(57)【要約】      （修正有）【課題】母材と同等の強度およびクリープ強度を有するオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手とその製造方法の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ:０．２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ：６〜４５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．０３％以下で、他に少量のＮｂ、ＴｉおよびＶの１種以上と、要すればさらにＭｏ、ＷおよびＣｕの１種以上とを含むオーステナイト系合金鋼の、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接継手であって、溶接金属の形状が表面の幅をＷ0、１／２深さでの幅をＷ1/2とするとき、 Ｗ0／Ｗ1/2≧０．６であるレーザ溶接継手、およびレーザ出力をＰ（ｋＷ）、レーザの焦点位置をｆ（ｍｍ）、母材厚さをｔ（ｍｍ）とするとき、溶接速度ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）を下記（２）式の範囲内とする。2006075853.tif 000008    ・・・・・  （２）【選択図】図１
2006075853.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐熱用に使用されるオーステナイト系合金鋼を母材とする溶接継手であって、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接による継手であり、溶接金属の形状がレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものであることを特徴とするオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手。
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
【請求項２】
質量％で、Ｃ:０．２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ：６〜４５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．０３％以下で、Ｎｂ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％およびＶ：０．０１〜１％の１種または２種以上を含み残部はＦｅおよび不純物であるオーステナイト系合金鋼を母材とする溶接継手であって、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接による継手であり、溶接金属の形状がレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものであることを特徴とするオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手。
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
【請求項３】
質量％で、Ｃ:０．２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ：６〜４５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．０３％以下で、Ｎｂ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％およびＶ：０．０１〜１％の１種または２種以上と、さらにＭｏ：０．２〜３％、Ｗ：０．２〜４％およびＣｕ：０．２〜５％の１種または２種以上とを含み残部はＦｅおよび不純物であるオーステナイト系合金鋼を母材とする溶接継手であって、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接による継手であり、溶接金属の形状がレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものであることを特徴とするオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手。
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
【請求項４】
請求項１、２または３に記載のオーステナイト系合金鋼の厚さｔ(ｍｍ)の鋼材に対し、レーザ溶接の出力をＰ（ｋＷ）、レーザ照射の焦点位置をｆ（ｍｍ）（ただし、鋼材表面位置が０、表面より上側が＋、内部側が−である）とするとき、溶接速度ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）を、下記（２）式で規定される範囲としてフィラーを用いない１パスのレーザ溶接をおこなうことを特徴とする請求項１、２または３に記載のオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手の製造方法。
2006075853.tif 000007
・・・・・  （２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、発電用ボイラー等の高温装置に用いられる、強度、クリープ強度および耐食性にすぐれたオーステナイト系合金鋼の溶接継ぎ手およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
発電用ボイラー等の高温装置には高Ｃｒ高Ｎｉのオーステナイト系合金鋼が使用されるが、近年の効率向上や使用環境変化からより過酷な条件での適用が検討され種々の合金鋼が開発されてきた。このような耐熱合金鋼材を溶接構造物として使用する場合、溶接部分の高温強度や耐食性が、母材に匹敵するものであることが要求される。
【０００３】
これら合金鋼材の溶接継手は、通常アーク溶接にて施工されるが、溶接材料に母材と同じ材料をそのまま用いても、溶融時の溶湯の流動性などによる欠陥発生、酸化などによる組成変化があり、さらには溶融後の凝固ままの状態であるので、溶接金属の結晶粒組織は粗大で成分元素は偏析を生じており、一般的にその強度や耐食性は母材より遙かに劣るものとなる。
【０００４】
このため、母材に近い組成を有し、溶接性にすぐれ、施工後の溶接継手の性能、とくに高温強度やクリープ強度が母材と同等もしくはそれ以上となるような溶接材料、およびそれらを用いた溶接継手が種々提案されてきた。たとえば特許文献１には、高Ｃｒ高Ｎｉの母材に近い組成にＮｂ、Ｍｏを添加し、さらに溶接中に減少して強度低下を来すＮを高くした溶接材料の発明が開示されている。また、特許文献２、３および４等にも、母材に近い組成の鋼をベースに前出のＮｂやＭｏなどの他成分元素の添加や、特定元素の含有範囲を規制するなどした溶接材料を用い、溶接金属あるいは溶接継手の強度やクリープ強度を向上させた発明が提示されている。
【０００５】
しかしながらこれらの発明は、いずれもＴＩＧやＭＩＧにより母材とは別に溶接材料を使用する多層溶接法によるものであり、溶接継手を得るまでに多くのパス回数を必要とし、溶接施工の効率がよくない。
【０００６】
近年、電子ビームやレーザのような高エネルギービーム溶接が急速に普及してきた。電子ビームやレーザビームは容易に収束させることができるので、アークなどに比べ入熱時のエネルギー密度は１０００倍程度にもなり、幅に比べて溶込み深さの深い溶融部を有する溶接が実現できる。このため、熱影響部を少なくでき、溶接変形やひずみの少ない精密な溶接が可能である。電子ビーム溶接は真空でおこなう必要があり、Ｘ線の発生も伴うので真空室や防護設備を必要とするが、レーザビーム溶接では大気中でおこなうことができＸ線の発生もない。このような点から、薄板や微細部の接合を要する溶接に実用化されている。
【０００７】
高温用のオーステナイト系合金鋼材の場合、厚さが４〜２５ｍｍ程度の中厚肉材が対象になるが、通常、ＴＩＧなどによる多層溶接がおこなわれる。これに対してレーザビーム溶接を適用するには、母材の継手形成部を突合わせ、その突合わせ面に沿ってビームを照射し溶融接合させることになる。
【０００８】
このようなレーザ溶接方法を採用すれば、（１）１パスでの高能率、高速の溶接が可能、（２）熱影響部を狭くすることが可能、（３）母材と同じ溶接金属の形成が可能、等の利点が考えられる。しかしながら、レーザ溶接法は高温用のオーステナイト系合金鋼材の溶接継手としては、まだ実用化には至ってない。これは得られた溶接継手の高温特性は、溶接金属の化学組成が母材とほぼ同じであれば耐食性に関しては問題ないとしても、溶接部の健全性や強度、とくに高温でのクリープ強度に関しては、十分明らかでないためと考えられる。  
【０００９】
【特許文献１】特開平６−１４２９８０号公報
【特許文献２】特開平８−７１７８４号公報
【特許文献３】特開平１１−２７７２９２号公報
【特許文献４】特開２００４−５８０６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
レーザ溶接法は継手の熱影響部が小さく、高速溶接が可能という利点があるが、高温で用いられるオーステナイト系合金鋼材料には適用されていない。これは、溶接継手の高温強度が必ずしも十分でないためと推定される。本発明の目的は、母材と同等の強度およびクリープ強度を有するオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手とその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の要旨は次のとおりである。
（ａ）耐熱用に使用されるオーステナイト系合金鋼の溶接継手であって、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接による継手であり、溶接金属の形状がレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものであることを特徴とするオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手。
【００１２】
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
（ｂ）質量％で、Ｃ:０．２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ：６〜４５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．０３％以下で、Ｎｂ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％およびＶ：０．０１〜１％の１種または２種以上を含み残部はＦｅおよび不純物であるオーステナイト系合金鋼を母材とする溶接継手であって、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接による継手であり、溶接金属の形状がレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものであることを特徴とするオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手。
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
【００１３】
（ｃ）質量％で、Ｃ:０．２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ：６〜４５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０５〜０．３％、Ａｌ：０．０３％以下で、Ｎｂ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％およびＶ：０．０１〜１％の１種または２種以上と、さらにＭｏ：０．２〜３％、Ｗ：０．２〜４％およびＣｕ：０．２〜５％の１種または２種以上とを含み残部はＦｅおよび不純物であるオーステナイト系合金鋼を母材とする溶接継手であって、フィラーを用いない１パスのレーザ溶接による継手であり、溶接金属の形状がレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものであることを特徴とするオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手。
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
【００１４】
（ｄ）上記（ａ）、（ｂ）または（ｃ）に記載のオーステナイト系合金鋼の厚さｔ(ｍｍ)の鋼材に対し、レーザ溶接の出力をＰ（ｋＷ）、レーザ照射の焦点位置をｆ（ｍｍ）（ただし、鋼材表面位置が０、表面より上側が＋、内部側が−である）とするとき、溶接速度ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）を、下記（２）式で規定される範囲としてフィラーを用いない１パスのレーザ溶接をおこなうことを特徴とする上記（ａ）、（ｂ）または（ｃ）のオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手の製造方法。
2006075853.tif 000003
・・・・・  （２）
【発明の効果】
【００１５】
本発明の溶接継手は母材と同等の強度およびクリープ強度を有しており、高温で使用されるオーステナイト系合金鋼材料の溶接構造物に対しても、レーザ溶接方法を効果的に適用することが可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本発明者らは、高温で使用されるオーステナイト系合金鋼材に対し、フィラーを用いず１パスでレーザ溶接した溶接継手に関して、種々の条件でレーザ溶接をおこない、溶接欠陥防止、強度の確保、およびすぐれたクリープ強度を有する継手を得るための諸条件を種々調査した。フィラーを用いない１パスによる貫通溶接としたのは、熱変形の抑止や溶接凝固割れの防止、さらには耐食性や溶接金属の強度およびクリープ強度の確保に有利と考えられたからである。
【００１７】
溶接方法は、溶接しようとする断面を突合わせて保持し、突合わせ面に沿ってレーザビームを照射するキーホール形の深溶込み溶接である。化学組成および板厚の種々異なるオーステナイト系合金鋼材料を用い、溶接条件としては、溶接速度と入熱量とを変化させ、得られた溶接継手について、溶接欠陥の発生、溶接金属形状、強度、クリープ強度等を調査した。
【００１８】
まず、溶接方向に垂直な断面にて溶接金属の形状を調べてみると、溶接速度が大で入熱量が少ない場合、突合わせ部の厚さ全体を貫通する溶融が得られず部分的な溶込みとなり、ビームを照射する表面側の溶込み幅が内部の溶込み幅より狭い、いわゆる西洋梨形の形状となる。このような形状になると、溶接金属の凝固割れが発生しやすい傾向がある。
【００１９】
一方、溶接速度が小さく入熱量が大きい場合、甚だしいときは溶接金属が溶け落ちて溶接不良となるが、それに至らないまでも表面側の溶込み幅は狭いが板厚中央から裏面側にかけて溶込み幅が大きく広がる、いわゆる徳利形の形状になる。このような形状の溶接継手では、強度が低くなり、クリ−プ強度も母材より低いものとなる。これは、溶融後の冷却速度が遅くなって結晶組織が粗大化したり、合金中の窒素の蒸発が進んだりするためと思われる。
【００２０】
このように溶接金属の形状と、継手の常温での強度および高温でのクリープ強度との関係を調べてみると、次のようなことが明らかになってきた。すなわち、溶接方向に垂直な断面での溶接金属の形状を図１のように表せば、上方のレーザ照射側表面のビード幅をＷ0、溶接金属の表面からの溶込み深さＬの１／２深さ位置における幅をＷ1/2とするとき、下記（１）式を満足するものである場合、凝固割れなど溶接欠陥はなく、しかも母材と同等の常温強度と高温クリープ強度を有する溶接継手となるのである。
Ｗ0／Ｗ1/2 ≧  ０．６                      ・・・・・  （１）
【００２１】
溶接速度に対し入熱量が少なすぎる場合、厚さを貫通する深溶込みが得られなくなるばかりでなく、溶接金属の形状は前述のように西洋梨形となり、（１）式を満足しなくなる。逆に溶接速度に対し入熱量が多すぎる場合、厚さの中央部の幅が大きくなり（１）式を満足しなくなるが、その場合強度やクリープ強度が母材より大きく劣るものとなる。
【００２２】
したがって、継手の溶接金属の形状が（１）式を満足するものであれば、強度やクリープ強度が、母材と同等のオーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手となる。また、このような溶接金属形状にすれば、凝固割れなど溶接欠陥の発生が抑止される。ここで、溶接金属の表面からの深さは、厚さを貫通している場合、Ｗ1/2の位置は厚さの１／２位置になる。
【００２３】
なお、（１）式では Ｗ0／Ｗ1/2の下限値０．６を規定し、上限値については特には規制しないが、実際のフィラーを用いない１パスのレーザ溶接において実現できるのは、３程度までが限度である。
【００２４】
上述の結果に基づき、このような形状の溶接金属を得るための溶接条件についてさらに検討した。溶接方法は１パスによるレーザビームの貫通溶接で、板厚の異なるオーステナイト系合金鋼の板を用いて、溶接速度、レーザ出力およびビームの焦点位置を変えて溶接をおこない、得られた継手の溶接金属の形状を計測し、（１）式を満足する形状の溶接金属が実現されたときの条件を整理した結果、下記の（２）式を得ることができた。
2006075853.tif 000004
・・・・・  （２）
ここで、Ｐはレーザ出力（ｋＷ）、ｆはレーザの焦点位置（ｍｍ）（ただし被溶接材の表面を０とし、上側を＋、内部側を−とする）、ｔは母材厚さ（ｍｍ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）である。なお、上記式はＰ：１〜５０ｋＷ、ｆ：−２〜＋６ｍｍ、ｔ：４〜２５ｍｍ程度の範囲で適用できる。
【００２５】
上記（２）式で定まる溶接速度範囲より低い速度で溶接をおこなうと、（１）式で示される形状の溶接金属が得られないばかりでなく、溶接金属が厚さ方向に貫通せず、凝固割れが生じやすくなる。また上記（２）式の溶接速度範囲を超える速度で溶接をおこなうと、（１）式で示される形状の溶接金属が得られず、強度が劣り、クリープ強度が十分でない結果になる。
【００２６】
本発明に用いるレーザ熱源はとくに限定するものではないが、ＹＡＧレーザ、ＣＯ2レーザ等を用いればよい。
次に、本発明の溶接継手に用いるオーステナイト系合金鋼（母材鋼）について説明する。以下各元素の含有量はいずれも質量％である。
【００２７】
Ｃ：０．２％以下
Ｃはオーステナイト合金として必要な強度およびクリープ強度を確保するのに有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の含有が好ましい。しかし、０．２％を超えて含有させると固溶化処理状態で未固溶の炭化物が残存して、高温強度の向上に寄与しなくなるばかりでなく、靭性等の機械的性質に悪影響を及ぼすようになることから、０．２％以下とする。なお、熱間加工性低下や靭性劣化の観点から、望ましくは０．１２％以下とするのよい。
【００２８】
Ｓｉ：２％以下
Ｓｉは脱酸剤として用いられ、また固溶強化元素として添加しているＮの作用を向上させるのに有効な元素であり、０．１％以上含有させるのが好ましい。一方、含有量が多くなると溶接性や熱間加工性が劣化するため、２％以下とする。また、本発明鋼のようなＮ添加鋼ではＮの固溶度を低下させる作用があるので、望ましいのは０．８％以下とすることである。
【００２９】
Ｍｎ：３％以下
Ｓｉと同様に脱酸剤として有効で、Ｓの含有に起因する熱間加工性劣化を抑止する作用があり、また固溶強化元素として添加しているＮの固溶度の上昇にも有効な元素である。ただし過度の含有では脆化を招くため、３％以下とする。クリープ破断強度等の点からはとくに含有量に下限を設ける必要はないが、上述の脱酸効果や熱間加工性改善の点から０．１％以上含有させるのが好ましい。
【００３０】
Ｐ：０．０３％以下
不純物として混入し、溶接時に溶接凝固割れ感受性を高める元素であるので、少なければ少ないほどよい。ただし極端な低減は経済性の悪化を招くので、顕著な悪影響を及ぼさない限度として、０．０３％以下とする。
【００３１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｐと同様に溶接時において溶接凝固割れ感受性を高める元素であり、且つ粒界に偏析し粒界固着力を低下させ、再熱割れ発生の原因となるため、少なければ少ないほどよい。顕著な悪影響が現れない限界として０．０１％以下とする。
【００３２】
Ｃｒ：１５〜３５％
Ｃｒは高温での強度や耐酸化性および耐食性確保の点より必要な元素であり、その十分な効果を発揮させるには１５％以上の含有量を確保する必要がある。しかし、過剰に含有させると高温でオーステナイト組織の安定性が低下し、強度が低下するため上限は３５％とする。
【００３３】
Ｎｉ：６〜４５％
Ｎｉはオーステナイト組織を安定化させ、かつクリープ強度の向上に必要な元素であり、６％以上の含有が必要である。さらに高温、長時間での組織の安定性を確保するためには、１５％以上の含有とするのが好ましい。しかし、多量の添加は効果が飽和してしまい、それ以上の含有はコストの増大を招くだけなので４５％までとする。好ましくは３５％以下、より好ましくは２５％以下である。
【００３４】
Ｂ：０．００１〜０．０１％
Ｂは、微細な窒化物の分散析出強化および粒界強化によりクリープ強度を向上させる元素なので少量含有させる。その含有量が０．００１％未満では十分な効果が得られない。一方、過剰に添加すると溶接凝固割れ感受性を著しく増大させるため、０．０１％以下とする。
【００３５】
Ｎ：０．０５〜０．３％
Ｎは固溶強化の作用があり、さらにＮｂＮ、ＮｂＣｒＮ、ＴｉＮ、ＶＮ等を形成し、それらの析出強化により強度やクリープ強度の向上に極めて有効な元素である。とくに、本発明の1パスでのノンフィラーレーザ溶接では、アーク溶接のように溶接ワイヤー等からの合金成分の補充がなされないので、溶接時の蒸発逸散による溶接金属のＮ含有量の低下を配慮し、０．０５％以上を含有させる必要がある。また、ＮはＣと比べて固溶限が大きいので比較的多量に含有させても溶体化状態で固溶させることができ、時効中に生じる窒化物析出に伴う靭性低下も比較的少ない。しかし、多すぎる含有は時効により靭性が大きく劣化し、かつブローホール等の溶接欠陥の原因となるので、０．３％以下とする。
【００３６】
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として使用され、その結果として鋼中に残存含有されるが、過剰に残存すると溶接金属中に介在物を形成し、クリープ延性の低下を招くため、Ａｌ含有量は０．０３％以下とする。なお、ＭｎやＳｉ等の他の元素で十分脱酸できる場合は、添加する必要はなく、その場合は不純物レベルとなる。
【００３７】
Ｎｂ：０．０１〜１．５％ 、Ｔｉ：０．００５〜０．５％およびＶ：０．０１〜１％の１種又は２種以上
これらの元素は炭窒化物を形成し、それらは微細に析出して組織の微細化や析出強化により強度やクリープ強度を向上させる作用がある。したがって、含有させてその効果を発揮させるためには、Ｎｂでは０．０１％以上、Ｔｉでは０．００５％以上、Ｖでは０．０１％以上含有させる必要がある。一方、過剰に含むと溶接凝固割れ感受性を高くしたり、溶接性や加工性を劣化させたりするため、Ｎｂは１．５％以下、Ｔｉでは０．５％以下、Ｖでは１％以下の範囲に限定しなければならない。Ｎｂの場合、とくにＮｂＮ、ＮｂＣｒＮおよびＮｂＣを同時に形成して微細に凝固組織の粒内及び粒界に析出し、溶接金属の強度およびクリープ強度の向上効果が大きいので、このような目的にＮｂを含有させる場合は、０．１％以上の含有とするのが好ましい。
【００３８】
Ｍｏ：０．２〜３％、Ｗ：０．２〜４％およびＣｕ：０．２〜５％の１種または２種以上
Ｍｏ、ＷおよびＣｕは、いずれもクリープ強度を改善する効果があり、含有させなくてもよいが、要すればこれらの１種または２種以上を含有させる。クリープ強度が向上する理由は、ＭｏおよびＷは固溶によるマトリックスの強化によると考えられ、Ｃｕは高温で析出してマトリックスを強化するためと考えられる。このような効果を発揮させるためには、Ｍｏ、ＷおよびＣｕはそれぞれ０．２％以上含有させる。しかし多すぎる含有は、効果が飽和して無駄になるだけでなく、加工性が劣化し、溶接時の凝固割れ感受性が増大するなど、有害な作用が現れてくるので、Ｍｏは３％まで、Ｗは４％まで、Ｃｕは５％までとするのがよい。
【実施例１】
【００３９】
表１に示す化学組成のオーステナイト系合金鋼を、高周波加熱真空溶解炉を用いて溶製し、得られた鋳塊を通常の方法にて鍛造、圧延、溶体化等の熱処理を施した後、切削成形して厚さ６〜１０ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１００ｍｍの板状試験片を作製した。
【００４０】
【表１】
2006075853.tif 000005
これらの試験片にて、同じ組成同じ板厚の母材の端面を突合わせ、突合わせ部にレーザビームを照射して１パスのレーザ溶接をおこなった。溶接熱源にＬＤ励起ＹＡＧレーザ溶接機を使用し、母材および板厚と、レーザ出力、焦点位置および溶接速度等の溶接条件とを変えて、溶接継手を作製した。表２に作製した継手の使用母材、溶接条件を示す。溶接条件の焦点位置は、板面を０とし、板面より上を＋、板面以下を−として示している。また、板厚、レーザ出力および焦点位置から定まる（２）式による溶接速度範囲についても、合わせて表２に示す。
【００４１】
得られた継手試験片について、断面における溶込み形状および凝固割れの観察、硬さの測定、およびクリープ試験をおこなった。断面調査は溶接長手方向の中央部（１／２）と１／４および３／４位置の３ヶ所でおこない、硬さは図２に示すように継手の断面において板厚中心にそって１ｍｍ間隔で試験力９．８０７Ｎのビッカース硬さを１４点測定した。クリープ試験は溶接部が中央になるように図３に示す形状の試験片を削り出し、母材での破断時間が約１０００時間となる条件、すなわちＡ１、Ａ２およびＡ３材では７００℃、１４７．１ＭＰａの条件、Ａ４およびＡ５材では７００℃、１５６．９ＭＰａの条件にてそれぞれ破断時間を調査した。
【００４２】
試験結果を表２に合わせて示す。溶込み形状については、貫通溶込み形状が得られたものを「良好」、貫通溶込み形状が得られなかったものおよび溶落ち形状となってしまったものは「不良」として表示している。
【００４３】
割れについては、溶接金属に凝固割れが見いだされなかったものは「無し」、割れの発生していたものは「有り」とした。また、溶接金属の断面形状から（１）式で規定したＷ0／Ｗ1/2を求め、その値を示した。継手硬さについては、母材から溶接金属にわたる硬さ分布測定結果で、溶接金属の硬さが母材硬さの９０％以上の値を示した場合は○印、９０％未満の場合は×印を記載した。このような測定にて溶接金属の硬さが母材硬さの９０％以上の値を示す場合、継手の引張試験を行うとその強度は母材と同等かそれ以上の値を示す。
【００４４】
クリープ強度は、母材の破断時間に対して、８０％以上の破断時間、すなわち８００時間以上を示す場合、継手として良好と判断される。なお、溶込み形状が不良である場合や、割れが発生した場合、クリープ強度は測定しなかった。
【００４５】
【表２】
2006075853.tif 000006
【００４６】
表２の結果から明らかなように、溶接速度が（２）式で規制される範囲内として溶接をおこなった場合、溶込みが未貫通であったり、溶落ちが生じたりする溶込み形状不良は発生せず、凝固割れもなく、かつＷ0／Ｗ1/2の値が０．６以上である継手が得られている。
【００４７】
そして、Ｗ0／Ｗ1/2の値が０．６以上、すなわち、溶接金属の形状が（１）式を満足する本発明のレーザ溶接継手では、その硬さもしくは硬さから推測される強度、およびクリープ強度が母材と同等であることを示している。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】Ｗ0およびＷ1/2の測定位置を示す溶接金属形状の模式図である。
【図２】継手の溶接金属の硬さの測定位置を示す図である。
【図３】継手のクリープ強度を測定する試験片を説明する図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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