JP4902489B2 - 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属 - Google Patents

Description

本発明は、被覆アーク溶接棒で形成された高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属に関するものである。

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、装置の大型化によって、使用される鋼材は厚肉化しており、Ｖ、Ｎｂ等を添加した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼が使用されている。そして、この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼からなる鋼材を成形し、各部を溶接して大型の容器が製造されている。

こうした高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接時には、一般的に、溶接効率が良好であるサブマージアーク溶接が適用されているが、特に、ノズル及び配管等の溶接時においては、被覆アーク溶接を適用することが必要とされている。そして、この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接部を構成す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）、靭性および耐焼戻脆化特性を改善することが求められ、種々の技術が提案されている。例えば、特許文献１には、ＴＩＧ溶接ワイヤに関する技術であるが、（Ｓｉ＋Ｍｎ）／Ｃ(Ｐ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ)で表されるパラメータを一定値に制限することで、焼戻し脆化特性を改善する技術が開示されている。また、特許文献２には、電解抽出により採取した残渣の組成が、Ｆｅ：３５重量％以下、Ｖ：１０重量％以上となるようにすることによって、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割れ性を改善する被覆アーク溶接金属および被覆アーク溶接材料に関する技術が開示されている。また、特許文献３には、サブマージアーク溶接方法において、溶接金属中の酸素量を低減することで焼戻し脆化特性が改善されることが記載されている。
特許第２７４２２０１号公報 特許第３２８３７７３号公報 特開平１−２７１０９６号公報

しかし、ＴＩＧ溶接は施工効率が低いため、装置が厚肉化している近年においては、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のより高い効率で施工可能な溶接方法が望ましいが、ＴＩＧ以外の溶接方法においては、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、特許文献１に記載の成分組成を検討する必要があった。また、特許文献２に記載の被覆アーク溶接金属では、すべての特性をバランスよく確保できているが、焼戻し脆化特性に改善の余地があった。さらに、特許文献３に記載のサブマージアーク溶接方法では、耐焼戻し脆化特性のレベルは十分ではなかった。

そこで、本発明の課題は、耐熱性（高温強度）、耐ＳＲ割れ性、靭性および耐焼戻脆化特性のバランスに優れ、特に、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焼戻し脆化特性の改善要求に対応できる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属を提供することにある。

そこで、本発明者らは、脆化促進処理（ステップクーリング）を実施することで、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の被覆アーク溶接における焼戻し脆化特性について調査した。その結果、溶接金属中の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、溶接金属の耐焼戻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、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制御は他の特性（耐ＳＲ割れ性、靭性）も改善できることが明らかとなった。

さらに、これら炭化物形態を溶接金属において実現するには、被覆アーク溶接棒の成分（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、本発明を完成した。

また、脆化特性を改善するために、炭化物形態以外の支配因子を検討した結果、直径1μm以上の比較的粗大な酸化物系介在物の個数密度を２０００個未満に抑制することで、安定的に所望の脆化特性が得られることを見出した。そして、溶接金属中の酸素量に加えて、脱酸元素の組成を制御することによって、粗大な酸化物系介在物の個数密度を制御できることを見出した。

すなわち、請求項１に係る発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、被覆アーク溶接によって形成される溶接金属において、Ｃ：０．０４〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．１５〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０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（０質量％含まない）、およびＯ：０．０２〜０．０５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される残渣におけるＣｒ析出量が０．３質量％未満、かつＮｂ析出量が０．００５質量％以上であることを特徴とする。

この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属では、必須成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、およびＯの含有量を特定の範囲に制御し、さらに、電解抽出残渣におけるＣｒ析出量およびＮｂ析出量を特定の範囲に制限することによって、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を抑制して、溶接金属の焼戻し脆化特性を支配する炭化物形態を制御して靱性および耐焼戻脆化特性を改善することができる。

請求項２に係る発明は、請求項１に係る発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属において、さらに、前記不可避的不純物におけるＣｕおよびＮｉの含有量をそれぞれ０．０５質量％未満に制限することによって、耐焼戻脆化特性に有害なＣｕおよびＮｉの含有量を制限して、耐焼戻脆化特性の改善を図ることができる。

請求項３に係る発明は、請求項１または請求項２に係る発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属において、さらに、前記不可避的不純物におけるＰおよびＳの含有量をそれぞれ０．０１２質量％未満に制限することによって、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ＰおよびＳの含有量を制限して、耐焼戻脆化特性の改善を図ることができる。

請求項４に係る発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、下記式（１）で算出されるパラメータＣＰが、５〜５０であることを特徴とする。
ＣＰ＝[C]×[Nb]／（[Cr]／５２＋[Mo]／９６＋[Nb]／９３＋[V]／５１）×１０００
式（１）
式（１）中、[Ｃ]、[Ｎｂ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｎｂ]および[Ｖ]は、溶接金属中のＣ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶの含有率（質量％）を示す。

この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属では、パラメータＣＰを５〜６０の範囲に規制することによって、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を抑制して、耐焼戻脆化特性の改善を図ることができる。

請求項５に係る発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、直径１μｍ以上の酸化物系介在物が、被見面積１ｍｍ²当り２０００個未満であることを特徴とする。

この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属では、直径１μｍ以上の酸化物系介在物が、被見面積１ｍｍ²当り２０００個未満であることによって、破壊起点が低減されことによって耐焼戻し脆化特性を改善して、安定的に所望の脆化特性を得ることができる。
ここで、安定的とは、ステップクーリング後のシャルピー試験において、vE-50の最小値（min.）でも５５Ｊ以上確保できることを言う。

請求項６に係る発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、溶接金属中のＳｉの含有率［Si］、Ｍｎの含有率［Mn］およびＯの含有率［O］が、下記式（２）で表される関係を有することを特徴とする。
１２０００[Si]＋１７０[Mn]＋１５００００[O]＜９８００
式（２）

この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属では、溶接金属中のＳｉの含有率［Si］、Ｍｎの含有率［Mn］およびＯの含有率［O］が、下記式（２）で表される関係を有することによって、溶接金属中の酸素量に加えて、脱酸元素の組成を制御して、溶接金属中のＳｉ、ＭｎおよびＯの含有率のバランスを適正にして、粗大な酸化物系介在物の個数密度を制御し、耐焼戻脆化特性を改善して、安定的に所望の脆化特性を得ることができる。

本発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属は、Ｎｂを主成分とするＭＣ炭化物の成長を促進させるとともに、Ｃｒを主成分とする炭化物を抑制して、溶接金属の焼戻し脆化特性を支配する炭化物形態を制御して靱性および耐焼戻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、本発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属（以下、「本発明の溶接金属」という）について詳細に説明する。

本発明の溶接金属は、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼からなる被溶接材の被溶接部に被覆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り、必須成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、およびＯを特定の量含有し、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。以下、本発明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
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り、過度の添加はＣｒを主成分とする炭化物量を増加させるため、脆化特性を劣化させる。そこで、溶接金属中のＣ含有量は０．０４〜０．１０質量％である。Ｃ含有量が０．０４質量％未満であると、強度及び靱性が低下する。好ましくは０．０５質量％以上である。また、０．１０質量％を超えると、脆化特性が劣化する。好ましくは０．０８質量％以下である。

溶接金属中のＳｉ含有量
Ｓｉは、脱酸作用により溶接金属を清浄にし歩留まった場合はフェライトを固溶強化させ、また、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。そこで、溶接金属中のＳｉ含有量は０．１５〜０．５質量％である。溶接金属中のＳｉ含有量が０．５質量％を超えると強度が高くなり靭性の劣化を招き、また、耐焼戻し脆化特性が低下する。好ましくは０．４質量％以下である。また、Ｓｉ含有量が０．１５質量％未満であると、溶接ビードのなじみ性が不十分であるため溶接の作業性が低下する。好ましくは０．２質量％以上である。

溶接金属中のＭｎ含有量
Ｍｎは、溶接金属の靱性を改善する役割を有する元素であり、特に、Ｖを含有する溶接金属の靱性を改善する効果を有し、また、ステップクーリング前の溶接金属の靱性を確保するために重要な元素である。そこで、溶接金属中のＭｎ含有量は０．５〜１．０質量％である。溶接金属中のＭｎ含有量が１．０質量％を超えると焼戻し脆化特性が低下する。好ましくは０．９質量％以下である。また、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満であると、靱性が不十分となる。好ましくは０．６質量％以上である。

溶接金属中のＣｒ含有量
Ｃｒは、耐熱性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の主成分であり、溶接金属の強度を確保するために重要な元素である。そこで、溶接金属中のＣｒ含有量は２．００〜３．２５質量である。溶接金属中の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、粒界に粗大炭化物が増加して焼戻し脆化特性が劣化する。好ましくは３．０質量％以下である。また、Ｃｒ含有量が２．００質量％未満であると、所望の強度を得ることができない。好ましくは２．１質量％以上である。

溶接金属中のＭｏ含有量
Ｍｏは、Ｃｒとともに、耐熱性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の主成分であり、溶接金属の機械的強度を確保するために重要な元素である。そこで、溶接金属中のＭｏ含有量は０．９〜１．２質量％である。溶接金属中の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。好ましくは１．１質量％以下である。また、Ｍｏ含有量が０．９質量未満であると、所望の強度を得ることができない。好ましくは１．０質量％以上である。

溶接金属中のＮｂ含有量
Ｎｂは、その含有量が微量であっても、室温および高温における強度ならびにクリープ強度を改善する役割を有する元素である。そこで、溶接金属中のＮｂ含有量は、０．０１〜０．０３質量％である。溶接金属中のＮｂ含有量が０．０３質量％を超えると、強度が高くなりすぎて、靱性が低下する。好ましくは０．０２５質量％以下である。また、Ｎｂ含有量が０．０１質量％未満であると、室温および高温における強度ならびにクリープ強度を改善する効果が得られない。好ましくは０．０１５質量％以上である。

溶接金属中のＶ含有量
Ｖは、溶接金属中におけるＳＲ処理後の粒内に微細なＭＣ炭化物を優先的に析出させ、溶接金属の靱性および焼戻脆化特性を改善する役割を有する元素である。また、Ｖは溶接金属の室温及び高温強度並びにクリープ強度を高める効果も有している。そこで、溶接金属中のＶ含有量は、０．２〜０．７質量％である。溶接金属中のＶ含有量が０．７質量％を超えると、強度が高くなりすぎて、靱性及び耐焼戻し脆化特性が低下する。好ましくは０．６質量％以下である。また、Ｖ含有量が０．２質量％未満であると、靱性および焼戻脆化特性の改善効果を十分に得ることができない。好ましくは０．３質量％以上である。

溶接金属中のＢ含有量
Ｂは、溶接金属の靭性確保に有効な元素であり、さらに適量の含有により、Ｃｒを主成分とする炭化物量を低減させる役割を有する元素である。そこで、溶接金属中のＢ含有量は、０．００３質量％以下とし、０質量％は含まない。溶接金属のＢ含有量が０．００３質量％を超えると、溶接金属中に固溶したＮを固定するため、結果として微細なＭＣ炭化物を増加させることになる。好ましくは０．００２質量％以下（０質量％含まない）である。

溶接金属中のＯ含有量
Ｏは、溶接金属の組織を微細化させて靱性の確保に有効な元素である。また、溶接金属中のＯは、旧オーステナイト粒径の微細化による耐ＳＲ割れ性の改善にも有効な元素である。そこで、溶接金属中のＯ含有量は、０．０２〜０．０５質量％である。溶接金属中のＯ含有量が０．０５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。好ましくは０．０４質量％以下である。また、Ｏ含有量が０．０２質量％未満であると、靱性の改善効果を得ることができない。好ましくは０．０３質量％以上である。

本発明の溶接金属は、前記のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、およびＯを必須成分とし、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。この不可避的不純物に含まれる成分の中で、Ｃｕおよび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側面をも有する成分である。そこで、本発明の溶接金属においては、不可避的不純物におけるＣｕおよびＮｉの含有量をそれぞれ０．０５質量％未満に制限することが望ましい。さらに好ましくは０．０３質量％未満である。

また、不可避的不純物に含まれる成分の中で、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。そこで、本発明の溶接金属においては、不可避的不純物におけるＰおよびＳの含有量を、それぞれ０．０１２質量％未満に制限することが望ましい。さらに好ましくは０．０１０質量％未満である。

さらに、本発明の溶接金属において、焼戻し脆化特性を支配する炭化物の形態を適正にするためには、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を抑制するために、下記式で算出されるパラメータＣＰを５〜５０の範囲に制御することが好ましい。微細炭化物（ＭＣ）の成長と粗大炭化物（Ｍ２３Ｃ６）の抑制には、５以上あればよい。５より小さいと粗大Ｍ２３Ｃ６が増加する。５０を超えると微細ＭＣがかえって増加するおそれがあるため、焼戻し脆化特性が劣化する。また、パラメータＣＰの好ましい下限値は１０、より好ましくは１２であり、好ましい上限値は４０、より好ましくは３０である。
ＣＰ＝[C]×[Nb]／（[Cr]／５２＋[Mo]／９６＋[Nb]／９３＋[V]／５１）×１０００
式（１）
式（１）中、[Ｃ]、[Ｎｂ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｎｂ]および[Ｖ]は、溶接金属中のＣ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶの含有率（質量％）を示す。

本発明の溶接金属において、溶接金属原質部のみから電解抽出される残渣におけるＣｒ析出量が０．３質量％未満、かつＮｂ析出量が０．００５質量％以上に規制される。電解抽出残渣におけるＣｒ析出量を０．３質量％未満に規制してＣｒを主成分とする粗大炭化物（Ｍ２３Ｃ６および／またはＭ７Ｃ３）を低減することによって、良好な耐焼戻脆化特性を得ることができる。また、電解抽出残渣におけるＮｂ析出量を０．００５６質量％以上にすることによって、Ｎｂを主成分とする微細炭化物（ＭＣ）を成長させ、良好な耐焼戻脆化特性を得ることができる。

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０．１μｍのフィルタを用いて電解後の電解液をろ過して行うことができる。そして、ろ過の残渣をＩＣＰ発光分析に掛けてＣｒ析出量およびＮｂ析出量を測定することができる。

また、本発明の溶接金属において、直径１μｍ以上の酸化物系介在物は、被見面積１ｍｍ²当り２０００個未満に規制される。本発明において、被見面積とは、溶接金属を任意の方向に切断したときに観察される断面を言う。被見面積１ｍｍ²当り、直径１μｍ以上の酸化物系介在物の個数が２０００個未満にすることによって、破壊起点が低減されることによって良好な耐焼戻し脆化特性を得ることができ、さらに、安定的に所望の脆化特性を得ることができる。ここで、安定的とは、ステップクーリング後のシャルピー試験において、vE-50の最小値（min.）でも５５Ｊ以上確保できることを言う。

さらに、本発明の溶接金属において、溶接金属中のＳｉの含有率［Si］、Ｍｎの含有率［Mn］およびＯの含有率［O］が、下記式（２）で表される関係を有することが好ましい。溶接金属中のＳｉの含有率［Si］、Ｍｎの含有率［Mn］およびＯの含有率［O］が、下記式（２）で表される関係を有することによって、溶接金属中の酸素量に加えて、脱酸元素の組成を制御して、溶接金属中のＳｉ、ＭｎおよびＯの含有率のバランスを適正にして粗大な酸化物系介在物の個数密度を制御し、耐焼戻脆化特性を改善して、安定的に所望の脆化特性を得ることができる。
１２０００[Si]＋１７０[Mn]＋１５００００[O]＜９８００
式（２）

この高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属では、そのメカニズムについては、すべてを解明したものではないが、以下のように推定される。
すなわち、溶接金属において、酸化物系介在物の個数密度を支配するものは、酸素量と酸化物系介在物のサイズである。ここで、酸素は一定量必要なので、個数密度を低減するには、サイズを比較的大きくすればよい。また酸化物介在物のサイズは、酸化物系介在物の融点または界面エネルギーに依存するとされる。そこで、本発明においては、酸化物系介在物を構成する元素（＝脱酸元素）はＳｉ、Ｍｎであり、これら両元素とＯのバランスによって、形成される酸化物種を制御することで、酸化物介在物のサイズが制御でき、同程度の酸素量でも個数密度が制御できたものと考えられる。

次に、本発明の溶接金属を形成するための被覆アーク溶接方法について説明する。
この被覆アーク溶接方法は、必須成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、およびＯを特定の量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で構成される溶接金属を形成するために、前記のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢの各成分と、残部がＦｅおよび不可避的不純物と、さらに、アーク安定剤及びスラグ生成剤等を含む被覆剤とを、固着剤によって心線に被覆させて構成される被覆アーク溶接棒を使用して被覆アーク溶接する方法である。このとき、溶接電流の好ましい範囲は、１４０〜１９０Ａである。

次に、被覆アーク溶接棒の各成分の含有量の限定理由および被覆率について説明する。なお、以下に示す成分は溶接棒における心線及び被覆剤のいずれか一方に含有されていても、両方に含有されていてもよく、両方に含有される場合はその合計量を規定するものである。

被覆アーク溶接棒中のＣ含有量
Ｃは溶接金属の室温及び高温強度、並びに靱性を確保するために重要な元素であり、溶接金属中のＣ含有量を０．０４〜０．１０質量％にするために、歩留まりを考慮して溶接棒全体におけるＣ含有量を調整する必要がある。そこで、被覆アーク溶接棒中のＣ含有量は０．０４〜０．１２質量％にすることが好ましい。さらに好ましくはＣ含有量は０．０５〜０．１１質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＳｉ含有量
Ｓｉはビードのなじみ性を改善する役割を有する元素であり、溶接金属中のＳｉ含有量を０．１５〜０．５質量％にするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体におけるＳｉ含有量を調整する必要がある。従って、被覆アーク溶接棒中のＳｉ含有量は１．０〜１．８質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは１．４〜１．７質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＭｎ含有量
Ｍｎは、特に、Ｖが添加された溶接金属の靱性を向上させる効果を有する成分であり、溶接金属中のＭｎ含有量を０．５〜１．０質量％とするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体におけるＭｎ含有量を調整する必要がある。従って、被覆アーク溶接棒中のＭｎ含有量は０．８〜１．８質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは、１．０〜１．５質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＣｒ含有量
Ｃｒは、耐熱性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の主成分であり、溶接金属の機械的強度を確保するために重要な元素であり、溶接金属中のＣｒ含有量を２．００〜３．２５質量％とするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体のＣｒ含有量を調整する必要がある。そこで、被覆アーク溶接棒におけるＣｒ含有量は２．０〜３．３質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは２．２〜３．０質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＭｏ含有量
Ｍｏは、Ｃｒとともに、耐熱性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の主成分であり、溶接金属の機械的強度を確保するために重要な元素であり、溶接金属中のＭｏ含有量を０．９〜１．２質量％とするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体のＭｏ含有量を調整する必要がある。そこで、被覆アーク溶接棒におけるＭｏ含有量は０．９〜１．２質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは１．０〜１．１質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＮｂ含有量
Ｎｂは、その含有量が微量であっても、室温および高温における強度ならびにクリープ強度を改善する役割を有する元素であり、溶接金属中のＮｂ含有量を０．０１〜０．０３質量％とするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体のＮｂ含有量を調整する必要がある。そこで、被覆アーク溶接棒におけるＮｂ含有量は０．０４〜０．０８質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは０．０５〜０．０７質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＶ含有量
Ｖは、溶接金属中におけるＳＲ処理後の粒内に微細なＭＣ炭化物を優先的に析出させ、溶接金属の靱性および焼戻脆化特性を改善する役割を有する元素であり、溶接金属中のＶ含有量を０．２〜０．７質量％とするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体のＶ含有量を調整する必要がある。そこで、被覆アーク溶接棒におけるＶ含有量は０．３〜１．０質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは０．４〜０．８質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＢ含有量
Ｂは、溶接金属の靭性確保に有効な元素であり、さらに適量の含有により、Ｃｒを主成分とする炭化物量を低減させる役割を有する元素であり、溶接金属中のＢ含有量を０．００３質量％以下とするために、歩留まりを考慮して被覆アーク溶接棒全体のＢ含有量を調整する必要がある。そこで、被覆アーク溶接棒におけるＢ含有量は０．０００２〜０．００５質量％にすることが好ましい。さらに好ましくは０．０００２〜０．００４質量％である。

被覆アーク溶接棒中のＣｕおよびＮｉ含有量
Ｃｕおよび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側面をも有する成分であり、溶接金属中のＣｕ含有量およびＮｉ含有量はそれぞれ０．０５質量％未満に制限することが好ましい。そこで、被覆アーク溶接棒全体のＣｕ含有量およびＮｉ含有量をそれぞれ０．０５質量％未満にすることが好ましい。さらに０．０３質量％未満に制限することが好ましい。

被覆アーク溶接棒中のＰ含有量
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り、溶接金属中のＰ含有量およびＳ含有量をそれぞれ０．０１２質量％未満に制限することが好ましい。そこで、被覆アーク溶接棒全体のＰ含有量およびＳ含有量をそれぞれ０．０１２質量％未満にすることが好ましい。さらに好ましくは０．０１０質量％未満に制限することが好ましい。

また、アーク安定剤およびスラグ生成剤としては、一般的な石灰等の金属炭酸塩、蛍石等の金属フッ化物、アルミナ及びルチール等の酸化物、Ｍｇ、鉄粉、アルカリ成分等を必要に応じて添加することができる。
さらに、固着剤としては、珪酸ソーダ又は珪酸カリを含有する水ガラスを使用することができる。

心線に被覆させる被覆剤の被覆率は、溶接棒全質量あたり２５〜４０質量％、好ましくは２８〜３５質量％である。溶接棒全質量あたりの被覆剤の被覆率が２５重量％未満であると、保護筒を十分に形成することができないので、アークが集中せず、スパッタが多発して作業性が極めて悪くなる。また、スラグが十分に形成されず、ビード形状も劣化する。一方、被覆率が４０重量％を超えると、スラグの発生量が極めて多くなり、開先内における運棒が困難になる。また、スラグ巻き込みが発生し、スラグの剥離性が低下するので、溶接作業性が極めて悪いものとなる。

以下、本発明の溶接金属の実施例について、その比較例と比較して具体的に説明する。

（実施例１〜９、比較例１〜８）
直径が４．０ｍｍの心線に、被覆材を被覆塗装した後に、乾燥・焼成して表１に示す成分組成を有する被覆アーク溶接棒とした。

この被覆アーク溶接棒を用いて、図１に示すとおり、Ｖ形状の開先部３を介して、表２に示す成分組成を有する高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼からなる溶接母材（板厚：１９ｍｍ）１ａおよび１ｂを突合せ溶接して溶接試験片を作製した。開先部３の下部には、溶接母材１ａ，１ｂと同一の組成を有する裏当金２を配置した。また、Ｖ形状の開先部３の開先角度を１０度、裏当金２が配置されている部分の溶接母材１ａと溶接母材１ｂとの間のギャップ幅を２２ｍｍとした。
溶接は、電流１７０Ａ、電圧２５Ｖで、８層１６パスで行った。なお、予熱・パス間温度は２００〜２５０℃とした。

次に、得られた溶接試験片に図２に示すＳＲ（応力除去焼鈍）処理を行った。図２は、温度を縦軸、時間を横軸としてＳＲ処理の温度処理過程を示す図である。このＳＲ処理は、加熱開始後、溶接試験片の温度が３００℃を超えたときに、昇温速度が５５℃／時間となるように加熱し、さらに、溶接試験片の温度が７０５℃に到達した段階で、その温度を８時間保持した。次に、溶接試験片の温度が３００℃以下になるまで、降温速度が５５℃／時間となるように冷却した。なお、試験片の温度が３００℃以下の範囲では、加熱及び冷却条件は規定しない。

次に、得られたＳＲ処理を施した溶接試験片から、図３に示すように、開先部に形成された溶接金属４の中央部からＪＩＳＺ３１１１ ４号に規定されるサイズの試験片５を採取した。
得られた試験片について、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（前述の元素以外）によって化学成分分析を行った。また、下記の方法にしたがって、溶接金属の被見面積１ｍｍ²における酸化物介在物の個数を測定した。

酸化物介在物の個数
得られた溶接金属の中央部から試験片を切り出し、まず、走査型電子顕微鏡（ＣａｒｌＺｅｉｓｓ社製、ＳＵＰＲＡ ３５）を用いて、倍率１０００倍で試験片を観察し、被見面積０．００６ｍｍ²の画像を２０視野撮影した。次に、得られた画像を画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃ社製、Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を用いて解析し、酸化物径を算出し、直径１μｍ以上のものの個数密度（個／ｍｍ²）を算出した。

また、得られた試験片について、ＪＩＳＺ３１１１ ４号に基づき、シャルピー衝撃試験を実施し、vTr55を評価した。

次に、焼戻し脆化特性を評価するため、脆化促進処理（ステップクーリング）を実施した後にvTr’55を評価した。図４に、ステップクーリングの処理方法を示す。図４に示すように、試験片の温度が３００℃を超えると、温度上昇が毎時５０℃以下になるように加熱条件を調整し、試験片の温度を５９３℃まで加熱して、１時間保持する。その後、同様の要領で５３８℃で１５時間、５２４℃で２４時間、４９６℃で６０時間保持するが、これらの冷却段階においては、毎時５．６℃の温度で試験片が冷却されるように調整する。更に、４９６℃に保持された試験片を、毎時２．８℃の温度で冷却して４６８℃とし、この温度で１００時間保持する。そして、試験片の温度が３００℃以下になるまで、温度降下が毎時２８℃以下となるように試験片を冷却する。なお、ＳＲ条件と同様に、試験片の温度が３００℃以下の範囲では、加熱及び冷却条件は規定していない。

次に、ステップクーリング後に、さらに、ＪＩＳＺ３１１１ ４号に基づき、シャルピー衝撃試験を実施し、vTr'55およびｖE-50を評価した。
また、ステップクーリング後の試験片について、下記の表３に示す条件で電解抽出を行い、得られた残渣について、ＩＣＰ発光分析法によって、Ｃｒ析出量、Ｎｂ析出量を分析した。

表４−１、表４−２および表４−３に、溶接金属中央部の成分組成、パラメータＣＰの算出結果、電解抽出残渣の分析結果、Ｓｉ、ＭｎおよびＯのバランス（式（２）の左辺の数値）ならびに靱性の指標であるvTr55、さらに耐焼戻脆化特性の指標としてΔ＝ｖTr55−vTr'55、およびステップクーリング後のｖE-50をあわせて示す。表４において、vTr55＜-50℃、vTr'55＜-50℃、Δ（＝ｖTr55−vTr'55）＜5℃のものを合格とした。ただしΔがマイナスになる材料については、ゼロと表示した（ほとんど脆化しない優れた材料である）。また、ｖE-50については、シャルピー試験を３回行って、得られた値の平均値（ａｖｅ．）が５５（Ｊ）以上、最小値（ｍｉｎ．）が４７（Ｊ）以上のものを合格とした。

表４−１、表４−２および表４−３に示すとおり、実施例１〜８の溶接金属は、各成分の含有量および電解抽出残渣におけるＣｒ析出量（insol.Cr）およびＮｂ析出量（insol.Nb）が本発明の範囲であった。そのため、靱性の指標であるvTr55およびｖE-50、耐焼戻脆化特性の指標であるΔが良好であった。また、ステップクーリング後のシャルピー試験において、vE-50の最小値（min.）でも５５Ｊ以上が確保され、安定的な脆化特性を有することが分かった。

一方、比較例１の溶接金属は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を超えるとともに、パラメータＣＰが８９．５と６０よりも高い値であるため、insol.Crが高く耐焼戻脆化特性に劣る結果を示している。比較例２の溶接金属は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、靭性に劣るとともに、耐焼戻脆化特性も劣る結果を示している。比較例３の溶接金属は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、靭性は悪くないが、耐焼戻脆化特性に劣る結果を示している。

比較例４の溶接金属は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の下限未満であるとともに、パラメータＣＰが４．０と５未満であるため、耐焼戻脆化特性が劣るとともに、insol.Crが高く、また、insol.Nbが低いため、靭性も劣る結果を示している。比較例５の溶接金属は、Ｎｂ含有量が本発明の上限を超えるとともに、パラメータＣＰが６８．８と６０よりも高い値であるため、低い靭性を示している。

比較例６の溶接金属は、Ｏ含有量が本発明の範囲の上限を超えるため、靱性に劣る結果を示している。比較例７の溶接金属は、Ｂを含有しないため、靱性に劣る結果を示している。比較例８の溶接金属は、Ｂ含有量が本発明の範囲の上限を超えるとともに、insol.Nbが低いため、耐焼戻脆化特性に劣る結果を示している。

また、実施例１〜９、および比較例１〜８の溶接金属について、直径１μｍ以上の酸化物介在物の個数と、vE-50の最小値（min.）との関係を図５に示す。
この図５から、直径１μｍ以上の酸化物介在物の個数が２０００未満である実施例１〜４、および実施例６〜９の溶接金属は、vE-50の最小値（min.）が４７（Ｊ）以上の結果を示し、良好な脆化特性を安定的に有することが分かる。これに対して、酸化物介在物の個数が２０００未満である比較例１、３〜５および７〜８は、vE-50の最小値（min.）が４７（Ｊ）以下の結果を示し、良好な脆化特性を安定的に有しないものであることが分かる。

本発明の実施例および比較例で行った溶接試験における溶接母材および溶接部を示す模式断面図である。 本発明の実施例および比較例で行ったＳＲ処理を示す図である。 本発明の実施例および比較例における溶接金属からの試験片の採取方法を説明する図である。 本発明の実施例および比較例で行ったステップクーリング処理条件を示すグラフである。 本発明の実施例および比較例の溶接金属における酸化物介在物個数と、vE-50の関係を示すグラフである。

符号の説明

１ａ，１ｂ 溶接母材
２ 裏当金
３ 開先部
４ 溶接金属
５ 試験片

Claims (6)

1. 被覆アーク溶接によって形成される溶接金属において、Ｃ：０．０４〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．１５〜０．５質量％、Ｍｎ：０．５〜１．０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（０質量％含まない）、およびＯ：０．０２〜０．０５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される残渣におけるＣｒ析出量が０．３質量％未満、かつ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. さらに、前記不可避的不純物におけるＣｕおよびＮｉの含有量がそれぞれ０．０５質量％未満であ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. さらに、前記不可避的不純物におけるＰおよびＳの含有量がそれぞれ０．０１２質量％未満であ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、５〜５０であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
   ＣＰ＝[C]×[Nb]／（[Cr]／５２＋[Mo]／９６＋[Nb]／９３＋[V]／５１）×１０００ 式（１）
   式（１）中、[Ｃ]、[Ｎｂ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｎｂ]および[Ｖ]は、溶接金属中のＣ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｂおよびＶの含有率（質量％）を示す。
5. 直径１μｍ以上の酸化物系介在物が、被見面積１ｍｍ²当り２０００個未満であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
6. 溶接金属中のＳｉの含有率［Si］、Ｍｎの含有率［Mn］およびＯの含有率［O］が、下記式（２）で表される関係を有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属。
   １２０００[Si]＋１７０[Mn]＋１５００００[O]＜９８００
   式（２）

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