阅读说明：本技术 奥氏体系不锈钢焊接接头 (Austenitic stainless steel welded joint ) 是由 净德佳奈 山田健太 冈田浩一 小薄孝裕 于 2019-02-28 设计创作，主要内容包括：本申请提供耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性优异、并且蠕变延性也优异的奥氏体系不锈钢焊接接头。奥氏体系不锈钢焊接接头(1)具备母材(10)和焊接金属(20)。在焊接金属(20)的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成以质量％计为C：0.050％以下、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～3.00％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Cr：15.0～25.0％、Ni：20.0～70.0％、Mo：1.30～10.00％、Nb：0.05～3.00％、N：0.150％以下、B：0.0050％以下、以及余量：Fe以及杂质。(Provided is an austenitic stainless steel welded joint which is excellent in polythionic acid (SCC) resistance, naphthenic acid corrosion resistance, and creep ductility. An austenitic stainless steel welded joint (1) is provided with a base metal (10) and a weld metal (20). The chemical composition in mass% at the widthwise central position and the thickness central position of the weld metal (20) is C: 0.050% or less, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.01-3.00%, P: 0.030% or less, S: 0.015% or less, Cr: 15.0 to 25.0%, Ni: 20.0 to 70.0%, Mo: 1.30-10.00%, Nb: 0.05-3.00%, N: 0.150% or less, B: 0.0050% or less, and the balance: fe and impurities.)

奥氏体系不锈钢焊接接头

技术领域

本发明涉及焊接接头，更详细而言，涉及奥氏体系不锈钢焊接接头。

背景技术

奥氏体系不锈钢焊接接头通过焊接奥氏体系不锈钢材来制造，包含由奥氏体系不锈钢形成的母材和焊接金属。奥氏体系不锈钢焊接接头可以用于火力锅炉、石油精制以及石油化学设备等化工厂设备的焊接结构物。化工厂设备的焊接结构物例如为蒸馏塔的周边设备、加热炉管、反应管、热交换器、配管等。在这些化工厂设备的焊接结构物中所使用的部件之中存在在600～700℃的高温并且在含有包含硫化物和/或氯化物的腐蚀性流体的环境中使用的部件。在本说明书中，将600～700℃的高温环境且是含有包含硫化物和/或氯化物的腐蚀性流体的环境称为“高温腐蚀环境”。

在高温腐蚀环境中所使用的焊接结构物在化工厂的定期检修时停止工作。在工作停止时，焊接结构物的温度下降至常温。此时，空气、水分、硫化物氧化皮发生反应，在焊接结构物的部件表面生成连多硫酸。该连多硫酸诱发在晶界处的应力腐蚀裂纹(以下，称为连多硫酸SCC)。因此，对于在上述的高温腐蚀环境中所使用的部件谋求优异的耐连多硫酸SCC性。

在日本特开2003-166039号公报(专利文献1)以及国际公开第2009/044802号(专利文献2)中提出了提高耐连多硫酸SCC性的钢。连多硫酸SCC是由于Cr以M₂₃C₆型碳化物的形式在晶界析出，在晶界附近形成缺Cr层从而发生的。因此，在专利文献1以及专利文献2中，降低C量，抑制M₂₃C₆型碳化物的生成，提高耐连多硫酸SCC性。

具体而言，专利文献1中所公开的奥氏体系耐热钢以质量％计含有C：0.005％以上且小于0.03％、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％，余量为Fe以及不可避的杂质。Nb以及V的含量总计为0.6％以上，钢中的Nb固溶量为0.15％以上。进而，满足N/14≥Nb/93+V/51以及Cr-16C-0.5Nb-V≥17.5。专利文献1中，降低C含量，规定Cr与C、Nb以及V的关系，从而提高耐连多硫酸SCC性。

专利文献2中所公开的奥氏体系不锈钢以质量％计含有C：小于0.04％、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，进一步含有Nb：0.5％以下、Ti：0.4％以下、V：0.4％以下、Ta：0.2％以下、Hf：0.2％以下以及Zr：0.2％以下之中的1种或2种以上，余量为Fe以及杂质。在杂质中，为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％以下以及Sb：0.01％以下。进而，满足F1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}≤0.075，以及0.05≤Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10)≤1.7-9×F1。在专利文献2中，通过使C含量小于0.05％，从而提高耐连多硫酸SCC性。进而，通过降低Nb、Ti之类的C固定化元素，降低钢中的P、S、Sn等晶界脆化元素，从而提高焊接热影响部(HAZ)处的耐脆化裂纹性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-166039号公报

专利文献2：国际公开第2009/044802号

发明内容

发明要解决的问题

结果，在化工厂设备中，存在使用劣质的原油的情况；不仅产生连多硫酸SCC腐蚀、还产生环烷酸腐蚀的情况。环烷酸为具有1个或多个羧基的环式饱和烃。环烷酸不像连多硫酸那样引起SCC，而引起全面腐蚀。因此，在用于上述的工厂设备的焊接接头中，优选不仅耐连多硫酸SCC性优异，而且耐环烷酸腐蚀性也优异。

此外，最近在600～700℃的高温腐蚀环境下所使用的部件中，谋求高的蠕变延性。在化工厂设备中，如上所述，存在停止设备实施定期检修的情况。在定期检修中，调查在化工厂设备的焊接结构物中必须更换的部件。此时，蠕变延性若较高，则在定期检修时，可以确认部件的变形程度，可以作为部件更换的判断基准。

在专利文献1以及专利文献2中，虽然以耐连多硫酸SCC性的改善为目的，但是并研究耐环烷酸腐蚀性，此外，对于蠕变延性的提高也没有研究。进而，也未进行关于作为不仅包含母材还包含焊接金属的、焊接接头的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性的研究。

本申请的目的在于提供耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材的蠕变延性也优异的奥氏体系不锈钢焊接接头。

用于解决问题的方案

基于本申请的奥氏体系不锈钢焊接接头具备母材和焊接金属，

所述母材的化学组成以质量％计为

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：0.10～5.00％、

Nb：0.20～1.00％、

N：0.050～0.300％、

sol.Al：0.001～0.100％、

B：0.0010～0.0080％、

Cu：0～5.00％、

W：0～5.0％、

Co：0～1.0％、

V：0～1.00％、

Ta：0～0.20％、

Hf：0～0.20％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

稀土元素：0～0.100％、以及

余量：Fe以及杂质，且

满足式(1)；

在所述焊接金属中，

在所述焊接金属的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成以质量％计为

C：0.050％以下、

Si：0.01～1.00％、

Mn：0.01～3.00％、

P：0.030％以下、

S：0.015％以下、

Cr：15.0～25.0％、

Ni：20.0～70.0％、

Mo：1.30～10.00％、

Nb：0.05～3.00％、

N：0.150％以下、

B：0.0050％以下、

sol.Al：0～1.000％、

Cu：0～2.50％、

W：0～1.0％、

Co：0～15.0％、

V：0～0.10％、

Ti：0～0.50％，

Ta：0～0.20％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

稀土元素：0～0.100％、以及

余量：Fe以及杂质。

B+0.004-0.9C+0.017Mo²≥0 (1)

其中，在式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

发明的效果

基于本申请的奥氏体系不锈钢焊接接头的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材的蠕变延性也优异。

附图说明

图1为示出本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的一例的俯视图。

图2为将图1的奥氏体系不锈钢焊接接头在焊接金属宽度方向截断的截面图。

图3为将图1的奥氏体系不锈钢焊接接头在焊接金属延伸方向L截断的截面图。

图4为将与图3不同的奥氏体系不锈钢焊接接头在焊接金属延伸方向L截断的截面图。

图5为本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头中与焊接金属延伸方向L垂直的截面图。

图6为用于说明在实施例中母材的坡口形状的示意图。

图7为使用图6的母材的焊接接头的示意图。

图8为示出在实施例中使用的板状试验片的采取位置的示意图。

图9为示出实施例中使用的V切口试验片的采取位置的示意图。

具体实施方式

本发明人等对于不仅耐连多硫酸SCC性优异、而且耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材的蠕变延性也优异的焊接接头进行了研究。

若将母材的C含量降低至0.030％以下，则在高温腐蚀环境下的使用中，抑制M₂₃C₆型碳化物的生成，抑制在晶界附近生成缺Cr层。在本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的母材中，还含有0.20～1.00％的Nb，从而用Nb固定C，进一步减少作为M₂₃C₆型碳化物的生成要素的固溶C量。在本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的母材中，进一步含有0.10～5.00％的Mo。Mo抑制M₂₃C₆型碳化物的生成。因此，减少缺Cr层的生成。根据以上的对策，可以提高作为应力腐蚀裂纹的一种的耐连多硫酸SCC性。

进而，相对于环烷酸腐蚀，含有上述的Mo是有效的。相对于硫酸腐蚀那样的全面腐蚀，在母材中含有Cu是有效的。然而，环烷酸如上所述，作为具有羧基的环式饱和烃，即便含有Cu，耐环烷酸腐蚀性也不高。另一方面，Mo对环烷酸腐蚀是极其有效的。Mo在奥氏体系不锈钢焊接接头的高温腐蚀环境下的使用中，与高温腐蚀环境中的S键合，在奥氏体系不锈钢焊接接头的表面形成硫化物覆膜。该硫化物覆膜提高耐环烷酸腐蚀性。因此，在母材的化学组成中，若将C含量设为0.030％以下，将Nb含量设为0.20～1.00％，将Mo含量设为0.10～5.00％，则不仅耐连多硫酸SCC性高，而且耐环烷酸腐蚀性也高。

然而，本发明人等进行了调查，结果明确了若将母材的C含量降低至0.030％以下，则600～700℃的高温腐蚀环境下的母材的蠕变延性降低。作为其的理由，考虑以下的事项。在晶界生成的析出物提高晶界强度。晶界强度若增高，则母材的蠕变延性增高。然而，若将C含量减少至0.030％以下，则在晶界生成的析出物(碳化物等)也减少。其结果，认为难以得到晶界强度，母材的蠕变延性降低。

因此，本发明人等对于一并具备优异的耐连多硫酸SCC性、优异的耐环烷酸腐蚀性和优异的母材的蠕变延性的奥氏体系不锈钢焊接接头进行了进一步研究。本发明人等关注作为在母材中所含有的元素的B(硼)。本发明人等认为B(硼)在上述的600～700℃的高温腐蚀环境下在晶界发生偏析，可以提高晶界强度。

更进一步研究的结果，本发明人等认为奥氏体系不锈钢焊接接头的母材的化学组成以质量％计，若为含有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：0.10～5.00％、Nb：0.20～1.00％、N：0.050～0.300％、sol.Al：0.001～0.100％、B：0.0010～0.0080％、Cu：0～5.00％、W：0～5.0％、Co：0～1.0％、V：0～1.00％、Ta：0～0.20％、Hf：0～0.20％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、以及稀土元素：0～0.100％、余量为Fe以及杂质的化学组成，则不仅可以得到优异的耐连多硫酸SCC性以及优异的耐环烷酸腐蚀性，而且也可以得到优异的蠕变延性。

然而，调查母材具有上述化学组成的奥氏体系不锈钢焊接接头的耐连多硫酸SCC性、耐环烷酸腐蚀性以及母材的蠕变延性，结果知晓虽然得到优异的耐连多硫酸SCC性以及优异的耐环烷酸腐蚀性，但存在未必得到母材的优异的蠕变延性的情况。因此，本发明人等更进一步进行研究。其结果，可知对于母材的蠕变延性，认为是如下的机理。

如上所述，在本实施方式中，为了提高耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性，不仅使C含量为0.030％以下，而且含有0.20～1.00％的Nb，将C固定于Nb，降低固溶C。具体而言，Nb由于固溶处理或短时间下的时效，与C键合而以MX型碳氮化物的形式析出。然而，本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头被在高温腐蚀环境(600～700℃的腐蚀环境)下长时间(至少3000小时以上)使用。在这样的环境中，MX型碳氮化物为亚稳态相。因此，将具有上述化学组成的母材在600～700℃的高温腐蚀环境下长时间使用时，Nb的MX型碳氮化物变化为作为稳态相的Z相(CrNbN)和M₂₃C₆型碳化物。此时，在晶界偏析的B与M₂₃C₆型碳化物中的一部分的C置换，而被M₂₃C₆型碳化物所吸收。因此，在晶界偏析的B量减少，晶界强度降低。其结果，认为不能得到足够的蠕变延性。

因此，在600～700℃的高温腐蚀环境的长时间下的奥氏体系不锈钢焊接接头的使用中，对于抑制在晶界处的偏析B量减少的方法进一步进行研究。其结果，可知认为如下的机理。

Mo如上所述，本就抑制M₂₃C₆型碳化物的生成。Mo存在进一步与M₂₃C₆型碳化物中的一部分M置换，在M₂₃C₆型碳化物中固溶的情况。在本说明书中，将固溶有Mo的M₂₃C₆型碳化物定义为“Mo固溶M₂₃C₆型碳化物”。Mo固溶M₂₃C₆型碳化物不易固溶B。因此，在高温腐蚀环境下的奥氏体系不锈钢焊接接头的使用中，即便含有Nb的MX型碳氮化物变化为Z相和M₂₃C₆型碳化物的情况下，若M₂₃C₆型碳化物为Mo固溶M₂₃C₆型碳化物，则也可以抑制B向M₂₃C₆型碳化物的固溶，抑制在晶界处的偏析B量减少。其结果，认为可以得到优异的耐连多硫酸SCC性、优异的耐环烷酸腐蚀性以及优异的蠕变延性。

因此，在具备具有上述化学组成的母材的奥氏体系不锈钢焊接接头中，进一步研究在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，即便为含有Nb的MX型碳氮化物变化为Z相和M₂₃C₆型碳化物的情况下，也生成Mo固溶M₂₃C₆型碳化物，从而可以抑制在晶界处的偏析B量减少的母材的化学组成。其结果，知晓对于由Mo固溶M₂₃C₆型碳化物的生成所产生的抑制偏析B量的减少，上述化学组成中的B、C和Mo存在密切关系。并且，知晓在上述母材的化学组成中，B、C以及Mo若满足式(1)，则即便在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，也可以一并具有优异的耐连多硫酸SCC性、优异的耐环烷酸腐蚀性以及优异的母材的蠕变延性。

B+0.004-0.9C+0.017Mo²≥0 (1)

在此，在式(1)的各元素符号处代入对应的元素的含量(质量％)。

本发明人等进行了进一步研究，结果知晓在上述奥氏体系不锈钢焊接接头的母材中含有作为任意元素的Cu的情况下，若含有5.00％以下的Cu，则得到优异的蠕变强度，并且也可以维持蠕变延性，若将Cu含量的上限设为1.70％以下，则可以进一步提高蠕变强度，并且进一步维持高的母材的蠕变延性。作为其的理由，考虑以下的事项。Cu在高温腐蚀环境下的使用中，在晶粒内析出，形成Cu相。Cu相存在虽然提高蠕变强度，但降低蠕变延性的情况。因此，在为上述化学组成且满足式(1)的焊接接头的母材中，更优选Cu含量为1.70％以下。若Cu含量为1.70％以下，则可以更有效地维持优异的蠕变延性。

本发明人等进一步研究，结果知晓若将奥氏体系不锈钢焊接接头的母材的化学组成的Mo含量设为0.50％以上，则进一步提高母材的蠕变延性。其理由尚不确定，但考虑如下事项。在具有满足式(1)的上述化学组成的奥氏体系不锈钢焊接接头的母材中，进一步将Mo含量设为0.50％以上的情况下，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，Mo进一步在晶界偏析或生成金属间化合物。由于该晶界偏析、金属间化合物，从而进一步提高晶界强度。其结果，蠕变延性进一步提高。特别是，母材的Mo含量若为1.00％以上，则母材可以得到非常优异的蠕变延性。

本发明者还发现，在奥氏体系不锈钢焊接接头中，相对于具有上述的化学组成的母材，焊接金属之中，若将在焊接金属的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成设置为以质量％计C：0.050％以下、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～3.00％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Cr：15.0～25.0％、Ni：20.0～70.0％、Mo：1.30～10.00％、Nb：0.05～3.00％、N：0.150％以下、B：0.0050％以下、sol.Al：0～1.000％、Cu：0～2.50％、W：0～1.0％、Co：0～15.0％、V：0～0.10％、Ti：0～0.50％、Ta：0～0.20％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、稀土元素：0～0.100％、以及余量为Fe以及杂质的化学组成，则作为焊接接头，具有优异的耐连多硫酸SCC性以及优异的耐环烷酸腐蚀性，进而也得到优异的焊接性。

进而，发现焊接金属的上述化学组成优选为，若满足式(2)，则奥氏体系不锈钢焊接接头的耐连多硫酸腐蚀性以及耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材的蠕变延性优异，进而焊接金属的高温时效后的韧性高。

0.012Cr-0.005Ni+0.013Mo+0.023Nb+0.02Al-0.004Co≤0.176 (2)

其中，在式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

基于以上的见解而完成的本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的主旨如以下所述。

[1]的奥氏体系不锈钢焊接接头具备母材和焊接金属，

前述母材的化学组成以质量％计为

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：0.10～5.00％、

Nb：0.20～1.00％、

N：0.050～0.300％、

sol.Al：0.001～0.100％、

B：0.0010～0.0080％、

Cu：0～5.00％、

W：0～5.0％、

Co：0～1.0％、

V：0～1.00％、

Ta：0～0.20％、

Hf：0～0.20％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

稀土元素：0～0.100％、以及

余量：Fe以及杂质，且

满足式(1)；

在所述焊接金属中，

在所述焊接金属的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成以质量％计为

C：0.050％以下、

Si：0.01～1.00％、

Mn：0.01～3.00％、

P：0.030％以下、

S：0.015％以下、

Cr：15.0～25.0％、

Ni：20.0～70.0％、

Mo：1.30～10.00％、

Nb：0.05～3.00％、

N：0.150％以下、

B：0.0050％以下、

sol.Al：0～1.000％、

Cu：0～2.50％、

W：0～1.0％、

Co：0～15.0％、

V：0～0.10％、

Ti：0～0.50％，

Ta：0～0.20％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

稀土元素：0～0.100％、以及

余量：Fe以及杂质。

B+0.004-0.9C+0.017Mo²≥0 (1)

其中，在式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

在此，焊接金属的宽度中央位置意味着在相对于焊接金属的延伸方向为垂直的宽度方向中的、焊接金属的长度(宽度)的中央位置。焊接金属的厚度中央位置意味着在与焊接金属的延伸方向垂直的截面中，将焊接金属的厚度定义为tmm时，在与焊接金属的延伸方向垂直的截面中，在焊接金属的宽度中央位置的焊接金属距表面t/2深度的位置。

对于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头，母材的化学组成的各元素含量为上述的范围内并且满足式(1)，进而，在焊接金属的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成的各元素含量为上述的范围内。因此，本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的耐连多硫酸SCC性优异，耐环烷酸腐蚀性优异。进而，在600～700℃下的高温腐蚀环境下，母材具有优异的蠕变延性。

[2]的奥氏体系不锈钢焊接接头为[1]中记载的奥氏体系不锈钢焊接接头，其中，

前述母材的前述化学组成含有选自由

Cu：0.10～5.00％、

W：0.1～5.0％、

Co：0.1～1.0％、

V：0.10～1.00％、

Ta：0.01～0.20％、

Hf：0.01～0.20％、

Ca：0.001～0.010％、

Mg：0.001～0.010％、以及

稀土元素：0.001～0.100％组成的组中的1种元素或2种元素以上。

[3]的奥氏体系不锈钢焊接接头为[1]或[2]中记载的奥氏体系不锈钢焊接接头，其中，

前述焊接金属的前述化学组成含有选自由

sol.Al：0.001～1.000％、

Cu：0.01～2.50％、

W：0.1～1.0％、

Co：0.1～15.0％、

V：0.01～0.10％、

Ti：0.01～0.50％，

Ta：0.01～0.20％、

Ca：0.001～0.010％、

Mg：0.001～0.010％、以及

稀土元素：0.001～0.100％组成的组中的1种元素或2种元素以上。

[4]的奥氏体系不锈钢焊接接头为[1]～[3]中任一项记载的奥氏体系不锈钢焊接接头，其中，

前述焊接金属的前述化学组成满足式(2)。

0.012Cr-0.005Ni+0.013Mo+0.023Nb+0.02Al-0.004Co≤0.176 (2)

其中，在式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

此时，奥氏体系不锈钢焊接接头的耐连多硫酸腐蚀性以及耐环烷酸腐蚀性优异、并且母材的蠕变延性优异，进而焊接金属的高温时效后的韧性优异。

以下，对于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头详细叙述。在本说明书中，关于元素的“％”若无特别限定，则意味着质量％。

[奥氏体系不锈钢焊接接头的构成]

图1为示出本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的一个例子的俯视图。参照图1，基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1具备母材10和焊接金属20。使端部被坡口加工后的一对母材10的端部彼此接合之后，实施焊接而形成焊接金属20。焊接例如为气体保护钨极电弧焊(Gas Tungsten Arc Welding：GTAW)、保护式电弧焊(Shielded Metal ArcWelding：SMAW)、药芯焊丝电弧焊(Flux Cored Arc Welding：FCAW)、气体保护金属极电弧焊(Gas Metal Arc Welding：GMAW)、埋弧焊(Submerged Arc Welding：SAW)。

在图1中，将焊接金属20延伸的方向定义为焊接金属延伸方向L，将俯视中的与焊接金属延伸方向L垂直的方向定义为焊接金属宽度方向W，将与焊接金属延伸方向L以及焊接金属宽度方向W垂直的方向定义为焊接金属厚度方向T。图2为在焊接金属宽度方向W将图1的奥氏体系不锈钢焊接接头1截断而得到的截面图。如图1以及图2所示，焊接金属20配置于一对母材10之间。

图3为在焊接金属延伸方向L将图1的奥氏体系不锈钢焊接接头1截断而得到的截面图，图4为在焊接金属延伸方向L将与图3不同的奥氏体系不锈钢焊接接头1截断而得到的截面图。如图3所示，母材10的形状可以为板材，或如图4所示，母材10的形状也可以为钢管。虽未图示，但母材10的形状也可以为棒钢、型钢。以下，对于母材10以及焊接金属20进行说明。

[对于母材10]

[化学组成]

本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的母材10的化学组成含有以下的元素。

C：0.030％以下

不可避免地含有碳(C)。即，C含量超过0％。C在600～700℃的高温腐蚀环境下本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头的使用中，在母材中的晶界生成M₂₃C₆型碳化物，降低母材10的耐连多硫酸SCC性。因此，C含量为0.030％以下。C含量的优选上限为0.020％，进一步优选为0.018％，进一步优选为0.016％，进一步优选为0.015％。C含量优选尽可能低。然而，C含量过度减少会提高制造成本。因此，工业生产上，C含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。

Si：0.10～1.00％

硅(Si)使钢脱氧。Si进一步提高母材10的耐氧化性以及耐水蒸气氧化性。Si含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若Si含量过高，则在母材10中析出西格马相(σ相)，钢的韧性降低。因此，Si含量为0.10～1.00％。Si含量的优选下限为0.15％，进一步优选为0.17％，进一步优选为0.18％，进一步优选为0.20％，进一步优选为0.25％。Si含量的优选上限为0.75％，进一步优选为0.70％，进一步优选为0.50％，进一步优选为0.45％。

Mn：0.20～2.00％

锰(Mn)使钢脱氧。Mn进一步使奥氏体稳态化，提高母材10的蠕变强度。若Mn含量过低，则不能得到上述效果。另一方面，若Mn含量过高，则母材10的蠕变强度反而降低。因此，Mn含量为0.20～2.00％。Mn含量的优选下限为0.30％，进一步优选为0.40％，进一步优选为0.50％，进一步优选为0.60％，进一步优选为0.70％，进一步优选为0.80％。Mn含量的优选上限为1.80％，进一步优选为1.70％，进一步优选为1.60％，进一步优选为1.50％。

P：0.040％以下

磷(P)为不可避免地含有的杂质。即，P含量超过0％。P降低钢的热加工性以及韧性。因此，P含量为0.040％以下。P含量的优选上限为0.035％，进一步优选为0.032％，进一步优选为0.028％，进一步优选为0.026％。P含量优选尽可能低。然而，P含量的过度减少会提高制造成本。因此，工业生产上，P含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。

S：0.010％以下

硫(S)为不可避免地含有的杂质。即，S含量超过0％。S降低钢的热加工性以及蠕变延性。因此，S含量为0.010％以下。S含量的优选上限为0.007％，进一步优选为0.006％，进一步优选为0.005％。S含量优选尽可能低。然而，S含量过度减少会提高制造成本。因此，工业生产上，S含量的优选下限为0.001％。

Cr：16.0～25.0％

铬(Cr)提高母材10的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性。若Cr含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若Cr含量过高，则母材10的蠕变强度以及韧性降低。因此，Cr含量为16.0～25.0％。Cr含量的优选下限为16.5％，进一步优选为17.0％，进一步优选为17.2％，进一步优选为17.4％。Cr含量的优选上限为24.0％，进一步优选为23.0％，进一步优选为22.0％。

Ni：10.0～30.0％

镍(Ni)使奥氏体稳态化，提高母材10的蠕变强度。Ni进一步提高母材的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性。若Ni含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若Ni含量过高，则上述效果饱和，进而，制造成本变高。因此，Ni含量为10.0～30.0％。Ni含量的优选下限为11.0％，进一步优选为12.0％，进一步优选为13.0％，进一步优选为13.5％。Ni含量的优选上限为27.0％，进一步优选为25.0％，进一步优选为22.0％，进一步优选为20.0％，进一步优选为18.0％，进一步优选为17.0％。

Mo：0.10～5.00％

钼(Mo)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，抑制在晶界生成M₂₃C₆型碳化物。由此，提高母材10的耐连多硫酸SCC性。对于Mo，进一步在高温腐蚀环境下的奥氏体系不锈钢焊接接头1的使用中，母材10中的固溶Mo与使用环境中的S键合，在母材10的表面形成硫化物覆膜。通过该硫化物覆膜的形成，从而耐环烷酸腐蚀性高。对于Mo，进而在600～700℃下的高温腐蚀环境下的使用中，Nb的MX型碳氮化物变化为M₂₃C₆型碳化物时，抑制B在M₂₃C₆型碳化物中固溶，抑制在高温腐蚀环境下的晶界的偏析B量减少。由此，在高温腐蚀环境下，可以得到足够的蠕变延性。若Mo含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若Mo含量过高，则奥氏体的稳态性降低。因此，Mo含量为0.10～5.00％。Mo含量的优选下限为0.20％，进一步优选为0.30％。

若Mo含量为0.50％以上，则进一步Mo在晶界偏析、或生成金属间化合物，而进一步提高晶界强度。此时，在高温腐蚀环境下，可以得到更优异的蠕变延性。因此，Mo含量的进一步优选下限为0.50％，进一步优选为0.80％，进一步优选为1.00％，进一步优选为2.00％。若Mo含量为1.00％以上，则母材10可以得到特别优异的蠕变延性。Mo含量的优选上限为4.50％，进一步优选为4.00％。

Nb：0.20～1.00％

铌(Nb)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成MX型碳氮化物，减少母材10中的固溶C量。由此，母材10的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性高。生成的Nb的MX型碳氮化物还提高母材10的蠕变强度。若Nb含量过低，则不能得到上述效果。另一方面，若Nb含量过高，则生成δ铁素体，母材10的蠕变强度、韧性以及焊接性降低。因此，Nb含量为0.20～1.00％。Nb含量的优选下限为0.25％，进一步优选为0.28％，进一步优选为0.30％，进一步优选为0.32％。Nb含量的优选上限为0.90％，进一步优选为0.80％，进一步优选为0.70％，进一步优选为0.65％。

N：0.050～0.300％

氮(N)在基体(母相)中固溶，使奥氏体稳态化，提高母材10的蠕变强度。N进一步在晶粒内形成微细的碳氮化物，提高母材10的蠕变强度。即，N由于固溶强化以及析出强化这两方面而有助于母材10的蠕变强度。若N含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若N含量过高，则在晶界形成Cr氮化物，在母材10的焊接热影响部(HAZ)的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性降低。若N含量过高则钢的加工性进一步降低。因此，N含量为0.050～0.300％。N含量的优选下限为0.060％，进一步优选为0.070％，进一步优选为0.080％。N含量的优选上限为0.250％，进一步优选为0.200％，进一步优选为0.190％。

sol.Al：0.001～0.100％

铝(Al)使钢脱氧。若Al含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若Al含量过高，则钢的清净度降低，钢的加工性以及延性降低。因此，Al含量为0.001～0.100％。Al含量的优选下限为0.002％，进一步优选为0.003％。Al含量的优选上限为0.050％，进一步优选为0.030％，进一步优选为0.025％。在本实施方式中，Al含量意味着酸可溶Al(sol.Al)的含量。

B：0.0010～0.0080％

硼(B)在600～700℃下的高温腐蚀环境下的使用中，在晶界偏析，提高晶界强度。其结果，在600～700℃下的高温腐蚀环境下，提高母材10的蠕变延性。若B含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若B含量过高，则焊接性以及在高温下的热加工性降低。进而，在焊接时焊接金属的B含量高，在焊接金属20中产生凝固裂纹。因此，B含量为0.0010～0.0080％。B含量的优选下限为0.0015％，进一步优选为0.0018％，进一步优选为0.0020％，进一步优选为0.0022％。B含量的优选上限小于0.0060％，进一步优选为0.0050％。

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的化学组成余量为Fe以及杂质。在此，杂质是指在工业上制造上述母材10时，从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质，意味着在不对本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10产生坏影响的范围内允许的物质。

[对于任意元素]

[第1组任意元素]

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的化学组成还可以含有选自由Cu、W以及Co组成的组中的1种元素或2种元素以上代替Fe的一部分。这些元素均提高母材10的蠕变强度。

Cu：0～5.00％

铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。即，Cu可以为0％。含有的情况下，Cu在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，在晶粒内以Cu相的形式析出，由于析出强化而提高母材10的蠕变强度。然而，若Cu含量过高，则钢的热加工性以及焊接性降低。因此，Cu含量为0～5.00％。为了更有效地提高奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的蠕变强度的Cu含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.11％，进一步优选为0.12％，进一步优选为2.00％，进一步优选为2.50％。Cu含量的优选上限为4.50％，进一步优选为4.00％，进一步优选为3.80％，进一步优选为3.70％，进一步优选为3.60％，进一步优选为3.50％，进一步优选为1.90％。特别是，在600～700℃的高温腐蚀环境下，为了维持更优异的蠕变延性的优选Cu含量为0～1.70％，进一步优选Cu含量的上限为1.60％。

W：0～5.0％

钨(W)为任意元素，也可以不含有。即，W可以为0％。含有的情况下，W在基体(母相)中固溶，提高奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的蠕变强度。然而，若W含量过高，则奥氏体的稳态性降低，母材10的蠕变强度、韧性降低。因此，W含量为0～5.0％。W含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.1％，进一步优选为0.2％，进一步优选为0.5％。W含量的优选上限为4.5％，进一步优选为4.0％，进一步优选为3.5％。

Co：0～1.0％

钴(Co)为任意元素，也可以不含有。即，Co含量可以为0％。含有的情况下，Co使奥氏体稳态化，提高奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的蠕变强度。然而，若Co含量过高，则原料成本高。因此，Co含量为0～1.0％。Co含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.1％，进一步优选为0.2％，进一步优选为0.3％。Co含量的优选上限为0.9％，进一步优选为0.8％。

[第2组任意元素]

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的化学组成还可以含有选自由V、Ta以及Hf组成的组中的1种元素或2种元素以上代替Fe的一部分。这些元素均提高母材的耐连多硫酸SCC性、以及蠕变强度。

V：0～1.00％

钒(V)为任意元素，也可以不含有。即，V含量可以为0％。含有的情况下，V在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成碳氮化物，减少固溶C，提高母材10的耐连多硫酸SCC性。生成的V碳氮化物还提高母材10的蠕变强度。然而，若V含量过高，则生成δ铁素体，母材10的蠕变强度、韧性、以及焊接性降低。因此，V含量为0～1.00％。为了更有效地提高耐连多硫酸SCC性以及蠕变强度的V含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.10％。V含量的优选上限为0.90％，进一步优选为0.80％。

Ta：0～0.20％

钽(Ta)为任意元素，也可以不含有。即，Ta含量可以为0％。含有的情况下，Ta在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成碳氮化物，减少固溶C，提高母材10的耐连多硫酸SCC性。生成的Ta碳氮化物还提高蠕变强度。然而，若Ta含量过高，则生成δ铁素体，母材10的蠕变强度、韧性、以及焊接性降低。因此，Ta含量为0～0.20％。为了进一步有效地提高耐连多硫酸SCC性以及蠕变强度的Ta含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％。Ta含量的优选上限为0.18％，进一步优选为0.16％。

Hf：0～0.20％

铪(Hf)为任意元素，也可以不含有。即，Hf含量可以为0％。含有的情况下，Hf在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成碳氮化物，减少固溶C，提高母材10的耐连多硫酸SCC性。生成的Hf碳氮化物还提高母材10的蠕变强度。然而，若Hf含量过高，则生成δ铁素体，母材10的蠕变强度、韧性以及焊接性降低。因此，Hf含量为0～0.20％。Hf含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％。Hf含量的优选上限为0.18％，进一步优选为0.16％。

[第3组任意元素]

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的化学组成还可以含有选自由Ca、Mg以及稀土元素(REM)组成的组中的1种元素或2种元素以上代替Fe的一部分。这些元素均提高母材的热加工性以及蠕变延性。

Ca：0～0.010％

钙(Ca)为任意元素，也可以不含有。即，Ca含量可以为0％。含有的情况下，Ca以夹杂物的形式固定O(氧)以及S(硫)，提高母材10的热加工性以及蠕变延性。然而，若Ca含量过高，则母材10的热加工性以及蠕变延性降低。因此，Ca含量为0～0.010％。Ca含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Ca含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。

Mg：0～0.010％

镁(Mg)为任意元素，也可以不含有。即，Mg含量可以为0％。含有的情况下，Mg以夹杂物的形式固定O(氧)以及S(硫)，提高母材10的热加工性以及蠕变延性。然而，若Mg含量过高，则母材10的热加工性以及蠕变延性降低。因此，Mg含量为0～0.010％。Mg含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Mg含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。

稀土元素：0～0.100％

稀土元素(REM)为任意元素，也可以不含有。即，REM含量可以为0％。含有的情况下，REM以夹杂物的形式固定O(氧)以及S(硫)，提高母材的热加工性以及蠕变延性。然而，若REM含量过高，则母材的热加工性以及蠕变延性降低。因此，REM含量为0～0.10％。REM含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。REM含量的优选上限为0.080％，进一步优选为0.060％。

本说明书中的REM含有Sc、Y以及镧系元素(原子序号57号的La～71号的Lu)中的至少1种以上，REM含量意味着这些元素的总含量。

[对于式(1)]

上述母材10的化学组成还满足式(1)。

B+0.004-0.9C+0.017Mo²≥0 (1)

在式(1)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

如上所述，在本实施方式中，为了提高耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性，不仅将C含量设为0.030％以下，而且含有0.20～1.00％的Nb。由此，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中生成Nb的MX型碳氮化物，减少固溶C量。然而，Nb的MX型碳氮化物为亚稳态相，因此，在上述高温腐蚀环境下的长时间的使用中，Nb的MX型碳氮化物变化为Z相以及M₂₃C₆型碳化物。此时，在晶界偏析的B在M₂₃C₆型碳化物中固溶，在晶界的B偏析量减少。其结果，母材10的蠕变延性降低。

然而，若Mo在M₂₃C₆型碳化物中固溶而生成“Mo固溶M₂₃C₆型碳化物”，则在Mo固溶M₂₃C₆型碳化物中B不易固溶。因此，维持在晶界的B偏析量，不仅得到优异的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性，而且母材10得到优异的蠕变延性。

定义F1＝B+0.004-0.9C+0.017Mo²。F1为表示在高温腐蚀环境下使用中的母材10中生成的多种M₂₃C₆型碳化物之中Mo固溶M₂₃C₆型碳化物的比例的指标。F1若为0以上，则在高温腐蚀环境下的使用中，即便在钢中生成多种M₂₃C₆型碳化物，Mo固溶M₂₃C₆型碳化物的比例也高。因此，在晶界偏析的B不易固溶于M₂₃C₆型碳化物，维持在晶界的偏析B量。因此，母材10能够一并具备优异的耐连多硫酸SCC性、优异的耐环烷酸腐蚀性以及优异的蠕变延性。因此，F1为0(0.00000)以上。优选F1为0.00100以上，进一步优选为0.00200以上，进一步优选为0.00400以上，进一步优选为0.00500以上，进一步优选为0.00800以上，进一步优选为0.01000以上，进一步优选为0.02000以上。

优选的是，上述母材的化学组成含有Cu时，如上所述，Cu含量的上限为1.70％以下。即，若考虑提高蠕变强度并且进一步得到优异的蠕变延性，则优选Cu含量大于0％且为1.70％以下。若Cu含量为1.70％以下，则由于Cu相的析出强化可以得到优异的蠕变强度，并且维持优异的母材的蠕变延性。

在上述母材的化学组成中，Mo含量的下限优选为0.50％。此时，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，对于Mo而言，还在晶界偏析或生成金属间化合物。由于该晶界偏析、金属间化合物，从而进一步提高晶界强度。其结果，母材的蠕变延性进一步提高。因此，优选Mo含量的下限为0.50％。需要说明的是，Mo含量的下限为1.00％以上的情况下，母材的蠕变延性显著提高。需要说明的是，Mo含量为0.50％以上的情况下的优选F1值为0.00500以上，进一步优选为0.00800以上，进一步优选为0.01000以上，进一步优选为0.02000以上。

[对于焊接金属20]

[化学组成]

图5为本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1中与焊接金属延伸方向L垂直的截面图。参照图5，在与焊接金属延伸方向L垂直的焊接金属20的截面中，将在焊接金属20的最表面的宽度定义为W(mm)。并且，将在宽度W的中央位置的焊接金属20的厚度定义为t(mm)。此时，作为焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置(即，焊接金属20的距最表面t/2深度位置)的区域P的化学组成含有以下的元素。

C：0.050％以下

不可避免地含有碳(C)。即、C含量超过0％。C在600～700℃的高温腐蚀环境下本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的使用中，在焊接金属20中的晶界生成M₂₃C₆型碳化物，使焊接金属20的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性降低。因此，C含量为0.050％以下。C含量的优选上限为0.040％，进一步优选为0.030％，进一步优选为0.025％，进一步优选为0.020％。C含量优选尽可能低。然而，C含量过度减少会提高制造成本。因此，工业生产上，C含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.005％。

Si：0.01～1.00％

硅(Si)在焊接时使焊接金属20脱氧。若Si含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若Si含量过高，则焊接金属20的韧性降低。因此，Si含量为0.01～1.00％。Si含量的优选下限为0.02％，进一步优选为0.03％，进一步优选为0.10％。Si含量的优选上限为0.80％，进一步优选为0.65％，进一步优选为0.40％，进一步优选为0.35％。

Mn：0.01～3.00％

锰(Mn)在焊接时使焊接金属20脱氧。若Mn含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若Mn含量过高，则焊接金属20的蠕变强度降低。因此，Mn含量为0.01～3.00％。Mn含量的优选下限为0.05％，进一步优选为0.08％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.14％，进一步优选为0.16％。Mn含量的优选上限为2.70％，进一步优选为2.50％，进一步优选为2.30％。

P：0.030％以下

磷(P)为不可避免地含有的杂质。即，P含量超过0％。P使焊接金属的韧性降低。P进一步提高焊接金属20的高温裂纹敏感性。因此，P含量为0.030％以下。P含量的优选上限为0.025％，进一步优选为0.020％。P含量优选尽可能低。然而，P含量的过度减少会提高制造成本。因此，工业生产上，P含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。

S：0.015％以下

硫(S)为不可避免地含有的杂质。即，S含量超过0％。S降低焊接金属的延性，提高焊接金属20的高温裂纹敏感性。因此，S含量为0.015％以下。S含量的优选上限为0.010％，进一步优选为0.007％。S含量优选尽可能低。然而，S含量过度减少会提高制造成本。因此，工业生产上，S含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.002％。

Cr：15.0～25.0％

铬(Cr)提高焊接金属20的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性。Cr进一步提高耐氧化性、耐水蒸气氧化性、耐高温腐蚀性等。若Cr含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若Cr含量过高，则焊接金属20的蠕变强度以及韧性降低。因此，Cr含量为15.0～25.0％。Cr含量的优选下限为16.5％，进一步优选为17.0％。Cr含量的优选上限为24.0％，进一步优选为23.0％。

Ni：20.0～70.0％

镍(Ni)使奥氏体稳态化，提高焊接金属20的蠕变强度。Ni进一步提高焊接金属20的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性。若Ni含量过低，则无法得到上述效果。另一方面，若Ni含量过高，则上述效果饱和，进而，制造成本变高。因此，Ni含量为20.0～70.0％。Ni含量的优选下限为21.0％，进一步优选为23.0％，进一步优选为25.0％，进一步优选为27.0％。Ni含量的优选上限为60.0％，进一步优选为55.0％，进一步优选为50.0％。

Mo：1.30～10.00％

钼(Mo)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，抑制在焊接金属20中的晶界生成M₂₃C₆型碳化物。由此，提高焊接金属20的耐连多硫酸SCC性。Mo进而在高温腐蚀环境下的焊接接头的使用中，焊接金属20中的固溶Mo与使用环境中的S键合，在焊接金属20的表面形成硫化物覆膜。通过该硫化物覆膜的形成，从而焊接金属20的耐环烷酸腐蚀性提高。对于Mo，进而在600～700℃下的高温腐蚀环境下的使用中，Nb的MX型碳氮化物变化为M₂₃C₆型碳化物时，抑制B在M₂₃C₆型碳化物中固溶，抑制在高温腐蚀环境下的晶界的偏析B量减少。由此，在高温腐蚀环境下，可以得到足够的蠕变延性。若Mo含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若Mo含量过高，则奥氏体的稳态性降低。因此，Mo含量为1.30～10.00％。Mo含量的优选下限为1.40％，进一步优选为1.50％，进一步优选为2.00％，进一步优选为3.00％，进一步优选为4.00％，进一步优选为超过5.00％。Mo含量的优选上限为9.00％，进一步优选为8.50％。

Nb：0.05～3.00％

铌(Nb)在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成MX型碳氮化物，减少焊接金属20中的固溶C量。由此，焊接金属20的耐连多硫酸SCC性提高。生成的Nb的MX型碳氮化物还提高蠕变强度。然而，若Nb含量过高，则δ铁素体生成，焊接金属20的长时间蠕变强度、韧性以及焊接性降低。因此，Nb含量为0.05～3.00％。Nb含量的优选下限为0.06％，进一步优选为0.07％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.15％，进一步优选为0.18％，进一步优选为0.20％。Nb含量的优选上限为2.90％，进一步优选为2.50％，进一步优选为2.00％。

N：0.150％以下

不可避免地含有氮(N)。即，N含量超过0％。N在基体(母相)中固溶，使奥氏体稳态化，提高焊接金属20的蠕变强度。N还在晶粒内形成微细的碳氮化物，提高焊接金属20的蠕变强度。即，N由于固溶强化以及析出强化这两方面而有助于焊接金属的蠕变强度。然而，若N含量过高，则在晶界形成Cr氮化物，焊接金属20的耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性降低。若N含量过高，则进一步焊接金属20的延性降低。因此，N含量为0.150％以下。N含量的优选下限为0.010％，进一步优选为0.050％，进一步优选为0.080％，进一步优选为0.100％。N含量的优选上限为0.140％，进一步优选为0.130％。

B：0.0050％以下

不可避免地含有硼(B)。即，B含量超过0％。B在600～700℃下的高温腐蚀环境下的使用中，在晶界偏析，提高晶界强度。其结果，在600～700℃下的高温腐蚀环境下，提高焊接金属20的蠕变延性。B进而在600～700℃的高温腐蚀环境下也提高焊接金属20的蠕变强度。然而，若B含量过高，则在焊接时，在焊接金属20中产生凝固裂纹。因此，在焊接金属20的化学组成中，B含量为0.0050％以下。B含量的优选下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％，进一步优选为0.0015％，进一步优选为0.0020％，进一步优选为0.0030％。焊接金属20中的B含量若为0.0030％以上，则特别是焊接接头1得到优异的蠕变强度。B含量的优选上限为0.0045％，进一步优选为0.0040％。

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的焊接金属20的化学组成的余量为Fe以及杂质。在此，杂质是指在形成上述焊接金属20时，从作为原料的焊接材料、焊接时环境混入的物质，在不对上述焊接金属20产生不良影响的范围所允许。

[对于任意元素]

[第1组任意元素]

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的焊接金属20的化学组成还含有Al代替Fe的一部分。

sol.Al：0～1.000％

铝(Al)为任意元素，也可以不含有。即，Al含量可以为0％。含有的情况下，Al在焊接时使焊接金属20脱氧。然而，若Al含量过高，则焊接金属20的延性降低。因此，Al含量为0～1.000％。Al含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％，进一步优选为0.010％，进一步优选为0.050％。Al含量的优选上限为0.850％，进一步优选为0.800％。在本实施方式中，Al含量意味着酸可溶Al(sol.Al)的含量。

[第2组任意元素]

基于本实施方式的上述焊接金属20的化学组成还可以含有选自由Cu、W以及Co组成的组中的1种元素或2种元素以上代替Fe的一部分。这些元素均提高焊接金属20的蠕变强度。

Cu：0～2.50％

铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。即，Cu含量可以为0％。含有的情况下，Cu在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，在晶粒内以Cu相的形式析出，通过析出强化而提高焊接金属20的蠕变强度。然而，若Cu含量过高，则焊接金属20的焊接性降低，存在在焊接时产生裂纹的情况。因此，Cu含量为0～2.50％。为了进一步有效地提高焊接金属20的蠕变强度的Cu含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.50％，进一步优选为1.00％，进一步优选为1.20％。Cu含量的优选上限为2.30％，进一步优选为2.10％，进一步优选为1.90％，进一步优选为1.80％，进一步优选为1.70％。

W：0～1.0％

钨(W)为任意元素，也可以不含有。即，W含量可以为0％。含有的情况下，W在焊接金属20中固溶，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，提高焊接金属20的蠕变强度。然而，若W含量过高，则奥氏体的稳态性降低，焊接金属20的蠕变强度、韧性降低。因此，W含量为0～1.0％。W含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.1％，进一步优选为0.2％。W含量的优选上限为0.9％，进一步优选为0.7％，进一步优选为0.5％。

Co：0～15.0％

钴(Co)为任意元素，也可以不含有。即，Co含量可以为0％。含有的情况下，Co使奥氏体稳态化，提高焊接金属20的蠕变强度。然而，若Co含量过高，则原料成本高。因此，Co含量为0～15.0％。Co含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.1％，进一步优选为1.0％，进一步优选为2.0％，进一步优选为2.5％。Co含量的优选上限为12.0％，进一步优选为11.0％。

[第3组任意元素]

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的焊接金属20的化学组成还可以含有选自由V、Ti以及Ta组成的组中的1种元素或2种元素以上代替Fe的一部分。这些元素均提高钢的耐连多硫酸SCC性、以及蠕变强度。

V：0～0.10％

钒(V)为任意元素，也可以不含有。即，V含量可以为0％。含有的情况下，V在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成碳氮化物，减少固溶C，提高焊接金属20的耐连多硫酸SCC性。生成的V碳氮化物还提高焊接金属20的蠕变强度。然而，若V含量过高，则焊接金属20的韧性以及焊接性降低。因此，V含量为0～0.10％。V含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％。V含量的优选上限为0.09％，进一步优选为0.08％。

Ti：0～0.50％

钛(Ti)为任意元素，也可以不含有。即，Ti含量可以为0％。含有的情况下，Ti在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成碳化物，减少固溶C，提高焊接金属20的耐连多硫酸SCC性。生成的Ti碳化物还提高焊接金属20的蠕变强度。然而，若Ti含量过高，则焊接金属20的韧性以及焊接性降低。因此，Ti含量为0～0.50％。Ti含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.15％。Ti含量的优选上限为0.45％，进一步优选为0.40％。

Ta：0～0.20％

钽(Ta)为任意元素，也可以不含有。即，Ta含量可以为0％。含有的情况下，Ta在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，与C键合生成碳氮化物，减少固溶C，提高焊接金属20的耐连多硫酸SCC性。生成的Ta碳氮化物还提高蠕变强度。然而，若Ta含量过高，则焊接金属20的蠕变强度、韧性、以及焊接性降低。因此，Ta含量为0～0.20％。为了进一步有效地提高耐连多硫酸SCC性以及蠕变强度的Ta含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％。Ta含量的优选上限为0.18％，进一步优选为0.16％。

[第4组任意元素]

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的焊接金属20的化学组成还可以含有选自由Ca、Mg以及稀土元素(REM)组成的组中的1种元素或2种元素以上代替Fe的一部分。这些元素均提高焊接金属20在高温(热条件)下的变形能力。

Ca：0～0.010％

钙(Ca)为任意元素，也可以不含有。即，Ca含量可以为0％。含有的情况下，Ca以夹杂物的形式固定O(氧)以及S(硫)，提高焊接金属20的耐再加热裂纹性。然而，若Ca含量过高，则焊接金属20的耐凝固裂纹性反而降低。因此，Ca含量为0～0.010％。Ca含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Ca含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。

Mg：0～0.010％

镁(Mg)为任意元素，也可以不含有。即，Mg含量可以为0％。含有的情况下，Mg以夹杂物的形式固定O(氧)以及S(硫)，提高焊接金属20的耐再加热裂纹性。然而，若Mg含量过高，则焊接金属20在热条件下的耐凝固裂纹性降低。因此，Mg含量为0～0.010％。Mg含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％。Mg含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。

稀土元素：0～0.100％

稀土元素(REM)为任意元素，也可以不含有。即，REM含量可以为0％。含有的情况下，REM以夹杂物的形式固定O(氧)以及S(硫)，提高焊接金属20的耐再加热裂纹性。然而，若REM含量过高，则焊接金属20的耐凝固裂纹性降低。因此，REM含量为0～0.100％。REM含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。REM含量的优选上限为0.080％，进一步优选为0.060％。

基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1具备具有上述化学组成的母材10和具有上述化学组成的焊接金属20。因此，耐连多硫酸SCC性优异、耐环烷酸腐蚀性优异。进而，在600～700℃下的高温腐蚀环境下，母材10具有优异的蠕变延性。

[对于式(2)]

优选在焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置的区域P的化学组成还满足以下式(2)。

0.012Cr-0.005Ni+0.013Mo+0.023Nb+0.02Al-0.004Co≤0.176 (2)

其中，在式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义F2＝0.012Cr-0.005Ni+0.013Mo+0.023Nb+0.02Al-0.004Co。如上所述，本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1用作化工厂设备的焊接结构物的部件的情况下，如上所述，在工作时在600～700℃的高温腐蚀环境下使用。因此，奥氏体系不锈钢焊接接头1的焊接金属20进行高温时效。另一方面，在设备停止时，奥氏体系不锈钢焊接接头1的温度下降至常温。焊接金属20由于焊接时的再加热、凝固偏析与母材10相比显著受到600～700℃下的高温时效的影响。因此，谋求耐连多硫酸腐蚀性以及耐环烷酸腐蚀性的用途中所使用的奥氏体系不锈钢焊接接头1中，优选焊接金属20即便在进行高温时效之后也具有优异的韧性。

F2为进行高温时效之后的焊接金属20的韧性的指标。关于F2中的Ni以及Co，在焊接金属20的化学组成中的元素处于本实施方式的范围内的情况下，提高焊接金属20的韧性。即，Ni以及Co在本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的使用环境中为提高焊接金属韧性的元素。另一方面，Cr、Mo、Nb、Al均由于600～700℃下的高温时效而生成析出物。析出物的生成由于提高焊接金属20的硬度而降低韧性。即，Cr、Mo、Nb以及Al在本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的使用环境中为降低焊接金属韧性的元素。

在F2中，使作为提高焊接金属韧性的元素的Ni以及Co为负值，使作为降低焊接金属韧性的元素的Cr、Mo、Nb以及Al为正值。若F2大于0.176，则降低焊接金属韧性的元素相对于提高焊接金属韧性的元素的比例变多。此时，奥氏体系不锈钢焊接接头1的耐连多硫酸腐蚀性以及耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材10的蠕变延性也优异，焊接金属20的高温时效后的韧性变低。具体而言，将本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1在700℃下进行3000小时时效处理之后的焊接金属20在常温(25℃±15℃)下的夏比冲击值低于20J/cm²。

若F2为0.176以下，则以奥氏体系不锈钢焊接接头1的母材10的化学组成中各元素含量为本实施方式的范围内并且满足式(1)、并且在焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成的各元素含量为本实施方式的范围内为前提，奥氏体系不锈钢焊接接头1的耐连多硫酸腐蚀性以及耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材10的蠕变延性优异，进而焊接金属20的高温时效后的韧性变高。具体而言，将本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1在700℃下进行3000小时时效处理之后的焊接金属20在常温(25℃±15℃)下的夏比冲击值为20J/cm²以上。

F2值的优选上限为0.174，进一步优选为0.172，进一步优选为0.170，进一步优选为0.165。

如以上所述，在基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1中，母材10的化学组成的各元素含量为上述的范围内并且满足式(1)，进而在焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成的各元素含量为上述范围内。因此，对于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1，母材10以及焊接金属20的耐连多硫酸SCC性均优异，耐环烷酸腐蚀性均优异。进而，在600～700℃下的高温腐蚀环境下，母材10具有优异的蠕变延性。优选在焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成进一步满足式(2)。此时，奥氏体系不锈钢焊接接头1的耐连多硫酸腐蚀性以及耐环烷酸腐蚀性优异，并且母材10的蠕变延性优异，进而焊接金属20的高温时效后的韧性优异。

[制造方法]

说明本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的制造方法的一个例子。制造方法的一个例子具备准备母材10的工序(母材准备工序)和对于母材10实施焊接而形成奥氏体系不锈钢焊接接头1的工序(焊接工序)。以下，对于各工序进行详细叙述。

[母材准备工序]

在母材准备工序中，准备具有满足式(1)的上述化学组成的母材10。母材10如上所述，可以为钢板、或也可以为钢管。对于母材10，用于实施后述的焊接工序的材料可以作为制品而获得，或者用于实施焊接工序的材料也可以制造而成。

制造母材10时，母材准备工序具备：准备坯料的准备工序；对于坯料实施热加工而制造母材10的热加工工序；根据需要，对热加工工序后的母材10进行冷加工的冷加工工序；和根据需要对于母材10实施固溶处理的固溶处理工序。以下，对于制造母材10的情况下的母材准备工序进行说明。

[准备工序]

制造上述的化学组成且满足式(1)的钢水。例如，使用电炉、AOD(氩氧脱碳，ArgonOxygen Decarburization)炉、VOD(真空吹氧脱碳，Vacuum Oxygen Decarburization)炉，制造上述钢水。对于所制造的钢水，根据需要，实施公知的脱气处理。由实施了脱气处理的钢水制造坯料。坯料的制造方法例如为连铸法。通过连铸法，制造连铸材(坯料)。连铸材例如为板坯、方坯以及条形坯等。可以通过铸锭法将钢水制成铸锭。

[热加工工序]

对所准备的坯料(连铸材或铸锭)进行热加工来制造母材。例如，对于坯料实施热轧，制造作为母材10的钢板。此外，对于坯料实施热挤压、热穿轧等，制造作为母材10的钢管。热加工的具体方法没有特别限定，可以实施根据最终制品的形状的热加工。热加工的加工终止温度例如为1000℃以上，进一步优选为1050℃以上。在此所谓加工终止温度意味着刚完成最终的热加工之后的母材10的温度。

[冷加工工序]

对于热加工工序后的母材，也可以根据需要实施冷加工。母材10为钢管的情况下，冷加工例如为冷拔、冷轧。母材10为钢板的情况下，冷加工例如为冷轧等。

[固溶处理工序]

热加工工序后、或冷加工工序后，根据需要，可以对于母材10实施固溶处理。在固溶处理工序中，进行组织均匀化、以及碳氮化物的固溶。优选固溶处理温度如以下所述。

优选固溶处理温度：1000～1250℃

若固溶处理温度为1000℃以上，则Nb的碳氮化物充分固溶，在高温腐蚀环境下的使用时，蠕变强度进一步提高。若热处理温度为1250℃以下，则可以抑制C的过度固溶，耐连多硫酸SCC性进一步提高。

在固溶处理时的上述固溶处理温度下的保持时间没有特别限定，例如为2分钟～60分钟。

需要说明的是，对于通过热加工工序而制造的母材10，可以在刚刚热加工后进行骤冷来代替上述的固溶处理。此时，热加工的加工终止温度优选设为1000℃以上。若热加工终止温度为1000℃以上，则Nb的碳氮化物充分固溶，在600～700℃的高温腐蚀环境下的使用中，得到优异的耐连多硫酸SCC性、以及优异的蠕变延性。进而，通过在高温腐蚀环境下使用中的Nb碳氮化物生成，也得到足够的蠕变强度。

[焊接工序]

对于所准备的母材10实施焊接，制作奥氏体系不锈钢焊接接头1。在母材10的端部形成坡口。准备形成有坡口的2个母材10。使所准备的母材10的坡口彼此对接。然后，对于对接了的一对坡口部，使用焊接材料实施焊接，形成具有上述的化学组成的焊接金属20。对于焊接中使用的焊接材料的化学组成，所形成的焊接金属20的化学组成若为上述的范围内，则没有特别限制。焊接方法例如为气体保护钨极电弧焊(GTAW)、保护式电弧焊(SMAW)、药芯焊丝电弧焊(FCAW)、气体保护金属极电弧焊(GMAW)、埋弧焊(SAW)。

可以将焊接材料例如与上述的母材10同样地进行熔炼。此时，铸造被熔炼了的焊接材料而制成铸锭。对铸锭进行热加工来制造焊接材料。对于热加工后的焊接材料，可以进一步实施冷加工。此外，对于焊接材料可以实施公知的热处理。热处理例如为与母材10同样的固溶处理。热处理也可以不实施。焊接材料可以为棒状，也可以为小块状。

在焊接工序中，母材10为钢板的情况下，例如在钢板的端面或侧面形成坡口。母材10为钢管的情况下，在钢管的轴向的管端部形成坡口。母材10为钢管的情况下，例如通过实施围焊从而形成奥氏体系不锈钢焊接接头1。需要说明的是，在焊接工序中，通过调整焊接材料的化学组成和母材10的稀释量，从而可以制备具有上述的化学组成、优选满足式(2)的焊接金属20。

通过以上的制造工序，可以制造基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1。需要说明的是，基于本实施方式的奥氏体系不锈钢焊接接头1的制造方法不限于上述的制造方法。只要使用满足式(1)的上述化学组成的母材10实施焊接来制造具备上述化学组成的焊接金属20的上述奥氏体系不锈钢焊接接头1，则可以通过其它方法来制造。

实施例

[奥氏体系不锈钢焊接接头的制造]

[母材的制造]

制造具有表1的化学组成的母材用的钢水。

[表1]

在表1中的“F1”栏中，代入各钢种的F1值。此外，“化学组成”栏中的“其它”栏的元素符号以及元素符号所附的数值意味着所含有的任意元素及其含量(质量％)。例如，在钢种A中，作为其它元素，示出含有0.10％的V。在钢种K中，作为其它元素，示出含有0.15％的V，进而含有0.002％的Ca。各钢种的化学组成之中，除表1中记载的元素以外的余量为Fe和杂质。需要说明的是，表1中的“-”意味着不含对应元素(小于检测极限)。

使用钢水，制造外径120mm、30kg的铸锭。对于铸锭实施热锻，制成厚度40mm的钢板。进而，实施热轧，制成厚度15mm的钢板。热轧时的最终加工温度均为1050℃以上。对于热轧后的钢板，实施固溶处理。在任意的钢板中，固溶处理温度为1150℃，固溶处理时间均为10分钟。对固溶处理后的母材进行水冷。通过以上的制造工序，制造厚度15mm、宽度50mm、长度100mm的钢板(母材)。

[焊接材料的制造]

制造具备钢种V～Z的化学组成的钢水，所述钢种V～Z具有表2中示出的化学组成。各钢种的化学组成之中，除表2中记载的元素以外的余量为Fe和杂质。需要说明的是，表2中的“-”意味着不含对应元素(小于检测极限)。

[表2]

表2

使用钢水，制造外径120mm、30kg的铸锭。对于铸锭，用公知的方法实施热锻以及热轧、冷轧、以及热处理，制造外径1.2mm的焊丝(焊接材料)。

[奥氏体系不锈钢焊接接头的制造]

由表1的各钢种的母材，通过机械加工制作2块图6中示出的板材。在图6中，附带“mm”的数值表示作为母材的钢板的尺寸(单位为mm)。钢板在沿着长度方向的侧面具有坡口面。对于坡口面，是坡口角度为30°、根部厚度为1mm的V坡口面。

如图7所示，准备约束板30。约束板30的厚度为25mm、宽度为200mm、长度为200mm，具有相当于JIS G 3106(2008)中记载的“SM400C”的化学组成。

在约束板30上配置2块母材(板材)10。此时，使2块母材10的坡口面彼此对接。配置2块母材10之后，使用保护式电弧焊棒，对母材10的四周进行拘束焊接。保护式电弧焊棒具有相当于JIS Z 3224(2010)中规定的“ENiCrMo-3”的化学组成。

对母材10的四周进行拘束焊接之后，使用具有表2中示出的化学组成的焊丝，实施多层焊接。具体而言，实施气体保护钨极电弧焊(GTAW)。各焊接中的热输入量以6～18kJ/cm进行调整。在气体保护钨极电弧焊(GTAW)时，将100％Ar气用于保护气体。

通过以上的焊接，制造具备母材10和焊接金属20的奥氏体系不锈钢焊接接头。对在焊接接头的焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成进行分析。在表3中示出在焊接金属20的宽度中央位置且是厚度中央位置的化学组成。

[表3]

表3

在表3中的“F2”栏中记入各试验编号的焊接金属的F2值。此外，“化学组成”栏中的“其它”栏的元素符号以及元素符号的前面所附有的数值意味着所含有的任意元素及其含量(质量％)。例如，在试验编号1中，表示作为其它元素，含有0.04％的V。在试验编号15中，表示作为其它元素，含有0.6％的W，进而含有0.06％的Ta。各钢种的化学组成之中，除表3中记载的元素以外的余量为Fe和杂质。需要说明的是，表3中的“-”意味着不含对应元素(小于检测极限)。

[评价试验]

对于各试验编号的奥氏体系不锈钢焊接接头实施以下的评价试验。

[焊接性评价试验]

从表3中示出的各试验编号的焊接接头的焊接金属的部分，每一个采取10个与焊接线正交的截面显微组织观察用试验片。对所采取的试验片的表面进行镜面研磨，进行蚀刻。使用200倍的光学显微镜观察被蚀刻的试验片的表面。并且，用目视判断在截面之中，在焊接金属内是否产生高温裂纹。在表4的“焊接性”栏中示出试验结果。在表4的“焊接性”栏中，“○”表示在10个试验片的任一者的焊接金属中均未产生裂纹。“×”表示在10个试验片的1个以上的焊接金属中产生裂纹。

[表4]

表4

[焊接金属的耐连多硫酸SCC性评价试验]

对于上述的焊接性评价试验中不产生裂纹的焊接接头，假想在高温环境下的使用，在600℃下实施5000小时的时效处理。在时效处理后的焊接接头中，如图8所示，制作包含区域P、厚度2mm、宽度10mm、长度75mm的板状试验片40。试验片40的厚度2mm相当于焊接金属厚度方向T的长度，试验片40的长度75mm相当于焊接金属宽度方向W，试验片40的宽度10mm对应于焊接金属延伸方向L。以使焊接金属20的区域P位于板状试验片的长度75mm的中央位置地制作板状试验片。基于JIS G 0576(2001)“不锈钢的应力腐蚀裂纹试验方法”，实施耐连多硫酸SCC性评价试验。具体而言，将试验片围着内侧半径5mm的冲头弯曲制成U型弯曲状(弯曲部相当于焊接金属)。将U型弯曲状的试验片在常温浸渍于Wackenroder溶液(对在蒸馏水中吹入SO₂气体而制成的H₂SO₃饱和水溶液吹入大量的H₂S气体得到的溶液)中100小时。对于浸渍后的试验片，以倍率500倍对试验片的焊接金属部分有无裂纹产生进行显微镜观察，确认有无裂纹。

未确认到裂纹的情况下，判断焊接金属的耐连多硫酸SCC性优异(在表4中的“焊接金属”栏的“耐连多硫酸SCC性”栏中为“○”)。即便在焊接金属中确认到的裂纹为1条的情况，也判断焊接金属的耐连多硫酸SCC性低(在表4中的“焊接金属”栏的“耐连多硫酸SCC性”栏中为“×”)。

[焊接金属的耐环烷酸腐蚀性评价试验]

对于在上述的焊接性评价试验中未产生裂纹的奥氏体系不锈钢焊接接头，采取包含区域P的焊接金属样品。在焊接金属样品中不包含母材。

使用高压釜，在氮气气氛中将焊接金属样品浸渍于135MPa、350℃的劣质原油中48小时。劣质原油相当于ASTM D664-11a中所规定的总酸值6。经过48小时之后，取出焊接金属样品。需要说明的是，随着腐蚀试验进行，劣质原油中的酸被消耗，TAN值(总酸化值)降低，因此在浸渍腐蚀试验片的24小时后，利用高压釜的排水口以及入水口，将劣质原油完全换新，实施总计48小时的浸渍。

经过48小时后，在从高压釜取出的焊接金属样品上牢固地附着有黑烟子。因此，对于焊接金属样品实施5秒使用氧化铝的喷砂处理之后，将板状试验片在100℃、60分钟的条件下在柠檬酸铵溶液中进行酸洗。之后，使用丙酮实施3分钟超声波清洗。

算出试验前的焊接金属样品的质量与超声波清洗后的焊接金属样品的质量之差作为腐蚀减量。进而，根据板状试验片的表面积、比重、以及试验时间求出腐蚀速度(mm/y)。

腐蚀速度为1.50mm/y以下的情况下，判断为焊接金属的耐环烷酸腐蚀性优异(在表4中的“焊接金属”栏的“耐环烷酸腐蚀性”栏中为“○”)。另一方面，腐蚀速度超过1.50mm/y的情况下，判断为焊接金属的耐环烷酸腐蚀性低(在表4中的“焊接金属”栏的“耐环烷酸腐蚀性”栏中为“×”)。

[焊接接头的蠕变强度试验]

对于在上述的焊接性评价试验未产生裂纹的焊接接头，制作基于JIS Z2271(2010)的蠕变断裂试验片。与蠕变断裂试验片的轴向垂直的截面为圆形，蠕变断裂试验片的外径为6mm，平行部为30mm。蠕变断裂试验片的平行部的轴向为图8中的焊接金属20的焊接金属宽度方向W，包含区域P的焊接金属20位于平行部的中央位置。

使用所制作的蠕变断裂试验片，实施基于JIS Z2271(2010)的蠕变断裂试验。具体而言，在750℃下对蠕变断裂试验片进行加热之后，实施蠕变断裂试验。将试验应力设为45MPa，求出蠕变断裂时间(小时)。

关于蠕变强度，蠕变断裂时间为10000小时以上的情况下，判断为焊接接头的蠕变强度显著优异(在表4中的“焊接接头”栏的“蠕变强度”栏中为“◎”)。蠕变断裂时间为3000小时以上且小于10000小时的情况下，判断为焊接接头的蠕变强度优异(在表4中的“焊接接头”栏的“蠕变强度”栏中为“○”)。蠕变断裂时间小于3000小时的情况下，判断为焊接接头的蠕变强度低(在表4中的“焊接接头”栏的“蠕变强度”栏中为“×”)。蠕变强度为“○”或“◎”的情况下，判断为焊接接头得到足够的蠕变强度。

[母材的耐连多硫酸SCC性评价试验]

对于各试验编号的母材(钢板)，假想在高温环境下的使用，在600℃下实施5000小时的时效处理。从该时效处理材采取厚度2mm、宽度10mm、长度75mm的板状试验片。基于JISG 0576(2001)“不锈钢的应力腐蚀裂纹试验方法”，实施耐连多硫酸SCC性评价试验。具体而言，将试验片围绕内侧半径5mm的冲头弯曲制成U型弯曲状。将U型弯曲状的试验片在常温浸渍于Wackenroder溶液(对在蒸馏水中吹入SO₂气体而制成的H₂SO₃饱和水溶液吹入大量的H₂S气体得到的溶液)中100小时。对于浸渍后的试验片，以倍率500倍对有无裂纹产生进行显微镜观察，确认有无裂纹。

未确认到裂纹的情况下，判断为母材的耐连多硫酸SCC性优异(在表4中的“母材”栏的“耐连多硫酸SCC性”栏中为“○”)。即便确认到的裂纹为1条的情况下，也判断母材的耐连多硫酸SCC性低(在表4中的“母材”栏的“耐连多硫酸SCC性”栏中为“×”)。

[母材的耐环烷酸腐蚀性评价试验]

对于各试验编号的母材(钢板)，采取3mm×25m×25mm的母材样品。在母材样品中不包含焊接金属。

使用高压釜，在氮气气氛中将母材样品浸渍于135MPa、350℃的劣质原油中48小时。劣质原油相当于ASTM D664-11a中所规定的总酸值6。经过48小时之后，取出母材样品。需要说明的是，随着腐蚀试验进行，劣质原油中的酸被消耗，TAN值(总酸化值)降低，因此在浸渍腐蚀试验片的24小时后，利用高压釜的排水口以及入水口，将劣质原油完全换新，实施总计48小时的浸渍。

经过48小时之后，在从高压釜取出的母材样品上牢固地附着有黑烟子。因此，对于母材样品实施5秒使用氧化铝的喷砂处理之后，将母材样品在100℃、60分钟的条件下在柠檬酸铵溶液中进行酸洗。之后，使用丙酮实施3分钟超声波清洗。

算出试验前的母材样品的质量与超声波清洗后的母材样品的质量之差作为腐蚀减量。进而，根据母材样品的表面积、比重、以及试验时间求出腐蚀速度(mm/y)。

腐蚀速度为1.50mm/y以下的情况下，判断为母材的耐环烷酸腐蚀性优异(在表4中的“母材”栏的“耐环烷酸腐蚀性”栏中为“○”)。另一方面，腐蚀速度超过1.50mm/y的情况下，判断为母材的耐环烷酸腐蚀性低(在表4中的“母材”栏的“耐环烷酸腐蚀性”栏中为“×”)。

[母材的蠕变延性试验]

对于各试验编号的焊接接头的母材(在表1中示出的钢种A～U5)，制作基于JISZ2271(2010)的蠕变断裂试验片。与蠕变断裂试验片的轴向垂直的截面为圆形，蠕变断裂试验片的外径为6mm、平行部为30mm。

使用所制作的蠕变断裂试验片，实施基于JIS Z2271(2010)的蠕变断裂试验。具体而言，在750℃下对蠕变断裂试验片进行加热之后，实施蠕变断裂试验。试验应力设为45MPa，求出蠕变断裂伸长率(％)。

蠕变断裂伸长率为20.0％以上且30.0％以下的情况下，判断为母材的蠕变延性良好(在表4中的“母材”栏的“蠕变延性”栏中标记为“P”)。蠕变断裂伸长率大于30.0％且为50.0％以下的情况下，判断为母材的蠕变延性优异(在表4中的“母材”栏的“蠕变延性”栏中标记为“○”)。进而，蠕变断裂伸长率超过50.0％的情况下，判断为母材的蠕变延性显著优异(在表4中的“母材”栏的“蠕变延性”栏中标记为“◎”(Excellent))。蠕变断裂伸长率小于20.0％的情况下，判断为母材的蠕变延性低(在表4中的“母材”栏的“蠕变延性”栏中为“×”)。蠕变断裂伸长率为P、○或◎的情况下，判断得到足够的母材的蠕变延性。

[高温时效后的韧性评价试验]

从图9中示出的位置制作包含区域P的V切口试验片50。将试验片50的宽度设为10mm，将厚度设为10mm，将长度设为55mm。以焊接金属20的区域P位于试验片50的长度中央位置的方式，制作试验片50。在试验片50的长度中央位置形成V切口。将V切口角度设为45°，将切口深度设为2mm，将切口底半径设为0.25mm。对各试验编号制作各3个V切口试验片50。对于试验片50，实施在700℃下保持3000小时的时效处理。保持3000小时之后，将试验片放置冷却。对于时效处理后的试验片，在常温、大气中实施基于JIS Z 2242(2005)的夏比冲击试验。将通过试验所得到的3个冲击值(J/cm²)的算术平均值定义为该试验编号的高温时效处理后的冲击值(J/cm²)。

若所得到的冲击值为20J/cm²以上，则判断即便在高温时效后焊接金属的韧性也高(在表4中的“焊接金属”栏的“高温时效后韧性”栏中为“○”)。另一方面，若冲击值小于20J/cm²，则判断在高温时效后的焊接金属的韧性低(在表4中的“焊接金属”栏的“高温时效后韧性”栏中为“×”)。

[试验结果]

在表4中示出试验结果。需要说明的是，对于表4中的“-”，表示不实施试验。在试验编号1～24中，母材的化学组成适当，满足式(1)。进而，焊接金属的化学组成适当。因此，在焊接性评价试验中，未在焊接金属中确认到裂纹，显示出优异的焊接性。进而，在焊接金属中，耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性优异。进而，焊接接头的蠕变强度也高。进而，在这些试验编号的母材中，耐连多硫酸SCC性以及耐环烷酸腐蚀性优异。进而，母材的蠕变延性也均良好。

特别是在试验编号1、6、9～19以及22中，焊接金属中的B含量为0.0030％以上。因此，焊接接头得到特别优异的蠕变强度(在表4的“焊接接头”栏的“蠕变强度”栏中为“◎”)。

此外，在试验编号4、5、11、12、15、17以及19～24中，母材的化学组成的Mo含量为1.00％以上，Cu含量为1.7％以下。因此，母材得到特别优异的蠕变延性(在表4的“母材”栏的“蠕变延性”栏中为“◎”)。

进而，在试验编号1～21中，在焊接金属的化学组成中F2满足式(2)。因此，与在焊接金属的化学组成中F2不满足式(2)的试验编号22～24相比，在试验编号1～21中高温时效后的韧性更优异。

另一方面，在试验编号25、28以及30中，表2中示出的焊接材料Z的Ni含量低、且不含Nb，因此焊接金属的Ni含量以及Nb含量过低。因此，焊接金属的耐连多硫酸SCC性低。

在试验编号26中，在焊接金属的化学组成中，B含量过高。因此，在焊接性评价试验中，在焊接金属中确认到裂纹，焊接金属的焊接性低。

在试验编号27以及29中，在焊接金属的化学组成中，Mo含量过低。因此，焊接金属的耐环烷酸腐蚀性低。

在试验编号31以及32中，在母材的化学组成中，F1不满足式(1)。其结果，母材的蠕变延性低。

试验编号33的焊接金属的C含量过高。因此，焊接金属的耐连多硫酸SCC性低。进而，母材的C含量高，因此母材的耐连多硫酸SCC性低。进而，母材的F1不满足式(1)。因此，母材的蠕变延性低。

在试验编号34中，焊接金属的Mo含量过低。因此，焊接金属的耐环烷酸腐蚀性低。进而，在母材的化学组成中，F1不满足式(1)。其结果，母材的蠕变延性低。

在试验编号35中，母材的B含量过低。因此，母材的蠕变延性过低。

在试验编号36中，母材的B含量过高，其结果焊接金属的B含量过高。因此，在焊接性评价试验中，在焊接金属中确认到裂纹，焊接性低。

在试验编号37中，母材的Nb含量过少。其结果，母材的耐连多硫酸SCC性低。

在试验编号38中，母材的Mo含量过少。其结果，母材的耐环烷酸腐蚀性低。

以上，说明了本发明的实施方式。然而，上述的实施方式只是用于实施本发明的例子。因此，本发明并不受到上述实施方式的限定，只要在不脱离本发明宗旨的范围内，可将上述实施方式适当变更而实施。

附图标记说明

1 奥氏体系不锈钢焊接接头

10 母材

20 焊接金属

30 约束板