CN103338894A - 耐氢脆化敏感性优异的焊接金属 - Google Patents

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Abstract

本发明是使用药芯焊丝，由气体保护电弧焊形成的焊接金属，其中，具有规定的化学成分组成，残留奥氏体粒子存在2500个/mm2以上，并且残留奥氏体粒子的合计体积分率为4.0%以上。因此，即使是高强度，耐氢脆化敏感性也优异，也不会发生低温裂纹。

Description

耐氢脆化敏感性优异的焊接金属
技术领域
本发明涉及在焊接结构物所使用的焊接金属中，减小了对于氢脆化的敏感性的焊接金属。
背景技术
在焊接高张力钢时，从防止焊接金属部的低温裂纹的观点出发，需要严格地管理预热/层间温度，这成为施工效率降低的原因。近年来，焊接结构物所使用的钢材，越来越高强度化，即使在焊接金属中，对高强度化的要求也很高（例如HT780：高张力钢780MPa级）。
这样的高强度化且使耐低温裂纹性降低的倾向，需要改善耐低温裂纹性。特别是在使用了药芯焊丝的气体保护电弧焊中，为了具有优异的焊接操作性，在由此焊接法形成的焊接金属中，要求有确保耐低温裂纹性的技术。
上述这样的低温裂纹，推测是由于扩散性氢在晶界偏析，晶界强度降低造成的（以下，将其称为“氢脆化”），对于耐低温裂纹性的改善，重点是如何减少扩散性氢。
据此，为了使焊接金属的耐低温裂纹性提高，需要降低焊接金属中对于氢脆化的敏感性，从这一观点出发，提出有各种各样的技术。
例如，在专利文献1中公开有一种技术，其是通过使氢捕集能力高的Mo碳化物（含有Mo的碳化物）分散在焊接金属内，从而实现低温裂纹的防止。但是在此技术中，为了使Mo碳化物分散，需要采用在使钢材对接后，从内面侧进行埋弧焊这样特殊的焊接方法，不能适用于钢材的一般焊接。
另外在专利文献2中提出有一种技术，其是通过管理焊接施工时的冷却时间，从而防止低温裂纹。在该技术中，需要与成分相应的严格的施工管理，有作业负担高这样的问题。
在专利文献3中提出有一种技术，其是在焊接金属中使捕集扩散性氢的残留奥氏体分率达到1%以上，从而防止低温裂纹。但是，该技术是以钢管的双面单层缝焊为前提，不能适用于钢材的一般焊接。
在专利文献4中提出有一种技术，其是通过减少扩散性氢量，并且适当地控制强度和化学成分组成，从而改善耐低温裂纹性。但是，在该技术中，因为应该满足的强度级别受到成分的影响，所以在实际的施工时适用地方受到限制。
上述这样至今为止所提出的技术，均以改善耐低温裂纹性为目的，但在实际的焊接施工中，由于各种要因而存在焊接金属中的氢量增加的可能性，因此作为更本质的方向，是需要改善耐氢脆化敏感性。
另外，近年来，在用于海洋结构物的焊接金属中，HT780级的应用也有所扩大。在这些焊接金属中，为了耐受在寒冷地区的使用，耐氢脆化敏感性、强度当然不用说，而且在低温韧性中也要求有很高的值。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005－40816号公报
专利文献2：日本特开2003－33876号公报
专利文献3：日本特开2002－115032号公报
专利文献4：日本特开平11－147196号公报
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种即使是高强度，耐氢脆化敏感性也优异，不会发生低温裂纹的焊接金属，根据需要低温韧性也优异的焊接金属。
能够解决上述课题的所谓本发明的焊接金属，是使用药芯焊丝，由气体保护电弧焊形成的焊接金属，其中，具有以下几点要旨：
分别含有C：0.02～0.12%（“质量%”的意味。关于化学成分组成，下同）、Si：0.10～2.0%、Mn：0.90～2.5%、Ni：0.20～3.5%、Mo：0.05～1.5%、Ti：0.040～0.150%、N：0.015%以下（不含0%）和O：0.030～0.10%，余量由铁和不可避免的杂质构成，
残留奥氏体粒子存在2500个/mm2以上，并且残留奥氏体粒子的合计体积分率为4.0%以上。还有，个数密度的测量时作为对象的残留奥氏体粒子的大小，在测量极限界以上（以当量圆直径计超过0.15μm的）。
在本发明的焊接金属中，使之具备如下要件也有用，即，分别满足Si：0.10～0.5%和Ni：1.0～2.0%，并且由下述（1）式规定的α值在3.2以上，由此能够实现低温韧性也优异的（具体来说，就是－40℃下的冲击吸收能vE-40超过85J）焊接金属。
α值=［Mn］＋［Ni］＋（2×［Mo］）＋（16×［Ti］）－（12×［O］）…（1）
其中，［Mn］、［Ni］、［Mo］、［Ti］和［O］分别表示Mn、Ni、Mo，Ti和O的含量（质量%）。
另外，在本发明的焊接金属中，优选含有20质量%以上的Ti的氧化物粒子，当量圆直径：0.15～1.0μm的存在5000个/mm2以上。上述所谓“当量圆直径”，是着眼于在光学显微镜的观察面上确认到的残留奥氏体粒子和氧化物粒子的大小，假定为与其面积相等的圆的直径。
在本发明的焊接金属中，作为其他的元素，也优选还含有如下等：（a）从Cr：2.0%以下（不含0%）、V：0.60%以下（不含0%）、Nb：0.15%以下（不含0%）和Cu：1.0%以下（不含0%）构成的群中选择的一种以上；（b）Al：0.020%以下（不含0%）和/或Zr：0.10%以下（不含0%）；（c）B：0.0050%以下（不含0%），对应所含有的元素的种类，焊接金属的特性得到进一步改善。
根据本发明，因为适当地控制化学成分组成，以及残留奥氏体粒子的个数密度和合计体积分率，所以能够实现耐氢脆化敏感性优异的焊接金属。另外，通过更严密地控制Si和Ni的含量，并且满足以Mn、Ni、Mo、Ti和O的含量规定的既定的关系式，从而能够实现低温韧性也优异的焊接金属。
附图说明
图1是表示制作焊接金属时的坡口形状的概略说明图。
图2是表示圆棒试验片的提取位置的概略说明图。
图3是表示模拟再热循环的热循环（时间与温度的关系）的图形。
图4是表示进行拉伸试验时的试验片的形状的说明图。
图5是表示测量储氢量时的试验片的形状的说明图。
具体实施方式
本发明者们，在使用药芯焊丝，由气体保护电弧焊形成的HT780级的高强度焊接金属中，对于改善耐氢脆化敏感性的手段，从各种角度进行了研究。其结果发现，通过以规定的密度使作为扩散性氢的捕集点起作用的残留奥氏体粒子形成，耐氢脆化敏感性得到改善，从而完成了本发明。
即，通过将焊接金属成分控制在规定的范围内，并且使焊接金属中存在的残留奥氏体粒子为2500个/mm2以上，将残留奥氏体粒子的合计体积分率（相对于组织全体的比例）在4.0%以上，在HT780级的焊接金属中，判明耐氢脆化敏感性得到改善。
为了使耐氢脆化敏感性优异，扩散性氢的减少有效。为了减少扩散性氢，历为已知有效的是使残留奥氏体存在，但在至今为止的研究中，只是专注于它的量，未必确定了其最佳的分散形态。因此本发明者们，作为大幅改善耐氢脆化敏感性的技术，除了残留奥氏体的量以外，还对于个数密度的效果地行了研究。
其结果是，通过确保作为扩散性氢的捕集点的残留奥氏体的量，并且借助基体组织微细化而使残留奥氏体粒子高密度地分散，捕集效果被最大限度地展现，耐氢脆化敏感性得到大幅改善。
即，在本发明的焊接金属中，存在于焊接金属中的残留奥氏体粒子为2500个/mm2以上，且残留奥氏体粒子的合计体积分率为4.0%以上，由此能够利用氢捕集效果降低氢脆化敏感性。还有，残留奥氏体粒子的个数优选为3000个/mm2以上（更优选为3300个/mm2以上），残留奥氏体粒子的合计体积分率优选为4.5%以上（更优选为4.8%以上）。
另外判明，通过具备分别满足Si：0.10～0.5%和Ni：1.0～2.0%，并且由下述（1）式所规定的α值在3.2以上这样的要件，低温韧性也优异。
α值=［Mn］＋［Ni］＋（2×［Mo］）＋（16×［Ti］）－（12×［O］）…（1）
其中，［Mn］、［Ni］、［Mo］、［Ti］和［O］分别表示Mn、Ni、Mo、Ti和O的含量（质量%）。
即，为了确保低温韧性，需要减少来自旧奥氏体晶界的粗大的晶界铁素体生成量。构成上述（1）式的α值的Mn、Ni、Mo和Ti，以固溶状态存在，具有抑制晶界铁素体生成的作用。还有，因为一部分的Mn、Ti构成氧化物，所以使O减少，以固溶状态存在的量增加。从这些观点出发，发现通过实验性地求得各元素的系数，使α值为3.2以上，晶界铁素体生成得到抑制，带来低温韧性改善。
接下来，对于本发明的焊接金属的化学成分组成进行说明。在本发明的焊接金属中，适当地控制其化学成分组成也是重要的要件，其范围设定理由如下。
［C：0.02～0.12%］
C是用于确保焊接金属的强度所不能欠缺的元素，为了发挥这样的效果，需要使之含有0.02%以上。优选为0.04%以上，更优选为0.06%以上。但是，若C含量超过0.12%，则强度过度上升，氢脆化敏感性变高（耐氢脆化敏感性劣化）。还有，C含量的优选的上限为0.10%，更优选为0.08%以下。
［Si：0.10～2.0%］
Si以固溶状态存在，推迟碳化物形成，具有使残留奥氏体稳定化的作用。若Si含量低于0.10%，则不能确保残留奥氏体。优选使之含有0.25%以上，更优选使之含有0.28%以上。但是，若Si含量变得过剩，则强度过大的上升造成的氢脆化敏感性变高，因此需要抑制在2.0%以下。优选抑制在1.5%以下，更优选在0.5%以下。特别是为了使焊接金属的低温韧性良好，优选Si含量为0.5%以下（更优选为0.4%以下）。即，若Si含量超过0.5%，则形成硬质的岛状马氏体，其成为破坏的起点，低温韧性容易劣化。
［Mn：0.90～2.5%］
Mn在确保焊接金属的强度上是必要的元素，为了发挥这样的效果，需要使之含有0.90%以上。优选为1.2%以上，更优选为1.5%以上。但是，若超过2.5%而过剩地使之含有，则成为强度过大的上升造成的氢脆化敏感性变高的原因。优选为2.2%以下，更优选为2.0%以下。
［Ni：0.20～3.5%］
Ni在确保焊接金属的强度上是必要的元素，为了发挥这样的效果，需要使之含有0.20%以上。优选为0.5%以上，更优选为1.0%以上。但是，若超过3.5%而使之过剩地含有，则成为强度过大的上升造成的氢脆化敏感性变高的原因。优选为3.0%以下，更优选为2.8%以下。特别是为了使焊接金属的低温韧性良好，优选Ni含量为1.0%以上、2.0%以下（更优选的下限是1.1%，更优选的上限是1.8%）。Ni使脆性断裂转换温度低温化，使低温下的摆锤冲击吸收能提高。为了发挥这样的效果，优选使之含有1.0%以上。但是，若超过2.0%而使之含有，则马氏体生成量增加，强度上升，摆锤冲击吸收能降低。
［Mo：0.05～1.5%］
Mo在提高焊接金属的强度上是必要的元素，为了发挥这样的效果，需要使之含有0.05%以上。优选为0.10%以上，更优选为0.2%以上。但是，若超过1.5%而过剩地使之含有，则成为强度过大的上升造成的氢脆化敏感性变高的原因。优选为1.0%以下，更优选为0.50%以下。
［Ti：0.040～0.150%］
Ti形成作为晶内相变的起点的氧化物，使组织微细化，是有助于残留奥氏体粒子的高密度分散的元素。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.040%以上。优选为0.050%以上，更优选为0.055%以上。但是，若超过0.150%而过剩地使之含有，则成为强度过大的上升造成的氢脆化敏感性变高的原因。优选为0.12%以下，更优选为0.08%以下。
［N：0.015%以下（不含0%）］
N是不可避免地混入的元素，在提高焊接金属的强度上有效，但若过剩地使之含有，则成为强度过大的上升造成的氢脆化敏感性变高的原因。由此，N含量需要在0.015%以下。优选为0.010%以下，更优选为0.006%以下。还有，N在工业上达到0%有困难。
［O：0.030～0.10%］
O形成作为晶内相变的起点的氧化物，使组织微细化，是有助于残留奥氏体粒子的高密度分散的元素。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.030%以上。优选为0.035%以上，更优选为0.040%以上。但是，若超过0.10%而使之过剩地含有，则Si氧化物形成，固溶Si减少，从而不能确保残留奥氏体量。优选为0.080%以下，更优选为0.060%以下。
本发明中规定的含有元素如上述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状况而掺杂的元素（例如P和S等）的混入。其中，一般杂质在晶界偏析而使晶界强度降低，助长低温裂纹，因此优选分别抑制为P：0.02%以下（不含0%）、S：0.025%以下（不含0%）。
在本发明的焊接金属中，作为其他的元素，优选还含有如下等：（a）从Cr：2.0%以下（不含0%）、V：0.60%以下（不含0%）、Nb：0.15%以下（不含0%）和Cu：1.0%以下（不含0%）构成的群中选择的一种以上；（b）Al：0.020%以下（不含0%）和/或Zr：0.10%以下（不含0%）；（c）B：0.0050%以下（不含0%），对应所含有的元素的种类，焊接金属的特性进一步得到改善。使这些元素含有时的范围设定理由如下。
［从Cr：2.0%以下（不含0%）、V：0.60%以下（不含0%）、Nb：0.15%以下（不含0%）和Cu：1.0%以下（不含0%）所构成的群中选择的一种以上］
Cr、V、Nb和Cu在提高焊接金属的强度上是必要的元素，但若使之过剩地含有，则由于强度过大的上升，而成为氢脆化敏感性变高的原因。由此，优选抑制在Cr为2.0%以下（更优选为1.5%以下、进一步优选为1.0%以下）、V为0.60%以下(更优选为0.50%以下、进一步优选为0.40%以下)、Nb为0.15%以下（更优选为0.10%以下、进一步优选为0.08%以下）、或Cu为1.0%以下（更优选为0.5%以下、进一步优选为0.2%以下）。还有，用于发挥上述效果的优选的下限为，Cr在0.05%以上、V在0.02%以上、Nb在0.01%以上、或Cu在0.05%以上。
[Al：0.020%以下（不含0%）和/或Zr：0.10%以下（不含0%）
Al和Zr均是强脱氧元素，具有促进固溶Si增加带来的残留奥氏体增加作用，但若使之过剩地含有，则使氧化物起点的晶内相变减少，成为组织粗大化造成的氢脆化敏感性变高的原因。由此，优选分别抑制在Al为0.020%以下（更优选为0.018%以下）、Zr为0.10%以下（更优选为0.06%以下）。还有，用于发挥上述效果的优选的下限，Al或Zr均为0.010%以上。
［B：0.0050%以下（不含0%）］
B抑制来自旧奥氏体晶界的铁素体生成，是使强度提高的元素，但若使之过剩地含有，则使强度过大地上升，成为氢脆化敏感性变高的原因。由此，优选B抑制在0.0050%以下（更优选为0.0030%以下）。还有，用于发挥上述效果的优选的下限为0.0010%以上。
本发明的焊接金属，如果是使用药芯焊丝，由气体保护电弧焊形成的，则不特别限定焊丝成分、焊接条件，但为了实现规定的形态，存在优选的范围。
从这样的观点出发，优选的焊丝成分（焊接材料），例如满足如下全部要件。即，相对于由钢材构成的外皮和焊剂合在一起的焊丝总质量，
（a）以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Si为0.35～2.5%
（b）以氧化物以外的形态存在的Si为0.25%以上
（c）作为氧化物存在的Si为0.25%以下
（d）以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Ti为2.5～4.5%
（e）以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Al为0.10%以上
（f）以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Zr为0.035%以上
（g）作为金属存在的Mg为0.4%以上
（h）根据以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Si、Ti、Al、Zr和Mg的各量，基于下述（2）式求得的A值为0.30以上
A值=Si－［Si/（Ti＋2Al＋2Zr＋3.5Mg）］…（2）
（i）以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Si量和（Mn＋Ti）量的比［（Mn＋Ti）/Si］满足下述（3）式的关系
（Mn＋Ti）/Si＞4.0…（3）
为了使含有20质量%以上的Ti的氧化物粒子，当量圆直径：0.15～1.0μm的分散5000个/mm2以上，除了上述以外，优选以金属、氧化物及其他的形态存在的全部Si量和（Mn＋Ti）量的比［（Mn＋Ti）/Si］满足下述（4）式的关系。还有，关于其他的成分，不需要特别限制，但当然需要以满足规定的焊接金属成分范围的方式进行调整。
（Mn＋Ti）/Si＞10.0…（4）
上述的要件［（a）～（i）］，是用于确保对残留奥氏体量的增加有效的固溶Si量的控制范围。即，作为Si的添加形态，以氧化物以外的形态存在的Si低于0.25%时，或者作为氧化物而存在的Si高于0.25%时，还有全部Si量低于0.35%时［满足要件（a）～（c）的情况］，则不能确保需要的固溶Si量。
另外，即使如上述这样，Si的添加形态满足，若与Si相比，作为强脱氧元素的Ti、Al、Zr、Mg脱离上述的范围［若不满足要件（d）～（g）］，或者若A值低于0.30［若不满足要件（h）］，则氧化物Si增加，固溶Si将减少。
还有，如果从确保固溶Si量这样的观点出发，则优选Si量（全部Si量）、Ti量多的方法，但若分别超过2.5%、4.5%，则在焊接金属中的浓度将超过规定上限值。
上述要件（i）是用于确保残留奥氏体粒子的个数密度的。即，在作为焊接金属的主体组织的贝氏体中，残留奥氏体在贝氏体板条间生成，因此，为了使残留奥氏体粒子的个数密度增加，需要使作为基体的贝氏体组织微细化。通过满足上述成分比［上述（2）式的关系］，Ti－Mn氧化物形成，通过以该氧化物为起点的晶内相变，使贝氏体组织微细化。另外通过使上述比超过10.0，将使上述氧化物以高密度分散，可成达组织的进一步微细化，也带来耐氢脆化敏感性的改善。
作为形成焊接金属时的焊接条件，优选使线能量为2.5kJ/mm以下，作为保护气体，使用含有20%（体积%）的CO2，余量由Ar构成的混合气体。若上述线能量低于2.5kJ/mm，则焊接时的冷却速度降低，残留奥氏体的分解被促进。另外，保护气体的组成，以用于达成组织微细化的氧化物形态控制为目的。还有，本发明虽然使用药芯焊丝进行焊接，但使用的焊丝的焊剂的填充率通常为10～20%左右。
【实施例】
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前、后述的宗旨的范围也可以适当地加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
［实施例1］
使用焊丝直径：1.2mm、焊剂填充率：13.5%，下述表1、2所示的化学成分组成的药芯焊丝（焊接材料），接下述的步骤制成焊接金属，评价各种性能（抗拉强度、氢脆化敏感性）。还有，表1、2中，以“－”所示的栏，表示无添加（不含有）。
【表1】
Figure BDA00003606390100101
*其他：铁和不可避免的杂质
【表2】
*其他：铁和不可避免的杂质
［焊接金属的制作］
将SM490A钢板加工成图1所示的坡口形状，以下述的焊接条件实施气体保护电弧焊，制作焊接金属。
（焊接条件）
保护气体：20体积%CO2－80体积%Ar混合气体
电流－电压－焊接速度：270A－29V－3.0～4.5mm/秒
线能量条件：
（A）1.74kJ/mm（270A－29V－4.5mm/秒）
（B）2.37kJ/mm（270A－29V－3.3mm/秒）
（C）2.61kJ/mm（270A－29V－3.0mm/秒）
预热－层间温度：105～150℃
积层法：3层13焊道
由制作的焊接金属的最终焊道，提取直径：5mm的圆棒试验片（提取位置显示在图2中：相当于原质部），赋予模拟再热循环的热循环。模拟这时的再热循环的热循环（时间与温度的关系）显示在图3中。另外，使用了制作的各焊接金属的化学成分组成的焊接材料、线能量条件一起显示在下述表3、4中。还有，表3、4中，由“＜”显示的栏，表示杂质量（低于杂质水平）。
【表3】
**余量：铁和不可避免的杂质
【表4】
Figure BDA00003606390100121
**余量：铁和不可避免的杂质
从完成了热处理的试验片上，提取拉伸试验用试验片和用于测量储氢量的试验片（储氢量测量用试验片）。拉伸试验片的形状显示在图4中，储氢量测量用试验片的形状显示在图5中。使用这些试验片，根据下述方法评价氢脆化敏感性。
［氢脆化敏感性的评价］
使用上述得到的储氢量测量用试验片，选定扩散性氢量=1.5～3.0ppm这样的充氢条件。这时采用的充气条件如下。
水溶液：（0.5mol/L或2.5mol/L的H2SO4）＋（1g/L－KSCN）、（30g/L－NaCl）＋（1g/L－KSCN）
电流密度：0.1A/dm2，1.0A/dm2，5.0A/dm2
充气时间：24小时
另外，扩散性氢量为，使用内置四极质量分析计的升温脱离分析装置（日电Anelva制），以升温速度：12℃/分放出，直至300℃的氢量。
上述条件下，对拉伸试验片进行充氢后，以下述的要领实施用于防止氢逃散镀锌。
水溶液：（350g/L－ZnSO4·7H2O）＋（20.6g/L－H2SO4（97%））+（60g/L－Na2SO4）
浴温：60℃
电流密度：50A/dm2
镀覆时间：3分钟
以十字头速度：5.0×10―3mm/分（应变速度：6.94×10―6/秒）实施SSRT（慢应变速率拉伸：Slow Strain Rate Technique）试验，设非充氢材的断裂延伸率为E0，设充氢材的断裂延伸率为Eh时，由下述（5）式计算的氢脆化敏感性指数S（%）低于60%的，评价为耐氢脆化敏感性优异。
S=（1－Eh/E0）×100（%）…（5）
［抗拉强度的评价］
对于板厚：20mm的SM490A钢板实施20°V字坡口，在以下述的焊接条件制作的焊接金属中（关于焊接材料，如表1、2所示），提取依据JIS－Z2202的拉伸试验片，进行拉伸试验，作为抗拉强度超过780MPa的为合格。
（焊接条件）
保护气体：20体积%CO2－80体积%Ar混合气体
电流－电压－焊接速度：270A－29V－4.5mm/秒
线能量：1.74kJ/mm
预热－层间温度：105～150℃
积层法：8层17焊道
在含有20质量%以上的Ti的氧化物粒子中，以下述方法，对于当量圆直径：0.15～1.0μm的个数密度、残留奥氏体粒子的个数密度、残留奥氏体粒子的合计体积分率进行测量。
［氧化物粒子的个数密度的测量］
从为了SSRT试验用制作的焊接金属（所述“焊接金属的制作”的栏）的最终焊道，提取直径：5mm的圆棒试验片，对于切成圆片的断面进行镜面研磨后，以光学显微镜拍摄1000倍的图像2个视野。利用图像分析软件（“Image－ProPlus”Media Cybernetics社制），选定当量圆直径：0.15～1.0μm的氧化物粒子，以SEM－EDS（X射线能量色散谱：Energy－dispersive X－ray spectroscopy）分析拍摄的氧化物中央部的组成。检测出的元素之中，以Si、S、Ti、Mn、Al、Zr、Mg的分析值（质量%）的合计使Ti的分析值（质量%）标准化，计算氧化物粒子所含的Ti浓度（质量%），在含有20质量%以上的Ti的氧化物粒子中，计算当量圆直径为0.15～1.0μm的个数密度。
［残留奥氏体粒子的个数密度的测量］
用lepera试剂使测量了氧化物粒子的个数密度的试样腐蚀，以光学显微镜拍摄1000倍的图像2个视野。通过图像分析软件（同上述）对于残留奥氏体的白色的腐蚀对比度进行分析，计算出作为当量圆直径超过0.15μm的残留奥氏体粒子的个数密度。
［残留奥氏体粒子的合计体积分率的测量］
对于上述试样表面进行电解研磨，用リガク社制的二维微小部X射线衍射装置（“RINT－RAPIDII”）实施X射线衍射测量。在铁素体相的（110）、（200）、（211）、（220）的各晶格面的峰值，和残留奥氏体相的（111）、（200）、（220）、（311）的各晶格面的峰值中，基于各峰值的积分强度比，计算残留奥氏体相的体积分率，求得各组合的平均值。
这些测量结果（氢脆化敏感性、抗拉强度、残留奥氏体的个数密度和体积分率、以及氧化物粒子的个数密度）显示在下述表5、6中。
【表5】
Figure BDA00003606390100141
【表6】
由这些结果能够进行如下考察（还有，下述No.表示3～6的试验No.）。No.1～29（表3，5）是满足本发明所规定的要件的例子，化学成分组成以及残留奥氏体粒子的个数密度和合计体积分率都得到适当地控制，因此能够在高强度下得到耐氢脆化敏感性优异的焊接金属。特别是氧化物粒子的个数密度在5000个/mm2以上的（No.2～5、7、8、10～14、16～19、21～23、25、27、29），可知能够得到氢脆化敏感性极低的值。
相对于此，No.30～54是脱离本发明所规定任意一个要件的例子，抗拉强度和耐氢脆化敏感性的至少任意一个特性劣化。
No.30是焊接时的线能量条件不恰当的例子，残留奥氏体粒子的合计体积分率低，氢脆化敏感性高（耐氢脆化敏感性劣化）。No.31是焊接金属的Si含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。No.32其残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料中的Si含量不足），氢脆化敏感性高。
No.33是焊接金属的Ti含量不足的例子，残留奥氏体粒子的个数密度低，氢脆化敏感性高。No.34是焊接金属的Ti含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。No.35是焊接金属的Mn含量不足的例子，抗拉强度变低，并且残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料中的Al含量不足），氢脆化敏感性高。
No.36是焊接金属的Ni含量不足的例子，抗拉强度变低，并且残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料中的Zr含量不足），氢脆化敏感性高。No.37其残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料中的Mg含量不足），氢脆化敏感性高。
No.38其残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料中的金属Si含量不足），氢脆化敏感性高。No.39其残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料中的SiO2量过剩），氢脆化敏感性高。
No.40其残留奥氏体粒子的合计体积分率低（焊接材料的A值不足），氢脆化敏感性高。No.41是焊接金属的C含量不足的例子，抗拉强度变低，并且残留奥氏体粒子的个数密度和合计体积分率低，氢脆化敏感性高。No.42是焊接金属的C含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。
No.43是焊接金属的Si含量（总Si含量）不足的例子（Mn含量也过剩），抗拉强度过大上升，并且残留奥氏体粒子的个数密度和合计体积分率低，氢脆化敏感性高。No.44是焊接金属的Ni含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。
No.45是焊接金属的V含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。No.46是焊接金属的Nb含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。No.47是焊接金属的N、O和Zr的含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。
No.48是焊接金属的Mo含量不足的例子，抗拉强度低。No.49是焊接金属的Mo含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。
No.50是焊接金属的O含量不足的例子（Al含量也多），残留奥氏体粒子的个数密度低，氢脆化敏感性高。No.51是焊接金属的Ti含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。
No.52是焊接金属的Cr含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。No.53是焊接金属的Cu含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。No.54是焊接金属的B含量过剩的例子，抗拉强度过大上升，氢脆化敏感性高。
［实施例2］
使用焊丝直径：1.2mm，焊剂填充率：13.5%，下述表7所示的化学成分组成的药芯焊丝（焊接材料）（No.2、4、15、16、21、24与表1所示的相同），按照与实施例1同样的步骤制作焊接金属（线能量条件为A），评价各种性能（抗拉强度、氢脆化敏感性）。还有，表7中以“－”显示的栏，表示无添加（不含有）。
【表7】
Figure BDA00003606390100171
*其他：铁和不可避免的杂质
从制作的焊接金属的最终焊道，与实施例1同样提取圆棒试验片（提取位置相当于所述图2：原质部），赋予模拟再热循环的热循环（图3）。另外，使用了制作的各焊接金属的化学成分组成的焊接材料与线能量条件一起显示在下述表8中。还有，表8中，以“＜”显示的栏，表示杂质量（低于杂质水平）。
【表8】
Figure BDA00003606390100172
**余量：铁和不可避免的杂质
对于制作的焊接金属，与实施例1同样，测量氢脆化敏感性、抗拉强度、残留奥氏体的个数密度和体积分率以及氧化物粒子的个数密度，并且根据下述的方法，测量低温韧性。
［低温韧性的测量］
从为了抗拉强度测量用而制作的焊接金属的板厚中央部，与焊接线方向垂直地提取摆锤冲击试验片（JISZ31114号试验V切口试验片），按照JISZ2242的要领，测量－40℃下的冲击吸收能vE-40。这时3次测量的平均值超过85J的，评价为低温韧性优异。
这些测量结果（氢脆化敏感性、抗拉强度、残留奥氏体的个数密度和体积分率以及氧化物粒子的个数密度、低温韧性）显示在下述表9中。
【表9】
Figure BDA00003606390100181
由此结果能够进行如下考察（还有，下述No.表示表8、9的试验No.）。No.55其Ni含量脱离优选的范围（1.0～2.0%），No.56其Ni含量脱离优选的范围，并且α值低于3.2，No.57其Si含量和Ni含量脱离优选的范围，No.60其Si含量脱离优选的范围（0.10～0.5%），低温韧性均劣化。另外，No.58、59由（1）式规定的α值低于3.2，低温韧性劣化。
相对于此，No.61～69其化学成分组成以及残留奥氏体粒子的个数密度和合计体积分率得到适当地控制，因此在高强度下耐氢脆化敏感性优异，并且Si含量和Ni含量在优选的范围内，且（1）式所规定的α值满足3.2以上，可知能够达成良好的低温韧性。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和范围而加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2011年2月2日申请的日本专利申请（专利申请2011－021153）和2011年8月25日申请的日本专利申请（专利申请2011－184117），其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明的焊接金属被用于各种焊接结构物，也可以面向海洋结构物应用。

Claims (6)

1.一种耐氢脆化敏感性优异的焊接金属，其特征在于，是使用药芯焊丝，通过气体保护电弧焊形成的焊接金属，其中，
分别含有C：0.02～0.12%（“质量%”的意思，关于化学成分组成，下同）、Si：0.10～2.0%、Mn：0.90～2.5%、Ni：0.20～3.5%、Mo：0.05～1.5%、Ti：0.040～0.150%、N：0.015%以下（不含0%）和O：0.030～0.10%，余量由铁和不可避免的杂质构成，
残留奥氏体粒子存在2500个/mm2以上，并且残留奥氏体粒子的合计体积分率为4.0%以上。
2.根据权利要求1所述的焊接金属，其中，分别满足Si：0.10～0.5%和Ni：1.0～2.0%，并且由下述（1）式规定的α值在3.2以上，
α值=［Mn］＋［Ni］＋（2×［Mo］）＋（16×［Ti］）－（12×［O］）…（1）
其中，［Mn］、［Ni］、［Mo］、［Ti］和［O］分别表示Mn、Ni、Mo、Ti和O的含量（质量%）。
3.根据权利要求1或2所述的焊接金属，其中，含有20质量%以上的Ti的氧化物粒子，当量圆直径为0.15～1.0μm的氧化物粒子存在5000个/mm2以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的焊接金属，其中，还含有从Cr：2.0%以下（不含0%）、V：0.60%以下（不含0%）、Nb：0.15%以下（不含0%）和Cu：1.0%以下（不含0%）所构成的群中选择的一种以上的元素。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的焊接金属，其中，还含有Al：0.020%以下（不含0%）和/或Zr：0.10%以下（不含0%）。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的焊接金属，其中，还含有B：0.0050%以下（不含0%）。
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