WO2012124529A1 - 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属 - Google Patents

耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属 Download PDF

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山下　賢
穣 大津
元一 谷口
幹宏 坂田
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Definitions

  • the present invention relates to a weld metal used for welding a high-strength steel material such as Cr-Mo steel, and relates to a weld metal having improved temper embrittlement resistance and a welded structure including such a weld metal. It is.
  • High-strength Cr-Mo steel and its weld metal parts used in boilers and chemical reaction vessels are used in high-temperature and high-pressure environments. Therefore, heat resistance (high-temperature strength) and SR cracking resistance as well as properties such as strength and toughness. It is necessary to have a high level of [no intergranular cracking during stress relief annealing (SR annealing)] and high resistance to temper embrittlement (less embrittlement during use in high-temperature environments). . Particularly in recent years, the heat input during welding has been increasing from the viewpoint of construction efficiency due to the increase in thickness due to the increase in the size of the equipment.
  • the increase in welding heat input causes the structure of the weld metal part to become coarser and increases the toughness (resistance to The required toughness and tempering embrittlement resistance are at a higher level in order to deteriorate the tempering embrittlement characteristic).
  • Patent Document 1 discloses that a weld metal having various properties can be obtained by specifying in detail the steel plate composition, the welding material composition, and the welding conditions.
  • vTr 5.5 temperature at which the absorbed energy after SR annealing becomes 5.5 kgf ⁇ m
  • SR annealing Stress Relief annealing
  • vTr ′ 5.5 indicating the toughness after temper embrittlement treatment (step cooling) (temperature at which the absorbed energy after step cooling becomes 5.5 kgf ⁇ m) is ⁇ 41 ° C. at best. That is not enough.
  • Patent Document 2 discloses to improve toughness, strength, and heat resistance by controlling the contents of C, Mn and Ni in relation to the core wire and the yield of the coating in the coated arc welding rod. Has been proposed. However, the tempering embrittlement resistance is not considered.
  • Patent Documents 3 and 4 A technique that can realize a weld metal that is excellent in toughness, strength, temper embrittlement resistance and SR crack resistance by considering the components of solid wire and bond flux and welding conditions (heat input) (for example, has been proposed) Patent Documents 3 and 4).
  • vTr 55 indicating toughness after SR annealing (temperature at which absorbed energy after SR annealing becomes 55 J)
  • vTr ′ indicating toughness after temper embrittlement treatment (step cooling).
  • Patent Document 5 proposes a technique for improving toughness, strength, and SR cracking resistance by controlling the amount of weld metal components, particularly impurity elements. However, the tempering embrittlement resistance is not considered.
  • Patent Document 6 proposes to improve toughness and strength by controlling the core wire of the welding rod and the coating material component in the coated arc welding.
  • tempering embrittlement resistance is not considered.
  • the assumed welding heat input is small and the restrictions on construction are large.
  • Patent Documents 7 and 8 it has also been proposed to improve toughness and strength by controlling the core wire and covering material component of the welding rod.
  • the recommended welding condition is a welding current of about 140 to 190 A (core) according to Patent Document 7 that defines a weld metal by coated arc welding.
  • the wire diameter is ⁇ 4.0 mm
  • the heat input amount is about 2.0 to 3.6 kJ / mm in Patent Document 8 which defines the weld metal by submerged arc welding, which is sufficiently compatible with the increasing tendency of the welding heat input amount. It can not be said.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is to exhibit excellent tempering embrittlement resistance even under welding conditions where the heat input is relatively large, as well as toughness, SR crack resistance, and strength.
  • Another object of the present invention is to provide a weld metal excellent in characteristics such as the above, and a welded structure including such a weld metal.
  • the weld metal according to the present invention capable of solving the above problems is C: 0.05 to 0.15% (meaning “mass%”; the same applies hereinafter), Si: 0.1 to 0.50%, Mn: 0.6 to 1.30%, Cr: 1.8 to 3.0%, Mo: 0.80 to 1.20%, V: 0.25 to 0.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, N: 0.025% or less (excluding 0%), O: 0.020 to 0.060%, respectively, the balance is made of iron and inevitable impurities, and the equivalent circle diameter is 1 ⁇ m
  • the number of super oxides is 2000 or less per 1 mm 2
  • the equivalent circle diameter is 2 or less oxides of 100 or less per 1 mm 2
  • the A value defined by the following formula (1) is 5.0.
  • the weld metal of the present invention as other elements, (a) Cu: 1.0% or less (not including 0%) and / or Ni: 1.0% or less (not including 0%), ( b) B: 0.0050% or less (excluding 0%), (c) W: 0.50% or less (not including 0%), (d) Al: 0.030% or less (including 0%) And (e) Ti: 0.020% or less (not including 0%) and the like are also preferable, and the properties of the weld metal are further improved depending on the type of element to be included.
  • the present invention also includes a welded structure including the above weld metal.
  • the number of oxides of a predetermined size is specified, and the respective contents (mass%) of Cr, Mo, Nb and V present as compounds after stress relief annealing and Since the relationship between C and Mo in the weld metal is properly defined, the weld metal exhibits excellent tempering embrittlement resistance and excellent properties such as toughness, SR crack resistance, and strength. realizable.
  • the chemical component composition of the weld metal is appropriately controlled, and the number of oxides having an equivalent circle diameter of more than 1 ⁇ m existing in the weld metal is 2000 or less per 1 mm 2 (2000 pieces / mm 2 or less), with oxides of 2 ⁇ m than a circle equivalent diameter is reduced to 1 mm 2 per 100 or less (100 / mm 2 or less), by controlling the a value defined by the following equation (1) 5.0 below It has been found that various properties including toughness and tempering embrittlement resistance can be combined.
  • a value (100 ⁇ [C] ⁇ 6 ⁇ [insol.Cr] ⁇ 2 ⁇ [insol.Mo] ⁇ 24 ⁇ [insol.V] ⁇ 13 ⁇ [insol.Nb]) ⁇ ([Mo] ⁇ [insol] .Mo])
  • [insol. Cr], [insol. Mo], [insol. Nb] and [insolV] indicate the respective contents (mass%) of Cr, Mo, Nb and V present as compounds in the weld metal after stress relief annealing, and [C] and [Mo] Each content (mass%) of C and Mo in a metal is shown.
  • equivalent circle diameter refers to the diameter of a circle that is assumed to have the same area by paying attention to the size of the oxide particles observed on the observation surface of the optical microscope.
  • each content (mass%) of Cr, Mo, Nb, and V which exists as a compound is calculated
  • [C] and [Mo] show each content (mass%) of C and Mo in a weld metal, these quantity does not change before and after stress relief annealing.
  • the tempering embrittlement resistance of a weld metal is evaluated based on how much the toughness has deteriorated as compared with a weld metal that has been subjected to a heat treatment called step cooling after SR annealing and is subjected to normal SR annealing.
  • the present inventors have newly found that the fine carbide Mo 2 C precipitated during the step cooling causes toughness deterioration by hardening the weld metal by precipitation strengthening, and the A value defined by the above formula (1). By controlling the above, it was possible to suppress the precipitation of Mo 2 C, suppress the deterioration of toughness after step cooling, and realize a weld metal excellent in temper embrittlement resistance.
  • the A value defined by the above equation (1) defines the requirements related to solid solution C and solid solution Mo that contribute to Mo 2 C precipitation during step cooling, and is Mo 2 C thermodynamically. It expresses the driving force of precipitation.
  • the smaller the value A the smaller the amount of Mo 2 C precipitated. Therefore, in order to obtain a weld metal having excellent tempering embrittlement resistance, it is necessary to control the A value to a predetermined value or less. From such a viewpoint, the A value needs to be 5.0 or less, and when it exceeds 5.0, the amount of precipitation of Mo 2 C increases and the tempering embrittlement resistance deteriorates.
  • This A value is preferably 4.5 or less, more preferably 4.0 or less, and even more preferably 3.5 or less.
  • the weld metal of the present invention it is necessary to control the number of oxides having a predetermined size.
  • the microstructure of the weld metal can be refined and the toughness can be improved.
  • the number of oxides having an equivalent circle diameter of more than 1 ⁇ m is preferably 1500 pieces / mm 2 or less, more preferably 1200 pieces / mm 2 or less, and according to the present invention, the oxide is reduced to several hundred pieces / mm 2. it can. Further, the number of oxides having an equivalent circle diameter of more than 2 ⁇ m is preferably 60 / mm 2 or less, and more preferably 40 / mm 2 or less.
  • C 0.05 to 0.15%
  • C is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.07% or more, more preferably 0.09% or more, and the preferable upper limit is 0.13% or less, more preferably 0.12% or less.
  • Si 0.1 to 0.50%
  • Si is an element effective in improving workability during welding.
  • the Si content is less than 0.1%, welding workability is deteriorated.
  • the Si content is excessive, an excessive increase in strength or an increase in hard structure such as martensite is caused, leading to a decrease in toughness.
  • the minimum with preferable Si content is 0.15% or more, More preferably, it is 0.17% or more, and a preferable upper limit is 0.40% or less, More preferably, it is 0.32% or less.
  • Mn is an element effective in securing the strength of the weld metal.
  • the content is less than 0.6%, the strength at room temperature is lowered and the SR crack resistance is also adversely affected.
  • the Mn content is excessive, the high-temperature strength is lowered, so it is necessary to make it 1.30% or less.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.8% or more, More preferably, it is 1.0% or more, and a preferable upper limit is 1.2% or less, More preferably, it is 1.15% or less.
  • Cr 1.8-3.0%
  • the Cr content is lower than 1.8%, film-like coarse cementite is precipitated at the prior ⁇ grain boundaries, and the SR crack resistance is deteriorated.
  • the Cr content is excessive, it causes coarsening of the carbide and causes a decrease in toughness, so it is necessary to make it 3.0% or less.
  • the minimum with preferable Cr content is 1.9% or more, More preferably, it is 2.0% or more, and a preferable upper limit is 2.8% or less, More preferably, it is 2.6% or less.
  • Mo 0.80 to 1.20%
  • Mo is an element useful for ensuring the strength of the weld metal.
  • the Mo content is lower than 0.80%, a predetermined strength cannot be obtained.
  • the Mo content is excessive, the toughness is reduced by an excessive increase in strength, and solid solution Mo is increased after SR annealing, and fine Mo 2 C is precipitated during step cooling, thereby tempering embrittlement resistance. Since the characteristics deteriorate, it is necessary to be 1.20% or less.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.9% or more, More preferably, it is 0.95% or more, and a preferable upper limit is 1.15% or less, More preferably, it is 1.1% or less.
  • V 0.25 to 0.50%
  • MC carbide M is a carbide forming element
  • the minimum with preferable V content is 0.27% or more, More preferably, it is 0.30% or more, and a preferable upper limit is 0.45% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • Nb is an element useful for forming carbide (MC carbide) and ensuring the strength of the weld metal.
  • MC carbide carbide
  • the minimum with preferable Nb content is 0.012% or more, More preferably, it is 0.015% or more, and a preferable upper limit is 0.040% or less, More preferably, it is 0.035% or less.
  • N 0.025% or less (excluding 0%)
  • N is an element useful for ensuring the creep strength of the weld metal.
  • a preferable lower limit is 0.004% or more (more preferably 0.005% or more)
  • a preferable upper limit is 0.020% or less (more preferably 0.018% or less). is there.
  • O is an element useful for improving toughness by forming an oxide and contributing to refinement of the structure. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.020% or more. However, when the O content becomes excessive and exceeds 0.060%, coarse oxides increase and the toughness is lowered by becoming the starting point of brittle fracture.
  • the preferable lower limit of the O content is 0.025% or more (more preferably 0.028% or more), and the preferable upper limit is 0.050% or less (more preferably 0.045% or less).
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and the elements (for example, P, S) brought in as raw materials, materials, production facilities, etc. as the unavoidable impurities. Etc.) can be allowed to be mixed.
  • the weld metal of the present invention as other elements, (a) Cu: 1.0% or less (not including 0%) and / or Ni: 1.0% or less (not including 0%), ( b) B: 0.0050% or less (excluding 0%), (c) W: 0.50% or less (not including 0%), (d) Al: 0.030% or less (including 0%) No), (e) Ti: 0.020% or less (not including 0%), and the like are preferably included, and the characteristics of the weld metal are further improved depending on the type of element to be included.
  • the reason for setting the range when these elements are contained is as follows.
  • Cu and Ni are effective elements for improving toughness by refining the structure.
  • the content of Cu or Ni is preferably 1.0% or less. More preferably, each is 0.8% or less, and further preferably 0.5% or less.
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.05% or more (more preferably 0.1% or more) in any case.
  • B 0.0050% or less (excluding 0%)
  • B is an element effective in suppressing the formation of ferrite from the grain boundary and improving the strength of the weld metal.
  • the B content is excessive, the SR cracking resistance is lowered, so 0.0050% or less is preferable. More preferably, it is 0.0040% or less (more preferably 0.0025% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.0005% or more (more preferably 0.0010% or more).
  • W 0.50% or less (excluding 0%)
  • W is an element effective for improving the strength of the weld metal.
  • the content is preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.3% or less (more preferably 0.2% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.08% or more (more preferably 0.1% or more).
  • Al 0.030% or less (excluding 0%)
  • Al is an element effective as a deoxidizer.
  • the content is preferably 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less (more preferably 0.015% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.001% or more (more preferably 0.0012% or more).
  • Ti 0.020% or less (excluding 0%)
  • Ti is an element effective for improving the strength of the weld metal.
  • 0.020% or less is preferable. More preferably, it is 0.015% or less (more preferably 0.012% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.005% or more (more preferably 0.008% or more).
  • the welding method for obtaining the weld metal of the present invention is not particularly limited as long as it is an arc welding method.
  • Submerged arc welding (SAW) which is frequently used when a chemical reaction vessel or the like is actually welded, Application of covered arc welding (SMAW) is preferred.
  • the welding material component is naturally constrained by the required welding metal component, and in order to obtain a given oxide form, the welding conditions and the welding material component must be appropriately controlled.
  • preferable welding conditions in SAW are a welding heat input of 2.5 to 5.0 kJ / mm and a preheating-pass temperature of about 190 to 250 ° C. during welding.
  • the Mo content in the welding wire is 1.3% or less
  • the V content is 0.36% or more
  • the Nb content is 0.012% or more.
  • the ratio of Mo content to the total content of V and Nb [Mo / (V + Nb)] is 2.8 or less
  • the concentrations of the metal Ca and Al 2 O 3 in the bond flux are as follows (2 Control may be performed so as to satisfy the formula.
  • the Mo content in the welding wire is preferably 1.2% or less, more preferably 1.1% or less.
  • the V content in the welding wire is preferably 0.37% or more, more preferably 0.38% or more.
  • the Nb content in the welding wire is preferably 0.018% or more, more preferably 0.020% or more. Further, the value of the ratio [Mo / (V + Nb)] is preferably 2.7 or less, more preferably 2.6 or less.
  • the heat input in SAW is less than 2.5 kJ / mm, or if the preheating-pass temperature is below 190 ° C, the cooling rate during welding will increase and sufficient carbide will not be generated during cooling.
  • the A value does not satisfy the predetermined range.
  • the heat input exceeds 5.0 kJ / mm or the preheating-pass temperature exceeds 250 ° C., the weld metal structure becomes coarse, and as a result, the grain boundaries, which are the formation sites of carbides, decrease. The amount of carbide generated at the time decreases, and the A value does not satisfy the predetermined range.
  • preferable welding conditions in SMAW are a welding heat input of 2.3 to 3.0 kJ / mm and a preheating-pass temperature of about 190 to 250 ° C. during welding.
  • the Mo content of the core wire is 1.20% or less (preferably 1.1% or less, more preferably 1.0%) when manufacturing a welding rod. %)
  • the V content of the coating agent is 0.85% or more (preferably 1.0% or more, more preferably 1.3% or more)
  • the Nb content of the coating agent is 0.10% or more. (Preferably 0.11% or more, more preferably 0.13% or more), and the content of MgO in the coating agent may be 2.0% or more.
  • the Mo content of the core wire, the V content of the coating agent, and the Nb content are important requirements for controlling the A value within an appropriate range. If these values are out of the above range, the solid content after SR annealing will be reduced. The amount of dissolved Mo and the amount of dissolved C increase, and the A value cannot be suppressed to 5.0 or less.
  • the coating MgO has the effect of suppressing the formation of coarse oxides. Although the reason for this is not clear, it is considered that the formation of fine oxides is promoted by changing the balance between the deoxidizing element and the free element in the weld metal. In order to exert such effects, the MgO content of the coating agent is preferably 2.0% or more. The MgO content of the coating agent is preferably 2.1% or more, more preferably 2.2% or more.
  • the heat input in SMAW is less than 2.3 kJ / mm or the preheating-pass temperature is less than 190 ° C, the cooling rate during welding increases and sufficient carbide is not generated during cooling.
  • the A value does not satisfy the predetermined range.
  • the heat input exceeds 3.0 kJ / mm or the preheating-pass temperature exceeds 250 ° C. the weld metal structure becomes coarse, and as a result, the grain boundaries, which are the formation sites of carbides, decrease. The amount of carbide generated at the time decreases, and the A value does not satisfy the predetermined range.
  • a weld metal that exhibits excellent tempering embrittlement resistance and excellent properties such as toughness, SR crack resistance, and strength can be obtained.
  • a welded structure with metal can be realized.
  • Base material composition (mass%)] 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% (the balance: iron and inevitable impurities)
  • composition A (weight%) SiO 2: 8%, Al 2 O 3: 14%, MgO: 31%, CaF 2: 27%, CaO: 10%, Ca: 0.13%, others (CO 2, AlF 3 Etc.): 10%
  • Composition B (wt%) SiO 2: 8%, Al 2 O 3: 14%, MgO: 31%, CaF 2: 27%, CaO: 10%, Ca: 0.08%, others (CO 2, AlF 3 Etc.): 10%
  • composition a (mass%) C: 0.09%, Si: 0.15%, Mn: 0.49%, Cu: 0.04%, Ni: 0.03%, Cr: 2.31%, Mo: 1.10% (balance: iron and inevitable impurities)
  • Composition b (mass%) C: 0.08%, Si: 0.18%, Mn: 0.50%, Cu: 0.03%, Ni: 0.03%, Cr: 2.28%, Mo: 1.22% (balance: iron and inevitable impurities)
  • SR annealing treatment The obtained weld metal was heat-treated at 705 ° C. for 8 hours as an SR annealing treatment.
  • the test material is heated, and when the temperature of the test material exceeds 300 ° C., the heating conditions are adjusted so that the rate of temperature rise is 55 ° C./hour or less.
  • the material was heated until it reached 705 ° C.
  • the rate of temperature rise and the rate of cooling are not defined in the temperature range where the temperature of the specimen is 300 ° C. or lower.
  • FIG. 1 is a graph showing step cooling processing conditions with temperature on the vertical axis and time on the horizontal axis.
  • step cooling heats a test material, and when the temperature of a test material exceeds 300 degreeC, heating conditions are set so that a temperature rise may be 50 degreeC / hour (50 degreeC / hour) or less. Adjust and heat the specimen until it reaches 593 ° C. and hold at that temperature for 1 hour. Then, in the same manner, hold at 538 ° C. for 15 hours, at 524 ° C. for 24 hours, and at 496 ° C. for 60 hours.
  • the specimen is cooled at a temperature of 5.6 ° C. adjust. Further, the test piece held at 496 ° C. is cooled at 2.8 ° C./hour (2.8 ° C./hour) to 468 ° C. and held at this temperature for 100 hours. Then, the sample material is cooled so that the temperature drop is 28 ° C./hour (28 ° C./hour) or less until the temperature of the sample material becomes 300 ° C. or less. In this step cooling process, similarly to the SR annealing process, the temperature raising rate and the cooling rate are not defined in the temperature range where the temperature of the test material is 300 ° C. or lower.
  • a tensile test piece (JIS Z3111 A2) was taken in the weld line direction based on FIG. 2 from a position 10 mm deep from the thickness surface of the weld metal subjected to SR annealing at 705 ° C. for 32 hours, and room temperature (25 C.), the tensile strength TS was measured in accordance with JIS Z 2241. The tensile strength TS> 600 MPa was evaluated as excellent in strength.
  • a Charpy impact test piece (JIS Z31114 V-notch test piece) was taken from the center of the thickness of the weld metal subjected to SR annealing at 705 ° C. for 8 hours and perpendicular to the weld line direction based on FIG.
  • the Charpy impact test was performed in the manner of 2242, and the temperature vTr 54 at which the average value of the absorbed energy of 3 times was 54 J was measured. It was evaluated that the toughness was excellent when vTr 54 was ⁇ 50 ° C. or lower.
  • the temperature vTr ′ 54 at which the average value of absorbed energy was 54 J was measured in the same manner for the weld metal subjected to step cooling after the SR annealing treatment at 705 ° C. ⁇ 8 hours. It was evaluated that the toughness was excellent when vTr ′ 54 was ⁇ 50 ° C. or lower.
  • SR crack resistance From the final pass (original part) of the weld metal, a ring crack specimen having a slit size of 0.5 mm was collected based on the following. When SR annealing treatment of 625 ° C. ⁇ 10 hours was performed and no cracks occurred in the vicinity of the notch bottom of all six test pieces (observation surface 3 ⁇ number of tests 2), the SR crack resistance was excellent (evaluation ⁇ ). The case where cracking occurred was evaluated as being inferior in SR cracking resistance (evaluation x).
  • FIG. 4A shows the sampling position of the test piece
  • FIG. 4B shows the shape of the test piece.
  • the sample is taken from directly under the surface of the final bead so that the structure immediately below the U-notch is the original part, and the slit size (width) is 0.5 mm.
  • the slit width is reduced to 0.05 mm, the slit portion is TIG welded, and a tensile residual stress is applied to the bottom of the notch.
  • the test piece after TIG welding was subjected to SR annealing treatment at 625 ° C.
  • test piece was divided into three equal parts as shown in FIG. 3)
  • the cross section near the notch bottom
  • optical microscope was observed with an optical microscope, and the occurrence of SR cracks was observed.
  • Example 1 The chemical composition of the various welding wires (W1 to 44) used when forming the weld metal with SAW is shown in Tables 1 and 2 below together with the value of the ratio [(Mo / (V + Nb)].
  • the chemical composition of the weld metal is shown in Tables 3 and 4 below along with the welding conditions (welding wire No., heat input conditions, flux used, preheating-pass temperature) and the A value.
  • the results [number of oxides of each size, tensile strength TS, toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ), temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ), SR crack resistance] are shown in Tables 5 and 6 below.
  • No. 1 to 30 are examples satisfying the requirements defined in the present invention, exhibiting excellent tempering embrittlement resistance and excellent weld metal in characteristics such as toughness, SR cracking resistance and strength. Yes.
  • No. 31 to 49 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is inferior.
  • No. No. 31 has a large A value due to heat input conditions (heat input is 2.4 kJ / mm), and the tempering embrittlement resistance is deteriorated.
  • No. No. 32 has a large A value due to heat input conditions (heat input is 5.2 kJ / mm), and the tempering embrittlement resistance is deteriorated.
  • the preheating-pass temperature is lower than the appropriate range, the A value is large, and the tempering embrittlement resistance is deteriorated.
  • No. No. 34 has a preheating-pass temperature higher than the proper range and a large A value, and the tempering embrittlement resistance is deteriorated.
  • No. 35 is an example using the composition B in which the concentrations of the metal Ca and Al 2 O 3 in the flux used do not satisfy the relationship of the above formula (2), the number of coarse oxides increases, and the toughness (vTr 54 , VTr ′ 54 ) has deteriorated.
  • No. No. 36 has insufficient C content, and the strength is reduced.
  • No. No. 37 has an excessive C content and a large A value, and deteriorates toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ), temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ), and SR crack resistance.
  • No. No. 38 has a high value of the ratio [Mo / (V + Nb)] in the welding wire (2.93), the Si content in the weld metal is excessive, the Mn content is insufficient, and the A value increases. As the strength decreases, the toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ), temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ), and SR crack resistance all deteriorate.
  • No. No. 39 has an excessive Mn content, and the toughness (vTr ′ 54 ) and the temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) are deteriorated.
  • No. 40 the Ni content in the weld metal is excessive, the A value is large, and the toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) and the temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) are deteriorated. .
  • No. No. 41 has an excessive Cr content and an Mo content, an excessive Cu content, an increased A value, toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ), and temper embrittlement resistance. ( ⁇ vTr 54 ) has deteriorated.
  • No. 42 the Mo content in the weld metal is insufficient and the Al content is excessive, the number of coarse oxides increases, the strength decreases, and the toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ). Has deteriorated. No.
  • the V content in the weld metal is insufficient, the B content is excessive, the A value is large, the strength is reduced, and the toughness ( vTr ′ 54 ), tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ), and SR cracking resistance are degraded.
  • No. No. 44 has excessive V content and W content in the weld metal, and toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) is deteriorated.
  • No. In No. 45 the Nb content and Ti content in the weld metal are excessive, and the toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) and SR crack resistance are deteriorated.
  • Example 2 The chemical composition of the various coating materials used when forming the weld metal with SMAW is shown in Table 7 below (Coating materials Nos. B1 to 24). The chemical composition of the formed weld metal is shown in Table 8 below together with the welding conditions (coating material No., heat input conditions, core wire type, preheating-pass temperature) and A value. Furthermore, evaluation characteristic results [number of oxides of each size, tensile strength TS, toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ), tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ), SR cracking resistance] of each weld metal are shown in the following table. 9 shows.
  • No. 50 to 63 are examples satisfying the requirements defined in the present invention, exhibiting excellent tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ), and excellent weld metal in characteristics such as toughness, SR crack resistance, and strength. Is obtained.
  • no. 64 to 77 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention. Either property is inferior.
  • No. No. 64 has a preheating-pass temperature lower than the proper range and a large A value, and has deteriorated toughness (vTr ′ 54 ) and tempering embrittlement resistance.
  • No. 65 the preheat-pass temperature is higher than the appropriate range, the A value is large, and the toughness (vTr ′ 54 ) and the temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) are deteriorated.
  • No. No. 66 has a large A value due to heat input conditions (amount of heat input is 2.1 kJ / mm), and toughness (vTr ′ 54 ) and temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) are deteriorated.
  • No. No. 67 has a large A value due to heat input conditions (heat input is 3.2 kJ / mm), and toughness (vTr ′ 54 ) and temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) are deteriorated.
  • No. No. 71 has an excessive Mn content and V content, and has deteriorated toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) and tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ).
  • No. No. 72 has excessive C content and Mo content, and has a large A value, and the toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) and the tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) are deteriorated. .
  • No. No. 73 has a large A value due to the Nb content of the coating agent, and the tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) is deteriorated.
  • No. No. 74 has a large A value due to the V content of the coating, and the tempering embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ) is deteriorated.
  • No. No. 75 has an excessive Si content and an insufficient Nb content, and has a large A value, insufficient strength, toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) and temper embrittlement resistance. ( ⁇ vTr54) has deteriorated.
  • No. No. 76 has a large A value due to insufficient V content, and a coarse oxide is increased due to the MgO content in the coating, resulting in insufficient strength and toughness (vTr 54 , VTr ′ 54 ) and anti-temper embrittlement resistance ( ⁇ vTr 54 ).
  • No. No. 77 has an excessive Nb content and B content, and has deteriorated toughness (vTr 54 , vTr ′ 54 ) and SR crack resistance.
  • the weld metal of the present invention is useful for high-strength Cr—Mo steel used for boilers, chemical reaction vessels and the like.

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Abstract

　本発明の溶接金属は、所定の化学成分組成を有し、大きさに応じた酸化物の個数を制御すると共に、下記式で規定されるＡ値が５．０以下である。　Ａ値＝（１００×［Ｃ］－６×［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］－２×［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］－２４×［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］－１３×［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］）×（［Ｍｏ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］）但し、［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］および［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］は、応力除去焼鈍後において化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。

Description

耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属
　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、耐焼戻し脆化特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、強度および靭性等の特性と共に、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り、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（耐焼戻し脆化特性）を劣化させるため、求められる靭性、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靭性、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。
　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：Ｓｔｒｅｓｓ　Ｒｅｌｉｅｆ焼鈍）後の靭性を示すｖＴｒ５．５（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）は最良でも－４１℃であり、十分な水準とは言えない。
　また特許文献２には、被覆アーク溶接棒において、心線および被覆の歩留まりを考慮しつつＣ，ＭｎおよびＮｉの含有量を関連させて規制することで、靭性、強度および耐熱性を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
　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、靭性、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（例えば、特許文献３、４）。これらの技術では、一部の実施例で、ＳＲ焼鈍後の靭性を示す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ものの、焼戻し時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ５５（＝ｖＴｒ’５５－ｖＴｒ５５）はいずれも８℃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、溶接金属成分、特に不純物元素量を管理することで、靭性、強度および耐ＳＲ割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
　特許文献６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、靭性、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。また、想定している溶接入熱が小さく、施工上の制約が大きいものとなっている。 
　一方、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、靭性、強度を改善ことも提案されている（例えば、特許文献７、８）。これらの技術では、靭性、耐焼戻し脆化特性のいずれも高いレベルにあるものの、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７で溶接電流：１４０～１９０Ａ程度（心線径φ４．０ｍｍ）であり、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８で入熱量：２．０～３．６ｋＪ／ｍｍ程度であり、溶接入熱量の増大傾向に十分対応しているとは言えない。
日本国特開平２－１８２３７８号公報 日本国特開平２－２２０７９７号公報 日本国特開平６－３２８２９２号公報 日本国特開平８－１５０４７８号公報 日本国特開２０００－３０１３７８号公報 日本国特開２００２－２６３８８３号公報 日本国特開２００８－２２９７１８号公報 日本国特開２００９－１０６９４９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を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、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：０．０５～０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、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（０％を含まない）、Ｏ：０．０２０～０．０６０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径で１μｍ超の酸化物が１ｍｍ２当り２０００個以下であると共に、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ２当り１００個以下であり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が５．０以下である点に要旨を有する。 
　Ａ値＝（１００×［Ｃ］－６×［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］－２×［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］－２４×［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］－１３×［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］）×（［Ｍｏ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］）…（１） 
　但し、［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］および［ｉｎｓｏｌＶ］は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（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：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）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、化学成分組成と共に、所定大きさの酸化物の個数を規定し、且つ応力除去焼鈍後において化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）と、溶接金属中のＣおよびＭｏとの関係を適切に規定するようにしたので、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、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を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、粗大な酸化物を低減すると共に、ＳＲ焼鈍後の溶接金属中の全Ｃ量、Ｍｏ量（上記［Ｃ］、［Ｍｏ］）、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶ量（上記［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］および［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］）を制御することで、上記諸特性を兼備できることを見出し、本発明を完成した。
　即ち、本発明では、溶接金属の化学成分組成を適切に制御すると共に、溶接金属中に存在する円相当直径で１μｍ超の酸化物を１ｍｍ２当り２０００個以下（２０００個／ｍｍ２以下）、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ２当り１００個以下（１００個／ｍｍ２以下）に低減するとともに、下記（１）式によって規定されるＡ値を５．０以下に制御することで、靭性、耐焼戻し脆化特性をはじめとする諸特性が兼備できることを見出した。
　Ａ値＝（１００×［Ｃ］－６×［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］－２×［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］－２４×［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］－１３×［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］）×（［Ｍｏ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］）…（１） 
　但し、［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］および［ｉｎｓｏｌＶ］は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ,Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
　上記「円相当直径」とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる酸化物粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。また、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）は、抽出残渣法によって求められるものである。尚、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示すが、これらの量は、応力除去焼鈍の前後において変化しないものである。
　溶接金属の耐焼戻し脆化特性は、ＳＲ焼鈍後に、ステップクーリングと称する熱処理を施し、通常のＳＲ焼鈍を施した溶接金属と比較してどの程度靭性が劣化したかによって評価される。本発明者らは、このステップクーリング時に析出する微細炭化物Ｍｏ２Ｃが、析出強化により溶接金属を硬化させることで靭性劣化をもたらすことを新たに見出し、上記（１）式で規定されるＡ値を制御することによって、Ｍｏ２Ｃの析出を抑制し、ステップクーリング後の靭性劣化を抑制し、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属が実現できたのである。
　上記（１）式で規定されるＡ値は、ステップクーリング時のＭｏ２Ｃ析出に寄与する固溶Ｃ、固溶Ｍｏに関連する要件を規定したものであり、熱力学的にはＭｏ２Ｃ析出の駆動力を表現したものである。このＡ値が小さくなるほど、Ｍｏ２Ｃの析出量が少なくなる。従って、耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属を得るためには、Ａ値を所定の値以下に制御する必要がある。こうした観点から、Ａ値は５．０以下とする必要があり、５．０よりも大きくなると、Ｍｏ２Ｃの析出量が増加して耐焼戻し脆化特性が劣化する。このＡ値は、好ましくは４．５以下であり、より好ましくは４．０以下であり、更に好ましくは３．５以下である。
　本発明の溶接金属においては、所定大きさの酸化物の個数を制御する必要がある。このように酸化物の形態を制御することによって、溶接金属の組織微細化が図れ、靭性の向上が図れる。こうした観点から、溶接金属中に存在する円相当直径で１μｍ超の酸化物を２０００個／ｍｍ２以下、円相当直径で２μｍ超の酸化物を１００個／ｍｍ２以下に低減する必要があり、これらの上限を超えて酸化物が存在すると、良好な靭性が確保できなくなる。尚、円相当直径で１μｍ超の酸化物は、好ましくは１５００個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは１２００個／ｍｍ２以下であり、本発明によれば数百個／ｍｍ２程度まで低減できる。また円相当直径で２μｍ超の酸化物は、好ましくは６０個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは４０個／ｍｍ２以下である。
　本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。
［Ｃ：０．０５～０．１５％］ 
　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％よりも低いと、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、靭性低下の原因となるので０．１５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％以上であり、より好ましくは０．０９％以上であり、好ましい上限は０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。 
［Ｓｉ：０．１～０．５０％］ 
　Ｓｉは、溶接時の作業性を良好にする上で有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％を下回ると、溶接作業性が劣化する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇、またはマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、靭性低下を招くので、０．５０％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０．４０％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
［Ｍｎ：０．６～１．３０％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その含有量が０．６％を下回ると、室温での強度が低下するほか、耐ＳＲ割れ性にも悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、高温強度を低下させるので、１．３０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８％以上であり、より好ましくは１．０％以上であり、好ましい上限は１．２％以下、より好ましくは１．１５％以下である。
［Ｃｒ：１．８～３．０％］
　Ｃｒ含有量が１．８％よりも低くなると、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。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靭性低下の原因となるので、３．０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９％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２．８％以下、より好ましくは２．６％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％よりも低いと、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、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の増加をもたらし、ステップクーリング時に微細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０．９％以上であり、より好ましくは０．９５％以上であり、好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１％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靭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靭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。
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］ 
　Ｎは、溶接金属のクリープ強度を確保する上で有用な元素であるが、Ｎ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０２５％以下とする必要がある。尚、上記効果を発揮させる上で好ましい下限は、０．００４％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、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：０．０２０～０．０６０％］ 
　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、０．０２０％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靭性は低下する。尚、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０２５％以上（より好ましくは０．０２８％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、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）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：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
　ＣｕおよびＮｉは、組織微細化による靭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靭性が低下するので、ＣｕまたはＮｉの含有量は、夫々１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々０．８％以下、更に好ましくは０．５％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。
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
　Ｂは、粒界からのフェライト生成を抑制し、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、Ｂ含有量が過剰になると、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下（更に好ましくは０．００２５％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、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％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、靭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靭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、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）、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、溶接材料および溶接条件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、また所定の酸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、ＳＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．５～５．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱－パス間温度が１９０～２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接ワイヤ中のＭｏ含有量を１．３％以下、Ｖ含有量を０．３６％以上、Ｎｂ含有量を０．０１２％以上とした上で、これらＶとＮｂの合計含有量に対するＭｏ含有量の比［Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］を２．８以下とし、更にボンドフラックスの金属ＣａおよびＡｌ２Ｏ３の濃度が、下記（２）式を満足するように制御すれば良い。
　１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ２Ｏ３］）≧０．０１５…（２） 
　但し、［Ｃａ］、［Ａｌ２Ｏ３］は、夫々ボンドフラックスに含まれる金属Ｃａ、Ａｌ２Ｏ３の濃度（質量％）である。
　溶接ワイヤ中の溶接ワイヤ中のＭｏ含有量、Ｖ含有量およびＮｂ含有量が上記の範囲を外れると、或は比［Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値が２．８を超えると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ量、固溶Ｃ量が増加し、Ａ値を５．０以下に抑制できなくなる。溶接ワイヤ中のＭｏ含有量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。溶接ワイヤ中のＶ含有量は、好ましくは０．３７％以上であり、より好ましくは０．３８％以上である。溶接ワイヤ中のＮｂ含有量は、好ましくは０．０１８％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。また上記比［Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値は、好ましくは２．７以下であり、より好ましくは２．６以下である。
　ボンドフラックスの金属ＣａおよびＡｌ２Ｏ３の濃度が、上記（２）式を満足しない場合には［１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ２Ｏ３］）＜０．０１５］、凝集・合体により粗大化しやすいＡｌ２Ｏ３酸化物が一部残存し、粗大酸化物が規定の範囲を超えてしまう。上記（１７／９×（［Ｃａ］／［Ａｌ２Ｏ３］）の値は、好ましくは０．０１７以上であり、より好ましくは０．０１８以上である。
　ＳＡＷにおける入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱－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ため、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が５．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱－パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、ＳＲ焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。
　一方、ＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．３～３．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱－パス間温度が１９０～２５０℃程度である。これらの溶接条件において、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、心線のＭｏ含有量を１．２０％以下(好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下)とすると共に、被覆剤のＶ含有量を０．８５％以上（好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．３％以上）、被覆剤のＮｂ含有量を０．１０％以上（好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１３％以上)とした上で、被覆剤中のＭｇＯの含有量を２．０％以上とすれば良い。 
　心線のＭｏ含有量、被覆剤のＶ含有量およびＮｂ含有量は、Ａ値を適正な範囲に制御する上で重要な要件であり、これらが上記の範囲を外れると、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏ量、固溶Ｃ量が増加し、Ａ値を５．０以下に抑制できなくなる。被覆剤のＭｇＯは、粗大酸化物の生成を抑制する効果がある。その理由については、明らかではないが、溶接金属中における脱酸元素とフリー元素のバランスを変化させることで、微細酸化物の生成を促進するものと考えられる。こうした効果を発揮させるためには、被覆剤のＭｇＯ含有量は、２．０％以上とするのが良い。被覆剤のＭｇＯ含有量は、好ましくは２．１％以上であり、より好ましくは２．２％以上である。
　ＳＭＡＷにおける入熱量が２．３ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱－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ため、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。また、入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱－パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、ＳＲ焼鈍時の炭化物生成量が減少し、上記Ａ値が所定の範囲を満たさなくなる。
　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を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、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：０．１２％、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％（残部：鉄および不可避的不純物） 
［溶接条件（ＳＡＷ）］
　溶接方法：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）
　母材板厚：２５ｍｍ
　開先角度：１０°（Ｖ字型）
　ルート間隔：２５ｍｍ
　溶接姿勢：下向き
　ワイヤ径：４．０ｍｍφ（ワイヤ組成は下記表１、２に示す）
　入熱条件（ＡＣ－ＡＣタンデム）
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）
　但し、Ｌ：Ｌｅａｄｉｎｇ　ｗｉｒｅ（先行電極）、Ｔ：Ｔｒａｉｌｉｎｇ　ｗｉｒｅ（後行電極） 
　予熱－パス間温度：１８０～２６０℃ 
　積層方法：１層２パス（計６層） 
（使用フラックス組成） 
　組成Ａ（質量％） ＳｉＯ２：８％、Ａｌ２Ｏ３：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ２：２７％、ＣａＯ：１０％、Ｃａ：０．１３％、その他（ＣＯ２、ＡｌＦ３等）：１０％
　組成Ｂ（質量％） ＳｉＯ２：８％、Ａｌ２Ｏ３：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ２：２７％、ＣａＯ：１０％、Ｃａ：０．０８％、その他（ＣＯ２、ＡｌＦ３等）：１０％
［溶接条件（ＳＭＡＷ）］
　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
　心線径：５．０ｍｍφ（被覆剤の組成は下記表７に示す）
　入熱条件
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）
　予熱－パス間温度：１８０～２６０℃
　積層方法：１層２パス（計８層）
（使用心線組成）
　組成ａ（質量％） Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３１％、Ｍｏ：１．１０％（残部：鉄および不可避的不純物）
　組成ｂ（質量％） Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．２８％、Ｍｏ：１．２２％（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）
　ＳＲ焼鈍処理後の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。
［評価特性］
（円相当直径が１μｍ超の酸化物の個数、および円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数）
　上記で７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部を鏡面研磨し、倍率：１０００倍で０．０３７μｍ２の画像を４枚撮影し、撮影した酸化物のサイズ、個数密度を画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により算出し、円相当直径が１μｍ超または円相当直径が２μｍ超の酸化物を選択したうえで（円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数は、円相当直径が１μｍ超の酸化物の個数にも含まれる）、それらの個数を算出した。
（化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量）
　７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理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、フィルター孔径：０．１μｍのフィルターで濾過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分析にかけ、化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量を求めた。
（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（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　Ａ２号）を採取し、室温（２５℃）において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１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。
（靭性）
　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（ＪＩＳ　Ｚ３１１１４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２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℃以下のときに靭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℃以下のときに靭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℃］、耐焼戻し脆化特性靭性に優れると評価した。尚、ΔｖＴｒ５４が負の値となる場合には、「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）
　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。
［実施例１］
　ＳＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種溶接ワイヤ（Ｗ１～４４）の化学成分組成を、比［（Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値と共に、下記表１、２に示す。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（溶接ワイヤＮｏ．、入熱条件、使用フラックス、予熱－パス間温度）およびＡ値と共に、下記表３、４に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果［各大きさの酸化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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　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．１～３０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を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、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．３１～４９は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．３１は、入熱条件に原因して（入熱量が２．４ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．３２は、入熱条件に原因して（入熱量が５．２ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
　Ｎｏ．３３は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも低く、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．３４は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも高く、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性が劣化している。
　Ｎｏ．３５は、使用フラックスの金属ＣａおよびＡｌ２Ｏ３の濃度が、上記（２）式の関係を満足しない組成Ｂを用いた例であり、粗大な酸化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）が劣化している。Ｎｏ．３６は、Ｃ含有量が不足しており、強度が低下している。
　Ｎｏ．３７は、Ｃ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、および耐ＳＲ割れ性が劣化している。Ｎｏ．３８は、溶接ワイヤ中の比［Ｍｏ／（Ｖ＋Ｎｂ）］の値が高く（２．９３）、また溶接金属中のＳｉ含有量が過剰でＭｎ含有量が不足しており、Ａ値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性（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．３９は、Ｍｎ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．４０は、溶接金属中のＮｉ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。
　Ｎｏ．４１は、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量が過剰であると共に、Ｃｕ含有量も過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．４２は、溶接金属中のＭｏ含有量が不足しており、またＡｌ含有量が過剰になっており、粗大酸化物の個数が増加し、強度が低下すると共に靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）が劣化している。Ｎｏ．４３は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のＶ含有量が不足すると共に、Ｂ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、強度が低下すると共に、靭性（ｖＴｒ’５４）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
　Ｎｏ．４４は、溶接金属中のＶ含有量およびＷ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）が劣化している。Ｎｏ．４５は、溶接金属中のＮｂ含有量およびＴｉ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
　Ｎｏ．４６は、溶接ワイヤの組成に原因して溶接金属中のＮｂ含有量が不足すると共に、Ｏ含有量も不足しており、またＡ値が大きくなっており、強度が低下すると共に靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．４７は、溶接金属中のＮ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）が劣化している。
　Ｎｏ．４８は、溶接金属中のＯ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、各酸化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．４９は、Ａ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。
［実施例２］
　ＳＭＡＷで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７に示す（被覆剤Ｎｏ．Ｂ１～２４）。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、予熱－パス間温度）およびＡ値と共に、下記表８に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果［各大きさの酸化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）、耐ＳＲ割れ性］を下記表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表７～９から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表８、９の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．５０～６３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）を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、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．６４～７７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．６４は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも低く、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性が劣化している。Ｎｏ．６５は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも高く、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。
　Ｎｏ．６６は、入熱条件に原因して（入熱量が２．１ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．６７は、入熱条件に原因して（入熱量が３．２ｋＪ／ｍｍ）Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。
　Ｎｏ．６８は、心線の成分組成が適切でないｂを用いたため、Ａ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．６９は、Ｃ含有量が不足すると共に、強度が不足している。Ｎｏ．７０は、Ｍｎ含有量が不足すると共に、Ｃｒ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
　Ｎｏ．７１は、Ｍｎ含有量およびＶ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．７２は、Ｃ含有量およびＭｏ含有量が過剰になっており、またＡ値が大きくなっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。
　Ｎｏ．７３は、被覆剤のＮｂ含有量に原因してＡ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．７４は、被覆剤のＶ含有量に原因してＡ値が大きくなっており、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．７５は、Ｓｉ含有量が過剰になると共にＮｂ含有量が不足しており、またＡ値が大きくなっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
　Ｎｏ．７６は、Ｖ含有量が不足してＡ値が大きくなっており、また被覆剤中のＭｇＯ含有量に原因して粗大な酸化物が増加しており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ５４）が劣化している。Ｎｏ．７７は、Ｎｂ含有量およびＢ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ５４、ｖＴｒ’５４）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１１年３月１１日出願の日本特許出願（特願２０１１―０５４６４８）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の溶接金属は、ボイラーや化学反応容器等に用いられる高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼に有用である。

Claims (3)

  1. 　Ｃ　：０．０５～０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、 
    　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（０％を含まない）、 
    　Ｏ　：０．０２０～０．０６０％を夫々含有し、
    　残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　円相当直径で１μｍ超の酸化物が１ｍｍ２当り２０００個以下であると共に、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１ｍｍ２当り１００個以下であり、且つ下記（１）式で規定されるＡ値が５．０以下であることを特徴とする耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属。
    　Ａ値＝（１００×［Ｃ］－６×［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］－２×［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］－２４×［ｉｎｓｏｌ．Ｖ］－１３×［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］）×（［Ｍｏ］－［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］）…（１） 
    　但し、［ｉｎｓｏｌ．Ｃｒ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｍｏ］，［ｉｎｓｏｌ．Ｎｂ］および［ｉｎｓｏｌＶ］は、応力除去焼鈍後において溶接金属中に化合物として存在するＣｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの夫々の含有量（質量％）を示し、［Ｃ］および［Ｍｏ］は、溶接金属中のＣおよびＭｏの夫々の含有量（質量％）を示す。
  2. 　更に他の元素として、下記元素の少なくとも一つを含むことを特徴とする請求項１記載の溶接金属。
    　Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）
    　Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
    　Ｂ　：０．００５０％以下（０％を含まない）
    　Ｗ　：０．５０％以下（０％を含まない）
    　Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）
    　Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）
  3. 　請求項１または２に記載の溶接金属を備えた溶接構造体。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013077356A1 (ja) * 2011-11-21 2013-05-30 株式会社神戸製鋼所 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属
WO2014119197A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 株式会社神戸製鋼所 高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属
WO2014119189A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 株式会社神戸製鋼所 被覆アーク溶接棒
WO2014119785A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 株式会社神戸製鋼所 溶接金属および溶接構造体

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6181947B2 (ja) 2013-03-07 2017-08-16 株式会社神戸製鋼所 溶接金属

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02182378A (ja) 1989-01-09 1990-07-17 Kawasaki Steel Corp 高強度Ｃｒ―Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接施工法
JPH02220797A (ja) 1989-02-21 1990-09-03 Kobe Steel Ltd Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼用被覆アーク溶接棒
JPH06328292A (ja) 1993-05-24 1994-11-29 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法
JPH08150478A (ja) 1994-09-30 1996-06-11 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法及び溶接金属
JPH09192881A (ja) * 1995-11-08 1997-07-29 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
JP2000301378A (ja) 1999-04-21 2000-10-31 Sumikin Welding Ind Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接方法及び溶接材料並びに溶接鋼構造物
JP2002263883A (ja) 2001-03-13 2002-09-17 Nkk Corp 低合金耐熱鋼用被覆アーク溶接棒
JP2007090399A (ja) * 2005-09-29 2007-04-12 Nippon Steel Corp 低酸素系サブマージアーク溶接用溶融型フラックス
JP2008229718A (ja) 2007-02-19 2008-10-02 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属
JP2009106949A (ja) 2007-10-26 2009-05-21 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006225718A (ja) * 2005-02-17 2006-08-31 Kobe Steel Ltd 低温靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属
US8101029B2 (en) * 2007-02-19 2012-01-24 Kobe Steel, Ltd. Weld metal of high-strength Cr-Mo steel
JP5607002B2 (ja) * 2011-02-02 2014-10-15 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02182378A (ja) 1989-01-09 1990-07-17 Kawasaki Steel Corp 高強度Ｃｒ―Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接施工法
JPH02220797A (ja) 1989-02-21 1990-09-03 Kobe Steel Ltd Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼用被覆アーク溶接棒
JPH06328292A (ja) 1993-05-24 1994-11-29 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法
JPH08150478A (ja) 1994-09-30 1996-06-11 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法及び溶接金属
JPH09192881A (ja) * 1995-11-08 1997-07-29 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
JP2000301378A (ja) 1999-04-21 2000-10-31 Sumikin Welding Ind Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接方法及び溶接材料並びに溶接鋼構造物
JP2002263883A (ja) 2001-03-13 2002-09-17 Nkk Corp 低合金耐熱鋼用被覆アーク溶接棒
JP2007090399A (ja) * 2005-09-29 2007-04-12 Nippon Steel Corp 低酸素系サブマージアーク溶接用溶融型フラックス
JP2008229718A (ja) 2007-02-19 2008-10-02 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属
JP2009106949A (ja) 2007-10-26 2009-05-21 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2684638A4

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013077356A1 (ja) * 2011-11-21 2013-05-30 株式会社神戸製鋼所 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属
JP2013128982A (ja) * 2011-11-21 2013-07-04 Kobe Steel Ltd 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属
US9505087B2 (en) 2011-11-21 2016-11-29 Kobe Steel, Ltd. Weld metal having excellent temper embrittlement resistance
CN105008088A (zh) * 2013-02-04 2015-10-28 株式会社神户制钢所 焊接金属和焊接结构体
WO2014119785A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 株式会社神戸製鋼所 溶接金属および溶接構造体
JP2014147970A (ja) * 2013-02-04 2014-08-21 Kobe Steel Ltd 被覆アーク溶接棒
CN104955609A (zh) * 2013-02-04 2015-09-30 株式会社神户制钢所 涂药焊条
CN104955607A (zh) * 2013-02-04 2015-09-30 株式会社神户制钢所 高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝及焊接金属
WO2014119189A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 株式会社神戸製鋼所 被覆アーク溶接棒
EP2952285A4 (en) * 2013-02-04 2016-06-22 Kobe Steel Ltd UNDERPULSE WELDING WIRE FOR HIGH-WALL 2.25CR-1MO-V STEEL AND WELDING METAL
EP2952286A4 (en) * 2013-02-04 2016-07-06 Kobe Steel Ltd WELDING METAL AND WELDED STRUCTURE
WO2014119197A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 株式会社神戸製鋼所 高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属
CN105008088B (zh) * 2013-02-04 2017-06-09 株式会社神户制钢所 焊接金属和焊接结构体
KR101764040B1 (ko) 2013-02-04 2017-08-01 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 피복 아크 용접봉
US9879335B2 (en) 2013-02-04 2018-01-30 Kobe Steel, Ltd. Weld metal and welded structure
CN104955607B (zh) * 2013-02-04 2018-03-09 株式会社神户制钢所 高强度2.25Cr‑1Mo‑V钢用埋弧焊丝及焊接金属

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