JP7218573B2 - フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手 - Google Patents
フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7218573B2 JP7218573B2 JP2018244657A JP2018244657A JP7218573B2 JP 7218573 B2 JP7218573 B2 JP 7218573B2 JP 2018244657 A JP2018244657 A JP 2018244657A JP 2018244657 A JP2018244657 A JP 2018244657A JP 7218573 B2 JP7218573 B2 JP 7218573B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- weld metal
- less
- resistant steel
- ferritic heat
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手に関する。
近年、火力発電では熱効率を高めるために、蒸気条件の高温高圧化が進められている。将来的には６５０℃、３５０気圧という超々臨界圧条件での操業が計画されている。フェライト系耐熱鋼は、オーステナイト系耐熱鋼およびＮｉ基耐熱鋼に比べて安価である。フェライト系耐熱鋼はさらに、熱膨張係数が小さいという耐熱鋼としての利点を有する。そのため、フェライト系耐熱鋼は、高温高圧環境において広く利用されている。
また、フェライト系耐熱鋼は溶接されて、溶接継手として構造物に利用される場合がある。この場合、溶接継手の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という）のクリープ強度が低下し得る。そこで、特許文献１～３では、ＨＡＺでのクリープ強度低下を抑制したフェライト系耐熱鋼が提案されている。
特許文献１に開示されたフェライト系耐熱鋼は、Ｂを０．００３～０．０３質量％含有することにより、ＨＡＺでの細粒化を抑える。これにより、ＨＡＺでのクリープ強度低下が抑制される。特許文献２および３に開示されたフェライト系耐熱鋼は、多量のＢを含有するとともに、溶接入熱またはＢ含有量に応じてＣ含有量を調整する。これにより、ＨＡＺでの強度低下を抑制するとともに、溶接時の液化割れが抑制される。
多量のＢを含有するフェライト系耐熱鋼を溶接する場合、一般的に溶接材料を使用する。市販Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料（例えば、ＪＩＳ Ｚ ３３３４（２０１１）ＳＮｉ６０８２）を用いて形成された溶接金属は、高いクリープ強度および靱性を有する。しかしながら、溶接時、特に母材の希釈が大きい初層溶接部では、Ｂが母材から溶接金属中に流入する。
この場合、凝固割れが発生する場合がある。したがって、Ｂを含有するフェライト系耐熱鋼を溶接するために使用される溶接材料には、溶接金属での高いクリープ強度および靱性が求められるだけでなく、溶接時における凝固割れの抑制も求められる。
そこで、特許文献４では、Ｂを含有するフェライト系耐熱鋼を溶接する場合において、高いクリープ強度および靱性を有する溶接金属を形成できるフェライト系耐熱鋼用溶接材料およびフェライト系耐熱鋼用溶接継手が開示されている。
特許文献４に記載されるフェライト系耐熱鋼用溶接材料を用いてＢを含有するフェライト系耐熱鋼の溶接を行った場合、高いクリープ強度および靱性を有する溶接金属を形成することができる。しかしながら、本発明者らがさらなる検討を行った結果、耐凝固割れ性の点において、さらなる改善の余地が残されていることが分かった。
本発明は上記の問題を解決し、高いクリープ強度および靱性に加えて、優れた耐凝固割れ性を有するフェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手を提供することを目的とする。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系耐熱鋼溶接金属およびフェライト系耐熱鋼溶接継手を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６～０．１０％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｒ：８．５～９．５％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｏ：２．６～３．４％、
Ｎｉ：０．０１～１．１０％、
Ｗ：２．５～３．５％、
Ｎｂ：０．０２～０．０８％、
Ｔａ：０．０２～０．０８％、
Ｖ：０．１～０．３％、
Ｂ：０．００７～０．０１５％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０１７％、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（ｉ）～（iii）式を満足する、
フェライト系耐熱鋼溶接金属。
ｓｏｌ．Ｂ≧０．００５ ・・・（ｉ）
ｉｎｓｏｌ．Ｂ≦０．００４５ ・・・（ii）
（２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋２Ｗ＋１０（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ）＋５００ｓｏｌ．Ｂ）／（Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉ）≧４．５ ・・・（iii）
但し、式中の各元素記号は、溶接金属中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、ｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に固溶しているＢ含有量（質量％）、ｉｎｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に析出物として存在しているＢ含有量（質量％）である。
Ｃ：０．０６～０．１０％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｒ：８．５～９．５％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｏ：２．６～３．４％、
Ｎｉ：０．０１～１．１０％、
Ｗ：２．５～３．５％、
Ｎｂ：０．０２～０．０８％、
Ｔａ：０．０２～０．０８％、
Ｖ：０．１～０．３％、
Ｂ：０．００７～０．０１５％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０１７％、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（ｉ）～（iii）式を満足する、
フェライト系耐熱鋼溶接金属。
ｓｏｌ．Ｂ≧０．００５ ・・・（ｉ）
ｉｎｓｏｌ．Ｂ≦０．００４５ ・・・（ii）
（２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋２Ｗ＋１０（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ）＋５００ｓｏｌ．Ｂ）／（Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉ）≧４．５ ・・・（iii）
但し、式中の各元素記号は、溶接金属中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、ｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に固溶しているＢ含有量（質量％）、ｉｎｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に析出物として存在しているＢ含有量（質量％）である。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５～１．０％、
Ｔｉ：０．０２～０．３０％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、および、
ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属。
Ｃｕ：０．０５～１．０％、
Ｔｉ：０．０２～０．３０％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、および、
ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属。
（３）上記（１）または（２）に記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属と、フェライト系耐熱鋼からなる母材と、を含む、
フェライト系耐熱鋼溶接継手。
フェライト系耐熱鋼溶接継手。
（４）前記母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１２％、
Ｓｉ：０．０５～０．６０％、
Ｍｎ：０．１０～０．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：８．０～１０．０％、
Ｃｏ：２．０～４．０％、
Ｎｉ：０～０．４％、
Ｗ：２．０～４．０％、
Ｎｂ＋Ｔａ：合計で０．０２～０．１８％、
Ｖ：０．０５～０．４０％、
Ｂ：０．００５～０．０２０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．００２～０．０２５％、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｎｄ：０．０１～０．０６％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、
上記（３）に記載のフェライト系耐熱鋼溶接継手。
Ｃ：０．０４～０．１２％、
Ｓｉ：０．０５～０．６０％、
Ｍｎ：０．１０～０．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：８．０～１０．０％、
Ｃｏ：２．０～４．０％、
Ｎｉ：０～０．４％、
Ｗ：２．０～４．０％、
Ｎｂ＋Ｔａ：合計で０．０２～０．１８％、
Ｖ：０．０５～０．４０％、
Ｂ：０．００５～０．０２０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．００２～０．０２５％、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｎｄ：０．０１～０．０６％、
残部：Ｆｅおよび不純物である、
上記（３）に記載のフェライト系耐熱鋼溶接継手。
本発明によれば、高いクリープ強度および靱性に加えて、優れた耐凝固割れ性を有するフェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手を得ることが可能になる。
本発明者らが特許文献４に記載される技術をベースとし、耐凝固割れ性をさらに改善する方法について検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
Ｂはクリープ強度の向上に不可欠な元素であるが、一方、耐凝固割れ性を悪化させるため、その含有量を適切な範囲に制御する必要がある。
また、Ｂは溶接金属中において、固溶してまたは析出物として存在し得るが、析出物として存在するＢは、クリープ強度の向上にほとんど寄与せず、耐凝固割れ性の劣化の原因となるだけである。そのため、クリープ強度と耐凝固割れ性とを両立するためには、Ｂの析出を極力抑制し、固溶量を確保する必要がある。
Ｂの析出を抑制するためには、溶接条件の制御が重要であり、Ｂが析出しやすい温度域にできる限り保持されないようにする必要がある。
本発明は上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．溶接金属
本発明に係るフェライト系耐熱鋼溶接金属は以下に示す化学組成を有する。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
本発明に係るフェライト系耐熱鋼溶接金属は以下に示す化学組成を有する。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０６～０．１０％
炭素（Ｃ）は、溶接金属のδフェライト生成を抑制し、溶接金属の主たる組織をマルテンサイト組織とする。Ｃはさらに、高温使用時に微細な炭化物（Ｍ２３Ｃ６炭化物）を生成し、クリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎると、粗大な炭化物が多量に析出し、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０６～０．１０％である。Ｃ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．０９％以下であるのが好ましい。
炭素（Ｃ）は、溶接金属のδフェライト生成を抑制し、溶接金属の主たる組織をマルテンサイト組織とする。Ｃはさらに、高温使用時に微細な炭化物（Ｍ２３Ｃ６炭化物）を生成し、クリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎると、粗大な炭化物が多量に析出し、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０６～０．１０％である。Ｃ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．０９％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．１０～０．４０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する効果を有する。Ｓｉはさらに、溶接金属の耐水蒸気酸化特性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下するとともに、クリープ延性も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．４０％である。Ｓｉ含有量は０．２５％以上であるのが好ましく、０．３５％以下であるのが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する効果を有する。Ｓｉはさらに、溶接金属の耐水蒸気酸化特性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下するとともに、クリープ延性も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．４０％である。Ｓｉ含有量は０．２５％以上であるのが好ましく、０．３５％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：０．３０～０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する効果を有する。Ｍｎはさらに、溶接金属の組織のマルテンサイト化を促進する。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、溶接金属においてクリープ脆化が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～０．７０％である。Ｍｎ含有量は０．４０％以上であるのが好ましく、０．６０％以下であるのが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する効果を有する。Ｍｎはさらに、溶接金属の組織のマルテンサイト化を促進する。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、溶接金属においてクリープ脆化が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～０．７０％である。Ｍｎ含有量は０．４０％以上であるのが好ましく、０．６０％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．０１０％以下
リン（Ｐ）は不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐは溶接金属の靱性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０１０％以下である。Ｐ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、なるべく低い方が好ましい。しかし、材料コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
リン（Ｐ）は不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐは溶接金属の靱性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０１０％以下である。Ｐ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、なるべく低い方が好ましい。しかし、材料コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｓ：０．００３％以下
硫黄（Ｓ）は不純物として鋼中に含まれる元素である。ＳはＢを含有する溶接金属中の旧オーステナイト粒界およびラス界面に偏析し、粒界およびラス界面の固着力を低下させ、その結果、溶接金属の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００３％以下である。Ｓ含有量は０．００２％未満であるのが好ましく、０．００１５％未満であるのがより好ましい。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかし、効果および材料コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物として鋼中に含まれる元素である。ＳはＢを含有する溶接金属中の旧オーステナイト粒界およびラス界面に偏析し、粒界およびラス界面の固着力を低下させ、その結果、溶接金属の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００３％以下である。Ｓ含有量は０．００２％未満であるのが好ましく、０．００１５％未満であるのがより好ましい。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかし、効果および材料コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
Ｃｒ：８．５～９．５％
クロム（Ｃｒ）は、溶接金属の耐水蒸気酸化性および耐食性を高める。Ｃｒはさらに、高温での使用中に炭化物として析出し、クリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、炭化物の安定性が低下して、クリープ強度が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎるとさらに、δフェライトの生成が促進され、靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は８．５～９．５％である。Ｃｒ含有量は８．７％以上であるのが好ましく、９．３％以下であるのが好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、溶接金属の耐水蒸気酸化性および耐食性を高める。Ｃｒはさらに、高温での使用中に炭化物として析出し、クリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、炭化物の安定性が低下して、クリープ強度が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎるとさらに、δフェライトの生成が促進され、靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は８．５～９．５％である。Ｃｒ含有量は８．７％以上であるのが好ましく、９．３％以下であるのが好ましい。
Ｍｏ：０．０１～１．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、マトリックスに固溶して、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎると、Ｍｏが凝固偏析し、後述するＷを含有する金属間化合物および炭化物の長時間安定性を低下させる。また、金属間化合物として析出し、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１～１．０％である。Ｍｏ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、０．５％以下であるのが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）は、マトリックスに固溶して、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎると、Ｍｏが凝固偏析し、後述するＷを含有する金属間化合物および炭化物の長時間安定性を低下させる。また、金属間化合物として析出し、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１～１．０％である。Ｍｏ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、０．５％以下であるのが好ましい。
Ｃｏ：２．６～３．４％
コバルト（Ｃｏ）は、δフェライトの生成を抑制し、マルテンサイト組織を得るのに有効である。母材と異なり、溶接金属は調質処理がされないため、上記効果を十分に得るためのＣｏ含有量の下限は２．６％である。一方、Ｃｏ含有量が高すぎると、かえってクリープ強度が低下し、クリープ延性も低下する。さらに、Ｃｏは高価な元素であるため、材料コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は２．６～３．４％である。Ｃｏ含有量は２．８％以上であるのが好ましく、３．３％以下であるのが好ましい。
コバルト（Ｃｏ）は、δフェライトの生成を抑制し、マルテンサイト組織を得るのに有効である。母材と異なり、溶接金属は調質処理がされないため、上記効果を十分に得るためのＣｏ含有量の下限は２．６％である。一方、Ｃｏ含有量が高すぎると、かえってクリープ強度が低下し、クリープ延性も低下する。さらに、Ｃｏは高価な元素であるため、材料コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は２．６～３．４％である。Ｃｏ含有量は２．８％以上であるのが好ましく、３．３％以下であるのが好ましい。
Ｎｉ：０．０１～１．１０％
ニッケル（Ｎｉ）は、δフェライトの生成を抑制し、マルテンサイト組織を得るのに有効である。Ｎｉはさらに、溶接金属の靱性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎると、クリープ延性が低下する。さらに、Ｎｉは高価な元素であるため、材料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１～１．１０％である。Ｎｉ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、１．００％以下であるのが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、δフェライトの生成を抑制し、マルテンサイト組織を得るのに有効である。Ｎｉはさらに、溶接金属の靱性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎると、クリープ延性が低下する。さらに、Ｎｉは高価な元素であるため、材料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．０１～１．１０％である。Ｎｉ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、１．００％以下であるのが好ましい。
Ｗ：２．５～３．５％
タングステン（Ｗ）は、マトリックスに固溶、または、金属間化合物として長時間使用中に析出し、溶接金属の高温でのクリープ強度を高める。Ｗ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｗ含有量が高すぎると、多量の析出物が生成する。さらに、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は２．５～３．５％である。Ｗ含有量は２．７％以上であるのが好ましく、３．３％以下であるのが好ましい。
タングステン（Ｗ）は、マトリックスに固溶、または、金属間化合物として長時間使用中に析出し、溶接金属の高温でのクリープ強度を高める。Ｗ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｗ含有量が高すぎると、多量の析出物が生成する。さらに、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｗ含有量は２．５～３．５％である。Ｗ含有量は２．７％以上であるのが好ましく、３．３％以下であるのが好ましい。
Ｎｂ：０．０２～０．０８％
ニオブ（Ｎｂ）は、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。さらに、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２～０．０８％である。Ｎｂ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０７％以下であるのが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）は、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。さらに、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２～０．０８％である。Ｎｂ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０７％以下であるのが好ましい。
Ｔａ：０．０２～０．０８％
タンタル（Ｔａ）はＮｂと同様に、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｔａ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｔａ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０．０２～０．０８％である。Ｔａ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０７％以下であるのが好ましい。
タンタル（Ｔａ）はＮｂと同様に、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｔａ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｔａ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０．０２～０．０８％である。Ｔａ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０７％以下であるのが好ましい。
Ｖ：０．１～０．３％
バナジウム（Ｖ）はＮｂおよびＴａと同様に、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｖ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。さらに、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１～０．３％である。Ｖ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．２５％以下であるのが好ましい。
バナジウム（Ｖ）はＮｂおよびＴａと同様に、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高める。Ｖ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出し、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。さらに、δフェライトの生成が促進され、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１～０．３％である。Ｖ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．２５％以下であるのが好ましい。
Ｂ：０．００７～０．０１５％
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を高め、溶接金属においてマルテンサイト組織を得るのに有効である。Ｂはさらに、高温での使用中に炭化物を旧オーステナイト境界およびマルテンサイトラス境界に微細分散させ、組織の回復を抑制し、クリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎると、マルテンサイト変態時にマルテンサイトラスが急激に伸長し、破壊単位が大きくなる。さらに、δフェライトの生成が促進される。そのため、溶接金属の靱性が極度に低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００７～０．０１５％である。Ｂ含有量は０．００９％以上であるのが好ましく、０．０１２％以下であるのが好ましい。
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を高め、溶接金属においてマルテンサイト組織を得るのに有効である。Ｂはさらに、高温での使用中に炭化物を旧オーステナイト境界およびマルテンサイトラス境界に微細分散させ、組織の回復を抑制し、クリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎると、マルテンサイト変態時にマルテンサイトラスが急激に伸長し、破壊単位が大きくなる。さらに、δフェライトの生成が促進される。そのため、溶接金属の靱性が極度に低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００７～０．０１５％である。Ｂ含有量は０．００９％以上であるのが好ましく、０．０１２％以下であるのが好ましい。
ここで、Ｂは溶接金属中において、固溶してまたは析出物として存在する。上述のように、Ｂは固溶して含まれている場合にクリープ強度を高める効果を発揮し、析出物として存在する場合にはその効果は少なく、耐凝固割れ性の劣化の原因となるだけである。そのため、固溶してまたは析出物として存在するＢの含有量をそれぞれ、下記（ｉ）および（ii）式を満足するよう制御する必要がある。
ｓｏｌ．Ｂ≧０．００５ ・・・（ｉ）
ｉｎｓｏｌ．Ｂ≦０．００４５ ・・・（ii）
但し、式中のｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に固溶しているＢ含有量（質量％）であり、ｉｎｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に析出物として存在しているＢ含有量（質量％）である。
ｓｏｌ．Ｂ≧０．００５ ・・・（ｉ）
ｉｎｓｏｌ．Ｂ≦０．００４５ ・・・（ii）
但し、式中のｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に固溶しているＢ含有量（質量％）であり、ｉｎｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に析出物として存在しているＢ含有量（質量％）である。
なお、ｓｏｌ．Ｂおよびｉｎｓｏｌ．Ｂは、以下の手順により求める。溶接金属を、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて２０ｍＡ／ｃｍ２の電流値で約０．４ｇ電解する。その後、その電解された溶接金属を含む溶液を０．２μｍのフィルターでろ過した後、残渣を硫酸＋りん酸＋硝酸＋過塩素酸の混酸で酸分解する。そして、ＩＣＰ発光分光分析装置にてＢの残渣量を求め、ｉｎｓｏｌ．Ｂとする。また、溶鋼中のＢ含有量から、ｉｎｓｏｌ．Ｂを差し引くことで、ｓｏｌ．Ｂとする。
Ａｌ：０．０３０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する効果を有する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、清浄性が低下し、靱性およびクリープ強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０％以下である。Ａｌ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。製造コストを考慮すると、Ａｌ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する効果を有する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、清浄性が低下し、靱性およびクリープ強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０％以下である。Ａｌ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。製造コストを考慮すると、Ａｌ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）を意味する。
Ｎ：０．００５～０．０１７％
窒素（Ｎ）は、高温での使用中に微細な窒化物として粒内に微細に析出し、クリープ強度を高める。Ｎはさらに、δフェライトの生成を抑制する。Ｎ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎると、溶接金属の凝固時に粗大な窒化物が晶出し、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００５～０．０１７％である。Ｎ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
窒素（Ｎ）は、高温での使用中に微細な窒化物として粒内に微細に析出し、クリープ強度を高める。Ｎはさらに、δフェライトの生成を抑制する。Ｎ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎると、溶接金属の凝固時に粗大な窒化物が晶出し、溶接金属の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００５～０．０１７％である。Ｎ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
Ｏ：０．０２０％以下
酸素（Ｏ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｏ含有量が高すぎると、靱性が低下する。したがって、Ｏの含有量は０．０２０％以下である。Ｏ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。効果および製造コストを考慮すると、Ｏ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
酸素（Ｏ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｏ含有量が高すぎると、靱性が低下する。したがって、Ｏの含有量は０．０２０％以下である。Ｏ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。効果および製造コストを考慮すると、Ｏ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
Ｃｕ：０～１．０％
銅（Ｃｕ）は、マルテンサイト組織の生成に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎると、溶接金属のクリープ延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～１．０％である。Ｃｕ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．２％以上であるのがより好ましい。
銅（Ｃｕ）は、マルテンサイト組織の生成に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎると、溶接金属のクリープ延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～１．０％である。Ｃｕ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．２％以上であるのがより好ましい。
Ｔｉ：０～０．３０％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、ＴａおよびＶと同様に、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高めるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎると、溶接中に粗大な窒化物として晶出して、または、高温での使用中に粗大な窒化物として多量に析出して、溶接金属の靱性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．３０％である。上記の効果を得たい場合は、Ｔｉ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、ＴａおよびＶと同様に、高温での使用中に微細な炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度を高めるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎると、溶接中に粗大な窒化物として晶出して、または、高温での使用中に粗大な窒化物として多量に析出して、溶接金属の靱性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．３０％である。上記の効果を得たい場合は、Ｔｉ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
Ｃａ：０～０．０５０％
Ｍｇ：０～０．０５０％
ＲＥＭ：０～０．１０％
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、および希土類元素（ＲＥＭ）は、溶接材料製造時の熱間加工性を高めるために用いられるため、金属材料中にも必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、これらの元素の含有量が高すぎると、これらの元素が酸素と結合し、溶接金属の清浄性を低下させる。この場合、溶接金属の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０５０％であり、Ｍｇ含有量は０～０．０５０％であり、ＲＥＭ含有量は０～０．１０％である。
Ｍｇ：０～０．０５０％
ＲＥＭ：０～０．１０％
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、および希土類元素（ＲＥＭ）は、溶接材料製造時の熱間加工性を高めるために用いられるため、金属材料中にも必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、これらの元素の含有量が高すぎると、これらの元素が酸素と結合し、溶接金属の清浄性を低下させる。この場合、溶接金属の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０５０％であり、Ｍｇ含有量は０～０．０５０％であり、ＲＥＭ含有量は０～０．１０％である。
ＣａおよびＭｇの含有量それぞれ０．０２０％以下であるのが好ましく、ＲＥＭ含有量は０．０６％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ：０．００１以上、Ｍｇ：０．００１以上、ＲＥＭ：０．００１以上から選択される１種以上を含有させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
さらに、本発明に係る溶接金属の化学組成は、下記（iii）式を満足する必要がある。（iii）式左辺値は、クリープ強度の指標である。（iii）式を満足することによって、十分なクリープ強度を確保することができる。（iii）式左辺値は５．０以上であるのが好ましく、５．５以上であるのがより好ましい。
（２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋２Ｗ＋１０（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ）＋５００ｓｏｌ．Ｂ）／（Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉ）≧４．５ ・・・（iii）
但し、式中の各元素記号は、溶接金属中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
（２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋２Ｗ＋１０（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ）＋５００ｓｏｌ．Ｂ）／（Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉ）≧４．５ ・・・（iii）
但し、式中の各元素記号は、溶接金属中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
本発明の溶接金属の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．溶接継手
本発明に係るフェライト系耐熱鋼溶接継手は、上述した溶接金属とフェライト系耐熱鋼からなる母材とを含む。上記母材の化学組成について、特に制限は設けないが、下記に示す化学組成を有することが好ましい。
本発明に係るフェライト系耐熱鋼溶接継手は、上述した溶接金属とフェライト系耐熱鋼からなる母材とを含む。上記母材の化学組成について、特に制限は設けないが、下記に示す化学組成を有することが好ましい。
Ｃ：０．０４～０．１２％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を得るのに有効な元素である。Ｃはさらに、高温使用時に微細な炭化物を生成し、母材のクリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｃ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｃ含有量が高すぎると、クリープ強度向上の効果が飽和する。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１２％である。Ｃ含有量は０．０６％以上であるのが好ましく、０．１０％以下であるのが好ましい。
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を得るのに有効な元素である。Ｃはさらに、高温使用時に微細な炭化物を生成し、母材のクリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｃ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｃ含有量が高すぎると、クリープ強度向上の効果が飽和する。したがって、Ｃ含有量は０．０４～０．１２％である。Ｃ含有量は０．０６％以上であるのが好ましく、０．１０％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．６０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する効果を有する。Ｓｉはさらに、母材の耐水蒸気酸化特性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｓｉ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、母材のクリープ延性および靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．６０％である。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．４０％以下であるのが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する効果を有する。Ｓｉはさらに、母材の耐水蒸気酸化特性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｓｉ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、母材のクリープ延性および靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．６０％である。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．４０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：０．１０～０．８０％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸する効果を有する。Ｍｎはさらに、母材の組織のマルテンサイト化を促進する。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｍｎ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、クリープ脆化が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～０．８０％である。Ｍｎ含有量は０．２０％以上であるのが好ましく、０．７０％以下であるのが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸する効果を有する。Ｍｎはさらに、母材の組織のマルテンサイト化を促進する。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｍｎ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、クリープ脆化が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～０．８０％である。Ｍｎ含有量は０．２０％以上であるのが好ましく、０．７０％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
リン（Ｐ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐ含有量が高すぎると、クリープ延性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０．０１８％以下であるのが好ましく、なるべく低い方が好ましい。しかし、材料コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
リン（Ｐ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐ含有量が高すぎると、クリープ延性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０．０１８％以下であるのが好ましく、なるべく低い方が好ましい。しかし、材料コストの観点から、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｓ含有量が高すぎると、クリープ延性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましく、なるべく低い方が好ましい。しかし、材料コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｓ含有量が高すぎると、クリープ延性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましく、なるべく低い方が好ましい。しかし、材料コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。
Ｃｒ：８．０～１０．０％
クロム（Ｃｒ）は、母材の高温での耐水蒸気酸化性および耐食性を高める。Ｃｒはさらに、高温での使用中に炭化物として析出し、母材のクリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｃｒ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、炭化物の安定性が低下して母材のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は８．０～１０．０％である。Ｃｒ含有量は８．５％以上であるのが好ましく、９．５％以下であるのが好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、母材の高温での耐水蒸気酸化性および耐食性を高める。Ｃｒはさらに、高温での使用中に炭化物として析出し、母材のクリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎると、これらの効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｃｒ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、炭化物の安定性が低下して母材のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は８．０～１０．０％である。Ｃｒ含有量は８．５％以上であるのが好ましく、９．５％以下であるのが好ましい。
Ｃｏ：２．０～４．０％
コバルト（Ｃｏ）は、母材の組織をマルテンサイト組織にして、クリープ強度を高めるのに有効である。Ｃｏ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｃｏ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｃｏ含有量が高すぎると、母材のクリープ強度およびクリープ延性が低下する。さらに、Ｃｏは高価な元素であるため、材料コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は２．０～４．０％である。Ｃｏ含有量は２．５％以上であるのが好ましく、３．５％以下であるのが好ましい。
コバルト（Ｃｏ）は、母材の組織をマルテンサイト組織にして、クリープ強度を高めるのに有効である。Ｃｏ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｃｏ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｃｏ含有量が高すぎると、母材のクリープ強度およびクリープ延性が低下する。さらに、Ｃｏは高価な元素であるため、材料コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は２．０～４．０％である。Ｃｏ含有量は２．５％以上であるのが好ましく、３．５％以下であるのが好ましい。
Ｎｉ：０～０．４％
ニッケル（Ｎｉ）は、マルテンサイト組織を得るのに有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎると、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．４％である。Ｎｉ含有量は０．２％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、マルテンサイト組織を得るのに有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎると、上記効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．４％である。Ｎｉ含有量は０．２％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。
Ｗ：２．０～４．０％
タングステン（Ｗ）は、マトリックスに固溶、または、金属間化合物として長時間使用中に析出し、高温でのクリープ強度を高める。Ｗ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｗ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｗ含有量が高すぎると、上記効果が飽和する。したがって、Ｗ含有量は、Ｗ：２．０～４．０％である。Ｗ含有量は２．５％以上であるのが好ましく、３．５％以下であるのが好ましい。
タングステン（Ｗ）は、マトリックスに固溶、または、金属間化合物として長時間使用中に析出し、高温でのクリープ強度を高める。Ｗ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｗ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｗ含有量が高すぎると、上記効果が飽和する。したがって、Ｗ含有量は、Ｗ：２．０～４．０％である。Ｗ含有量は２．５％以上であるのが好ましく、３．５％以下であるのが好ましい。
Ｎｂ＋Ｔａ：合計で０．０２～０．１８％
ニオブ（Ｎｂ）およびタンタル（Ｔａ）は、高温での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および／またはＴａの含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、これらの元素の含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｎｂおよび／またはＴａの含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出して、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。したがって、ＮｂおよびＴａの合計含有量は０．０２～０．１８％である。ＮｂおよびＴａの合計含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１２％以下であるのが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）およびタンタル（Ｔａ）は、高温での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および／またはＴａの含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、これらの元素の含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｎｂおよび／またはＴａの含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出して、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。したがって、ＮｂおよびＴａの合計含有量は０．０２～０．１８％である。ＮｂおよびＴａの合計含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１２％以下であるのが好ましい。
Ｖ：０．０５～０．４０％
バナジウム（Ｖ）はＮｂおよびＴａと同様に、高温での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。Ｖ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｖ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｖ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出して、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．４０％である。Ｖ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．３０％以下であるのが好ましい。
バナジウム（Ｖ）はＮｂおよびＴａと同様に、高温での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。Ｖ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｖ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｖ含有量が高すぎると、粗大な炭窒化物が多量に析出して、クリープ強度およびクリープ延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．４０％である。Ｖ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．３０％以下であるのが好ましい。
Ｂ：０．００５～０．０２０％
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を高め、マルテンサイト組織を得るのに有効である。Ｂはさらに、高温での使用中に炭化物を旧オーステナイト境界、マルテンサイトラス境界に微細分散して、組織の回復を抑制し、クリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｂ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｂ含有量が高すぎると、靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００５～０．０２０％である。Ｂ含有量は０．００７％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
ホウ素（Ｂ）は、焼入れ性を高め、マルテンサイト組織を得るのに有効である。Ｂはさらに、高温での使用中に炭化物を旧オーステナイト境界、マルテンサイトラス境界に微細分散して、組織の回復を抑制し、クリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｂ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｂ含有量が高すぎると、靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００５～０．０２０％である。Ｂ含有量は０．００７％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
Ａｌ：０．０３０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する効果を有する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、母材の清浄性が低下して加工性が低下する。Ａｌ含有量が高すぎるとさらに、クリープ強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０％以下である。Ａｌ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。製造コストを考慮すると、Ａｌ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する効果を有する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎると、母材の清浄性が低下して加工性が低下する。Ａｌ含有量が高すぎるとさらに、クリープ強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０％以下である。Ａｌ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。製造コストを考慮すると、Ａｌ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。本明細書において、Ａｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）を意味する。
Ｎ：０．００２～０．０２５％
窒素（Ｎ）は、高温での使用中に微細な窒化物として粒内に微細に析出し、クリープ強度を高める。Ｎ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｎ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｎ含有量が高すぎると、窒化物が粗大化して、クリープ延性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２～０．０２５％である。Ｎ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
窒素（Ｎ）は、高温での使用中に微細な窒化物として粒内に微細に析出し、クリープ強度を高める。Ｎ含有量が低すぎると、この効果が得られない。ただし、母材は溶接金属と異なり、凝固偏析が抑制されており、調質処理された後使用される。そのため、Ｎ含有量は、溶接金属の場合より低くても、上記効果を得ることができる。一方、Ｎ含有量が高すぎると、窒化物が粗大化して、クリープ延性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２～０．０２５％である。Ｎ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
Ｏ：０．０２０％以下
酸素（Ｏ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｏ含有量が高すぎると、母材の加工性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下である。Ｏ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。製造コストを考慮すると、Ｏ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
酸素（Ｏ）は、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｏ含有量が高すぎると、母材の加工性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％以下である。Ｏ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましい。製造コストを考慮すると、Ｏ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
Ｎｄ：０．０１～０．０６％
ネオジム（Ｎｄ）は母材のクリープ延性を改善する。Ｎｄ含有量が低すぎると、この効果が得られない。溶接中にスラグとして減少する心配のない母材においては、Ｎｄの上記効果を有効に活用できる。一方、Ｎｄ含有量が高すぎると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｄ含有量は０．０１～０．０６％である。Ｎｄ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０５％以下であるのが好ましい。
ネオジム（Ｎｄ）は母材のクリープ延性を改善する。Ｎｄ含有量が低すぎると、この効果が得られない。溶接中にスラグとして減少する心配のない母材においては、Ｎｄの上記効果を有効に活用できる。一方、Ｎｄ含有量が高すぎると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｄ含有量は０．０１～０．０６％である。Ｎｄ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０５％以下であるのが好ましい。
本発明の母材の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
３．溶接継手の製造方法
上述の溶接継手の製造方法は、母材に対してフェライト系耐熱鋼用の溶接材料を用いて溶接する工程（溶接工程）と、溶接後の溶接金属に対して熱処理を実施する工程（熱処理工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
上述の溶接継手の製造方法は、母材に対してフェライト系耐熱鋼用の溶接材料を用いて溶接する工程（溶接工程）と、溶接後の溶接金属に対して熱処理を実施する工程（熱処理工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
＜溶接工程＞
母材に対して溶接材料を用いて溶接を実施して溶接金属を形成する。溶接に用いる溶接材料の化学組成については特に制限はなく、溶接金属の化学組成が上述した組成となるよう選択すればよい。なお、母材として、上記の化学組成を有するフェライト系耐熱鋼を用いる場合には、溶接材料の化学組成は、溶接金属の化学組成で説明した各元素の含有量の範囲内とすればよい。また、母材の形状は特に限定されない。母材は鋼板であってもよいし、鋼管であってもよい。
母材に対して溶接材料を用いて溶接を実施して溶接金属を形成する。溶接に用いる溶接材料の化学組成については特に制限はなく、溶接金属の化学組成が上述した組成となるよう選択すればよい。なお、母材として、上記の化学組成を有するフェライト系耐熱鋼を用いる場合には、溶接材料の化学組成は、溶接金属の化学組成で説明した各元素の含有量の範囲内とすればよい。また、母材の形状は特に限定されない。母材は鋼板であってもよいし、鋼管であってもよい。
溶接方法として、ガスタングステンアーク溶接を採用するのが好ましい。ガスタングステンアーク溶接は、溶接時の酸素の混入が少なく、溶接金属の清浄性の低下が抑制されるためである。ガスタングステンアーク溶接時の溶接条件は次のとおりである。
溶接入熱範囲：６～２０ｋＪ／ｃｍ
ガスタングステンアーク溶接において、溶接入熱が低すぎると、母材の寸法形状によっては、融合不良が生じやすくなる。溶接入熱が低すぎるとさらに、冷却速度が高くなりすぎて、マルテンサイトラスの成長が促進される。この場合、破壊単位が大きくなり、溶接金属の靱性が低下する。
ガスタングステンアーク溶接において、溶接入熱が低すぎると、母材の寸法形状によっては、融合不良が生じやすくなる。溶接入熱が低すぎるとさらに、冷却速度が高くなりすぎて、マルテンサイトラスの成長が促進される。この場合、破壊単位が大きくなり、溶接金属の靱性が低下する。
一方、溶接入熱が高すぎると、冷却速度が低くＢが析出しやすくなり、耐凝固割れ性が低下する。したがって、溶接入熱は６～２０ｋＪ／ｃｍとする。溶接入熱は８ｋＪ／ｃｍ以上とするのが好ましく、１８ｋＪ／ｃｍ以下とするのが好ましい。溶接入熱範囲がこの条件を満たせば、優れた靱性および耐凝固割れ性が得られやすい。
また、Ｂの析出を抑制するためには、Ｂが析出しやすい温度域に保持しないことが重要である。溶接のパス間の時間を十分に確保しない場合、溶接金属部の温度が高い状態で保持されることとなり、析出物として存在するＢの量が多くなる。そのため、パス間の溶接継手温度を３００℃以下とし、十分に冷却させることが好ましい。
＜熱処理工程＞
溶接金属を形成した後、溶接金属に対して熱処理を実施する。熱処理により、溶接金属の硬さを低下して靱性を高める。例えば、溶接金属部を含む溶接部に、バンドヒーターおよびインダクションヒーター等の熱処理装置を配置して、熱処理を実施する。または、溶接構造物全体を加熱炉内で加熱する。熱処理における熱処理温度、および、その熱処理温度での保持時間（熱処理時間）は次のとおりである。
溶接金属を形成した後、溶接金属に対して熱処理を実施する。熱処理により、溶接金属の硬さを低下して靱性を高める。例えば、溶接金属部を含む溶接部に、バンドヒーターおよびインダクションヒーター等の熱処理装置を配置して、熱処理を実施する。または、溶接構造物全体を加熱炉内で加熱する。熱処理における熱処理温度、および、その熱処理温度での保持時間（熱処理時間）は次のとおりである。
熱処理温度：７４０～７８０℃
熱処理時間：母材の厚さ２５．４ｍｍ当たり、０．５～４．０時間
母材の単位厚さは、溶接施工基準等で規定されることの多い、２５．４ｍｍ（１インチ）とした。熱処理温度が低すぎる場合、または、母材の単位厚さ当たりの熱処理時間が短すぎる場合、マルテンサイト組織の焼戻しが不十分となり、十分な靱性が得られない。
熱処理時間：母材の厚さ２５．４ｍｍ当たり、０．５～４．０時間
母材の単位厚さは、溶接施工基準等で規定されることの多い、２５．４ｍｍ（１インチ）とした。熱処理温度が低すぎる場合、または、母材の単位厚さ当たりの熱処理時間が短すぎる場合、マルテンサイト組織の焼戻しが不十分となり、十分な靱性が得られない。
一方、熱処理温度が高すぎると、溶接金属の一部がオーステナイト変態温度を超え、靱性が低下する。また、母材の単位厚さあたりの熱処理時間が長すぎると、焼戻しが過剰となりクリープ強度が低下する。したがって、熱処理温度は７４０～７８０℃とし、熱処理時間は母材の厚さ２５．４ｍｍ当たり０．５～４．０時間とする。
ここで、母材の厚さは、母材が鋼板の場合は板厚であり、鋼管の場合は肉厚である。熱処理時間の好ましい下限は、母材の厚さ２５．４ｍｍ当たり１．０時間であり、好ましい上限は３．０時間である。熱処理温度および熱処理時間がこの条件を満たせば、例えば、溶接金属のクリープ破断時間を３０００時間以上とすることができ、かつ、優れた靱性が得られやすい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を用いて、インゴットを製造し、その後、熱間鍛造および熱間圧延を実施して鋼板を製造した。鋼板に対して焼入れおよび焼戻しを実施して、板厚１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ２００ｍｍの母材鋼板（以下、単に母材という）を製造した。焼入れでは、鋼板を１１００℃で１時間保持した後、空冷した（空冷焼入れ）。焼戻しでは、焼入れ後の鋼板を７７０℃で１．５時間保持した。
次に、表２に示す化学組成を有する溶鋼を用いてインゴットを製造し、その後、熱間鍛造、熱間圧延および機械加工を施し、直径２．４ｍｍのフィラーワイヤを製造した。製造されたフィラーワイヤを溶接材料とした。
上記の母材の長手方向に、角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した。一対の母材のＶ開先同士を突き合わせ、上述の溶接材料を用いて、溶接を実施した。具体的には、シールドガスをＡｒとしたガスタングステンアーク溶接により、溶接材料を開先内に積層溶接して溶接金属を形成し、各溶接継手を製造した（試験Ｎｏ．１～１５）。
このとき、溶接入熱は、初層溶接の入熱を６ｋＪ／ｃｍ、積層溶接の入熱を１５ｋＪ／ｃｍとした。また、試験Ｎｏ．１１を除いて、パス間の溶接継手温度が３００℃以下となるよう管理した。これに対して、試験Ｎｏ．１１については、パス間の溶接継手温度が３００～４００℃の範囲となった。溶接後の溶接継手に対して、７４０℃で０．５時間保持した後、空冷した。
得られた溶接継手の溶接金属について、化学組成の測定を行った。溶接金属の化学組成の測定方法は以下のとおりであった。溶接金属から母材が混入しないように、切粉を採取した。採取した切粉を用いて、誘導結合プラズマ発光分光分析法、高周波燃焼法により分析を行った。溶接金属の化学組成の測定結果を表３に示す。
上記溶接継手とは別に、表１に示す母材の表面上に、表２に示す溶接材料を用いて、シールドガスをＡｒとしたガスタングステンアーク溶接を用いて、１２ｍｍ厚さとなるまで多層溶接した。これにより溶接金属を作製した。この時の溶接条件は、上述した条件と同一である。
そして、上記の溶接金属から、それぞれ６ｍｍ角、長さ４０ｍｍの電解抽出用試験片を採取した。そして、上記試験片を用いて、以下の手順により、ｓｏｌ．Ｂおよびｉｎｓｏｌ．Ｂの測定を行った。まず、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールにて２０ｍＡ／ｃｍ２の電流値で上記試験片を約０．４ｇ電解した。その後、その電解後の溶液を０．２μｍのフィルターでろ過した後、残渣を硫酸＋りん酸＋硝酸＋過塩素酸の混酸で酸分解した。そして、ＩＣＰ発光分光分析装置にてＢの残渣量を求め、ｉｎｓｏｌ．Ｂとした。また、溶鋼中のＢ含有量から、ｉｎｓｏｌ．Ｂを差し引くことで、ｓｏｌ．Ｂとした。
次に、上述の溶接継手から、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（継手試験片という）を採取した。さらに、母材の表面上に形成した溶接金属からも、丸棒クリープ破断試験片（溶金試験片という）を採取した。各試験片に対して、母材の目標クリープ破断時間が約３０００時間となる６５０℃、１４７ＭＰａの試験条件で、クリープ破断試験を実施した。
試験の結果より、下記の評価でクリープ強度判定を行った。継手試験片が母材（ＨＡＺ）で破断し、かつ溶金試験片のクリープ破断時間が６０００時間以上のものを「良」とした。継手試験片が母材（ＨＡＺ）で破断し、かつ溶金試験片のクリープ破断時間が３０００時間以上、６０００時間未満となるものを「可」とした。継手試験片において溶接金属部分で破断するか、または溶金試験片のクリープ破断時間が３０００時間を下回るものを「不合格」とした。
次に、上述の溶接継手の３か所から、観察面が継手の横断面（溶接ビードと垂直な断面）になるように観察用試験片を採取した。採取した観察用試験片を鏡面研磨、ビレラ試薬（ピクリン酸１ｇ、塩酸５ｍｌ、エタノール１００ｍｌ）にて３０秒から２分程度腐食した後、光学顕微鏡によって観察し、溶接熱影響部における割れの有無を調査した。３個の試料のすべてで割れが観察されなかった溶接継手を「良」、割れが観察された溶接継手を「不合格」と判断した。
さらに、上述の溶接継手から、溶接金属にノッチを加工した、フルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）を３本採取した。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。試験結果に基づいて、次のとおり靱性判定を行った。
３本の試験片のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値が全て２７Ｊを超えるものを「良」、３本のうち少なくとも１本の吸収エネルギー値が２７Ｊを下回るが、平均値で２７Ｊを満足するものを「可」、３本の平均値が２７Ｊを下回るものを「不合格」とした。
それらの結果を表４にまとめて示す。
表３および４を参照して、試験Ｎｏ．１～７の溶接金属は本発明の規定を全て満足する。そのため、これらの溶接金属は、優れたクリープ強度、耐凝固割れ性および靱性を有することが分かる。得られた溶接継手も十分なクリープ強度および靱性を示した。
一方、試験Ｎｏ．８の溶接金属では、Ｍｏ含有量、Ｂ含有量およびｓｏｌ．Ｂ含有量が下限値を下回っているため、クリープ破断時間が３０００時間未満となり、クリープ強度が不合格となった。試験Ｎｏ．９の溶接金属では、Ｍｏ含有量が上限を超えているため、シャルピー衝撃値が２７Ｊを下回り、靱性が不合格となった。
試験Ｎｏ．１０および１３の溶接金属では、Ｎ含有量が上限を超えているため、析出物として含有しているＢ含有量（ｉｎｓｏｌ．Ｂ）が高かった。そのため、シャルピー衝撃値が２７Ｊを下回り、靱性が不合格となった。試験Ｎｏ．１１の溶接金属は、適切な化学組成を有しているものの、パス間温度が高く、析出物として存在しているＢ含有量（ｉｎｓｏｌ．Ｂ）が高いため、シャルピー衝撃値が２７Ｊを下回り、靱性が不合格となった。
試験Ｎｏ．１２の溶接金属は各元素の含有量は規定範囲であるものの、（iii）式を満足しなかった。そのため、クリープ破断時間が３０００時間を下回り、クリープ強度が不合格となった。試験Ｎｏ．１４の溶接金属では、Ｂ含有量が下限値未満であったため、固溶しているＢ含有量（ｓｏｌ．Ｂ）も低く、クリープ破断時間が３０００時間を下回り、クリープ強度が不合格となった。
試験Ｎｏ．１５の溶接金属では、Ｂ含有量が上限を超えているため、クリープ強度は良好であったものの、靱性が不合格かつ凝固割れが発生した。
本発明によれば、高いクリープ強度および靱性に加えて、優れた耐凝固割れ性を有するフェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手を得ることが可能になる。
Claims (3)
- フェライト系耐熱鋼溶接金属であって、
前記フェライト系耐熱鋼溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６～０．１０％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
Ｍｎ：０．３０～０．７０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｃｒ：８．５～９．５％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｏ：２．６～３．４％、
Ｎｉ：０．０１～１．１０％、
Ｗ：２．５～３．５％、
Ｎｂ：０．０２～０．０８％、
Ｔａ：０．０２～０．０８％、
Ｖ：０．１～０．３％、
Ｂ：０．００７～０．０１５％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０１７％、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｔｉ：０～０．３０％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記の（ｉ）～（iii）式を満足し、
前記フェライト系耐熱鋼溶接金属から採取された丸棒クリープ破断試験片を用いて、６５０℃、１４７ＭＰａの試験条件においてクリープ破断試験を行った場合に、クリープ破断時間が３０００時間以上であり、
前記フェライト系耐熱鋼溶接金属部分にノッチ深さ２ｍｍのノッチ加工が施されたフルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片を３本採取し、各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した場合に、吸収エネルギー値の平均値が２７Ｊ以上である、
フェライト系耐熱鋼溶接金属。
ｓｏｌ．Ｂ≧０．００５ ・・・（ｉ）
ｉｎｓｏｌ．Ｂ≦０．００４５ ・・・（ii）
（２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｒ＋４Ｍｏ＋２Ｗ＋１０（Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｖ）＋５００ｓｏｌ．Ｂ）／（Ｍｎ＋Ｃｏ＋Ｎｉ）≧４．５ ・・・（iii）
但し、式中の各元素記号は、溶接金属中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、ｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に固溶しているＢ含有量（質量％）、ｉｎｓｏｌ．Ｂは溶接金属中に析出物として存在しているＢ含有量（質量％）である。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５～１．０％、
Ｔｉ：０．０２～０．３０％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、および、
ＲＥＭ：０．００１～０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属。 - 請求項１または請求項２に記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属と、フェライト系耐熱鋼からなる母材と、を含むフェライト系耐熱鋼溶接継手であって、
前記母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１２％、
Ｓｉ：０．０５～０．６０％、
Ｍｎ：０．１０～０．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：８．０～１０．０％、
Ｃｏ：２．０～４．０％、
Ｎｉ：０～０．４％、
Ｗ：２．０～４．０％、
Ｎｂ＋Ｔａ：合計で０．０２～０．１８％、
Ｖ：０．０５～０．４０％、
Ｂ：０．００５～０．０２０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．００２～０．０２５％、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｎｄ：０．０１～０．０６％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記フェライト系耐熱鋼溶接継手から、前記フェライト系耐熱鋼溶接金属が平行部の中央となるように採取された丸棒クリープ破断試験片を用いて、６５０℃、１４７ＭＰａの試験条件においてクリープ破断試験を行った場合に、母材で破断する、
フェライト系耐熱鋼溶接継手。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018244657A JP7218573B2 (ja) | 2018-12-27 | 2018-12-27 | フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018244657A JP7218573B2 (ja) | 2018-12-27 | 2018-12-27 | フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2020104141A JP2020104141A (ja) | 2020-07-09 |
| JP7218573B2 true JP7218573B2 (ja) | 2023-02-07 |
Family
ID=71450279
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018244657A Active JP7218573B2 (ja) | 2018-12-27 | 2018-12-27 | フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7218573B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112548397B (zh) * | 2020-12-07 | 2021-12-07 | 四川西冶新材料股份有限公司 | 一种汽化炉耐热钢氩弧焊丝及其制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009293063A (ja) | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材の製造方法 |
| JP2016216815A (ja) | 2015-05-19 | 2016-12-22 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 |
| WO2017104815A1 (ja) | 2015-12-18 | 2017-06-22 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼用溶接材料、フェライト系耐熱鋼用溶接継手及びフェライト系耐熱鋼用溶接継手の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3322097B2 (ja) * | 1995-10-26 | 2002-09-09 | 住友金属工業株式会社 | 溶接施工性に優れた高強度、高耐食フェライト鋼用溶接材料 |
| JP3375817B2 (ja) * | 1996-03-29 | 2003-02-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 高クロムフェライト鋼用溶接ワイヤ |
-
2018
- 2018-12-27 JP JP2018244657A patent/JP7218573B2/ja active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009293063A (ja) | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材の製造方法 |
| JP2016216815A (ja) | 2015-05-19 | 2016-12-22 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 |
| WO2017104815A1 (ja) | 2015-12-18 | 2017-06-22 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼用溶接材料、フェライト系耐熱鋼用溶接継手及びフェライト系耐熱鋼用溶接継手の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2020104141A (ja) | 2020-07-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6338028B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼用溶接材料、フェライト系耐熱鋼用溶接継手及びフェライト系耐熱鋼用溶接継手の製造方法 | |
| EP2196551B1 (en) | Use of low-thermal-expansion nickel-based superalloy for a boiler component, according boiler component and method for its production | |
| JP4188124B2 (ja) | 焼き戻しマルテンサイト系耐熱鋼の溶接継手 | |
| JP6384611B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| JP6384610B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| JP6693561B2 (ja) | 二相ステンレス鋼及び二相ステンレス鋼の製造方法 | |
| KR102124914B1 (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 | |
| JP5170351B1 (ja) | 二相ステンレス鋼 | |
| JP5630322B2 (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP6965938B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属および溶接構造物 | |
| JP2013104065A (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| WO2019069998A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP7218573B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手 | |
| CN112391576B (zh) | 低合金耐热钢及钢管 | |
| JP5935678B2 (ja) | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2017202493A (ja) | オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料 | |
| JP7457262B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼 | |
| WO2021220913A1 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼の製造方法 | |
| JP2017221964A (ja) | オーステナイト系耐熱合金溶接金属 | |
| JP2017202492A (ja) | オーステナイト系耐熱鋼溶接金属およびそれを有する溶接継手 | |
| KR20240034213A (ko) | 페라이트계 내열강 | |
| KR20230122548A (ko) | 오스테나이트계 스테인리스강 및 내수소성 부재 | |
| JP2021016884A (ja) | フェライト系耐熱鋼異材溶接継手およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210810 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20220712 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220726 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20220922 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20221227 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230109 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7218573 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |