JP2014140884A - オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いて製造される溶接金属及び溶接継手 - Google Patents
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Abstract
【課題】フラックスを利用する溶接に利用される場合であっても、スラグの剥離性に優れ、かつ、溶接時の耐高温割れ性にも優れるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を提供する。
【解決手段】本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、質量％で、Ｃ：０．０５％よりも高く０．１８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．００８％以下、Ｎｉ：４０〜４５％未満、Ｃｒ：２０〜２５％未満、Ｗ：８．０％よりも高く９．１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１８％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．０００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１％未満、Ｏ：０．０５％以下、及び、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］
【選択図】なし
【解決手段】本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、質量％で、Ｃ：０．０５％よりも高く０．１８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．００８％以下、Ｎｉ：４０〜４５％未満、Ｃｒ：２０〜２５％未満、Ｗ：８．０％よりも高く９．１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１８％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．０００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１％未満、Ｏ：０．０５％以下、及び、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］
【選択図】なし
Description
本発明は、溶接材料に関し、さらに詳しくはオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いて製造される溶接金属及び溶接継手に関する。
近年、環境負荷低減の観点から、発電用ボイラ等の高温で使用される構造物では、運転条件の高温、高圧化が世界的規模で進められている。そのため、これらの高温で使用される構造物に使用される材料には、優れた高温強度が求められる。
特開２００４−３０００号公報（特許文献１）及び特開２０１１−６３８３８号公報（特許文献２）は、優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼を提案する。これらの文献に開示されたオーステナイト系耐熱鋼は、Ｗ及びＢを多量に含有するため、７００℃以上の高温域において優れたクリープ強度を有する。
オーステナイト系耐熱鋼を構造物に利用する場合、オーステナイト系耐熱鋼は母材として溶接されて構造物に組み立てられる。このとき、母材をそのまま溶接材料として使用する場合がある。また、溶接材料規格のＡＷＳ Ａ５．１４−２００５やＥＲＮｉＣｒＣｏＭｏ−１に相当する高Ｎｉ合金用溶接材料を使用する場合もある。
母材は溶製後、圧延及び熱処理により組織が調整されて高温強度が確保される。しかしながら、溶接金属はほとんどの場合、凝固ままの組織で使用される。そのため、母材をそのまま溶接材料として使用すれば、溶接金属では、母材と同等のクリープ強度等の機械的特性が得られない。さらに、オーステナイト系耐熱鋼からなる溶接金属は溶接時の高温割れ感受性が高い。特に、母材では、クリープ強度や耐水蒸気酸化性を高めるためにＢやＳｉを含有するが、これらの元素は高温割れ感受性を高める。したがって、このような母材をそのまま溶接材料として使用するのは好ましくない。
また、高Ｎｉ合金用溶接材料はクリープ強度に優れるが、高価である。さらに、母材と成分が大きく異なる場合、十分な耐溶接高温割れが得られない場合がある。
特開２００８−２０７２４２号公報（特許文献３）及び特開２０１１−２５５３９０号公報（特許文献４）は溶接時の耐高温割れ性に優れたオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を提案する。特許文献３に開示された溶接材料は、Ｎｂ、Ｔｉの共晶炭化物を活用し、溶接時の高温割れを抑制しつつ、クリープ強度も優れる。特許文献４に開示された溶接材料は、Ｗ、Ｎｂ及びＴｉの含有量を調整して、溶接時の高温割れを抑制しつつ、高温での使用時に発生し得る応力緩和割れを抑制する。
これらの溶接材料を用いてボイラ等の大型溶接構造物を組み立てる場合、ティグ溶接だけでなく、サブマージアーク溶接や被覆アーク溶接も広く用いられる。特許文献３及び４で提案されたオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いてティグ溶接により構造物を組み立てた場合、製造された溶接金属は優れた耐高温割れ性及び耐応力緩和割れ性を有する。
しかしながら、特許文献３及び４に提案された溶接材料をサブマークアーク溶接の溶接ワイヤや被覆アーク溶接の芯線として用いて溶接した場合、フラックスが溶融して形成されたスラグが、溶接金属から剥離しにくい場合が生じる。特に、多層溶接を実施した場合、剥離しなかったスラグが積層間に残存し、溶接欠陥となる場合がある。
本発明の目的は、サブマージアーク溶接や被覆アーク溶接のようにフラックスを利用する溶接に利用される場合であっても、スラグの剥離性に優れ、かつ、溶接時の耐高温割れ性にも優れるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を提供する。
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、質量％で、Ｃ：０．０５％よりも高く０．１８％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．００８％以下、Ｎｉ：４０〜４５％未満、Ｃｒ：２０〜２５％未満、Ｗ：８．０％よりも高く９．１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１８％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．０００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１％未満、Ｏ：０．０２％以下、及び、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、サブマージアーク溶接や被覆アーク溶接のようにフラックスを利用する溶接に利用される場合であっても、スラグの剥離性に優れる。さらに、溶接時において優れた耐高温割れ性を有する。
本実施形態によるサブマージアーク溶接用溶接ワイヤは、上記オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料からなる。本実施形態による被覆アーク溶接用溶接棒は、上記オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料からなる芯線を備える。
本実施形態による溶接金属は、上記オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて製造される。
本実施形態による溶接金属は、溶接時における耐高温割れ性に優れ、かつ、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性及びクリープ強度に優れる。
本実施形態の溶接継手は、上記溶接金属と、オーステナイト系耐熱鋼からなる母材とを備える。上記母材は、質量％で、Ｗ：６．０〜９．１％、Ｎｉ：４０〜４８％、及び、Ｃｒ：２０〜２５％未満を含有してもよい。上記母材はまた、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜４８％、Ｃｒ：２０〜２５％未満、Ｗ：６．０〜９．１％、Ｎｂ：０．０５〜０．６０％未満、Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、Ｂ：０．００４％以下、及び、Ａｌ：０．０４％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼でもよい。
本発明者らは、サブマージアーク溶接や被覆アーク溶接のようなフラックスを利用する溶接時のスラグの剥離現象について調査し、次の知見を得た。
（Ａ）剥離せずに溶接金属上に残存するスラグと溶接金属との界面にはＣｒを主体とした窒化物が多量に存在する。
（Ｂ）溶接材料に含有される窒素（Ｎ）量が増加するほど、スラグの剥離性は低下する。
（Ｃ）スラグ剥離性は特に、溶接ビードの止端部で低い。
（Ｂ）溶接材料に含有される窒素（Ｎ）量が増加するほど、スラグの剥離性は低下する。
（Ｃ）スラグ剥離性は特に、溶接ビードの止端部で低い。
以上の知見から、スラグ剥離性が低い理由として、次の事項が考えられる。溶接金属中又はフラックス中に含有されるＣｒは、溶接金属の凝固、冷却過程において、溶接金属中に含有されるＮと反応して窒化物を形成する。この窒化物は、溶接金属とフラックスとの界面において生成し、この窒化物によりフラックスが溶接金属に焼付く。溶接金属中のＮ含有量が増加すれば、生成される窒化物も増加する。そのため、スラグ剥離性が低下する。溶接ビードの止端部ではスラグが噛み込まれやすいため、スラグ剥離性がさらに低くなる。
上述したとおり、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、スラグ剥離性だけでなく、溶接時の耐高温割れ性、耐応力緩和割れ性及びクリープ強度にも優れる方が好ましい。そこで、これらの特性が得られる溶接材料を検討した結果、本発明者らはさらに次の知見を得た。
（Ｄ）スラグと溶接金属との界面において、窒化物の生成を抑制できれば、スラグ剥離性は向上する。具体的には、溶接材料中のＮ含有量を低くし、Ｃｒ含有量の上限値を規定する。さらに、Ｃｒを主体とする窒化物生成の駆動力を高めるＷ含有量を制限する。これにより、Ｃｒを主体とする窒化物の生成が抑制され、スラグ剥離性が向上する。
（Ｅ）溶接ビードの止端部でのスラグ剥離性を高めるためには、止端からの溶接ビードの立ち上がり角（フランク角）を小さくすることが有効である。溶接材料中のＳ含有量及び有効酸素（Ｏ）量が式（１）を満たせば、スラグが剥離しやすい程度にフランク角が小さくなり、スラグ剥離性が高まる。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は有効酸素量であり、次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は有効酸素量であり、次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
以上の知見に基づいて本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、サブマージアーク溶接用溶接ワイヤ、被覆アーク溶接用溶接棒、溶接金属及び溶接継手は完成した。以下、本発明の実施形態を詳しく説明する。
［オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料］
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、次の化学組成を有する。以下の説明において特に断りがない場合、「％」は「質量％」を意味する。
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、次の化学組成を有する。以下の説明において特に断りがない場合、「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０５％よりも高く０．１８％以下
炭素（Ｃ）はオーステナイト形成元素であり、溶接金属として高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高める。Ｃはさらに、溶接時の耐高温割れ性を高める。具体的には、Ｃは、溶接時の凝固過程においてＣｒ及びＮｂと結合して共晶炭化物を形成する。これにより、液相の消失を早め、最終凝固部の組織を（Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍ）２３Ｃ６とオーステナイトとのラメラ状組織にする。その結果、液相の残存形態が面状から点状に変化するとともに、特定面での応力集中が抑制され、凝固割れが抑制される。Ｃはさらに、不純物の偏析サイトとなる最終凝固界面積を増大するため、溶接中の延性低下割れが抑制され、溶接金属として高温使用中の応力緩和割れ感受性が低減する。後述するＣｒ含有量の範囲において、Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、凝固中において炭化物とならない過剰なＣが高温での使用中に炭化物として微細析出し、かえって応力緩和割れ感受性を高める。したがって、Ｃ含有量は０．０５％よりも高く０．１８％以下である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
炭素（Ｃ）はオーステナイト形成元素であり、溶接金属として高温使用時のオーステナイト組織の安定性を高める。Ｃはさらに、溶接時の耐高温割れ性を高める。具体的には、Ｃは、溶接時の凝固過程においてＣｒ及びＮｂと結合して共晶炭化物を形成する。これにより、液相の消失を早め、最終凝固部の組織を（Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍ）２３Ｃ６とオーステナイトとのラメラ状組織にする。その結果、液相の残存形態が面状から点状に変化するとともに、特定面での応力集中が抑制され、凝固割れが抑制される。Ｃはさらに、不純物の偏析サイトとなる最終凝固界面積を増大するため、溶接中の延性低下割れが抑制され、溶接金属として高温使用中の応力緩和割れ感受性が低減する。後述するＣｒ含有量の範囲において、Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、凝固中において炭化物とならない過剰なＣが高温での使用中に炭化物として微細析出し、かえって応力緩和割れ感受性を高める。したがって、Ｃ含有量は０．０５％よりも高く０．１８％以下である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
Ｓｉ：０．５％以下
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。しかしながらＳｉは溶接金属の凝固時に柱状晶粒界に偏析し、液相の融点を下げて凝固割れ感受性を高める。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量が過剰に低すぎれば、脱酸が有効に得られにくく鋼の清浄性が低下し、製造コストが高くなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３％である。
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。しかしながらＳｉは溶接金属の凝固時に柱状晶粒界に偏析し、液相の融点を下げて凝固割れ感受性を高める。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量が過剰に低すぎれば、脱酸が有効に得られにくく鋼の清浄性が低下し、製造コストが高くなる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３％である。
Ｍｎ：１．５％以下
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、溶接金属中のＮの活量を下げ、溶接中のアーク雰囲気中からのＮの飛散を抑制する。これにより、鋼の強度が確保される。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２％である。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、溶接金属中のＮの活量を下げ、溶接中のアーク雰囲気中からのＮの飛散を抑制する。これにより、鋼の強度が確保される。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２％である。
Ｐ：０．００８％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下し、凝固割れ感受性を高める。Ｐはさらに、溶接金属として高温で使用中に粒界脆化を引き起こして耐応力緩和割れ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．００８％以下である。好ましいＰ含有量は０．００６％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下し、凝固割れ感受性を高める。Ｐはさらに、溶接金属として高温で使用中に粒界脆化を引き起こして耐応力緩和割れ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．００８％以下である。好ましいＰ含有量は０．００６％以下である。
Ｎｉ：４０〜４５％未満
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト組織を得るために有効であり、溶接金属として高温で長時間使用時の組織を安定化し、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉは高価である。さらに、溶接材料をサブマージアーク溶接や被覆アーク溶接等のフラックスを利用する溶接に使用する場合、Ｎｉ含有量が高すぎれば、溶接金属へのＮ溶解量を減少させ、溶接金属の凝固、冷却過程において、Ｃｒを主体とする窒化物の生成を促す。これにより、間接的にスラグ剥離性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は４０〜４５％未満である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４０．５％であり、さらに好ましくは４１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４４．５％であり、さらに好ましくは４４％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト組織を得るために有効であり、溶接金属として高温で長時間使用時の組織を安定化し、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉは高価である。さらに、溶接材料をサブマージアーク溶接や被覆アーク溶接等のフラックスを利用する溶接に使用する場合、Ｎｉ含有量が高すぎれば、溶接金属へのＮ溶解量を減少させ、溶接金属の凝固、冷却過程において、Ｃｒを主体とする窒化物の生成を促す。これにより、間接的にスラグ剥離性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は４０〜４５％未満である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４０．５％であり、さらに好ましくは４１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は４４．５％であり、さらに好ましくは４４％である。
Ｃｒ：２０〜２５％未満
クロム（Ｃｒ）は、高温での耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒはさらに、凝固過程でＣと結合して共晶炭化物を形成し、溶接中の凝固割れ及び延性低下割れを抑制する。Ｃｒはさらに、溶接金属として高温使用中での応力緩和割れ感受性を低下する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、溶接材料をサブマージアーク溶接や被覆アーク溶接等のフラックスを利用する溶接に使用する場合の溶接金属の凝固、冷却の過程において、溶接金属中のＮと反応し、溶接金属とスラグとの界面に窒化物を形成する。この窒化物によりスラグ剥離性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２０〜２５％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４％である。
クロム（Ｃｒ）は、高温での耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒはさらに、凝固過程でＣと結合して共晶炭化物を形成し、溶接中の凝固割れ及び延性低下割れを抑制する。Ｃｒはさらに、溶接金属として高温使用中での応力緩和割れ感受性を低下する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、溶接材料をサブマージアーク溶接や被覆アーク溶接等のフラックスを利用する溶接に使用する場合の溶接金属の凝固、冷却の過程において、溶接金属中のＮと反応し、溶接金属とスラグとの界面に窒化物を形成する。この窒化物によりスラグ剥離性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２０〜２５％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４％である。
Ｗ：８．０％よりも高く９．１％以下
タングステン（Ｗ）は、マトリクスに固溶して、７００℃を超える高温でのクリープ強度を高める。Ｗはさらに、Ｓの粒界偏析エネルギを低下し、溶接後の熱処理及び高温使用中でのＳの粒界への濃化を軽減する。これにより、粒界が弱くなるのが抑制され、間接的に応力緩和割れが抑制される。Ｗ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。Ｗ含有量が高すぎればさらに、溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合の溶接金属の凝固、冷却過程において、Ｃｒを主体とする窒化物の生成の駆動力が高まり、スラグ剥離性が低下する。したがって、Ｗ含有量は８．０％よりも高く、９．１％以下である。Ｗ含有量の好ましい下限は、８．１％であり、さらに好ましくは８．２％である。Ｗ含有量の好ましい上限は９．０％であり、さらに好ましくは８．８％である。
タングステン（Ｗ）は、マトリクスに固溶して、７００℃を超える高温でのクリープ強度を高める。Ｗはさらに、Ｓの粒界偏析エネルギを低下し、溶接後の熱処理及び高温使用中でのＳの粒界への濃化を軽減する。これにより、粒界が弱くなるのが抑制され、間接的に応力緩和割れが抑制される。Ｗ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。Ｗ含有量が高すぎればさらに、溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合の溶接金属の凝固、冷却過程において、Ｃｒを主体とする窒化物の生成の駆動力が高まり、スラグ剥離性が低下する。したがって、Ｗ含有量は８．０％よりも高く、９．１％以下である。Ｗ含有量の好ましい下限は、８．１％であり、さらに好ましくは８．２％である。Ｗ含有量の好ましい上限は９．０％であり、さらに好ましくは８．８％である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１８％未満
チタン（Ｔｉ）は、溶接金属として高温使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、クリープ強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、炭窒化物が多量に析出し、粒内の変形抵抗を高める。その結果、高温使用中の応力緩和割れ感受性を高める。さらに、フラックスを利用する溶接に溶接材料を使用した場合、Ｔｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の凝固、冷却過程においてＣｒとともに窒化物を形成し、スラグ剥離性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．１８％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
チタン（Ｔｉ）は、溶接金属として高温使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、クリープ強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、炭窒化物が多量に析出し、粒内の変形抵抗を高める。その結果、高温使用中の応力緩和割れ感受性を高める。さらに、フラックスを利用する溶接に溶接材料を使用した場合、Ｔｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の凝固、冷却過程においてＣｒとともに窒化物を形成し、スラグ剥離性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．１８％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
Ｎｂ：０．０１〜０．５％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃｒとともに凝固過程でＣと結合して共晶炭化物を形成する。これにより、溶接中の凝固割れ及び延性低下割れ感受性を低減する。Ｎｂはさらに、引張強度を高める。したがって本実施形態の溶接材料においては、Ｎｂの含有により、Ｎの低減による引張強度の低下を補充できる。Ｎｂはさらに、高温使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物が過剰に析出し、粒内の変形抵抗が高まる。そのため、高温使用中の応力緩和割れ感受性が高まる。フラックスを利用する溶接に溶接材料を使用する場合にＮｂ含有量が高すぎればさらに、溶接金属の凝固、冷却過程において、ＮｂがＣｒとともに窒化物を形成し、スラグ剥離性を低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃｒとともに凝固過程でＣと結合して共晶炭化物を形成する。これにより、溶接中の凝固割れ及び延性低下割れ感受性を低減する。Ｎｂはさらに、引張強度を高める。したがって本実施形態の溶接材料においては、Ｎｂの含有により、Ｎの低減による引張強度の低下を補充できる。Ｎｂはさらに、高温使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物が過剰に析出し、粒内の変形抵抗が高まる。そのため、高温使用中の応力緩和割れ感受性が高まる。フラックスを利用する溶接に溶接材料を使用する場合にＮｂ含有量が高すぎればさらに、溶接金属の凝固、冷却過程において、ＮｂがＣｒとともに窒化物を形成し、スラグ剥離性を低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｎ：０．０００５〜０．０３％
窒素（Ｎ）は、フラックスを利用する溶接に溶接材料を使用する場合の溶接金属の凝固、冷却過程において、溶接金属及びフラックス中に含まれるＣｒ等と反応し、溶接金属とスラグとの界面において窒化物を形成する。これにより、スラグ剥離性が低下する。一方、Ｎはオーステナイト生成元素であり、高温使用時のオーステナイト組織を安定化する。Ｎはさらに、マトリクスに固溶し、引張強度を高める。したがって、Ｎ含有量は０．０００５〜０．０３％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００８であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
窒素（Ｎ）は、フラックスを利用する溶接に溶接材料を使用する場合の溶接金属の凝固、冷却過程において、溶接金属及びフラックス中に含まれるＣｒ等と反応し、溶接金属とスラグとの界面において窒化物を形成する。これにより、スラグ剥離性が低下する。一方、Ｎはオーステナイト生成元素であり、高温使用時のオーステナイト組織を安定化する。Ｎはさらに、マトリクスに固溶し、引張強度を高める。したがって、Ｎ含有量は０．０００５〜０．０３％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００８であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
Ａｌ：０．０１％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄性が低下し、溶接材料の加工性及び溶接金属の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１％未満である。好ましいＡｌ含有量は０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００６％である。Ａｌ含有量の下限は不純物レベルでよい。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄性が低下し、溶接材料の加工性及び溶接金属の延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１％未満である。好ましいＡｌ含有量は０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００６％である。Ａｌ含有量の下限は不純物レベルでよい。
Ｏ：０．０２％以下
酸素（Ｏ）含有量が高すぎれば、溶接材料の加工性及び溶接金属の延性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２％以下である。好ましいＯ含有量は０．０１５％以下である。一方、溶接金属中に溶解するＯは、表面活性元素として作用し、界面エネルギを低下する。これにより、溶接ビードの止端部のフランク角が小さくなりスラグ剥離性が高まる。したがって、Ｏ含有量は、後述の式（１）を満たす。
酸素（Ｏ）含有量が高すぎれば、溶接材料の加工性及び溶接金属の延性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２％以下である。好ましいＯ含有量は０．０１５％以下である。一方、溶接金属中に溶解するＯは、表面活性元素として作用し、界面エネルギを低下する。これにより、溶接ビードの止端部のフランク角が小さくなりスラグ剥離性が高まる。したがって、Ｏ含有量は、後述の式（１）を満たす。
Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）含有量が高すぎれば、Ｐと同様に、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下し、凝固割れ感受性を高める。さらに、過剰なＳは、高温使用中に結晶粒界に偏析、濃化して応力緩和割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。好ましいＳ含有量は０．００４％以下である。一方、溶接金属中に溶解するＳは、Ｏと同様に、表面活性元素として作用し、スラグ剥離性を高める。したがって、Ｓ含有量は後述の式（１）を満たす。
硫黄（Ｓ）含有量が高すぎれば、Ｐと同様に、溶接金属の凝固時に最終凝固部の融点を低下し、凝固割れ感受性を高める。さらに、過剰なＳは、高温使用中に結晶粒界に偏析、濃化して応力緩和割れ感受性を高める。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。好ましいＳ含有量は０．００４％以下である。一方、溶接金属中に溶解するＳは、Ｏと同様に、表面活性元素として作用し、スラグ剥離性を高める。したがって、Ｓ含有量は後述の式（１）を満たす。
上記溶接材料の残部はＦｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、溶接材料の原料として利用される鉱石、スクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素である。
［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は有効酸素量（％）を意味し、次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は有効酸素量（％）を意味し、次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上述のとおり、溶接金属中に溶解するＳ及びＯは表面活性元素として作用し、界面エネルギを低下する。これにより溶接ビードの止端部のフランク角が小さくなり、止端部でのスラグ剥離性が高まる。しかしながら、この効果を得るためのＯ含有量は、強い脱酸作用を有するＡｌ含有量の影響を受ける。そこで、Ｏについては式（２）で定義される有効酸素量が表面活性元素として作用すると考える。
Ｆ１＝［Ｓ］＋［有効Ｏ］と定義する。Ｆ１が０．００３％以上であれば、表面活性元素として作用するＳ量及びＯ量を十分に確保することができ、スラグ剥離性が高まる。好ましいＦ１は０．００４％以上である。
［溶接ワイヤ及び溶接棒について］
本実施形態の溶接材料は、周知の製造方法により製造される。溶接材料はたとえば、溶加棒、サブマージアーク溶接用の溶接ワイヤ、被覆アーク溶接用の溶接棒の芯線等に加工される。
本実施形態の溶接材料は、周知の製造方法により製造される。溶接材料はたとえば、溶加棒、サブマージアーク溶接用の溶接ワイヤ、被覆アーク溶接用の溶接棒の芯線等に加工される。
本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料は、溶接ワイヤや芯線に利用された場合、上記のとおり優れたスラグ剥離性を有し、さらに、溶接時に優れた耐高温割れ性を有する。
［溶接金属について］
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて、ティグ溶接、サブマージアーク溶接、被覆アーク溶接等の溶接により溶接金属が製造される。本実施形態による溶接材料により製造された溶接金属は、溶接中の高温割れ性に優れ、さらに、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性及びクリープ強度に優れる。
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて、ティグ溶接、サブマージアーク溶接、被覆アーク溶接等の溶接により溶接金属が製造される。本実施形態による溶接材料により製造された溶接金属は、溶接中の高温割れ性に優れ、さらに、高温で長時間使用中の耐応力緩和割れ性及びクリープ強度に優れる。
［溶接継手について］
本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて、オーステナイト系耐熱鋼を母材として溶接すれば、上記溶接金属と、オーステナイト系耐熱鋼の母材とを備えた溶接継手が製造される。この溶接継手は優れたクリープ強度を有する。
本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて、オーステナイト系耐熱鋼を母材として溶接すれば、上記溶接金属と、オーステナイト系耐熱鋼の母材とを備えた溶接継手が製造される。この溶接継手は優れたクリープ強度を有する。
［母材について］
好ましくは、オーステナイト系耐熱鋼からなる母材の化学組成は、次の元素を含有する。
好ましくは、オーステナイト系耐熱鋼からなる母材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｗ：６．０〜９．１％
タングステン（Ｗ）は、溶接材料におけるＷと同様に、マトリクスに固溶して７００℃を超える高温でのクリープ強度を高める。母材は、凝固ままで使用される溶接金属と異なり、熱処理により均質化される。そのため、Ｗ含有量は６．０％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｗは高価であるため、Ｗ含有量が高すぎれば製造コストが高くなる。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を、フラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＷ含有量が高くなる。この場合、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材中の好ましいＷ含有量は６．０〜９．１％である。Ｗ含有量のさらに好ましい下限は６．５％であり、さらに好ましくは７．０％である。Ｗ含有量のさらに好ましい上限は９．０％であり、さらに好ましくは８．９％である。
タングステン（Ｗ）は、溶接材料におけるＷと同様に、マトリクスに固溶して７００℃を超える高温でのクリープ強度を高める。母材は、凝固ままで使用される溶接金属と異なり、熱処理により均質化される。そのため、Ｗ含有量は６．０％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｗは高価であるため、Ｗ含有量が高すぎれば製造コストが高くなる。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を、フラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＷ含有量が高くなる。この場合、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材中の好ましいＷ含有量は６．０〜９．１％である。Ｗ含有量のさらに好ましい下限は６．５％であり、さらに好ましくは７．０％である。Ｗ含有量のさらに好ましい上限は９．０％であり、さらに好ましくは８．９％である。
Ｎｉ：４０〜４８％
ニッケル（Ｎｉ）は、溶接金属におけるＮｉと同様に、オーステナイト組織を得るために有効である。Ｎｉはさらに、高温での長時間使用時の組織安定性を確保し、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が４０％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｎｉは高価であり、製造コストが高くなる。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＮｉ含有量が高くなる。この場合、間接的にスラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＮｉ含有量は、４０〜４８％である。Ｎｉ含有量のさらに好ましい下限は４０．５％であり、さらに好ましくは４２％である。Ｎｉ含有量のさらに好ましい上限は４７．５％であり、さらに好ましくは４７％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、溶接金属におけるＮｉと同様に、オーステナイト組織を得るために有効である。Ｎｉはさらに、高温での長時間使用時の組織安定性を確保し、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が４０％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｎｉは高価であり、製造コストが高くなる。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＮｉ含有量が高くなる。この場合、間接的にスラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＮｉ含有量は、４０〜４８％である。Ｎｉ含有量のさらに好ましい下限は４０．５％であり、さらに好ましくは４２％である。Ｎｉ含有量のさらに好ましい上限は４７．５％であり、さらに好ましくは４７％である。
Ｃｒ：２０〜２５％未満
クロム（Ｃｒ）は、溶接金属におけるＣｒと同様に、母材の高温での耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒ含有量が２０％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温での組織の安定性が低下し、クリープ強度が低下する。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＣｒ含有量が高くなり、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＣｒ含有量は、２０〜２５％未満である。Ｃｒ含有量のさらに好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１％である。Ｃｒ含有量のさらに好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４％である。
クロム（Ｃｒ）は、溶接金属におけるＣｒと同様に、母材の高温での耐酸化性及び耐食性を高める。Ｃｒ含有量が２０％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温での組織の安定性が低下し、クリープ強度が低下する。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＣｒ含有量が高くなり、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＣｒ含有量は、２０〜２５％未満である。Ｃｒ含有量のさらに好ましい下限は２０．５％であり、さらに好ましくは２１％である。Ｃｒ含有量のさらに好ましい上限は２４．５％であり、さらに好ましくは２４％である。
母材が上述の元素を含有すれば、母材は、７００℃以上の高温域においてさらに優れた延性及びクリープ強度を有する。母材として用いるオーステナイト系耐熱鋼の化学組成は、上述のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料と同じであってもよいし、異なっていてもよい。
好ましくは、上記母材の化学組成はさらに、次の元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、母材の原料として利用される鉱石、スクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素である。
Ｃ：０．０４〜０．１２％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト形成元素であり、高温使用時の母材のオーステナイト組織の安定性を高める。母材は、凝固ままで使用される溶接金属と異なり、熱処理により均質化される。さらに、溶接割れ防止に対する効果を必要としない。そのため、Ｃ含有量が０．０４％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、高温使用中に粗大な炭化物が生成され、クリープ強度が低下する。したがって、母材の好ましいＣ含有量は、０．０４〜０．１２％である。Ｃ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましい上限は０．１０％である。
炭素（Ｃ）は、オーステナイト形成元素であり、高温使用時の母材のオーステナイト組織の安定性を高める。母材は、凝固ままで使用される溶接金属と異なり、熱処理により均質化される。さらに、溶接割れ防止に対する効果を必要としない。そのため、Ｃ含有量が０．０４％以上であれば、上記効果が有効に得られる。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、高温使用中に粗大な炭化物が生成され、クリープ強度が低下する。したがって、母材の好ましいＣ含有量は、０．０４〜０．１２％である。Ｃ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましい上限は０．１０％である。
Ｓｉ：０．５％以下
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉが少しでも含有されれば、この効果が得られる。Ｓｉ含有量が０．０１％以上であれば、上記効果がより有効に得られる。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の靱性が低下する。したがって、母材の好ましいＳｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量のさらに好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましい上限は０．４％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉが少しでも含有されれば、この効果が得られる。Ｓｉ含有量が０．０１％以上であれば、上記効果がより有効に得られる。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の靱性が低下する。したがって、母材の好ましいＳｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量のさらに好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましい上限は０．４％である。
Ｍｎ：１．５％以下
マンガン（Ｍｎ）はＳｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎが少しでも含有されれば、この効果が得られる。Ｍｎ含有量が０．０１％以上であれば、上記効果がより有効に得られる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、母材の好ましいＭｎ含有量は１．５％以下である。Ｍｎ含有量のさらに好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましい上限は１．２％である。
マンガン（Ｍｎ）はＳｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎが少しでも含有されれば、この効果が得られる。Ｍｎ含有量が０．０１％以上であれば、上記効果がより有効に得られる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼が脆化する。したがって、母材の好ましいＭｎ含有量は１．５％以下である。Ｍｎ含有量のさらに好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましい上限は１．２％である。
Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。母材は、溶接金属の場合とは異なり、溶接割れ抑制に関する対策を必要しない。また、Ｐ含有量の極度の低減は、製鋼コストを高くする。そのため、母材の好ましいＰ含有量は０．０３％以下である。さらに好ましいＰ含有量は、０．０２％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。母材は、溶接金属の場合とは異なり、溶接割れ抑制に関する対策を必要しない。また、Ｐ含有量の極度の低減は、製鋼コストを高くする。そのため、母材の好ましいＰ含有量は０．０３％以下である。さらに好ましいＰ含有量は、０．０２％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。上述のとおり、母材は溶接割れ抑制に関する対策を必要とせず、さらに、Ｓ含有量の極度の低減は、製鋼コストを高くする。そのため、母材の好ましいＳ含有量は０．０１％以下である。さらに好ましいＳ含有量は０．００８％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。上述のとおり、母材は溶接割れ抑制に関する対策を必要とせず、さらに、Ｓ含有量の極度の低減は、製鋼コストを高くする。そのため、母材の好ましいＳ含有量は０．０１％以下である。さらに好ましいＳ含有量は０．００８％以下である。
Ｎｂ：０．０５〜０．５０％
ニオブ（Ｎｂ）は、微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度を高める。母材では、高温使用中の応力緩和割れ感受性が溶接金属よりも低いため、高温強化のためにＮｂを含有するのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、多量の炭窒化物が生成し、母材の靱性が低下する。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＮｂ含有量が高くなり、スラグの剥離性が低下する。したがって母材の好ましいＮｂ含有量は０．０５〜０．５０％である。Ｎｂ含有量のさらに好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましい上限は０．４５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度を高める。母材では、高温使用中の応力緩和割れ感受性が溶接金属よりも低いため、高温強化のためにＮｂを含有するのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、多量の炭窒化物が生成し、母材の靱性が低下する。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＮｂ含有量が高くなり、スラグの剥離性が低下する。したがって母材の好ましいＮｂ含有量は０．０５〜０．５０％である。Ｎｂ含有量のさらに好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましい上限は０．４５％である。
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％
チタン（Ｔｉ）もＮｂと同様に、微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度を高める。上述のとおり、母材では、高温使用中の応力緩和割れ感受性が溶接金属よりも低いため、高温強化のためにＴｉを含有するのが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、多量の炭窒化物が生成し、母材の靱性が低下する。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＴｉ含有量が高くなり、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＴｉ含有量は０．０２〜０．２０％である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
チタン（Ｔｉ）もＮｂと同様に、微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度を高める。上述のとおり、母材では、高温使用中の応力緩和割れ感受性が溶接金属よりも低いため、高温強化のためにＴｉを含有するのが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、多量の炭窒化物が生成し、母材の靱性が低下する。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、溶接金属中のＴｉ含有量が高くなり、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＴｉ含有量は０．０２〜０．２０％である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい下限は０．０５％である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％である。
Ｎ：０．０２％以下
窒素（Ｎ）はオーステナイト相を安定化するのに有効である。Ｎはさらに、マトリクスに固溶して引張強度を高める。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｎは熱間加工性を低下する。したがって、母材の好ましいＮ含有量は０．０２％以下である。Ｎ含有量のさらに好ましい上限は０．０１％である。
窒素（Ｎ）はオーステナイト相を安定化するのに有効である。Ｎはさらに、マトリクスに固溶して引張強度を高める。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｎは熱間加工性を低下する。したがって、母材の好ましいＮ含有量は０．０２％以下である。Ｎ含有量のさらに好ましい上限は０．０１％である。
Ｂ：０．００４％以下
ボロン（Ｂ）は高温使用中に粒界に偏析して粒界を強化する。Ｂはさらに、粒界炭化物を微細分散させ、クリープ強度を高める。このため、母材はＢを含有するのが好ましい。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の液化割れ感受性が高まる。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、多量のＢが溶接金属へ流れ、Ｃｒ等と同様に窒化物を生成する。このため、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＢ含有量は０．００４％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００２％である。
ボロン（Ｂ）は高温使用中に粒界に偏析して粒界を強化する。Ｂはさらに、粒界炭化物を微細分散させ、クリープ強度を高める。このため、母材はＢを含有するのが好ましい。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の液化割れ感受性が高まる。さらに、上記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料をフラックスを利用する溶接に使用する場合、母材の溶融量が大きくなると、多量のＢが溶接金属へ流れ、Ｃｒ等と同様に窒化物を生成する。このため、スラグの剥離性が低下する。したがって、母材の好ましいＢ含有量は０．００４％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００２％である。
Ａｌ：０．０４％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が高すぎれば清浄性が低下して母材の加工性が低下する。しかしながら、母材では、溶接金属のように、溶接中に酸化物を生成してさらに清浄性が低下することはない。そのため、母材がＡｌを含有する場合、好ましいＡｌ含有量は０．０４％以下である。Ａｌ含有量のさらに好ましい上限は０．０３％である。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が高すぎれば清浄性が低下して母材の加工性が低下する。しかしながら、母材では、溶接金属のように、溶接中に酸化物を生成してさらに清浄性が低下することはない。そのため、母材がＡｌを含有する場合、好ましいＡｌ含有量は０．０４％以下である。Ａｌ含有量のさらに好ましい上限は０．０３％である。
以上の化学組成を有する母材は、７００℃以上の高温域においても優れた延性及びクリープ強度を有する。
表１に示す化学組成を有する材料を溶解してインゴットを製造した。
インゴットを熱間鍛造、熱間圧延及び機械加工して、オーステナイト系耐熱鋼からなる母材を製造した。母材は板材であり、板厚が１２ｍｍ、幅が５０ｍｍ、長さが１００ｍｍであった。
さらに、表２に示す化学組成を有する鋼種番号Ａ〜Ｆの材料を溶解してインゴットを製造した。
各鋼種Ａ〜Ｊのインゴットを熱間鍛造、熱間圧延及び機械加工して、溶接ワイヤを製造した。各溶接ワイヤの直径は１．６ｍｍであった。鋼種番号Ａのインゴットでは、直径１．６ｍｍの溶接ワイヤの他に、直径３．２ｍｍの溶接ワイヤ（芯線）も製造した。そして、直径３．２ｍｍの溶接ワイヤ（芯線）を所定の長さで切断し、ライム系の被覆剤を塗布して被覆アーク溶接棒を製造した。
上記母材の長手方向に、角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した。その後、ＪＩＳ Ｇ３１６０（２００８）に規定のＳＭ４００Ｂに相当する化学組成の市販の鋼板（厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍ）上に、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳ Ｚ３２２４（１９９９）に規定の「ＤＮｉＣｒＦｅ−３」を用いて、母材の四周を拘束溶接した。
［サブマージアーク溶接試験体］
鋼種番号Ａ〜Ｊの溶接材料と、市販のＮｉ基合金用サブマージアーク溶接フラックスであって、ＪＩＳ Ｚ３３５２（２０１０）に規定の「ＳＡＺ２」とを用いて、入熱１０ｋＪ／ｃｍでサブマージアーク溶接を実施し、溶接材料を開先内に溶接した。以上の製造方法により、表３に示す試験番号１，４〜１２の試験体を製造した。
鋼種番号Ａ〜Ｊの溶接材料と、市販のＮｉ基合金用サブマージアーク溶接フラックスであって、ＪＩＳ Ｚ３３５２（２０１０）に規定の「ＳＡＺ２」とを用いて、入熱１０ｋＪ／ｃｍでサブマージアーク溶接を実施し、溶接材料を開先内に溶接した。以上の製造方法により、表３に示す試験番号１，４〜１２の試験体を製造した。
［被覆アーク溶接試験体］
鋼種番号Ａの溶接材料で製造された被覆アーク溶接棒を用いて、入熱２０ｋＪ／ｃｍで被覆アーク溶接を実施し、溶接材料を開先内に溶接した。以上の製造方法により、表３に示す試験番号２の試験体を製造した。
鋼種番号Ａの溶接材料で製造された被覆アーク溶接棒を用いて、入熱２０ｋＪ／ｃｍで被覆アーク溶接を実施し、溶接材料を開先内に溶接した。以上の製造方法により、表３に示す試験番号２の試験体を製造した。
［スラグ剥離性評価試験］
製造された試験番号１，２，４〜１２の試験体において、溶接後、試験体に対して裏面側からハンマにて衝撃を与えた。その後、溶接ビード表面のスラグの残存長さを調査した。スラグの残存長さが、溶接ビード全体の５％以下である場合、スラグ剥離性に優れると判断した。
製造された試験番号１，２，４〜１２の試験体において、溶接後、試験体に対して裏面側からハンマにて衝撃を与えた。その後、溶接ビード表面のスラグの残存長さを調査した。スラグの残存長さが、溶接ビード全体の５％以下である場合、スラグ剥離性に優れると判断した。
［耐高温割れ性及び耐応力緩和割れ性評価試験］
上記試験番号１，４〜１２において、サブマージアーク溶接により、入熱１０〜１２ｋＪ／ｃｍで多層溶接を実施して、各試験番号ごとに２つの溶接継手を製造した。
上記試験番号１，４〜１２において、サブマージアーク溶接により、入熱１０〜１２ｋＪ／ｃｍで多層溶接を実施して、各試験番号ごとに２つの溶接継手を製造した。
同様に、試験番号２において、被覆アーク溶接により、入熱２０〜２４ｋＪ／ｃｍで多層溶接を実施して、２つの溶接継手を製造した。
さらに、鋼種番号Ａの溶接材料を用いてティグ溶接により入熱１０〜１２ｋＪ／ｃｍで多層溶接を行い、表３に示す試験番号３の２つの溶接継手を製造した。
各試験番号の２つの溶接継手のうち、一方は溶接ままとし、他方は７００℃で５００時間の時効熱処理を実施した。以降の説明では、溶接ままの溶接継手を「溶接まま材」といい、時効熱処理を実施した溶接継手を「熱処理材」という。
溶接まま材において高温割れの有無を観察し、熱処理材において応力緩和割れの有無を調査した。具体的には、各試験番号において、各溶接まま材及び各熱処理材の５ヶ所から試料を採取した。試料の横断面を鏡面研磨した後、腐食した。腐食した横断面を光学顕微鏡で検鏡し、溶接金属での割れの有無を調査した。溶接まま材において５ヶ所すべてで割れを確認できなかった場合、優れた高温割れ性を有すると評価した。さらに、熱処理材において５ヶ所すべてで割れが確認できなかった場合、優れた耐応力緩和割れ性を有すると評価した。なお、溶接まま材で高温割れが発生した場合、時効熱処理は実施しなかった。
［クリープ強度評価試験］
耐高温割れ性及び耐応力緩和割れ性評価試験の結果、高温割れ又は応力緩和割れが確認されなかった試験番号の溶接まま材から、溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取した。そして、母材の目標破断時間が約１０００時間となる７００℃、１４７ＭＰａの試験条件でクリープ破断試験を実施した。試験の結果、破断位置に関わらず、破断時間が母材の目標破断時間である１０００時間以上となった場合、優れたクリープ強度を有すると評価した。一方、破断時間が１０００時間未満となった場合、クリープ強度は低いと評価した。
耐高温割れ性及び耐応力緩和割れ性評価試験の結果、高温割れ又は応力緩和割れが確認されなかった試験番号の溶接まま材から、溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取した。そして、母材の目標破断時間が約１０００時間となる７００℃、１４７ＭＰａの試験条件でクリープ破断試験を実施した。試験の結果、破断位置に関わらず、破断時間が母材の目標破断時間である１０００時間以上となった場合、優れたクリープ強度を有すると評価した。一方、破断時間が１０００時間未満となった場合、クリープ強度は低いと評価した。
［試験結果］
表３に試験結果を示す。表３中の「スラグ剥離性結果」欄の「○」印は、スラグ剥離性評価試験において、スラグ残存長さが、溶接ビードの全長に対して５％以下であったことを示し、「×」印は、スラグ残存長さが、溶接ビードの全長に対して５％を超えたことを示す。「−」印は、対象となる試験番号３がティグ溶接を用いたため、スラグ剥離性評価試験が実施されなかったことを示す。
表３に試験結果を示す。表３中の「スラグ剥離性結果」欄の「○」印は、スラグ剥離性評価試験において、スラグ残存長さが、溶接ビードの全長に対して５％以下であったことを示し、「×」印は、スラグ残存長さが、溶接ビードの全長に対して５％を超えたことを示す。「−」印は、対象となる試験番号３がティグ溶接を用いたため、スラグ剥離性評価試験が実施されなかったことを示す。
「割れ観察結果」欄の「○」印は、５つの試料全てで割れが確認されなかったことを示し、「×」印は、５つの試料の少なくとも１つで割れが確認されたことを示す。
「クリープ破断試験結果」欄の「○」印は、溶接金属ではなく母材が破断したことを示し、「×」印は、母材ではなく溶接金属が破断したことを示す。「−」印は、対象となる試験番号１１及び１２の溶接継手において、耐高温割れ性及び耐応力緩和割れ性評価試験で割れが発生しているため、クリープ破断試験を実施しなかったことを示す。
表３を参照して、試験番号１〜５の溶接材料は、適切な化学組成を有し、かつ、Ｆ１値が式（１）を満たした。そのため、これらの試験番号の溶接金属では、高温割れ（溶接まま材）が観察されず、優れた耐高温割れ性を示した。さらに、熱処理材でも割れが観察されず、優れた耐応力緩和割れ性を示した。
さらに、試験番号１，２，４及び５の溶接材料でサブマージアーク溶接又は被覆アーク溶接を実施した結果、スラグ残存長さはいずれも溶接ビードの全長の５％以下であり、これらの試験番号の溶接材料を用いれば、優れたスラグ剥離性が得られた。
さらに、試験番号１〜５の溶接材料を溶接することで製造される溶接金属はいずれも、優れたクリープ強度を有した。
一方、試験番号６で用いた鋼種Ｄの溶接材料では、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、フラックスを利用したサブマージアーク溶接後のスラグ残存長さが溶接ビード全長の５％を超え、スラグ剥離性が低かった。
試験番号７で用いた鋼種Ｅの溶接材料では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、サブマージアーク溶接後のスラグ残存長さが溶接ビード全長の５％を超え、スラグ剥離性が低かった。
試験番号８で用いた鋼種Ｆの溶接材料では、Ｃｒ含有量及びＮ含有量が高すぎた。そのため、サブマージアーク溶接後のスラグ残存長さが溶接ビード全長の５％を超え、スラグ剥離性が低かった。
試験番号９で用いた鋼種Ｇの溶接材料では、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、サブマージアーク溶接後において、溶接ビードの止端部にスラグが残存し、その長さが溶接ビード全長の５％を超えた。
試験番号１０で用いた鋼種Ｈの溶接材料では、Ｎｂを含有しなかった。そのため、クリープ破断試験において溶接金属が破断し、溶接金属のクリープ強度が低かった。
試験番号１１で用いた鋼種Ｉの溶接材料では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、溶接中に割れが発生し、溶接まま材の溶接金属で割れ（高温割れ）が確認された。
試験番号１２で用いた鋼種Ｊの溶接材料では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、サブマージアーク溶接後のスラグ残存長さが溶接ビード全長の５％を超え、スラグ剥離性が低かった。さらに、時効熱処材の溶接金属で応力緩和割れが確認された。時効熱処理中に過剰なＮｂを含有する相が析出したため応力緩和割れが発生したと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５％よりも高く０．１８％以下、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｎｉ：４０〜４５％未満、
Ｃｒ：２０〜２５％未満、
Ｗ：８．０％よりも高く９．１％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１８％未満、
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｎ：０．０００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１％未満、
Ｏ：０．０２％以下、及び、
Ｓ：０．００５％以下を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）を満たす化学組成を有する、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
０．００３≦［Ｓ］＋［有効Ｏ］ （１）
ここで、［有効Ｏ］は次の式（２）で定義される。
［有効Ｏ］＝［Ｏ］−（８／９）×［Ａｌ］ （２）
式（１）及び式（２）中の［Ｓ］、［Ｏ］、［Ａｌ］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料からなるサブマージアーク溶接用の溶接ワイヤ。
- 請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料からなる芯線を備える被覆アーク溶接棒。
- 請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて製造される溶接金属。
- 請求項４に記載の溶接金属と、オーステナイト系耐熱鋼からなる母材とを備える溶接継手。
- 請求項５に記載の溶接継手であって、
前記母材は、質量％で、
Ｗ：６．０〜９．１％、
Ｎｉ：４０〜４８％、及び、
Ｃｒ：２０〜２５％未満を含有する、溶接継手。 - 請求項６に記載の溶接継手であって、
前記母材はさらに、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．０５〜０．５０％
Ｔｉ：０．０２〜０．２０％、
Ｎ：０．０２％以下、
Ｂ：０．００４％以下、及び、
Ａｌ：０．０４％以下を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなる、溶接継手。
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|---|---|---|---|---|
| WO2016129666A1 (ja) * | 2015-02-12 | 2016-08-18 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手 |
| JP2017221964A (ja) * | 2016-06-16 | 2017-12-21 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金溶接金属 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001107196A (ja) * | 1999-10-07 | 2001-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料 |
| JP2006045597A (ja) * | 2004-08-02 | 2006-02-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接継手およびその溶接材料 |
| JP2008207242A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料並びにそれを用いてなる溶接金属及び溶接継手 |
| JP2011255390A (ja) * | 2010-06-07 | 2011-12-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 |
-
2013
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Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001107196A (ja) * | 1999-10-07 | 2001-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料 |
| JP2006045597A (ja) * | 2004-08-02 | 2006-02-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接継手およびその溶接材料 |
| JP2008207242A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料並びにそれを用いてなる溶接金属及び溶接継手 |
| JP2011255390A (ja) * | 2010-06-07 | 2011-12-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016129666A1 (ja) * | 2015-02-12 | 2016-08-18 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手 |
| JPWO2016129666A1 (ja) * | 2015-02-12 | 2017-08-10 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手 |
| KR20170104589A (ko) * | 2015-02-12 | 2017-09-15 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 오스테나이트계 내열합금 용접 조인트의 제조 방법 및 그것을 이용하여 얻어지는 용접 조인트 |
| KR102031776B1 (ko) | 2015-02-12 | 2019-10-14 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 오스테나이트계 내열합금 용접 조인트의 제조 방법 및 그것을 이용하여 얻어지는 용접 조인트 |
| JP2017221964A (ja) * | 2016-06-16 | 2017-12-21 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系耐熱合金溶接金属 |
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