WO2014119197A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
WO2014119197A1
WO2014119197A1 PCT/JP2013/084687 JP2013084687W WO2014119197A1 WO 2014119197 A1 WO2014119197 A1 WO 2014119197A1 JP 2013084687 W JP2013084687 W JP 2013084687W WO 2014119197 A1 WO2014119197 A1 WO 2014119197A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
amount
weld metal
strength
toughness
Prior art date
Application number
PCT/JP2013/084687
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
幹宏 坂田
山下　賢
秀徳 名古
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to CN201380071696.0A priority Critical patent/CN104955607B/zh
Priority to KR1020157020943A priority patent/KR101840914B1/ko
Priority to EP13873611.1A priority patent/EP2952285A4/en
Publication of WO2014119197A1 publication Critical patent/WO2014119197A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/362—Selection of compositions of fluxes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Definitions

  • the present invention relates to a submerged arc welding wire and weld metal used for submerged arc welding of high strength 2.25Cr-1Mo-V steel used in a high temperature and high pressure environment such as a desulfurization reactor.
  • high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel has been widely used as a material used in a high-temperature and high-pressure environment such as a desulfurization reactor because it has excellent high-temperature characteristics.
  • a welding wire or weld metal used for welding 2.25Cr-1Mo-V steel for such a desulfurization reactor development of a welding wire or weld metal excellent in creep rupture performance and the like is underway.
  • Patent Document 1 with respect to Cr: 1.80 to 3.80 mass%, the creep strength is ensured by setting V to 0.30 mass% or more and Nb to 0.005 mass% or more in the welding wire. is doing.
  • Patent Document 2 (V of wire + V / 5 of flux) +10 (Ta of wire + Ta / 5 of flux) is 0.35 or more with respect to Cr: 1.80 to 3.80 mass% in the wire. This ensures the creep strength.
  • V is 0.10% by mass or more with respect to Cr: 2.00 to 3.25% by mass, and one or more of Nb, W, and Co are added in combination. By doing so, the creep strength is secured.
  • the conventional techniques have the following problems.
  • a strong carbide forming element such as V, Nb, Ta, and W, Co, and the like are used as the main component Cr—Mo system.
  • Additive addition methods have been employed. However, this causes deterioration of impact toughness and crack resistance due to an increase in hardness.
  • the present invention has been made in view of such problems, and has a high strength 2 that can improve the creep rupture strength without deteriorating toughness, temper embrittlement characteristics, SR crack resistance, and welding workability. It is an object to provide a submerged arc welding wire and weld metal for 25Cr-1Mo-V steel.
  • the microstructure of 2.25Cr-1Mo-V steel and its deposited metal is mainly bainite, and its creep deformation behavior is mainly due to dislocation motion and bainite block, packet, lath boundary in old ⁇ grain boundaries and grains.
  • Slip is considered dominant. In order to suppress the former, it is effective to disperse and precipitate fine carbides that inhibit dislocation movement in the crystal grains, and to maintain them for a long time at a high temperature. On the other hand, in order to suppress the latter, it is effective to disperse and precipitate carbides that inhibit slip at the former ⁇ grain boundary, and to reduce slip sites, that is, to make the microstructure coarse.
  • the submerged arc welding wire for high strength 2.25Cr-1Mo-V steel according to the present invention (hereinafter referred to as a welding wire or simply a wire as appropriate) C: 0.11 to 0.18% by mass Si: 0.05 to 0.35 mass% Mn: 1.00 to 1.40% by mass P: ⁇ 0.015 mass% S: ⁇ 0.015 mass% Ni: ⁇ 0.07 mass% Co: ⁇ 0.07 mass% Cr: 2.00-2.30% by mass Mo: 0.90 to 1.20% by mass Ti: ⁇ 0.025 mass% Al: ⁇ 0.025 mass% V: 0.33-0.43 mass% Nb: 0.015 to 0.030 mass% W: ⁇ 0.05 mass% B: ⁇ 0.0005 mass% And the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the welding wire contains a predetermined amount of a predetermined component, so that the weld metal has room temperature strength, creep rupture strength, toughness, and SR crack resistance (no intergranular cracking occurs during stress relief annealing). Corrosion resistance and welding workability are improved.
  • a creep rupture time at 540 ° C./210 MPa exceeds 900 h after post-weld heat treatment (PWHT) of 705 ° C. ⁇ 24 h or 705 ° C. ⁇ 32 h.
  • operativity is based on viewpoints, such as slag peelability and bead conformability.
  • the submerged arc welding wire for high strength 2.25Cr-1Mo-V steel according to the present invention is: MgO: 25 to 40% by mass Al 2 O 3 : 13 to 30% by mass SiO 2 : 3 to 15% by mass F conversion value of metal fluoride: 3 to 15% by mass CO 2 conversion value of metal carbonate: 3-15 wt% C: ⁇ 0.10 mass% Si + Mn: ⁇ 3.0% by mass Ni + Co + Cr + Mo + Ti + Al + V + Nb + W: ⁇ 1.0% by mass Total of B and B-converted value of boron oxide: ⁇ 0.10% by mass It is preferable to use it in combination with a sintered flux.
  • the welding wire is used in combination with a sintered flux containing a predetermined amount of a predetermined component, thereby adjusting the bead shape, improving the slag fluidity, and controlling the oxygen amount.
  • a sintered flux containing a predetermined amount of a predetermined component
  • the weld metal according to the present invention is a weld metal produced by combining the above-described submerged arc welding wire for high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel and the above-described sintered flux, C: 0.09 to 0.14% by mass Si: 0.05 to 0.35 mass% Mn: 1.00 to 1.30% by mass P: ⁇ 0.015 mass% S: ⁇ 0.015 mass% Ni: ⁇ 0.06 mass% Co: ⁇ 0.06 mass% Cr: 2.00-2.30% by mass Mo: 0.90 to 1.20% by mass Ti: ⁇ 0.010 mass% Al: ⁇ 0.010 mass% V: 0.30-0.40 mass% Nb: 0.012 to 0.022 mass% W: ⁇ 0.05 mass% B: ⁇ 0.0005 mass% O: ⁇ 0.045 mass% And the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the weld metal contains a predetermined amount of a predetermined component, thereby improving the room temperature strength, creep rupture strength, toughness, SR crack resistance, corrosion resistance, and welding workability of the weld metal.
  • Part of the chemical composition of this weld metal is specified in ASME Sec.VIII Div.2 3. 4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2.
  • a weld metal excellent in creep rupture performance, toughness, temper embrittlement characteristics, SR cracking resistance, and room temperature strength can be obtained. Moreover, according to the welding wire which concerns on this invention, it is excellent in welding workability
  • the weld metal according to the present invention is excellent in creep rupture performance, toughness, temper embrittlement characteristics, SR crack resistance, and room temperature strength.
  • the welding wire of the present invention contains a predetermined amount of C, Si, Mn, P, S, Ni, Co, Cr, Mo, Ti, Al, V, Nb, W, and B, with the balance being Fe and inevitable impurities. .
  • the reason for component limitation will be described.
  • C is a component added to ensure the room temperature strength, creep rupture strength, and toughness of the weld metal.
  • the amount of C in the wire needs to be 0.11 to 0.18% by mass.
  • Si 0.05 to 0.35 mass%> Si is a component added to secure the room temperature strength of the weld metal and to deoxidize the weld metal.
  • the amount of Si in the wire also needs to be 0.05 to 0.35 mass%.
  • Mn is a component added to ensure room temperature strength and particularly improve toughness. Moreover, it has the effect of deoxidizing a weld metal similarly to Si.
  • the amount of Mn in the weld metal described later is 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass)
  • the amount of Mn in the wire Of 1.00 to 1.40 mass% is 1.15 mass% and the upper limit is 1.35 mass%).
  • P and S are components that cause segregation at the grain boundaries and degrade the temper embrittlement characteristics and SR cracking resistance.
  • the amounts of P and S in the wire are also set to 0.015% by mass or less.
  • reduction of Sn, Sb, As, Pb, and Bi, which are impurities other than P and S, is also effective in improving temper embrittlement characteristics and SR cracking sensitivity. Therefore, it is preferable that the amount of Sn, Sb and As in the wire is 0.005% by mass or less and the amount of Pb and Bi is 0.0001% by mass or less, respectively.
  • Ni and Co are effective in improving toughness, but are components that cause a significant decrease in creep strength.
  • Ni and Co are effective in improving toughness, but are components that cause a significant decrease in creep strength.
  • Ni and Co in the wire need to be 0.07% by mass or less. is there.
  • ⁇ Cr 2.00-2.30% by mass> Cr, together with Mo and V, is a basic component of high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel, and is a component added to ensure corrosion resistance, room temperature strength, and creep rupture strength.
  • the Cr amount in the weld metal which will be described later, to 2.00 to 2.30% by mass (more preferably, the lower limit is 2.00% by mass and the upper limit is 2.24% by mass)
  • Mo 0.90 to 1.20 mass%> Mo, along with Cr and V, is a basic component of high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel, and is a component added to ensure room temperature strength and creep rupture strength.
  • the amount of Mo in the wire In order to set the amount of Mo in the weld metal, which will be described later, to 0.90 to 1.20% by mass, the amount of Mo in the wire also needs to be set to 0.90 to 1.20% by mass.
  • Ti is a component that greatly deteriorates toughness by adding a small amount.
  • the amount of Ti in the wire needs to be 0.025% by mass or less.
  • Al is a component that forms an oxide.
  • the amount of Al in the wire needs to be 0.025 mass% or less.
  • V 0.33 to 0.43 mass%>
  • Cr and Mo is a basic component of high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel, and is a component added to ensure room temperature strength and creep rupture strength.
  • the amount of V in the wire needs to be 0.33 to 0.43 mass%.
  • Nb is a component added to ensure high temperature strength and creep strength.
  • the Nb content in the wire needs to be 0.015 to 0.030 mass%.
  • W is a component that causes a decrease in creep strength.
  • the W amount in the wire needs to be 0.05% by mass or less.
  • B is a component that greatly deteriorates the SR cracking resistance by adding several ppm.
  • the B content in the wire is also 0.0005 mass% or less (more preferably). 0.0003 mass% or less).
  • the balance of the welding wire is Fe and inevitable impurities.
  • examples of inevitable impurities include Sn, Sb, As, Pb, and Bi. It is preferable that the amount of Sn, Sb and As in the wire is 0.005% by mass or less and the amount of Pb and Bi is 0.0001% by mass or less, respectively. In addition, it is preferable that Sn + Sb + As + 10Pb + 10Bi is 0.015 mass% or less.
  • the welding wire of the present invention includes MgO, Al 2 O 3 , SiO 2 , F converted value of metal fluoride, CO 2 converted value of metal carbonate, C, “Si + Mn”, “Ni + Co + Cr + Mo + Ti + Al + V + Nb + W”, “B and boron oxide Can be used in combination with a sintered flux that defines the “total of B converted value”.
  • C, Si, Mn, Ni, Co, Cr, Mo, Ti, Al, V, Nb, W, and B are metals. That is, for example, Si is metal Si, and “metal Si” means one or more of “pure metal Si” and “alloy Si”. The same applies to other elements.
  • the reasons for limiting the components of the sintered flux will be described.
  • MgO has a high melting point and has an effect of promoting solidification of slag and adjusting the bead shape. It also has the role of controlling the amount of oxygen.
  • the amount of MgO is less than 25% by mass, the deoxidation effect during welding is reduced, and oxides increase in the weld metal, so that toughness deteriorates.
  • the amount of MgO exceeds 40% by mass, the bead shape is deteriorated, so that the slag peelability is deteriorated. Therefore, the MgO amount is 25 to 40% by mass.
  • Al 2 O 3 In addition to the effect of improving the slag fluidity, Al 2 O 3 also has a role of controlling the amount of oxygen.
  • the amount of Al 2 O 3 is less than 13% by mass, the familiarity between the weld bead and the base material is deteriorated and slag entrainment is likely to occur.
  • the amount of Al 2 O 3 exceeds 30% by mass, the amount of oxygen in the weld metal increases, and oxides increase in the weld metal, so that toughness deteriorates. Therefore, the amount of Al 2 O 3 is 13 to 30% by mass.
  • SiO 2 has the effect of improving fluidity.
  • the amount of SiO 2 is less than 3% by mass, the familiarity between the weld bead and the base material is deteriorated, and slag entrainment is likely to occur.
  • the amount of SiO 2 exceeds 15% by mass, the amount of oxygen in the weld metal increases, and oxides increase in the weld metal, so that toughness deteriorates. Therefore, the amount of SiO 2 is 3 to 15% by mass.
  • Metal fluoride has the effect of controlling the amount of oxygen in the weld metal. If the F-converted value of the metal fluoride is less than 3% by mass, the amount of oxygen in the weld metal increases, and oxides increase during welding, so that toughness deteriorates. On the other hand, if the F-converted value of the metal fluoride exceeds 15% by mass, the arc becomes unstable and the bead shape deteriorates, so that the slag peelability deteriorates. Therefore, the F-converted value of the metal fluoride is 3 to 15% by mass.
  • CO 2 contained in the metal carbonate has an effect of controlling the amount of diffusible hydrogen in the weld metal.
  • the CO 2 conversion value of the metal carbonate is less than 3% by mass, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal increases.
  • the CO 2 conversion value of the metal carbonate exceeds 15% by mass, the amount of oxygen in the weld metal increases, and oxides increase in the weld metal, so that toughness deteriorates. Therefore, the CO 2 equivalent value of the metal carbonate is 3 to 15% by mass.
  • ⁇ C ⁇ 0.10 mass%> ⁇ Si + Mn: ⁇ 3.0 mass%> ⁇ Ni + Co + Cr + Mo + Ti + Al + V + Nb + W: ⁇ 1.0% by mass> ⁇ Total of B and boron-converted value of boron oxide: ⁇ 0.10% by mass>
  • the components regulated by the welding wire of the present invention are not positively added from the flux. The reason is that when an alloy wire segment is added from the flux, the yield varies greatly depending on the welding conditions, and the chemical composition of the weld metal is likely to deviate from the designed component range. Therefore, C, Si, Mn, Ni, Co, Cr, Mo, Ti, Al, V, Nb, W, and B in the flux are regulated as described above.
  • the weld metal of the present invention is produced by combining the above-described welding wire and the above-described sintered flux.
  • the weld metal contains a predetermined amount of C, Si, Mn, P, S, Ni, Co, Cr, Mo, Ti, Al, V, Nb, W, B, and O, and the balance is Fe and inevitable impurities. is there.
  • the reason for component limitation will be described.
  • C 0.09 to 0.14% by mass>
  • C is a component added to ensure the toughness, room temperature strength and creep rupture strength of the weld metal.
  • C has two main roles as follows. (1) A microstructure is formed by lowering the bainite transformation temperature, and toughness is improved. (2) Carbide such as Cr, Mo, V, Nb is formed, and the creep rupture strength is greatly improved only when “fine carbide” is formed with these elements.
  • the amount of C is less than 0.09% by mass, the bainite transformation temperature becomes high, so that the bainite structure becomes coarse and the toughness becomes low. Moreover, the precipitation amount of carbide is not sufficient, and the creep rupture strength is also reduced. Furthermore, the temper embrittlement characteristics are reduced.
  • the amount of C exceeds 0.14% by mass, the size of the precipitated carbide increases, leading to a decrease in toughness. Therefore, the C content is 0.09 to 0.14 mass%.
  • Mn is an element that lowers the bainite transformation temperature next to C
  • Mn forms a microstructure by lowering the bainite transformation point and improves toughness
  • Mn addition increases the creep strength. It is closely related to the optimum amount of C for achieving both toughness and creep rupture strength. That is, when the amount of Mn is less than 1.00% by mass, even if the C amount is 0.09 to 0.14% by mass, the bainite transformation temperature is not sufficiently lowered, and a fine structure cannot be obtained, resulting in low toughness. It becomes.
  • Mn content of the weld metal exceeds 1.30% by mass, the creep rupture strength deteriorates rapidly due to the effect of Mn even if the C content is 0.09 to 0.14% by mass.
  • a more preferable range of Mn is 1.05 to 1.28% by mass.
  • Cr is a carbide forming element contained most in the 2.25Cr-1Mo-V weld metal, “Cr greatly improves the creep rupture strength only when“ fine carbide ”is formed”. It is closely related to the optimum value of C for achieving both toughness and creep rupture strength. According to the study by the present inventors, in the 2.25Cr-1Mo-V steel weld metal, “the reduction of Cr promotes the precipitation of fine carbides, and the increase of Cr promotes the precipitation of coarse carbides”. It became clear. That is, if the Cr content is less than 2.00% by mass, even if the C content is 0.09 to 0.14% by mass, the amount of fine carbides precipitated is too large, resulting in excessive hardening and reduced toughness.
  • the Cr content exceeds 2.30% by mass, even if the C content is 0.09 to 0.14% by mass, the size of the precipitated carbide increases, so that sufficient creep rupture strength cannot be ensured.
  • a more preferable range of Cr is 2.00 to 2.24% by mass.
  • C 0.09 to 0.14% by mass is Mn of weld metal: 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass)
  • Cr 2.00-2.30% by mass (more preferably, the lower limit is 2.05% by mass, and the upper limit is 2.24% by mass) is referred to as “coexistence of toughness and creep rupture strength”. It exhibits a particularly excellent effect.
  • Si 0.05 to 0.35 mass%>
  • Si is a component added to secure the room temperature strength of the weld metal and to deoxidize the weld metal.
  • Si amount is less than 0.05% by mass, the strength of the weld metal is lowered.
  • the amount of oxygen in the weld metal increases and the oxides increase during welding, so the toughness deteriorates.
  • the Si content of the weld metal is defined as 0.05 to 0.35 mass% in the ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2. A component system that deviates from the above cannot be used because a predetermined performance cannot be obtained. Therefore, the Si amount is 0.05 to 0.35 mass%.
  • Mn ensures room temperature strength and has the effect of deoxidizing the weld metal in the same manner as Si. Further, as described above, Mn plays an important role in securing toughness in terms of “reducing the bainite transformation temperature to form a microstructure”. Further, like Ni and Co, it is also an element that causes a decrease in creep rupture strength and deteriorates temper embrittlement characteristics. If the amount of Mn is less than 1.00% by mass, the bainite transformation temperature is high, so the structure becomes coarse and the toughness becomes low. On the other hand, when Mn exceeds 1.30% by mass, the creep rupture strength is deteriorated, and the temper embrittlement characteristic is also deteriorated. Therefore, the amount of Mn is set to 1.00 to 1.30% by mass. In addition, the minimum of the preferable range of the amount of Mn is 1.05 mass%, and an upper limit is 1.28 mass%.
  • C is an element that contributes to lowering the bainite transformation temperature more than Mn. Therefore, “C forms a microstructure by lowering the bainite transformation point and improves toughness”. It is closely related to the optimum amount of Mn for achieving both toughness and creep rupture strength in that it greatly contributes to the improvement of creep strength only when precipitated as fine carbide together with the alloy element. That is, if the C amount is less than 0.09% by mass, the Mn amount may be 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass). Since the bainite transformation temperature becomes high, the bainite structure becomes coarse and the toughness becomes low.
  • the precipitation amount of carbide is not sufficient, and the creep rupture strength is also reduced. Furthermore, the temper embrittlement characteristics are reduced.
  • the amount of C exceeds 0.14% by mass, the amount of Mn is decreased to 1.00 to 1.30% by mass (more preferably the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass).
  • the size of the carbide to be increased increases the toughness.
  • Cr is a carbide forming element contained most in the 2.25Cr-1Mo-V weld metal, “Cr improves the creep rupture strength only when“ fine carbide ”is formed”. It is closely related to the optimum value of Mn for achieving both toughness and creep rupture strength. As described above, the present inventors have clarified that “the reduction of Cr promotes the precipitation of fine carbides, and the increase of Cr promotes the precipitation of coarse carbides”. That is, if the Cr amount is less than 2.00% by mass, the Mn amount may be 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass).
  • the Cr content exceeds 2.30% by mass, the Mn content is 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass). Therefore, sufficient creep rupture strength cannot be ensured.
  • a more preferable range of Cr is 2.00 to 2.24% by mass.
  • Mn 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass) is C: 0.09 to 0.14% by mass of the weld metal.
  • Cr 2.00-2.30% by mass (more preferably, the lower limit of Cr amount is 2.05% by mass and the upper limit of Cr amount is 2.24% by mass) is “toughness and creep rupture” It exhibits a remarkable effect of “strength of strength”.
  • P and S are components that deteriorate the temper embrittlement characteristics and SR cracking sensitivity by segregating at the grain boundaries.
  • P and S contents of the weld metal are defined as 0.015 mass% in “ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2”, which is outside this range. The component system cannot be used because a predetermined performance cannot be obtained.
  • the P content is 0.015 mass% or less
  • the S content is 0.015 mass% or less.
  • reduction of Sn, Sb, As, Pb, and Bi, which are impurities other than P and S, is also effective in improving temper embrittlement characteristics and SR cracking sensitivity.
  • the amount of Sn, Sb and As of the weld metal is 0.005% by mass or less and the amount of Pb and Bi is less than 0.0001% by mass, respectively.
  • Ni and Co are austenite-forming elements and are components that cause a decrease in creep rupture strength, similar to Mn.
  • the amount of Ni exceeds 0.06% by mass, or when the amount of Co exceeds 0.06% by mass, the creep rupture strength decreases. Therefore, the Ni amount is 0.06% by mass or less, and the Co amount is 0.06% by mass or less.
  • the Cr content is 2.00-2.30 mass%.
  • the minimum of the preferable range of Cr amount is 2.05 mass%, and an upper limit is 2.24 mass%.
  • the Cr content may be 2.00-2.30 mass% (more preferably, the lower limit is 2.05 mass% and the upper limit is 2.24 mass%). Since the bainite transformation temperature becomes high, the bainite structure becomes coarse and the toughness becomes low. Moreover, the precipitation amount of fine carbide is not sufficient, and the creep rupture strength is lowered. Furthermore, the temper embrittlement characteristics are reduced.
  • the Cr amount is 2.00-2.30% by mass (more preferably, the lower limit is 2.05% by mass, and the upper limit is 2.24% by mass). Since the size of the precipitated carbide is increased, the toughness is reduced.
  • Mn forms a microstructure by lowering the bainite transformation point and improves toughness
  • Mn addition causes a decrease in creep strength
  • the Mn content of the weld metal exceeds 1.30% by mass
  • the Cr content is 2.00-2.30% by mass (more preferably, the lower limit is 2.05% by mass and the upper limit is 2.24% by mass).
  • the creep rupture strength deteriorates rapidly due to the effect of Mn.
  • a more preferable range of Mn is 1.05 to 1.28% by mass.
  • Cr 2.00 to 2.30% by mass (more preferably, the lower limit is 2.05% by mass and the upper limit is 2.24% by mass) is C: 0.09 to 0.14% by mass of the weld metal.
  • Mn 1.00 to 1.30% by mass (more preferably, the lower limit is 1.05% by mass and the upper limit is 1.28% by mass) is referred to as “coexistence of toughness and creep rupture strength”. It exhibits a particularly excellent effect.
  • Mo 0.90 to 1.20 mass%> Mo, along with Cr and V, is a basic component of high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel, and contributes to securing room temperature strength and creep rupture strength by forming carbides. If the amount of Mo is less than 0.90% by mass, precipitation of carbides is not sufficient and room temperature strength and creep strength are insufficient. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 1.20% by mass, fine carbides increase and hardness increases excessively, so that toughness deteriorates. For these reasons, the amount of Mo in the weld metal is specified as 0.90 to 1.20% by mass in “ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2”. A component system that deviates cannot be used because a predetermined performance cannot be obtained. Therefore, the Mo amount is set to 0.90 to 1.20% by mass.
  • Ti forms fine charcoal / nitride. If the amount of Ti exceeds 0.010% by mass, fine carbides increase and the hardness increases excessively, so that the toughness deteriorates. Moreover, the temper embrittlement characteristic is lowered. Therefore, the Ti amount is 0.010% by mass or less.
  • Al forms an oxide in the weld metal. If the Al content exceeds 0.010% by mass, the toughness deteriorates because the coarseness increases. Therefore, the Al amount is set to 0.010% by mass or less.
  • V 0.30 to 0.40 mass%>
  • V is a basic component of high-strength 2.25Cr-1Mo-V steel, and contributes to securing room temperature strength and creep rupture strength by forming carbides. If the amount of V is less than 0.30% by mass, the amount of precipitated carbide is not sufficient, and the creep rupture strength is insufficient. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.40% by mass, fine carbides increase and hardness increases excessively, so that toughness decreases and SR cracking susceptibility also deteriorates. For these reasons, the upper limit of the V amount of weld metal is defined as 0.40% by mass in “ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2”. Cannot be used because the prescribed performance cannot be obtained. Therefore, the V amount is set to 0.30 to 0.40 mass%.
  • Nb has a strong tendency to form fine carbides, and is a component added to ensure particularly creep rupture strength. If the amount of Nb is less than 0.012% by mass, the amount of carbide precipitated is not sufficient and the creep rupture strength is insufficient. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.022 mass%, fine carbides increase and the hardness increases excessively, so that toughness is reduced and SR cracking sensitivity is also deteriorated. Therefore, the Nb content is 0.012 to 0.022 mass%.
  • W is a component that causes a decrease in creep strength.
  • the W amount is set to 0.05% by mass or less.
  • ⁇ B ⁇ 0.0005 mass%>
  • the amount of B is a component that greatly deteriorates the SR cracking resistance by adding several ppm.
  • the B amount is set to 0.0005 mass% or less.
  • the preferable range of B is 0.0003 mass% or less.
  • Oxygen in the weld metal exists as an oxide. If the amount of O exceeds 0.045% by mass, the oxide in the weld metal increases, so the toughness decreases.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-150478 the resistance to SR cracking is ensured by controlling the amount of oxygen in the weld metal to 0.035 to 0.065% by mass. Therefore, such a regulation is not necessary since the SR cracking resistance is secured. Therefore, the O amount is set to 0.045% by mass or less.
  • Fe and inevitable impurities The balance of the weld metal is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include Sn, Sb, As, Pb, and Bi.
  • the Sn, Sb, and As amounts in the wire are each preferably 0.005 mass% or less, and the Pb and Bi amounts are each preferably less than 0.0001 mass%.
  • Sn + Sb + As + 10Pb + 10Bi is 0.015 mass% or less.
  • the magnitude of heat input during construction affects the ratio of the coarse-grained part (original part) and fine-grained part (reheated part) of the weld metal.
  • the heat input during construction is preferably 18 to 42 kJ / cm. This is because if the heat input is less than 18 kJ / cm, the proportion of fine-grained portions (reheated portions) in the entire weld metal increases, so that the toughness is improved, but the creep strength tends to decrease. On the other hand, when the heat input exceeds 42 kJ / cm, the ratio of the coarse grain part (original part) in the entire weld metal increases, and the creep strength is improved while the toughness tends to deteriorate.
  • Tables 1 and 2 show the chemical compositions of the welding wires used in the examples of the present application.
  • the chemical composition of the flux is shown in Table 3.
  • the numerical values are underlined.
  • the groove shape of the weld specimen used in the examples of the present application is shown in FIGS. 1A and 1B.
  • the test plate may be 2.25Cr-1Mo-V steel such as ASTM A542 Type D steel, or carbon steel such as JIS G3106 SM490A steel that has been subjected to buttering welding of about 2 to 3 layers with a test piece on the groove surface. . Since the test results are the same regardless of which test plate is used, ASTM A542 Type D steel, which is a co-metal system, was used in the examples of the present application.
  • the welding length was 700 mm to 1000 mm, and one layer and two passes were distributed and the number of layers was 6 to 8 layers.
  • Table 4 shows the welding conditions during the welding test.
  • AC or DCEP is generally used as the power polarity when welding using a submerged arc welding wire.
  • the performance of the deposited metal was the same regardless of which power source polarity was used. Therefore, all the test results using an AC power source were described in the examples. Furthermore, the welding test was conducted with the welding posture downward.
  • Tables 6 and 7 show the chemical composition of the weld metal. For those that do not satisfy the scope of the present invention, the numerical values are underlined.
  • FIG. 2 shows various PWHT conditions applied to the weld test material.
  • the strength of PWHT can be quantified by introducing the concept of Larson-Miller (Lason Miller) heat treatment parameters (hereinafter abbreviated as [P]).
  • [P] is represented by the following formula 1, where T represents the PWHT temperature (° C.) and t represents the PWHT time (h).
  • the PWHT conditions targeted in this application are (1) 705 ( ⁇ 15) ° C. ⁇ 8 ( ⁇ 1) h, (2) 705 ( ⁇ 15) ° C. ⁇ 24 ( ⁇ 1) h, and (3) 705 ( ⁇ 15 ) ° C. ⁇ 32 ( ⁇ 1) h, and the ranges of [P] are (1) 20.07 to 20.81, (2) 20.57 to 21.25, and (3) 20.70 to 21, respectively. .37.
  • step cooling step cooling (SC), FIG. 3)
  • PWHT (705 ° C. ⁇ 8 h) Charpy impact test (condition (a) in FIG. 2)
  • PWHT (705 ° C. ⁇ 8 h) + SC Charpy impact test (for temper embrittlement characteristics evaluation)
  • PWHT (705 ° C. ⁇ 24 h) Creep rupture test (condition (b) in FIG. 2)
  • FIG. 3 shows a graph in which the vertical axis represents temperature and the horizontal axis represents time for explaining the processing conditions for step cooling.
  • the step cooling heats the test material, and when the temperature of the test material exceeds 300 ° C., the heating conditions are adjusted so that the temperature rising rate is 50 ° C./h or less, The sample was heated until the temperature reached 593 ° C. Then, after holding at 593 ° C. for 1 hour, the specimen was cooled to 538 ° C. at a cooling rate of 6 ° C./h and held for 15 hours, cooled to 523 ° C.
  • the specimen was cooled to 468 ° C. at a cooling rate of 3 ° C./h and held for 100 hours. Then, the sample material was cooled so that the cooling rate was 28 ° C./h or less until the temperature of the sample material became 300 ° C. or less. In this process, the temperature increase rate and the cooling rate are not defined in the temperature range where the temperature of the test material is 300 ° C. or lower.
  • -VTr54 (hereinafter referred to as ⁇ vTr54) was calculated as the amount of embrittlement.
  • the temper embrittlement susceptibility of the weld metal is comprehensively judged from both vTr54 and ⁇ vTr54.
  • a value obtained by adding 3 times ⁇ vTr54 to vTr54 was defined as a temper embrittlement characteristic value.
  • step cooling is an accelerated test and that the actual machine has been operating for several decades, it is considered that the actual machine weld metal causes embrittlement three times the amount of embrittlement due to step cooling.
  • the coefficient of ⁇ vTr54 (3 in the present application) is 1.5 ⁇ 2.0 ⁇ 2.5 ⁇ as well as the creep performance.
  • the three-point average of impact values at ⁇ 30 ° C. (hereinafter referred to as vE-30 ° C.) is 70 J or more, ⁇ , 54 J or more and less than 70 J is ⁇ , and less than 54 J is ⁇ . evaluated.
  • the temper embrittlement characteristic value the case where vTr54 + 3 ⁇ vTr54 is less than ⁇ 10 ° C. is evaluated as “ ⁇ ”, the case where ⁇ 10 ° C. or more and 10 ° C. or less is evaluated as “ ⁇ ”, and the case where above 10 ° C. is evaluated as “x”.
  • Tr breaking time
  • SR crack resistance evaluation test (ring crack test)
  • SR Stress relief
  • SR cracking occurs at the old ⁇ grain boundary during SR.
  • SR cracking is caused by the superposition of carbide precipitation in crystal grains due to SR and segregation of impurities in old ⁇ grain boundaries, resulting in an excessive strength difference between the crystal grains and the old ⁇ grain boundary interface. This occurs when the old ⁇ grain boundaries weakened to a certain extent cannot resist the residual stress.
  • a test method called a ring crack test was applied to the SR crack resistance evaluation of the weld metal in the present application.
  • the position shown in FIG. 4A of the welded test material as welded with the ring-shaped test piece having the U groove (U notch) and the slit (slit width: 0.5 mm) ( the portion immediately under the U notch is the final pass original material part). From position). The number of tests is two.
  • the shape of the test piece is shown in FIG. 4B.
  • the slit was TIG welded with the slit caulked to about 0.05 mm, and a residual stress was loaded directly under the U groove.
  • SR 625 ° C. ⁇ 10 h
  • the amount of diffusible hydrogen was measured in accordance with AWSA 4.3, which specified the method for measuring diffusible hydrogen in weld metals. Those having a capacity of 4 ml / 100 g or less were evaluated as ⁇ , and those having a capacity exceeding 4 ml / 100 g were evaluated as “x”.
  • Table 10 shows various mechanical test methods for the weld metal.
  • No. No. 15 had poor evaluation of toughness, temper embrittlement characteristics, and creep rupture performance because the C content of the weld metal was less than the lower limit.
  • No. No. 16 shows that the C content of the weld metal is less than the lower limit, the O content exceeds the upper limit, the Al 2 O 3 flux and the CO 2 equivalent of the metal carbonate exceed the upper limit, Since the F-converted value of the compound was less than the lower limit, the evaluation of toughness, temper embrittlement characteristics, and creep rupture performance was poor.
  • No. No. 17 had poor evaluation of toughness because the C content of the weld metal exceeded the upper limit.
  • No. No. 18 was poor in toughness evaluation because the C content and O content of the weld metal exceeded the upper limit, and the flux SiO 2 exceeded the upper limit and MgO was less than the lower limit.
  • Mn content exceeded an upper limit
  • temper embrittlement characteristics were bad
  • B content exceeded an upper limit
  • SR cracking resistance fell.
  • Mn content exceeded an upper limit creep rupture performance fell.
  • No. No. 22 was not subjected to a mechanical test because of poor welding workability. In addition, the amount of diffusible hydrogen was large. No. In No. 23, the Ni content of the weld metal exceeded the upper limit value, so the creep rupture performance was poorly evaluated. No. In No. 24, the Co content of the weld metal exceeded the upper limit value, so the creep rupture performance was poorly evaluated.
  • NO. No. 32 had a poor evaluation of creep rupture performance because the Nb content of the weld metal was less than the lower limit.
  • NO. For No. 33 the Nb content of the weld metal exceeded the upper limit value, so the evaluation of toughness and SR crack resistance was poor.
  • NO. No. 34 had a poor evaluation of creep rupture performance because the W content of the weld metal exceeded the upper limit.
  • NO. No. 35 had a poor evaluation of SR cracking resistance because the B content of the weld metal exceeded the upper limit.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Nonmetallic Welding Materials (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Abstract

　本発明は、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、溶接作業性を劣化させることなく、クリープ破断強度を向上させることができる高強度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を提供することを目的とする。本発明の溶接ワイヤは、Ｃ：０．１１～０．１８質量％、Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％、Ｍｎ：１．００～１．４０質量％、Ｐ：≦０．０１５質量％、Ｓ：≦０．０１５質量％、Ｎｉ：≦０．０７質量％、Ｃｏ：≦０．０７質量％、Ｃｒ：２．００～２．３０質量％、Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％、Ｔｉ：≦０．０２５質量％、Ａｌ：≦０．０２５質量％、Ｖ：０．３３～０．４３質量％、Ｎｂ：０．０１５～０．０３０質量％、Ｗ：≦０．０５質量％、Ｂ：≦０．０００５質量％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする。

Description

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
　本発明は、脱硫リアクタなどの高温高圧環境下で使用される高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼のサブマージアーク溶接に用いるサブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属に関する。
　従来から、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼は高温特性に優れるため、脱硫リアクタなどの高温高圧環境下で使用される材料として広く使用されている。このような脱硫リアクタ用途の２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の溶接に供せられる溶接ワイヤあるいは溶接金属として、クリープ破断性能などに優れる溶接ワイヤあるいは溶接金属の開発が進められている。
　例えば特許文献１では、溶接ワイヤにおいて、Ｃｒ：１．８０～３．８０質量％に対して、Ｖを０．３０質量％以上、Ｎｂを０．００５質量％以上とすることでクリープ強度を確保している。また、特許文献２では、ワイヤにおけるＣｒ：１．８０～３．８０質量％に対して、（ワイヤのＶ＋フラックスのＶ／５）＋１０（ワイヤのＴａ＋フラックスのＴａ／５）を０．３５以上とすることでクリープ強度を確保している。また、特許文献３では、溶接ワイヤにおいて、Ｃｒ:２．００～３．２５質量％に対して、Ｖを０．１０質量％以上とし、さらにＮｂ，Ｗ，Ｃｏのうち一種類以上を複合添加することでクリープ強度を確保している。
特開平１－２７１０９６号公報 特開平３－２５８４９０号公報 特開平８－１５０４７８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。
　前記のように、Ｃｒ－Ｍｏ鋼溶接金属のクリープ破断強度を上昇させるための先行技術としては、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗといった強炭化物形成元素やＣｏなどを主要成分であるＣｒ－Ｍｏ系に加算的に添加する方法が採用されてきた。しかしこれでは、衝撃靭性の劣化、硬度の上昇による耐割れ性の劣化を招く。
　また、２００９年のＡＳＭＥ改訂に伴い、より一層のクリープ破断強度が求められている。しかしながら、既存の材料では、クリープ破断強度の向上に対して対応が難しくなっている。
　本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、溶接作業性を劣化させることなく、クリープ破断強度を向上させることができる高強度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、以下の事項を見出した。
　優れたクリープ強度を有し、且つ靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性に優れた２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼溶着金属の形成に際して、そのクリープ性能の改善手段として本発明者らは、（１）炭化物の析出形態制御、および（２）ミクロ組織制御という着想を得た。
　２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼およびその溶着金属のミクロ組織はベイナイト主体であり、そのクリープ変形挙動は主として、転位の運動と、旧γ粒界および結晶粒内のベイナイトブロック・パケット・ラス境界のすべりが支配的とされている。前者の抑制には転位運動を阻害する微細な炭化物を結晶粒内に分散析出させ、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持することが有効である。一方で、後者の抑制には旧γ粒界におけるすべりを阻害する炭化物の分散析出、およびすべりサイトの低減、すなわちミクロ組織の粗大化が有効である。
　前記の（１）の実現には、結晶粒内に優先的に微細な炭化物を形成する合金元素の添加が有効であり、本願ではＣおよびＶに着目した。さらに、Ｃｒを低減することで、微細な炭化物の析出を促進し、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持するという効果が得られることを見出し、Ｃｒに着目した。
　前記の（２）の実現には、焼入れ性を増加させる合金元素の添加量抑制が有効であり、本願ではＭｎに着目した。
　従来技術においては、本願のようにＣｒの低い範囲でクリープ破断強度が飛躍的に改善する、すなわち、合金元素を低く抑えることでクリープ破断強度を改善したというような知見は一切示唆されていない。
　本発明に係る高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤ（以下、適宜、溶接ワイヤ、あるいは単にワイヤという）は、
　Ｃ：０．１１～０．１８質量％
　Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％
　Ｍｎ：１．００～１．４０質量％
　Ｐ：≦０．０１５質量％
　Ｓ：≦０．０１５質量％
　Ｎｉ：≦０．０７質量％
　Ｃｏ：≦０．０７質量％
　Ｃｒ：２．００～２．３０質量％
　Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％
　Ｔｉ：≦０．０２５質量％
　Ａｌ：≦０．０２５質量％
　Ｖ：０．３３～０．４３質量％
　Ｎｂ：０．０１５～０．０３０質量％
　Ｗ：≦０．０５質量％
　Ｂ：≦０．０００５質量％
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする。
　かかる構成によれば、溶接ワイヤは、所定の成分を所定量含有することで、溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、靭性、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）、耐食性や、溶接作業性が向上する。
　なお、本願でのクリープ破断強度の具体値としては、７０５℃×２４ｈまたは７０５℃×３２ｈの溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）後に、５４０℃／２１０ＭＰａにおけるクリープ破断時間が９００ｈを超えるというものである。また、溶接作業性とは、スラグ剥離性、ビードなじみ性などの観点に基づくものである。
　本発明に係る高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤは、
　ＭｇＯ：２５～４０質量％
　Ａｌ２Ｏ３ ：１３～３０質量％
　ＳｉＯ２ ：３～１５質量％
　金属フッ化物のＦ換算値：３～１５質量％
　金属炭酸塩のＣＯ２ 換算値：３～１５質量％
　Ｃ：≦０．１０質量％
　Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％
　Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％
　Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％
　である焼結フラックスと組合わせて用いることが好ましい。
　かかる構成によれば、溶接ワイヤは、所定の成分を所定量含有する焼結フラックスと組合わせて用いることで、ビード形状が整えられたり、スラグの流動性が向上したり、酸素量がコントロールされたりといった作用を奏する。そのため、溶接金属の性能がさらに向上したものとなる。
　本発明に係る溶接金属は、前記記載の高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤと、前記記載の焼結フラックスとを組合わせて作製した溶接金属であって、
　Ｃ：０．０９～０．１４質量％
　Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％
　Ｍｎ：１．００～１．３０質量％
　Ｐ：≦０．０１５質量％
　Ｓ：≦０．０１５質量％
　Ｎｉ：≦０．０６質量％
　Ｃｏ：≦０．０６質量％
　Ｃｒ：２．００～２．３０質量％
　Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％
　Ｔｉ：≦０．０１０質量％
　Ａｌ：≦０．０１０質量％
　Ｖ：０．３０～０．４０質量％
　Ｎｂ：０．０１２～０．０２２質量％
　Ｗ：≦０．０５質量％
　Ｂ：≦０．０００５質量％
　Ｏ：≦０．０４５質量％
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物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、溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、靭性、耐ＳＲ割れ性、耐食性や、溶接作業性が向上する。
　なお、この溶接金属の化学成分の一部は『ASME Sec.VIII Div.2 3. 4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』に規定される。
　本発明に係る溶接ワイヤによれば、クリープ破断性能、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、室温強度に優れた溶接金属を得ることができる。また、本発明に係る溶接ワイヤによれば、溶接作業性に優れる。
　本発明に係る溶接金属によれば、クリープ破断性能、靭性、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性、室温強度に優れる。
本発明の実施例に用いた溶接試験体の開先形を示す模式図である。 本発明の実施例に用いた溶接試験体の開先形を示す模式図である。 本発明の実施例におけるＰＷＨＴ条件を示すグラフである。 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。 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。 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。 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。 発明の実施例における耐ＳＲ割れ性の評価のＳＲ条件を示すグラフである。
　以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
≪溶接ワイヤ≫
　本発明の溶接ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｂを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
　以下、成分限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．１１～０．１８質量％＞
　Ｃは溶接金属の室温強度、クリープ破断強度、及び靭性を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＣを０．０９～０．１４質量％とするためには，ワイヤ中のＣ量を０．１１～０．１８質量％とする必要がある。
＜Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％＞
　Ｓｉは溶接金属の室温強度を確保し、且つ溶接金属を脱酸するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＳｉ量を０．０５～０．３５質量とするためには、ワイヤ中のＳｉ量も同じく０．０５～０．３５質量％とする必要がある。
＜Ｍｎ：１．００～１．４０質量％＞
　Ｍｎは室温強度を確保し、特に靭性を向上させるために添加される成分である。また、Ｓｉと同様に溶接金属を脱酸する効果も有する。後述する溶接金属中のＭｎ量を１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）とするためには、ワイヤ中のＭｎ量を１．００～１．４０質量％（より好ましくは、下限は１．１５質量％、上限は１．３５質量％）とする必要がある。
＜Ｐ：≦０．０１５質量％、Ｓ：≦０．０１５質量％＞
　Ｐ及びＳは粒界に偏析することで、焼戻脆化特性、耐ＳＲ割れ性を劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＰ量を０．０１５質量％以下、Ｓ量を０．０１５質量％以下とするためには、ワイヤ中のＰ，Ｓ量も同じく、ともに０．０１５質量％以下とする必要がある。
　もちろん、Ｐ，Ｓ以外において不純物であるＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉの低減も同様に焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性の向上に有効である。よって、ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％以下としておくことが好ましい。
＜Ｎｉ：≦０．０７質量％、Ｃｏ：≦０．０７質量％＞
　Ｎｉ，Ｃｏは靭性の向上に有効であるが、クリープ強度の著しい低下をもたらす成分である。後述する溶接金属中のＮｉ量を０．０６質量％以下、Ｃｏ量を０．０６質量％以下とするためには、ワイヤ中のＮｉ，Ｃｏを、ともに０．０７質量％以下とする必要がある。
＜Ｃｒ：２．００～２．３０質量％＞
　ＣｒはＭｏ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の基本成分であり、耐食性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＣｒ量を２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．００質量％、上限は２．２４質量％）とするためには、ワイヤ中のＣｒ量も２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）とする必要がある。
＜Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％＞
　ＭｏはＣｒ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の基本成分であり、室温強度、クリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＭｏ量を０．９０～１．２０質量％とするためには、ワイヤ中のＭｏ量も同じく、０．９０～１．２０質量％とする必要がある。
＜Ｔｉ：≦０．０２５質量％＞
　Ｔｉは僅かに添加するだけで靭性を大きく劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＴｉ量を０．０１０質量％以下とするためには、ワイヤ中のＴｉ量を０．０２５質量％以下とする必要がある。
＜Ａｌ：≦０．０２５質量％＞
　Ａｌは酸化物を形成する成分である。後述する溶接金属中のＡｌを０．０１０質量％以下とするためには、ワイヤ中のＡｌ量を０．０２５質量％以下とする必要がある。
＜Ｖ：０．３３～０．４３質量％＞
　ＶはＣｒ，Ｍｏとともに、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の基本成分であり、室温強度、クリープ破断強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＶ量を０．３０～０．４０質量％とするためには、ワイヤ中のＶ量を０．３３～０．４３質量％とする必要がある。
＜Ｎｂ：０．０１５～０．０３０質量％＞
　Ｎｂは高温強度、クリープ強度を確保するために添加される成分である。後述する溶接金属中のＮｂ量を０．０１２～０．０２２質量％とするためには、ワイヤ中のＮｂ量を０．０１５～０．０３０質量％とする必要がある。
＜Ｗ：≦０．０５質量％＞
　Ｗはクリープ強度の低下を招く成分である。後述する溶接金属中のＷ量を０．０５質量％以下とするためには、ワイヤ中のＷ量を０．０５質量％以下とする必要がある。
＜Ｂ：≦０．０００５質量％＞
　Ｂは数ｐｐｍの添加により耐ＳＲ割れ性を大きく劣化させる成分である。後述する溶接金属中のＢ量を０．０００５質量％以下（より好ましくは０．０００３質量％以下）とするためには、ワイヤ中のＢ量も同じく、０．０００５質量％以下（より好ましくは０．０００３質量％以下）とする必要がある。
＜残部：Ｆｅ及び不可避不純物＞
　溶接ワイヤの残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。前記したように、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉが挙げられる。ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％以下としておくことが好ましい。なお、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ＋１０Ｐｂ＋１０Ｂｉは０．０１５質量％以下であることが好ましい。
≪焼結フラックス≫
　本発明の溶接ワイヤは、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、金属フッ化物のＦ換算値、金属炭酸塩のＣＯ２換算値、Ｃ、「Ｓｉ＋Ｍｎ」、「Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ」、「Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計」を規定した焼結フラックスと組合わせて用いることができる。
　ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂは金属としてのものである。すなわち、例えばＳｉであれば金属Ｓｉであり、「金属Ｓｉ」とは、「純金属Ｓｉ」および「合金Ｓｉ」のうちの一種以上を意味する。他の元素も同様である。
　以下、焼結フラックスの成分限定理由について説明する。
＜ＭｇＯ：２５～４０質量％＞
　ＭｇＯは融点が高く、スラグの凝固を促進しビード形状を整える効果がある。また、酸素量をコントロールする役割もある。ＭｇＯ量が２５質量％未満であると、溶接中の脱酸効果が薄れ溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、ＭｇＯ量が４０質量％を超えると、ビード形状が悪くなるためスラグ剥離性が劣化する。よって、ＭｇＯ量は２５～４０質量％とする。
＜Ａｌ２Ｏ３：１３～３０質量％＞
　Ａｌ２Ｏ３はスラグの流動性を向上させる効果に加え、酸素量をコントロールする役割もある。Ａｌ２Ｏ３量が１３質量％未満であると、溶接ビードと母材とのなじみが悪くなりスラグ巻込みが生じ易くなる。一方、Ａｌ２Ｏ３量が３０質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、Ａｌ２Ｏ３量は１３～３０質量％とする。
＜ＳｉＯ２：３～１５質量％＞
　ＳｉＯ２は流動性を向上させる効果を持つ。ＳｉＯ２量が３質量％未満であると、溶接ビードと母材とのなじみが悪くなりスラグ巻込みが生じ易くなる。一方、ＳｉＯ２量が１５質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、ＳｉＯ２量は３～１５質量％とする。
＜金属フッ化物のＦ換算値：３～１５質量％＞
　金属フッ化物は溶接金属中の酸素量をコントールする効果を有している。金属フッ化物のＦ換算値が３質量％未満であると、溶接金属中の酸素量が増加し溶接中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、金属フッ化物のＦ換算値が１５質量％を超えると、アークが不安定となりビード形状が悪くなるためスラグ剥離性が劣化する。よって、金属フッ化物のＦ換算値は３～１５質量％とする。
＜金属炭酸塩のＣＯ２換算値：３～１５質量％＞
　金属炭酸塩に含まれるＣＯ２は溶接金属中の拡散性水素量をコントールする効果を有している。金属炭酸塩のＣＯ２換算値が３質量％未満であると、溶接金属中の拡散性水素量が増加する。一方、金属炭酸塩のＣＯ２換算値が１５質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加し、溶接金属中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。よって、金属炭酸塩のＣＯ２換算値は３～１５質量％とする。
＜Ｃ：≦０．１０質量％＞
＜Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％＞
＜Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％＞
＜Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％＞
　本願において、本発明の溶接ワイヤで規制された成分についてはフラックスからの積極添加を行わない。その理由は、フラックスから合金線分を添加した場合、溶接条件による歩留まりの変化が大きく、溶接金属の化学成分が設計した成分範囲から外れる可能性が高いためである。したがって、フラックス中のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂは上記の通り規制される。
≪溶接金属≫
　本発明の溶接金属は、前記した溶接ワイヤと、前記した焼結フラックスとを組合わせて作製したものである。
　そして、溶接金属は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｂ，Ｏを所定量含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物である。
　以下、成分限定理由について説明する。
＜Ｃ：０．０９～０．１４質量％＞
　Ｃは溶接金属の靭性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。Ｃの主な役割は、以下の２つである。
（１）ベイナイト変態温度を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる。
（２）Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂなどの炭化物を形成し、特にこれらの元素と“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を大きく向上させる。
　Ｃ量が０．０９質量％未満となると、ベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度も低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。よって、Ｃ量は０．０９～０．１４質量％とする。
　ところで、ＭｎはＣに次いでベイナイト変態温度を下げる元素であるので、『Ｍｎはベイナイト変態点を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる』という点、さらに『Ｍｎ添加はクリープ強度の低下を招く』という点で、靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣの最適量と密接に関係する。
　すなわち、Ｍｎ量が１．００質量％未満であると、Ｃ量を０．０９～０．１４質量％としてもベイナイト変態温度の低下が十分でなく、微細組織を得られないため靭性が低値となる。一方、溶接金属のＭｎ量が１．３０質量％を超えると、Ｃ量を０．０９～０．１４質量％としてもＭｎの影響でクリープ破断強度が急激に劣化する。なお、Ｍｎのより好ましい範囲は、１．０５～１．２８質量％である。
　また、Ｃｒは２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ溶接金属中に最も多く含まれる炭化物形成元素であるので、『Ｃｒは“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を大きく向上させる』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣの最適値と密接に関係する。本発明者らの研究で、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼溶接金属においては、『Ｃｒの低下は微細な炭化物の析出を助長させ、Ｃｒの増加は粗大な炭化物の析出を助長させる』ことが明らかとなった。
　すなわち、Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、Ｃ量を０．０９～０．１４質量％としても微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、Ｃ量を０．０９～０．１４質量％としても析出する炭化物のサイズが大きくなるので十分なクリープ破断強度を確保できない。なお、Ｃｒのより好ましい範囲は、２．００～２．２４質量％である。
　すなわち、Ｃ：０．０９～０．１４質量％は、溶接金属のＭｎ：１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）かつＣｒ：２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）が満たされる場合においてのみ、“靭性とクリープ破断強度の両立”という格段に優れた効果を発揮するものである。
＜Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％＞
　Ｓｉは溶接金属の室温強度を確保し、且つ溶接金属を脱酸するために添加される成分である。Ｓｉ量が０．０５質量％未満であると、溶接金属の強度が低下する。また溶接金属中の酸素量が増加し溶接中に酸化物が増えるため靭性が劣化する。一方、Ｓｉ量が０．３５質量％を超えると焼戻脆化特性が劣化する。
　このような理由により、溶接金属のＳｉ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．０５～０．３５質量％に規定されており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｓｉ量は０．０５～０．３５質量％とする。
＜Ｍｎ：１．００～１．３０質量％＞
　Ｍｎは室温強度を確保し、Ｓｉと同様に溶接金属を脱酸する効果も有する。また、先述のようにＭｎは『ベイナイト変態温度を低下させて微細組織を形成する』という点で靭性確保に重要な役割を果たす。さらにＮｉやＣｏと同じくクリープ破断強度の低下を招き、焼戻脆化特性を劣化させる元素でもある。Ｍｎ量が１．００質量％未満であると、ベイナイト変態温度が高いため組織が粗大化し、靭性が低値となる。一方、Ｍｎが１．３０質量％を超えると、クリープ破断強度の劣化が生じ、さらには焼戻脆化特性も劣化する。よって、Ｍｎ量は１．００～１．３０質量％とする。なお、Ｍｎ量の好ましい範囲の下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％である。
　ところで、ＣはＭｎ以上にベイナイト変態温度の低下に寄与する元素であるので、『Ｃはベイナイト変態点を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる』という点で、さらに『Ｃは合金元素とともに微細炭化物として析出した場合にのみクリープ強度の向上に大きく寄与する』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＭｎの最適量と密接に関係する。
　すなわち、Ｃ量が０．０９質量％未満であると、Ｍｎ量を１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）としてもベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度も低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、Ｍｎ量を１．００～１．３０質量％（より好ましくは下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）としても、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。
　また、Ｃｒは２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ溶接金属中に最も多く含まれる炭化物形成元素であるので、『Ｃｒは“微細な炭化物”を形成した場合にのみクリープ破断強度を向上させる』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＭｎの最適値と密接に関係する。先述の通り、本発明者らの研究により『Ｃｒの低下は微細な炭化物の析出を助長させ、Ｃｒの増加は粗大な炭化物の析出を助長させる』ことが明らかになっている。
　すなわち、Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、Ｍｎ量を１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）としても微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、Ｍｎ量を１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）としても炭化物のサイズが大きくなるので十分なクリープ破断強度を確保できない。なお、Ｃｒのより好ましい範囲は，２．００～２．２４質量％である。
　すなわち、Ｍｎ：１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）は、溶接金属のＣ：０．０９～０．１４質量％かつＣｒ：２．００～２．３０質量％（より好ましくはＣｒ量の下限は２．０５質量％、Ｃｒ量の上限は２．２４質量％）が満たされる場合においてのみ、“靭性とクリープ破断強度の両立”という格段に優れた効果を発揮するものである。
＜Ｐ：≦０．０１５質量％、Ｓ：≦０．０１５質量％＞
　Ｐ及びＳは粒界に偏析することで、焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性を劣化させる成分である。Ｐ量が０．０１５質量％を超えると、あるいは、Ｓ量が０．０１５質量％を超えると、粒界脆化によって焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性が劣化する。このような理由により、溶接金属のＰ、Ｓ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．０１５質量％に規定されており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｐ量は０．０１５質量％以下、Ｓ量は０．０１５質量％以下とする。
　もちろん、Ｐ，Ｓ以外において不純物であるＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉの低減も同様に焼戻脆化特性、ＳＲ割れ感受性の向上に有効である。溶接金属のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％未満としておくことが好ましい。
＜Ｎｉ：≦０．０６質量％、Ｃｏ：≦０．０６質量％＞
　Ｎｉ，Ｃｏはオーステナイト形成元素であり、Ｍｎと同様にクリープ破断強度の低下をもたらす成分である。Ｎｉ量が０．０６質量％を超えると、あるいは、Ｃｏ量が０．０６質量％を超えると、クリープ破断強度が低下する。よって、Ｎｉ量は０．０６質量％以下、Ｃｏ量は０．０６質量％以下とする。
＜Ｃｒ：２．００～２．３０質量％＞
　ＣｒはＭｏ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の基本成分であり、耐食性、室温強度及びクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。本発明者らの研究により，Ｃｒはそれ自体が炭化物を形成するのみでなく、後述するＶやＮｂからなる微細な炭化物の析出形態に影響を及ぼすことが分かった。即ち，Ｃｒを低減することで、微細な炭化物の析出を促進し、尚且つ、それを高温長時間に渡り維持するという効果が得られることを見出した。
　Ｃｒ量が２．００質量％未満であると、微細炭化物の析出量が多すぎるため、過度の硬化を招き、靭性が低下する。一方、Ｃｒ量が２．３０質量％を超えると、高温での保持中に炭化物の粗大化が進行するので十分なクリープ破断強度を確保できない。よって、Ｃｒ量は２．００～２．３０質量％とする。なお、Ｃｒ量の好ましい範囲の下限は、２．０５質量％、上限は２．２４質量％である。
　ところで、『Ｃは微細炭化物として析出した場合にのみクリープ強度の向上に大きく寄与する』という点で、靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣｒの最適量と密接に関係する。
　すなわち、Ｃ量が０．０９質量％未満であると、Ｃｒ量を２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）としてもベイナイト変態温度が高くなるためベイナイト組織が粗大になり靭性が低値となる。また、微細炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度が低下する。さらに焼戻脆化特性が低下する。一方、Ｃ量が０．１４質量％を超えると、Ｃｒ量を２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）としても、析出する炭化物のサイズが大きくなるので靭性の低下を招く。
　また、『Ｍｎはベイナイト変態点を低下させることで微細組織を形成し、靭性を向上させる』という点、さらに『Ｍｎ添加はクリープ強度の低下を招く』という点で靭性とクリープ破断強度を両立させるためのＣｒの最適量と密接に関係する。
　すなわち、溶接金属のＭｎ量が１．００質量％未満であると、Ｃｒ量を２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）としてもベイナイト変態温度の低下が十分でなく、微細組織を得られないため靭性が低値となる。一方、溶接金属のＭｎ量が１．３０質量％を超えると、Ｃｒ量を２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）としてもＭｎの影響でクリープ破断強度が急激に劣化する。なお、Ｍｎのより好ましい範囲は、１．０５～１．２８質量％である。
　すなわち、Ｃｒ：２．００～２．３０質量％（より好ましくは、下限は２．０５質量％、上限は２．２４質量％）は、溶接金属のＣ：０．０９～０．１４質量％かつＭｎ：１．００～１．３０質量％（より好ましくは、下限は１．０５質量％、上限は１．２８質量％）が満たされる場合においてのみ、“靭性とクリープ破断強度の両立”という格段に優れた効果を発揮するものである。
＜Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％＞
　ＭｏはＣｒ，Ｖとともに、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の基本成分であり、炭化物を形成することで、室温強度及びクリープ破断強度の確保に寄与している。Ｍｏ量が０．９０質量％未満では、炭化物の析出が十分でなく室温強度・クリープ強度が不足する。一方、Ｍｏ量が１．２０質量％を超えると微細な炭化物が増え硬度が過度に上昇するので靭性が劣化する。このような理由により、溶接金属のＭｏ量は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．９０～１．２０質量％に規定さており、この範囲を外れる成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｍｏ量は０．９０～１．２０質量％とする。
＜Ｔｉ：≦０．０１０質量％＞
　Ｔｉは微細な炭・窒化物を形成する。Ｔｉ量が０．０１０質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が劣化する。また、焼戻脆化特性が低下する。よって、Ｔｉ量は０．０１０質量％以下とする。
＜Ａｌ：≦０．０１０質量％＞
　Ａｌは溶接金属中で酸化物を形成する。Ａｌ量が０．０１０質量％を超えると粗大が増えるので靭性が劣化する。よって、Ａｌ量は０．０１０質量％以下とする。
＜Ｖ：０．３０～０．４０質量％＞
　ＶはＣｒ，Ｍｏとともに、高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼の基本成分であり、炭化物を形成することで、室温強度及びクリープ破断強度の確保に寄与している。Ｖ量が０．３０質量％未満では炭化物の析出量が十分でなく、クリープ破断強度が不足する。一方、Ｖ量が０．４０質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が低下し、ＳＲ割れ感受性も劣化する。このような理由により、溶接金属のＶ量上限は『ASME Sec. VIII Div.2 3.4. Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2』において０．４０質量％に規定さており、この範囲を超える成分系は所定の性能が得られず使用できない。よって、Ｖ量は０．３０～０．４０質量％とする。
＜Ｎｂ：０．０１２～０．０２２質量％＞
　Ｎｂは微細な炭化物を形成する傾向が強く、特にクリープ破断強度を確保するために添加される成分である。Ｎｂ量が０．０１２質量％未満では炭化物の析出量が十分でなくクリープ破断強度が不足する。一方、Ｎｂ量が０．０２２質量％を超えると微細な炭化物が増えるため硬度が過度に上昇するので靭性が低下し、ＳＲ割れ感受性も劣化する。よって、Ｎｂ量は０．０１２～０．０２２質量％とする。
＜Ｗ：≦０．０５質量％＞
　Ｗはクリープ強度の低下を招く成分である。Ｗ量が０．０５質量％を超えると析出する炭化物が大きくなるためクリープ破断強度が低下する。よって、Ｗ量は０．０５質量％以下とする。
＜Ｂ：≦０．０００５質量％＞
　Ｂ量は数ｐｐｍの添加により耐ＳＲ割れ性を大きく劣化させる成分である。Ｂ量が０．０００５質量％を超えると耐ＳＲ割れ性が著しく低下する。よって、Ｂ量は０．０００５質量％以下とする。なお、Ｂの好ましい範囲は０．０００３質量％以下である。
＜Ｏ：≦０．０４５質量％＞
　溶接金属中の酸素は酸化物として存在する。Ｏ量が０．０４５質量％を超えると溶接金属中の酸化物が多くなるため靭性が低下する。先行特許である特開平８－１５０４７８号公報では溶接金属酸素量を０．０３５～０．０６５質量％に制御することで耐ＳＲ割れ性を確保しているが、本願では溶接金属のＢの低減により耐ＳＲ割れ性を確保しているので、そのような規制は必要ない。よって、Ｏ量は０．０４５質量％以下とする。
＜残部：Ｆｅ及び不可避不純物＞
　溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物である。前記したように、不可避不純物として、例えば、Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉが挙げられる。ワイヤ中のＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ量はそれぞれ０．００５質量％以下、Ｐｂ，Ｂｉ量はそれぞれ０．０００１質量％未満としておくことが好ましい。なお、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓ＋１０Ｐｂ＋１０Ｂｉは０．０１５質量％以下であることが好ましい。
　なお、施工時の入熱の大小は溶接金属の粗粒部（原質部）、細粒部（再熱部）の割合に影響を及ぼす。施工時の入熱は１８～４２ｋＪ／ｃｍとするのが好ましい。これは、入熱が１８ｋＪ／ｃｍ未満であると、溶接金属全体に占める細粒部（再熱部）の割合が多くなるので靭性が向上する反面、クリープ強度が低下傾向を示すためである。一方、入熱が４２ｋＪ／ｃｍを超えると、溶接金属全体に占める粗粒部（原質部）の割合が多くなり、良好なクリープ破断強度を示す反面、靭性が劣化傾向を示すためである。
　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。
［溶接ワイヤの化学成分］
　まず、本願の実施例で用いた溶接ワイヤの化学組成を表１、２に示す。また、フラックスの化学組成を表３に示す。なお、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
［溶接条件］
　本願の実施例に用いた溶接試験体の開先形状を図１Ａ、図１Ｂに示す。試験板にはＡＳＴＭ Ａ５４２ＴｙｐｅＤ 鋼などの２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼や、開先面を供試材で２～３層程度バタリング溶接を実施したＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４９０Ａ鋼などの炭素鋼を用いても良い。何れの試験板を用いても試験結果は同一であるから、本願の実施例においては共金系であるＡＳＴＭ Ａ５４２ＴｙｐｅＤ 鋼を用いた。溶接長は７００ｍｍ～１０００ｍｍとして１層２パスの振り分け溶接を実施し、その積層数は６～８層仕上げとした。
　次に、溶接試験時の溶接条件を表４に示す。サブマージアーク溶接ワイヤを用いた溶接時の電源極性はＡＣ、もしくはＤＣＥＰが一般的である。しかしながら、本願における溶接試験では何れの電源極性を用いても溶着金属の性能は同等であったので、実施例中には全てＡＣ電源による試験結果を記載した。さらに、溶接姿勢は下向として溶接試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
［溶接作業性］
　表４に示す溶接条件下で溶接試験を実施した際の溶接作業性を官能的に評価した。第一に、「スラグ剥離性」について、スラグ剥離が容易なものを「良い」、困難なものを「悪い」と評価した。第二に、「ビードなじみ性」について、ビード止端へのスラグ巻き込み傾向が弱いものを「なし」、強いものを「あり」と評価した。
　これらの結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示すように、Ｎｏ．２０はフラックスのＭｇＯが上限値を超え、ＳｉＯ２が下限値未満のため、溶接作業性の評価が悪かった。Ｎｏ．２２はフラックスのＡｌ２Ｏ３下限値未満であり、金属フッ化物のＦ換算値が上限値を超えるため、溶接作業性の評価が悪かった。
　次に、溶接金属の化学組成を表６、７に示す。なお、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
［溶接金属の化学成分測定］
　化学成分測定用の試料は、Ａｓ－Ｗｅｌｄ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，Ｓ）、不活性ガス融解－熱伝導度法（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、７に示す。
［ＰＷＨＴ］
　溶接試験材に施工した各種ＰＷＨＴ条件を図２に示す。ＰＷＨＴの強弱はＬａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ（ラーソン・ミラー）の熱処理パラメータ（以下［Ｐ］と略記）の概念を導入することで、定量化することができる。［Ｐ］は下式１にて表され、式中のＴはＰＷＨＴ温度（℃）、ｔはＰＷＨＴ時間（ｈ）を表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　すなわち、ＰＷＨＴ温度が高いほど、また、ＰＷＨＴ時間が長いほど［Ｐ］が大きくなり、溶着金属はより焼きなまされる。特に、Ｃｒ－Ｍｏ鋼に代表される低合金耐熱鋼の強度を確保するのに大きな役割を果たす炭窒化物の凝集・粗大化が進行するため、その強度は低下する。一方で、［Ｐ］が大きくなり、溶着金属の強度が低下することでその靭性は反比例的に向上する。しかしながら、炭窒化物の凝集・粗大化が過剰に進行すると、これら粗大炭窒化物が脆性破壊の起点として作用し、逆に靭性が劣化する場合もある。また、強度および靭性の増減傾向は［Ｐ］に対してほぼ線形的であり、クリープ破断強度に代表される高温強度も同様の傾向を示す。
　本願で対象とするＰＷＨＴ条件は（１）７０５（±１５）℃×８（±１）ｈ、（２）７０５（±１５）℃×２４（±１）ｈ、および（３）７０５（±１５）℃×３２（±１）ｈであり、その［Ｐ］の範囲はそれぞれ（１）２０.０７～２０．８１、（２）２０．５７～２１．２５および（３）２０．７０～２１．３７となる。
　また、溶着金属の焼戻脆化特性を評価するに際しては、後述のStep cooling（ステップクーリング（Ｓ．Ｃ．）、図３）と呼ばれる、特殊な脆化促進熱処理を施した試験材を用いた。
　ここで、
　ＰＷＨＴ（７０５℃×８ｈ）：シャルピー衝撃試験（図２の（ａ）条件）
　ＰＷＨＴ（７０５℃×８ｈ）＋Ｓ.Ｃ.：シャルピー衝撃試験（焼戻脆化特性評価用）
　ＰＷＨＴ（７０５℃×２４ｈ）：クリープ破断試験（図２の（ｂ）条件）
　ＰＷＨＴ（７０５℃×３２ｈ）：クリープ破断試験、室温強度試験（図２の（ｃ）条件）
　である。
＜ステップクーリング＞
　次に、ステップクーリングについて説明する。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５２３℃まで冷却して２４時間保持、さらに同冷却速度で４９５℃まで冷却して６０時間保持した。次に、冷却速度３℃／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、この処理において、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。
［靭性・焼戻脆化特性（シャルピー衝撃試験）］
　溶着金属の靭性・焼戻脆化特性を評価するに際して、ＰＷＨＴ条件を７０５℃×８ｈ、および７０５℃×８ｈ＋ステップクーリングとした両試験材からＩＳＯ １４８－１準拠の２ｍｍ－Ｖノッチのシャルピー衝撃試験片を採取し、２０、０、－１８、－３０、－５０、－７０、－９０℃の各温度で３本ずつシャルピー衝撃試験を実施した。次に、各温度における試験値を潤滑に通過する相互の遷移曲線から、５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（以下ｖＴｒ５４およびｖＴｒ’５４と表記）を決定、ステップクーリングによるｖＴｒ５４の変動量（＝ｖＴｒ’５４－ｖＴｒ５４、以下ΔｖＴｒ５４と表記）を脆化量として算出した。
　溶接金属の焼戻脆化感受性はｖＴｒ５４、およびΔｖＴｒ５４の両者から総合的に判断される。ここで、ｖＴｒ５４にΔｖＴｒ５４を３倍した値を加えた値（＝ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４）を焼戻脆化特性値と定義した。これは、ステップクーリングが加速試験であり、実機稼動年数が数十年であることを考慮し、実機溶着金属においてはステップクーリングによる脆化量の３倍の脆化を起こすものと見なし、長期間の稼動を経た溶着金属が５４Ｊを示すシャルピー遷移温度を概算するためのもので、ΔｖＴｒ５４の係数（本願の場合、３）も、クリープ性能と同じく、１．５→２．０→２．５→３．０と年々厳化する傾向にあり、係数３は実質至近の要求において最も厳しいものである。脆化量（＝ΔｖＴｒ５４）が小さくても、ｖＴｒ５４が大きい場合はｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４も大きくなるため、高位に安定した溶接品質が求められる当該溶着金属の適用箇所として好ましくない。一方、ＰＷＨＴ後の靭性（＝ｖＴｒ５４）が優れていても、脆化量（＝ΔｖＴＲ５４）が大きい場合はやはりｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４が大きくなり、同様の理由で好ましくない。
　本実施例において、靭性は－３０℃における衝撃値の３点平均（以下ｖＥ－３０℃と表記）が７０Ｊ以上のものを◎、５４Ｊ以上７０Ｊ未満のものを○、５４Ｊ未満のものを×と評価した。
　焼戻脆化特性値に関しては、ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４が－１０℃未満のものを◎、－１０℃以上１０℃以下のものを○、１０℃を超えるものを×と評価した。
　ここで、
　ｖＴｒ５４：ＰＷＨＴ後に５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（℃）
　ｖＴｒ’５４：ＰＷＨＴ＋ステップクーリング後に５４Ｊを示すシャルピー遷移温度（℃）
　ΔｖＴｒ５４（＝ｖＴｒ’５４－ｖＴｒ５４）：ステップクーリングによる脆化量（℃）
　ｖＴｒ５４＋３ΔｖＴｒ５４：焼戻脆化特性（℃）
　である。
［クリープ破断試験］
　ＰＷＨＴ条件を７０５℃×２４ｈおよび７０５℃×３２ｈとしたそれぞれの溶接試験材よりＩＳＯ ２０４準拠のクリープ破断試験片を（径：１３ｍｍ，Ｇ．Ｌ．＝６５ｍｍ）採取し、試験温度を５４０℃、負荷応力を２１０ＭＰａとしてクリープ破断試験を実施し、その破断時間を調査した。本実施例において、７０５℃×２４ｈのＰＷＨＴ後に破断時間（以下Ｔｒと表記）が１０００ｈを超えるものを◎、１０００ｈ以下９００ｈ以上のものを○、９００ｈ未満のものを×と評価した。なお、表中、「－」は試験を実施していないことを示す。また、２つの試験材で試験を実施したものについては、両方が１０００ｈを超えるもの、あるいは、いずれか一方が１０００ｈを超え、他方が１０００ｈ以下９００ｈ以上のものを◎とした。
［耐ＳＲ割れ性評価試験（リング割れ試験）］
　Ｃｒ－Ｍｏ鋼を初めとした低合金耐熱鋼製圧力容器の製作時には、ＰＷＨＴの施工以前に、製作中の構造物の残留応力低減を主たる目的として、しばしばＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ ｒｅｌｉｅｆ：応力除去焼鈍）が施工される。このＳＲ時に旧γ粒界において発生するのがＳＲ割れである。ＳＲ割れは、ＳＲによる結晶粒内における炭化物の析出、および旧γ粒界における不純物の偏析の二者が重畳することによって結晶粒内と旧γ粒界界面に過剰な強度差が生じ、相対的に弱化した旧γ粒界が残留応力に抗し切れなくなることで発生する。
　本願における溶着金属の耐ＳＲ割れ性評価には、リング割れ試験と呼ばれる試験方法を適用した。Ｕ溝（Ｕノッチ）およびスリット（スリット幅：０．５ｍｍ）を有したリング状試験片を溶接したままの溶接試験材の図４Ａに示す位置（＝Ｕノッチ直下が最終パス原質部となる位置）より採取した。試験数は２個である。試験片の形状を図４Ｂに示す。
　図４Ｃに示すように、スリットを約０．０５ｍｍまでかしめた状態でスリットをＴＩＧ溶接して、Ｕ溝直下に残留応力を負荷した。次に、ＴＩＧ溶接後の試験片に図５に示す条件のＳＲ（６２５℃×１０ｈ）を実施した後、図４Ｄに示すように、試験片を長手方向に３分割し、各断面のノッチ直下を観察して、旧γ粒界におけるＳＲ発生の有無を観察した。観察を行なった６断面（＝観察面３×試験数２）中、ＳＲ割れの発生が見られないものを「なし」、ＳＲ割れ発生個数が１断面以上のものを「あり」と評価した。
［拡散水素量］
　拡散性水素量は、溶接金属の拡散性水素の測定方法を規定したＡＷＳＡ４.３に準拠して測定した。４ｍｌ / １００ｇ以下のものを◎、４ｍｌ / １００ｇを超えるものを×と評価した。
［室温強度］
　室温強度は、ＰＷＨＴ条件を７０５℃×３２ｈとしたそれぞれの溶接試験材よりＩＳＯ６８９２準拠引張り試験片を（径：１０ｍｍ，Ｇ．Ｌ．＝５０ｍｍ）採取し、引張強さを求めた。６２０ＭＰａ以上６６０ＭＰa以下のものを◎、６２０ＭＰａ未満または６６０ＭＰaを超えるものを○と評価した。
　これらの結果を表８、９に示す。また、溶接金属の各種機械試験方法を表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表８、９に示すように、Ｎｏ．１～１４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．１５～３５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．１５は、溶接金属のＣ含有量が下限値未満のため、靭性、焼戻脆化特性、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．１６は、溶接金属のＣ含有量が下限値未満であり、Ｏ含有量が上限値を超え、また、フラックスのＡｌ２Ｏ３、金属炭酸塩のＣＯ２換算値が上限値を超え、金属フッ化物のＦ換算値が下限値未満のため、靭性、焼戻脆化特性、クリープ破断性能の評価が悪かった。
　Ｎｏ．１７は、溶接金属のＣ含有量が上限値を超えるため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．１８は、溶接金属のＣ含有量、Ｏ含有量が上限値を超えるため、また、フラックスのＳｉＯ２が上限値を超え、ＭｇＯが下限値未満のため、靭性の評価が悪かった。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、焼戻脆化特性が悪く、Ｂ含有量が上限値を超えるため耐ＳＲ割れ性が低下した。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能が低下した。
　Ｎｏ．１９は、溶接金属のＭｎ含有量が下限値未満であるため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．２０は、溶接作業性不良のため、機械試験は実施しなかった。Ｎｏ．２１は、溶接金属のＭｎ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、脆化量（ΔｖＴｒ５４Ｊ）が大きかった。なお、Ｍｎの影響でΔは大きくなるが、ｖＴｒ５４が十分に低いので、焼戻脆化は◎となっている。
　Ｎｏ．２２は、溶接作業性不良のため、機械試験は実施しなかった。また、拡散性水素量が多かった。Ｎｏ．２３は、溶接金属のＮｉ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．２４は、溶接金属のＣｏ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。
　Ｎｏ．２５は、溶接金属のＣｒ含有量が下限値未満のため、靭性の評価が悪かった。Ｎｏ．２６は、溶接金属のＣｒ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。Ｎｏ．２７は、溶接金属のＭｎ含有量、Ｃｒ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。また、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、脆化量（ΔｖＴｒ５４Ｊ）が大きかった。なお、Ｍｎの影響でΔは大きくなるが、ｖＴｒ５４が十分に低いので、焼戻脆化は◎となっている。Ｎｏ．２８は、溶接金属のＴｉ含有量が上限値を超えるため、靭性、焼戻脆化特性の評価が悪かった。
　Ｎｏ．２９は、溶接金属のＡｌ含有量が上限値を超えるため、靭性の評価が悪かった。ＮＯ．３０は、溶接金属のＶ含有量が下限値未満のため、クリープ破断性能の評価が悪かった。ＮＯ．３１は、溶接金属のＶ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐ＳＲ割れ性の評価が悪かった。
　ＮＯ．３２は、溶接金属のＮｂ含有量が下限値未満のため、クリープ破断性能の評価が悪かった。ＮＯ．３３は、溶接金属のＮｂ含有量が上限値を超えるため、靭性、耐ＳＲ割れ性の評価が悪かった。ＮＯ．３４は、溶接金属のＷ含有量が上限値を超えるため、クリープ破断性能の評価が悪かった。ＮＯ．３５は、溶接金属のＢ含有量が上限値を超えるため、耐ＳＲ割れ性の評価が悪かった。
　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 (3)

  1. 　Ｃ：０．１１～０．１８質量％
    　Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％
    　Ｍｎ：１．００～１．４０質量％
    　Ｐ：≦０．０１５質量％
    　Ｓ：≦０．０１５質量％
    　Ｎｉ：≦０．０７質量％
    　Ｃｏ：≦０．０７質量％
    　Ｃｒ：２．００～２．３０質量％
    　Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％
    　Ｔｉ：≦０．０２５質量％
    　Ａｌ：≦０．０２５質量％
    　Ｖ：０．３３～０．４３質量％
    　Ｎｂ：０．０１５～０．０３０質量％
    　Ｗ：≦０．０５質量％
    　Ｂ：≦０．０００５質量％
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤ。
  2. 　ＭｇＯ：２５～４０質量％
    　Ａｌ２Ｏ３ ：１３～３０質量％
    　ＳｉＯ２：３～１５質量％
    　金属フッ化物のＦ換算値：３～１５質量％
    　金属炭酸塩のＣＯ２換算値：３～１５質量％
    　Ｃ：≦０．１０質量％
    　Ｓｉ＋Ｍｎ：≦３．０質量％
    　Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｗ：＜１．０質量％
    　Ｂとボロン酸化物のＢ換算値との合計：＜０．１０質量％
    　である焼結フラックスと組合わせて用いることを特徴とする請求項１に記載の高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤ。
  3. 　請求項１に記載の高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤと、請求項２に記載の焼結フラックスとを組合わせて作製した溶接金属であって、
    　Ｃ：０．０９～０．１４質量％
    　Ｓｉ：０．０５～０．３５質量％
    　Ｍｎ：１．００～１．３０質量％
    　Ｐ：≦０．０１５質量％
    　Ｓ：≦０．０１５質量％
    　Ｎｉ：≦０．０６質量％
    　Ｃｏ：≦０．０６質量％
    　Ｃｒ：２．００～２．３０質量％
    　Ｍｏ：０．９０～１．２０質量％
    　Ｔｉ：≦０．０１０質量％
    　Ａｌ：≦０．０１０質量％
    　Ｖ：０．３０～０．４０質量％
    　Ｎｂ：０．０１２～０．０２２質量％
    　Ｗ：≦０．０５質量％
    　Ｂ：≦０．０００５質量％
    　Ｏ：≦０．０４５質量％
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物であることを特徴とする溶接金属。
PCT/JP2013/084687 2013-02-04 2013-12-25 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 WO2014119197A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201380071696.0A CN104955607B (zh) 2013-02-04 2013-12-25 高强度2.25Cr‑1Mo‑V钢用埋弧焊丝及焊接金属
KR1020157020943A KR101840914B1 (ko) 2013-02-04 2013-12-25 고강도 2.25Cr-1Mo-V강용 서브머지드 아크 용접 와이어 및 용접 금속
EP13873611.1A EP2952285A4 (en) 2013-02-04 2013-12-25 UNDERPULSE WELDING WIRE FOR HIGH-WALL 2.25CR-1MO-V STEEL AND WELDING METAL

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-019562 2013-02-04
JP2013019562A JP6097087B2 (ja) 2013-02-04 2013-02-04 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の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014119197A1 true WO2014119197A1 (ja) 2014-08-07

Family

ID=51261921

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2013/084687 WO2014119197A1 (ja) 2013-02-04 2013-12-25 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

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP2952285A4 (ja)
JP (1) JP6097087B2 (ja)
KR (1) KR101840914B1 (ja)
CN (1) CN104955607B (ja)
WO (1) WO2014119197A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017038975A1 (ja) * 2015-09-04 2017-03-09 株式会社神戸製鋼所 サブマージアーク溶接用ワイヤ
CN107949455A (zh) * 2015-09-04 2018-04-20 株式会社神户制钢所 埋弧焊用焊丝

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105385821B (zh) * 2015-10-21 2017-09-12 苏州雷格姆海洋石油设备科技有限公司 一种用于深海中高温高压环境下的设备零件的原料生产方法
CN106399842A (zh) * 2016-12-02 2017-02-15 武汉钢铁股份有限公司 一种耐热钢用埋弧焊丝用钢及生产方法
JP2018187640A (ja) * 2017-05-01 2018-11-29 株式会社神戸製鋼所 アーク溶接方法及び溶接ワイヤ
CN107081538A (zh) * 2017-05-12 2017-08-22 天长市通联焊业有限公司 一种高强度耐腐蚀焊丝
JP6832830B2 (ja) * 2017-10-25 2021-02-24 株式会社神戸製鋼所 サブマージアーク溶接用フラックス入りワイヤ及びサブマージアーク溶接用材料
CN109093287A (zh) * 2018-09-29 2018-12-28 四川西冶新材料股份有限公司 一种2.25Cr-1Mo-0.25V钢交流埋弧焊接用焊丝及焊剂
CN113319469B (zh) * 2021-06-30 2022-09-02 桂林航天工业学院 高强度耐热钢气体保护焊丝及其制备方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01271096A (ja) 1988-04-20 1989-10-30 Nippon Steel Corp Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法
JPH0284293A (ja) * 1988-06-14 1990-03-26 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法
JPH03258490A (ja) 1990-03-08 1991-11-18 Nippon Steel Corp Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法
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
WO2010066981A1 (fr) * 2008-12-09 2010-06-17 L'air Liquide Societe Anonyme Pour L'etude Et L'exploitation Des Procedes Georges Claude Flux et fil pour le soudage à l'arc submergé des aciers crmov
WO2012070524A1 (ja) * 2010-11-24 2012-05-31 株式会社神戸製鋼所 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
WO2012108517A1 (ja) * 2011-02-09 2012-08-16 株式会社神戸製鋼所 クリープ特性に優れた溶接金属
WO2012124529A1 (ja) * 2011-03-11 2012-09-20 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

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3747237B2 (ja) * 2000-05-01 2006-02-22 株式会社神戸製鋼所 耐熱鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
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
JP4386364B2 (ja) * 2005-07-07 2009-12-16 株式会社日立製作所 蒸気タービン用配管とその製造法及びそれを用いた蒸気タービン用主蒸気配管と再熱配管並びに蒸気タービン発電プラント

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01271096A (ja) 1988-04-20 1989-10-30 Nippon Steel Corp Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法
JPH0284293A (ja) * 1988-06-14 1990-03-26 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法
JPH03258490A (ja) 1990-03-08 1991-11-18 Nippon Steel Corp Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法
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
WO2010066981A1 (fr) * 2008-12-09 2010-06-17 L'air Liquide Societe Anonyme Pour L'etude Et L'exploitation Des Procedes Georges Claude Flux et fil pour le soudage à l'arc submergé des aciers crmov
WO2012070524A1 (ja) * 2010-11-24 2012-05-31 株式会社神戸製鋼所 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
WO2012108517A1 (ja) * 2011-02-09 2012-08-16 株式会社神戸製鋼所 クリープ特性に優れた溶接金属
WO2012124529A1 (ja) * 2011-03-11 2012-09-20 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

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2952285A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017038975A1 (ja) * 2015-09-04 2017-03-09 株式会社神戸製鋼所 サブマージアーク溶接用ワイヤ
CN107949455A (zh) * 2015-09-04 2018-04-20 株式会社神户制钢所 埋弧焊用焊丝

Also Published As

Publication number Publication date
CN104955607A (zh) 2015-09-30
EP2952285A4 (en) 2016-06-22
JP6097087B2 (ja) 2017-03-15
JP2014147971A (ja) 2014-08-21
KR20150103250A (ko) 2015-09-09
CN104955607B (zh) 2018-03-09
KR101840914B1 (ko) 2018-03-21
EP2952285A1 (en) 2015-12-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6097087B2 (ja) 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の製造方法
US8137613B2 (en) Austenitic stainless steel welded joint and austenitic stainless steel welding material
JP4835771B1 (ja) Ｎｉ基耐熱合金用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
US10233523B2 (en) Carburization resistant metal material
JP6920420B2 (ja) オーステナイト系ステンレス厚鋼板およびその製造方法
CN111344427B (zh) 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法
JP4835770B1 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料ならびにそれを用いてなる溶接金属および溶接継手
JPWO2019070000A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属および溶接構造物
JP5928726B2 (ja) 被覆アーク溶接棒
JPWO2020203335A1 (ja) 極低温用高強度溶接継手の製造方法
JP2017202494A (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接金属およびそれを有する溶接継手
JPWO2020203334A1 (ja) Ｔｉｇ溶接用溶加材
JP6235402B2 (ja) 強度、靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属
KR102506230B1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스강
JP6965938B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属および溶接構造物
JP6795038B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金およびそれを用いた溶接継手
JP6638552B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
JPH0796390A (ja) ９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用ワイヤ
JP6638551B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接金属およびそれを有する溶接継手
JP7360032B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接継手
JP6181947B2 (ja) 溶接金属

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13873611

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2013873611

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2013873611

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157020943

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE