铁素体系耐热钢用焊接材料、铁素体系耐热钢用焊接接头以及铁素体系耐热钢用焊接接头的制造方法

技术领域

本发明涉及焊接材料、焊接接头以及焊接接头的制造方法，更具体而言，涉及铁素体系耐热钢用焊接材料、铁素体系耐热钢用焊接接头以及铁素体系耐热钢用焊接接头的制造方法。

背景技术

近年来，在火力发电中，为了提高热效率，正在推进蒸汽条件的高温高压化。计划将来在650℃、350气压这样的超超临界压力条件下进行作业。铁素体系耐热钢比奥氏体系耐热钢、Ni基耐热钢便宜。并且，铁素体系耐热钢作为耐热钢，具有热膨胀系数小的优点。因此，铁素体系耐热钢被广泛地用于高温高压环境中。

日本特开平4-371551号公报(专利文献1)、日本特开平4-371552号公报(专利文献2)和日本特开2002-241903号公报(专利文献3)中提出了能够应对如上所述的将来严苛化的条件的铁素体系耐热钢。专利文献1和专利文献2中公开的铁素体系耐热钢在优化W和Mo含量的同时，还含有Co和B。由此，这些文献中的铁素体系耐热钢具有高强度。另外，专利文献3中公开的铁素体系耐热钢材通过积极利用在马氏体板条界面析出的M₂₃C₆碳化物和金属间化合物相而具有高强度。

但是，铁素体系耐热钢有时会被焊接而作为焊接接头用于结构物中。此时，焊接接头的焊接热影响区(以下称为HAZ)的蠕变强度可能下降。因此，日本特开2004-300532号公报(专利文献4)、日本特开2010-7094号公报(专利文献5)和国际公开第2008/149703号(专利文献6)提出一种抑制了HAZ中的蠕变强度降低的铁素体系耐热钢。专利文献4中公开的铁素体系耐热钢通过含有0.003～0.03质量％的B来抑制HAZ中的细粒化。由此，抑制了HAZ中的蠕变强度降低。专利文献5和专利文献6中公开的铁素体系耐热钢在含有大量的B的同时，根据焊接线能量或B含量来调整C含量。由此，在抑制HAZ中的强度下降的同时，抑制了焊接时的液化裂纹。

焊接含有大量的B的铁素体系耐热钢时，一般使用焊接材料。使用市售的Ni基耐热合金用焊接材料(例如，JIS Z 3334(2011)SNi6082)形成的焊接金属具有高的蠕变强度和韧性。但是，焊接时，尤其是在母材的稀释大的初层焊接部中，B会自母材流入至焊接金属中。此时，有时会产生凝固裂纹。因此，对于用于焊接含有B的铁素体系耐热钢的焊接材料，不仅要求在焊接金属中的高的蠕变强度和韧性，还要求抑制焊接时的凝固裂纹。

日本特开平8-187592号公报(专利文献7)、日本特开平9-308989号公报(专利文献8)和日本特开平9-122971号公报(专利文献9)提出了一种蠕变强度、韧性和焊接性优异的铁素体系耐热钢用焊接材料。专利文献7的焊接材料含有0.0005～0.006质量％的B，且(Mo+W)/(Ni+Co)为0.045～2.0。专利文献8的焊接材料在任意含有0.0005～0.006质量％的B的同时，(Mo+W)/(Ni+Co)和(0.5×Co+0.5×Mn+Ni)在规定的范围内，进而，Cr当量在规定范围内。专利文献9的焊接材料可以任意含有0.02质量％以下的B，进而Mn含量为(0.0925-12.5〔％S〕)％～2.0％，(Al+O)为0.02％以下。

然而，将这些焊接材料用于含有大量的B的铁素体系耐热材料的焊接中时，有时无法稳定得到焊接金属的充分的蠕变强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平4-371551号公报

专利文献2：日本特开平4-371552号公报

专利文献3：日本特开2002-241903号公报

专利文献4：日本特开2004-300532号公报

专利文献5：日本特开2010-7094号公报

专利文献6：国际公开第2008/149703号

专利文献7：日本特开平8-187592号公报

专利文献8：日本特开平9-308989号公报

专利文献9：日本特开平9-122971号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明的目的在于，提供一种在焊接含有B的铁素体系耐热钢时，能够形成具有高的蠕变强度和韧性的焊接金属的铁素体系耐热钢用焊接材料、铁素体系耐热钢用焊接接头、以及铁素体系耐热钢用焊接接头的制造方法。

用于解决问题的方案

本发明的铁素体系耐热钢用焊接材料具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.06～0.10％、Si：0.1～0.4％、Mn：0.3～0.7％、P：0.01％以下、S：0.003％以下、Co：2.6～3.4％、Ni：0.01～1.10％、Cr：8.5～9.5％、W：2.5～3.5％、Mo：不足0.01％、Nb：0.02～0.08％、V：0.1～0.3％、Ta：0.02～0.08％、B：0.007～0.015％、N：0.005～0.020％、Al：0.03％以下、O：0.02％以下、Cu：0～1％、Ti：0～0.3％、Ca：0～0.05％、Mg：0～0.05％、以及稀土元素：0～0.1％，余量为Fe和杂质，且满足式(1)。

0.5≤Cr+6Si+1.5W+11V+5Nb+10B－40C－30N－4Ni－2Co－2Mn≤10.0(1)

其中，在式(1)中的各元素记号处带入对应的元素的含量(质量％)。

本发明的焊接接头具备具有上述的化学组成的铁素体系耐热钢用焊接金属、以及由含有B的铁素体系耐热钢制成的母材。

本发明的焊接接头的制造方法包括如下工序：形成焊接金属的工序，使用上述的铁素体系耐热钢用焊接材料，以6～20kJ/cm的焊接线能量对由铁素体系耐热钢制成的母材实施钨极惰性气体保护焊，从而形成焊接金属；以及，实施热处理的工序，在740～780℃的热处理温度下，对形成于母材上的焊接金属实施相对于每25.4mm的厚度的母材为0.5～4.0小时的热处理。

发明的效果

根据本发明的铁素体系耐热钢用焊接材料，在焊接含有B的铁素体系耐热钢时，能够形成具有高的蠕变强度和韧性的焊接金属。

具体实施方式

本发明人等为了解决上述课题而进行了调查和研究。结果，本发明人等得到了以下见解。

在对由含有B的铁素体系耐热钢制成的母材实施焊接来形成焊接金属时，若焊接金属中含有适量的B，则焊接金属的蠕变强度会提高。认为其理由如下。M₂₃C₆碳化物(M为合金元素)细微地分散于原奥氏体晶界和马氏体板条边界上。该M₂₃C₆碳化物导致马氏体板条的恢复变缓，蠕变强度提高。母材的B含量为0.005～0.020％时，若焊接金属的B含量为0.007％以上，则能够得到与母材同等以上的蠕变强度。

另一方面，若焊接金属中的B含量过高，则虽然能够得到高的蠕变强度，但韧性会下降。认为其理由如下。若B含量过高，则马氏体相变时会发生马氏体板条的急剧伸长。由此束尺寸变大，相对于冲击的断裂单位变大。进而，由于B是铁素体形成元素，因此会促进焊接金属中的δ铁素体的生成，从而焊接金属中的δ铁素体的面积率会增大。认为因此焊接金属的韧性降低。

若满足下述的(A)～(C)，则能够得到可以维持高的韧性的焊接金属。

(A)若使焊接金属的B含量为0.015％以下，则能够抑制马氏体板条的急剧伸长。

(B)焊接金属的化学组成中，定义F1＝Cr+6Si+1.5W+11V+5Nb+10B－40C－30N－4Ni－2Co－2Mn。若F1为10.0以下，则δ铁素体的形成被抑制，焊接金属中δ铁素体的面积率变为0.5％以下。

(C)S在焊接中、焊接后热处理的过程中偏析，使晶界的固着力下降。因此，将S含量设为0.003质量％以下。由此，焊接金属的韧性提高。

基于上述的见解而完成的本实施方式的铁素体系耐热钢用焊接材料具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.06～0.10％、Si：0.1～0.4％、Mn：0.3～0.7％、P：0.01％以下、S：0.003％以下、Co：2.6～3.4％、Ni：0.01～1.10％、Cr：8.5～9.5％、W：2.5～3.5％、Mo：不足0.01％、Nb：0.02～0.08％、V：0.1～0.3％、Ta：0.02～0.08％、B：0.007～0.015％、N：0.005～0.020％、Al：0.03％以下、O：0.02％以下、Cu：0～1％、Ti：0～0.3％、Ca：0～0.05％、Mg：0～0.05％、以及稀土元素：0～0.1％，余量为Fe和杂质，且满足式(1)。

0.5≤Cr+6Si+1.5W+11V+5Nb+10B－40C－30N－4Ni－2Co－2Mn≤10.0(1)

其中，在式(1)中的各元素记号处带入对应的元素的含量(质量％)。

上述焊接材料的化学组成也可以含有选自第1组～第3组中的1种或2种以上的元素。

第1组：Cu：0.05～1.00％、

第2组：Ti：0.02～0.30％、

第3组：Ca：0.001～0.050％、Mg：0.001～0.050％、以及稀土元素：0.001～0.10％以下

上述焊接材料中的δ铁素体的面积率优选为0.5％以下。

根据本发明的焊接接头，其具备具有上述的化学组成的焊接金属、和由铁素体系耐热钢制成的母材。母材具有以质量％计含有Cr：8～10％、Co：2～4％、W：2～4％，和B：0.005～0.020％的化学组成。

上述母材的化学组成可以为：以质量％计含有C：0.04～0.12％、Si：0.05～0.60％、Mn：0.1～0.8％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Co：2～4％、Ni：0～0.4％、Cr：8～10％、W：2～4％、Nb和/或Ta：合计0.02～0.18％、V：0.05～0.40％、B：0.005～0.020％、Nd：0.01～0.06％、N：0.002～0.025％、Al：0.03％以下、和O：0.02％以下，余量为Fe和杂质。上述母材的化学组成也可以含有Ni：0.05～0.4％。上述焊接金属中的δ铁素体的面积率例如为0.5％以下。

根据本发明的焊接接头的制造方法，其包括以下工序：形成焊接金属的工序，使用上述的铁素体系耐热钢用焊接材料，以6～20kJ/cm的焊接线能量对母材实施钨极惰性气体保护焊，从而形成焊接金属，所述母材由具有以质量％计含有Cr：8～10％、Co：2～4％、W：2～4％、和B：0.005～0.020％的化学组成的铁素体系耐热钢制成；以及，实施热处理的工序，在740～780℃的热处理温度下，对形成于母材上的焊接金属实施相对于每25.4mm的厚度的母材为0.5～4.0小时的热处理。

以下，对根据本发明的铁素体系耐热钢用焊接材料、焊接接头以及焊接接头的制造方法进行详细说明。对于涉及元素的“％”，只要没有特别说明，就表示质量％。

[铁素体系耐热钢用焊接材料的化学组成]

本实施方式的铁素体系耐热钢用焊接材料的化学组成含有下述的元素。

C：0.06～0.10％

碳(C)抑制焊接金属的δ铁素体生成，使焊接金属的主要组织为马氏体组织。C还在高温使用时生成微细的碳化物(M₂₃C₆碳化物)，提高蠕变强度。若C含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若C含量过高，则会大量析出粗大的碳化物，焊接金属的韧性会下降。因此，C含量为0.06～0.10％。C含量的优选下限为0.07％。C含量的优选上限为0.09％。

Si：0.1～0.4％

硅(Si)使钢脱氧。Si还会提高焊接金属的耐水蒸汽氧化特性。若Si含量若过低，则无法得到这些效果。另一方面，若Si含量过高，则会促进δ铁素体的生成，焊接金属的韧性会下降，且蠕变延性也会降低。因此，Si含量为0.1～0.4％。Si含量的优选下限为0.25％。Si含量的优选上限为0.35％。

Mn：0.3～0.7％

锰(Mn)与Si同样地使钢脱氧。Mn还会促进焊接金属的组织的马氏体化。若Mn含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若Mn含量过高，则焊接金属中会变得容易发生蠕变脆化。因此，Mn含量为0.3～0.7％。Mn含量的优选下限为0.4％。Mn含量的优选上限为0.6％。

P：0.01％以下

磷(P)为杂质。P降低焊接金属的韧性。因此，P含量为0.01％以下。P含量的优选上限为0.008％。P含量优选尽量低。但是，从材料成本的角度出发，P含量的优选下限为0.0005％。

S：0.003％以下

硫(S)为杂质。S在含有B的焊接金属中的原奥氏体晶界和板条界面上偏析，降低晶界和板条界面的固着力。因此，焊接金属的韧性会下降。因此，S的含量为0.003％以下。S含量的优选上限为不足0.002％，进一步优选为不足0.0015％。S含量优选尽量低。但是，从效果和材料成本的角度出发，S含量的优选下限为0.0002％。

Co：2.6～3.4％

钴(Co)抑制δ铁素体的生成，对于得到马氏体组织而言是有效的。与母材不同，焊接金属未进行调质处理，因此为了充分获得上述效果的Co含量的下限为2.6％。另一方面，若Co含量过高，则反而蠕变强度会下降，蠕变延性也下降。进而，由于Co为昂贵的元素，因此材料成本会上升。因此，Co含量为2.6～3.4％。Co含量的优选下限为2.8％。Co含量的优选上限为3.3％。

Ni：0.01～1.10％

镍(Ni)抑制δ铁素体的生成，对于得到马氏体组织而言是有效的。Ni还会提高焊接金属的韧性。若Ni含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若Ni含量过高，则蠕变延性会下降。进而，由于Ni为昂贵的元素，因此材料成本会上升。因此，Ni含量为0.01～1.10％。Ni含量的优选下限为0.04％。Ni含量的优选上限为1.00％。

Cr：8.5～9.5％

铬(Cr)提高焊接金属的耐水蒸汽氧化性和耐腐蚀性。Cr还会在高温下使用中以碳化物的形式析出，提高蠕变强度。若Cr含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若Cr含量过高，则碳化物的稳定性会下降，蠕变强度会下降。若Cr含量过高，还会促进δ铁素体的生成，韧性会下降。因此，Cr含量为8.5～9.5％。Cr含量的优选下限为8.7％。Cr含量的优选上限为9.3％。

W：2.5～3.5％

钨(W)固溶于基体中，或在长时间使用过程中以金属间化合物的形式析出，提高焊接金属在高温下的蠕变强度。若W含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若W含量过高，则会生成大量的析出物。进而，会促进δ铁素体的生成，焊接金属的韧性会下降。因此，W含量为2.5～3.5％。W含量的优选下限为2.7％。W含量的优选上限为3.3％。

Mo：不足0.01％

钼(Mo)在本发明的焊接材料中为杂质。Mo固溶于基体中，提高焊接金属的蠕变强度。但是，Mo容易凝固偏析，降低含有W的金属间化合物和碳化物的长期稳定性。因此，Mo含量优选尽量低，为不足0.01％。

Nb：0.02～0.08％

铌(Nb)在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的碳氮化物的形式析出，提高焊接金属的蠕变强度。若Nb含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若Nb含量过高，则会大量析出粗大的碳氮化物，蠕变强度和蠕变延性会下降。进而，会促进δ铁素体的生成，焊接金属的韧性会下降。因此，Nb含量为0.02～0.08％。Nb含量的优选下限为0.03％。Nb含量的优选上限为0.07％。

V：0.1～0.3％

钒(V)与Nb同样地在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的碳氮化物的形式析出，提高焊接金属的蠕变强度。若V含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若V含量过高，则会大量析出粗大的碳氮化物，蠕变强度和蠕变延性会下降。进而，会促进δ铁素体的生成，焊接金属的韧性会下降。因此，V含量为0.1～0.3％。V含量的优选下限为0.15％。V含量的优选上限为0.25％。

Ta：0.02～0.08％

钽(Ta)与Nb和V同样地在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的碳氮化物的形式析出，提高焊接金属的蠕变强度。若Ta含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若Ta含量过高，则会大量析出粗大的碳氮化物，蠕变强度和蠕变延性会下降。因此，Ta含量为0.02～0.08％。Ta含量的优选下限为0.03％。Ta含量的优选上限为0.07％。

B：0.007～0.015％

硼(B)提高淬火性，对于在焊接金属中得到马氏体组织而言是有效的。B还会在高温下的使用过程中使碳化物在原奥氏体边界和马氏体板条边界上微细分散，抑制组织的恢复，提高蠕变强度。若B含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若B含量过高，则马氏体相变时马氏体板条会急剧伸长，断裂单位变大。进而，会促进δ铁素体的生成。由此，焊接金属的韧性极度降低。因此，B含量为0.007～0.015％。B含量的优选下限为0.009％。B含量的优选上限为0.012％。

N：0.005～0.020％

氮(N)在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的氮化物的形式微细地析出，提高蠕变强度。N还会抑制δ铁素体的生成。若N含量过低，则无法得到这些效果。另一方面，若N含量过高，则焊接金属的凝固时会析晶出粗大的氮化物，焊接金属的韧性会下降。因此，N含量为0.005～0.020％。N含量的优选下限为0.008％。N含量的优选上限为0.015％。

Al：0.03％以下

铝(Al)使钢脱氧。若Al含量过低，则无法得到该效果。另一方面，若Al含量过高，则清洗性会下降，焊接材料的加工性和焊接金属的韧性会下降。进而，焊接金属的蠕变强度会下降。因此，Al含量为0.03％以下。Al含量的优选上限为0.01％。若考虑制造成本，则Al含量的优选下限为0.001％。本说明书中，Al含量表示sol.Al(酸溶Al)。

O：0.02％以下

氧(O)为杂质。若O含量过高，则焊接材料的加工性和焊接金属的韧性会下降。因此，O的含量为0.02％以下。O含量的优选上限为0.01％。若考虑效果和制造成本，则O含量的优选下限为0.001％。

根据本实施方式的铁素体系耐热钢用焊接材料的化学组成的余量为Fe和杂质。此处，杂质是指：工业上制造铁素体系耐热钢用焊接材料时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的、在不对本实施方式的铁素体系耐热钢用焊接材料产生不良影响的范围内允许的物质。

[关于任意元素]

上述的焊接材料还可以含有选自下述的第1组～第3组中的1种或2种以上的元素。以下，对这些元素进行详细说明。

[第1组]

Cu：0～1％

铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。含有时，Cu对马氏体组织的生成是有效的。但是，若Cu含量过高，则焊接金属的蠕变延性会下降。因此，Cu含量为0～1％。Cu含量的优选上限为0.8％。Cu含量的优选下限为0.05％，更优选为0.2％。

[第2组]

Ti：0～0.3％

钛(Ti)为任意元素，也可以不含有。含有时，Ti与Nb、V、和Ta同样地在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的碳氮化物的形式析出，提高焊接金属的蠕变强度。但是，若Ti含量过高，则会在焊接中作为粗大的氮化物析晶出，或在高温下的使用过程中作为粗大的氮化物大量析出，降低焊接金属的韧性。因此，Ti含量为0～0.3％。Ti含量的优选下限为0.02％，更优选为0.05％。

[第3组]

Ca：0～0.05％、

Mg：0～0.05％、和

稀土元素(REM)：0～0.1％

钙(Ca)、镁(Mg)、以及稀土元素(REM)为任意元素，也可以不含有。含有时，这些元素提高焊接材料制造时的热加工性。但是，若这些元素的含量过高，则这些元素会与氧结合，降低焊接金属的清洗性。此时，焊接金属的热加工性降低。因此，Ca含量为0～0.05％，Mg含量为0～0.05％，REM含量为0～0.1％。Ca含量和Mg含量的优选下限分别为0.001％，进一步优选分别为0.002％。Ca含量和Mg含量的优选上限分别为0.02％。REM含量的优选下限为0.001％，进一步优选为0.003％。REM含量的优选上限为0.06％。

本说明书中的REM含有Sc、Y和镧系元素(原子序数57号的La～71号的Lu)中的至少1种以上。REM含量表示这些元素的总含量。

[关于式(1)]

上述化学组成进一步满足式(1)。

0.5≤Cr+6Si+1.5W+11V+5Nb+10B－40C－30N－4Ni－2Co－2Mn≤10.0(1)

定义F1＝Cr+6Si+1.5W+11V+5Nb+10B－40C－30N－4Ni－2Co－2Mn。F1是蠕变强度和δ铁素体量的指标。具体而言，若F1过低，则无法得到充分的蠕变强度，蠕变强度低。另一方面，若F1过高，则δ铁素体的生成量会增加，焊接金属的组织中的δ铁素体的面积率会超过0.5％。此时，焊接金属的韧性会下降。因此，F1为0.5～10.0。F1的优选下限为1.0。F1的优选上限为9.0。

[关于焊接材料]

本发明的铁素体系耐热钢用焊接材料通过公知的制造方法制造。焊接材料例如被加工成焊条、钨极惰性气体保护焊用的填充焊丝、被覆电弧焊用的焊条的芯线等。

[焊接材料的组织的δ铁素体的面积率]

焊接材料的组织虽然主要由回火马氏体组织构成，但组织中的δ铁素体的面积率需要为0.5％以下。δ铁素体的面积率高时、即δ铁素体量多时，焊接材料在高温下加工时会混杂变形能力不同的组织。其结果，加工性会下降。进而，若将使用本发明的焊接材料而得到的焊接金属的δ铁素体的面积率设为0.5％以下，则能够得到高的韧性。为了稳定地得到这些效果的δ铁素体的面积率的优选上限为0.3％，进一步优选为0.1％。

δ铁素体的面积率通过下述方法测定。从焊接材料的任意的位置采取横截面样品。对所采取的样品的表面进行研磨。研磨后，使用盐酸苦味酸酒精(Vilella)试剂，对研磨的样品表面进行蚀刻。使用光学显微镜(观察倍率100倍、观察视野650μm×860μm)，在任意的5个视野中，确定蚀刻的表面上的δ铁素体。确定时例如使用公知的图像处理软件。由于被蚀刻的各组织(马氏体、δ铁素体等)的对比度不同，因此可以根据对比度确定δ铁素体。将各视野中所确定的δ铁素体的总面积除以5个视野的总面积(观察视野650μm×860μm×5)而得到的值定义为焊接材料中的δ铁素体的面积率(％)。

[关于焊接接头]

若使用本发明的铁素体系耐热钢用焊接材料，将后述的铁素体系耐热钢作为母材进行焊接，则可以制造具备焊接金属和铁素体系耐热钢的母材的焊接接头。该焊接接头具有优异的蠕变强度和韧性。以下，对焊接接头的母材和焊接金属进行详细说明。

[关于母材]

母材由铁素体系耐热钢制成。母材的化学组成含有下述的元素。

Cr：8～10％

铬(Cr)与在焊接材料中时一样，提高母材在高温下的耐水蒸汽氧化性和耐腐蚀性。Cr还会在高温下的使用过程中以碳化物的形式析出，提高母材的蠕变强度。若Cr含量过低，则无法得到这些效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，Cr含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若Cr含量过高，则碳化物的稳定性会下降，母材的蠕变强度会下降。因此，Cr含量为8～10％。Cr含量的优选下限为8.5％。Cr含量的优选上限为9.5％。

Co：2～4％

钴(Co)将母材的组织变为马氏体组织，对于提高蠕变强度而言是有效的。若Co含量过低，则无法得到该效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，Co含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若Co含量过高，则母材的蠕变强度和蠕变延性会下降。进而，由于Co是昂贵的元素，因此材料成本会上升。因此，Co含量为2～4％。Co含量的优选下限为2.5％，Co含量的优选上限为3.5％。

W：2～4％

钨(W)与在焊接材料中时一样，固溶于母材的基体中，或在长时间使用过程中以金属间化合物的形式析出，提高高温下的蠕变强度。若W含量过低，则无法得到该效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，W含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若W含量过高，则上述效果会饱和。因此，W含量为W：2～4％。W含量的优选下限为2.5％。W含量的优选上限为3.5％。

B：0.005～0.020％

硼(B)与在焊接材料中时一样，提高淬火性，对于得到马氏体组织而言是有效的。B还在高温下的使用过程中使碳化物在原奥氏体边界、马氏体板条边界上微细分散，抑制组织的恢复，提高蠕变强度。若B含量过低，则无法得到该效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，B含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若B含量过高，则与焊接金属中时同样地，韧性会下降。因此，B含量为0.005～0.020％。B含量的优选下限为0.007％。B含量的优选上限为0.015％。

母材若含有上述的元素，则母材在高温区域中具有高的蠕变强度和韧性。

优选上述母材的化学组成进一步含有下述的元素，余量为Fe和杂质。此处，杂质是指：工业上制造铁素体系耐热钢用焊接材料时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的、在不对本实施方式的由铁素体系耐热钢制成的母材产生不良影响的范围内允许使用的物质。

C：0.04～0.12％

碳(C)对于得到马氏体组织而言是有效的。C还会在高温使用时生成微细的碳化物，提高母材的蠕变强度。若C含量过低，则无法得到这些效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，C含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，C含量若过高，则提高蠕变强度的效果会饱和。因此，C含量为0.04～0.12％。C含量的优选下限为0.06％。C含量的优选上限为0.10％。

Si：0.05～0.60％

硅(Si)使钢脱氧。Si还会提高母材的耐水蒸汽氧化特性。若Si含量过低，则无法得到这些效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，Si含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若Si含量过高，则母材的蠕变延性和韧性会下降。因此，Si含量为0.05～0.60％。Si含量的优选下限为0.10％。Si含量的优选上限为0.40％。

Mn：0.1～0.8％

锰(Mn)与Si同样地使钢脱氧。Mn还会使母材的组织变为马氏体。若Mn含量过低，则无法得到这些效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，Mn含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若Mn含量过高，则会变得容易发生蠕变脆化。因此，Mn含量为0.1～0.8％。Mn含量的优选下限为0.2％。Mn含量的优选上限为0.7％。

P：0.02％以下

磷(P)为杂质。若P含量过高，则蠕变延性会下降。因此，P含量为0.02％以下。P含量的优选上限为0.018％。P含量优选尽量低。但是，若考虑材料成本，则P含量的优选下限为0.0005％。

S：0.01％以下

硫(S)为杂质。若S含量过高，则蠕变延性会下降。因此，S含量为0.01％以下。S含量的优选上限为0.005％。S含量优选尽量低。但是，若考虑材料成本，则P含量的优选下限为0.0002％。

Nb和/或Ta：合計0.02～0.18％

铌(Nb)和钽(Ta)与在焊接材料中时一样，在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的碳氮化物的形式析出，提高蠕变强度。若Nb和/或Ta含量过低，则无法得到该效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，这些元素的含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若Nb和/或Ta含量过高，则会大量析出粗大的碳氮化物，蠕变强度和蠕变延性会下降。因此，Nb和/或Ta的合计含量为0.02～0.18％。Nb和/或Ta的总含量的优选下限为0.05％。Nb和/或Ta的总含量的优选上限为0.12％。

V：0.05～0.40％

钒(V)与Nb和Ta与同样地在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的碳氮化物的形式析出，提高蠕变强度。若V含量过低，则无法得到该效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，V含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若V含量过高，则会大量析出粗大的碳氮化物，蠕变强度和蠕变延性会下降。因此，V含量为0.05～0.40％。V含量的优选下限为0.10％。V含量的优选上限为0.30％。

Nd：0.01～0.06％

钕(Nd)改善母材的蠕变延性。若Nd含量过低，则无法得到该效果。在无需担心焊接中作为矿渣减少的母材中，可以有效利用Nd的上述效果。另一方面，若Nd含量过高，则热加工性会下降。因此，Nd含量为0.01～0.06％。Nd含量的优选下限为0.02％。Nd含量的优选上限为0.05％。

N：0.002～0.025％

氮(N)在高温下的使用过程中在颗粒内以微细的氮化物的形式微细地析出，提高蠕变强度。若N含量过低，则无法得到该效果。但是，母材与焊接金属不同，凝固偏析被抑制，在调质处理后使用。因此，N含量即使比焊接材料的情况低，也能够得到上述效果。另一方面，若N含量过高，则氮化物会粗大化，蠕变延性会下降。因此，N含量为0.002～0.025％。N含量的优选下限为0.005％。N含量的优选上限为0.015％。

Al：0.03％以下

铝(Al)与在焊接材料中时一样，使钢脱氧。但是，若Al含量过高，则母材的清洗性会下降，加工性会下降。若Al含量过高，还会使蠕变强度下降。因此，Al含量为0.03％以下。Al含量的优选上限为0.01％。若考虑制造成本，则Al含量的优选下限为0.001％。本说明书中，Al含量表示sol.Al(酸溶Al)。

O：0.02％以下

氧(O)与在焊接材料中时一样为杂质。若O含量过高，则母材的加工性会下降。因此，O含量为0.02％以下。O含量的优选上限为0.01％。若考虑材料成本，则O含量的优选下限为0.001％。

上述的母材还可以含有Ni来替代一部分的Fe。

Ni：0～0.4％

镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。含有时，Ni对于得到马氏体组织而言是有效的。但是，若Ni含量过高，则上述效果会饱和。因此，Ni含量为0～0.4％。Ni含量的优选上限为0.2％。Ni含量的优选下限为0.05％，进一步优选为0.1％。

具有以上的化学组成的母材即使在700℃以上的高温区域中也具有优异的延性和蠕变强度。

[关于焊接金属]

焊接金属通过使用上述的铁素体系耐热钢用焊接材料并根据后述的方法进行焊接而形成。本发明的焊接金属具有优异的蠕变强度和韧性。关于焊接金属的化学组成，在焊接金属中的任一个部位上，其均在上述的铁素体系耐热钢用焊接材料的化学组成中记载的各元素含量的范围内。

[焊接金属的组织]

焊接后的焊接金属的组织主要由马氏体构成。焊接金属的组织中的δ铁素体的面积率需要为0.5％以下。δ铁素体的面积率高时、即δ铁素体量多时，裂纹发生的起点会增加，韧性会下降。本发明的焊接金属的组织中的δ铁素体的面积率低至0.5％以下。因此，焊接金属具有高的韧性。δ铁素体的面积率的优选上限为0.3％，进一步优选为0.1％。

δ铁素体的面积率通过下述方法测定。从焊接金属的任意的位置采取样品。对采取的试样的表面进行研磨。研磨后，使用盐酸苦味酸酒精(Vilella)试剂，对研磨的样品表面进行蚀刻。使用光学显微镜(观察倍率100倍、观察视野650μm×860μm)，在任意的5个视野中，确定蚀刻的表面上的δ铁素体。确定时例如使用公知的图像处理软件。由于被蚀刻的各组织(马氏体、δ铁素体等)的对比度不同，因此可以根据对比度确定δ铁素体。将各视野中确定的δ铁素体的总面积除以5个视野的总面积(观察视野650μm×860μm×5)而得到的值定义为焊接金属中的δ铁素体的面积率(％)。

[焊接接头的制造方法]

上述的焊接接头的制造方法包括使用上述铁素体系耐热钢用焊接材料对上述母材进行焊接的工序(焊接工序)、和对焊接后的焊接金属实施热处理的工序(热处理工序)。以下，对各工序进行详细说明。

[焊接工序]

对上述的母材实施焊接来形成焊接金属。母材的形状没有特别限定。母材既可以为钢板，也可以为钢管。

焊接中使用上述的铁素体系耐热钢用焊接材料。作为焊接方法，优选采用钨极惰性气体保护焊。这是因为，钨极惰性气体保护焊在焊接时的氧的混入少，能够抑制焊接金属的清洗性的下降。钨极惰性气体保护焊时的焊接条件如下。

焊接线能量范围：6～20kJ/cm

钨极惰性气体保护焊中，若焊接线能量过低，则根据母材的尺寸形状不同，会变得容易发生融合不良。若焊接线能量过低，还会使冷却速度变得过大，会促进马氏体板条的生长。此时，断裂单位变大，焊接金属的韧性会下降。另一方面，若焊接线能量过高，则含有B的本发明的焊接材料中会产生凝固裂纹。因此，焊接线能量为6～20kJ/cm。焊接线能量的优选下限为8kJ/cm。焊接线能量的优选上限为18kJ/cm。焊接线能量范围只要满足该条件，就容易得到优异的韧性。

[热处理工序]

形成焊接金属后，对焊接金属实施热处理。通过热处理，降低焊接金属的硬度，提高韧性。例如，在含有焊接金属部的焊接部上，配置带式加热器和感应加热器等热处理装置，实施热处理。或者，将整个焊接结构物在加热炉内进行加热。热处理中的热处理温度和该热处理温度下的保持时间(热处理时间)如下。

热处理温度：740～780℃

热处理时间：相对于每25.4mm的厚度的母材为0.5～4.0小时

母材的单位厚度设为在焊接施工基准等中多有规定的25.4mm(1英寸)。若热处理温度过低、或相对于每单位厚度的母材的热处理时间过短，则马氏体组织的回火将变得不充分，无法得到充分的韧性。另一方面，若热处理温度过高，则焊接金属的一部分会超过奥氏体相变温度，韧性会下降。另外，若相对于每单位厚度的母材的热处理时间过长，则回火将变得过度，蠕变强度会下降。因此，热处理温度为740～780℃，热处理时间为相对于每25.4mm的厚度的母材为0.5～4.0小时。此处，关于母材的厚度，在母材为钢板时是板厚，为钢管时是壁厚。热处理时间的优选下限为相对于每25.4mm的厚度的母材为1.0小时，优选的上限为3.0小时。若热处理温度和热处理时间满足该条件，则例如可以令使用上述的铁素体系耐热钢用焊接材料而制造的焊接金属的蠕变断裂时间为3000小时以上，并且容易得到优异的韧性。

实施例

在各种化学组成和制造条件下制造焊接接头，对蠕变强度和韧性进行评价。

[母材的制造]

制造具有表1所示的化学组成的铁水。使用铁水制造铸锭。

[表1]

对铸锭实施热锻和热轧制造钢板。对钢板实施淬火和回火，制造板厚12mm、宽度50mm、长度200mm的母材钢板(以下简称为母材)。淬火中，将钢板在1100℃下保持1小时后，进行空气冷却(空气冷却淬火)。回火中，将淬火后的钢板在770℃下保持1.5小时。

[焊接材料的制造]

制造具有表2所示的化学组成的铁水，使用铁水制造铸锭。对铸锭进行热锻、热轧和机械加工，制造直径2.4mm的填充焊丝。将制造的填充焊丝作为焊接材料。

[表2]

[焊接材料的δ铁素体量的面积率]

从上述的填充焊丝中取截面显微试验片。采用与上述的焊接材料中的δ铁素体量的面积率相同的方法，对该显微试验片进行研磨、腐蚀，使组织显现。在100倍下对任意的5个视野进行观察，求出δ铁素体的面积率。

[焊接接头的制造]

在上述的母材的长度方向上加工出角度为30°、根部厚度为1mm的V形坡口。使一对母材的V形坡口相互对接，使用上述的焊接材料实施焊接。具体而言，通过将Ar作为保护气体的钨极惰性气体保护焊，将焊接材料在坡口内层叠焊接形成焊接金属，制造表3所示的各试验序号的焊接接头。焊接时的初层焊接的线能量和层叠焊接的线能量如表3所示。

[表3]

对得到的焊接接头的焊接金属测定组成。焊接金属的元素组成的测定方法如下。自焊接金属以没有母材混入的方式采取切屑试验片。使用取样切屑，通过电感耦合等离子体发射光谱法、高频燃烧法等进行分析。得到的焊接金属的元素组成如表4和表5所示。其中，表5中的REM含量为除去Nd的REM的总含量。

[表4]

表4

[表5]

表5

对焊接后的焊接接头，通过表3所示的热处理温度和热处理时间实施热处理。具体而言，在表3所示的热处理温度下保持所示的热处理时间后，进行空气冷却。

[熔敷金属的制造]

除上述焊接接头外，另行在各试验序号中，在表3所示的母材的板材上，使用表3所示的焊接材料，利用以Ar作为保护气体的钨极惰性气体保护焊，在表3所示的层叠焊接线能量下进行多层焊接，直到达到12mm的厚度。由此制作熔敷金属。

对制造的熔敷金属，在表3所示的热处理条件下实施热处理。

[蠕变强度评价试验]

从制造的焊接接头中采取圆棒蠕变断裂试验片(称为接头试验片)，使得焊接金属成为平行部的中央。进而，也从熔敷金属中采取圆棒蠕变断裂试验片(称为焊接试验片)。对各试验片，在母材的目标蠕变断裂时间达到约3000小时的650℃、147MPa的试验条件下，对焊接接头和熔敷金属的圆棒蠕变断裂试验片实施蠕变断裂试验。根据试验的结果，通过下述的评价进行蠕变强度判定。将接头试验片在母材(HAZ)处发生断裂，且熔化金属试验片的蠕变断裂时间为5000小时以上的情况评价为“良”。将接头试验片在母材(HAZ)处发生断裂，且熔化金属试验片的蠕变断裂时间为3000小时以上且不足5000小时的情况评价为“合格”。将接头试验片中在焊接金属部分发生断裂、或熔化金属试验片的蠕变断裂时间低于3000小时的情况评价为“不合格”。

[夏比冲击试验]

从上述的焊接接头中，采取3枚在焊接金属上加工出了切口的全尺寸的V切口夏比冲击试验片(切口深度2mm)。对各试验片在0℃下实施根据JIS Z2242(2005)的夏比冲击试验。根据试验结果，如下进行韧性判定。将3枚试验片的夏比冲击试验单个值全部超过27J的情况评价为“良”，将虽然3枚中至少1枚的夏比冲击试验单个值低于27J、但以平均值计满足27J的情况评价为“合格”，将3枚的平均值低于27J的情况评价为“不合格”。

[δ铁素体量的面积率]

从上述的熔敷金属中采取截面显微试验片。通过上述的方法对从熔敷金属中取样的显微试验片进行研磨、腐蚀，使组织显现。在100倍下对任意的5个视野进行观察，求出δ铁素体的面积率。

[试验结果]

将上述各试验的结果一并示于表3中。

参照表3可知，试验序号1～11、16～20和22的焊接材料具有合适的化学组成，且F1值满足式(1)。因此，这些试验序号的焊接金属显示了优异的蠕变强度和韧性。得到的焊接接头也显示了充分的蠕变强度和韧性。

另一方面，试验序号12中使用的焊接材料的焊接线能量过低。因此，夏比冲击值低于27J，韧性不合格。

试验序号13中使用的焊接材料的焊接线能量过高。因此，产生了凝固裂纹。因而未进行试验。

试验序号14中使用的焊接材料的焊接后的热处理温度过低。因此，夏比冲击值低于27J，韧性不合格。

试验序号15中使用的焊接材料的焊接后的热处理温度过高。因此，夏比冲击值低于27J，韧性不合格。

试验序号21中使用的焊接材料的焊接后的热处理时间过短。因此，夏比冲击值低于27J，韧性不合格。

试验序号23中使用的焊接材料的焊接后的热处理时间过长。因此，焊接接头的蠕变试验中焊接金属上发生断裂，并且熔敷金属的蠕变断裂时间未达到作为目标的3000小时，蠕变强度不合格。

试验序号24中使用的符号G的焊接材料的B含量过低。因此，虽然焊接接头的蠕变试验中与HAZ处发生了断裂，但熔敷金属的蠕变断裂时间未达到作为目标的3000小时，蠕变强度不合格。

试验序号25中使用的符号H的焊接材料的B含量过高。因此，虽然蠕变强度优异，但平均夏比冲击值低于27J，韧性不合格。

试验序号26中使用的符号I的焊接材料的F1值过高。因此，由于焊接金属中生成了超过0.5％的δ铁素体，因而夏比冲击值低于27J，韧性不合格。

试验序号27中使用的符号J的焊接材料的F1值过低。因此，焊接接头的蠕变试验中焊接金属处发生了断裂，并且熔敷金属的蠕变断裂时间未达到作为目标的3000小时，未获得目标的蠕变强度。

试验序号28使用的母材中，母材所含有的B含量过低。因此，虽然熔敷金属的蠕变断裂时间满足目标，但如表4和表5的试验序号28所示，焊接接头的焊接金属中，由于所含B量不充分，焊接金属处发生了断裂，结果判断为不合格。

综上所述，很明显只有在满足本发明的技术特征的情况下，焊接金属才能够兼具所需的蠕变强度和韧性，得到的焊接接头也具有充分的蠕变强度和韧性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够得到可以用于含有大量的B的铁素体系耐热钢的焊接的铁素体系耐热钢用焊接材料。进而，通过使用其能够得到蠕变强度和韧性优异的焊接金属和焊接接头。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。但上述实施方式只是用于实施本发明的示例而已。因此，本发明并不限于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内，可以对上述的实施方式进行适当变形后实施。