WO2016125676A1 - 溶接金属及び溶接構造体 - Google Patents

溶接金属及び溶接構造体 Download PDF

Info

Publication number
WO2016125676A1
WO2016125676A1 PCT/JP2016/052468 JP2016052468W WO2016125676A1 WO 2016125676 A1 WO2016125676 A1 WO 2016125676A1 JP 2016052468 W JP2016052468 W JP 2016052468W WO 2016125676 A1 WO2016125676 A1 WO 2016125676A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
weld metal
content
less
toughness
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/052468
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
秀徳 名古
難波　茂信
喜臣 岡崎
山下　賢
元一 谷口
泰隆 坂野
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to BR112017015458A priority Critical patent/BR112017015458A2/pt
Priority to CN201680006979.0A priority patent/CN107208218A/zh
Priority to EP16746507.9A priority patent/EP3255166A4/en
Priority to KR1020177019789A priority patent/KR20170097134A/ko
Publication of WO2016125676A1 publication Critical patent/WO2016125676A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt

Definitions

  • the present invention relates to a weld metal and a welded structure.
  • High Cr (chromium) steel weld metal is widely used for boiler tubes and pipes of super-supercritical coal-fired power generation that has a high temperature of 500 ° C. to 600 ° C. due to its excellent heat resistance.
  • Such a high Cr steel weld metal is required to have various characteristics such as crack resistance, strength, toughness, etc., as well as creep rupture characteristics at high temperatures.
  • Such high Cr steel weld metals include clad arc welding (SMAW: Shielded Metal Arc Welding), gas shielded tungsten arc welding (GTAW: Gas Tungsten Arc Welding), submerged arc welding (SAW: Submerged Arc Welding), gas metal arc.
  • Welding GMAW: Gas Metal Arc Welding
  • Flux Cored Arc Welding FCAW: Flux Corded Arc Welding
  • PWHT Post Weld Heat Treatment
  • the effect of the PWHT depends on the holding time and holding temperature.
  • the holding time and holding temperature of the PWHT are generally Larson-Miller parameters (LMP: Larson ⁇ ) represented by the following equation, where SR (Stress Relief) annealing temperature is T (° C.) and SR annealing time is t (hour). Determined based on Miller parameter). For example, when the holding temperature is increased, the same PWHT effect can be obtained with a shorter holding time.
  • LMP (T + 273) ⁇ (20 + logt)
  • the ferrite band is a locally generated coarse band-like ferrite structure observed after PWHT, and is known to adversely affect creep rupture characteristics and toughness.
  • the ⁇ (delta) ferrite structure generated at a high temperature during welding is likely to remain even after completion of welding.
  • ⁇ -ferrite is a coarse structure observed in a welded state before PWHT is applied, and has an adverse effect on creep rupture characteristics and toughness in the same manner as a ferrite band.
  • the creep rupture characteristics and toughness are generally evaluated by a test piece collected from a specific part of the weld metal, a good value is shown when a ferrite band or ⁇ ferrite is not included in the collected part.
  • the ferrite band and ⁇ ferrite that are generated in part may cause breakage and breakage, so the ferrite band and ⁇ ferrite are generated on the entire surface of the weld metal for safety. Need to be suppressed. Therefore, in order to shorten the holding time during PWHT while ensuring the creep rupture characteristics and toughness at a high level, a high Cr that does not generate a ferrite band even at a high holding temperature and suppresses the formation of ⁇ ferrite.
  • the demand for steel weld metal is increasing.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-290016 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 8-187592 Japanese Unexamined Patent Publication No. 6-238480 Japanese Unexamined Patent Publication No. 7-268562
  • the present invention has been made based on the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a weld metal and a welded structure that can achieve both a high level of creep rupture characteristics and toughness while reducing the PWHT retention time. .
  • C carbon: 0.03% by mass to 0.16% by mass
  • Si silicon: 0.10% by mass to 0.50% by mass
  • Mn manganese
  • Ni nickel
  • Cr chromium
  • Mo mobdenum
  • V vanadium
  • Nb niobium
  • N (nitrogen) 0.010% by mass or more and 0.080% by mass or less
  • O oxygen
  • Fe iron
  • the concentration (mass%) of P (phosphorus), Sb (antimony), Sn (tin) and As (arsenic) as the inevitable impurities is [P], [Sb], [Sn ] And [As], the weld metal has an X value defined by the following formula (1) of more than 0 and 15 or less.
  • X value (10 ⁇ [P] + 5 ⁇ [Sb] + 4 ⁇ [Sn] + [As]) ⁇ 100 (1)
  • the weld metal can obtain creep rupture characteristics and toughness at a high level. That is, since the total concentration of Mn and Ni is not more than the above upper limit, the weld metal can reduce the reverse transformation temperature and suppress the formation of ferrite bands.
  • Mn and Ni are austenite stabilizing elements, ⁇ ferrite is relatively stabilized by reducing the total concentration of these elements, and the formation of ⁇ ferrite during welding is promoted.
  • the weld metal suppresses the effect of promoting the formation of ⁇ ferrite by setting the content of Cr as a ferrite stabilizing element to the upper limit or less.
  • Cr-based carbide M 23 C 6 (where M represents a carbide-forming element) that hinders dislocation movement at high temperature and under stress is reduced, and creep rupture characteristics are reduced. Incurs a decline.
  • the weld metal decreases the creep rupture property due to the MX precipitate by reducing the rate of decrease in the number of particles at a high temperature and stress load of the MX precipitate by setting the Ni content below the upper limit.
  • MX precipitate means a generic name of compounds such as NaCl-type carbides, nitrides, carbonitrides, etc., which precipitate during cooling after welding. That, MX precipitates improves the action creep rupture properties as a failure of the same dislocation moves M 23 C 6, because it is much finer than the M 23 C 6, readily coarse at high temperatures and stress load The number of particles decreases, and the effect of suppressing dislocation movement is lost rapidly.
  • the weld metal reduces the rate of decrease in the number of particles at high temperature and stress load of the MX precipitate by reducing Ni, and maintains the effect of suppressing dislocation movement due to the MX precipitate for a long time.
  • the weld metal thus reduces the reverse transformation temperature and suppresses the formation of ⁇ ferrite and ferrite bands while enabling PWHT at a high holding temperature, thereby shortening the PWHT holding time and creep rupture at a high level. Balances properties and toughness.
  • the weld metal suppresses adverse effects due to impurities by setting the X value, which is an index of the degree of influence of toughness deterioration using the mass ratio of each element included as an unavoidable impurity as a variable, to a predetermined value or less. Toughness can be secured.
  • the upper limit of O concentration is preferably 0.005% by mass.
  • V concentration was [V]
  • compound type V concentration was [insol. V]
  • the Y value defined by the following formula (2) is preferably 10 or less.
  • the present inventors have found that the decrease in the number of MX particles at high temperature and under stress is affected by the concentration of V, which is the main constituent element of the MX precipitate. Specifically, the MX particles are more stably present as the concentration of V constituting the MX precipitate is higher and the concentration of V remaining in the matrix without forming the MX precipitate is smaller. From this point of view, by setting the Y value to be equal to or lower than the above upper limit, it is possible to reliably suppress the decrease in the number of MX particles at a high temperature and under a stress load, and to obtain more excellent creep rupture characteristics.
  • V concentration is a mass proportion of V contained in the entire weld metal
  • compound-type V concentration is a mass proportion of V contained in the MX precipitate with respect to the entire weld metal.
  • Co more than 0 mass% to 0.5 mass% or less
  • W tungsten
  • Ti titanium
  • B Boron
  • Cu copper
  • Al aluminum
  • Another invention made to solve the above problems is a welded structure having the above-mentioned weld metal.
  • the said welded structure has the said weld metal, a creep rupture characteristic and toughness are acquired at a high level, shortening the holding time of PWHT.
  • the weld metal and welded structure of the present invention can achieve both high creep rupture characteristics and toughness while reducing the PWHT retention time.
  • the weld metal is C: 0.03% by mass to 0.16% by mass, Si: 0.10% by mass to 0.50% by mass, Mn: 0.10% by mass to 0.90% by mass, Ni: 0.02 to 0.70% by mass, Cr: 7.0 to 9.5% by mass, Mo: 0.80 to 1.20% by mass, V: 0.05 % By mass to 0.50% by mass, Nb: 0.010% by mass to 0.070% by mass, N: 0.010% by mass to 0.080% by mass, O: more than 0% by mass and 0.10% by mass %, Balance: Fe and inevitable impurities, the total concentration of Mn and Ni is 1.0% by mass or less, and the respective concentrations of P, Sb, Sn and As as the above inevitable impurities When (mass%) is [P], [Sb], [Sn] and [As], X values defined by Equation (1) is greater than 0 and 15 or less.
  • X value (10 ⁇ [P] + 5 ⁇ [Sb] +
  • the C is an element that improves the creep rupture properties by forming carbides.
  • the lower limit of the C content of the weld metal is 0.03% by mass, preferably 0.04% by mass, and more preferably 0.06% by mass.
  • the upper limit of the C content of the weld metal is 0.16% by mass, preferably 0.15% by mass, and more preferably 0.13% by mass. If the C content of the weld metal is smaller than the lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be obtained. Conversely, if the C content of the weld metal exceeds the above upper limit, the carbides may become coarse and the toughness may be reduced.
  • Si is an element that improves creep rupture characteristics by solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Si content of the weld metal is 0.10% by mass, preferably 0.12% by mass, and more preferably 0.15% by mass.
  • the upper limit of the Si content of the weld metal is 0.50 mass%, preferably 0.40 mass%, and more preferably 0.35 mass%. If the Si content of the weld metal is smaller than the above lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be ensured. Conversely, if the Si content of the weld metal exceeds the above upper limit, the toughness may be reduced.
  • Mn is an element that improves creep rupture characteristics by solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Mn content of the weld metal is 0.10% by mass, preferably 0.20% by mass, and more preferably 0.30% by mass.
  • the upper limit of the Mn content of the weld metal is 0.90 mass%, preferably 0.85 mass%, and more preferably 0.80 mass%. If the Mn content of the weld metal is smaller than the lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be ensured. Conversely, if the Mn content of the weld metal exceeds the upper limit, there is a risk of promoting the formation of a ferrite band during PWHT.
  • Ni is an element that brings about an effect of improving toughness.
  • the lower limit of the Ni content of the weld metal is 0.02% by mass, preferably 0.04% by mass, more preferably 0.06% by mass, and still more preferably 0.08% by mass.
  • the upper limit of the Ni content of the weld metal is 0.70 mass%, preferably 0.65 mass%, and more preferably 0.60 mass%. If the Ni content of the weld metal is smaller than the lower limit, sufficient toughness may not be obtained. Conversely, if the Ni content of the weld metal exceeds the above upper limit, MX at high temperature and stress load may be destabilized and creep rupture characteristics may be deteriorated.
  • Cr is an element that forms M 23 C 6 to improve creep rupture characteristics.
  • the lower limit of the Cr content of the weld metal is 7.0% by mass, preferably 7.5% by mass, and more preferably 7.8% by mass.
  • the upper limit of the Cr content of the weld metal is 9.5% by mass, preferably 9.0% by mass, more preferably 8.8% by mass, and still more preferably 8.7% by mass. If the Cr content of the weld metal is smaller than the lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be ensured. Conversely, if the Cr content of the weld metal exceeds the upper limit, there is a risk of promoting the formation of ⁇ ferrite.
  • the lower limit of the Mo content of the weld metal is 0.80 mass%, preferably 0.85 mass%, and more preferably 0.90 mass%.
  • the upper limit of the Mo content of the weld metal is 1.20% by mass, preferably 1.15% by mass, and more preferably 1.10% by mass. If the Mo content of the weld metal is smaller than the above lower limit, the creep rupture characteristics may be deteriorated. On the other hand, if the Mo content of the weld metal exceeds the upper limit, the strength increases excessively and the predetermined toughness may not be ensured.
  • V is an element that forms MX and contributes to improvement of creep rupture characteristics.
  • the lower limit of the V content of the weld metal is 0.05% by mass, preferably 0.10% by mass, and more preferably 0.15% by mass.
  • the upper limit of the V content of the weld metal is 0.50 mass%, preferably 0.45 mass%, and more preferably 0.40 mass%. If the V content of the weld metal is smaller than the above lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be obtained. On the other hand, if the V content of the weld metal exceeds the upper limit, the strength increases excessively and the predetermined toughness may not be ensured.
  • Nb is an element that forms MX and contributes to improvement of creep rupture characteristics.
  • the lower limit of the Nb content of the weld metal is 0.010% by mass, preferably 0.015% by mass, and more preferably 0.020% by mass.
  • the upper limit of the Nb content of the weld metal is 0.070% by mass, preferably 0.060% by mass, and more preferably 0.055% by mass.
  • the Nb content of the weld metal is smaller than the lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be obtained.
  • the Nb content of the weld metal exceeds the upper limit, the strength increases excessively, and the predetermined toughness may not be ensured.
  • N is an element that forms MX and contributes to improvement of creep rupture characteristics.
  • the lower limit of the N content of the weld metal is 0.010% by mass, preferably 0.015% by mass, and more preferably 0.018% by mass.
  • the upper limit of the N content of the weld metal is 0.080% by mass, preferably 0.070% by mass, and more preferably 0.060% by mass. If the N content of the weld metal is smaller than the lower limit, sufficient creep rupture characteristics may not be obtained. On the other hand, if the N content of the weld metal exceeds the above upper limit, the strength increases excessively, and the predetermined toughness may not be ensured.
  • O is an element that forms an oxide.
  • the O content of the weld metal is more than 0% by mass.
  • the upper limit of the O content of the weld metal is 0.10% by mass, preferably 0.06% by mass, and more preferably 0.05% by mass.
  • coarse oxides increase and become the starting point of brittle fracture, so that the toughness may be lowered.
  • the O concentration of the weld metal 0.005% by mass or less, an increase in coarse oxide can be remarkably suppressed, and the toughness can be further enhanced.
  • the lower the O content the better. However, it is difficult to make it 0 mass% practically.
  • Mn and Ni are elements that lower the reverse transformation temperature.
  • the upper limit of the total concentration of Mn and Ni in the weld metal is 1.0 mass%, preferably 0.95 mass%, and more preferably 0.90 mass%. If the total concentration of Mn and Ni in the weld metal exceeds the above upper limit, the formation of ferrite bands during PWHT may not be suppressed.
  • the weld metal contains Fe and inevitable impurities in the balance other than the basic components described above. Inevitable impurities such as P, Sb, Sn, As, and Pb (lead) introduced depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like are allowed. It is also effective to further contain other elements, and the characteristics of the weld metal material are further improved depending on the type of elements contained.
  • the weld metal may contain Co as another element.
  • Co is an element effective for suppressing the formation of ⁇ ferrite.
  • the Co content of the weld metal is preferably more than 0% by mass, and the lower limit of the Co content is more preferably 0.1% by mass.
  • the upper limit of the Co content of the weld metal is preferably 0.5% by mass, more preferably 0.46% by mass, and still more preferably 0.43% by mass. When the Co content of the weld metal is smaller than the lower limit, it may be difficult to suppress the formation of ⁇ ferrite.
  • the weld metal may add W as another element.
  • W is an element effective for improving creep rupture characteristics.
  • the W content of the weld metal is preferably more than 0% by mass, and the lower limit of the W content is more preferably 0.1% by mass.
  • the upper limit of the W content of the weld metal is preferably 0.5% by mass, more preferably 0.46% by mass, and still more preferably 0.43% by mass. If the W content of the weld metal is smaller than the lower limit, the creep rupture characteristics may be difficult to improve. Conversely, if the W content of the weld metal exceeds the upper limit, carbides precipitated at the grain boundaries may be coarsened and the toughness may be reduced.
  • the weld metal may contain Ti as another element.
  • Ti is an element that forms MX and contributes to the improvement of creep rupture characteristics.
  • the Ti content of the weld metal is preferably more than 0% by mass, and the lower limit of the Ti content is more preferably 0.005% by mass.
  • the upper limit of the Ti content of the weld metal is preferably 0.030% by mass, more preferably 0.024% by mass, and still more preferably 0.018% by mass. If the Ti content of the weld metal is smaller than the above lower limit, MX is difficult to be formed and the creep rupture characteristics may be difficult to improve. Conversely, if the Ti content of the weld metal exceeds the upper limit, the strength may increase excessively and the toughness may decrease.
  • the weld metal may add B as another element.
  • B has an effect of refining the M 23 C 6, an element to improve creep rupture properties.
  • the B content of the weld metal is preferably more than 0% by mass, and the lower limit of the B content is more preferably 0.0005% by mass.
  • the upper limit of the B content of the weld metal is preferably 0.0030% by mass, more preferably 0.0020% by mass, and still more preferably 0.0012% by mass. If the B content of the weld metal is smaller than the above lower limit, M23C6 is difficult to be miniaturized, and the creep rupture characteristics may be difficult to improve. Conversely, if the B content of the weld metal exceeds the above upper limit, the strength is excessively increased and the toughness may be decreased.
  • the weld metal may contain Cu as another element.
  • Cu is an element effective for suppressing the formation of ⁇ ferrite.
  • the Cu content of the weld metal is preferably more than 0% by mass, and the lower limit of the Cu content is more preferably 0.05% by mass.
  • the upper limit of the Cu content of the weld metal is preferably 0.23% by mass, more preferably 0.20% by mass, and still more preferably 0.15% by mass. If the Cu content of the weld metal is smaller than the lower limit, it may be difficult to suppress the formation of ⁇ ferrite. Conversely, if the Cu content of the weld metal exceeds the upper limit, there is a risk of promoting the formation of ferrite bands.
  • the weld metal may contain Al as another element.
  • Al is a deoxidizing element.
  • the Al content of the weld metal is preferably more than 0% by mass, and the lower limit of the Al content is more preferably 0.005% by mass.
  • the upper limit of the Al content of the weld metal is preferably 0.050% by mass, more preferably 0.040% by mass, and still more preferably 0.030% by mass. If the Al content of the weld metal is smaller than the lower limit, a sufficient deoxidation effect may not be obtained. Conversely, if the Al content of the weld metal exceeds the upper limit, the oxide may be coarsened and the toughness may be reduced.
  • the degree of influence of toughness reduction can be defined by the X value of the following formula (1).
  • the upper limit of the X value is 15, preferably 12, and more preferably 10. If the X value exceeds the above upper limit, the predetermined toughness may not be ensured. In addition, since these elements are inevitably included, the X value becomes a value exceeding 0.
  • X value (10 ⁇ [P] + 5 ⁇ [Sb] + 4 ⁇ [Sn] + [As]) ⁇ 100 (1)
  • the concentration of V constituting MX precipitates precipitated during cooling after welding at a high temperature and under a stress load is higher, and the concentration of V remaining in the matrix without constituting MX precipitates is smaller, the MX particles Will exist more stably.
  • the V concentration in the weld metal is [V]
  • the compound type V concentration is [insol. V]
  • the upper limit of the Y value is preferably 10, more preferably 5.0, still more preferably 4.5, and particularly preferably 4.0.
  • Y value ([V] ⁇ [insol.V]) / [insol. V] (2)
  • the welding method for obtaining the weld metal is not particularly limited as long as it is an arc welding method, but is SMAW (covered arc welding), GTAW (gas shield tungsten arc welding), SAW (submerged arc welding), GMAW. (Gas metal arc welding), FCAW (flux cored arc welding), etc. can be used.
  • the power source during welding may be either direct current or alternating current.
  • the welding material component is naturally limited by the required welding metal component, and in order to obtain a predetermined carbide form, the welding conditions and the welding material component must be appropriately controlled.
  • the lower limit of the heat input is preferably 2.0 kJ / mm, more preferably 2.1 kJ / mm.
  • the upper limit of the heat input is preferably 3.5 kJ / mm, more preferably 3.0 kJ / mm. If the heat input is smaller than the above lower limit, the cooling rate during welding increases, and a sufficient amount of carbide may not be generated during cooling. Conversely, if the heat input exceeds the above upper limit, the cooling rate during welding decreases, and the production of cementite at the end of cooling is promoted, which may reduce the amount of MX precipitates generated.
  • the lower limit of the preheating temperature and the interpass temperature is preferably 160 ° C., and more preferably 180 ° C.
  • the upper limit of the preheating temperature and the interpass temperature is preferably 260 ° C., more preferably 250 ° C. If the preheating temperature and the interpass temperature are smaller than the lower limits, the cooling rate during welding increases, and a sufficient amount of carbide may not be generated during cooling. In particular, the Y value can be easily controlled within the above range by setting the preheating temperature and the interpass temperature to 180 ° C. or higher. Conversely, when the preheating temperature and the interpass temperature exceed the above upper limits, the cooling rate at the time of welding decreases, and the production of cementite in the final stage of cooling is promoted, which may reduce the amount of MX precipitates produced.
  • the lower limit of the PWHT holding temperature is preferably 750 ° C, more preferably 755 ° C.
  • the upper limit of the PWHT holding temperature is preferably 770 ° C, more preferably 765 ° C. If the holding temperature of PWHT is smaller than the above lower limit, the holding time of PWHT becomes too long, and the construction efficiency may be lowered. On the other hand, if the PWHT holding temperature exceeds the above upper limit, a ferrite band is likely to be generated, and predetermined creep rupture characteristics or toughness may not be obtained.
  • the lower limit of the PWHT holding time is preferably 2 hours, and more preferably 3 hours.
  • the upper limit of the PWHT holding time is preferably 40 hours, and more preferably 35 hours. If the PWHT holding time is smaller than the lower limit, the stress generated during welding may not be sufficiently removed. Conversely, if the PWHT retention time exceeds the upper limit, sufficient construction efficiency may not be obtained.
  • the weld structure has the weld metal.
  • the welded structure having the weld metal is obtained by welding a predetermined member under the welding conditions. Since the weld structure includes the weld metal, the creep rupture characteristics and toughness can be secured at a high level while shortening the PWHT holding time. As a result, the reliability, durability, and the like of devices used in a high temperature and high pressure environment such as a boiler for ultra super critical coal-fired power generation are improved.
  • the weld metal can suppress the formation of ⁇ ferrite and ferrite bands while lowering the reverse transformation temperature by making the total concentration of Mn and Ni equal to or less than the above upper limit and enabling PWHT at a high temperature. Thereby, the said weld metal can shorten the holding time of PWHT, and can make a creep rupture characteristic and toughness compatible at a high level.
  • the weld metal can ensure high toughness by setting the X value, which is an index of the degree of influence of toughness deterioration using the mass ratio of each element as a variable, to the above upper limit or less.
  • weld metals were prepared under the welding conditions described below, and various properties were evaluated.
  • composition content measurement The sample for composition content measurement cut out the center part of each weld metal formed in the groove part after PWHT, and performed the chemical component analysis. Specifically, B is analyzed by absorptiometry, C is analyzed by combustion-infrared absorption, N and O are analyzed by inert gas melting-thermal conductivity, and other than B, C, N, and O These elements were analyzed by inductively coupled plasma optical emission spectrometry. Table 2 shows the composition content of each element obtained in each weld metal. In Table 2, “-” indicates that the component is not contained.
  • No. The absorbed energy vE of No. 28 is 120 J. 1-No. 27 and no. 29-No. It is much larger than the absorbed energy vE of 44 other weld metals. This is no.
  • the O content of weld metals other than 28 is 0.02% by mass or more, whereas This is probably because the O content in No. 28 is remarkably small at 0.004% by mass.
  • GTAW is easier to reduce the O content and improve toughness than SMAW as a welding method.
  • the weld metal and welded structure can achieve both a high level of creep rupture characteristics and toughness while shortening the PWHT retention time. It can be suitably used for boiler tubes and pipes.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Nonmetallic Welding Materials (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Abstract

　本発明の溶接金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎ及びＯをそれぞれ特定量含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有し、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が１．０質量％以下であり、１０×［Ｐ］＋５×［Ｓｂ］＋４×［Ｓｎ］＋［Ａｓ］）×１００で規定される値が０超１５以下である。

Description

溶接金属及び溶接構造体
　本発明は、溶接金属及び溶接構造体に関する。
　高Ｃｒ（クロム）鋼溶接金属は、その優れた耐熱性から５００℃以上６００℃以下という高温になる超々臨界石炭火力発電のボイラーチューブやパイプ用として広く実用化されている。このような高Ｃｒ鋼溶接金属には、高温でのクリープ破断特性と共に、耐割れ性、強度、靭性等の諸特性を有することが要求される。
　このような高Ｃｒ鋼溶接金属は、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ：Ｓｈｉｅｌｄｅｄ　Ｍｅｔａｌ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ガスシールドタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ：Ｇａｓ　Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ：Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ガスメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ：Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ：Ｆｌｕｘ　Ｃｏｒｅｄ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）等が適用され、溶接金属の残留応力を除去するため、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ：Ｐｏｓｔ　Ｗｅｌｄ　Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）が施される。
　上記ＰＷＨＴの効果は、保持時間と保持温度とに依存する。ＰＷＨＴの保持時間及び保持温度は、ＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ　Ｒｅｌｉｅｆ）焼鈍温度をＴ（℃）、ＳＲ焼鈍時間をｔ（時間）としたとき、一般には下記式で示すラーソン・ミラー・パラメータ（ＬＭＰ：Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ　ｐａｒａｍｅｔｅｒ）に基づいて決定される。例えば、保持温度を高めると、より短い保持時間で同等のＰＷＨＴの効果が得られる。
　ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）
　近年、施工効率の観点からＰＷＨＴ時の保持時間短縮が要望されているが、保持時間を短縮するために保持温度を高温化すると、溶接金属中にフェライトバンドが発生し易くなる。フェライトバンドは、ＰＷＨＴ後に観察される局部的に生成した粗大な帯状フェライト組織であり、クリープ破断特性や靭性に悪影響を及ぼすことが知られている。また、フェライト安定化元素であるＣｒを多量に含有する高Ｃｒ鋼溶接金属では、溶接時の高温で生成したδ（デルタ）フェライト組織が溶接完了後も残存し易い。δフェライトは、ＰＷＨＴを施す前の溶接された状態で観察される粗大組織であり、フェライトバンドと同様にクリープ破断特性や靭性に悪影響を及ぼす。
　ここで、クリープ破断特性や靭性は、一般に溶接金属の特定の部位から採取された試験片により評価されるが、採取部位にフェライトバンドやδフェライトが含まれない場合、良好な値が示される。しかし、実際の施工される溶接金属では、一部に生成したフェライトバンドやδフェライトが破壊や破断を引き起こすことがあるので、安全を期するために溶接金属全面においてフェライトバンド及びδフェライトの生成が抑制される必要がある。従って、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を確保しつつＰＷＨＴ時の保持時間を短縮するために、高い保持温度であってもフェライトバンドが生成せず、かつδフェライトの生成が抑制される高Ｃｒ鋼溶接金属の要求が高まっている。
　上記要求に対し、ＰＷＨＴ時のマトリックス粒内に析出する金属Ｍと炭素Ｃとの炭化物のうち、微細なＭＣ型炭化物を低減し微細なＭ２Ｃ型炭化物を増加させることでフェライトバンドの生成を抑制する２．２５Ｃｒ鋼溶接金属が提案されている（日本国特開２００７－２９００１６号公報参照）。しかし、この２．２５Ｃｒ鋼溶接金属で想定しているＰＷＨＴの保持温度は６９０℃であり、これは十分に高い保持温度とはいえず、ＰＷＨＴの保持時間を十分に短縮できない。
　また、上記要求に対し、溶接ワイヤの成分を規定することで高Ｃｒ鋼溶接金属中のδフェライト生成を抑制する溶接材料が提案されている（日本国特開平８－１８７５９２号公報参照）。しかし、この溶接材料は、ＴＩＧ溶接（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）で使用されるものであり、施工効率が低いという不都合がある。また、この溶接材料で想定しているＰＷＨＴの保持温度は７４０℃であり、これも十分に高い保持温度とはいえず、ＰＷＨＴの保持時間を十分に短縮できない。
　さらに、上記要求に対し、施工効率に優れた被覆アーク溶接を対象として、Ｃｒ、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）及びＣｕ（銅）の含有量を規定することで、溶接金属中のδフェライト生成を抑制する被覆アーク溶接棒が提案されている（日本国特開平６－２３８４８０号公報参照）。しかし、この被覆アーク溶接棒で想定しているＰＷＨＴの保持温度は７４０℃である。
　また、上記要求に対し、一定量のＣｏ（コバルト）を含有することにより、溶接金属中のδフェライト生成を抑制する被覆アーク溶接棒が提案されている（日本国特開平７－２６８５６２号公報参照）。しかし、この被覆アーク溶接棒は、フェライトバンドの生成を助長するＣｏを一定量含有しているので、フェライトバンドの生成抑制効果は期待できない。
日本国特開２００７－２９００１６号公報 日本国特開平８－１８７５９２号公報 日本国特開平６－２３８４８０号公報 日本国特開平７－２６８５６２号公報
　本発明は、上述のような事情に基づいてなされたものであり、ＰＷＨＴの保持時間を短縮しつつ、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できる溶接金属及び溶接構造体の提供を目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討した結果、フェライトバンドはＰＷＨＴ時の逆変態により生成するので、より高い温度でのＰＷＨＴにおけるフェライトバンドを抑制するためには逆変態温度を上げることが有効であると考え、逆変態温度を低下させる元素であるＮｉ（ニッケル）及びＭｎ（マンガン）の合計濃度の低減によりフェライトバンド生成を抑制できることを見出した。また、Ｐ（リン）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（スズ）及びＡｓ（ヒ素）はいずれも不可避的不純物であり靱性の低下を招く元素であり、「ＲＯＢＥＲＴ　ＢＲＵＳＣＡＴＯ，”Ｔｈｅ　Ｗｅｌｄｉｎｇ　Ｊｏｕｒｎａｌ”，ｖｏｌ．４９（１９７０），Ｎｏ．４，１４８ｓ－１５６ｓ」で提案されたこれらの元素の質量割合を変数とするパラメータＸ値に基づき各元素の含有量を制御することで靱性低下の影響度を規定できることを見出した。
　すなわち、上記課題を解決するためになされた発明は、Ｃ（炭素）：０．０３質量％以上０．１６質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：０．０２質量％以上０．７０質量％以下、Ｃｒ（クロム）：７．０質量％以上９．５質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０．８０質量％以上１．２０質量％以下、Ｖ（バナジウム）：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．０１０質量％以上０．０７０質量％以下、Ｎ（窒素）：０．０１０質量％以上０．０８０質量％以下、Ｏ（酸素）：０質量％超０．１０質量％以下、残部：Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有し、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が１．０質量％以下であり、上記不可避的不純物としてのＰ（リン）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（スズ）及びＡｓ（ヒ素）のそれぞれの濃度（質量％）を［Ｐ］、［Ｓｂ］、［Ｓｎ］及び［Ａｓ］とした場合、下記式（１）で規定されるＸ値が０超１５以下である溶接金属である。
　Ｘ値＝（１０×［Ｐ］＋５×［Ｓｂ］＋４×［Ｓｎ］＋［Ａｓ］）×１００・・（１）
　当該溶接金属は、各組成の含有量を上記範囲とすることで、高レベルでクリープ破断特性及び靭性が得られる。つまり、当該溶接金属は、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が上記上限以下なので、逆変態温度を低下させフェライトバンドの生成を抑制できる。ここで、Ｍｎ及びＮｉはオーステナイト安定化元素であるため、これらの合計濃度を低減することで相対的にδフェライトが安定化し、溶接時のδフェライト生成が助長される。これに対し、当該溶接金属は、フェライト安定化元素であるＣｒの含有量を上記上限以下とすることで、このδフェライト生成の助長効果を抑制する。ここで、Ｃｒを低減することで、高温かつ応力負荷時の転位移動に対し障害となるＣｒ系の炭化物Ｍ２３Ｃ６（ここで、Ｍは炭化物形成元素を示す）が減少しクリープ破断特性の低下を招く。
　これに対し、当該溶接金属は、Ｎｉの含有量を上記上限以下とすることでＭＸ析出物の高温かつ応力負荷時の粒子数減少速度を低下させることで、ＭＸ析出物によりクリープ破断特性の低下を抑制する。ここで、「ＭＸ析出物」とは、溶接後の冷却時に析出するＮａＣｌ型の炭化物、窒化物及び炭窒化物等の化合物の総称を意味する。つまり、ＭＸ析出物は、Ｍ２３Ｃ６と同様に転位移動の障害として作用しクリープ破断特性を改善するが、Ｍ２３Ｃ６に比べ格段に微細であるため、高温かつ応力負荷時に容易に粗大化し、その粒子数が減少して転位移動の抑制効果が急速に失われる。
　これに対し、当該溶接金属は、Ｎｉを低減することによりＭＸ析出物の高温かつ応力負荷時の粒子数減少速度を低下させ、ＭＸ析出物による転位移動の抑制効果を長時間にわたって維持させる。当該溶接金属は、このように逆変態温度を低下させ高い保持温度でのＰＷＨＴを可能としながらδフェライト及びフェライトバンドの生成を抑制することで、ＰＷＨＴの保持時間を短縮すると共に高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立させる。
　また、当該溶接金属は、不可避的不純物として含まれる各元素の質量割合を変数とする靱性低下の影響度の指標である上記Ｘ値を上記上限以下とすることで、不純物による悪影響を抑制し所定の靭性を確保できる。
　Ｏ濃度の上限としては、０．００５質量％が好ましい。このように、Ｏ濃度を上記上限以下とすることで、粗大酸化物の増加を顕著に抑制でき、靭性をさらに高められる。
　Ｖ濃度を［Ｖ］、化合物型Ｖ濃度を［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］とした場合、下記式（２）で規定されるＹ値が１０以下であるとよい。本発明者らは、高温かつ応力負荷時のＭＸ粒子数の減少が、ＭＸ析出物の主構成元素であるＶの濃度の影響を受けることを見出した。具体的には、ＭＸ析出物を構成するＶの濃度が高く、ＭＸ析出物を構成せずにマトリクス中に残存するＶの濃度が小さいほど、ＭＸ粒子がより安定に存在するようになる。この観点から、Ｙ値を上記上限以下とすることにより、高温かつ応力負荷時のＭＸ粒子数減少を確実に抑制でき、より確実に優れたクリープ破断特性を得ることができる。ここで、「Ｖ濃度」とは、溶接金属全体に含まれるＶの質量割合であり、「化合物型Ｖ濃度」とは、溶接金属全体に対するＭＸ析出物に含まれるＶの質量割合である。
　Ｙ値＝（［Ｖ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］）／［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］ ・・・（２） 
　Ｃｏ（コバルト）：０質量％超０．５質量％以下、Ｗ（タングステン）：０質量％超０．５質量％以下、Ｔｉ（チタン）：０質量％超０．０３０質量％以下、及びＢ（ホウ素）：０質量％超０．００３０質量％以下からなる群より選択される少なくとも１種の組成をさらに含むとよい。このように、上記組成を含むことにより、靱性を低下させることなく、より確実に高レベルでクリープ破断特性及び靭性を得ることができる。
　Ｃｕ（銅）：０質量％超０．２３質量％以下、及びＡｌ（アルミニウム）：０質量％超０．０５０質量％以下からなる群より選択される少なくとも１種の組成をさらに含むとよい。このように、上記組成を含むことにより、酸化物の粗大化を招くことなく、より確実に靱性の低下を抑制できる。 
　また、上記課題を解決するためになされた別の発明は、上記溶接金属を有する溶接構造体である。このように、当該溶接構造体は上記溶接金属を有しているので、ＰＷＨＴの保持時間を短縮しながら高レベルでクリープ破断特性及び靭性が得られる。
　以上説明したように、本発明の溶接金属及び溶接構造体は、ＰＷＨＴの保持時間を短縮しつつ、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できる。
実施例においてクリープ破断特性の評価に使用する試験片の採取位置を示す模式図である。 実施例において靭性の評価に使用する試験片の採取位置を示す模式図である。
　以下、本発明に係る溶接金属及び溶接構造体の実施形態について説明する。 
［溶接金属］
　当該溶接金属は、Ｃ：０．０３質量％以上０．１６質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｎｉ：０．０２質量％以上０．７０質量％以下、Ｃｒ：７．０質量％以上９．５質量％以下、Ｍｏ：０．８０質量％以上１．２０質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ｎｂ：０．０１０質量％以上０．０７０質量％以下、Ｎ：０．０１０質量％以上０．０８０質量％以下、Ｏ：０質量％超０．１０質量％以下、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が１．０質量％以下であり、上記不可避的不純物としてのＰ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＡｓのそれぞれの濃度（質量％）を［Ｐ］、［Ｓｂ］、［Ｓｎ］及び［Ａｓ］とした場合、下記式（１）で規定されるＸ値が０超１５以下である。 
　Ｘ値＝（１０×［Ｐ］＋５×［Ｓｂ］＋４×［Ｓｎ］＋［Ａｓ］）×１００・・（１） 
　Ｃは、炭化物を形成することでクリープ破断特性を改善する元素である。当該溶接金属のＣ含有量の下限としては、０．０３質量％であり、０．０４質量％が好ましく、０．０６質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＣ含有量の上限としては、０．１６質量％であり、０．１５質量％が好ましく、０．１３質量％がより好ましい。当該溶接金属のＣ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性が得られないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＣ含有量が上記上限を超えると、炭化物が粗大化し、靭性が低下するおそれがある。
　Ｓｉは、固溶強化によりクリープ破断特性を改善する元素である。当該溶接金属のＳｉ含有量の下限としては、０．１０質量％であり、０．１２質量％が好ましく、０．１５質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＳｉ含有量の上限としては、０．５０質量％であり、０．４０質量％が好ましく、０．３５質量％がより好ましい。当該溶接金属のＳｉ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性を確保できないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＳｉ含有量が上記上限を超えると、靭性の低下を招くおそれがある。
　Ｍｎは、固溶強化によりクリープ破断特性を改善する元素である。当該溶接金属のＭｎ含有量の下限としては、０．１０質量％であり、０．２０質量％が好ましく、０．３０質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＭｎ含有量の上限としては、０．９０質量％であり、０．８５質量％が好ましく、０．８０質量％がより好ましい。当該溶接金属のＭｎ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性を確保できないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＭｎ含有量が上記上限を超えると、ＰＷＨＴ時のフェライトバンドの生成を助長するおそれがある。
　Ｎｉは、靭性改善効果をもたらす元素である。当該溶接金属のＮｉ含有量の下限としては、０．０２質量％であり、０．０４質量％が好ましく、０．０６質量％がより好ましく、０．０８質量％がさらに好ましい。一方、当該溶接金属のＮｉ含有量の上限としては、０．７０質量％であり、０．６５質量％が好ましく、０．６０質量％がより好ましい。当該溶接金属のＮｉ含有量が上記下限より小さいと、十分な靭性が得られないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＮｉ含有量が上記上限を超えると、高温かつ応力負荷時のＭＸを不安定化させ、クリープ破断特性が低下するおそれがある。 
　Ｃｒは、Ｍ２３Ｃ６を形成してクリープ破断特性を向上させる元素である。当該溶接金属のＣｒ含有量の下限としては、７．０質量％であり、７．５質量％が好ましく、７．８質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＣｒ含有量の上限としては、９．５質量％であり、９．０質量％が好ましく、８．８質量％がより好ましく、８．７質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＣｒ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性を確保できないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＣｒ含有量が上記上限を超えると、δフェライトの生成を助長するおそれがある。
　当該溶接金属のＭｏ含有量の下限としては、０．８０質量％であり、０．８５質量％が好ましく、０．９０質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＭｏ含有量の上限としては、１．２０質量％であり、１．１５質量％が好ましく、１．１０質量％がより好ましい。当該溶接金属のＭｏ含有量が上記下限より小さいと、クリープ破断特性が低下するおそれがある。逆に、当該溶接金属のＭｏ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、所定の靭性を確保できないおそれがある。
　Ｖは、ＭＸを形成してクリープ破断特性向上に寄与する元素である。当該溶接金属のＶ含有量の下限としては、０．０５質量％であり、０．１０質量％が好ましく、０．１５質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＶ含有量の上限としては、０．５０質量％であり、０．４５質量％が好ましく、０．４０質量％がより好ましい。当該溶接金属のＶ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性が得られないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＶ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、所定の靭性を確保できないおそれがある。
　Ｎｂは、ＭＸを形成してクリープ破断特性向上に寄与する元素である。当該溶接金属のＮｂ含有量の下限としては、０．０１０質量％であり、０．０１５質量％が好ましく、０．０２０質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＮｂ含有量の上限としては、０．０７０質量％であり、０．０６０質量％が好ましく、０．０５５質量％がより好ましい。当該溶接金属のＮｂ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性が得られないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＮｂ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、所定の靭性を確保できないおそれがある。
　Ｎは、ＭＸを形成してクリープ破断特性向上に寄与する元素である。当該溶接金属のＮ含有量の下限としては、０．０１０質量％であり、０．０１５質量％が好ましく、０．０１８質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＮ含有量の上限としては、０．０８０質量％であり、０．０７０質量％が好ましく、０．０６０質量％がより好ましい。当該溶接金属のＮ含有量が上記下限より小さいと、十分なクリープ破断特性が得られないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＮ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、所定の靭性を確保できないおそれがある。
　Ｏは、酸化物を形成する元素である。当該溶接金属のＯ含有量としては、０質量％超である。当該溶接金属のＯ含有量の上限としては、０．１０質量％であり、０．０６質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましい。当該溶接金属のＯ含有量が上記上限を超えると、粗大酸化物が増加し脆性破壊の起点となるため、靭性が低下するおそれがある。当該溶接金属のＯ濃度を０．００５質量％以下とすることで、粗大酸化物の増加を顕著に抑制でき、靭性をさらに高められる。なお、靭性確保の観点から、Ｏ含有量は低いほど好ましいが、実用上０質量％とすることは困難である。 
　Ｍｎ及びＮｉは、逆変態温度を低下させる元素である。当該溶接金属におけるＭｎ及びＮｉの合計濃度の上限としては、１．０質量％であり、０．９５質量％が好ましく、０．９０質量％がより好ましい。当該溶接金属のＭｎ及びＮｉの合計濃度が上記上限を超えると、ＰＷＨＴ時のフェライトバンドの生成を抑制できなくなるおそれがある。
　当該溶接金属は、上述した基本成分以外に残部にＦｅ及び不可避的不純物を含む。また、不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＰ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｐｂ（鉛）等の元素の混入が許容される。また、さらにその他の元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される元素の種類によって当該溶接金属材の特性がさらに改善される。
　例えば当該溶接金属は、その他の元素としてＣｏを添加してもよい。Ｃｏは、δフェライト生成の抑制に有効な元素である。当該溶接金属のＣｏ含有率としては、０質量％超が好ましく、Ｃｏ含有率の下限としては、０．１質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＣｏ含有量の上限としては、０．５質量％が好ましく、０．４６質量％がより好ましく、０．４３質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＣｏ含有量が上記下限より小さいと、δフェライト生成を抑制し難くなるおそれがある。逆に、当該溶接金属のＣｏ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、靭性が低下するおそれがあるとともに、フェライトバンドの生成を助長し、フェライトバンドの十分な生成抑制効果が得られないおそれがある。 
　また、当該当該溶接金属は、その他の元素としてＷを添加してもよい。Ｗは、クリープ破断特性の向上に有効な元素である。当該溶接金属のＷ含有量としては、０質量％超が好ましく、Ｗ含有量の下限としては、０．１質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＷ含有量の上限としては、０．５質量％が好ましく、０．４６質量％がより好ましく、０．４３質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＷ含有量が上記下限より小さいと、クリープ破断特性が向上し難くなるおそれがある。逆に、当該溶接金属のＷ含有量が上記上限を超えると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性が低下するおそれがある。
　また、当該当該溶接金属は、その他の元素としてＴｉを添加してもよい。Ｔｉは、ＭＸを形成し、クリープ破断特性の改善に寄与する元素である。当該溶接金属のＴｉ含有量としては、０質量％超が好ましく、Ｔｉ含有量の下限としては、０．００５質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＴｉ含有量の上限としては、０．０３０質量％が好ましく、０．０２４質量％がより好ましく、０．０１８質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＴｉ含有量が上記下限より小さいと、ＭＸが形成され難くなり、クリープ破断特性が改善し難くなるおそれがある。逆に、当該溶接金属のＴｉ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、靭性が低下するおそれがある。
　また、当該当該溶接金属は、その他の元素としてＢを添加してもよい。Ｂは、Ｍ２３Ｃ６を微細化させる作用を有し、クリープ破断特性を改善する元素である。当該溶接金属のＢ含有量としては、０質量％超が好ましく、Ｂ含有量の下限としては、０．０００５質量％がよりより好ましい。一方、当該溶接金属のＢ含有量の上限としては、０．００３０質量％が好ましく、０．００２０質量％がより好ましく、０．００１２質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＢ含有量が上記下限より小さいと、Ｍ２３Ｃ６が微細化し難くなり、クリープ破断特性が改善し難くなるおそれがある。逆に、当該溶接金属のＢ含有量が上記上限を超えると、強度が過大に上昇し、靭性が低下するおそれがある。
　また、当該当該溶接金属は、その他の元素としてＣｕを添加してもよい。Ｃｕは、δフェライト生成の抑制に有効な元素である。当該溶接金属のＣｕ含有量としては、０質量％超が好ましく、Ｃｕ含有量の下限としては、０．０５質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＣｕ含有量の上限としては、０．２３質量％が好ましく、０．２０質量％がより好ましく、０．１５質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＣｕ含有量が上記下限より小さいと、δフェライト生成を抑制し難くなるおそれがある。逆に、当該溶接金属のＣｕ含有量が上記上限を超えると、フェライトバンドの生成を助長するおそれがある。
　また、当該当該溶接金属は、その他の元素としてＡｌを添加してもよい。Ａｌは、脱酸元素である。当該溶接金属のＡｌ含有量としては、０質量％超が好ましく、Ａｌ含有量の下限としては、０．００５質量％がより好ましい。一方、当該溶接金属のＡｌ含有量の上限としては、０．０５０質量％が好ましく、０．０４０質量％がより好ましく、０．０３０質量％がさらに好ましい。当該溶接金属のＡｌ含有量が上記下限より小さいと、十分な脱酸効果が得られないおそれがある。逆に、当該溶接金属のＡｌ含有量が上記上限を超えると、酸化物を粗大化させ、靭性が低下するおそれがある。
＜各組成の関係式＞
　当該溶接金属において、上記不可避的不純物としてのＰ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＡｓのそれぞれの濃度（質量％）を［Ｐ］、［Ｓｂ］、［Ｓｎ］及び［Ａｓ］とした場合、これらの各元素の靱性に及ぼす影響度合を加味して、靱性低下の影響度を下記式（１）のＸ値で規定できる。Ｘ値の上限としては、１５であり、１２が好ましく、１０がより好ましい。Ｘ値が上記上限を超えると、所定の靭性を確保できないおそれがある。なお、これらの元素は不可避的に含まれるため、Ｘ値は０超の値となる。
　Ｘ値＝（１０×［Ｐ］＋５×［Ｓｂ］＋４×［Ｓｎ］＋［Ａｓ］）×１００・・（１）
　また、高温かつ応力負荷時において、溶接後の冷却時に析出するＭＸ析出物を構成するＶの濃度が高く、ＭＸ析出物を構成せずにマトリクス中に残存するＶの濃度が小さいほど、ＭＸ粒子がより安定に存在するようになる。このことより、当該溶接金属におけるＶ濃度を［Ｖ］、化合物型Ｖ濃度を［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］とした場合、クリープ破断特性低下の影響度を下記式（２）のＹ値で評価できる。Ｙ値の上限としては、１０が好ましく、５．０がより好ましく、４．５がさらに好ましく、４．０が特に好ましい。上記Ｙ値を上記上限以下とすることで、高温かつ応力負荷時のＭＸ粒子数減少が抑制され、クリープ破断特性をより向上できる。
　Ｙ値＝（［Ｖ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］）／［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］ ・・・（２）
＜溶接方法＞
　当該溶接金属を得るための溶接方法としては、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、ＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）、ＧＴＡＷ（ガスシールドタングステンアーク溶接）、ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）、ＧＭＡＷ（ガスメタルアーク溶接）、ＦＣＡＷ（フラックスコアードアーク溶接）等を用いることができる。なお、溶接時の電源は直流及び交流のいずれでもよい。
　ただし、当該溶接金属を実現するためには、溶接材料及び溶接条件を適切に制御する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、また所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件及び溶接材料成分を適切に制御しなければならない。
　例えばＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、以下の通りである。まず、入熱量の下限としては、２．０ｋＪ／ｍｍが好ましく、２．１ｋＪ／ｍｍがより好ましい。一方、入熱量の上限としては、３．５ｋＪ／ｍｍが好ましく、３．０ｋＪ／ｍｍがより好ましい。入熱量が上記下限より小さいと、溶接時の冷却速度が大きくなり、冷却中に十分な量の炭化物が生成しないおそれがある。逆に、入熱量が上記上限を超えると、溶接時の冷却速度が小さくなり、冷却終盤でのセメンタイト生成が促進されることでＭＸ析出物の生成量が減少するおそれがある。
　また、ＳＭＡＷにおいて、予熱温度及びパス間温度の下限としては、１６０℃が好ましく、１８０℃がより好ましい。一方、予熱温度及びパス間温度の上限としては、２６０℃が好ましく、２５０℃がより好ましい。予熱温度及びパス間温度が上記下限より小さいと、溶接時の冷却速度が大きくなり、冷却中に十分な量の炭化物が生成しないおそれがある。特に、予熱温度及びパス間温度を１８０℃以上とすることで、上記Ｙ値を上記範囲内に制御し易くなる。逆に、予熱温度及びパス間温度が上記上限を超えると、溶接時の冷却速度が小さくなり、冷却終盤でのセメンタイト生成が促進されることでＭＸ析出物の生成量が減少するおそれがある。
　ＰＷＨＴの保持温度の下限としては、７５０℃が好ましく、７５５℃がより好ましい。一方、ＰＷＨＴの保持温度の上限としては、７７０℃が好ましく、７６５℃がより好ましい。ＰＷＨＴの保持温度が上記下限より小さいと、ＰＷＨＴの保持時間が長くなりすぎ、施工効率が低下するおそれがある。逆に、ＰＷＨＴの保持温度が上記上限を超えると、フェライトバンドが生成され易くなり、所定のクリープ破断特性又は靱性が得られないおそれがある。
　ＰＷＨＴの保持時間の下限としては、２時間が好ましく、３時間がより好ましい。一方、ＰＷＨＴの保持時間の上限としては、４０時間が好ましく、３５時間がより好ましい。ＰＷＨＴの保持時間が上記下限より小さいと、溶接時に生じた応力を十分に除去できないおそれがある。逆に、ＰＷＨＴの保持時間が上記上限を超えると、十分な施工効率が得られないおそれがある。
　このような条件により溶接及びＰＷＨＴを行うことにより、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できる溶接金属を形成できる。
［溶接構造体］
　当該溶接構造体は、上記溶接金属を有する。例えば超々臨界石炭火力発電用のボイラーなどを製造する際に、上記溶接条件で所定の部材を溶接することで上記溶接金属を有する当該溶接構造体が得られる。当該溶接構造体は、上記溶接金属を有するため、ＰＷＨＴの保持時間を短縮しつつ、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を確保することができる。その結果、超々臨界石炭火力発電用のボイラーなどの高温高圧環境下において用いられる装置の信頼性、耐久性などが向上する。
＜利点＞
　当該溶接金属は、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度を上記上限以下とすることで逆変態温度を低下させ、高い温度でのＰＷＨＴを可能としながらδフェライト及びフェライトバンドの生成を抑制できる。これにより、当該溶接金属は、ＰＷＨＴの保持時間を短縮すると共に高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できる。
　また、当該溶接金属は、各元素の質量割合を変数とする靱性低下の影響度の指標であるＸ値を上記上限以下とすることで高い靭性を確保できる。
　以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明するが、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に示す成分を有する母材を用い、後述の溶接条件にて溶接金属を作製し、各種特性を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
［溶接条件１］
　ＳＭＡＷで以下の溶接条件により、表２に示すＮｏ．１～Ｎｏ．２７及びＮｏ．２９～Ｎｏ．４４の溶接金属を得た。すなわち、平均板厚２０ｍｍの母材を用い、開先角度Ｖ字で２０°、ルート間隔１６ｍｍ、溶接姿勢下向き、棒径４．０ｍｍ、入熱条件約２．２ｋＪ／ｍｍ、１５０Ａ－２４Ｖ、８～１２ｃｍ／ｍｉｎ、予熱温度及びパス間温度１６０℃以上２５０℃以下とし、１層２パスの積層要領で上記溶接金属を作製した。さらに、上記作製した各溶接金属に対して、ＰＷＨＴとして保持温度７６０℃、保持時間４時間以上３２時間以下の熱処理を実施した。上記作製した各溶接金属の溶接条件は、表２に示す通りである。
［溶接条件２］
　ＧＴＡＷで以下の溶接条件により、表２に示すＮｏ．２８の溶接金属を得た。すなわち、平均板厚１３ｍｍの母材を用い、開先角度Ｖ字で４５°、ルート間隔６．５ｍｍ、溶接姿勢下向き、心線径１．６ｍｍ、入熱条件１．７ｋＪ／ｍｍ、２３０Ａ－１２Ｖ、１０ｃｍ／ｍｉｎ、予熱温度及びパス間温度２４０℃とし、１層２パスの積層要領で上記溶接金属を作製した。さらに、上記作製した溶接金属に対して、ＰＷＨＴとして保持温度７６０℃、保持時間４時間の熱処理を実施した。
＜組成含有量測定＞
　組成含有量測定用の試料は、ＰＷＨＴ後の開先部に形成された各溶接金属の中央部を切り出し、化学成分分析を行った。具体的には、Ｂを吸光光度法で分析し、Ｃを燃焼－赤外線吸収法で分析し、Ｎ及びＯを不活性ガス融解－熱伝導度法で分析し、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ以外の元素を誘導結合プラズマ発光分光分析法で分析した。各溶接金属において得られた各元素の組成含有量を表２に示す。なお、表２中「－」は、その成分を含有しないことを示す。
＜化合物型Ｖ濃度測定＞
　まず、１０体積％アセチルアセトン－１体積％テトラメチルアンモニウムクロライドメタノール溶液により、ＰＷＨＴ後の開先部に形成された各溶接金属の板厚中心部を電解抽出した。次に、この電解抽出した溶液を平均孔径０．１μｍのフィルタでろ過して残渣を得た後、この残渣を誘導結合プラズマ発光分光分析法によって化学成分分析し、化合物型Ｖ濃度を求めた。この化合物型Ｖ濃度［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］と上記組成含有量測定で得られたＶ濃度［Ｖ］とを上記（２）式に代入して求めたＹ値を表２に示す。
＜δフェライトの観察＞
　溶接終了後の各溶接金属から溶接方向に垂直な面が観察できるよう試験片を採取し、その試験片を塩化第二鉄エッチング液により腐食し、光学顕微鏡により倍率４００倍で組織を観察した。δフェライトが全く観察されないものを評価「Ａ」とし、δフェライトが観察されたものを評価「Ｂ」とした。各溶接金属に対する評価結果を表２に示す。
＜フェライトバンドの観察＞
　ＰＷＨＴ後の各溶接金属から溶接方向に垂直な面が観察できるよう試験片を採取し、その試験片を塩化第二鉄エッチング液により腐食し、光学顕微鏡により倍率４００倍で組織を観察した。フェライトバンドが全く観察されないものを評価「Ａ」とし、フェライトバンドが観察されたものを評価「Ｂ」とした。各溶接金属に対する評価結果を表２に示す。
＜クリープ破断特性の評価＞
　クリープ破断特性の評価は、ＰＷＨＴ後の各溶接金属の板厚中央部より図１Ａに基づき溶接線方向に標点距離３０ｍｍ、６．０ｍｍφのクリープ試験片を採取した。この試験片について、６５０℃／１００ＭＰａの条件でＪＩＳ－Ｚ２２７１（２０１０）に準拠してクリープ試験を実施した。この試験について、破断時間が６００時間を超えるものをクリープ破断特性が良好と評価できる。なお、図１Ａ中のＴは母材の板厚を示す。
＜靭性の評価＞
　靭性の評価は、ＰＷＨＴ後の各溶接金属の板厚中央部より図１Ｂに基づき溶接線方向と垂直方向にシャルピー衝撃試験片として、ＪＩＳ－Ｚ３１１１（２００５）の４号Ｖノッチ試験片を採取した。この試験片について、ＪＩＳ－Ｚ２２４２（２００５）に準拠して２０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。この試験について、ｎ＝３の平均値で吸収エネルギーｖＥが７０Ｊ以上となる溶接金属を靭性が良好と評価できる。なお、図１Ｂ中のＴは母材の板厚を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜測定結果＞
　表２より、本発明の組成成分の範囲を満たし、かつＸ値が１５以下であるＮｏ．１～Ｎｏ．２８は、破断時間が６００時間を超え、吸収エネルギーｖＥが７０Ｊ以上であり、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できることがわかる。また、Ｎｏ．１～Ｎｏ．２８は、いずれもδフェライト及びフェライトバンド共に観測されなかった。従って、７６０℃という高い保持温度によるＰＷＨＴを行っても、δフェライト及びフェライトバンドの生成を抑制することにより、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できるといえる。 
　これに対し、いずれかの成分が本発明の組成成分の範囲を満たしていないＮｏ．２９～Ｎｏ．４０、Ｎｏ．４２～Ｎｏ．４４は、破断時間が６００時間未満又は吸収エネルギーｖＥが７０Ｊ未満であり、十分なクリープ破断特性又は靭性が得られないことがわかる。
　また、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が本発明の条件を満たしていないＮｏ．４１は、Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が大きすぎるため、フェライトバンドが観測されたと考えられる。そのため、Ｎｏ．４１の溶接金属は、破壊や破断が生じ易いと推測できる。
　また、表２において、Ｃｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ及びＡｌのいずれも含有しないＮｏ．１、２、５、８、１０、１７、２６を比較すると、いずれも破断時間が６００時間を超えるが、Ｎｏ．５、８、１０、１７、２６は、Ｎｏ．１及びＮｏ．２よりもさらに破断時間が長いことがわかる。上記式（２）のＹ値が、Ｎｏ．１及びＮｏ．２では１０を超えるのに対し、Ｎｏ．５、８、１０、１７、２６では１０以下である。これより、Ｙ値が１０下となるよう制御することでクリープ破断特性を向上できることがわかる。また、これらの中でＮｏ．１０の破断時間は９９３時間であり、他のＮｏ．１、２、５、８、１７、２６の破断時間に比べて格段に大きい。これは、Ｎｏ．１０のＹ値が他の場合のＹ値に比べて小さいうえにＣ含有量が比較的大きく、クリープ破断特性低下の影響度がより小さかったためと考えられる。
　また、Ｎｏ．２８の吸収エネルギーｖＥは１２０Ｊであり、Ｎｏ．１～Ｎｏ．２７及びＮｏ．２９～Ｎｏ．４４の他の溶接金属の吸収エネルギーｖＥに比べて格段に大きい。これは、Ｎｏ．２８以外の溶接金属のＯ含有量が０．０２質量％以上であるのに対し、Ｎｏ．２８におけるＯ含有量が０．００４質量％と格段に小さいためと考えられる。また、溶接方法としてＳＭＡＷよりもＧＴＡＷの方が、Ｏ含有量を低減させ易く靭性を向上させ易いといえる。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１５年２月２日出願の日本特許出願（特願２０１５－０１８８６８）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　以上説明したように、当該溶接金属及び溶接構造体は、ＰＷＨＴの保持時間を短縮しつつ、高レベルでクリープ破断特性及び靭性を両立できるので、高い耐熱性が要求される超々臨界石炭火力発電のボイラーチューブやパイプ用として好適に用いることができる。
Ｔ　板厚

Claims (5)

  1. 　Ｃ　：０．０３質量％以上０．１６質量％以下、 
    　Ｓｉ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、 
    　Ｍｎ：０．１０質量％以上０．９０質量％以下、 
    　Ｎｉ：０．０２質量％以上０．７０質量％以下、 
    　Ｃｒ：７．０質量％以上９．５質量％以下、 
    　Ｍｏ：０．８０質量％以上１．２０質量％以下、 
    　Ｖ　：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、 
    　Ｎｂ：０．０１０質量％以上０．０７０質量％以下、 
    　Ｎ　：０．０１０質量％以上０．０８０質量％以下、 
    　Ｏ　：０質量％超０．１０質量％以下、 
    　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    である組成を有し、 
    　Ｍｎ及びＮｉの合計濃度が１．０質量％以下であり、 
    　上記不可避的不純物としてのＰ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＡｓのそれぞれの濃度（質量％）を［Ｐ］、［Ｓｂ］、［Ｓｎ］及び［Ａｓ］とした場合、下記式（１）で規定されるＸ値が０超１５以下である溶接金属。
    　Ｘ値＝（１０×［Ｐ］＋５×［Ｓｂ］＋４×［Ｓｎ］＋［Ａｓ］）×１００・・（１）
  2. 　Ｏ濃度が０．００５質量％以下である請求項１に記載の溶接金属。
  3. 　Ｖ濃度を［Ｖ］、化合物型Ｖ濃度を［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］とした場合、下記式（２）で規定されるＹ値が１０以下である請求項１又は請求項２に記載の溶接金属。 
    　Ｙ値＝（［Ｖ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］）／［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］ ・・・（２）
  4. 　下記（ａ），（ｂ）の少なくとも１種をさらに含む請求項１に記載の溶接金属。
    （ａ）Ｃｏ：０質量％超０．５質量％以下、Ｗ：０質量％超０．５質量％以下、Ｔｉ：０質量％超０．０３０質量％以下、及びＢ：０質量％超０．００３０質量％以下の少なくとも１種
    （ｂ）Ｃｕ：０質量％超０．２３質量％以下、及びＡｌ：０質量％超０．０５０質量％以下の少なくとも１種
  5. 　請求項１に記載の溶接金属を有する溶接構造体。
PCT/JP2016/052468 2015-02-02 2016-01-28 溶接金属及び溶接構造体 WO2016125676A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112017015458A BR112017015458A2 (pt) 2015-02-02 2016-01-28 metal de solda e estrutura soldada
CN201680006979.0A CN107208218A (zh) 2015-02-02 2016-01-28 焊接金属和焊接结构体
EP16746507.9A EP3255166A4 (en) 2015-02-02 2016-01-28 Welded metal and welded structure
KR1020177019789A KR20170097134A (ko) 2015-02-02 2016-01-28 용접 금속 및 용접 구조체

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015018868A JP2016141846A (ja) 2015-02-02 2015-02-02 溶接金属及び溶接構造体
JP2015-018868 2015-02-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016125676A1 true WO2016125676A1 (ja) 2016-08-11

Family

ID=56564024

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/052468 WO2016125676A1 (ja) 2015-02-02 2016-01-28 溶接金属及び溶接構造体

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP3255166A4 (ja)
JP (1) JP2016141846A (ja)
KR (1) KR20170097134A (ja)
CN (1) CN107208218A (ja)
BR (1) BR112017015458A2 (ja)
WO (1) WO2016125676A1 (ja)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6487810B2 (ja) * 2015-08-27 2019-03-20 株式会社神戸製鋼所 溶接金属、及び溶接金属の製造方法
CN106425157A (zh) * 2016-10-28 2017-02-22 四川大西洋焊接材料股份有限公司 蒸汽温度超超临界火电机组用钢的tig焊焊丝及其制备方法
KR102233335B1 (ko) * 2019-02-26 2021-03-29 고려용접봉 주식회사 고온 강도가 우수한 smaw 용착금속
JP7436793B2 (ja) * 2019-12-06 2024-02-22 日本製鉄株式会社 フェライト系耐熱鋼の溶接継手の製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004100027A (ja) * 2002-09-12 2004-04-02 Nippon Steel Corp 耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材
JP2005329415A (ja) * 2004-05-18 2005-12-02 Kobe Steel Ltd 改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤ
JP2014147969A (ja) * 2013-02-04 2014-08-21 Kobe Steel Ltd 溶接金属および溶接構造体

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58221678A (ja) * 1982-06-16 1983-12-23 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接方法
JPS59205449A (ja) * 1983-05-06 1984-11-21 Hitachi Ltd 耐熱鋼
JPH05161993A (ja) * 1991-12-11 1993-06-29 Kobe Steel Ltd Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼用被覆アーク溶接棒
JP2742201B2 (ja) * 1993-09-30 1998-04-22 株式会社神戸製鋼所 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用ＴＩＧ溶接ワイヤ
CN101368251B (zh) * 2008-09-28 2010-11-17 舞阳钢铁有限责任公司 一种大厚度临氢设备用钢板及其生产工艺
CN101481780B (zh) * 2008-12-06 2012-03-14 燕山大学 超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004100027A (ja) * 2002-09-12 2004-04-02 Nippon Steel Corp 耐低温変態割れ性に優れた液相拡散接合用鋼材
JP2005329415A (ja) * 2004-05-18 2005-12-02 Kobe Steel Ltd 改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤ
JP2014147969A (ja) * 2013-02-04 2014-08-21 Kobe Steel Ltd 溶接金属および溶接構造体

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3255166A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
BR112017015458A2 (pt) 2018-01-23
EP3255166A1 (en) 2017-12-13
CN107208218A (zh) 2017-09-26
EP3255166A4 (en) 2018-07-11
KR20170097134A (ko) 2017-08-25
JP2016141846A (ja) 2016-08-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101284423B1 (ko) 용접 금속 및 그 용접 금속에 의해 접합된 용접 구조물
EP2243591A1 (en) Welding material and welded joint structures
WO2012108517A1 (ja) クリープ特性に優れた溶接金属
CN111344427B (zh) 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法
KR101840914B1 (ko) 고강도 2.25Cr-1Mo-V강용 서브머지드 아크 용접 와이어 및 용접 금속
WO2016125676A1 (ja) 溶接金属及び溶接構造体
US20190126408A1 (en) Welding Structure Member
JP2017202494A (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
JP6235402B2 (ja) 強度、靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属
JP5685116B2 (ja) 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属
JP5457859B2 (ja) 低温靭性および落重特性に優れた溶接金属
JP6084475B2 (ja) 溶接金属および溶接構造体
WO2017154754A1 (ja) 溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体
US20190105727A1 (en) Welding Structure Member
KR20180002791A (ko) 용접 금속 및 용접 구조체
JP6756147B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
WO2018066573A1 (ja) オーステナイト系耐熱合金およびそれを用いた溶接継手
JP7368722B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、およびオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
JPH0796390A (ja) ９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用ワイヤ
WO2016195028A1 (ja) 溶接金属及び溶接構造体
JP6181947B2 (ja) 溶接金属
JP6483540B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用ワイヤ

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16746507

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177019789

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2016746507

Country of ref document: EP

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112017015458

Country of ref document: BR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112017015458

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20170719