JP6097087B2 - 高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、脱硫リアクタなどの高温高圧環境下で使用される高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼のサブマージアーク溶接に用いるサブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属の製造方法に関する。
従来から、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼は高温特性に優れるため、脱硫リアクタなどの高温高圧環境下で使用される材料として広く使用されている。このような脱硫リアクタ用途の２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の溶接に供せられる溶接ワイヤあるいは溶接金属として、クリープ破断性能などに優れる溶接ワイヤあるいは溶接金属の開発が進められている。
例えば特許文献１では、溶接ワイヤにおいて、Ｃｒ：１．８０〜３．８０質量％に対して、Ｖを０．３０質量％以上、Ｎｂを０．００５質量％以上とすることでクリープ強度を確保している。また、特許文献２では、ワイヤにおけるＣｒ：１．８０〜３．８０質量％に対して、（ワイヤのＶ＋フラックスのＶ／５）＋１０（ワイヤのＴａ＋フラックスのＴａ／５）を０．３５以上とすることでクリープ強度を確保している。また、特許文献３では、溶接ワイヤにおいて、Ｃｒ:２．００〜３．２５質量％に対して、Ｖを０．１０質量％以上とし、さらにＮｂ，Ｗ，Ｃｏのうち一種類以上を複合添加することでクリープ強度を確保している。
しかしながら、従来の技術においては以下の問題がある。
前記のように、Ｃｒ−Ｍｏ鋼溶接金属のクリープ破断強度を上昇させるための先行技術としては、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗといった強炭化物形成元素やＣｏなどを主要成分であるＣｒ−Ｍｏ系に加算的に添加する方法が採用されてきた。しかしこれでは、衝撃靭性の劣化、硬度の上昇による耐割れ性の劣化を招く。
前記のように、Ｃｒ−Ｍｏ鋼溶接金属のクリープ破断強度を上昇させるための先行技術としては、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗといった強炭化物形成元素やＣｏなどを主要成分であるＣｒ−Ｍｏ系に加算的に添加する方法が採用されてきた。しかしこれでは、衝撃靭性の劣化、硬度の上昇による耐割れ性の劣化を招く。
また、２００９年のＡＳＭＥ改訂に伴い、より一層のクリープ破断強度が求められている。しかしながら、既存の材料では、クリープ破断強度の向上に対して対応が難しくなっている。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、溶接作業性を劣化させることなく、クリープ破断強度を向上させることができる高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属の製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは鋭意検討した結果、以下の事項を見出した。
優れたクリープ強度を有し、且つ靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性に優れた２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼溶着金属の形成に際して、そのクリープ性能の改善手段として本発明者らは、（１）炭化物の析出形態制御、および（２）ミクロ組織制御という着想を得た。
優れたクリープ強度を有し、且つ靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性に優れた２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼溶着金属の形成に際して、そのクリープ性能の改善手段として本発明者らは、（１）炭化物の析出形態制御、および（２）ミクロ組織制御という着想を得た。
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼およびその溶着金属のミクロ組織はベイナイト主体であり、そのクリープ変形挙動は主として、転位の運動と、旧γ粒界および結晶粒内のベイナイトブロック・パケット・ラス境界のすべりが支配的とされている。前者の抑制には転位運動を阻害する微細な炭化物を結晶粒内に分散析出させ、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持することが有効である。一方で、後者の抑制には旧γ粒界におけるすべりを阻害する炭化物の分散析出、およびすべりサイトの低減、すなわちミクロ組織の粗大化が有効である。
前記の（１）の実現には、結晶粒内に優先的に微細な炭化物を形成する合金元素の添加が有効であり、本願ではＣおよびＶに着目した。さらに、Ｃｒを低減することで、微細な炭化物の析出を促進し、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持するという効果が得られることを見出し、Ｃｒに着目した。
前記の（２）の実現には、焼入れ性を増加させる合金元素の添加量抑制が有効であり、本願ではＭｎに着目した。
従来技術においては、本願のようにＣｒの低い範囲でクリープ破断強度が飛躍的に改善する、すなわち、合金元素を低く抑えることでクリープ破断強度を改善したというような知見は一切示唆されていない。
本発明に係る高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤ（以下、適宜、溶接ワイヤ、あるいは単にワイヤという）は、
Ｃ：０．１１〜０．１８質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％
Ｍｎ：１．００〜１．４０質量％
Ｐ：≦０．０１５質量％
Ｓ：≦０．０１５質量％
Ｎｉ：≦０．０７質量％
Ｃｏ：≦０．０７質量％
Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％
Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％
Ｔｉ：≦０．０２５質量％
Ａｌ：≦０．０２５質量％
Ｖ：０．３３〜０．４３質量％
Ｎｂ：０．０１５〜０．０３０質量％
Ｗ：≦０．０５質量％
Ｂ：≦０．０００５質量％
Ｏ：≦０．０１０質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする。
Ｃ：０．１１〜０．１８質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％
Ｍｎ：１．００〜１．４０質量％
Ｐ：≦０．０１５質量％
Ｓ：≦０．０１５質量％
Ｎｉ：≦０．０７質量％
Ｃｏ：≦０．０７質量％
Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％
Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％
Ｔｉ：≦０．０２５質量％
Ａｌ：≦０．０２５質量％
Ｖ：０．３３〜０．４３質量％
Ｎｂ：０．０１５〜０．０３０質量％
Ｗ：≦０．０５質量％
Ｂ：≦０．０００５質量％
Ｏ：≦０．０１０質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする。
かかる構成によれば、溶接ワイヤは、所定の成分を所定量含有することで、溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、靭性、耐ＳＲ割れ性（応力除去焼鈍時に粒界割れを起こさないこと）、耐食性や、溶接作業性が向上する。
なお、本願でのクリープ破断強度の具体値としては、７０５℃×２４ｈまたは７０５℃×３２ｈの溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後に、５４０℃／２１０ＭＰａにおけるクリープ破断時間が９００ｈを超えるというものである。また、溶接作業性とは、スラグ剥離性、ビードなじみ性などの観点に基づくものである。
なお、本願でのクリープ破断強度の具体値としては、７０５℃×２４ｈまたは７０５℃×３２ｈの溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後に、５４０℃／２１０ＭＰａにおけるクリープ破断時間が９００ｈを超えるというものである。また、溶接作業性とは、スラグ剥離性、ビードなじみ性などの観点に基づくものである。
本発明に係る高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤは、
ＭｇＯ：２５〜４０質量％
Ａｌ２Ｏ３：１３〜３０質量％
ＳｉＯ２：３〜１５質量％
金属フッ化物のＦ換算値：３〜１５質量％
金属炭酸塩のＣＯ２換算値：３〜１５質量％
Ｃ：≦０．１０質量％
Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％
Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％
Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％
である焼結フラックスと組合わせて用いることが好ましい。
ＭｇＯ：２５〜４０質量％
Ａｌ２Ｏ３：１３〜３０質量％
ＳｉＯ２：３〜１５質量％
金属フッ化物のＦ換算値：３〜１５質量％
金属炭酸塩のＣＯ２換算値：３〜１５質量％
Ｃ：≦０．１０質量％
Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％
Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％
Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％
である焼結フラックスと組合わせて用いることが好ましい。
かかる構成によれば、溶接ワイヤは、所定の成分を所定量含有する焼結フラックスと組合わせて用いることで、ビード形状が整えられたり、スラグの流動性が向上したり、酸素量がコントロールされたりといった作用を奏する。そのため、溶接金属の性能がさらに向上したものとなる。
本発明に係る溶接金属の製造方法は、前記記載の高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤと、前記記載の焼結フラックスとを組合わせて作製する溶接金属の製造方法であって、
前記溶接金属は、
Ｃ：０．０９〜０．１４質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％
Ｍｎ：１．００〜１．３０質量％
Ｐ：≦０．０１５質量％
Ｓ：≦０．０１５質量％
Ｎｉ：≦０．０６質量％
Ｃｏ：≦０．０６質量％
Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％
Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％
Ｔｉ：≦０．０１０質量％
Ａｌ：≦０．０１０質量％
Ｖ：０．３０〜０．４０質量％
Ｎｂ：０．０１２〜０．０２２質量％
Ｗ：≦０．０５質量％
Ｂ：≦０．０００５質量％
Ｏ：≦０．０４５質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする。
前記溶接金属は、
Ｃ：０．０９〜０．１４質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％
Ｍｎ：１．００〜１．３０質量％
Ｐ：≦０．０１５質量％
Ｓ：≦０．０１５質量％
Ｎｉ：≦０．０６質量％
Ｃｏ：≦０．０６質量％
Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％
Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％
Ｔｉ：≦０．０１０質量％
Ａｌ：≦０．０１０質量％
Ｖ：０．３０〜０．４０質量％
Ｎｂ：０．０１２〜０．０２２質量％
Ｗ：≦０．０５質量％
Ｂ：≦０．０００５質量％
Ｏ：≦０．０４５質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする。
かかる構成によれば、溶接金属は、所定の成分を所定量含有することで、溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、靭性、耐ＳＲ割れ性、耐食性や、溶接作業性が向上する。
なお、この溶接金属の化学成分の一部は『ASME Sec.VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』に規定される。
なお、この溶接金属の化学成分の一部は『ASME Sec.VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』に規定される。
本発明に係る溶接ワイヤによれば、クリープ破断性能、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、室温強度に優れた溶接金属を得ることができる。また、本発明に係る溶接ワイヤによれば、溶接作業性に優れる。
本発明に係る溶接金属の製造方法で作製された溶接金属によれば、クリープ破断性能、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、室温強度に優れる。
本発明に係る溶接金属の製造方法で作製された溶接金属によれば、クリープ破断性能、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、室温強度に優れる。
以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
≪溶接ワイヤ≫
本発明の溶接ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｂを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
以下、成分限定理由について説明する。
≪溶接ワイヤ≫
本発明の溶接ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｂを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
以下、成分限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．１１〜０．１８質量％＞
Ｃは溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、及び靭性を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＣを０．０９〜０．１４質量％とするためには，ワイヤ中のＣ量を０．１１〜０．１８質量％とする必要がある。
Ｃは溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、及び靭性を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＣを０．０９〜０．１４質量％とするためには，ワイヤ中のＣ量を０．１１〜０．１８質量％とする必要がある。
＜Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％＞
Ｓｉは溶接金属の室温強度を確保し、且つ溶接金属を脱酸するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＳｉ量を０．０５〜０．３５質量とするためには、ワイヤ中のＳｉ量も同じく０．０５〜０．３５質量％とする必要がある。
Ｓｉは溶接金属の室温強度を確保し、且つ溶接金属を脱酸するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＳｉ量を０．０５〜０．３５質量とするためには、ワイヤ中のＳｉ量も同じく０．０５〜０．３５質量％とする必要がある。
＜Ｍｎ：１．００〜１．４０質量％＞
Ｍｎは室温強度を確保し、特に靭性を向上させるために添加される成分である。また、Ｓｉと同様に溶接金属を脱酸する効果も有する。後述する溶接金属中のＭｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）とするためには、ワイヤ中のＭｎ量を１．００〜１．４０質量％（より好ましくは１．１５〜１．３５質量％）とする必要がある。
Ｍｎは室温強度を確保し、特に靭性を向上させるために添加される成分である。また、Ｓｉと同様に溶接金属を脱酸する効果も有する。後述する溶接金属中のＭｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）とするためには、ワイヤ中のＭｎ量を１．００〜１．４０質量％（より好ましくは１．１５〜１．３５質量％）とする必要がある。
＜Ｐ：≦０．０１５質量％、Ｓ：≦０．０１５質量％＞
Ｐ及びＳは粒界に偏析することで、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性を劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＰ量を０．０１５質量％以下、Ｓ量を０．０１５質量％以下とするためには、ワイヤ中のＰ，Ｓ量も同じく、ともに０．０１５質量％以下とする必要がある。
もちろん、Ｐ，Ｓ以外において不純物であるＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉの低減も同様に焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性の向上に有効である。よって、ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％以下としておくことが好ましい。
Ｐ及びＳは粒界に偏析することで、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性を劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＰ量を０．０１５質量％以下、Ｓ量を０．０１５質量％以下とするためには、ワイヤ中のＰ，Ｓ量も同じく、ともに０．０１５質量％以下とする必要がある。
もちろん、Ｐ，Ｓ以外において不純物であるＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉの低減も同様に焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性の向上に有効である。よって、ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％以下としておくことが好ましい。
＜Ｎｉ：≦０．０７質量％、Ｃｏ：≦０．０７質量％＞
Ｎｉ，Ｃｏは靭性の向上に有効であるが、クリープ強度の著しい低下をもたらす成分である。後述する溶接金属中のＮｉ量を０．０６質量％以下、Ｃｏ量を０．０６質量％以下とするためには、ワイヤ中のＮｉ，Ｃｏを、ともに０．０７質量％以下とする必要がある。
Ｎｉ，Ｃｏは靭性の向上に有効であるが、クリープ強度の著しい低下をもたらす成分である。後述する溶接金属中のＮｉ量を０．０６質量％以下、Ｃｏ量を０．０６質量％以下とするためには、ワイヤ中のＮｉ，Ｃｏを、ともに０．０７質量％以下とする必要がある。
＜Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％＞
ＣｒはＭｏ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、耐食性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＣｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量）とするためには、ワイヤ中のＣｒ量も２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）とする必要がある。
ＣｒはＭｏ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、耐食性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＣｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量）とするためには、ワイヤ中のＣｒ量も２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）とする必要がある。
＜Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％＞
ＭｏはＣｒ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、室温強度、クリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＭｏ量を０．９０〜１．２０質量％とするためには、ワイヤ中のＭｏ量も同じく、０．９０〜１．２０質量％とする必要がある。
ＭｏはＣｒ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、室温強度、クリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＭｏ量を０．９０〜１．２０質量％とするためには、ワイヤ中のＭｏ量も同じく、０．９０〜１．２０質量％とする必要がある。
＜Ｔｉ：≦０．０２５質量％＞
Ｔｉは僅かに添加するだけで靭性を大きく劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＴｉ量を０．０１０質量％以下とするためには、ワイヤ中のＴｉ量を０．０２５質量％以下とする必要がある。
Ｔｉは僅かに添加するだけで靭性を大きく劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＴｉ量を０．０１０質量％以下とするためには、ワイヤ中のＴｉ量を０．０２５質量％以下とする必要がある。
＜Ａｌ：≦０．０２５質量％＞
Ａｌは酸化物を形成する成分である。後述する溶接金属中のＡｌを０．０１０質量％以下とするためには、ワイヤ中のＡｌ量を０．０２５質量％以下とする必要がある。
Ａｌは酸化物を形成する成分である。後述する溶接金属中のＡｌを０．０１０質量％以下とするためには、ワイヤ中のＡｌ量を０．０２５質量％以下とする必要がある。
＜Ｖ：０．３３〜０．４３質量％＞
ＶはＣｒ，Ｍｏとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、室温強度、クリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＶ量を０．３０〜０．４０質量％とするためには、ワイヤ中のＶ量を０．３３〜０．４３質量％とする必要がある。
ＶはＣｒ，Ｍｏとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、室温強度、クリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＶ量を０．３０〜０．４０質量％とするためには、ワイヤ中のＶ量を０．３３〜０．４３質量％とする必要がある。
＜Ｎｂ：０．０１５〜０．０３０質量％＞
Ｎｂは高温強度、クリープ強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＮｂ量を０．０１２〜０．０２２質量％とするためには、ワイヤ中のＮｂ量を０．０１５〜０．０３０質量％とする必要がある。
Ｎｂは高温強度、クリープ強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＮｂ量を０．０１２〜０．０２２質量％とするためには、ワイヤ中のＮｂ量を０．０１５〜０．０３０質量％とする必要がある。
＜Ｗ：≦０．０５質量％＞
Ｗはクリープ強度の低下を招く成分である。後述する溶接金属中のＷ量を０．０５質量％以下とするためには、ワイヤ中のＷ量を０．０５質量％以下とする必要がある。
Ｗはクリープ強度の低下を招く成分である。後述する溶接金属中のＷ量を０．０５質量％以下とするためには、ワイヤ中のＷ量を０．０５質量％以下とする必要がある。
＜Ｂ：≦０．０００５質量％＞
Ｂは数ｐｐｍの添加により耐ＳＲ割れ性を大きく劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＢ量を０．０００５質量％以下（より好ましくは０．０００３質量％以下）とするためには、ワイヤ中のＢ量も同じく、０．０００５質量％以下（より好ましくは０．０００３質量％以下）とする必要がある。
Ｂは数ｐｐｍの添加により耐ＳＲ割れ性を大きく劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＢ量を０．０００５質量％以下（より好ましくは０．０００３質量％以下）とするためには、ワイヤ中のＢ量も同じく、０．０００５質量％以下（より好ましくは０．０００３質量％以下）とする必要がある。
＜残部：Ｆｅ及び不可避不純物＞
溶接ワイヤの残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。前記したように、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉが挙げられる。ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％以下としておくことが好ましい。なお、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ＋１０Ｐｂ＋１０Ｂｉは０．０１５質量％以下であることが好ましい。
溶接ワイヤの残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。前記したように、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉが挙げられる。ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％以下としておくことが好ましい。なお、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ＋１０Ｐｂ＋１０Ｂｉは０．０１５質量％以下であることが好ましい。
≪焼結フラックス≫
本発明の溶接ワイヤは、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、金属フッ化物のＦ換算値、金属炭酸塩のＣＯ２換算値、Ｃ、「Ｓｉ＋Ｍｎ」、「Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ」、「Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計」を規定した焼結フラックスと組合わせて用いることができる。
ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂは金属としてのものである。すなわち、例えばＳｉであれば金属Ｓｉであり、「金属Ｓｉ」とは、「純金属Ｓｉ」および「合金Ｓｉ」のうちの一種以上を意味する。他の元素も同様である。
以下、焼結フラックスの成分限定理由について説明する。
本発明の溶接ワイヤは、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、金属フッ化物のＦ換算値、金属炭酸塩のＣＯ２換算値、Ｃ、「Ｓｉ＋Ｍｎ」、「Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ」、「Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計」を規定した焼結フラックスと組合わせて用いることができる。
ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂは金属としてのものである。すなわち、例えばＳｉであれば金属Ｓｉであり、「金属Ｓｉ」とは、「純金属Ｓｉ」および「合金Ｓｉ」のうちの一種以上を意味する。他の元素も同様である。
以下、焼結フラックスの成分限定理由について説明する。
＜ＭｇＯ：２５〜４０質量％＞
ＭｇＯは融点が高く、スラグの凝固を促進しビード形状を整える効果がある。また、酸素量をコントロールする役割もある。ＭｇＯ量が２５質量％未満であると、溶接中の脱酸効果が薄れ溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、ＭｇＯ量が４０質量％を超えると、ビード形状が悪くなるためスラグ剥離性が劣化する。よって、ＭｇＯ量は２５〜４０質量％とする。
ＭｇＯは融点が高く、スラグの凝固を促進しビード形状を整える効果がある。また、酸素量をコントロールする役割もある。ＭｇＯ量が２５質量％未満であると、溶接中の脱酸効果が薄れ溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、ＭｇＯ量が４０質量％を超えると、ビード形状が悪くなるためスラグ剥離性が劣化する。よって、ＭｇＯ量は２５〜４０質量％とする。
＜Ａｌ２Ｏ３：１３〜３０質量％＞
Ａｌ２Ｏ３はスラグの流動性を向上させる効果に加え、酸素量をコントロールする役割もある。Ａｌ２Ｏ３量が１３質量％未満であると、溶接ビードと母材とのなじみが悪くなりスラグ巻込みが生じ易くなる。一方、Ａｌ２Ｏ３量が３０質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、Ａｌ２Ｏ３量は１３〜３０質量％とする。
Ａｌ２Ｏ３はスラグの流動性を向上させる効果に加え、酸素量をコントロールする役割もある。Ａｌ２Ｏ３量が１３質量％未満であると、溶接ビードと母材とのなじみが悪くなりスラグ巻込みが生じ易くなる。一方、Ａｌ２Ｏ３量が３０質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、Ａｌ２Ｏ３量は１３〜３０質量％とする。
＜ＳｉＯ２：３〜１５質量％＞
ＳｉＯ２は流動性を向上させる効果を持つ。ＳｉＯ２量が３質量％未満であると、溶接ビードと母材とのなじみが悪くなりスラグ巻込みが生じ易くなる。一方、ＳｉＯ２量が１５質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、ＳｉＯ２量は３〜１５質量％とする。
ＳｉＯ２は流動性を向上させる効果を持つ。ＳｉＯ２量が３質量％未満であると、溶接ビードと母材とのなじみが悪くなりスラグ巻込みが生じ易くなる。一方、ＳｉＯ２量が１５質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、ＳｉＯ２量は３〜１５質量％とする。
＜金属フッ化物のＦ換算値：３〜１５質量％＞
金属フッ化物は溶接金属中の酸素量をコントールする効果を有している。金属フッ化物のＦ換算値が３質量％未満であると、溶接金属中の酸素量が増加し溶接中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、金属フッ化物のＦ換算値が１５質量％を超えると、アークが不安定となりビード形状が悪くなるためスラグ剥離性が劣化する。よって、金属フッ化物のＦ換算値は３〜１５質量％とする。
金属フッ化物は溶接金属中の酸素量をコントールする効果を有している。金属フッ化物のＦ換算値が３質量％未満であると、溶接金属中の酸素量が増加し溶接中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、金属フッ化物のＦ換算値が１５質量％を超えると、アークが不安定となりビード形状が悪くなるためスラグ剥離性が劣化する。よって、金属フッ化物のＦ換算値は３〜１５質量％とする。
＜金属炭酸塩のＣＯ２換算値：３〜１５質量％＞
金属炭酸塩に含まれるＣＯ２は溶接金属中の拡散性水素量をコントールする効果を有している。金属炭酸塩のＣＯ２換算値が３質量％未満であると、溶接金属中の拡散性水素量が増加する。一方、金属炭酸塩のＣＯ２換算値が１５質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、金属炭酸塩のＣＯ２換算値は３〜１５質量％とする。
金属炭酸塩に含まれるＣＯ２は溶接金属中の拡散性水素量をコントールする効果を有している。金属炭酸塩のＣＯ２換算値が３質量％未満であると、溶接金属中の拡散性水素量が増加する。一方、金属炭酸塩のＣＯ２換算値が１５質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、金属炭酸塩のＣＯ２換算値は３〜１５質量％とする。
＜Ｃ：≦０．１０質量％＞
＜Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％＞
＜Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％＞
＜Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％＞
本願において、本発明の溶接ワイヤで規制された成分についてはフラックスからの積極添加を行わない。その理由は、フラックスから合金線分を添加した場合、溶接条件による歩留まりの変化が大きく、溶接金属の化学成分が設計した成分範囲から外れる可能性が高いためである。したがって、フラックス中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ,Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂは上記の通り規制される。
＜Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％＞
＜Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％＞
＜Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％＞
本願において、本発明の溶接ワイヤで規制された成分についてはフラックスからの積極添加を行わない。その理由は、フラックスから合金線分を添加した場合、溶接条件による歩留まりの変化が大きく、溶接金属の化学成分が設計した成分範囲から外れる可能性が高いためである。したがって、フラックス中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ,Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂは上記の通り規制される。
≪溶接金属≫
本発明の溶接金属は、前記した溶接ワイヤと、前記した焼結フラックスとを組合わせて作製したものである。
そして、溶接金属は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂ，Ｏを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
以下、成分限定理由について説明する。
本発明の溶接金属は、前記した溶接ワイヤと、前記した焼結フラックスとを組合わせて作製したものである。
そして、溶接金属は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂ，Ｏを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
以下、成分限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．０９〜０．１４質量％＞
Ｃは溶接金属の靭性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。Ｃの主な役割は、以下の２つである。
（１）ベイナイト変態温度を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる。
（２）Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂなどの炭化物を形成し、特にこれらの元素と“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を大きく向上させる。
Ｃ量が０．０９質量％未満となると、ベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度も低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。よって、Ｃ量は０．０９〜０．１４質量％とする。
Ｃは溶接金属の靭性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。Ｃの主な役割は、以下の２つである。
（１）ベイナイト変態温度を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる。
（２）Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂなどの炭化物を形成し、特にこれらの元素と“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を大きく向上させる。
Ｃ量が０．０９質量％未満となると、ベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度も低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。よって、Ｃ量は０．０９〜０．１４質量％とする。
ところで、ＭｎはＣに次いでベイナイト変態温度を下げる元素であるので、『Ｍｎはベイナイト変態点を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる』という点、さらに『Ｍｎ添加はクリープ強度の低下を招く』という点で、靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣの最適量と密接に関係する。
すなわち、Ｍｎ量が１．００質量％未満であると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としてもベイナイト変態温度の低下が十分でなく、微細組織を得られないため靭性が低値となる。一方、溶接金属のＭｎ量が１．３０質量％を超えると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としてもＭｎの影響でクリープ破断強度が急激に劣化する。なお、Ｍｎのより好ましい範囲は、１．０５〜１．２８質量％である。
すなわち、Ｍｎ量が１．００質量％未満であると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としてもベイナイト変態温度の低下が十分でなく、微細組織を得られないため靭性が低値となる。一方、溶接金属のＭｎ量が１．３０質量％を超えると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としてもＭｎの影響でクリープ破断強度が急激に劣化する。なお、Ｍｎのより好ましい範囲は、１．０５〜１．２８質量％である。
また、Ｃｒは２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ溶接金属中に最も多く含まれる炭化物形成元素であるので、『Ｃｒは“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を大きく向上させる』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣの最適値と密接に関係する。本発明者らの研究で、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼溶接金属においては、『Ｃｒの低下は微細な炭化物の析出を助長させ、Ｃｒの増加は粗大な炭化物の析出を助長させる』ことが明らかとなった。
すなわち、Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としても微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としても析出する炭化物のサイズが大きくなるので十分なクリープ破断強度を確保できない。なお、Ｃｒのより好ましい範囲は、２．００〜２．２４質量％である。
すなわち、Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としても微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、Ｃ量を０．０９〜０．１４質量％としても析出する炭化物のサイズが大きくなるので十分なクリープ破断強度を確保できない。なお、Ｃｒのより好ましい範囲は、２．００〜２．２４質量％である。
すなわち、Ｃ：０．０９〜０．１４質量％は、溶接金属のＭｎ：１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）かつＣｒ：２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）が満たされる場合においてのみ、“靭性とクリープ破断強度の両立”という格段に優れた効果を発揮するものである。
＜Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％＞
Ｓｉは溶接金属の室温強度を確保し、且つ溶接金属を脱酸するために添加される成分である。Ｓｉ量が０．０５質量％未満であると、溶接金属の強度が低下する。また溶接金属中の酸素量が増加し溶接中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、Ｓｉ量が０．３５質量％を超えると焼戻脆化特性が劣化する。
このような理由により、溶接金属のＳｉ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．０５〜０．３５質量％に規定さており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｓｉ量は０．０５〜０．３５質量％とする。
Ｓｉは溶接金属の室温強度を確保し、且つ溶接金属を脱酸するために添加される成分である。Ｓｉ量が０．０５質量％未満であると、溶接金属の強度が低下する。また溶接金属中の酸素量が増加し溶接中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、Ｓｉ量が０．３５質量％を超えると焼戻脆化特性が劣化する。
このような理由により、溶接金属のＳｉ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．０５〜０．３５質量％に規定さており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｓｉ量は０．０５〜０．３５質量％とする。
＜Ｍｎ：１．００〜１．３０質量％＞
Ｍｎは室温強度を確保し、Ｓｉと同様に溶接金属を脱酸する効果も有する。また、先述のようにＭｎは『ベイナイト変態温度を低下させて微細組織を形成する』という点で靭性確保に重要な役割を果たす。さらにＮｉやＣｏと同じくクリープ破断強度の低下を招き、焼戻脆化特性を劣化させる元素でもある。Ｍｎ量が１．００質量％未満であると、ベイナイト変態温度が高いため組織が粗大化し、靭性が低値となる。一方、Ｍｎが１．３０質量％を超えると、クリープ破断強度の劣化が生じ、さらには焼戻脆化特性も劣化する。よって、Ｍｎ量は１．００〜１．３０質量％とする。なお、Ｍｎ量の好ましい範囲は１．０５〜１．２８質量％である。
Ｍｎは室温強度を確保し、Ｓｉと同様に溶接金属を脱酸する効果も有する。また、先述のようにＭｎは『ベイナイト変態温度を低下させて微細組織を形成する』という点で靭性確保に重要な役割を果たす。さらにＮｉやＣｏと同じくクリープ破断強度の低下を招き、焼戻脆化特性を劣化させる元素でもある。Ｍｎ量が１．００質量％未満であると、ベイナイト変態温度が高いため組織が粗大化し、靭性が低値となる。一方、Ｍｎが１．３０質量％を超えると、クリープ破断強度の劣化が生じ、さらには焼戻脆化特性も劣化する。よって、Ｍｎ量は１．００〜１．３０質量％とする。なお、Ｍｎ量の好ましい範囲は１．０５〜１．２８質量％である。
ところで、ＣはＭｎ以上にベイナイト変態温度の低下に寄与する元素であるので、『Ｃはベイナイト変態点を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる』という点で、さらに『Ｃは合金元素とともに微細炭化物として析出した場合にのみクリープ強度の向上に大きく寄与する』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＭｎの最適量と密接に関係する。
すなわち、Ｃ量が０．０９質量％未満であると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としてもベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度も低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としても、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。
すなわち、Ｃ量が０．０９質量％未満であると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としてもベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度も低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としても、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。
また、Ｃｒは２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ溶接金属中に最も多く含まれる炭化物形成元素であるので、『Ｃｒは“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を向上させる』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＭｎの最適値と密接に関係する。先述の通り、本発明者らの研究により『Ｃｒの低下は微細な炭化物の析出を助長させ、Ｃｒの増加は粗大な炭化物の析出を助長させる』ことが明らかになっている。
すなわち、Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としても微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としても炭化物のサイズが大きくなるので十分なクリープ破断強度を確保できない。なお、Ｃｒのより好ましい範囲は，２．００〜２．２４質量％である。
すなわち、Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としても微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、Ｍｎ量を１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）としても炭化物のサイズが大きくなるので十分なクリープ破断強度を確保できない。なお、Ｃｒのより好ましい範囲は，２．００〜２．２４質量％である。
すなわち、Ｍｎ：１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）は、溶接金属のＣ：０．０９〜０．１４質量％かつＣｒ：２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）が満たされる場合においてのみ、“靭性とクリープ破断強度の両立”という格段に優れた効果を発揮するものである。
＜Ｐ：≦０．０１５質量％、Ｓ：≦０．０１５質量％＞
Ｐ及びＳは粒界に偏析することで、焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性を劣化させる成分である。Ｐ量が０．０１５質量％を超えると、あるいは、Ｓ量が０．０１５質量％を超えると、粒界脆化によって焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性が劣化する。このような理由により、溶接金属のＰ、Ｓ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．０１５質量％に規定されており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｐ量は０．０１５質量％以下、Ｓ量は０．０１５質量％以下とする。
もちろん、Ｐ，Ｓ以外において不純物であるＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉの低減も同様に焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性の向上に有効である。溶接金属のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％未満としておくことが好ましい。
Ｐ及びＳは粒界に偏析することで、焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性を劣化させる成分である。Ｐ量が０．０１５質量％を超えると、あるいは、Ｓ量が０．０１５質量％を超えると、粒界脆化によって焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性が劣化する。このような理由により、溶接金属のＰ、Ｓ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．０１５質量％に規定されており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｐ量は０．０１５質量％以下、Ｓ量は０．０１５質量％以下とする。
もちろん、Ｐ，Ｓ以外において不純物であるＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉの低減も同様に焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性の向上に有効である。溶接金属のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％未満としておくことが好ましい。
＜Ｎｉ：≦０．０６質量％、Ｃｏ：≦０．０６質量％＞
Ｎｉ，Ｃｏはオーステナイト形成元素であり、Ｍｎと同様にクリープ破断強度の低下をもたらす成分である。Ｎｉ量が０．０６質量％を超えると、あるいは、Ｃｏ量が０．０６質量％を超えると、クリープ破断強度が低下する。よって、Ｎｉ量は０．０６質量％以下、Ｃｏ量は０．０６質量％以下とする。
Ｎｉ，Ｃｏはオーステナイト形成元素であり、Ｍｎと同様にクリープ破断強度の低下をもたらす成分である。Ｎｉ量が０．０６質量％を超えると、あるいは、Ｃｏ量が０．０６質量％を超えると、クリープ破断強度が低下する。よって、Ｎｉ量は０．０６質量％以下、Ｃｏ量は０．０６質量％以下とする。
＜Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％＞
ＣｒはＭｏ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、耐食性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。本発明者らの研究により，Ｃｒはそれ自体が炭化物を形成するのみでなく、後述するＶやＮｂからなる微細な炭化物の析出形態に影響を及ぼすことが分かった。即ち，Ｃｒを低減することで、微細な炭化物の析出を促進し、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持するという効果が得られることを見出した。
Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、高温での保持中に炭化物の粗大化が進行するので十分なクリープ破断強度を確保できない。よって、Ｃｒ量は２．００〜２．３０質量％とする。なお、Ｃｒ量の好ましい範囲は、２．００〜２．２４質量％である。
ＣｒはＭｏ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、耐食性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。本発明者らの研究により，Ｃｒはそれ自体が炭化物を形成するのみでなく、後述するＶやＮｂからなる微細な炭化物の析出形態に影響を及ぼすことが分かった。即ち，Ｃｒを低減することで、微細な炭化物の析出を促進し、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持するという効果が得られることを見出した。
Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、高温での保持中に炭化物の粗大化が進行するので十分なクリープ破断強度を確保できない。よって、Ｃｒ量は２．００〜２．３０質量％とする。なお、Ｃｒ量の好ましい範囲は、２．００〜２．２４質量％である。
ところで、『Ｃは微細炭化物として析出した場合にのみクリープ強度の向上に大きく寄与する』という点で、靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣｒの最適量と密接に関係する。
すなわち、Ｃ量が０．０９質量％未満であると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としてもベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、微細炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度が低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としても、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。
すなわち、Ｃ量が０．０９質量％未満であると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としてもベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、微細炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度が低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としても、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。
また、『Ｍｎはベイナイト変態点を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる』という点、さらに『Ｍｎ添加はクリープ強度の低下を招く』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣｒの最適量と密接に関係する。
すなわち、溶接金属のＭｎ量が１．００質量％未満であると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としてもベイナイト変態温度の低下が十分でなく、微細組織を得られないため靭性が低値となる。一方、溶接金属のＭｎ量が１．３０質量％を超えると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としてもＭｎの影響でクリープ破断強度が急激に劣化する。なお、Ｍｎのより好ましい範囲は、１．０５〜１．２８質量％である。
すなわち、溶接金属のＭｎ量が１．００質量％未満であると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としてもベイナイト変態温度の低下が十分でなく、微細組織を得られないため靭性が低値となる。一方、溶接金属のＭｎ量が１．３０質量％を超えると、Ｃｒ量を２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）としてもＭｎの影響でクリープ破断強度が急激に劣化する。なお、Ｍｎのより好ましい範囲は、１．０５〜１．２８質量％である。
すなわち、Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％（より好ましくは２．００〜２．２４質量％）は、溶接金属のＣ：０．０９〜０．１４質量％かつＭｎ：１．００〜１．３０質量％（より好ましくは１．０５〜１．２８質量％）が満たされる場合においてのみ、“靭性とクリープ破断強度の両立”という格段に優れた効果を発揮するものである。
＜Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％＞
ＭｏはＣｒ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、炭化物を形成することで、室温強度及びクリープ破断強度の確保に寄与している。Ｍｏ量が０．９０質量％未満では、炭化物の析出が十分でなく室温強度・クリープ強度が不足する。一方、Ｍｏ量が１．２０質量％を超えると微細な炭化物が増え硬度が過度に上昇するので靭性が劣化する。このような理由により、溶接金属のＭｏ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．９０〜１．２０質量％に規定さており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｍｏ量は０．９０〜１．２０質量％とする。
ＭｏはＣｒ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、炭化物を形成することで、室温強度及びクリープ破断強度の確保に寄与している。Ｍｏ量が０．９０質量％未満では、炭化物の析出が十分でなく室温強度・クリープ強度が不足する。一方、Ｍｏ量が１．２０質量％を超えると微細な炭化物が増え硬度が過度に上昇するので靭性が劣化する。このような理由により、溶接金属のＭｏ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．９０〜１．２０質量％に規定さており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｍｏ量は０．９０〜１．２０質量％とする。
＜Ｔｉ：≦０．０１０質量％＞
Ｔｉは微細な炭・窒化物を形成する。Ｔｉ量が０．０１０質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が劣化する。また、焼戻脆化特性が低下する。よって、Ｔｉ量は０．０１０質量％以下とする。
Ｔｉは微細な炭・窒化物を形成する。Ｔｉ量が０．０１０質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が劣化する。また、焼戻脆化特性が低下する。よって、Ｔｉ量は０．０１０質量％以下とする。
＜Ａｌ：≦０．０１０質量％＞
Ａｌは溶接金属中で酸化物を形成する。Ａｌ量が０．０１０質量％を超えると粗大が増えるので靭性が劣化する。よって、Ａｌ量は０．０１０質量％以下とする。
Ａｌは溶接金属中で酸化物を形成する。Ａｌ量が０．０１０質量％を超えると粗大が増えるので靭性が劣化する。よって、Ａｌ量は０．０１０質量％以下とする。
＜Ｖ：０．３０〜０．４０質量％＞
ＶはＣｒ，Ｍｏとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、炭化物を形成することで、室温強度及びクリープ破断強度の確保に寄与している。Ｖ量が０．３０質量％未満では炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度が不足する。一方、Ｖ量が０．４０質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が低下し、ＳＲ割れ感受性も劣化する。このような理由により、溶接金属のＶ量上限は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．４０質量％に規定さており、この範囲を超える成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｖ量は０．３０〜０．４０質量％とする。
ＶはＣｒ，Ｍｏとともに、高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼の基本成分であり、炭化物を形成することで、室温強度及びクリープ破断強度の確保に寄与している。Ｖ量が０．３０質量％未満では炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度が不足する。一方、Ｖ量が０．４０質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が低下し、ＳＲ割れ感受性も劣化する。このような理由により、溶接金属のＶ量上限は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．４０質量％に規定さており、この範囲を超える成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｖ量は０．３０〜０．４０質量％とする。
＜Ｎｂ：０．０１２〜０．０２２質量％＞
Ｎｂは微細な炭化物を形成する傾向が強く、特にクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。Ｎｂ量が０．０１２質量％未満では炭化物の析出量が十分でなくクリープ破断強度が不足する。一方、Ｎｂ量が０．０２２質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が低下し、ＳＲ割れ感受性も劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０１２〜０．０２２質量％とする。
Ｎｂは微細な炭化物を形成する傾向が強く、特にクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。Ｎｂ量が０．０１２質量％未満では炭化物の析出量が十分でなくクリープ破断強度が不足する。一方、Ｎｂ量が０．０２２質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が低下し、ＳＲ割れ感受性も劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０１２〜０．０２２質量％とする。
＜Ｗ：≦０．０５質量％＞
Ｗはクリープ強度の低下を招く成分である。Ｗ量が０．０５質量％を超えると析出する炭化物が大きくなるためクリープ破断強度が低下する。よって、Ｗ量は０．０５質量％以下とする。
Ｗはクリープ強度の低下を招く成分である。Ｗ量が０．０５質量％を超えると析出する炭化物が大きくなるためクリープ破断強度が低下する。よって、Ｗ量は０．０５質量％以下とする。
＜Ｂ：≦０．０００５質量％＞
Ｂ量は数ｐｐｍの添加により耐ＳＲ割れ性を大きく劣化させる成分である。Ｂ量が０．０００５質量％を超えると耐ＳＲ割れ性が著しく低下する。よって、Ｂ量は０．０００５質量％以下とする。なお、Ｂの好ましい範囲は０．０００３質量％以下である。
Ｂ量は数ｐｐｍの添加により耐ＳＲ割れ性を大きく劣化させる成分である。Ｂ量が０．０００５質量％を超えると耐ＳＲ割れ性が著しく低下する。よって、Ｂ量は０．０００５質量％以下とする。なお、Ｂの好ましい範囲は０．０００３質量％以下である。
＜Ｏ：≦０．０４５質量％＞
溶接金属中の酸素は酸化物として存在する。Ｏ量が０．０４５質量％を超えると溶接金属中の酸化物が多くなるため靭性が低下する。先行特許である特開平８−１５０４７８号公報では溶接金属酸素量を０．０３５〜０．０６５質量％に制御することで耐ＳＲ割れ性を確保しているが、本願では溶接金属のＢの低減により耐ＳＲ割れ性を確保しているので、そのような規制は必要ない。よって、Ｏ量は０．０４５質量％以下とする。
溶接金属中の酸素は酸化物として存在する。Ｏ量が０．０４５質量％を超えると溶接金属中の酸化物が多くなるため靭性が低下する。先行特許である特開平８−１５０４７８号公報では溶接金属酸素量を０．０３５〜０．０６５質量％に制御することで耐ＳＲ割れ性を確保しているが、本願では溶接金属のＢの低減により耐ＳＲ割れ性を確保しているので、そのような規制は必要ない。よって、Ｏ量は０．０４５質量％以下とする。
＜残部：Ｆｅ及び不可避不純物＞
溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。前記したように、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉが挙げられる。ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％未満としておくことが好ましい。なお、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ＋１０Ｐｂ＋１０Ｂｉは０．０１５質量％以下であることが好ましい。
溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。前記したように、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉが挙げられる。ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％未満としておくことが好ましい。なお、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ＋１０Ｐｂ＋１０Ｂｉは０．０１５質量％以下であることが好ましい。
なお、施工時の入熱の大小は溶接金属の粗粒部（原質部）、細粒部（再熱部）の割合に影響を及ぼす。施工時の入熱は１８〜４２ｋＪ／ｃｍとするのが好ましい。これは、入熱が１８ｋＪ／ｃｍ未満であると、溶接金属全体に占める細粒部（再熱部）の割合が多くなるので靭性が向上する反面、クリープ強度が低下傾向を示すためである。一方、入熱が４２ｋＪ／ｃｍを超えると、溶接金属全体に占める粗粒部（原質部）の割合が多くなり、良好なクリープ破断強度を示す反面、靭性が劣化傾向を示すためである。
以下、本発明の効果を説明するために、本発明の範囲に入る実施例と、本発明の範囲から外れる比較例とを比較して説明する。
［溶接ワイヤの化学成分］
まず、本願の実施例で用いた溶接ワイヤの化学組成を表１、２に示す。また、フラックスの化学組成を表３に示す。なお、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
まず、本願の実施例で用いた溶接ワイヤの化学組成を表１、２に示す。また、フラックスの化学組成を表３に示す。なお、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
［溶接条件］
本願の実施例に用いた溶接試験体の開先形状を図１（ａ）、（ｂ）に示す。試験板にはＡＳＴＭ Ａ５４２ＴｙｐｅＤ 鋼などの２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼や、開先面を供試材で２〜３層程度バタリング溶接を実施したＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４９０Ａ鋼などの炭素鋼を用いても良い。何れの試験板を用いても試験結果は同一であるから、本願の実施例においては共金系であるＡＳＴＭ Ａ５４２ＴｙｐｅＤ 鋼を用いた。溶接長は７００ｍｍ〜１０００ｍｍとして１層２パスの振り分け溶接を実施し、その積層数は６〜８層仕上げとした。
本願の実施例に用いた溶接試験体の開先形状を図１（ａ）、（ｂ）に示す。試験板にはＡＳＴＭ Ａ５４２ＴｙｐｅＤ 鋼などの２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼や、開先面を供試材で２〜３層程度バタリング溶接を実施したＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４９０Ａ鋼などの炭素鋼を用いても良い。何れの試験板を用いても試験結果は同一であるから、本願の実施例においては共金系であるＡＳＴＭ Ａ５４２ＴｙｐｅＤ 鋼を用いた。溶接長は７００ｍｍ〜１０００ｍｍとして１層２パスの振り分け溶接を実施し、その積層数は６〜８層仕上げとした。
次に、溶接試験時の溶接条件を表４に示す。サブマージアーク溶接ワイヤを用いた溶接時の電源極性はＡＣ、もしくはＤＣＥＰが一般的である。しかしながら、本願における溶接試験では何れの電源極性を用いても溶着金属の性能は同等であったので、実施例中には全てＡＣ電源による試験結果を記載した。さらに、溶接姿勢は下向として溶接試験を行った。
［溶接作業性］
表４に示す溶接条件下で溶接試験を実施した際の溶接作業性を官能的に評価した。第一に、「スラグ剥離性」について、スラグ剥離が容易なものを「良い」、困難なものを「悪い」と評価した。第二に、「ビードなじみ性」について、ビード止端へのスラグ巻き込み傾向が弱いものを「なし」、強いものを「あり」と評価した。
これらの結果を表５に示す。
表４に示す溶接条件下で溶接試験を実施した際の溶接作業性を官能的に評価した。第一に、「スラグ剥離性」について、スラグ剥離が容易なものを「良い」、困難なものを「悪い」と評価した。第二に、「ビードなじみ性」について、ビード止端へのスラグ巻き込み傾向が弱いものを「なし」、強いものを「あり」と評価した。
これらの結果を表５に示す。
表５に示すように、Ｎｏ．２０はフラックスのＭｇＯが上限値を超え、ＳｉＯ２が下限値未満のため、溶接作業性の評価が悪かった。Ｎｏ．２２はフラックスのＡｌ２Ｏ３が下限値未満であり、金属フッ化物のＦ換算値が上限値を超えるため、溶接作業性の評価が悪かった。
次に、溶接金属の化学組成を表６、７に示す。なお、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
［溶接金属の化学成分測定］
化学成分測定用の試料は、Ａｓ−Ｗｅｌｄの供試材から開先部に形成された溶接金属の中央部を切り出し、吸光光度法（Ｂ）、燃焼−赤外線吸収法（Ｃ，Ｓ）、不活性ガス融解−熱伝導度法（Ｏ）、誘導結合プラズマ発光分光分析法（前記元素以外）によって化学成分分析を行った。得られた化学成分を表６、７に示す。
化学成分測定用の試料は、Ａｓ−Ｗｅｌｄの供試材から開先部に形成された溶接金属の中央部を切り出し、吸光光度法（Ｂ）、燃焼−赤外線吸収法（Ｃ，Ｓ）、不活性ガス融解−熱伝導度法（Ｏ）、誘導結合プラズマ発光分光分析法（前記元素以外）によって化学成分分析を行った。得られた化学成分を表６、７に示す。
［ＰＷＨＴ］
溶接試験材に施工した各種ＰＷＨＴ条件を図２に示す。ＰＷＨＴの強弱はＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ（ラーソン・ミラー）の熱処理パラメータ（以下［Ｐ］と略記）の概念を導入することで、定量化することができる。［Ｐ］は下式１にて表され、式中のＴはＰＷＨＴ温度（℃）、ｔはＰＷＨＴ時間（ｈ）を表す。
［Ｐ］＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３ ・・・（式１）
溶接試験材に施工した各種ＰＷＨＴ条件を図２に示す。ＰＷＨＴの強弱はＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒ（ラーソン・ミラー）の熱処理パラメータ（以下［Ｐ］と略記）の概念を導入することで、定量化することができる。［Ｐ］は下式１にて表され、式中のＴはＰＷＨＴ温度（℃）、ｔはＰＷＨＴ時間（ｈ）を表す。
［Ｐ］＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３ ・・・（式１）
すなわち、ＰＷＨＴ温度が高いほど、また、ＰＷＨＴ時間が長いほど［Ｐ］が大きくなり、溶着金属はより焼きなまされる。特に、Ｃｒ−Ｍｏ鋼に代表される低合金耐熱鋼の強度を確保するのに大きな役割を果たす炭窒化物の凝集・粗大化が進行するため、その強度は低下する。一方で、［Ｐ］が大きくなり、溶着金属の強度が低下することでその靭性は反比例的に向上する。しかしながら、炭窒化物の凝集・粗大化が過剰に進行すると、これら粗大炭窒化物が脆性破壊の起点として作用し、逆に靭性が劣化する場合もある。また、強度および靭性の増減傾向は［Ｐ］に対してほぼ線形的であり、クリープ破断強度に代表される高温強度も同様の傾向を示す。
本願で対象とするＰＷＨＴ条件は（１）７０５（±１５）℃×８（±１）ｈ、（２）７０５（±１５）℃×２４（±１）ｈ、および（３）７０５（±１５）℃×３２（±１）ｈであり、その［Ｐ］の範囲はそれぞれ（１）２０.０７〜２０．８１、（２）２０．５７〜２１．２５および（３）２０．７０〜２１．３７となる。
また、溶着金属の焼戻脆化特性を評価するに際しては、後述のStep cooling（ステップクーリング（Ｓ．Ｃ．）、図３）と呼ばれる、特殊な脆化促進熱処理を施した試験材を用いた。
ここで、
ＰＷＨＴ（７０５℃×８ｈ）：シャルピー衝撃試験（図２の（ａ）条件）
ＰＷＨＴ（７０５℃×８ｈ）＋Ｓ.Ｃ.：シャルピー衝撃試験（焼戻脆化特性評価用）
ＰＷＨＴ（７０５℃×２４ｈ）：クリープ破断試験（図２の（ｂ）条件）
ＰＷＨＴ（７０５℃×３２ｈ）：クリープ破断試験、室温強度試験（図２の（ｃ）条件）
である。
ここで、
ＰＷＨＴ（７０５℃×８ｈ）：シャルピー衝撃試験（図２の（ａ）条件）
ＰＷＨＴ（７０５℃×８ｈ）＋Ｓ.Ｃ.：シャルピー衝撃試験（焼戻脆化特性評価用）
ＰＷＨＴ（７０５℃×２４ｈ）：クリープ破断試験（図２の（ｂ）条件）
ＰＷＨＴ（７０５℃×３２ｈ）：クリープ破断試験、室温強度試験（図２の（ｃ）条件）
である。
＜ステップクーリング＞
次に、ステップクーリングについて説明する。図３に、ステップクーリングの処理条件を説明するための、縦軸を温度、横軸を時間とするグラフを示す。図３に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が５０℃／ｈ以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度が５９３℃に到達するまで加熱した。そして、５９３℃で１時間保持した後、冷却速度６℃／ｈで５３８℃まで供試材を冷却して１５時間保持し、同冷却速度で５２３℃まで冷却して２４時間保持、さらに同冷却速度で４９５℃まで冷却して６０時間保持した。次に、冷却速度３℃／ｈで４６８℃まで供試材を冷却して１００時間保持した。そして、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が２８℃／ｈ以下となるように供試材を冷却した。なお、この処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
次に、ステップクーリングについて説明する。図３に、ステップクーリングの処理条件を説明するための、縦軸を温度、横軸を時間とするグラフを示す。図３に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が５０℃／ｈ以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度が５９３℃に到達するまで加熱した。そして、５９３℃で１時間保持した後、冷却速度６℃／ｈで５３８℃まで供試材を冷却して１５時間保持し、同冷却速度で５２３℃まで冷却して２４時間保持、さらに同冷却速度で４９５℃まで冷却して６０時間保持した。次に、冷却速度３℃／ｈで４６８℃まで供試材を冷却して１００時間保持した。そして、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が２８℃／ｈ以下となるように供試材を冷却した。なお、この処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
［靭性・焼戻脆化特性（シャルピー衝撃試験）］
溶着金属の靭性・焼戻脆化特性を評価するに際して、ＰＷＨＴ条件を７０５℃×８ｈ、および７０５℃×８ｈ＋ステップクーリングとした両試験材からＩＳＯ １４８−１準拠の２ｍｍ−Ｖノッチのシャルピー衝撃試験片を採取し、２０、０、−１８、−３０、−５０、−７０、−９０℃の各温度で３本ずつシャルピー衝撃試験を実施した。次に、各温度における試験値を潤滑に通過する相互の遷移曲線から、５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（以下ｖＴｒ５４およびｖＴｒ’５４と表記）を決定、ステップクーリングによるｖＴｒ５４の変動量（＝ｖＴｒ’５４−ｖＴｒ５４、以下ΔｖＴｒ５４と表記）を脆化量として算出した。
溶着金属の靭性・焼戻脆化特性を評価するに際して、ＰＷＨＴ条件を７０５℃×８ｈ、および７０５℃×８ｈ＋ステップクーリングとした両試験材からＩＳＯ １４８−１準拠の２ｍｍ−Ｖノッチのシャルピー衝撃試験片を採取し、２０、０、−１８、−３０、−５０、−７０、−９０℃の各温度で３本ずつシャルピー衝撃試験を実施した。次に、各温度における試験値を潤滑に通過する相互の遷移曲線から、５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（以下ｖＴｒ５４およびｖＴｒ’５４と表記）を決定、ステップクーリングによるｖＴｒ５４の変動量（＝ｖＴｒ’５４−ｖＴｒ５４、以下ΔｖＴｒ５４と表記）を脆化量として算出した。
溶接金属の焼戻脆化感受性はｖＴｒ５４、およびΔｖＴｒ５４の両者から総合的に判断される。ここで、ｖＴｒ５４にΔｖＴｒ５４を３倍した値を加えた値（＝ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４）を焼戻脆化特性値と定義した。これは、ステップクーリングが加速試験であり、実機稼動年数が数十年であることを考慮し、実機溶着金属においてはステップクーリングによる脆化量の３倍の脆化を起こすものと見なし、長期間の稼動を経た溶着金属が５４Ｊを示すシャルピー遷移温度を概算するためのもので、ΔｖＴｒ５４の係数（本願の場合、３）も、クリープ性能と同じく、１．５→２．０→２．５→３．０と年々厳化する傾向にあり、係数３は実質至近の要求において最も厳しいものである。脆化量（＝ΔｖＴｒ５４）が小さくても、ｖＴｒ５４が大きい場合はｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４も大きくなるため、高位に安定した溶接品質が求められる当該溶着金属の適用箇所として好ましくない。一方、ＰＷＨＴ後の靭性（＝ｖＴｒ５４）が優れていても、脆化量（＝ΔｖＴＲ５４）が大きい場合はやはりｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４が大きくなり、同様の理由で好ましくない。
本実施例において、靭性は−３０℃における衝撃値の３点平均（以下ｖＥ−３０℃と表記）が７０Ｊ以上のものを◎、５４Ｊ以上７０Ｊ未満のものを○、５４Ｊ未満のものを×と評価した。
焼戻脆化特性値に関しては、ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４が−１０℃未満のものを◎、−１０℃以上１０℃以下のものを○、１０℃を超えるものを×と評価した。
焼戻脆化特性値に関しては、ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４が−１０℃未満のものを◎、−１０℃以上１０℃以下のものを○、１０℃を超えるものを×と評価した。
ここで、
ｖＴｒ５４：ＰＷＨＴ後に５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（℃）
ｖＴｒ’５４：ＰＷＨＴ＋ステップクーリング後に５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（℃）
ΔｖＴｒ５４（＝ｖＴｒ’５４−ｖＴｒ５４）：ステップクーリングによる脆化量（℃）
ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４：焼戻脆化特性（℃）
である。
ｖＴｒ５４：ＰＷＨＴ後に５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（℃）
ｖＴｒ’５４：ＰＷＨＴ＋ステップクーリング後に５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（℃）
ΔｖＴｒ５４（＝ｖＴｒ’５４−ｖＴｒ５４）：ステップクーリングによる脆化量（℃）
ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４：焼戻脆化特性（℃）
である。
［クリープ破断試験］
ＰＷＨＴ条件を７０５℃×２４ｈおよび７０５℃×３２ｈとしたそれぞれの溶接試験材よりＩＳＯ ２０４準拠のクリープ破断試験片を（径：１３ｍｍ，Ｇ．Ｌ．＝６５ｍｍ）採取し、試験温度を５４０℃、負荷応力を２１０ＭＰａとしてクリープ破断試験を実施し、その破断時間を調査した。本実施例において、７０５℃×２４ｈのＰＷＨＴ後に破断時間（以下Ｔｒと表記）が１０００ｈを超えるものを◎、１０００ｈ以下９００ｈ以上のものを○、９００ｈ未満のものを×と評価した。なお、表中、「−」は試験を実施していないことを示す。また、２つの試験材で試験を実施したものについては、両方が１０００ｈを超えるもの、あるいは、いずれか一方が１０００ｈを超え、他方が１０００ｈ以下９００ｈ以上のものを◎とした。
ＰＷＨＴ条件を７０５℃×２４ｈおよび７０５℃×３２ｈとしたそれぞれの溶接試験材よりＩＳＯ ２０４準拠のクリープ破断試験片を（径：１３ｍｍ，Ｇ．Ｌ．＝６５ｍｍ）採取し、試験温度を５４０℃、負荷応力を２１０ＭＰａとしてクリープ破断試験を実施し、その破断時間を調査した。本実施例において、７０５℃×２４ｈのＰＷＨＴ後に破断時間（以下Ｔｒと表記）が１０００ｈを超えるものを◎、１０００ｈ以下９００ｈ以上のものを○、９００ｈ未満のものを×と評価した。なお、表中、「−」は試験を実施していないことを示す。また、２つの試験材で試験を実施したものについては、両方が１０００ｈを超えるもの、あるいは、いずれか一方が１０００ｈを超え、他方が１０００ｈ以下９００ｈ以上のものを◎とした。
［耐ＳＲ割れ性評価試験（リング割れ試験）］
Ｃｒ−Ｍｏ鋼を初めとした低合金耐熱鋼製圧力容器の製作時には、ＰＷＨＴの施工以前に、製作中の構造物の残留応力低減を主たる目的として、しばしばＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ ｒｅｌｉｅｆ：応力除去焼鈍）が施工される。このＳＲ時に旧γ粒界において発生するのがＳＲ割れである。ＳＲ割れは、ＳＲによる結晶粒内における炭化物の析出、および旧γ粒界における不純物の偏析の二者が重畳することによって結晶粒内と旧γ粒界界面に過剰な強度差が生じ、相対的に弱化した旧γ粒界が残留応力に抗し切れなくなることで発生する。
Ｃｒ−Ｍｏ鋼を初めとした低合金耐熱鋼製圧力容器の製作時には、ＰＷＨＴの施工以前に、製作中の構造物の残留応力低減を主たる目的として、しばしばＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ ｒｅｌｉｅｆ：応力除去焼鈍）が施工される。このＳＲ時に旧γ粒界において発生するのがＳＲ割れである。ＳＲ割れは、ＳＲによる結晶粒内における炭化物の析出、および旧γ粒界における不純物の偏析の二者が重畳することによって結晶粒内と旧γ粒界界面に過剰な強度差が生じ、相対的に弱化した旧γ粒界が残留応力に抗し切れなくなることで発生する。
本願における溶着金属の耐ＳＲ割れ性評価には、リング割れ試験と呼ばれる試験方法を適用した。Ｕ溝（Ｕノッチ）およびスリット（スリット幅：０．５ｍｍ）を有したリング状試験片を溶接ままの溶接試験材の図４（ａ）に示す位置(＝Ｕノッチ直下が最終パス原質部となる位置)より採取した。試験数は２個である。試験片の形状を図４（ｂ）に示す。
図４（ｃ）に示すように、スリットを約０．０５ｍｍまでかしめた状態でスリットをＴＩＧ溶接して、Ｕ溝直下に残留応力を負荷した。次に、ＴＩＧ溶接後の試験片に図５に示す条件のＳＲ（６２５℃×１０ｈ）を実施した後、図４（ｄ）に示すように、試験片を長手方向に３分割し、各断面のノッチ直下を観察して、旧γ粒界におけるＳＲ発生の有無を観察した。観察を行なった６断面（＝観察面３×試験数２）中、ＳＲ割れの発生が見られないものを「なし」、ＳＲ割れ発生個数が１断面以上のものを「あり」と評価した。
図４（ｃ）に示すように、スリットを約０．０５ｍｍまでかしめた状態でスリットをＴＩＧ溶接して、Ｕ溝直下に残留応力を負荷した。次に、ＴＩＧ溶接後の試験片に図５に示す条件のＳＲ（６２５℃×１０ｈ）を実施した後、図４（ｄ）に示すように、試験片を長手方向に３分割し、各断面のノッチ直下を観察して、旧γ粒界におけるＳＲ発生の有無を観察した。観察を行なった６断面（＝観察面３×試験数２）中、ＳＲ割れの発生が見られないものを「なし」、ＳＲ割れ発生個数が１断面以上のものを「あり」と評価した。
［拡散水素量］
拡散性水素量は、溶接金属の拡散性水素の測定方法を規定したＡＷＳＡ４.３に準拠して測定した。４ｍｌ / １００ｇ以下のものを◎、４ｍｌ / １００ｇを超えるものを×と評価した。
拡散性水素量は、溶接金属の拡散性水素の測定方法を規定したＡＷＳＡ４.３に準拠して測定した。４ｍｌ / １００ｇ以下のものを◎、４ｍｌ / １００ｇを超えるものを×と評価した。
［室温強度］
室温強度は、ＰＷＨＴ条件を７０５℃×３２ｈとしたそれぞれの溶接試験材よりＩＳＯ ６８９２準拠引張り試験片を（径：１０ｍｍ，Ｇ．Ｌ．＝５０ｍｍ）採取し、引張強さを求めた。６２０ＭＰａ以上６６０ＭＰa以下のものを◎、６２０ＭＰａ未満または６６０ＭＰaを超えるものを○と評価した。
室温強度は、ＰＷＨＴ条件を７０５℃×３２ｈとしたそれぞれの溶接試験材よりＩＳＯ ６８９２準拠引張り試験片を（径：１０ｍｍ，Ｇ．Ｌ．＝５０ｍｍ）採取し、引張強さを求めた。６２０ＭＰａ以上６６０ＭＰa以下のものを◎、６２０ＭＰａ未満または６６０ＭＰaを超えるものを○と評価した。
これらの結果を表８、９に示す。また、溶接金属の各種機械試験方法を表１０に示す。
表８、９に示すように、Ｎｏ．１〜１４は本発明の範囲を満たすため、すべての評価項目において良好な結果が得られた。
一方、Ｎｏ．１５〜３５は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。
一方、Ｎｏ．１５〜３５は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。
Ｎｏ．１５は、溶接金属のＣ含有量が下限値未満のため、靭性、焼戻脆化特性、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．１６は、溶接金属のＣ含有量が下限値未満であり、Ｏ含有量が上限値を超え、また、フラックスのＡｌ２Ｏ３、金属炭酸塩のＣＯ２換算値が上限値を超え、金属フッ化物のＦ換算値が下限値未満のため、靭性、焼戻脆化特性、クリープ破断性能の評価が悪かった。
Ｎｏ．１７は、溶接金属のＣ含有量が上限値を超えるため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．１８は、溶接金属のＣ含有量、Ｏ含有量が上限値を超えるため、また、フラックスのＳｉＯ２が上限値を超え、ＭｇＯが下限値未満のため、靭性の評価が悪かった。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、焼戻脆化特性が悪く、Ｂ含有量が上限値を超えるため耐ＳＲ割れ性が低下した。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能が低下した。
Ｎｏ．１９は、溶接金属のＭｎ含有量が下限値未満であるため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．２０は、溶接作業性不良のため、機械試験は実施しなかった。Ｎｏ．２１は、溶接金属のＭｎ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、脆化量（ΔｖＴｒ５４Ｊ）が大きかった。なお、Ｍｎの影響でΔは大きくなるが、ｖＴｒ５４が十分に低いので、焼戻脆化は◎となっている。
Ｎｏ．２２は、溶接作業性不良のため、機械試験は実施しなかった。また、拡散性水素量が多かった。Ｎｏ．２３は、溶接金属のＮｉ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．２４は、溶接金属のＣｏ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。
Ｎｏ．２５は、溶接金属のＣｒ含有量が下限値未満のため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．２６は、溶接金属のＣｒ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．２７は、溶接金属のＭｎ含有量、Ｃｒ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、脆化量（ΔｖＴｒ５４Ｊ）が大きかった。なお、Ｍｎの影響でΔは大きくなるが、ｖＴｒ５４が十分に低いので、焼戻脆化は◎となっている。Ｎｏ．２８は、溶接金属のＴｉ含有量が上限値を超えるため、靭性、焼戻脆化特性の評価が悪かった。
Ｎｏ．２９は、溶接金属のＡｌ含有量が上限値を超えるため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．３０は、溶接金属のＶ含有量が下限値未満のため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．３１は、溶接金属のＶ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐ＳＲ割れ性の評価が悪かった。
Ｎｏ．３２は、溶接金属のＮｂ含有量が下限値未満のため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．３３は、溶接金属のＮｂ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐ＳＲ割れ性の評価が悪かった。Ｎｏ．３４は、溶接金属のＷ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．３５は、溶接金属のＢ含有量が上限値を超えるため、耐ＳＲ割れ性の評価が悪かった。
以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。
Claims (3)
- Ｃ：０．１１〜０．１８質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％
Ｍｎ：１．００〜１．４０質量％
Ｐ：≦０．０１５質量％
Ｓ：≦０．０１５質量％
Ｎｉ：≦０．０７質量％
Ｃｏ：≦０．０７質量％
Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％
Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％
Ｔｉ：≦０．０２５質量％
Ａｌ：≦０．０２５質量％
Ｖ：０．３３〜０．４３質量％
Ｎｂ：０．０１５〜０．０３０質量％
Ｗ：≦０．０５質量％
Ｂ：≦０．０００５質量％
Ｏ：≦０．０１０質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ-Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤ。 - ＭｇＯ：２５〜４０質量％
Ａｌ２Ｏ３：１３〜３０質量％
ＳｉＯ２：３〜１５質量％
金属フッ化物のＦ換算値：３〜１５質量％
金属炭酸塩のＣＯ２換算値：３〜１５質量％
Ｃ：≦０．１０質量％
Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％
Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％
Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％
である焼結フラックスと組合わせて用いることを特徴とする請求項１に記載の高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤ。 - 請求項１に記載の高強度２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤと、請求項２に記載の焼結フラックスとを組合わせて作製する溶接金属の製造方法であって、
前記溶接金属は、
Ｃ：０．０９〜０．１４質量％
Ｓｉ：０．０５〜０．３５質量％
Ｍｎ：１．００〜１．３０質量％
Ｐ：≦０．０１５質量％
Ｓ：≦０．０１５質量％
Ｎｉ：≦０．０６質量％
Ｃｏ：≦０．０６質量％
Ｃｒ：２．００〜２．３０質量％
Ｍｏ：０．９０〜１．２０質量％
Ｔｉ：≦０．０１０質量％
Ａｌ：≦０．０１０質量％
Ｖ：０．３０〜０．４０質量％
Ｎｂ：０．０１２〜０．０２２質量％
Ｗ：≦０．０５質量％
Ｂ：≦０．０００５質量％
Ｏ：≦０．０４５質量％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする溶接金属の製造方法。
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