JP5757466B2

JP5757466B2 - 溶加材及びこれを用いた肉盛金属部材

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Publication number: JP5757466B2
Application number: JP2011177244A
Authority: JP
Inventors: 堀尾　浩次; 浩次堀尾; 加藤　徹; 徹加藤; 知巳山本
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2011-08-12
Filing date: 2011-08-12
Publication date: 2015-07-29
Anticipated expiration: 2031-08-12
Also published as: JP2013039589A

Description

本発明は、溶加材及びこれを用いた肉盛金属部材に関し、特に、連続鋳造用ロールの胴部の如きに肉盛溶接するためのマルテンサイト系ステンレス鋼からなる溶加材及びこの肉盛金属部材に関する。

鉄鋼製品の製造工程の１つである連続鋳造では、タンディッシュから鋳型を介して連続供給される鋼を複数の対向する連続鋳造用ロールの間に挟み込んで搬送しながら冷却水を吹き付けて冷却を行っている。かかる工程で使用される連続鋳造用ロールは、高温の鋼との接触や、冷却水又はその蒸気に曝される過酷な環境下で使用されるため、耐熱性、耐食性、耐摩耗性などが求められる。そこで、一般的には、このような化学的及び機械的性質に優れる１３Ｃｒ−４〜８Ｎｉ系のマルテンサイト系ステンレス鋼からなる肉盛金属部を胴部に肉盛溶接によって与えた複合ロールが用いられている。

例えば、特許文献１では、このような肉盛金属部を与える肉盛溶接用の溶加材を開示している。溶加材は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３３％、Ｓｉ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５〜４．０％、Ｃｒ：１１．５〜１４．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．１０〜０．３０％、Ｗ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有している。つまり、上記した１３Ｃｒ−４〜８Ｎｉ系合金に対してＮｉの添加量を減じている。かかる溶加材は、連続鋳造用ロールの胴部に肉盛溶接されて肉盛溶接部を形成し、５８０〜７００℃の温度範囲で熱処理を施すことで、高い耐熱性と耐摩耗性をロールに付与できるとしている。この主因として、Ｎｉの添加量を減じたことでＡc₁点が上昇し、高かった自己変態応力が減じられて、熱疲労亀裂による表層の防食皮膜の破壊を抑制できることを述べている。

また、特許文献２では、１３Ｃｒ−４〜８Ｎｉ系合金に対して、Ｃｒの添加量を増やすとともにＮｉの添加量を減じた成分組成を有する溶加材を開示している。すなわち、溶加材は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、Ｍｏ：０．５〜１．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．３〜１．０％、Ｃｕ：０．５〜２．０％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有している。かかる溶加材においても、連続鋳造用ロールの胴部に肉盛溶接されて肉盛溶接部を形成し、５８０〜７００℃の温度範囲で熱処理を施すことでロールに高い耐熱性や耐食性などを与え得るとしている。その主因として、Ｃｒを炭化物形成に必要な量よりも過剰に添加して固溶させ、ロールの使用中に酸化による不動態を形成させること、また、Ｎｉの添加量を減じたことで、特許文献１と同様に自己変態応力を抑制することに加え、オーステナイト領域を縮小し伸長型のγ粒の形成を抑制しながらマルテンサイト相を微細化できることについて述べている。

いずれにしても、特許文献１及び２に開示された溶加材では、肉盛溶接後、硬く靭性に乏しいマルテンサイト相を主たる組織とする肉盛形成部を与えるが、溶接後に熱処理を施して焼き戻すことで、連続鋳造用ロールとして必要とされる硬さと靭性とを確保しているのである。

特開平７−１７３５７８号公報特開２０１０−１９６１０８号公報

ところで、上記したようなマルテンサイト相を主たる組織とする肉盛形成部を与えた肉盛部材では、溶接後にあっても比較的高い靭性と硬さを併せ持つようにすることで、溶接後の熱処理を省略できて、その生産性を向上させ得る。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性と硬さとを具備する肉盛金属部を与えられた肉盛金属部材、及び、この肉盛金属部を与え得る溶加材を提供することにある。

本発明による肉盛金属部材は、溶加材を肉盛溶接して与えられた肉盛金属部を含む肉盛金属部材であって、前記肉盛金属部は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１〜１．６％、Ｍｎ：０．１〜１．６％、Ｎｉ：３．０〜６．０％、Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、及び、Ｗ：２．０〜５．０％を含み、更に、Ｏ：０．０５％以下を含み得て、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる成分組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼からなることを特徴とする。

かかる発明によれば、肉盛金属部材は、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性と硬さとを併せ持つ肉盛金属部を含むから、その生産性に高く安価ながら耐久性にも優れるのである。

上記した発明において、更に、前記肉盛金属部は、Ｎｂ：０．１〜１．０％の範囲内で含み得ることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、肉盛金属部材は、溶接後に熱処理を施さずともさらに高い靭性を持つ肉盛金属部を含むから、その生産性に高く安価ながらより耐久性にも優れるのである。

上記した発明において、更に、前記肉盛金属部は、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．１〜０．５％のそれぞれの範囲内で少なくとも１つを含み得ることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、肉盛金属部材は、溶接後に熱処理を施さずとも高い高温硬さを有する肉盛金属部を含むから、故に生産性に高く安価ながらより耐久性にも優れるのである。

上記した発明において、前記肉盛金属部は、複数の層からなることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、肉盛金属部材は、溶接後に熱処理を施さずともより高い靭性と硬さを併せ持つ肉盛金属部を含み、特に肉盛金属部の表層部において高い靭性と硬さを併せ持つから、故に生産性に高く安価ながら耐久性に優れるのである。

上記した発明において、前記肉盛金属部材は連続鋳造用ロールであることを特徴とする。かかる発明によれば、肉盛金属部材は、過酷な環境下で使用される連続鋳造用ロールでありながら、故に生産性に高く安価ながら耐久性に優れるのである。

本発明による溶加材は、マルテンサイト系ステンレス鋼からなる粉体の肉盛溶接用溶加材であって、必須添加元素として、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．７％、Ｍｎ：０．１〜１．７％、Ｎｉ：３．０〜６．０％、Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、及び、Ｗ：２．０〜５．０％を含み、更に任意添加元素として、Ｏ：０．０８％以下を含み得て、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる金属粉であることを特徴とする。

かかる発明によれば、脱炭を伴って肉盛溶接される金属粉でありながら、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性と硬さを併せ持った肉盛金属部を与え、故に生産性に高く安価ながら耐久性に優れる肉盛金属部材を与え得るのである。

本発明による溶加材は、マルテンサイト系ステンレス鋼からなる線状体の肉盛溶接用溶加材であって、必須添加元素として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１〜１．７％、Ｍｎ：０．１〜１．７％、Ｎｉ：３．０〜６．０％、Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、及び、Ｗ：２．０〜５．０％を含み、更に任意添加元素として、Ｏ：０．０２％以下を含み得て、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる金属線状体であることを特徴とする。

かかる発明によれば、取り扱いの容易な線状体であり、且つ、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性と硬さを併せ持った肉盛金属部を与え、故に生産性に高く安価ながら耐久性に優れる肉盛金属部材を与え得るのである。

上記した発明において、更に、前記肉盛金属部は、Ｎｂ：０．１〜１．０％の範囲内で含み得ることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、溶接後に熱処理を施さずとも、更に高い靭性を有する肉盛金属部を与え、生産性に高く故に安価ながら耐久性に優れる肉盛金属部材を与え得るのである。

上記した発明において、前記任意添加元素として、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．１〜０．５％の範囲内で含み得ることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、溶接後に熱処理を施さずとも高い高温硬さを有する肉盛金属部を与え、故に生産性に高く安価ながらより耐久性に優れる肉盛金属部材を与え得るのである。

本発明による肉盛金属部材である連続鋳造用ロールの（ａ）斜視図、及び、（ｂ）要部の断面図である。試験片の斜視図である。溶接用溶加材（金属粉）の実施例及び比較例の成分組成を示す図である。溶接用溶加材（金属ワイヤ）の実施例及び比較例の成分組成を示す図である。実施例及び比較例の肉盛溶接部の成分組成と試験結果を示す図である。実施例及び比較例の肉盛溶接部の成分組成と試験結果を示す図である。

本発明による肉盛金属部材の１つの実施例として、鉄鋼製品の製造工程における連続鋳造で使用される連続鋳造用ロールについて説明する。

図１（ａ）に示すように、連続鋳造用ロール１は、略円柱状のロール本体２と、その両側部から長手方向外方へ向けて突出する軸部３とからなる。同図（ｂ）に示すように、ロール本体２の芯部２０の外表面には、複数に層状に肉盛られた肉盛層２１、すなわち、第１肉盛層２１ａ、第２肉盛層２１ｂ及び第３肉盛層２１ｃを与えられている。肉盛層２１を与える溶接用溶加材及び施工の詳細については後述される。

次に、図２に示すような、連続鋳造用ロール１のロール本体２（図１参照）を模した試験片４を作製し、各種試験を行った。すなわち、図３に示す成分組成を有する金属粉体からなる溶接用溶加材、及び、図４に示す成分組成を有する金属ワイヤからなる溶接用溶加材を用いて、被溶接試験片４０の上に多層に肉盛溶接し肉盛溶接部４１を形成した試験片４を得て、各種試験に供している。

詳細には、ＪＩＳＳＵＳ４１０からなる厚さ９ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの略直方体の被溶接試験片４０を用意する。この被溶接試験片４０の上に、金属粉体からなる溶接用溶加材及び金属ワイヤ（線状体）からなる溶接用溶加材を用いて、以下の溶接条件で肉盛溶接し、肉盛溶接部４１を与える。

まず、ガスアトマイズ法で製造された図３に示す成分組成を有する金属粉体からなる溶接用溶加材を使用して、被溶接試験片４０の一方の表面上にＰＴＡ（ＰｌａｓｍａＴｒａｎｓｆｅｒｒｅｄＡｒｃ）溶接で３層の肉盛溶接を行う。

ＰＴＡ溶接では、粉末キャリアガス、プラズマガス及びシールドガスにＡｒを用い、これらの供給量をそれぞれ３．０、１．２及び１４．０Ｌ／ｍｉｎとし、溶接電流を１５０Ａ、アーク電圧を２７Ｖ、粉末供給量を１２ｇ／ｍｉｎに設定し、チップ−母材間距離を１０ｍｍ、溶接速度４０ｍｍ／ｍｉｎでウィービングを幅８ｍｍ、回数２Ｈｚで溶接する。ここで、パス間温度を１５０℃以下、１層目のパス数を２２、２層目のパス数を２１、３層目のパス数を２０とした。なお、肉盛溶接部への母材の溶け込みを防止するため、１層目の肉盛溶接をする前に溶接に用いる溶接用溶加材で２層のバタリングを行う。

一方、図４に示す成分組成を有する金属ワイヤからなる溶接用溶加材を使用して、被溶接試験片４０の一方の表面上にＭＡＧ（ＭｅｔａｌＡｒｃＧａｓｓ）溶接で３層の肉盛溶接を行う。

金属ワイヤからなる溶接用溶加材は、真空高周波溶解炉を用いて得た５０ｋｇの鋼塊に熱間鍛造、圧延、伸線加工を施して、図４に示す成分組成を有する直径１．２ｍｍの金属ワイヤに仕上げた。

ＭＡＧ溶接は、シールドガスにＡｒ８０％＋ＣＯ_２２０％の混合ガスを用い、供給量を１５．０Ｌ／ｍｉｎとし、溶接電流を１５０Ａ、アーク電圧を２１Ｖに設定し、チップ−母材間距離を１５ｍｍ、溶接速度を３００ｍｍ／ｍｉｎで溶接する。ここで、１層目のパス数を１３、２層目のパス数を１２、３層目のパス数を１１とした。なお、上記したＰＴＡ溶接と同様に、肉盛溶接部への母材の溶け込みを防止するため、１層目の肉盛溶接をする前に溶接に用いる溶加材で２層のバタリングを行う。

上記した溶接後の各試験片４の肉盛溶接部４１からは、ビッカース硬さ試験及び組成分析試験に使用する試験片１つと、シャルピー衝撃試験に用いる試験片３とをそれぞれ切り出した。切り出し位置は、肉盛溶接部４１のなるべく表層部分とした。

ビッカース硬さ試験は、市販のビッカース硬度計を用い、室温及び６００℃でそれぞれ３点の計測をし、その平均値を計測値とした。成分組成試験は、ビッカース硬さ試験後の試験片を化学分析して成分組成を同定した。また、シャルピー衝撃試験は、市販のシャルピー衝撃試験装置を用い、室温で３回の計測をし、その平均値を計測値とした。得られた各試験結果を図５及び６にまとめた。

まず、金属粉体からなる溶接用溶加材を用いて得られた実施例１乃至６、及び、比較例１乃至１５の試験結果について、図５を用いて説明する。

実施例１乃至６では、衝撃値４８〜７８Ｊ／ｃｍ^２、室温硬さ３３５〜３８４Ｈｖ、高温（６００℃）硬さ１９０〜２４２Ｈｖであった。すなわち、肉盛溶接部４１は、溶接後に熱処理を施してはいないが、従来の熱処理を施して供される１３Ｃｒ−４〜８Ｎｉ系のマルテンサイト系ステンレス鋼からなる肉盛金属部程度の比較的高い靭性及び硬さを併せ持っている。

詳細には、実施例１に対し、Ｃの含有量の少ない比較例１では、衝撃値はほとんど変わらないものの、室温硬さが２２１Ｈｖと低下した。一方、実施例１に対し、Ｃの含有量の多い比較例２では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらなかったものの、衝撃値は２５Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例１では、マルテンサイト相の生成が十分でなく、比較例２では、炭化物が粒界に偏析し靭性を低下させたものと考える。

実施例１に対し、Ｓｉの含有量の少ない比較例３では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２２Ｊ／ｃｍ^２と低下した。一方、実施例１に対し、Ｓｉの含有量の多い比較例４では、同様に、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は３２Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例３では、Ｓｉによる脱酸が不十分であり酸化物を生成したものと考える。

実施例１に対し、Ｍｎの含有量の少ない比較例５では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は１３Ｊ／ｃｍ^２と低下した。一方、実施例１に対し、Ｍｎの含有量の多い比較例６でも、同様に、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は３８Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例５では、Ｍｎによる脱酸が不十分で酸化物を精製したものと考える。

実施例１に対し、Ｎｉの含有量の少ない比較例７では、衝撃値、室温硬さ、及び、高温硬さのそれぞれは１５Ｊ／ｃｍ^２、２７４Ｈｖ及び１２１Ｈｖであり、いずれも低下している。一方、実施例１に対し、Ｎｉの含有量の多い比較例８では、衝撃値はほとんど変わらないものの、室温硬さ及び高温硬さはそれぞれ２８８Ｈｖ及び１５６Ｈｖと低下した。比較例７では、フェライト相が多くなりマルテンサイト相の生成が十分でなかったと考える。一方、比較例８では、残留オーステナイト相が過剰であったと考える。

実施例１に対し、Ｃｒの含有量の多い比較例９では、衝撃値はほとんど変わらないものの、室温硬さ及び高温硬さはそれぞれ２７０Ｈｖ及び１６５Ｈｖと低下している。比較例９では、安定したフェライト相により焼き入れが不十分となり、マルテンサイト相の生成が十分でなかったと考える。

実施例１に対し、Ｗの含有量の少ない比較例１０では、室温硬さ及び高温硬さはほとんどり変わらないものの、衝撃値は２８Ｊ／ｃｍ^２と低下している。一方、実施例１に対し、Ｗの含有量の多い比較例１１では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は３５Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例１０では、凝固時にＷの炭化物を十分に生成できず、これを結晶核として微細化するはずの肉盛溶接部の結晶組織が粗大化してしまったと考える。一方、比較例１１では、Ｗの炭化物を過剰生成させてしまったものと考える。

実施例１に対し、Ｏの含有量の多い比較例１２では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２７Ｊ／ｃｍ^２と低下している、比較例１２では、酸化物が過剰生成したものと考える。

実施例１に対し、Ｎｂの含有量の多い比較例１３では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例１３では、Ｎｂの炭化物が粒界析出し衝撃値を低下させたと考える。

実施例１に対し、Ｍｏの含有量の多い比較例１４では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２１Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例１４では、Ｍｏの炭化物が粒界析出し衝撃値を低下させたと考える。

実施例１に対し、Ｖの含有量の多い比較例１５では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２５Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例１５では、Ｖの炭化物が粒界析出し衝撃値を低下させたと考える。

次に、実施例２は、衝撃値４９Ｊ／ｃｍ^２、室温硬さ３３５Ｈｖ、高温硬さ１９０Ｈｖであった。この実施例２に対し、Ｎｂを添加した実施例３では、室温硬さは３４７Ｈｖ、高温硬さは２０１Ｈｖと高く、特に衝撃値は７８Ｊ／ｃｍ^２と高い。ＮｂはＣと結合して微細な炭化物を生成し、これを凝固核として肉盛溶接部の結晶組織を微細化させ、衝撃値を高めたものと考える。

実施例２に対し、ＭｏやＶを添加した実施例４乃至６では、衝撃値は４８〜５３Ｊ／ｃｍ^２とほとんど変わらないものの、室温硬さは３５０〜３７１Ｈｖ、高温硬さは２１８〜２３８Ｈｖと高い。Ｍｏ及びＶはＣと結合して炭化物を生成し、室温硬さ及び高温硬さを向上させたものと考えられる。

なお、実施例２に対し、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶを添加した実施例１では、衝撃値は７５Ｊ／ｃｍ^２、室温硬さは３８４Ｈｖ、高温硬さは２４２Ｈｖといずれも高くなっている。このことからも、上記と同様に、Ｎｂは衝撃値を向上させ、Ｍｏ及びＶは室温硬さ及び高温硬さを向上させるものと考える。

すなわち、実施例１乃至６では比較例１乃至１５と比較して、肉盛溶接部において高い靭性と硬さを両立している。このような図５に示す成分組成の肉盛溶接部を与える金属粉からなる溶接用溶加材は、一方で、図３に示す成分組成を有している。

図３及び５を参照すると、実施例１乃至６においてＳｉ及びＭｎの含有量はそれぞれ、溶接用溶加材では０．９３〜０．９７％、及び、０．９８〜１．０２％であるのに対し、肉盛溶接部では０．８３〜０．８６％、及び、０．８９〜０．９２％といずれも溶接後において低下している。Ｓｉ及びＭｎにより溶接時に肉盛溶接部が脱酸され、これに伴い低下したと考える。

一方、実施例１乃至６において、Ｃ及びＯの成分組成はそれぞれ溶接用溶加材では０．０７〜０．０９％、及び、０．０５４〜０．０５８％であるのに対し、肉盛溶接部では０．０５〜０．０７％、及び、０．０２９〜０．０３８％と、いずれも溶接後において低下した。溶接時に肉盛溶接部で脱炭が生じ、これに伴いＣ量が低下したと考える。さらに、この脱炭に加えて、上記したＳｉ及びＭｎによる脱酸も併せて生じ、肉盛溶接部のＯの含有量が低下したと考える。

上記したように、実施例１乃至６の肉盛溶接部は、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性及び硬さを併せ持っている。これは、Ｃの含有量を低減したこと（比較例２参照）でマルテンサイト相の生成を適度に抑制し、さらにＷの含有量を増加させたこと（比較例１０参照）で凝固核となる炭化物を多く生成し肉盛溶接部の組織の結晶粒を微細化させ得たと考える。

次に、金属ワイヤからなる溶接用溶加材を用いて得られた実施例７乃至１２、及び、比較例１６乃至３０の試験結果について、図６を用いて説明する。

実施例７乃至１２の肉盛溶接部においては、衝撃値４８〜７０Ｊ／ｃｍ^２、室温硬さ３３１〜３７０Ｈｖ、高温硬さ１９１〜２４０Ｈｖであった。すなわち、肉盛溶接部４１は、溶接後に熱処理を施してはいないが、従来の熱処理を施して供される１３Ｃｒ−４〜８Ｎｉ系のマルテンサイト系ステンレス鋼からなる肉盛金属部程度の比較的高い靭性及び硬さを併せ持っている。

詳細には、実施例７に対し、Ｃの含有量の少ない比較例１６では、衝撃値はほとんど変わらないものの、室温硬さは２１１Ｈｖと低下している。一方、実施例７に対しＣの含有量の多い比較例１７では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらなかったものの、衝撃値は２５Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例１６では、マルテンサイト相を十分に生成せず、比較例１７では、炭化物が粒界析出し靭性を低下させたと考える。

実施例７に対し、Ｓｉの含有量の少ない比較例１８では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ^２と低下している。一方、実施例７に対し、Ｓｉの含有量の多い比較例１９でも、同様に、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は２８Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例１８ではＳｉによる脱酸が不十分となって、酸化物が過剰生成したと考える。

実施例７に対し、Ｍｎの含有量の少ない比較例２０では、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は１５Ｊ／ｃｍ^２と低下している。一方、実施例７に対し、Ｍｎの含有量の多い比較例２１では、同様に、室温硬さ及び高温硬さはほとんど変わらないものの、衝撃値は３５Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例２０ではＭｎによる脱酸が不十分となり、酸化物が過剰生成したと考える。

実施例７に対し、Ｎｉの含有量の少ない比較例２２では、衝撃値、室温硬さ、及び、高温硬さは、それぞれ１８Ｊ／ｃｍ^２、２６８Ｈｖ、及び、１３１Ｈｖと低下している。一方、実施例７に対し、Ｎｉの含有量の多い比較例２３では、衝撃値はあまり変わらないものの、室温硬さ及び高温硬さはそれぞれ２９１Ｈｖ、及び、１６６Ｈｖと低下している。比較例２２では、フェライト相が多くなりマルテンサイト相の生成が十分でなかったと考える。一方、比較例２３では、残留オーステナイト相が過剰であったと考える。

実施例７に対し、Ｃｒの含有量の多い比較例２４では、衝撃値はあまり変わらないものの、室温硬さ及び高温硬さはそれぞれ２５５Ｈｖ、及び、１３５Ｈｖと低下している。比較例２４では、安定したフェライト相により焼き入れが不十分となり、マルテンサイト相の生成が十分でなかったと考える。

実施例７に対し、Ｗの含有量の少ない比較例２５では、室温硬さ及び高温硬さはあまり変わらないものの、衝撃値は２５Ｊ／ｃｍ^２と低下している。一方、実施例７に対し、Ｗの含有量の多い比較例２６では、室温硬さ及び高温硬さはあまり変わらないものの、衝撃値は３２Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例２５では、凝固時にＷの炭化物を十分に生成できず、これを結晶核として微細化するはずの肉盛溶接部の結晶組織が粗大化してしまったと考える。一方、比較例２６では、Ｗの炭化物を過剰生成させてしまったものと考える。

実施例７に対し、Ｏの含有量の多い比較例２７では、室温硬さ及び高温硬さはあまり変わらないものの、衝撃値は２５Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例２７では、酸化物が過剰生成したものと考える。

実施例７に対し、Ｎｂの含有量の多い比較例２８では、室温硬さ及び高温硬さはあまり変わらないものの、衝撃値は１５Ｊ／ｃｍ^２と低下している。比較例２８では、Ｎｂの炭化物が粒界析出し衝撃値を低下させたと考える。

実施例７に対し、Ｍｏの含有量の多い比較例２９では、室温硬さ及び高温硬さはあまり変わらないものの、衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例２９では、Ｍｏの炭化物が粒界析出し衝撃値を低下させたと考える。

実施例７に対し、Ｖの含有量の少ない比較例３０では、室温硬さ及び高温硬さはあまり変わらないものの、衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ^２と低下した。比較例３０では、Ｖの炭化物が粒界析出し衝撃値を低下させたと考える。

次に、実施例８は、衝撃値５０Ｊ／ｃｍ^２、室温硬さ３３１Ｈｖ、高温硬さ１９１Ｈｖであった。この実施例８に対し、Ｎｂを添加した実施例９では、室温硬さは３４２Ｈｖ、高温硬さは１９８Ｈｖと高く、特に衝撃値は７０Ｊ／ｃｍ^２と高い。ＮｂはＣと結合して微細な炭化物を生成し、これを凝固核として肉盛溶接部の結晶組織を微細化させ、衝撃値を高めたものと考える。

実施例８に対し、ＭｏやＶを添加した実施例１０乃至１２では、衝撃値は４８〜５０Ｊ／ｃｍ^２とあまり変わらないものの、室温硬さは３３９〜３６７Ｈｖ、高温硬さは２１１〜２４０Ｈｖと高い。Ｍｏ及びＶはＣと結合して炭化物を生成し、室温硬さ及び高温硬さを向上させたものと考えられる。

実施例８に対し、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶを添加した実施例７では、衝撃値は６５Ｊ／ｃｍ^２、室温硬さは３７０Ｈｖ、高温硬さは２３２Ｈｖといずれも高い。上記と同様に、Ｎｂは衝撃値を向上させ、Ｍｏ及びＶは室温硬さ及び高温硬さを向上させたものと考えられる。

すなわち、実施例７乃至１２では比較例１６乃至３０と比較して、肉盛溶接部において高い靭性と硬さを両立して有していると言える。このような図６に示す成分組成の肉盛溶接部を与える金属ワイヤからなる溶接用溶加材は、一方で、図４に示す成分組成を有している。

図４及び６を参照すると、実施例７乃至１２においてＳｉ、及び、Ｍｎの含有量はそれぞれ、溶接用溶加材では０．９４〜１．０４％、及び、０．９２〜１．０８％であるのに対し、肉盛溶接部では０．８５〜０．９３％、及び、０．８５〜１．００％といずれも溶接後において低下している。Ｓｉ及びＭｎにより溶接時に肉盛溶接部が脱酸され、これに伴い低下したものと考えられる。

一方、実施例７乃至１２においてＣ及びＯの含有量はそれぞれ溶接用溶加材では０．０５〜０．０６％、及び、０．００９〜０．０１２％であるのに対し、肉盛溶接部では０．０７〜０．０８％、及び、０．０３３〜０．０４０％と、いずれも溶接後において増加した。上記したＳｉ及びＭｎにより肉盛溶接部には脱酸が生ずるものの、肉盛溶接の熱による酸化も発生し、全体としてＯの含有量は増加したものと考える。

上記したように、実施例７乃至１２の肉盛溶接部は、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性及び硬さを併せ持っている。これは、Ｃの含有量を低減したこと（比較例１７参照）でマルテンサイト相の生成を適度に抑制し、さらにＷの含有量を増加させたこと（比較例２５参照）で凝固核となる炭化物を多く生成し肉盛溶接部の組織の結晶粒を微細化させ得たと考える。

また、上記したように、金属ワイヤからなる溶接用溶加材を用いると、酸化により肉盛溶接部のＯの含有量が増加する。一方、金属粉からなる溶接用溶加材を用いると、脱炭により肉盛溶接部のＣ及びＯの含有量が低下する。金属ワイヤに比較して金属粉は、重量あたりの表面積が大きく、脱炭しやすいものと考えられる。そのため、上記した実施例１乃至１２のように同様な成分組成の肉盛溶接部を得るために、溶接用溶加材の形状によりＣ及びＯの含有量を調整すべきであることが判る。

以上により、金属粉体若しくは金属ワイヤ（線状体）からなる溶接用溶加材を使用して、連続鋳造用ロールの芯部２０の外周面に肉盛溶接して、溶接後に熱処理を施さずとも比較的高い靭性と硬さを併せ持った肉盛溶接部をロール本体２の表面に与えて、生産性に高く故に安価ながら耐久性にも優れる連続鋳造用ロール１を提供することができる（図１参照）。すなわち、図５及び図６に示される成分組成を有する肉盛層２１の与えられた連続鋳造用ロール１は生産性に高く故に安価ながら耐久性にも優れるのである。

次に、上記した実施例と同等の肉盛溶接部を得るにあたり、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材としての必須添加元素の成分範囲と、肉盛溶接部としての含有元素の成分範囲とを定めた理由について説明する。

Ｃは、マルテンサイト相の生成を促進し、硬さを高めるためにに添加される元素である。一方、Ｃが過剰となると、粒界炭化物が生成し、靭性が低化する。そこで、肉盛溶接部のＣの含有量は、質量％で、０．０３〜０．１０％の範囲内である。同様の理由で、金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＣの添加量は、質量％で、０．０３〜０．１０％の範囲内である。一方、肉盛溶接を金属粉で行うと脱炭するから、金属粉からなる溶接用溶加材のＣの添加量は、質量％で、０．０６〜０．１５％の範囲内である。

Ｓｉは、鋼の脱酸を促進するが、一方で過剰に含まれると靭性を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＳｉの含有量は、質量％で、０．１〜１．６％の範囲内である。またＳｉは脱酸剤であり、肉盛溶接によってその含有量は低下するから、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＳｉの添加量は、質量％で、０．１〜１．７％の範囲内である。

Ｍｎは、鋼の脱酸を促進するが、一方で過剰に含まれると靭性を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＭｎの含有量は、質量％で、０．１〜１．６％の範囲内である。またＭｎは脱酸剤であり、肉盛溶接によってその含有量は低下する。そこで、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＭｎの添加量は、質量％で、０．１〜１．７％の範囲内である。

Ｎｉは、フェライト相を生成して室温硬さを低下させるが、一方で過剰に含まれると、オーステナイト相を増加させヒートクラックの発生を増大させる。そこで、肉盛溶接部のＮｉの含有量は、質量％で、３．０〜６．０％の範囲内である。同様の理由で、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＮｉの添加量は、質量％で、３．０〜６．０％の範囲内である。

Ｃｒは、耐食性及び耐酸化性を高めるが、一方で過剰に含まれると、フェライト相を増加させ硬さを低下させる。そこで、肉盛溶接部のＣｒの含有量は、質量％で、１１．０〜１８．０％の範囲内である。同様の理由で、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＣｒの添加量は、質量％で、１１．０〜１８．０％の範囲内である。

Ｗは、炭化物を生成し組織を微細化させて靭性を高めるが、一方、過剰に含まれると、炭化物を増加させて靭性を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＷの含有量は、質量％で、２．０〜５．０％の範囲内である。同様の理由で、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＷの添加量は、質量％で、２．０〜５．０％の範囲内である。

更に、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材としての任意添加元素の成分範囲と、肉盛溶接部としての含有元素の成分範囲とを定めた理由について説明する。

Ｏは、過剰に含まれると靭性を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＯの含有量は、質量％で、０．０５％以下の範囲内である。金属ワイヤからなる溶接用溶加材を用いて肉盛溶接すると、酸化して肉盛溶接部のＯの含有量は増加する。そこで、金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＯの添加量は、質量％で、０．０２％以下の範囲内である。一方、金属粉からなる溶接用溶加材を用いて肉盛溶接を行うと、脱炭に伴い肉盛溶接部のＯの含有量は低下する。そこで、金属粉からなる溶接用溶加材のＯの添加量は、質量％で、０．０８％以下の範囲内である。

Ｎｂは、微細な炭化物を生成し肉盛溶接部の組織を微細化するが、一方で過剰に含まれると、炭化物が連なって生成し機械的強度を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＮｂの含有量は、質量％で、０．１〜１．０％の範囲内である。同様の理由で、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＮｂの添加量は、質量％で、０．１〜１．０％の範囲内である。

Ｍｏは、炭化物を生成し高温強度を高めるが、一方で過剰に含まれると、靭性を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＭｏの含有量は、質量％で、０．１〜３．０％の範囲内である。同様の理由で、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＭｏの添加量は、質量％で、０．１〜３．０％の範囲内である。

Ｖは、Ｍｏと同様に、炭化物を生成し高温強度を高めるが、一方で過剰に含まれると、靭性及び延性を低下させる。そこで、肉盛溶接部のＶの含有量は、質量％で、０．１〜０．５％の範囲内である。同様の理由で、金属粉又は金属ワイヤからなる溶接用溶加材のＶの添加量は、質量％で、０．１〜０．５％の範囲内である。

ここまで本発明による代表的実施例及びこれに基づく変形例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことができるだろう。

１連続鋳造用ロール
４試験片
４０被溶接試験片
４１肉盛溶接部

Claims

溶加材を肉盛溶接して与えられた肉盛金属部を含む肉盛金属部材であって、
前記肉盛金属部は、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．１〜１．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．６％、
Ｎｉ：３．０〜６．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、及び、
Ｗ：２．０〜５．０％を含み、更に、
Ｏ：０．０５％以下を含み得て、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる成分組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼からなることを特徴とする肉盛金属部材。
更に、前記肉盛金属部は、
Ｎｂ：０．１〜１．０％の範囲内で含み得ることを特徴とする請求項１記載の肉盛金属部材。
更に、前記肉盛金属部は、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｖ：０．１〜０．５％のそれぞれの範囲内で少なくとも１つを含み得ることを特徴とする請求項１又は２に記載の肉盛金属部材。
前記肉盛金属部は、複数の層からなることを特徴とする請求項１乃至３のうちの１つに記載の肉盛金属部材。
前記肉盛金属部材は連続鋳造用ロールであることを特徴とする請求項１乃至４のうちの１つに記載の肉盛金属部材。
マルテンサイト系ステンレス鋼からなる粉体の肉盛溶接用溶加材であって、
必須添加元素として、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜１．７％、
Ｍｎ：０．１〜１．７％、
Ｎｉ：３．０〜６．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、及び、
Ｗ：２．０〜５．０％を含み、
更に任意添加元素として、
Ｏ：０．０８％以下を含み得て、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる金属粉であることを特徴とする溶加材。
マルテンサイト系ステンレス鋼からなる線状体の肉盛溶接用溶加材であって、
必須添加元素として、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．１〜１．７％、
Ｍｎ：０．１〜１．７％、
Ｎｉ：３．０〜６．０％、
Ｃｒ：１１．０〜１８．０％、及び、
Ｗ：２．０〜５．０％を含み、
更に任意添加元素として、
Ｏ：０．０２％以下を含み得て、残部Ｆｅと不可避的不純物からなる金属線状体であることを特徴とする溶加材。
前記任意添加元素として、
Ｎｂ：０．１〜１．０％の範囲内で含み得ることを特徴とする請求項６又は７に記載の溶加材。
前記任意添加元素として、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｖ：０．１〜０．５％のそれぞれの範囲内で少なくとも１つを含み得ることを特徴とする請求項６乃至８のうちの１つに記載の溶加材。