WO2017154754A1 - 溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体 - Google Patents

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WO2017154754A1
WO2017154754A1 PCT/JP2017/008411 JP2017008411W WO2017154754A1 WO 2017154754 A1 WO2017154754 A1 WO 2017154754A1 JP 2017008411 W JP2017008411 W JP 2017008411W WO 2017154754 A1 WO2017154754 A1 WO 2017154754A1
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weld metal
less
welding
creep rupture
toughness
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PCT/JP2017/008411
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秀徳 名古
茂信 難波
喜臣 岡崎
泰隆 坂野
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株式会社神戸製鋼所
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    • 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
    • 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
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    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a weld metal and a welded structure including the weld metal.
  • Structures such as boilers and heat exchangers in thermal power generation facilities are required to have characteristics such as heat resistance and pressure resistance, and the steam temperature and vapor pressure of thermal power generation have been increasing in recent years from the viewpoint of improving thermal efficiency.
  • the steam temperature in ultra supercritical coal-fired power generation is about 500-600 ° C. Since the structure is held at a high temperature and a high pressure for a long time, a stress is applied, and a creep phenomenon occurs in which the strain increases with the passage of time.
  • heat resistant steel containing a relatively large amount of Cr is used in order to have characteristics such as heat resistance and pressure resistance. Further, the material is required to have excellent creep rupture characteristics that do not break even when exposed to high temperatures and high pressures for a long time, and is also required to have excellent toughness.
  • the above structure is generally constructed by arc welding high Cr steel as the material, and it has excellent creep rupture characteristics and toughness even in weld metal formed by welding high Cr steel. Is required.
  • the weld metal formed by arc welding is usually subjected to a post-weld heat treatment (PWHT) in order to remove residual stress.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • ⁇ ferrite may be generated and remain in the weld metal.
  • ⁇ -ferrite is a coarse structure observed in as-welded weld metal before heat treatment after welding, and does not disappear even after heat treatment after welding, adversely affecting the creep rupture properties and toughness of the weld metal after heat treatment after welding. Is known to affect.
  • Patent Documents 1 to 3 are known as techniques for suppressing the formation of ⁇ ferrite in a weld metal. Patent Documents 1 to 3 all relate to a welding material used during welding.
  • Patent Document 1 describes that Ni is an element effective for improving toughness, but on the other hand, promotes aggregation of carbides and oxides and lowers the creep strength at a high temperature for a long time. . And in this document, by adding both or one of Co and Cu instead of Ni, which is effective in improving toughness, in the steel core wire or coating material, the formation of ⁇ ferrite is suppressed, and the weld metal It is described that the creep strength is improved while securing toughness.
  • high temperature creep strength, toughness, and toughness are added by adding appropriate amounts of C, Si, Mn, Cr, Ni, Co, Cu, Mo, W, V, Nb, and N to the welding wire. It is possible to ensure crack resistance, and by adding the ferrite forming elements of Cr, W, and Mo and the elements that suppress the formation of ferrite of Ni and Co in an appropriate content relationship, the ⁇ ferrite in the weld metal It describes that the generation can be suppressed and the creep strength and toughness can be further improved, and the transformation to the ⁇ phase after holding at high temperature is suppressed by keeping the amount of Mo low.
  • Patent Document 3 the creep strength of weld metal is improved with an increase in the amount of MX (carbonitride) precipitates, and toughness is greatly dependent on the precipitation amount of ⁇ ferrite and the Ae 1 transformation point. Is described.
  • Patent Documents 1 to 3 describe a welding material used at the time of welding and forming a weld metal using the welding material. However, it is unknown whether the formation of ⁇ ferrite is suppressed in the entire area of the weld metal. In addition, the above-mentioned Patent Documents 1 to 3 do not disclose any component composition of the weld metal, and in actual welding, a part of the component of the welding material is oxidized to an oxide and discharged as slag. It is known that the difference in the amount of components in the welding material transferred (distilled) to the weld metal becomes large. Therefore, in order to improve the characteristics of the weld metal, it is necessary to strictly control the composition of the weld metal.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a weld metal having excellent creep rupture characteristics and toughness. Moreover, the other objective of this invention is to provide the welding structure containing the said weld metal.
  • the weld metal according to the present invention capable of solving the above-mentioned problems is, by mass%, C: 0.03 to 0.16%, Si: 0.1% or more, less than 0.50%, Mn: 0.00. 55 to 1.2%, Ni: 0% to 0.7%, Cr: 8 to 10%, Mo: 0.05 to 0.7%, V: 0.05 to 0.5%, Nb: 0.015 to 0.07%, Co: 1.0 to 2.0%, W: 1 to 2.0%, N: 0.01 to 0.08%, O: over 0%, 0.08%
  • the weld metal may further contain at least one selected from the group consisting of the following (a) to (d) as a further element in mass%.
  • the present invention includes a welded structure including the above weld metal.
  • the weld metal of the present invention is appropriately controlled in the component composition and the form of carbide particles, the formation of ⁇ ferrite in the weld metal is suppressed, and the creep rupture characteristics and toughness are excellent. Moreover, since the welded structure of the present invention includes a weld metal having excellent creep rupture characteristics and toughness, the welded structure has excellent creep rupture characteristics and toughness.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a sampling position of a test piece used for evaluation of creep rupture characteristics in an example of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the sampling position of the test piece used for toughness evaluation in the examples of the present invention.
  • the present inventors have intensively studied to improve the creep rupture characteristics and toughness of the weld metal. As a result, it is possible to suppress the formation of ⁇ ferrite in the weld metal by controlling the component composition of the weld metal, and further, by controlling the form of carbide particles contained in the weld metal, the creep rupture characteristics of the weld metal. And it discovered that toughness could be improved, and completed this invention.
  • the carbide particles have an effect of improving the creep rupture properties of the weld metal by inhibiting dislocation movement. Further, the carbide particles also have an action of suppressing the coarsening of the lath structure during the creep rupture test, and contributes to the improvement of creep rupture characteristics by maintaining the lath boundary that inhibits dislocation movement. From such a viewpoint, it is effective to disperse many carbide particles in the weld metal in order to improve the creep rupture characteristics.
  • the carbide particles become unstable at a high temperature at which a creep rupture test is performed, and the number of carbide particles decreases due to Ostwald growth. Ostwald growth is a phenomenon in which small particles disappear while large particles continue to grow when heat-treated.
  • the number of carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more present in the weld metal is N (pieces / mm 2 ), and the carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 to 0.4 ⁇ m.
  • the N is 1.2 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more, and the N and the n satisfy the following formula (1). Controlled. n / N> 0.8 (1)
  • Carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more exhibit the effect of inhibiting dislocation movement and improving the creep rupture properties of the weld metal.
  • the number N of carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is less than 1.2 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 )
  • the number of carbide particles in the weld metal is too small, and dislocation movement is hindered. Therefore, the creep rupture property cannot be improved. Therefore, in the present invention, the number N of carbide particles is set to 1.2 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more.
  • the number N of the carbide particles is preferably 1.3 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more, more preferably 1.4 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more.
  • the upper limit of the number N of carbide particles is not particularly limited, but is preferably 2.5 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or less, for example.
  • the number of carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is N (number / mm 2 ). It is important that the ratio (n / N) of the number n (particles / mm 2 ) of carbide particles having an equivalent diameter of 0.1 to 0.4 ⁇ m exceeds 0.8.
  • n / N is 0.8 or less, the form of carbide particles contained in the weld metal is not properly controlled, the Ostwald growth of the carbide particles is promoted, and the creep rupture characteristics cannot be improved. Therefore, in the present invention, the above n / N needs to satisfy the relationship of the following formula (1).
  • the n / N preferably satisfies the following formula (1a), more preferably the following formula (1b).
  • n / N is not particularly limited, but is most preferably 1. That is, it is most preferable that the equivalent circle diameter of all the carbide particles contained in the weld metal is 0.1 to 0.4 ⁇ m.
  • the carbide particles mean carbonitride particles.
  • % means mass%
  • the C amount of the weld metal is set to 0.03% or more.
  • the C content of the weld metal is preferably 0.04% or more, more preferably 0.06% or more.
  • the C content of the weld metal is set to 0.16% or less.
  • the C amount of the weld metal (which is considered to be “weld metal” here) is preferably 0.14% or less, more preferably 0.12% or less.
  • the amount of Si in the molten metal is set to 0.1% or more.
  • the amount of Si in the molten metal is preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the Si content of the weld metal is set to less than 0.50%.
  • the amount of Si in the weld metal is preferably 0.40% or less, more preferably 0.37% or less. Since the weld metal is obtained by solidification of the molten metal, the amount of Si in the molten metal becomes the amount of Si in the weld metal as it is.
  • Mn is an element having an action of suppressing the formation of ⁇ ferrite. If the Mn content of the weld metal is less than 0.55%, ⁇ ferrite is likely to be generated, and the generated ⁇ ferrite does not disappear even after heat treatment after welding. It can adversely affect the creep rupture properties and toughness of metals. Therefore, in the present invention, the Mn content of the weld metal is 0.55% or more.
  • the amount of Mn in the weld metal is preferably 0.60% or more, more preferably 0.65% or more. However, when Mn in the weld metal becomes excessive, the Ostwald growth of the carbide particles is promoted too much and the creep rupture characteristics of the weld metal deteriorate. Therefore, in the present invention, the Mn content of the weld metal is set to 1.2% or less.
  • the Mn content of the weld metal is preferably 1.00% or less, more preferably 0.8% or less.
  • Ni is an element that promotes Ostwald growth of carbide particles and degrades the creep rupture properties of the weld metal. Therefore, in the present invention, the Ni content of the weld metal is set to 0.7% or less.
  • the amount of Ni in the weld metal is preferably 0.60% or less, more preferably 0.50% or less.
  • the amount of Ni in the weld metal is preferably as small as possible, but Ni has the effect of reducing the microstructure of the weld metal and improving toughness. In order to effectively exhibit such effects, the Ni content of the weld metal is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the Cr content of the weld metal is 8% or more.
  • the amount of Cr is preferably 8.5% or more, more preferably 8.8% or more.
  • the Cr content of the weld metal is set to 10% or less.
  • the amount of Cr is preferably 9.8% or less, more preferably 9.6% or less.
  • Mo is an element that improves the creep rupture properties of weld metal by solid solution strengthening.
  • the Mo amount of the weld metal is set to 0.05% or more.
  • the Mo amount is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the Mo content of the weld metal is set to 0.7% or less.
  • the amount of Mo is preferably 0.60% or less, more preferably 0.55% or less.
  • V is an element that forms MX (carbonitride) to improve the creep rupture characteristics of the weld metal.
  • the V amount of the weld metal is set to 0.05% or more.
  • the amount of V is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the weld metal contains V excessively, ⁇ ferrite is generated. Further, it causes Ostwald growth of MX (carbonitride) during the creep rupture test. As a result, creep rupture properties and toughness are degraded. Therefore, in the present invention, the V amount of the weld metal is 0.5% or less.
  • the amount of V is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Nb is an element that forms MX (carbonitride) to improve the creep rupture characteristics of the weld metal.
  • the Nb content of the weld metal is set to 0.015% or more in the present invention.
  • the Nb amount is preferably 0.018% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the Nb content of the weld metal is set to 0.07% or less.
  • the Nb amount is preferably 0.060% or less, more preferably 0.050% or less.
  • Co is an element that suppresses the formation of ⁇ ferrite and improves the creep rupture properties and toughness of the weld metal.
  • the Co content of the weld metal is set to 1.0% or more.
  • the amount of Co is preferably 1.20% or more, more preferably 1.30% or more.
  • the Co content of the weld metal is set to 2.0% or less.
  • the amount of Co is preferably 1.80% or less, more preferably 1.70% or less.
  • the W amount of the weld metal is set to 1% or more.
  • the amount of W is preferably 1.2% or more, more preferably 1.3% or more.
  • the W amount of the weld metal is set to 2.0% or less.
  • the amount of W is preferably 1.90% or less, more preferably 1.8% or less.
  • N is an element that forms MX (carbonitride) to improve the creep rupture properties of the weld metal.
  • the N amount of the weld metal is set to 0.01% or more.
  • the N amount is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the N content of the weld metal is set to 0.08% or less.
  • the N amount is preferably 0.070% or less, more preferably 0.065% or less.
  • the O content of the weld metal is set to 0.08% or less.
  • the amount of O is preferably 0.075% or less, more preferably 0.070% or less.
  • the basic components of the weld metal of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the weld metal of the present invention may further contain at least one selected from the group consisting of the following (a) to (d) as another element.
  • (A) Ti is an element that forms MX (carbonitride) and contributes to the improvement of the creep rupture properties of the weld metal.
  • the Ti amount of the weld metal is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and further preferably 0.003% or more.
  • the Ti content of the weld metal is 0.03% or less.
  • the amount of Ti is more preferably 0.025% or less, and still more preferably 0.020% or less.
  • B represents an alloy element such as Cr, Fe, or Mo
  • the B content of the weld metal is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0010% or more.
  • the B content of the weld metal is 0.005% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.0045% or less, still more preferably 0.0035% or less.
  • (C) Cu is an element having an action of suppressing the formation of ⁇ ferrite.
  • the Cu content of the weld metal is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the weld metal contains an excessive amount of Cu, formation of a long and narrow ferrite structure (sometimes called a ferrite band) is promoted, and the creep rupture characteristics and toughness of the weld metal may be deteriorated. . Therefore, in this invention, it is preferable to make Cu amount of a weld metal into 0.25% or less.
  • the amount of Cu is more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • the Al content of the weld metal is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the Al content of the weld metal is set to 0.05% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.04% or less, more preferably 0.035% or less.
  • the weld metal of the present invention can be produced by arc welding and heat treatment after welding.
  • the preheating / interpass temperature is preferably controlled in the range of 210 to 340 ° C.
  • the preheating / pass temperature is lower than 210 ° C., the cooling rate after welding increases, so that carbide is not generated during cooling, the amount of carbide generated decreases, and the creep rupture characteristics and toughness cannot be improved. Therefore, in the present invention, the preheating / interpass temperature is preferably 210 ° C. or higher.
  • the preheating / interpass temperature is more preferably 220 ° C. or higher, and further preferably 230 ° C. or higher. However, if the preheating / interpass temperature exceeds 340 ° C., carbides are produced during cooling after welding.
  • the preheating / interpass temperature is preferably 340 ° C. or lower.
  • the preheating / interpass temperature is more preferably 330 ° C. or less, and further preferably 320 ° C. or less.
  • arc welding Other conditions for arc welding are not particularly limited, and a welding material that satisfies the above requirements for the composition of the weld metal may be used.
  • arc welding may be performed with direct current or alternating current.
  • the welding heat input is preferably, for example, 1.0 to 5.0 kJ / mm.
  • the type of arc welding method is not particularly limited.
  • covered arc welding shield Metal Arc Welding; SMAW
  • submerged arc welding submerged Arc Welding; SAW
  • gas tungsten arc welding Gas Tungsten Arc Welding; GTAW
  • gas Examples thereof include metal arc welding (Gas Metal Arc Welding; GMAW) and flux cored arc welding (Flux Cored Arc Welding; FCAW).
  • SAW shield Metal Arc Welding
  • SAW submerged arc welding
  • SAW submerged Arc Welding
  • SAW submerged Arc Welding
  • GMAW Gas Metal Arc Welding
  • FCAW Flu Cored Arc Welding
  • SAW submerged arc welding
  • coated arc welding SMAW
  • a preferable welding heat input in submerged arc welding (SAW) is, for example, 2.5 to 5.0 kJ / mm.
  • a preferable welding heat input amount in the coated arc welding (SMAW) is, for example, 1.0 to 3.5 kJ / mm.
  • the welding rod used for the covered arc welding is C: 0.05 to 0.13%, Si: 0.6 to 0.9%, Mn: 0.4 to 1%, Ni with respect to the mass of the entire welding rod. : 0% or more, 0.3% or less, Cr: 6.0 to 6.8%, Mo: 0.02 to 0.35%, V: 0.03 to 0.26%, Nb: 0.025 to It contains 0.075%, Co: 0.5 to 1%, W: 0.5 to 1%, and N: 0.02 to 0.04%, and the balance is preferably iron and inevitable impurities.
  • the welding rod as another element, with respect to the mass of the entire welding rod, Ti: 0.05 to 0.5%, It may contain at least one selected from the group consisting of B: 0.003-0.03% and Cu: 0.005-0.25%.
  • the welding rod as slag forming agents for example, preferably contains SiO 2, CO 2, CaO, Al 2 O 3.
  • LMP is a parameter for estimating data on a longer time side from data on a shorter time side obtained in a creep rupture test. If the LMP is less than 19.5 ⁇ 10 3 , carbides are not sufficiently generated during post-weld heat treatment, and the number N of carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is reduced, which makes it difficult to improve creep rupture characteristics. Become. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the temperature T and the time t so that the LMP during the post-weld heat treatment is 19.5 ⁇ 10 3 or more. LMP during heat treatment after welding is more preferably 19.6 ⁇ 10 3 or more, and further preferably 19.7 ⁇ 10 3 or more. However, if the LMP during heat treatment after welding exceeds 21.8 ⁇ 10 3 , the Ostwald growth of carbide particles proceeds during the heat treatment after welding, and the number of carbide particles decreases.
  • the heat treatment temperature and the heat treatment time may be controlled so that the LMP satisfies the above range.
  • the heat treatment temperature is controlled in the range of 650 to 790 ° C.
  • the heat treatment time is controlled in the range of 3 to 24 hours. It is preferable.
  • the weld metal according to the present invention is recommended to be formed when welding a heat-resisting steel containing a relatively large amount of Cr (for example, a high Cr ferritic heat-resisting steel).
  • a welded structure including the weld metal For example, boilers and heat exchangers in thermal power generation facilities can be used.
  • the weld metal according to the present invention may be formed when a tube, a pipe, or the like is connected to the boiler body or the heat exchanger body.
  • the composition shown in Table 1 below is satisfied, the balance is made of a base material made of iron and unavoidable impurities, the composition shown in Table 2 below is satisfied, and the balance is made of a welding rod made of iron and unavoidable impurities.
  • the composition shown in Table 3 below was satisfied, and a weld metal consisting of iron and inevitable impurities was produced, and various properties were evaluated.
  • the other is CaF 2 or the like.
  • post-weld heat treatment was performed on the weld metal obtained by welding, and the characteristics of the weld metal were evaluated.
  • the post-weld heat treatment was performed at a temperature T (° C.) shown in the following Table 4 and for a time t (hour) shown in the following Table 4. Based on temperature T, time t, and the above formula (I), LMP was calculated, and the results are shown in Table 4 below.
  • Table 4 shows the number N of carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more per unit observation visual field area of 1 mm 2 .
  • Table 4 shows the result of calculating a value (n / N) obtained by dividing the number n of carbide particles having an equivalent circle diameter of 0.1 to 0.4 ⁇ m per unit observation visual field area of 1 mm 2 by the number N of carbide particles. Shown in
  • ⁇ Creep rupture properties> A creep test piece having a gauge distance of 30 mm and a diameter of 6.0 mm was taken in the weld line direction from the center of the thickness of the weld metal subjected to heat treatment after welding, based on FIG. 1 below, at 650 ° C. and at 100 MPa. The creep test was performed at, and the time until the test piece broke was measured. In FIG. 1, T indicates the thickness of the base material. The case where the rupture time exceeded 810 hours was judged to be excellent in the creep rupture characteristics, and was evaluated as acceptable.
  • T indicates the thickness of the base material.
  • the Charpy impact test piece a No. 4 V-notch test piece specified in JIS Z3111 was collected. The Charpy impact test was performed at 20 ° C. in accordance with JIS Z2242, and the absorbed energy was measured. The measurement was performed three times, and the average value of the measured absorbed energy was obtained. The results are shown in Table 4 below. A weld metal having an average value of 41 J or more was evaluated as having excellent toughness.
  • Examples 1 to 12 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, and are excellent in creep rupture characteristics and toughness.
  • No. Nos. 13 to 24 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and at least one of creep rupture characteristics or toughness cannot be improved. Details will be described below.
  • No. No. 13 was an example in which the ratio n / N of the number of carbide particles was small because the preheating / interpass temperature was too high, and the creep rupture characteristics could not be improved.
  • No. No. 14 is an example in which the preheating / interpass temperature was too low, the cooling rate after welding was increased, the amount of carbide generated during cooling was reduced, and the number of carbide particles N was reduced. As a result, the creep rupture characteristics could not be improved.
  • No. No. 15 was an example in which the number N of carbide particles was reduced because the heat treatment conditions after welding were not properly controlled, and the creep rupture characteristics could not be improved.
  • Examples 16 to 24 are examples in which the component composition of the weld metal does not satisfy the requirements defined in the present invention.
  • No. No. 16 is an example containing excessive W, and ⁇ ferrite was generated in the weld metal and the toughness could not be improved.
  • No. No. 17 is an example in which Mn is too small. Since ⁇ ferrite is generated in the weld metal, there is a possibility that creep rupture characteristics and toughness are deteriorated in the entire weld metal.
  • No. No. 18 is an example containing excessive Mn, and since the Ostwald growth of carbides was promoted too much during the creep rupture test, the creep rupture characteristics could not be improved.
  • No. No. 19 is an example containing excessive V, and ⁇ ferrite was generated in the weld metal. Moreover, the Ostwald growth of the carbonitride was invited at the time of a creep rupture test. As a result, creep rupture characteristics and toughness could not be improved.
  • No. No. 20 was an example in which there was too little Co, and ⁇ ferrite was generated in the weld metal, and the creep rupture characteristics could not be improved.
  • No. No. 21 is an example containing excessive Co, and toughness could not be improved.
  • No. No. 22 is an example containing excessive Ni, and the toughness could not be improved.
  • No. No. 23 is an example in which Cr is excessively contained. Since ⁇ ferrite is generated in the weld metal, the creep rupture characteristics and toughness may be deteriorated in the entire weld metal.
  • No. No. 24 is an example in which Ni was excessively contained and Nb was too little, and the creep rupture characteristics could not be improved. Moreover, since N was contained excessively, the toughness could not be improved.
  • the present invention is useful, for example, for welding structures such as boilers and heat exchangers in thermal power generation facilities.

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Abstract

所定の成分組成を満足する溶接金属であり、該溶接金属中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数をＮ（個／ｍｍ２）、円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数がｎ（個／ｍｍ２）としたとき、前記Ｎは、１．２×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、前記Ｎと前記ｎは、下記式（１）を満足する溶接金属。 ｎ／Ｎ＞０．８ ・・・（１）

Description

溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体
　本発明は、溶接金属、および該溶接金属を含む溶接構造体に関する。
　火力発電設備におけるボイラーや熱交換器等の構造物には、耐熱性や耐圧性等の特性が要求され、火力発電の蒸気温度および蒸気圧は、熱効率向上の観点から近年益々高まっている。例えば、超々臨界圧石炭火力発電での蒸気温度は、約５００～６００℃である。上記構造物は、長時間に亘って高温、高圧で保持されるため、応力が加わり、時間の経過と共に歪みが増大するクリープ現象が起こる。
　上記構造物の素材には、耐熱性や耐圧性等の特性を備えるため、Ｃｒを比較的多く含む耐熱鋼が用いられる。また、上記素材には、高温、高圧で長時間曝されても破断しないクリープ破断特性に優れていることが要求され、靭性に優れていることも求められる。
　上記構造物は、素材となる高Ｃｒ鋼をアーク溶接して構築されるのが一般的であり、高Ｃｒ鋼を溶接して形成される溶接金属においてもクリープ破断特性および靭性に優れていることが求められる。アーク溶接して形成された溶接金属は、通常、残留応力を除去するために溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ　Ｗｅｌｄ　Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ；ＰＷＨＴ）が施される。
　ところで、Ｃｒは、フェライトを安定化する作用を有するため、高Ｃｒ鋼を溶接すると、溶接金属にδフェライトが生成し、残存することがある。δフェライトは、溶接後熱処理を施す前の溶接ままの溶接金属に観察される粗大組織であり、溶接後熱処理しても消失せず、溶接後熱処理後の溶接金属の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。
　溶接金属の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を用いて評価されるため、試験片を採取した部位にδフェライトがたまたま含まれていない場合は、良好な特性が示される。しかし、実際に施工される溶接金属では、一部にでもδフェライトが生成すると、破壊や破断が生じる虞があるため、安全を期するには、溶接金属の全領域においてδフェライトの生成が抑制される必要がある。
　溶接金属においてδフェライトの生成を抑制する技術として、例えば、特許文献１～３が知られている。特許文献１～３は、いずれも溶接時に用いる溶接材料に関する。
　特許文献１には、Ｎｉは靭性を改善するために有効な元素であるが、その反面、炭化物、酸化物を凝集促進させてしまい高温長時間でのクリープ強度を低下させることが記載されている。そして、この文献には、鋼心線または被覆剤中に靭性改善に有効とされるＮｉの代わりにＣｏ、Ｃｕの両方または一方を添加することによって、δフェライトの生成が抑制され、溶接金属の靭性を確保しつつクリープ強度を改善することが記載されている。
　特許文献２には、溶接ワイヤ中に適正量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、およびＮを添加することによって、高温クリープ強度、靭性、および耐割れ性を確保できること、Ｃｒ、Ｗ、およびＭｏのフェライト生成元素と、Ｎｉ、Ｃｏのフェライト生成を抑制する元素とを適正な含有量の関係で添加することによって、溶接金属中のδフェライトの生成を抑制しクリープ強度と靭性をさらに向上できること、Ｍｏ量を低く抑えることによって、高温保持後のσ相への変態を抑制することが記載されている。
　特許文献３には、溶接金属のクリープ強度は、ＭＸ（炭窒化物）の析出物の量の増加に伴って向上すること、靭性はδフェライトの析出量とＡｅ１変態点に大きく依存することが記載されている。
日本国特開平７－２６８５６２号公報 日本国特開平８－１８７５９２号公報 日本国特開平１１－１７００８７号公報
　上記特許文献１～３には、溶接時に用いる溶接材料や、該溶接材料を用いて溶接金属を形成することについて記載されている。しかし、溶接金属の全領域においてδフェライトの生成が抑制されているか不明である。また、上記特許文献１～３には、溶接金属の成分組成は一切開示されておらず、実際の溶接では、溶接材料の成分の一部が酸化されて酸化物となり、スラグとして排出されるため、溶接材料中の成分が溶接金属へ移行する（分留る）量の差は大きくなることが知られている。従って溶接金属の特性を改善するには、溶接金属の成分組成を厳密に制御する必要がある。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、クリープ破断特性および靭性に優れた溶接金属を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記溶接金属を含む溶接構造体を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接金属とは、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１６％、Ｓｉ：０．１％以上、０．５０％未満、Ｍｎ：０．５５～１．２％、Ｎｉ：０％以上、０．７％以下、Ｃｒ：８～１０％、Ｍｏ：０．０５～０．７％、Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｂ：０．０１５～０．０７％、Ｃｏ：１．０～２．０％、Ｗ：１～２．０％、Ｎ：０．０１～０．０８％、Ｏ：０％超、０．０８％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属であって、該溶接金属中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数をＮ（個／ｍｍ２）、円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数をｎ（個／ｍｍ２）としたとき、前記Ｎは、１．２×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、前記Ｎと前記ｎは、下記式（１）を満足する点に要旨を有する。
ｎ／Ｎ＞０．８ ・・・（１）
　上記溶接金属は、更に他の元素として、質量％で、下記（ａ）～（ｄ）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
（ａ）Ｔｉ：０％超、０．０３％以下。
（ｂ）Ｂ ：０％超、０．００５％以下。
（ｃ）Ｃｕ：０％超、０．２５％以下。
（ｄ）Ａｌ：０％超、０．０５％以下。
　本発明には、上記溶接金属を含む溶接構造体も含まれる。
　本発明の溶接金属は、成分組成および炭化物粒子の形態が適切に制御されているため、溶接金属にδフェライトが生成することが抑制され、クリープ破断特性および靭性に優れる。また、本発明の溶接構造体は、クリープ破断特性および靭性に優れた溶接金属を含むため、クリープ破断特性および靭性に優れたものになる。
図１は、本発明の実施例においてクリープ破断特性の評価に用いた試験片の採取位置を示す模式図である。 図２は、本発明の実施例において靭性の評価に用いた試験片の採取位置を示す模式図である。
　本発明者らは、溶接金属のクリープ破断特性および靭性を改善するために、鋭意検討を重ねてきた。その結果、溶接金属の成分組成を制御することにより、溶接金属にδフェライトが生成することを抑制できること、更には溶接金属に含まれる炭化物粒子の形態を制御することにより、溶接金属のクリープ破断特性および靭性を改善できることを見出し、本発明を完成した。
　まず、本発明を特徴づける溶接金属中の炭化物粒子の形態について説明する。
　炭化物粒子は、転位移動を阻害することにより、溶接金属のクリープ破断特性を改善する作用を有している。また、炭化物粒子は、クリープ破断試験中のラス組織粗大化抑制作用も有しており、転位移動を阻害するラス境界が維持されることによってクリープ破断特性向上に寄与する。こうした観点から、クリープ破断特性を改善するには、溶接金属中に炭化物粒子を多く分散させることが有効である。
　しかし、炭化物粒子は、クリープ破断試験が行われる高温では不安定になり、オストワルド成長によって炭化物粒子数が減少する。オストワルド成長とは、熱処理したときに、粒径の小さい粒子が消滅する一方で、大きい粒子が成長を続ける現象である。
　そこで、クリープ破断時間を長時間化させてクリープ破断特性を改善するには、クリープ破断試験中における炭化物粒子数の減少を抑制する必要があり、炭化物粒子のオストワルド成長を遅らせるには、炭化物粒子の形態を制御することが有効である。こうした知見に基づき、本発明では、溶接金属中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数をＮ（個／ｍｍ２）、円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数をｎ（個／ｍｍ２）としたとき、前記Ｎは、１．２×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、前記Ｎと前記ｎは、下記式（１）を満足するように制御した。
ｎ／Ｎ＞０．８ ・・・（１）
　円相当直径で０．１μｍ以上の炭化物粒子は、転位移動を阻害して溶接金属のクリープ破断特性を改善する効果を発揮する。しかし、円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数Ｎが、１．２×１０６（個／ｍｍ２）を下回ると、溶接金属内の炭化物粒子数が少なすぎるため、転位移動が阻害されず、クリープ破断特性を改善できない。従って本発明では、上記炭化物粒子数Ｎは、１．２×１０６（個／ｍｍ２）以上とする。上記炭化物粒子数Ｎは、好ましくは１．３×１０６（個／ｍｍ２）以上、より好ましくは１．４×１０６（個／ｍｍ２）以上である。上記炭化物粒子数Ｎの上限は特に限定されないが、例えば、２．５×１０６（個／ｍｍ２）以下が好ましい。
　上記円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数Ｎを上記のように制御するだけでは不充分であり、円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数Ｎ（個／ｍｍ２）に対する、円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数ｎ（個／ｍｍ２）の比（ｎ／Ｎ）が０．８を超えることが重要である。上記ｎ／Ｎが０．８以下では、溶接金属に含まれる炭化物粒子の形態が適切に制御されず、炭化物粒子のオストワルド成長が促進され、クリープ破断特性を改善できない。従って本発明では、上記ｎ／Ｎが下記式（１）の関係を満足する必要がある。上記ｎ／Ｎは、好ましくは下記式（１ａ）、より好ましくは下記式（１ｂ）を満足するのがよい。
ｎ／Ｎ＞０．８ ・・・（１）
ｎ／Ｎ≧０．８５ ・・・（１ａ）
ｎ／Ｎ≧０．９０ ・・・（１ｂ）
　上記ｎ／Ｎの上限は特に限定されないが、最も好ましくは１である。即ち、溶接金属に含まれる全ての炭化物粒子の円相当直径が０．１～０．４μｍであることが最も好ましい。
　なお、本発明において、炭化物粒子とは、炭窒化物粒子を含む意味である。
　次に、溶接金属の成分組成について説明する。以下、％は、質量％を意味する。
　Ｃは、炭化物を形成し、溶接金属のクリープ破断特性を改善するのに寄与する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、溶接金属のＣ量を０．０３％以上とする。溶接金属のＣ量は、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０６％以上である。しかし、溶接金属がＣを過剰に含有すると、炭化物が粗大化しすぎて溶接金属の靭性が低下することがある。従って本発明では、溶接金属のＣ量を０．１６％以下とする。溶接金属（ここは、「溶接金属」だと思います）のＣ量は、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
　Ｓｉは、溶接時の作業性向上に寄与する元素であり、溶融金属のＳｉ量が０．１％を下回ると溶接作業性が劣化する。従って本発明では、溶融金属におけるＳｉ量を０．１％以上とする。溶融金属のＳｉ量は、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、溶接金属がＳｉを過剰に含有すると、島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接金属の靭性の劣化を招く。従って本発明では、溶接金属のＳｉ量を０．５０％未満とする。溶接金属のＳｉ量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３７％以下である。溶接金属は溶融金属が凝固して得られるため、上記した溶融金属におけるＳｉ量がそのまま溶接金属におけるＳｉ量となる。
　Ｍｎは、δフェライトの生成を抑制する作用を有する元素である。溶接金属のＭｎ量が０．５５％を下回ると、δフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、δフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性に悪影響をおよぼす可能性がある。従って本発明では、溶接金属のＭｎ量を０．５５％以上とする。溶接金属のＭｎ量は、好ましくは０．６０％以上、より好ましくは０．６５％以上である。しかし、溶接金属中のＭｎが過剰になると、炭化物粒子のオストワルド成長が促進され過ぎて溶接金属のクリープ破断特性が劣化する。従って本発明では、溶接金属のＭｎ量を１．２％以下とする。溶接金属のＭｎ量は、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．８％以下である。
　Ｎｉは、炭化物粒子のオストワルド成長を促し、溶接金属のクリープ破断特性を劣化させる元素である。従って本発明では、溶接金属のＮｉ量を０．７％以下とする。溶接金属のＮｉ量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。溶接金属のＮｉ量はできるだけ少ない方が好ましいが、Ｎｉは溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させる作用を有している。こうした効果を有効に発揮させるには、溶接金属のＮｉ量を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上とする。
　Ｃｒは、ＣｒやＦｅ、Ｍｏ等の合金元素をＭと表記したとき、Ｍ２３Ｃ６で表される炭化物を形成し、溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＣｒ量を８％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは８．５％以上、より好ましくは８．８％以上である。しかし、溶接金属がＣｒを過剰に含有すると、δフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、δフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性を改善に悪影響をおよぼす可能性がある。従って本発明では、溶接金属のＣｒ量を１０％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは９．８％以下、より好ましくは９．６％以下である。
　Ｍｏは、固溶強化により溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＭｏ量を０．０５％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、溶接金属がＭｏを過剰に含有すると、δフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、δフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性の改善に悪影響をおよぼす可能性がある。従って本発明では、溶接金属のＭｏ量を０．７％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下である。
　Ｖは、ＭＸ（炭窒化物）を形成して溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＶ量を０．０５％以上とする。Ｖ量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、溶接金属がＶを過剰に含有すると、δフェライトが生成する。また、クリープ破断試験中にＭＸ（炭窒化物）のオストワルド成長を招く。その結果、クリープ破断特性および靭性が劣化する。従って本発明では、溶接金属のＶ量を０．５％以下とする。Ｖ量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
　Ｎｂは、ＭＸ（炭窒化物）を形成して溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＮｂ量を０．０１５％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１８％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、溶接金属がＮｂを過剰に含有すると強度の過大な上昇を招き、溶接金属の靭性を劣化させる。従って本発明では、溶接金属のＮｂ量を０．０７％以下とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｃｏは、δフェライトが生成するのを抑制し、溶接金属のクリープ破断特性および靭性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＣｏ量を１．０％以上とする。Ｃｏ量は、好ましくは１．２０％以上、より好ましくは１．３０％以上である。しかし、溶接金属がＣｏを過剰に含有すると強度の過大な上昇を招き、溶接金属の靭性を劣化させる。従って本発明では、溶接金属のＣｏ量を２．０％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは１．８０％以下、より好ましくは１．７０％以下である。
　Ｗは、Ｍｏと同様、固溶強化により溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＷ量を１％以上とする。Ｗ量は、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。しかし、溶接金属がＷを過剰に含有すると、δフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、にδフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性を改善に悪影響をおよぼす可能性がある。従って本発明では、溶接金属のＷ量を２．０％以下とする。Ｗ量は、好ましくは１．９０％以下、より好ましくは１．８％以下である。
　Ｎは、Ｎｂと同様、ＭＸ（炭窒化物）を形成して溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では溶接金属のＮ量を０．０１％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、溶接金属がＮを過剰に含有すると強度の過大な上昇を招き、溶接金属の靭性を劣化させる。従って本発明では、溶接金属のＮ量を０．０８％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．０７０％以下、より好ましくは０．０６５％以下である。
　Ｏは、酸化物を形成する元素であり、溶接金属がＯを過剰に含有すると酸化物が粗大化し、溶接金属において脆性破壊の起点となって靭性が低下する。従って本発明では、溶接金属のＯ量を０．０８％以下とする。Ｏ量は、好ましくは０．０７５％以下、より好ましくは０．０７０％以下である。溶接金属のＯ量を低減することにより、溶接金属の靭性を一層改善できるが、実操業で０％にすることは困難であり、通常、０．０１％程度含有する。
　本発明の溶接金属の基本成分は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。
　本発明の溶接金属は、上記基本成分に加えて、更に他の元素として、下記（ａ）～（ｄ）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
（ａ）Ｔｉ：０％超、０．０３％以下。
（ｂ）Ｂ　：０％超、０．００５％以下。
（ｃ）Ｃｕ：０％超、０．２５％以下。
（ｄ）Ａｌ：０％超、０．０５％以下。
　（ａ）Ｔｉは、ＭＸ（炭窒化物）を形成し、溶接金属のクリープ破断特性の改善に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、溶接金属のＴｉ量を、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００３％以上とする。しかし、溶接金属がＴｉを過剰に含有すると、溶接金属の強度が過大に上昇し、靭性が劣化することがある。従って本発明では、溶接金属のＴｉ量を０．０３％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
　（ｂ）Ｂは、ＣｒやＦｅ、Ｍｏ等の合金元素をＭと表記したとき、Ｍ２３Ｃ６で表される炭化物を安定化させる作用を有し、溶接金属のクリープ破断特性の改善に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、溶接金属のＢ量を、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。しかし、溶接金属がＢを過剰に含有すると、溶接金属の強度が過大に上昇し、靭性が劣化することがある。従って本発明では、溶接金属のＢ量を０．００５％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４５％以下、更に好ましくは０．００３５％以下である。
　（ｃ）Ｃｕは、δフェライトの生成を抑制する作用を有する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、溶接金属のＣｕ量を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０２５％以上とする。しかし、溶接金属がＣｕを過剰に含有すると、帯状にフェライトが細長く成長した組織（フェライトバンドと呼ばれることがある。）の生成が助長され、溶接金属のクリープ破断特性や靭性が劣化することがある。従って本発明では、溶接金属のＣｕ量を０．２５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１５％以下とする。
　（ｄ）Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、溶接金属のＡｌ量を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０２５％以上とする。しかし、溶接金属がＡｌを過剰に含有すると粗大な酸化物を生成し、溶接金属において脆性破壊の起点となって靭性が低下することがある。従って本発明では、溶接金属のＡｌ量を０．０５％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。
　次に、本発明に係る溶接金属の製造方法について説明する。
　本発明の溶接金属は、アーク溶接した後、溶接後熱処理することにより製造できる。
　アーク溶接の条件のうち、予熱／パス間温度を２１０～３４０℃の範囲に制御することが好ましい。予熱／パス間温度が２１０℃を下回ると、溶接後の冷却速度が大きくなるため、冷却中に炭化物が生成せず、炭化物の生成量が減少し、クリープ破断特性および靭性を改善できない。従って本発明では、予熱／パス間温度は、２１０℃以上とすることが好ましい。予熱／パス間温度は、より好ましくは２２０℃以上、更に好ましくは２３０℃以上である。しかし、予熱／パス間温度が３４０℃を上回ると、溶接後の冷却時に炭化物が生成する。生成した炭化物は、溶接後熱処理中に粗大化し、円相当直径が０．４μｍを超える粗大な炭化物が多くなるため、炭化物粒子が上記式（１）の関係を満足しなくなる。その結果、クリープ破断特性を改善できない。従って本発明では、予熱／パス間温度は３４０℃以下とすることが好ましい。予熱／パス間温度は、より好ましくは３３０℃以下、更に好ましくは３２０℃以下である。
　アーク溶接の他の条件は特に限定されず、溶接材料としては、上記溶接金属の成分組成が上記要件を満足するものを用いればよい。
　また、アーク溶接は、直流で行っても交流で行ってもかまわない。
　溶接入熱量は、例えば、１．０～５．０ｋＪ／ｍｍとすることが好ましい。
　アーク溶接法の種類は特に限定されず、例えば、被覆アーク溶接（Ｓｈｉｅｌｅｄ　Ｍｅｔａｌ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＳＭＡＷ）、サブマージアーク溶接（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＳＡＷ）、ガスタングステンアーク溶接（Ｇａｓ　Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＧＴＡＷ）、ガスメタルアーク溶接（Ｇａｓ　Ｍｅｔａｌ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＧＭＡＷ）、フラックスコアードアーク溶接（Ｆｌｕｘ　Ｃｏｒｅｄ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＦＣＡＷ）などが挙げられる。これらのなかでも、化学反応容器等を溶接施工する際に多用されるサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）や被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）が好ましく、特に被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）が好ましい。
　サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）における好ましい溶接入熱量は、例えば、２．５～５．０ｋＪ／ｍｍである。
　被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）における好ましい溶接入熱量は、例えば、１．０～３．５ｋＪ／ｍｍである。
　被覆アーク溶接に用いる溶接棒は、溶接棒全体の質量に対して、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．６～０．９％、Ｍｎ：０．４～１％、Ｎｉ：０％以上、０．３％以下、Ｃｒ：６．０～６．８％、Ｍｏ：０．０２～０．３５％、Ｖ：０．０３～０．２６％、Ｎｂ：０．０２５～０．０７５％、Ｃｏ：０．５～１％、Ｗ：０．５～１％、およびＮ：０．０２～０．０４％を含有し、残部は鉄および不可避不純物が好ましい。
　上記溶接棒は、更に他の元素として、溶接棒全体の質量に対して、
Ｔｉ：０．０５～０．５％、
Ｂ：０．００３～０．０３％、および
Ｃｕ：０．００５～０．２５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
　上記溶接棒は、スラグ形成剤として、例えば、ＳｉＯ２、ＣＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３を含有することが好ましい。
　溶接後熱処理は、溶接後熱処理時における処理温度Ｔ（℃）と処理時間ｔ（時間）に基づいて下記式（Ｉ）により算出されるラーソン・ミラー・パラメータ（Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ－ｐａｒａｍｅｔｅｒ；ＬＭＰ）が、１９．５×１０３～２１．８×１０３となるように行うことが好ましい。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ） ・・・（Ｉ）
　ＬＭＰは、クリープ破断試験で得られる短時間側のデータから、より長時間側のデータを推定するためのパラメータである。ＬＭＰが１９．５×１０３を下回ると、溶接後熱処理時に炭化物が充分に生成せず、円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数Ｎが減少するため、クリープ破断特性の改善が困難となる。従って本発明では、溶接後熱処理時におけるＬＭＰが１９．５×１０３以上となるように、温度Ｔと時間ｔを制御することが好ましい。溶接後熱処理時におけるＬＭＰは、より好ましくは１９．６×１０３以上、更に好ましくは１９．７×１０３以上である。しかし、溶接後熱処理時におけるＬＭＰが２１．８×１０３を上回ると、溶接後熱処理時に炭化物粒子のオストワルド成長が進行し、炭化物粒子数が減少する。
　溶接後熱処理は、ＬＭＰが上記範囲を満足するように熱処理温度と熱処理時間を制御すればよいが、例えば、熱処理温度は、６５０～７９０℃、熱処理時間は、３～２４時間の範囲で制御することが好ましい。
　本発明に係る溶接金属は、Ｃｒを比較的多く含む耐熱鋼（例えば、高Ｃｒフェライト系耐熱鋼など）を溶接する際に形成することが推奨され、該溶接金属を含む溶接構造体としては、例えば、火力発電設備におけるボイラーや熱交換器等が挙げられる。具体的には、ボイラー本体や熱交換器本体にチューブやパイプ等を接続するときに本発明に係る溶接金属を形成すればよい。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す成分組成を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を用い、下記表２に示す成分組成を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接棒を用い、後述の溶接条件にて下記表３に示す成分組成を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属を作製し、各種特性を評価した。なお、下記表２に示した溶接棒の成分組成のうち、その他は、ＣａＦ２などである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
＜溶接条件＞
溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
母材板厚 ：２０ｍｍ
開先角度 ：２０°（Ｖ字）
ルート間隔：１６ｍｍ
溶接姿勢 ：下向き
溶接棒径 ：φ４．０ｍｍ
入熱条件 ：約２．２ｋＪ／ｍｍ（１５０Ａ－２４Ｖ、８～１２ｃｍ／分）
積層方法 ：１層２パス
　得られた溶接金属から、溶接方向に垂直な断面が観察できるように試験片を採取し、試験片の断面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倍で金属組織を観察した。全断面においてδフェライトが観察されなかった場合を「δフェライト無し」と判定し、合格と評価した。全断面においてδフェライトが１つでも観察された場合を「δフェライト有り」と判定し、不合格と評価した。判定結果を下記表４に示す。
　次に、溶接して得られた溶接金属に溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行い、溶接金属の特性を評価した。溶接後熱処理は、下記表４に示す温度Ｔ（℃）で、下記表４に示す時間ｔ（時間）保持して行った。温度Ｔ、時間ｔ、および上記式（Ｉ）に基づいて、ＬＭＰを算出し、結果を下記表４に示す。
　上記溶接後熱処理を施した溶接金属について、最終パス中央部からレプリカ透過型電子顕微鏡観察用試験片を採取した。試験片表面を、倍率７５００倍で、観察視野１３．４μｍ×１５．８μｍの写真を２枚撮影した。撮影した写真を画像解析し、円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数と、円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数を測定し、単位観察視野面積１ｍｍ２あたりの個数に換算した。画像解析ソフトは、Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ（Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃ社製）を用いた。炭化物粒子の数には、炭窒化物の数も含まれる。単位観察視野面積１ｍｍ２あたりにおける円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数Ｎを下記表４に示す。また、単位観察視野面積１ｍｍ２あたりにおける円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数ｎを、上記炭化物粒子数Ｎで除した値（ｎ／Ｎ）を算出した結果を下記表４に示す。
　次に、溶接後熱処理を施した溶接金属の特性として、クリープ破断特性および靭性を評価した。
＜クリープ破断特性＞
　溶接後熱処理を施した溶接金属の板厚中央部から、下記図１に基づいて溶接線方向に標点距離が３０ｍｍで、φ６．０ｍｍのクリープ試験片を採取し、６５０℃で、１００ＭＰａの条件でクリープ試験を行い、試験片が破断するまでの時間を測定した。図１においてＴは母材の板厚を示している。破断時間が８１０時間を超える場合をクリープ破断特性に優れると判定し、合格と評価した。
＜靭性＞
　溶接後熱処理を施した溶接金属の板厚中央部から、下記図２に基づいて溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。図２においてＴは母材の板厚を示している。シャルピー衝撃試験片は、ＪＩＳ　Ｚ３１１１に規定される４号Ｖノッチ試験片を採取した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４２の要領で、２０℃で行い、吸収エネルギーを測定した。測定は３回行ない、測定した吸収エネルギーの平均値を求めた。結果を下記表４に示す。平均値が４１Ｊ以上となる溶接金属を靭性に優れると評価した。
　下記表３、表４に基づいて次のように考察できる。
　Ｎｏ．１～１２は、本発明で規定する要件を満足する例であり、クリープ破断特性および靭性に優れている。
　これに対し、Ｎｏ．１３～２４は、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例であり、クリープ破断特性または靭性の少なくとも一方を改善できていない。以下、詳細に説明する。
　Ｎｏ．１３は、予熱／パス間温度が高すぎたため、炭化物粒子数の比ｎ／Ｎが小さくなった例であり、クリープ破断特性を改善できなかった。
　Ｎｏ．１４は、予熱／パス間温度が低すぎたため、溶接後の冷却速度が大きくなり、冷却中に生成する炭化物量が減少し、炭化物粒子数Ｎが少なくなった例である。その結果、クリープ破断特性を改善できなかった。
　Ｎｏ．１５は、溶接後の熱処理条件を適切に制御しなかったため、炭化物粒子数Ｎが少なくなった例であり、クリープ破断特性を改善できなかった。
　Ｎｏ．１６～２４は、溶接金属の成分組成が本発明で規定する要件を満足しない例である。
　Ｎｏ．１６は、Ｗを過剰に含有した例であり、溶接金属にδフェライトが生成し、靭性を改善できなかった。
　Ｎｏ．１７は、Ｍｎが少なすぎた例であり、溶接金属にδフェライトが生成したため、溶接金属全体では、クリープ破断特性および靭性が劣化する可能性がある。
　Ｎｏ．１８は、Ｍｎを過剰に含有した例であり、クリープ破断試験時に炭化物のオストワルド成長が促進されすぎたため、クリープ破断特性を改善できなかった。
　Ｎｏ．１９は、Ｖを過剰に含有した例であり、溶接金属にδフェライトが生成した。また、クリープ破断試験時に炭窒化物のオストワルド成長を招いた。その結果、クリープ破断特性および靭性を改善できなかった。
　Ｎｏ．２０は、Ｃｏが少なすぎた例であり、溶接金属にδフェライトが生成し、クリープ破断特性を改善できなかった。
　Ｎｏ．２１は、Ｃｏを過剰に含有した例であり、靭性を改善できなかった。
　Ｎｏ．２２は、Ｎｉを過剰に含有した例であり、靭性を改善できなかった。
　Ｎｏ．２３は、Ｃｒを過剰に含有した例であり、溶接金属にδフェライトが生成したため、溶接金属全体では、クリープ破断特性および靭性が劣化する可能性がある。
　Ｎｏ．２４は、Ｎｉを過剰に含有し、Ｎｂが少なすぎた例であり、クリープ破断特性を改善できなかった。また、Ｎを過剰に含有したため、靭性を改善できなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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、２０１６年３月１１日出願の日本特許出願（特願２０１６－０４８２２６）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。
　本発明は、例えば火力発電設備におけるボイラーや熱交換器等の構造物の溶接に有用である。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０３～０．１６％、
    　Ｓｉ：０．１％以上、０．５０％未満、
    　Ｍｎ：０．５５～１．２％、
    　Ｎｉ：０％以上、０．７％以下、
    　Ｃｒ：８～１０％、
    　Ｍｏ：０．０５～０．７％、
    　Ｖ　：０．０５～０．５％、
    　Ｎｂ：０．０１５～０．０７％、
    　Ｃｏ：１．０～２．０％、
    　Ｗ　：１～２．０％、
    　Ｎ　：０．０１～０．０８％、
    　Ｏ　：０％超、０．０８％以下を含有し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属であって、
    　該溶接金属中に存在する円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物粒子数をＮ（個／ｍｍ２）、円相当直径が０．１～０．４μｍの炭化物粒子数をｎ（個／ｍｍ２）としたとき、
    　前記Ｎは、１．２×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、
    　前記Ｎと前記ｎは、下記式（１）を満足することを特徴とする溶接金属。
    ｎ／Ｎ＞０．８ ・・・（１）
  2. 　更に他の元素として、質量％で、下記（ａ）～（ｄ）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の溶接金属。
    （ａ）Ｔｉ：０％超、０．０３％以下
    （ｂ）Ｂ　：０％超、０．００５％以下
    （ｃ）Ｃｕ：０％超、０．２５％以下
    （ｄ）Ａｌ：０％超、０．０５％以下
  3. 　請求項１または２に記載の溶接金属を含むことを特徴とする溶接構造体。
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