(57)【要約】【課題】多層溶接を行っても、高温でのクリープ強度のばらつきが小さく、かつ、低温靱性が優れたフェライト系耐熱鋼溶接金属を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｃｒ：０．５〜１４％、ＭｏおよびＷのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｖ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％およびＮ：０．００１％以上０．０５％未満を含有し、Ｐが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下である溶接金属で、Ｔａ、Ｈｆ、ＮｄおよびＴｉのうちの１種以上（単独または合計で０．０１〜０．２％）、ＣａおよびＭｇのうちの１種以上（同じく０．０００５〜０．０１％）ならびにＢ（０．０００５〜０．０１％）の群の中の１群以上の群の成分を含むものであってもよい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｃｒ：０．５〜１４％、ＭｏおよびＷのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｖ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％およびＮ：０．００１％以上０．０５％未満を含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であることを特徴とするフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｃｒ：０．５〜１４％、ＭｏおよびＷのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｖ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％およびＮ：０．００１％以上０．０５％未満を含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であることを特徴とするフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｔａ、Ｈｆ、ＮｄおよびＴｉのうちの１種以上を単独または合計で０．０１〜０．２％含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【請求項４】
質量％で、さらに、ＣａおよびＭｇのうちの１種以上を単独または合計で０．０００５〜０．０１％含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【請求項５】
質量％で、さらに、Ｂを０．０００５〜０．０１％含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高強度フェライト系耐熱鋼溶接継手に係り、それを構成する優れたクリープ強度および靱性を兼ね備えるフェライト系耐熱鋼溶接金属に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ボイラ、化学装置などの耐熱、耐圧配管に用いられる材料としては、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼などのフェライト鋼、１８Ｃｒ−８Ｎｉ鋼に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼がよく知られている。
【０００３】
なかでも、フェライト鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価であるだけでなく、耐応力腐食割れ性に優れ、しかも熱膨張係数が小さいため温度変化に対して歪みが小さいという高温用材料としての利点を有する。
【０００４】
そのため、近年、８〜１３％のＣｒを含有するフェライト鋼をベースに、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、さらにはＣｏ、Ｔａ、Ｎｄ、Ｚｒ等の含有量を調整して優れた高温強度を付与した新しい高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が数多く開発されている。また、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼に代表される低Ｃｒフェライト系耐熱鋼についてもＷ、Ｎｂ、Ｖの含有量を調整して優れた高温強度を付与したフェライト系耐熱鋼が開発されている。
【０００５】
これらの高強度フェライト系耐熱鋼を構造物として使用する場合には、一般的には、アーク溶接に代表される溶融溶接が行われる。そのため、これらの高強度フェライト系耐熱鋼を溶接するための共金系溶接材料が数多く提案されている。
【０００６】
例えば、特許文献１には、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等、さらにはＣｏ等を含有する、特に９〜１２％Ｃｒ鋼等の溶接材料として母材と同等のクリープ強度を有し、常温で十分な靱性を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用ガスシールドアーク溶接ワイヤが、また、特許文献２には、同じくＭｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ等を含有し、さらに靱性の改善に有効なＡｌ、Ｃａ、Ｍｇ等を含有する、クリープ破断強度を主体とする高温強度特性が優れ、良好な溶接作業性と耐割れ性を有する高クロムフェライト鋼用溶接ワイヤが開示されている。
【０００７】
特許文献３には、Ｍｏ、Ｖ等を含有する高クロム鋼に、さらに、結晶粒を微細にし、靱性を向上させる効果を有するＴａを添加した高Ｃｒ鋼用の高靱性溶接材料が、また、特許文献４には、同じくＭｏ、Ｖ等を含有し、Ｔａの代わりにＴｉを添加して靱性、特にクリープ破断延性を向上させた高強度高Ｃｒ鋼用高靱性溶接材料が提案されている。
【０００８】
しかしながら、これらの共金系溶接材料を使用して得られた溶接金属、特に、多層溶接により得られた多層溶接金属では、溶接条件により高温でのクリープ強度が大きくばらつくことがある。
【０００９】
【特許文献１】
特開２０００−２３３２９４号公報
【特許文献２】
特開平９−２６７１９０号公報
【特許文献３】
特開平８−２９０２９０号公報
【特許文献４】
特開平９−２０１６９３号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述した従来技術における問題点を解決するためになされたもので、その目的は、高強度フェライト系耐熱鋼溶接継手を構成する溶接金属、特に、多層溶接を行っても、高温でのクリープ強度のばらつきが小さく、かつ、低温靱性が優れたフェライト系耐熱鋼溶接金属を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、フェライト系耐熱鋼を多層溶接して得られた溶接金属の高温でのクリープ強度と組織の関連に着目して検討を繰り返し行った結果、以下の新たな知見を得た。
【００１２】
まず、溶接金属のクリープ強度は、溶接時のパス数や溶接入熱により大きくばらつくという問題があることが判明した。特に、後続パスの熱サイクルにより再加熱された領域が多い場合に、クリープ強度が低下し、ばらつきが大きくなることが明らかになった。
【００１３】
次いで、この理由について詳細な調査を行った結果、クリープ強度のばらつきは以下に述べる機構で生じることが判明した。
第１パスにより形成された最初の溶接金属中には、その凝固時に析出したＭ３Ｃ、Ｍ２３Ｃ６型炭化物（これらの炭化物における“Ｍ”はＦｅ、Ｃｒ等を表す）およびＭＸ型炭窒化物（この炭窒化物における“Ｍ”はＶ、Ｎｂ等を表す）が存在している。このうち、Ｃｒを多量に固溶するＭ３Ｃ、Ｍ２３Ｃ６型炭化物はＭＸ型炭窒化物に比べて粗大であり、後続パスによる熱サイクルにより、９００〜１０００℃に加熱された場合、その一部が分解し、固溶する。このような熱サイクルによる分解、固溶が繰り返されると、その後の、溶接後熱処理およびクリープ初期過程で、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が固溶した領域から過飽和に固溶したＣｒが主にＭ２３Ｃ６型炭化物として再度微細に析出する。
【００１４】
そのため、このようなＭ３Ｃ、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が部分的に分解、固溶した部位と、後続パスによる熱サイクルの影響を受けない部位（温度が９００℃よりも十分低く、前記炭化物の部分的な分解、固溶が生じない部位）や、１０００℃よりも十分高い温度に加熱され、前記炭化物が完全に分解、固溶する部位とを比較すると、Ｃｒを主体としたＭ２３Ｃ６型炭化物の密度やサイズの分布が不均一となる。その結果、Ｍ３Ｃ、Ｍ２３Ｃ６型炭化物が部分的に分解、固溶した部位では、Ｃｒを主体としたＭ２３Ｃ６型炭化物のうち、微細なものは消失し、その周りに存在するＭ２３Ｃ６型炭化物の成長のために供給されるか、または、ＭＸ型炭窒化物を核に再度析出し、成長するため、炭（窒）化物全体の成長速度が大きくなる。そのため、強化に大きく寄与するＭＸ型炭窒化物による微細分散強化の効果が早期に損なわれるため、強度低下が生じる。
【００１５】
このような理由により、９００〜１０００℃付近に加熱され、Ｍ３Ｃ、Ｍ２３Ｃ６炭化物が部分的に固溶した部位が多い溶接金属では、強度低下が生じるとともに、溶接条件によって後続パスの溶接熱サイクルによる９００〜１０００℃付近に加熱された部位の多寡によって、クリープ強度のばらつきが大きくなることが判明した。
【００１６】
前記調査結果に基づき、クリープ強度のばらつきの防止方法について検討した結果、次の▲１▼〜▲４▼の対策を講じることが有効であり、この問題に対する解決策を見出した。
【００１７】
▲１▼  溶接金属の凝固時に生成する粗大な析出物（主としてＣｒを含むＭ２３Ｃ６、Ｍ３Ｃ型炭化物）の析出量を低減し、後続パスの溶接熱サイクルによる前記析出物の部分的な分解、固溶に起因する析出物のサイズの不均一を解消することが、強度のばらつきの低減に有効である。
【００１８】
▲２▼  そのためには、Ｃｒの活量を下げるＣおよびＮの含有量を極力低減させることが極めて有効である。さらに、ＣおよびＮの含有量を低下させ、Ｃｒの活量を上げると、母相の平衡Ｃｒ濃度が増大するので、使用中における炭化物の成長を抑制するとともに、析出が完了し、母相が平衡濃度に達した後の析出物が粗大化（成長）する過程で、その成長速度を遅らせるのに有効である。特に、質量％で、Ｃ含有量を０．０３％未満、Ｎ含有量を０．０５％未満とした場合にその効果が顕著である。
【００１９】
▲３▼  前記のように、析出物（炭化物）の成長速度を遅延させるという観点からは、Ｎ含有量を極力低減させることが有効であるが、一方で、Ｎには、ＭＸ型炭窒化物による微細分散強化の効果があり、この効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが必要である。
【００２０】
▲４▼  さらに、低温での靱性を併せて確保するためには、マルテンサイト単相組織とする必要があり、そのためには、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕを添加する必要がある。
【００２１】
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は、下記（１）または（２）のフェライト系耐熱鋼溶接金属にある。なお、以下において、溶接金属や母材鋼板の化学成分の含有量の「％」は、「質量％」を意味する。
【００２２】
（１）Ｃ：０．０３％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｃｒ：０．５〜１４％、ＭｏおよびＷのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｖ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％およびＮ：０．００１％以上０．０５％未満を含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であるフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【００２３】
（２）Ｃ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｃｒ：０．５〜１４％、ＭｏおよびＷのうちの１種以上を単独または合計で０．１〜４％、Ｖ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％およびＮ：０．００１％以上０．０５％未満を含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰが０．０２％以下およびＳが０．０１％以下であるフェライト系耐熱鋼溶接金属。
【００２４】
前記（２）の溶接金属は、（１）の溶接金属において、構造物としての使用中における炭化物の析出の抑制および析出物の粗大化過程における成長速度の遅延効果を一層高めるために、Ｃ含有量を０．０１％未満に規定した溶接金属である。
【００２５】
前記（１）または（２）の溶接金属は、さらに、下記第１群〜第３群の成分のうちのいずれか１群以上の群の成分を含んでいてもよい。具体的に示すと、第１群の成分と第３群の成分を含む場合であれば、（１）または（２）に記載の成分に加えて、さらに、Ｔａ、Ｈｆ、ＮｄおよびＴｉのうちの１種以上を単独または合計で０．０１〜０．２％と、Ｂを０．０００５〜０．０１％とを含むことを意味する。
【００２６】
第１群の成分・・Ｔａ、Ｈｆ、ＮｄおよびＴｉ、いずれか１種以上を単独または合計で０．０１〜０．２％
第２群の成分・・ＣａおよびＭｇ、いずれか１種以上を単独または合計で０．０００５〜０．０１％
第３群の成分・・Ｂ、０．０００５〜０．０１％
本発明の溶接金属の特徴は、ＣおよびＮの含有量を極力低減する点にある。すなわち、従来は、ＣおよびＮは溶接金属の強度確保の観点からは一定量以上含有させることが必要と考えられてきたが、本発明は、先の▲２▼の項で述べたように、このＣおよびＮの含有量を極力低減して、多層溶接を行った際に起こりやすい高温でのクリープ強度のばらつきを防止するという考え方のもとになされたものである。この点で、本発明の溶接金属は、それぞれ０．０２％以上、０．０１％以上のＣを含有させている前掲の特許文献１、特許文献２に記載の溶接ワイヤとは明確に技術思想を異にするものである。
【００２７】
また、先の▲３▼の項で述べたように、本発明の溶接金属においては、Ｎを必須の成分とし、０．００１％以上含有させている。したがって、本発明の溶接金属は、Ｎが含まれていない前掲の特許文献３、特許文献４に記載の溶接材料とも相違するものである。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明のフェライト系耐熱鋼溶接金属に含まれる各成分の作用効果とその含有量の限定理由について詳細に説明する。
【００２９】
Ｃ：０．０３％未満
Ｃは、従来、炭化物を形成し、高温強度の確保に寄与する元素であるとされてきた。このような観点から、前掲の特許文献１、特許文献２に記載の溶接ワイヤでも、それぞれ０．０２％以上、０．０１％以上のＣを含有させている。しかし、Ｃｒの活量を上げ、溶接金属中でのＣｒを含む粗大な炭化物の析出を抑制するとともに、長時間にわたる炭化物の成長の速度を遅らせ、多層溶接金属の長時間強度を安定にするという観点からは、Ｃ含有量を極力低減することが有効である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％未満とする。望ましくは、０．０２％未満、さらに望ましくは、０．０１％未満である。
【００３０】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは製鋼時に脱酸元素として添加されるが、溶接金属の耐酸化性、耐高温腐食性を高める上で有効な元素でもある。しかし、過剰に添加すると、溶接金属の長時間使用時の延性低下ならびに低温脆性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量の上限は０．５％とする。望ましい上限は、０．４５％、さらに望ましい上限は、０．４％である。
【００３１】
なお、Ｓｉ以外の元素、例えば、Ａｌ、Ｍｎ等で十分に脱酸できる場合は、Ｓｉは添加する必要がないので、下限は特に定めないが、Ｓｉによる脱酸効果を確実に得るためには、Ｓｉ含有量を０．０３％以上とするのがよい。
【００３２】
Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎは前記のＳｉと同様に製鋼時に脱酸元素として添加される。しかし、過剰に含まれると、Ｓｉと同様、溶接金属のクリープ延性の低下を生じるとともに、クリープ強度の低下をも招く。したがって、Ｍｎ含有量の上限は１．０％とする。望ましい上限は０．９％、さらに望ましい上限は０．８％である。なお、Ｍｎ以外の元素、例えば、Ａｌ、Ｓｉ等で十分に脱酸できる場合は、Ｍｎは添加する必要がないので、下限は特に定めないが、Ｍｎによる脱酸効果を確実に得るためには、Ｍｎ含有量を０．０３％以上とするのがよい。
【００３３】
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上：単独または合計で０．１〜４％
Ｎｉ、ＣｕおよびＣｏはオーステナイト生成元素であり、マトリックスのマルテンサイト化のために、これらの元素のうちの１種以上を単独または合計で０．１％以上含有させることが必要である。しかし、単独または合計で４％を超えて過剰に含有させると、クリープ延性の著しい低下を招く。したがって、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種以上の含有量は、単独または合計で０．１〜４％とする。望ましくは、０．３〜３．５％、さらに望ましくは、０．５〜３％である。
【００３４】
Ｃｒ：０．５〜１４％
Ｃｒは高温での耐酸化性、耐高温腐食性を確保する上で有効な元素であり、フェライト系耐熱鋼を構成する重要な元素である。材料の使用温度により必要なＣｒ量は異なるが、前記のＣｒの作用効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．５％以上とすることが必要である。しかし、過剰に含有させると、逆にクリープ強度が低下するとともに、δフェライトの生成が促進され、低温靱性が低下する。したがって、その上限を１４％とし、Ｃｒ含有量は、０．５〜１４％とする。望ましくは、１〜１３％である。
【００３５】
ＭｏおよびＷのうちの１種以上：単独または合計で０．１〜４％
ＭｏおよびＷは、マトリックスを固溶強化するとともに金属間化合物を析出し、クリープ強度の向上に寄与する元素である。この作用効果を得るためには、これらの元素のうちの１種以上を単独または合計で０．１％以上含有させることが必要である。しかし、単独または合計で４％を超えて過剰に含有させると、粗大な金属間化合物の生成により、靱性が低下する。したがって、ＭｏおよびＷのうちの１種以上の含有量は、単独または合計で０．１〜４％とする。望ましくは、０．３〜３．５％、さらに望ましくは、０．５〜３％である。
【００３６】
Ｖ：０．０５〜０．４％
Ｖは、微細な炭化物、炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する元素である。その効果を発揮させるためには、Ｖを０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、０．４％を超えて含有させると、炭窒化物の粗大化を招き、炭窒化物の微細分散による強度向上効果が失われるとともに、靱性の低下を招く。したがって、Ｖ含有量は、０．０５〜０．４％とする。望ましくは、０．０８〜０．３５％、さらに望ましくは、０．１〜０．３％である。
【００３７】
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂは、Ｖと同様、微細かつ高温まで安定な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．０１％以上含有させることが必要である。しかし、０．１％を超えて含有させると、炭窒化物の粗大化を招き、炭窒化物の微細分散による強度向上効果が失われるとともに、靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０１〜０．１％とする。望ましくは、０．０２〜０．０９％、さらに望ましくは、０．０３〜０．０８％である。
【００３８】
Ｎ：０．００１％以上０．０５％未満
Ｃと同様に、Ｎは、窒化物を形成して高温強度の確保に寄与する元素であるとされてきた。しかし、Ｃｒの活量を上げ、溶接金属中でのＣｒを含む粗大な炭化物の析出を抑制するとともに、長時間にわたる炭化物の成長の速度を遅らせ、多層溶接金属の長時間強度を安定にするという観点からは、Ｎ含有量を極力低減することが有効であり、その含有量は０．０５％未満とする。しかし、ＶやＮｂを固溶するＭＸ型炭窒化物による微細分散強化の効果を得るためには、０．００１％以上含有させることが必要である。したがって、Ｎ含有量は、０．００１％以上０．０５％未満とする。望ましくは、０．００３〜０．０４５％、さらに望ましくは、０．００５〜０．０４％である。
【００３９】
上記（１）または（２）の溶接金属は、前述した成分以外、残部がＦｅと不純物からなるものである。不純物としては、ＰおよびＳの上限を抑えることが必要である。
【００４０】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、過剰に含まれると粒界脆化の原因となり、クリープ強度、クリープ延性を低下させる。さらには、溶接金属の凝固割れ感受性を著しく低下させる。したがって、Ｐの含有量の上限は０．０２％とする。なお、下限は特に定めないが、極端な低減は製鋼コストを大幅に増大させるので、その下限は０．００１％とすることが望ましい。
【００４１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様、過剰に含まれると粒界脆化によるクリープ強度の低下および耐溶接凝固割れ性の低下の原因になる。したがって、Ｓの含有量の上限は０．０１％とする。なお、下限は特に定めないが、極端な低減は製鋼コストを大幅に増大させるので、その下限は０．００２％とすることが望ましい。
【００４２】
なお、ｓｏｌ．ＡｌおよびＯ（酸素）も不純物である。それらの含有量の上限は特に規定しないが、後述する実施例において含まれる程度の量であれば、特に問題はない。
【００４３】
上記（１）または（２）の溶接金属は、それぞれ、さらに、前記の第１群〜第３群の成分のうちのいずれか１群以上の群の成分を含んでいてもよい。これらの群に含まれる成分の作用効果と含有量の適正範囲は下記のとおりである。
【００４４】
Ｔａ、Ｈｆ、ＮｄおよびＴｉのうちの１種以上：単独または合計で０．０１〜０．２％これらの元素は、Ｃｒよりも高温まで安定な炭化物を生成し、Ｃｒを主体とする炭化物の生成を抑制して多層溶接金属のクリープ強度の安定にわずかながら寄与するので、添加してもよい。添加する場合、これらの元素のうちの１種以上を単独または合計で０．０１％以上含有させると、前記の効果が顕著になる。しかし、前記単独または合計含有量が０．２％を超えると、多量の粗大炭化物が析出し、靱性が損なわれる。したがって、Ｔａ、Ｈｆ、ＮｄおよびＴｉのうちの１種以上を添加する場合の含有量は、単独または合計で０．０１〜０．２％とする。より望ましくは、０．０２〜０．１８％、さらに望ましくは、０．０３〜０．１５％である。
【００４５】
ＣａおよびＭｇのうちの１種以上：単独または合計で０．０００５〜０．０１％
これらの元素は、熱間加工性の向上に寄与するので、そのような効果を得たい場合には添加してもよい。添加する場合、これらの元素のうちの１種以上を単独または合計で０．０００５％以上含有させると、前記効果が顕著になる。しかし、前記単独または合計含有量が０．０１％を超えると、溶接金属の清浄性が損なわれる。したがって、ＣａおよびＭｇのうちの１種以上を添加する場合の含有量は、単独または合計で０．０００５〜０．０１％とする。望ましくは、０．００１〜０．００８％である。
【００４６】
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、炭化物を分散、安定化させ、母材（この場合は、溶接金属）のクリープ強度の向上に寄与するとともに、焼き入れ性を向上させ、マルテンサイト化に有効に作用するので、そのような効果を得たい場合には添加してもよい。添加する場合、含有量が０．０００５％以上で前記効果が顕著になる。しかし、０．０１％を超えて含有させると、溶接時の高温割れ感受性の増大を招く。したがって、Ｂ含有量は、０．０００５〜０．０１％とする。望ましくは、０．００１〜０．００８％である。
【００４７】
以上述べた各成分の作用効果は、フェライト系耐熱鋼母材と溶接材料とを組み合わせて溶接した場合に得られる溶接金属の化学組成が、前記の範囲内にある場合に得られるものであり、必ずしも母材と溶接材料が同一化学組成である必要はない。
【００４８】
また、溶接金属を得るための溶接方法については、特に限定はないが、外部からＣやＮなどの成分を混入させないためには、非消耗電極式アーク溶接（ティグ溶接）法が好適である。
【００４９】
【実施例】
表１および表２に示す種々の化学組成を有するフェライト鋼からなる厚さ１２ｍｍの鋼板を母材とし、ティグ溶接法により多層溶接を行って各母材鋼板毎に溶接継手を製造し、溶接金属部分について、クリープ試験を行ってクリープ破断時間を調査するとともに、衝撃試験を行って低温靱性を評価した。なお、表１および表２において、「−」は、添加していないことを表す。
【００５０】
【表１】
2004255399.tif 000002
【００５１】
【表２】
2004255399.tif 000003
【００５２】
前記母材鋼板は、真空溶解炉で溶製し、鋳造、鍛造および圧延工程を経て成型した後、１０５０℃×１時間の焼きならし処理を施し、７７０℃×１時間の焼き戻し熱処理を行うことにより製造した。
【００５３】
ティグ溶接においては、図１に示すように、母材鋼板１の一辺に角度が３０°で、ルートフェイス厚さが１ｍｍの開先加工を施すとともに、鋼板２を裏当て金として用い、化学組成が各母材鋼板と同一の溶加材を使用して多層溶接を行った。その際、溶接入熱は、約１５ｋＪ／ｃｍおよび約３０ｋＪ／ｃｍの２条件とし、予熱は２５０℃、パス間温度管理は２００〜３００℃とした。なお、前記溶加材は、母材鋼板に熱間加工と機械加工を施して製作した。また、溶接金属の化学組成は、母材、溶接材料とも同一組成であるため、前記表１および表２に示した母材鋼の化学組成とほぼ一致した。
【００５４】
前記多層溶接を行って製造した溶接継手に７４０℃で０．５時間加熱保持する溶接後熱処理を施した後、溶接金属部分から図２に示す形状のクリープ試験片を採取し、クリープ試験に供してクリープ破断時間を調べた。クリープ試験は、試験温度６００℃、付加応力約１５０ＭＰａの条件で行った。
【００５５】
衝撃試験は、前記の溶接金属から採取した溶接金属部分にノッチを有するＪＩＳ  Ｚ２２０２に規定されるサブサイズ試験片（幅５ｍｍ）を用いて、０℃で行い、吸収エネルギーを求めた。
【００５６】
試験結果を表３および表４に示す。なお、表３および表４における溶接金属試番Ａ〜ＡＥはそれぞれ表１および表２の鋼試番Ａ〜ＡＥに対応する。また、表３および表４において、「クリープ破断時間のばらつき」は、溶接入熱の異なる２条件について得られたクリープ破断時間のうち、破断時間が長い方を最長破断時間（ｈ）、短い方を最短破断時間（ｈ）とし、下記式に基づいて算出した値（％）である。
【００５７】
｛最長破断時間（ｈ）−最短破断時間（ｈ）｝×１００／最長破断時間（ｈ）
この値が１０％以内であれば、クリープ破断時間のばらつきが少なく良好（合格）、１０％を超える場合は、不合格とした。一方、吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、低温靱性が良好（合格）、５０Ｊ／ｃｍ２未満の場合は、不合格とした。
【００５８】
【表３】
2004255399.tif 000004
【００５９】
【表４】
2004255399.tif 000005
【００６０】
表３および表４に示した結果から明らかなように、化学組成が本発明で規定する範囲内の鋼試番Ａ〜Ａ８の母材鋼板および溶加材を用いて得られた溶接金属（溶接金属試番Ａ〜Ａ８：本発明例）は、溶接入熱を変化させた場合でもその破断時間のばらつきが１０％以内で少なく、低温靱性も吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２以上で良好であった。
【００６１】
これに対し、化学組成が本発明で規定する範囲から外れる鋼試番ＡＡ〜ＡＥの母材鋼板および溶加材を用いて得られた溶接金属（溶接金属試番ＡＡ〜ＡＥ：比較例）のうち、溶接金属試番ＡＡ〜ＡＣは、Ｃ、または、ＣとＮが本発明の規定範囲外で、クリープ破断時間のばらつきが大きかった。また、溶接金属試番ＡＤおよびＡＥは、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｏのいずれも含まれていないため、δフェライトが生成し、吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ２を下回った。
【００６２】
【発明の効果】
本発明のフェライト系耐熱鋼溶接金属は、多層溶接を行っても、高温でのクリープ破断時間のばらつきが小さく、かつ、低温靱性に優れているので、高強度フェライト系耐熱鋼溶接継手を構成する溶接金属として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ティグ溶接における開先形状を示す図である。
【図２】クリープ試験片の形状を示す図である。
【符号の説明】
１：母材鋼板
２：鋼板
【図１】
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【図２】
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