耐回火脆化特性优异的焊接金属.pdf

摘要
申请专利号：	CN201280057244.2	申请日：	2012.11.21
公开号：	CN103945976A	公开日：	2014.07.23
当前法律状态：	授权	有效性：	有权
法律详情：	授权\|\|\|实质审查的生效IPC(主分类):B23K 35/30申请日:20121121\|\|\|公开
IPC分类号：	B23K35/30; C22C38/26; C22C38/54; B23K9/23	主分类号：	B23K35/30
申请人：	株式会社神户制钢所
发明人：	名古秀德; 山下贤; 大津穰; 谷口元一; 坂田干宏
地址：	日本兵库县
优先权：	2011.11.21 JP 2011-254318; 2012.02.23 JP 2012-037810
专利代理机构：	中科专利商标代理有限责任公司 11021	代理人：	雒运朴
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内容摘要

本发明的焊接金属，具有规定的化学成分组成，由下述(1)式规定的A值为0.12以上，并且焊接金属所含的以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物的个数，单位晶界长度中为0.25个/μm以下。A值＝([V]/51+[Nb]/93)/([Cr]/52+[Mo]/96)…(1)其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量％)。

权利要求书

权利要求书
1.  一种耐回火脆化特性优异的焊接金属，其特征在于，分别含有
C：0.05～0.15％(“质量％”的意思，下同)、
Si：0.1～0.50％、
Mn：0.60～1.30％、
Cr：1.80～3.0％、
Mo：0.80～1.20％、
V：0.25～0.50％、
Nb：0.010～0.050％、
N：0.025％以下(不含0％)、
O：0.020～0.060％，余量由铁和不可避免的杂质构成，
由下述(1)式规定的A值为0.12以上，并且焊接金属中所含的以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物的个数，以单位晶界长度计为0.25个/μm以下，
A值＝([V]/51+[Nb]/93)/([Cr]/52+[Mo]/96)…(1)
其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量％)。

2.  根据权利要求1所述的焊接金属，其中，以当量圆直径计超过2μm的氧化物为100个/mm2以下。

3.  根据权利要求1或2所述的焊接金属，其中，还含有下述元素中的至少一种作为其他的元素：
Cu：1.0％以下(不含0％)；
Ni：1.0％以下(不含0％)；
B：0.0050％以下(不含0％)；
W：0.50％以下(不含0％)；
Al：0.030％以下(不含0％)；
Ti：0.020％以下(不含0％)。

4.  一种具备权利要求1～3中任一项所述的焊接金属的焊接结构体。

说明书

说明书耐回火脆化特性优异的焊接金属
技术领域
本发明涉及Cr－Mo钢这样的高强度钢材的焊接所使用的焊接金属，涉及改善了耐回火脆化特性的焊接金属，和具备这样的焊接金属的焊接结构体。
背景技术
锅炉和化学反应容器中使用的高强度Cr－Mo钢和其焊接金属部，因为在高温高压环境下使用，所以需要强度和韧性等的特性，并且需要高水平兼备耐热性(高温强度)、耐SR裂纹性[去应力退火(SR退火)时不会发生晶界裂纹]和耐回火脆化特性(高温环境下的使用中脆化少)。特别是近年来，随着装置大型化而来的厚壁化，从施工效率的观点出发，焊接时的线能量正在增大，一般焊接线能量的增大会使焊接金属部的组织粗大化，从而使韧性(耐回火脆化特性)劣化，因此所要求的韧性、耐回火脆化特性要达到更高的水准。
作为着眼于焊接高强度Cr－Mo钢时所形成的焊接金属的韧性、耐回火脆化特性的技术，至今为止也提出有各种各样。
例如，在专利文献1中公开，通过详细地规定钢板组成、焊接材料组成和焊接条件，能够得到兼备诸特性的焊接金属。在该技术中，一部分的实施例中，表示去应力退火(SR退火：Stress Relief退火)后的韧性的vTr5.5(SR退火后的吸收能量为5.5kgf·m的温度)虽然良好，达－50℃，但表示回火脆化处理(步冷：step-cooling)后的韧性的vTr’5.5(步冷后的吸收能量为5.5kgf·m的温度)最佳也不过－41℃，说不上为充分的水平。
另外在专利文献2中提出，在涂药焊条中，一边考虑焊条芯和药皮的成品率，一边关联限制C、Mn和Ni的含量，从而改善韧性、强度和耐热性。然而，对于耐回火脆化特性未予考虑。
通过考虑实芯焊丝和粘结焊剂的成分，以及焊接条件(线能量)，能够实现韧性、强度、耐回火脆化特性和耐SR裂纹性优异的焊接金属的技术被提出(例如，专利文献3、4)。在这些技术中，一部分的实施例中，表示SR退火后的韧性的vTr55(SR退火后的吸收能量为55J的温度)，表示回火脆化处理(步冷)后的韧性的vTr’55(步冷后的吸收能量为55J的温度)均低于－50℃，虽然能够取得这样良好的韧性，但表示回火时的脆化的程度的ΔvTr55(＝vTr’55－vTr55)均在8℃以上，很难说能够充分抑制回火脆化。
在专利文献5中提出有一种技术，其通过管理焊接金属成分，特别是杂质元素量，以改善韧性、强度和耐SR裂纹性。但是，对于耐回火脆化特性未予考虑。
在专利文献6中提出，在自动保护金属极电弧焊中，通过控制焊条的焊条芯和药皮成分，从而改善韧性、强度。但是，未考虑耐回火脆化特性。另外，所设想的焊接线能量小，施工上的制约大。
另一方面，还提出在自动保护金属极电弧焊中，通过控制焊条的焊条芯和药皮成分，以改善韧性、强度(例如，专利文献7、8)。在这些技术中，虽然韧性、耐回火脆化特性均处于高水平，但推荐的焊接条件为，在规定由自动保护金属极电弧焊形成的焊接金属的专利文献7中，焊接电流：140～190A左右(焊条芯径)，在规定由埋弧焊形成的焊接金属的专利文献8中，线能量：2.0～3.6kJ/mm左右，说不上可充分应对焊接线能量的增大倾向。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平2－182378号公报
专利文献2：日本国特开平2－220797号公报
专利文献3：日本国特开平6－328292号公报
专利文献4：日本国特开平8－150478号公报
专利文献5：日本国特开2000－301378号公报
专利文献6：日本国特开2002－263883号公报
专利文献7：日本国特开2008－229718号公报
专利文献8：日本国特开2009－106949号公报
发明内容
本发明鉴于上述事情而形成，其目的在于，提供一种即使在线能量比较大的焊接条件下，仍发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性也优异的焊接金属，和具备这样的焊接金属的焊接结构体。
能够解决上述课题的所谓本发明的焊接金属，具有以下几点要旨，分别含有C：0.05～0.15％(“质量％”的意思。下同)、Si：0.1～0.50％、Mn：0.60～1.30％、Cr：1.80～3.0％、Mo：0.80～1.20％、V：0.25～0.50％、Nb：0.010～0.050％、N：0.025％以下(不含0％)、O：0.020～0.060％，余量由铁和不可避免的杂质构成，由下述(1)式规定的A值为0.12以上，且焊接金属所含的以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物的个数，单位晶界长度中为0.25个/μm以下。
A值＝([V]/51+[Nb]/93)/([Cr]/52+[Mo]/96)…(1)
其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量％)。
在该焊接金属中，优选以当量圆直径计超过2μm的氧化物为100个/mm2以下。
还有，上述所谓“当量圆直径”，就是着眼于在显微镜(例如，透射型电子显微镜)的观察面上确认到的碳化物粒子或氧化物的大小，假设与之面积相等的圆的直径。
在本发明的焊接金属中，也优选作为其他的元素，还含有如下等：(a)Cu：1.0％以下(不含0％)和/或Ni：1.0％以下(不含0％)；(b)B：0.0050％以下(不含0％)；(c)W：0.50％以下(不含0％)；(d)Al：0.030％以下(不含0％)；(e)Ti：0.020％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类，焊接金属的特性得到进一步改善。
本发明也包括具备上述这样的焊接金属的焊接结构体。
根据本发明，因为规定了化学成分组成，并且规定了焊接金属中的存在于晶界的规定大小的碳化物的个数，所以能够实现发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性优异的焊接金属。另外，在本发明的优选的方式中，通过抑制粗大的氧化物，能够更进一步提高本发明的焊接金属(即SR退火处理后的焊接金属)的韧性及加之进行了回火脆化处理后的韧性。
附图说明
图1中表示步冷处理条件的图形。
图2A是用于说明晶界碳化物的个数的计算方法的第一概念图。
图2B是用于说明晶界碳化物的个数计算方法说明的第二概念图。
图2C是用于说明晶界碳化物的个数计算方法的第三概念图。
图2D是用于说明晶界碳化物的个数计算方法的第四概念图。
图3是表示拉伸试验片的提取位置的概略说明图。
图4是表示摆锤冲击试验片的提取位置的概略说明图。
图5A是表示耐SR裂纹性试验片的提取位置的概略说明图。
图5B是表示耐SR裂纹性试验片的形状的概略说明图。
图5C是表示耐SR裂纹性试验片的提取方法的概略说明图。
具体实施方式
本发明者们，为了实现在线能量比较大的焊接条件，仍发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性也优异的焊接金属，从各种角度进行研究。其结果发现，通过控制焊接金属的化学成分组成，并且规定在焊接时和SR处理时形成，存在于焊接金属的晶界上的规定大小的碳化物(该碳化物有称为“晶界碳化物”的情况)的个数，能够兼备上述诸特性，从而完成了本发明。
即，在本发明中，发现通过恰当地控制焊接金属的化学成分组成，并且使下述(1)式所规定的A值为0.12以上，此外焊接金属所含的以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物的个数，每单位晶界长度中为0.25个/μm以下，则能够兼备以韧性、耐回火脆化特性为首的诸特性。
A值＝([V]/51+[Nb]/93)/([Cr]/52+[Mo]/96)…(1)
其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量％)。
焊接金属的耐回火脆化特性，是在SR退火后，实施称为步冷的热处理，与实施了通常的SR退火的焊接金属进行比较，根据韧性发生了什么程度的劣化而进行评价。本发明者们还发现，在该步冷中，晶界碳化物粗大化带来韧性劣化，通过减少以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物，并且控制上述(1)式所规定的A值，能够实现抑制晶界碳化物的粗大化，步冷后的韧性劣化小，即耐回火脆化特性优异的焊接金属。
由上述(1)式规定的A值，是用于控制步冷中的晶界碳化物的粗大化举动的参数。作为晶界碳化物，可列举主要含有Cr、Mo的M23C6碳化物和M6C碳化物(M：碳化物形成元素)，和主要含有Nb、V的MC碳化物，但一般M23C6碳化物和M6C碳化物容易形成得粗大，MC微细。为了抑制存在于晶界的碳化物的粗大化，减少Cr、Mo，使Nb、V增加即可。从这样的观点出发，A值需要为0.12以上。若A值比0.12小，则粗大的晶界碳化物的析出量增加而耐回火脆化特性劣化。该A值优选为0.13以上，更优选为0.14以上，进一步优选为0.15以上。还有，若A值变得过大，则SR退火时生成的MC碳化物粒子明显微细且大量，带给耐SR裂纹性以不良影响，因此优选为0.20以下。
在本发明的焊接金属中，需要使以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物的个数，在单位晶界长度中为0.25个/μm以下。在步冷中，原本存在的晶界碳化物之中尺寸比较大的进一步生长，粗大化进行。因此，为了抑制步冷时的脆化(韧性降低)，需要减少原本存在的大尺寸的晶界碳化物。从这一观点出发，需要将以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物的个数减少至们晶界长度中0.25个/μm以下，若碳化物存在超过此上限，则不能确保良好的韧性。还有，以当量圆直径计超过0.5μm的碳化物，优选为0.23个/μm以下，更优选为0.21个/μm以下。
另外，在本发明的焊接金属中，以当量圆直径计超过2μm的氧化物优选为100个/mm2以下。当量圆直径超过2μm的粗大的氧化物，作为脆性断裂的起点起作用，使韧性劣化。以当量圆直径计超过2μm的氧化物为100个/mm2以下，能够使SR退火后的焊接金属的韧性良好，其结果是也能够使步冷后的韧性良好。以当量圆直径计超过2μm的氧化物更优选为60个/mm2以下，进一步优选为40个/mm2以下。
在本发明的焊接金属中，适当地控制其化学成分组成也是重要的要件，而其范围设定理由如下。
[C：0.05～0.15％]
C在确保焊接金属的强度上是必要的元素。若C含量比0.05％少，则得不到规定的强度。但是，若C含量变得过剩，则招致碳化物的粗大化，成为韧性降低的原因，因此为0.15％以下。C含量的优选下限为0.07％以上，更优选为0.09％以上，优选的上限为0.13％以下，更优选为0.12％以下。
[Si：0.1～0.50％]
Si在使焊接时的操作性良好上是有效的元素。若Si含量低于0.1％，则焊接操作性劣化。但是，若Si含量变得过剩，则强度过度上升，或带来马氏体等的硬质组织增加，招致韧性降低，因此为0.50％以下。还有，Si含量的优选的下限为0.15％以上，更优选为0.17％以上，优选的上限为0.40％以下，更优选为0.32％以下。
[Mn：0.60～1.30％]
Mn在确保焊接金属的强度上是有效的元素，若其含量低于0.60％，则除了室温下的强度降低以外，还会给耐SR裂纹性造成不利影响。但是，若Mn含量变得过剩，则使回火脆化特性劣化，因此需要在1.30％以下。还有，Mn含量的优选的下限为0.8％以上，更优选为0.9％以上，优选的上限为1.2％以下，更优选为1.15％以下。
[Cr：1.80～3.0％]
若Cr含量比1.80％低，则在旧γ晶界会析出膜状的粗大渗碳体，耐SR裂纹性劣化。但是，若Cr含量变得过剩，则招致碳化物粗大化，成为韧性降低的原因，因此需要在3.0％以下。还有，Cr含量的优选的下限为1.9％以上，更优选为2.0％以上，优选的上限为2.8％以下，更优选为2.6％以下。
[Mo：0.80～1.20％]
Mo在确保焊接金属的强度上是有用的元素。若Mo含量比0.80％少，则得不到规定的强度。但是，若Mo含量变得过剩，则由于强度过大的上升而使韧性降低，并且带来SR退火后的固溶Mo的增加，在步冷时析出微细Mo2C碳化物，耐回火脆化特性劣化，因此需要在1.20％以下。还有，Mo含量的优选的下限为0.9％以上，更优选为0.95％以上，优选的上限为1.15％以下，更优选为1.1％以下。
[V：0.25～0.50％]
V形成碳化物(MC碳化物：M为碳化物形成元素)，在确保焊接金属的强度上是有用的元素。若V含量低于0.25％，则得不到规定的强度。但是，若V含量变得过剩，则招致强度的过大的上升而使韧性降低，因此需要在0.50％以下。还有，V含量的优选的下限为0.27％以上，更优选为0.30％以上，优选的上限为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
[Nb：0.010～0.050％]
Nb形成碳化物(MC碳化物)，在确保焊接金属的强度上是有用的元素。若Nb含量低于0.010％，则得不到规定的强度。但是，若Nb含量变得过剩，则招致强度的过大的上升而使韧性降低，因此需要在0.050％以下。还有，Nb含量的优选的下限为0.012％以上，更优选为0.015％以上，优选的上限为0.040％以下，更优选为0.035％以下。
[N：0.025％以下(不含0％)]
N在确保焊接金属的蠕变强度上是有用的元素，但若N含量变得过剩，则招致强度的过大的上升而使韧性降低，因此需要在0.025％以下。还有，在使上述效果发挥的基础上，优选的下限为0.004％以上(更优选为0.005％以上)，优选的上限为0.020％以下(更优选为0.018％以下)。
[O：0.020～0.060％]
O形成氧化物，有助于组织微细化，对于使韧性提高是有用的元素。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.020％以上。但是，若O含量变得过剩而超过0.060％，则粗大的氧化物增加，成为脆性断裂的起点，韧性反而降低。还有，O含量的优选的下限为0.025％以上(更优选为0.028％以上)，优选的上限为0.050％以下(更优选为0.045％以下)。
本发明中规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状况而带入的元素(例如，P、S等)的混入。
在本发明的焊接金属中，作为其他的元素，优选还含有如下等：(a)Cu：1.0％以下(不含0％)和/或Ni：1.0％以下(不含0％)；(b)B：0.0050％以下(不含0％)；(c)W：0.50％以下(不含0％)；(d)Al：0.030％以下(不含0％)；(e)Ti：0.020％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类，焊接金属的特性得到进一步改善。含有这些元素时的范围设定理由如下述。
[Cu：1.0％以下(不含0％)和/或Ni：1.0％以下(不含0％)]
Cu和Ni在基于组织微细化的韧性提高上是有效的元素。但是，若这些元素的含量变得过剩，则强度过大而韧性降低，因此Cu或Ni的含量，优选分别为1.0％以下。更优选分别为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。还有，用于发挥上述效果的优选的下限均为0.05％以上(更优选为0.1％以上)。
[B：0.0050％以下(不含0％)]
B抑制铁素体从晶界生成，在使焊接金属的强度提高上是有效的元素。但是，若B含量变得过剩，则使耐SR裂纹性降低，因此优选为0.0050％以下。更优选为0.0040％以下(进一步优选为0.0025％以下)。还有，用于使上述效果发挥的优选的下限为0.0005％以上(更优选为0.0010％以上)。
[W：0.50％以下(不含0％)]
W在使焊接金属的强度提高上是有效的元素。但是，若W含量变得过剩，则使晶界析出的碳化物粗大化，对韧性造成不利影响，因此优选为0.50％以下。更优选为0.3％以下(进一步优选为为0.2％以下)。还有，用于发挥上述效果的优选的下限为0.08％以上(更优选为0.1％以上)。
[Al：0.030％以下(不含0％)]
Al是作为脱氧剂有效的元素。但是，若Al含量变得过剩，则招致氧化物粗大化，对韧性造成不利影响，因此优选为0.030％以下。更优选为0.020％以下(进一步优选为0.015％以下)。还有，用于发挥上述效果的优选的下限为0.001％以上(更优选为0.0012％以上)。
[Ti：0.020％以下(不含0％)]
Ti在使焊接金属的强度提高上是有效的元素。但是，若Ti含量变得过剩，则带来由于MC碳化物的析出强化被促进导致的晶内强化的显著上升，使耐SR裂纹性降低，因此优选为0.020％以下。更优选为0.015％以下(进一步优选为0.012％以下)。还有，用于使上述效果发挥的优选的下限为0.005％以上(更优选为0.008％以上)。
用于得到本发明的焊接金属的焊接方法，如果是电弧焊方法则没有特别限定，但优选应用对化学反应容器等实际进行焊接施工时多用的自动保护金属极电弧焊(SMAW)。
但是，为了实现本发明的焊接金属，需要适当控制焊接材料和焊接条件。焊接材料成分，当然会由于所需要的焊接金属成分而受到制约，另外为了得到规定的碳化物形态，焊接条件和焊接材料成分也必须受到恰当的控制。
例如，SMAW的优选的焊接条件是，焊接线能量在3.0kJ/mm以下，并且焊接时的预热－层间温度为250℃以下。在这些焊接条件下，为了得到规定的焊接金属，在制造焊条时，使焊条芯的Mo含量为1.20％以下(优选为1.1％以下，更优选为1.0％以下)，使焊条芯的Cr含量为2.30％以下(优选为2.28％以下，更优选为2.26％以下)，并且使涂药的Si/SiO2比为1.0以上(优选为1.1以上，更优选为1.2以上)，使涂药的Mo含量为1.2％以下(优选为1.1％以下，更优选为1.0％以下)即可。
焊条芯的Mo含量和Cr含量，和涂药的Mo含量若超出上述优选的范围，则在焊接时的冷却过程中，构成M23C6碳化物和M6C碳化物的核的晶界碳化物生成，大尺寸的晶界碳化物个数将高于规定的值。特别是M6C碳化物容易粗大化，因此作为M6C碳化物的主构成元素的Mo需要严格管理。另外，若涂药的Si/SiO2比低于1.0，则抑制渗碳体生成的焊接金属中的固溶Si将减少。其结果是，在焊接时的冷却过程中，渗碳体在晶界生成，与上述同样，大尺寸的晶界碳化物个数将高于规定的值。
另外，为了使焊接金属中的粗大的(当量圆直径超过2μm)氧化物为100个/mm2以下，优选使涂药中的MgO含量为2.0％以上。涂药中的MgO，具有抑制在焊接金属中生成粗大氧化物的效果。关于其理由虽尚不清楚，但认为是由于，通过使焊接金属中的脱氧元素和游离元素的平衡发生变化，能够促进微细氧化物的生成。为了发挥这样的效果，涂药中的MgO量优选为2.0％以上，更优选为2.1％以上，进一步优选为2.2％以上。涂药中的MgO量的上限没有特别限定，但例如为5.0％左右。
若SMAW的线能量高于3.0kJ/mm，或预热－层间温度高于250℃，则焊接金属组织粗大，构成碳化物的成核点的晶界减少，其结果是致使大尺寸的晶界碳化物增加。但是，若SMAW的线能量过小，或预热－层间温度过低，则焊接金属的强度过大，难以确保SR退火后的韧性，因此优选线能量控制在2.3kJ/mm以上，预热－层间温度控制在190℃以上。
通过遵循上述这样的条件而形成焊接金属，能够得到发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性优异的焊接金属，能够实现具备这样的焊接金属的焊接结构体。
实施例
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。
使用具有下述的成分的母材，以后述的各焊接条件制作焊接金属，实施热处理后，评价各种特性。
[母材组成(质量％)]
C：0.12％、Si：0.23％、Mn：0.48％、P：0.004％、S：0.005％、Cu：0.04％、Al：＜0.002％、Ni：0.08％、Cr：2.25％、Mo：0.99％、V：0.004％、Ti：0.002％、Nb：0.005％(余量：铁和不可避免的杂质)
[焊接条件]
焊接方法：自动保护金属极电弧焊(SMAW)
母材板厚：20mm
坡口角度：20°(V字型)
根部间隔：19mm
焊接姿势：下向
焊条芯直径：(涂药的组成显示在下述表1～3中)
线能量条件
一)2.3kJ/mm(215A－27V，2.5mm/秒)
二)2.7kJ/mm(215A－27V，2.2mm/秒)
三)3.0kJ/mm(220A－27V，2.0mm/秒)
四)3.2kJ/mm(225A－28V，2.0mm/秒)
预热－层间温度：190～260℃
层叠方法：一层两道(计8层)
(使用焊条芯组成)
组成a(质量％)C：0.07％、Si：0.13％、Mn：0.50％、Cu：0.03％、Ni：0.02％、Cr：2.26％、Mo：1.03％(余量：铁和不可避免的杂质)
组成b(质量％)C：0.08％、Si：0.13％、Mn：0.48％、Cu：0.03％、Ni：0.02％、Cr：2.29％、Mo：1.15％(余量：铁和不可避免的杂质)
组成c(质量％)C：0.05％、Si：0.20％、Mn：0.45％、Cu：0.04％、Ni：0.02％、Cr：1.39％、Mo：0.55％(余量：铁和不可避免的杂质)
组成d(质量％)C：0.09％、Si：0.15％、Mn：0.49％、Cu：0.04％、Ni：0.03％、Cr：2.31％、Mo：1.10％(余量：铁和不可避免的杂质)
组成e(质量％)C：0.08％、Si：0.18％、Mn：0.50％、Cu：0.03％、Ni：0.03％、Cr：2.28％、Mo：1.22％(余量：铁和不可避免的杂质)
[热处理]
(SR退火处理)
对于所得到的焊接金属，作为SR退火处理而以705℃实施8小时的热处理。SR退火处理，若加热供试材，供试材的温度超过300℃，则使升温速度为每小时55℃(55℃/小时)以下而调整加热条件，加热供试材直到其温度到达705℃。然后，以705℃保持8小时后，至供试材的温度变成300℃以下，使冷却速度为55℃/小时以下而冷却供试材。还有，在该SR退火处理中，在供试材的温度为300℃以下的温度域，升温速度和冷却速度没有规定。
(步冷)
对于SR退火处理后的供试材，实施作为脆化促进处理的步冷。图1是在纵轴取温度，在横轴取时间，以表示步冷处理条件的图形。如图1所示，步冷若加热供试材，供试材的温度超过300℃，则使温度上升为每小时50℃(50℃/小时)以下而调整加热条件，加热供试材直至使其温度到达593℃，以此温度保持1小时。其后，以同样的要领，以538℃保持15小时，以524℃保持24小时，以496℃保持60小时，但在这些冷却阶段，以每小时5.6℃的温度冷却试验片的方式进行调整。此外，对于以496℃保持的试验片，以每小时2.8℃(2.8℃/小时)进行冷却而成为468℃，以此温度保持100小时。然后，至供试材的温度为300℃以下，以温度下降为每小时28℃(28℃/小时)以下的方式冷却供试材。还有，在该步冷处理中，与SR退火处理同样，在供试材的温度为300℃以下的温度域，升温速度和冷却速度没有规定。
[评价特性]
(当量圆直径超过0.5μm的晶界碳化物的个数)
从上述实施了705℃×8时间的SR退火处理的焊接金属的最后焊道中央部，提取复膜(レプリカ：replica)TEM观察用试验片，以7500倍拍摄4张具有13.3×15.7μm的视野的图像。利用图像分析软件(“Image－Pro Plus”Media Cybernetics社制)，在选择当量圆直径：超过0.50μm的碳化物之后，计算存在于晶界的碳化物的个数。这时，以下述的方法进行碳化物形态的分析。
(1)选定长度为6μm，与当量圆直径计超过0.4μm的碳化物的至少3个交叉的直线Ai(i＝1、2、3…n、n：直线的总条数)(图2A，图2B)。
(2)选定与上述直线Ai交叉的当量圆直径超过0.4μm的碳化物(图2C)。
(3)以直线Bi(i＝1、2、3…m、m：直线的总条数)连接在直线Ai上邻接的碳化物的外接四角形的中心(图2D)，使各碳化物之中，当量圆直径超过0.5μm的碳化物的个数除以直线B1～Bm的合计长度(μm)，该值定义为“焊接金属中的存在于晶界的碳化物之中，当量圆直径超过0.5μm的碳化物在单位晶界中(晶界长度每μm)的个数”。
(当量圆直径超过2μm的氧化物的个数)
对于上述实施了705℃×8小时的SR退火处理的焊接金属的最后焊道中央部进行镜面研磨，以倍率1000倍拍摄4张0.037μm2的图像。利用图像分析软件(“Image－Pro Plus”Media Cybernetics社制)，分析拍摄的图像中的氧化物的尺寸、个数密度，选择当量圆直径超过2μm的氧化物之后，分别针对4张计算出其每1mm2的个数，计算算术平均值。还有，镜面研磨所观察到的夹杂物全部判断为氧化物。
(强度)
从距实施了705℃×32小时的SR退火处理的焊接金属的板厚表面深度10mm的位置，基于图3沿焊接线方向提取拉伸试验片(JIS Z3111A2号)，在室温(25℃)下，按照JIS Z2241的要领，测量抗拉强度TS。
将抗拉强度TS＞600MPa评价为强度优异。
(韧性)
从实施了705℃×8小时的SR退火处理的焊接金属的板厚中央部，基于图4与焊接线方向垂直地提取摆锤冲击试验片(JIS Z31114号V切口试验片)，按照JISZ2242的要领，实施摆锤冲击试验，测量3次的吸收能量的平均值为54J的温度vTr54。vTr54为－50℃以下时评价为韧性优异。另外对于在705℃×8小时的SR退火处理后实施了步冷的焊接金属，以同样的要领，测量吸收能量的平均值为54J的温度vTr’54。vTr’54为－50℃以下时评价为韧性优异。
(耐回火脆化特性)
上述测量的vTr54与vTr’54的差ΔvTr54为5℃以下时[ΔvTr54＝vTr’54－vTr54≤5℃]，评价为耐回火脆化特性韧性优异。还有，ΔvTr54为“0℃”的，是几乎没有发生回火脆化的优异的焊接金属。
(耐SR裂纹性)
从焊接金属的最后焊道(原质部)，基于下述提取狭缝尺寸＝0.5mm的环状裂纹试验片。实施625℃×10小时的SR退火处理，试验片6个(观察面3×试验数2)，在切口底部邻域都没有发生裂纹的情况，评价为耐SR裂纹性优异(评价○)，发生了裂纹的情况评价为耐SR裂纹性差(评价×)。
这时，作为耐SR裂纹性的评价方法，以下展示环状裂纹试验的概要。图5A中表示试验片的提取位置，图5B中表示试验片的形状。使U形切口正下方组织为原质部，从此最后焊道表面正下方提取，狭缝尺寸(宽度)为0.5mm。挤压狭缝宽度至0.05mm，对于狭缝部进行TIG焊接，在切口底部负荷拉伸残留应力。以马弗炉对于TIG焊接后的试验片实施625℃×10小时的SR退火处理，在SR退火处理后，如图5C所示，三等分提取试验片(观察面1～3)，用光学显微镜观察其截面(切口底部附近)，观察SR裂纹发生状况。
形成焊接金属时使用的各种涂药的化学成分组成，显示在下述表1～3中(涂药No.B1～42、BA～BG)。另外所形成的焊接金属的化学成分组成，与焊接条件(涂药No.线能量条件、焊条芯种类、预热－层间温度)和A值一起显示在下述表4～6中(试验No.1～44、A～G)。此外，各焊接金属的评价特性结果[晶界碳化物个数、抗拉强度TS、韧性(vTr54、vTr’54)、耐回火脆化特性(ΔvTr54)、耐SR裂纹性]与A值一起显示在下述表7～9中(试验No.1～44、A～G)，表9中还一并记述当量圆直径超过2μm的氧化物个数。还有，表9中的试验No.1、3～8，与表4和7中的试验No.1、3～8相同。
[表1]

*其他：SrO、BaF2等
[表2]

*其他：SrO、BaF2等
[表3]

*其他：SrO、BaF2等
[表4]

**余量：铁和不可避免的杂质
[表5]

**余量：铁和不可避免的杂质
[表6]

**余量：铁和不可避免的杂质
[表7]

[表8]

[表9]

由表1～9能够进行如下考察(还有，下述No.表示表4～9的试验No.)。No.1～25是满足本发明所规定的要件的例子，能够得到发挥出优异的耐回火脆化特性(ΔvTr54)，并且在韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性优异的焊接金属。
另一方面，No.26～44是脱离本发明规定的某一要件的例子。某一特性差。其中，No.26线能量高(线能量为3.2kJ/mm)，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。No.27，预热－层间温度比适当的范围高，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。
No.28、29因为使用了焊条芯的成分组成不恰当的d、e，所以晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。No.30其A值小，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。
No.31涂药的Mo含量过剩，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。No.32因为使用了涂药的Si/SiO2比不恰当的B30，所以晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。
No.33焊接金属的C含量不足，并且O含量过剩，强度不足，并且韧性(vTr54、vTr’54)劣化。No.34焊接金属的C、Mn和Mo的含量过剩，韧性(vTr54、vTr’54)和耐回火脆化特性(ΔvTr54)劣化。
No.35焊接金属的Mn含量，V含量不足，并且Al含量过剩，强度不足，并且韧性(vTr54、vTr’54)和耐SR裂纹性劣化。No.36涂药的Mo含量过剩，另外焊接金属的Cr、O含量不足，并且Si含量过剩，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)、耐回火脆化特性(ΔvTr54)和耐SR裂纹性均劣化。
No.37焊接金属的Cr、W和Ti的含量过剩，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr54、vTr’54)、耐回火脆化特性(ΔvTr54)和耐SR裂纹性均劣化。No.38焊接金属的Mo含量不足，强度不足。
No.39焊接金属的V和B的含量过剩，韧性(vTr54、vTr’54)、耐回火脆化特性(ΔvTr54)和耐SR裂纹性均劣化。No.40焊接金属的Nb含量不足，强度不足。
No.41焊接金属的Nb含量过剩，韧性(vTr54、vTr’54)劣化。No.42焊接金属的N含量过剩，韧性(vTr54、vTr’54)劣化。
No.43焊接金属的Cu含量过剩，韧性(vTr54、vTr’54)劣化。No.44焊接金属的Ni含量过剩，韧性(vTr54、vTr’54)劣化。
另外，在表9中，试验No.1、3～8是不满足作为本发明的优选的要件的氧化物的规定的例子，试验No.A～G是不满足该氧化物的规定的例子。根据这些比较可知，若粗大的氧化物得到抑制，则SR退火后及步冷后的韧性一起提高。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但在脱离本发明的精神和范围而能够加以各种变更和修正，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2011年11月21日申请的日本专利申请(专利申请2011－254318)、2012年2月23日申请的日本专利申请(专利申请2012－37810)，其内容在此参照并援引。
本发明的焊接金属适合于锅炉和化学反应容器。

资源描述

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1、(10)申请公布号 CN 103945976 A (43)申请公布日 2014.07.23 C N 1 0 3 9 4 5 9 7 6 A (21)申请号 201280057244.2 (22)申请日 2012.11.21 2011-254318 2011.11.21 JP 2012-037810 2012.02.23 JP B23K 35/30(2006.01) C22C 38/26(2006.01) C22C 38/54(2006.01) B23K 9/23(2006.01) (71)申请人株式会社神户制钢所地址日本兵库县 (72)发明人名古秀德山下贤大津穰谷口元一坂田干宏 (7。

2、4)专利代理机构中科专利商标代理有限责任公司 11021 代理人雒运朴 (54) 发明名称耐回火脆化特性优异的焊接金属 (57) 摘要本发明的焊接金属，具有规定的化学成分组成，由下述(1)式规定的A值为0.12以上，并且焊接金属所含的以当量圆直径计超过0.5m的碳化物的个数，单位晶界长度中为 0.25个/m以下。A值(V/51+Nb/93)/ (Cr/52+Mo/96)(1)其中，V、Nb、Cr 和Mo分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量)。 (30)优先权数据 (85)PCT国际申请进入国家阶段日 2014.05.21 (86)PCT国际申请的申请数据 PCT/。

3、JP2012/080170 2012.11.21 (87)PCT国际申请的公布数据 WO2013/077356 JA 2013.05.30 (51)Int.Cl. 权利要求书1页说明书14页附图4页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请权利要求书1页说明书14页附图4页 (10)申请公布号 CN 103945976 A CN 103945976 A 1/1页 2 1.一种耐回火脆化特性优异的焊接金属，其特征在于，分别含有 C：0.050.15(“质量”的意思，下同)、 Si：0.10.50、 Mn：0.601.30、 Cr：1.803.0、 Mo：0.801.2。

4、0、 V：0.250.50、 Nb：0.0100.050、 N：0.025以下(不含0)、 O：0.0200.060，余量由铁和不可避免的杂质构成，由下述(1)式规定的A值为0.12以上，并且焊接金属中所含的以当量圆直径计超过 0.5m的碳化物的个数，以单位晶界长度计为0.25个/m以下， A值(V/51+Nb/93)/(Cr/52+Mo/96)(1) 其中，V、Nb、Cr和Mo分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量)。 2.根据权利要求1所述的焊接金属，其中，以当量圆直径计超过2m的氧化物为100 个/mm 2 以下。 3.根据权利要求1或2所述的焊接金属，其中，还含有下述元。

5、素中的至少一种作为其他的元素： Cu：1.0以下(不含0)； Ni：1.0以下(不含0)； B：0.0050以下(不含0)； W：0.50以下(不含0)； Al：0.030以下(不含0)； Ti：0.020以下(不含0)。 4.一种具备权利要求13中任一项所述的焊接金属的焊接结构体。权利要求书CN 103945976 A 1/14页 3 耐回火脆化特性优异的焊接金属技术领域 0001 本发明涉及CrMo钢这样的高强度钢材的焊接所使用的焊接金属，涉及改善了耐回火脆化特性的焊接金属，和具备这样的焊接金属的焊接结构体。背景技术 0002 锅炉和化学反应容器中使用的高强度CrMo钢和。

6、其焊接金属部，因为在高温高压环境下使用，所以需要强度和韧性等的特性，并且需要高水平兼备耐热性(高温强度)、耐SR裂纹性去应力退火(SR退火)时不会发生晶界裂纹和耐回火脆化特性(高温环境下的使用中脆化少)。特别是近年来，随着装置大型化而来的厚壁化，从施工效率的观点出发，焊接时的线能量正在增大，一般焊接线能量的增大会使焊接金属部的组织粗大化，从而使韧性(耐回火脆化特性)劣化，因此所要求的韧性、耐回火脆化特性要达到更高的水准。 0003 作为着眼于焊接高强度CrMo钢时所形成的焊接金属的韧性、耐回火脆化特性的技术，至今为止也提出有各种各样。 0004 例如，在专利文献1中公开，通过详细地。

7、规定钢板组成、焊接材料组成和焊接条件，能够得到兼备诸特性的焊接金属。在该技术中，一部分的实施例中，表示去应力退火(SR 退火：Stress Relief退火)后的韧性的vTr 5.5 (SR退火后的吸收能量为5.5kgfm的温度) 虽然良好，达50，但表示回火脆化处理(步冷：step-cooling)后的韧性的vTr 5.5 (步冷后的吸收能量为5.5kgfm的温度)最佳也不过41，说不上为充分的水平。 0005 另外在专利文献2中提出，在涂药焊条中，一边考虑焊条芯和药皮的成品率，一边关联限制C、Mn和Ni的含量，从而改善韧性、强度和耐热性。然而，对于耐回火脆化特性未予考虑。 0006。

8、通过考虑实芯焊丝和粘结焊剂的成分，以及焊接条件(线能量)，能够实现韧性、强度、耐回火脆化特性和耐SR裂纹性优异的焊接金属的技术被提出(例如，专利文献3、 4)。在这些技术中，一部分的实施例中，表示SR退火后的韧性的vTr 55 (SR退火后的吸收能量为55J的温度)，表示回火脆化处理(步冷)后的韧性的vTr 55 (步冷后的吸收能量为 55J的温度)均低于50，虽然能够取得这样良好的韧性，但表示回火时的脆化的程度的 vTr 55 (vTr 55 vTr 55 )均在8以上，很难说能够充分抑制回火脆化。 0007 在专利文献5中提出有一种技术，其通过管理焊接金属成分，特别是杂质元素量，以。

9、改善韧性、强度和耐SR裂纹性。但是，对于耐回火脆化特性未予考虑。 0008 在专利文献6中提出，在自动保护金属极电弧焊中，通过控制焊条的焊条芯和药皮成分，从而改善韧性、强度。但是，未考虑耐回火脆化特性。另外，所设想的焊接线能量小，施工上的制约大。 0009 另一方面，还提出在自动保护金属极电弧焊中，通过控制焊条的焊条芯和药皮成分，以改善韧性、强度(例如，专利文献7、8)。在这些技术中，虽然韧性、耐回火脆化特性均处于高水平，但推荐的焊接条件为，在规定由自动保护金属极电弧焊形成的焊接金属的专利文献7中，焊接电流：140190A左右(焊条芯径)，在规定由埋弧焊形成的焊说明书CN 10。

10、3945976 A 2/14页 4 接金属的专利文献8中，线能量：2.03.6kJ/mm左右，说不上可充分应对焊接线能量的增大倾向。 0010 先行技术文献 0011 专利文献 0012 专利文献1：日本国特开平2182378号公报 0013 专利文献2：日本国特开平2220797号公报 0014 专利文献3：日本国特开平6328292号公报 0015 专利文献4：日本国特开平8150478号公报 0016 专利文献5：日本国特开2000301378号公报 0017 专利文献6：日本国特开2002263883号公报 0018 专利文献7：日本国特开2008229718号公报 0019 专利文。

11、献8：日本国特开2009106949号公报发明内容 0020 本发明鉴于上述事情而形成，其目的在于，提供一种即使在线能量比较大的焊接条件下，仍发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性也优异的焊接金属，和具备这样的焊接金属的焊接结构体。 0021 能够解决上述课题的所谓本发明的焊接金属，具有以下几点要旨，分别含有C： 0.050.15(“质量”的意思。下同)、Si：0.10.50、Mn：0.601.30、Cr： 1.803.0、Mo：0.801.20、V：0.250.50、Nb：0.0100.050、N：0.025以下(不含0)、O：0.0200.060，余量由铁。

12、和不可避免的杂质构成，由下述(1)式规定的A值为0.12以上，且焊接金属所含的以当量圆直径计超过0.5m的碳化物的个数，单位晶界长度中为0.25个/m以下。 0022 A值(V/51+Nb/93)/(Cr/52+Mo/96)(1) 0023 其中，V、Nb、Cr和Mo分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量)。 0024 在该焊接金属中，优选以当量圆直径计超过2m的氧化物为100个/mm 2 以下。 0025 还有，上述所谓“当量圆直径”，就是着眼于在显微镜(例如，透射型电子显微镜) 的观察面上确认到的碳化物粒子或氧化物的大小，假设与之面积相等的圆的直径。 0026 在本发明。

13、的焊接金属中，也优选作为其他的元素，还含有如下等：(a)Cu：1.0以下(不含0)和/或Ni：1.0以下(不含0)；(b)B：0.0050以下(不含0)；(c) W：0.50以下(不含0)；(d)Al：0.030以下(不含0)；(e)Ti：0.020以下(不含 0)，根据所含有的元素的种类，焊接金属的特性得到进一步改善。 0027 本发明也包括具备上述这样的焊接金属的焊接结构体。 0028 根据本发明，因为规定了化学成分组成，并且规定了焊接金属中的存在于晶界的规定大小的碳化物的个数，所以能够实现发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR 裂纹性、强度等的特性优异的焊接金属。另外，在本发明。

14、的优选的方式中，通过抑制粗大的氧化物，能够更进一步提高本发明的焊接金属(即SR退火处理后的焊接金属)的韧性及加之进行了回火脆化处理后的韧性。说明书CN 103945976 A 3/14页 5 附图说明 0029 图1中表示步冷处理条件的图形。 0030 图2A是用于说明晶界碳化物的个数的计算方法的第一概念图。 0031 图2B是用于说明晶界碳化物的个数计算方法说明的第二概念图。 0032 图2C是用于说明晶界碳化物的个数计算方法的第三概念图。 0033 图2D是用于说明晶界碳化物的个数计算方法的第四概念图。 0034 图3是表示拉伸试验片的提取位置的概略说明图。 0035 图4是表示。

15、摆锤冲击试验片的提取位置的概略说明图。 0036 图5A是表示耐SR裂纹性试验片的提取位置的概略说明图。 0037 图5B是表示耐SR裂纹性试验片的形状的概略说明图。 0038 图5C是表示耐SR裂纹性试验片的提取方法的概略说明图。具体实施方式 0039 本发明者们，为了实现在线能量比较大的焊接条件，仍发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性也优异的焊接金属，从各种角度进行研究。其结果发现，通过控制焊接金属的化学成分组成，并且规定在焊接时和SR处理时形成，存在于焊接金属的晶界上的规定大小的碳化物(该碳化物有称为“晶界碳化物”的情况)的个数，能够兼备上述诸特性，。

16、从而完成了本发明。 0040 即，在本发明中，发现通过恰当地控制焊接金属的化学成分组成，并且使下述(1) 式所规定的A值为0.12以上，此外焊接金属所含的以当量圆直径计超过0.5m的碳化物的个数，每单位晶界长度中为0.25个/m以下，则能够兼备以韧性、耐回火脆化特性为首的诸特性。 0041 A值(V/51+Nb/93)/(Cr/52+Mo/96)(1) 0042 其中，V、Nb、Cr和Mo分别表示焊接金属中的V、Nb、Cr和Mo的含量(质量)。 0043 焊接金属的耐回火脆化特性，是在SR退火后，实施称为步冷的热处理，与实施了通常的SR退火的焊接金属进行比较，根据韧性发生了什么程度的劣。

17、化而进行评价。本发明者们还发现，在该步冷中，晶界碳化物粗大化带来韧性劣化，通过减少以当量圆直径计超过 0.5m的碳化物，并且控制上述(1)式所规定的A值，能够实现抑制晶界碳化物的粗大化，步冷后的韧性劣化小，即耐回火脆化特性优异的焊接金属。 0044 由上述(1)式规定的A值，是用于控制步冷中的晶界碳化物的粗大化举动的参数。作为晶界碳化物，可列举主要含有Cr、Mo的M 23 C 6 碳化物和M 6 C碳化物(M：碳化物形成元素)，和主要含有Nb、V的MC碳化物，但一般M 23 C 6 碳化物和M 6 C碳化物容易形成得粗大，MC 微细。为了抑制存在于晶界的碳化物的粗大化，减少Cr、Mo，。

18、使Nb、V增加即可。从这样的观点出发，A值需要为0.12以上。若A值比0.12小，则粗大的晶界碳化物的析出量增加而耐回火脆化特性劣化。该A值优选为0.13以上，更优选为0.14以上，进一步优选为0.15 以上。还有，若A值变得过大，则SR退火时生成的MC碳化物粒子明显微细且大量，带给耐 SR裂纹性以不良影响，因此优选为0.20以下。说明书CN 103945976 A 4/14页 6 0045 在本发明的焊接金属中，需要使以当量圆直径计超过0.5m的碳化物的个数，在单位晶界长度中为0.25个/m以下。在步冷中，原本存在的晶界碳化物之中尺寸比较大的进一步生长，粗大化进行。因此，为了抑。

19、制步冷时的脆化(韧性降低)，需要减少原本存在的大尺寸的晶界碳化物。从这一观点出发，需要将以当量圆直径计超过0.5m的碳化物的个数减少至们晶界长度中0.25个/m以下，若碳化物存在超过此上限，则不能确保良好的韧性。还有，以当量圆直径计超过0.5m的碳化物，优选为0.23个/m以下，更优选为 0.21个/m以下。 0046 另外，在本发明的焊接金属中，以当量圆直径计超过2m的氧化物优选为100个 /mm 2 以下。当量圆直径超过2m的粗大的氧化物，作为脆性断裂的起点起作用，使韧性劣化。以当量圆直径计超过2m的氧化物为100个/mm 2 以下，能够使SR退火后的焊接金属的韧性良好，其结果是。

20、也能够使步冷后的韧性良好。以当量圆直径计超过2m的氧化物更优选为60个/mm 2 以下，进一步优选为40个/mm 2 以下。 0047 在本发明的焊接金属中，适当地控制其化学成分组成也是重要的要件，而其范围设定理由如下。 0048 C：0.050.15 0049 C在确保焊接金属的强度上是必要的元素。若C含量比0.05少，则得不到规定的强度。但是，若C含量变得过剩，则招致碳化物的粗大化，成为韧性降低的原因，因此为 0.15以下。C含量的优选下限为0.07以上，更优选为0.09以上，优选的上限为0.13 以下，更优选为0.12以下。 0050 Si：0.10.50 0051 Si在使焊接时。

21、的操作性良好上是有效的元素。若Si含量低于0.1，则焊接操作性劣化。但是，若Si含量变得过剩，则强度过度上升，或带来马氏体等的硬质组织增加，招致韧性降低，因此为0.50以下。还有，Si含量的优选的下限为0.15以上，更优选为 0.17以上，优选的上限为0.40以下，更优选为0.32以下。 0052 Mn：0.601.30 0053 Mn在确保焊接金属的强度上是有效的元素，若其含量低于0.60，则除了室温下的强度降低以外，还会给耐SR裂纹性造成不利影响。但是，若Mn含量变得过剩，则使回火脆化特性劣化，因此需要在1.30以下。还有，Mn含量的优选的下限为0.8以上，更优选为0.9以上，优。

22、选的上限为1.2以下，更优选为1.15以下。 0054 Cr：1.803.0 0055 若Cr含量比1.80低，则在旧晶界会析出膜状的粗大渗碳体，耐SR裂纹性劣化。但是，若Cr含量变得过剩，则招致碳化物粗大化，成为韧性降低的原因，因此需要在 3.0以下。还有，Cr含量的优选的下限为1.9以上，更优选为2.0以上，优选的上限为 2.8以下，更优选为2.6以下。 0056 Mo：0.801.20 0057 Mo在确保焊接金属的强度上是有用的元素。若Mo含量比0.80少，则得不到规定的强度。但是，若Mo含量变得过剩，则由于强度过大的上升而使韧性降低，并且带来SR 退火后的固溶Mo的增加，在步冷时。

23、析出微细Mo 2 C碳化物，耐回火脆化特性劣化，因此需要在1.20以下。还有，Mo含量的优选的下限为0.9以上，更优选为0.95以上，优选的上说明书CN 103945976 A 5/14页 7 限为1.15以下，更优选为1.1以下。 0058 V：0.250.50 0059 V形成碳化物(MC碳化物：M为碳化物形成元素)，在确保焊接金属的强度上是有用的元素。若V含量低于0.25，则得不到规定的强度。但是，若V含量变得过剩，则招致强度的过大的上升而使韧性降低，因此需要在0.50以下。还有，V含量的优选的下限为 0.27以上，更优选为0.30以上，优选的上限为0.45以下，更优选为0.。

24、40以下。 0060 Nb：0.0100.050 0061 Nb形成碳化物(MC碳化物)，在确保焊接金属的强度上是有用的元素。若Nb含量低于0.010，则得不到规定的强度。但是，若Nb含量变得过剩，则招致强度的过大的上升而使韧性降低，因此需要在0.050以下。还有，Nb含量的优选的下限为0.012以上，更优选为0.015以上，优选的上限为0.040以下，更优选为0.035以下。 0062 N：0.025以下(不含0) 0063 N在确保焊接金属的蠕变强度上是有用的元素，但若N含量变得过剩，则招致强度的过大的上升而使韧性降低，因此需要在0.025以下。还有，在使上述效果发挥的基础上，优。

25、选的下限为0.004以上(更优选为0.005以上)，优选的上限为0.020以下(更优选为0.018以下)。 0064 O：0.0200.060 0065 O形成氧化物，有助于组织微细化，对于使韧性提高是有用的元素。为了发挥这样的效果，需要使之含有0.020以上。但是，若O含量变得过剩而超过0.060，则粗大的氧化物增加，成为脆性断裂的起点，韧性反而降低。还有，O含量的优选的下限为0.025以上 (更优选为0.028以上)，优选的上限为0.050以下(更优选为0.045以下)。 0066 本发明中规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资。

26、、制造设备等的状况而带入的元素(例如，P、S等)的混入。 0067 在本发明的焊接金属中，作为其他的元素，优选还含有如下等：(a)Cu：1.0以下 (不含0)和/或Ni：1.0以下(不含0)；(b)B：0.0050以下(不含0)；(c)W： 0.50以下(不含0)；(d)Al：0.030以下(不含0)；(e)Ti：0.020以下(不含 0)，根据所含有的元素的种类，焊接金属的特性得到进一步改善。含有这些元素时的范围设定理由如下述。 0068 Cu：1.0以下(不含0)和/或Ni：1.0以下(不含0) 0069 Cu和Ni在基于组织微细化的韧性提高上是有效的元素。但是，若这些元素的含量变得过。

27、剩，则强度过大而韧性降低，因此Cu或Ni的含量，优选分别为1.0以下。更优选分别为0.8以下，进一步优选为0.5以下。还有，用于发挥上述效果的优选的下限均为 0.05以上(更优选为0.1以上)。 0070 B：0.0050以下(不含0) 0071 B抑制铁素体从晶界生成，在使焊接金属的强度提高上是有效的元素。但是，若B 含量变得过剩，则使耐SR裂纹性降低，因此优选为0.0050以下。更优选为0.0040以下 (进一步优选为0.0025以下)。还有，用于使上述效果发挥的优选的下限为0.0005以上(更优选为0.0010以上)。 0072 W：0.50以下(不含0) 说明书CN 10394。

28、5976 A 6/14页 8 0073 W在使焊接金属的强度提高上是有效的元素。但是，若W含量变得过剩，则使晶界析出的碳化物粗大化，对韧性造成不利影响，因此优选为0.50以下。更优选为0.3以下 (进一步优选为为0.2以下)。还有，用于发挥上述效果的优选的下限为0.08以上(更优选为0.1以上)。 0074 Al：0.030以下(不含0) 0075 Al是作为脱氧剂有效的元素。但是，若Al含量变得过剩，则招致氧化物粗大化，对韧性造成不利影响，因此优选为0.030以下。更优选为0.020以下(进一步优选为 0.015以下)。还有，用于发挥上述效果的优选的下限为0.001以上(更优选为0.0。

29、012 以上)。 0076 Ti：0.020以下(不含0) 0077 Ti在使焊接金属的强度提高上是有效的元素。但是，若Ti含量变得过剩，则带来由于MC碳化物的析出强化被促进导致的晶内强化的显著上升，使耐SR裂纹性降低，因此优选为0.020以下。更优选为0.015以下(进一步优选为0.012以下)。还有，用于使上述效果发挥的优选的下限为0.005以上(更优选为0.008以上)。 0078 用于得到本发明的焊接金属的焊接方法，如果是电弧焊方法则没有特别限定，但优选应用对化学反应容器等实际进行焊接施工时多用的自动保护金属极电弧焊(SMAW)。 0079 但是，为了实现本发明的焊接金属，需要。

30、适当控制焊接材料和焊接条件。焊接材料成分，当然会由于所需要的焊接金属成分而受到制约，另外为了得到规定的碳化物形态，焊接条件和焊接材料成分也必须受到恰当的控制。 0080 例如，SMAW的优选的焊接条件是，焊接线能量在3.0kJ/mm以下，并且焊接时的预热层间温度为250以下。在这些焊接条件下，为了得到规定的焊接金属，在制造焊条时，使焊条芯的Mo含量为1.20以下(优选为1.1以下，更优选为1.0以下)，使焊条芯的 Cr含量为2.30以下(优选为2.28以下，更优选为2.26以下)，并且使涂药的Si/SiO 2 比为1.0以上(优选为1.1以上，更优选为1.2以上)，使涂药的Mo含量为1。

31、.2以下(优选为1.1以下，更优选为1.0以下)即可。 0081 焊条芯的Mo含量和Cr含量，和涂药的Mo含量若超出上述优选的范围，则在焊接时的冷却过程中，构成M 23 C 6 碳化物和M 6 C碳化物的核的晶界碳化物生成，大尺寸的晶界碳化物个数将高于规定的值。特别是M 6 C碳化物容易粗大化，因此作为M 6 C碳化物的主构成元素的Mo需要严格管理。另外，若涂药的Si/SiO 2 比低于1.0，则抑制渗碳体生成的焊接金属中的固溶Si将减少。其结果是，在焊接时的冷却过程中，渗碳体在晶界生成，与上述同样，大尺寸的晶界碳化物个数将高于规定的值。 0082 另外，为了使焊接金属中的粗大的(。

32、当量圆直径超过2m)氧化物为100个/mm 2 以下，优选使涂药中的MgO含量为2.0以上。涂药中的MgO，具有抑制在焊接金属中生成粗大氧化物的效果。关于其理由虽尚不清楚，但认为是由于，通过使焊接金属中的脱氧元素和游离元素的平衡发生变化，能够促进微细氧化物的生成。为了发挥这样的效果，涂药中的 MgO量优选为2.0以上，更优选为2.1以上，进一步优选为2.2以上。涂药中的MgO量的上限没有特别限定，但例如为5.0左右。 0083 若SMAW的线能量高于3.0kJ/mm，或预热层间温度高于250，则焊接金属组织粗大，构成碳化物的成核点的晶界减少，其结果是致使大尺寸的晶界碳化物增加。但是，若。

33、说明书CN 103945976 A 7/14页 9 SMAW的线能量过小，或预热层间温度过低，则焊接金属的强度过大，难以确保SR退火后的韧性，因此优选线能量控制在2.3kJ/mm以上，预热层间温度控制在190以上。 0084 通过遵循上述这样的条件而形成焊接金属，能够得到发挥出优异的耐回火脆化特性，并且韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性优异的焊接金属，能够实现具备这样的焊接金属的焊接结构体。 0085 实施例 0086 以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前、后述的宗旨的范围内也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。。

34、0087 使用具有下述的成分的母材，以后述的各焊接条件制作焊接金属，实施热处理后，评价各种特性。 0088 母材组成(质量) 0089 C：0.12、Si：0.23、Mn：0.48、P：0.004、S：0.005、Cu：0.04、Al： 0.002、Ni：0.08、Cr：2.25、Mo：0.99、V：0.004、Ti：0.002、Nb：0.005(余量：铁和不可避免的杂质) 0090 焊接条件 0091 焊接方法：自动保护金属极电弧焊(SMAW) 0092 母材板厚：20mm 0093 坡口角度：20(V字型) 0094 根部间隔：19mm 0095 焊接姿势：下向 0096 焊条芯直径：。

35、(涂药的组成显示在下述表13中) 0097 线能量条件 0098 一)2.3kJ/mm(215A27V，2.5mm/秒) 0099 二)2.7kJ/mm(215A27V，2.2mm/秒) 0100 三)3.0kJ/mm(220A27V，2.0mm/秒) 0101 四)3.2kJ/mm(225A28V，2.0mm/秒) 0102 预热层间温度：190260 0103 层叠方法：一层两道(计8层) 0104 (使用焊条芯组成) 0105 组成a(质量)C：0.07、Si：0.13、Mn：0.50、Cu：0.03、Ni：0.02、Cr： 2.26、Mo：1.03(余量：铁和不可避免的杂质) 0106。

36、组成b(质量)C：0.08、Si：0.13、Mn：0.48、Cu：0.03、Ni：0.02、Cr： 2.29、Mo：1.15(余量：铁和不可避免的杂质) 0107 组成c(质量)C：0.05、Si：0.20、Mn：0.45、Cu：0.04、Ni：0.02、Cr： 1.39、Mo：0.55(余量：铁和不可避免的杂质) 0108 组成d(质量)C：0.09、Si：0.15、Mn：0.49、Cu：0.04、Ni：0.03、Cr： 2.31、Mo：1.10(余量：铁和不可避免的杂质) 0109 组成e(质量)C：0.08、Si：0.18、Mn：0.50、Cu：0.03、Ni：0.03、Cr：说明。

37、书CN 103945976 A 8/14页 10 2.28、Mo：1.22(余量：铁和不可避免的杂质) 0110 热处理 0111 (SR退火处理) 0112 对于所得到的焊接金属，作为SR退火处理而以705实施8小时的热处理。SR退火处理，若加热供试材，供试材的温度超过300，则使升温速度为每小时55(55/小时)以下而调整加热条件，加热供试材直到其温度到达705。然后，以705保持8小时后，至供试材的温度变成300以下，使冷却速度为55/小时以下而冷却供试材。还有，在该SR退火处理中，在供试材的温度为300以下的温度域，升温速度和冷却速度没有规定。 0113 (步冷) 0114。

38、对于SR退火处理后的供试材，实施作为脆化促进处理的步冷。图1是在纵轴取温度，在横轴取时间，以表示步冷处理条件的图形。如图1所示，步冷若加热供试材，供试材的温度超过300，则使温度上升为每小时50(50/小时)以下而调整加热条件，加热供试材直至使其温度到达593，以此温度保持1小时。其后，以同样的要领，以538保持15 小时，以524保持24小时，以496保持60小时，但在这些冷却阶段，以每小时5.6的温度冷却试验片的方式进行调整。此外，对于以496保持的试验片，以每小时2.8(2.8/ 小时)进行冷却而成为468，以此温度保持100小时。然后，至供试材的温度为300以下，以温度下降。

39、为每小时28(28/小时)以下的方式冷却供试材。还有，在该步冷处理中，与SR退火处理同样，在供试材的温度为300以下的温度域，升温速度和冷却速度没有规定。 0115 评价特性 0116 (当量圆直径超过0.5m的晶界碳化物的个数) 0117 从上述实施了7058时间的SR退火处理的焊接金属的最后焊道中央部，提取复膜(：replica)TEM观察用试验片，以7500倍拍摄4张具有13.315.7m的视野的图像。利用图像分析软件(“ImagePro Plus”Media Cybernetics社制)，在选择当量圆直径：超过0.50m的碳化物之后，计算存在于晶界的碳化物的个数。这时，以下。

40、述的方法进行碳化物形态的分析。 0118 (1)选定长度为6m，与当量圆直径计超过0.4m的碳化物的至少3个交叉的直线Ai(i1、2、3n、n：直线的总条数)(图2A，图2B)。 0119 (2)选定与上述直线Ai交叉的当量圆直径超过0.4m的碳化物(图2C)。 0120 (3)以直线Bi(i1、2、3m、m：直线的总条数)连接在直线Ai上邻接的碳化物的外接四角形的中心(图2D)，使各碳化物之中，当量圆直径超过0.5m的碳化物的个数除以直线B1Bm的合计长度(m)，该值定义为“焊接金属中的存在于晶界的碳化物之中，当量圆直径超过0.5m的碳化物在单位晶界中(晶界长度每m)的个数”。 01。

41、21 (当量圆直径超过2m的氧化物的个数) 0122 对于上述实施了7058小时的SR退火处理的焊接金属的最后焊道中央部进行镜面研磨，以倍率1000倍拍摄4张0.037m 2 的图像。利用图像分析软件(“Image Pro Plus”Media Cybernetics社制)，分析拍摄的图像中的氧化物的尺寸、个数密度，选择当量圆直径超过2m的氧化物之后，分别针对4张计算出其每1mm 2 的个数，计算算术平均说明书CN 103945976 A 10 9/14页 11 值。还有，镜面研磨所观察到的夹杂物全部判断为氧化物。 0123 (强度) 0124 从距实施了70532小时的SR退火处理。

42、的焊接金属的板厚表面深度10mm的位置，基于图3沿焊接线方向提取拉伸试验片(JIS Z3111A2号)，在室温(25)下，按照 JIS Z2241的要领，测量抗拉强度TS。 0125 将抗拉强度TS600MPa评价为强度优异。 0126 (韧性) 0127 从实施了7058小时的SR退火处理的焊接金属的板厚中央部，基于图4与焊接线方向垂直地提取摆锤冲击试验片(JIS Z31114号V切口试验片)，按照JISZ2242的要领，实施摆锤冲击试验，测量3次的吸收能量的平均值为54J的温度vTr 54 。vTr 54 为50 以下时评价为韧性优异。另外对于在7058小时的SR退火处理后实施了步冷。

43、的焊接金属，以同样的要领，测量吸收能量的平均值为54J的温度vTr 54 。vTr 54 为50以下时评价为韧性优异。 0128 (耐回火脆化特性) 0129 上述测量的vTr 54 与vTr 54 的差vTr 54 为5以下时vTr 54 vTr 54 vTr 54 5，评价为耐回火脆化特性韧性优异。还有，vTr 54 为“0”的，是几乎没有发生回火脆化的优异的焊接金属。 0130 (耐SR裂纹性) 0131 从焊接金属的最后焊道(原质部)，基于下述提取狭缝尺寸0.5mm的环状裂纹试验片。实施62510小时的SR退火处理，试验片6个(观察面3试验数2)，在切口底部邻域都没有发生裂纹。

44、的情况，评价为耐SR裂纹性优异(评价)，发生了裂纹的情况评价为耐SR裂纹性差(评价)。 0132 这时，作为耐SR裂纹性的评价方法，以下展示环状裂纹试验的概要。图5A中表示试验片的提取位置，图5B中表示试验片的形状。使U形切口正下方组织为原质部，从此最后焊道表面正下方提取，狭缝尺寸(宽度)为0.5mm。挤压狭缝宽度至0.05mm，对于狭缝部进行TIG焊接，在切口底部负荷拉伸残留应力。以马弗炉对于TIG焊接后的试验片实施 62510小时的SR退火处理，在SR退火处理后，如图5C所示，三等分提取试验片(观察面13)，用光学显微镜观察其截面(切口底部附近)，观察SR裂纹发生状况。 0133。

45、形成焊接金属时使用的各种涂药的化学成分组成，显示在下述表13中(涂药 No.B142、BABG)。另外所形成的焊接金属的化学成分组成，与焊接条件(涂药No.线能量条件、焊条芯种类、预热层间温度)和A值一起显示在下述表46中(试验No.1 44、AG)。此外，各焊接金属的评价特性结果晶界碳化物个数、抗拉强度TS、韧性(vTr 54 、 vTr 54 )、耐回火脆化特性(vTr 54 )、耐SR裂纹性与A值一起显示在下述表79中(试验No.144、AG)，表9中还一并记述当量圆直径超过2m的氧化物个数。还有，表9 中的试验No.1、38，与表4和7中的试验No.1、38相同。 0134 表1。

46、说明书CN 103945976 A 11 10/14页 12 0135 0136 *其他：SrO、BaF 2 等 0137 表2 0138 0139 *其他：SrO、BaF 2 等 0140 表3 0141 0142 *其他：SrO、BaF 2 等 0143 表4 0144 说明书CN 103945976 A 12 11/14页 13 0145 *余量：铁和不可避免的杂质 0146 表5 0147 0148 *余量：铁和不可避免的杂质 0149 表6 0150 0151 *余量：铁和不可避免的杂质 0152 表7 说明书CN 103945976 A 13 12/14页 14 01。

47、53 0154 表8 0155 0156 表9 说明书CN 103945976 A 14 13/14页 15 0157 0158 由表19能够进行如下考察(还有，下述No.表示表49的试验No.)。No.1 25是满足本发明所规定的要件的例子，能够得到发挥出优异的耐回火脆化特性(vTr 54 )，并且在韧性、耐SR裂纹性、强度等的特性优异的焊接金属。 0159 另一方面，No.2644是脱离本发明规定的某一要件的例子。某一特性差。其中， No.26线能量高(线能量为3.2kJ/mm)，晶界碳化物的个数增加，韧性(vTr 54 、vTr 54 )和耐回火脆化特性(vTr 54 )劣化。No.27，预热层间温度。

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