JP3842707B2 - 低合金耐熱鋼用溶接金属 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、原子力、火力発電、石油精製等の各種プラントに使用される低合金耐熱鋼の溶接金属に関するものであり、殊に溶接後に長時間の高温熱処理（応力緩和処理）を受けてもフェライトバンドの発生を極力低減することができて引張強度の低下がなく、且つ靭性も良好な様な低合金耐熱鋼用溶接金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記各種プラントに用いられる素材としては、その要求特性を考慮して、低合金耐熱鋼が汎用されている。また、上記の様な用途に使用される場合には、耐熱鋼には高温強度と共に靭性にも優れていることが要求される。
【０００３】
ところで、上記のような各種プラントは溶接によって構築されるのであるが、こうした溶接を行った場合には、溶接金属部内部に残留した応力を除去する為に、高温での応力緩和処理（以下、「ＳＲ処理」と略称することがある）が施こされるのが一般的である。こうしたＳＲ処理によって、溶接金属部および母材中の残留応力や水素の除去、機械的特性の改善が実施される。
【０００４】
しかしながら、これまで得られている低合金耐熱用溶接金属では、長時間のＳＲ処理を受けたときに、溶接金属中にフェライトバンドが発生し易いという問題がある。このフェライトバンドは、粗大なフェライトが局部的に生成した帯状の組織であるが、こうした組織が形成されると、溶接金属の引張強度が低下することになる。
【０００５】
フェライトバンドの生成を抑制するための技術として、例えば特開平４−３０００９２号には、アーク溶接用フラックス入りワイヤにＮｂおよびＶを添加することによって、炭素の溶接金属中への移動を抑制してフェライトバンドの生成を抑える技術が提案さている。しかしながら、溶接金属中にＮｂやＶを含有することは、却って溶接金属の靭性を劣化させることになるという問題がある。
【０００６】
一方、溶接金属の靭性を高める技術としては、例えば特公昭６２−１９９５９号には、溶接ワイヤ中のＮ含有量を高めることによって溶接金属の靭性の改善を図ることが提案されている。また、特公平３−３５５８号には、溶接金属中のＴｉ含有量を０．０３５％以下に抑制することが靭性の向上に有効であることが開示されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術においても、溶接金属において十分な靭性が達成されているとは言えない。またフェライトバンドに対する対策についてもなされていないことから、上記のようなＳＲ処理を受けたときには比較的多量のフェライトバンドが生成し易く、引張強度も低下するという問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靭性が得られる低合金耐熱鋼用溶接金属を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る低合金耐熱鋼用溶接金属とは、Ｃ：０．０１〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．３０〜１．５％，Ｃｒ：０．８〜３．０％，Ｍｏ：０．３〜２．０％，Ｂ：０．０００５〜０．０２０％，Ｎ：０．００６〜０．０３０％およびＴｉ：０．０３５超〜０．１５％を夫々含有すると共に、Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）およびＮｂ：０．０１％以下（０％を含む）に夫々抑制してなり、且つ溶接後の応力緩和熱処理後に、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上存在するものである点に要旨を有するものである。
【００１０】
尚、上記「円相当直径」とは、析出物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、抽出レプリカ法による透過型電子顕微鏡観察面上で認められる析出物のものである。
【００１１】
本発明の溶接金属においては、下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものであることが好ましい。
【００１２】
ＹＨ＝38.5-4790・[Nb]-3.59・[Ti]/[N]+91.5・[B]/[N]…（１）
但し、[Nb],[Ti],[N]および[B]は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの
含有量（質量％）を示す
本発明の溶接金属には、必要によって、（ａ）Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）、（ｂ）Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、（ｃ）Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）、（ｄ）Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制することも好ましく、抑制される成分の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
【００１３】
【発明の実施の形態】
これまで、フェライトバンドの生成を抑制する手段として、ＮｂやＶの添加が有効であると考えられてきた。しかしながら、これらの元素を添加することは、溶接金属の靭性を却って劣化させることになっていたのである。即ち、従来の技術では、溶接金属におけるフェライトバンドの生成抑制と靭性改善の両立させることが困難な状況であった。そこで本発明者らは、フェライトバンドの生成機構、ＮｂやＶの添加によるフェライトバンド生成抑制機構、および溶接金属の靭性劣化機構について様々な角度から検討を重ねた。
【００１４】
その結果、Ｃｒの偏析によるＣ活量の変化を駆動力として、ＳＲ処理中にＣがＣｒの負偏析部から正偏析部に移動してＣｒの負偏析部の炭化物が減少し、粒界のピニング力が弱まることによって粒成長し、これによってフェライトバンドが生成することが明らにした。また、ＮｂやＶを添加すると、Ｃ活量に対して安定で微細な化合物がＳＲ処理時に析出するので、粒界をピニングすることが可能となって、フェライトバンドの生成が抑制できることも明らかにした。
【００１５】
このとき析出する化合物は、ＮａＣｌ型の炭化物、窒化物若しくは炭窒化物（例えば、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物）等であるが（以下では、これらを総称してＭＸ型化合物と呼ぶことがある）、このＭＸ型化合物はマトリックスと整合析出するため、靭性を劣化させることも判明した。また、Ｔｉを含有させた場合には、このＴｉもＭＸ型化合物の構成元素として大きな役割を占めていることも判明したのである。このＴｉは、例えばフラックス中のＴｉＯ2等が溶接後の溶接金属中にＴｉ酸化物となる他に、固溶Ｔｉとして残留するので、ＮｂやＶ等と共にＭＸ化合物中に含まれて析出するものである。
【００１６】
本発明者らは、上記知見に基づき、フェライトバンドの生成を抑制すると同時に溶接金属の靭性を向上させるためには、整合析出するＭＸ型化合物を低減すると共に、Ｃ活量に対して安定な析出物を多量に析出させることが重要であるとの着想が得られた。そして、こうした着想に基づいて更に鋭意研究したところ、上記の様なＭＸ型化合物に代わってＣｒおよびＭｏを主体とする炭・窒化物（炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を析出させることにより、フェライトバンドの生成抑制と靭性改善が両立できることを見出した。即ち、こうした炭・窒化物は、前記ＭＸ型化合物に比べて比較的大きく、整合析出しないので靭性の劣化が少なく、またＣ活量に対しても安定であるので、ＳＲ処理時にも安定にピニングできるのである。
【００１７】
こうした観点から、本発明の溶接金属では、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上存在する必要があるが、その理由は次の通りである。ＣｒとＭｏは、最密六方構造型（ｈｃｐ型）の炭・窒化物を形成し易く、その円相当直径は５０ｎｍ以上であって、前述の如くＭＸ型化合物に比べて比較的粗大であるために、靭性を劣化させない。また、Ｃ活量に対して、Ｍ23Ｃ6型、Ｍ7Ｃ3型やＭ3Ｃ型等の析出物に比べて安定であり、ＳＲ処理時の粒界の移動をピニングし、フェライトバンドの生成を抑制する効果がある。
【００１８】
本発明者らが、エネルギー分散形Ｘ線分析（ＥＤＸ）および電子線回折解析によって詳細に調査したところ、析出物中のＣｒとＭｏの含有量が５０質量％以上となる場合には、ｈｃｐ型の炭・窒化物であると同定できることが判明した。また、フェライトバンドの生成抑制は、こうした大きさの析出物が２×１０5個／ｍｍ2未満ではその効果が十分に発揮されないことは分かった。こうしたことから、本発明では、ＳＲ処理後の溶接金属中において円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上と規定した。
【００１９】
ＭＸ型化合物に代わって、ＣｒやＭｏの炭・窒化物を析出させるための具体的手段としては、ＮｂやＶ量を制限した上で、溶接後の固溶Ｔｉを低減すると共に、溶接金属中のＮ量を高めることが重要である。このうち、ＮｂやＶの含有量を低減するには、フラックス中の不純物としてのＮｂおよびＶを制限することによって、ワイヤ中のＮｂ，Ｖを制限すれば良い。また、固溶Ｔｉ量は、フラックス中のＴｉ量だけでなく、Ｍｇ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ等の脱酸剤とのバランスや、シールドガスの成分およびアーク長等の溶接条件、更にはＮ量の影響によっても左右されるものであるので、これらのバランスによって決まることになる。即ち、溶接時の作業性、部位等を勘案して、最終的に溶接後の溶接金属中の固溶Ｔｉ量を十分抑制しつつ、高Ｎ化することによって、ＭＸ型化合物に代わってＣｒ，Ｍｏを主体とする炭・窒化物を析出させることができる。
【００２０】
本発明者らが検討したところによれば、溶接金属の高靭性化を達成するには、Ｂを適量添加することも有効であることを見出している。このＢは、フリーＢとして旧γ粒界からの粗大な組織の生成を抑制し、高靭性化に有効に作用する。また、高Ｎ化した場合には、ＢＮとしてＮにＢが固定されてしまうことから、Ｂ添加による靭性改善効果が小さくなってしまう恐れがある。こうしたことから、Ｔｉ，ＮおよびＢのバランスを適切に調整することが有効であることも見出している。
【００２１】
本発明では、溶接金属組成も適切に制御する必要があるが、基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ，ＶおよびＮｂの範囲限定理由は下記の通りである。
【００２２】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、焼入れ硬化性に大きな影響を及ぼし、室温および高温強度並びに靭性を確保する上で重要な元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｃ含有量は０．０１％以上とする必要があるが、Ｃ含有量が過剰になって０．２０％を超えると、強度が高くなり過ぎて、靭性が著しく低下する。従って、溶接金属中のＣ含有量は、０．０１〜０．２０％とする。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．１２％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能し、溶接金属中の酸素量をコントロールする効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要があるが、Ｓｉ含有量が過剰になって１．０％を超えると、ＴｉＯ2の過剰還元によって固溶Ｔｉ量が増加し、靭性が低下すると共に耐焼戻し脆化特性が低下する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、好ましい上限は０．６％である。
【００２４】
Ｍｎ：０．３０〜１．５％
Ｍｎは、Ｃと同様に溶接金属の高温強度および靭性を向上させる効果を有する。また、溶接金属中の酸素量をコントロールする作用も発揮する。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とすることが必要であるが、Ｍｎ含有量が過剰になって１．５％を超えると、強度が高くなり過ぎると共に固溶Ｔｉ量が多くなり、靭性が却って低下する。従って、溶接金属中のＭｎ含有量は０．３０〜１．５％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、好ましい上限は１．２％である。
【００２５】
Ｃｒ：０．８〜３．０％、Ｍｏ：０．３０〜２．０％
ＣｒおよびＭｏは、低合金耐熱鋼の主要成分であり、溶接金属の引張強度を向上させる効果を発揮する。特に、Ｍｏは、溶接金属の焼戻し軟化抵抗を高め、ＳＲ処理による引張強度低下を抑制する効果を有する。これらＣｒ、Ｍｏの添加量は、被溶接物の種類（化学成分組成）に応じて適宜調製することになる。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．８％以上、Ｍｏは０．３０％以上含有させる必要があるが、その含有量が過剰になってＣｒで３．０％、Ｍｏで２．０％を超えると、引張強度が過度となって溶接金属の靭性が劣化することになる。従って、溶接金属中のＣｒ含有量は０．８〜３．０％、Ｍｏ含有量は０．３０〜２．０％とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．６％であり、Ｍｏの好ましい上限は１．６％である。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．０２０％
Ｂは、溶接金属のミクロ組織を微細化して靭性を向上させる効果を発揮するが、その含有量が０．０００５％未満ではこうした効果が発揮されない。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって０．０２０％を超えると、高温割れを招くことになる。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．０１％である。
【００２７】
Ｎ：０．００６〜０．０３０％
Ｎは溶接時にＴｉと結合して固溶Ｔｉを低減することによって靭性を改善するのに有効な元素である。またＳＲ処理時にＣｒやＭｏと炭・窒化物（窒化物および炭窒化物）を生成し、フェライトバンドの生成を抑制する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００６％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になって０．０３０％を超えると、ブローホールやスラグ剥離性劣化の原因となる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、好ましい上限は０．０１３％である。
【００２８】
Ｔｉ：０．０３５超〜０．１５％
Ｔｉはスラグ形成剤の主要元素であり、溶接時のアーク安定剤としても作用し、溶接作業性の観点からすれば、できるだけ多いことが好ましい。また、Ｔｉは溶接金属中でＴｉ酸化物となり、溶接金属の組織を微細化する効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、０．０３５％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になって０．１５％を超えると固溶Ｔｉ量が多くなり過ぎて、靭性が劣化することになる。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましい下限は０．０６％であり、好ましい上限は０．１２％であり、より好ましい上限は０．１％である。
【００２９】
Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む）
ＶおよびＮｂは、固溶Ｔｉと共にＳＲ処理時にＣやＮと結合して微細な炭・窒化物（即ち、ＭＸ型化合物）を形成し、靭性を著しく劣化させる。こうした観点から、Ｖで０．０３％以下、Ｎｂで０．０１％以下に夫々抑制する必要がある。尚、Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０２％であり、更に好ましくは０．０１％以下とするのが良く、Ｎｂ含有量のより好ましい上限は０．００６％であり、更に好ましいくは０．００４％以下とするのが良い。
【００３０】
本発明の溶接金属における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）、（ｂ）Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、（ｃ）Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）、（ｄ）Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制することも好ましく、抑制される成分の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの成分における範囲限定理由は下記の通りである。尚、「実質的にＦｅ」とは、Ｆｅ以外にその特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）をも含み得るものであり、前記許容成分としては例えば、フラックスに用いられる鉱物中に含まれる希土類元素（Ｌａ，Ｃｅなど），Ｌｉ，Ｎａ，Ｋ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｃａ等の元素や、Ｚｒ，Ｃｕ等の不純物、特に不可避的不純物が挙げられる。
【００３１】
Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）
Ｎｉは焼戻し脆化を促進し、特に溶接金属中のＮｉ含有量が０．４０％を超えると、こうした現象が顕著に生じる。こうしたことから、Ｎｉの含有量は０．４％以下に抑制することが好ましい。より好ましくは、０．１％以下とするのが良い。
【００３２】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）
Ａｌは強力な脱酸元素であり、固溶Ｔｉ量を著しく増加させ、靭性を低下させる。従って、溶接金属中のＡｌ含有量は０．０５％以下に抑制することが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下に抑制するのが良い。
【００３３】
Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む），Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）
ＰおよびＳは、粒界に偏析して粒界強度を低下させる元素である。これらの含有量が０．２０％を超えると、靭性を劣化させると共に、耐焼戻し脆化特性を低下させることになる。こうしたことから、溶接金属中のＰおよびＳはいずれも０．０２０％以下に抑制することが好ましい。より好ましくいずれも０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下に抑制するのが良い。
【００３４】
Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）
溶接金属中におけるＯの含有量が過剰になると、溶接金属の靭性が不安定になる。こうした観点から、溶接金属中のＯ含有量は０．０７０％以下に抑制することが好ましい。より好ましく０．０６０％以下、更に好ましくは０．０５０％以下に抑制することが好ましい。
【００３５】
本発明の溶接金属においては、下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものであることが好ましい。
【００３６】
ＹＨ＝38.5-4790・[Nb]-3.59・[Ti]/[N]+91.5・[B]/[N]…（１）
但し、[Nb],[Ti],[N]および[B]は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの
含有量（質量％）を示す
即ち、上記（１）式で定義されるＹＨは、フリーのＢを確保して粗大組織を抑制すると共に、微細なＭＸ型化合物の析出を抑制するためのパラメータとなり得るものであり、このＹＨの値が０．０以上の場合には、フリーＢの確保およびＭＸ型化合物の析出抑制が十分となり、高靭性の溶接金属が形成される。これに対して、ＹＨの値が０．０未満の場合にはフリーＢの確保およびＭＸ型化合物の析出抑制が十分でなくなり、低靭性となる。
【００３７】
本発明の溶接金属においては、上述の如く含有されるＴｉ，ＢおよびＮの相互作用によって靭性に大きく影響を与えるものとなる。これらの元素による靭性に与える影響における機構は次の様に考えることができる。まずＴｉは溶接金属凝固時に酸化物や固溶Ｔｉとして溶接金属中に残留することになるが、このうち固溶Ｔｉは凝固直後にＮと結びついてＴｉＮとなる。このとき、Ｎ含有量が多くなればなるほどＴｉＮが生成して固溶Ｔｉ量は少なくなる。この固溶Ｔｉは、ＳＲ処理後にＭＸ型化合物として析出することになるので、靭性を劣化させる原因となる。従って、ＴｉＮが多く析出したほうが溶接金属の靭性はより改善されることになる。
【００３８】
一方、ＴｉＮの析出が終わった後は、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎは１０００〜８００℃の温度範囲でフリーＢと結合し、ＢＮとして析出することになる。このときＮ含有量が多いほどＢＮとなる量は増加し、フリーＢは低下する。このフリーＢは、上述したようにγ粒界からの粗大組織の生成を抑制する効果があるので、ＢＮが多く析出してフリーＢが少なくなると、粗大組織が生成し易くなるため、靭性が劣化することになる。従って、Ｎに対するＴｉの割合が多いほど、靭性が劣化するが、逆にＮに対するＢの割合が多いほど靭性が改善されることになる。更に、Ｎｂが存在するとＳＲ処理後に析出するＭＸ型化合物の構成元素として析出量を増加させるだけでなく、ＭＸ型化合物を微細にする傾向があるので、Ｎｂは靭性を劣化する方向に作用する。こうした知見に基づき、これらの元素の相互関係を巧みに調製するために、靭性とＴｉ／Ｎ，Ｂ／ＮおよびＮｂとを重回帰分析して、上記ＹＨの関係を規定し、このＹＨの値が０．０以上となったときに、靭性がより改善させることができたのである。尚、上記ＹＨの値は、少なくとも０．０以上とすることが好ましいが、２０以上とすることがより好ましく、更に好ましく４０以上とするのが良い。
【００３９】
上記の様に本発明では、溶接金属における化学成分組成および所定の炭・窒化物の形態を適切に制御することによって溶接金属の特性を改善するものであるが、特に溶接金属組成はアーク溶接における溶接ワイヤ組成に加えて、溶接電流、溶接電圧およびワイヤ突き出し長さなどの溶接条件、更には母材組成・開先形状などの影響を受けるものであり、また溶接条件は、ワイヤ組成により変化するものである。従って、本発明の溶接金属組成を得るためのワイヤ組成、溶接条件、母材組成などの範囲は一概に決定されるものではなく、要するにこれらを組み合わせて本発明で規定する溶接金属を得ることによって、本発明の目的が達成できる。
【００４０】
本発明で溶接金属を形成するときの溶接方法は、特に限定するものではなく、後記実施例に示したフラック入りワイヤによるガスシ−ルドアーク溶接法（ＦＣＡＷ）の他、被覆アーク溶接法（ＳＭＡＷ）、ティグ（ＴＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接法（ＳＡＷ）、ガスシールドアーク溶接法（ＭＡＧ，ＭＩＧ）等の溶接法のいずれも適用できるものである。また、本発明の溶接金属を適用する母材についても、低合金耐熱鋼であれば、特に限定するものではなく、例えば、ＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．１１やＧｒ．２２等を挙げることができる。
【００４１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分の鋼製外皮、および下記表２に示す化学成分のフラックスを用い、下記表３、４に示す各種のフラックスコアードワイヤ（Ｗ１〜３５）を作成した。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
上記フラックスコアードワイヤを用いて、下記の溶接条件でアーク溶接を実施した。このとき溶接母材（試験片）として、ＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．１１ Ｃｌ．２（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）およびＡ３８７−Ｇｒ．２２ Ｃｌ．２（２．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）に規定されるもので、厚さが２０ｍｍ、幅２４０ｍｍおよび長さが３００ｍｍのものを使用した。また、このときの開先形状を模式的に図１に示す。
【００４８】
（溶接条件）
溶接電流 ：２７０Ａ（ＤＣＥＰ）
アーク電圧：２７〜３２Ｖ
溶接速度 ：２５〜３０ｃｍ／ｍｉｍ
溶接姿勢 ：下向き
予熱・パス間温度：１７５±１５℃
その後、この試験片に対してＳＲ処理（６９０℃で１時間の加熱、その後炉冷）を行い、溶接金属部における引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ１号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１
４号）を採取し、各規格に準じて試験を行った。このとき、シャルピー衝撃値は−１８℃での吸収エネルギー（ｖＥ-18℃）を測定した。両試験とも、試験片を各３本ずつ採取して試験したときの平均値を測定した。
【００４９】
フェライトバンドの発生の有無は、下記の条件にてＳＲ処理した後に評価した。また、それと同時に、溶接金属の最終パス部についてＳＲ処理を行った後（下記条件）に透過型電子顕微鏡を用いて析出物の評価を行った。尚、これらの評価において、引張試験やシャルピー衝撃のときと、ＳＲ処理条件を変えたのは、フェライトバンドの発生の有無をより厳しく評価するためである。
【００５０】
（フェライトバンド発生の評価）
（１）ＳＲ処理条件
１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：６９０℃×９．５時間、炉冷
２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６９０℃×１５．３時間、炉冷
（２）評価方法
上記ＳＲ処理後の各溶接金属を溶接線方向に垂直な断面について、溶接線方向に等間隔に６断面を観察した。このとき、夫々を研磨、エッチング（ナイタール使用）後、光学顕微鏡にて観察した。そして、すべての断面にてフェライトバンドが発生していないものを「○」と評価し、少しでも発生が認められたものを「×」と評価した。
【００５１】
（析出物の評価）
（１）ＳＲ処理条件
１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：６９０℃×９．５時間、炉冷
２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６９０℃×１５．３時間、炉冷
（２）評価方法
ＳＲ処理後の溶接金属の最終パス部について、透過型顕微鏡を用いて抽出レプリカ法で析出物（炭・窒化物）の評価を行った。このとき、倍率：３万倍で任意の領域（４．６７μｍ×３．６７μｍ）について、円相当直径が５０μｍ以上である析出物について、ＥＸＤによって組成分析を行い、ＣｒとＭｏの合計含有量が５０％以上である析出物の個数を測定した。また、測定は、１３視野について行い、その平均値を求めた。
【００５２】
得られた溶接金属中の合金成分を下記表５、６に、上記試験結果を下記表７、８に夫々示す。尚、引張試験についての基準は、１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：５６０〜６９０ＭＰａ、２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６２０〜７６０ＭＰａを合格と判断した。またシャルピー衝撃試験については吸収エネルギー（ｖＥ-18℃）が５５Ｊ以上のものを合格と判断した。
【００５３】
【表５】
【００５４】
【表６】
【００５５】
【表７】
【００５６】
【表８】
【００５７】
これらの結果から、次のように考察できる。本発明で規定する要件を満足するＮｏ．１，２，６〜１８のものでは、フェライトバンドの生成が抑制されると共に、良好な靭性が達成されていることがわかる。これに対して、Ｎｏ．３〜５，１９〜３５のものでは、発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、溶接金属のいずれかの特性が劣化していることが分かる。
【００５８】
例えば、Ｎｏ．３のものでは、シールドガスにおけるＣＯ2割合の変化によって固溶Ｔｉ量が変化し、Ｃｒ，Ｍｏ炭・窒化物が変化した結果、靭性が劣化している。また、Ｎｏ．４のものでは、Ｎｏ．２のものに比べてワイヤ中のＭｇ（脱酸剤）の量を多くしたので（表２）、溶接金属成分が同様のものでもＣｒ−Ｍｏ系炭・窒化物の析出が低下し、靭性が劣化している。Ｎｏ．５のものでは、溶接金属中のＮ含有量が低くなっているので、Ｃｒ−Ｍｏ系炭・窒化物が析出せず、フェライトバンドが発生すると共に、靭性が劣化している。その他、Ｎｏ．１９〜３５のものでは、化学成分組成が発明で規定する範囲若しくは好ましい範囲を外れているので、溶接金属のいずれかの特性が劣化していることが分かる（表８）。
【００５９】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靭性が得られる低合金耐熱鋼用溶接金属が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接時における開先形状を模式的に示した説明図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、原子力、火力発電、石油精製等の各種プラントに使用される低合金耐熱鋼の溶接金属に関するものであり、殊に溶接後に長時間の高温熱処理（応力緩和処理）を受けてもフェライトバンドの発生を極力低減することができて引張強度の低下がなく、且つ靭性も良好な様な低合金耐熱鋼用溶接金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記各種プラントに用いられる素材としては、その要求特性を考慮して、低合金耐熱鋼が汎用されている。また、上記の様な用途に使用される場合には、耐熱鋼には高温強度と共に靭性にも優れていることが要求される。
【０００３】
ところで、上記のような各種プラントは溶接によって構築されるのであるが、こうした溶接を行った場合には、溶接金属部内部に残留した応力を除去する為に、高温での応力緩和処理（以下、「ＳＲ処理」と略称することがある）が施こされるのが一般的である。こうしたＳＲ処理によって、溶接金属部および母材中の残留応力や水素の除去、機械的特性の改善が実施される。
【０００４】
しかしながら、これまで得られている低合金耐熱用溶接金属では、長時間のＳＲ処理を受けたときに、溶接金属中にフェライトバンドが発生し易いという問題がある。このフェライトバンドは、粗大なフェライトが局部的に生成した帯状の組織であるが、こうした組織が形成されると、溶接金属の引張強度が低下することになる。
【０００５】
フェライトバンドの生成を抑制するための技術として、例えば特開平４−３０００９２号には、アーク溶接用フラックス入りワイヤにＮｂおよびＶを添加することによって、炭素の溶接金属中への移動を抑制してフェライトバンドの生成を抑える技術が提案さている。しかしながら、溶接金属中にＮｂやＶを含有することは、却って溶接金属の靭性を劣化させることになるという問題がある。
【０００６】
一方、溶接金属の靭性を高める技術としては、例えば特公昭６２−１９９５９号には、溶接ワイヤ中のＮ含有量を高めることによって溶接金属の靭性の改善を図ることが提案されている。また、特公平３−３５５８号には、溶接金属中のＴｉ含有量を０．０３５％以下に抑制することが靭性の向上に有効であることが開示されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術においても、溶接金属において十分な靭性が達成されているとは言えない。またフェライトバンドに対する対策についてもなされていないことから、上記のようなＳＲ処理を受けたときには比較的多量のフェライトバンドが生成し易く、引張強度も低下するという問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靭性が得られる低合金耐熱鋼用溶接金属を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る低合金耐熱鋼用溶接金属とは、Ｃ：０．０１〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．３０〜１．５％，Ｃｒ：０．８〜３．０％，Ｍｏ：０．３〜２．０％，Ｂ：０．０００５〜０．０２０％，Ｎ：０．００６〜０．０３０％およびＴｉ：０．０３５超〜０．１５％を夫々含有すると共に、Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）およびＮｂ：０．０１％以下（０％を含む）に夫々抑制してなり、且つ溶接後の応力緩和熱処理後に、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上存在するものである点に要旨を有するものである。
【００１０】
尚、上記「円相当直径」とは、析出物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、抽出レプリカ法による透過型電子顕微鏡観察面上で認められる析出物のものである。
【００１１】
本発明の溶接金属においては、下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものであることが好ましい。
【００１２】
ＹＨ＝38.5-4790・[Nb]-3.59・[Ti]/[N]+91.5・[B]/[N]…（１）
但し、[Nb],[Ti],[N]および[B]は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの
含有量（質量％）を示す
本発明の溶接金属には、必要によって、（ａ）Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）、（ｂ）Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、（ｃ）Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）、（ｄ）Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制することも好ましく、抑制される成分の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
【００１３】
【発明の実施の形態】
これまで、フェライトバンドの生成を抑制する手段として、ＮｂやＶの添加が有効であると考えられてきた。しかしながら、これらの元素を添加することは、溶接金属の靭性を却って劣化させることになっていたのである。即ち、従来の技術では、溶接金属におけるフェライトバンドの生成抑制と靭性改善の両立させることが困難な状況であった。そこで本発明者らは、フェライトバンドの生成機構、ＮｂやＶの添加によるフェライトバンド生成抑制機構、および溶接金属の靭性劣化機構について様々な角度から検討を重ねた。
【００１４】
その結果、Ｃｒの偏析によるＣ活量の変化を駆動力として、ＳＲ処理中にＣがＣｒの負偏析部から正偏析部に移動してＣｒの負偏析部の炭化物が減少し、粒界のピニング力が弱まることによって粒成長し、これによってフェライトバンドが生成することが明らにした。また、ＮｂやＶを添加すると、Ｃ活量に対して安定で微細な化合物がＳＲ処理時に析出するので、粒界をピニングすることが可能となって、フェライトバンドの生成が抑制できることも明らかにした。
【００１５】
このとき析出する化合物は、ＮａＣｌ型の炭化物、窒化物若しくは炭窒化物（例えば、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物）等であるが（以下では、これらを総称してＭＸ型化合物と呼ぶことがある）、このＭＸ型化合物はマトリックスと整合析出するため、靭性を劣化させることも判明した。また、Ｔｉを含有させた場合には、このＴｉもＭＸ型化合物の構成元素として大きな役割を占めていることも判明したのである。このＴｉは、例えばフラックス中のＴｉＯ2等が溶接後の溶接金属中にＴｉ酸化物となる他に、固溶Ｔｉとして残留するので、ＮｂやＶ等と共にＭＸ化合物中に含まれて析出するものである。
【００１６】
本発明者らは、上記知見に基づき、フェライトバンドの生成を抑制すると同時に溶接金属の靭性を向上させるためには、整合析出するＭＸ型化合物を低減すると共に、Ｃ活量に対して安定な析出物を多量に析出させることが重要であるとの着想が得られた。そして、こうした着想に基づいて更に鋭意研究したところ、上記の様なＭＸ型化合物に代わってＣｒおよびＭｏを主体とする炭・窒化物（炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を析出させることにより、フェライトバンドの生成抑制と靭性改善が両立できることを見出した。即ち、こうした炭・窒化物は、前記ＭＸ型化合物に比べて比較的大きく、整合析出しないので靭性の劣化が少なく、またＣ活量に対しても安定であるので、ＳＲ処理時にも安定にピニングできるのである。
【００１７】
こうした観点から、本発明の溶接金属では、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上存在する必要があるが、その理由は次の通りである。ＣｒとＭｏは、最密六方構造型（ｈｃｐ型）の炭・窒化物を形成し易く、その円相当直径は５０ｎｍ以上であって、前述の如くＭＸ型化合物に比べて比較的粗大であるために、靭性を劣化させない。また、Ｃ活量に対して、Ｍ23Ｃ6型、Ｍ7Ｃ3型やＭ3Ｃ型等の析出物に比べて安定であり、ＳＲ処理時の粒界の移動をピニングし、フェライトバンドの生成を抑制する効果がある。
【００１８】
本発明者らが、エネルギー分散形Ｘ線分析（ＥＤＸ）および電子線回折解析によって詳細に調査したところ、析出物中のＣｒとＭｏの含有量が５０質量％以上となる場合には、ｈｃｐ型の炭・窒化物であると同定できることが判明した。また、フェライトバンドの生成抑制は、こうした大きさの析出物が２×１０5個／ｍｍ2未満ではその効果が十分に発揮されないことは分かった。こうしたことから、本発明では、ＳＲ処理後の溶接金属中において円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上と規定した。
【００１９】
ＭＸ型化合物に代わって、ＣｒやＭｏの炭・窒化物を析出させるための具体的手段としては、ＮｂやＶ量を制限した上で、溶接後の固溶Ｔｉを低減すると共に、溶接金属中のＮ量を高めることが重要である。このうち、ＮｂやＶの含有量を低減するには、フラックス中の不純物としてのＮｂおよびＶを制限することによって、ワイヤ中のＮｂ，Ｖを制限すれば良い。また、固溶Ｔｉ量は、フラックス中のＴｉ量だけでなく、Ｍｇ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ等の脱酸剤とのバランスや、シールドガスの成分およびアーク長等の溶接条件、更にはＮ量の影響によっても左右されるものであるので、これらのバランスによって決まることになる。即ち、溶接時の作業性、部位等を勘案して、最終的に溶接後の溶接金属中の固溶Ｔｉ量を十分抑制しつつ、高Ｎ化することによって、ＭＸ型化合物に代わってＣｒ，Ｍｏを主体とする炭・窒化物を析出させることができる。
【００２０】
本発明者らが検討したところによれば、溶接金属の高靭性化を達成するには、Ｂを適量添加することも有効であることを見出している。このＢは、フリーＢとして旧γ粒界からの粗大な組織の生成を抑制し、高靭性化に有効に作用する。また、高Ｎ化した場合には、ＢＮとしてＮにＢが固定されてしまうことから、Ｂ添加による靭性改善効果が小さくなってしまう恐れがある。こうしたことから、Ｔｉ，ＮおよびＢのバランスを適切に調整することが有効であることも見出している。
【００２１】
本発明では、溶接金属組成も適切に制御する必要があるが、基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ，ＶおよびＮｂの範囲限定理由は下記の通りである。
【００２２】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、焼入れ硬化性に大きな影響を及ぼし、室温および高温強度並びに靭性を確保する上で重要な元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｃ含有量は０．０１％以上とする必要があるが、Ｃ含有量が過剰になって０．２０％を超えると、強度が高くなり過ぎて、靭性が著しく低下する。従って、溶接金属中のＣ含有量は、０．０１〜０．２０％とする。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．１２％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能し、溶接金属中の酸素量をコントロールする効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要があるが、Ｓｉ含有量が過剰になって１．０％を超えると、ＴｉＯ2の過剰還元によって固溶Ｔｉ量が増加し、靭性が低下すると共に耐焼戻し脆化特性が低下する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、好ましい上限は０．６％である。
【００２４】
Ｍｎ：０．３０〜１．５％
Ｍｎは、Ｃと同様に溶接金属の高温強度および靭性を向上させる効果を有する。また、溶接金属中の酸素量をコントロールする作用も発揮する。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とすることが必要であるが、Ｍｎ含有量が過剰になって１．５％を超えると、強度が高くなり過ぎると共に固溶Ｔｉ量が多くなり、靭性が却って低下する。従って、溶接金属中のＭｎ含有量は０．３０〜１．５％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、好ましい上限は１．２％である。
【００２５】
Ｃｒ：０．８〜３．０％、Ｍｏ：０．３０〜２．０％
ＣｒおよびＭｏは、低合金耐熱鋼の主要成分であり、溶接金属の引張強度を向上させる効果を発揮する。特に、Ｍｏは、溶接金属の焼戻し軟化抵抗を高め、ＳＲ処理による引張強度低下を抑制する効果を有する。これらＣｒ、Ｍｏの添加量は、被溶接物の種類（化学成分組成）に応じて適宜調製することになる。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．８％以上、Ｍｏは０．３０％以上含有させる必要があるが、その含有量が過剰になってＣｒで３．０％、Ｍｏで２．０％を超えると、引張強度が過度となって溶接金属の靭性が劣化することになる。従って、溶接金属中のＣｒ含有量は０．８〜３．０％、Ｍｏ含有量は０．３０〜２．０％とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．６％であり、Ｍｏの好ましい上限は１．６％である。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．０２０％
Ｂは、溶接金属のミクロ組織を微細化して靭性を向上させる効果を発揮するが、その含有量が０．０００５％未満ではこうした効果が発揮されない。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって０．０２０％を超えると、高温割れを招くことになる。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．０１％である。
【００２７】
Ｎ：０．００６〜０．０３０％
Ｎは溶接時にＴｉと結合して固溶Ｔｉを低減することによって靭性を改善するのに有効な元素である。またＳＲ処理時にＣｒやＭｏと炭・窒化物（窒化物および炭窒化物）を生成し、フェライトバンドの生成を抑制する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００６％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になって０．０３０％を超えると、ブローホールやスラグ剥離性劣化の原因となる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、好ましい上限は０．０１３％である。
【００２８】
Ｔｉ：０．０３５超〜０．１５％
Ｔｉはスラグ形成剤の主要元素であり、溶接時のアーク安定剤としても作用し、溶接作業性の観点からすれば、できるだけ多いことが好ましい。また、Ｔｉは溶接金属中でＴｉ酸化物となり、溶接金属の組織を微細化する効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、０．０３５％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になって０．１５％を超えると固溶Ｔｉ量が多くなり過ぎて、靭性が劣化することになる。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましい下限は０．０６％であり、好ましい上限は０．１２％であり、より好ましい上限は０．１％である。
【００２９】
Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む）
ＶおよびＮｂは、固溶Ｔｉと共にＳＲ処理時にＣやＮと結合して微細な炭・窒化物（即ち、ＭＸ型化合物）を形成し、靭性を著しく劣化させる。こうした観点から、Ｖで０．０３％以下、Ｎｂで０．０１％以下に夫々抑制する必要がある。尚、Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０２％であり、更に好ましくは０．０１％以下とするのが良く、Ｎｂ含有量のより好ましい上限は０．００６％であり、更に好ましいくは０．００４％以下とするのが良い。
【００３０】
本発明の溶接金属における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）、（ｂ）Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、（ｃ）Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）、（ｄ）Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制することも好ましく、抑制される成分の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの成分における範囲限定理由は下記の通りである。尚、「実質的にＦｅ」とは、Ｆｅ以外にその特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）をも含み得るものであり、前記許容成分としては例えば、フラックスに用いられる鉱物中に含まれる希土類元素（Ｌａ，Ｃｅなど），Ｌｉ，Ｎａ，Ｋ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｃａ等の元素や、Ｚｒ，Ｃｕ等の不純物、特に不可避的不純物が挙げられる。
【００３１】
Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）
Ｎｉは焼戻し脆化を促進し、特に溶接金属中のＮｉ含有量が０．４０％を超えると、こうした現象が顕著に生じる。こうしたことから、Ｎｉの含有量は０．４％以下に抑制することが好ましい。より好ましくは、０．１％以下とするのが良い。
【００３２】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）
Ａｌは強力な脱酸元素であり、固溶Ｔｉ量を著しく増加させ、靭性を低下させる。従って、溶接金属中のＡｌ含有量は０．０５％以下に抑制することが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下に抑制するのが良い。
【００３３】
Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む），Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）
ＰおよびＳは、粒界に偏析して粒界強度を低下させる元素である。これらの含有量が０．２０％を超えると、靭性を劣化させると共に、耐焼戻し脆化特性を低下させることになる。こうしたことから、溶接金属中のＰおよびＳはいずれも０．０２０％以下に抑制することが好ましい。より好ましくいずれも０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下に抑制するのが良い。
【００３４】
Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）
溶接金属中におけるＯの含有量が過剰になると、溶接金属の靭性が不安定になる。こうした観点から、溶接金属中のＯ含有量は０．０７０％以下に抑制することが好ましい。より好ましく０．０６０％以下、更に好ましくは０．０５０％以下に抑制することが好ましい。
【００３５】
本発明の溶接金属においては、下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものであることが好ましい。
【００３６】
ＹＨ＝38.5-4790・[Nb]-3.59・[Ti]/[N]+91.5・[B]/[N]…（１）
但し、[Nb],[Ti],[N]および[B]は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの
含有量（質量％）を示す
即ち、上記（１）式で定義されるＹＨは、フリーのＢを確保して粗大組織を抑制すると共に、微細なＭＸ型化合物の析出を抑制するためのパラメータとなり得るものであり、このＹＨの値が０．０以上の場合には、フリーＢの確保およびＭＸ型化合物の析出抑制が十分となり、高靭性の溶接金属が形成される。これに対して、ＹＨの値が０．０未満の場合にはフリーＢの確保およびＭＸ型化合物の析出抑制が十分でなくなり、低靭性となる。
【００３７】
本発明の溶接金属においては、上述の如く含有されるＴｉ，ＢおよびＮの相互作用によって靭性に大きく影響を与えるものとなる。これらの元素による靭性に与える影響における機構は次の様に考えることができる。まずＴｉは溶接金属凝固時に酸化物や固溶Ｔｉとして溶接金属中に残留することになるが、このうち固溶Ｔｉは凝固直後にＮと結びついてＴｉＮとなる。このとき、Ｎ含有量が多くなればなるほどＴｉＮが生成して固溶Ｔｉ量は少なくなる。この固溶Ｔｉは、ＳＲ処理後にＭＸ型化合物として析出することになるので、靭性を劣化させる原因となる。従って、ＴｉＮが多く析出したほうが溶接金属の靭性はより改善されることになる。
【００３８】
一方、ＴｉＮの析出が終わった後は、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎは１０００〜８００℃の温度範囲でフリーＢと結合し、ＢＮとして析出することになる。このときＮ含有量が多いほどＢＮとなる量は増加し、フリーＢは低下する。このフリーＢは、上述したようにγ粒界からの粗大組織の生成を抑制する効果があるので、ＢＮが多く析出してフリーＢが少なくなると、粗大組織が生成し易くなるため、靭性が劣化することになる。従って、Ｎに対するＴｉの割合が多いほど、靭性が劣化するが、逆にＮに対するＢの割合が多いほど靭性が改善されることになる。更に、Ｎｂが存在するとＳＲ処理後に析出するＭＸ型化合物の構成元素として析出量を増加させるだけでなく、ＭＸ型化合物を微細にする傾向があるので、Ｎｂは靭性を劣化する方向に作用する。こうした知見に基づき、これらの元素の相互関係を巧みに調製するために、靭性とＴｉ／Ｎ，Ｂ／ＮおよびＮｂとを重回帰分析して、上記ＹＨの関係を規定し、このＹＨの値が０．０以上となったときに、靭性がより改善させることができたのである。尚、上記ＹＨの値は、少なくとも０．０以上とすることが好ましいが、２０以上とすることがより好ましく、更に好ましく４０以上とするのが良い。
【００３９】
上記の様に本発明では、溶接金属における化学成分組成および所定の炭・窒化物の形態を適切に制御することによって溶接金属の特性を改善するものであるが、特に溶接金属組成はアーク溶接における溶接ワイヤ組成に加えて、溶接電流、溶接電圧およびワイヤ突き出し長さなどの溶接条件、更には母材組成・開先形状などの影響を受けるものであり、また溶接条件は、ワイヤ組成により変化するものである。従って、本発明の溶接金属組成を得るためのワイヤ組成、溶接条件、母材組成などの範囲は一概に決定されるものではなく、要するにこれらを組み合わせて本発明で規定する溶接金属を得ることによって、本発明の目的が達成できる。
【００４０】
本発明で溶接金属を形成するときの溶接方法は、特に限定するものではなく、後記実施例に示したフラック入りワイヤによるガスシ−ルドアーク溶接法（ＦＣＡＷ）の他、被覆アーク溶接法（ＳＭＡＷ）、ティグ（ＴＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接法（ＳＡＷ）、ガスシールドアーク溶接法（ＭＡＧ，ＭＩＧ）等の溶接法のいずれも適用できるものである。また、本発明の溶接金属を適用する母材についても、低合金耐熱鋼であれば、特に限定するものではなく、例えば、ＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．１１やＧｒ．２２等を挙げることができる。
【００４１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分の鋼製外皮、および下記表２に示す化学成分のフラックスを用い、下記表３、４に示す各種のフラックスコアードワイヤ（Ｗ１〜３５）を作成した。
【００４３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
上記フラックスコアードワイヤを用いて、下記の溶接条件でアーク溶接を実施した。このとき溶接母材（試験片）として、ＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．１１ Ｃｌ．２（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）およびＡ３８７−Ｇｒ．２２ Ｃｌ．２（２．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）に規定されるもので、厚さが２０ｍｍ、幅２４０ｍｍおよび長さが３００ｍｍのものを使用した。また、このときの開先形状を模式的に図１に示す。
【００４８】
（溶接条件）
溶接電流 ：２７０Ａ（ＤＣＥＰ）
アーク電圧：２７〜３２Ｖ
溶接速度 ：２５〜３０ｃｍ／ｍｉｍ
溶接姿勢 ：下向き
予熱・パス間温度：１７５±１５℃
その後、この試験片に対してＳＲ処理（６９０℃で１時間の加熱、その後炉冷）を行い、溶接金属部における引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ１号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１
４号）を採取し、各規格に準じて試験を行った。このとき、シャルピー衝撃値は−１８℃での吸収エネルギー（ｖＥ-18℃）を測定した。両試験とも、試験片を各３本ずつ採取して試験したときの平均値を測定した。
【００４９】
フェライトバンドの発生の有無は、下記の条件にてＳＲ処理した後に評価した。また、それと同時に、溶接金属の最終パス部についてＳＲ処理を行った後（下記条件）に透過型電子顕微鏡を用いて析出物の評価を行った。尚、これらの評価において、引張試験やシャルピー衝撃のときと、ＳＲ処理条件を変えたのは、フェライトバンドの発生の有無をより厳しく評価するためである。
【００５０】
（フェライトバンド発生の評価）
（１）ＳＲ処理条件
１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：６９０℃×９．５時間、炉冷
２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６９０℃×１５．３時間、炉冷
（２）評価方法
上記ＳＲ処理後の各溶接金属を溶接線方向に垂直な断面について、溶接線方向に等間隔に６断面を観察した。このとき、夫々を研磨、エッチング（ナイタール使用）後、光学顕微鏡にて観察した。そして、すべての断面にてフェライトバンドが発生していないものを「○」と評価し、少しでも発生が認められたものを「×」と評価した。
【００５１】
（析出物の評価）
（１）ＳＲ処理条件
１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：６９０℃×９．５時間、炉冷
２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６９０℃×１５．３時間、炉冷
（２）評価方法
ＳＲ処理後の溶接金属の最終パス部について、透過型顕微鏡を用いて抽出レプリカ法で析出物（炭・窒化物）の評価を行った。このとき、倍率：３万倍で任意の領域（４．６７μｍ×３．６７μｍ）について、円相当直径が５０μｍ以上である析出物について、ＥＸＤによって組成分析を行い、ＣｒとＭｏの合計含有量が５０％以上である析出物の個数を測定した。また、測定は、１３視野について行い、その平均値を求めた。
【００５２】
得られた溶接金属中の合金成分を下記表５、６に、上記試験結果を下記表７、８に夫々示す。尚、引張試験についての基準は、１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：５６０〜６９０ＭＰａ、２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６２０〜７６０ＭＰａを合格と判断した。またシャルピー衝撃試験については吸収エネルギー（ｖＥ-18℃）が５５Ｊ以上のものを合格と判断した。
【００５３】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
これらの結果から、次のように考察できる。本発明で規定する要件を満足するＮｏ．１，２，６〜１８のものでは、フェライトバンドの生成が抑制されると共に、良好な靭性が達成されていることがわかる。これに対して、Ｎｏ．３〜５，１９〜３５のものでは、発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、溶接金属のいずれかの特性が劣化していることが分かる。
【００５８】
例えば、Ｎｏ．３のものでは、シールドガスにおけるＣＯ2割合の変化によって固溶Ｔｉ量が変化し、Ｃｒ，Ｍｏ炭・窒化物が変化した結果、靭性が劣化している。また、Ｎｏ．４のものでは、Ｎｏ．２のものに比べてワイヤ中のＭｇ（脱酸剤）の量を多くしたので（表２）、溶接金属成分が同様のものでもＣｒ−Ｍｏ系炭・窒化物の析出が低下し、靭性が劣化している。Ｎｏ．５のものでは、溶接金属中のＮ含有量が低くなっているので、Ｃｒ−Ｍｏ系炭・窒化物が析出せず、フェライトバンドが発生すると共に、靭性が劣化している。その他、Ｎｏ．１９〜３５のものでは、化学成分組成が発明で規定する範囲若しくは好ましい範囲を外れているので、溶接金属のいずれかの特性が劣化していることが分かる（表８）。
【００５９】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靭性が得られる低合金耐熱鋼用溶接金属が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接時における開先形状を模式的に示した説明図である。
Claims (6)
- 溶接によって形成される低合金耐熱鋼用溶接金属であって、Ｃ：０．０１〜０．２０％（質量％の意味、以下同じ），Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．３０〜１．５％，Ｃｒ：０．８〜３．０％，Ｍｏ：０．３〜２．０％，Ｂ：０．０００５〜０．０２０％，Ｎ：０．００６〜０．０３０％およびＴｉ：０．０３５超〜０．１５％を夫々含有すると共に、Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）およびＮｂ：０．０１％以下（０％を含む）に夫々抑制し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つ溶接後の応力緩和熱処理後に、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０5個／ｍｍ2以上存在するものであることを特徴とする低合金耐熱鋼用溶接金属。
- 下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものである請求項１に記載の低合金耐熱鋼用溶接金属。
ＹＨ＝３８．５−４７９０・［Ｎｂ］−３．５９・［Ｔｉ］／［Ｎ］
＋９１．５・［Ｂ］／［Ｎ］…（１）
但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］，［Ｎ］および［Ｂ］は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの含有量（質量％）を示す - Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）に抑制したものである請求項１または２に記載の低合金耐熱鋼用溶接金属。
- Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）に抑制したものである請求項１〜３のいずれかに記載の低合金耐熱鋼用溶接金属。
- Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制したものである請求項１〜４のいずれかに記載の低合金耐熱鋼用溶接金属。
- Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制したものである請求項１〜５のいずれかに記載の低合金耐熱鋼用溶接金属。
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