CN103402696B - 耐回火脆化特性优异的焊缝金属 - Google Patents

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Abstract

本发明的焊缝金属具有规定的化学成分组成，与大小相应地控制氧化物的个数，并且由下述式规定的A值为5.0以下。A值＝（100×［C］－6×［insol.Cr］－2×［insol.Mo］－24×［insol.V］－13×［insol.Nb］）×（［Mo］－［insol.Mo］）其中，［insol.Cr］、［insol.Mo］、［insol.Nb］及［insol.V］表示在去应力退火后作为化合物存在的Cr、Mo、Nb及V各自的含有量（质量％），［C］及［Mo］表示焊缝金属中的C及Mo各自的含有量（质量％）。

Description

耐回火脆化特性优异的焊缝金属
技术领域
本发明涉及Cr－Mo钢那样的高强度钢材的焊接所使用的焊缝金属，涉及改善了耐回火脆化特性的焊缝金属以及具备这样的焊缝金属的焊接构造体。
背景技术
在锅炉、化学反应容器中使用的高强度Cr－Mo钢及其焊缝金属部由于在高温高压环境下被使用，因此需要在具备强度及韧性等特性的同时以高水品兼备耐热性（高温强度）、耐SR裂纹性[去应力退火（SR退火）时不产生晶间裂纹]以及耐回火脆化特性（高温环境下的使用中脆化较少）。特别是近年来，由于随着装置大型化的厚壁化，从施工效率的观点出发焊接时的线能量正在增大，一般来说焊接线能量的增大会使焊缝金属部的组织粗大化、使韧性（耐回火脆化特性）劣化，因此，要求的韧性、耐回火脆化特性成为更高的水准。
作为着眼于对高强度Cr－Mo钢进行焊接的情况下形成的焊缝金属的韧性、耐回火脆化特性的技术，迄今为止也提出有各种方案。
例如，在专利文献1中公开了通过详细地规定钢板组成、焊接材料组成及焊接条件来获得兼备各特性的焊缝金属。在该技术中，在一部分实施例中，虽然表示去应力退火（SR退火：StressRelief退火）后的韧性的vTr5.5（SR退火后的吸收能量为5.5kgf·m的温度）为－50℃且是良好的，但表示回火脆化处理（阶梯冷却）后的韧性的vTr’5.5（阶梯冷却后的吸收能量为5.5kgf·m的温度）最好也仅是－41℃，不能说是很高的水准。
另外，在专利文献2中提出有通过考虑包剂焊条中的焊芯及药皮的成品率且相关联地限制C、Mn及Ni的含有量来改善韧性、强度及耐热性的技术。但是，并没有考虑耐回火脆化特性。
提出有通过考虑实心焊丝、陶质焊剂的成分及焊接条件（线能量）能实现韧性、强度、耐回火脆化特性及耐SR裂纹性优异的焊缝金属的技术（例如专利文献3、4）。在上述技术中，在一部分实施例中，虽然能获得表示SR退火后的韧性的vTr55（SR退火后的吸收能量为55J的温度）、表示回火脆化处理（阶梯冷却）后的韧性的vTr’55（阶梯冷却后的吸收能量为55J的温度）均低于－50℃的良好的韧性，但表示回火时的脆化的程度的ΔvTr55（＝vTr’55－vTr55）均为8℃以上，难以说能充分抑制回火脆化。
在专利文献5中提出有通过对焊缝金属成分、特别是杂质元素量进行管理来改善韧性、强度及耐SR裂纹性的技术。但是，并没有考虑耐回火脆化特性。
在专利文献6中提出有通过在焊条电弧焊中对焊条的焊芯及药皮材成分进行控制来改善韧性、强度的技术。但是，并没有考虑耐回火脆化特性。并且，假定的焊接线能量较小，施工上的制约较大。
另一方面，还提出有通过在焊条电弧焊中对焊条的焊芯及药皮材成分进行控制来改善韧性、强度的技术（例如专利文献7、8）。在上述技术中，虽然韧性、耐回火脆化特性均处于较高的水平，但推荐的焊接条件是在规定了利用焊条电弧焊的焊缝金属的专利文献7中为焊接电流：140～190A左右（焊芯直径φ4.0mm），在规定了利用埋弧焊的焊缝金属的专利文献8中为线能量：2.0～3.6kJ／mm左右，不能说充分应对焊接线能量增大的倾向。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开平2－182378号公报
专利文献2:日本特开平2－220797号公报
专利文献3:日本特开平6－328292号公报
专利文献4:日本特开平8－150478号公报
专利文献5:日本特开2000－301378号公报
专利文献6:日本特开2002－263883号公报
专利文献7:日本特开2008－229718号公报
专利文献8:日本特开2009－106949号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明是鉴于上述情况而做成的，其目的在于提供在线能量比较大的焊接条件下也发挥优异的耐回火脆化特性且韧性、耐SR裂纹性、强度等特性也优异的焊缝金属以及具备这样的焊缝金属的焊接结构体。
用于解决课题的手段
能解决上述课题的本发明的焊缝金属的主旨在于：该焊缝金属分别含有C：0.05～0.15％（“质量％”的意思。以下相同）、Si：0.1～0.50％、Mn：0.6～1.30％、Cr：1.8～3.0％、Mo：0.80～1.20％、V：0.25～0.50％、Nb：0.010～0.050％、N：0.025％以下（不包含0％）、O：0.020～0.060％，其余由铁及不可避免的杂质构成，当量圆直径超过1μm的氧化物每1mm2为2000个以下，并且当量圆直径超过2μm的氧化物每1mm2为100个以下，且由下述（1）式规定的A值为5.0以下。
A值＝（100×［C］－6×［insol.Cr］－2×［insol.Mo］－24×［insol.V］－13×［insol.Nb］）×（［Mo］－［insol.Mo］）…（1）
其中，［insol.Cr］、［insol.Mo］、［insol.Nb］及［insol.V］表示在去应力退火后作为化合物存在于焊缝金属中的Cr、Mo、Nb及V各自的含有量（质量％），［C］及［Mo］表示焊缝金属中的C及Mo各自的含有量（质量％）。
在本发明的焊缝金属中，作为其它元素还优选包含（a）Cu：1.0％以下（不包含0％）及／或Ni：1.0％以下（不包含0％）、（b）B：0.0050％以下（不包含0％）、（c）W：0.50％以下（不包含0％）、（d）Al：0.030％以下（不包含0％）、（e）Ti：0.020％以下（不包含0％）等，与所含有的元素的种类相应而进一步改善焊缝金属的特性。
本发明还包含具备上述那样的焊缝金属的焊接结构体。
发明效果
根据本发明，规定化学成分组成且对规定大小的氧化物的个数进行规定，而且适当地规定去应力退火后作为化合物存在的Cr、Mo、Nb及V各自的含有量（质量％）与焊缝金属中的C及Mo的关系，因此能提供发挥优异的耐回火脆化特性且韧性、耐SR裂纹性、强度等特性优异的焊缝金属。
附图说明
图1是表示阶梯冷却处理条件的图表。
图2是表示拉伸试验片的选取位置的概略说明图。
图3是表示夏比冲击试验片的选取位置的概略说明图。
图4A是表示耐SR裂纹性试验片的选取位置的概略说明图。
图4B是表示耐SR裂纹性试验片的形状的概略说明图。
图4C是表示耐SR裂纹性试验片的选取方法的概略说明图。
具体实施方式
本发明者为了实现在线能量比较大的焊接条件下也发挥优异的耐回火脆化特性、且韧性、耐SR裂纹性、强度等特性也优异的焊缝金属而从各个角度进行了研究。结果发现，通过减少粗大的氧化物并且控制SR退火后的焊缝金属中的全C量、Mo量（上述［C］、［Mo］）、作为化合物存在的Cr、Mo、Nb及V量（上述［insol.Cr］、［insol.Mo］、［insol.Nb］及［insol.V］）能兼备上述各特性，从而完成了本发明。
即，发现在本发明中，通过适当控制焊缝金属的化学成分组成，并且将存在于焊缝金属中的当量圆直径超过1μm的氧化物减少至每1mm2为2000个以下（2000个／mm2以下）、将当量圆直径超过2μm的氧化物减少至每1mm2为100个以下（100个／mm2以下），并且将由下述（1）式规定的A值控制为5.0以下，从而能兼备以韧性、耐回火脆化特性为代表的各特性。
A值＝（100×［C］－6×［insol.Cr］－2×［insol.Mo］－24×［insol.V］－13×［insol.Nb］）×（［Mo］－［insol.Mo］）…（1）
其中，［insol.Cr］、［insol.Mo］、［insol.Nb］及［insol.V］表示去应力退火后作为化合物存在于焊缝金属中的Cr、Mo、Nb及V各自的含有量（质量％），［C］及［Mo］表示焊缝金属中的C及Mo各自的含有量（质量％）。
上述“当量圆直径”是着眼于在光学显微镜的观察面上看到的氧化物颗粒的大小、假定其面积相等的圆的直径。另外，作为化合物存在的Cr、Mo、Nb及V各自的含有量（质量％）通过提取残渣法来求出。需要说明的是，［C］及［Mo］表示焊缝金属中的C及Mo各自的含有量（质量％），但它们的量在去应力退火的前后不发生变化。
焊缝金属的耐回火脆化特性是通过在SR退火后实施称作阶梯冷却的热处理、与实施了通常的SR退火的焊缝金属相比韧性发生何等劣化来评价的。本发明者新发现在该阶梯冷却时析出的微细碳化物Mo2C由于析出强化而使焊缝金属硬化从而导致韧性劣化，通过对由上述（1）式规定的A值进行控制，来抑制Mo2C的析出，抑制阶梯冷却后的韧性劣化，从而能实现耐回火脆化特性优异的焊缝金属。
由上述（1）式规定的A值是规定与有助于阶梯冷却时的Mo2C析出的固溶C、固溶Mo相关联的要件的值，且是在热力学上表现Mo2C析出的驱动力的值。该A值越小，Mo2C的析出量越少。因而，为了得到耐回火脆化特性优异的焊缝金属，需要将A值控制为规定的值以下。从这样的观点出发，A值需要为5.0以下，若大于5.0，则Mo2C的析出量增加而耐回火脆化特性劣化。该A值优选为4.5以下，更优选为4.0以下，进一步优选为3.5以下。
在本发明的焊缝金属中，需要控制规定大小的氧化物的个数。通过这样地控制氧化物的形态，能谋求焊缝金属的组织微细化，谋求韧性的提高。从这样的观点出发，需要将存在于焊缝金属中的当量圆直径超过1μm的氧化物减少至2000个／mm2以下，将当量圆直径超过2μm的氧化物减少至100个／mm2以下，若以超过这些上限的方式存在氧化物，则无法确保良好的韧性。需要说明的是，当量圆直径超过1μm的氧化物优选为1500个／mm2以下，更优选为1200个／mm2以下，根据本发明，能减少至数百个／mm2左右。另外，当量圆直径超过2μｍ的氧化物优选为60个／mm2以下，更优选为40个／mm2以下。
在本发明的焊缝金属中，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所述。
［C：0.05～0.15％］
C是在确保焊缝金属的强度方面所必需的元素。若C含有量低于0.05％，则不能获得规定的强度。但是，若C含有量过剩，则会导致碳化物的粗大化，从而成为韧性降低的原因，因此，C含有量为0.15％以下。C含有量的优选的下限为0.07％以上，更优选为0.09％以上，优选的上限为0.13％以下，更优选为0.12％以下。
［Si：0.1～0.50％］
Si是在使焊接时的作业性变良好方面有效的元素。若Si含有量低于0.1％，则焊接作业劣化。但是，若Si含有量过剩，则导致强度的过大上升或者马氏体等硬质组织增加，从而导致韧性降低，因此，Si含有量为0.50％以下。需要说明的是，Si含有量的优选的下限为0.15％以上，更优选为0.17％以上，优选的上限为0.40％以下，更优选为0.32％以下。
［Mn：0.6～1.30％］
Mn是在确保焊缝金属的强度方面有效的元素，若其含有量低于0.6％，则除了在室温下的强度降低之外还会给耐SR裂纹性带来不良影响。但是，若Mn含有量过剩，则会使高温强度降低，因此，Mn含有量需要为1.30％以下。需要说明的是，Mn含有量的优选的下限为0.8％以上，更优选为1.0％以上，优选的上限为1.2％以下，更优选为1.15％以下。
［Cr：1.8～3.0％］
若Cr含有量低于1.8％，则在旧γ晶界中析出膜状的粗大渗碳体，耐SR裂纹性劣化。但是，若Cr含有量过剩，则会导致碳化物粗大化，从而成为韧性降低的原因，因此，Cr含有量需要为3.0％以下。需要说明的是，Cr含有量的优选的下限为1.9％以上，更优选为2.0％以上，优选的上限为2.8％以下，更优选为2.6％以下。
［Mo：0.80～1.20％］
Mo是在确保焊缝金属的强度方面有用的元素。若Mo含有量低于0.80％，则不能获得规定的强度。但是，若Mo含有量过剩，则由于强度的过大上升会使韧性降低，并且导致SR退火后的固溶Mo的增加，阶梯冷却时析出微细Mo2C，从而耐回火脆化特性劣化，因此，Mo需要为1.20％以下。需要说明的是，Mo含有量的优选的下限为0.9％以上，更优选为0.95％以上，优选的上限为1.15％以下，更优选为1.1％以下。
［V：0.25～0.50％］
V是在形成碳化物（MC碳化物：M是碳化物形成元素）而确保焊缝金属的强度方面有用的元素。若V含有量低于0.25％，则不能获得规定的强度。但是，若V含有量过剩，则会导致强度的过大上升而使韧性降低，因此，V含有量需要为0.50％以下。需要说明的是，V含有量的优选的下限为0.27％以上，更优选为0.30％以上，优选的上限为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
［Nb：0.010～0.050％］
Nb是在形成碳化物（MC碳化物）而确保焊缝金属的强度方面有用的元素。若Nb含有量低于0.010％，则不能获得规定的强度。但是，若Nb含有量过剩，则会导致强度的过大上升而使韧性降低，因此，Nb含有量需要为0.050％以下。需要说明的是，Nb含有量的优选的下限为0.012％以上，更优选为0.015％以上，优选的上限为0.040％以下，更优选为0.035％以下。
［N：0.025％以下（不包含0％）］
N是在确保焊缝金属的蠕变强度方面有用的元素，但若N含有量过剩，则会导致强度的过大上升而使韧性降低，因此，N含有量需要为0.025％以下。需要说明的是，为了发挥上述效果，N含有量优选的下限为0.004％以上（更优选为0.005％以上），优选的上限为0.020％以下（更优选为0.018％以下）。
［O：0.020～0.060％］
O是对形成氧化物、有助于组织微细化而使韧性提高有用的元素。为了发挥这样的效果，需要含有0.020％以上的O。但是，若O含有量过剩而超过0.060％，则粗大的氧化物增加，成为脆性破坏的起点，反而使韧性降低。需要说明的是，O含有量的优选的下限为0.025％以上（更优选为0.028％以上），优选的上限为0.050％以下（更优选为0.045％以下）
在本发明中规定的含有元素如上所述，其余是铁及不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，可以容许混入根据原料、材料、制造设备等的状况而带入的元素（例如P、S等）。
在本发明的焊缝金属中，作为其它元素，还优选含有（a）Cu：1.0％以下（不包含0％）及／或Ni：1.0％以下（不包含0％）、（b）B：0.0050％以下（不包含0％）、（c）W：0.50％以下（不包含0％）、（d）Al：0.030％以下（不包含0％）、（e）Ti：0.020％以下（不包含0％）等，与所含有的元素的种类相应地能进一步改善焊缝金属的特性。含有这些元素时的范围设定理由如下所述。
［Cu：1.0％以下（不包含0％）及／或Ni：1.0％以下（不包含0％）］
Cu及Ni是对通过组织微细化来提高韧性有效的元素。但是，若这些元素的含有量过剩，则强度过大而韧性降低，因此，Cu或Ni的含有量优选分别为1.0％以下。更优选分别为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。需要说明的是，用于发挥上述效果的优选下限均为0.05％以上（更优选为0.1％以上）。
［B：0.0050％以下（不包含0％）］
B是对抑制来自晶界的铁素体生成、提高焊缝金属的强度有效的元素。但是，若B含有量过剩，则会使耐SR裂纹性降低，因此B含有量优选为0.0050％以下。更优选为0.0040％以下（进一步优选为0.0025％以下）。需要说明的是，为了发挥上述效果的优选的下限为0.0005％以上（更优选为0.0010％以上）。
［W：0.50％以下（不包含0％）］
W是对提高焊缝金属的强度有效的元素。但是，若W含有量过剩，则会使在晶界析出的碳化物粗大化，给韧性带来恶劣影响，因此，W含有量优选为0.50％以下。更优选为0.3％以下（进一步优选为0.2％以下）。需要说明的是，用于发挥上述效果的优选的下限为0.08％以上（更优选为0.1％以上）。
［Al：0.030％以下（不包含0％）］
Al是作为脱氧剂有效的元素。但是，若Al含有量过剩，则会导致氧化物粗大化而给韧性带来不良影响，因此，Al含有量优选为0.030％以下。更优选为0.020％以下（进一步优选为0.015％以下）。需要说明的是，用于发挥上述效果的优选的下限为0.001％以上（更优选为0.0012％以上）。
［Ti：0.020％以下（不包含0％）］
Ti是对提高焊缝金属的强度有效的元素。但是，若Ti含有量过剩，则会促进MC碳化物的析出强化而导致晶内强化的显著上升，使耐SR裂纹性降低，因此，Ti含有量优选为0.020％以下。更优选为0.015％以下（进一步优选为0.012％以下）。需要说明的是，用于发挥上述效果的优选的下限为0.005％以上（更优选为0.008％以上）。
用于获得本发明的焊缝金属的焊接方法只要是电弧焊接法即可，没有特别限定，但优选应用在实际对化学反应容器等进行焊接施工时较多使用的、埋弧焊（SAW）、焊条电弧焊（SMAW）。
但是，为了实现本发明的焊缝金属，需要适当地控制焊接材料及焊接条件。焊接材料成分当然受必要的焊缝金属成分限制，而且为了获得规定的氧化物形态，必须适当地控制焊接条件及焊接材料成分。
例如，SAW的优选的焊接条件是焊接线能量为2.5～5.0kJ／mm、且焊接时的预热－焊道间温度为190～250℃左右。在上述的焊接条件下，为了获得规定的焊缝金属，焊丝中的Mo含有量为1.3％以下、V含有量为0.36％以上、Nb含有量为0.012％以上，而且Mo含有量相对于上述V和Nb的合计含有量之比［Mo／（V＋Nb）］为2.8以下，而且将陶质焊剂的金属Ca及Al2O3的浓度控制为满足下述（2）式即可。
17／9×（［Ca］／［Al2O3］）≥0.015…（2）
其中，［Ca］、［Al2O3］分别是陶质焊剂所含有的金属Ca、Al2O3的浓度（质量％）。
若焊丝中的Mo含有量、V含有量及Nb含有量脱离上述范围或者比［Mo／（V＋Nb）］的值超过2.8，则SR退火后的固溶Mo量、固溶C量增加，不能将A值抑制为5.0以下。焊丝中的Mo含有量优选为1.2％以下，更优选为1.1％以下。焊丝中的V含有量优选为0.37％以上，更优选为0.38％以上。焊丝中的Nb含有量优选为0.018％以上，更优选为0.020％以上。另外，上述比［Mo／（V＋Nb）］的值优选为2.7以下，更优选为2.6以下。
陶质焊剂的金属Ca及Al2O3的浓度在不满足上述（2）式的情况［17／9×（［Ca］／［Al2O3］）＜0.015］下，由于凝集·合体而使容易粗大化的Al2O3氧化物的一部分残存，使得粗大氧化物超过规定的范围。上述（17／9×（［Ca］／［Al2O3］）的值优选为0.017以上，更优选为0.018以上。
若SAW的线能量低于2.5kJ／mm或预热－焊道间温度低于190℃，则焊接时的冷却速度变快，冷却过程没有生成足够的碳化物，因此，上述A值不满足规定的范围。另外，若线能量超过5.0kJ／mm或预热－焊道间温度超过250℃，则焊缝金属组织变得粗大，作为碳化物的生成部位的晶界减少，其结果是，SR退火时的碳化物生成量减少，上述A值不满足规定的范围。
另一方面，SMAW的优选的焊接条件是焊接线能量为2.3～3.0kJ／mm且焊接时的预热－焊道间温度为190～250℃左右。在上述的焊接条件下，为了获得规定的焊缝金属，在制作焊条时，焊芯的Mo含有量为1.20％以下（优选为1.1％以下、更优选为1.0％以下），并且焊条涂料的V含有量为0.85％以上（优选为1.0％以上、更优选为1.3％以上）、焊条涂料的Nb含有量为0.10％以上（优选为0.11％以上、更优选为0.13％以上），而且焊条涂料中的MgO的含有量为2.0％以上即可。
焊芯的Mo含有量、焊条涂料的V含有量及Nb含有量在将A值控制为适当的范围方面是重要的要件，若它们脱离上述的范围，则SR退火后的固溶Mo量、固溶C量增加，不能将A值控制为5.0以下。焊条涂料的MgO具有抑制粗大氧化物的生成的效果。其理由并不明确，但一般认为通过使焊缝金属中的脱氧元素和游离元素的平衡发生变化来促进微细氧化物的生成。为了发挥这样的效果，焊条涂料的MgO含有量为2.0％以上即可。焊条涂料的MgO含有量优选为2.1％以上，更优选为2.2％以上。
若SMAW中的线能量低于2.3kJ／mm或预热－焊道间温度低于190℃，则焊接时的冷却速度变快，冷却中没有生成足够的碳化物，因此，上述A值不满足规定的范围。另外，若线能量超过3.0kJ／mm或预热－焊道间温度超过250℃，则焊缝金属组织变得粗大，作为碳化物的生成部位的晶界减少，其结果是，SR退火时的碳化物生成量减少，上述A值不满足规定的范围。
通过按照上述那样的条件形成焊缝金属，能得到发挥优异的耐回火脆化特性、并且韧性、耐SR裂纹性、强度等特性优异的焊缝金属，能实现具备这样的焊缝金属的焊接结构体。
实施例
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并不具有限定本发明的性质，能够在适合上述·后述的主旨的范围内进行适当变更而实施，它们均包含于本发明的技术范围内。
使用具有下述成分的母材，在后述的各焊接条件下制作焊缝金属，实施了热处理之后对各种特性进行评价。
［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％（其余：铁及不可避免的杂质）
［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）
根部间隔：25mm
焊接姿势：向下
焊丝直径：4.0mmφ（焊丝组成表示于下述表1、2中）
线能量条件（AC－AC串联）
ア）2.4kJ／mm（L：440A－25V／T：480A－27V，10mm／秒）
イ）2.6kJ／mm（L：480A－25V／T：500A－28V，10mm／秒）
ウ）3.7kJ／mm（L：580A－30V／T：600A－32V，10mm／秒）
エ）4.8kJ／mm（L：440A－25V／T：480A－27V，5mm／秒）
オ）5.2kJ／mm（L：480A－25V／T：500A－28V，5mm／秒）
其中，L：Leadingwire（先行电极）、T：Trailingwire（后行电极）
预热－焊道间温度：180～260℃
层叠方法：1层2道（共6层）
（使用焊剂组成）
组成A（质量％）SiO2：8％、Al2O3：14％、MgO：31％、CaF2：27％、CaO：10％、Ca：0.13％、其它（CO2、AlF3等）：10％
组成B（质量％）SiO2：8％、Al2O3：14％、MgO：31％、CaF2：27％、CaO：10％、Ca：0.08％、其它（CO2、AlF3等）：10％
［焊接条件（SMAW）］
焊接方法：焊条电弧焊（SMAW）
母材板厚：20mm
坡口角度：20°（V字型）
根部间隔：19mm
焊接姿势：向下
焊芯直径：5.0mmφ（焊条涂料的组成示于下述表7中）
线能量条件
カ）2.1kJ／mm（210A－27V，2.7mm／秒）
キ）2.3kJ／mm（215A－27V，2.5mm／秒）
ク）2.7kJ／mm（215A－27V，2.2mm／秒）
ケ）3.0kJ／mm（220A－27V，2.0mm／秒）
コ）3.2kJ／mm（225A－28V，2.0mm／秒）
预热－焊道间温度：180～260℃
层叠方法：1层2道（共8层）
（使用焊芯组成）
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％（其余：铁及不可避免的杂质）
组成b（质量％）C：0.08％、Si：0.18％、Mn：0.50％、Cu：0.03％、Ni：0.03％、Cr：2.28％、Mo：1.22％（其余：铁及不可避免的杂质）
［热处理]
（SR退火处理）
对所得到的焊缝金属作为SR退火处理以705℃实施8小时的热处理。SR退火处理为：对供试材进行加热，当供试材的温度超过300℃时，将加热条件调整成升温速度为每小时55℃（55℃／小时）以下，直至加热到供试材的温度到达705℃。而且，以705℃保持8小时之后，直至供试材的温度到达300℃以下使冷却速度为55℃／小时以下地对供试材进行冷却。需要说明的是，在该SR退火处理中，在供试材的温度为300℃以下的温度区域中，升温速度及冷却速度没有限定。
（阶梯冷却）
对SR退火处理后的供试材实施作为脆化促进处理的阶梯冷却。图1是以纵轴表示温度、横轴表示时间来表示阶梯冷却处理条件的图表。如图1所示，阶梯冷却为：对供试材进行加热，当供试材的温度超过300℃时，将加热条件调整成温度上升为每小时50℃（50℃／小时）以下，直至加热到供试材的温度到达593℃，在该温度下保持1小时。然后，以同样的方法以538℃保持15小时、以524℃保持24小时、以496℃保持60小时，在上述的冷却阶段调整为以每小时5.6℃的温度对试验片进行冷却。并且，将以496℃保持的试验片以每小时2.8℃（2.8℃／小时）冷却为468℃，在该温度下保持100小时。然后，直至供试材的温度为300℃以下，以温度下降为每小时28℃（28℃／小时）以下的方式对供试材进行冷却。需要说明的是，在该阶梯冷却处理中，与SR退火处理同样地，在供试材的温度为300℃以下的温度区域，升温速度及冷却速度没有限定。
［评价特性］
（当量圆直径超过1μm的氧化物的个数及当量圆直径超过2μm的氧化物的个数）
对上述实施了705℃×8小时的SR退火处理的焊缝金属的最终焊道中央部实施镜面研磨，以倍率：1000倍拍摄4张0.037μm2的图像，利用图像解析软件（“Image－ProPlus”MediaCybernetics社制）算出拍摄的氧化物的尺寸、个数密度，选择当量圆直径超过1μm或当量圆直径超过2μm的氧化物（当量圆直径超过2μm的氧化物的个数也包含于当量圆直径超过1μm的氧化物的个数中）并算出它们的个数。
（作为化合物存在的Cr、Mo、Nb及V的含有量）
利用10体积％乙酰丙酮－1体积％氯化四甲基铵－甲醇溶液对实施了705℃×8小时的SR退火处理的焊缝金属的板厚中心部进行电解提取，利用过滤孔径：0.1μm的过滤器进行过滤而得到残渣之后，对该残渣进行ICP发光分析，求出作为化合物存在的Cr、Mo、Nb及V的含有量。
（强度）
自实施了705℃×32小时的SR退火处理的焊缝金属的距离板厚表面10mm深的位置基于图2沿焊接线方向选取拉伸试验片（JISZ3111A2号），在室温（25℃）下利用JISZ2241的方法测定拉伸强度TS。将拉伸强度TS＞600Moa评价为强度优异。
（韧性）
自实施了705℃×8小时的SR退火处理的焊缝金属的板厚中央部基于图3与焊接线方向垂直的方向选取夏比冲击试验片（JISZ31114号V形槽口试验片），利用JISZ2242的方法实施夏比冲击试验，测定三次的吸收能量的平均值为54J的温度vTr54。vTr54为－50℃以下时评价为韧性优异。另外，关于在705℃×8小时的SR退火处理后实施了阶梯冷却的焊缝金属，利用同样的方法测定吸收能量的平均值为54J的温度vTr’54。vTr’54为－50℃以下时评价为韧性优异。
（耐回火脆化特性）
在上述测定的vTr54和vTr’54之差ΔvTr54为5℃以下时，［ΔvTr54＝vTr’54－vTr54≤5℃］，评价为耐回火脆化特性韧性优异。需要说明的是，在ΔvTr54为负值的情况下，表示为“0℃”。这是几乎不产生回火脆化的优异的焊缝金属。
（耐SR裂纹性）
基于下述自焊缝金属的最终焊道（原质部）选取狭缝尺寸＝0.5mm的环形裂纹试验片。实施625℃×10小时的SR退火处理，将6个试验片（观察面3×试验数2）在槽口底部附近没有产生裂纹的情况皆评价为耐SR裂纹性优异（评价○），在产生了裂纹的情况下评价为耐SR裂纹性较差（评价×）。
此时，作为耐SR裂纹性的评价方法，以下示出环形裂纹试验的概要。图4A中表示试验片的选取位置，图4B中表示试验片的形状。以使U槽口正下方组织为原质部的方式从最终焊道表面正下方选取，狭缝尺寸（宽度）为0.5mm。压紧至狭缝宽度为0.05mm，对狭缝部进行TIG焊接，对槽口底部施加拉伸残余应力。利用马弗炉对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，以三等分的方式选取试验片（观察面1～3），利用光学显微镜观察其截面（槽口底部附近），观察SR裂纹产生状况。
［实施例1］
将利用SAW形成焊缝金属时所使用的各种焊丝（W1～44）的化学成分组成与比［（Mo／（V＋Nb）］的值一并表示于下述表1、2中。另外，将形成的焊缝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－焊道间温度）及A值一并表示于下述表3、4中。并且，将各焊缝金属的评价特性结果［各大小的氧化物个数、拉伸强度TS、韧性（vTr54、vTr’54）、耐回火脆化特性（ΔvTr54）、耐SR裂纹性］表示于下述表5、6中。
[表1]
*其余：铁及不可避免的杂质
[表2]
*其余：铁及不可避免的杂质
[表3]
**其余：铁及不可避免的杂质
[表4]
**其余：铁及不可避免的杂质
[表5]
[表6]
根据表1～6可知如下所述（需要说明的是，下述No.表示表3～6的试验No.）。No.1～30是满足在本发明中规定的要件的例子，能获得发挥优异的耐回火脆化特性且韧性、耐SR裂纹性、强度等特性优异的焊缝金属。
另一方面，No.31～49是脱离在本发明中规定的某一要件的例子，某一特性较差。其中，No.31由于线能量条件（线能量为2.4kJ／mm）而引起A值变大，耐回火脆化特性劣化。No.32由于线能量条件（线能量为5.2kJ／mm）而引起A值变大，耐回火脆化特性劣化。
No.3的预热－焊道间温度低于适当的范围，A值变大，耐回火脆化特性劣化。No.34的预热－焊道间温度高于适当的范围，A值变大，耐回火脆化特性劣化。
No.35是使用了使用焊剂的金属Ca及Al2O3的浓度不满足上述（2）式的关系的组成B的例子，粗大的氧化物的个数增加，韧性（vTr54、vTr’54）劣化。No.36的C含有量不足，强度降低。
No.37的C含有量过剩、且A值变大，韧性（vTr54、vTr’54）、耐回火脆化特性（ΔvTr54）及耐SR裂纹性劣化。No.38的焊丝中的比［Mo／（V＋Nb）］的值较高（2.93）、且焊缝金属中的Si含有量过剩而Mn含有量不足，A值变大，强度降低，且韧性（vTr54、vTr’54）、耐回火脆化特性（ΔvTr54）及耐SR裂纹性均发生劣化。
No.39的Mn含有量过剩，韧性（vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.40的焊缝金属中的Ni含有量过剩，且A值变大，韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。
No.41的Cr含有量及Mo含有量过剩，并且Cu含有量也过剩，且A值变大，韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.42的焊缝金属中的Mo含有量不足，且Al含有量过剩，粗大氧化物的个数增加，强度降低，并且韧性（vTr54、vTr’54）劣化。No.43由于焊丝的组成而引起焊缝金属中的V含有量不足，并且B含有量过剩，且A值变大，强度降低，并且韧性（vTr’54）、耐回火脆化特性（ΔvTr54）及耐SR裂纹性劣化。
No.44的焊缝金属中的V含有量及W含有量过剩，韧性（vTr54、vTr’54）劣化。No.45的焊缝金属中的Nb含有量及Ti含有量过剩，韧性（vTr54、vTr’54）及耐SR裂纹性劣化。
No.46由于焊丝的组成而引起焊缝金属中的Nb含有量不足，并且O含有量也不足，且A值变大，强度降低，并且韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.47的焊缝金属中的N含有量过剩，韧性（vTr54、vTr’54）劣化。
No.48的焊缝金属中的O含有量过剩，且A值变大，各氧化物的个数增加，韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.49的A值变大，耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。
［实施例2］
将利用SMAW形成焊缝金属时所使用的各种焊条涂料的化学成分组成表示于下述表7中（焊条涂料No.B1～24）。另外，将形成的焊缝金属的化学成分组成与焊接条件（焊条涂料No.、线能量条件、焊芯种类、预热－焊道间温度）及A值一并表示于下述表8中。并且，将各焊缝金属的评价特性结果［各大小的氧化物个数、拉伸强度TS、韧性（vTr54、vTr’54）、耐回火脆化特性（ΔvTr54）、耐SR裂纹性］表示于下述表9中。
[表7]
*其它：SrO、BaF2等
[表8]
**其余：铁及小叫避免田水质
[表9]
根据表7～9可知如下所述（需要说明的是，下述No.表示表8、9的试验No.）。No.50～63是满足在本发明中规定的要件的例子，能获得发挥优异的耐回火脆化特性（ΔvTr54）、且韧性、耐SR裂纹性、强度等特性优异的焊缝金属。
另一方面，No.64～77是脱离在本发明中规定的某一要件的例子。某一特性较差。其中，No.64的预热－焊道间温度低于适当的范围，A值变大，韧性（vTr’54）及耐回火脆化特性劣化。No.65的预热－焊道间温度高于适当的范围，A值变大，韧性（vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。
No.66由于线能量条件（线能量为2.1kJ／mm）而引起A值变大，韧性（vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.67由于线能量条件（线能量为3.2kJ／mm）而引起A值变大，韧性（vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。
No.68由于使用了焊芯的成分组成不适当的b而导致A值变大，韧性（vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.69的C含有量不足，并且强度不足。No.70的Mn含有量不足，并且Cr含有量过剩，强度不足，并且韧性（vTr54、vTr’54）及耐SR裂纹性劣化。
No.71的Mn含有量及V含有量过剩，韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.72的C含有量及Mo含有量过剩，且A值变大，韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。
No.73由于焊条涂料的Nb含有量而引起A值变大，耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.74由于焊条涂料的V含有量而引起A值变大，耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.75的Si含有量过剩且Nb含有量不足，且A值变大，强度不足并且韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。
No.76的V含有量不足而A值变大，且由于焊条涂料中的MgO含有量而引起粗大的氧化物增加，强度不足并且韧性（vTr54、vTr’54）及耐回火脆化特性（ΔvTr54）劣化。No.77的Nb含有量及B含有量过剩，韧性（vTr54、vTr’54）及耐SR裂纹性劣化。
详细且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主旨及范围而施加各种变更、修正是对本领域技术人员来说显而易见的。
本申请基于2011年3月11日申请的日本特许出愿（日本特愿2011―054648），将其内容作为参照引入在此。
工业实用性
本发明的焊缝金属对于锅炉、化学反应容器等所用的高强度Cr－Mo钢是有用的。

Claims (3)

1.一种耐回火脆化特性优异的焊缝金属，其特征在于，
该焊缝金属分别含有
C：0.05～0.15质量％、
Si：0.1～0.50质量％、
Mn：0.6～1.30质量％、
Cr：1.8～3.0质量％、
Mo：0.80～1.20质量％、
V：0.25～0.50质量％、
Nb：0.010～0.050质量％、
N：0.025质量％以下、
O：0.020～0.060质量％，
其余由铁及不可避免的杂质构成，N的含有量不包含0％，
当量圆直径超过1μm的氧化物每1mm2为2000个以下，并且当量圆直径超过2μm的氧化物每1mm2为100个以下，且由下述(1)式规定的A值为5.0以下，
A值＝(100×[C]－6×[insol.Cr]－2×[insol.Mo]－24×[insol.V]－13×[insol.Nb])×([Mo]－[insol.Mo])…(1)
其中，[insol.Cr]、[insol.Mo]、[insol.Nb]及[insol.V]表示在去应力退火后作为化合物存在于焊缝金属中的Cr、Mo、Nb及V各自的含有量，[C]及[Mo]表示焊缝金属中的C及Mo各自的含有量，其中，[insol.Cr]、[insol.Mo]、[insol.Nb]及[insol.V]与[C]及[Mo]分别为质量％。
2.根据权利要求1所述的焊缝金属，其特征在于，
作为其它元素，该焊缝金属还包含下述元素中的至少一种：
Cu：1.0质量％以下
Ni：1.0质量％以下
B：0.0050质量％以下
W：0.50质量％以下
Al：0.030质量％以下
Ti：0.020质量％以下
其中，Cu、Ni、B、W、Al、Ti的含有量不包含0％。
3.一种焊接结构体，其具备权利要求1或2所述的焊缝金属。
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