JP6244267B2 - 肉盛溶接体 - Google Patents

Description

本発明は、母材の表面に溶接金属が肉盛溶接された肉盛溶接体に関する。より詳しくは、フェライト系耐熱鋼の表面にオーバーレイ肉盛溶接金属が形成された肉盛溶接体に関する。

化学プラントなどの高温で使用される圧力容器には、耐熱構造材料であるＣｒを２〜１２質量％程度含有するフェライト系の耐熱鋼が用いられている（例えば、特許文献１参照）。フェライト系耐熱鋼などの耐熱構造材料は、オーステナイト相からの焼入れ・焼戻し処理で形成される焼戻しマルテンサイト組織と呼ばれる微細な金属組織を有している。そして、大型の圧力容器は、このような耐熱構造材料で複数のリング状の構造物を作製し、それらを軸方向に周溶接して接合することにより製造されている。

耐熱材料の耐食性は、鋼中に含有されるＣｒ量に強く依存する。このため、フェライト系の耐熱鋼は、例えばＣｒを１８質量％以上含有するようなオーステナイト系ステンレス鋼よりも耐食性の点で劣り、化学プラントで生じるポリチオン酸や硫化水素による腐食には十分な耐食性を有しているとは言えない。一方、オーステナイト系ステンレス鋼は、熱膨張率が大きいため、高温用途の厚肉部材や大型鍛造品などには適していないという問題がある。そこで、従来、化学プラントで使用される大型の圧力容器では、母材にフェライト系耐熱鋼を使用し、その腐食成分との接触面に、オーステナイト系ステンレス鋼からなる肉盛溶接金属が形成されている。

このような耐熱性が要求される肉盛溶接体では、母材同士を接合した後で溶接後熱処理（Post Weld Heat Treatment：ＰＷＨＴ）が行われており、一般に、ＰＷＨＴにより周溶接部の破壊靭性が向上する。一方、耐熱性が高い母材を用いた場合、より高温でＰＷＨＴを行う必要があるが、高温でＰＷＨＴを行うと、肉盛溶接金属が脆化し、高温下で使用する中での熱応力の繰返負荷によって、肉盛溶接部に割れが生じやすくなるという問題がある。

ＰＷＨＴによる溶接部への影響を抑制する技術としては、例えば、母材の成分組成を特定することにより、境界層近傍のオーバーレイステンレス鋼のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止すると共に、ＰＷＨＴにおいて母材からステンレス鋼への炭素の拡散移行阻止する方法がある（特許文献２参照）。

特開２０１４−１７０２号公報 特開平３−２６４６４７号公報

しかしながら、特許文献２に記載の技術は、水素の影響に着目した肉盛溶接金属の剥離を防止するものであり、母材と溶接金属からなる溶接部の機械的性質としての変形能に着目されたものではない。

そこで、本発明は、溶接部の耐曲げ割れ性が優れた肉盛溶接体を提供することを主目的とする。

本発明者は、肉盛溶接体の耐曲げ割れ性が高温のＰＷＨＴ後に劣化してしまう問題について検討を行い、溶接金属と母材の界面領域の延性と溶接金属自体の延性の両方を改善することで、溶接部の耐曲げ割れ性が向上することを見出し、本発明に至った。具体的には、界面領域の延性は、溶接金属のＣｒと母材のＣが反応することによる界面層の硬化に起因するため、溶接金属及び母材のＣｒ含有量比とＣ含有量比の積を特定の範囲にすることにより、改善することができる。また、溶接金属の延性は、溶接金属のＭｎ含有量を低減すると共に、溶接金属の各成分の含有量から算出されるパラメータの値を特定の範囲することにより、改善することができる。

即ち、本発明に係る肉盛溶接体は、母材の表面に溶接金属が肉盛溶接された肉盛溶接体であり、前記母材は、Ｃ：０．０７〜０．１２質量％、Ｃｒ：２．０〜１０質量％、Ｍｏ：０．５〜１．５質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％及びＮｂ：０．０１〜０．２質量％を含有すると共に、Ｓｉ：０．６質量％以下、Ｍｎ：１質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｃｕ：０．３質量％以下、Ｎｉ：０．６質量％以下及びＮ：０．１％質量以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、前記溶接金属は、Ｎｉ：９〜１１質量％、Ｃｒ：１８〜２１質量％及びＮｂ：０．１〜１質量％を含有すると共に、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｃｕ：０．７５質量％以下、Ｍｏ：０．７５質量％以下、Ｖ：０．１５質量％以下、Ｎ：０．０８質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｃｒ含有量（質量％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（質量％）を［Ｍｏ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｎｂ含有量（質量％）を［Ｎｂ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］としたとき、下記数式１を満たす組成を有し、前記溶接金属のＣｒ含有量（質量％）を［Ｃｒｗ］、前記母材のＣｒ含有量（質量％）を［Ｃｒｍ］、前記溶接金属のＣ含有量（質量％）を［Ｃｗ］、前記母材のＣ含有量（質量％）を［Ｃｍ］としたとき、下記数式２を満たすものである。

本発明によれば、溶接部の耐曲げ割れ性を改善し、高温ＰＷＨＴ後の肉盛溶接部の変形能を向上させることができる。

横軸に数式４で表される溶接金属及び母材のＣｒ含有量比とＣ含有量比の積をとり、縦軸に数式３で表される溶接金属の各成分の含有量から算出されるパラメータをとって、実施例及び比較例の各試験体におけるこれらの値の関係を示すグラフ図である。

以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。

本実施形態の肉盛溶接体は、高温で使用される圧力容器などのように耐熱性が要求される構造物であり、母材の表面に溶接金属が肉盛溶接されたものであり、例えば肉盛溶接継手である。

本実施形態の肉盛溶接体における母材は、Ｃ：０．０７〜０．１２質量％、Ｃｒ：２．０〜１０質量％、Ｍｏ：０．５〜１．５質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％及びＮｂ：０．０１〜０．２質量％を含有すると共に、Ｓｉ：０．６質量％以下、Ｍｎ：１質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｃｕ：０．３質量％以下、Ｎｉ：０．６質量％以下及びＮ：０．１％質量以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。

また、母材の耐食性を向上させるために形成される肉盛溶接金属としては、ＳＵＳ３０９やＳＵＳ３４７などが存在し、本実施形態の肉盛溶接体においては、溶接金属を、Ｎｉ：９〜１１質量％、Ｃｒ：１８〜２１質量％及びＮｂ：０．１〜１質量％を含有すると共に、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｃｕ：０．７５質量％以下、Ｍｏ：０．７５質量％以下、Ｖ：０．１５質量％以下、Ｎ：０．０８質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記数式３を満たす組成のオーステナイト系ステンレス鋼としている。

なお、上記数式３における［Ｃｒ］はＣｒ含有量（質量％）、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（質量％）、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）、［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）、［Ｎｉ］はＮｉ含有量（質量％）、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）である。

更に、本実施形態の肉盛溶接体は、溶接金属におけるＣｒ及びＣの含有量と、母材におけるＣｒ及びＣの含有量との関係が、下記数式４を満たす。なお、下記数式４における［Ｃｒｗ］は溶接金属のＣｒ含有量（質量％）であり、［Ｃｒｍ］は母材のＣｒ含有量（質量％）である。また、［Ｃｗ］は溶接金属のＣ含有量（質量％）であり、［Ｃｍ］は母材のＣ含有量（質量％）である。

次に、本実施形態の肉盛溶接体を構成する母材及び溶接金属に含有される成分について説明する。

（母材）
母材は、本実施形態の肉盛溶接体の用途において、通常使用されている母材を用いることができ、具体的には、前述した成分組成を有する鋼材が用いられる。このような成分組成を有する鋼としては、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼及び９Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼などの高温強度及び長期信頼性に優れた耐熱鋼が挙げられる。

（溶接金属）
＜Ｎｉ：９〜１１質量％＞
Ｎｉは、ステンレス鋼として必須の元素の１つであり、オーステナイト相を安定化させる効果がある。しかしながら、溶接金属のＮｉ含有量が９質量％未満の場合、オーステナイト相を維持できない場合がある。一方、溶接金属のＮｉ含有量が１１質量％を超えると、製造コストの増加を招き、また、溶接金属中のフェライト相を過度に減少させてしまうこともある。よって、溶接金属のＮｉ含有量は９〜１１質量％とする。

＜Ｃｒ：１８〜２１質量％＞
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、ステンレス鋼として必須の元素の１つである。しかしながら、溶接金属のＣｒ含有量が１８質量％未満の場合、ステンレス鋼としての基本的な耐食性を発揮することが難しくなり、また、２１質量％を超えると、溶接金属中のフェライト相を維持できず高温割れもたらす場合がある。よって、溶接金属のＣｒ含有量は１８〜２１質量％とする。

＜Ｎｂ：０．１〜１質量％＞
Ｎｂは溶接金属中の炭素を固定してステンレス鋼の耐食性を向上させる元素のひとつである。しかしながら、溶接金属のＮｂ含有量が０．１質量％未満の場合炭素を固定が不十分となり、１質量％を超えると固溶Ｎｂが増加してフェライト量を過度に増加させてしまう場合がある。よって、溶接金属のＮｂ含有量は０．１〜１質量％とする。

＜Ｃ：０．０８質量％以下＞
Ｃは、Ｃｒと結合して化合物を形成する元素である。そして、溶接金属のＣ含有量が０．０８質量％を超えると、固溶Ｃｒ量が局部的に減少し、耐食性の低下を招く。よって、溶接金属のＣ含有量は０．０８質量％以下に規制する。なお、Ｃは、溶接材料やフラックスに含まれており、積極的に添加しなくても溶接金属に含有される元素である。Ｃ含有量を過度に低下させるためには、多大なコストが伴うため、費用対効果の観点から、Ｃ含有量は０．００５質量％以上とすることが好ましい。

＜Ｓｉ：１．０質量％以下＞
Ｓｉは、従来からσ相の形成を促進させる元素とされており、Ｓｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属が脆化することがある。よって、溶接金属のＳｉ含有量は１．０質量％以下に規制する。ただし、Ｓｉは、湯流れ性の確保の観点からも若干量含んでいることが望ましく、Ｓｉ含有量は０．１質量％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以上である。

＜Ｍｎ：０．９質量％以下＞
Ｍｎは、本発明の一部の効果を得るために重要な元素であり、上記数式３を満たす溶接金属においてＭｎ含有量を０．９質量％以下に規制することにより、溶接金属で発生する割れを抑制することができる。なお、溶接金属の延性改善の観点から、Ｍｎ含有量は０．８質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．７質量％以下である。ただし、溶接金属のＭｎ含有量を過度に低下させることは、コスト増加をもたらすため、Ｍｎ含有量は０．２質量％以上とすることが好ましい。

＜Ｍｏ：０．７５質量％以下＞
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であるが、本発明はＭｏを含む母材を対象としているため、母材の希釈に伴い溶接金属がＭｏを含有してしまい、Ｍｏ含有量が０．７５質量％を超えると、溶接金属が脆化しやすくなる。よって、溶接金属のＭｏ含有量は０．７５質量％以下に規制する。ただし、溶接金属Ｍｏ含有量を過度に低下させることは、コスト増加をもたらすため、Ｍｏ含有量は０．０５質量％以上とすることが好ましい。

＜Ｖ：０．１５質量％以下＞
Ｖは、フェライトを強く安定化させる元素であり、Ｖ含有量が０．１５質量％を超えると、溶接金属中のフェライトが過度に増加してしまう。よって、溶接金属のＶ含有量は０．１５質量％以下に規制する。

＜Ｐ：０．０４質量％以下＞
Ｐは、不可避不純物であり、Ｐ含有量が０．０４質量％を超えると、溶接金属に溶接割れが発生しやくすなる。よって、溶接金属のＰ含有量は０．０４質量％以下に規制する。

＜Ｓ：０．０３質量％以下＞
Ｓは、不可避的不純物であり、Ｓ含有量が０．０３質量％を超えると、溶接金属が脆化する。よって、溶接金属のＳ含有量は０．０３質量％以下に規制する。

＜Ｃｕ：０．７５質量％以下＞
Ｃｕは、不可避的不純物であり、Ｃｕ含有量が０．７５質量％を超えると、溶接金属が過度に硬化してしまう場合がある。よって、溶接金属のＣｕ含有量は０．７５質量％以下に規制する。

＜Ｎ：０．０８質量％以下＞
Ｎは、不可避不純物のひとつであり、溶接金属のＮ含有量が０．０８質量％を超えると、窒化物を形成することでＣｒの固溶量を減少させてしまう。よって、溶接金属のＮ含有量は０．０８質量％以下に規制する。

＜残部＞
溶接金属おける上記以外の成分、即ち、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物としては、前述したＰ、Ｓ、Ｃｕ及びＮの他に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｚｎ、Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｙ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｃｏ及びＡｇなどが挙げられ、溶接金属にこれらの成分が含まれていても、本発明の効果には影響しない。

＜Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋２．５Ｍｎ−０．２Ｎｉ＋３０Ｃ≦２１．５以下＞
溶接金属の延性は、Ｍｎ含有量を０．９質量％以下とした上で、溶接金属を上記数式３を満足する組成とすることで改善することができる。上記数式３を満足する組成にすることで、より高温のＰＷＨＴを経た後、曲げ変形で生じる凝固組織中に存在するフェライト相での亀裂発生を抑制することができる。

一方、溶接金属の組成が上記数式３を満足せず、上記数式３の左辺に示すパラメータ（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｎｂ］＋２．５×［Ｍｎ］−０．２×［Ｎｉ］＋３０×［Ｃ］）の値が２１．５を超えると、ＰＷＨＴ条件が高温である場合に溶接金属の延性が不足し、溶接金属中のフェライト相で亀裂が発生しやすくなる。なお、溶接金属の延性改善の観点から、上記数式３の左辺に示すパラメータの値は、２１以下であることが好ましく、より好ましくは２０以下である。

（母材及び溶接金属のＣ含有量とＣｒ含有量の関係）
母材及び溶接金属の成分組成を前述した範囲にしても、肉盛溶接体の耐割れ性を十分に向上させることができるとは限らない。特に、高温のＰＷＨＴを行った肉盛溶接体の場合、母材と溶接金属の接合界面領域における延性が低下し、曲げ変形に伴ってこの領域で亀裂が発生することがある。

接合界面領域の延性低下は、溶接金属のＣｒと母材のＣが反応することによる界面層の硬化に起因することから、本実施形態の肉盛溶接体においては、Ｃｒ含有量及びＣ含有量のそれぞれについて、母材と溶接金属とで濃度差が小さくなるようにする。具体的には、母材のＣｒ含有量及びＣ含有量、溶接金属のＣｒ含有量及びＣ含有量が、上記数式４を満たすようにする。これにより、母材と溶接金属の接合界面領域の延性を改善することができる。

一方、溶接金属及び母材の組成が上記数式４を満足せず、上記数式４の左辺に示す｛（Ｃｒｗ／Ｃｒｍ）×（Ｃｍ／Ｃｗ）｝の値が１５を超えると、高温のＰＷＨＴを行った場合に母材と溶接金属の接合界面領域における延性が不足し、曲げ変形により接合界面領域において容易に亀裂が発生しやすくなる。なお、接合界面領域の延性改善の観点から、上記数式４の左辺に示す｛（Ｃｒｗ／Ｃｒｍ）×（Ｃｍ／Ｃｗ）｝の値は、１４以下であることが好ましく、より好ましくは１３以下である。

［形成方法］
次に、本実施形態の肉盛溶接体の形成方法について説明する。本実施形態の肉盛溶接体は、前述した組成の母材を、例えばＳＡＷ（サブマージアーク溶接）やＥＳＷ（エレクトロスラグ溶接）により、肉盛溶接することにより形成することができる。なお、溶接方法は、ＳＡＷ及びＥＳＷに限定されるものではなく、前述した組成の溶接金属成分を得られる方法であればよく、各種溶接方法を適用することができる。

また、本実施形態の肉盛溶接体を形成する際に用いる溶接材料は、溶接金属の成分に相当する組成とすることができるが、溶接中に酸化して消費されやすいＣｒやＮｂは、予め濃度を高めておくことにより、目的の成分が得られやすくなることもある。また、施工時に用いるフラックス中に原料を添加することにより、溶接金属の成分を調節することも可能である。なお、溶接金属の組成は、フラックスの種類や原料添加によっても調節することができる。

なお、肉盛溶接体が大型の機器である場合には、溶接材料には、薄肉かつ幅広の帯状電極肉盛溶接材料を用いることが好ましい。例えば、肉厚０．８ｍｍ以下、幅１５ｍｍ以上の帯状溶接材料を用いると、直径２ｍｍの線状の溶接材料に比べて、広い面積を効率良く施工することができ、更に、比較的平坦な溶接金属を形成することが可能となる。

更に、母材の製造方法は、特に限定されるものではないが、オーステナイト組織となる温度域での焼入処理と、オーステナイト化しない温度域での焼戻処理とを行い、焼戻しマルテンサイト組織を形成させておく必要がある。例えば、母材は、前述した成分組成になるように、溶塊及び鋳造を行って鋼塊を作製した後、熱間加工で成形した板材に対して、１０００℃以上の温度条件で焼入処理を行った後、６００〜７５０℃程度の温度条件で焼戻処理を行うことにより製造することができる。

以上詳述したように、本実施形態の肉盛溶接体は、耐熱構造材料である母材及び溶接金属に含まれる各成分の含有量を特定の範囲にすると共に、母材及び溶接金属を上記数式３及び数式４を満足する組成にしているため、溶接部の耐曲げ割れ性を改善することができる。これにより、高温ＰＷＨＴ後の肉盛溶接部の変形能が向上するため、高温耐熱機器の稼動や停止による熱応力が負荷されても、肉盛溶接継手の割れや剥離が発生しにくい肉盛溶接体を実現することができる。

以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。本実施例においては、成分組成が異なる母材及び帯状電極を使用して肉盛溶接を行い、得られた肉盛溶接金属の耐曲げ割れ性を評価した。

［母材の作製方法］
母材は、下記表１のＮｏ．Ａ〜Ｍに示す成分組成の鋼材を、溶解・鋳造、鍛造加工によって作製し、１０２０〜１０６０℃で焼入処理を行った後、６７０〜７７５℃で焼戻し処理を行うことにより作製した。なお、下記表１に示す母材成分組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、Ｎｏ．Ａ〜Ｈ，Ｊ〜Ｍの母材は本発明の範囲内の組成を有するが、Ｎｏ．Ｉの母材はＣ含有量が本発明の範囲を外れた比較例である。

［溶接方法］
上記表１に示すＮｏ．Ａ〜Ｍの各母材の表面に、７５ｍｍ幅の帯状電極を用いたＥＳＷ（エレクトロスラグ溶接）方式の肉盛溶接によって、厚さが約５ｍｍの肉盛溶接金属を形成した。溶接条件は、電流を１４００Ａ、溶接速度を１８ｃｍ／分、１層盛りとした。そして、溶接後に、ＰＷＨＴとして７７５℃の温度条件で３２時間の熱処理を実施し、評価用の溶接試験体とした。

［評価方法］
評価は、前述した方法で作製した溶接試験体を、母材部分の厚さが１０ｍｍ、溶接方向に対して垂直な方向の幅が７０ｍｍとなるように粗切断し、更に溶接方向が試験片の板厚方向となるようスライス加工を行ったものを機械研磨して、後述する厚さの曲げ試験片を作製した。この曲げ試験片の寸法は、縦７０ｍｍ、横１５ｍｍ、厚さ３ｍｍであり、横１５ｍｍのうち５ｍｍが肉盛溶接金属の部分である。

曲げ試験は、汎用の引張圧縮試験機を用いて３点曲げの要領で実施した。受け側となる２本のローラーを、試験機の台座に平行かつ水平に設置した後、各ローラー上に試験片を設置し、先端が半円形状のパンチをローラー間の中央部分に押し込むことにより曲げ変形を付与した。このとき、試験片の向きは、縦（７０ｍｍ）の辺がローラーの軸方向と垂直になる向きとした。即ち、溶接方向と平行にパンチを押し込んだ。

なお、曲げ試験では、試験片の板厚を１．５ｍｍ、２．５ｍｍ、３．５ｍｍとし、パンチ先端の半径を２ｍｍ、３ｍｍ、６ｍｍとして、各々の組み合わせによって曲率が異なる曲げ変形を加えた。また、ローラー間の距離は、パンチ先端の直径と試験片の厚さの２倍との和になるよう設定した。そして、曲げ変形後に外側となる試験片表面での引張歪量を曲げ歪とし、前述した板厚とパンチ径の組み合わせによって曲げ歪が１１％、１７％、２０％、２３％、２８％、２９％及び３７％となる試験を、各々の鋼種毎にＮ＝２の試験数で行った。

曲げ試験後の割れの発生の有無は、肉眼と実体顕微鏡で確認し、試験数Ｎ＝２の試験片が何れも割れが発生しなかった最も高い歪量を耐曲げ割れ性とした。その結果を、下記表２に示す。また、下記表２には、得られた溶接金属の成分組成も併せて示す。なお、溶接に用いた帯状電極の成分は、下記表２に示す各溶接金属の成分とほぼ同等である。また、下記表２に示す溶接金属の成分組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。

上記表２に示す試験体Ｎｏ．１〜７，９，１１，１３，１５は、本発明の範囲内の実施例であり、試験体Ｎｏ．８，１０，１２，１４，１６〜２０は、本発明の範囲から外れる比較例である。また、図１は横軸に数式４で表される溶接金属及び母材のＣｒ含有量比とＣ含有量比の積をとり、縦軸に数式３で表される溶接金属の各成分の含有量から算出されるパラメータをとって、実施例及び比較例の各試験体におけるこれらの値の関係を示すグラフ図である。図１に示すように、実施例の各試験体は、数式３及び数式４を満たす範囲に存在していることがわかる。

上記表２に示すように、比較例の各試験体では、耐曲げ割れ性が１７以下であったのに対して、実施例の各試験体では２０以上の良好な耐曲げ割れ性が得られた。また、試験体Ｎｏ．１２，１４，１６は、数式４を満たすものの数式３を満たさない比較例であり、試験体Ｎｏ．８，１０，１９，２０は、数式３を満たすものの数式４を満たさない比較例である。これらの試験体は、実施例の各試験体よりも劣る１７以下の耐曲げ割れ性しか有していないことから、数式３及び数式４の両方を満足していなければ、本発明の効果を得ることができないことがわかる。

以上の結果から、本発明で規定した成分範囲及び条件式を満足することで、耐曲げ割れ性に優れた肉盛溶接体が得られることが確認された。

Claims (1)

1. 母材の表面に溶接金属が肉盛溶接された肉盛溶接体であって、
   前記母材は、Ｃ：０．０７〜０．１２質量％、Ｃｒ：２．０〜１０質量％、Ｍｏ：０．５〜１．５質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％及びＮｂ：０．０１〜０．２質量％を含有すると共に、Ｓｉ：０．６質量％以下、Ｍｎ：１質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｃｕ：０．３質量％以下、Ｎｉ：０．６質量％以下及びＮ：０．１％質量以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
   前記溶接金属は、Ｎｉ：９〜１１質量％、Ｃｒ：１８〜２１質量％及びＮｂ：０．１〜１質量％を含有すると共に、Ｃ：０．０８質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．９質量％以下、Ｐ：０．０４質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｃｕ：０．７５質量％以下、Ｍｏ：０．７５質量％以下、Ｖ：０．１５質量％以下及びＮ：０．０８質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｃｒ含有量（質量％）を［Ｃｒ］、Ｍｏ含有量（質量％）を［Ｍｏ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ｎｂ含有量（質量％）を［Ｎｂ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃ含有量（質量％）を［Ｃ］としたとき、下記数式（Ａ）を満たす組成を有し、
   前記溶接金属のＣｒ含有量（質量％）を［Ｃｒｗ］、前記母材のＣｒ含有量（質量％）を［Ｃｒｍ］、前記溶接金属のＣ含有量（質量％）を［Ｃｗ］、前記母材のＣ含有量（質量％）を［Ｃｍ］としたとき、下記数式（Ｂ）を満たす肉盛溶接体。
   

   

   
   

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