(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．０８質量％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
Ｎｉ：０．１〜０．８質量％、
Ｃｒ：８〜１０質量％、
Ｍｏ：０．７〜１．１質量％、
Ｖ：０．０５〜０．５質量％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、
Ｎ：０．０２〜０．０８質量％、
Ｐ：０．０００１〜０．０１質量％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１質量％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）で算出されるパラメータＦＳＴが１２６０以上である、溶接金属。
ＦＳＴ＝１４４９−２１３３×［Ｃ］＋４５０×［Ｎ］−２３６５×［Ｐ］＋５４３×［Ｓ］−１９．８×［Ｍｎ］  ・・・（１）
（上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓ及びＭｎの含有量（質量％）を表す。）
【請求項２】
請求項１に記載の溶接金属をタンデムアーク溶接によって形成する、溶接金属の製造方法。
【請求項３】
母材及び溶接ワイヤが用いられ、
前記溶接ワイヤ中のＣ含有量（質量％）が前記母材中のＣ含有量（質量％）よりも少ない、請求項２に記載の溶接金属の製造方法。
【請求項４】
母材及び溶接ワイヤが用いられ、
前記溶接ワイヤ中のＭｎ含有量（質量％）が前記母材中のＭｎ含有量（質量％）よりも多い、請求項２又は３に記載の溶接金属の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接金属、及び溶接金属の製造方法に関する。より詳しくは、改良９Ｃｒ鋼溶接金属、及び改良９Ｃｒ鋼溶接金属の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
石油精製用の圧力容器の周溶接などでは、肉厚が３００ｍｍ程度の場合もあることから、大入熱かつ高効率のタンデムアーク溶接が一般的である。従来、石油精製用圧力容器用材料としては、改良２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼が使われていたが、その使用温度は４５０℃程度までであった。これを５００℃程度まで上げて、さらに反応効率を上げるために、圧力容器用材料として、改良９Ｃｒ鋼を使うなどのさらに耐熱性を高める必要がある。
【０００３】
改良９Ｃｒ鋼は、その優れた耐熱性から５００〜６００℃ともなる超超臨界石炭火力発電のボイラーチューブ用として広く実用化されてきた。したがって、その溶接金属においても、ボイラーチューブ用であれば、５〜４０ｍｍ程度までの肉厚しかないため、ＴＩＧ溶接やいわゆる手棒によるガスシールド溶接という低入熱の溶接が一般的である。
【０００４】
例えば特許文献１には、アーク溶接法により形成される、特定組成を有する高Ｃｒ系溶接金属に関する発明において、電流２５０Ａ−電圧１１Ｖ、１０ｃｍ／ｍｉｎという溶接条件で１５〜１８ｋＪ／ｃｍという溶接入熱のＴＩＧ溶接の事例が開示されている（特許文献１の段落００４９）。また、特許文献２には、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用溶接ワイヤに関する発明において、ＴＩＧ溶接とシングルサブマージアーク溶接の事例が開示されており、シングルサブマージアーク溶接においては、溶接電流４００Ａ−電圧２９〜３０Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎで、ＴＩＧ溶接の約１．５倍となる２３．２〜２４ｋＪ／ｃｍの溶接入熱の事例が開示されている（特許文献２の段落００４７〜００５１、００５８〜００５９）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−０１５４８０号公報
【特許文献２】特開２００５−３２９４１５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
例えば特許文献１及び特許文献２の開示からもみられるように、従来、改良９Ｃｒ鋼の溶接は、大きな入熱の溶接、又は大きな入熱を活用した高速の溶接となるような溶接条件では行われておらず、入熱が大きくなるタンデムアーク溶接はなされてこなかった。これは、改良９Ｃｒ鋼用の溶接金属が高温割れを起こし易いという性質があったからでもある。
【０００７】
改良９Ｃｒ鋼に対して、これまでタンデムアーク溶接のような大入熱溶接を行うことができていなかったのは、次のような改良９Ｃｒ鋼自体の高温物性によるところも大きい。例えば、Ｆｅ−Ｃｒ合金が高温で液体になった場合は、２．２５Ｃｒ鋼と９Ｃｒ鋼とでは１．５倍程度の粘度の差がある上に、凝固が進行し、液相側にＣ、Ｐ、Ｃｒなどが濃化して融点が低い偏析部が形成される。この偏析部が最終凝固部となり、高温割れが発生し易くなる。また、偏析し高い濃度となったＣｒが凝固温度を低下させるだけでなく、さらに粘度を上げることになるため、高温割れが生じたところに液相が流れ込んでその割れを塞ぐような、低粘度の液相に見られるいわゆるヒーリング効果は、高粘度の液相となる改良９Ｃｒ鋼では期待できない。
【０００８】
そこで、本発明は、タンデムアーク溶接のような大入熱の溶接を行っても高温割れが発生し難い溶接金属、及びその溶接金属の製造方法を提供することを主目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係る溶接金属は、Ｃ：０．０３〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｎｉ：０．１〜０．８質量％、Ｃｒ：８〜１０質量％、Ｍｏ：０．７〜１．１質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｎ：０．０２〜０．０８質量％、Ｐ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｓ：０．０００１〜０．０１質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）で算出されるパラメータＦＳＴが１２６０以上である、溶接金属である。
ＦＳＴ＝１４４９−２１３３×［Ｃ］＋４５０×［Ｎ］−２３６５×［Ｐ］＋５４３×［Ｓ］−１９．８×［Ｍｎ］  ・・・（１）
（上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓ及びＭｎの含有量（質量％）を表す。）
本発明に係る溶接金属の製造方法は、本発明に係る溶接金属をタンデムアーク溶接によって形成する方法である。
この溶接金属の製造方法は、溶接ワイヤ中のＣ含有量（質量％）が母材中のＣ含有量（質量％）よりも少ない関係で母材及び溶接ワイヤが用いられてよい。
この溶接金属の製造方法は、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量（質量％）が母材中のＭｎ含有量（質量％）よりも多い関係で母材及び溶接ワイヤが用いられてよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、タンデムアーク溶接のような大入熱の溶接を行っても高温割れが発生し難い溶接金属を実現することができ、また、その溶接金属を高効率に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】高温割れが発生した溶接部組成と割れなかった溶接部組成とを分析し、その組成から熱力学計算ソフトにより計算される偏析部の平衡凝固温度と割れ発生の有無の関係をプロットした図である。
【図２】偏析部の凝固温度の熱力学計算値と組成による回帰式の関係を示した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。
【００１３】
＜溶接金属＞
本発明者は、高Ｃｒ鋼や改良９Ｃｒ鋼（Ｍｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ、９Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ−Ｖ鋼）を母材（被溶接材）として用いた場合において、タンデムアーク溶接を行った際にも高温割れが発生し難い溶接金属を得るため、溶接金属における偏析部の凝固温度に着目し、鋭意検討を行った。その結果、偏析部の凝固温度が特定値未満の場合に高温割れが発生し、その特定値以上の場合には高温割れが発生し難くなるとの知見を得た。以下にこの知見と、それから本発明を完成させた過程について述べる。
【００１４】
溶接などの凝固現象には、凝固が進行する過程で特定の成分が液相側に濃縮する凝固偏析と呼ばれる現象がある。この凝固偏析部は通常の凝固点よりもずっと低い凝固温度を持つことが知られている。凝固温度付近の温度域で発生する割れ（高温割れ）は、この偏析部が凝固しようとしたときに相対的に小さい体積の固相になり、その体積収縮に耐え切れずに割れてしまうことで起きる。
【００１５】
加えて、改良９Ｃｒ鋼では、密度が低く体積の大きなδ相から、相対的に密度が高く体積の小さなγ相への変態が１２００〜１３５０℃にかけて起こり、上記体積収縮に重畳して引張応力を作用させるため、高温割れがより起こり易いこととなる。改良９Ｃｒ鋼では、その化学組成よって、偏析部の凝固温度は１２００〜１３５０℃の広い範囲で変化するが、上記体積収縮による引張応力は、温度が低いほど大きくなるため、偏析部の凝固温度が低くなるほど、この偏析部が凝固するときに高温割れが発生し易くなる。
【００１６】
偏析部が最終的に凝固する温度を正確に知るのは困難ではあるが、熱力学ソフトウェアなどを使えば、ある程度は計算で推定が可能である。図１は、改良９Ｃｒ鋼において、タンデムアーク溶接をしたときに、高温割れが発生した溶接部組成と割れなかった溶接部組成を分析し、その組成から熱力学計算ソフトにより計算される偏析部の平衡凝固温度と割れ発生の有無の関係をプロットしたものである。図１から、偏析部の凝固温度が１２６０℃未満までは高温割れが発生するが、凝固温度が１２６０℃以上の場合は高温割れが発生しなくなることが見出された。
【００１７】
この偏析部の凝固温度と組成の関係を調べ、特に影響の大きい元素によって回帰式を作成したのが、ＦＳＴ＝１４４９−２１３３×［Ｃ］＋４５０×［Ｎ］−２３６５×［Ｐ］＋５４３×［Ｓ］−１９．８×［Ｍｎ］（式（１））である。この式（１）において、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓ及びＭｎの含有量（質量％）を表す。
【００１８】
図２は、熱力学計算ソフトを用いた熱力学計算値による偏析部凝固温度と、組成による上記回帰式との関係を示した図であり、この図２から、上記式（１）は精度良く近似できていることがわかる。それ故、本発明者は、パラメータＦＳＴの値が１２６０以上であれば、高温割れが発生しない条件となると考え、本発明を完成させた。
なお、ここで用いた熱力学計算ソフトは、Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ  ｖｅｒｓｉｏｎ  Ｓであり、使用データベースはＴＣＦＥ６である。
【００１９】
そこで、本発明の実施形態に係る溶接金属では、Ｃ：０．０３〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｎｉ：０．１〜０．８質量％、Ｃｒ：８〜１０質量％、Ｍｏ：０．７〜１．１質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、Ｎ：０．０２〜０．０８質量％、Ｐ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｓ：０．０００１〜０．０１質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）で算出されるパラメータＦＳＴが１２６０以上を満たすこととしている。
ＦＳＴ＝１４４９−２１３３×［Ｃ］＋４５０×［Ｎ］−２３６５×［Ｐ］＋５４３×［Ｓ］−１９．８×［Ｍｎ］  ・・・（１）
（上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓ及びＭｎの含有量（質量％）を表す。）
【００２０】
以下、本実施形態の溶接金属における組成限定理由について説明する。
なお、本実施形態の溶接金属における成分含有量は、溶接金属の中央部を切り出した測定用試料について、燃焼−赤外線吸収法（Ｃ、Ｓ）、不活性ガス融解−熱伝導度法（Ｎ）、吸光光度法（Ｐ）、ＩＣＰ発光分光分析法（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ）によって分析した値である。
【００２１】
［Ｃ：０．０３〜０．０８質量％］
Ｃ（炭素）は、高温強度を確保するのに重要な元素であることから、溶接金属中のＣ含有量は０．０３質量％以上とし、好ましくは０．０４５質量％以上とする。
しかし、溶接金属中のＣ含有量が過剰に多くなると偏析部の凝固温度を大きく低下させ、高温割れが発生しやすいことから、Ｃ含有量は０．０８質量％以下とし、好ましくは０．０７５質量％以下とする。
【００２２】
［Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％］
Ｓｉ（ケイ素）は強化元素として有効であるが、Ｓｉの過剰な添加は靭性を劣化させることから、溶接金属中のＳｉ含有量は０．５質量％以下とし、好ましくは０．４質量％以下とする。また、Ｓｉは有効な脱酸元素であるが、その効果は、０．０１質量％未満では発揮し難いことから、Ｓｉ含有量は０．０１質量％以上とし、好ましくは０．０５質量％以上とする。
【００２３】
［Ｍｎ：０．６〜２．０質量％］
Ｍｎ（マンガン）は、上記Ｓｉと同様に脱酸剤として機能し、溶接金属中の酸素量をコントロールする効果を発揮する。また溶接金属の強度を向上させると共に、靭性を改善する効果をも発揮する。これらの効果を発揮させるため、溶接金属中のＭｎ含有量は０．６質量％以上とし、好ましくは０．７質量％以上、より好ましくは０．８質量％以上とする。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になって２質量％を超えると、高温強度の劣化、及び偏析部の凝固温度の低下を引き起こすことから、Ｍｎ含有量は２．０質量％以下とし、好ましくは１．８質量％以下、より好ましくは１．５質量％以下とする。
【００２４】
［Ｎｉ：０．１〜０．８質量％］
Ｎｉ（ニッケル）はＭｎと同様に溶接金属の靱性向上に欠くことのできない元素である。溶接金属の靱性向上の効果を有効に発揮させるため、溶接金属中のＮｉ含有量は０．１質量％以上とし、好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上とする。しかし、Ｎｉ含有量が多すぎると高温強度を劣化させ、さらに変態点の低下を招くことから、Ｎｉ含有量は０．８質量％以下に抑え、好ましくは０．７質量％以下、より好ましくは０．６質量％以下とする。
【００２５】
［Ｃｒ：８〜１０質量％］
Ｃｒ（クロム）は、溶接金属の耐酸化性や耐食性を向上させると共に、固溶強化によって高温強度を高める作用を有している。その効果を有効に発揮させるため、Ｃｒを８質量％以上含有させる。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎると、δ−フェライトの析出により靱性が劣化し、また、偏析部の融点を低下させることから、Ｃｒ含有量を１０質量％以下に抑えなければならない。よって、溶接金属中のＣｒ含有量は８〜１０質量％の範囲とする。
【００２６】
［Ｍｏ：０．７〜１．１質量％］
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｃｒと同様に固溶強化効果を有すると共に、クリープ中に粒界に析出するラーベス相によって長時間時効後の靭性を低下させる作用も有する。高温強度を発揮させるため、溶接金属中のＭｏ含有量は０．７質量％以上とし、好ましくは０．８質量％以上とする。Ｍｏ含有量が１．１質量％を超えると、ラーベス相形成が促進されるため、Ｍｏ含有量は１．１質量％以下とする。
【００２７】
［Ｖ：０．０５〜０．５質量％］
Ｖ（バナジウム）は、炭窒化物の形成元素であり、高温強度を維持する上で重要な元素である。溶接金属中のＶ含有量が０．０５質量％未満ではその効果が発揮されない。しかし、Ｖ含有量が多すぎると、炭窒化物の粒成長を促進して高温強度を劣化させることから、Ｖ含有量は０．５質量％以下に抑えなければならない。したがって、Ｖ含有により高温強度を維持するため、Ｖ含有量は０．０５質量％以上０．５質量％以下とし、Ｖ含有量の下限は好ましくは０．１質量％とし、上限は好ましくは０．４質量％とする。
【００２８】
［Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％］
Ｎｂ（ニオブ）は、炭窒化物形成元素で高温強度を確保するのに重要な元素である。その効果を有効に発揮させるため、溶接金属中のＮｂ含有量は０．０１質量％以上とし、好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上とする。しかし、Ｎｂ含有量が多すぎると靱性に悪影響が現れてくることから、高温強度と靱性を両立させるため、Ｎｂ含有量は０．１質量％以下に抑えなければならず、好ましくは０．０８質量％以下、より好ましくは０．０７質量％以下とする。
【００２９】
［Ｎ：０．０２〜０．０８質量％］
Ｎ（窒素）は炭窒化物形成元素であり、高温強度を維持する効果と偏析部の凝固温度を上げて高温割れを抑制する効果を有している。Ｎ含有量が０．０２質量％未満ではその効果が有効に発揮されず、一方、０．０８質量％を超えると靱性劣化の原因となる。したがって、溶接金属中のＮ含有量は、０．０２質量％以上、０．０８質量％以下とし、Ｎ含有量の上限は好ましくは０．０７質量％、より好ましくは０．０６質量％とする。
【００３０】
［Ｐ：０．０００１〜０．０１質量％］
Ｐ（リン）は、代表的な不純物元素であり、靭性を劣化させ、かつ偏析部の凝固温度を低下させて高温割れを助長する作用があるため、溶接金属中のＰ含有量の上限は０．０１質量％とする。しかし、Ｐ含有量を０．０００１質量％未満とすることは、多大なコストと長いプロセスを必要とするため現実的でないことから、Ｐ含有量の下限は０．０００１質量％とする。
【００３１】
［Ｓ：０．０００１〜０．０１質量％］
Ｓ（硫黄）も代表的な不純物元素であり、靭性を劣化させるものの、偏析部の凝固温度を上昇させ、高温割れを抑制する効果を少ないながらも有する。しかしながら、靭性を劣化させる影響が大きいため、溶接金属中のＳ含有量の上限は０．０１質量％とする。またＳ含有量の下限は、Ｐ含有量の下限と同様にコスト上の理由で０．０００１質量％とする。
【００３２】
［残部：Ｆｅ及び不可避的不純物］
残部のＦｅは、母材（被溶接材）を構成するＦｅの他、溶接の際に溶接棒及び溶接ワイヤ等の溶加材が用いられる場合における溶加材のＦｅ、並びに溶接の際にフラックスが用いられる場合におけるフラックスとして添加され得る鉄粉及び合金粉のＦｅなどに相当する。残部の不可避的不純物としては、上述のＰ及びＳのほか、Ｏ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、などが挙げられる。
【００３３】
［パラメータＦＳＴ≧１２６０］
下記式（１）で算出されるパラメータＦＳＴは、すでに述べたように、偏析部の凝固温度を、その凝固温度に影響を与える度合いの大きい元素（Ｃ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ）によって回帰したものである。
ＦＳＴ＝１４４９−２１３３×［Ｃ］＋４５０×［Ｎ］−２３６５×［Ｐ］＋５４３×［Ｓ］−１９．８×［Ｍｎ］  ・・・（１）
ここで、上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓ及びＭｎの含有量（質量％）を表す。
このＦＳＴは、ＦＳＴが１２６０未満では高温割れが発生し易く、ＦＳＴが１２６０以上では高温割れが発生し難い指標として適用できるパラメータである。本実施形態の溶接金属では、上記式（１）で算出されるＦＳＴが１２６０以上であり、好ましくはＦＳＴが１２６０を超える値である。
【００３４】
本実施形態の溶接金属は、好ましくはアーク溶接等の溶接ワイヤが用いられる溶接によって形成され、より好ましくはサブマージアーク溶接等の溶接ワイヤ及びフラックスが用いられる溶接によって形成される。これらの場合、溶接金属は、母材（被溶接材）に、溶接ワイヤやフラックスの成分が混ざり合って、上述の特定範囲の組成を有する。
【００３５】
本実施形態の溶接金属では、上述の通り、各成分の含有量を特定範囲にし、かつ、上記ＦＳＴを１２６０以上として、高温割れを生じ難くしていることから、２本の溶接ワイヤで同時にアークを出して溶接を行う点で大入熱かつ高効率であるタンデムアーク溶接にて形成されるのが好適である。より好適には、溶接の際に溶接ワイヤ及びフラックスを用いるタンデムサブマージアーク溶接により形成された溶接金属である。
【００３６】
（母材）
本実施形態の溶接金属における母材としては、溶接金属が上記特定範囲の組成を有すれば特に限定されない。しかし、溶接金属が上記特定範囲の組成を有するためには、母材の成分系として、好ましくは９Ｃｒ系鋼等の高Ｃｒ系鋼、及び改良９Ｃｒ鋼（Ｍｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ、９Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｎｂ−Ｖ鋼）であり、耐熱性が高いことからより好ましくは改良９Ｃｒ鋼である。
改良９Ｃｒ鋼の母材の具体例としては、後述する実施例で使用する組成（後記表１参照）の材料であり、通常、０．１質量％程度のＣを含む。また、この母材は、Ｍｎなども溶接金属におけるＭｎの組成比とは異なっている。
【００３７】
（溶接ワイヤ）
そこで、本実施形態の溶接金属は、母材と共に溶接ワイヤを用いて形成されることが好ましく、溶接ワイヤとしては、母材に比べて、Ｃ及びＰなどの組成比を低くし、Ｍｎなどの組成比を高くして調整することが好ましい。
【００３８】
溶接ワイヤは特に限定されないが、例えば組成として、Ｃ：０．０１〜０．０６質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｎ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．１〜０．８質量％、Ｃｒ：８〜１０質量％、Ｍｏ：０．７〜１．１質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８質量％、Ｎ：０．０１〜０．０５質量％、Ｐ：０．０００１〜０．０１質量％、及びＳ：０．０００１〜０．０１質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接ワイヤが好適である。
【００３９】
＜溶接金属の製造方法＞
本発明の実施形態に係る溶接金属の製造方法は、本発明の実施形態に係る溶接金属をタンデムアーク溶接によって形成する方法であり、好ましくはタンデムサブマージアーク溶接によって形成する方法である。本実施形態の溶接金属の製造方法は、溶接ワイヤ中のＣ含有量（質量％）が母材中のＣ含有量（質量％）よりも少ない関係を有する母材及び溶接ワイヤを用いてよく、この場合、溶接ワイヤ中のＣ含有量（質量％）は、母材中のＣ含有量（質量％）の０．０５〜０．７倍程度の量であることが好ましく、０．１〜０．５倍程度の量であることがより好ましい。また、本実施形態の溶接金属の製造方法は、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量（質量％）が母材中のＭｎ含有量（質量％）よりも多い関係を有する母材及び溶接ワイヤを用いた溶接により形成されることが好ましい。この場合、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量（質量％）は、母材中のＭｎ含有量（質量％）の２〜４倍程度の量であることが好ましく、３〜４倍程度の量であることがより好ましい。
【００４０】
以上詳述したように、本実施形態の溶接金属は、各成分の含有量を特定の範囲にすると共に、上記式（１）で算出されるＦＳＴが１２６０以上としているため、大入熱の溶接となるタンデムアーク溶接を行っても高温割れが発生し難い。例えば、本実施形態の溶接金属は、石油精製用圧力容器などを製造するときに、高Ｃｒ鋼や改良９Ｃｒ鋼製母材の１５０〜３００ｍｍともなる肉厚材を、高効率かつ高入熱のタンデムアーク溶接にて製造するときでも高温割れが発生し難い。よって、本実施形態の溶接金属の製造方法により、肉厚な改良９Ｃｒ鋼等の鋼材に対して溶接を行う際、高入熱のタンデムアーク溶接にて高効率に本実施形態の溶接金属を製造することができる。より好適なタンデムサブマージアーク溶接により形成された本実施形態の溶接金属であれば、通常、前述の特許文献２で開示されたようなシングルサブマージアーク溶接の場合の約２倍程度の溶接入熱が可能となるため、石油精製反応容器のような肉厚の溶接能率を大きく向上させることができる。
【００４１】
本発明の実施形態は、以下のような構成をとることもできる。
［１］Ｃ：０．０３〜０．０８質量％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
Ｎｉ：０．１〜０．８質量％、
Ｃｒ：８〜１０質量％、
Ｍｏ：０．７〜１．１質量％、
Ｖ：０．０５〜０．５質量％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１質量％、
Ｎ：０．０２〜０．０８質量％、
Ｐ：０．０００１〜０．０１質量％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１質量％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記式（１）で算出されるパラメータＦＳＴが１２６０以上である、溶接金属。
ＦＳＴ＝１４４９−２１３３×［Ｃ］＋４５０×［Ｎ］−２３６５×［Ｐ］＋５４３×［Ｓ］−１９．８×［Ｍｎ］  ・・・（１）
（上記式（１）中、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］及び［Ｍｎ］は、それぞれＣ、Ｎ、Ｐ、Ｓ及びＭｎの含有量（質量％）を表す。）
［２］［１］に記載の溶接金属をタンデムアーク溶接によって形成する、溶接金属の製造方法。
［３］母材及び溶接ワイヤが用いられ、
前記溶接ワイヤ中のＣ含有量（質量％）が前記母材中のＣ含有量（質量％）よりも少ない、［２］に記載の溶接金属の製造方法。
［４］母材及び溶接ワイヤが用いられ、
前記溶接ワイヤ中のＭｎ含有量（質量％）が前記母材中のＭｎ含有量（質量％）よりも多い、［２］又は［３］に記載の溶接金属の製造方法。
【実施例】
【００４２】
以下、本発明の試験例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。本実施例においては、以下に示す方法及び条件で、溶接金属を作製し、その溶接金属において、高温割れの発生の有無を確認した。
【００４３】
（溶接条件）
下記の、表１に示す母材、表２に示すワイヤ径４ｍｍの溶接ワイヤ（Ｗ１〜Ｗ８）、及び表３に示すフラック（Ｆ１）を使用して、タンデムサブマージアーク溶接を行った。この際、溶接条件は、ＡＣ−ＡＣタンデム、先行電極：溶接電流４００Ａ、アーク電圧３１Ｖ、ワイヤ供給速度４５ｇ／ｍｉｎ、後行電極：溶接電流３５０Ａ、アーク電圧３１Ｖ、ワイヤ供給速度６０ｇ／ｍｉｎ、先行／後行電極間距離：２０ｍｍ、溶接チップ／母材距離：先行電極３０ｍｍ、後行電極３５ｍｍ、トーチ角度：先行電極−５°、後行電極４０°、溶接速度：５５ｃｍ／ｍｉｎ（入熱：２５．４ｋＪ／ｃｍ）とした。
【００４４】
（割れの評価方法）
表面割れの評価は、割れが発生しやすい２層目の溶接の終了後の表面を目視で確認をした。内部割れの評価は、割れが発生しやすい２層目の溶接の終了後の表面をグラインダで研磨して、表面から２ｍｍの深さの位置の割れを目視で確認をした。
【００４５】
【表１】
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【００４６】
【表２】
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【００４７】
【表３】
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【００４８】
なお、表３に示される塩基度（質量％）は以下の式により求められるものである。
塩基度（質量％）＝（CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO)）
/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO3))
【００４９】
また、表３に示される粒度は、ＪＩＳ  Ｚ３３５２(サブマージドアーク溶接用フラックス)に記載されている「メッシュ」の表現に基づき、フラックス粒子の大きさの代表範囲で、「１０（上限）ｘ４８（下限）」を意味する。
【００５０】
表２に示すように、組成の異なる８種類の溶接ワイヤを用いたことに対応し、８つの溶接金属を作製した。作製した各溶接金属の組成（質量％）を表４に示す。なお、溶接金属の化学成分の測定方法としては、得られた溶接金属の中央部を切り出して測定用試料とし、Ｃ含有量及びＳ含有量については「燃焼−赤外線吸収法」により、Ｎ含有量については「不活性ガス融解−熱伝導度法」により、その他の元素の含有量については「ＩＣＰ発光分光分析法」により、成分分析を行った。
【００５１】
【表４】
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【００５２】
作製した溶接金属ＷＭ１〜８において、目視により、表面割れの有無、及び内部割れの有無を確認した。割れが確認されなかった場合を「○」、割れが確認された場合を「×」とし、その結果を表５に示す。
【００５３】
【表５】
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【００５４】
溶接金属ＷＭ３及びＷＭ４は、ＦＳＴが１２６０より大きく、表面割れ及び内部割れのいずれも確認されなかった。一方、溶接金属ＷＭ２、ＷＭ５、ＷＭ６及びＷＭ７は、ＦＳＴの値が１２６０を大きく下回っているため、表面も内部も割れが発生した。また、溶接金属ＷＭ１は、ＦＳＴの値が１２６０に近いため、表面割れは抑制できていたが、内部で割れが確認された。溶接金属ＷＭ８は、ＦＳＴ１２６０より相当に高いため、高温割れは発生しなかったが、Ｃ含有量が０．０３質量％未満であるため、強度が劣っていた。
【００５５】
以上の結果から、本発明の溶接金属（ＷＭ３及びＷＭ４）を用いることにより、大入熱となるタンデムアーク溶接を行っても、高温割れが発生し難いことが確認された。したがって、本発明の溶接金属によれば、石油精製用圧力容器などを製造するときに、高Ｃｒ鋼や改良９Ｃｒ鋼製母材の１５０〜３００ｍｍともなる肉厚材を、高効率かつ大入熱のタンデムアーク溶接にて製造するときでも高温割れの発生を抑制することができると考えられる。
【図１】
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【図２】
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