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WO2019070002A1 - オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法 - Google Patents

オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法 Download PDF

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WO2019070002A1
WO2019070002A1 PCT/JP2018/037099 JP2018037099W WO2019070002A1 WO 2019070002 A1 WO2019070002 A1 WO 2019070002A1 JP 2018037099 W JP2018037099 W JP 2018037099W WO 2019070002 A1 WO2019070002 A1 WO 2019070002A1
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WO
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less
weld
content
welding
weld metal
Prior art date
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PCT/JP2018/037099
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English (en)
French (fr)
Inventor
平田　弘征
佳奈 浄▲徳▼
伸之佑 栗原
克樹 田中
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to CN201880064658.5A priority patent/CN111163898B/zh
Priority to EP18865121.0A priority patent/EP3693127A4/en
Priority to CA3078343A priority patent/CA3078343A1/en
Priority to JP2019546993A priority patent/JP6870750B2/ja
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a weld material for austenitic heat resistant steel, a weld metal and a weld structure, and a method of manufacturing a weld metal and a weld structure.
  • ASME T91 steel has been widely used as a superheater tube material of an exhaust heat recovery boiler.
  • the temperature of the steam has been increased.
  • the ASME T91 has a low Cr content, its steam oxidation resistance is insufficient and its creep strength is also insufficient. Therefore, there is a movement to apply austenitic stainless heat resistant steel used for superheater tubes of coal-fired power generation boilers as disclosed in Patent Documents 1 and 2, for example, to the high temperature part of the superheater tube. is there.
  • these austenitic stainless heat resistant steels are used as a structure, they are generally assembled by welding, and welding materials such as those disclosed in Patent Documents 3 and 4 are disclosed for the welding materials used therefor. ing.
  • waste heat recovery boilers are rarely operated continuously like coal-fired thermal power boilers, and it is common to stop and repeat operation according to the amount of power generation required. At night, driving is done to stop. As a result, heating and cooling will be repeatedly performed to members, such as a superheater pipe
  • the present invention provides a weld material for austenitic heat resistant steels which can provide a weld metal having sufficient impact characteristics even after repeated high temperature heating and cooling, a weld metal using the same, and a weld structure having the weld metal And a method of manufacturing the above-mentioned weld metal and weld structure.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the following welding material for austenitic heat resistant steel, weld metal and welded structure, and method of manufacturing weld metal and welded structure.
  • Chemical composition is in mass%, C: 0.06 to 0.14%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: 0.020% or less, Cu: 2.0 to 4.0%, Ni: 15.0 to 19.0%, Cr: 16.0 to 20.0%, Mo: 0.50 to 1.50%, Nb: 0.30 to 0.60%, N: 0.10 to 0.30%, Al: 0.030% or less, O: 0.020% or less, S: 0 to 0.0030%, Sn: 0 to 0.0030%, Bi: 0 to 0.0030%, Zn: 0 to 0.0030%, Sb: 0 to 0.0030%, As: 0 to 0.0030%, V: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.50%, Ta: 0 to 0.50%, Co: 0 to 2.0%, B: 0 to 0.020%, Ca: 0 to 0.020%, Mg: 0 to 0.020%, REM: 0 to 0.06%, Remainder: Fe and impurities,
  • the chemical composition is in mass%, V: 0.01 to 0.50%, Ti: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.01 to 0.50%, Co: 0.01 to 2.0%, B: 0.001 to 0.02%, Ca: 0.001 to 0.02%, Mg: 0.001 to 0.02%, and REM: 0.001 to 0.06%, Containing one or more selected from The welding material for austenitic heat resistant steels as described in said (1).
  • the chemical composition of the base material is in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.10 to 0.30%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0.040% or less, S: 0.010% or less, Cu: 2.0 to 4.0%, Ni: 7.0 to 11.0%, Cr: 16.0 to 20.0%, Mo: 0.03 to 0.80%, Nb: 0.30 to 0.60%, N: 0.05 to 0.20%, Al: 0.030% or less, O: 0.020% or less, V: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.10%, Co: 0 to 1.0%, W: 0 to 0.50%, B: 0 to 0.005%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, REM: 0 to 0.10%, Remainder: Fe and impurities,
  • the welding material for austenitic heat resistant steels as described in said (1) or (2).
  • a weld metal comprising the base material according to (3) and the welding material for austenitic heat resistant steel according to any one of (1) to (3).
  • a weld metal is manufactured by welding the base material described in the above (3) using the welding material for austenitic heat resistant steel according to any one of the above (1) to (3) How to make a weld metal.
  • a weld material for austenitic heat resistant steels which can provide a weld metal having sufficient impact properties even after repeated high temperature heating and cooling, a weld metal using the same, and a weld having the weld metal Structures can be provided, as well as methods of making the above-described weld metals and welded structures.
  • the present inventors conducted various studies on the impact characteristics of the weld metal subjected to high temperature heating and cooling in order to obtain a weld metal having sufficient impact characteristics even after repeated high temperature heating and cooling. As a result, the following findings were obtained.
  • C 0.06 to 0.14%
  • C is an austenite-forming element, and improves the structural stability of the weld metal at high temperatures, and also generates fine carbides to contribute to securing the creep strength.
  • the C content is set to 0.06 to 0.14%.
  • the C content is preferably 0.07% or more, more preferably 0.08% or more. Further, the C content is preferably 0.13% or less, and more preferably 0.12% or less.
  • Si 0.10 to 0.40% Si is contained as a deoxidizing agent, but when it is contained in excess, the susceptibility to solidification cracking during welding is increased. However, excessive reduction of the Si content results in insufficient deoxidizing effect, which reduces the cleanliness of the welding material and leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the Si content is 0.10 to 0.40%.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Mn 2.0 to 4.0% Mn suppresses the scattering of nitrogen from the surface of the molten pool by reducing the nitrogen activity of the molten metal during welding, and indirectly contributes to securing the tensile strength and creep strength of the weld metal.
  • the excessive content of Mn causes embrittlement. Therefore, the Mn content is set to 2.0 to 4.0%.
  • the Mn content is preferably 2.2% or more, more preferably 2.5% or more.
  • the Mn content is preferably 3.8% or less, more preferably 3.5% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is contained as an impurity, segregates in the final solidification part at the time of solidification of the weld metal, lowers its melting point, and increases solidification cracking sensitivity. Therefore, the P content needs to be 0.020% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly required, that is, the content may be 0%, but the extreme reduction leads to an increase in the manufacturing cost of the welding material. Therefore, the P content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • Cu 2.0 to 4.0%
  • Cu secures the structural stability of the weld metal at high temperature and is an element that precipitates as a Cu-enriched phase and is effective for improving the creep strength.
  • the Cu content is set to 2.0 to 4.0%.
  • the Cu content is preferably 2.3% or more, more preferably 2.5% or more.
  • the Cu content is preferably 3.8% or less, more preferably 3.5% or less.
  • Ni 15.0 to 19.0%
  • Ni secures the structural stability of the weld metal at high temperature, and contributes to the improvement of creep strength.
  • Ni is an expensive element, and the large content causes an increase in the manufacturing cost of the welding material.
  • the excessive content of Ni lowers the nitrogen solubility of the molten metal during welding and conversely impairs the creep strength. Therefore, the Ni content is set to 15.0 to 19.0%.
  • the Ni content is preferably 15.5% or more, more preferably 16.0% or more. Further, the Ni content is preferably 18.5% or less, more preferably 18.0% or less.
  • the Cr content is 16.0 to 20.0%.
  • the Cr content is preferably 16.5% or more, more preferably 17.0% or more. Further, the Cr content is preferably 19.5% or less, more preferably 19.0% or less.
  • Mo 0.50 to 1.50%
  • Mo is an element that forms a solid solution in the matrix and contributes to the improvement of the creep strength of the weld metal. However, even if it is contained excessively, the effect is saturated and the high temperature stability of the weld metal is reduced, which in turn leads to a reduction in creep strength. Therefore, the Mo content is set to 0.50 to 1.50%.
  • the Mo content is preferably 0.60% or more, and more preferably 0.80% or more. Further, the Mo content is preferably 1.40% or less, and more preferably 1.20% or less.
  • Nb 0.30 to 0.60% Nb precipitates in the grains as fine carbides, nitrides or carbonitrides during use at high temperatures, and contributes to the improvement of the creep strength of the weld metal. However, when it is contained in excess, a large amount and coarse precipitation of carbonitrides occur, leading to a decrease in creep strength and creep ductility. Therefore, the Nb content is set to 0.30 to 0.60%.
  • the Nb content is preferably 0.32% or more, more preferably 0.35% or more. Further, the Nb content is preferably 0.58% or less, and more preferably 0.55% or less.
  • N 0.10 to 0.30% N improves the structural stability of the weld metal at high temperature, and forms a solid solution or finely precipitates in the grains as a nitride, thereby greatly contributing to the improvement of the creep strength. However, when contained in excess, a large amount of nitrides precipitate during use at high temperatures, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the N content is 0.10 to 0.30%.
  • the N content is preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more. Further, the N content is preferably 0.28% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Al 0.030% or less Al is contained as a deoxidizer, but if it is contained in a large amount, the cleanliness is significantly impaired and the workability of the weld material and the ductility of the weld metal are reduced. Therefore, the Al content is set to 0.030% or less.
  • the Al content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less. There is no need to set a lower limit in particular for the Al content, that is, the content may be 0%, but the extreme reduction leads to an increase in the manufacturing cost of the welding material. Therefore, the Al content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • O 0.020% or less
  • O (oxygen) is contained as an impurity, but when it is contained in a large amount, it reduces the workability of the weld material and the ductility of the weld metal. Therefore, the O content is made 0.020% or less.
  • the O content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • S 0 to 0.0030% Sn: 0 to 0.0030% Bi: 0 to 0.0030% Zn: 0 to 0.0030% Sb: 0 to 0.0030% As: 0 to 0.0030% S, Sn, Bi, Zn, Sb and As, in addition to solidifying and segregating at the time of solidification of the weld, then, for example, the process of heating to high temperature and cooling from high temperature repeated when using a welded structure comprising weld metal And segregate to the columnar grain boundary of the weld metal, resulting in a decrease in impact characteristics.
  • these elements are elements effective to increase the penetration depth during welding, and in particular to prevent poor penetration during primary layer welding.
  • the left side value of the formula (i) is preferably 0.0008, more preferably 0.0010.
  • the right side value of the formula (i) is preferably 0.0028, more preferably 0.0025. 0.0005 ⁇ S + Sn + Bi + Zn + Sb + As ⁇ 0.0030 (i)
  • the elemental symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the steel.
  • the lower limit of the content of each element is not particularly limited, but the content of any one of the above elements is set to be at least 0.0001% in the range satisfying the above equation (i). Is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0003% or more.
  • V 0 to 0.50% V may be contained as necessary because it combines with C and / or N, precipitates as fine carbides, nitrides or carbonitrides in the grains and contributes to creep strength at high temperatures. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the V content is 0.50% or less.
  • the V content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • V content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • Ti 0 to 0.50% Ti, like V, precipitates in the grains as fine carbides, nitrides or carbonitrides and contributes to creep strength at high temperatures, and therefore may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the Ti content is 0.50% or less.
  • the Ti content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • it is preferable that Ti content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • Ta 0 to 0.50% Ta, like V and Ti, may precipitate as fine carbides, nitrides or carbonitrides in the grains and contribute to creep strength at high temperatures, so it may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the Ta content is 0.50% or less.
  • the Ta content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less. In order to obtain the above effects, the Ta content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Co 0 to 2.0% Co, like Ni and Cu, may be contained as necessary, because it contributes to the improvement of the creep strength by improving the structural stability of the weld metal at high temperature. However, since it is an extremely expensive element, the excess content causes a significant cost increase. Therefore, the Co content is 2.0% or less.
  • the Co content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less. When it is desired to obtain the above effects, the Co content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • B 0 to 0.020%
  • B is segregated at the columnar crystal boundary of the weld metal during high temperature use, and is an element effective to improve creep strength by strengthening grain boundaries and finely dispersing intergranular carbides, so B is included as necessary. You may However, when contained in excess, the susceptibility to solidification cracking during welding is enhanced. Therefore, the B content is made 0.020% or less.
  • the B content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.
  • it is preferable that B content is 0.001% or more, and it is more preferable that it is 0.002% or more.
  • Ca 0 to 0.020% Since Ca has an effect of improving the hot workability at the time of manufacturing the welding material, it may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, which in turn degrades the hot workability. Therefore, the Ca content is 0.020% or less.
  • the Ca content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • it is preferable that Ca content is 0.0005% or more, and it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • Mg 0 to 0.020% Mg, like Ca, has the effect of improving the hot workability at the time of manufacturing the weld material, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, which in turn degrades the hot workability. Therefore, the Mg content is made 0.020% or less.
  • the Mg content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less. In addition, in order to acquire said effect, it is preferable that it is 0.0005% or more, and, as for Mg content, it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • REM 0 to 0.06%
  • the REM content is set to 0.06% or less.
  • the REM content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.04% or less.
  • it is preferable that REM content is 0.001% or more, and it is more preferable that it is 0.002% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of the REM means the total content of these elements.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed in due to various factors of the ore, scrap and other raw materials and manufacturing processes when industrially manufacturing steel, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention Means one.
  • the weld metal according to the present invention is manufactured by welding a base material of austenitic heat resistant steel using the above-described weld material (a filler metal).
  • a filler metal a weld material for obtaining said weld metal.
  • Tig welding, MIG welding, covered arc welding, submerged arc welding, laser welding etc. are mentioned.
  • the preferable composition of the base material of the austenitic heat-resistant steel is not particularly limited.
  • the chemical composition of the base material is, by mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.10 to 0.30%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0. 040% or less, S: 0.010% or less, Cu: 2.0 to 4.0%, Ni: 7.0 to 11.0%, Cr: 16.0 to 20.0%, Mo: 0.03 Nb: 0.30 to 0.60%, N: 0.05 to 0.20%, Al: 0.030% or less, O: 0.020% or less, V: 0 to 0..
  • the chemical composition of the base material is, in mass%, V: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10%, Co: 0.01 to 1.0%, W: 0.01 ⁇ 0.50%, B: 0.0002 to 0.005%, Ca: 0.0005 to 0.010%, Mg: 0.0005 to 0.010%, and REM: 0.0005 to 0.10 You may contain 1 or more types selected from%.
  • the welded structure according to the present invention is a structure having the above-described weld metal.
  • a welded structure consists of a weld metal and a base material. That is, it manufactures by welding with respect to said base material using the welding material which concerns on this invention.
  • the base material is made of metal and is preferably a steel material, more preferably stainless steel, and still more preferably an austenitic heat resistant steel.
  • the specific shape of the welded structure and the specific aspect (welding posture) of welding for obtaining the welded structure are not particularly limited.
  • a plate having a thickness of 4 mm, a width of 200 mm, and a length of 500 mm was produced. Furthermore, a cut filler of 2 mm square and 500 mm in length was produced by machining using the above-described 4 mm-thick plate material. The various performance evaluation tests shown below were done using these.
  • a plate (base material) having a thickness of 15 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm is produced from an ingot obtained by melting and casting a steel having the chemical composition shown in Table 3 by hot forging, hot rolling, heat treatment and machining. Made. The various performance evaluation tests shown below were done using this.
  • a weld material for austenitic heat resistant steels which can provide a weld metal having sufficient impact properties even after repeated high temperature heating and cooling, a weld metal using the same, and a weld having the weld metal Structures can be provided, as well as methods of making the above-described weld metals and welded structures.

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.06～0.14％、Si：0.10～0.40％、Mn：2.0～4.0％、P：0.020％以下、Cu：2.0～4.0％、Ni：15.0～19.0％、Cr：16.0～20.0％、Mo：0.50～1.50％、Nb：0.30～0.60％、N：0.10～0.30％、Al：0.030％以下、O：0.020％以下、S：0～0.0030％、Sn：0～0.0030％、Bi：0～0.0030％、Zn：0～0.0030％、Sb：0～0.0030％、As：0～0.0030％、V：0～0.50％、Ti：0～0.50％、Ta：0～0.50％、Co：0～2.0％、B：0～0.020％、Ca：0～0.020％、Mg：0～0.020％、REM：0～0.06％、残部：Feおよび不純物であり、S、Sn、Bi、Zn、SbおよびAsから選択される2種以上を、［0.0005≦S+Sn+Bi+Zn+Sb+As≦0.0030］を満足する範囲で含有する、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。

Description

オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法
　本発明は、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法に関する。
　排熱回収ボイラの過熱器管材料としては、従来、ＡＳＭＥ　Ｔ９１鋼が広く使用されてきた。しかしながら、環境負荷軽減の観点から、蒸気温度の高温化が進められている。前記ＡＳＭＥ　Ｔ９１はＣｒ含有量が少ないため、耐水蒸気酸化特性が不十分であるとともにクリープ強度も不十分である。そのため、過熱器管の高温部には、例えば、特許文献１および２に開示されているような石炭火力発電ボイラの過熱器管に用いられているオーステナイト系ステンレス耐熱鋼を適用しようとする動きがある。
　これらオーステナイト系ステンレス耐熱鋼を構造物とする場合、溶接により組み立てるのが一般的であり、それに用いられる溶接材料についても、例えば、特許文献３および４に開示されているような溶接材料が開示されている。
特開２００３－２６８５０３号公報 特開２０１３－４４０１３号公報 特開平６－１４２９８０号公報 特開２０１５－１１０２４０号公報
　ところで、排熱回収ボイラは石炭火力発電ボイラのように連続稼働することは少なく、必要な発電量に応じて停機、稼動を繰り返すのが一般的であり、例えば、電力需要の多い昼間のみ稼働し、夜間は停機するような運転がなされる。その結果、使用されている過熱器管などの部材には、加熱および冷却が繰り返し行われることとなる。
　このように、高温への加熱と冷却とが繰り返される場合、溶接部を含む過熱器管にはその温度差による熱衝撃が発生する。そのため、構成する部材には熱衝撃に対する特性、すなわち、繰り返し熱サイクルを受けた後の衝撃特性に優れることも必要となる。特に、溶接金属を含む溶接部は形状、材質とも不連続となるため、問題となる場合が多い。
　前記の特許文献３および４に開示されているような溶接材料を使用して得られる溶接金属は、確かに優れたクリープ破断強度を安定して得られるものの、繰り返し熱サイクルを受けた場合の衝撃特性については考慮しておらず、部材の寸法または構造によっては、十分な性能が得られない場合があり、改善の余地があることが明らかとなった。
　本発明は、高温加熱と冷却とを繰り返した後でも十分な衝撃特性を有する溶接金属が得られるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、それを用いてなる溶接金属、およびその溶接金属を有する溶接構造物、ならびに上記の溶接金属および溶接構造物の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０６～０．１４％、
　Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
　Ｍｎ：２．０～４．０％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｃｕ：２．０～４．０％、
　Ｎｉ：１５．０～１９．０％、
　Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
　Ｍｏ：０．５０～１．５０％、
　Ｎｂ：０．３０～０．６０％、
　Ｎ：０．１０～０．３０％、
　Ａｌ：０．０３０％以下、
　Ｏ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０～０．００３０％、
　Ｓｎ：０～０．００３０％、
　Ｂｉ：０～０．００３０％、
　Ｚｎ：０～０．００３０％、
　Ｓｂ：０～０．００３０％、
　Ａｓ：０～０．００３０％、
　Ｖ：０～０．５０％、
　Ｔｉ：０～０．５０％、
　Ｔａ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～２．０％、
　Ｂ：０～０．０２０％、
　Ｃａ：０～０．０２０％、
　Ｍｇ：０～０．０２０％、
　ＲＥＭ：０～０．０６％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　Ｓ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓから選択される２種以上を、下記（ｉ）式を満足する範囲で含有する、
　オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
　　０．０００５≦Ｓ＋Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｚｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．００３０　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｖ：０．０１～０．５０％、
　Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｔａ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｏ：０．０１～２．０％、
　Ｂ：０．００１～０．０２％、
　Ｃａ：０．００１～０．０２％、
　Ｍｇ：０．００１～０．０２％、および
　ＲＥＭ：０．００１～０．０６％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
　（３）オーステナイト系耐熱鋼からなる母材の溶接に用いられ、
　前記母材の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．１５％、
　Ｓｉ：０．１０～０．３０％、
　Ｍｎ：０．１～１．０％、
　Ｐ：０．０４０％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｃｕ：２．０～４．０％、
　Ｎｉ：７．０～１１．０％、
　Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
　Ｍｏ：０．０３～０．８０％、
　Ｎｂ：０．３０～０．６０％、
　Ｎ：０．０５～０．２０％、
　Ａｌ：０．０３０％以下、
　Ｏ：０．０２０％以下、
　Ｖ：０～０．１０％、
　Ｔｉ：０～０．１０％、
　Ｃｏ：０～１．０％、
　Ｗ：０～０．５０％、
　Ｂ：０～０．００５％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、
　ＲＥＭ：０～０．１０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物である、
　上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
　（４）上記（３）に記載の母材と、上記（１）から（３）までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料とを用いてなる、溶接金属。
　（５）上記（４）に記載の溶接金属を有する、溶接構造物。
　（６）上記（３）に記載の母材に対して、上記（１）から（３）までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて溶接を行うことで溶接金属を製造する、溶接金属の製造方法。
　（７）上記（３）に記載の母材に対して、上記（１）から（３）までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて溶接を行う、溶接構造物の製造方法。
　本発明によれば、高温加熱と冷却とを繰り返した後でも十分な衝撃特性を有する溶接金属が得られるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、それを用いてなる溶接金属、およびその溶接金属を有する溶接構造物、ならびに上記の溶接金属および溶接構造物の製造方法を提供することができる。
実施例において開先加工を施した板材の形状を示す概略断面図である。
　本発明者らは、高温加熱と冷却とを繰り返した後でも十分な衝撃特性を有する溶接金属を得るために、高温加熱および冷却を受ける溶接金属の衝撃特性について種々検討を行った。その結果、以下の知見を得るに至った。
　（ａ）溶接金属中のＳ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓの含有量が増大すると、靭性低下が顕著となる。
　（ｂ）衝撃試験後の破面には柱状晶境界が混在するようになり、Ｓ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓの含有量が多くなると、その割合が大きくなる。
　（ｃ）破面に柱状晶境界が混在する割合は、高温加熱および冷却を複数回繰り返すと飽和する傾向がある。
　これらの事項から以下の結論に至った。すなわち、溶接金属中に含有されるＳ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓは、溶接の凝固時に凝固偏析することに加え、その後に繰り返される高温への加熱および高温からの冷却の過程で柱状晶境界へ偏析し、柱状晶境界の脆化を招く。そのため、上記Ｓ、Ｓｎなどの含有量が増加すると、衝撃特性が低下するとともに、破面上に占める柱状晶境界の割合が増えると考えられた。
　そこで、本発明者らはその防止策について検討した結果、Ｓ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓの含有量を極力減らすことが有効であることを見出した。
　しかしながら、これら元素を極端に低減した場合、確かに高温加熱および冷却を受けた後に必要な衝撃特性が得られることは確認できたものの、溶け込みが不十分となる、いわゆる裏波形成能が極端に劣化することが判明した。これを解決するためには、溶接入熱を増大させることが一つの方法となる。しかしながら、入熱の増大は、溶接時の凝固割れ感受性を高める。
　そこで、この問題を解決すべく検討した結果、Ｓ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓから選択される２種以上を合計で０．０００５～０．００３０％の範囲で含有させることにより、繰り返し加熱、冷却後の衝撃特性を確保するとともに、溶け込み深さを増大させることが可能であることを見出した。これは、これらの元素が溶接中の溶融池内の対流に影響を及ぼし、鉛直方向への熱輸送を促進すること、または溶融池表面から蒸発し、アーク中でイオン化して通電経路を形成し、アークの電流密度を高めることによるものと考えられた。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）溶接材料の化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０６～０．１４％
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、高温での溶接金属の組織安定性を高めるとともに、微細な炭化物を生成してクリープ強度の確保に寄与する。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合、炭化物が粗大かつ多量に析出し、却ってクリープ強度の低下を招くとともに、衝撃特性を損ねる。そのため、Ｃ含有量は０．０６～０．１４％とする。Ｃ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．０８％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１３％以下であるのが好ましく、０．１２％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．１０～０．４０％
　Ｓｉは脱酸剤として含有されるが、過剰に含有する場合、溶接時の凝固割れ感受性を増大させる。しかしながら、Ｓｉ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず、溶接材料の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．１０～０．４０％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．３５％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：２．０～４．０％
　Ｍｎは溶接中に溶融金属の窒素の活量を下げることにより溶融池表面からの窒素の飛散を抑制し、間接的に溶接金属の引張強さおよびクリープ強度の確保に寄与する。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有すると、脆化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は２．０～４．０％とする。Ｍｎ含有量は２．２％以上であるのが好ましく、２．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は３．８％以下であるのが好ましく、３．５％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは不純物として含まれ、溶接金属の凝固時に最終凝固部に偏析し、その融点を低下させ、凝固割れ感受性を増大させる。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする必要がある。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐ含有量の下限は特に設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は溶接材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　Ｃｕ：２．０～４．０％
　Ｃｕは高温での溶接金属の組織安定性を確保するとともに、Ｃｕ富化相として析出し、クリープ強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有すると、Ｃｕ富化相が過剰に析出し、衝撃特性を損ねる。そのため、Ｃｕ含有量は２．０～４．０％とする。Ｃｕ含有量は２．３％以上であるのが好ましく、２．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｕ含有量は３．８％以下であるのが好ましく、３．５％以下であるのがより好ましい。
　Ｎｉ：１５．０～１９．０％
　Ｎｉは溶接金属の高温での組織安定性を確保し、クリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量の含有は溶接材料の製造コストの増大を招く。加えて、Ｎｉを過剰に含有すると、溶接中の溶融金属の窒素溶解度を低めて、逆にクリープ強度を損なう。そのため、Ｎｉ含有量は１５．０～１９．０％とする。Ｎｉ含有量は１５．５％以上であるのが好ましく、１６．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は１８．５％以下であるのが好ましく、１８．０％以下であるのがより好ましい。
　Ｃｒ：１６．０～２０．０％
　Ｃｒは溶接金属の高温での耐酸化性および耐食性の確保のために含有される。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有すると、溶接金属の高温での組織安定性を損ない、クリープ強度の低下を招く。そのため、Ｃｒ含有量は１６．０～２０．０％とする。Ｃｒ含有量は１６．５％以上であるのが好ましく、１７．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は１９．５％以下であるのが好ましく、１９．０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｏ：０．５０～１．５０％
　Ｍｏはマトリックスに固溶して溶接金属のクリープ強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、過剰に含有させてもその効果は飽和するとともに、溶接金属の高温での組織安定性を低下させ、却ってクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０～１．５０％とする。Ｍｏ含有量は０．６０％以上であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｏ含有量は１．４０％以下であるのが好ましく、１．２０％以下であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０．３０～０．６０％
　Ｎｂは高温での使用中に微細な炭化物、窒化物または炭窒化物として粒内に析出し、溶接金属のクリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量かつ粗大に析出し、クリープ強度およびクリープ延性の低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は０．３０～０．６０％とする。Ｎｂ含有量は０．３２％以上であるのが好ましく、０．３５％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．５８％以下であるのが好ましく、０．５５％以下であるのがより好ましい。
　Ｎ：０．１０～０．３０％
　Ｎは高温での溶接金属の組織安定性を高めるとともに、固溶して、または窒化物として粒内に微細に析出して、クリープ強度の向上に大きく寄与する。しかしながら、過剰に含有すると、高温での使用中に多量の窒化物を析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｎ含有量は０．１０～０．３０％とする。Ｎ含有量は０．１２％以上であるのが好ましく、０．１５％以上であるのがより好ましい。また、Ｎ含有量は０．２８％以下であるのが好ましく、０．２５％以下であるのがより好ましい。
　Ａｌ：０．０３０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として含有されるが、多量に含有すると清浄性を著しく害し、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を低下させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０３０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０２５％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましい。なお、Ａｌ含有量について特に下限を設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は溶接材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ａｌ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　Ｏ：０．０２０％以下
　Ｏ（酸素）は不純物として含有されるが、多量に含まれる場合には、溶接材料の加工性および溶接金属の延性を低下させる。そのため、Ｏ含有量は０．０２０％以下とする。Ｏ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｏ含有量について特に下限を設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は材料の製造コストの増大を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
　Ｓ：０～０．００３０％
　Ｓｎ：０～０．００３０％
　Ｂｉ：０～０．００３０％
　Ｚｎ：０～０．００３０％
　Ｓｂ：０～０．００３０％
　Ａｓ：０～０．００３０％
　Ｓ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓは溶接の凝固時に凝固偏析することに加え、その後、例えば溶接金属を備える溶接構造物の使用時において繰り返される高温への加熱および高温からの冷却の過程で溶接金属の柱状晶境界へ偏析し、衝撃特性の低下を招く。一方で、これらの元素は、溶接中の溶け込み深さを増大させ、特に初層溶接時の溶け込み不良を防止するのに有効な元素である。
　繰り返し加熱、および冷却後の衝撃特性と溶接性を両立するためには、これらの元素から選択される２種以上を、下記（ｉ）式を満足する範囲で含有する必要がある。（ｉ）式左辺値は０．０００８であるのが好ましく、０．００１０であるのがより好ましい。また、（ｉ）式右辺値は０．００２８であるのが好ましく、０．００２５であるのがより好ましい。
　　０．０００５≦Ｓ＋Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｚｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．００３０　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　なお、それぞれの元素の含有量の下限については特に制限は設けないが、上記（ｉ）式を満足する範囲において、上記のうちのいずれかの元素の含有量を０．０００１％以上とするのが好ましく、０．０００２％以上とするのがより好ましく、０．０００３％以上とするのがさらに好ましい。
　本発明の溶接材料の化学組成において、上記の元素に加えて、さらにＶ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｖ：０～０．５０％
　ＶはＣおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は０．４５％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０～０．５０％
　ＴｉはＶと同様、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．４５％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｔａ：０～０．５０％
　ＴａもＶおよびＴｉと同様、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｔａ含有量は０．５０％以下とする。Ｔａ含有量は０．４５％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｔａ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｃｏ：０～２．０％
　ＣｏはＮｉおよちＣｕと同様、溶接金属の高温での組織安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、極めて高価な元素であるため、過剰の含有は大幅なコスト増を招く。そのため、Ｃｏ含有量は２．０％以下とする。Ｃｏ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｃｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
　Ｂ：０～０．０２０％
　Ｂは高温使用中に溶接金属の柱状結晶境界に偏析し、粒界を強化するとともに粒界炭化物を微細分散させることによりクリープ強度を向上させるのに有効な元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、溶接中の凝固割れ感受性を高める。そのため、Ｂ含有量は０．０２０％以下とする。Ｂ含有量は０．０１８％以下であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．００１％以上であるのが好ましく、０．００２％以上であるのがより好ましい。
　Ｃａ：０～０．０２０％
　Ｃａは溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　Ｍｇ：０～０．０２０％
　ＭｇはＣａと同様、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。そのため、Ｍｇ含有量は０．０２０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．０６％
　ＲＥＭはＣａおよびＭｇと同様、溶接材料製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。そのため、ＲＥＭ含有量は０．０６％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０５％以下であるのが好ましく、０．０４％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが好ましく、０．００２％以上であるのがより好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
　本発明の溶接材料の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）溶接金属の製造方法
　本発明に係る溶接金属は、上述の溶接材料（溶加材）を用いて、オーステナイト系耐熱鋼の母材を溶接して作製される。上記の溶接金属を得るための溶接方法について、特に限定されるものではないが、例えば、ティグ溶接、ミグ溶接、被覆アーク溶接、サブマージアーク溶接、レーザー溶接等が挙げられる。
　なお、前記オーステナイト系耐熱鋼の母材の好ましい組成としては、特に限定されるものではない。例えば、母材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．１０～０．３０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：２．０～４．０％、Ｎｉ：７．０～１１．０％、Ｃｒ：１６．０～２０．０％、Ｍｏ：０．０３～０．８０％、Ｎｂ：０．３０～０．６０％、Ｎ：０．０５～０．２０％、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｏ：０．０２０％以下、Ｖ：０～０．１０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００５％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、ＲＥＭ：０～０．１０％、残部：Ｆｅおよび不純物であることが好ましい。
　前記母材の化学組成は、質量％で、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｃｏ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５％、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１０％、および、ＲＥＭ：０．０００５～０．１０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
　また、上記の母材および溶接材料（溶加材）の製造方法について特に制限は設けないが、化学組成が調整された鋼に対して、常法により、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工を順に施すことにより製造することができる。
　（Ｃ）溶接構造物
　本発明に係る溶接構造物は、上述した溶接金属を有する構造物である。例えば、溶接構造物は、溶接金属と母材とからなる。すなわち、上記の母材に対して、本発明に係る溶接材料を用いて溶接を行うことにより製造される。母材は、金属からなり、鋼材であることが好ましく、ステンレス鋼であることがより好ましく、オーステナイト系耐熱鋼であることがさらに好ましい。なお、溶接構造物の具体的形状、溶接構造物を得るための溶接の具体的態様（溶接姿勢）は特に限定されない。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼を溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材（母材）および板厚４ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ５００ｍｍの板材を作製した。さらに、上記の板厚４ｍｍの板材を用い、機械加工により、２ｍｍ角、長さ５００ｍｍのカットフィラーを作製した。これらを用いて、以下に示す各種の性能評価試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　＜裏波形成能＞
　上記母材の長手方向の端部に、図１に示す形状の開先加工を施した。その後、開先を形成した母材を２つ突き合わせ、各母材と同じ板材から得られたカットフィラーを溶加材として用い、ティグ溶接により突き合わせ溶接を行った。入熱９ｋＪ／ｃｍとして、各母材につき２つずつ溶接継手を作製した。得られた溶接継手のうち、２つとも溶接線の全長にわたり、裏ビードが形成されたものを裏波形成能が良好であるとし、「合格」とした。一方、２つの溶接継手のうち一部でも裏ビードが形成されない部分があった場合は「不合格」と判定した。
　＜衝撃特性＞
　その後、続けて各母材と同じ板材から得られたカットフィラーを溶加材として用い、開先内に手動ティグ溶接により積層溶接を行った。入熱９～１５ｋＪ／ｃｍとし、各母材につき２つずつ溶接継手を作製した。
　その後、１体の溶接継手について、「室温→６５０℃×１０８時間→室温」の加熱および冷却のサイクルを５回繰り返したのち、溶接金属にＶノッチを有するフルサイズシャルピー衝撃試験片を３本採取し、常温でシャルピー衝撃試験を行った。そして、吸収エネルギーの平均値が２７Ｊ以上となるものを「合格」、２７Ｊを下回るものを「不合格」とした。
　＜クリープ破断強さ＞
　さらに、溶接継手の残り１体から、溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材の目標破断時間が約１０００時間となる６５０℃、２１６ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。そして、破断時間が母材の目標破断時間の９０％以上となるものを「合格」とした。
　それらの結果を表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から分かるように、本発明の規定を満足する鋼Ａ～Ｆを母材および溶加材の双方に用いた試験Ｎｏ．１～６では、溶接継手の作製時に必要な裏波形成能を有するとともに、高温加熱と冷却とを繰り返した後での衝撃特性に優れる結果となった。
　それに対して、比較例である鋼ＧおよびＨは（ｉ）式の上限を上回ったため、それらを用いた試験Ｎｏ．７および８では、高温加熱と冷却とを繰り返した後での衝撃特性が劣る結果となった。また、鋼ＩおよびＪは（ｉ）式の下限を下回ったため、それらを用いた試験Ｎｏ．９および１０では、十分な溶け込み深さが得られず、裏波形成能が不芳であった。
　表３に示す化学組成を有する鋼を溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの板材（母材）を作製した。これを用いて、以下に示す各種の性能評価試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　＜衝撃特性＞
　上記母材の長手方向の端部に、図１に示す形状の開先加工を施した。その後、開先を形成した母材を２つ突き合わせ、鋼Ａの板材から得られたカットフィラーを溶加材として用い、開先内に手動ティグ溶接により積層溶接を行った。入熱９～１５ｋＪ／ｃｍとし、各母材につき２つずつ溶接継手を作製した。
　その後、１体の溶接継手について、「室温→６５０℃×１０８時間→室温」の加熱および冷却のサイクルを５回繰り返したのち、溶接金属にＶノッチを有するフルサイズシャルピー衝撃試験片を３本採取し、常温でシャルピー衝撃試験を行った。そして、吸収エネルギーの平均値が２７Ｊ以上となるものを「合格」、２７Ｊを下回るものを「不合格」とした。
　＜クリープ破断強さ＞
　さらに、溶接継手の残り１体から、溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材の目標破断時間が約１０００時間となる６５０℃、２１６ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。そして、破断時間が母材の目標破断時間の９０％以上となるものを「合格」とした。
　それらの結果を表４にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から分かるように、溶接材料の化学組成が本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１１～１４では、溶接継手の作製時に必要な裏波形成能を有するとともに、高温加熱と冷却とを繰り返した後での衝撃特性に優れる結果となった。
　以上のように、本発明の要件を満足する場合のみ、必要な溶接施工性および耐溶接割れ性ならびに優れたクリープ強度が得られることが分かる。
　本発明によれば、高温加熱と冷却とを繰り返した後でも十分な衝撃特性を有する溶接金属が得られるオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、それを用いてなる溶接金属、およびその溶接金属を有する溶接構造物、ならびに上記の溶接金属および溶接構造物の製造方法を提供することができる。

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０６～０．１４％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
    　Ｍｎ：２．０～４．０％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｃｕ：２．０～４．０％、
    　Ｎｉ：１５．０～１９．０％、
    　Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
    　Ｍｏ：０．５０～１．５０％、
    　Ｎｂ：０．３０～０．６０％、
    　Ｎ：０．１０～０．３０％、
    　Ａｌ：０．０３０％以下、
    　Ｏ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０～０．００３０％、
    　Ｓｎ：０～０．００３０％、
    　Ｂｉ：０～０．００３０％、
    　Ｚｎ：０～０．００３０％、
    　Ｓｂ：０～０．００３０％、
    　Ａｓ：０～０．００３０％、
    　Ｖ：０～０．５０％、
    　Ｔｉ：０～０．５０％、
    　Ｔａ：０～０．５０％、
    　Ｃｏ：０～２．０％、
    　Ｂ：０～０．０２０％、
    　Ｃａ：０～０．０２０％、
    　Ｍｇ：０～０．０２０％、
    　ＲＥＭ：０～０．０６％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　Ｓ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＳｂおよびＡｓから選択される２種以上を、下記（ｉ）式を満足する範囲で含有する、
    　オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
    　　０．０００５≦Ｓ＋Ｓｎ＋Ｂｉ＋Ｚｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ≦０．００３０　　　・・・（ｉ）
    　但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｖ：０．０１～０．５０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｔａ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃｏ：０．０１～２．０％、
    　Ｂ：０．００１～０．０２％、
    　Ｃａ：０．００１～０．０２％、
    　Ｍｇ：０．００１～０．０２％、および
    　ＲＥＭ：０．００１～０．０６％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
  3. 　オーステナイト系耐熱鋼からなる母材の溶接に用いられ、
    　前記母材の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．３０％、
    　Ｍｎ：０．１～１．０％、
    　Ｐ：０．０４０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃｕ：２．０～４．０％、
    　Ｎｉ：７．０～１１．０％、
    　Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
    　Ｍｏ：０．０３～０．８０％、
    　Ｎｂ：０．３０～０．６０％、
    　Ｎ：０．０５～０．２０％、
    　Ａｌ：０．０３０％以下、
    　Ｏ：０．０２０％以下、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｔｉ：０～０．１０％、
    　Ｃｏ：０～１．０％、
    　Ｗ：０～０．５０％、
    　Ｂ：０～０．００５％、
    　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　ＲＥＭ：０～０．１０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物である、
    　請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料。
  4. 　請求項３に記載の母材と、請求項１から請求項３までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料とを用いてなる、溶接金属。
  5. 　請求項４に記載の溶接金属を有する、溶接構造物。
  6. 　請求項３に記載の母材に対して、請求項１から請求項３までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて溶接を行うことで溶接金属を製造する、溶接金属の製造方法。
  7. 　請求項３に記載の母材に対して、請求項１から請求項３までのいずれかに記載のオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料を用いて溶接を行う、溶接構造物の製造方法。
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