JP6084475B2 - 溶接金属および溶接構造体 - Google Patents

Description

本発明は、ボイラーや化学反応容器などの高温高圧環境下において用いられる溶接金属およびこの溶接金属を含む溶接構造体に関するものである。

ボイラーや化学反応容器などの高温高圧環境下において用いられる高強度Ｃｒ‐Ｍｏ鋼ならびにその溶接金属部は、強度、靭性、クリープ破断特性、耐ＳＲ割れ性（応力除去焼鈍時に粒界割れを起こさないこと）ならびに耐焼戻脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）を高いレベルで兼備することが必要とされている。特に近年、装置大型化に伴う厚肉化により、施工効率の観点から溶接時の入熱量は増大しつつあるが、一般に溶接入熱の増大は溶接金属部の組織を粗大化させ、靭性（耐焼戻脆化特性）を劣化させるため、求められる靭性、耐焼戻脆化特性はいっそう高い水準となっている。また、上記設備では高効率操業の観点から、操業条件のさらなる高温高圧化が志向されており、溶接金属部においても、いっそうのクリープ破断特性改善が求められている。

そして、高強度Ｃｒ‐Ｍｏ鋼溶接金属の靭性、焼戻脆化特性に着目した検討としては、下記の取り組みが報告されている。
例えば特許文献１では、鋼板組成、溶接材料組成、溶接条件を詳細に規定することで、クリープ強度、靭性、耐水素割れ特性などを兼備させている。例えば特許文献２では、ワイヤおよびボンドフラックスの成分を詳細に規定するとともに、溶接条件を制御することで、靭性、強度、耐焼戻脆化特性ならびに耐ＳＲ割れ性などに優れる溶接金属を実現している。

例えば特許文献３では、溶接金属の成分、特に不純物元素の含有量を管理することで、靭性、強度ならびに耐ＳＲ割れ性などを改善している。例えば特許文献４では、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材の成分を制御することで、靭性、強度などを改善している。例えば特許文献５では、サブマージアーク溶接において、ワイヤおよびボンドフラックスの成分を制御することで、靭性、耐焼戻脆化特性などを改善している。

例えば特許文献６では、粒界における炭化物の形態を制御するとともに、クリープ試験中の微細炭化物粒子のオストワルド成長を抑制することで、良好なクリープ破断特性を実現している。例えば特許文献７では、焼戻脆化処理時に析出する微細なＭｏ_２Ｃ粒子が焼戻脆化を助長することを見出し、これらＭｏ_２Ｃの析出を抑制することで、耐焼戻脆化特性を改善している。

特開平０２−１８２３７８号公報 特開平０８−１５０４７８号公報 特開２０００−３０１３７８号公報 特開２００８−２２９７１８号公報 特開２００９−１０６９４９号公報 特開２０１２−１６６２０３号公報 特開２０１２−１８７６１９号公報

しかしながら、従来の技術においては以下の問題がある。
特許文献１では、一部の実施例で、応力除去焼鈍（Stress Relief焼鈍、以下”ＳＲ焼鈍”）後の靭性を示すｖＴｒ_５.５（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は−５０℃と良好である。しかし、焼戻脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’_５.５（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は最良で−４１℃と十分な水準ではない。また、想定するクリープ破断特性のレベルが５５０℃／８００ｈｒで２４０ＭＰａ相当と十分ではない。かつ、１回のＳＲ条件が最長で２６ｈｒと短い（クリープ破断特性が高く出やすい条件）。或いは、２回のＳＲを実施するなど煩雑な工程を必要としている。

特許文献２では、一部の実施例で、ＳＲ焼鈍後の靭性を示すｖＴｒ_５５（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）、焼戻脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’_５５（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）がともに−５０℃を下回る良好な靭性が得られている。しかし、焼戻時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ_５５（＝ｖＴｒ_５５−ｖＴｒ’_５５）はいずれも８℃以上と焼戻脆化を十分抑制できたとは言い難い。また、想定しているＳＲ条件が７００℃×２６ｈｒと保持時間が短く、より厳しいＳＲ条件でのクリープ破断特性は保証されていない。
特許文献３では、耐焼戻脆化特性は考慮されていない。また、想定するクリープ破断特性のレベルが５３８℃×２０６ＭＰａで９００ｈｒ相当と十分ではない。

特許文献４、５では、靭性、耐焼戻脆化特性ともに高いレベルにある。しかし、推奨される溶接条件は、被覆アーク溶接による溶接金属を規定した特許文献４で溶接電流１４０〜１９０Ａ、サブマージアーク溶接による溶接金属を規定した特許文献５で２．０〜３．６ｋＪ／ｍｍと、溶接入熱の増大傾向に十分対応していない。また、クリープ破断特性については記載されていない。
特許文献６では、耐焼戻脆化特性については考慮されていない。特許文献７では、クリープ破断特性については考慮されていない。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、入熱量の大きい溶接条件においても、安定して耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性、強度、靭性、耐ＳＲ割れ性を確保することができる溶接金属およびこれを含む溶接構造体を提供することを課題とする。

本発明者らは鋭意検討した結果、比較的入熱量の大きい溶接条件においても、安定して耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性、強度、靭性、耐ＳＲ割れ性を確保する手段を検討した。そして、溶接時およびＳＲ時において、旧オーステナイト粒界にＶ炭化物を生成させるとともに、クリープ試験中の微細ＭＣ炭化物粒子（Ｍ：炭化物形成元素）のオストワルド成長を抑制することで、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性と上記諸特性を兼備できることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、溶接金属成分を所定の範囲に制御するとともに、溶接金属成分より求まる下記Ａ値
Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０^４
を２００以上とし、
応力除去焼鈍後の溶接金属において、旧オーステナイト粒界に存在する炭化物の、単位粒界あたりの個数密度Ｎ（個／μｍ）、化合物型Ｖ濃度［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］から求まる下記Ｚ値
Ｚ値＝Ｎ×［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］
を０．０５以上に制御することで、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性をはじめとする諸特性を兼備できることを見出した。
なお、Ａ値の式において、［Ｖ］、［Ｎｂ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、それぞれ溶接金属中のＶ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す。また、「×１０^４」は「（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝」に係るものである。

このように、本発明においては、溶接金属成分のみではその影響について十分に把握することができないことから、溶接金属成分より求まるＡ値、および、旧オーステナイト粒界に存在する炭化物の、単位粒界あたりの個数密度Ｎ（個／μｍ）、化合物型Ｖ濃度［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］から求まるＺ値のパラメータを用いて規定することとした。

本発明に係る溶接金属は、Ｃ：０．０５〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．６０〜１．３０質量％、Ｃｒ：１．８０〜３．００質量％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０質量％、Ｖ：０．２５〜０．５０質量％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０質量％、Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｏ：０．０２０〜０．０６０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である溶接金属であって、
溶接金属成分より求まる下記Ａ値
Ａ値＝（［Ｖ]／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０^４
が２００以上を満たし、
応力除去焼鈍後の溶接金属において、粒界に存在する炭化物の単位粒界あたりの個数密度をＮ（個／μｍ）、抽出残渣より求まる化合物型Ｖ濃度を［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］としたとき、下記Ｚ値
Ｚ値＝Ｎ×［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］
が０．０５以上であることを特徴とする。

かかる構成によれば、溶接金属は、所定の成分を所定量含有することで、強度、作業性、クリープ破断特性、耐焼戻脆化特性、靭性、耐ＳＲ割れ性などが向上する。
また、溶接金属は、Ａ値を所定以上とすることで、ＭＣ粒子数が制御され、クリープ破断特性が向上する。また、溶接金属は、Ｚ値を所定以上とすることで、粒界におけるＶ炭化物量が規定され、クリープ破断特性、耐焼戻脆化が向上する。

本発明に係る溶接金属は、さらに、Ｃｕ：１．００質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：１．００質量％以下（０質量％を含まない）のうちの１種または２種を含有することを特徴とする。
かかる構成によれば、溶接金属は、Ｃｕ、Ｎｉのうちの１種または２種を所定量含有することで、靭性がさらに向上する。

本発明に係る溶接金属は、さらに、Ｂ：０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）を含有することを特徴とする。
かかる構成によれば、溶接金属は、Ｂを所定量含有することで、強度がさらに向上する。

本発明に係る溶接金属は、さらに、Ｗ：０．５０質量％以下（０質量％を含まない）、Ａｌ：０．０３０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．０２０質量％以下（０質量％を含まない）のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
かかる構成によれば、溶接金属は、Ｗ、Ｔｉを所定量含有することで、強度がさらに向上し、また、Ａｌを所定量含有することで、脱酸が促進される。

本発明に係る溶接構造体は、前記記載の溶接金属を含むことを特徴とする。
かかる構成によれば、溶接構造体は、前記記載の溶接金属を含むため、溶接部位において、安定して耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性、強度、靭性、耐ＳＲ割れ性が確保される。

本発明に係る溶接金属および溶接構造体によれば、入熱量の大きい溶接条件においても、安定して耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性、強度、靭性、耐ＳＲ割れ性を確保することができる。そのため、ボイラーや化学反応容器などの高温高圧環境下において用いられる装置の信頼性、耐久性などが向上する。

粒界炭化物個数密度を測定する方法を説明するための概念図である。 粒界炭化物個数密度を測定する方法を説明するための概念図である。 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。 本発明の実施例において使用する試験片の採取位置を示す模式図であり、（ａ）はクリープ破断特性の評価、（ｂ）は強度の評価、（ｃ）は靭性の評価において使用する試験片の採取位置を示す模式図である。 本発明の実施例における耐ＳＲ割れ性の評価において使用する試験片について説明するための模式図である。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
≪溶接金属≫
本発明の溶接金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎ、Ｏを所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である。溶接金属はさらに、所定量のＣｕ、Ｎｉのうちの１種または２種を含有してもよく、さらには、所定量のＢを含有してもよい。溶接金属はさらに、所定量のＷ、Ａｌ、Ｔｉのうちの１種または２種以上を含有してもよい。

そして溶接金属は、溶接金属成分より求まる下記Ａ値が２００以上を満たす。
Ａ値＝（［Ｖ]／５１＋［Ｎｂ］／９３］）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０^４

また、応力除去焼鈍後の溶接金属において、粒界に存在する炭化物の単位粒界あたりの個数密度をＮ（個／μｍ）、抽出残渣より求まる化合物型Ｖ濃度を［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］としたとき、下記Ｚ値が０．０５以上である。
Ｚ値＝Ｎ×［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］
以下、各構成について説明する。

＜Ｃ：０．０５〜０．１５質量％＞
Ｃは強度確保に必須の元素である。Ｃ含有量が０．０５質量％未満では、所定の強度が得られない。また、ＭＣ炭化物を十分に確保できなくなるため、クリープ破断特性が劣化する。一方、Ｃ含有量が０．１５質量％を超えると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となる。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．１５質量％とする。なお、好ましい下限は０．０７質量％、好ましい上限は０．１３質量％である。

＜Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％＞
Ｓｉは溶接時の作業性の観点から添加する元素である。Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満では、溶接作業性が劣化する。一方、Ｓｉ含有量が０．５０質量％を超えると、強度の過大な上昇、あるいはマルテンサイトなどの硬質組織増加をもたらし、靭性劣化をもたらす。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．５０質量％とする。なお、好ましい下限は０．１５質量％、好ましい上限は０．４０質量％である。

＜Ｍｎ：０．６０〜１．３０質量％＞
Ｍｎは強度確保のための元素である。Ｍｎ含有量が０．６０質量％未満では、室温での強度が低下するほか、耐ＳＲ割れ性が確保できなくなる。一方、Ｍｎ含有量が１．３０質量％を超えると、旧γ粒界への不純物偏析を助長することで焼戻脆化特性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．６０〜１．３０質量％とする。なお、好ましい下限は０．７０質量％、さらに好ましい下限は０．７５質量％、好ましい上限は１．２０質量％、さらに好ましい上限は１．１５質量％である。

＜Ｃｒ：１．８０〜３．００質量％＞
Ｃｒは耐ＳＲ割れ性改善に有効な元素である。Ｃｒ含有量が１．８０質量％未満では、旧γ粒界にフィルム状の粗大セメンタイトが析出するようになり、耐ＳＲ割れ性が劣化する。一方、Ｃｒ含有量が３．００質量％を超えると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は１．８０〜３．００質量％とする。なお、好ましい下限は１．９０質量％、さらに好ましい下限は２．００質量％、好ましい上限は２．８０質量％、さらに好ましい上限は２．６０質量％である。

＜Ｍｏ：０．８０〜１．２０質量％＞
Ｍｏは強度確保のための元素である。Ｍｏ含有量が０．８０質量％未満では、所定の強度が得られない。一方、Ｍｏ含有量が１．２０質量％を超えると、強度の過大な上昇により靭性を低下させるとともに、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ増加をもたらし、ステップクーリング時に微細Ｍｏ_２Ｃが析出することで耐焼戻脆化特性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は０．８０〜１．２０質量％とする。なお、好ましい下限は０．９０質量％、好ましい上限は１．１５質量％、さらに好ましい上限は１．１０質量％である。

＜Ｖ：０．２５〜０．５０質量％＞
ＶはＭＣ炭化物、粒界へのＶ炭化物形成により、クリープ破断特性、耐焼戻脆化特性改善に寄与する元素である。Ｖ含有量が０．２５質量％未満では、所定の特性が得られない。一方、Ｖ含有量が０．５０質量％を超えると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させる。したがって、Ｖ含有量は０．２５〜０．５０質量％とする。なお、好ましい下限は０．２７質量％、さらに好ましい下限は０．３０質量％、好ましい上限は０．４５質量％、さらに好ましい上限は０．４０質量％である。

＜Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０質量％＞
ＮｂはＭＣ炭化物形成によりクリープ破断特性改善に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０質量％未満では、所定の強度が得られない。一方、０．０５０質量％を超えると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させる。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０５０質量％とする。なお、好ましい下限は０．０１２質量％、好ましい上限は０．０４０質量％、さらに好ましい上限は０．０３５質量％である。

＜Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）＞
Ｎは溶接時に不可避的に含有される元素であり、工業的に０％とすることは困難である。Ｎ含有量が０．０２５質量％を超えると、強度の過大な上昇により靭性が確保できなくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０２５質量％以下とする。なお、好ましくは０．０２０質量％以下、さらに好ましくは０．０１８質量％以下である。

＜Ｏ：０．０２０〜０．０６０質量％＞
Ｏは酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靭性を向上させる元素である。Ｏ含有量が０．０２０質量％未満では、靭性を向上させる効果が得られない。一方、０．０６０質量％を超えると、粗大酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靭性は低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０〜０．０６０質量％とする。なお、好ましい下限は０．０２５質量％、好ましい上限は０．０５０質量％、さらに好ましい上限は０．０４５質量％である。

＜Ｃｕ:１．００質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ:１．００質量％以下（０質量％を含まない）＞
Ｃｕ、Ｎｉは組織微細化による靭性向上に有効な元素である。Ｃｕ、Ｎｉの含有量がそれぞれ１．００質量％を超えると、強度を過大に上昇させ、靭性低下をもたらす。したがって、Ｃｕ含有量は１．００質量％以下、Ｎｉ含有量は１．００質量％以下とする。なお、Ｃｕ、Ｎｉのいずれも、好ましい下限は０．０５質量％、さらに好ましい下限は０．１０質量％、好ましい上限は０．８０質量％、さらに好ましい上限は０．５０質量％である。なお、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量との合計は０．０５〜１．５０質量％が好ましい。

＜Ｂ：０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）＞
Ｂは粒界からのフェライト生成を抑制し、強度を向上させる元素である。Ｂ含有量が０．００５０質量％を超えると、耐ＳＲ割れ性を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００５０質量％以下とする。なお、好ましくは０．００４０質量％以下、さらに好ましくは０．００２５質量％以下である。好ましい下限は０．０００５質量％である。

＜Ｗ：０．５０質量％以下（０質量％を含まない）＞
Ｗは強度向上効果を有する元素である。Ｗ含有量が０．５０質量％を超えると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性に悪影響をおよぼす。したがって、Ｗ含有量は０．５０質量％以下とする。なお、好ましい下限は０．０８質量％、好ましい上限は０．３０質量％である。

＜Ａｌ：０．０３０質量％以下（０質量％を含まない）＞
Ａｌは脱酸元素である。Ａｌ含有量が０．０３０質量％を超えると、酸化物粗大化を招き靭性に悪影響をおよぼす。したがって、Ａｌ含有量は０．０３０質量％以下とする。なお、好ましくは０．０２０質量％以下、さらに好ましくは０．０１５質量％以下である。好ましい下限は０．０１０質量％である。

＜Ｔｉ：０．０２０質量％以下（０質量％を含まない）＞
Ｔｉは強度向上効果を有する元素である。Ｔｉ含有量が０．０２０質量％を超えると、ＭＣ炭化物の析出強化促進による粒内強度の著しい向上をもたらし、耐ＳＲ割れ性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２０質量％以下とする。なお、好ましい下限は０．００８質量％、好ましい上限は０．０１５質量％である。

＜残部：Ｆｅおよび不可避不純物＞
溶接金属の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては特に規定されるものではないが、例えば、Ｐを０．０２０質量％以下、Ｓｎを０．０１０質量％以下、Ａｓを０．０１０質量％以下含有してもよい。

＜Ａ値およびＢ値について＞
Ａ値＝（［Ｖ]／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０^４：２００以上
Ｚ値＝Ｎ×［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］：０．０５以上

Ａ値は、クリープ破断特性向上に寄与するＭＣ粒子数を制御するためのパラメータである。すなわち、ＭＣ粒子はクリープ破断試験中の転位移動に対し障害として作用することで、クリープ破断特性を向上させる。これらの作用は、ＭＣ粒子数が増加するほど増大するが、クリープ破断試験中のＭＣ粒子は、オストワルド成長によりその数を減少させるため、クリープ破断試験中のＭＣ粒子数をいかに確保するかがクリープ破断特性向上のポイントとなる。そこで本発明者らは、クリープ破断試験中のＭＣ粒子数を確保する技術を検討した。そして、クリープ破断試験に先立ちＭＣ粒子数を十分に確保したうえで、クリープ破断試験中のオストワルド成長、換言すればＭＣ粒子数減少を抑制することでクリープ破断特性が向上することを明らかにするとともに、両者の観点からクリープ破断試験中のＭＣ粒子数を制御するパラメータとして、上記Ａ値を見出した。

また、クリープ破断特性のさらなる向上を得るためには、上記Ａ値の制御によるクリープ破断試験中のＭＣ粒子数確保に加え、クリープ破断試験時における粒界すべり抑制が有効である。加えて、耐焼戻脆化特性を改善するためには、焼戻脆化の原因となる旧オーステナイト粒界へのＰ偏析を無害化する必要がある。そこで、本発明者らは、両者を満足する方策を検討し、Ｖ炭化物を粒界に析出させることで、クリープ破断特性、耐焼戻脆化特性のいっそうの向上が得られることを見出した。なお、ここで言う「粒界」とは、フェライト粒界はもちろんのこと、旧オーステナイト粒界、ブロック境界、パケット境界などを含む大傾角粒界のことである。

粒界に析出した炭化物（以下「粒界炭化物」と呼称）は、クリープ破断試験時の粒界すべりに対し抵抗となる。粒界炭化物は、一般に、クリープ破断試験中にオストワルド成長により個数が減少し、粒界すべりを抑制する効果が徐々に失われる。そのため、クリープ破断試験時の粒界炭化物成長を抑制することが、クリープ破断特性改善に有効となる。本発明者らは、Ａ値を満足しつつＶ炭化物を粒界に析出させることで、クリープ破断試験中の粒界炭化物成長を抑制できることを見出した。

また、焼戻脆化の原因となる旧オーステナイト粒界へのＰ偏析に対し、粒界に析出したＶ炭化物は、Ｐを内部に取り込むことで無害化の作用を有することを明らかにし、本発明を完成させた。すなわち、旧オーステナイト粒界には、Ｖ炭化物、Ｃｒ炭化物、Ｍｏ炭化物など複数種の炭化物が存在する。本発明者らは、金属を構成する個々の原子の位置を３次元で測定することのできる物理解析装置、３次元アトムプローブを用い、粒界炭化物種と偏析Ｐとの相互作用を調査し、Ｖ炭化物において、偏析Ｐを内部に取り込む作用があることを見出し、Ｖ炭化物を粒界に析出させることで、焼戻脆化を抑制できることを明らかにした。その他の炭化物、例えばＣｒ炭化物は、偏析Ｐを内部に取り込まず、Ｃｒ炭化物とマトリクスとの界面にＰが移動することで、同界面が弱化し、焼戻脆化の抑制にはつながらない。

本知見は、溶接金属のみならず、鉄鋼材料全般に広く適用が可能であり、粒界へのＶ炭化物析出により、靭性の改善、焼戻脆化の抑制が期待される。
Ａ値は、クリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子数、粒界炭化物数を制御するパラメータである。Ａ値が２００を下回ると、クリープ破断試験に先立つＭＣ粒子数が少ない、或いは、クリープ破断試験中のＭＣ粒子および粒界炭化物のオストワルド成長が進行することでＭＣ粒子、粒界炭化物の個数密度が減少し、クリープ破断特性が低下する。したがって、Ａ値は２００以上とする。なお、好ましい下限は２０２、さらに好ましい下限は２０５である。また、好ましい上限は２７０、さらに好ましい上限は２５０である。

Ｚ値は、粒界におけるＶ炭化物量を規定するためのパラメータである。Ｚ値が大きいほど、粒界におけるＶ炭化物個数が大きいことを意味し、クリープ破断特性のいっそうの改善、耐焼戻脆化の向上が得られる。Ｚ値が０．０５を下回ると、クリープ破断特性、耐焼戻脆化特性のいずれか、あるいは両者が所定の値を満たさなくなる。したがって、Ｚ値は０．０５以上とする。なお、好ましい下限は０．０７、さらに好ましい下限は１．００である。また、好ましい上限は０．２０、さらに好ましい上限は０．１８である。

＜粒界炭化物個数密度Ｎ（個／μｍ）の測定＞
粒界炭化物個数密度Ｎ（個／μｍ）の測定方法の一例について図１、２を参照して説明する。
まず、７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ観察用試験片を採取する。次に、７５００倍にて１３．３×１５．７μｍの視野を有する画像を２枚撮影する（図１（ａ））。これについて、画像解析ソフト（Image-Pro Plus、Media Cybernetics社製）により、以下の方法で炭化物形態の解析を行う。
（１）長さが６μｍであり、円相当径にして０．４０μｍ以上の炭化物少なくとも３個と交わる直線Ａｉ（ｉ＝１，２，３，・・・，ｎ；ｎは直線の総本数）を選定（図１（ｂ））
（２）上記直線Ａｉと交わる円相当径０．４０μｍ以上の炭化物を選定（図２（ａ））
（３）直線Ａｉ上で隣接する炭化物の外接四角形の中心を、直線Ｂｉ（ｉ＝１，２，３，・・・，ｍ；ｍは直線の総本数）で結び、直線Ｂ１〜Ｂｍの合計長さを粒界長さＬ（μｍ）と定義（図２（ｂ））
（４）上記直線Ｂｉと交わる円相当径０．４０μｍ以上の炭化物の個数を、Ｌ（μｍ）で割ったものを粒界炭化物個数密度Ｎ（個／μｍ）とする。

＜ｉｎｓｏｌ．Ｖの測定＞
ｉｎｓｏｌ．Ｖの測定方法の一例について説明する。
まず、７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の板厚中心部を、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−メタノール溶液により電解抽出する。次に、フィルタ孔径０．１μｍのフィルタでろ過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分析にかけ、化合物型Ｖを求める。

＜本溶接金属実現のための好ましい様態＞
次に、本発明の溶接金属を実現するための好ましい様態について説明する。
本溶接金属を実現するためには、溶接材料および溶接条件を所定の範囲に規制する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、さらに所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件および溶接材料成分が適切に制御されなければならない。
本溶接金属を実現するための溶接手法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、ＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）およびＳＡＷ（サブマージアーク溶接）における好ましい溶接条件は、下記のとおりである。

［ＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）］
＜溶接入熱が２．３〜３．５ｋＪ／ｍｍ、溶接時の予熱／パス間温度が１９０〜２５０℃＞
入熱が２．３ｋＪ／ｍｍを下回る、あるいは予熱/パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなる。そのため、Ｚ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱が３．５ｋＪ／ｍｍを上回る、あるいは予熱／パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接時の冷却速度が小さくなり、冷却終盤でのセメンタイト生成が促進されることで、粒界へのＶ炭化物生成量が減少する。そのため、Ｚ値が所定の範囲を満たさなくなる。

これら好ましい溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接棒を製造するに際し次の条件を満たすことが好ましい。

＜心線のＭｏ濃度：１．２０質量％以下（好ましくは１．１０質量％以下）、心線のＣｒ濃度：２．３０質量％以下（好ましくは２．２８質量％以下、より好ましくは２．２６質量％以下）、被覆剤のＳｉ／ＳｉＯ_２比：１．０以上（好ましくは１．１以上、より好ましくは１．２以上）、被覆剤のＶ濃度：０．８５質量％以上（好ましくは１．００質量％以上）、被覆剤のＺｒＯ_２濃度：１．０質量％以上（好ましくは１．１質量％以上）＞

これらはＺ値の制御手段である。上記のパラメータが所定の範囲から逸脱すると、溶接時の冷却過程において、オーステナイト粒界上にＣｒ炭化物、Ｍｏ炭化物、セメンタイトが核生成する。これにより、ＳＲ焼鈍時のＶ炭化物が減少することで、Ｚ値を所定の範囲に保てなくなる。特に、溶接後の冷却過程では、合金元素の拡散を必要としないセメンタイトが粒界に析出しやすく、これらを抑制することが重要となる。セメンタイト析出抑制に対しては、固溶Ｓｉが有効であることが知られており、溶接金属中の固溶Ｓｉ量を確保するためには、Ｓｉ／ＳｉＯ_２比を高い値とするとともに、強脱酸元素であるＺｒの含有量を確保する必要がある。

［ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）］
＜溶接入熱が２．２〜５．０ｋＪ／ｍｍ、溶接時の予熱/パス間温度が１９０〜２５０℃＞
入熱が２．５ｋＪ／ｍｍを下回る、あるいは予熱／パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、冷却中に十分な炭化物が生成しなくなる。そのため、Ｚ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱が５．０ｋＪ／ｍｍを上回る、あるいは予熱／パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接時の冷却速度が小さくなり、冷却終盤でのセメンタイト生成が促進されることで、粒界へのＶ炭化物生成量が減少する。そのため、Ｚ値が所定の範囲を満たさなくなる。

これら好ましい溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接材料の成分を次のとおりに制御することが好ましい。

＜ワイヤのＳｉ濃度を０．１１質量％以上（好ましくは０．１５質量％以上）、Ｖ／（Ｃｒ＋Ｍｏ）比を０．１１以上（好ましくは０．１２以上）、フラックスＳｉ／ＳｉＯ_２比０．０５０以上（好ましくは０．０６０以上）＞

これらはＺ値の制御手段である。上記のパラメータが所定の範囲から逸脱すると、溶接時の冷却過程において、オーステナイト粒界上にＣｒ炭化物、Ｍｏ炭化物、セメンタイトが核生成する。これにより、ＳＲ焼鈍時のＶ炭化物が減少することで、Ｚ値を所定の範囲に保てなくなる。

≪溶接構造体≫
本発明の溶接構造体は、前記説明した溶接金属を含むものである。
溶接構造体は、例えばボイラーや化学反応容器などを製造する際に、前記した条件で所定の部材を溶接することで本発明の溶接金属を含んだ構造体となる。
この構造体においても本発明の溶接金属を含むため、溶接部位において、安定して耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性、強度、靭性、耐ＳＲ割れ性を確保することができる。そのため、ボイラーや化学反応容器などの高温高圧環境下において用いられる装置の信頼性、耐久性などが向上する。

以下、本発明の効果を説明するために、本発明の範囲に入る実施例と、本発明の範囲から外れる比較例とを比較して説明する。

表１に示す成分を有する母材を用い、後述の溶接条件にて溶接金属を作製し、各種特性を評価した。

［溶接１］
溶接方法：ＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）
溶接条件：
母材板厚＝２０ｍｍ
開先角度＝２０°（Ｖ字）
ルート間隔＝１９ｍｍ
溶接姿勢：下向き、４５°立向き
心線径＝５．０ｍｍφ
入熱条件
（ア）２．１ｋＪ／ｍｍ（１４０Ａ−２２Ｖ,９ｃｍ／ｍｉｎ）
（イ）２．５ｋＪ／ｍｍ（１５０Ａ−２２Ｖ,８ｃｍ／ｍｉｎ）
（ウ）２．９ｋＪ／ｍｍ（１７０Ａ−２３Ｖ,８ｃｍ／ｍｉｎ）
（エ）３．３ｋＪ／ｍｍ（１９０Ａ−２６Ｖ,９ｃｍ／ｍｉｎ）
（オ）３．７ｋＪ／ｍｍ（１９０Ａ−２６Ｖ,８ｃｍ／ｍｉｎ）
予熱／パス間温度＝１８０〜２６０℃
積層方法＝１層２パス
心線成分を表２に示す。また、被覆剤成分を表３に示す。なお、表中「−」は成分を含有しないことを示す。

［溶接２］
溶接方法：ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）
溶接条件：
母材板厚=２５ｍｍ
開先角度＝１０°（Ｖ字）
ルート間隔＝２４ｍｍ
溶接姿勢：下向き
ワイヤ径＝４．０ｍｍφ
入熱条件（ＡＣシングルまたはＡＣ−ＡＣタンデム）
（カ）２．１ｋＪ／ｍｍ（４９０Ａ−２９Ｖ,４０ｃｍ／ｍｉｎ）
（キ）２．３ｋＪ／ｍｍ（５２０Ａ−３０Ｖ,４０ｃｍ／ｍｉｎ）
（ク）３．６ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：５８０Ａ−３０Ｖ／Ｔ：５８０Ａ−３２Ｖ,６０ｃｍ／ｍｉｎ）
（ケ）４．８ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：５８０Ａ−３０Ｖ／Ｔ：５８０Ａ−３２Ｖ,４５ｃｍ／ｍｉｎ）
（コ）５．１ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：５８０Ａ−３０Ｖ／Ｔ：５８０Ａ−３２Ｖ,４２ｃｍ／ｍｉｎ）
※Ｌ：Ｌｅａｄｉｎｇ ｗｉｒｅ（先行電極）、Ｔ：Ｔｒａｉｌｉｎｇ ｗｉｒｅ（後行電極）
予熱／パス間温度＝１８０〜２６０℃
積層要領＝１層２パス
使用フラックス組成を表４に示す。また、ワイヤ組成を表５に示す。なお、表中「−」は成分を含有しないことを示す。

［熱処理］
＜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の中央部を切り出し、吸光光度法（Ｂ）、燃焼−赤外線吸収法（Ｃ）、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６、８に示す。

＜粒界炭化物個数密度Ｎ（個／μｍ）の測定＞
粒界炭化物個数密度Ｎ（個／μｍ）の測定方法について図１、２を参照して説明する。
まず、７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ観察用試験片を採取した。次に、７５００倍にて１３．３×１５．７μｍの視野を有する画像を２枚撮影した（図１（ａ））。これについて、画像解析ソフト（Image-Pro Plus、Media Cybernetics社製）により、以下の方法で炭化物形態の解析を行った。
（１）長さが６μｍであり、円相当径にして０．４０μｍ以上の炭化物少なくとも３個と交わる直線Ａｉ（ｉ＝１，２，３，・・・，ｎ；ｎは直線の総本数）を選定（図１（ｂ））
（２）上記直線Ａｉと交わる円相当径０．４０μｍ以上の炭化物を選定（図２（ａ））
（３）直線Ａｉ上で隣接する炭化物の外接四角形の中心を、直線Ｂｉ（ｉ＝１，２，３，・・・，ｍ；ｍは直線の総本数）で結び、直線Ｂ１〜Ｂｍの合計長さを粒界長さＬ（μｍ）と定義（図２（ｂ））
（４）上記直線Ｂｉと交わる円相当径０．４０μｍ以上の炭化物の個数を、Ｌ（μｍ）で割ったものを粒界炭化物個数密度Ｎ（個／μｍ）とした。

＜ｉｎｓｏｌ．Ｖの測定＞
まず、７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の板厚中心部を、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−メタノール溶液により電解抽出した。次に、フィルタ孔径０．１μｍのフィルタでろ過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分析にかけ、化合物型Ｖを求めた。

＜クリープ破断特性の評価＞
クリープ破断特性は、溶接ままの溶接金属に７０５℃×３２ｈｒのＳＲ焼鈍を施した後に評価した。具体的には以下のとおりである。
７０５℃×３２ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の板厚中央部より、図４（ａ）に基づき溶接線方向に標点距離＝３０ｍｍ、６．０ｍｍφのクリープ試験片を採取した。この試験片について、５４０℃／２１０ＭＰａの条件でクリープ試験を実施した。そして、破断時間＞１０００ｈｒをクリープ破断特性に優れると評価した。

＜強度の評価＞
強度は、溶接ままの溶接金属に７０５℃×３２ｈｒのＳＲ焼鈍を施した後に評価した。具体的には以下のとおりである。
７０５℃×３２ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の板厚表面から１０ｍｍ深さの位置より、図４（ｂ）に基づき溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ２号）を採取した。この試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張強度（ＴＳ）を測定した。そして、ＴＳ＞６００ＭＰａを強度に優れると評価した。

＜靭性の評価＞
靭性は、溶接ままの溶接金属に７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施した後、および、溶接ままの溶接金属に７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施し、さらにステップクーリングを行った後に評価した。具体的には以下のとおりである。
７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施した溶接金属の板厚中央部より、図４（ｃ）に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ ４号Ｖノッチ試験片）を採取した。この試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領で、シャルピー衝撃試験を実施した。具体的には、ｎ＝３の平均値で、吸収エネルギー＝５４Ｊとなる温度ｖＴｒ_５４を測定した。また、７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍処理後にステップクーリングを施した溶接金属について、同様の要領で、吸収エネルギー＝５４Ｊとなる温度ｖＴｒ’_５４を測定した。ｖＴｒ_５４、ｖＴｒ’_５４ともに−５０℃以下である溶接金属を、靭性に優れると評価した。

＜耐焼戻脆化特性の評価＞
耐焼戻脆化特性は、溶接ままの溶接金属に７０５℃×８ｈｒのＳＲ焼鈍を施し、さらにステップクーリングを行った後に評価した。具体的には以下のとおりである。
「ΔｖＴｒ_５４＝ｖＴｒ’_５４−ｖＴｒ_５４」≦５℃となる溶接金属を耐焼戻脆化特性に優れると評価した。なお、ΔｖＴｒ_５４が負の値となる場合は、”０℃”として表示した。これは、焼戻脆化がほとんど生じない優れた溶接金属である。

＜耐ＳＲ割れ性の評価＞
耐ＳＲ割れ性は、溶接ままの溶接金属に６２５℃×１０ｈｒのＳＲ焼鈍を施した後に評価した。具体的には以下のとおりである。
溶接金属の最終パス（原質部）より、スリット幅＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を図５（ａ）に基づきＵノッチ底部近傍が原質部となるように採取した。試験数は２個である。試験片の形状を図５（ｂ）に示す。
図５（ｃ）に示すように、この０．５ｍｍのスリットを、スリット幅が０．０５ｍｍとなるまで押し縮め、スリット部をＴＩＧ溶接し、ノッチ底部に引張の残留応力を負荷した。このＴＩＧ溶接後の試験片について、６２５℃×１０ｈｒのＳＲ焼鈍を施し、その後、図５（ｄ）に示すように、試験片を三等分し、その断面（ノッチ底部付近）を光学顕微鏡にて観察し、ＳＲ割れの発生状況を観察した。試験片６個（＝観察面３×試験数２）とも、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった溶接金属を、耐ＳＲ割れ性に優れると評価した。

これらの結果を表６〜９に示す。なお、表６、７は、ＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）のものであり、表８、９は、ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）のものである。また、本発明の範囲を満たさないもの、評価基準を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。

［ＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）］
表６、７に示すように、Ｎｏ．１〜２２は本発明の範囲を満たすため、すべての評価項目において良好な結果が得られた。
一方、Ｎｏ．２３〜４４は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。

Ｎｏ．２３〜２８はＺ値が下限値未満のため、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性のいずれか、あるいは両者に劣った。Ｎｏ．２９はＡ値が下限値未満のため、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３０はＣ含有量が下限値未満、Ｏ含有量が上限値を超えるため、強度、靭性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３１はＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｍｏ含有量が上限値を超え、Ａ値が下限値未満のため、靭性、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３２はＳｉ含有量が上限値を超え、Ｃｒ含有量、Ｏ含有量が下限値未満のため、靭性、耐ＳＲ割れ性に劣った。

Ｎｏ．３３はＭｎ含有量、Ｖ含有量が下限値未満であり、Ａｌ含有量が上限値を超え、Ｚ値が下限値未満のため、強度、靭性、耐焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３４はＣｒ含有量、Ｗ含有量、Ｔｉ含有量が上限値を超え、Ａ値が下限値未満のため、靭性、耐ＳＲ割れ性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３５はＭｏ含有量が下限値未満のため、強度、クリープ破断特性に劣った。なお、強度が低いと、結果的にクリープ破断特性も劣化する場合がある。本比較例は、このケースに該当する。Ｎｏ．３６はＶ含有量、Ｂ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐ＳＲ割れ性に劣った。

Ｎｏ．３７はＮｂ含有量が下限値未満のため、強度、クリープ破断特性に劣った。なお、強度が低いと、結果的にクリープ破断特性も劣化する場合がある。本比較例は、このケースに該当する。Ｎｏ．３８はＮｂ含有量が上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．３９はＮ含有量が上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．４０はＣｕ含有量が上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．４１はＮｉ含有量が上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．４２〜４４はＺ値が下限値未満のため、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性のいずれか、あるいは両者に劣った。

［ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）］
表８、９に示すように、Ｎｏ．１〜２３は本発明の範囲を満たすため、すべての評価項目において良好な結果が得られた。
一方、Ｎｏ．２４〜４６は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。

Ｎｏ．２４〜２８はＺ値が下限値未満のため、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．２９はＡ値が下限値未満のため、クリープ破断特性に劣った。
Ｎｏ．３０はＣ含有量が下限値未満、Ａ値が下限値未満のため、強度、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３１はＣ含有量が上限値を超え、Ｃｒ含有量が下限値未満のため、靭性、耐ＳＲ割れ性に劣った。

Ｎｏ．３２はＳｉ含有量が上限値を超え、Ｍｎ含有量が下限値未満のため、強度、靭性、耐ＳＲ割れ性に劣った。Ｎｏ．３３はＭｎ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐焼戻脆化特性に劣った。なお、本比較例では、耐焼戻脆化特性の劣化により、結果的にステップクーリング後の靭性が所定値を満たさなくなったものである。Ｎｏ．３４はＣｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量が上限値を超え、Ａ値、Ｚ値が下限値未満のため、靭性、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．３５はＭｏ含有量が下限値未満、Ａｌ含有量が上限値を超えるため、強度、靭性、クリープ破断特性に劣った。なお、強度が低いと、結果的にクリープ破断特性も劣化する場合がある。本比較例は、このケースに該当するものである。

Ｎｏ．３６はＶ含有量が下限値未満、Ｂ含有量が上限値を超え、Ｚ値が下限値未満のため、靭性、耐焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、クリープ破断特性に劣った。なお、本比較例では、耐焼戻脆化特性の劣化により、結果的にステップクーリング後の靭性が所定値を満たさなくなったものである。Ｎｏ．３７はＶ含有量、Ｗ含有量が上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．３８はＮｂ含有量、Ｔｉ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐ＳＲ割れ性に劣った。Ｎｏ．３９はＮｂ含有量、Ｏ含有量が下限値未満であり、Ａ値、Ｚ値が下限値未満のため、強度、靭性、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．４０、４１はＺ値が下限値未満のため、耐焼戻脆化特性、クリープ破断特性に劣った。

Ｎｏ．４２はＺ値が下限値未満のため、耐焼戻脆化特性に劣った。Ｎｏ．４３はＺ値が下限値未満のため、クリープ破断特性に劣った。Ｎｏ．４４はＮが上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．４５はＯが上限値を超えるため、靭性に劣った。Ｎｏ．４６はＮｉが上限値を超えるため、靭性に劣った。

なお、Ｎｏ．４２、４３のサンプルは、それぞれ、特許文献６、特許文献７に記載された従来の溶接金属を想定したものである。本実施例で示すように、この従来の溶接金属は、前記の評価において一定の水準を満たさないものである。従って、本実施例によって、本発明に係る溶接金属が従来の溶接金属と比較して、優れていることが客観的に明らかとなった。

以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。

Claims (5)

1. Ｃ：０．０５〜０．１５質量％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．５０質量％、
   Ｍｎ：０．６０〜１．３０質量％、
   Ｃｒ：１．８０〜３．００質量％、
   Ｍｏ：０．８０〜１．２０質量％、
   Ｖ：０．２５〜０．５０質量％、
   Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０質量％、
   Ｎ：０．０２５質量％以下（０質量％を含まない）、
   Ｏ：０．０２０〜０．０６０質量％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避不純物である溶接金属であって、
   溶接金属成分より求まる下記Ａ値
   Ａ値＝（［Ｖ]／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０^４
   が２００以上を満たし、
   応力除去焼鈍後の溶接金属において、粒界に存在する炭化物の単位粒界あたりの個数密度をＮ（個／μｍ）、抽出残渣より求まる化合物型Ｖ濃度を［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］としたとき、下記Ｚ値
   Ｚ値＝Ｎ×［ｉｎｓｏｌ.Ｖ］
   が０．０５以上であることを特徴とする溶接金属。
   
2. さらに、Ｃｕ：１．００質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉ：１．００質量％以下（０質量％を含まない）のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接金属。
   
3. さらに、Ｂ：０．００５０質量％以下（０質量％を含まない）を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接金属。
   
4. さらに、Ｗ：０．５０質量％以下（０質量％を含まない）、Ａｌ：０．０３０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｔｉ：０．０２０質量％以下（０質量％を含まない）のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の溶接金属。
   
5. 請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の溶接金属を含むことを特徴とする溶接構造体。

Images