JP6181947B2

JP6181947B2 - 溶接金属

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Publication number: JP6181947B2
Application number: JP2013045733A
Authority: JP
Inventors: 秀徳名古; 山下　賢; 賢山下; 穣大津; 元一谷口
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-03-07
Filing date: 2013-03-07
Publication date: 2017-08-16
Anticipated expiration: 2033-03-07
Also published as: EP2965856B1; US20150368767A1; EP2965856A1; BR112015019337A2; KR20150115908A; JP2014172061A; EP2965856A4; WO2014136582A1; CN105008089A

Description

本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼のような高強度鋼材の溶接に使用される溶接金属に関するものであり、特に耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性を改善した溶接金属、およびこうした溶接金属を備えた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において用いられる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼およびその溶接金属部は、高温高圧環境下において使用されるため、強度および靱性等の特性と共に、耐熱性（高温強度）、耐ＳＲ割れ性［応力除去焼鈍(ＳＲ焼鈍)時に粒界割れを起こさないこと］、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）を高レベルで兼備することが必要とされる。特に近年において、装置大型化に伴って鋼板が厚肉化する中で、施工効率を低下させないために溶接時の入熱量は増大しつつある。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、靱性（耐焼戻し脆化特性）を劣化させるため、求められる靱性、耐焼戻し脆化特性はいっそう高い水準となっている。

高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼を溶接した場合に形成される溶接金属の靱性、耐焼戻し脆化特性に着目した技術として、これまでにも様々提案されている（特許文献１〜５等）。例えば、特許文献１では、鋼板組成、溶接材料組成および溶接条件を詳細に規定することによって、諸特性を兼備した溶接金属が得られることが開示されている。この技術では、一部の実施例で、応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍：ＳｔｒｅｓｓＲｅｌｉｅｆ焼鈍）後の靱性を示す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℃と良好であるものの、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靱性を示す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）は最良でも−４１℃であり、十分な水準とは言えない。

特許文献２では、ソリッドワイヤやボンドフラックスの成分、および溶接条件（入熱量）を考慮することによって、靱性、強度、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性に優れる溶接金属が実現できる技術が提案されている。この技術では、一部の実施例で、ＳＲ焼鈍後の靱性を示すｖＴｒ₅₅（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靱性を示す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℃を下回る良好な靱性が得られているものの、焼戻し時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ₅₅（＝ｖＴｒ’₅₅−ｖＴｒ₅₅）は８℃以上であって焼戻し脆化を十分抑制できているとは言い難い。

特許文献３には、ワイヤの成分、特に脱酸元素の濃度を制御することで、高温強度、および靱性に優れる溶接金属を実現することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性や耐ＳＲ割れ性については考慮されていない。また、特性評価時の溶接入熱は、１．８ｋＪ／ｍｍ程度と高くない。

特許文献４には、ワイヤの成分を規制し、ＳＲ焼鈍時に旧オーステナイト粒界に析出するセメンタイト形態を制御することで、強度、靱性、耐焼戻し脆化特性、耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属を実現することが開示されている。しかしながら、強度評価時のＳＲ焼鈍時間が２６時間と比較的短く、またＳＲ焼鈍温度が７００℃とやや低い。そのため、より高温、長時間でのＳＲ焼鈍を行った際の強度が保証されていない。また、焼戻し時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ₅₅（＝ｖＴｒ’₅₅−ｖＴｒ₅₅）は５℃以上と焼戻し脆化を十分抑制できているとは言い難い。

特許文献５には、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靱性、強度を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性は考慮されていない。

一方、被覆アーク溶接において、酸化物、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有する溶接金属を実現することが提案されている（例えば、特許文献６）。この技術では、強度、耐ＳＲ割れ性については、十分に考慮されていない。

特許文献７では、焼戻し脆化処理時に析出する微細なＭｏ₂Ｃ粒子が、焼戻し脆化を助長することを見出し、Ｍｏ₂Ｃの析出を抑制することで、耐焼戻し脆化特性を改善することが提案されている。しかしながら、手棒溶接において対応できる入熱量が２．３〜３．０ｋＪ／ｍｍと、十分に大きいとは言えない。入熱量を大きくできないと、溶接時間が長く短くなって、施工効率が劣るようになる。また、この技術では、耐焼戻し脆化特性の改善のため、炭化物形態の複雑な制御が必要とされており、工業的な負荷が大きい。

特開平２−１８２３７８号公報特開平８−１５０４７８号公報特開平８−０３９２８７号公報特開平１０−１３７９７５号公報特開２００２−２６３８８３号公報特開２００８−２２９７１８号公報特開２０１２−１８７６１９号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性を発揮すると共に、靱性および強度等の特性においても優れた溶接金属、およびこのような溶接金属を備えた溶接構造体を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接金属とは、Ｃ：０．０５〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０〜０．３５％、Ｍｎ：０．６５〜０．９０％、Ｃｒ：１．８５〜２．５０％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００１０％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０２５〜０．０６０％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする。

本発明の溶接金属においては、下記（１）式で規定されるα値が１７５０以下であることや、下記（２）式で規定されるβ値が０．００１９３以下であるという要件を満足することが好ましい。
α値＝［Ｍｎ］／［Ｂ］ …（１）
但し、［Ｍｎ］および［Ｂ］は、夫々溶接金属中のＭｎおよびＢの含有量（質量％）を示す。
β値＝［Ｃ］×{（［Ｍｏ］／９６）＋（［Ｖ］／５１）} …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。

本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１．００％以下（０％を含まない）の少なくとも１種、（ｂ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含むことも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。

本発明は、上記のような溶接金属を備えた溶接構造体をも包含する。

本発明によれば、化学成分組成を厳密に規定することで、旧オーステナイト粒界に生成する炭化物の核生成密度を増加するようにしたので、優れた耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性を発揮すると共に、靱性や強度等の特性において優れた溶接金属が実現できる。

ステップクーリング処理条件を示すグラフである。引張試験片の採取位置を示す概略説明図である。シャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。耐ＳＲ割れ性試験片の採取位置を示す概略説明図である。耐ＳＲ割れ性試験片の形状を示す概略説明図である。耐ＳＲ割れ性試験片の採取方法を示す概略説明図である。

本発明者らは、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性を発揮すると共に、靱性および強度等の特性においても優れた溶接金属を実現すべく、様々な角度から検討した。その結果、ＳＲ焼鈍初期において、旧オーステナイト粒界に生成する炭化物（この炭化物を、以下「粒界炭化物」と呼ぶことがある）の核生成密度を増加させることで、ＳＲ焼鈍中における個々の粒界炭化物の成長速度が低下し、入熱量が大きい溶接条件であっても、耐焼戻し脆化特性、耐ＳＲ割れ性、強度および靱性が兼備できることを見出し、本発明を完成した。

溶接時の入熱量が増加すると、旧オーステナイト粒が粗大化した溶接金属組織が得られる。旧オーステナイト粒の粗大化は、粒界炭化物の析出サイトである旧オーステナイト粒界面積の減少をもたらすため、入熱量の大きい溶接条件下では、ＳＲ焼鈍初期に析出する粒界炭化物粒子数が減少し、その後のＳＲ焼鈍過程において、個々の粒界炭化物粒子が粗大化しやすくなる。そのため、ＳＲ焼鈍時の旧オーステナイト粒界の弱化が助長され、ＳＲ割れや、焼戻し脆化が発生しやすくなる。

これに対し、本発明者らは、溶接入熱量が大きく、溶接金属単位体積当たりの旧オーステナイト粒界面積が少ない条件下であっても、旧オーステナイト粒界単位面積当たりの粒界炭化物の核生成密度を増加させることで、ＳＲ焼鈍初期の粒界炭化物粒子数を増加でき、ＳＲ焼鈍中の粒界炭化物の粗大化を抑制することで、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性を改善できることを見出した。具体的には、粒界炭化物の核生成、粗大化に影響をおよぼすＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂ等の元素を規制することで、諸特性を兼備する溶接金属が得られたのである。

これら元素のうち、特に重要となるのがＢの制御である。Ｂは、旧オーステナイト粒界に偏析することで、旧オーステナイト粒界エネルギーを低下させる作用を有する。このようなＢを適量添加することによって、旧オーステナイト粒界が安定化し、ＳＲ焼鈍中における粒界炭化物の粗大化が抑制される。その一方で、Ｂを過剰に添加すると、旧オーステナイト粒界が過度に安定化し、ＳＲ焼鈍初期における旧オーステナイト粒界単位面積当たりの粒界炭化物の核生成密度が低下し、特にＳＲ焼鈍初期における、個々の粒界炭化物粒子の粗大化をもたらすことになる。これらの理由から、Ｂの含有量は、その上・下限がより厳密に規制されることになる。

またＳＲ焼鈍時の脆化に対しては、旧オーステナイト粒内で微細なＭｏ系炭化物、Ｖ系炭化物が析出することによる硬化作用も悪影響を及ぼすことになる。そのため、Ｍｏ系炭化物、Ｖ系炭化物の析出に寄与するＣ，ＭｏおよびＶの含有量を所定の関係式を満足するように制御すれば（後述する）、一層の耐焼戻し脆化特性の改善につながることが判明した。

本発明の溶接金属においては、その化学成分組成を厳密に規定する必要があるが、上記の成分も含めて、その範囲設定理由は以下の通りである。

（Ｃ：０．０５〜０．１２％）
Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％よりも少なくなると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くことで、靱性低下の原因となるので０．１２％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％以上であり、好ましい上限は０．１０％以下である。

（Ｓｉ：０．１０〜０．３５％）
Ｓｉは、固溶強化に寄与すると共に、粒界炭化物を不安定化する元素である。そこでＳｉ含有量を０．１０％以上とした。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、ＳＲ焼鈍初期の粒界炭化物の核生成密度を減少させ、耐焼戻し脆化特性に悪影響をもたらすことになるので、０．３５％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％以上であり、より好ましくは０．１７％以上であり、好ましい上限は０．３２％以下、より好ましくは０．３０％以下である。

（Ｍｎ：０．６５〜０．９０％）
Ｍｎは、溶接金属の強度を向上すると共に、粒界炭化物を安定化させるのに有用な元素である。Ｍｎの含有量が０．６５％を下回ると、室温での強度が低下する他、ＳＲ焼鈍初期の粒界炭化物核生成密度が減少する。その結果、特に耐ＳＲ割れ性が確保できなくなる。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、旧オーステナイト粒界への不純物偏析を助長すると共に、ＳＲ焼鈍中の粒界炭化物粗大化を助長することで焼戻し脆化特性を劣化させるので、０．９０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７０％以上であり、より好ましくは０．７５％以上であり、好ましい上限は０．８５％以下、より好ましくは０．８３％以下である。

（Ｃｒ：１．８５〜２．５０％）
Ｃｒは、粒界炭化物を安定化させるのに有用な元素である。Ｃｒ含有量が１．８５％よりも少なくなると、旧オーステナイト粒界に不安定な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。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靱性低下の原因となるので、２．５０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９５％以上であり、より好ましくは２．０％以上であり、好ましい上限は２．４％以下、より好ましくは２．３５％以下である。

（Ｍｏ：０．８０〜１．２０％）
Ｍｏは、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｍｏ含有量が０．８０％よりも少なくなると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏの増加をもたらし、ステップクーリング時に微細なＭｏ₂Ｃが析出することで耐焼戻し脆化特性が劣化するので、１．２０％以下とする必要がある。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．８５％以上であり、より好ましくは０．９０％以上であり、好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１０％以下である。

（Ｖ：０．２５〜０．５０％）
Ｖは、炭化物（ＭＣ炭化物：Ｍは炭化物形成元素）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｖ含有量が０．２５％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靱性を低下させるので、０．５０％以下とする必要がある。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．２７％以上であり、より好ましくは０．３０％以上であり、好ましい上限は０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。

（Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％）
Ｎｂは、炭化物（ＭＣ炭化物）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靱性を低下させるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上であり、好ましい上限は０．０４０％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。

（Ｂ：０．０００５〜０．００１０％）
Ｂは、ＳＲ焼鈍時の粒界炭化物の形態を制御する上で有用な元素である。Ｂ含有量が０．０００５％を下回ると、旧オーステナイト粒界安定化作用が十分得られず、ＳＲ焼鈍中の粒界炭化物が粗大化することで、特に耐焼戻し脆化特性が劣化する。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、旧オーステナイト粒界を過度に安定化させ、ＳＲ焼鈍初期の粒界炭化物核生成密度が低下する。その結果、ＳＲ焼鈍初期の粒界炭化物が粗大化し、耐ＳＲ割れ性に悪影響をおよぼす。こうしたことから、Ｂ含有量は０．００１０％以下とする必要がある。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００６％以上であり、より好ましくは０．０００７％以上であり、好ましい上限は０．０００９％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。

（Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない））
Ｎは、溶接時に不可避的に混入する元素であり、工業的に０％とすることは困難である。Ｎ含有量が０．０２５％を超えると、強度の過大な上昇により靱性が確保できなくなるので、０．０２５％以下とする必要がある。尚、Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２０％以下（より好ましくは０．０１８％以下）である。

（Ｏ：０．０２５〜０．０６０％）
Ｏは、酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靱性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が過剰になって０．０６０％を超えると、粗大な酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靱性は低下する。尚、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０３０％以上（より好ましくは０．０３２％以上）であり、好ましい上限は０．０５０％以下（より好ましくは０．０４５％以下)である。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ等）の混入が許容され得る。

本発明の溶接金属においては、下記（１）式で規定されるα値は、１７６０以下程度であってもよいが（後述する試験Ｎｏ．１）、１７５０以下であることが好ましい。こうしたα値要件を満足することによって、ＳＲ焼鈍時の粒界炭化物の粗大化がより一層抑制され、耐焼戻し脆化特性が更に改善される。このα値は、より好ましくは１６５０以下であり、更に好ましくは１４００以下である。
α値＝［Ｍｎ］／［Ｂ］ …（１）
但し、［Ｍｎ］および［Ｂ］は、夫々溶接金属中のＭｎおよびＢの含有量（質量％）を示す。

また下記（２）式で規定されるβ値は、０．００２０以下程度であってもよいが（後述する試験Ｎｏ．７）、０．００１９３以下であることも好ましい要件である。β値は、炭化物析出のしやすさを表す。こうしたβ値要件を満足することによって、ＳＲ焼鈍中のＭｏ系炭化物、Ｖ系炭化物の析出が抑制され、耐焼戻し脆化特性が更に改善されることになる。このβ値は、より好ましくは０．００１７５以下であり、更に好ましくは０．００１６５以下である。
β値＝［Ｃ］×{（［Ｍｏ］／９６）＋（［Ｖ］／５１）} …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。

本発明の溶接金属においては、上記基本成分の他、必要によって更に、（ａ）Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１．００％以下（０％を含まない）の少なくとも１種、（ｂ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含有させることが好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。

（Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１．００％以下（０％を含まない）の少なくとも１種）
ＣｕおよびＮｉは、組織微細化による靱性向上に有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が過大となって靱性が低下するので、ＣｕまたはＮｉの含有量は、夫々１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々０．８０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）である。

（Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない））
Ｗは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｗ含有量が過剰になると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靱性に悪影響を及ぼすので、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下（更に好ましくは０．２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０８％以上（より好ましくは０．１％以上）である。

（Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない））
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、酸化物粗大化を招き靱性に悪影響を及ぼすので、０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下（更に好ましくは０．０１５％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００１％以上（より好ましくは０．００１２％以上）である。

（Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない））
Ｔｉは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＭＣ炭化物の析出強化が促進されることによる粒内強化の著しい上昇をもたらし、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下（更に好ましくは０．０１２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）である。

本発明の溶接金属を得るための溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、化学反応容器等を実際に溶接施工する際に多用される、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）の適用が好ましい。

但し、本発明の溶接金属を実現するためには、溶接条件および溶接材料を適切に制御する必要がある。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、また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。

例えば、ＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が３．５ｋＪ／ｍｍ以下で、且つ溶接時の予熱−パス間温度が２５０℃以下である。

ＳＭＡＷにおける入熱量が３．５ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱−パス間温度が２５０℃を上回ると、冷却時の冷却速度が小さくなって、旧オーステナイト粒が粗大化することになる。但し、溶接時の低温割れの観点からして、入熱量は２．２ｋＪ／ｍｍ以上、予熱−パス間温度は１９０℃以上に制御することが好ましい。

上記のような条件に従って溶接金属を形成することによって、優れた耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性を発揮すると共に、靱性および強度等の特性において優れた溶接金属が得られ、このような溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

下記の成分を有する母材を用い、後述の各溶接条件にて溶接金属を作製し、熱処理を施した後、各種特性を評価した。
（母材組成（質量％））
Ｃ：０．１３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．５９％、Ｐ：０．００６％、Ｓ：０．００３％、Ｃｒ：２．３６％、Ｍｏ：１．００％、Ｖ：０．３０％、Ｎｂ：０．０２２％、Ｂ：０．０００１％（残部：鉄および不可避的不純物）

（溶接条件）
溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
母材板厚：２０ｍｍ
開先角度：２０°（Ｖ字型）
ルート間隔：１９ｍｍ
溶接姿勢：下向き、４５°立向き
心線径：５．０ｍｍφ（被覆剤の組成は下記表１，２に示す）
入熱条件
ア）２．２ｋＪ／ｍｍ（１５０Ａ−２２Ｖ，９ｃｍ／分）
イ）２．５ｋＪ／ｍｍ（１５０Ａ−２２Ｖ，８ｃｍ／分）
ウ）２．９ｋＪ／ｍｍ（１７０Ａ−２３Ｖ，８ｃｍ／分）
エ）３．３ｋＪ／ｍｍ（１９０Ａ−２６Ｖ，９ｃｍ／分）
予熱−パス間温度：１９０〜２５０℃
積層方法：１層２パス

（使用心線組成）
組成ａ（質量％）Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．１３％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：２．２６％、Ｍｏ：１．０３％、Ｖ：０．００２％、Ｎｂ：０．００２％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｂ（質量％）Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１３％、Ｍｎ：０．４８％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：２．２９％、Ｍｏ：１．１５％、Ｖ：０．００２％、Ｎｂ：０．００２％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｃ（質量％）Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．４５％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：１．３９％、Ｍｏ：０．５５％、Ｖ：０．００２％、Ｎｂ：０．００２％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｄ（質量％）Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３１％、Ｍｏ：１．１０％、Ｖ：０．００２％、Ｎｂ：０．００２％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｅ（質量％）Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．２８％、Ｍｏ：１．２２％、Ｖ：０．００２％、Ｎｂ：０．００２％（（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｆ（質量％）Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１６％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３２％、Ｍｏ：１．０６％、Ｖ：０．２８５％、Ｎｂ：０．０２９％（残部：鉄および不可避的不純物）

[熱処理]
（ＳＲ焼鈍処理）
得られた溶接金属に、ＳＲ焼鈍処理として、７０５℃で８時間または７０５℃で３２時間の熱処理を実施した。ＳＲ焼鈍処理は、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が毎時５５℃（５５℃／時）以下となるように加熱条件を調整し、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時間または３２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℃／時以下となるように供試材を冷却した。尚、このＳＲ焼鈍処理において、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）
靱性、耐焼戻し脆化特性の評価に際して、７０５℃で８時間のＳＲ焼鈍処理を施した供試材に脆化促進処理としてのステップクーリングを実施した。図１は、温度を縦軸にとり、時間を横軸にとって、ステップクーリング処理条件を示すグラフである。図１に示すように、ステップクーリングでは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、温度上昇が毎時５０℃（５０℃／時）以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度を５９３℃に到達するまで加熱し、その温度で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時間保持し、またこれら保持間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様に調整する。更に、４９６℃で保持された試験片を、毎時２．８℃（２．８℃／時）で冷却して４６８℃とし、この温度で１００時間保持する。そして、供試材の温度が３００℃以下となるまで、温度降下が毎時２８℃（２８℃／時）以下となる様に供試材を冷却する。尚、このステップクーリング処理において、ＳＲ焼鈍処理と同様に、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。

（強度）
７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚表面から１０ｍｍ深さの位置より、図２に基づき溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳＺ３１１１Ａ２号）を採取し、室温（約２５℃）において、ＪＩＳＺ２２４１の要領で、引張強度ＴＳを測定した。引張強度ＴＳ＞６００ＭＰａを強度に優れると評価した。

（靱性）
７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図３に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ３１１１４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳＺ２２４２の要領で、シャルピー衝撃試験を実施し、３回の吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ₅₄を測定した。ｖＴｒ₅₄が−５０℃以下のときに靱性に優れると評価した。また７０５℃×８時間の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、吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ’₅₄を測定した。ｖＴｒ’₅₄が−５０℃以下のときに靱性に優れると評価した。

（耐焼戻し脆化特性）
上記で測定したｖＴｒ₅₄とｖＴｒ’₅₄の差ΔｖＴｒ₅₄が５℃以下のときに［ΔｖＴｒ₅₄＝ｖＴｒ’₅₄−ｖＴｒ₅₄≦５℃］、耐焼戻し脆化特性に優れると評価した。尚、ΔｖＴｒ₅₄が「０℃」となるものは、焼戻し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）
溶接金属の最終パス（原質部）より、スリットサイズ＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を下記に基づき採取した。６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、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場合を耐ＳＲ割れ性に優れる（評価○）と評価し、割れが発生した場合を耐ＳＲ割れ性に劣る（評価×）と評価した。

このとき、耐ＳＲ割れ性の評価方法として、リング割れ試験の概要を以下に示す。図４Ａに試験片の採取位置、図４Ｂに試験片の形状を示す。Ｕノッチ直下組織が原質部となるように、最終ビード表面直下から採取し、スリットサイズ（幅）は０．５ｍｍとする。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、ノッチ底部に引っ張り残留応力を負荷する。ＴＩＧ溶接後の試験片をマッフル炉にて６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、ＳＲ焼鈍処理後、図４Ｃに示すように、試験片を３等分して採取し（観察面１〜３）、その断面（ノッチ底部付近）を光学顕微鏡にて観察し、ＳＲ割れ発生状況を観察した。

溶接金属を形成したときに用いた各種被覆剤の化学成分組成を、下記表１、２に示す（被覆剤Ｎｏ．Ｂ１〜４８）。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（被覆剤Ｎｏ．入熱条件、心線種類、溶接姿勢、予熱−パス間温度）と共に、下記表３、４に示す（試験Ｎｏ．１〜４８）。更に、各溶接金属の特性評価結果［引張強度ＴＳ、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ₅₄）、耐ＳＲ割れ性］を、下記表５、６に示す（試験Ｎｏ．１〜４８）。

表１〜６から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３〜６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜３２は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ₅₄）および耐ＳＲ割れ性を発揮すると共に、靱性および強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。

一方、Ｎｏ．３３〜４８は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．３３は、溶接金属のＣ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。Ｎｏ．３４は、溶接金属のＣ含有量が不足すると共に、Ｏ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。

Ｎｏ．３５は、溶接金属のＳｉ含有量が過剰であると共に、Ｃｒ含有量およびＯ含有量が不足しており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ₅₄）および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３６は、溶接金属のＭｎ含有量およびＶ含有量が不足していると共に、Ａｌ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。

Ｎｏ．３７は、溶接金属のＭｏ含有量およびＴｉ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ₅₄）および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３８は、溶接金属のＳｉ含有量が不足していると共に、Ｃｒ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。

Ｎｏ．３９は、溶接金属のＭｎ含有量が過剰であると共に、Ｍｏ含有量が不足しており、強度が不足すると共に、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ₅₄）が劣化している。Ｎｏ．４０は、溶接金属のＶ含有量およびＢ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。

Ｎｏ．４１は、溶接金属のＮｂ含有量が不足しており、強度が不足している。Ｎｏ．４２は、溶接金属のＮｂ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。Ｎｏ．４３は、溶接金属のＢ含有量が不足しており、靱性（ｖＴｒ’₅₄）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ₅₄）が劣化している。

Ｎｏ．４４は、溶接金属のＮ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。Ｎｏ．４５は、溶接金属のＣｕ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。Ｎｏ．４６は、溶接金属のＮｉ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。

Ｎｏ．４７は、溶接金属のＷ含有量が過剰になっており、靱性（ｖＴｒ₅₄、ｖＴｒ’₅₄）が劣化している。Ｎｏ．４８は、溶接金属のＢ含有量が過剰になっており、耐ＳＲ割れ性が劣化している。

Claims

Ｃ：０．０５〜０．１２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．１０〜０．３５％、
Ｍｎ：０．６５〜０．９０％、
Ｃｒ：１．８５〜２．５０％、
Ｍｏ：０．８０〜１．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００１０％、
Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
Ｏ：０．０２５〜０．０６０％を夫々含有し、
Ａｌ：０．０３０％以下に抑制されており、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする、７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施したときの引張強度ＴＳが６００ＭＰａ超であり、且つ、６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施したときに割れが発生せず耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属。
下記（１）式で規定されるα値が１７５０以下である請求項１に記載の溶接金属。
α値＝［Ｍｎ］／［Ｂ］・・・（１）
但し、［Ｍｎ］および［Ｂ］は、夫々溶接金属中のＭｎおよびＢの含有量（質量％）を示す。
下記（２）式で規定されるβ値が０．００１９３以下である請求項１または２に記載の溶接金属。
β値＝［Ｃ］×{（［Ｍｏ］／９６）＋（［Ｖ］／５１）} …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｍｏ］および［Ｖ］は、夫々溶接金属中のＣ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。
更に他の元素として、Ｃｕ：１．００％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１．００％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属。
更に他の元素として、Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の溶接金属。
更に他の元素として、Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の溶接金属。
請求項１〜６のいずれかに記載の溶接金属を備えた溶接構造体。