WO2015159806A1 - 強度、靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属 - Google Patents

強度、靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属 Download PDF

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喜臣 岡崎
秀徳 名古
山下　賢
和也 井海
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Definitions

  • the present invention relates to a weld metal excellent in SR cracking resistance in which intergranular cracking during annealing is suppressed during strength, toughness, and stress relief (hereinafter abbreviated as SR).
  • Cr-Mo steel and its weld metal parts used in boilers, chemical reaction vessels, etc. are used in high-temperature and high-pressure environments. Therefore, they are required to have excellent strength and toughness and SR crack resistance.
  • Patent Document 1 among carbides precipitated in prior austenite grains, when reducing the amount of fine MC type carbides such as TiC and increasing the amount of fine M 2 C type carbides containing Ti, toughness and It is described that it is possible to obtain a weld metal of Cr—Mo based steel having high tensile strength and excellent SR cracking resistance.
  • Patent Document 2 when a predetermined number of precipitates containing 50% or more of Cr and Mo in the weld metal are present, grain boundary movement during SR treatment is pinned, and generation of ferrite bands is suppressed. As a result, it is described that a ferrite band hardly occurs even when subjected to a high temperature SR treatment for a long time, and good toughness can be obtained.
  • JP 2007-290016 A Japanese Patent No. 3842707
  • SR crack resistance at high temperature is evaluated.
  • 690 ° C. is 1 hour
  • 690 ° C. is 9.5 hours or 690 ° C. is 15.3 hours.
  • SR processing is performed.
  • SR cracking is likely to occur when exposed for a long time in the vicinity of 600 ° C. (generally, 600 to 650 ° C.) lower than the above temperature.
  • the weld metal is excellent in SR crack resistance at about 690 ° C. (generally, 650 to 700 ° C.) at a high temperature of about 600 ° C. Offer is desired.
  • Gas shielded arc welding wires are broadly classified into flux-cored wires and solid wires. Flux-cored wires have less spatter than solid wires, and not only in a downward posture but also in a vertical posture and an upward posture. This is because it has various advantages such as good welding workability.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and the object thereof is excellent in strength and toughness and prevents SR cracking not only at a high temperature near 690 ° C. but also at a temperature near 600 ° C. where SR cracking is likely to occur.
  • An object of the present invention is to provide a weld metal having excellent SR cracking resistance.
  • the weld metal of the present invention that has been able to solve the above problems is, in mass%, C: 0.06 to 0.10%, Si: 0.4 to 0.6%, Mn: 0.5 to 1.0. %, Cr: 1.8-3.0%, Mo: 0.8-1.2%, Ti: 0.02-0.08%, B: 0.002% or less (including 0%), N : 0.005 to 0.01%, O: 0.03 to 0.07%, balance: iron and inevitable impurities, and C content [C], Cr content [Cr] And the content [B] of B satisfies the following formula (1). 3.0 ⁇ 13 ⁇ [C] + [Cr] + 160 ⁇ [B] ⁇ 4.0 (1)
  • the weld metal is contained in mass% and further suppressed to P: 0.01% or less (not including 0%) and S: 0.010% or less (not including 0%). It has been done.
  • the weld metal is, in mass%, Nb: 0.03% or less (not including 0%), and V: 0.03% or less (not including 0%). At least one element selected from the group consisting of:
  • the present invention includes a welded structure including any one of the above weld metals.
  • the present invention since the amount of C, Cr, and B affecting the generation of carbides precipitated in the prior austenite grain boundaries is controlled in a well-balanced manner, the size of the carbides is appropriately controlled, and the strength, low temperature toughness, In addition, a weld metal of Cr—Mo steel having excellent SR crack resistance can be obtained. In particular, according to the present invention, SR cracking can be prevented not only at a high temperature near 690 ° C. but also near 600 ° C. where SR cracking is likely to occur, which is very useful.
  • FIG. 5A is a cross-sectional view showing a sampling position of a ring crack test piece used for evaluation of SR crack resistance in Examples.
  • FIG. 5B is a cross-sectional view showing the shape of a ring crack test piece used for evaluation of SR crack resistance in Examples.
  • FIG. 5C is a cross-sectional view showing a TIG welded portion of a ring crack test piece used for evaluation of SR crack resistance in Examples.
  • FIG. 5D is a diagram illustrating an observation surface of the SR crack in the example.
  • Patent Document 1 In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have further studied after proposing the above-mentioned Patent Document 1.
  • the present invention has been studied from the viewpoint of providing a technique capable of preventing the occurrence of SR cracking in the vicinity of 600 ° C., which is not sufficiently considered in Patent Document 1 above.
  • the prior austenite grains usually contain carbides (MC) mainly composed of Ti, Nb and V, and fine carbides (M 2 C) mainly composed of Mo and the like. ) Precipitates finely, it is known that the grain dispersion strengthening mechanism inevitably reinforces the interior of the grains and relatively lowers the grain boundary strength.
  • MC carbides
  • M 2 C fine carbides
  • the present inventors have repeatedly studied from the viewpoint of keeping the strength of the prior austenite grain boundaries at a constant level and, as a result, reducing the difference from the strength in the prior austenite grains. As a result, it was found that the size of coarse carbides precipitated at the prior austenite grain boundaries should be suppressed. For that purpose, not only the amount of each element of C, Cr and B affecting the generation of the coarse carbide is controlled independently, but also the value determined by the amount of C, Cr and B It was found that if controlled within the range of (1), not only SR cracking at around 690 ° C. but also SR cracking at around 600 ° C. could be prevented.
  • the amounts of P and S are suppressed to a predetermined value or less.
  • the weld metal of the present invention is characterized in that it is configured as follows. (I) C: 0.06 to 0.10%, Si: 0.4 to 0.6%, Mn: 0.5 to 1.0%, Cr: 1.8 to 3.0%, Mo: 0 0.8 to 1.2%, Ti: 0.02 to 0.08%, B: 0.002% or less (including 0%), N: 0.005 to 0.01%, O: 0.03 to 0.07% is contained, the balance: iron and inevitable impurities, and the C content [C], the Cr content [Cr], and the B content [B] are expressed by the following formula (1): Satisfied. 3.0 ⁇ 13 ⁇ [C] + [Cr] + 160 ⁇ [B] ⁇ 4.0 (1)
  • the weld metal of the present invention is further suppressed to P: 0.01% or less (not including 0%), S: 0.010% or less (not including 0%), Furthermore, it contains at least one element selected from the group consisting of Nb: 0.03% or less (not including 0%) and V: 0.03% or less (not including 0%).
  • C 0.06 to 0.10%
  • C is an element indispensable for ensuring the strength and toughness of the weld metal.
  • C is an element useful for ensuring the strength of the prior austenite grain boundaries.
  • the lower limit of the C content is set to 0.06% or more. Preferably it is 0.07% or more, More preferably, it is 0.075% or more.
  • the upper limit of the C content is 0.10% or less. Preferably it is 0.09% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • Si 0.4 to 0.6% Si is an element that contributes to improving the strength by purifying the weld metal by deoxidation and strengthening the solid solution when yield is obtained. Moreover, it has the effect
  • the lower limit of the Si amount is set to 0.4% or more. Preferably it is 0.41% or more, More preferably, it is 0.42% or more.
  • the upper limit of the Si amount is set to 0.6% or less. Preferably it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.48% or less.
  • Mn 0.5 to 1.0%
  • Mn is an element useful for ensuring the strength and toughness of the weld metal.
  • the lower limit of the amount of Mn is set to 0.5% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 1.0% or less.
  • it is 0.95% or less, More preferably, it is 0.9% or less.
  • Cr 1.8-3.0%
  • Cr is one of the basic components of Cr—Mo heat-resisting steel, and is useful for securing strength at high temperatures.
  • the lower limit of the Cr amount is set to 1.8% or more. Preferably it is 2.0% or more, More preferably, it is 2.1% or more.
  • the upper limit of Cr content is 3.0% or less. Preferably it is 2.8% or less, more preferably 2.5% or less.
  • Mo 0.8-1.2% Mo, like Cr, is one of the basic components of Cr—Mo heat resistant steel, and is an element that contributes to securing strength.
  • the lower limit of the Mo amount is set to 0.8% or more. Preferably it is 0.85% or more, More preferably, it is 0.9% or more.
  • the upper limit of the Mo amount is set to 1.2% or less. Preferably it is 1.1% or less, More preferably, it is 1.0% or less.
  • Ti 0.02 to 0.08%
  • Ti is an element that forms a fine precipitate (MC, M 2 C) that precipitates in the prior austenite grains when the weld metal is cleaned by deoxidation, and yields, and contributes to securing the strength of the weld metal. It is an element.
  • the lower limit of the Ti amount is set to 0.02% or more. Preferably it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.04% or more.
  • the upper limit of the amount of Ti is made 0.08% or less.
  • it is 0.075% or less, More preferably, it is 0.07% or less.
  • B 0.002% or less (including 0%)
  • B is an element that segregates at the prior austenite grain boundaries during welding and affects the formation of coarse carbides and segregation of elements other than B to the prior austenite grain boundaries.
  • the upper limit of the B amount is set to 0.002% or less.
  • B should be as small as possible, preferably 0.0015% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • N 0.005 to 0.01%
  • N is an element that contributes to ensuring the toughness of the weld metal by dissolving in fine precipitates (MC, M 2 C) precipitated in the prior austenite grains.
  • the lower limit of the N amount is set to 0.005% or more.
  • the upper limit of the N amount is set to 0.01% or less.
  • it is 0.009% or less, More preferably, it is 0.008% or less.
  • O 0.03-0.07%
  • O is an element that forms an oxide and contributes to improvement of toughness by refining the structure.
  • the lower limit of the O amount is set to 0.03% or more.
  • the upper limit of the O amount is set to 0.07% or less.
  • it is 0.06% or less, More preferably, it is 0.055% or less.
  • the weld metal of the present invention basically contains the above components, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • [C], [Cr], and [B] mean the C content, the Cr content, and the B content, respectively. Furthermore, in the present invention, it is necessary that the r value represented by “13 ⁇ [C] + [Cr] + 160 ⁇ [B]” satisfies the range of the above formula (1).
  • the r value is set by the present inventors as a parameter that can prevent both SR cracking at a high temperature around 690 ° C. and SR cracking near 600 ° C. at which SR cracking easily occurs. is there.
  • the SR cracking resistance deteriorates.
  • it is 3.1 or more, More preferably, it is 3.2 or more.
  • the r value exceeds 4.0, the amount and size of carbides precipitated at the prior austenite grain boundaries increase, and the SR crack resistance deteriorates and the toughness may deteriorate.
  • the upper limit of the r value is preferably 3.9 or less, and more preferably 3.8 or less.
  • P 0.01% or less (excluding 0%) P segregates at the prior austenite grain boundaries as impurities and promotes SR cracking, so the upper limit is preferably made 0.01% or less.
  • S 0.010% or less (excluding 0%) S is segregated as an impurity in the prior austenite grain boundaries and promotes SR cracking, so the upper limit is preferably made 0.010% or less. The smaller the S, the better. The amount is preferably 0.009% or less, more preferably 0.008% or less.
  • Nb 0.03% or less (excluding 0%), and V: 0.03% or less (excluding 0%), at least one element selected from the group consisting of Nb and V,
  • the upper limit is preferably 0.03% or less.
  • the upper limit with preferable Nb amount is 0.02% or less, More preferably, it is 0.015% or less.
  • the upper limit with preferable V amount is 0.025% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
  • the weld metal of the present invention appropriately controls, for example, the welding conditions such as the composition of the base material (steel), the groove shape, the composition of the welding material (wire), the welding current, the welding voltage, the wire protrusion length, and the welding method. It is obtained by doing.
  • the welding conditions such as the composition of the base material (steel), the groove shape, the composition of the welding material (wire), the welding current, the welding voltage, the wire protrusion length, and the welding method. It is obtained by doing.
  • a desired weld metal can be obtained by appropriately controlling Ti, N, and B contained in the flux-cored wire.
  • FCAW Flured Cored Arc Welding
  • FCAW Flured Cored Arc Welding
  • any welding such as a covered arc welding method (Shielded Metal Are Welding, SMAW), a TIG (Tungsten Inert Gas, TIG) welding, a submerged arc welding method (Submerged Arc Welding, SAW), a gas shielded arc welding method using a solid wire, etc. Laws can also be applied.
  • SMAW Tin Metal Are Welding
  • TIG Tungsten Inert Gas
  • SAW submerged Arc Welding
  • the preferable composition of the flux-cored wire used in the present invention varies depending on welding conditions and the like, for example, it is preferable to control as follows.
  • C 0.07 to 0.12% (more preferably 0.08% or more, 0.10% or less), Si: 0.55 to 0.8% (more preferably 0.6% or more, 0.7 %), Mn: 0.5 to 1.2% (more preferably 0.7% or more, 1.1% or less), Cr: 1.9 to 3.0% (more preferably 2.0% or more) 2.8% or less), Mo: 0.8 to 1.2% (more preferably 0.9% or more and 1.0% or less), Ti: 0.02 to 0.15% (more preferably 0) 0.04% or more and 0.12% or less), B: 0.002% or less (more preferably 0.001% or less), N: 0.005 to 0.01% (more preferably 0.006% or more), 0.009% or less), balance: iron and inevitable impurities.
  • the wire has an r value represented by 13 ⁇ [C] + [Cr] + 160 ⁇ [B] of more than 3.4 and less than 4.6 for the purpose of further enhancing prevention of SR cracking. It is preferable to control to (more preferably 3.5 or more and 4.2 or less).
  • the said wire is Nb: 0.03% or less (more preferably 0.02% or less) and V: 0.03% or less (more preferably 0) for the purpose of further improving the occurrence of SR cracking. It is more preferable to control to at least one element selected from the group consisting of .02% or less).
  • P 0.01% or less (more preferably 0.008% or less) and S: 0.010% or less (more preferably 0.008% or less) are more controlled. preferable.
  • a strong deoxidizing element (Mg, Al, etc.) is added at about 0.50 to 0.85% (more preferably 0.6 to 0.7%). It is preferable to control within the range.
  • the flux-cored wire used in the present invention can contain, for example, Cu, Ni, Co, W, etc. as components other than those described above, depending on the required performance of the work piece (base material), so long as the effects of the present invention are not impaired. It may be included as appropriate.
  • the composition of the flux is not particularly limited as long as it is normally used.
  • the composition is mainly composed of rutile or the like.
  • the flux filling rate of the flux-cored wire is not particularly defined, and can be appropriately set in consideration of wire productivity, for example, disconnection during molding and wire drawing.
  • the flux filling factor is preferably in the range of approximately 11.0 to 18.0%.
  • the cross-sectional shape of the wire is not particularly limited, and for example, there may or may not be a joint. If the cross-sectional shape of the wire is not uniform, Cu plating, Ni plating, or a composite plating thereof may be applied to the surface of the wire for the purpose of improving the wire feedability.
  • the preferred composition of the steel material used in the present invention is not particularly limited as long as it is within the range specified for the Cr—Mo steel.
  • the method of gas shield arc welding is not particularly limited, and a commonly used method can be employed.
  • shielding gas in addition to 100% CO 2 gas, a mixed gas of Ar gas and CO 2 gas, a mixed gas of Ar gas and O 2 gas, and a mixture of three kinds of Ar gas, CO 2 gas and O 2 gas Gas or the like is used.
  • Example 1 Flux-cored wire and base material
  • the plate thickness of the steel plate 1 is 19 mm, and the composition is as shown in Table 2.
  • a backing metal 2 having the same chemical composition as the weld base metal is arranged at the lower part of the V-shaped groove, and the gap width (root gap) L1 of the portion where the backing metal is arranged is set. It was 13 mm.
  • the test material after welding is heated, and when the temperature of the test material exceeds 300 ° C., the heating conditions are adjusted so that the average rate of temperature rise is 55 ° C./h or less. Was heated until the temperature reached 690 ° C. And after hold
  • the temperature increase rate and the cooling rate in the temperature range where the temperature of the test material is 300 ° C. or lower do not affect the expression of desired characteristics, and thus are not defined.
  • a TS having a strength of 700 MPa or more was evaluated as “high in strength”.
  • a Charpy impact test piece (JIS Z3111 No. 4) is taken from the center of the weld metal in the direction perpendicular to the weld line, and the Charpy impact test is carried out to obtain the absorbed energy at 0 ° C. It was measured. Three Charpy impact test specimens were collected, and the average value thereof was taken as the Charpy impact value (vE 0 ).
  • a ring crack test piece having a slit width of 0.5 mm is set so that the vicinity of the bottom part of the U notch becomes the original part. Collected.
  • the detailed shape of the ring crack test piece is shown in FIG. 5B.
  • the ring crack specimen has a U-notch and a slit that reaches a cavity inside the cylinder.
  • the ring crack test was carried out with reference to “Study on stress relief annealing crack (2nd report)” (Natsuki et al., Journal of Welding Society: Vol. 33, No. 9 (1964) P. 718). Specifically, as shown in FIG. 5C, the ring crack test piece is pushed so that the slit width (0.5 mm) of the test piece is 0.05 mm in a state where bending stress is applied in the direction indicated by the arrow. In a contracted state, TIG welding was performed without using a filler metal, and a tensile residual stress was applied to the bottom of the U notch.
  • test piece after TIG welding was subjected to the following two types of SR treatment. -Heating at 625 ° C for 10 hours, followed by furnace cooling (SR treatment under normal conditions) -Heating at 690 ° C for 1 hour, followed by furnace cooling (SR treatment under high temperature conditions)
  • the test piece was divided into three equal parts, and the cross section (near the bottom of the U notch) was observed with an optical microscope at a magnification of 100 times to examine the occurrence of SR cracks.
  • the weld metal in which no crack was generated in the vicinity of the bottom of the notch was evaluated as having excellent SR crack resistance (good). It was evaluated that the weld metal in which even one crack occurred was inferior in SR crack resistance (defect).
  • Table 3 1 to 10 No. in Table 3 1 to 10 are examples of the present invention in which the flux-cored wires W1 to W10 are used, respectively, and the composition of the weld metal satisfies the requirements of the present invention, and is excellent in strength and low temperature toughness, and at 625 ° C for 10 hours, 690 ° C In any SR treatment for 1 hour, the SR cracking resistance is excellent.
  • Reference numerals 11 to 28 are comparative examples using flux-cored wires W11 to W28, respectively, and the composition of the weld metal does not satisfy any of the requirements of the present invention, and has the following problems.
  • No. 11 has a small amount of C and Si, a large amount of V, and a wire W11 having a small r value represented by C, Cr and B. Therefore, the amount of C and Si in the weld metal is small, the amount of V This is an example in which the amount of S is large and the r value is small.
  • the SR crack resistance at high temperatures was good, but the SR crack resistance under normal conditions was deteriorated. From this result, SR crack resistance may be poor under other conditions even if the characteristics under high temperature conditions are good. In order to exhibit good characteristics under any conditions, It can be seen that it is important to satisfy the requirements of the invention.
  • No. No. 12 is an example in which the amount of C in the weld metal is large because the wire W12 having a large amount of C is used. As a result, the low-temperature toughness deteriorated and cracking occurred under any conditions regarding the SR cracking resistance.
  • No. No. 13 is an example in which the amount of Si in the weld metal is large because the wire W13 having a large amount of Si is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 14 is an example in which the amount of Mn in the weld metal is small because the wire W14 having a small amount of Mn is used. As a result, the strength decreased and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. 15 is an example in which the amount of Mn in the weld metal is large because the wire W15 having a large amount of Mn is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 16 is an example in which the amount of Cr in the weld metal is small and the r value is small because the wire W16 having a small r value is used. As a result, the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. 17 is an example in which the amount of Cr in the weld metal is large and the r value is large because the wire W17 having a large amount of Cr and a large r value is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. 18 is an example in which the amount of Mo in the weld metal is small because the wire W18 having a small amount of Mo is used. As a result, the strength decreased.
  • No. 19 is an example in which the amount of Mo in the weld metal is large because the wire W19 having a large amount of Mo is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 20 is an example in which the amount of Ti in the weld metal is small because the wire W20 having a small amount of Ti is used. Moreover, since deoxidation was not enough, the amount of O also increased. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 21 is an example in which the amount of Ti in the weld metal is large because the wire W21 having a large amount of Ti is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 22 is an example in which the amount of B in the weld metal is large because the wire W22 having a large amount of B is used. As a result, the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 23 is an example in which the amount of C and Si is small, the amount of N is large, and the wire W23 having a small r value is used, so the amount of C and Si in the weld metal is small, the amount of N is large, and the r value is small. .
  • the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 24 is an example in which the amount of C and Si is small, the amount of S is large, and the wire W24 having a small r value is used. Therefore, the amount of C and Si in the weld metal is small, the amount of S is large, and the r value is small. . Moreover, since deoxidation was not enough, the amount of O also increased. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 25 is an example in which the amount of Nb in the weld metal is large because the wire W25 having a large amount of Nb is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 26 is an example in which the amount of V in the weld metal is large because the wire W26 having a large amount of V is used. As a result, the low temperature toughness deteriorated, and the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 27 is an example in which the r value in the weld metal is small because the wire W27 having only a small r value is used. As a result, the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • No. No. 28 is an example in which the r value in the weld metal is large because the wire W28 having a large amount of C and a large r value is used. As a result, the SR crack resistance deteriorated under any conditions.
  • the present invention includes the following aspects.
  • Aspect 1 % By mass C: 0.06 to 0.10%, Si: 0.4 to 0.6%, Mn: 0.5 to 1.0%, Cr: 1.8 to 3.0%, Mo: 0.8-1.2%, Ti: 0.02 to 0.08%, B: 0.002% or less (including 0%), N: 0.005 to 0.01%, O: 0.03-0.07%
  • Aspect 2 The weld metal according to aspect 1, wherein the weld metal is further suppressed to P: 0.01% or less (not including 0%) and S: 0.010% or less (not including 0%) by mass%.
  • Aspect 3 Further, at least one element selected from the group consisting of Nb: 0.03% or less (not including 0%) and V: 0.03% or less (not including 0%) is contained in mass%.
  • Aspect 4 A welded structure comprising the weld metal according to any one of aspects 1 to 3.

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Abstract

　強度および靭性に優れると共に、６９０℃近傍の高温下のみならずＳＲ割れが発生し易い６００℃近傍でのＳＲ割れを防止可能な、耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属を提供する。　本発明の溶接金属は、Ｃ：０．０６～０．１０％、Ｓｉ：０．４～０．６％、Ｍｎ：０．５～１．０％、Ｃｒ：１．８～３．０％、Ｍｏ：０．８～１．２％、Ｔｉ：０．０２～０．０８％、Ｂ：０．００２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００５～０．０１％、Ｏ：０．０３～０．０７％を含有し、残部：鉄および不可避不純物であり、且つ、Ｃの含有量［Ｃ］、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］、およびＢの含有量［Ｂ］が下式（１）を満足する。 ３．０≦１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］≦４．０・・・（１）

Description

強度、靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属
　本発明は、強度、靭性、および応力除去（Ｓｔｒｅｓｓ　Ｒｅｌｅｉｆ、以下、ＳＲと略記する。）焼鈍時の粒界割れが抑制された耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属に関する。
　ボイラー、化学反応容器などに用いられるＣｒ－Ｍｏ鋼およびその溶接金属部は、高温高圧環境下で使用されるため、強度、靱性などの特性に優れると共に、耐ＳＲ割れ性に優れることが要求される。
　特に近年では、装置の大型化に伴って使用される鋼板も厚肉化するなか、施工効率を低下させないために溶接時の入熱量は増大しつつある。このため、被覆アーク溶接棒の代替として、効率よく溶接できるフラックス入りワイヤの適用が望まれている。しかし、フラックス入りワイヤを使用すると、溶接金属の酸素量が高くなること、靭性が劣化しやすいこと、さらにはＳＲ割れが多発するなど、種々の問題が生じる。
　そこで、強度、靱性、耐ＳＲ割れ性などに優れた溶接金属を提供するため、種々の提案がされている。
　例えば特許文献１には、旧オーステナイト粒内に析出する炭化物のうち、ＴｉＣなどの微細なＭＣ型炭化物の量を低減し、Ｔｉを含む微細なＭ２Ｃ型炭化物の量を高めると、靱性および引張強度が高められ、且つ、耐ＳＲ割れ性も優れたＣｒ－Ｍｏ系鋼の溶接金属が得られることが記載されている。
　また、特許文献２には、溶接金属中にＣｒとＭｏを合計で５０％以上含む析出物が所定個数存在すると、ＳＲ処理時の粒界の移動がピニングされ、フェライトバンドの生成が抑制される結果、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靱性が得られることが記載されている。
特開２００７－２９００１６号公報 特許第３８４２７０７号公報
　上述したように靭性の低下やＳＲ割れの防止を目的として、種々の技術が提案されているが、更なる向上が求められている。例えば前述した特許文献では、高温での耐ＳＲ割れ性を評価しており、特許文献１では６９０℃で１時間、特許文献２では６９０℃で９．５時間または６９０℃で１５．３時間のＳＲ処理を行なっている。しかし、ＳＲ割れは上記温度よりも低温の６００℃近傍（おおむね、６００～６５０℃）で長時間曝されたときに生じ易い。そのため、約６９０℃程度（おおむね、６５０～７００℃）の高温での耐ＳＲ割れ性に優れることは勿論のこと、ＳＲ割れが発生し易い６００℃近傍での耐ＳＲ割れ性に優れる溶接金属の提供が望まれている。
　更に、溶接効率などを考慮すると、溶接方法の中でも、ガスシールドアーク溶接法を用いて形成される溶接金属の上記特性を改善する技術が切望されている。特に、溶接作業性などを考慮すると、フラックス（鉱物の粉体）入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接法で形成された溶接金属の上記特性を改善する技術の提供が切望されている。ガスシールドアーク溶接用ワイヤは、フラックス入りワイヤとソリッドワイヤとに大別されるが、フラックス入りワイヤは、ソリッドワイヤに比べてスパッタが少ないこと、下向姿勢のみならず立向姿勢及び上向姿勢においても溶接作業性が良好である、など種々の長所を有しているからである。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、強度および靭性に優れると共に、６９０℃近傍の高温下のみならずＳＲ割れが発生し易い６００℃近傍でのＳＲ割れを防止可能な、耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属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の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０６～０．１０％、Ｓｉ：０．４～０．６％、Ｍｎ：０．５～１．０％、Ｃｒ：１．８～３．０％、Ｍｏ：０．８～１．２％、Ｔｉ：０．０２～０．０８％、Ｂ：０．００２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００５～０．０１％、Ｏ：０．０３～０．０７％を含有し、残部：鉄および不可避不純物であり、且つ、Ｃの含有量［Ｃ］、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］、およびＢの含有量［Ｂ］が下式（１）を満足するところに要旨を有する。
３．０≦１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］≦４．０・・・（１）
　本発明の好ましい実施形態において、上記溶接金属は、質量％で、更に、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）に抑制されたものである。
　本発明の好ましい実施形態において、上記溶接金属は、質量％で、更に、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含有する。
　本発明には、上記のいずれかの溶接金属を含む溶接構造体も包含される。
　本発明では、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物の生成に影響するＣ、Ｃｒ、およびＢの量をバランス良く制御しているため、上記炭化物のサイズが適切に制御されて、強度、低温靭性、および耐ＳＲ割れ性に優れたＣｒ－Ｍｏ系鋼の溶接金属が得られる。特に本発明によれば、６９０℃近傍の高温下のみならず、ＳＲ割れが発生し易い６００℃近傍でもＳＲ割れの発生を防止できるため、非常に有用である。
実施例に用いた鋼板の開先形状を示す断面図である。 実施例において、溶接金属中の化学成分の測定位置を示す断面図である。 実施例において、溶接金属中の引張試験片の採取位置を示す断面図である。 実施例において、溶接金属中のシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す断面図である。 図５Ａは、実施例において、耐ＳＲ割れ性の評価に用いたリング割れ試験片の採取位置を示す断面図である。 図５Ｂは、実施例において、耐ＳＲ割れ性の評価に用いたリング割れ試験片の形状を示す断面図である。 図５Ｃは、実施例において、耐ＳＲ割れ性の評価に用いたリング割れ試験片のＴＩＧ溶接部を示す断面図である。 図５Ｄは、実施例において、ＳＲ割れの観察面を示す図である。
　本発明者らは、上記課題を達成するため、前述した特許文献１を提案した後も、更に検討を重ねてきた。特に本発明では、上記特許文献１では十分考慮していなかった６００℃近傍でのＳＲ割れ発生を防止できる技術を提供するとの観点から、検討を行なった。
　上記特許文献１にも記載されているように、ＳＲ割れは、主に、旧オーステナイト粒内の強度と旧オーステナイト粒界の強度との差に起因して生じる。そこで上記特許文献１では、特に、旧オーステナイト粒内に析出する炭化物に着目して実験を行なった。これに対し、本発明では、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物に着目して、耐ＳＲ割れ性との関係を詳細に調べた。その結果、ＳＲ割れは、旧オーステナイト粒界に析出する粗大な炭化物によって生じることが分かった。
　この点についてもう少し詳しく説明する。Ｃｒ－Ｍｏ鋼の溶接金属をＳＲ処理すると、旧オーステナイト粒内には、通常、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを主成分とする炭化物（ＭＣ）や、Ｍｏなどを主成分とする微細炭化物（Ｍ２Ｃ）が微細に析出するため、これらの粒子分散強化機構によって必然的に粒内が強化され、相対的に粒界強度は低下することが知られている。
　そこで本発明者らは、旧オーステナイト粒界の強度を一定量に保ち、結果的に、旧オーステナイト粒内の強度との差を少なくするとの観点から、検討を重ねてきた。その結果、旧オーステナイト粒界に析出する粗大炭化物のサイズを抑制すれば良いことが分かった。
　そのためには、上記粗大炭化物の生成に影響するＣ、Ｃｒ、Ｂの各元素について、それぞれの量を単独で制御するのみならず、Ｃ、Ｃｒ、Ｂの量によって決定される値を前述した式（１）の範囲内に制御すれば、６９０℃近傍でのＳＲ割れのみならず６００℃近傍でのＳＲ割れを防止できることを突き止めた。
　更にＳＲ割れは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる不純物によっても生じることが分かった。そこで本発明では、好ましくは、Ｐ、Ｓの量を所定以下に抑制することにした。
　すなわち、本発明の溶接金属は、以下のように構成されているところに特徴がある。
　（ｉ）Ｃ：０．０６～０．１０％、Ｓｉ：０．４～０．６％、Ｍｎ：０．５～１．０％、Ｃｒ：１．８～３．０％、Ｍｏ：０．８～１．２％、Ｔｉ：０．０２～０．０８％、Ｂ：０．００２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００５～０．０１％、Ｏ：０．０３～０．０７％を含有し、残部：鉄および不可避不純物であり、且つ、Ｃの含有量［Ｃ］、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］、およびＢの含有量［Ｂ］が下式（１）を満足する。
３．０≦１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］≦４．０・・・（１）
　（ｉｉ）好ましくは、本発明の溶接金属は、更に、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）に抑制されているか、更に、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含有する。
　（本発明の溶接金属）
　以下、各成分について説明する。
　Ｃ：０．０６～０．１０％
　Ｃは、溶接金属の強度および靱性を確保するために不可欠な元素である。更にＣは、旧オーステナイト粒界の強度を確保するために有用な元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｃ量の下限を０．０６％以上とする。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０７５％以上である。ただし、Ｃを過剰に添加すると、マルテンサイトなどの硬質組織が増加し、靭性が劣化するため、Ｃ量の上限を０．１０％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｓｉ：０．４～０．６％
　Ｓｉは、脱酸作用により溶接金属を清浄にし、歩留まった場合は固溶強化させ、強度の向上に寄与する元素である。また、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物の成長速度を遅らせる作用を有しており、靱性、および耐ＳＲ割れ性の向上に有効である。これらの作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．４％以上とする。好ましくは０．４１％以上、より好ましくは０．４２％以上である。ただし、Ｓｉを過剰に添加すると、旧オーステナイト粒界に局所的に粗大な炭化物が生成し、不純物の偏析と共に、粒界脆化を助長し、耐ＳＲ割れ性が劣化する。マルテンサイトなどの硬質組織が増加し、靭性が劣化するため、Ｓｉ量の上限を０．６％以下とする。好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４８％以下である。
　Ｍｎ：０．５～１．０％
　Ｍｎは、溶接金属の強度および靭性を確保するのに有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．５％以上とする。好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上である。ただし、Ｍｎを過剰に添加すると、焼入れ性の増大と共に、不純物の偏析による粒界脆化を助長するため、Ｍｎ量の上限を１．０％以下とする。好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９％以下である。
　Ｃｒ：１．８～３．０％
　Ｃｒは、Ｃｒ－Ｍｏ系耐熱鋼の基本成分の一つであり、高温での強度確保に有用である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量の下限を１．８％以上とする。好ましくは２．０％以上、より好ましくは２．１％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に添加すると、旧オーステナイト粒界に析出する粗大な炭化物の増加を招くほか、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界の強度向上に有用なＣ量を確保することができず、耐ＳＲ割れ性が劣化する。そのため、Ｃｒ量の上限を３．０％以下とする。好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。
　Ｍｏ：０．８～１．２％
　Ｍｏは、Ｃｒと同様、Ｃｒ－Ｍｏ系耐熱鋼の基本成分の一つであり、強度の確保に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ量の下限を０．８％以上とする。好ましくは０．８５％以上、より好ましくは０．９％以上である。ただし、Ｍｏを過剰に添加すると、焼入れ性の増大と共に、旧オーステナイト粒界に析出する微細析出物Ｍ２Ｃの生成によって靱性が劣化するため、Ｍｏ量の上限を１．２％以下とする。好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下である。
　Ｔｉ：０．０２～０．０８％
　Ｔｉは、脱酸作用により溶接金属を清浄にし、歩留まった場合は旧オーステナイト粒内に析出する微細析出物（ＭＣ、Ｍ２Ｃ）を形成する元素であり、溶接金属の強度確保に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量の下限を０．０２％以上とする。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上である。ただし、Ｔｉを過剰に添加すると、ＭＣ量の増加によって強度の過度な上昇を招き、靱性が低下し、ＳＲ割れを助長するため、Ｔｉ量の上限を０．０８％以下とする。好ましくは０．０７５％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
　Ｂ：０．００２％以下（０％を含む）
　Ｂは、溶接時に旧オーステナイト粒界に偏析して、粗大炭化物の生成やＢ以外の元素の旧オーステナイト粒界への偏析に影響を及ぼす元素である。Ｂ量を過剰に添加すると、旧オーステナイト粒界に析出する粗大炭化物の生成を助長すると共に、旧オーステナイト粒界に偏析するＣ量が確保されず、Ｃ添加による上記効果が有効に発揮されない。そのため、Ｂ量の上限を０．００２％以下とする。Ｂは、出来るだけ少ない方がよく、好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｎ：０．００５～０．０１％
　Ｎは、旧オーステナイト粒内に析出する微細析出物（ＭＣ、Ｍ２Ｃ）に固溶して、溶接金属の靱性確保に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ量の下限を０．００５％以上とする。好ましくは０．００６％以上、より好ましくは０．００６５％以上である。ただし、Ｎを過剰に添加すると、強度の過度な上昇を招き、かえって靱性が低下するため、Ｎ量の上限を０．０１％以下とする。好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　Ｏ：０．０３～０．０７％
　Ｏは、酸化物を形成して、組織の微細化による靭性の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｏ量の下限を０．０３％以上とする。好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０４５％以上である。ただし、Ｏを過剰に添加すると、合金元素が多量に酸化物として消費されるため、靱性が低下するため、Ｏ量の上限を０．０７％以下とする。好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０５５％以下である。
　本発明の溶接金属は、上記の成分を基本的に含有し、残部：鉄および不可避不純物である。
　３．０≦１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］≦４．０・・・（１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｃｒ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃの含有量、Ｃｒの含有量、Ｂの含有量を意味する。
　更に本発明では、上記「１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］」で表されるｒ値が上式（１）の範囲を満足することが必要である。上記ｒ値は、６９０℃近傍の高温下でのＳＲ割れ、および、ＳＲ割れが発生し易い６００℃近傍でのＳＲ割れの両方を防止し得るパラメータとして、本発明者らによって設定されたものである。本発明者らの基礎実験によれば、上記ｒ値を構成するＣ、Ｃｒ、およびＢはいずれも、旧オーステナイト粒界に生成する炭化物に影響する元素であることが分かった。そこで、これらをバランス良く添加すれば、旧オーステナイトル粒界に析出する炭化物のサイズを適切に制御することができるとの観点に立ち、更に多くの実験を重ねた結果、上式（１）を導出した。後記する実施例で実証したように、溶接金属を構成する各成分の含有量をそれぞれ制御するだけでは所望とする耐ＳＲ割れ性は得られず、各成分の適切な制御に加えて、ｒ値を適切に制御することによって初めて、所望とする耐ＳＲ割れ性が得られる。
　上記ｒ値の下限が３．０を下回ると、耐ＳＲ割れ性が劣化する。好ましくは３．１以上、より好ましくは３．２以上である。一方、上記ｒ値が４．０を超えると、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物の量とサイズが増大し、耐ＳＲ割れ性が劣化するほか、靱性が劣化する場合もある。上記ｒ値の上限は、好ましくは３．９以下であり、より好ましくは３．８以下である。
　本発明では、ＳＲ割れや靭性の低下を一層有効に防止するため、下記の成分を更に制御することが好ましい。
　Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）
　Ｐは、不純物として旧オーステナイト粒界に偏析し、ＳＲ割れを助長するため、その上限を０．０１％以下にすることが好ましい。Ｐは少なければ少ない程良く、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）
　Ｓは、不純物として旧オーステナイト粒界に偏析し、ＳＲ割れを助長するため、その上限を０．０１０％以下にすることが好ましい。Ｓは少なければ少ない程良く、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
　Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素
　ＮｂおよびＶは、いずれも、旧オーステナイト粒内に析出する微細な炭化物（ＭＣ）を増大させ、ＳＲ割れを助長するため、その上限をそれぞれ、０．０３％以下にすることが好ましい。Ｎｂ量の好ましい上限は０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。また、Ｖ量の好ましい上限は０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。
　以上、本発明の溶接金属について説明した。
　（溶接金属の製造方法）
　次に、上記の溶接金属を得る方法について説明する。
　本発明の溶接金属は、例えば、母材（鋼材）の組成や開先形状、溶接材料（ワイヤ）の組成、溶接電流、溶接電圧、ワイヤ突き出し長さ、溶接方法などの溶接条件を適切に制御することによって得られる。
　溶接方法に関しては、溶接作業性や実用性などを考慮すると、フラックス入りワイヤを用い、母材（鋼材）をガスシールドアーク溶接によって溶接することが好ましい。本発明では、特に、フラックス入りワイヤ中に含まれるＴｉ、Ｎ、Ｂを適切に制御することによって所望の溶接金属が得られる。
　以下では、フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接（Ｆｌｕｘ　Ｃｏｒｅｄ　Ａｒｃ　Ｗｅｌｄｉｎｇ、ＦＣＡＷ）を行なうときの好ましい方法を記載するが、本発明は、これに限定する趣旨ではない。例えば、被覆アーク溶接法（ＳｈｉｅｌｅｄＭｅｔａｌ　Ａｒｅ　Ｗｅｌｄｉｎｇ、ＳＭＡＷ）、ティグ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ、ＴＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接法（Ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ　ＡｒｃＷｅｌｄｉｎｇ、ＳＡＷ）、ソリッドワイヤを用いたガスシールドアーク溶接法等のいずれの溶接法も適用することができる。
　本発明に用いられるフラックス入りワイヤの好ましい組成は、溶接条件などによっても相違するが、例えば、以下のように制御することが好ましい。
　Ｃ：０．０７～０．１２％（より好ましくは０．０８％以上、０．１０％以下）、Ｓｉ：０．５５～０．８％（より好ましくは０．６％以上、０．７％以下）、Ｍｎ：０．５～１．２％（より好ましくは０．７％以上、１．１％以下）、Ｃｒ：１．９～３．０％（より好ましくは２．０％以上、２．８％以下）、Ｍｏ：０．８～１．２％（より好ましくは０．９％以上、１．０％以下）、Ｔｉ：０．０２～０．１５％（より好ましくは０．０４％以上、０．１２％以下）、Ｂ：０．００２％以下（より好ましくは０．００１％以下）、Ｎ：０．００５～０．０１％（より好ましくは０．００６％以上、０．００９％以下）、残部：鉄および不可避不純物。
　また、上記ワイヤは、ＳＲ割れの発生防止を更に高めることを目的として、１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］で表されるｒ値を、３．４超、４．６以下（より好ましくは３．５以上、４．２以下）に制御することが好ましい。
　また、上記ワイヤは、ＳＲ割れの発生防止を更に高めることを目的として、Ｎｂ：０．０３％以下（更に好ましくは０．０２％以下）、およびＶ：０．０３％以下（更に好ましくは０．０２％以下）よりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素に制御することがより好ましい。
　また、上記と同様の観点から、Ｐ：０．０１％以下（更に好ましくは０．００８％以下）、Ｓ：０．０１０％以下（更に好ましくは０．００８％以下）に制御することがより好ましい。
　更に、溶接金属中のＯ量を適切に制御するため、強脱酸元素（Ｍｇ、Ａｌなど）を、約０．５０～０．８５％（より好ましくは０．６～０．７％）の範囲内に制御することが好ましい。
　本発明に用いられるフラックス入りワイヤは、被溶接物（母材）の要求性能に応じて、上記以外の成分として、例えばＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗなどを、本発明の作用を損なわない範囲で適宜含んでいてもよい。
　フラックスの組成は、通常用いられるものであれば特に限定されず、例えば、ルチルなどを主成分とすることが好ましい。
　フラックス入りワイヤのフラックス充填率は、特に規定されず、ワイヤの生産性、例えば成型及び伸線時の断線などを考慮して適宜設定することができる。フラックス充填率は、おおむね、１１．０～１８．０％の範囲内であることが好ましい。
　ワイヤの断面形状は特に限定されず、例えば、合わせ目はあってもなくても良い。なお、ワイヤの断面形状に合わせ目がない場合には、ワイヤ送給性改善を目的として、ワイヤの表面にＣｕメッキ、Ｎｉメッキ、またはこれらの複合メッキを施しても良い。
　本発明に用いられる鋼材の好ましい組成は、Ｃｒ－Ｍｏ系鋼に規定される範囲内であれば特に限定されず、例えば、ＡＳＴＭ　Ａ３８７－Ｇｒ．２２　Ｃｌ．２（２．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ系）等が挙げられる。本発明では、前述した溶接金属の組成と実質的に同じ組成の母材を用いることが好ましい。
　ガスシールドアーク溶接の方法は、特に限定されず、通常用いられる方法を採用することができる。
　シールドガスとしては、１００％ＣＯ２ガスの他、ＡｒガスとＣＯ２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＯ２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＣＯ２ガスとＯ２ガスとの３種混合ガスなどが用いられる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。なお、以下の実施例における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
・実施例１
　（フラックス入りワイヤおよび母材）
　まず、ワイヤとして、表１に示すフラックス入りワイヤＷ１～Ｗ２８（ワイヤ径はすべて１．２ｍｍ）を用意した。フラックス入りワイヤ中のフラックスの充填率は、約１３～１５％である。なお、表１中のＮｂについて、Ｗ２５（Ｎｂ量＝０．０３９％）を除くワイヤ中のＮｂ量は、いずれも、ワイヤ中に不純物として混入する程度の量である。同様にＶについて、Ｗ２６（Ｖ量＝０．０７８％）を除くワイヤ中のＶ量は、いずれも、ワイヤ中に不純物として混入する程度の量である。
　また、溶接母材として、図１に示すように、θ＝４５°のＶ字開先形状を有する低合金耐熱鋼の鋼板１を用意した。上記鋼板１の板厚は１９ｍｍであり、組成は表２に示すとおりである。Ｖ字形状の開先部の下部には、溶接母材と同一の化学組成を有する裏当金２が配置されており、裏当金が配置されている部分のギャップ幅（ルートギャップ）Ｌ１を１３ｍｍとした。
　（溶接条件）
　上記のフラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって上記鋼板１を突合せ溶接した。詳細な溶接条件は、以下に示すとおりである。
　溶接電流　：２７０Ａ
　アーク電圧：３０～３２Ｖ
　溶接速度　：３０ｃｍ／ｍｉｎ
　溶接姿勢　：下向き
　シールドガスの組成および流量：ＣＯ２１００％、２５Ｌ／ｍｉｎ
　予熱・パス間温度：１７．５±１５℃
　積層方法：６層１２パス
　（ＳＲ処理）
　溶接後、ＳＲ焼鈍処理として、６９０℃で１時間の熱処理を行なった。
　詳細には、溶接後の供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、平均昇温速度が５５℃／ｈ以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度が６９０℃に到達するまで加熱した。そして６９０℃で１時間保持した後、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が５５℃／ｈ以下となるように供試材を冷却した。なお、上記ＳＲ焼鈍処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域の昇温速度および冷却速度は所望とする特性の発現に影響しないため、規定しない。
　（評価）
　（溶接金属の組成）
　ＳＲ処理後の溶接金属の組成は、図２に示すように、溶接金属の中央部分について調べた。
　（引張特性の評価）
　図３に示すように溶接金属の中央部分から、溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　Ａ１号）を採取し、引張試験を実施した。引張試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値を引張強度（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）とした。
　本実施例では、ＴＳが７００ＭＰａ以上のものを「強度が高い」と評価した。
　（低温靭性の評価）
　図４に示すように溶接金属の中央部分から、溶接線に対して垂直方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　４号）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施して、０℃での吸収エネルギーを測定した。シャルピー衝撃試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値をシャルピー衝撃値（ｖＥ０）とした。
　本実施例では、ｖＥ０が４０Ｊ以上のものを「低温靭性に優れる」と評価した。
　（耐ＳＲ割れ性の評価）
　耐ＳＲ割れ性の評価は、溶接ままの鋼板から、以下のようにして円筒試験片を採取し、リング割れ試験を実施して行なった。
　詳細には、図５Ａに示すように溶接金属３の最終パス(原質部)の位置より、スリット幅＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を、Ｕノッチ底部近傍が原質部となるように採取した。
　上記リング割れ試験片の詳細な形状を図５Ｂに示す。図５Ｂに示すようにリング割れ試験片は、Ｕノッチ、及び円筒の内部の空洞に至るスリットを有しており、Ｕノッチは、深さ０．５ｍｍ、幅０．４ｍｍ、底部の曲率半径Ｒ＝０．２ｍｍのＵ字形の溝となっている。
　次に、上記リング割れ試験片を用いて、以下のようにしてリング割れ試験を行った。
　リング割れ試験は、「応力除去焼鈍割れに関する研究（第２報）」（内木ら、溶接学会誌：Ｖｏｌ．３３、Ｎｏ．９（１９６４）Ｐ．７１８）を参考にして実施した。詳細には、図５Ｃに示すように、リング割れ試験片に対し、矢印で示す方向に曲げ応力を印加した状態で、試験片のスリット幅（０．５ｍｍ）が０．０５ｍｍとなるように押し縮めた状態で、溶加材を使用せずにＴＩＧ溶接し、Ｕノッチ底部に引張残留応力を負荷した。
　ＴＩＧ溶接後の試験片について、下記２種類のＳＲ処理を施した。
　・６２５℃で１０時間の加熱、その後炉冷（通常条件下でのＳＲ処理）
　・６９０℃で１時間の加熱、その後炉冷（高温条件下でのＳＲ処理）
　その後、図５Ｄに示すように上記試験片を三等分し、その断面（Ｕノッチの底部付近）を光学顕微鏡にて倍率：１００倍で観察し、ＳＲ割れの発生状況を調べた。本実施例では、試験片６個（＝観察面３×試験数２）の全てにおいて、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった溶接金属を耐ＳＲ割れ性に優れる（良好）と評価し、いずれか一つでも割れが発生した溶接金属は耐ＳＲ割れ性に劣る（不良）と評価した。
　これらの結果を表４にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　これらの結果より、以下のように考察することができる。
　表３のＮｏ．１～１０は、それぞれ、フラックス入りワイヤＷ１～Ｗ１０を用い、溶接金属の組成が本発明の要件を満足する本発明例であり、強度および低温靱性に優れると共に、６２５℃で１０時間、６９０℃で１時間のいずれのＳＲ処理を行なった場合でも耐ＳＲ割れ性に優れている。
　これに対し、表３のＮｏ．１１～２８は、それぞれ、フラックス入りワイヤＷ１１～Ｗ２８を用い、溶接金属の組成が本発明の要件のいずれかを満足しない比較例であり、以下の不具合を有している。
　Ｎｏ．１１は、Ｃ量、Ｓｉ量が少なく、Ｖ量が多く、ＣとＣｒとＢで表されるｒ値が小さいワイヤＷ１１を用いたため、溶接金属中のＣ量、Ｓｉ量が少なく、Ｖ量、Ｓ量が多く、上記ｒ値が小さい例である。その結果、高温下での耐ＳＲ割れ性は良好であったが、通常条件下での耐ＳＲ割れ性が劣化した。この結果より、耐ＳＲ割れ性について、高温条件下での特性が良好であっても他の条件下では不良になる場合があり、いずれの条件下でも良好な特性を発揮させるためには、本発明の要件を満足することが重要であることがわかる。
　Ｎｏ．１２は、Ｃ量が多いワイヤＷ１２を用いたため、溶接金属中のＣ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化すると共に、耐ＳＲ割れ性について、いずれの条件下でも割れが生じた。
　Ｎｏ．１３は、Ｓｉ量が多いワイヤＷ１３を用いたため、溶接金属中のＳｉ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１４は、Ｍｎ量が少ないワイヤＷ１４を用いたため、溶接金属中のＭｎ量が少ない例である。その結果、強度が低下し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１５は、Ｍｎ量が多いワイヤＷ１５を用いたため、溶接金属中のＭｎ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１６は、ｒ値が小さいワイヤＷ１６を用いたため、溶接金属中のＣｒ量が少なく、ｒ値が小さい例である。その結果、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１７は、Ｃｒ量が多く、ｒ値が大きいワイヤＷ１７を用いたため、溶接金属中のＣｒ量が多く、ｒ値が大きい例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１８は、Ｍｏ量が少ないワイヤＷ１８を用いたため、溶接金属中のＭｏ量が少ない例である。その結果、強度が低下した。
　Ｎｏ．１９は、Ｍｏ量が多いワイヤＷ１９を用いたため、溶接金属中のＭｏ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２０は、Ｔｉ量が少ないワイヤＷ２０を用いたため、溶接金属中のＴｉ量が少ない例である。また、脱酸が十分でないため、Ｏ量も多くなった。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２１は、Ｔｉ量が多いワイヤＷ２１を用いたため、溶接金属中のＴｉ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２２は、Ｂ量が多いワイヤＷ２２を用いたため、溶接金属中のＢが多い例である。その結果、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２３は、Ｃ量、Ｓｉ量が少なく、Ｎ量が多く、ｒ値が小さいワイヤＷ２３を用いたため、溶接金属中のＣ量、Ｓｉ量が少なく、Ｎ量が多く、ｒ値が小さい例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２４は、Ｃ量、Ｓｉ量が少なく、Ｓ量が多く、ｒ値が小さいワイヤＷ２４を用いたため、溶接金属中のＣ量、Ｓｉ量が少なく、Ｓ量が多く、ｒ値が小さい例である。また、脱酸が十分でないため、Ｏ量も多くなった。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２５は、Ｎｂ量が多いワイヤＷ２５を用いたため、溶接金属中のＮｂ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２６は、Ｖ量が多いワイヤＷ２６を用いたため、溶接金属中のＶ量が多い例である。その結果、低温靱性が劣化し、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２７は、ｒ値のみが小さいワイヤＷ２７を用いたため、溶接金属中のｒ値が小さい例である。その結果、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２８は、Ｃ量が多く、ｒ値が大きいワイヤＷ２８を用いたため、溶接金属中のｒ値が大きい例である。その結果、いずれの条件下でも耐ＳＲ割れ性が劣化した。
　上記Ｎｏ．２７の結果から、溶接金属を構成する各成分について、たとえ単独で本発明の要件を満足していたとしても、本発明で規定するｒ値が本発明の範囲を外れる場合は、所望とする耐ＳＲ割れ性が得られないことが分かる。よって、上記ｒ値は、本発明において優れた耐ＳＲ割れ性を確保するための極めて有用な指標であることが確認された。
　なお、本発明は以下の態様を含む。
態様１：
　質量％で、
　Ｃ　：０．０６～０．１０％、
　Ｓｉ：０．４～０．６％、
　Ｍｎ：０．５～１．０％、
　Ｃｒ：１．８～３．０％、
　Ｍｏ：０．８～１．２％、
　Ｔｉ：０．０２～０．０８％、
　Ｂ　：０．００２％以下（０％を含む）、
　Ｎ　：０．００５～０．０１％、
　Ｏ　：０．０３～０．０７％
を含有し、残部：鉄および不可避不純物であり、且つ、
　Ｃの含有量［Ｃ］、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］、およびＢの含有量［Ｂ］が下式（１）を満足することを特徴とする溶接金属。
３．０≦１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］≦４．０・・・（１）
　
態様２：
　質量％で、更に、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）に抑制されたものである態様１に記載の溶接金属。
　
態様３：
　質量％で、更に、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含有する態様１または２に記載の溶接金属。
　
態様４：
　態様１～３のいずれかに記載の溶接金属を含む溶接構造体。
　本出願は、出願日が２０１４年４月１７日である日本国特許出願、特願第２０１４－０８５７９１号を基礎出願とする優先権主張を伴い、特願第２０１４－０８５７９１号は参照することにより本明細書に取り込まれる。
　１　母材（鋼板）
　２　裏当金
　３　溶接金属

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０６～０．１０％、
    　Ｓｉ：０．４～０．６％、
    　Ｍｎ：０．５～１．０％、
    　Ｃｒ：１．８～３．０％、
    　Ｍｏ：０．８～１．２％、
    　Ｔｉ：０．０２～０．０８％、
    　Ｂ　：０．００２％以下（０％を含む）、
    　Ｎ　：０．００５～０．０１％、
    　Ｏ　：０．０３～０．０７％
    を含有し、残部：鉄および不可避不純物であり、且つ、
    　Ｃの含有量［Ｃ］、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］、およびＢの含有量［Ｂ］が下式（１）を満足することを特徴とする溶接金属。
    ３．０≦１３×［Ｃ］＋［Ｃｒ］＋１６０×［Ｂ］≦４．０・・・（１）
  2. 　質量％で、更に、Ｐ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含まない）に抑制されたものである請求項１に記載の溶接金属。
  3. 　質量％で、更に、Ｎｂ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を含有する請求項１または２に記載の溶接金属。
  4. 　請求項１または２に記載の溶接金属を含む溶接構造体。
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