(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１６％以上０．０５％未満、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０５０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０１０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、鋼中に含まれる粒径が０．３μｍ以上の炭化物および炭窒化物の析出密度が１×１０6個／ｍｍ2以下であることを特徴とする溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＭｏおよびＷの１種以上を合計で０．１〜５．０％含む請求項１に記載のフェライト系耐熱鋼。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＮｉおよびＣｏの１種以上を合計で０．０２〜４．５０％含む請求項１または２に記載のフェライト系耐熱鋼。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＴａおよびＮｄの１種以上を合計で０．０１〜０．２０％含む請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系耐熱鋼。
【請求項５】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、ＣａおよびＭｇの１種以上を合計で０．０００５〜０．０１００％含む請求項１〜４のいずれかに記載のフェライト系耐熱鋼。
【請求項６】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂを０．０００５〜０．０１００％含む請求項１〜５のいずれかに記載のフェライト系耐熱鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼に関する。
【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高温材料としては、２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼に代表される低Ｃｒフェライト鋼、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼に代表される高Ｃｒ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、高Ｃｒフェライト鋼は、５００〜６００℃の温度域において、低Ｃｒフェライト鋼に比べ、強度と耐食性に優れている。また、オーステナイト系ステンレス鋼に比べ、安価で、耐応力腐食割れ性に優れている。しかも、熱膨張係数が小さく、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ため広く利用されている。
【０００４】
近年、使用環境の過酷化に伴い、フェライト系耐熱鋼に求められる使用性能、特にクリープ強度に対する要求が一段と厳しくなっている。そのため、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、Ｂ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フェライト系耐熱鋼やその熱処理方法が数多く開発されている（例えば、特開平2-310340号、同4-6213号、同4-350118号、同4-354856号、同5-263196号、同5-311342〜311346号の各公報等）。
【０００５】
しかし、フェライト系耐熱鋼を溶接構造物として使用する場合には、例えば、「Science and Technolgy of Welding and Joining，1996，Vol.1，No.1，p．36〜42」に示されているように、溶接継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ）でクリープ強度が２０％以上も低下する、いわゆるＨＡＺ軟化現象が起こることがよく知られている。
【０００６】
ところが、上記各公報に示されるフェライト系耐熱鋼は、母材のクリープ強度や靭性を向上させることを主眼に開発されたもので、ＨＡＺ軟化現象に伴う溶接継手のクリープ強度低下が全く考慮されていない。
【０００７】
そこで、ＨＡＺ軟化現象を抑制するようにしたフェライト系耐熱鋼やその製造方法についても数多く開発されている（例えば、特開平5-43986号、同6-65689号、同7-242935号、同8-85848号、同8-337813号、同9-13150号、同9-71845号および同11-106860号の各公報等）。
【０００８】
しかし、上記各公報に示されるフェライト鋼やその製造方法は、例えば、特開平７−２４２９３５号公報や同８−３３７８１３号公報に示されるように、特殊な溶製や加工熱処理等を必要とするため、製造コストの上昇や製造能率の低下を招くという問題がある。また、特開平６−６５６８９号公報、同８−８５８４８号公報および同９−７１８４５号公報に示されるものは、酸化Ｔａ粒子やＴａ、Ｎｄ、Ｈｆ等の高価な元素を必須成分として含むため、製造コストの上昇を招く等の問題がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、特殊な溶製や加工熱処理等をおこなう必要がなく、しかも必須成分として高価な酸化Ｔａ粒子やＴａ、Ｎｄ、Ｈｆ等を必ずしも添加しなくてもよい溶接継手の溶接熱影響部におけるクリープ強度低下の小さい安価なフェライト系耐熱鋼を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、溶接時の熱サイクルによる組織変化に着目して検討を繰り返した結果、以下の新たな知見を得た。
【００１１】
まず、ＨＡＺ軟化現象は次の機構で生じることが明らかとなった。すなわち、母材の製造時には、Ｍ２３Ｃ６  型炭化物（この場合のＭはＣｒ、Ｍｏ、Ｗ等の金属元素）もしくはＭＸ型炭窒化物（この場合のＭはＶ、Ｎｂ等の金属元素、Ｘは（Ｃ、Ｎ））が析出している。このうち、Ｃｒを多量に固溶するＭ２３Ｃ６  型炭化物は、ＭＸ型炭窒化物に比べて粗大であり、溶接時の熱サイクルにより、その一部が分解、固溶し、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が再度微細に析出する。そのため、溶接熱サイクルを受けない母材（炭化物の一部固溶が生じない）やＨＡＺ軟化が生じない部分（炭化物の一部固溶が生じない、もしくは完全に分解固溶する）に比べると、ＨＡＺではＣｒを主体としたＭ２３Ｃ６  型炭化物の析出密度、サイズ分布が不均一となる。その後、使用中に、前記の過飽和に固溶したＣｒの析出が完了し、母相のＣｒ濃度が平衡濃度に達した後は、微細な粒子の消滅により粒子が粗大化するため、Ｃｒを主体とした微細なＭ２３Ｃ６  型炭化物が消失し、Ｃｒがその周りのＭ２３Ｃ６  型炭化物の成長に供給されるか、またはＭＸ型炭窒化物を核にして再析出、成長するため、Ｍ２３Ｃ６  型炭化物およびＭＸ型炭窒化物全体の成長速度が大きくなる。その結果、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、強度低下が生じる。
【００１２】
そして、上述の事実に基づき、そのＨＡＺ軟化防止方法について詳細に検討した結果、ＨＡＺ軟化防止には、（ａ）溶接前に鋼中に存在する粗大な析出物（主としてＣｒを含むＭ２３Ｃ６  型炭化物）の析出量を低減し、溶接熱サイクルによる部分固溶に起因する析出物のサイズ不均一を解消すること、（ｂ）粗大なＭ２３Ｃ６  型炭化物の析出量を減少させるためには、Ｃｒの活量を下げるＣとＮの含有量を極力低減することが極めて有効なこと、（ｃ）ＣとＮの含有量の低減は、母相の平衡Ｃｒ濃度を上昇させ、使用中にＭ２３Ｃ６  型炭化物の析出が完了し、母相のＣｒ濃度が平衡濃度に達した後の析出物（Ｍ２３Ｃ６  型炭化物、ＭＸ型炭窒化物）の粗大化過程で、その成長速度を遅らせるのに有効であることが明らかとなった。
【００１３】
具体的には、（ａ）溶接前の母材鋼中に含まれる粒径（平均粒径）が０．３μｍ以上のＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の析出密度を１×１０６  個／ｍｍ２  以下とすること、（ｂおよびｃ）ＣとＮの含有量をいずれも０．０５％未満にすることによりＨＡＺでの強度低下を防止しうることである。
【００１４】
なお、上記（ａ）、（ｂ）および（ｃ）の知見は、クリープ強度確保のために、ＣとＮを積極的に添加する必要があるとしている前述した特開平５−４３９８６号および同８−８５８４８号の各公報に示される発明の技術的思想や、微細なＭ23Ｃ6型炭化物（具体的にはＣｒ23Ｃ6）を多量に析出させる必要があるとしている特開平７−２４２９３５号公報に示される発明の技術的思想とは全く異なるものである。
【００１５】
上記（ａ）〜（ｃ）の知見に基づいて完成させた本発明の要旨は、下記の溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼にある。
【００１６】
質量％で、Ｃ：０．０１６％以上０．０５％未満、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：７〜１４％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１〜０．０５０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｏ（酸素）：０．０１０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、鋼中に含まれる粒径が０．３μｍ以上の炭化物および炭窒化物の析出密度が１×１０6個／ｍｍ2以下であることを特徴とする溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼。
【００１７】
上記本発明の溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼は、Ｆｅの一部に代えて下記のイ〜ホのグループのうちから選ればれた１または２グループ以上の元素を含むものであってもよい。
【００１８】
イ：ＭｏおよびＷの１種以上を合計で０．１〜５．０％、
ロ：ＮｉおよびＣｏの１種以上を合計で０．０２〜４．５０％、
ハ：ＴａおよびＮｄの１種以上を合計で０．０１〜０．２０％、
ニ：ＣａおよびＭｇの１種以上を合計で０．０００５〜０．０１００％。
【００１９】
ホ：Ｂを０．０００５〜０．０１００％、
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のフェライト系耐熱鋼の化学組成およびＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の大きさとその析出密度を上記のように定めた理由について詳細に説明する。なお、以下において、「％」は「質量％」を意味する。
【００２１】
Ｃ：０．０１６％以上０．０５％未満
従来、ＣはＭ23Ｃ6型炭化物を形成し、高温強度の確保に寄与する元素であるとされてきた。しかし、上記に詳述したように、Ｍ23Ｃ6型炭化物は、溶接により一部固溶し、その後の溶接後熱処理およびクリープ初期過程で、粗大なＭ23Ｃ6型炭化物となって再析出することによりサイズの不均一を招いてＨＡＺ軟化の原因となる。このため、溶接前のＭ23Ｃ6型炭化物の析出量を低減し、ＨＡＺの長時間強度を確保（ＨＡＺ軟化防止）する観点からＣ含有量は極力低減することが有効であことから、Ｃ含有量は０．０５％未満とする。好ましくは０．０４５％以下である。なお、ＣはＭＸ型炭窒化物を形成し、その微細分散強化の効果を得るのに有効な元素でもあるため、０．０１６％以上含有させる。
【００２２】
Ｓｉ：０．０３〜１．０％
Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として添加されるが、耐酸化性、耐高温腐食性に有効な元素である。しかし、過剰の添加はクリープ脆化および靭性の低下を招く。このため、Ｓｉ含有量の上限は１．０％以下とした。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．８％以下である。なお、Ｓｉ含有量の下限は、脱酸効果が確実に得られる０．０３％である。
【００２３】
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、上記のＳｉと同様に、製鋼時に脱酸剤として添加されるとともに、オーステナイト形成元素として作用し、マルテンサイト組織を得るのに有効な元素である。しかし、過剰に含まれるとクリープ脆化を生じ、クリープ強度の低下を招く。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とした。好ましくは１．８％以下である。なお、Ｍｎは、上記のＳｉや後述するＡｌによって脱酸が十分におこなわれる場合には必ずしも積極的に添加する必要は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０．０３％以上含有させるのが望ましい。
【００２４】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含まれると粒界脆化の原因になる。このため、その上限を０．０３０％とした。なお、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましい。
【００２５】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、上記のＰと同様に、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含まれると粒界脆化の原因になる。このため、その上限を０．０１５％とした。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましい。
【００２６】
Ｃｒ：７〜１４％
Ｃｒは、高温での耐酸化性、耐高温腐食性、高温強度の確保に有効な元素である。これらの効果を得るためには７％以上の含有量が必要である。しかし、過剰な添加はＣｒを主体とするＭ２３Ｃ６  型炭化物の生成量を増加させるとともに、炭化物の成長速度を促進し、ＨＡＺでのクリープ強度の低下を招く。このため、Ｃｒ含有量の上限は１４％とした。好ましい範囲は８〜１３％である。
【００２７】
Ｖ：０．０５〜０．４０％
Ｖは、微細であり、かつ高温においても安定なＭＸ型炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の含有量が必要である。しかし、０．４０％を超えて含有させると、ＭＸ型炭窒化物の粗大化を招き、その微細分散による強度向上効果が早期に失われるとともに、靱性低下を招く。このため、Ｖ含有量の上限は０．４０とした。好ましい範囲は０．１０〜０．３０％である。
【００２８】
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、上記のＶと同様に、微細であり、かつ高温においても安定なＭＸ型炭窒化物を形成し、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％以上の含有量が必要である。しかし、０．１０％を超えて含有させると、ＭＸ型炭窒化物の粗大化を招き、その微細分散による強度向上効果が早期に失われるとともに、靱性低下を招く。このため、Ｎｂ含有量の上限は０．１０％とした。好ましい範囲は０．０２〜０．０８％である。
【００２９】
Ｎ：０．００１〜０．０５０％未満
Ｎは、上記のＣと同様に、Ｃｒの活量を下げる効果があり、Ｍ２３Ｃ６  型炭化物の析出を促進し、ＨＡＺ軟化を促進させることから、極力低減することが有効であることから、Ｎ含有量の上限は０．０５０％未満とした。一方、ＮはＶやＮｂが固溶するＭＸ型炭窒化物を形成し、その微細分散強化の効果を発揮する元素でもあり、その効果を得るためには０．００１％以上の含有量が必要である。このため、Ｎ含有量は０．００１〜０．０５０％未満とした。好ましい範囲は０．００３〜０．０４５％である。
【００３０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下
Ａｌは、製鋼時に脱酸剤として添加されるが、過剰の添加は清浄度の低下を招く。このため、Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０１０％以下とした。好ましくは０．００８％以下である。なお、Ａｌは、前述したＳｉやＭｎによって脱酸が十分におこなわれる場合には必ずしも積極的に添加する必要はないのでＡｌの含有量の下限は特に定めないが、Ａｌによる脱酸効果を確実に得るにはｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．００３％以上含有させるのが望ましい。
【００３１】
Ｏ（酸素）：０．０１０％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含まれると清浄度の低下を招くとともにクリープ強度の低下を招く。このため、Ｏ含有量は０．０１０％以下とした。なお、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３２】
鋼中のＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の大きさと量：
前述したように、ＨＡＺでのクリープ強度低下は、母材の製造時に析出している粗大なＭ２３Ｃ６  型炭化物を主体とする炭化物が、溶接時の熱サイクルにより、その一部が分解、固溶し、その後の溶接後熱処理およびクリープ初期過程で、粗大なＭ２３Ｃ６  型炭化物を主体とする炭化物が固溶した領域から、再度微細に析出するため、溶接熱サイクルを受けない母材やＨＡＺ軟化が生じない部分と比べるとＣｒを主体とした炭化物の析出密度、サイズ分布が不均一となるためである。
【００３３】
これを防止するためには、溶接前の母材中に存在する前記Ｍ２３Ｃ６  型を主体とする炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の量を制限し、溶接時の熱サイクルによって一部固溶する炭化物の量を減らすことが有効なことは前述した通りである。その効果を十分に得るためには、溶接前の母材鋼中の粒径（平均粒径）が０．３μｍ以上のＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の析出密度を１×１０６  個／ｍｍ２  以下とする必要がある。このことは、後述する実施例からも明らかである。
【００３４】
なお、粒径（平均粒径）が０．３μｍ以上のＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の析出密度が１×１０６  個／ｍｍ２  以下の組織は、母材の製造時における、焼きならし、焼きもどし熱処理の温度と保持時間を鋼の化学成分に応じて適宜調整（例えば、後述する実施例に示す条件）することにより達成できる。
【００３５】
本発明の溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼は、上記の２条件（化学組成、炭化物および炭窒化物の大きさと析出密度）を満たせば十分であるが、必要に応じて以下に述べる元素の１種以上を含むものであってもよい。
【００３６】
Ｍｏ、Ｗ：
これらの元素は必ずしも積極的に添加含有させなくてもよいが、いずれの元素も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、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。このため、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加含有させてもよく、その効果は合計で０．１％以上の含有量で顕著になる。しかし、合計含有量が５．０％を超えると、粗大な金属間化合物量が増加し、靭性低下を招く。したがって、添加する場合のこれら元素の含有量は、合計で０．１〜５．０％とするのがよい。好ましい範囲は０．５〜４．５％である。
【００３７】
Ｎｉ、Ｃｏ：
これらの元素は必ずしも積極的に添加含有させなくてもよいが、いずれの元素もオーステナイト生成元素で、マトリックスのマルテンサイト化に有効な元素である。このため、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加含有させてもよく、その効果は０．０２％以上の合計含有量で顕著になる。しかし、合計含有量が４．５０％を超えると、クリープ延性の著しい低下を招く。したがって、添加する場合のこれら元素の含有量は、合計で０．０２〜４．５０％とするのがよい。好ましい範囲は０．０５〜４．５０％である。
【００３８】
Ｔａ、Ｎｄ：
これらの元素は必ずしも積極的に添加含有させなくてもよいが、いずれの元素も、前述したＶやＮｂと同様に、ＭＸ型炭化物を生成し、クリープ強度を向上させる作用を有する元素である。このため、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加含有させてもよく、その効果は０．０１％以上の合計含有量で顕著になる。しかし、合計含有量が０．２０％を超えると、炭化物の粗大化と鋼の清浄度劣化を招き、靭性が損なわれる。したがって、添加する場合のこれら元素の含有量は、合計で０．０１〜０．２０％とするのがよい。好ましい範囲は０．０３〜０．１８％である。
【００３９】
Ｃａ、Ｍｇ：
これらの元素は必ずしも積極的に添加含有させなくてもよいが、いずれの元素も、熱間加工性を向上させる作用を有する元素である。このため、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加含有させてもよく、その効果は０．０００５％以上の合計含有量で顕著になる。しかし、合計含有量が０．０１００％を超えると、鋼の清浄度を損なう。したがって、添加する場合のこれら元素の含有量は合計で０．０００５〜０．０１００％とするのがよい。好ましい範囲は０．００１０〜０．００８０％である。
【００４０】
Ｂ：
Ｂは必ずしも積極的に添加含有させなくてもよいが、炭化物を分散、安定化させて母材のクリープ強度を向上させるとともに、焼入れ性を向上させて母材の組織をマルテンサイト組織にする作用を有する元素である。このため、その効果を得たい場合には積極的に添加含有させてもよく、その効果は０．０００５％以上の含有量で顕著になる。しかし、０．０１００％を超えて含有させると、溶接時の耐高温割れ性を損なう。したがって、添加する場合のＢ含有量は０．０００５〜０．０１００％とするのがよい。好ましい範囲は０．００１０〜０．００８０％である。
【００４１】
【実施例】
表１および表２に示す化学組成を有する２３種類のフェライト鋼からなる厚さ１２ｍｍの鋼板を準備した。鋼板は、真空溶解炉にて溶製し、鋳造、熱間鍛造、熱間圧延の工程により板材に成形した後、９００〜１１８０℃×０．５時間の焼きならしの後、７００〜７７０℃×０〜１０時間の焼きもどし熱処理を行うことにより製造した。
【００４２】
その際、熱間圧延後の板材表面を目視観察して疵の発生状況を調べ、各供試鋼の熱間加工性を評価した。熱間加工性の評価、１ｍ２  当たりの疵発生個数が５個以下の場合を優良「◎」、６〜２０個の場合を特に問題なし「○」、２１個以上の場合を不芳「×」として評価し、その結果を表２に併記して示した。
【００４３】
【表１】
0004023106.tif 000002
【表２】
0004023106.tif 000003
まず、準備した各鋼板から、組織検鏡用試料を採取し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、５０００倍の倍率で１０視野観察し、Ｍ23Ｃ6型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物のサイズと個数を測定し、１ｍｍ2当たりの粒径０．３μｍ以上の炭化物および炭窒化物の析出密度を調べ、その結果を表２に併記して示した。
【００４４】
次に、鋼板の１辺に角度３０゜、ルートフェイス厚さ１ｍｍの開先加工を施して突き合わせた後、化学組成が鋼板と同一の溶加材を使用してＴＩＧ溶接法により多層盛り溶接を行って、各鋼板毎に溶接継手を製造した。
【００４５】
その際、溶接入熱量は１２〜２０ｋＪ／ｃｍとし、予熱とパス間温度管理は特に行わなかったが、溶接後の溶接継手には、いずれの溶接継手にも、高温割れ、低温割れ等の溶接欠陥は全く発生しなかった。なお、上記の溶加材は、準備した各鋼板に熱間加工と機械加工を施して製作した。
【００４６】
さらに、製造した溶接継手は、７４０℃×０．５時間の溶接後熱処理を施した後、長手方向の中央部に溶接線が位置するクリープ試験片を採取し、クリープ試験に供した。
【００４７】
クリープ試験は、６５０℃でおこない、得られたデ−タを直線外挿して３０００時間の推定強度を求め、母材と溶接継手の強度を比較し、溶接継手の強度が母材の９０％以上のものを合格、９０％未満のものを不合格とて評価し、その結果を表３に示した。
【００４８】
【表３】
0004023106.tif 000004
表３から明らかなように、本発明で規定する条件を満たす鋼板を用いて得られた試番１〜３、６〜９、１４〜１６、１８、１９、２１〜２６および２８〜３０の溶接継手は、いずれも継手の推定強度が母材の推定強度の９０％以上である。
【００４９】
これに対し、化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、鋼板製造時の熱処理が不適切で、粒径が０．３μｍ以上のＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の析出密度が本発明で規定する範囲を外れる鋼板を用いて得られた試番１０〜１３の溶接継手は、継手の推定強度が母材の強度の６５〜７２％で、ＨＡＺ軟化が顕著である。
【００５０】
また、Ｃまたは／およびＮの含有量、並びに粒径が０．３μｍ以上のＭ２３Ｃ６  型主体の炭化物およびＭＸ型の炭窒化物の析出密度が本発明で規定する範囲を外れる鋼板を用いて得られた試番３１〜３４の溶接継手は、継手の推定強度が母材の推定強度の６５〜８０％で、ＨＡＺ軟化が顕著である。
【００５１】
なお、データ値の詳細記載は省略するが、上記試番１〜３、６〜９、１４〜１６、１８、１９、２１〜２６および２８〜３０の溶接継手は、その溶融境界がノッチ底に位置するＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を用いたシャルピー衝撃試験の結果、いずれの継手も、−２０℃での吸収エネルギ−が４０Ｊ以上で、十分な靭性を有していた。
【００５２】
【発明の効果】
本発明のフェライト系耐熱鋼は、溶接熱影響部でのクリープ強度の低下が小さいので、クリープ強度の良好な溶接継手が得られる。