CN103347645A

CN103347645A - 蠕变特性优异的焊接金属

Info

Publication number: CN103347645A
Application number: CN2012800073213A
Authority: CN
Inventors: 名古秀德; 山下贤; 大津穰; 坂田干宏; 谷口元一
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-02-09
Filing date: 2012-02-09
Publication date: 2013-10-09
Anticipated expiration: 2032-02-09
Also published as: WO2012108517A1; JP5671364B2; JP2012166203A; US9289859B2; CN103347645B; KR20130109233A; EP2674241A4; US20130309003A1; BR112013019878A8; EP2674241A1; BR112013019878A2; KR101595636B1

Abstract

本发明的焊接金属具有优异的蠕变特性，具有规定的化学成分组成，由下述（1）式规定的A值为200以上，并且以当量圆直径为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径低于0.85m，并且在6μm的直线上存在3个以上的当量圆直径0.4μm以上的碳化物的各中心之间的连接线上，所述线和碳化物交叉的部分的长度的合计为所述线的全长的25%以上。A值＝（［V］/51＋［Nb］/93）/｛［V］×（［Cr］/5＋［Mo］/2）｝×10⁴ （1），其中，［V］、［Nb］、［Cr］和［Mo］分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量（质量%）。

Description

蠕变特性优异的焊接金属

技术领域

本发明涉及使用于焊接结构体的焊接金属中，蠕变特性得到改善的焊接金属，以及具备该焊接金属的焊接结构体。

背景技术

用于锅炉和化学反应容器的高强度Cr－Mo钢，由于在高温高压环境下使用，所以要求强度和韧性等特性，并且要求高蠕变特性（以下，也称为“耐蠕变破断特性”）。特别是近年来，在上述各设备中，从高效率操作的观点出发，以作业条件的更高温高压化为方向，希望改善蠕变特性。

这种要求在焊接高强度Cr－Mo钢时所形成的焊接金属中也同样，在去应力退火（SR退火：消除应力退火）后的高温强度、韧性和对于SR退火的耐裂纹性（耐SR裂纹性）外，兼具高水准的蠕变特性成为重要课题。

如此，作为提高焊接金属的高温蠕变特性的技术，至今提出了各种技术。

例如，在专利文献1中公开了通过详细地限定钢板组成、焊接材料组成和焊接条件，能够得到兼备耐蠕变破断特性和诸特性的焊接。但是，在该技术中，设定的耐蠕变破断特性的水平相当于550℃、800小时、240MPa的水平，不能说充分。另外，1次SR退火处理条件很短，最长为26小时（容易出现高耐蠕变破断特性的条件）。而且，存在需要实施2次SR退火处理等，复杂的工序的问题。

考虑到实心焊丝和结合焊剂的成分以及焊接条件（线能量），提出了兼备耐蠕变破断特性和诸特性的技术（例如，专利文献2、3）。但是，在这些技术中，设定的SR退火处理条件为在700℃、26小时，保持时间变短，即使实施更严格的SR退火处理条件时，也不能保证得到良好的耐蠕变破断特性。

在专利文献4中提出了通过控制焊接金属成分和主要元素的平衡而兼备耐蠕变破断特性和诸特性的技术。但是，在该技术中，设定的耐蠕变破断特性的水平相当于538℃×206MPa、900小时，不能说充分。另外，也没有记载SR退火处理的保持时间，不清楚是否能够实现良好的耐蠕变破断特性。

另一方面，作为着眼于高温蠕变特性以外的特性的技术，例如提出了专利文献5的技术。该技术通过控制碳化物的形态来改善韧性和耐回火脆化特性，但对于改善耐蠕变破断特性没有任何记载。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本国特开平2－182378号公报

【专利文献2】日本国特开平6－328292号公报

【专利文献3】日本国特开平8－150478号公报

【专利文献4】日本国特开2000－301378号公报

【专利文献5】日本国特开2009－106949号公报

发明内容

本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供发挥优异的蠕变特性，并且，韧性、耐SR裂纹性、强度等特性也优异的焊接金属，以及具备该焊接金属的焊接结构体。

能够解决上述课题的本发明的焊接金属，含有C：0.05～0.20%（“质量%”的意思。下同）、Si：0.10～0.50%、Mn：0.60～1.3%、Cr：1.8～3.0%、Mo：0.8～1.5%、V：0.25～0.50%、Nb：0.010～0.050%、N：0.025%以下（不含0%）、O：0.020～0.060%，余量由铁和不可避免的杂质构成，由下式（1）规定的A值为200以上，并且，焊接金属中所含的当量圆直径0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径低于0.85μm，并且，在连接在6μm的直线上存在3个以上的当量圆直径0.4μm以上的碳化物的各中心彼此的线中，所述线和碳化物交叉的部分的长度的合计为所述线的全长的25%以上。

A值＝（［V］/51＋［Nb］/93）/｛［V］×（［Cr］/5＋［Mo］/2）｝×10⁴…（1）

其中，［V］、［Nb］、［Cr］和［Mo］分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量（质量%）。

还有，上述所谓“当量圆直径”，是着眼于在显微镜（例如，透过型电子显微镜）的观察面上确认到的碳化物粒子的大小，设定与其面积相等的圆的直径。另外，所谓平均当量圆直径，是将当量圆直径0.40μm以上的碳化物的大小（当量圆直径）除以其个数的值（算术平均值）。

在本发明的焊接金属中，作为其他元素，优选含有（a）Cu：0.5%以下（不含0%）和/或Ni：0.5%以下（不含0%）、（b）W：0.50%以下（不含0%）、（c）B：0.005%以下（不含0%）、（d）Al：0.030%以下（不含0%）、（e）Ti：0.020%以下（不含0%）等，根据所含有的元素种类能够进一步改善焊接金属特性。

本发明包括具备上述焊接金属的焊接结构体。

根据本发明，适当限定化学成分组成，以及碳化物的平均当量圆直径和焊接金属中存在的晶界中碳化物存在的长度比率，因此，能够实现发挥优异的蠕变特性，并且，韧性、耐SR裂纹性、强度等特性优异的焊接金属。

附图说明

图1A是用于说明计算碳化物存在的晶界的长度比率的方法的第1概念图。

图1B是用于说明计算碳化物存在的晶界的长度比率的方法的第2概念图。

图1C是用于说明计算碳化物存在的晶界的长度比率的方法的第3概念图。

图1D是用于说明计算碳化物存在的晶界的长度比率的方法的第4概念图。

图1E是用于说明计算碳化物存在的晶界的长度比率的方法的第5概念图。

图2是表示拉伸试验片的提取位置的概要说明图。

图3是表示摆锤冲击试验片的提取位置的概要说明图。

图4A是表示耐SR裂纹性试验片的提取位置的概要说明图。

图4B是表示耐SR裂纹性试验片的形状的概要说明图。

图4C是表示耐SR裂纹性试验片的提取方法的概要说明图。

图5是表示蠕变破断试验片的提取位置的概要说明图。

具体实施方式

本发明者们，在焊接金属中，就用于使耐蠕变破断特性和诸特性、特别是韧性、耐SR裂纹性和强度兼备的手段，从各种角度进行了研究。其结果发现，通过控制在焊接时和SR退火处理时所形成的焊接金属中的晶界上的碳化物形态，并且抑制蠕变试验中的微细MC碳化物粒子（M：碳化物形成元素）的奥斯特瓦尔德熟化，能够实现耐蠕变破断特性和上述诸特性能够兼备的焊接金属，从而完成了本发明。

即判明，将焊接金属成分控制在规定的范围，并且使下述（1）式所规定的A值为200以上，再将焊接金属所包含的、以当量圆直径计为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径抑制在低于0.85μm，而且，在存在于焊接金属中的晶界之中，碳化物存在的部分的长度的比率为晶界的总长度的25%以上，从而能够兼备耐蠕变破断特性和上述诸特性。

上述（1）式所规定的A值，是用于控制有助于耐蠕变破断特性的提高的MC碳化物粒子的个数的要件。MC碳化物粒子，作为蠕变破断试验中的对于位错迁移的障碍起作用，使蠕变破断特性提高。这一作用随着MC碳化物粒子数增加而增大，但蠕变破断试验中的MC碳化物粒子，由于奥斯特瓦尔德熟化而致使其数量减少，因此，如何确保蠕变破断试验中的MC碳化物粒子的个数，在使耐蠕变破断特性提高上成为重要的事项。

因此，本发明者们研究确保蠕变破断试验中的MC碳化物粒子的个数的技术，发现在蠕变破断试验之前，先充分地确保MC碳化物粒子的个数，在此基础上进行蠕变破断试验中的奥斯特瓦尔德熟化，换言之，就是抑制MC碳化物粒子数的减少，从而实现耐蠕变破断特性的提高，并且从MC碳化物粒子的个数确保和抑制个数减少的观点出发，作为控制蠕变破断试验中的MC碳化物粒子数的要件，规定上述A值。

为了使耐蠕变破断特性提高，需要通过上述A值的控制进行蠕变破断试验中的MC碳化物粒子数的确保和个数减少的抑制，并且还需要抑制蠕变破断试验时的晶界滑移。因此本发明者们研究抑制晶界滑移的方法，发现在晶界析出的碳化物成为晶界滑移的阻抗，而且还发现，晶界之中，碳化物存在的部分的长度的比率成为晶界的总长度的25%以上，能够得到耐蠕变破断特性的进一步改善。还有，上述所谓“晶界”，是当然含有铁素体晶界，而且含有旧奥氏体晶界、板条块边界、板条束边界等的大倾角晶界（相互邻接的结晶晶界的方位差比15°大的晶界）。

在本发明的焊接金属中，恰当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：0.05～0.20%］

C是形成碳化物的有用的元素。若C含量比0.05%低，则焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率低于25%。但是，若C含量变得过剩，则招致碳化物的粗大化，成为韧性降低的原因，因此为0.20%以下。C含量的优选下限为0.07%，更优选为0.09%以上，优选上限为0.15%，更优选为0.13%以下。

［Si：0.10～0.50%］

Si在使焊接时的操作性良好上是有效的元素。若Si含量低于0.10%，则焊接操作性劣化。但是，若Si含量变得过剩，则带来强度过大的上升，或马氏体等的硬质组织增加，招致韧性降低，因此为0.50%以下。还有，Si含量的优选下限为0.15%，更优选为0.17%以上，优选上限为0.40%，更优选为0.32%以下。

［Mn：0.60～1.3%］

Mn在确保焊接金属的强度上是有效的元素，若其含量低于0.60%，则室温下的强度降低，除此之外还给耐SR裂纹性造成不良影响。但是，若Mn含量变得过剩，则使高温强度降低，因此需要在1.3%以下。还有，Mn含量的优选下限为0.8%，更优选为1.0%以上，优选上限为1.2%，更优选为1.15%以下。

［Cr：1.8～3.0%］

Cr是形成碳化物（主要是M₂₃C₆碳化物）有用的元素。若Cr含量比1.8%低，则焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率会低于25%。但是，若Cr含量变得过剩，则招致碳化物粗大化，成为韧性降低的原因，因此需要在3.0%以下。还有，Cr含量的优选下限为1.9%，更优选为2.0%以上，优选上限为2.8%，更优选为2.6%以下。

［Mo：0.8～1.5%］

Mo是形成碳化物（主要是M₆C碳化物）有用的元素。若Mo含量比0.8%低，则焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率将低于25%。但是，若Mo含量变得过剩，则招致碳化物粗大化，成为韧性降低的原因，因此需要在1.5%以下。还有，Mo含量的优选下限为0.9%，更优选为0.95%以上，优选上限为1.2%，更优选为1.1%以下。

［V：0.25～0.50%］

V形成碳化物（MC碳化物），在提高蠕变破断特性上是有用的元素。若V含量低于0.25%，则蠕变破断特性劣化。但是，若V含量变得过剩，则招致强度过大的上升，使韧性降低，因此需要在0.50%以下。还有，V含量的优选下限为0.27%，更优选为0.30%以上，优选上限为0.45%，更优选为0.40%以下。

［Nb：0.010～0.050%］

Nb形成碳化物（MC碳化物），在提高蠕变破断特性上是有用的元素。若Nb含量低于0.010%，则蠕变破断特性劣化。但是，若Nb含量变得过剩，则招致强度过大的上升，使韧性降低，因此需要在0.050%以下。还有，Nb含量的优选下限为0.012%，更优选为0.015%以上，优选上限为0.040%，更优选为0.035%以下。

［N：0.025%以下（不含0%）］

N渗透到MC碳化物中，使MC碳化物的微细粒子数量增加，有助于蠕变破断特性提高。但是，若N含量变得过剩，则招致MC碳化物的粗大化，对蠕变破断特性造成不良影响，因此需要在0.025%以下。还有，在使上述效果发挥的基础上，优选下限为0.005%（更优选为0.008%以上），优选上限为0.020%（更优选为0.015%以下）。

[O：0.020～0.060%]

O形成氧化物，有助于组织微细化，对于使韧性提高是有用的元素。为了发挥这一效果，需要使之含有0.020%以上。但是，若O含量变得过剩而超过0.060%，则粗大氧化物增加，成为脆性破坏的起点，韧性反而降低。还有，O含量的优选下限为0.025%（更优选为0.028%以上），优选上限为0.050%（更优选为0.045%以下）。

本发明中规定的含有元素如上所述，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、S等）的混入。

在本发明的焊接金属中，作为其他元素，优选还含有如下：（a）Cu：0.5%以下（不含0%）和/或Ni：0.5%以下（不含0%）；（b）W：0.50%以下（不含0%）；（c）B：0.005%以下（不含0%）；（d）Al：0.030%以下（不含0%）；（e）Ti：0.020%以下（不含0%）等，根据所含有的元素的种类，焊接金属的特性得到进一步改善。使这些元素含有时的范围设定理由如下。

［Cu：0.5%以下（不含0%）和/或Ni：0.5%以下（不含0%）］

Cu和Ni在通过组织微细化而使韧性提高上是有效的元素。但是，若这些元素的含量变得过剩，则使组织显著微细化，使蠕变破断特性降低，因此Cu或Ni的含量分别优选为0.5%以下。更优选分别在0.4%以下，进一步优选为0.3%以下。还有，用于发挥上述效果的优选下限均为0.02%以上（更优选为0.03%以上）。

［W：0.50%以下（不含0%）］

W形成碳化物，是有助于蠕变破断特性的提高的元素。但是，若W含量变得过剩，则使晶界析出的碳化物粗大化，对韧性造成不良影响，因此优选为0.50%以下。更优选为0.3%以下（进一步优选为，0.2%以下）。还有，用于使上述效果发挥的优选下限为0.08%以上（更优选为0.1%以上）。

［B：0.005%以下（不含0%）］

B渗透到容易在晶界生成的作为碳化物的M₂₃C₆中，使该碳化物微细化，从而在焊接金属中存在的晶界之中，使碳化物存在的长度提高，是有助于耐蠕变破断特性的改善的元素。但是，若B含量变得过剩，则使耐SR裂纹性降低，因此优选为0.005%以下。更优选为0.004%以下（进一步优选为0.0025%以下）。还有，用于使上述效果发挥的优选下限为0.0005%以上（更优选为0.0010%以上）。

［Al：0.030%以下（不含0%）］

Al是作为脱氧剂有效的元素。但是，若Al含量变得过剩，则招致氧化物粗大化，对韧性造成不良影响，对韧性带来不良影响，因此优选为0.030%以下。更优选为0.020%以下（进一步优选为0.015%以下）。还有，用于使上述效果发挥的优选下限为0.01%以上（更优选为0.012%以上）。

［Ti：0.020%以下（不含0%）］

Ti形成MC碳化物，是有助于蠕变破断特性的提高的元素。但是，若Ti含量变得过剩，则带来因MC碳化物的析出强化受到促进造成的晶内强化的显著上升，使耐SR裂纹性降低，因此优选为0.020%以下。更优选为0.015%以下（进一步优选为0.012%以下）。还有，用于使上述效果发挥的优选下限为0.005%以上（更优选为0.008%以上）。

在本发明的焊接金属中，需要上述（1）式所规定的A值在200以上，规定这一范围的理由如下。该A值是控制蠕变破断试验中的MC碳化物粒子的个数的要件，若该值低于200，则在蠕变破断试验之前，MC碳化物粒子的个数少，或蠕变破断试验中的MC碳化物粒子的奥斯特瓦尔德熟化进行，MC碳化物粒子的个数的减少促进，耐蠕变破断特性降低。该A值优选为205以上，更优选为210以上，进一步优选为215以上。还有，若A值过大，则SR退火时生成的MC碳化物粒子显著微细并且变成大量，对耐SR裂纹性造成不良影响，因此优选为250以下。

在本发明的焊接金属中，需要以当量圆直径计为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径低于0.85μm，若该平均当量圆直径为0.85μm以上，则粗大碳化物助长破坏龟裂的进展，韧性劣化。该平均当量圆直径优选为低于0.80μm，更优选为低于0.75μm，特别优选为低于0.70μm。还有，对韧性造成不良影响的粗大碳化物，主要是M₂₃C₆碳化物、M₆C碳化物，微细（大约0.1μm以下）的MC碳化物，其自身对韧性的不良影响比较小。因此，特别着眼于M₂₃C₆碳化物、M₆C碳化物来控制韧性，所以使作为对象的碳化物的大小（当量圆直径）为0.40μm以上。

在本发明的焊接金属中，在6μm的直线上存在3个以上的当量圆直径0.4μm以上的碳化物的各中心之间的连接线上，所述线与碳化物交叉的部分的长度的合计，需要是所述线的全长的25%以上，若这一比率低于25%，则抑制蠕变破断试验中的晶界滑移的效果不足，耐蠕变破断特性降低。这一比率优选为30%以上，更优选为40%以上。碳化物存在的长度的比率的计算方法使用图1说明。

首先，提取表面复形TEM（透过型电子显微镜）观察用试验片，选择与当量圆直径为0.40μm以上的碳化物（图中，由黑色标记表述）的至少3个相交，长度为6μm的直线Ai（i＝1、2、3…n，n：直线的总条数）（图1A、图1B：第一、二概念图）。这时，如果只能与低于3个当量圆直径为0.40μm以上的碳化物交叉，则不引出直线。还有，图1B中显示引出8条直线（A1～A8），这些直线A1～A8长度全部为6μm。

其次，选定与上述直线Ai交叉的当量圆直径为0.40μm以上的碳化物（图1C：第三概念图）。以直线Bi（i＝1、2、3…m，m：直线的总条数），连接在直线Ai上邻接的碳化物的外接矩形（长方形、正方形）的中心（图1D：第四概念图），计算各直线Bi之中，与碳化物重叠的部分的长度Ci（i＝1、2、3…k），之后，将（图1E：第五概念图）、“（C1～Ck的合计值）÷（直线B1～Bm的合计长度）×100”，定义为焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的部分对于晶界总长度的长度比率。

用于得到本发明的焊接金属的焊接方法，只要是电弧焊接法则没有特别限定，但优选适用对于化学反应容器等实际进行焊接施工时所大量采用的埋弧焊（SAW）、焊条电弧焊（SMAW）。

但是，为了实现本发明的焊接金属，需要适当控制焊接材料和焊接条件。焊接材料成分，当然需要的焊接金属成分制约，另外为了得到规定的碳化物形态，必须适当控制焊接条件和焊接材料成分。

例如，SAW中优选的焊接条件为，焊接线能量为2.5～5.0kJ/mm，并且焊接时的预热－道间温度为190～250℃左右。在这些焊接条件中，为了得到规定的焊接金属，在使焊丝中的Si含量为0.11%以上的基础上，使焊丝中的Mn的含量［Mn］和Cr含量［Cr］的比（［Mn］/［Cr］）的值为0.48以上即可。

若焊丝中的Si含量低于0.11%，或上述比（［Mn］/［Cr］）低于0.48，则Si和Mn的脱氧作用降低，一部分的Cr作为氧化物被固定，有助于碳化物生成的Cr减少，使焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率低于25%。焊丝中的Si含量优选为0.15%以上，更优选为0.20%以上。另外上述比（［Mn］/［Cr］）的值优选为0.50以上，更优选为0.55以上。还有，若该比（［Mn］/［Cr］）的值过大，则由于施工时的偏差有可能导致焊接金属的Mn、Cr浓度不满足规定的范围，因此优选为0.72以下。

SAW的线能量低于2.5kJ/mm，或预热－道间温度低于190℃，则焊接时的冷却速度变快，焊接金属的粒径微小，使焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率低于25%。另外，若线能量高于5.0kJ/mm，或预热－道间温度高于250℃，则焊接金属组织变粗大，作为碳化物的生成部位的晶界减少，其结果是，各个碳化物尺寸变大，粗大碳化物增加，因此韧性不能确保。

另一方面，SMAW的优选的焊接条件为，焊接线能量为2.3～3.0kJ/mm，并且焊接时的预热－道间温度为190～250℃左右。在这些焊接条件中，为了得到规定的焊接金属，在制造焊条时，在使涂料的（Si＋SiO₂）含量为5.0%以上的基础上，使涂料中的Mn的含量［Mn］和Cr含量［Cr］的比（［Mn］/［Cr］）的值为1.2以上即可。

涂料的（Si＋SiO₂）含量低于5.0%，或比（［Mn］/［Cr］）的值低于1.2，则Si和Mn的脱氧作用降低，一部分的Cr作为氧化物被固定，有助于碳化物生成的Cr减少，使焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率低于25%。涂料的（Si＋SiO₂）含量优选为5.5%以上，更优选为6.0%以上。另外上述比（［Mn］/［Cr］）的值优选为1.5以上，更优选为2.0以上。

若SMAW的线能量低于2.3kJ/mm，或预热－道间温度低于190℃，则焊接时的冷却速度变快，焊接金属的粒径微小，焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率低于25%。另外，若线能量高于3.0kJ/mm，或预热－道间温度高于250℃，则焊接金属组织粗大，作为碳化物的生成部位的晶界减少，其结果是，各个碳化物尺寸变大，粗大碳化物增加，因此不能确保韧性。

遵循上述这样的条件形成焊接金属，能够发挥优异的蠕变特性，并且能够得到在韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性中优异的焊接金属，能够实现具备这样的焊接金属的焊接结构体。

【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、后述宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

使用具有下述的成分的母材，以后述的各焊接条件制作焊接金属，评价各种特性。

［母材组成（质量%）］

C：0.12%、Si：0.23%、Mn：0.48%、P：0.004%、S：0.005%、Cu：0.04%、Al：＜0.002%、Ni：0.08%、Cr：2.25%、Mo：0.99%、V：0.004%、Ti：0.002%、Nb：0.005%（余量：铁和不可避免的杂质）

［焊接条件（SAW）］

焊接方法：埋弧焊（SAW）

母材板厚：25mm

坡口角度：10°（V字型）

根部间隙：25mm

焊接姿势：向下

焊丝直径：（焊丝组成显示在下述表1、2中）

线能量条件（AC－AC双丝）

一）2.4kJ/mm（L：440A－25V/T：480A－27V，10mm/秒）

二）2.6kJ/mm（L：480A－25V/T：500A－28V，10mm/秒）

三）3.7kJ/mm（L：580A－30V/T：600A－32V，10mm/秒）

四）4.8kJ/mm（L：440A－25V/T：480A－27V，5mm/秒）

五）5.2kJ/mm（L：480A－25V/T：500A－28V，5mm/秒）

其中，L：leading wire（先行电极），T：trailing wire（后行电极）预热－道间温度：180～260℃

层叠方法：每层双道（计6层）

（使用焊剂组成）

组成A（质量%）SiO₂：6%、Al₂O₃：18%、MｇO：35%、CaF₂：20%、CaO：11%、其他（CO₂、Ca、AlF₃等）：10%

组成B（质量%）SiO₂：8%、Al₂O₃：14%、MｇO：31%、CaF₂：27%、CaO：10%、其他（CO₂、Ca、AlF₃等）：10%

［焊接条件（SMAW）］

焊接方法：焊条电弧接（SMAW）

母材板厚：20mm

坡口角度：20°（V字型）

根部间隙：19mm

焊接姿势：向下

心线径：

（涂料的组成显示在下述表7中）

线能量条件

六）2.1kJ/mm（210A－27V，2.7mm/秒）

七）2.3kJ/mm（215A－27V，2.5mm/秒）

八）2.7kJ/mm（215A－27V，2.2mm/秒）

九）3.0kJ/mm（220A－27V，2.0mm/秒）

十）3.2kJ/mm（225A－28V，2.0mm/秒）

预热－道间温度：180～260℃

层叠方法：每层双道（计8层）

（使用焊条芯组成）

组成a（质量%）C：0.09%、Si：0.15%、Mn：0.49%、Cu：0.04%、Ni：0.03%、Cr：2.31%、Mo：1.10%（余量：铁和不可避免的杂质）

组成b（质量%）C：0.05%、Si：0.2%、Mn：0.45%、Cu：0.04%、Ni：0.02%、Cr：1.39%、Mo：0.55%（余量：铁和不可避免的杂质）

［评价特性］

（当量圆直径为0.40μm以上的碳化物的平均円相当径：低于0.85μm）

从实施了705℃×32小时的SR退火处理的焊接金属的最终焊道中央部，提取表面复形TEM观察用试验片，以7500倍拍摄4张具有13.3×15.7μm的视野的图像。利用图像分析软件（“Image－ProPlus”Media Cybernetics社制），选择当量圆直径：0.40μm以上的碳化物后，计算其平均当量圆直径（使碳化物的当量圆直径合计除以个数的值）。

（焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率为25%以上）

从实施了705℃×32小时的SR退火处理的焊接金属的最终焊道中央部，提取表面复形TEM观察用试验片，以7500倍拍摄4张具有13.3×15.7μm的视野的图像。利用图像分析软件（“Image－ProPlus”Media Cybernetics社制），用以下的方法进行碳化物形态的分析。

（1）选定长度为6μm，与当量圆直径为0.40μm以上的碳化物的至少3个交叉的直线Ai（i＝1、2、3…n、n：直线的总条数）（所述图1A、图1B）。

（2）选定与上述直线Ai交叉的当量圆直径为0.40μm以上的碳化物（所述图1C）。

（3）以直线Bi（i＝1、2、3…m、m：直线的总条数）连接在直线Ai上邻接的碳化物的外接四角形的中心（图1D），计算出与各直线Bi交叉的碳化物的长度Ci（i＝1、2、3…k）的基础上（图1E），将“（C1～Ck的合计值）÷（直线B1～Bm的合计长度）×100”定义为焊接金属中存在的晶界之中，碳化物存在的长度的比率（晶界碳化物比率）。

（高温强度）

从实施了705℃×32小时的SR退火处理的焊接金属的、距板厚表面深10mm的位置，沿基于图2的焊接线方向提取拉伸试验片（JIS Z3111A2号），在540℃下，按JIS Z2241的要领，测量抗拉强度TS。抗拉强度TS＞400MPa评价为强度（高温强度）优异。

（韧性）

从实施了705℃×8小时的SR退火处理的焊接金属的板厚中央部，基于图3的垂直于焊接线的方向，提取摆锤冲击试验片（JIS Z31114号V切口试验片），按JIS Z2242的要领，测量－30℃下的吸收能vE_－30。3次测量的平均值超过54J时，评价为韧性优异。

（耐SR裂纹性）

从焊接金属的最终焊道（原质部），基于下述提取裂缝尺寸＝0.5mm的环状裂纹试验片。实施625℃×10小时的SR退火处理，试验片6个（观察面3×试验数2），在切口底部邻域均未发生裂纹时，评价为耐SR裂纹性优异（评价○），发生裂纹时评价为耐SR裂纹性差（评价×）。

这时，作为耐SR裂纹性的评价方法，以下展示环状裂纹试验的概要。图4A中显示试验片的提取位置，图4B中显示试验片的形状。使U形切口正下组织为原质部，如此从最终焊道表面正下提取，裂缝尺寸（宽度）为0.5mm。压缩至裂缝宽度为0.05mm，对裂缝部进行TIG焊接，在切口底部负荷拉伸残留应力。用马弗炉对于TIG焊接后的试验片实施625℃×10小时的SR退火处理，SR退火处理后，如图4C所示，将试验片三等分提取（观察面1～3），用光学显微镜观察其截面（切口底部附近），观察SR裂纹发生状况。

（耐蠕变破断特性）

由实施了705℃×32小时的SR退火处理的焊接金属的板厚中央部，沿基于图5的焊接线方向提取标点距离：30mm，

的蠕变试验片，在540℃下以210MPa的条件实施蠕变试验，测量破断时间。破断时间超过1000小时时评价为耐蠕变破断特性优异。

［实施例1］

由SAW形成焊接金属时使用的各种焊丝（W1～47）的化学成分组成，与比（［Mn］/［Cr］）的值一起显示在下述表1、2中。另外所形成的焊接金属的化学成分组成，与焊接条件（焊丝No.线能量条件、使用焊剂、预热道间温度）和A值一起显示在下述表3、4中。此外，各焊接金属的评价特性结果（碳化物平均当量圆直径、晶界碳化物比率、抗拉强度TS、韧性（vE_－30）、耐SR裂纹性、耐蠕变破断特性）显示在下述表5、6中。

表1

*余量：铁和不可避免的杂质

表2

*余量：铁和不可避免的杂质

表3

**余量：铁和不可避免的杂质

表4

**余量：铁和不可避免的杂质

表5

表6

由表1～6能够进行如下考察（还有，下述No.表示表3～6的试验No.）。No.1～30是满足本发明规定的要件的例子，发挥着优异的耐蠕变破断特性，并且能够得到在韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性中优异的焊接金属。

另一方面，No.31～47是脱离本发明规定某一要件的例子。某一特性差。其中，No.31因为线能量条件（线能量为2.4kJ/mm）而引起晶界碳化物比率变少，耐蠕变破断特性劣化（破断时间为800小时）。No.32因为线能量条件（线能量为5.2kJ/mm），引起焊接金属所含的以当量圆直径计为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径超过规定的范围，因此韧性劣化（vE_－30为51J）。

No.33预热－道间温度比恰当的范围低，另外C含量过剩，碳化物的平均当量圆直径大，并且晶界碳化物比率少，韧性和蠕变破断特性劣化。No.34其预热－道间温度比适当的范围高，另外Cr含量过剩，碳化物的平均当量圆直径大，并且，晶界碳化物比率少，韧性和耐蠕变破断特性劣化。

No.35由焊接金属中的成分规定的A值低于200，耐蠕变破断特性劣化。No.36其C含量不足，晶界碳化物比率少，强度降低，并且耐蠕变破断特性劣化。

No.37其Si含量不足，并且Mo含量过剩，另外A值低于200，碳化物的平均当量圆直径大，并且，晶界碳化物比率少，韧性和耐蠕变破断特性劣化。No.38其焊丝中的比（［Mn］/［Cr］）的值低（0.35），另外焊接金属中的Mn和Cr的含量不足，晶界碳化物比率少，耐SR裂纹性和耐蠕变破断特性劣化。

No.39其Si含量过剩，并且Nb含量不足，晶界碳化物比率少，强度降低，并且韧性和耐蠕变破断特性劣化。No.40其焊接金属中的Mn含量和W含量过剩，碳化物的平均当量圆直径变大，韧性劣化。

No.41其Mo含量不足，并且O含量过剩，晶界碳化物比率少，强度降低，并且韧性和耐蠕变破断特性劣化。No.42其焊接金属中的V含量不足，强度降低并且耐蠕变破断特性劣化。No.43其焊接金属中的V含量过剩，韧性劣化。

No.44其焊接金属中的Nb含量过剩，韧性和耐SR裂纹性劣化。No.45其焊接金属中的N含量和Ti含量过剩，韧性、耐SR裂纹性、耐蠕变破断特性劣化。

No.46其焊接金属中的Cu含量和B含量过剩，晶界碳化物比率少，耐SR裂纹性和耐蠕变破断特性劣化。No.47其焊接金属中的Ni含量和Al含量过剩，晶界碳化物比率少，韧性和耐蠕变破断特性劣化。

［实施例2］

以SMAW形成焊接金属时使用的各种涂料的化学成分组成，与（S＋SiO₂量）和比（［Mn］/［Cr］）的值一起显示在下述表7中（涂料No.B1～20）。另外所形成的焊接金属的化学成分组成与焊接条件（涂料No.、线能量条件、焊条芯种类、预热－道间温度）和A值一起显示在下述表8中。此外，各焊接金属的评价特性结果（碳化物平均当量圆直径、晶界碳化物比率、抗拉强度TS、韧性（vE-30）、耐SR裂纹性、耐蠕变破断特性）显示在下述表9中。

表7

*其他：SrO、BaF₂等

表8

**余量：铁和不可避免的杂质

表9

由表7～9能够进行如下考察（还有，下述No.表示表8、9的试验No.）。No.48～61是满足本发明所规定的要件的例子，发挥着优异的耐蠕变破断特性，并且能够得到在韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性中优异的焊接金属。

另一方面，No.62～71是脱离本发明所规定某一要件的例子。某一特性差。其中，No.62其预热－道间温度比适当的范围低，晶界碳化物比率少，耐蠕变破断特性劣化。No.63其预热－道间温度比适当的范围高，焊接金属所含的以当量圆直径计为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径超出规定的范围，因此韧性劣化。

No.64因为线能量条件（线能量为2.1kJ/mm）引起晶界碳化物比率变少，耐蠕变破断特性劣化（破断时间为817小时）。No.65因为线能量条件（线能量为3.2kJ/mm），引起焊接金属所含的以当量圆直径计为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径超出规定的范围，因此韧性劣化（vE_－30为48J）。

No.66其涂料中的比（［Mn］/［Cr］）的值低，晶界碳化物比率少，耐蠕变破断特性劣化。No.67由焊接金属中的成分规定的A值低于200，耐蠕变破断特性劣化。

No.68C含量不足，并且A值低于200，晶界碳化物比率少，耐蠕变破断特性劣化。No.69其Mn含量不足，耐SR裂纹性劣化。

No.70其Mn含量过剩，并且V含量不足，强度降低。No.71其Cr含量和V含量不足，晶界碳化物比率少，耐蠕变破断特性劣化。

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，这对于从业者很清楚。

本申请基于2011年2月9日申请的日本专利申请（专利申请2011－026485），其内容在此参照并援引。

【产业上的可利用性】

本发明的焊接金属改善了蠕变特性，例如对于锅炉和化学反应容器等有用。

Claims

1.一种蠕变特性优异的焊接金属，其特征在于，分别含有：

C：0.05～0.20%（“质量%”的意思，下同）、

Si：0.10～0.50%、

Mn：0.60～1.3%、

Cr：1.8～3.0%、

Mo：0.8～1.5%、

V：0.25～0.50%、

Nb：0.010～0.050%、

N：0.025%以下（不含0%）、

O：0.020～0.060%，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

由下述（1）式规定的A值为200以上，并且焊接金属中所含的以当量圆直径计为0.40μm以上的碳化物的平均当量圆直径低于0.85μm，并且将在6μm的直线上存在3个以上的当量圆直径为0.4μm以上的碳化物的各中心彼此连接的线上，所述线和碳化物交叉的部分的长度的合计为所述线的全长的25%以上，

2.根据权利要求1所述的焊接金属，其中，还含有Cu：0.5%以下（不含0%）和/或Ni：0.5%以下（不含0%）作为其他元素。

3.根据权利要求1或2所述的焊接金属，其中，还含有W：0.50%以下（不含0%）作为其他元素。

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B：0.005%以下（不含0%）作为其他元素。

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：0.030%以下（不含0%）作为其他元素。

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Ti：0.020%以下（不含0%）作为其他元素。

7.一种具备了权利要求1～6中任一项所述的焊接金属的焊接结构体。