焊接金属和由该焊接金属接合的焊接结构物 技术领域 本发明涉及主要以 Mn-Mo-Ni 系钢材为母材进行焊接的焊接结构物及其焊接部的 焊接金属， 特别是涉及在焊接状态下和去应力退火后的强度、 韧性优异的焊接金属。
背景技术 Mn-Mo-Ni 钢材为具有优异的强度、 韧性， 主要被用于原子能发电厂的压力容器 等。近年来， 随着能源需要的增加， 压力容器有大型化的倾向， 要求强度、 韧性更加优异的 Mn-Mo-Ni 钢材。随之而来的是， 在以这些钢种为母材的焊接结构物的焊接部中所形成的 Mn-Mo-Ni 系焊接金属中， 也要求强度、 韧性水平的进一步提高。
另外， 在以 Mn-Mo-Ni 钢材为母材的焊接结构体中， 通常在焊接施工后， 会实施以 去应力为目的长时间的去应力退火， 但存在由于该退火导致焊接金属的强度、 韧性劣化的 情况， 从而要求通过退火难以导致强度、 韧性劣化的材料。
针对这样的需求， 提出有各种致力于提高焊接金属的强度、 韧性 ( 以下统称为 “机 械的特性” ) 的技术。例如在专利文献 1 中提出有一种技术， 其通过使 Cr、 Mo、 Cu、 Ti、 B等 合金元素最佳化， 从而改善机械的特性， 另外在专利文献 2 中提出有一种技术， 其是在粉芯 焊丝中， 同时控制金属外皮和焊剂的组成， 从而改善去应力退火后的机械的特性。另外， 从 硫化物控制的观点出发， 在专利文献 3 中提出有一种除了机械的特性之外， 焊接操作性也 优异的焊接材料。此外， 对于退火后的机械的特性的改善， 在专利文献 4 中提出控制碳化物 的方案。
先行技术文献
专利文献
专利文献 1 ： 日本专利公开平 9-253886 号公报
专利文献 2 ： 日本专利公开平 5-77086 号公报
专利文献 3 ： 日本专利公开平 8-267273 号公报
专利文献 4 ： 日本专利第 3283763 号公报
但是， 仅凭上述的技术， 去应力退火后的焊接金属的机械的特性还称不上充分， 另 外若考虑安全性， 则在焊接的状态下， 也期望具备优异的机械的特性。因此， 期望有进一步 改善焊接金属的机械的特性的技术。
发明内容
本发明鉴于这样的问题而完成的， 其目的在于， 提供一种关于以钢材为母材经焊 接后的焊接结构物， 在焊接状态 ( 简述为 “AW” ) 或去应力退火 ( 简述为 “SR 退火” ) 后仍具 有优异的强度、 韧性的焊接金属， 和由这样的焊接金属接合的焊接结构物。
本发明者们对于实现 AW、 SR 退火后的强度、 韧性优异的焊接金属的方法进行锐意 研究时发现， 对使微细的针状铁素体组织显现非常有效。另外， 在探求 SR 退火造成机械的 特性劣化的主要原因时发现， 这是由于粗大晶界碳化物的析出所致， 使之微细化有效。 本发明是以这样的认识为基本而完成的。
即， 本 发 明 的 焊 接 金 属， 以质量％ ( 以下仅表示为 “ ％” ) 计， 含有 C ： 0.04 ～ 0.15 ％、 Si ： 0.50 ％ 以 下 ( 不 含 0 ％ )、 Mn ： 1.0 ～ 1.9 ％、 Ni ： 1.0 ～ 4.0 ％、 Cr ： 0.10 ～ 1.0％、 Mo ： 0.20 ～ 1.2％、 Ti ： 0.010 ～ 0.060％、 Al ： 0.030％以下 ( 不含 0％ )、 O： 0.015 ～ 0.060％、 N： 0.010％以下 ( 不含 0％ )， 余量由 Fe 和不可避免的杂质构成， 以 [ 化合物型 Ti] 表示作为化合物含有的 Ti 量 (％ )， 以 [ 化合物型 Si] 表示作为化合物含有的 Si 量 (％ ) 时，
[ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] ＞ 1.5
并且， 以 [Ti] 表示 Ti 的含量 (％ )， 以 [O] 表示 O 的含量 (％ )， 以 [Al] 表示 Al 的含量 (％ )， 以 [Si] 表示 Si 的含量 (％ ) 时， 由下式计算的 A 值为 0.50 以上。
A ＝ [Ti]/([O]-1.1×[Al]+0.05×[Si])
该焊接金属， 因为在规定成分之下， 使 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 的比超过 1.5， 所以能够抑制阻碍针状铁素体组织显现的 Si 氧化物的生成， 促进有助于针状铁素体 组织生成的 Ti 氧化物的生成。此外， 因为使 A 值为 0.50 以上， 所以能够抑制 Si 氧化物在 Ti 氧化物的表面生成， 能够使来自 Ti 氧化物的针状铁素体的生成促进作用有效地发挥。 因 此， 能够使焊接金属中显现微细的针状铁素体组织， 能够提高 AW 或 SR 退火后的焊接金属的 强度、 韧性。 在上述焊接金属中， 还优选以 [Cr] 表示 Cr 的含量 (％ )， 以 [Mn] 表示 Mn 的含量 (％ ) 时， 由下式计算的 B 值在 0.05 以上、 0.26 以下。由此， 能够抑制会给 SR 退火后的机械 的特性带来不良影响的晶界碳化物的粗大化， 能够更进一步提高 SR 退火后的机械的特性。
B ＝ [Cr]/([Mn]+1.2)
在上述焊接金属中， 存在于焊接金属中的碳化物之中， 作为当量圆直径， 优选 200nm 以上的碳化物的平均粒径为 350nm 以下。由此， 粗大晶界碳化物的生成得到抑制， 能 够进一步提高焊接金属的机械的特性。
此 外， 上 述 焊 接 金 属 能 够 含 有 Cu ： 0.35 ％ 以 下 ( 不 含 0 ％ )， 或 者 还 含 有 Nb ： 0.008 ～ 0.030％、 V： 0.010 ～ 0.10％的一种或两种。由此能够进一步提高强度。
另外， 本发明的焊接结构物， 是以 Mn-Mo-Ni 系钢材为母材进行焊接的焊接结构 物， 形成其焊接部的焊接金属由上述任一种焊接金属形成。如上述， 上述焊接金属 AW 或 SR 退火后的机械的特性优异， 因此在本发明的焊接结构物的焊接部， AW 或 SR 退火后的机械的 特性也优异， 焊接结构物整体上机械的特性优异， 进而耐久性优异。
根据本发明的焊接金属， 在规定成分之下， 使 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 超过 1.5， 促进有助于针状铁素体组织生成的 Ti 氧化物的生成， 此外， 将 A 值规定在 0.50 以上， 以使 Ti 氧化物的针状铁素体的生成促进作用不会因 Si 氧化物的生成而受到妨碍， 因此能 够使焊接金属中显现微细的针状铁素体组织， 能够提高焊接状态或去应力退火后的焊接金 属的强度、 韧性。另外， 本发明的焊接结构物是在其焊接部形成有上述焊接金属的结构物， 因此整体上强度和韧性优异， 进而耐久性优异。
具体实施方式
本发明的实施方式的焊接金属， 是在以 Mn-Mo-Ni 系钢材为母材进行焊接的焊接部所形成的焊接金属， 化学组成含有 C ： 0.04 ～ 0.15％、 Si ： 0.50％以下 ( 不含 0％ )、 Mn ： 1.0 ～ 1.9％、 Ni ： 1.0 ～ 4.0％、 Cr ： 0.10 ～ 1.0％、 Mo ： 0.20 ～ 1.2％、 Ti ： 0.010 ～ 0.060％、 Al ： 0.030％以下 ( 不含 0％ )、 O： 0.015 ～ 0.060％、 N： 0.010％以下 ( 不含 0％ )， 余量由 Fe 和不可避免的杂质构成。另外作为化合物含有的 Ti 量 (％ )([ 化合物型 Ti]) 和作为化合 物含有的 Si 量 (％ )([ 化合物型 Si]) 的比， [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 超过 1.5。此 外， 以 [Ti] 表示 Ti 的含量 (％ )， 以 [O] 表示 O 的含量 (％ )， 以 [Al] 表示 Al 的含量 (％ )， 以 [Si] 表示 Si 的含量 (％ ) 时， 由下式计算的 A 值为 0.50 以上。以下， 对于这些成分限定 理由进行说明。
A ＝ [Ti]/([O]-1.1×[Al]+0.05×[Si])
C： 0.04 ～ 0.15％
C 是用于确保强度的必须元素， 若比 0.04％低， 则强度不足， 另一方面， 超过 0.15 时则带来马氏体等的硬质组织的增加， 招致韧性的劣化。因此， C 量的下限为 0.04％， 优选 为 0.06％。其上限为 0.15％， 优选为 0.12％， 更优选为 0.10％。
Si ： 0.50％以下
Si 具有使焊接金属的强度提高的作用。从提高强度的观点出发， 极微量即可， 优 选添加 0.05％以上。另一方面， 过量添加会导致强度上升过大， 或马氏体等的硬质组织增 加， 而且氧化物的主体成为 Si 氧化物， 因此， 难以生成针状贴素体组织， 导致强度、 韧性的 劣化。为此， Si 量的上限为 0.50％， 优选为 0.40％， 更优选为 0.20％。
Mn ： 1.0 ～ 1.9％
Mn 是对提高强度和韧性有效的元素。低于 1.0％时上述效果过小， 另一方面， 过量 添加会导致强度上升过大， 或马氏体等的硬质组织增加， 而且， 导致晶界碳化物的粗大化， 成为强度、 韧性劣化的原因。为此， Mn 量的下限为 1.0％， 优选为 1.2％， 其上限为 1.9％， 优 选为 1.8％。
Ni ： 1.0 ～ 4.0％
Ni 是对提高强度和韧性有效的元素。低于 1.0％时上述效果过小， 另一方面， 过量 添加会导致强度上升过大， 对韧性有不良影响。为此， Ni 量的下限为 1.0％， 优选为 1.2％， 其上限为 4.0％， 优选为 3.8％， 更优选为 2.8％。
Cr ： 0.10 ～ 1.0％
Cr 通过适量添加具有抑制碳化物的粗大化的作用。低于 0.10％时上述效果过小， 另一方面， 过量添加反而导致晶界碳化物的粗大化， 对强度、 韧性有不良影响。为此， Cr 量 的下限为 0.10％， 优选为 0.20％， 其上限为 1.0％， 优选为 0.80％， 更优选为 0.60％。
Mo ： 0.20 ～ 1.2％
Mo 具有在 SR 退火时形成微细碳化物提高强度的作用。 为了有效发挥所述作用， Mo 量的下限为 0.20％， 优选为 0.40％， 更优选为 0.60％。 另一方面， 过量添加会导致碳化物的 粗大化， 对韧性有不良影响， 因此， Mo 量的上限为 1.2％， 优选为 1.0％， 更优选为 0.80％。
Ti ： 0.010 ～ 0.060％
Ti 形成成为针状铁素体组织的生成核的 Ti 氧化物， 是有助于提高强度、 韧性的 重要元素。为了有效发挥所述作用， Ti 量的下限为 0.010 ％， 优选为 0.015 ％， 更优选为 0.020％。另一方面， 过量添加时会导致氧化物的粗大化， 对韧性有不良影响， 因此， 其上限为 0.060％， 优选为 0.050％。
Al ： 0.030％以下
Al 具有抑制对针状铁素体组织的生成产生不良影响的 Si 氧化物的生成的作用。 为了有效发挥所述作用， 优选添加 0.005％以上。 但是， 过量添加时会导致氧化物的粗大化， 反而对韧性有不良影响， 因此， 其上限为 0.030％， 优选到 0.025％为止。
O： 0.015 ～ 0.060％
O 是为了和 Ti 一起形成成为针状铁素体组织的生成核的 Ti 氧化物的必要的元素， 至少为 0.015％， 优选为 0.020％。另一方面， 过量添加会导致氧化物的粗大化， 使韧性劣 化， 因此， 上限为 0.060％， 优选为 0.050％， 更优选为 0.045％。
N： 0.010％以下
N 与 Ti 或根据需要添加的后述的 Nb、 V 均形成碳氮化物， 具有提高强度的作用。 为 了有效地显现这样的作用， 优选添加 0.005％。但是若过剩地添加， 则作为固溶 N 带来应变 时效， 对韧性造成不良影响， 因此使上限为 0.010％， 优选为 0.0080％， 更优选为 0.0075％。
[ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] ： 超过 1.5，
本发明的焊接金属的基本组成如上述， 但是还要求作为化合物含有的 Ti( 化合物 型 Ti) 和 Si( 化合物型 Si) 的质量比， 即 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 超过 1.5。所述比 率是间接性地规定对针状铁素体组织的生成造成影响的 Ti 氧化物、 Si 氧化物的生成量比 的参数， 若在 1.5 以下， 则阻碍针状铁素体组织显现的 Si 氧化物占据优势， 使强度、 韧性劣 化。因此， 所述比较超过 1.5， 优选为 2.0 以上， 更优选为 2.5 以上。 所述化合物型 Ti、 化合物型 Si 的量假设是分别作为氧化物被含有的 Ti 和 Si， 基 本上使用在焊接的状态下测量的值， 但是该值能够视为 SR 退火后的测量值。这出于以下的 理由。因 SR 退火而析出的 Ti 碳氮化物即使最大， 以当量圆直径计仍很微细， 在 0.1μm 以 下， 根据后述的测量方法 ( 电解提取残渣法 )， 作为形成碳氮化物的 Ti 所检测出的量极少。 另外， Si 是在钢中难以形成碳氮化物的元素， SR 退火带来的析出量为可以无视的程度。因 此， SR 退火后测量的 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 的值， 与在焊接状态下的测量值大致 相等。
A值： 0.50 以上
其中， A ＝ [Ti]/([O]-1.1×[Al]+0.05×[Si])
A 值是表示对针状铁素体组织带来影响的氧化物的形态的参数， 即使满足上述 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 的比率， Si 氧化物量得到抑制， 氧化物的主体是 Ti 氧化物， 若 A 低于 0.50， 在 Ti 氧化物的表面仍会生成 Si 氧化物， 由 Ti 氧化物带来的针状铁素体核 的生成稳定度相对地降低， 因此使针状铁素体组织的生成降低。因此， 使 A 值为 0.50 以上， 优选为 0.60 以上， 更优选为 0.80 以上。还有， A 值是控制 Si 氧化物向 Ti 氧化物的表面生 成的参数， 越高越为优选， 因此不需要设置上限。
本发明的焊接金属， 以上述组成为基本组成， 余量由 Fe 和不可避免的杂质构成。 P、 S 为杂质， 在旧奥氏体晶界析出， 成为韧性降低的原因， 因此以少为宜。在上述基本组成 中， 优选以如下方式调节 Cr 含量、 Mn 含量 ： 以 [Cr] 表示 Cr 的含量 (％ )， 以 [Mn] 表示 Mn 的含量 (％ ) 时， 由下式计算出的 B 值在 0.05 以上、 0.26 以下。
B ＝ [Cr]/([Mn]+1.2)
B 值是表示 SR 退火时的晶界碳化物的粗大化的参数， 低于 0.05 时， 晶界碳化物的 主体为 Mn， 晶界碳化物的生长受到扩散速度大的 Mn 的限制， 因此粗大化容易被促进。另一 方面， 在超过 0.26 时， 虽然晶界碳化物的主体是 Cr， 但是对晶界碳化物的生长造成影响的 固溶 Cr 量增加， 仍然容易促进晶界碳化物的粗大化。 因此， B 值的下限为 0.05， 优选为 0.08， 其上限为 0.26， 优选为 0.20， 更优选为 0.15。
另外， 对于上述基本成分， 能够添加 Cu 为 0.35％以下， 或者还能够在 Nb ： 0.008 ～ 0.030％、 V： 0.010 ～ 0.10％的范围添加 Nb、 V 的一种或两种。
Cu 是对强度的提高有效的元素。 因此， 优选添加 0.01％以上。 另一方面， 若过剩地 添加， 则招致强度的过度上升， 反而对韧性造成不良影响。因此， 使 Cu 量的上限为 0.35％， 优选为 0.30％。
Nb、 V 形成微细的碳氮化物， 具有使强度提高的作用， 但是 Nb 低于 0.008％、 V 低于 0.010％时， 这一作用过小， 另一方面， 若过剩地添加， 则招致碳氮化物的粗大化， 反而使强 度、 韧性降低。因此， Nb 量的下限为 0.008％， 其上限为 0.030％， 优选为 0.020％。另外， V 量的下限为 0.010％， 其上限为 0.10％， 优选为 0.080％。
本发明的焊接金属的组成如上述， 但在组织上呈现出的是， 以氧化物为起点的微 细的针状铁素体组织和粗大板条状贝氏体组织细微地混合的组织。因此， 定量地评价针状 铁素体组织有困难， 但是根据借助显微镜的目视观察， 至少有 50 面积％以上存在针状铁素 体组织。 另外， SR 退火后的焊接金属中在存在粗大的碳化物的倾向， 但是关于该碳化物的 尺寸， 以当量圆直径计， 200nm 以上的碳化物的平均粒径抑制在 350nm 下， 优选抑制在 330nm 以下， 由此能够抑制会给强度、 韧性带来不良影响的粗大晶界碳化物的生成， 能够进一步提 高机械的特性。为了抑制碳化物的粗大化， 在成分上如上述， 有效的是调节 Cr 量、 Mn 量， 使 B 值为 0.05 ～ 0.26， 此外为了使碳化物的平均粒径为 350nm 以下， 优选将 B 值抑制在 0.08 以上、 低于 0.20 的程度。
另外， 上述焊接金属的组成， 严格地说， 大致由母材的 Mn-Mo-Ni 钢的组成和熔深 量、 焊接材料 ( 焊丝 ) 的组成和熔深量、 在焊接中使用的焊剂的碱度决定， 熔深量由母材的 焊接接合部的形状决定。因为熔深量少， 所以焊接金属的组成大体上由焊接材料的组成和 焊接施工时的焊剂的碱度决定， 另一方面， 焊接材料的组成大致能够由目标的焊接金属的 组成和焊剂的碱度决定。通常， 使焊剂的碱度保持在 2.5 ～ 2.6 左右而进行焊接， 这种情 况下， 焊接材料的组成为， 使根据下式求得的 α 值为 1.2 以上， β 值为 0.04 ～ 0.29 即可。 α 值低于 1.2 时， 焊接金属的 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 的比容易处于 1.5 以下， 另 外 A 值容易低于 0.50。另一方面， 通过将 β 值控制在上述范围， 使焊接金属的 B 值也满足 0.05 ～ 0.26， 此外通过将 β 值控制在 0.08 以上、 低于 0.20， 从而 200nm 以上的碳化物的平 均粒径容易处于 350nm 以下。还有， 上述 α 值、 β 值的范围， 是碱度为 2.5 ～ 2.6 左右的 情况， 如果碱度不同， 则其值的最佳范围也发生变动。 因此， 碱度不同时， 预先通过实验求得 最佳范围。
α ＝ [Ti]/(0.5[Si]-0.8×[Al])
β ＝ [Cr]/([Mn]+1.2)
其中， 式中的 [Ti] 是 Ti 的含量 (％ )， [Al] 是 Al 的含量 (％ )， [Si] 是 Si 的含量
(％ )， [Cr] 是 Cr 的含量 (％ )， [Mn] 是 Mn 的含量 (％ )， 均为焊接材料的元素量。
作为前述母材的 Mn-Mo-Ni 钢， 能够使用公知的各种钢种， 例如 ASTM 规格的 A533B C1.1、 A533B C1.2、 A508C1.3、 SA533B C1.1。
本发明的焊接金属， 在焊接的状态 (AW) 下机械的特性优异， 但是没有使碳化物 更粗大化， 能够通过实施去应力退火 (SR 退火 ) 使韧性进一步提高。SR 退火， 就下述的 3 3 Larson-Miller 参数 (MP)， 在满足 18×10 ～ 20×10 左右的范围， 控制 SR 温度、 SR 时间即 可。例如 600 ～ 650℃， 10 ～ 30hr 左右即可。
Mp ＝ (T+273)×(20+logt)
其中， T 为 SR 温度 (℃ )， t 为 SR 时间 (hr)。
还有， 作为形成本发明的焊接金属的焊接方法， 没有特别限定， 只要是能够形成上 述焊接金属的焊接方法， 任何方法都可以， 但优选可以由焊剂进行组成控制的潜弧焊。
另外， 本发明提供一种焊接部是上述焊接金属的焊接结构物， 该焊接结构物整体 上强度和韧性优异， 进而耐久性优异。
以下， 列举实施例更具体地说明本发明， 但本发明不受此实施例的限定性地解释。
实施例 制作具有表 3 所示的组成的潜弧焊用的焊接材料 ( 焊丝 ： 材料标识上附加 “W” )和 涂药电焊 ( 被覆ァ一ク溶接 ) 用的焊接材料 ( 焊条 ： 材料标识上附加 “B” )。另一方面， 使 用表 1( 数值单位 ： ％， 余量为 Fe 和不可避免的杂质 ) 所示的组成的 Mn-Mo-Ni 钢的母材厚 钢板， 以下述的焊接条件， 实施利用潜弧焊或涂药电焊的焊接试验。
·潜弧焊条件
母材板厚 ： 25mm， 坡口角度 ： 10° (V 字 )， 跟部间隙 ： 15mm， 焊接姿势 ： 向下， 焊接电 流： 425A， 焊接电压 ： 30V， 焊接速度 ： 5.8mm/sec(35cpm)， 预热和焊道间温度 ： 180 ～ 200℃
·涂药电焊条件
母材板厚 ： 20mm， 坡口角度 ： 20° (V 字 )， 跟部间隙 ： 16mm， 焊接姿势 ： 向下， 焊接电 流： 175A， 焊接电压 ： 24V， 焊接速度 ： 17mm/sec(100cpm)， 预热和焊道间温度 ： 180 ～ 200℃， 焊剂 ： 不使用
还有， 在实施的焊接试验 ( 潜弧焊和涂药电焊 ) 中， 使用 AWS 所规定中性助熔剂， 调节焊剂的碱度使之成为 2.04 或 2.55。碱度 2.04 在使用表 3 的 No.22 的焊丝的焊接试验 ( 后述的表 4、 5 的试验 No.22) 时适用， 其他的情况碱度为 2.55。还有， 碱度通过 IIW( 国际 焊接学会 ： International Institute of Welding) 推荐的下式 ( 式中的氧化物表示该氧 化物的质量 ) 计算， 上述碱度的焊剂成分的代表例显示在表 2 中。
碱度＝ BC/AC
BC ＝ CaF2+CaO+MgO+BaO+SrO+Na2O+K2O+Li2O+(MnO+FeO)/2
AC ＝ SiO2+(Al2O3+TiO2+ZrO2)/2
[ 表 1]
C 0.1 Si 0.21 Mn 1.33 P 0.008 8 S 0.003 Cu 0.03 Al 0.028102348531 A CN 102348550
Ni 0.55
碱度 2.55 2.04
SiO2 15 15 Cr 0.09说Mo 0.47明V书Ti 0.004 Nb 0.0057/10 页0.005[ 表 2]Al2O3 20 25 MgO 30 25 CaF2 20 20 CaO 10 10 其他 5 5焊接后， 从焊接试验材在焊接部所形成的焊接金属的中央部提取成分分析试料， 由此调查焊接金属的组成。其结果显示在表 4( 数值单位 ： ％， 余量是 Fe 和不可避免的杂 质 )。另外， 使用同样从焊接金属的中央部切下的试验片， 根据电解提取残渣法测量 [ 化合 物型 Ti]、 [ 化合物型 Si]， 求得 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 的比。在实施电解提取残 渣法时， 使用 10％乙酰丙酮 -1％四甲基氯化铵 - 甲醇溶液， 电解试验片的基体部， 通过孔径 大小 0.1μm 的过滤器， 提取试验片中的化合物。从焊接状态的焊接金属中提取的化合物大 部分是氧化物。其结果显示在表 5 中。还有， 表 5 中还一并记述 A 值、 B 值。另外在 [ 化合 物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 一栏中， “○” 表示未检测到化合物型 Si。
另外， 从焊接金属的中央部， 沿焊接线方向提取拉伸试验片 (JIS Z3111A2 号 )， 测量抗拉强度 (TS)。另外， 从同部位沿着相对于焊接线垂直的方向提取摆锤冲击试验片 (JIS Z3111V 切口试验片 )。使用该试验片， 测量 -30℃下的吸收能 (n ＝ 3)， 计算其平均值 vE-30(J)。另外使用相同的摆锤冲击试验片， 基于 JIS Z2242 测量吸收能和延性断裂率， 将 延性断裂率＝ 100％的试验片的吸收能定义为上平台能量 USE(J)。将这些测量结果、 计算 结果一并显示在表 5 中。
此外， 对于焊接后的焊接试验材实施 640℃ ×30hr 的去应力退火 (SR 退火 ) 后， 以 上述相同的手法， 对于焊接试验材的焊接部所形成的焊接金属， 测量抗拉强度、 韧性。 另外， 针对 SR 退火后的焊接金属， 从最终焊层中央部提取复制型 TEM 观察用试验片， 从随机选择 的 4 处拍摄 7500 倍的 TEM 图像， 使用图像分析软件 (Image Plus， Media Cybernetic 公司 制 ) 进行图像分析， 选择以当量圆直径计 200nm 以上的碳化物之后， 求得其平均粒径 d(nm)。 将这些结果一并显示在表 5 中。
由表 5 可知， 在发明例中， 无论在焊接状态、 SR 退火后的任意一种情况下， 都能够 得到 TS 均超过 700MPa， vE-30 超过 50J， USE 超过 120J， 强度和韧性均优异的特性。不过， 试 料 No.1 ～ 3 因为 B 值和规定碳化物的平均粒径脱离优选的范围， 所以韧性降低。 另外， 试料 No.5、 7、 10 虽然 B 值处于 0.05 ～ 0.26 的范围内， 但是规定碳化物的平均粒径超过 350nm， 因此可见 SR 退火后的韧性有降低的倾向。另外， 试料 No.14 因为 Mo 量、 Al 量高， 所以虽然 强度提高， 但是 SR 韧性、 AW 韧性降低。另外， 试料 No.20 因为添加有 V， 所以强度提高， 但是 SR 韧性降低。
另一方面， 在比较例中， 试料 No.22 虽然组成满足本发明， 但是焊接时的焊剂碱度过低， 因此焊接金属的 A 值在发明范围以外， 韧性降低。其他比较例因为焊丝的组成不适 当， 所以焊接金属的组成 ( 含 A 值等 ) 和 [ 化合物型 Ti]/[ 化合物型 Si] 的比在本发明范 围以外， 强度和韧性劣化。
[ 表 3]
( 注 ) 单位 ： ％ - 余量 ： Fe 和杂质、 “-” 未添加 [ 表 4]
( 注 ) 单位 ： ％ . 余量 ： Fe 和杂质 [ 表 5]
详细地并参照特定的实施方式说明了本发明， 但只要不脱离本发明精神和范围， 则能够加以各种变更， 这一点对于从业者来说很清楚。
本申请基于 2009 年 3 月 26 日申请的日本专利申请 ( 专利申请 2009-075493)， 其
内容与之参照并引入。
产业上的可利用性
本发明在制造原子能发电厂的压力容器等方面有用。12