JPH068487B2 - 溶接ボンド部靭性の優れたフェライト系耐熱鋼 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、フェライト系耐熱鋼に関するものであり、さ
らに詳しくは高温・高圧環境下で使用するフェライト系
Cr含有ボイラ鋼管用鋼に関するものである。

（従来の技術） 近年、火力発電ボイラの操業条件は高温、高圧化が著し
く、一部では５６６℃，３１０気圧での操業が計画され
ている。将来的には６５０℃，３５０気圧迄の条件が想
定されており、使用する材料には極めて苛酷な条件とな
っている。

操業温度が５５０℃を超える場合において、使用材料の
選択にあたり、耐酸化性，高温強度の点から例えば、フ
ェライト系の２1/4Cr-1Mo鋼から１８−８ステンレス鋼
のごとく、オーステナイト系の高級鋼へと、材料特性に
おいてもまたコストの面からも過度に高い材料を使用し
ているのが現状である。

２1/4Cr-1Mo鋼とオーステナイト系ステンレス鋼の中間
を埋めるための鋼材は、過去数十年間模索されている。
Cr量が中間の９Cr，１２Cr等のボイラ鋼管は以上の背景
をもとに開発された耐熱鋼であるが、クリープ強度を高
めると、その溶接部特性が悪化する。従って、ボイラ建
造時および改修時の施工において作業能率が著しく低下
するため、実用化されにくいといった問題点を有してい
る。

このような観点からクリープ強度が高く、同時に溶接部
特性の優れた９Crおよび１２Cr鋼の出現が待ち望まれて
いた。

また、ボイラを製造するための溶接工程としては溶接−
溶接後熱処理（Post Weld Heat Treatment:以下ＰＷＨ
Ｔ）もしくは熱間加工後溶接−PWHTを行なう方法が採ら
れている。従ってこのようなボイラ用鋼に要求される性
能としては溶接施工性に優れていることは言うまでもな
く、これらの熱履歴を受けた後においても溶接部、母材
共に十分な強度と靱性を維持していることが重要であ
る。

このような観点から、従来には既に、溶接施工性を向上
させてなおかつクリープ破断強度も従来材を大幅に上回
る新しい鋼が特開昭63-89644号公報，特開昭61-231139
号公報，特開昭62-297435号公報に開示されている。

これらの鋼は従来の耐熱鋼にＷを固溶させることによっ
てクリープ強度を飛躍的に高めた材料であるが、反面、
Ｗの添加によってCr当量値が上昇し、従来材に比較して
高い値となるために、母材はマルテンサイトあるいは焼
き戻しマルテンサイト単相の組織であるものの、溶接ボ
ンド部においては、冷却速度が早いために、融点直下の
フェライト相（以降便宜上δフェライトと称する）が未
変態のままボンド部に沿ってバンド状に残留し、溶接ボ
ンド部の靱性が著しく低下することがその後の本発明者
らの詳細な研究によって明らかとなった。

しかも、未変態の残留δフェライトはＰＷＨＴでは消失
せず、溶接後の冷却時に完全変態させることが最も効果
的であることが判明した。

本発明者らは更に研究を進め、Cuを従来の鋼に含有さ
せ、しかもMn，Ni，Cuの添加量が、 Mn％＋Ni％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たす場合には、これらの鋼の優れた高温特
性を全く損なうことなく、溶接部特性，特に溶接ボンド
部靱性の優れた耐熱鋼を開発することに成功した。

Ｗを固溶させてクリープ強度を高め、Cuを添加して溶接
部靱性を向上させた耐熱鋼は殆ど前例がない。Cuを0.4
〜1.5％添加した耐熱鋼が特公昭62-12304号公報に開示
されているが、この鋼はＷが0.05〜0.5％と低く、本発
明鋼のごとき高いクリープ強度を同時に達成することは
不可能である。Cuを1.0％以下添加した耐熱鋼として特
開昭60-155649号公報の開示がある。この鋼はMo＋Ｗが
0.5〜2.5％と高く、同時にある程度のクリープ強度も得
られるものの、母材の靱性向上および強度向上に必要な
Ｎ，およびNbに関する制限がなく、靱性，強度共に本発
明鋼と同時にはなり得ない。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は上記のような従来の欠点、即ち高いクリープ強
度を有するCr含有フェライト系耐熱鋼において溶接によ
って溶接ボンド部にバンド状に残留するδフェライトに
起因する靱性低下を防止し、溶接部特性の優れた耐熱鋼
の製造を可能ならしめるものであって、Cuを0.10〜5.00
％含有し、しかもMn，Ni，Co，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たすように含有量を制限することでδフェ
ライトの残留が全くない耐熱鋼を提供することを目的と
したものである。

（課題を解決するための手段） 本発明は以上の知見に基づいてなされたもので、その要
旨とするところは重量％でＣ：0.01〜0.30％，Si：0.02
〜0.80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，N
i：0.05〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，Mo：0.005〜1.00
％，Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％、Ｂ：0.0003
〜0.008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％を
含有し、Ｐ：0.050％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.02
0％以下に制限し、あるいは更に（Ａ）Ta：0.01〜1.00
％，Hf：0.01〜1.00％の１種または２種および／または
（Ｂ）Co：0.01〜1.00％，Ti：0.01〜0.10％の１種また
は２種を含有し、加えてMn，Ni，Co，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
イト系耐熱鋼である。

以下本発明を詳細に説明する。

（作用） 最初に本発明において各成分範囲を前記のごとく限定し
た理由を以下に述べる。

Ｃは強度の保持に必要であるが、0.01％未満では強度確
保に不十分であり、0.30％超の場合には溶接熱影響部が
著しく硬化し、溶接時低温割れの原因となるため、範囲
を0.01〜0.30％とした。

Siは耐酸化性確保に重要で、かつZrの補助脱酸剤として
必要な元素であるが、0.02％未満では不十分であって、
0.80％超ではクリープ強度を低下させるので0.02〜0.80
％とした。

Mnは脱酸のためのみでなく強度保持上も必要な成分であ
る。加えて、オーステナイト安定化元素であるので、溶
接ボンド部へのδフェライト残留を軽減する効果を有す
る。両効果を十分に得るためには0.02％以上の添加が必
要であり、3.00％を超すと、強度の過度な上昇によって
母材が脆化する場合があるので、0.20〜3.00％とした。

Crは耐酸化性に不可欠の元素であって、同時にＣと結合
してM₂₃C₆,M₆C,M₂C（但しＭは金属元素を表わす）等の
形態で母材マトリックス中に微細析出する事でクリープ
強度の上昇に寄与している。耐酸化性の観点から、下限
は8.00％とし、上限は、溶接ボンド部靱性を確保すべ
く、Cr当量値を低く制限する目的で13.00％とした。

Ｗは固溶強化および炭化物として析出することによる析
出強化によりクリープ強度を顕著に高める元素であり、
特に５５０℃以上の高温において長時間のクリープ強度
を著しく高める。3.00％を超えて添加する炭化物として
大量に析出し母材靱性を著しく低下させるため、上限を
3.00％とした。また、0.50％未満では析出強化の効果が
不十分であるので下限を0.50％とした。

Moは固溶体強化により、高温強度を顕著に高める元素で
あるが、0.005％未満では効果が不十分であり、1.00％
超ではMo₂C型の炭化物の大量析出によってＷと同時に添
加した場合に母材靱性を著しく低下させる場合があるの
で上限を1.00％とした。

ＶはＷと同様にマトリックスに固溶しても、析出物とし
て析出しても鋼の高温強度を著しく高める元素である。
特に析出の場合にはV₄C₃としてM₂₃C₆,M₆C,M₂Cの析出核
となり、析出物の微細分散に顕著な効果を示す。0.05％
未満では効果がなく、0.50％を超えると靱性低下をきた
すために添加の範囲を0.05〜0.50％とした。

NbはNb(CN)の析出によって高温強度を高め、またＶと同
様にM₂₃C₆,M₆C,M₂C等の析出核として微細析出を促す。
添加の効果を発揮させるため下限を0.02％とし、また0.
12％を超すと析出物の凝集粗大化を生じて強度を低下さ
せるため上限を0.12％とした。

Ｂは本来焼入れ性を著しく高める元素としてよく知られ
ているが、耐熱鋼においては、粒界への硼化物の微細析
出による粒界強化によりクリープ強度が向上する。Ｂの
効果を発揮させるため下限を0.0003％とし、また靱性を
損なわないように上限を0.008％とした。

Zrは鋼中の脱酸平衡を支配し、酸素活量を著しく下げる
ことで酸化物の生成を抑制する。加えてＮとの親和力が
高く、Ｂの窒化によるＢＮの析出を抑制し、Ｂ添加の効
果が窒素大量添加時に損なわれることを防止する。0.00
05％未満では脱酸平衡支配には不十分であり、0.10％を
超えて添加すると粗大なZrN,ZrCが大量に析出し、母材
の靱性を著しく低下させるので0.0005〜0.10％の範囲に
限定した。

Ｎはマトリックスに固溶あるいは窒化物、炭窒化物とし
て析出し、クリープ強度を高める元素であるが、クリー
プ強度の確保の点から下限を0.01％とし、また鋳造時ブ
ローホールの発生を避け健全な鋼塊を得るために上限を
0.10％とした。

Niは代表的なオーステナイト安定化元素であって、母材
中にδフェライトが生成するのを防止するために添加す
る。従って溶接ボンド部にδフェライトが残留すること
も防止できる。0.05％未満では効果が少なく、1.00％超
の添加でクリープ強度を低下させるので添加範囲を0.05
〜1.00％に限定した。

Cuは本発明の主眼をなす添加元素であって、クリープ強
度を低下させることなくCr当量値を減少させて、溶接熱
サイクルの場合の急冷でもδフェライトの残留を防止す
る効果を有している。0.10％未満ではCr当量値の減少が
不十分であり、5.00％超の添加においては鋼が高温に長
時間曝された場合に粒界に純Cuとして析出し、材料の脆
化を招くので、0.10〜5.00％の範囲とした。

Ｐ，Ｓ，Ｏは本発明鋼においては不純物として混入して
くるが、本発明の効果を発揮する上で、Ｐ，Ｓは靱性
に、Ｏは酸化物として靱性を低下させるのでそれぞれ上
限値を0.050％，0.010％，0.020％とした。

以上が本発明の基本成分であるが、本発明においてはこ
の他にそれぞれの用途に応じて(A)Ta：0.01〜1.00％，H
f：0.01〜1.00％の１種または２種および／または(B)C
o：0.01〜1.00％，Ti：0.01〜0.10％の１種または２種
を含有させることが出来る。

Ta，Hfは低濃度の場合にはZrの補助脱酸剤として作用
し、高濃度の場合には炭化物として微細に析出し、クリ
ープ強度を高める元素である。何れも0.01％未満では効
果がなく、1.00％を超えて添加すると炭化物が粗大化し
て靱性低下をきたすので0.01〜1.00％の範囲とした。

Co，Tiはそれぞれ炭化物として析出し、母材の高温強度
を向上させる元素である。それぞれ0.01％未満では効果
がなく、Coでは1.00％を超える場合に粗大な炭化物が析
出し、Ti0.10％超では粗大な窒化物が析出するために靱
性が低下する場合があるので、それぞれCo：0.01〜1.00
％，Ti：0.01〜0.10％の範囲とした。

上述の各合金成分はそれぞれ単独に添加しても、あるい
は併用して添加しても良い。

以上の合金成分の内、溶接ボンド部靱性を改善する効果
の高い元素で、しかもクリープ強度低下、あるいは高温
長時間において鋼の脆化をきたす可能性のある元素，即
ちMn,Ni,Co,Cuはそれぞれ単独の濃度の上限値のみで制
限されるのではなく、本発明者らの研究に基づく次式 Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ を満足する必要がある。

上記の不等式は次の実験によって決定した。

本発明の(1)〜(4)の請求項に示した成分を有する耐熱鋼
を真空誘導加熱炉を用いて溶解し、２tonのインゴット
に鋳造した。インゴットよりビレットを所定の大きさに
切り出し、1180℃に加熱後、熱間押し出しして直径50.8
mm，肉厚9.5mmのパイプとし、1050℃×１時間，７６０
℃×１時間の焼準・焼き戻し処理を施して試験体とし
た。

試験片は長さ５００mmに切断したパイプの両端に同一イ
ンゴットから別途切り出したネジ継手を溶接して作製
し、大型高温雰囲気制御引張試験機を用いて実管クリプ
試験に供した。

試験条件は６００℃で、最長１０万時間迄の破断強度を
調査し、クリープ曲線を採取した後に10万時間における
破断強度をもって評価した。

第１図は横軸にMn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％をとり、縦軸
に１０万時間破断強度をプロットした図である。

Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％値が１２以下の場合にはクリ
ープ破断強度は１６Kg/mm²以上を呈するが、１２を超え
ると急激に低下することがわかる。第１図の結果から、
本発明鋼の６００℃10万時間における破断強度は１６Kg
/mm²以上であることが同時に判る。

第１図の結果をもって不等式 Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ を決定した。

尚、本発明は溶接ボンド部靱性の優れた高クリープ破断
強度を有する耐熱鋼を提供するものであるので、本発明
鋼は使用目的に応じて種々の製造方法，および熱処理を
施すことが可能であり、また本発明の効果を何等防げる
ものではない。

まず、溶製プロセスとしてはＶＩＭ（真空誘導加熱
炉）、ＥＦ（電気炉）、ＬＤ（転炉）を用いることが可
能で、また有用である。続いて炉外精錬設備によって溶
鋼を清浄化する方法としてESR(Electro Slag Remeltin
g)，ＡＯＤ(Argon Oxygen Decarbrization)，ＶＡＤ(Va
cum Argon Decarbrization)，ＶＯＤ(Vacum Oxygen Dec
arbrization)，およびＬＦ(Ladle Furnace)その他の真
空脱ガスあるいは粉体吹き込み精錬装置（例えばRH,DH,
CAS等）を用いるプロセスを単独でもしくは併用して使
用することが可能で、かつ適している。

溶鋼は鋳型への鋳造と連続鋳造装置によるスラブ、ある
いはビレットへの鋳造によって鋼塊とした後、各種製造
工程へ適した形状に加工する事が出来る。

製造工程としては、丸ビレットあるいは角ビレットへ加
工した後に、熱間押し出し、あるいは種々のシームレス
圧延法によってシームレスパイプおよびチューブに加工
する方法，薄板に熱間圧延，冷間圧延した後に電気抵抗
溶接によって電縫鋼管とする方法，およびＴＩＧ，ＭＩ
Ｇ，ＳＡＷ，ＬＡＳＥＲ，ＥＢ溶接によって（単独で、
あるいは併用して）溶接鋼管とする方法が適用できて、
さらには以上の各方法の後に熱間あるいは温間でＳＲ
（絞り圧延）ないしは定形圧延を追加実施することも可
能であり、本発明鋼の適用寸法範囲を拡大することが可
能である。

本発明鋼は鋼管のみならず、厚板および薄板の形で提供
することも可能であり、熱間圧延まま，もしくは必要と
される熱処理を施した板を用いて種々の耐熱材料の形状
で使用することが可能であって、本発明の効果に何等影
響を与えない。

以上の鋼管、板、各種形状の耐熱部材にはそれぞれ目
的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可能であっ
て、また本発明の効果を十分に発揮する上で重要であ
る。

通常は焼準＋焼き戻し工程を経て製品とする場合が多い
が、これに加えて焼き入れ、焼き戻し、焼準工程を単独
で、あるいは併用して施すことが可能であり、また有用
である。材料特性の十分な発現に必要な範囲で、以上の
工程は各々の工程を複数回繰り返して適用することもま
た可能であって、本発明の効果に何等影響を与えるもの
ではない。

以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製造プロセスに
適用すればよい。

［実施例］ 第１表〜第４表に示す、請求項１〜４の何れかの組成を
有する鋼それぞれ１tonを真空誘導加熱炉を用いて溶解
し、ＥＳＲ処理で清浄化して不純物を低減した後に鋳型
に鋳造、丸ビレットに加工して熱間押しだしにて外径６
０mm，肉厚１０mmのチューブを、シームレス圧延にて外
径３８０mm，肉厚５０mmのパイプをそれぞれ製造した。
チューブ，パイプは1050℃１時間の焼準を２回、加えて
７６０℃にて１時間焼き戻し処理を実施した。

クリープ特性は第２図に示すように、鋼管５の軸方向６
と平行に直径６mmのクリープ試験片７を切り出し、６
００℃にて１０万時間までのクリープ破断強度をもって
評価した。クリープ破断強度16.0Kg/mm²をクリープ強度
評価のしきい値とした。

溶接ボンド部靱性は、同一外径，肉厚の鋼管の端部にそ
れぞれＵ開先の加工を施して、１対の試験片を突き合わ
せて、適当な入熱でＴＩＧ溶接し、溶接後に７４０℃に
て１時間焼き鈍し処理を加え、６００℃にて１０万時間
時効処理して、第３図に示すように、突合せ溶接した鋼
管試験体５の溶接ボンド部２の１／２位置（ボンド線３
が板厚の中央線１を横切る位置）に板厚方向に２mmＶノ
ッチを入れたシャルピー衝撃試験片４を採取し、０℃に
おける吸収エネルギー値をもって評価した。

母材部靱性はクリープ試験片と同様に管体軸方向に平行
に採取し、２mmのＶノッチを入れて０℃での吸収エネル
ギーを測定した。

溶接ボンド部靱性値，母材部靱性値はいずれも０℃にお
いて5.0Kgf・mを評価のしきい値として設定してある。

１０万時間におけるクリープ破断強度と溶接ボンド部靱
性は第１表〜第４表に同時に示した。尚、表中のボンド
部靱性調査結果は０℃におけるシャルピー試験５点の平
均値である。また、ＮＩ．Ｅ．とあるは、Mn％＋Ni％＋
Co％＋２Cu％の式の値（単位wt％）である。

比較のために本発明の請求項１〜４のいずれにも該当し
ない成分を有する鋼と同様の方法で溶解，製造，評価し
た。化学成分と評価結果を第５表に示した。第４図はCu
添加の溶接ボンド部靱性に与える影響を示している。Cu
が0.1％以上の場合に６００℃１０万時間時効後の０℃
におけるボンド部シャルピー衝撃値が著しく高くなるこ
とがわかる。

第５図はCu添加によって溶接ボンド部のδフェライト面
積率（ボンド線から母材側５０μｍ以内の総面積に占め
る残留δフェライト面積の割合）が減少することを表わ
した図である。0.1％以上のCu添加で、残留δフェライ
ト面積率は殆ど０％となっている。第４図の結果は第５
図の効果によってもたらされたものである。

第６図はCu添加が１０万時間時効後の母材靱性に及ぼす
影響を示した図である。Cu含有量が5.0％以下の場合に
は、０℃における母材のシャルピー衝撃値が高いことが
わかる。

第５表に示した比較鋼のうち１６１番鋼，１６２番鋼は
Cu含有量が不十分か、もしくは無添加であったために溶
接ボンド部にδフェライトが大量に残留し、溶接ボンド
部靱性を確保できなかった例、１６３番鋼，１６４番鋼
はCu添加量が多すぎたために粒界に純Cuが析出して脆化
し、母材の６００℃，１０万時間時効後における０℃で
の靱性値が低かった例、１６５番鋼，１６６番鋼はCu含
有量は適正であったものの、Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％
の値（表中ＮＩ．Ｅ．）が１２を超えてしまい、６００
℃１０万時間におけるクリープ破断強度が低下した例、
１６７番鋼は加えてCu含有量が高かったために、クリー
プ強度の低下に加えて母材の時効後靱性も低下した例、
１６８番鋼はＷ含有量が不足して６００℃１０万時間の
クリープ破断強度が低下した例、１６９番鋼はＷ含有量
が過多であったために、６００℃１０万時間のクリープ
強度が高いものの、溶接ボンド部および母材部の６００
℃１０万時間時効後における０℃でのシャルピー衝撃値
が低下した例である。

［発明の効果］ 本発明は溶接ボンド部の靱性値が高く、加えてクリープ
強度の極めて優れたCr含有フェライト系耐熱鋼を提供す
るもので、産業の発展に寄与するところ極めて大なるも
のがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は式 Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％ の値と６００℃，１０万時間におけるクリープ破断強度
の関係を示す図、第２図は鋼管試験体からのクリープ試
験片採取要領を示す模式図、第３図は溶接ボンド部から
のシャルピー衝撃試験片採取要領を示す模式図、第４図
はCu添加の溶接ボンド部靱性に与える影響を示す図、第
５図はCu含有量と溶接ボンド部の残留δフェライト面積
率の関係を示す図、第６図はCu含有量と６００℃１０万
時間時効後の母材の０℃におけるシャルピー衝撃吸収値
との関係を示す図である。 １…鋼管板厚中心線、２…溶接ボンド部、３…溶接ボン
ド線、４…ＪＩＳ４号フルサイズ衝撃試験片、５…鋼管
試験体、６…軸方向、７…クリープ試験片。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大神 正浩 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式會社第２技術研究所内 (72)発明者 直井 久 神奈川県相模原市淵野辺５―10―１ 新日 本製鐵株式會社第２技術研究所内 (56)参考文献 特開 平２−232345（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−155649（ＪＰ，Ａ) 特公 昭62−12304（ＪＰ，Ｂ２)

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％でＣ：0.01〜0.30％，Si:0.02〜0.8
   0％，Mn:0.20〜3.00％，Cr:8.00〜13.00％，Ni:0.05〜
   1.00％，Mo:0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，Ｖ：0.
   05〜0.50％，Nb:0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.008％，
   Cu:0.10〜5.00％，Zr:0.0005〜0.10％，Ｎ：0.01〜0.10
   ％を含有し、Ｐ：0.050％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：
   0.020％以下に制限し、加えてMn,Ni,Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
   なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
   イト系耐熱鋼。
2. 【請求項２】重量％でＣ：0.01〜0.30％，Si：0.02〜0.
   80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，Ni：0.0
   5〜1.00％，Mo：0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，
   Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.
   008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％，Ｎ：
   0.01〜0.10％を含有し、更にTa：0.01〜1.00％，Hf：0.
   01〜1.00％の１種または２種を含有し、Ｐ：0.050％以
   下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.020％以下に制限し、加え
   てMn，Ni．Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
   なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
   イト系耐熱鋼。
3. 【請求項３】重量％でＣ：0.01〜0.30％，Si：0.02〜0.
   80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，Ni：0.0
   5〜1.00％，Mo：0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，
   Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.
   008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％，Ｎ：
   0.01〜0.10％を含有し、更にCo：0.01〜1.00％，Ti：0.
   01〜0.10％の１種または２種を含有し、Ｐ：0.050％以
   下、Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.020％以下に制限し、加え
   てMn，Ni，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
   なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
   イト系耐熱鋼。
4. 【請求項４】重量％でＣ：0.01〜0.30％，Si：0.02〜0.
   80％，Mn：0.20〜3.00％，Cr：8.00〜13.00％，Ni：0.0
   5〜1.00％，Mo：0.005〜1.00％，Ｗ：0.50〜3.00％，
   Ｖ：0.05〜0.50％，Nb：0.02〜0.12％，Ｂ：0.0003〜0.
   008％，Cu：0.10〜5.00％，Zr：0.0005〜0.10％，Ｎ：
   0.01〜0.10％を含有し、更にTa：0.01〜1.00％．Hf：0.
   01〜1.00％の１種または２種を含有し、あるいは更にC
   o：0.01〜1.00％，Ti：0.01〜0.10％の１種または２種
   を含有し、Ｐ：0.050％以下，Ｓ：0.010％以下，Ｏ：0.
   020％以下に制限し、加えてMn，Ni，Cuの添加量が Mn％＋Ni％＋Co％＋２Cu％≦１２ なる条件を満たし、残部がFeおよび不可避の不純物より
   なることを特徴とする溶接ボンド部靱性の優れたフェラ
   イト系耐熱鋼。