屈服应力为400MPa以上，拉伸强度为600MPa以上，夏比冲击吸收能量_VE_-196为28J以上。

[3] 一种气体保护金属电弧焊接接头的制造方法，其是制造上述[1]或[2]的气体保护金属电弧焊接接头的方法，该方法包括设为以下[A]或[B]的任一者：

[A]将上述保护气体设为以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气、并且剩余部分由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体；或者

[B]将上述保护气体设为以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气及56.0%以上且小于79.2%的Ar气、并且剩余部分由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体。

[4] 根据上述[3]的气体保护金属电弧焊接接头的制造方法，其中，将上述实心焊丝的N含量设为以质量%计0.1200%以下。

[5] 一种气体保护金属电弧焊接接头的制造方法，其是制造上述[1]或[2]的气体保护金属电弧焊接接头的方法，该方法包括：

将上述保护气体设为由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体、或者由Ar气、二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体，

将上述实心焊丝的N含量设为以质量%计大于0.1200%且0.4000%以下的范围。

发明的效果

根据本发明，作为在极低温环境下使用的高Mn钢用的焊接接头，可以容易地制造能够进一步提高焊接金属的强度、更进一步抑制高温裂纹的产生的焊接接头，可在工业上起到显著的效果。

附图说明

图1是示出本发明的气体保护金属电弧焊接接头中的坡口形状的一例的示意图。

图2是示出夏比冲击试验的试验片采集位置的一例的示意图。

图3是示出0.2%屈服强度相对于与氮气含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图表。

图4是示出拉伸强度相对于与氮气含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图表。

图5是示出0.2%屈服强度相对于与焊丝N含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图表。

图6是示出拉伸强度相对于与焊丝N含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图表。

符号说明

1母材(钢材)

2焊接金属

3焊接金属的层

4高温裂纹

5熔融线

6试验片

7试验片的中心线

8V切口位置

T板厚

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式具体地进行说明。

＜气体保护金属电弧焊接接头＞

本实施方式的焊接接头是在极低温环境中使用的高Mn钢用的焊接接头。本实施方式的焊接接头是即使不改变母材或焊接材料也能够进一步提高焊接金属的强度、更进一步抑制高温裂纹的产生的气体保护金属电弧焊接接头。即，本实施方式的焊接接头是除了保护气体种类以外通过依据JIS Z 3001-7:2018规定的气体保护金属电弧焊接而制作的焊接接头。另外，本实施方式的焊接接头与一般的气体保护金属电弧焊接接头相比，在基于JISZ 3111:2005制作的焊接金属的拉伸试验中，常温的屈服应力及拉伸强度平均提高20MPa以上，作为0.2%屈服强度的屈服应力达到400MPa以上，拉伸强度达到600MPa以上。需要说明的是，一般的气体保护金属电弧焊接接头在保护气体中使用99.5%以上的二氧化碳气体或80%Ar气和20%二氧化碳气体。此外，具有基于JIS Z 3128:2017制作的焊接接头的焊接金属的试验温度：-196℃下的夏比冲击试验的吸收能量(以下也称为“VE-196”)为28J以上的优异的极低温冲击韧性，不会产生高温裂纹。

[高Mn钢(高含Mn奥氏体钢)]

首先，对成为母材的钢材进行说明。使用的钢材为高含Mn奥氏体钢。在本实施方式中，高含Mn奥氏体钢的“高含Mn”是指钢材的化学组成中的Mn含量以质量%计为18.0%~30.0%的范围。另外，高含Mn奥氏体钢的“奥氏体钢”是指作为金属组织的主相的基底相为奥氏体相的钢材。即，在钢材的晶体结构为体心立方结构(bcc)的情况下，该钢材存在于低温环境中发生脆性破坏的可能性，因此不适合低温环境中的使用。因此，在设想低温环境中的使用时，钢材的金属组织的基底相必须是晶体结构为面心立方结构(fcc)的奥氏体组织。需要说明的是，“基地相为奥氏体相”是指奥氏体相以面积率计为90%以上。奥氏体相以外的剩余部分为铁素体相或马氏体相、或碳化物等析出物。更优选奥氏体相为95%以上，进一步优选为100%。

[钢材的基本组成]

这里，对本实施方式的钢材的化学组成进行以下说明。需要说明的是，在以下的说明中，“化学组成”中的“%”在没有特别说明的情况下是指“质量%”。

本实施方式中使用的钢材为上述的含有18.0%~30.0%的Mn的高Mn钢材，作为其它基本组成，如下所述。C：0.10%~0.70%、Si：0.05%~1.00%、P：0.030%以下、S：0.007%以下、Al：0.010%~0.070%、Cr：2.50%~7.00%、N：0.0050%~0.0500%、O(氧)：0.0050%以下。而且，高Mn钢具有余量由Fe、任意选择的组成及不可避免的杂质构成的化学组成。化学组成的限定理由如下所述。

[C：0.10%~0.70%]

C(碳)是具有使奥氏体相稳定化、提高极低温冲击韧性的作用的廉价且重要的元素。为了获得这样的效果，C含量设为0.10%以上，优选为0.20%以上，更优选为0.25%以上，进一步优选为0.30%以上，最优选为0.35%以上。另一方面，如果含有超过0.70%的C，则会过量生成Cr碳化物，极低温冲击韧性降低。因此，C含量设为0.70%以下，优选为0.65%以下，更优选为0.63%以下，进一步优选为0.61%以下，最优选为0.60%以下。

[Si：0.05%~1.00%]

Si(硅)是作为脱氧剂而发挥作用、且在钢中固溶通过固溶强化而有助于钢材的高强度化的元素。为了获得这样的效果，Si含量设为0.05%以上，优选为0.07%以上，更优选为0.10%以上，进一步优选为0.15%，最优选为0.20%以上。另一方面，如果含有超过1.00%的Si，则焊接性降低。因此，Si含量设为1.00%以下，优选为0.80%以下，更优选为0.70%以下，进一步优选为0.65%以下，最优选为0.60%以下。

[Mn：18.0%~30.0%]

Mn(锰)是具有使奥氏体相稳定化的作用的较廉价的元素，是为了兼顾高强度和优异的极低温冲击韧性的重要的元素。为了获得这样的效果，需要含有18.0%以上。因此，Mn含量设为18.0%以上，优选为20.0%以上，更优选为22.0%以上，进一步优选为24.0%以上。另一方面，即使含有超过30.0%，提高极低温冲击韧性的效果也会饱和，无法期待与含量相符的效果，在经济上是不利的。另外，如果大量含有而超过30.0%，则会导致切断性的降低，促进Mn偏析，促进应力腐蚀开裂的产生。因此，Mn含量设为30.0%以下，优选为29.0%以下，更优选为28.5%以下，进一步优选为28.0%以下。

[P：0.030%以下]

P(磷)是作为杂质偏析于晶界而成为应力腐蚀开裂的产生起点的元素，在本实施方式中，优选尽量减少P的含量，只要为0.030%以下，就是可以允许的。因此，将P含量设为0.030%以下。优选为0.028%以下，更优选为0.024%以下，进一步优选为0.020%以下，最优选为0.015%以下。另一方面，虽然没有限定P含量的下限，但将P含量极端地减少至小于0.002%时，需要长时间的精炼，存在精炼成本高涨的隐患。因此，从经济上的观点考虑，P含量优选设为0.002%以上。

[S：0.007%以下]

S(硫)在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在，使钢材、焊接金属的延展性、极低温冲击韧性降低。因此，期望尽量减少S，只要为0.007%以下，就是可以允许的。因此，S含量为0.007%以下，优选为0.005%以下，更优选为0.004%以下。另一方面，虽然没有限定S含量的下限，但将S含量极端地减少至小于0.0005%时，需要长时间的精炼，存在精炼成本高涨的隐患。因此，从经济上的观点考虑，S含量优选设为0.0005%以上。

[Al：0.010%~0.070%]

Al(铝)作为脱氧剂而发挥作用，是在钢材的钢液脱氧工艺中最通常使用的元素。为了获得这样的效果，Al含量为0.010%以上，优选为0.020%以上，更优选为0.030%以上。另一方面，如果含有超过0.070%，则在焊接时Al会混入焊接金属部而使焊接金属的韧性降低。因此，Al含量为0.070%以下，优选为0.060%以下，更优选为0.050%以下。

[Cr：2.50%~7.00%]

Cr(铬)是使奥氏体相稳定化而有效地有助于极低温冲击韧性的提高及钢材强度的提高的元素。另外，是用于形成微细结晶区域的有效元素。为了获得这样的效果，Cr含量为2.50%以上，优选为3.00%以上，更优选为3.30%以上，进一步优选为3.50%以上，最优选为4.00%以上。另一方面，如果含有超过7.00%的Cr，则会生成Cr碳化物，极低温冲击韧性及耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Cr含量为7.00%以下，优选为6.80%以下，更优选为6.50%以下，进一步优选为6.00%以下。

[N：0.0050%~0.0500%]

N(氮)是具有将奥氏体相稳定化的作用的元素，有助于有效地提高极低温冲击韧性。为了获得这样的效果，N含量为0.0050%以上，优选为0.0060%以上，更优选为0.0070%以上，进一步优选为0.0080%以上。另一方面，如果含有超过0.0500%，则在钢材制造过程中氮化物或碳氮化物粗大化，极低温冲击韧性降低。因此，N含量为0.0500%以下，优选为0.0450%以下，更优选为0.0400%以下，进一步优选为0.0350%以下。

[O(氧)：0.0050%以下]

O(氧)在钢中以氧化物系夹杂物的形式存在，使钢材的极低温冲击韧性降低。因此，优选尽量减少O(氧)，但只要为0.0050%以下，就是可以允许的。因此，O(氧)含量为0.0050%以下，优选为0.0045%以下，更优选为0.0040%以下。另一方面，没有限定O(氧)含量的下限，但极端地减少O(氧)含量至小于0.0005%时，需要长时间的精炼，存在精炼成本高涨的隐患。因此，从经济上的观点考虑，O(氧)优选为0.0005%以上，更优选为0.0006%以上。

[钢材的任意的选择组成]

上述的化学组成为高Mn钢的优选的基本组成，接下来示出除了该基本组成以外任选根据需要而含有的任意的选择组成。它们为Mo(钼)：0.01%~2.00%、V(钒)：0.01%~2.00%、W(钨)：0.01%~2.00%、Ni(镍)：0.01%~4.00%、REM(稀土元素)：0.0010%~0.0200%及B(硼)：0.0003%~0.0030%中的至少一种。各自的组成的限定理由如下所述。

[Mo、V及W：0.01%~2.00%]

Mo、V及W均为有助于奥氏体相的稳定化、且也有助于钢材的强度提高、极低温冲击韧性的提高的元素，可以根据需要而选择并含有至少一种。为了获得这样的效果，优选将Mo、V及W的含量分别设为0.01%以上而含有。另一方面，Mo、V及W的含量分别超过2.00%而含有时，粗大的碳氮化物增加，成为破坏的起点，存在极低温冲击韧性降低的隐患。因此，在含有Mo、V及W的情况下，优选设为2.00%以下。更优选Mo、V及W的含量均为1.70%以下，进一步优选为1.50%以下。

[Ni：0.01%~4.00%]

Ni是有助于奥氏体相的稳定化、且增强奥氏体晶界的元素，也是有助于钢材的极低温冲击韧性的提高的元素。为了获得这样的效果，优选将Ni含量设为0.01%以上而含有，更优选为0.10%以上，进一步优选为0.20%以上。另一方面，Ni为昂贵的元素，含有超过4.00%时在经济上是不利的。因此，Ni含量优选设为4.00%以下，更优选为3.75%以下，进一步优选为3.50%以下。

[REM：0.0010%~0.0200%]

REM为Sc、Y、La、Ce等稀土类元素，是通过夹杂物的形态控制而具有提高钢材的韧性、以及提高延展性、耐硫化物应力腐蚀开裂性的作用的元素。为了获得这样的效果，REM含量优选设为0.0010%以上，更优选为0.0015%以上。另一方面，含有超过0.0200%时，非金属夹杂物量增加，有时韧性、以及延展性、耐硫化物应力开裂性降低。因此，REM含量优选设为0.0200%以下，更优选为0.0180%以下。

[B：0.0003%~0.0030%]

B是偏析于晶界而具有有助于钢材的韧性提高的作用的元素。为了获得这样的效果，B含量优选设为0.0003%以上，更优选为0.0008%以上。另一方面，如果含有超过0.0030%，则粗大的氮化物、碳化物增加，有时韧性降低。因此，B含量优选设为0.0030%以下，更优选为0.0018%以下。

[钢材的余量组成]

上述的化学组成以外的余量组成由Fe及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以示例出Ca、Mg、Ti、Nb、Cu，合计为0.05%以下时是可以允许的。另外，只要满足上述的基本组成及任意的选择组成，则也可以含有除此以外的元素，这样的实施方式也包含于本发明的技术范围。此外，含有任意的选择组成的元素低于下限，不会影响本实施方式的高Mn钢的特性，因此作为不可避免的杂质是允许的。

[高Mn钢的制造方法]

进一步，对本实施方式中使用的高Mn钢的优选的制造方法进行说明。需要说明的是，即使是以下记载的方法以外的制造方法，只要可得到同等的高Mn钢即可，并不限定于以下的制造方法。

将具有上述的钢材组成的钢液用转炉、电气炉等常用的熔炼方法进行熔炼，通过连续铸造法或铸锭-开坯轧制法等常用的铸造方法制成给定尺寸的钢坯等钢原材料。需要说明的是，在钢液的熔炼时，可以实施基于真空脱气装置、钢包精炼装置等的2次精炼。

得到的钢原材料进一步被加热，实施热轧及随后的冷却，制成给定尺寸的钢材。需要说明的是，通过以加热温度：1100℃~1300℃的范围的温度进行加热，以精轧结束温度：790℃~980℃结束热轧，并立即实施冷却等，可以制成极低温冲击韧性优异的钢材。另外，为了调整钢材特性，可以进一步进行退火处理等热处理。

另外，对本实施方式中使用的高Mn钢的优选的机械特性进行说明。具有上述的钢材组成的极低温用的高强度钢材优选板厚为例如5mm~102mm，常温的屈服应力(0.2%屈服强度)为400MPa以上，夏比冲击吸收能量(_VE_-196)为28J以上。此外，常温的拉伸强度优选为660MPa以上，更优选为800MPa以上。

[焊接金属的基本组成]

在本实施方式中，在上述的高Mn钢的钢材彼此间通过气体保护金属电弧焊接制成形成有由一层或多层的焊接金属形成的焊接金属部的焊接接头。

本实施方式的焊接金属的基本组成如下所述。焊接金属具有如下化学组成：含有C：0.15%~0.80%、Si：0.10%~1.00%、Mn：17.0%~30.0%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Al：0.001%~0.100%、Cr：0.4%~5.5%、Mo：0.01%~3.50%、Ni：0.01%~10.00%、N：0.0200%~0.1500%，余量由Fe、任意的选择组成及不可避免的杂质构成。化学组成的限定理由如下所述。

[C：0.15%~0.80%]

C是通过固溶强化而具有增加焊接金属的强度的作用的元素，另外，C使奥氏体相稳定化，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了获得这样的效果，需要含有0.15%以上。因此，C含量为0.15%以上，优选为0.20%以上，更优选为0.25%以上，进一步优选为0.28%以上。另一方面，如果含有超过0.80%，则碳化物析出，极低温冲击韧性降低，此外，容易产生焊接时的高温裂纹。因此，C含量为0.80%以下，优选为0.75%以下，更优选为0.70%以下，进一步优选为0.65%以下，最优选为0.63%以下。

[Si：0.10%~1.00%]

Si作为脱氧剂而发挥作用，提高Mn的材料利用率，并且提高熔融金属的粘性，具有稳定地保持焊道形状的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.10%以上。因此，Si含量为0.10%以上，优选为0.15%以上，更优选为0.20%以上，进一步优选为0.25%以上，最优选为0.28%以上。另一方面，如果含有超过1.00%，则会降低焊接金属的极低温冲击韧性。另外，Si在凝固时偏析，会在凝固晶胞界面生成液相，使耐高温裂纹性降低。因此，Si含量为1.00%以下，优选为0.80%以下，更优选为0.75%以下，进一步优选为0.70%以下。

[Mn：17.0%~30.0%]

Mn是廉价且使奥氏体相稳定化的元素，在本实施方式中需要含有17.0%以上。如果Mn小于17.0%，则会在焊接金属中生成铁素体相，极低温冲击韧性显著降低。因此，Mn含量为17.0%以上，优选为18.0%以上，更优选为19.0%以上。另一方面，如果Mn超过30.0%，则会在凝固时发生过度的Mn偏析，引起高温裂纹。因此，Mn含量为30.0%以下，优选为28.0%以下，更优选为27.0%以下。

[P：0.030%以下]

P是偏析于结晶晶界而引起高温裂纹的元素，在本实施方式中，优选尽量减少P，为0.030%以下时，是可以允许的。因此，P含量为0.030%以下，优选为0.020%以下，更优选为0.018%以下，进一步优选为0.016%以下，最优选为0.014%以下。需要说明的是，虽然没有限定P含量的下限，但过度减少P，存在导致精炼成本高涨的隐患。因此，P含量优选调整为0.002%以上。

[S：0.030%以下]

S在焊接金属中以硫化物系夹杂物MnS的形式存在。MnS成为破坏发生的起点，因此会降低极低温冲击韧性。因此，S含量为0.030%以下，优选为0.025%以下，更优选为0.020%以下，进一步优选为0.017%以下。需要说明的是，虽然没有限定S含量的下限，但S的过度减少存在导致精炼成本高涨的隐患。因此，S含量优选调整为0.001%以上。

[Al：0.001%~0.100%]

Al作为脱氧剂而发挥作用，具有提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊道形状的重要作用。另外，Al会缩窄熔融金属的固液共存区域的温度范围，有助于抑制焊接金属的高温裂纹产生。这样的效果在以0.001%以上含有时变得显著，因此Al含量为0.001%以上，优选为0.005%以上，更优选为0.010%以上。另一方面，含有超过0.100%时，熔融金属的粘性变得过高，反而焊道不扩展、融合不良等缺陷增加。因此，Al含量为0.100%以下，优选为0.060%以下，更优选为0.050%以下，进一步优选为0.040%以下。

[Cr：0.4%~5.5%]

Cr作为在极低温下使奥氏体相稳定化的元素而发挥作用，具有提高焊接金属的极低温破坏韧性的效果。另外，也具有提高焊接金属的强度的效果、提高熔融金属的液相线温度而防止焊接施工时焊接金属的高温裂纹的效果、以及提高焊接金属的耐腐蚀性的效果。如果Cr含量过少，则无法获得这些效果。为了发挥这样的效果，需要含有0.4%以上，优选为0.6%以上，更优选为0.8%以上。另一方面，如果Cr含量过多，则会在焊接金属中析出Cr碳化物，因此焊接金属的极低温破坏韧性降低，因此需要设为5.5%以下，优选为5.0%以下，更优选为4.5%以下。

[Mo：0.01%~3.50%]

Mo是增强奥氏体晶界的元素，偏析于晶界，提高焊接金属的强度。另外，也具有通过固溶强化而提高焊接金属的强度的作用。为了显示出这样的效果，需要将Mo含量设为0.01%以上，优选为0.30%以上，更优选为0.50%以上，进一步优选为1.00%以上。另一方面，如果含有超过3.50%，则会以碳化物的形式析出，成为破坏产生的起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，Mo含量为3.50%以下，优选为3.20%以下，更优选为3.00%以下，进一步优选为2.50%以下。

[Ni：0.01%~10.00%]

Ni是增强奥氏体晶界的元素，偏析于晶界，提高极低温冲击韧性。另外，Ni也具有将奥氏体相稳定化的效果，因此，进一步增加含量时，会使奥氏体相稳定化，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了显示出该效果，Ni含量需要为0.01%以上，优选为0.02%以上，更优选为0.05%以上，进一步优选为1.00%以上。另一方面，Ni是昂贵的元素，含有超过10.00%在经济上是不利的。因此，Ni含量为10.00%以下，优选为8.00%以下，更优选为7.00%以下，进一步优选为6.50%以下，最优选为6.00%以下。

[N：0.0200%~0.1500%]

N是不可避免地混入的元素，在本实施方式中有意地使其混入。N与C同样地有效地有助于焊接金属的强度的提高，并且将奥氏体相稳定化，有助于极低温冲击韧性的稳定提高。此外，N的含量增加时，具有缩窄固液共存温度范围的效果，是抑制高Mn钢的高温裂纹产生的添加元素。这样的效果在以0.0200%以上含有时变得显著。因此，N含量为0.0200%以上，优选为0.0500%以上，更优选为0.0800%以上，进一步优选为0.1000%以上。另一方面，含有超过0.1500%时，形成氮化物，低温韧性降低，固溶N变得过多，会产生气孔、凹坑等焊接缺陷。因此，N含量为0.1500%以下，优选为0.1400%以下，更优选为0.1300%以下。

需要说明的是，作为N向焊接金属中的添加方法，如后所述，可以为将氮气混合并添加于气体保护金属电弧焊接时的保护气体的方法、或者使作为焊接材料的实心焊丝中的N含量增加并添加的方法。

[焊接金属的任意的选择组成]

对于本实施方式的焊接金属而言，上述的组成为基本的化学组成，除了该化学组成以外，还可以进一步根据需要选择并含有选自V：0.01%~1.00%、Ti：0.010%~1.000%、Nb：0.010%~1.000%、W：0.01%~1.00%、Cu：0.01%~1.00%及B：0.0015%以下中的至少一种作为任意的选择组成。各组成的限定理由如下所述。

[V：0.01%~1.00%]

V是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出而有助于焊接金属的强度提高。为了获得这样的效果，在含有V的情况下，优选含有0.01%以上，更优选为0.02%以上。另一方面，如果含有超过1.00%，则碳化物粗大化，成为破坏发生的起点，存在导致极低温冲击韧性降低的隐患。因此，在含有V的情况下，优选设为1.00%以下，更优选为0.80%以下，进一步优选为0.60%以下。

[Ti：0.010%~1.000%]

Ti是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出而有助于焊接金属的强度提高。另外，Ti使碳化物析出于焊接金属的凝固晶胞界面，有助于抑制高温裂纹的产生。为了获得这样的效果，Ti优选含有0.010%以上，更优选为0.015%以上。另一方面，如果含有超过1.000%的Ti，则碳化物粗大化，成为破坏发生的起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，Ti含量优选设为1.000%以下，更优选为0.800%以下，进一步优选为0.600%以下。

[Nb：0.010%~1.000%]

Nb是碳化物形成元素，是使碳化物析出而有助于焊接金属的强度提高的元素。另外，Nb使碳化物析出于焊接金属的凝固晶胞界面，有助于抑制高温裂纹的产生。为了获得这样的效果，Nb优选含有0.010%以上，更优选为0.015%以上。另一方面，如果Nb含量超过1.000%，则碳化物粗大化，成为破坏发生的起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，Nb含量优选设为1.000%以下，更优选为0.800%以下，进一步优选为0.700%以下，最优选为0.600%以下。

[W：0.01%~1.00%]

W是碳化物形成元素，是使碳化物析出而有助于焊接金属的强度提高的元素，此外，有助于奥氏体相的稳定化，提高极低温冲击韧性。另外，W使碳化物析出于焊接金属的凝固晶胞界面，有助于抑制高温裂纹的产生。为了获得这样的效果，优选含有0.01%以上的W，更优选为0.02%以上，进一步优选为0.05%以上。另一方面，如果W含量超过1.00%，则碳化物粗大化，成为破坏发生的起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，W含量优选设为1.00%以下，更优选为0.80%以下，进一步优选为0.60%以下。

[Cu：0.01%~1.00%]

Cu是使奥氏体相稳定化的元素，即使在极低温下也可使奥氏体相稳定化，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了获得这样的效果，Cu含量优选设为0.01%以上，更优选为0.04%以上。另一方面，如果大量含有Cu而超过1.00%，则会在凝固时偏析，引起焊接时的高温裂纹。因此，Cu含量优选设为1.00%以下，更优选为0.80%以下。

[B：0.0015%以下]

B是偏析于晶界而具有有助于焊接金属的韧性提高的作用的元素，如果含有超过0.0015%，则粗大的氮化物、碳化物增加，韧性降低。因此，B含量优选设为0.0015%以下。B含量的下限可以为0。更优选B含量为0.0010%以下，进一步优选为0.0007%以下。

[焊接金属的余量组成]

上述的化学组成以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以示例出H、O、Mg、Ca、Zn、Re、REM等，合计为0.0100%以下时是可以允许的。另外，只要满足上述的基本组成及任意的选择组成，则也可以含有除此以外的元素，这样的实施方式也包含于本发明的技术范围。此外，含有小于下限的任意的选择组成的元素不会影响焊接金属的特性，因此作为不可避免的杂质是允许的。

需要说明的是，焊接金属的化学组成主要由母材与气体保护金属电弧焊接用焊丝等焊接材料的流入比例而确定。

＜气体保护金属电弧焊接接头的制造方法＞

接下来，以下对上述实施方式的气体保护金属电弧焊接接头的制造方法进行说明。

[焊接方法、焊接条件]

示例出本实施方式的气体保护金属电弧焊接接头的制造方法中可适宜地使用的气体保护金属电弧焊接方法相关的焊接条件等具体例而进行说明。将焊接的焊接接头的焊接金属部剖面的一例示于图1。成为母材1的钢材的板厚t为5mm~102mm的范围。

在制作后述的试验片的情况下，依据JIS Z 3111:2005，将该母材1对接，形成坡口角度θ为35°~60°的V坡口。作为气体保护金属电弧焊接用的电极，可以使用1.0mmΦ~1.6mmΦ的实心焊丝。可以不进行预热。

其它焊接条件以电流：180A~300A(DCEP)、电压：20V~30V、焊接速度：10cm/min~25cm/min、焊接热输入量：16.0kJ/cm~50.0kJ/cm实施。这里，如果电流小于180A，则无法将焊丝充分熔融，电弧变得不稳定，如果超过300A，则熔滴的移动变得不稳定，发生大量的飞溅。另外，如果焊接热输入量小于16.0kJ/cm，则投入热量低，母材与焊接金属不会适当地熔合，成为驼峰形焊道，如果超过50.0kJ/cm，则焊道形状变得不规则。更优选为18.0kJ/cm~28.0kJ/cm。进一步优选为20.0kJ/cm~22.0kJ/cm。另外，道次间温度优选设为150℃以下。

作为焊接位置，可以示例出平焊、横焊、仰焊、向上立焊等。另外，坡口形状除了图1所示的V坡口以外，还可以为レ坡口(single bevel groove)、K坡口(double bevelgroove)、X坡口（double V groove）等。如上所述，坡口角度θ优选设为35°~60°，更优选为40°~55°。

在上述的焊接条件下，通过一层或多层的焊接在V坡口内形成焊接金属2，该焊接金属2为焊接金属的层3堆叠多层而成的形态。需要说明的是，在脱离本实施方式的焊接方法(焊接条件)的情况下，会在焊接金属的层3的一部分发生高温裂纹4等焊接缺陷。在本实施方式的焊接方法中，不会发生这样的高温裂纹4等焊接缺陷。

[保护气体]

在本实施方式中，作为气体保护金属电弧焊接的保护气体，使用[A]以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮(N₂)气、并且剩余部分由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的保护气体。或者，使用[B]以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气及56.0%以上且小于79.2%的Ar气、并且剩余部分由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的保护气体。可以选择使用以上的[A]或[B]的任一者。需要说明的是，以下，只要没有特别说明，气体成分含量中的“%”是指“体积%”。

该保护气体的氮(N)是在高Mn钢的焊接金属中固溶时通过固溶强化而提高焊接金属及焊接接头的强度的元素。此外，在增加焊接金属中的N含量时，显示出使固液共存温度范围缩小的倾向，可改善高温裂纹敏感性。为了获得这样的效果，需要在保护气体中含有1.0%以上的氮。因此，保护气体中的氮含量设为1.0%以上。需要说明的是，优选为5.0%以上，更优选为10.0%以上。另一方面，如果保护气体中包含30.0%以上的氮，则电弧变得不稳定，会大量产生气孔、凹坑等焊接缺陷，使接头特性变差。因此，保护气体中的氮含量设为小于30.0%。需要说明的是，优选为25.0%以下，更优选为20.0%以下。

接下来，对作为保护气体的剩余部分的二氧化碳(CO₂)气体进行说明。二氧化碳气体是最常用作保护气体的气体，与Ar气等相比具有廉价且熔深深的特征。

上述的[A]的保护气体是使用该二氧化碳气体作为剩余部分气体。该情况的二氧化碳气体的含量是除上述氮气的含量(1.0%以上且小于30.0%)以外的剩余部分，二氧化碳气体的含量大于70.0%且为99.0%以下。

与此相对，如上述的[B]的保护气体那样，可以不单独使用二氧化碳气体而与作为非活性气体的Ar气混合使用。在使用该[B]的混合气体的情况下，一般优选使用容易获得的以Ar气∶二氧化碳气体=4∶1混合的气体。因此，由于[B]的混合气体的氮气以外的含量也大于70.0%且为99.0%以下， Ar气和二氧化碳气体各自的含量为56.0%以上且小于79.2%的Ar气和超过14.0%且19.8%以下的二氧化碳气体。

需要说明的是，不可避免的杂质是指除氮气、二氧化碳气体及Ar气以外的气体，可示例出氧(O₂)气、氢(H₂)气等。

另外，保护气体的气体流量优选为10L/min~30L/min，更优选为15L/min~25L/min。

如以上所述，通过使用以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气的保护气体，焊接金属中的N含量达到0.0200%~0.1500%，N固溶于焊接金属中，能够提高焊接金属及焊接接头的强度。

[实心焊丝的基本组成]

本实施方式的焊接接头是在上述的高Mn钢的钢材彼此通过气体保护金属电弧焊接方法形成有由一层或多层的焊接金属形成的焊接金属部的焊接接头。作为此时使用的实心焊丝，将优选的化学组成示于以下。需要说明的是，以下，实心焊丝的“化学组成”中的“%”是指“质量%”。

作为本实施方式中使用的实心焊丝的优选的基本组成含有N：0.4000%以下。进一步优选的基本组成如下所述。含有C：0.20%~0.80%、Si：0.15%~1.00%、Mn：17.0%~28.0%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、Ni：0.01%~10.00%、Cr：0.4%~4.0%、Mo：0.01%~3.50%。进一步具有含有B：小于0.0015%且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成。各化学组成的限定理由如下所述。

[N：0.4000%以下]

在为了增加焊接金属中的N含量而使用了以往的基于二氧化碳气体或二氧化碳气体与氩气的混合气体的保护气体的情况下，由于焊接金属中的N含量没有增加，因此优选使用增加了N含量的焊丝。在该情况下，焊丝的N含量优选设为超过0.1200%且0.4000%以下的范围。焊丝的N含量为0.1200%以下时，存在无法充分增加焊接金属中的N含量的隐患。优选焊丝的N含量为0.2000%以上。焊丝的N含量超过0.4000%时，焊接金属中的添加量变得过多，与晶界强度相比，晶内强度过度增强，因此从晶界发生破坏，有时极低温冲击韧性变差。因此，在保护气体使用了以往的基于二氧化碳气体或二氧化碳气体与氩气的混合气体的保护气体的情况下，N含量优选设为0.4000%以下，更优选为0.3800%以下，进一步优选为0.3600%以下。

然而，在使用在上述的保护气体中以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气的气体而从氮气向焊接金属内添加N的方法的情况下，如果焊丝的N含量高，则焊接金属中的N含量变得过多，存在极低温冲击韧性变差的隐患。因此，优选将焊丝的N含量抑制为0.1200%以下，更优选为0.1100%以下，进一步优选为0.1000%以下。

需要说明的是，焊丝中的N是有效地有助于焊接金属的晶内强度的提高、并且将奥氏体相稳定化而有助于极低温冲击韧性的稳定提高的元素。为了获得这样的效果，N含量优选设为0.0030%以上，更优选为0.0040%以上，进一步优选为0.0060%以上。

[C：0.20%~0.80%]

C是通过固溶强化而具有提高焊接金属的强度的作用的元素，另外，C是使奥氏体相稳定化而具有提高焊接金属的极低温冲击韧性的作用且廉价的重要元素。为了获得这样的效果，C含量优选设为0.20%以上，更优选为0.25%以上，进一步优选为0.28%以上。另一方面，如果含有超过0.80%，则会在焊接金属中过度生成碳化物，极低温冲击韧性降低，进而有时容易产生焊接时的高温裂纹。因此，C含量优选设为0.80%以下，更优选为0.75%以下，进一步优选为0.70%以下，最优选为0.63%以下。

[Si：0.15%~1.00%]

Si作为脱氧剂而发挥作用，可提高Mn的材料利用率，并且具有提高熔融金属的粘性而稳定地保持焊道形状的效果。为了获得这样的效果，Si含量优选设为0.15%以上，更优选为0.18%以上，进一步优选为0.20%以上，最优选为0.25%以上。另一方面，如果含有超过1.00%，则会降低焊接金属的极低温冲击韧性，而且在凝固时偏析，在凝固晶胞界面生成液相，有时会使耐高温裂纹性变差。因此，Si含量优选设为0.90%以下，更优选为0.80%以下，进一步优选为0.75%以下，最优选为0.70%以下。

[Mn：17.0%~28.0%]

Mn是廉价且具有使奥氏体相稳定化的作用的元素，但如果Mn含量小于17.0%，则会在焊接金属中生成铁素体相，有时极低温冲击韧性显著降低。因此，Mn含量优选设为17.0%以上，更优选为18.0%以上，进一步优选为18.5%以上。另一方面，如果Mn含量超过28.0%，则堆垛层错能(stacking fault energy)上升而变形中的阻力下降，因此有时强度降低。因此，Mn含量优选设为28.0%以下，更优选为27.0%以下，进一步优选为26.0%以下。

[P：0.030%以下]

P是偏析于结晶晶界而引起高温裂纹的元素，在本实施方式中，优选尽量减少，为0.030%以下时可以允许。因此，P含量优选设为0.030%以下，更优选为0.020%以下，进一步优选为0.018%以下，最优选为0.014%以下。另一方面，虽然没有限定P含量的下限，但要将P含量极端地减少至低于0.002%，需要长时间的精炼，精炼成本高涨。因此，从经济上的观点出发，P含量优选设为0.002%以上。

[S：0.030%以下]

S在焊接金属中以硫化物系夹杂物MnS的形式存在。MnS成为破坏发生的起点，因此有时会降低极低温冲击韧性。因此，S含量优选设为0.030%以下，更优选为0.025%以下，进一步优选为0.020%以下，最优选为0.017%以下。另一方面，虽然没有限定S含量的下限，但S的过度减少会导致精炼成本的高涨。因此，S含量优选设为0.001%以上。

[Ni：0.01%~10.00%]

Ni是增强奥氏体晶界的元素，偏析于晶界，提高极低温冲击韧性。另外，Ni也具有将奥氏体相稳定化的效果，因此进一步增加含量时，可将奥氏体相稳定化，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了获得这样的效果，Ni含量优选设为0.01%以上，更优选为1.00%以上。另一方面，Ni为昂贵的元素，含有超过10.00%在经济上是不利的。因此，Ni含量优选设为10.00%以下，更优选为8.00%以下，进一步优选为7.00%以下，最优选为6.00%以下。

[Cr：0.4%~4.0%]

Cr是在极低温下使奥氏体相稳定化而有效地有助于极低温冲击韧性的提高及焊接金属强度的提高的元素。另外，Cr会缩窄熔融金属的固液共存区域的温度范围，对于抑制高温裂纹的产生有效地发挥作用。为了获得这样的效果，Cr含量优选设为0.4%以上，更优选为0.8%以上，进一步优选为1.0%以上，最优选为1.2%以上。另一方面，如果含有超过4.0%，则会生成Cr碳化物，有时导致极低温冲击韧性的降低。因此，Cr含量优选设为4.0%以下，更优选为3.5%以下，进一步优选为3.2%以下，最优选为2.8%以下。

[Mo：0.01%~3.50%]

Mo是增强奥氏体晶界的元素，偏析于晶界而提高焊接金属的强度。另外，也具有通过固溶强化而提高焊接金属的强度的作用。为了获得这样的效果，Mo含量优选设为0.01%以上，更优选为0.50%以上，进一步优选为1.00%以上，最优选为1.50%以上。另一方面，如果含有超过3.50%，则提高焊接金属的强度的效果受到限制，而且以碳化物的形式析出，成为破坏发生的起点，有时会导致极低温冲击韧性的降低。因此，Mo含量优选设为3.50%以下，更优选为3.30%以下，进一步优选为3.10%以下，最优选为3.00%以下。

[B：小于0.0015%]

B是偏析于奥氏体晶界的元素之一。在混入了0.0015%以上的B的情况下，在奥氏体晶界形成氮化硼，使强度降低，进而氮化硼成为破坏的起点，有时会降低极低温冲击韧性。因此，B含量优选设为小于0.0015%，更优选为0.0010%以下，进一步优选为0.0005%以下。

[实心焊丝的任意的选择组成]

上述的化学组成是作为本实施方式中使用的焊丝的优选的基本组成，除了该基本组成以外，还可以根据需要而含有以下的任意的选择组成。其为选自V：0.01%~0.04%、Ti：0.01%~0.04%、Nb：0.01%~0.04%、Cu：0.01%~1.00%、Al：0.002%~0.100%中的至少一种。这些组成的限定理由如下所述。

[V：0.01%~0.04%]

V是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，有助于焊接金属的强度提高。为了获得这样的效果，V含量优选设为0.01%以上。另一方面，如果含有超过0.04%，则碳化物粗大化，在焊丝的拉丝加工时成为裂缝发生的起点，使拉丝加工性降低，有时会使焊丝的制造性降低。因此，V含量优选设为0.04%以下。

[Ti：0.01%~0.04%]

Ti为碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，有助于焊接金属的强度提高。另外，使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温裂纹的产生。为了获得这样的效果，Ti含量优选设为0.01%以上，更优选为0.02%以上。另一方面，如果Ti含量超过0.04%，则碳化物粗大化，在实心焊丝的拉丝加工时成为裂缝发生的起点，使拉丝加工性降低，有时会使焊丝的制造性降低。因此，Ti含量优选设为0.04%以下，更优选为0.03%以下。

[Nb：0.01%~0.04%]

Nb是碳化物形成元素，使碳化物析出，有助于焊接金属的强度提高。另外，使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温裂纹的产生。为了获得这样的效果，Nb含量优选设为0.01%以上，更优选为0.02%以上。另一方面，如果Nb含量超过0.04%，则碳化物粗大化，在实心焊丝的拉丝加工时成为裂缝发生的起点，使拉丝加工性降低，有时会使焊丝的制造性降低。因此，Nb含量优选设为0.04%以下，更优选为0.03%以下。

[Cu：0.01%~1.00%]

Cu是将奥氏体相稳定化的元素，即使在极低温下也可使奥氏体相稳定化，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了获得这样的效果，Cu含量优选设为0.01%以上，更优选为0.10%以上，进一步优选为0.20%以上。另一方面，如果Cu含量超过1.00%，则热延展性降低，有时焊丝的制造性降低。因此，Cu含量优选设为1.00%以下，更优选为0.70%以下，进一步优选为0.50%以下。

[Al：0.002%~0.100%]

Al作为脱氧剂而发挥作用，具有提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊道形状、减少溅射的发生的重要作用。另外，提高熔融金属的液相线温度，有助于抑制焊接金属的高温裂纹发生。为了获得这样的效果，Al含量优选设为0.002%以上，更优选为0.010%以上，进一步优选为0.020%以上。另一方面，如果含有超过0.100%，则熔融金属的粘性变得过高，反而溅射的增加、焊道不扩展、融合不良等缺陷有时增加。因此，Al含量优选设为0.100%以下，更优选为0.060%以下，进一步优选为0.050%以下。

[实心焊丝的余量组成]

上述的化学组成以外的余量组成由Fe及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以示例出H、O、Mg、Zn、Re等，合计为0.0100%以下时可以允许。另外，只要满足上述的基本组成及任意的选择组成，则也可以含有除此以外的元素，这样的实施方式也包含于本发明的技术范围。此外，含有小于下限的任意的选择组成的元素不会影响焊接金属的特性，因此作为不可避免的杂质是允许的。

实施例

以下，基于实施例对本发明进一步进行说明。其中，下述的实施例仅用于对本发明示例并更详细地进行说明，并不限定本发明的权利范围。

首先，作为试验材料，准备了表1所示的组成的极低温用高Mn钢材(板厚：20mm)。另外，将表2所示的组成的钢液在真空熔化炉中熔炼、铸造，得到了钢锭100kg。将该得到的钢锭加热至1200℃后，进行热轧，接着进行冷轧，即进行拉丝，得到了1.2mmΦ的气体保护金属电弧焊接用实心焊丝。

将上述的表1的钢材依据JIS Z 3111:2005进行对接，形成了50°V形坡口(参照图1)。然后，将上述的表2的实心焊丝作为焊接材料，在电流200A~250A、电压24V~26V、焊接速度14cm/min、气体流量20L/min的焊接条件下进行熔化极式的气体保护金属电弧焊接，得到了在上述V形坡口内具有焊接金属的焊接接头。在表3中示出各焊接条件。

[焊接金属的成分分析]

在焊接接头的焊接金属部，从板厚中心且焊缝中心部采集5mm见方的块，通过非活性气体熔融-导热系数法测定了焊接金属中的各组成的含量。需要说明的是，N含量测定了焊接金属中的总N量。将其结果示于表4。

[耐高温裂纹性的评价]

焊接后，用微型切割机从焊缝方向中心位置采集观察面为与焊缝垂直的截面的厚度10mm的宏观试验片，用光学显微镜观察(30倍)焊接金属的截面，判定了高温裂纹的有无。需要说明的是，对于高温裂纹而言，在光学显微镜的组织照片中，如果观察到开口部，则判定为高温裂纹。在确认到产生高温裂纹的情况下，高温裂纹评价为“有”。在未确认到产生高温裂纹的情况下，评价为“无”。

[焊接金属的机械特性]

依据JIS Z 3111:2005的规定，从得到的焊接金属采集拉伸试验片(平行部直径6mmΦ)及夏比冲击试验片(V切口)，实施了拉伸试验及冲击试验。需要说明的是，将试验片(V切口)的采集位置示于图2。试验片6的V切口8的方向与母材1的表面垂直。以试验片6的中心线7通过母材1的板厚t的中间点(t/2)的位置、V切口8的位置成为焊接金属2的熔融线5之间的中间点(焊接金属中央)的位置的方式采集了试验片6。

拉伸试验在室温下各实施3根，将得到的值、即作为屈服应力的0.2%屈服强度Rp0.2的平均值及拉伸强度TS的平均值作为使用了该焊丝的焊接金属的拉伸特性。这里，根据保护气体种类、实心焊丝的不同，将焊接金属的常温(25℃)的屈服应力ΔRp0.2及拉伸强度ΔTS平均提高20MPa以上、0.2%屈服强度、即屈服应力达到400MPa以上、拉伸强度达到600MPa以上将情况评价为机械特性良好。

另外，夏比冲击试验各实施3根，求出试验温度：-196℃下的吸收能量(_VE_-196)，将其平均值作为使用了该焊丝的焊接金属的极低温冲击韧性。需要说明的是，将-196℃下的夏比冲击试验的吸收能量为28J以上的情况评价为具有优异的极低温冲击韧性。

将得到的结果示于表5。

将通过保护气体中不含氮气的一般的气体保护金属电弧焊接制作的接头的特性作为比较例，表示为接头No.1、6、11、13、15、18、20、23。

备注中以发明例表示的焊接接头均在焊接时没有发生高温裂纹，为耐高温裂纹性优异的焊接接头。与保护气体中不含氮气的一般的气体保护金属电弧焊接接头相比，焊接金属的常温(25℃)的屈服应力(0.2%屈服强度)ΔRp0.2及拉伸强度ΔTS平均提高了20MPa以上。另外，也获得了优异的极低温冲击韧性。

这里，基于表5的数据进一步对使用不含氮气的保护气体及包含氮气的保护气体制作的焊接接头在0.2%屈服强度ΔRp0.2及拉伸强度ΔTS方面的差异(平均提高20MPa以上)进行说明。例如，表5的接头No.1~5均为使用No.a的钢材和No.A的焊丝制作的接头。但是，对于保护气体的种类而言，接头No.1为不含氮气的二氧化碳气体单独的气体，接头No.2~5为含有10体积%~40体积%氮气的气体。对得到的接头的焊接金属特性进行调查，关于0.2%屈服强度，接头No.1(无氮气)为403MPa，与此相对，接头No.2(含有氮气10体积%)为441MPa，其差值达到38MPa。另外，关于拉伸强度，接头No.1为778MPa，与此相对，接头No.2达到803MPa，其差值为25MPa。此外，在接头No.3(含有氮气20体积%)的情况下，0.2%屈服强度为460MPa，与接头No.1的差值为57MPa。另外，拉伸强度为819MPa，与接头No.1的差值为41MPa。同样地，在接头No.4(含有氮气30体积%)的情况下，0.2%屈服强度的差值为82MPa，拉伸强度的差值为52MPa。另外，在接头No.5(含有氮气40体积%)的情况下，0.2%屈服强度的差值为101MPa，拉伸强度的差值为57MPa。如以上所述，使保护气体中含有氮气时，拉伸强度和0.2%屈服强度与氮气的含量相应地提高。

需要说明的是，接头No.4、5、9、10、17的保护气体中的氮气含量过多，凹坑、气孔频发，不合适作为焊接接头。

此外，接头No.18及19为本发明的焊接接头的制造方法中使用的钢材及实心焊丝，是基于具有脱离本发明的限定范围的化学组成的钢材No.d及具有脱离优选范围的化学组成的实心焊丝No.E的焊接接头的例子。对于接头No.18而言，由于保护气体中不含有氮气，因此没有达到本发明中优选的0.2%屈服强度。然而可知，如接头No.19那样在保护气体中含有氮气时，与其它实施例同样地，焊接金属中的N含量增加，可获得提高强度的效果。

相对于通过保护气体中不含氮气的气体保护金属电弧焊接制作的接头No.23，在使用了组成等同且增加了N含量(0.3290%)的No.F的焊丝的接头No.24中，即使保护气体中不含氮气，焊接金属中的N含量也在本发明的限定范围内，0.2%屈服强度的差值为59MPa，拉伸强度的差值为37MPa。此外，使用了含有20%及40%氮气的保护气体的接头No.25及No.26由于焊接金属中的N含量超出限定范围上限，因此产生气孔，成为不适当的接头。

[保护气体的氮含量或焊丝的N含量与焊接金属的强度的关系]

以上述表5的数据为基础，按照作为N添加方法的在保护气体中混合并添加氮气的方法和使焊丝中的N含量增加而添加的方法整理了0.2%屈服强度及拉伸强度相对于焊接金属中的N含量的变化。

图3是示出0.2%屈服强度相对于与氮气含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图，图4是示出拉伸强度相对于与氮气含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图。另外，图5是示出0.2%屈服强度相对于与焊丝的N含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图，图6是示出拉伸强度相对于与焊丝的N含量变化相伴的焊接金属中的N含量的变化的图。这里，关于图3和图4，按照保护气体的氮含量的条件进行分组，关于图5和图6，按照焊丝的N含量的高低进行分组、整理。

根据图3可知，在相同的钢材和相同的焊丝的组合中，改变保护气体中的氮气含量时，与不含氮气的情况相比，含有10体积%的情况下0.2%屈服强度更高，含有20体积%的情况下进一步提高。图4的拉伸强度的情况也完全相同，随着氮含量增加至10体积%、20体积%，拉伸强度提高。图5和图6也同样可知，焊丝的N含量增加时，焊接金属中的N含量增加，由此强度提高。由此确认了使本发明的焊接金属中的N含量增加对于提高焊接金属的强度是有效的。

Claims (5)

1.一种气体保护金属电弧焊接接头，其是使用保护气体和实心焊丝形成焊接金属而成的，是钢材的气体保护金属电弧焊接接头，

所述钢材为高含Mn奥氏体钢，

所述钢材的化学组成以质量%计含有：

C：0.10%~0.70%、

Si：0.05%~1.00%、

Mn：18.0%~30.0%、

P：0.030%以下、

S：0.007%以下、

Al：0.010%~0.070%、

Cr：2.50%~7.00%、

N：0.0050%~0.0500%、

O(氧)：0.0050%以下，

而且任选含有选自以下的至少一种：

Mo：0.01%~2.00%、

V：0.01%~2.00%、

W：0.01%~2.00%、

Ni：0.01%~4.00%、

REM：0.0010%~0.0200%及

B：0.0003%~0.0030%，

余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述焊接金属的化学组成以质量%计含有：

C：0.15%~0.80%、

Si：0.10%~1.00%、

Mn：17.0%~30.0%、

P：0.030%以下、

S：0.030%以下、

Al：0.001%~0.100%、

Cr：0.4%~5.5%、

Mo：0.01%~3.50%、

Ni：0.01%~10.00%、

N：0.0200%~0.1500%，

而且任选含有选自以下的至少一种：

V：0.01%~1.00%、

Ti：0.010%~1.000%、

Nb：0.010%~1.000%、

W：0.01%~1.00%、

Cu：0.01%~1.00%及

B：0.0015%以下，

余量由Fe及不可避免的杂质构成。

2.根据权利要求1所述的气体保护金属电弧焊接接头，其中，

所述焊接金属的机械特性为：作为0.2%屈服强度的屈服应力为400MPa以上，拉伸强度为600MPa以上，夏比冲击吸收能量_VE_-196为28J以上。

3.一种气体保护金属电弧焊接接头的制造方法，其是制造权利要求1或2所述的气体保护金属电弧焊接接头的方法，其包括设为以下[A]或[B]的任一者：

[A]将所述保护气体设为以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气、并且剩余部分由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体；或者

[B]将所述保护气体设为以体积%计含有1.0%以上且小于30.0%的氮气及56.0%以上且小于79.2%的Ar气、并且剩余部分由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体。

4.根据权利要求3所述的气体保护金属电弧焊接接头的制造方法，其中，

将所述实心焊丝的N含量设为以质量%计0.1200%以下。

5.一种气体保护金属电弧焊接接头的制造方法，其是制造权利要求1或2所述的气体保护金属电弧焊接接头的方法，该方法包括：

将所述保护气体设为由二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体、或者由Ar气、二氧化碳气体及不可避免的杂质构成的气体，

将所述实心焊丝的N含量设为以质量%计大于0.1200%且0.4000%以下的范围。