JP2009106949A - 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接によって形成される耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．１０〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．０５質量％、Ｃｒ：２．００〜３．２５質量％、Ｍｏ：０．９〜１．２質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３質量％、Ｖ：０．２〜０．７質量％、Ｂ：０．００３質量％以下、Ｏ：０．０３０〜０．０５０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるサブマージアーク溶接によって形成される高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属であり、その原質部のみから電解抽出により採取した残渣から得られるＣｒ析出量が、溶接金属原質部に対して０．５質量％未満、Ｎｂ析出量が０．００５質量％以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接によって形成される高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属に関する。

発電プラント、化学プラントなどの高温高圧環境下で使用されるＣｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼容器は、Ｖ，Ｎｂ等を添加した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼が適用され、また、装置の大型化に伴って厚肉化しており、その溶接には主に、溶接効率が良い被覆アーク溶接、ガスシールドアーク溶接、サブマージアーク溶接等が採用されている。このような高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接によって形成される溶接金属においては、耐熱性（高温強度）、耐ＳＲ割れ性（応力除去のための焼鈍時に粒界割れを起こさないこと）、靭性、および耐焼戻し脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）の改善が求められる。

例えば、特許文献１は、添加元素について、（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）×（［Ｐ］＋［Ｓｎ］＋［Ｓｂ］＋［Ａｓ］）／［Ｃ］で規定されるパラメータ（式中において［ ］で表した要素は、［ ］内に記載された各添加元素の含有量）を一定量に制限した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用ＴＩＧワイヤであり、耐焼戻し脆化特性も含めすべての特性をバランスよく確保できる。また、特許文献２は、溶接金属から電解抽出により採取した残渣の組成が、Ｖ：６５質量％以下、かつＦｅ濃度がＣｒ濃度の２倍以下となるサブマージアーク溶接で形成された溶接金属であり、旧オーステナイト粒界にセメンタイト析出を抑制することで、耐ＳＲ割れ性を改善し、すべての特性をバランスよく確保できる。
特許第２７４２２０１号公報（段落００１９〜００２２） 特許第３２８３７６３号公報（段落００２２〜００２４，００３８〜００４１）

しかしながら、特許文献１に開示されたワイヤはＴＩＧ溶接用であり、ＴＩＧ溶接は施工効率が低いため、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼が厚肉化している近年においては望ましい溶接方法ではない。また、ＴＩＧ溶接以外の溶接施工においては、溶接金属中の酸素量がＴＩＧ溶接と比較して不可避的に高くなるため、成分設計を検討する必要があった。一方、特許文献２に開示された溶接金属はサブマージアーク溶接で形成された溶接金属であるが、耐焼戻し脆化特性が十分ではなく、改善の余地がある。

本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、耐焼戻し脆化特性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属を提供することを目的とする。

本発明者らは、従来、耐焼戻し脆化特性は不純物に起因すると考えてきた（特許文献１）が、不純物レベルを低減しても脆化する場合も多く、その原因を調査したところ、耐焼戻し脆化特性を支配するのは炭化物形態であることを知見した。具体的には、本発明者らは、脆化促進処理（ステップクーリング）時にＮｂを主成分とするＭＣ炭化物の成長を促進させるとともに、Ｃｒを主成分とする炭化物（Ｍ_２３Ｃ_６炭化物、Ｍ_７Ｃ_３炭化物）を抑制することで大幅な改善に成功した。また、これらの炭化物形態の制御は、耐ＳＲ割れ性および靭性も改善できることが明らかとなった。さらに、これらの炭化物形態を溶接金属において実現するには、サブマージアーク溶接材料の成分（Ｃ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ）および溶接施工条件を適切に制御すればよいことを見出した。また、組織を微細化できる元素を添加することが必要であり、本発明者らは、種々検討した結果、Ｃ含有量を高めに設定した。さらに、脱酸を効果的に促進するため、Ａｌを添加した。

すなわち、請求項１に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、サブマージアーク溶接によって形成される高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属において、Ｃ：０．１０〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．０５質量％、Ｃｒ：２．００〜３．２５質量％、Ｍｏ：０．９〜１．２質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３質量％、Ｖ：０．２〜０．７質量％、Ｂ：０．００３質量％以下、Ｏ：０．０３０〜０．０５０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、溶接金属原質部のみから電解抽出により採取した残渣から得られるＣｒ析出量が、前記溶接金属原質部に対して０．５質量％未満、Ｎｂ析出量が０．００５質量％以上であることを特徴とする。

このように、Ｃ濃度を従来技術より高い範囲に制限することにより、炭化物形態を制御して、耐焼戻し脆化特性、耐ＳＲ割れ性、靭性が改善される。

さらに、請求項２に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、請求項１に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属の前記不可避的不純物として、Ｃｕ：０．２０質量％未満、Ｎｉ：０．０５質量％未満に規制されることを特徴とする。

また、請求項３に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、請求項１または請求項２に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属の前記不可避的不純物として、ＰおよびＳが各々０．０１２質量％未満に規制されることを特徴とする。

このように、焼戻し脆化を促進させるＣｕ，Ｎｉ，Ｐ，Ｓ濃度を制限することで、耐焼戻し脆化特性を向上させることが可能である。

さらに、請求項４に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、請求項１乃至請求項３に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属において、下記式（１）で算出されるパラメータＣＰが、６０以下であることを特徴とする。
ＣＰ＝１０００×［Ｃ］×［Ｎｂ］／（［Ｃｒ］／５２＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１） ・・・式（１）
（式（１）中において［ ］で表した要素は、［ ］内に記載された前記高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属における各成分の含有量（質量％）とする。）

このように、溶接金属中の各元素の含有量の相関を制限することで、ＭＣ炭化物の成長を適度に制御することが可能である。

本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、溶接施工効率の優れたサブマージアーク溶接による溶接金属の耐焼戻し脆化特性を支配する炭化物形態を制御することで、靱性および耐焼戻し脆化特性を改善して、近年の発電プラント、化学プラント等の高温高圧環境下で使用されるＣｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼容器の溶接金属に対する靭性および耐焼戻し脆化特性の改善要求に対応することができる。

以下、本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属（以下、適宜「溶接金属」という）を実現するための最良の形態について説明する。

本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼からなる被溶接材の被溶接部にサブマージアーク溶接によって形成される溶接部を構成する金属である。そして、本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、必須成分として、Ｃ：０．１０〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．０５質量％、Ｃｒ：２．００〜３．２５質量％、Ｍｏ：０．９〜１．２質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３質量％、Ｖ：０．２〜０．７質量％、Ｂ：０．００３質量％以下、Ｏ：０．０３０〜０．０５０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成されるものである。始めに、本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属を構成する各成分の含有量の数値範囲およびその数値範囲の限定理由について説明する。

（溶接金属中のＣ含有量：０．１０〜０．１５質量％）
Ｃは、溶接金属の焼入れ性に大きな影響を及ぼし、室温および高温における強度ならびに靱性を確保するために重要な役割を有する元素である。また、Ｃは組織を微細化する効果も有する。Ｃ含有量が０．１０質量％未満であると、これらの効果が小さい。一方、Ｃの過度の添加はＣｒを主成分とする炭化物を増加させ、Ｃ含有量が０．１５質量％を超えると、組織の粗大化により靱性が低下するとともに耐焼戻し脆化特性が劣化する。したがって、溶接金属中のＣ含有量は０．１０〜０．１５質量％とする。好ましくは０．１１〜０．１３質量％である。

（溶接金属中のＳｉ含有量：０．１０〜０．５０質量％）
Ｓｉは脱酸効果があり、溶接金属を清浄にする効果を有する。また、Ｓｉは歩留まった場合にはフェライトを固溶強化させ、さらに、溶接ビードのなじみ性を改善する役割を有する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満であると、これらの効果が小さい。一方、Ｓｉ含有量が０．５０質量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が低下し、また、耐焼戻し脆化特性も低下する。したがって、溶接金属中のＳｉ含有量は、０．１０〜０．５０質量％とする。好ましくは０．２０〜０．４０質量％である。

（溶接金属中のＭｎ含有量：０．５〜１．０質量％）
Ｍｎは、高温強度及び靱性、特にステップクーリング前の靭性を向上させる効果を有する。また、Ｍｎは酸素量をコントロールする作用を有している。Ｍｎ含有量が０．５質量％未満であるとこれらの効果が不十分である。一方、Ｍｎ含有量が１．０質量％を超えると、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性が低下する。したがって、溶接金属中のＭｎ含有量は０．５〜１．０質量％とする。好ましくは０．６〜０．９質量％である。

（溶接金属中のＡｌ含有量：０．０２〜０．０５質量％）
Ａｌは脱酸効果があり、溶接金属を清浄にする効果を有する。Ａｌ含有量が０．０２０質量％未満であると、効果が小さい。一方、Ａｌ含有量が０．０５質量％を超えると、粗大なＡｌ酸化物の生成により靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＡｌ含有量は、０．０２〜０．０５質量％とする。好ましくは０．０３〜０．０４質量％である。

（溶接金属中のＣｒ含有量：２．０〜３．２５質量％）
Ｃｒは、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の基本成分であり、強度を確保する重要な元素である。Ｃｒ含有量が２．０質量％未満では強度が不十分である。一方、Ｃｒ含有量が３．２５質量％を超えると、焼入性が増大して靱性が低下するとともに、粒界に粗大な炭化物が増加して耐焼戻し脆化特性が劣化する。したがって、溶接金属中のＣｒの含有量は２．０〜３．２５質量％とする。好ましくは２．１〜３．０質量％である。

（溶接金属中のＭｏ含有量：０．９〜１．２質量％）
Ｍｏも、Ｃｒとともに高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の基本成分であり、強度を確保する重要な元素である。Ｍｏ含有量が０．９質量％未満では強度が不十分である。一方、Ｍｏ含有量が１．２質量％を超えると、焼入性が増大して靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＭｏの含有量は０．９〜１．２質量％とする。好ましくは１．０〜１．１質量％である。

（溶接金属中のＮｂ含有量：０．０１〜０．０３質量％）
Ｎｂは、微量を添加することで微細なＭＣ炭化物を形成するため、炭化物形態を制御して耐焼戻し脆化特性および靱性を向上させる効果がある。Ｎｂ含有量が０．０１質量％未満ではＭＣ炭化物が十分に成長しない。一方、Ｎｂ含有量が０．０３質量％を超えると、靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＮｂの含有量は０．０１〜０．０３質量％とする。好ましくは０．０１５〜０．０２５質量％である。

（溶接金属中のＶ含有量：０．２〜０．７質量％）
Ｖも、Ｎｂと同様に微細なＭＣ炭化物を形成するため、炭化物形態を制御して耐焼戻し脆化特性および靱性を向上させる効果がある。Ｖ含有量が０．２質量％未満ではＭＣ炭化物が十分に成長しない。一方、Ｖ含有量が０．７質量％を超えると、靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＶの含有量は０．２〜０．７質量％とする。好ましくは０．３〜０．６質量％である。

（溶接金属中のＢ含有量：０．００３質量％以下）
Ｂは溶接金属の靱性を安定化させる効果を有する。さらに適量のＢを添加することでＣｒを主成分とする炭化物を低減させることができ、０．０００３質量％以上を含有することが好ましい。一方、溶接金属中のＢ含有量が０．００３質量％を超えると、溶接金属中のＮとＢＮを形成して固定することにより溶接金属中に固溶するＮが減少するため、Ｃｒ，Ｍｏを主成分とするＭ_２Ｃ炭化物が形成されにくくなる。その結果、微細なＭＣ炭化物が過剰となって、却って耐焼戻し脆化特性が低下する。さらに、逆に溶接金属の強度が高くなりすぎて、靱性が低下するだけでなく、溶接時の高温割れ感受性が高くなる。したがって、溶接金属中のＢ含有量は０．００３質量％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００２質量％以下である。

（溶接金属中のＯ含有量：０．０３０〜０．０５０質量％）
Ｏは酸化物を形成し、組織を微細化することで靭性を確保する。また、Ｏは旧オーステナイト粒径の微細化による耐ＳＲ割れ性を向上させる効果を有する。Ｏ含有量が０．０３０質量％未満であると、これらの効果が小さい。一方、溶接金属中のＯ含有量が０．０５０質量％を超えると、酸化物系介在物が増加するため靭性が低下する。したがって、溶接金属中のＯ含有量は０．０３０〜０．０５０質量％とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．０３５〜０．０４０質量％である。

さらに、溶接金属中の不可避的不純物として、Ｃｕ：０．２０質量％未満、Ｎｉ：０．０５質量％未満、Ｐ：０．０１２質量％未満、Ｓ：０．０１２質量％未満にそれぞれ規制されることが好ましい。

（溶接金属中のＣｕ：０．２０質量％未満）
Ｃｕは、溶接金属の靱性を確保するために有効な元素であるが、焼戻し脆化を促進させる。したがって、溶接金属中の不可避的不純物としてのＣｕは、０．２０質量％未満に規制されることが好ましく、さらに好ましくは０．１５質量％未満に規制される。なお、サブマージアーク溶接において、Ｃｕはソリッドワイヤのメッキから溶接金属中に不可避的に０．１質量％程度混入する。

（溶接金属中のＮｉ：０．０５質量％未満）
Ｎｉは、溶接金属の靱性を確保するために有効な元素であるが、焼戻し脆化を促進させる。したがって、溶接金属中の不可避的不純物としてのＮｉは０．０５質量％未満に規制されることが好ましく、さらに好ましくは０．０３質量％未満に規制される。

（溶接金属中のＰ，Ｓ：各０．０１２質量％未満）
ＰおよびＳは、不純物として旧γ粒界に偏析し、焼戻し脆化を促進させる成分である。したがって、溶接金属中の不可避的不純物としてのＰ，Ｓは各０．０１２質量％未満に規制されることが好ましく、さらに好ましくは各０．０１０質量％未満に規制される。

前記以外にも、不可避的不純物として、Ｔｉ，Ｓｎ，Ａｂ，Ａｓ等がある。これらの含有量が高いと、ＳＲ割れ及び焼戻し脆化が発生する原因となる。したがって、これらの含有量は各０．０１０質量％以下になるように規制されることが好ましく、さらに好ましくは、各０．００５質量％以下に規制される。

さらに、本発明に係る溶接金属中において、ＭＣ炭化物の成長を適度に制御するため、炭化物を形成するＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの各原子の個数の比を管理することが好ましい。すなわち、溶接金属中のＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの含有量（質量％）を、それぞれを［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］で表したとき、下記式（１）で算出されるパラメータＣＰが、６０以下となるように制限することが好ましい。
ＣＰ＝１０００×［Ｃ］×［Ｎｂ］／（［Ｃｒ］／５２＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１） ・・・式（１）
式（１）中の定数５２，９６，９３，５１はそれぞれＣｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの原子量である。パラメータＣＰが６０を超えるとＭＣ炭化物が過剰となって、却って耐焼戻し脆化特性が劣化する虞がある。したがって、パラメータＣＰが６０以下となるようにＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの含有量を設計することが好ましく、さらに好ましくはパラメータＣＰを５５以下とすることである。

また、本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、これを構成する前記の成分に伴わせて、その原質部のみから電解抽出により採取した残渣から得られるＣｒ析出量が、原質部に対して０．５質量％未満、Ｎｂ析出量が０．００５質量％以上とする。

（原質部中のＣｒ析出量：０．５質量％未満）
前記の通り、本発明に係る溶接金属は、Ｃｒを主成分とする炭化物を抑制することで炭化物形態を制御する。溶接金属中の炭化物は、溶接金属を電解抽出して残渣を採取することで得られる。さらに、本発明においては、溶接金属において特に脆化しやすい原質部のみを電解抽出する。採取した残渣から得られるＣｒ析出量が、原質部に対して０．５質量％以上では、Ｃｒを主成分とする粗大な炭化物が成長していることになり、耐焼戻し脆化特性が低下する。したがって、Ｃｒ析出量は、原質部に対して０．５質量％未満とする。

（原質部中のＮｂ析出量：０．００５質量％以上）
前記の通り、本発明に係る溶接金属は、Ｎｂを主成分とするＭＣ炭化物の成長を促進させることで炭化物形態を制御する。Ｃｒと同様に、溶接金属の原質部のみから電解抽出により採取した残渣から得られるＮｂ析出量が、原質部に対して０．００５質量％未満では、ＭＣ炭化物が十分に成長していないことになる。したがって、Ｎｂ析出量は、原質部に対して０．００５質量％以上とする。

前記の電解抽出は、１０体積％アセチルアセトン−１体積％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液を電解溶液として、飽和甘汞電極に対して０ｍＶの電解条件下、室温で約１０００Ｃの電気量を通電して、溶接金属から採取した試料を約２ｇ溶解させ、フィルタ孔径約０．２μｍのフィルタを用いて電解後の電解溶液をろ過することでできる。そして、ＩＣＰ発光分析により、ろ過の残渣におけるＣｒおよびＮｂを定量測定することで、Ｃｒ析出量およびＮｂ析出量が得られる。

〔製造方法〕
本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属を形成するためのサブマージアーク溶接の方法を説明する。サブマージアーク溶接に適用する被溶接材は、公知の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼からなるものとする。ソリッドワイヤは、Ｃ：０．１２〜０．１８質量％、Ｓｉ：０．１５〜０．７０質量％、Ｍｎ：０．６０〜１．２０質量％、Ａｌ：０．０８〜０．１８質量％、Ｃｒ：２．２〜３．６質量％、Ｍｏ：０．９〜１．２質量％、Ｎｂ：０．０３〜０．１０質量％、Ｖ：０．２５〜０．９０質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００７５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成されるものが好ましい。ソリッドワイヤをこのような構成に成分設計することで、本発明に係る溶接金属における必須成分の含有量を制御することができる。また、ボンドフラックスは、ＳｉＯ_２、ＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、金属フッ化物を含有するものとする。なお、溶接金属のＯ含有量については、ソリッドワイヤの構成以外にボンドフラックスの構成にも影響される。さらに、溶接金属中のＳｉ，Ｍｎ含有量を制御するため、ボンドフラックスにＳｉ，Ｍｎを添加してもよい。好ましい溶接条件は、溶接電流：４００〜６００Ａ、溶接速度：３０〜４０ｃｍ／ｍｉｎ（溶接入熱：２０〜３６ｋＪ／ｃｍ）、予熱・パス間温度：２００〜２５０℃である。

以上、本発明を実施するための最良の形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と比較して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。

〔供試材作製〕
（溶接）
図１は本実施例において使用する溶接母材（被溶接材）の形状を示す模式的断面図である。表１に示す組成の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼からなる２枚の溶接母材は図１に示す形状に成形した。図１に示すように、本実施例において使用する溶接母材は、Ｖ形状の開先を有し、このＶ形状の開先部の下部には、溶接母材と同一の化学組成を有する裏当金が配置されている。溶接母材の板厚を１９ｍｍ、Ｖ形状の開先部の開先角度を１０°、裏当金が配置されている部分の溶接母材の間のギャップ幅を２２ｍｍとした。

溶接母材は、表２に示す各組成のソリッドワイヤを使用して、電流５００Ａ、電圧３０Ｖ、溶接速度４０ｃｍ／ｍｉｎ（溶接入熱２２．５ｋＪ／ｃｍ）、６層１２パスで突合せ溶接して供試材とした。なお、予熱・パス間温度は２００〜２５０℃とした。

（ＳＲ処理）
次に、溶接された供試材にＳＲ処理（応力除去焼鈍処理）として７０５℃×８時間の熱処理を実施した。ＳＲ処理は、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が５５℃／ｈ以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度が７０５℃に到達するまで加熱した。そして、７０５℃で８時間保持した後、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が５５℃／ｈ以下となるように供試材を冷却した。なお、このＳＲ処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。

（ステップクーリング）
次に、ＳＲ処理後の供試材に脆化促進処理としてステップクーリングを実施した。図３に、ステップクーリングの処理条件を説明するための、縦軸を温度、横軸を時間とするグラフを示す。図３に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が５０℃／ｈ以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度が５９３℃に到達するまで加熱した。そして、５９３℃で１時間保持した後、冷却速度５．６℃／ｈで５３８℃まで供試材を冷却して１５時間保持し、同冷却速度で５２４℃まで冷却して２４時間保持、さらに同冷却速度で４９６℃まで冷却して６０時間保持した。次に、冷却速度２．８℃／ｈで４６８℃まで供試材を冷却して１００時間保持した。そして、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が２８℃／ｈ以下となるように供試材を冷却した。なお、ＳＲ処理と同様に、ステップクーリングにおいても、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。

〔測定、評価〕
（溶接金属の化学成分測定）
化学成分測定用の試料は、ＳＲ処理後の供試材から開先部に形成された溶接金属（図２参照）の中央部を切り出し、吸光光度法（Ｂ）、燃焼−赤外線吸収法（Ｃ，Ｓ）、不活性ガス融解−熱伝導度法（Ｎ，Ｏ）、誘導結合プラズマ発光分光分析法（前記元素以外）によって化学成分分析を行った。得られた化学成分を表３に示す。

（靱性および耐焼戻し脆化特性の評価）
靱性および耐焼戻し脆化特性の評価として、シャルピー衝撃試験を実施した。試料は、ＳＲ処理後の供試材およびステップクーリング後の供試材それぞれの溶接金属の中央部から、ＪＩＳＺ３１１１ ４号に規定される形状の試験片を採取した。そして、ＳＲ処理後の供試材から採取した試料についてシャルピー衝撃試験を実施し、ｖＴｒ５５（５５Ｊを示すシャルピー遷移温度）を評価した。同様に、ステップクーリング後の供試材から採取した試料についてシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー遷移温度ｖＴｒ’５５を評価した。ｖＴｒ５５，ｖＴｒ’５５、およびステップクーリング後のｖＴｒ５５の遷移量ΔｖＴｒ５５（ｖＴｒ’５５−ｖＴｒ５５）を表３に示す。ｖＴｒ５５，ｖＴｒ’５５が−５０℃以下の試料を靱性が良好であると評価した。また、ΔｖＴｒ５５が５℃以下の試料を耐焼戻し脆化特性が良好であると評価した。なお、ΔｖＴｒ５５が負（ｖＴｒ５５＞ｖＴｒ’５５）となる場合はΔｖＴｒ５５を０として示した。これは、高温による脆化がほとんどない優れた試料であるということである。

（溶接金属原質部から電解抽出により採取した残渣の化学成分測定）
電解抽出用の試料は、脆化が進行した溶接金属における炭化物形態を想定して、ステップクーリング後の供試材の溶接金属の原質部（図２参照）を切り出し、電解抽出を行った。電解抽出は、１０体積％アセチルアセトン−１体積％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液を電解溶液として、飽和甘汞電極に対して０ｍＶの電解条件下、室温で約１０００Ｃの電気量を通電して、溶接金属原質部から切り出した試料を約２ｇ溶解させた。そして、この溶液をフィルタ孔径０．２２μｍのフィルタでろ過して残渣を得た。この残渣について、ＩＣＰ発光分析により、ＣｒおよびＮｂを定量測定した。溶接金属原質部に対する得られたＣｒ析出量およびＮｂ析出量を表３に示す。

（評価）
実施例１〜１２の溶接金属は、各成分の含有量および原質部の電解抽出残渣におけるＣｒ，Ｎｂ析出量が本発明の範囲であるので、靱性の指標であるｖＴｒ５５、耐焼戻し脆化特性の指標であるΔｖＴｒ５５がともに良好であった。特に、実施例１〜１１の溶接金属は、パラメータＣＰが６０以下となるようなＣ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの含有量であり、耐焼戻し脆化特性が優れていた。

これに対して、比較例１３は溶接金属のＣ含有量が不足しているため、靱性が低下した。一方、比較例１４はＣ含有量が過剰なため、靱性が低下した。また、比較例１５はＳｉ含有量が過剰なため、靱性および耐焼戻し脆化特性が低下した。比較例１６は溶接金属のＭｎ含有量が不足しているため、靱性および耐焼戻し脆化特性が低下した。一方、比較例１７はＭｎ含有量が過剰なため、耐焼戻し脆化特性が著しく低下した。

比較例１８はＡｌ含有量が不足しているため、Ｏ含有量が過剰となって靱性が低下した。一方、比較例１９は、Ａｌ含有量およびＢ含有量が過剰であるため靱性が低下し、さらに、Ｂ含有量が過剰であるため耐焼戻し脆化特性が低下した。

比較例２０は、Ｎｂ無添加のソリッドワイヤを使用したため、溶接金属のＮｂ含有量が不足してＣｒを主成分とする粗大な炭化物が成長し、原質部の電解抽出残渣におけるＣｒ析出量が本発明の範囲を超えた。その結果、比較例２０は耐焼戻し脆化特性が著しく低下した。一方、Ｎｂを過剰に添加されたソリッドワイヤを使用した比較例２１は、靱性が低下した。比較例２２はＶ含有量が過剰であるため、靱性が低下した。

比較例２３は、Ｂ無添加のソリッドワイヤを使用したため、溶接金属のＢ含有量が不足してＣｒを主成分とする粗大な炭化物を抑制できず、原質部の電解抽出残渣におけるＣｒ析出量が本発明の範囲を超えた。その結果、比較例２３は耐焼戻し脆化特性が著しく低下した。一方、Ｂを過剰に添加されたソリッドワイヤを使用した比較例２４は、靱性および耐焼戻し脆化特性が低下した。

本発明の実施例において使用する溶接母材（被溶接材）の形状を示す模式的断面図である。 本発明の実施例における溶接金属およびその原質部を示す模式的断面図である。 本発明の実施例におけるステップクーリング処理条件を説明するグラフである。

Claims (4)

1. サブマージアーク溶接によって形成される高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属において、
   Ｃ：０．１０〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．０５質量％、Ｃｒ：２．００〜３．２５質量％、Ｍｏ：０．９〜１．２質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３質量％、Ｖ：０．２〜０．７質量％、Ｂ：０．００３質量％以下、Ｏ：０．０３０〜０．０５０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   溶接金属原質部のみから電解抽出により採取した残渣から得られるＣｒ析出量が、前記溶接金属原質部に対して０．５質量％未満、Ｎｂ析出量が０．００５質量％以上であることを特徴とする高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
2. 前記不可避的不純物として、Ｃｕ：０．２０質量％未満、Ｎｉ：０．０５質量％未満に規制されることを特徴とする請求項１に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
3. 前記不可避的不純物として、ＰおよびＳが各々０．０１２質量％未満に規制されることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
4. 下記式（１）で算出されるパラメータＣＰが、６０以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項３に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
   ＣＰ＝１０００×［Ｃ］×［Ｎｂ］／（［Ｃｒ］／５２＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１） ・・・式（１）
   （式（１）中において［ ］で表した要素は、［ ］内に記載された前記高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属における各成分の含有量（質量％）とする。）

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