JP2018122329A

JP2018122329A - 被覆アーク溶接棒

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Publication number: JP2018122329A
Application number: JP2017015797A
Authority: JP
Inventors: 泰隆坂野; Yasutaka Banno; 英亮高内; Eiryo Takauchi; 哲直池田; Akinao Ikeda; 秀徳名古; Hidenori Nako; 難波　茂信; Shigenobu Nanba; 茂信難波
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2017-01-31
Filing date: 2017-01-31
Publication date: 2018-08-09
Anticipated expiration: 2037-01-31
Also published as: KR102084932B1; JP6829090B2; KR20180089310A; CN108372372A

Abstract

【課題】クリープ破断特性および靭性に優れた溶接金属を得ることができる被覆アーク溶接棒を提供する。【解決手段】被覆剤を鋼心線外周に被覆してなる被覆アーク溶接棒であって、前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．１％、Ｎｉ：０％以上、０．５％以下、Ｃｒ：３〜１２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５５％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０９％、Ｃｏ：０．５５〜２．２０％、Ｗ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がガス発生剤、スラグ形成剤、アーク安定剤、鉄および不可避不純物からなる被覆アーク溶接棒。【選択図】なし

Description

本発明は、被覆アーク溶接棒に関する。

火力発電設備におけるボイラーや熱交換器等の構造物には、耐熱性や耐圧性等の特性が要求され、火力発電の蒸気温度および蒸気圧は、熱効率向上の観点から近年益々高まっている。例えば、超々臨界圧石炭火力発電での蒸気温度は、約５００〜６００℃である。上記構造物は、長時間に亘って高温、高圧で保持されるため、応力が加わり、時間の経過と共に歪みが増大するクリープ現象が起こる。

上記構造物の素材には、耐熱性や耐圧性等の特性を備えるため、Ｃｒを比較的多く含む耐熱鋼が用いられる。また、上記素材には、高温、高圧で長時間曝されても破断しないクリープ破断特性に優れていることが要求され、靭性に優れていることも求められる。

上記構造物は、素材となる高Ｃｒ鋼をアーク溶接して構築されるのが一般的であり、高Ｃｒ鋼を溶接して形成される溶接金属においてもクリープ破断特性および靭性に優れていることが求められる。また、アーク溶接して形成された溶接金属は、通常、残留応力を除去するために溶接後熱処理（ＰｏｓｔＷｅｌｄＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ；ＰＷＨＴ）が施される。

ところで、Ｃｒは、フェライトを安定化する作用を有するため、高Ｃｒ鋼を溶接すると、溶接時にδフェライトが生成し、溶接完了後の溶接金属に残存することがある。δフェライトは、溶接後熱処理を施す前の溶接ままの溶接金属に観察される粗大組織であり、溶接後熱処理しても消失せず、溶接後熱処理後の溶接金属のクリープ破断特性や靭性に悪影響を及ぼすことが知られている。

溶接金属のクリープ破断特性や靭性は、一般に、溶接金属の特定の部位から採取された試験片を用いて評価されるため、試験片を採取した部位にδフェライトがたまたま含まれていない場合は、良好な特性が示される。しかし、実際に施工される溶接金属では、一部にでもδフェライトが生成すると、破壊や破断が生じる虞があるため、安全を期するには、溶接金属の全領域においてδフェライトの生成が抑制される必要がある。

溶接時にδフェライトの生成を抑制する技術として、例えば、特許文献１〜３が知られている。特許文献１〜３は、いずれも溶接時に用いる溶接材料に関する。

特許文献１には、Ｎｉは靭性を改善するために有効な元素であるが、その反面、炭化物、酸化物を凝集促進させてしまい高温長時間でのクリープ強度を低下させることが記載されている。そして、この文献には、鋼心線または被覆剤中に靭性改善に有効とされるＮｉの代わりにＣｏ、Ｃｕの両方または一方を添加することによって、δフェライトの生成が抑制され、溶接金属の靭性を確保しつつクリープ強度を改善することが記載されている。

特許文献２には、溶接ワイヤ中に適正量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、およびＮを添加することによって、高温クリープ強度、靭性、および耐割れ性を確保できること、Ｃｒ、Ｗ、およびＭｏのフェライト生成元素と、Ｎｉ、Ｃｏのフェライト生成を抑制する元素とを適正な含有量の関係で添加することによって、溶接金属中のδフェライトの生成を抑制しクリープ強度と靭性をさらに向上できること、Ｍｏ量を低く抑えることによって、高温保持後のσ相への変態を抑制することが記載されている。

特許文献３には、溶接金属のクリープ強度は、ＭＸ（炭窒化物）の析出物の量の増加に伴って向上すること、靭性はδフェライトの析出量とＡｅ1変態点に大きく依存することが記載されている。

また、特許文献４には、溶接ワイヤ中に適正量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｎを添加することにより、溶接部の高温クリープ強度と靱性の両方に優れた高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接ワイヤを提供できることが記載されている。

特開平７−２６８５６２号公報特開平８−１８７５９２号公報特開平１１−１７００８７号公報特開２００４−４２１１６号公報

上記特許文献１〜４には、溶接時に用いる溶接材料や、該溶接材料を用いて溶接金属を形成することについて記載されている。しかし、溶接金属の全領域においてδフェライトの生成が抑制されているか不明である。

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、クリープ破断特性および靭性に優れた溶接金属を得ることができる被覆アーク溶接棒を提供することにある。

本発明者らは前記目的を達成するために、溶接時のδフェライト生成の抑制と、溶接金属のクリープ破断特性の向上を高いレベルで両立できる手段を検討した結果、被覆アーク溶接棒の合金組成を適切に制御することにより当該目的を達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明は、
被覆剤を鋼心線外周に被覆してなる被覆アーク溶接棒であって、
前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．１％、
Ｎｉ：０％以上、０．５％以下、
Ｃｒ：３〜１２％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５５％、
Ｖ：０．０２〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０９％、
Ｃｏ：０．５５〜２．２０％、
Ｗ：０．４〜２．０％、
Ｎ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．００１〜０．１００％を含有し、
残部がガス発生剤、スラグ形成剤、アーク安定剤、鉄および不可避不純物からなる被覆アーク溶接棒に関する。

上記被覆アーク溶接棒は、被覆剤および鋼心線の一方又は双方の中に、被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、Ｔｉ：０％超、０．０３％以下をさらに含有してもよい。

また、上記被覆アーク溶接棒は、被覆剤および鋼心線の一方又は双方の中に、被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下をさらに含有してもよい。

また、上記被覆アーク溶接棒は、被覆剤および鋼心線の一方又は双方の中に、被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、Ａｌ：０％超、１．５％以下をさらに含有してもよい。

本発明の被覆アーク溶接棒によれば、クリープ破断特性および靭性に優れた溶接金属を得ることができる。

図１は、ある溶接金属の試験片におけるＣ原子及びＣｒ原子の原子マップ（なお、１点１点が原子を表している）である。図２は、ある溶接金属の試験片について、マトリクス粒界に存在する偏析Ｂの面密度（Ｂ_ＧＢ）を測定する際に設定される、粒界面に垂直かつ粒界面を貫通する円柱状の分析領域を示す図である。図３は、図２に示される円柱状の分析領域について解析方向に沿って原子濃度を測定した際のプロファイルを示す図である。図４は、本発明の実施例においてクリープ破断特性の評価に用いた試験片の採取位置を示す模式図である。図５は、本発明の実施例において靭性の評価に用いた試験片の採取位置を示す模式図である。

以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本明細書において、質量を基準とする百分率（質量％）は、重量を基準とする百分率（重量％）と同義である。

本発明の被覆アーク溶接棒は、被覆剤を鋼心線外周に被覆してなる被覆アーク溶接棒であって、前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜１．１％、Ｎｉ：０％以上、０．５％以下、Ｃｒ：３〜１２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５５％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０９％、Ｃｏ：０．５５〜２．２０％、Ｗ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がガス発生剤、スラグ形成剤、アーク安定剤、鉄および不可避不純物からなる被覆アーク溶接棒である。

Ｂは、一般にＭ_２３Ｃ_６で表される炭化物粒子（以下、単に「Ｍ_２３Ｃ_６粒子」ともいう）に溶け込むことで、クリープ破断試験中のＭ_２３Ｃ_６粒子を安定化させ、これら粒子が転位移動を阻害することでクリープ破断特性を改善するとされている。
そこで、本発明者らは、この効果を最大限に活用すべく、ＢによるＭ_２３Ｃ_６粒子の安定化メカニズムを検討した。

クリープ破断試験のような高温環境下で、Ｍ_２３Ｃ_６粒子は、オストワルド成長により急激に総粒子数が減少する。ここで、オストワルド成長とは、熱処理したときに、粒径の小さい粒子が消滅する一方で、大きい粒子が成長を続ける現象である。本発明者らは、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長がＢの拡散に律速されることを見出した。
すなわち、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長の過程においては、Ｍ_２３Ｃ_６粒子の粗大化に対し、周囲のマトリクスからＢが供給される必要がある。このとき、マトリクス粒界あるいは粒内に存在するＢを一定値以下に減少させることで、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長が抑制されるようになる。
その結果、高温でのＭ_２３Ｃ_６粒子の減少速度が低下し、溶接金属のクリープ破断特性を改善することができる。

本発明においては、上記知見に基づき、溶接により得られる溶接金属中にＢが適切な形態で存在しうるように、また、溶接時のδフェライト生成を抑制するために、被覆アーク溶接棒の合金成分量を以下のように規定することとした。なお、これらの合金成分は、鋼心線及び被覆剤の一方に添加してもよく、あるいは両方に添加してもよい。また、以下における被覆アーク溶接棒中の各合金成分量（％）は、被覆アーク溶接棒全質量あたりの含有量（質量％）である。

（Ｃ：０．０５〜０．２０質量％）
Ｃは、炭化物を形成し、溶接金属のクリープ破断特性を改善するのに寄与する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明では、Ｃ量は０．０５％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。しかしＣを過剰に含有すると、炭化物が粗大化しすぎて溶接金属の靭性が低下することがある。従って本発明では、Ｃ量は０．２０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１６％以下である。なお、Ｃは、被覆剤から添加する場合は他の金属原料に含有させて添加することができる。

（Ｓｉ：０．３〜１．０質量％）
Ｓｉは、脱酸剤として機能して溶接金属の強度及び靱性を向上させる。また、Ｓｉは、溶接時の作業性向上に寄与する元素であり、Ｓｉ量が０．３％を下回ると溶接作業性が劣化する。したがって本発明では、Ｓｉ量は０．３％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。しかしＳｉを過剰に含有すると、溶接金属の過剰な強度上昇が生じ、靭性の劣化を招く。したがって本発明では、Ｓｉ量は１．０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．７％以下である。なお、Ｓｉは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｓｉ等により添加することができる。

（Ｍｎ：０．１〜１．１質量％）
Ｍｎは、脱酸剤として機能して溶接金属の強度及び靱性を向上させる。また、Ｍｎは、溶接時にδフェライトの生成を抑制する作用を有する元素である。Ｍｎ量が０．１％を下回ると、溶接時にδフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、溶接時にδフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性に悪影響をおよぼす可能性がある。したがって本発明では、Ｍｎ量は０．１％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、炭化物粒子のオストワルド成長が促進され過ぎて溶接金属のクリープ破断特性が劣化する。したがって本発明では、Ｍｎ量は１．１％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．７％以下である。なお、Ｍｎは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｍｎ等により添加することができる。

（Ｎｉ：０質量％以上、０．５質量％以下）
Ｎｉは、マトリクス中の合金元素の拡散を促進する元素である。ただし、Ｎｉを過剰に添加すると、Ｂの拡散が助長され、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長が進行しやすくなり、溶接金属のクリープ破断特性が劣化する。したがって本発明では、Ｎｉ量は０．５％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、Ｎｉは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｎｉ等により添加することができる。

（Ｃｒ：３〜１２質量％）
Ｃｒは、ＣｒやＦｅ、Ｍｏ等の金属元素をＭと表記したとき、Ｍ_２３Ｃ_６粒子を形成し、溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＣｒ量を３％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは４％以上、より好ましくは５％以上である。しかしＣｒを過剰に含有すると、溶接時にδフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、溶接時にδフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性の改善に悪影響をおよぼす可能性がある。したがって本発明では、Ｃｒ量は１２％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１１％以下、より好ましくは１０％以下である。なお、Ｃｒは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｃｒ等により添加することができる。

（Ｍｏ：０．０５〜０．５５質量％）
Ｍｏは、固溶強化により溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＭｏ量を０．０５％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしＭｏを過剰に含有すると、溶接時にδフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、溶接時にδフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性の改善に悪影響をおよぼす可能性がある。したがって本発明では、Ｍｏ量は０．５５％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４５％以下である。なお、Ｍｏは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｍｏ等により添加することができる。

（Ｖ：０．０２〜０．５０質量％）
Ｖは、ＭＸ（炭窒化物）を形成して溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。また、ＭＸとしてＮを固定することで、ＢＮとして生成するＢ量を減らす効果があり、Ｍ_２３Ｃ_６粒子に溶け込むＢ量を増加させることで、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長を抑制する。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＶ量を０．０２％以上とする。Ｖ量は、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしＶを過剰に含有すると、溶接時にδフェライトが生成する。また、高温でのＭＸ（炭窒化物）のオストワルド成長を招く。その結果、溶接金属のクリープ破断特性および靭性が劣化する。従って本発明では、Ｖ量は０．５０％以下とする。Ｖ量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。なお、Ｖは、被覆剤から添加する場合は他の金属原料に含有させて添加することができる。

（Ｎｂ：０．０１〜０．０９質量％）
Ｎｂは、ＭＸ（炭窒化物）を形成して溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＮｂ量を０．０１０％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｎｂを過剰に含有すると溶接金属の強度の過大な上昇を招き、靭性を劣化させる。従って本発明では、Ｎｂ量は０．０９０％以下とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０７５％以下、より好ましくは００７０％以下である。なお、Ｎｂは、被覆剤から添加する場合は他の金属原料に含有させて添加することができる。

（Ｃｏ：０．５５〜２．２０質量％）
Ｃｏは、溶接時にδフェライトが生成するのを抑制し、溶接金属のクリープ破断特性および靭性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＣｏ量を０．５５％以上とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．６５％以上、より好ましくは０．７５％以上である。しかし、Ｃｏを過剰に含有すると溶接金属の強度の過大な上昇を招き、靭性を劣化させる。したがって本発明では、Ｃｏ量は２．２０％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．８０％以下である。なお、Ｃｏは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｃｏ等により添加することができる。

（Ｗ：０．４〜２．０質量％）
Ｗは、Ｍｏと同様、固溶強化元素として溶接金属のクリープ破断特性を改善するのに加え、高温でＬａｖｅｓ相として粒界に析出し、粒界におけるＢ拡散を妨げることで、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長を抑制する作用が期待される。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＷ量を０．４％以上とする。Ｗ量は、好ましくは０．６％以上、さらに好ましくは０．８％以上である。しかしＷを過剰に含有すると、溶接時にδフェライトが生成しやすくなり、生成したδフェライトは溶接後熱処理を施しても消失しないため、溶接時にδフェライトが生成した場合は、δフェライトが溶接金属のクリープ破断特性および靭性の改善に悪影響をおよぼす可能性がある。したがって本発明では、Ｗ量は２．０％以下とする。Ｗ量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。なお、Ｗは、被覆剤から添加する場合はＦｅ−Ｗ等により添加することができる。

（Ｎ：０．０１〜０．１０質量％）
Ｎは、Ｎｂと同様、ＭＸ（炭窒化物）を形成して溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＮ量を０．０１０％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｎを過剰に含有すると溶接金属の強度の過大な上昇を招き、靭性を劣化させる。したがって本発明では、Ｎ量は０．１０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。なお、Ｎは、被覆剤から添加する場合は他の金属原料に含有させて添加することができる。

（Ｂ：０．００１〜０．１００質量％）
Ｂは、Ｍ_２３Ｃ_６粒子に溶け込むことで、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長を抑制し、溶接金属のクリープ破断特性を改善する元素である。こうした効果を発揮させるために、本発明ではＢ量を０．００１％以上とする。Ｂ量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１１％以上である。しかしＢを過剰に添加すると、溶接金属の強度が過大に上昇し、所定の靭性が確保できなくなる。したがって本発明では、Ｂ量は０．１００％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．０９０％以下、より好ましくは０．０８０％以下である。なお、Ｂは、被覆剤から添加する場合は他の金属原料に含有させて添加することができる。

また、本発明の被覆アーク溶接棒は、上記合金元素に加えて、更に他の元素として、下記（ａ）〜（ｃ）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有してもよい。
（ａ）Ｔｉ：０％超、０．０３％以下。
（ｂ）Ｃｕ：０％超、０．２５％以下。
（ｃ）Ａｌ：０％超、１．５％以下。

Ｔｉは必須元素ではないが、ＭＸ（炭窒化物）を形成し、溶接金属のクリープ破断特性の改善に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００３％以上である。しかしＴｉを過剰に含有すると、溶接金属の強度が過大に上昇し、靭性が劣化することがある。したがって本発明では、Ｔｉ量は０．０３％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。

Ｃｕは必須元素ではないが、溶接時にδフェライトの生成を抑制する作用を有する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０２５％以上である。しかしＣｕを過剰に含有すると、帯状にフェライトが細長く成長した組織（フェライトバンドと呼ばれることがある。）の生成が助長され、溶接金属のクリープ破断特性や靭性が劣化することがある。したがって本発明では、Ｃｕ量は０．２５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。

Ａｌは必須元素ではないが、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０２５％以上である。しかし、Ａｌを過剰に含有すると粗大な酸化物を生成し、脆性破壊の起点となって溶接金属の靭性が低下することがある。したがって本発明では、Ａｌ量は１．５％以下とすることが好ましい。Ａｌ量は、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．１％以下である。

本発明の被覆アーク溶接棒の残部は、ガス発生剤、スラグ形成剤、アーク安定剤、鉄および不可避不純物であることが好ましい。また、本発明の被覆アーク溶接棒は、ガス発生剤、スラグ形成剤およびアーク安定剤として、金属炭酸塩、金属弗化物、ＳｉＯ_２およびアルカリ金属酸化物を含有することが好ましい。
なお、金属炭酸塩としては、例えばＣａＣＯ_３などを添加することができる。金属弗化物としては、例えばＣａＦ_２などを添加することができる。アルカリ金属酸化物としては、例えばＮａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏなどを添加することができる。ただし、金属炭酸塩、金属弗化物およびアルカリ金属酸化物はこれら例示に何ら限定されるものではなく、ガス発生剤、スラグ形成剤またはアーク安定剤として被覆アーク溶接棒の被覆剤に通常添加されうるものであれば、本発明の効果を阻害しない限りにおいて例外なく適用できる。

本発明の被覆アーク溶接棒全質量当たりの金属炭酸塩の含有量は特に限定されないが、例えば、５〜２２質量％である。
また、本発明の被覆アーク溶接棒全質量当たりの金属弗化物の含有量も特に限定されないが、例えば、２〜１２質量％である。
また、本発明の被覆アーク溶接棒全質量当たりのＳｉＯ_２の含有量も特に限定されないが、例えば、５〜１２質量％である。
また、本発明の被覆アーク溶接棒全質量当たりのアルカリ金属酸化物の含有量も特に限定されないが、例えば、４〜１２質量％である。

本発明の被覆アーク溶接棒に占める被覆剤の割合は、特に限定されるものではないが、被覆アーク溶接棒全質量に対して、例えば２０〜４０質量％とする。

また、本発明の被覆アーク溶接棒は、例えば以下のようにして製造することができる。
まず、被覆剤を珪酸ソーダ、珪酸カリで代表される水ガラス等の粘結剤により、鋼心線の周囲に通常の溶接棒塗装機により被覆塗装する。その後、水分を除去するため、例えば４００〜５５０℃で焼成する。

本発明の被覆アーク溶接棒によれば、クリープ破断特性および靭性に優れた溶接金属を得ることができる。ここで、当該溶接金属は、以下の要件を満たしていることが好ましい。

（溶接金属のマトリクス粒内に存在する固溶Ｂ濃度：０．０００８質量％以下）
溶接金属のマトリクス粒内に存在する固溶Ｂ濃度（Ｂ_Ｍ）を０．０００８質量％以下に制御することにより、高温でのＭ_２３Ｃ_６粒子の粗大化に寄与するＢの供給が抑制され、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長が抑制されて、クリープ破断時間が長時間化されるため、好ましい。Ｂ_Ｍは、より好ましくは０．０００５質量％以下、さらに好ましくは０．０００３質量％以下である。

（溶接金属のマトリクス粒界に存在する偏析Ｂの面密度（Ｂ_ＧＢ）：３．０個／ｎｍ^２以下）
溶接金属のマトリクス粒界に存在する偏析Ｂの面密度（Ｂ_ＧＢ）を３．０個／ｎｍ^２以下に制御することにより、高温でのＭ_２３Ｃ_６粒子の粗大化に寄与するＢの供給が抑制され、Ｍ_２３Ｃ_６粒子のオストワルド成長が抑制されて、クリープ破断時間を長時間化されるため、好ましい。Ｂ_ＧＢは、より好ましくは２．０個／ｎｍ^２以下、さらに好ましくは１．０個／ｎｍ^２以下である。

（溶接金属中のＯ量：０．０８０％以下）
Ｏは、酸化物を形成する元素であり、Ｏを過剰に含有すると酸化物が粗大化し、脆性破壊の起点となって靭性が低下するため、溶接金属中のＯ量は０．０８０％以下であることが好ましい。Ｏ量は、より好ましくは０．０７５％以下、さらに好ましくは０．０７０％以下である。Ｏ量が低いほど、靭性がいっそう改善されるが、通常、０．０３０〜０．０６０％程度は含有される。

また、上記溶接金属は、下記式（１）の関係を満足することが好ましい。
（［Ｖ］×［Ｂ］／［Ｎ］）×１００≧０．４２（１）
（式中、［Ｖ］、［Ｂ］及び［Ｎ］は、それぞれ、溶接金属中におけるＶ、Ｂ及びＮの含有量を表す。）

その理由は、以下のとおりである。
すなわち、Ｂは、Ｍ_２３Ｃ_６粒子に溶けこむことで当該粒子のオストワルド成長を抑制するが、ＢＮとして生成するＢが増えると、Ｍ_２３Ｃ_６粒子に溶けこむＢ量が十分確保できなくなる。また、Ｎは、まずＶを含む炭窒化物として生成し、残余のＮがＢＮを形成する。よって、Ｍ_２３Ｃ_６粒子に溶けこむＢ量を確保するためには、Ｂを所定量添加したうえで、Ｖを含む炭窒化物を十分に析出させる必要がある。
以上の観点より、上記溶接金属においては、Ｘ＝（［Ｖ］×［Ｂ］／［Ｎ］）×１００が０．４２以上であることが好ましい。Ｘが０．４２未満であると、ＢＮの生成量が増え、Ｍ_２３Ｃ_６粒子に溶けこむＢが減少する結果、当該粒子のオストワルド成長が十分に抑制できなくなる。Ｘは、より好ましくは０．４４以上であり、さらに好ましくは０．４５以上である。

以下に、実施例を挙げて本発明をさらに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く、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することが可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

下記表１に示す成分組成を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる母材を用い、また、下記表２に示す成分組成を満足する被覆アーク溶接棒を用い、後述の溶接条件にて下記表３に示す成分組成を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属を作製し、各種特性を評価した。
また、表３中の各成分量における「−」は、含有量が不純物レベルであることを表す。

＜溶接条件＞
溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
母材板厚：２０ｍｍ
開先角度：２０°（Ｖ字）
ルート間隔：１６ｍｍ
溶接姿勢：下向き
溶接棒径：φ４．０ｍｍ
入熱条件：約２．２ｋＪ／ｍｍ（１５０Ａ−２４Ｖ、８〜１２ｃｍ／分）
積層方法：１層２パス
予熱・パス間温度：２００〜４００℃

（δフェライトの有無）
得られた溶接ままの溶接金属から、溶接方向に垂直な断面が観察できるように試験片を採取し、試験片の断面を塩化第二鉄エッチング液により腐食し、光学顕微鏡により倍率４００倍で金属組織を観察した。全断面においてδフェライトが観察されなかった場合を「δフェライト無し」と判定し、合格と評価した。全断面においてδフェライトが１つでも観察された場合を「δフェライト有り」と判定し、不合格と評価した。判定結果を下記表４に示す。

次に、溶接して得られた溶接金属に、保持温度：７００〜８００℃、保持時間：２〜１０ｈの条件で溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行い、溶接金属の特性を評価した。結果を下記表４に示す。

（マトリクス粒内に存在する固溶Ｂ濃度及びマトリクス粒界に存在する偏析Ｂの面密度）
溶接後熱処理後の溶接金属から、溶接方向に垂直な面が観察できるよう試験片を採取し、試験片の断面を塩化第二鉄エッチング液により腐食し、光学顕微鏡により倍率４００倍で金属組織を観察した。集束イオンビーム装置（ＦＥＩ社製のＨｅｌｉｏｓ−６００）を用いて、粒界を含む針状試験片、及び、粒界を含まない（粒内のみ）針状試験片を作製し、３次元アトムプローブ（ＣＡＭＥＣＡ社製のＬＥＡＰ３０００ＨＲ）により、測定温度５０Ｋ、パルスフラクション１５％の条件で測定を実施した。得られたデータを、解析ソフトＩＶＡＳにより解析した。より詳細には、以下のようにして測定及び分析を実施した。

マトリクス粒内に存在する固溶Ｂ濃度（Ｂ_Ｍ）については、粒界を含まない（粒内のみ）試験片の測定データを使用した。すなわち、炭素が均一に分布している領域をマトリクス粒内と判定し、検出された総原子数から、バックグラウンドノイズを除去した後、Ｂ濃度を求めた。なお、アトムプローブで測定される濃度は原子数％であるが、評価に際しては質量％に変換した。結果を下記表４に示す。

マトリクス粒界に存在する偏析Ｂの面密度（Ｂ_ＧＢ）については、粒界を含む試験片の測定データを使用した。図１〜図３を参照して、ある溶接金属の試験片についてのマトリクス粒界に存在する偏析Ｂの面密度（Ｂ_ＧＢ）を測定するための手法を説明する。まず、図１に示されるような原子マップから、ＣやＣｒといった合金元素の原子濃度の高い面状領域を粒界面と判定した。そして、図２に示すように、粒界面に垂直に、粒界面を貫通するように、底面の半径が５ｎｍの円柱状の分析領域（以下、単に「円柱」ともいう）を設定し、当該円柱の片側の端より、長軸方向に長さ０．５ｎｍごとの領域に含まれる原子濃度を測定し、図３に示されるプロファイルを作成した。つづいて、ＣやＣｒといった合金元素濃度の高い領域内に含まれるＢ原子数を円柱の底面積（円の面積）で除算することで、偏析Ｂの面密度を算出した。結果を下記表４に示す。

次に、溶接後熱処理を施した溶接金属の特性として、クリープ破断特性および靭性を評価した。

＜クリープ破断特性＞
溶接後熱処理を施した溶接金属の板厚中央部から、図４に基づいて溶接線方向に標点距離が３０ｍｍで、φ６．０ｍｍのクリープ試験片を採取し、６７５℃で、１００ＭＰａの条件でクリープ試験を行い、試験片が破断するまでの時間を測定した。図４においてＴは母材の板厚を示している。破断時間Ｔｒが４００時間を超える場合をクリープ破断特性に優れると判定し、合格と評価した。

＜靭性＞
溶接後熱処理を施した溶接金属の板厚中央部から、図５に基づいて溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。図５においてＴは母材の板厚を示している。シャルピー衝撃試験片は、ＪＩＳＺ３１１１に規定される４号Ｖノッチ試験片を採取した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２４２の要領で、２０℃で行い、吸収エネルギーを測定した。測定は３回行い、測定した吸収エネルギーの平均値（ｖＥ_２０℃）を求めた。結果を下記表４に示す。平均値（ｖＥ_２０℃）が４１Ｊ以上となる溶接金属を靭性に優れると評価した。

例１〜２０のうち、例１〜１３は実施例であり、例１４〜２０は比較例である。

例１４では、被覆アーク溶接棒中のＶ量が０．０１％と低かったため、得られた溶接金属はクリープ破断特性に劣っていた。
例１５では、被覆アーク溶接棒中のＮｉ量が０．６２％と高かったため、得られた溶接金属はクリープ破断特性に劣っていた。
例１６では、被覆アーク溶接棒中のＳｉ量が０．２２％と低く、またＭｎ量が０．０５％と低かったため、得られた溶接金属は靱性に劣っていた。
例１７では、被覆アーク溶接棒中のＳｉ量が１．１０％と高く、Ｎｂ量が０．０９２％と高く、またＢ量が０．１１０％と高かったため、得られた溶接金属は靱性に劣っていた。
例１８では、被覆アーク溶接棒中のＣｒ量が１３．６７％と高かったため、得られた溶接金属ではδフェライトが生成し、またクリープ破断特性及び靱性に劣っていた。
例１９では、被覆アーク溶接棒中のＷ量が２．１％と高く、またＢを含有していなかったため、得られた溶接金属ではδフェライトが生成し、またクリープ破断特性及び靱性に劣っていた。
例２０では、被覆アーク溶接棒中のＣｏ量が０．４９％と低く、またＢを含有していなかったため、得られた溶接金属ではδフェライトが生成し、またクリープ破断特性に劣っていた。

一方、被覆アーク溶接棒が本発明の規定を満足する例１〜１３では、溶接金属中にδフェライトが生成せず、またクリープ破断特性及び靭性に優れていた。

Claims

被覆剤を鋼心線外周に被覆してなる被覆アーク溶接棒であって、
前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜１．１％、
Ｎｉ：０％以上、０．５％以下、
Ｃｒ：３〜１２％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５５％、
Ｖ：０．０２〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０９％、
Ｃｏ：０．５５〜２．２０％、
Ｗ：０．４〜２．０％、
Ｎ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．００１〜０．１００％を含有し、
残部がガス発生剤、スラグ形成剤、アーク安定剤、鉄および不可避不純物からなる被覆アーク溶接棒。
前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、
Ｔｉ：０％超、０．０３％以下
をさらに含有する請求項１に記載の被覆アーク溶接棒。
前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、
Ｃｕ：０％超、０．２５％以下
をさらに含有する請求項１または２に記載の被覆アーク溶接棒。
前記被覆剤および前記鋼心線の一方又は双方の中に、前記被覆アーク溶接棒全質量当たり、合金成分として、質量％で、
Ａｌ：０％超、１．５％以下
をさらに含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の被覆アーク溶接棒。