焊接金属及焊接结构体的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及用于焊接如Cr-M0钢之类的高强度钢材的焊接金属，尤其涉及改善了 耐回火脆化特性及耐SR裂纹性的焊接金属及具有这样的焊接金属的焊接结构体。
【背景技术】
[0002] 锅炉、化学反应容器中使用的高强度Cr-Mo钢及其焊接金属部被使用在高温高压 环境下，因此在具备强度及韧性等特性的同时还需要以高水平兼耐热性（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]及耐回火脆化特性（高温环境下的 使用中脆化少）。尤其是近年来，在随着装置大型化的钢板厚壁化中，为了不使施工效率降 低而使焊接时的线能量不断增大。通常，焊接线能量的增大会使焊接金属部的组织，使韧性 (耐回火脆化特性）劣化，因此所要求的韧性、耐回火脆化特性为更高的水准。
[0003] 作为着眼于焊接高强度Cr-Mo时所形成的焊接金属的韧性、耐回火脆化特性的技 术，迄今为止还提出了各种方案（专利文献1~5等）。例如在专利文献1中公开了通过详 细地规定钢板组成、焊接材料组成及焊接条件而得到兼具了各特性的焊接金属的技术。在 该技术中，就一部分的实施例而言，表示应力除去退火（SR退火：Stress Relief退火）后 的韧性的vTr5.5 (SR退火后的吸收能达到5. 5kgf · m的温度）为-50°C呈良好，但是表示回 火脆化处理（步冷）后的韧性的vTr' 5.5(步冷后的吸收能达到5. 5kgf ·πι的温度）最好为 41 °C，还称不上充分的水准。
[0004] 在专利文献2中提出了能够通过考虑焊丝和粘结焊剂的成分、以及焊接条件（线 能量）而实现韧性、强度、耐回火脆化特性及耐SR裂纹性优异的焊接金属的技术。在该技 术中，就一部分的实施例而言，虽然得到表示SR退火后的韧性的VTr55(SR退火后的吸收 能达到55J的温度）、表示回火脆化处理（步冷）后的韧性的vTr' 55(步冷后的吸收能达 到55J的温度）均在-50°C以下的良好韧性，但是表示回火时的脆化的程度的AvTr55( = vTr' 55-vTr55)为8°C以上，难以称得上能够充分抑制回火脆化。
[0005] 在专利文献3中提出了通过控制焊丝的成分、尤其脱氧元素的浓度来实现高温强 度、及韧性优异的焊接金属的技术。但是，并未考虑耐回火脆化特性或耐SR裂纹性。另外， 特性评价时的焊接线能量为I. 8kJ/mm左右，并不高。
[0006] 在专利文献4中公开了通过限制焊线的成分、并控制在SR退火时析出至旧奥氏体 晶界的渗碳体形态而实现强度、韧性、耐回火脆化特性、耐SR裂纹性优异的焊接金属的技 术。但是，强度评价时的SR退火时间较短且为26小时，并且SR退火温度略低且为700°C。 因此，无法保证在进行更高温、长时间下的SR退火时的强度。另外，表示回火时的脆化的程 度的AvTr55( = vTr' 55-vTr55)为5°C以上，难以称得上能够充分抑制回火脆化。
[0007] 在专利文献5中提出了在气体保护金属极电弧焊中通过控制焊接棒的焊芯及被 覆材料成分来改善韧性、强度的技术。但是，并未考虑耐回火脆化特性。
[0008] 另一方面，还提出在气体保护金属极电弧焊中通过控制氧化物、碳化物形态来实 现具有韧性及耐回火脆化特性的焊接金属的技术（例如专利文献6)。在该技术中，并未充 分考虑强度、耐SR裂纹性。
[0009] 在专利文献7中提出了如下技术：发现在回火脆化处理时析出的微细的Mo2C粒子 有助于回火脆化，并通过控制Mo2C的析出来改善耐回火脆化特性。但是，在该技术中，为了 改善耐回火脆化特性，需要对碳化物形态的复杂的控制，工业上的负担较大。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献1 :日本特开平2-182378号公报
[0013] 专利文献2 :日本特开平8-150478号公报
[0014] 专利文献3 :日本特开平8-039287号公报
[0015] 专利文献4 :日本特开平10-137975号公报
[0016] 专利文献5 :日本特开2002-263883号公报
[0017] 专利文献6 :日本特开2008-229718号公报
[0018] 专利文献7 ;日本特开2012-187619号公报
【发明内容】
[0019] 发明要解决的课题
[0020] 本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于提供即使在线能量较大的焊接条件下也 能发挥优异的耐回火脆化特性及耐SR裂纹性、并且韧性及强度等特性优异的焊接金属以 及具备此种焊接金属的焊接结构体。
[0021] 用于解决课题的手段
[0022] 能够解决上述课题的本发明的焊接金属，其特征在于，分别含有C :0. 05~0. 12% ("质量％"的含义。以下相同）、5丨：0.10~0.35%、]?11:0.65~0.90%、0:1.85~2.50%、 Mo :0· 80 ~L 20%、V :0· 25 ~0· 50%、Nb :0· 010 ~0· 050%、B :0· 0005 ~0· 0010%、N : 0. 025%以下（不包括0% )、0 :0. 025~0. 060%，余量由铁和不可避免的杂质构成。
[0023] 本发明的焊接金属优选满足下述（1)式中规定的α值为1750以下、或下述（2) 式中规定的β值为0.00193以下的要件。
[0024] α 值=[Μη]/[Β]…（1)
[0025] 其中，[Μη]及[Β]分别表示焊接金属中的Mn及B的含量（质量％ )。
[0026] β 值=[C] X {([Mo]/96) + ([V]/51)}…（2)
[0027] 其中，[C]，[Mo]及[V]分别表示焊接金属中的C、Mo及V的含量（质量％ )。
[0028] 本发明的焊接金属优选还包含（a)Cu :1.00%以下（不包括0% )及Ni :1.00% 以下（不包括0% )中的至少1种、（b)W :0.50%以下（不包括0% )、（C)Al :0.030%以下 (不包括0% )、（d) Ti :0· 020%以下（不包括0% )、等作为其他元素，并且可以根据所含的 元素的种类进一步改善焊接金属的特性。
[0029] 本发明还包含具备如上所述的焊接金属的焊接结构体。
[0030] 发明效果
[0031] 根据本发明，通过严密地规定化学成分组成，使得在旧奥氏体晶界生成的碳化物 的核生成密度增加，因此能够实现在发挥优异的耐回火脆化特性及耐SR裂纹性的同时韧 性和强度等特性也优异的焊接金属。
【附图说明】
[0032] 图1是表示步冷处理条件的图表。
[0033] 图2是表示拉伸试验片的采集位置的示意说明图。
[0034] 图3是表示夏比冲击试验片的采集位置的示意说明图。
[0035] 图4A是表示耐SR裂纹性试验片的采集位置的示意说明图。
[0036] 图4B是表示耐SR裂纹性试验片的形状的示意说明图。
[0037] 图4C是表示耐SR裂纹性试验片的采集方法的示意说明图。
【具体实施方式】
[0038] 本发明人等为了实现即使在线能量较大的焊接条件下也能发挥优异的耐回火脆 化特性及耐SR裂纹性、并且韧性及强度等特性也优异的焊接金属而从各种角度进行研究。 其结果发现：通过在SR退火初期增加在旧奥氏体晶界生成的碳化物（以下有时将该碳化物 称作"晶界碳化物"）的核生成密度，从而使SR退火中的各个晶界碳化物的生长速度降低， 并且即使在线能量大的焊接条件下也能兼具耐回火脆化特性、耐SR裂纹性、强度及韧性。 由此完成了本发明。
[0039] 若焊接时的线能量增加，则得到旧奥氏体粒粗大化后的焊接金属组织。旧奥氏体 粒的粗大化会招致晶界碳化物的析出尺寸即旧奥氏体晶界面积的减少，因此在线能量大的 焊接条件下，在SR退火初期析出的晶界碳化物粒子数减少，在之后的SR退火过程中，各个 晶界碳化物粒子容易粗大化。因此，有助于SR退火时的旧奥氏体晶界的弱化，容易产生SR 裂纹、回火脆化。
[0040] 对此，本发明人等发现：即使在焊接线能量大、焊接金属单位体积的旧奥氏体晶界 面积小的条件下，通过增加旧奥氏体晶界单位面积的晶界碳化物的核生成密度，也能增加 SR退火初期的晶界碳化物粒子数，抑制SR退火中的晶界碳化物的粗大化，由此可以改善耐 回火脆化特性及耐SR裂纹性。具体而言，其原因在于，通过限制对晶界碳化物的核生成、粗 大化造成影响的Si、Mn、Cr、B等元素