本發(fā)明涉及強度、韌性、和去應(yīng)力(Stress Releif、以下簡稱SR。)退火時的晶界裂紋被抑制的耐SR裂紋性優(yōu)異的焊接金屬。

背景技術(shù)：

鍋爐、化學(xué)反應(yīng)容器等中使用的Cr-Mo鋼及其焊接金屬部由于在高溫高壓環(huán)境下使用，因此要求強度、韌性等特性優(yōu)異，并且耐SR裂紋性優(yōu)異。

特別是近年來，在伴隨裝置的大型化而使用的鋼板也厚壁化之中，為了不降低施工效率而焊接時的線能量不斷增大。因此，作為被覆電弧焊接棒的替代品，期待應(yīng)用能夠高效焊接的藥芯焊絲。但是，若使用藥芯焊絲，則會發(fā)生焊接金屬的氧量變高、韌性容易劣化、以及SR裂紋多發(fā)等各種問題。

因此，為了提供強度、韌性、耐SR裂紋性等優(yōu)異的焊接金屬，提出了各種方案。

例如專利文獻(xiàn)1中記載了，在舊奧氏體晶粒內(nèi)析出的碳化物之中，若降低TiC等微細(xì)的MC型碳化物的量，并提高包含Ti的微細(xì)的M₂C型碳化物的量，則可以得到韌性和拉伸強度提高、且耐SR裂紋性也優(yōu)異的Cr-Mo系鋼的焊接金屬。

另外，專利文獻(xiàn)2中記載了，若在焊接金屬中合計包含50％以上的Cr與Mo的析出物存在規(guī)定個數(shù)，則SR處理時的晶界的移動被釘扎，鐵素體帶的生成被抑制，結(jié)果即使長時間接受高溫的SR處理也難以產(chǎn)生鐵素體帶，且可以得到良好的韌性。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開2007-290016號公報

專利文獻(xiàn)2：日本專利第3842707號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

如上所述，以韌性的降低、SR裂紋的防止為目的，提出了各種技術(shù)，但要求進(jìn)一步的提高。例如上述的專利文獻(xiàn)中，評價了高溫下的耐SR裂紋性，專利文獻(xiàn)1中在690℃進(jìn)行1小時的SR處理，專利文獻(xiàn)2中在690℃進(jìn)行9.5小時或在690℃進(jìn)行15.3小時的SR處理。但是，SR裂紋在比上述溫度更低溫的600℃附近(約600～650℃)長時間暴露時容易發(fā)生。因此，期望提供不僅在約690℃左右(約650～700℃)的高溫下的耐SR裂紋性優(yōu)異，而且在SR裂紋容易發(fā)生的600℃附近的耐SR裂紋性也優(yōu)異的焊接金屬。

若進(jìn)一步考慮焊接效率等，則在焊接方法中，迫切期望改善使用氣體保護電弧焊接法形成的焊接金屬的上述特性的技術(shù)。特別是若考慮焊接操作性等，則迫切期望提供改善通過使用藥芯(礦物的粉體)焊絲的氣體保護電弧焊接法形成的焊接金屬的上述特性的技術(shù)。這是因為，氣體保護電弧焊接用焊絲大致分為藥芯焊絲和實芯焊絲，而藥芯焊絲具有與實芯焊絲相比濺射少，不僅下向姿勢而且豎立姿勢和向上姿勢中焊接操作性也良好等各種優(yōu)點。

本發(fā)明鑒于上述情況而完成，其目的在于，提供強度和韌性優(yōu)異、并且不僅在690℃附近的高溫下而且在SR裂紋容易發(fā)生的600℃附近也能夠防止SR裂紋的、耐SR裂紋性優(yōu)異的焊接金屬。

用于解決問題的手段

能夠解決上述課題的本發(fā)明的焊接金屬的主旨在于，以質(zhì)量％計含有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(包括0％)、N：0.005～0.01％、O：0.03～0.07％，余量：鐵和不可避免的雜質(zhì)，且C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]滿足下式(1)。

3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)

本發(fā)明的優(yōu)選實施方式中，上述焊接金屬中，以質(zhì)量％計，還抑制為P：0.01％以下(不含0％)、S：0.010％以下(不含0％)。

本發(fā)明的優(yōu)選實施方式中，上述焊接金屬中，以質(zhì)量％計還含有選自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一種以上的元素。

本發(fā)明中，還包含含有上述任一焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。

發(fā)明效果

本發(fā)明中，由于平衡良好地控制了影響舊奧氏體晶界處析出的碳化物的生成的C、Cr以及B的量，因此上述碳化物的尺寸被適當(dāng)?shù)乜刂?，可以得到強度、低溫韌性、和耐SR裂紋性優(yōu)異的Cr-Mo系鋼的焊接金屬。特別是根據(jù)本發(fā)明，不僅690℃附近的高溫下，而且在SR裂紋容易發(fā)生的600℃附近也能防止SR裂紋的發(fā)生，因此非常有用。

附圖說明

圖1為表示實施例中使用的鋼板的坡口形狀的截面圖。

圖2為表示實施例中，焊接金屬中的化學(xué)成分的測定位置的截面圖。

圖3為表示實施例中，焊接金屬中的拉伸試驗片的提取位置的截面圖。

圖4為表示實施例中，焊接金屬中的夏比沖擊試驗片的提取位置的截面圖。

圖5A為表示實施例中，耐SR裂紋性的評價中使用的環(huán)裂紋試驗片的提取位置的截面圖。

圖5B為表示實施例中，耐SR裂紋性的評價中使用的環(huán)裂紋試驗片的形狀的截面圖。

圖5C為表示實施例中，耐SR裂紋性的評價中使用的環(huán)裂紋試驗片的TIG焊接部的截面圖。

圖5D為表示實施例中，SR裂紋的觀察面的圖。

具體實施方式

本發(fā)明人等為了達(dá)成上述課題，在提出了上述的專利文獻(xiàn)1后，進(jìn)一步反復(fù)進(jìn)行了研究。特別是本發(fā)明中，從提供能夠防止上述專利文獻(xiàn)1中未充分考慮的600℃附近的SR裂紋發(fā)生的技術(shù)的觀點出發(fā)，進(jìn)行了研究。

如上述專利文獻(xiàn)1中也記載，SR裂紋主要因舊奧氏體晶粒內(nèi)的強度與舊奧氏體晶界的強度之差而產(chǎn)生。因此，上述專利文獻(xiàn)1中，特別著眼于在舊奧氏體晶粒內(nèi)析出的碳化物進(jìn)行了實驗。與此相對，本發(fā)明中，著眼于在舊奧氏體晶界析出的碳化物，詳細(xì)調(diào)查了與耐SR裂紋性的關(guān)系。其結(jié)果可知，SR裂紋是由于在舊奧氏體晶界析出的粗大的碳化物而產(chǎn)生的。

關(guān)于這點再稍作具體說明。已知若對Cr-Mo鋼的焊接金屬進(jìn)行SR處理，則在舊奧氏體晶粒內(nèi)，通常來說，以Ti、Nb、V為主成分的碳化物(MC)、以Mo等為主成分的微細(xì)碳化物(M₂C)會微細(xì)地析出，因此通過這些粒子彌散強化機理，必然會使晶粒內(nèi)被強化，晶界強度相對地降低。

因此本發(fā)明人等從將舊奧氏體晶界的強度保持一定量并在結(jié)果上減小與舊奧氏體晶粒內(nèi)的強度之差的觀點出發(fā)，反復(fù)進(jìn)行了研究。其結(jié)果得知，只要抑制在舊奧氏體晶界析出的粗大碳化物的尺寸即可。

為此，發(fā)現(xiàn)對于影響上述粗大碳化物的生成的C、Cr、B的各元素，如果不僅單獨地控制各個元素的量，而且將由C、Cr、B的量決定的值控制在上述的式(1)的范圍內(nèi)，則不僅能防止690℃附近的SR裂紋而且能防止600℃附近的SR裂紋。

進(jìn)一步得知，SR裂紋還由于在舊奧氏體晶界偏析而使晶界脆化的雜質(zhì)而產(chǎn)生。因此本發(fā)明中，優(yōu)選將P、S的量抑制在規(guī)定以下。

即，本發(fā)明的焊接金屬的特征在于按照以下方式構(gòu)成。

(i)含有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(包括0％)、N：0.005～0.01％、O：0.03～0.07％，余量：鐵和不可避免的雜質(zhì)，且C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]滿足下式(1)。

3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)

(ii)優(yōu)選本發(fā)明的焊接金屬還抑制為P：0.01％以下(不含0％)、S：0.010％以下(不含0％)還含有選自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一種以上的元素。

(本發(fā)明的焊接金屬)

以下，對各成分進(jìn)行說明。

C：0.06～0.10％

C是為了確保焊接金屬的強度和韌性而不可欠缺的元素。而且C是為了確保舊奧氏體晶界的強度有用的元素。為了有效地發(fā)揮這些作用，將C量的下限設(shè)為0.06％以上。優(yōu)選為0.07％以上、更優(yōu)選為0.075％以上。但是，若過剩地添加C，則馬氏體等硬質(zhì)組織增加，韌性劣化，因此將C量的上限設(shè)為0.10％以下。優(yōu)選為0.09％以下、更優(yōu)選為0.08％以下。

Si：0.4～0.6％

Si是通過脫氧作用清潔焊接金屬，剩余的情況下進(jìn)行固溶強化，有助于強度提高的元素。另外，具有減慢在舊奧氏體晶界析出的碳化物的成長速度的作用，對韌性和耐SR裂紋性的提高有效。為了有效發(fā)揮這些作用，將Si量的下限設(shè)為0.4％以上。優(yōu)選為0.41％以上、更優(yōu)選為0.42％以上。但是，若過剩地添加Si，則在舊奧氏體晶界局部地生成粗大的碳化物，雜質(zhì)偏析，并且助長晶界脆化，耐SR裂紋性劣化。馬氏體等硬質(zhì)組織增加，韌性劣化，因此將Si量的上限設(shè)為0.6％以下。優(yōu)選為0.5％以下、更優(yōu)選為0.48％以下。

Mn：0.5～1.0％

Mn是對于確保焊接金屬的強度和韌性有用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將Mn量的下限設(shè)為0.5％以上。優(yōu)選為0.6％以上、更優(yōu)選為0.7％以上。但是，Mn若過剩地添加，則淬火性增大，并且助長雜質(zhì)的偏析導(dǎo)致的晶界脆化，因此將Mn量的上限設(shè)為1.0％以下。優(yōu)選為0.95％以下、更優(yōu)選為0.9％以下。

Cr：1.8～3.0％

Cr是Cr-Mo系耐熱鋼的基礎(chǔ)成分之一，對確保高溫下的強度有用。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將Cr量的下限設(shè)為1.8％以上。優(yōu)選為2.0％以上、更優(yōu)選為2.1％以上。但是，若過剩地添加Cr，則招致在舊奧氏體晶界析出的粗大的碳化物的增加，而且在舊奧氏體晶界偏析而不能確保對晶界的強度提高有用的C量，耐SR裂紋性劣化。因此，將Cr量的上限設(shè)為3.0％以下。優(yōu)選為2.8％以下、更優(yōu)選為2.5％以下。

Mo：0.8～1.2％

Mo與Cr同樣是Cr-Mo系耐熱鋼的基礎(chǔ)成分之一，是有助于強度的確保的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將Mo量的下限設(shè)為0.8％以上。優(yōu)選為0.85％以上、更優(yōu)選為0.9％以上。但是，若過剩地添加Mo，則淬火性的增大，并且由于在舊奧氏體晶界析出的微細(xì)析出物M₂C的生成而韌性劣化，因此將Mo量的上限設(shè)為1.2％以下。優(yōu)選為1.1％以下、更優(yōu)選為1.0％以下。

Ti：0.02～0.08％

Ti是通過脫氧作用使焊接金屬清潔，剩余時形成在舊奧氏體晶粒內(nèi)析出的微細(xì)析出物(MC、M₂C)的元素，是有助于確保焊接金屬的強度的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將Ti量的下限設(shè)為0.02％以上。優(yōu)選為0.03％以上、更優(yōu)選為0.04％以上。但是，若過剩地添加Ti，則由于MC量的增加而招致強度的過度上升，韌性降低，助長SR裂紋，因此將Ti量的上限設(shè)為0.08％以下。優(yōu)選為0.075％以下、更優(yōu)選為0.07％以下。

B：0.002％以下(包括0％)

B是在焊接時在舊奧氏體晶界偏析，影響粗大碳化物的生成、B以外的元素向舊奧氏體晶界的偏析的元素。若過剩地添加B量，則助長在舊奧氏體晶界析出的粗大碳化物的生成，并且不能確保在舊奧氏體晶界偏析的C量，不能有效發(fā)揮C添加帶來的上述效果。因此，將B量的上限設(shè)為0.002％以下。B優(yōu)選盡量少，優(yōu)選為0.0015％以下、更優(yōu)選為0.0010％以下。

N：0.005～0.01％

N是固溶于在舊奧氏體晶粒內(nèi)析出的微細(xì)析出物(MC、M₂C)，有助于確保焊接金屬的韌性的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將N量的下限設(shè)為0.005％以上。優(yōu)選為0.006％以上、更優(yōu)選為0.0065％以上。但是，若過剩地添加N，則招致強度的過度上升，反而韌性降低，因此將N量的上限設(shè)為0.01％以下。優(yōu)選為0.009％以下、更優(yōu)選為0.008％以下。

O：0.03～0.07％

O是形成氧化物，有助于組織的微細(xì)化帶來的韌性的提高的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，將O量的下限設(shè)為0.03％以上。優(yōu)選為0.04％以上、更優(yōu)選為0.045％以上。但是，若過剩地添加O，則合金元素大量以氧化物的形式被消耗，因而韌性降低，因此將O量的上限設(shè)為0.07％以下。優(yōu)選為0.06％以下、更優(yōu)選為0.055％以下。

本發(fā)明的焊接金屬基本上含有上述成分，余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)。

3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)

在此，[C]、[Cr]、[B]分別是指C的含量、Cr的含量、B的含量。

此外，本發(fā)明中，上述“13×[C]+[Cr]+160×[B]”表示的r值必須滿足上式(1)的范圍。上述r值作為能夠防止690℃附近的高溫下的SR裂紋、以及SR裂紋容易發(fā)生的600℃附近的SR裂紋這二者的參數(shù)，由本發(fā)明人設(shè)定。根據(jù)本發(fā)明人的基礎(chǔ)實驗，可知構(gòu)成上述r值的C、Cr以及B均是影響在舊奧氏體晶界生成的碳化物的元素。因此，從若將這些平衡地添加則能夠適當(dāng)控制在舊奧氏體晶界析出的碳化物的尺寸的觀點出發(fā)，經(jīng)過進(jìn)一步反復(fù)大量的實驗的結(jié)果導(dǎo)出上式(1)。如后述的實施例中證實，僅僅分別控制構(gòu)成焊接金屬的各成分的含量是不能得到所期望的耐SR裂紋性的，只有在各成分的適當(dāng)?shù)目刂频幕A(chǔ)上，適當(dāng)控制r值才可以得到所期望的耐SR裂紋性。

若上述r值的下限低于3.0，則耐SR裂紋性劣化。優(yōu)選為3.1以上、更優(yōu)選為3.2以上。另一方面，若上述r值超過4.0，則在舊奧氏體晶界析出的碳化物的量和尺寸增大，耐SR裂紋性劣化，而且有時韌性劣化。上述r值的上限優(yōu)選為3.9以下，更優(yōu)選為3.8以下。

本發(fā)明中，為了進(jìn)一步有效地防止SR裂紋、韌性的降低，優(yōu)選進(jìn)一步控制下述成分。

P：0.01％以下(不含0％)

P以雜質(zhì)的形式在舊奧氏體晶界偏析，助長SR裂紋，因此優(yōu)選將其上限設(shè)為0.01％以下。P越少越好，優(yōu)選為0.009％以下、更優(yōu)選為0.008％以下。

S：0.010％以下(不含0％)

S以雜質(zhì)的形式在舊奧氏體晶界偏析，助長SR裂紋，因此優(yōu)選將其上限設(shè)為0.010％以下。S越少越好，優(yōu)選為0.009％以下、更優(yōu)選為0.008％以下。

選自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一種以上的元素

Nb和V均使在舊奧氏體晶粒內(nèi)析出的微細(xì)的碳化物(MC)增大，助長SR裂紋，因此優(yōu)選將其上限分別設(shè)為0.03％以下。Nb量的優(yōu)選上限為0.02％以下，更優(yōu)選為0.015％以下。另外，V量的優(yōu)選上限為0.025％以下，更優(yōu)選為0.02％以下。

以上，對本發(fā)明的焊接金屬進(jìn)行了說明。

(焊接金屬的制造方法)

接著，對得到上述焊接金屬的方法進(jìn)行說明。

本發(fā)明的焊接金屬通過適當(dāng)控制例如母材(鋼材)的組成或坡口形狀、焊接材料(焊絲)的組成、焊接電流、焊接電壓、焊絲突出長度、焊接方法等焊接條件而得到。

關(guān)于焊接方法，若考慮焊接操作性、實用性等，則優(yōu)選使用藥芯焊絲將母材(鋼材)通過氣體保護電弧焊接進(jìn)行焊接。本發(fā)明中，特別是通過適當(dāng)控制藥芯焊絲中含有的Ti、N、B可以得到所期望的焊接金屬。

以下，記載使用藥芯焊絲進(jìn)行氣體保護電弧焊接(Flux Cored Arc Welding、FCAW)時的優(yōu)選方法，但本發(fā)明不限于此。例如，還可以應(yīng)用被覆電弧焊接法(Shieled Metal Are Welding、SMAW)、鎢極惰性氣體保護(Tungsten Inert Gas、TIG)焊接、埋弧焊接法(Submerged Arc Welding、SAW)、使用實芯焊絲的氣體保護電弧焊接法等任一焊接法。

本發(fā)明中使用的藥芯焊絲的優(yōu)選組成根據(jù)焊接條件等而不同，但優(yōu)選例如控制如下。

C：0.07～0.12％(更優(yōu)選為0.08％以上且0.10％以下)、Si：0.55～0.8％(更優(yōu)選為0.6％以上且0.7％以下)、Mn：0.5～1.2％(更優(yōu)選為0.7％以上且1.1％以下)、Cr：1.9～3.0％(更優(yōu)選為2.0％以上且2.8％以下)、Mo：0.8～1.2％(更優(yōu)選為0.9％以上且1.0％以下)、Ti：0.02～0.15％(更優(yōu)選為0.04％以上且0.12％以下)、B：0.002％以下(更優(yōu)選為0.001％以下)、N：0.005～0.01％(更優(yōu)選為0.006％以上且0.009％以下)、余量：鐵和不可避免的雜質(zhì)。

另外，上述焊絲以進(jìn)一步提高防止SR裂紋的發(fā)生為目的，優(yōu)選將13×[C]+[Cr]+160×[B]表示的r值控制為超過3.4且4.6以下(更優(yōu)選為3.5以上且4.2以下)。

另外，上述焊絲以進(jìn)一步提高防止SR裂紋的發(fā)生為目的，更優(yōu)選控制為選自Nb：0.03％以下(進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下)、以及V：0.03％以下(進(jìn)一步優(yōu)選為0.02％以下)中的至少一種以上的元素。

另外，從與上述同樣的觀點出發(fā)，更優(yōu)選控制為P：0.01％以下(進(jìn)一步優(yōu)選為0.008％以下)、S：0.010％以下(進(jìn)一步優(yōu)選為0.008％以下)。

進(jìn)一步，為了適當(dāng)控制焊接金屬中的O量，優(yōu)選在約0.50～0.85％(更優(yōu)選為0.6～0.7％)的范圍內(nèi)控制強脫氧元素(Mg、Al等)。

本發(fā)明中使用的藥芯焊絲根據(jù)被焊接物(母材)的要求性能，可以在不破壞本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)適當(dāng)包含例如Cu、Ni、Co、W等，作為上述以外的成分。

焊劑的組成若為通常使用的組成則沒有特別限定，例如優(yōu)選以金紅石等為主成分。

藥芯焊絲的焊劑填充率沒有特別規(guī)定，可以考慮焊絲的生產(chǎn)率、例如成型和拉絲時的斷線等來適當(dāng)設(shè)定。焊劑填充率優(yōu)選為大致為11.0～18.0％的范圍內(nèi)。

焊絲的截面形狀沒有特別限定，例如可以具有或不具有接縫。需要說明的是，在焊絲的截面形狀沒有接縫的情況下，以改善焊絲進(jìn)給性為目的，可以在焊絲的表面施加Cu鍍敷、Ni鍍敷、或它們的復(fù)合鍍敷。

本發(fā)明中使用的鋼材的優(yōu)選組成只要為Cr-Mo系鋼規(guī)定的范圍內(nèi)則沒有特別限定，可以舉出例如ASTM A387-Gr.22 Cl.2(2.25Cr-0.5Mo系)等。本發(fā)明中，優(yōu)選使用與上述的焊接金屬的組成實質(zhì)上相同的組成的母材。

氣體保護電弧焊接的方法沒有特別限定，可以采用通常使用的方法。

作為保護氣體，除了100％CO₂氣體之外，可以使用Ar氣體與CO₂氣體的混合氣體；Ar氣體與O₂氣體的混合氣體；Ar氣體、CO₂氣體與O₂氣體的3種混合氣體等。

實施例

以下，例舉實施例對本發(fā)明進(jìn)行更具體的說明，但本發(fā)明不限于下述實施例，還可以在可適合前述或后述主旨的范圍內(nèi)加以適當(dāng)變更來實施，它們均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。需要說明的是，以下的實施例中的“％”只要沒有特殊說明是指“質(zhì)量％”。

·實施例1

(藥芯焊絲和母材)

首先，作為焊絲，準(zhǔn)備表1所示藥芯焊絲W1～W28(焊絲直徑均為1.2mm)。藥芯焊絲中的焊劑的填充率約為13～15％。需要說明的是，關(guān)于表1中的Nb，除去W25(Nb量＝0.039％)的焊絲中的Nb量均為在焊絲中以雜質(zhì)的形式混入的程度的量。同樣地，關(guān)于V，除去W26(V量＝0.078％)的焊絲中的V量均為在焊絲中以雜質(zhì)的形式混入的程度的量。

另外，作為焊接母材，如圖1所示，準(zhǔn)備具有θ＝45°的V字坡口形狀的低合金耐熱鋼的鋼板1。上述鋼板1的板厚為19mm，組成如表2所示。在V字形狀的坡口部的下部，配置有與焊接母材具有同一化學(xué)組成的襯墊金屬2，將配置襯墊金屬的部分的間隙寬度(根部間隙)L1設(shè)為13mm。

(焊接條件)

使用上述的藥芯焊絲，通過氣體保護電弧焊接對上述鋼板1進(jìn)行對焊。詳細(xì)的焊接條件如下所示。

焊接電流：270A

電弧電壓：30～32V

焊接速度：30cm/min

焊接姿勢：向下

保護氣體的組成和流量：CO₂100％、25L/min

預(yù)熱·道間溫度：17.5±15℃

層疊方法：6層12道次

(SR處理)

焊接后，作為SR退火處理，在690℃進(jìn)行1小時的熱處理。

詳細(xì)而言，對焊接后的供試材進(jìn)行加熱，若供試材的溫度超過300℃，則以平均升溫速度為55℃/h以下的方式調(diào)整加熱條件，加熱到供試材的溫度到達(dá)690℃為止。然后以690℃保持1小時后，按照冷卻速度為55℃/h以下的方式冷卻供試材直到供試材的溫度變?yōu)?00℃以下。需要說明的是，在上述SR退火處理中，供試材的溫度為300℃以下的溫度區(qū)域的升溫速度和冷卻速度不影響所期望的特性的體現(xiàn)，因此沒有規(guī)定。

(評價)

(焊接金屬的組成)

SR處理后的焊接金屬的組成如圖2所示，對焊接金屬的中央部分進(jìn)行檢查。

(拉伸特性的評價)

由圖3所示焊接金屬的中央部分，沿焊接線方向提取拉伸試驗片(JIS Z3111 A1號)，實施拉伸試驗。拉伸試驗片提取各3條，將它們的平均值作為拉伸強度(TS)、屈服應(yīng)力(YS)。

本實施例中，TS為700MPa以上的評價為“強度高”。

(低溫韌性的評價)

由圖4所示焊接金屬的中央部分，沿相對于焊接線垂直的方向提取夏比沖擊試驗片(JIS Z3111 4號)，實施夏比沖擊試驗，測定0℃時的吸收能。夏比沖擊試驗片提取各3條，將它們的平均值作為夏比沖擊值(vE₀)。

本實施例中，vE₀為40J以上的評價為“低溫韌性優(yōu)異”。

(耐SR裂紋性的評價)

耐SR裂紋性的評價由剛焊接后的鋼板按照以下方式提取圓筒試驗片，實施環(huán)裂紋試驗來進(jìn)行。

詳細(xì)而言，由圖5A所示焊接金屬3的最終道次(原質(zhì)部)的位置，按照U形缺口底部附近成為原質(zhì)部的方式提取間隙寬度＝0.5mm的環(huán)裂紋試驗片。

將上述環(huán)裂紋試驗片的具體形狀示于圖5B。圖5B所示環(huán)裂紋試驗片具有U形缺口和直至圓筒的內(nèi)部的空洞的間隙，U形缺口為深度0.5mm、寬度0.4mm、底部的曲率半徑R＝0.2mm的U字形的溝。

接著，使用上述環(huán)裂紋試驗片，按照以下方式進(jìn)行環(huán)裂紋試驗。

環(huán)裂紋試驗參考“關(guān)于去應(yīng)力退火裂紋的研究(第2報)”(內(nèi)木等，焊接學(xué)會雜志：Vol.33，No.9(1964)P.718)來實施。詳細(xì)而言，如圖5C所示，對于環(huán)裂紋試驗片，在沿著箭頭所示方向施加彎曲應(yīng)力的狀態(tài)下，以使試驗片的間隙寬度(0.5mm)成為0.05mm的方式壓縮狀態(tài)下，不使用填充金屬地進(jìn)行TIG焊接，對U形缺口底部負(fù)載拉伸殘留應(yīng)力。

對于TIG焊接后的試驗片，實施下述兩種SR處理。

·以625℃加熱10小時，然后爐內(nèi)冷卻(通常條件下的SR處理)

·以690℃加熱1小時，然后爐內(nèi)冷卻(高溫條件下的SR處理)

然后，如圖5D所示將上述試驗片三等分，利用光學(xué)顯微鏡以倍率：100倍觀察其截面(U形缺口的底部附近)，檢查SR裂紋的發(fā)生狀況。本實施例中，將在全部的6個試驗片(＝觀察面3×試驗數(shù)2)中，都沒有在缺口底部附近發(fā)生裂紋的焊接金屬評價為耐SR裂紋性優(yōu)異(良好)，只要有任一個發(fā)生裂紋的焊接金屬評價為耐SR裂紋性差(不良)。

將它們的結(jié)果匯總示于表4。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

根據(jù)這些結(jié)果可以考察如下。

表3的No.1～10分別為使用藥芯焊絲W1～W10，焊接金屬的組成滿足本發(fā)明的要件的本發(fā)明例，強度和低溫韌性優(yōu)異，并且在625℃進(jìn)行10小時SR處理、在690℃進(jìn)行1小時SR處理的任一情況下耐SR裂紋性都優(yōu)異。

與此相對，表3的No.11～28是分別使用藥芯焊絲W11～W28，焊接金屬的組成不滿足本發(fā)明的要件的某個的比較例，具有以下不良情況。

No.11是由于使用C量、Si量少、V量多、由C、Cr和B表示的r值小的焊絲W11，因而焊接金屬中的C量、Si量少、V量、S量多、上述r值小的例子。其結(jié)果是，高溫下的耐SR裂紋性良好，但通常條件下的耐SR裂紋性劣化。由該結(jié)果可知，關(guān)于耐SR裂紋性，即使在高溫條件下的特性良好，在其它條件下有時也變得不良，為了發(fā)揮在任一條件下都良好的特性，滿足本發(fā)明的要件是重要的。

No.12是由于使用C量多的焊絲W12，因而焊接金屬中的C量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，并且關(guān)于耐SR裂紋性，在任一條件下都發(fā)生裂紋。

No.13是由于使用Si量多的焊絲W13，因而焊接金屬中的Si量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.14是由于使用Mn量少的焊絲W14，因而焊接金屬中的Mn量少的例子。其結(jié)果是，強度降低，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.15是由于使用Mn量多的焊絲W15，因而焊接金屬中的Mn量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.16是由于使用r值小的焊絲W16，因而焊接金屬中的Cr量少、r值小的例子。其結(jié)果是，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.17是由于使用Cr量多、r值大的焊絲W17，因而焊接金屬中的Cr量多、r值大的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.18是由于使用Mo量少的焊絲W18，因而焊接金屬中的Mo量少的例子。其結(jié)果是，強度降低。

No.19是由于使用Mo量多的焊絲W19，因而焊接金屬中的Mo量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.20是由于使用Ti量少的焊絲W20，因而焊接金屬中的Ti量少的例子。另外，脫氧不充分，因此O量也變多。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.21是由于使用Ti量多的焊絲W21，因而焊接金屬中的Ti量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.22是由于使用B量多的焊絲W22，因而焊接金屬中的B多的例子。其結(jié)果是，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.23是由于使用C量、Si量少、N量多、r值小的焊絲W23，因而焊接金屬中的C量、Si量少、N量多、r值小的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.24是由于使用C量、Si量少、S量多、r值小的焊絲W24，因而焊接金屬中的C量、Si量少、S量多、r值小的例子。另外，脫氧不充分，因此O量也變多。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.25是由于使用Nb量多的焊絲W25，因而焊接金屬中的Nb量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.26是由于使用V量多的焊絲W26，因而焊接金屬中的V量多的例子。其結(jié)果是，低溫韌性劣化，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.27是由于使用僅r值小的焊絲W27，因而焊接金屬中的r值小的例子。其結(jié)果是，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

No.28是由于使用C量多、r值大的焊絲W28，因而焊接金屬中的r值大的例子。其結(jié)果是，在任一條件下耐SR裂紋性均劣化。

由上述No.27的結(jié)果可知，對于構(gòu)成焊接金屬的各成分，即使單獨滿足本發(fā)明的要件，本發(fā)明中規(guī)定的r值脫離本發(fā)明的范圍的情況下，也不能得到所期望的耐SR裂紋性。由此，確認(rèn)了上述r值是用于確保本發(fā)明中優(yōu)異的耐SR裂紋性極為有用的指標(biāo)。

需要說明的是，本發(fā)明包括以下方案。

方案1：

一種焊接金屬，其特征在于，以質(zhì)量％計含有

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(包括0％)、

N：0.005～0.01％、

O：0.03～0.07％，

余量：鐵和不可避免的雜質(zhì)，且

C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]滿足下式(1)。

3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)

方案2：

如方案1所述的焊接金屬，其中，以質(zhì)量％計，還抑制為P：0.01％以下(不含0％)、S：0.010％以下(不含0％)。

方案3：

如方案1或2所述的焊接金屬，其中，以質(zhì)量％計還含有選自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一種以上的元素。

方案4：

一種焊接結(jié)構(gòu)體，其包含方案1～3中任一項所述的焊接金屬。

本申請主張以申請日為2014年4月17日的日本專利申請、日本特愿第2014-085791號為基礎(chǔ)申請的優(yōu)先權(quán)，并且，日本特愿第2014-085791號通過參照的方式引入本說明書中。

符號說明

1 母材(鋼板)

2 襯墊金屬

3 焊接金屬