JP2006315080A - 低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物 - Google Patents

Abstract

【課題】低温靱性の改善と海水環境下での孔食を回避した高品質の溶接部を有するオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物を提供する。
【解決手段】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ａｌを所定量含有し、Ｏ、Ｐ、Ｓを制限し、さらに、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＷのうちの１種または２種以上を所定量含有し、かつ、耐食性の指標であるＰＩＷ値が３５〜４０の範囲にあり、フェライト量の指標であるδcal値が−６〜＋４の範囲にあるオーステナイト系ステンレス鋼母材と、溶接部に形成された、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎ、Ａｌを所定量含有し、Ｏ、Ｐ、Ｓを制限し、Ｃｒ当量とＮｉ当量の比（Ｃｒ当量／Ｎｉ当量）が０．８５〜１．２の範囲にあり、耐孔食性の指標であるＰＩ値が３５以上である溶接金属とで構成された低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
【選択図】図２

Description

本発明は、海洋・湾岸環境、塩化物環境下で使用される高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物に関し、特に船体構造体の外殻、隔壁、骨材、水中翼等に適用され、海水環境下での耐孔食性や耐隙間腐食性に優れ、かつ低温靱性に優れた母材部と溶接部からなる高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物に関するものである。

一般に、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性が要求される環境で使用され、ＪＩＳで規定されているＳＵＳ３０４、非酸化性酸に対する耐食性を向上させるためにＮｉおよびＭｏを多く含有したＳＵＳ３１６およびＳＵＳ３１７、耐粒界腐食性を向上させるためにＣを減少されたＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３１６ＬおよびＳＵＳ３１７Ｌがあり、腐食環境に応じてこれらの鋼種を選択して使用されている。

また、これらのオーステナイト系ステンレス鋼を溶接する際に用いられる溶接ワイヤとしては、ＪＩＳ Ｚ ３３２１に規定されているオーステナイト系ステンレス鋼用ワイヤやＪＩＳ Ｚ ３３２３に規定されているオーステナイト系ステンレス鋼用フラックス入りワイヤが多く用いられている。また、３０８、３１６、３０８Ｌ、３１６Ｌ系オーステナイト系ステンレス鋼用フラックス入りワイヤも用いられる（例えば特許文献１および２、参照）。

一方、船体構造用には従来から重防食を施した塗装鋼板が使用されてきたが、例えば、高速船の水中翼等の用途では高速の海水流が接するため、塗装を要しない耐海水腐食性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼の高強度材が提案されている（例えば特許文献３および４、参照）。

また、特に耐海水腐食性を高めるためにＣｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎを含有し、かつ従来よりもＭｏ及びＮの含有量を多くして耐孔食性と耐隙間腐食性をより向上させた、例えば、ＳＵＳ８３６Ｌ、ＳＵＳ８９０Ｌ等の高耐食ステンレス鋼が開発されている。

これらの高耐食ステンレス鋼高耐海水腐食性ステンレス鋼を溶接する際に用いられる溶接材料としては、Ｍｏ：６．０〜７．０％、Ｎ：０．２５〜０．５０％、Ｃｒ：２１．５〜２５．０％、Ｎｉ：１７．５〜２０％、Ｃｕ：０．５〜１．０％を含有した高耐食ステンレス鋼溶接用の高Ｍｏ−高Ｎ系ＴＩＧおよびプラズマ溶接ワイヤ（例えば特許文献５、参照）、Ｍｏ：２．４〜６．７％、Ｎ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：１８．６〜２８．９％、Ｎｉ：１２．７〜２７．３％、Ｃｕ：０．８〜２．４％を含有した高耐食ステンレス鋼溶接用の高Ｍｏ−高Ｎ系フラックス入りワイヤが提案されている（例えば特許文献６、参照）。

また、これらの共金系ワイヤを用いずに、インコネル６２５（６０Ｎｉ−２２Ｃｒ−９Ｍｏ−３．５Ｎｂ）等の高Ｃｒ−高Ｍｏ系Ｎｉ合金ワイヤを用いて高耐食ステンレス鋼を溶接する場合もあった。

上記高Ｍｏ−高Ｎ系溶接ワイヤおよび高Ｃｒ−高Ｍｏ系Ｎｉ合金ワイヤを用いて高耐食ステンレス鋼を溶接する場合には、溶接金属の耐海水腐食性は十分に確保される。しかしながら、溶接による熱サイクルにより溶接金属中にシグマ相などの脆化相が析出し、溶接金属の靱性が著しく低下するという問題が生じ、特にワイヤ中のＭｏ含有量が増加するとともにこの問題は顕著となる（例えば、非特許文献１参照）。

一般に、これらオーステナイト系ステンレス鋼用の溶接ワイヤは、溶接性の観点、つまり溶接金属の高温凝固割れを防止する点から、溶接により溶接組織中に体積率で数％〜１０％程度のフェライト相を含有する溶接金属が得られるように成分設計されている。しかし、溶接金属組織中にフェライト相を含有した溶接金属は、オーステナイト単相の溶接金属に比べて低温靱性が低下する問題が生じ、フェライト量の増加に伴いこの問題が顕著となる（例えば、非特許文献２参照）。

一方、海水環境下で使用され、かつ岩礁への座礁や船舶同士の衝突事故等に対する安全性の確保が要求される、船体構造体などに適用されるオーステナイト系ステンレス鋼の溶接構造物では、溶接部として、海水環境下での耐孔食性、耐隙間腐食性に優れ、かつ、低温靱性に優れた、溶接金属を有することが望まれている。

特開昭５８−２０５６９６号公報 特開昭６２−６８６９６号公報 特許第２７８３８９５号公報 特許第２７８３８９６号公報 特開平１−９５８９５号公報 特開平３−８６３９２号公報 恩沢他；溶接学会論文集， vol.5 (1987), 262-268 D.T.Read et.al.; Welding Journal, vol.59 (1980), 104s-113

本発明は、上記従来技術の問題点に鑑みて、特に海水環境下での耐久性、衝突安全性などが要求される船体構造体の外殻、隔壁、骨材、水中翼等に適用される、海水環境下での耐孔食性や耐隙間腐食性に優れ、かつ低温靱性に優れた母材部と溶接部からなる高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物を提供することを目的とする。

本発明者らは、種々の成分組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼ソリッドワイヤおよびフラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接試験を行い、低温靱性および海水環境下での耐食性に優れた溶接金属の成分組成を鋭意検討した。

その結果、溶接金属中の低温靭性に有害なフェライト相を高温凝固割れが発生しない程度に低減し、溶接金属の低温靭性を向上させるためには、溶接金属の成分組成を、溶接金属のＣｒ当量／Ｎｉ当量が０．８５〜１．２を満足させ、さらに、海水腐食環境下での溶接金属の耐孔食性を向上するために、溶接金属のＰＩ値を３５以上とすることが有効な手段であることを知見した。

本発明は、かかる知見を基になされたものであって、その要旨とするところは下記の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：１５．０〜２１．０％、Ｃｒ：２２．０〜２８．０％、Ｍｏ：１．５〜３．５％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、Ｏ：０．００７％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下に制限し、かつ、下記（１）式で定義されるＰＩＷ値が３５〜４０の範囲にあり、下記（２）式で定義されるδcal値が−６〜＋４の範囲にあり、残部が鉄および不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼母材と、溶接部に形成された、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｃｒ：２５．０〜２８．０％、Ｎｉ：１６．０〜２３．９％、Ｍｏ：１．６〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．０３〜０．３５％を含有し、Ｏ：０．１０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、下記（３）および（４）式で定義されるＣｒ当量とＮｉ当量の比（Ｃｒ当量／Ｎｉ当量）が０．８５〜１．２の範囲にあり、下記（５）式で定義されるＰＩ値が３５以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接金属とで構成されたことを特徴とする低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
ＰＩＷ値＝［Ｃｒ］＋３．３（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）＋１６［Ｎ］ ・・ （１）
δcal値＝２．９（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）
−２．６（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３２［Ｃ］
＋２０［Ｎ］）−１８ ・・（２）
但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃ］は鋼材中の各成分含有量（質量％）を示す。
Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５×［Ｓｉ］ ・・（３）
Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋３０×［Ｃ］＋３０×［Ｎ］・・（４）
ＰＩ値＝［Ｃｒ］＋３．３×［Ｍｏ］＋１６×［Ｎ］ ・・（５）
但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎ］は溶接金属中の各成分含有量（質量％）を示す。
（２）前記オーステナイト系ステンレス鋼母材中に、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、および、Ｗ：０．３〜３．０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
（３）前記溶接金属中に、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、および、Ｎｂ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
（４）前記溶接金属中に、質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、および、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
（５）前記溶接金属は、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接を用いて形成されたことを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
（６）前記溶接金属は、下記（５）式で定義される溶接入熱量Ｑが２０、０００Ｊ／ｃｍ以下、下記（６）式で定義される母材希釈率Ｄが３０％以下の溶接条件で形成されたことを特徴とする上記（５）に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
Ｑ＝［溶接電流］×［溶接電圧］×［溶接時間］／［溶接長さ］・・・（５）
Ｄ＝［母材の溶融体積］／［全溶接金属体積］・・・（６）
（７）前記溶接金属は、パルスアークを使用し、ピーク電流とベース電流の差が２０Ａ以上、下記（７）式で定義されるデューティ比Ｒが０．２〜０．６、かつ、周波数が１０Ｈｚ以上とすることを特徴とする上記（５）または（６）に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
Ｒ＝［ピーク電流期間］／（［ピーク電流期間］＋［ベース電流期間］）×１００・・・（７）

本発明は、優れた低温靱性と海水環境下での優れた耐孔食性、耐隙間腐食性の溶接金属を有する溶接構造物の製造を可能にしたものであり、衝突安全性と海水による腐食が問題となるステンレス製船体構造体の溶接部の信頼性を長期にわたって確保できる。この観点から、溶接部のメンテナンスを極力少なして経済性を上げるとともに、溶接構造物の健全性を大きく向上させるものであり、本発明の適用により産業の発展に貢献するところは極めて大である。

以下において、本発明をさらに詳しく説明する。

まず、本発明において、溶接継手のオーステナイト系ステンレス鋼母材部は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：１５．０〜２１．０％、Ｃｒ：２２．０〜２８．０％、Ｍｏ：１．５〜３．５％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、Ｏ：０．００７％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下に制限し、さらに選択的に、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、および、Ｗ：０．３〜３．０％のうちの１種または２種以上を含有し、かつ、下記（１）式で定義されるＰＩＷ値が３５〜４０の範囲にあり、下記（２）式で定義されるδcal値が−６〜＋４の範囲にあり、残部が鉄および不可避的不純物からなるものに規定した。
ＰＩＷ値＝［Ｃｒ］＋３．３（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）＋１６［Ｎ］ ・・ （１）
δcal値＝２．９（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）
−２．６（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３２［Ｃ］
＋２０［Ｎ］）−１８ ・・（２）
但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃ］は鋼材中の各成分含有量（質量％）を示す。

本発明において、溶接継手の上記オーステナイト系ステンレス鋼母材は、耐食性および低温靱性を十分に維持し、また、かかる鋼材製造時の熱間加工性を良好にするために各成分含有量の上下限を以下の理由で規定するものである。

鋼材中のＣｒ、Ｍｏは耐食性に有効な元素であり、その含有量が下限値を下回ると耐食性は十分ではなくなり、また、上限値を越える場合は金属間化合物等の析出により靱性が低下するため、これらの成分含有量の上下限を上記の通り規定する。

鋼材中のＮｉ、Ｎはオーステナイト相を安定にし、靱性、耐食性を向上させる元素であって、その含有量が下限値を下回ると、その効果は十分でなく、また、過剰添加はコスト的、製造上に問題をきたすため、上記のようにそれぞれの含有量の上下限を規定する。

鋼材中のＣは強度を確保する点から下限以上含有させるが、上限を超えて含有すると炭化物生成による耐食性低下が生じるため、上記のように含有量の上下限を規定する。

鋼材中のＯ，Ｐ，Ｓは不可避的不純物であり、Ｏは酸化物生成により靱性低下を抑制するために、また、Ｐ、Ｓは熱間加工性および靱性低下を抑制するために、上記のように含有量の上限値を制限した。

鋼材中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌは脱酸の目的で、下限値以上添加されるが、靱性確保のためにそれぞれ上限値を超えないよう規制され、上記のように含有量の上下限を規定する。

鋼材中にＣｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの１種又は２種以上を含有してもよい。

鋼材中のＣｕは、耐食性に有効な元素であり、その含有量が下限値を下回ると耐食性は十分ではなくなり、また、上限値を越える場合は金属間化合物等の析出により靱性が低下するため、これらの成分含有量の上下限を上記の通り規定する。

鋼材中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、炭化物を形成してＣを固定することで、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、耐食性、靱性を向上させる元素であり、その含有量が下限値を下回ると耐食性、靱性は十分ではなくなり、また、過剰添加は炭化物を多量析出して靱性を低下するため、上記のように含有量の上下限を規定する。

鋼材のＰＩＷ値は、上記（１）式で定義されるオーステナイト系ステンレス鋼の海水腐食環境下での耐食性の指標であり、海水腐食環境下での溶接継手の母材の耐孔食性を十分確保するためには、ＰＩＷ値が３５以上とする必要がある。しかしながら、ＰＩＷ値を上げるために、Ｃｒ、Ｍｏを多量添加すると、鋼材コストが非常に高価となるため、ＰＩＷ値の上限を４０と規制する。

鋼材のδcal値は、上記（２）式で定義されるオーステナイト系ステンレス鋼の組織中に含有するフェライト量の指標であり、熱間加工性を確保するためにはフェライト量を適正量に規制する必要がある。鋼材のδcal値が＋４を越えると熱間製造工程で靱性が低下する。一方、鋼材のδcal値が−６より小さい場合は、フェライト量が実質的に０％となることを意味し、熱間加工性に及ぼす効果が飽和するとともに、高価なＮｉを多量添加することになるため、コストの観点からも−６を下限値と規制する。

本発明は、溶接継手の母材成分組成を上記のように規定するとともに、溶接部に形成する溶接金属の成分組成を以下のように限定する。

先ず、本発明において溶接継手に形成された溶接金属の低温靱性および海水環境下での耐食性を向上させるための技術思想および溶接金属成分の基本設計について説明する。

本発明者らの実験などの検討によれば、オーステナイト系ステンレス鋼を共金系の溶接ワイヤにより溶接して溶接金属を形成する場合には、溶接金属成分により以下のように溶接金属の凝固形態が変化し、最終的な室温での溶接金属組織および溶接金属の低温靭性に大きく影響することを確認している。

つまり、溶接継手に形成された溶接金属は、その成分組成に応じて、初晶凝固相がオーステナイト相もしくはフェライト相となった後、これらの相がそれぞれ単独で凝固を完了するものと、フェライト相＋オーステナイト相の二相で凝固が完了するものに凝固形態が分類される。

これらの中で、溶接金属の初晶凝固相がフェライト相で、その後、そのままフェライト単相で凝固が完了する溶接金属の凝固形態では、その後、溶接金属が室温まで冷却される過程でオーステナイト相が針状析出するが、最終的に室温の溶接金属中のフェライト相は体積率で約２０％以上も残留し、この結果、溶接金属の低温靱性は著しく低下する。

溶接金属の初晶凝固相がフェライト相で、その後、オーステナイト相の晶出によりフェライト相＋オーステナイト相の二相で凝固が完了する溶接金属の凝固形態では、その後、溶接金属が室温まで冷却される過程で、オーステナイト相はデンドライト樹芯であるフェライト相中へ成長することによって、最終的に室温の溶接金属中のフェライト量は体積率で数％〜２０％程度に減少する。しかし、この溶接金属中のフェライト相はネットワーク状に連結して残留し、衝撃荷重が付与されるとネットワーク状のフェライト相を介して亀裂が伝播するため、溶接金属の低温靱性は低くなる。また、室温の溶接金属においてネットワーク状に縮小したフェライト相中にはＣｒ、Ｍｏなどが凝固時よりも濃化され、シグマ相などの脆い金属間化合物が析出しやすくなるため、溶接金属の靱性が低下する。

一方、溶接金属の初晶凝固相がオーステナイト相で、その後、フェライト相の晶出によりオーステナイト相＋フェライト相の二相で凝固が完了する溶接金属の凝固形態では、その後、室温まで冷却された溶接金属の組織は、オーステナイト樹間に球状のフェライト相が分散して残留し、フェライト量が数％以下まで低減されるため、上記の凝固形態に比べて溶接金属の低温靱性の低下は少ない。

また、溶接金属の初晶凝固相がオーステナイト相で、その後、そのままオーステナイト単相で凝固が完了する溶接金属の凝固形態では、溶接金属の低温靱性は良好であるが、溶接時に溶接金属の高温凝固割れが発生しやすくなる傾向にある。

本発明は、上記知見を基に、溶接金属中の低温靭性に有害なフェライト相を凝固割れが発生しない程度に低減するために、溶接金属の成分組成を、溶接により形成される溶接金属の初晶凝固相がオーステナイト相となる凝固形態とし、かつ、凝固割れの発生を抑えることを技術思想とする。

また、本発明者らの詳細な検討の結果、かかる技術思想を実現し、溶接金属の低温靭性を向上させるための溶接金属の成分系は、以下のＣｒ当量、Ｎｉ当量の指標を用いて整理できることが判った。

図１に、溶接金属のＣｒ当量およびＮｉ当量と溶接金属の凝固形態との関係を示す。

また、図２に、バレストレイン試験による凝固割れ長さとＣｒ当量／Ｎｉ当量の関係を示す。

ここで、溶接金属のＣｒ当量及びＮｉ当量は、下記（３）式および（４）式により定義される。Ｃｒ当量はフェライト相の形成に対する溶接金属成分の寄与度を示す指標であり、Ｎｉ当量はオーステナイト相の形成に対する溶接金属成分の寄与度を示す指標である。
Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５×［Ｓｉ］ ・・（３）
Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋３０×［Ｃ］＋３０×［Ｎ］・・（４）
但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎ］は溶接金属中の各成分含有量（質量％）を示す。

図１から、溶接金属のＣｒ当量／Ｎｉ当量が１．０以上、１．２以下の場合に、溶接金属の初晶凝固相はオーステナイト相となり、その後、フェライト相の晶出によりフェライト相＋オーステナイト相の二相で凝固が完了する凝固形態となり、室温で溶接金属中の低温靭性に有害なフェライト量を低減し、低温靭性の向上が可能となる（図１中の●）。

一方、溶接金属のＣｒ当量／Ｎｉ当量が１．２を越えると溶接金属の初晶凝固相はフェライト相となり、その後、そのままフェライト単相で凝固が完了しても、或いは、オーステナイト相の晶出によりフェライト相＋オーステナイト相の二相で凝固が完了しても、室温で溶接金属中の低温靭性に有害なフェライト相が多く含有するため、目的とする低温靭性の向上は図れない（図１中の○）。

また、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が１．０未満になると溶接金属の初晶凝固相がオーステナイト相となり、その後、そのままオーステナイト単相で凝固が完了する。この溶接金属の凝固形態は、室温で溶接金属中の低温靭性に有害なフェライト量は低減され、溶接金属の低温靱性は良好となるが、溶接時に溶接金属の凝固割れが発生しやすい傾向となることが知られている（図１中の□）。

しかしながら、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が１．０未満は、オーステナイト単相凝固となる凝固形態の違いのみで成分系を規定しているだけで、実際の凝固割れと対比したものではない。そこで、低温靱性に有害なフェライト相を極限まで低減させ、かつ、凝固割れを発生しない成分を鋭意検討した。その結果を図２に示す。溶接金属のＣｒ当量／Ｎｉ当量が１．０未満でオーステナイト単相凝固であっても、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が０．８５以上では凝固割れは発生していない。一方、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が０．８５より小さくなると凝固割れが発生し、さらに、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が小さくなるにしたがい凝固割れ長さが長くなっている。すなわち、溶接金属の凝固割れ感受性の観点から見れば、オーステナイト単相凝固の成分系でもＣｒ当量／Ｎｉ当量が０．８５以上では凝固割れは発生しないことが判明した。

したがって、本発明では、溶接金属中の低温靭性に有害なフェライト相を凝固割れが発生しない程度に低減し、溶接金属の凝固割れの発生を抑えて良好な溶接性を維持しつつ、溶接金属の低温靱性を十分に向上するために、溶接金属の成分組成を、上記（３）及び（４）でそれぞれ定義される溶接金属のＣｒ当量とＮｉ当量の比（Ｃｒ当量／Ｎｉ当量）が０．８５〜１．２の範囲を満足するものに規定した。

また、本発明者ら実験などの検討から、オーステナイト系ステンレス鋼を共金系の溶接ワイヤにより溶接する場合には、海水腐食環境下での溶接金属の耐孔食性は、金属成分を下記（５）式で定義されるＰＩ値で整理させることを確認した。

図３は、溶接金属のＰＩ値と溶接金属の孔食電位との関係を示すものである。なお、孔食電位は、４０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液中にて孔食試験を実施し、電流密度が１００ｍＡ／ｃｍ²の時の電位測定値を示す。
ＰＩ値＝［Ｃｒ］＋３．３×［Ｍｏ］＋１６×［Ｎ］ ・・（５）
但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎ］は溶接金属中の各成分含有量（質量％）を示す。

図３から、溶接金属の上記（５）式で定義されるＰＩ値が３５以上とすることにより、孔食試験における孔食発生電位が０．７３Ｖ以上となり、孔食は全く発生しなくなる。

したがって、本発明では、海水環境下での溶接金属の耐孔食性を十分に向上させるために、溶接金属の成分組成を上記（５）で定義されるＰＩ値が３５以上を満足するものに規定した。

次に、本発明における溶接継手に形成される溶接金属の成分組成の限定理由を以下に説明する。

なお、以下に示す「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。

以下に説明する溶接金属の各成分含有量は、ソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤの何れかを用いて、上記鋼材成分の溶接金属への希釈を考慮し、ワイヤ中の成分を調整することで所定範囲に調整できる。

Ｃ：Ｃは耐食性に有害であるが、強度の観点からある程度の含有が必要であるため、０．００５％以上添加する。また、その含有量が０．０５％超では溶接のままの状態および再熱を受けるとＣはＣｒと結合してＣｒ炭化物を析出し、耐粒界腐食性および耐孔食性が著しく劣化するとともに、溶接金属の靱性、延性が著しく低下するため、その含有量を０．００５〜０．０５％に限定した。

Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素および溶滴の表面張力を抑える元素として添加されるが、０．１％未満ではその効果が十分でなく、一方、その含有量が１．０％超では延性低下に伴い、靱性が大きく低下するとともに、溶接時の溶融溶込みも減少し、実用溶接上の問題になる。したがって、その含有量を０．１〜１．０％に限定した。

Ｍｎ：Ｍｎは脱酸元素として、およびＮの溶解度を増加させる元素として添加するが、その含有量が０．１％未満では効果が十分でなく、一方、３．５％を越えて添加すると延性が低下するのでその含有量を０．１〜３．５％に限定した。

Ｃｒ：Ｃｒはオーステナイト系ステンレス鋼の主要元素として不働態皮膜を形成し耐食性の向上に寄与する。Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎを含有した場合に、初晶オーステナイト相凝固し、かつ、海水環境下で優れた耐食性を得るには２５．０％以上必要である。一方、Ｃｒ含有量が多いほど海水環境下での耐孔食性は向上するが、シグマ相などの脆い金属間化合物が析出しやすくなるため靱性が低下する。また、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、初晶オーステナイト相で凝固するには、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎも増量させる必要があり、溶接に用いるワイヤの製造性が低下するとともに製造コストも高くなるため、その含有量の上限を２８．０％とした。

Ｎｉ：Ｎｉは中性塩化物環境での腐食に対し、顕著な抵抗性を与え、かつ、不働態皮膜を強化するため、Ｎｉ含有量は多いほど耐食性に有効である。また、Ｎｉはオーステナイト生成元素でありオーステナイト系ステンレス鋼の主要元素として、オーステナイト相を生成・安定にする。本発明では、初晶オーステナイト相で凝固する成分系にする必要があるため、フェライト生成元素であるＣｒを２５．０〜２８．０％添加した場合の凝固形態および相バランスの観点から、Ｎｉ含有量は１６．０％〜２３．９％とした。なお、Ｎｉ含有量の上限２３．９％の限定理由は、溶接に用いるワイヤの製造コストが高くなるためである。

Ｍｏ：Ｍｏは不働態皮膜を安定化して高い耐食性を得るのに極めて有効な元素である。特に塩化物環境での耐孔食性向上は顕著であるが、１．６％未満ではその効果は不十分である。また、その含有量が３．０％を越えるとシグマ相など脆い金属間化合物を生成して溶接金属の靱性が低下するため、１．６〜３．０％に制限する。

Ｃｕ：Ｃｕは強度と耐食性を高めるのに顕著な効果があり、特にＮｉ、Ｍｏと共存して中性酸環境下で優れた耐食性を示し、その効果は０．１％以上で著しいが、０．５％を越えて添加してもその効果は飽和するとともに靱性が低下するので、Ｃｕ含有量は０．１〜０．５％とする。

Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として添加されるとともに溶滴移行現象を向上させる元素として添加されるが、０．００１％未満ではその効果が十分でなく、一方、その過剰な添加はＮと反応してＡｌＮを形成し、靱性を阻害する。その程度はＮ含有量にも依存するが、Ａｌが０．０２％を越えると靱性低下が著しくなるため、その含有量を０．００１〜０．０２％に限定した。

Ｎ：Ｎは強力なオーステナイト生成元素であり、塩化物環境下での耐孔食性を向上させる。０．０３％以上で耐孔食性および耐隙間腐食性を向上させ、含有量が多いほどその効果は大きい。一方、Ｎ含有量を多くすると、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量を０．８５以上にするには、Ｃｒ、Ｍｏなどのフェライト生成元素を増量させる必要があり、製造コストが高くなる。さらに、０．３５％を越えると溶接中にブローホールが発生しやすい。したがって、Ｎ含有量は０．０３〜０．３５％に制限する。

Ｏ、Ｐ、Ｓは溶接金属において不可避成分であり、以下の理由で少なく制限する。

Ｏ：Ｏは酸化物を生成し、過剰な含有は靱性を著しく低下させるため、その含有量の上限を０．１０％とした。

Ｐ：Ｐは多量に存在すると凝固時の耐高温溶接割れ性および靱性を低下させるので少ない方が望ましく、その含有量の上限を０．０３％とした。

Ｓ：Ｓも多量に存在すると耐高温割れ性、延性および耐食性を低下させるので少ない方が望ましく、０．００５％を上限とした。

以上を本発明の溶接ワイヤの基本成分とするが、以下の成分を選択的に添加できる。

Ｔｉ：ＴｉはＣと結合してＣｒ炭化物の析出を抑え、溶接金属の耐食性を向上させる作用を有する。その効果を得るために０．０１％以上の添加が有効であるが、０．３％超の添加は延性、靱性を低下させるので、添加する場合は、その含有量を０．０１〜０．３％とする。

Ｎｂ：ＮｂもＣと結合してＣｒ炭化物の析出を抑え、溶接金属の耐食性を向上させる作用を有する。その効果を得るために０．０１％以上の添加が有効であるが、０．３％超の添加は延性、靱性を低下させるので、添加する場合は、その含有量を０．０１〜０．３％とする。

Ｃａ：Ｃａは熱間加工性を改善する元素であり、溶接に用いるワイヤの製造性を向上させる。しかし、過剰な添加は逆に熱間加工性を低下させるため、添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．００５０％とする。

Ｍｇ：Ｍｇも熱間加工性を改善する元素であり、溶接に用いるワイヤの製造性を向上させる。しかし、過剰な添加は逆に熱間加工性を低下させるため、添加する場合は、その含有量を０．０００５〜０．００５０％とする。

本発明では、オーステナイト系ステンレス鋼を母材とする溶接継手に形成する溶接金属の成分含有量を上述のように規定することにより、優れた低温靱性と海水環境下での耐食性を有する溶接金属が得られる。

本発明では、さらに、上記効果を安定して有効なものとするために溶接継手に溶接金属を形成する際の溶接条件について以下のように限定するのが好ましい。

本発明の溶接金属は、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接の何れの方法を用いて形成することができるが、溶接入熱量Ｑ、母材希釈率Ｄを以下の理由から規定するのが好ましい。

溶接入熱量Ｑ：Ｃｒ、Ｍｏを含有するオーステナイト系ステンレス鋼は、７００℃〜９００℃の温度域に保持されると、靭性に有害なシグマ相などの脆い金属間化合物が析出し、靱性が著しく低下する。また、溶接継手に形成される溶接金属は、凝固後の冷却過程において９００℃〜７００℃を通過する時間が長くなると、靭性に有害なシグマ相などが析出する。また、多層パス溶接により形成された溶接金属では、前層パスが後続パスによる熱サイクルを受け、７００℃〜９００℃の温度域となる時間が長くなる場合も靭性に有害なシグマ相が析出する。

本発明では、上述したようにオーステナイト系ステンレス鋼母材およびオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属の成分組成を規定することにより、靭性に有害なシグマ相などの金属間化合物の析出を抑え、靱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の母材および溶接金属からなる溶接継手が得られる。しかし、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接において、溶接入熱量が２０，０００Ｊ／ｃｍ超と過大になると、冷却速度が小さくなり、９００℃〜７００℃の冷却時間が長くなって、シグマ相などの金属間化合物が析出し、靱性が低下する危険性がある。また、２０，０００Ｊ／ｃｍ超の過大入熱量では、溶接ビード形状が凸型となって、ビード中央部に高温割れが発生する。このため、溶接継手の靱性を安定して確保するために、溶接構造物の製造条件、つまり溶接時の溶接入熱量は、２０，０００Ｊ／ｃｍ以下に限定するのが好ましい。

母材希釈率Ｄ：本発明では、溶接金属の低温靱性確保の観点から、溶接金属の初晶凝固相をオーステナイト相に規制し、かつ、靭性に有害なシグマ相などの金属間化合物の析出を抑制するため、溶接継手における溶接金属の成分組成はオーステナイト系ステンレス鋼母材に比べて、Ｎｉ量を高く、Ｍｏ量を低く規定している。しかし、溶接時に母材成分が溶接金属成分中に溶解することによる母材希釈率が３０％超に大きくなると、溶接金属の成分が低Ｎｉ、高Ｍｏの母材成分側へ移行するため、溶接金属のＣｒ当量／Ｎｉ当量比が１．２より大きくなり、初晶凝固相がフェライト相となって、溶接金属の低温靭性が低下する。また、溶接金属のＭｏ含有量も多くなるため、靭性に有害なシグマ相などの金属間化合物が析出しやすくなり、溶接金属の靭性が低下する。このため、溶接構造物の製造条件、つまり溶接条件として、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接時の母材希釈率は、３０％以下に限定するのが好ましい。

パルスアーク溶接：Ｎを含有する溶接ワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接して溶接金属を形成すると、溶接金属中にＮ₂ガスによるブローホールが発生しやすく、溶接金属の靭性が低下する。本発明のオーステナイト系ステンレス溶接金属では、耐食性向上の観点から、Ｎを０．０３以上添加し、ブローホール発生を抑制するため、０．３５％含有を上限としているが、さらに、ブローホール発生を抑制する溶接方法として、パルスアーク溶接を用いるのが好ましい。

パルスアーク溶接は、高電流と低電流を交互に供給し、トータル入熱量を下げながら深い溶け込みを得る溶接方法であるが、電流変化により溶融金属が振動するため、溶融金属中で発生したＮ₂ガスが溶融金属表面へ浮上しやすく、ブローホール発生を抑制する効果をも有する。この際、ピーク電流とベース電流の差が２０Ａを下回る場合、ピーク電流期間の比率であるデューティ比Ｒが０．２未満および０．６超の場合、かつ、周波数が１０Ｈｚ未満の場合は、溶融金属の振動が少なく、Ｎ₂ガスの浮上が十分でないため、ブローホールの抑制効果を有効に活用できない。このことから、溶接構造物の製造条件、つまり溶接条件として、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接時に、パルスアークを使用し、ピーク電流とベース電流の差を２０Ａ以上、デューティ比Ｒを０．２〜０．６、かつ、周波数を１０Ｈｚ以上に限定するのが好ましい。

本発明では、上述のように成分含有量を規定したオーステナイト系ステンレス鋼母材とオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属からなる溶接構造物を製造する際に、上述した溶接方法のガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接を行うことにより、優れた低温靱性と海水環境下での耐食性が確保された溶接金属を有する溶接構造物が安定して得られる。

なお、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼溶接構造物は、プラズマ溶接、レーザ溶接でも製造することができる。さらに、当該製造方法は、溶接構造物の製造に適用するだけではなく、それら構造物の補修溶接あるいは肉盛りなどにも適用できる。

以下、実施例にて本発明を説明する。

表１に成分を示すオーステナイト系ステンレス鋼（板厚１２．０ｍｍ）を母材として、開先角度６０°、ルート面１ｍｍの開先を作成した。また、表２に作製したオーステナイト系ステンレス鋼溶接用ワイヤの成分を示す。なお、ワイヤ径は１．２ｍｍφである。これら溶接ワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接の場合は、溶接電流：１５０〜２００Ａ、アーク電圧：２３〜３１Ｖ、溶接速度：３０〜４０ｃｍ／ｍｉｎ、９８％Ａｒ＋２％Ｏ₂シールドガス流量：２０リットル／ｍｉｎの条件で、タングステンアーク溶接の場合は、溶接電流：１８０〜２２０Ａ、アーク電圧：１１〜１４Ｖ、溶接速度：１０ｃｍ／ｍｉｎ、１００％Ａｒシールドガス流量：１５リットル／ｍｉｎの条件で溶接継手を作製した。

次に、それぞれの溶接継手から、溶接金属成分を分析するとともに、溶接金属に切欠が位置するように、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチ試験片を採取し、試験温度−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。また、それぞれの溶接金属の表層より孔食試験片を採取し、４０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液中にて孔食電位の測定をＪＩＳ Ｇ ０５７７に規定される方法に準拠して実施した。

表３に、使用した母材と溶接ワイヤの組み合わせ、溶接方法、溶接金属成分より算出したＰＩ値、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量比と凝固モードおよびシャルピー衝撃試験結果と孔食試験結果を示す。なお、表３に示す溶接方法は、ＧＭＡＷがガスシールドアーク溶接、ＧＴＡＷがタングステンアーク溶接を示し、凝固モードは、オーステナイト単相で凝固が完了するものをＡ、初晶オーステナイト＋フェライトの二相で凝固が完了するものをＡＦ、初晶フェライト＋オーステナイトの二相で凝固が完了するものをＦＡで示す。また、孔食電位は、電流密度：１００ｍＡ／ｃｍ²の時の電位を示し、孔食電位の○印は、孔食は発生せず水の電気分解により酸素が発生したものを示す。

表３において、記号Ｋ、記号Ｎおよび記号Ｏの比較例は、ＰＩ値が本発明の範囲の３５より低いため、孔食が発生している。記号Ｌ、記号Ｍおよび記号Ｐの比較例は、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量比が本発明範囲の上限である１．２を超え、初晶フェライト相凝固となっているため、シャルピー衝撃値が著しく低下している。また、記号Ｑの比較例では、シャルピー衝撃値および耐孔食性とも良好であるが、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量比が本発明範囲の下限値である０．８５を下回るため、溶接時に凝固割れが発生している。一方、記号Ａ〜Ｊの本発明例は、溶接ワイヤの成分含有量および溶接金属中の各成分の関係が本発明の範囲内であるため、比較例に比べ、シャルピー衝撃値は高く、かつ、孔食も発生していない。なお、記号Ａ〜Ｊの中で、ガスシールドアーク溶接金属のシャルピー衝撃値が、タングステンアーク溶接金属のシャルピー衝撃値より低くなっているのは、溶接金属中の酸化物が多いためである。

次に、記号３の母材と記号ａの溶接ワイヤの組み合わせで、表４に示す溶接条件で溶接継手を作製した。なお、パルスアーク溶接欄の−印は直流電源で溶接したことを示す。それぞれの溶接継手について、ＪＩＳ Ｚ ３１０６に規定の放射線透過試験を実施し、ブローホール発生状況を調査した。その後、前述と同様の手法で、それぞれの溶接継手から、溶接金属成分の分析、溶接金属のシャルピー衝撃試験（−４０℃）および孔食電位測定を行った。

表５に、溶接金属成分より算出したＰＩ値、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量比と凝固モード、シャルピー衝撃試験結果、孔食試験結果および放射線透過試験結果を示す。なお、表５に示す放射線透過試験結果は、ＪＩＳ Ｚ ３１０６に準拠して１０ｍｍ×１０ｍｍ視野中のブローホール数を示す。

記号キおよび記号ケの比較例は、溶接入熱量が本発明範囲の２０，０００Ｊ／ｃｍを超え、また、母材希釈率も本発明範囲の３０％を超えているために、溶接金属成分が母材成分側に移行し、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量比が当量比が本発明範囲の上限である１．２を超えている。それゆえ、初晶フェライト相凝固となり、シャルピー衝撃値が著しく低下している。また、記号ケでは、溶接入熱量が大きいため、溶接凝固割れが発生している。記号クの比較例は、溶接入熱量は２０，０００Ｊ／ｃｍを超えているが、母材希釈率は本発明範囲内であるため、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量比も本発明範囲内となって、シャルピー衝撃値は良好である。しかしながら、溶接入熱量が大きいため、溶接ビード形状が凸型となって、溶接凝固割れが発生している。一方、記号ア〜エの本発明例は、溶接入熱量および母材希釈率が本発明の範囲内であるため、比較例に比べ、シャルピー衝撃値は高くなっている。

記号オおよび記号カの本発明例は、記号イおよび記号エの本発明例と溶接入熱量および母材希釈率をほぼ同程度としてパルスアーク溶接を実施したものである。記号イおよび記号エは、直流電源で溶接したため、ＪＩＳ Ｚ ３１０６判定基準の第１種１類または２類のブローホール発生が認められるが、本発明範囲内のパルス条件でパルスアーク溶接を実施した記号オおよび記号カではブローホールは認められない。一方、記号コおよび記号サの比較例は、本発明範囲外のパルス条件でパルスアーク溶接を実施したものであり、ほぼ同一入熱量の直流電源で溶接した記号イおよび記号ケとブローホール数は変わっていない。したがって、本発明範囲内のパルス条件でパルスアーク溶接を実施することにより、ブローホール低減が確保される。

溶接金属のＣｒ当量、Ｎｉ当量とその凝固形態との関係を示す図である。 バレストレイン試験による溶接金属の凝固割れ長さとＣｒ当量／Ｎｉ当量との関係を示す図である。 溶接金属のＰＩ値（＝Ｃｒ＋３．３×Ｍｏ＋１６×Ｎ）と４０℃の３．５％ＮａＣｌ溶液中での孔食電位との関係を示す図である。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：１５．０〜２１．０％、Ｃｒ：２２．０〜２８．０％、Ｍｏ：１．５〜３．５％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下を含有し、Ｏ：０．００７％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下に制限し、かつ、下記（１）式で定義されるＰＩＷ値が３５〜４０の範囲にあり、下記（２）式で定義されるδcal値が−６〜＋４の範囲にあり、残部が鉄および不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼母材と、溶接部に形成された、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．５％、Ｃｒ：２５．０〜２８．０％、Ｎｉ：１６．０〜２３．９％、Ｍｏ：１．６〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０２％、Ｎ：０．０３〜０．３５％を含有し、Ｏ：０．１０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、下記（３）および（４）式で定義されるＣｒ当量とＮｉ当量の比（Ｃｒ当量／Ｎｉ当量）が０．８５〜１．２の範囲にあり、下記（５）式で定義されるＰＩ値が３５以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接金属とで構成されたことを特徴とする低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
   ＰＩＷ値＝［Ｃｒ］＋３．３（［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）＋１６［Ｎ］ ・・ （１）
   δcal値＝２．９（［Ｃｒ］＋０．３［Ｓｉ］＋［Ｍｏ］＋０．５［Ｗ］）
   −２．６（［Ｎｉ］＋０．３［Ｍｎ］＋０．２５［Ｃｕ］＋３２［Ｃ］
   ＋２０［Ｎ］）−１８ ・・（２）
   但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｗ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃ］は鋼材中の各成分含有量（質量％）を示す。
   Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５×［Ｓｉ］ ・・（３）
   Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋０．５×［Ｍｎ］＋３０×［Ｃ］＋３０×［Ｎ］・・（４）
   ＰＩ値＝［Ｃｒ］＋３．３×［Ｍｏ］＋１６×［Ｎ］ ・・（５）
   但し、上記［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎ］は溶接金属中の各成分含有量（質量％）を示す。
2. 前記オーステナイト系ステンレス鋼母材中に、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、および、Ｗ：０．３〜３．０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
3. 前記溶接金属中に、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、および、Ｎｂ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
4. 前記溶接金属中に、質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、および、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
5. 前記溶接金属は、ガスシールドアーク溶接またはタングステンアーク溶接を用いて形成されたことを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
6. 前記溶接金属は、下記（５）式で定義される溶接入熱量Ｑが２０、０００Ｊ／ｃｍ以下、下記（６）式で定義される母材希釈率Ｄが３０％以下の溶接条件で形成されたことを特徴とする請求項５に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
   Ｑ＝［溶接電流］×［溶接電圧］×［溶接時間］／［溶接長さ］・・・（５）
   Ｄ＝［母材の溶融体積］／［全溶接金属体積］・・・（６）
7. 前記溶接金属は、パルスアークを使用し、ピーク電流とベース電流の差が２０Ａ以上、下記（７）式で定義されるデューティ比Ｒが０．２〜０．６、かつ、周波数が１０Ｈｚ以上とすることを特徴とする請求項５または６に記載の低温靱性と耐海水腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼製溶接構造物。
   Ｒ＝［ピーク電流期間］／（［ピーク電流期間］＋［ベース電流期間］）×１００・・・（７）

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