(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０５〜０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、
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（０％を含まない）、
Ｏ  ：０．０２０〜０．０６０％を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記（１）式によって規定されるＡ値が０．１２以上であり、且つ溶接金属に含まれる円相当直径で０．５μｍ超の炭化物の個数が、粒界長さ当たり０．２５個／μｍ以下であることを特徴とする耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属。
Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃｒ］／５２＋［Ｍｏ］／９６）
…（１）
但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
円相当直径で２μｍ超の酸化物が１００個／ｍｍ2以下である請求項１に記載の溶接金属。
【請求項３】
更に他の元素として、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１又は２に記載の溶接金属。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項５】
更に他の元素として、Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項６】
更に他の元素として、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項７】
更に他の元素として、Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の溶接金属。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載の溶接金属を備えた溶接構造体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼のような高強度鋼材の溶接に使用される溶接金属に関するものであり、耐焼戻し脆化特性を改善した溶接金属、およびこうした溶接金属を備えた溶接構造体に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ボイラーや化学反応容器において用いられる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼およびその溶接金属部は、高温高圧環境下において使用されるため、強度および靭性等の特性と共に、耐熱性（高温強度）、耐ＳＲ割れ性[応力除去焼鈍(ＳＲ焼鈍)時に粒界割れを起こさないこと]、および耐焼戻し脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）を高レベルで兼備することが必要とされる。特に近年において、装置大型化に伴う厚肉化により、施工効率の観点から溶接時の入熱量は増大しつつあり、一般に溶接入熱の増大は溶接金属部の組織を粗大化させ、靭性（耐焼戻し脆化特性）を劣化させるため、求められる靭性、耐焼戻し脆化特性はいっそう高い水準となっている。
【０００３】
高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼を溶接した場合に形成される溶接金属の靭性、耐焼戻し脆化特性に着目した技術として、これまでにも様々提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、鋼板組成、溶接材料組成および溶接条件を詳細に規定することによって、諸特性を兼備した溶接金属が得られることが開示されている。この技術では、一部の実施例で、応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍：Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｆ焼鈍）後の靭性を示すｖＴｒ5.5（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は、−５０℃と良好であるものの、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’5.5（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５．５ｋｇｆ・ｍとなる温度）は最良でも−４１℃であり、十分な水準とは言えない。
【０００５】
また特許文献２には、被覆アーク溶接棒において、心線および被覆の歩留まりを考慮しつつＣ，ＭｎおよびＮｉの含有量を関連させて規制することで、靭性、強度および耐熱性を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
【０００６】
ソリッドワイヤやボンドフラックスの成分、および溶接条件（入熱量）を考慮することによって、靭性、強度、耐焼戻し脆化特性および耐ＳＲ割れ性に優れる溶接金属が実現できる技術が提案されている（例えば、特許文献３、４）。これらの技術では、一部の実施例で、ＳＲ焼鈍後の靭性を示すｖＴｒ55（ＳＲ焼鈍後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）、焼戻し脆化処理（ステップクーリング）後の靭性を示すｖＴｒ’55（ステップクーリング後の吸収エネルギーが５５Ｊとなる温度）がともに−５０℃を下回る良好な靭性が得られているものの、焼戻し時の脆化の程度を示すΔｖＴｒ55（＝ｖＴｒ’55−ｖＴｒ55）はいずれも８℃以上と焼戻し脆化を十分抑制できているとは言い難い。
【０００７】
特許文献５には、溶接金属成分、特に不純物元素量を管理することで、靭性、強度および耐ＳＲ割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性については考慮されていない。
【０００８】
特許文献６には、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靭性、強度を改善することが提案されている。しかしながら、耐焼戻し脆化特性は考慮されていない。また、想定している溶接入熱が小さく、施工上の制約が大きいものとなっている。
【０００９】
一方、被覆アーク溶接において、溶接棒の心線および被覆材成分を制御することで、靭性、強度を改善ことも提案されている（例えば、特許文献７、８）。これらの技術では、靭性、耐焼戻し脆化特性のいずれも高いレベルにあるものの、推奨される溶接条件は、被覆アーク溶接による溶接金属を規定した特許文献７で溶接電流：１４０〜１９０Ａ程度（心線径φ４．０ｍｍ）であり、サブマージアーク溶接による溶接金属を規定した特許文献８で入熱量：２．０〜３．６ｋＪ／ｍｍ程度であり、溶接入熱量の増大傾向に十分対応しているとは言えない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平２−１８２３７８号公報
【特許文献２】特開平２−２２０７９７号公報
【特許文献３】特開平６−３２８２９２号公報
【特許文献４】特開平８−１５０４７８号公報
【特許文献５】特開２０００−３０１３７８号公報
【特許文献６】特開２００２−２６３８８３号公報
【特許文献７】特開２００８−２２９７１８号公報
【特許文献８】特開２００９−１０６９４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属、およびこのような溶接金属を備えた溶接構造体を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決することのできた本発明に係る溶接金属とは、Ｃ：０．０５〜０．１５％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０〜１．３０％、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（０％を含まない）、Ｏ：０．０２０〜０．０６０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）式によって規定されるＡ値が０．１２以上であり、且つ溶接金属に含まれる円相当直径で０．５μｍ超の炭化物の個数が、粒界長さ当たり０．２５個／μｍ以下である点に要旨を有する。
Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃｒ］／５２＋［Ｍｏ］／９６）
…（１）
但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
該溶接金属において、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１００個／ｍｍ2以下であることが好ましい。
【００１３】
尚、上記「円相当直径」とは、顕微鏡（例えば、透過型電子顕微鏡）の観察面上で認められる炭化物粒子又は酸化物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。
【００１４】
本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含むことも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
【００１５】
本発明は、上記のような溶接金属を備えた溶接構造体をも包含する。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、化学成分組成と共に、溶接金属中の粒界に存在する所定大きさの炭化物の個数を規定するようにしたので、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が実現できる。また、本発明の好ましい態様において、粗大な酸化物を抑制することによって、本発明の溶接金属（すなわちＳＲ焼鈍処理後の溶接金属）の靭性及び更に焼戻し脆化処理を行った後の靭性をより一層向上できる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】ステップクーリング処理条件を示すグラフである。
【図２Ａ】粒界炭化物の個数を計算する方法を説明するための第１の概念図である。
【図２Ｂ】粒界炭化物の個数を計算する方法を説明するための第２の概念図である。
【図２Ｃ】粒界炭化物の個数を計算する方法を説明するための第３の概念図である。
【図２Ｄ】粒界炭化物の個数を計算する方法を説明するための第４の概念図である。
【図３】引張試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図４】シャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図５Ａ】耐ＳＲ割れ性試験片の採取位置を示す概略説明図である。
【図５Ｂ】耐ＳＲ割れ性試験片の形状を示す概略説明図である。
【図５Ｃ】耐ＳＲ割れ性試験片の採取方法を示す概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、入熱量が比較的大きい溶接条件においても、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性においても優れた溶接金属を実現すべく、様々な角度から検討した。その結果、溶接金属の化学成分組成を制御すると共に、溶接時およびＳＲ処理時に形成され、溶接金属の粒界上に存在する所定の大きさの炭化物（この炭化物を「粒界炭化物」と呼ぶことがある）の個数を規定することで、上記諸特性を兼備できることを見出し、本発明を完成した。
【００１９】
即ち、本発明では、溶接金属の化学成分組成を適切に制御すると共に、下記（１）式によって規定されるＡ値を０．１２以上とし、更に溶接金属に含まれる円相当直径で０．５μｍ超の炭化物の個数が、粒界長さ当たり０．２５個／μｍ以下とすることで、靭性、耐焼戻し脆化特性をはじめとする諸特性が兼備できることを見出した。
Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃｒ］／５２＋［Ｍｏ］／９６）
…（１）
但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
【００２０】
溶接金属の耐焼戻し脆化特性は、ＳＲ焼鈍後に、ステップクーリングと称する熱処理を施し、通常のＳＲ焼鈍を施した溶接金属と比較してどの程度靭性が劣化したかによって評価される。本発明者らは、このステップクーリング中に、粒界炭化物が粗大化することで靭性劣化をもたらすことを新たに見出し、円相当直径で０．５μｍ超の炭化物を低減すると共に、上記（１）式で規定されるＡ値を制御することによって、粒界炭化物の粗大化を抑制し、ステップクーリング後の靭性劣化が小さい、即ち耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属が実現できたのである。
【００２１】
上記（１）式で規定されるＡ値は、ステップクーリング中の粒界炭化物の粗大化挙動を制御するためのパラメータである。粒界炭化物としては、主にＣｒ、Ｍｏを含むＭ23Ｃ6炭化物およびＭ6Ｃ炭化物（Ｍ：炭化物形成元素）や、主にＮｂ、Ｖを含むＭＣ炭化物が挙げられるが、一般にＭ23Ｃ6炭化物およびＭ6Ｃ炭化物は粗大に成り易く、ＭＣは微細である。粒界に存在する炭化物の粗大化を抑制するためには、Ｃｒ、Ｍｏを低減し、Ｎｂ、Ｖを増やせば良いことになる。こうした観点から、Ａ値は０．１２以上とする必要がある。Ａ値が０．１２よりも小さくなると、粗大な粒界炭化物の析出量が増加して耐焼戻し脆化特性が劣化する。このＡ値は好ましくは０．１３以上であり、より好ましくは０．１４以上、更に好ましくは０．１５以上である。尚、Ａ値は、過大になるとＳＲ焼鈍時に生成するＭＣ炭化物粒子が著しく微細且つ多量となり、耐ＳＲ割れ性に悪影響を及ぼすため、０．２０以下であることが好ましい。
【００２２】
本発明の溶接金属においては、円相当直径で０．５μｍ超の炭化物の個数を、粒界長さ当たり０．２５個／μｍ以下とする必要がある。ステップクーリングにおいては、元々存在する粒界炭化物のうち比較的サイズの大きなものが一層成長することで、粗大化が進行する。従って、ステップクーリング時の脆化（靭性低下）を抑制するためには、元々存在する大きいサイズの粒界炭化物を低減する必要がある。こうした観点から、円相当直径で０．５μｍ超の炭化物の個数を粒界長さあたり０．２５個／μｍ以下に低減する必要があり、この上限を超えて炭化物が存在すると、良好な靭性が確保できなくなる。尚、円相当直径で０．５μｍ超の炭化物は、好ましくは０．２３個／μｍ以下であり、より好ましくは０．２１個／μｍ以下である。
【００２３】
また、本発明の溶接金属では、円相当直径で２μｍ超の酸化物が１００個／ｍｍ2以下であることが好ましい。円相当直径２μｍ超の粗大な酸化物は、脆性破壊の起点として作用し、靭性を劣化させる。円相当直径で２μｍ超の酸化物が１００個／ｍｍ2以下とすることによって、ＳＲ焼鈍後の溶接金属の靭性を良好にでき、その結果ステップクーリング後の靭性も良好にできる。円相当直径で２μｍ超の酸化物は６０個／ｍｍ2以下がより好ましく、さらに好ましくは４０個／ｍｍ2以下である。
【００２４】
本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。
【００２５】
［Ｃ：０．０５〜０．１５％］
Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％よりも少なくなると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くことで、靭性低下の原因となるので０．１５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％以上であり、より好ましくは０．０９％以上であり、好ましい上限は０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
【００２６】
［Ｓｉ：０．１〜０．５０％］
Ｓｉは、溶接時の作業性を良好にする上で有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１％を下回ると、溶接作業性が劣化する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇、またはマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、靭性低下を招くので、０．５０％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％以上であり、より好ましくは０．１７％以上であり、好ましい上限は０．４０％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
【００２７】
［Ｍｎ：０．６０〜１．３０％］
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その含有量が０．６０％を下回ると、室温での強度が低下するほか、耐ＳＲ割れ性にも悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼戻し脆化特性を劣化させるので、１．３０％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８％以上であり、より好ましくは０．９％以上であり、好ましい上限は１．２％以下、より好ましくは１．１５％以下である。
【００２８】
［Ｃｒ：１．８０〜３．０％］
Ｃｒ含有量が１．８０％よりも低くなると、旧γ粒界にフィルム状の粗大セメンタイトが析出するようになり、耐ＳＲ割れ性が劣化する。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、３．０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上であり、好ましい上限は２．８％以下、より好ましくは２．６％以下である。
【００２９】
［Ｍｏ：０．８０〜１．２０％］
Ｍｏは、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｍｏ含有量が０．８０％よりも少なくなると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により靭性を低下させるとともに、ＳＲ焼鈍後の固溶Ｍｏの増加をもたらし、ステップクーリング時に微細Ｍｏ2Ｃ炭化物が析出することで耐焼戻し脆化特性が劣化するので、１．２０％以下とする必要がある。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．９％以上であり、より好ましくは０．９５％以上であり、好ましい上限は１．１５％以下、より好ましくは１．１％以下である。
【００３０】
［Ｖ：０．２５〜０．５０％］
Ｖは、炭化物（ＭＣ炭化物：Ｍは炭化物形成元素）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｖ含有量が０．２５％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．５０％以下とする必要がある。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．２７％以上であり、より好ましくは０．３０％以上であり、好ましい上限は０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【００３１】
［Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％］
Ｎｂは、炭化物（ＭＣ炭化物）を形成して、溶接金属の強度を確保する上で有用な元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％を下回ると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上であり、好ましい上限は０．０４０％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。
【００３２】
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、溶接金属のクリープ強度を確保する上で有用な元素であるが、Ｎ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０２５％以下とする必要がある。尚、上記効果を発揮させる上で好ましい下限は、０．００４％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％以下（より好ましくは０．０１８％以下）である。
【００３３】
[Ｏ：０．０２０〜０．０６０％]
Ｏは、酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靭性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が過剰になって０．０６０％を超えると、粗大な酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靭性は低下する。尚、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０２５％以上（より好ましくは０．０２８％以上）であり、好ましい上限は０．０５０％以下（より好ましくは０．０４５％以下)である。
【００３４】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ等）の混入が許容され得る。
【００３５】
本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含有させることが好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。
【００３６】
［Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、組織微細化による靭性向上に有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が過大となって靭性が低下するので、ＣｕまたはＮｉの含有量は、夫々１．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
【００３７】
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、粒界からのフェライト生成を抑制し、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下（更に好ましくは０．００２５％以下)である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）である。
【００３８】
［Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）］
Ｗは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｗ含有量が過剰になると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性に悪影響を及ぼすので、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下（更に好ましくは、０．２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０８％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
【００３９】
［Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、酸化物粗大化を招き靭性に悪影響を及ぼすので、０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下（更に好ましくは、０．０１５％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００１％以上（より好ましくは０．００１２％以上）である。
【００４０】
［Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、溶接金属の強度を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＭＣ炭化物の析出強化が促進されることによる粒内強化の著しい上昇をもたらし、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下（更に好ましくは、０．０１２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）である。
【００４１】
本発明の溶接金属を得るための溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、化学反応容器等を実際に溶接施工する際に多用される、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）の適用が好ましい。
【００４２】
但し、本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料および溶接条件を適切に制御する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、また所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件および溶接材料成分が適切に制御されなければならない。
【００４３】
例えば、ＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍ以下で、且つ溶接時の予熱−パス間温度が２５０℃以下である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接棒を製造するに際し、心線のＭｏ含有量を１．２０％以下(好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下)、心線のＣｒ含有量を２．３０％以下(好ましくは２．２８％以下、より好ましくは２．２６％以下)とすると共に、被覆剤のＳｉ／ＳｉＯ2比を１．０以上(好ましくは１．１以上、より好ましくは１．２以上)、被覆剤のＭｏ含有量を１．２％以下（好ましくは１．１％以下、より好ましくは１．０％以下)とすれば良い。
【００４４】
心線のＭｏ含有量およびＣｒ含有量、並びに被覆剤のＭｏ含有量が、上記の好ましい範囲を超えると、溶接時の冷却過程でＭ23Ｃ6炭化物やＭ6Ｃ炭化物の核となる粒界炭化物が生成し、大きいサイズの粒界炭化物個数が所定の値を上回ることになる。特に、Ｍ6Ｃ炭化物は粗大化し易いため、Ｍ6Ｃ炭化物の主構成元素であるＭｏは厳しく管理される必要がある。また、被覆剤のＳｉ／ＳｉＯ2比が１．０を下回ると、セメンタイト生成を抑制する溶接金属中の固溶Ｓｉが減少することになる。その結果、溶接時の冷却過程で粒界にセメンタイトが生成し、上記と同様に大きいサイズの粒界炭化物個数が所定の値を上回ることになる。
【００４５】
また、溶接金属中の粗大な（円相当直径２μｍ超）酸化物を１００個／ｍｍ2以下とするためには、被覆剤中のＭｇＯ含有量を２．０％以上とすることが好ましい。被覆剤中のＭｇＯは、溶接金属において粗大酸化物が生成するのを抑制する効果がある。その理由については、明らかではないが、溶接金属中における脱酸元素とフリー元素のバランスを変化させることで、微細酸化物の生成を促進できるためと考えられる。このような効果を発揮させるため、被覆剤中のＭｇＯ量は２．０％以上が好ましく、より好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．２％以上である。被覆剤中のＭｇＯ量の上限は特に限定されないが、例えば５．０％程度である。
【００４６】
ＳＭＡＷにおける入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱−パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の核生成サイトとなる粒界が減少する結果、大きいサイズの粒界炭化物が増加することになる。但し、ＳＭＡＷにおける入熱量が小さくなり過ぎたり、予熱−パス間温度が低くなり過ぎると、溶接金属の強度が過大となり、ＳＲ焼鈍後の靭性を確保することが困難になるので、入熱量は２．３ｋＪ／ｍｍ以上、予熱−パス間温度は１９０℃以上に制御することが好ましい。
【００４７】
上記のような条件に従って溶接金属を形成することによって、優れた耐焼戻し脆化特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られ、このような溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。
【実施例】
【００４８】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４９】
下記の成分を有する母材を用い、後述の各溶接条件にて溶接金属を作製し、熱処理を施した後、各種特性を評価した。
［母材組成（質量％）］
Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２３％、Ｍｎ：０．４８％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．００５％、Ｃｕ：０．０４％、Ａｌ：＜０．００２％、Ｎｉ：０．０８％、Ｃｒ：２．２５％、Ｍｏ：０．９９％、Ｖ：０．００４％、Ｔｉ：０．００２％、Ｎｂ：０．００５％（残部：鉄および不可避的不純物）
【００５０】
［溶接条件］
溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
母材板厚：２０ｍｍ
開先角度：２０°（Ｖ字型）
ルート間隔：１９ｍｍ
溶接姿勢：下向き
心線径：５．０ｍｍφ（被覆剤の組成は下記表１，２に示す）
入熱条件
ア）２．３ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ−２７Ｖ，２．５ｍｍ／秒）
イ）２．７ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ−２７Ｖ，２．２ｍｍ／秒）
ウ）３．０ｋＪ／ｍｍ（２２０Ａ−２７Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
エ）３．２ｋＪ／ｍｍ（２２５Ａ−２８Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
予熱−パス間温度：１９０〜２６０℃
積層方法：１層２パス（計８層）
【００５１】
（使用心線組成）
組成ａ（質量％）  Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．１３％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：２．２６％、Ｍｏ：１．０３％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｂ（質量％）  Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１３％、Ｍｎ：０．４８％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：２．２９％、Ｍｏ：１．１５％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｃ（質量％）  Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．２０％、Ｍｎ：０．４５％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：１．３９％、Ｍｏ：０．５５％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｄ（質量％）  Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３１％、Ｍｏ：１．１０％（残部：鉄および不可避的不純物）
組成ｅ（質量％）  Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：０．５０％、Ｃｕ：０．０３％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．２８％、Ｍｏ：１．２２％（残部：鉄および不可避的不純物）
【００５２】
[熱処理]
（ＳＲ焼鈍処理）
得られた溶接金属に、ＳＲ焼鈍処理として７０５℃で８時間の熱処理を実施した。ＳＲ焼鈍処理は、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、昇温速度が毎時５５℃（５５℃／時）以下となるように加熱条件を調整し、供試材の温度が７０５℃に到達するまで加熱した。そして、７０５℃で８時間保持した後、供試材の温度が３００℃以下になるまで、冷却速度が５５℃／時以下となるように供試材を冷却した。尚、このＳＲ焼鈍処理において、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
【００５３】
（ステップクーリング）
ＳＲ焼鈍処理後の供試材に脆化促進処理としてのステップクーリングを実施した。図１は、温度を縦軸にとり、時間を横軸にとって、ステップクーリング処理条件を示すグラフである。図１に示すように、ステップクーリングは、供試材を加熱し、供試材の温度が３００℃を超えると、温度上昇が毎時５０℃（５０℃／時）以下となるように加熱条件を調整して、供試材の温度を５９３℃に到達するまで加熱し、その温度で１時間保持する。その後、同様の要領で、５３８℃で１５時間、５２４℃で２４時間、４９６℃で６０時間保持するが、これらの冷却段階においては毎時５．６℃の温度で試験片が冷却される様に調整する。更に、４９６℃で保持された試験片を、毎時２．８℃（２．８℃／時）で冷却して４６８℃とし、この温度で１００時間保持する。そして、供試材の温度が３００℃以下となるまで、温度降下が毎時２８℃（２８℃／時）以下となる様に供試材を冷却する。尚、このステップクーリング処理において、ＳＲ焼鈍処理と同様に、供試材の温度が３００℃以下の温度域では、昇温速度および冷却速度は規定しない。
【００５４】
［評価特性］
（円相当直径が０．５μｍ超の粒界炭化物の個数）
上記で７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ観察用試験片を採取し、７５００倍にて１３．３×１５．７μｍの視野を有する画像を４枚撮影した。画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ」  Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により、円相当直径：０．５０μｍ超の炭化物を選択したうえで、粒界に存在する炭化物の個数を算出した。この際、下記の方法で炭化物形態の解析を行った。
【００５５】
（１）長さが６μｍであり、円相当直径にして０．４μｍ超の炭化物の少なくとも３個と交わる直線Ａｉ（ｉ＝１，２，３…ｎ、ｎ：直線の総本数）を選定する（図２Ａ、図２Ｂ）。
（２）上記直線Ａｉと交わる円相当直径が０．４μｍ超の炭化物を選定する（図２Ｃ）。
（３）直線Ａｉ上で隣接する炭化物の外接四角形の中心を直線Ｂｉ（ｉ＝１，２，３…ｍ、ｍ：直線の総本数）で結び（図２Ｄ）、各炭化物のうち、円相当直径が０．５μｍ超の炭化物のものの個数を、直線Ｂ１〜Ｂｍの合計長さ（μｍ）で割った値を、「溶接金属中の粒界に存在する炭化物のうち、円相当直径で０．５μｍ超の炭化物の単位粒界当たり（粒界長さμｍ当たり）の個数」と定義する。
【００５６】
（円相当直径が２μｍ超の酸化物の個数）
上記で７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部を鏡面研磨し、倍率１０００倍で０．０３７μｍ2の画像を４枚撮影した。撮影した画像における酸化物のサイズ、個数密度を画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ」  Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により解析し、円相当直径が２μｍ超の酸化物を選択した上で、４枚それぞれについてそれらの１ｍｍ2あたりの個数を算出し、算術平均値を計算した。なお、鏡面研磨して観察される介在物は全て酸化物と判断される。
【００５７】
（強度）
７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚表面から１０ｍｍ深さの位置より、図３に基づき溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ  Ｚ３１１１  Ａ２号）を採取し、室温（２５℃）において、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で、引張強度ＴＳを測定した。引張強度ＴＳ＞６００ＭＰａを強度に優れると評価した。
【００５８】
（靭性）
７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図４に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ３１１１  ４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の要領で、シャルピー衝撃試験を実施し、３回の吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ54を測定した。ｖＴｒ54が−５０℃以下のときに靭性に優れると評価した。また７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理後にステップクーリングを施した溶接金属について、同様の要領で、吸収エネルギーの平均値が５４Ｊとなる温度ｖＴｒ’54を測定した。ｖＴｒ’54が−５０℃以下のときに靭性に優れると評価した。
【００５９】
（耐焼戻し脆化特性）
上記で測定したｖＴｒ54とｖＴｒ’54の差ΔｖＴｒ54が５℃以下のときに［ΔｖＴｒ54＝ｖＴｒ’54−ｖＴｒ54≦５℃］、耐焼戻し脆化特性靭性に優れると評価した。尚、ΔｖＴｒ54が「０℃」となるものは、焼戻脆化がほとんど生じない優れた溶接金属である。
【００６０】
（耐ＳＲ割れ性）
溶接金属の最終パス（原質部）より、スリットサイズ＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を下記に基づき採取した。６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、試験片６個（観察面３×試験数２）とも、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった場合を耐ＳＲ割れ性に優れる（評価○）と評価し、割れが発生した場合を耐ＳＲ割れ性に劣る（評価×）と評価した。
【００６１】
このとき、耐ＳＲ割れ性の評価方法として、リング割れ試験の概要を以下に示す。図５Ａに試験片の採取位置、図５Ｂに試験片の形状を示す。Ｕノッチ直下組織が原質部となるように、最終ビード表面直下から採取し、スリットサイズ（幅）は０．５ｍｍとする。スリット幅が０．０５ｍｍとなるまで押し縮め、スリット部をＴＩＧ溶接し、ノッチ底部に引っ張り残留応力を負荷する。ＴＩＧ溶接後の試験片をマッフル炉にて６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、ＳＲ焼鈍処理後、図５Ｃに示すように、試験片を３等分して採取し（観察面１〜３）、その断面（ノッチ底部付近）を光学顕微鏡にて観察し、ＳＲ割れ発生状況を観察した。
【００６２】
溶接金属を形成したときに用いた各種被覆剤の化学成分組成を、下記表１〜３に示す（被覆剤Ｎｏ．Ｂ１〜４２、ＢＡ〜ＢＧ）。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（被覆剤Ｎｏ．入熱条件、心線種類、予熱−パス間温度）およびＡ値と共に、下記表４〜６に示す（試験Ｎｏ．１〜４４、Ａ〜Ｇ）。更に、各溶接金属の評価特性結果［粒界炭化物個数、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）、耐ＳＲ割れ性］を、Ａ値と共に下記表７〜９に示し（試験Ｎｏ．１〜４４、Ａ〜Ｇ）、表９にはさらに円相当直径２μｍ超の酸化物個数も併記した。なお、表９における試験Ｎｏ．１、３〜８は、表４及び７における試験Ｎｏ．１、３〜８と同じものである。
【００６３】
【表１】
0005798060.tif 000002
【００６４】
【表２】
0005798060.tif 000003
【００６５】
【表３】
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【００６６】
【表４】
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【００６７】
【表５】
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【００６８】
【表６】
0005798060.tif 000007
【００６９】
【表７】
0005798060.tif 000008
【００７０】
【表８】
0005798060.tif 000009
【００７１】
【表９】
0005798060.tif 000010
【００７２】
表１〜９から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表４〜９の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１〜２５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
【００７３】
一方、Ｎｏ．２６〜４４は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．２６は、入熱量が高くなっており（入熱量が３．２ｋＪ／ｍｍ）、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．２７は、予熱−パス間温度が適正な範囲よりも高くなっており、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００７４】
Ｎｏ．２８，２９は、心線の成分組成が適切でないｄ，ｅを用いたため、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．３０は、Ａ値が小さくなっており、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００７５】
Ｎｏ．３１は、被覆剤のＭｏ含有量が過剰になっており、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。Ｎｏ．３２は、被覆剤のＳｉ／ＳｉＯ2比が適切でないＢ３０を用いたため、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００７６】
Ｎｏ．３３は、溶接金属のＣ含有量が不足すると共に、Ｏ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．３４は、溶接金属のＣ，ＭｎおよびＭｏの含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）が劣化している。
【００７７】
Ｎｏ．３５は、溶接金属のＭｎ含有量が不足すると共に、Ａｌ含有量が過剰になっており、強度が不足すると共に、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）および耐ＳＲ割れ性が劣化している。Ｎｏ．３６は、被覆剤のＭｏ含有量が過剰になっており、また溶接金属のＣｒ，Ｏ含有量が不足すると共に、Ｓｉ含有量が過剰になっており、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。
【００７８】
Ｎｏ．３７は、溶接金属のＣｒ，ＷおよびＴｉの含有量が過剰になっており、粒界炭化物の個数が増加し、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。Ｎｏ．３８は、溶接金属のＭｏ含有量が不足しており、強度が不足している。
【００７９】
Ｎｏ．３９は、溶接金属のＶおよびＢの含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）、耐焼戻し脆化特性（ΔｖＴｒ54）および耐ＳＲ割れ性のいずれも劣化している。Ｎｏ．４０は、溶接金属のＮｂ含有量が不足しており、強度が不足している。
【００８０】
Ｎｏ．４１は、溶接金属のＮｂ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．４２は、溶接金属のＮ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。
【００８１】
Ｎｏ．４３は、溶接金属のＣｕ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。Ｎｏ．４４は、溶接金属のＮｉ含有量が過剰になっており、靭性（ｖＴｒ54、ｖＴｒ’54）が劣化している。
【００８２】
また、表９において、試験Ｎｏ．１、３〜８は本発明の好ましい要件である酸化物の規定を満たさない例であり、試験Ｎｏ．Ａ〜Ｇは該酸化物の規定を満たす例である。これらの比較より、粗大な酸化物が抑制されると、ＳＲ焼鈍後及びステップクーリング後の靭性が共に向上することが分かる。
【図１】
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【図３】
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【図４】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
0005798060.tif 000015
【図５Ｃ】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
0005798060.tif 000018
【図２Ｃ】
0005798060.tif 000019
【図２Ｄ】
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