焊接金屬及焊接結(jié)構(gòu)體的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于焊接如Cr-M0鋼之類的高強度鋼材的焊接金屬，尤其涉及改善了 耐回火脆化特性及耐SR裂紋性的焊接金屬及具有這樣的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
【背景技術(shù)】
[0002] 鍋爐、化學(xué)反應(yīng)容器中使用的高強度Cr-Mo鋼及其焊接金屬部被使用在高溫高壓 環(huán)境下，因此在具備強度及韌性等特性的同時還需要以高水平兼耐熱性（高溫強度）、耐SR 裂紋性[去應(yīng)力退火（SR退火）時不會發(fā)生晶界裂紋]及耐回火脆化特性（高溫環(huán)境下的 使用中脆化少）。尤其是近年來，在隨著裝置大型化的鋼板厚壁化中，為了不使施工效率降 低而使焊接時的線能量不斷增大。通常，焊接線能量的增大會使焊接金屬部的組織，使韌性 (耐回火脆化特性）劣化，因此所要求的韌性、耐回火脆化特性為更高的水準。
[0003] 作為著眼于焊接高強度Cr-Mo時所形成的焊接金屬的韌性、耐回火脆化特性的技 術(shù)，迄今為止還提出了各種方案（專利文獻1~5等）。例如在專利文獻1中公開了通過詳 細地規(guī)定鋼板組成、焊接材料組成及焊接條件而得到兼具了各特性的焊接金屬的技術(shù)。在 該技術(shù)中，就一部分的實施例而言，表示應(yīng)力除去退火（SR退火：Stress Relief退火）后 的韌性的vTr5.5 (SR退火后的吸收能達到5. 5kgf · m的溫度）為-50°C呈良好，但是表示回 火脆化處理（步冷）后的韌性的vTr' 5.5(步冷后的吸收能達到5. 5kgf ·πι的溫度）最好為 41 °C，還稱不上充分的水準。
[0004] 在專利文獻2中提出了能夠通過考慮焊絲和粘結(jié)焊劑的成分、以及焊接條件（線 能量）而實現(xiàn)韌性、強度、耐回火脆化特性及耐SR裂紋性優(yōu)異的焊接金屬的技術(shù)。在該技 術(shù)中，就一部分的實施例而言，雖然得到表示SR退火后的韌性的VTr55(SR退火后的吸收 能達到55J的溫度）、表示回火脆化處理（步冷）后的韌性的vTr' 55(步冷后的吸收能達 到55J的溫度）均在-50°C以下的良好韌性，但是表示回火時的脆化的程度的AvTr55( = vTr' 55-vTr55)為8°C以上，難以稱得上能夠充分抑制回火脆化。
[0005] 在專利文獻3中提出了通過控制焊絲的成分、尤其脫氧元素的濃度來實現(xiàn)高溫強 度、及韌性優(yōu)異的焊接金屬的技術(shù)。但是，并未考慮耐回火脆化特性或耐SR裂紋性。另外， 特性評價時的焊接線能量為I. 8kJ/mm左右，并不高。
[0006] 在專利文獻4中公開了通過限制焊線的成分、并控制在SR退火時析出至舊奧氏體 晶界的滲碳體形態(tài)而實現(xiàn)強度、韌性、耐回火脆化特性、耐SR裂紋性優(yōu)異的焊接金屬的技 術(shù)。但是，強度評價時的SR退火時間較短且為26小時，并且SR退火溫度略低且為700°C。 因此，無法保證在進行更高溫、長時間下的SR退火時的強度。另外，表示回火時的脆化的程 度的AvTr55( = vTr' 55-vTr55)為5°C以上，難以稱得上能夠充分抑制回火脆化。
[0007] 在專利文獻5中提出了在氣體保護金屬極電弧焊中通過控制焊接棒的焊芯及被 覆材料成分來改善韌性、強度的技術(shù)。但是，并未考慮耐回火脆化特性。
[0008] 另一方面，還提出在氣體保護金屬極電弧焊中通過控制氧化物、碳化物形態(tài)來實 現(xiàn)具有韌性及耐回火脆化特性的焊接金屬的技術(shù)（例如專利文獻6)。在該技術(shù)中，并未充 分考慮強度、耐SR裂紋性。
[0009] 在專利文獻7中提出了如下技術(shù)：發(fā)現(xiàn)在回火脆化處理時析出的微細的Mo2C粒子 有助于回火脆化，并通過控制Mo2C的析出來改善耐回火脆化特性。但是，在該技術(shù)中，為了 改善耐回火脆化特性，需要對碳化物形態(tài)的復(fù)雜的控制，工業(yè)上的負擔(dān)較大。
[0010] 現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0011] 專利文獻
[0012] 專利文獻1 :日本特開平2-182378號公報
[0013] 專利文獻2 :日本特開平8-150478號公報
[0014] 專利文獻3 :日本特開平8-039287號公報
[0015] 專利文獻4 :日本特開平10-137975號公報
[0016] 專利文獻5 :日本特開2002-263883號公報
[0017] 專利文獻6 :日本特開2008-229718號公報
[0018] 專利文獻7 ;日本特開2012-187619號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0019] 發(fā)明要解決的課題
[0020] 本發(fā)明鑒于上述情況而完成，其目的在于提供即使在線能量較大的焊接條件下也 能發(fā)揮優(yōu)異的耐回火脆化特性及耐SR裂紋性、并且韌性及強度等特性優(yōu)異的焊接金屬以 及具備此種焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
[0021] 用于解決課題的手段
[0022] 能夠解決上述課題的本發(fā)明的焊接金屬，其特征在于，分別含有C :0. 05~0. 12% ("質(zhì)量％"的含義。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%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
[0023] 本發(fā)明的焊接金屬優(yōu)選滿足下述（1)式中規(guī)定的α值為1750以下、或下述（2) 式中規(guī)定的β值為0.00193以下的要件。
[0024] α 值=[Μη]/[Β]…（1)
[0025] 其中，[Μη]及[Β]分別表示焊接金屬中的Mn及B的含量（質(zhì)量％ )。
[0026] β 值=[C] X {([Mo]/96) + ([V]/51)}…（2)
[0027] 其中，[C]，[Mo]及[V]分別表示焊接金屬中的C、Mo及V的含量（質(zhì)量％ )。
[0028] 本發(fā)明的焊接金屬優(yōu)選還包含（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種、（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% )、等作為其他元素，并且可以根據(jù)所含的 元素的種類進一步改善焊接金屬的特性。
[0029] 本發(fā)明還包含具備如上所述的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
[0030] 發(fā)明效果
[0031] 根據(jù)本發(fā)明，通過嚴密地規(guī)定化學(xué)成分組成，使得在舊奧氏體晶界生成的碳化物 的核生成密度增加，因此能夠?qū)崿F(xiàn)在發(fā)揮優(yōu)異的耐回火脆化特性及耐SR裂紋性的同時韌 性和強度等特性也優(yōu)異的焊接金屬。
【附圖說明】
[0032] 圖1是表示步冷處理條件的圖表。
[0033] 圖2是表示拉伸試驗片的采集位置的示意說明圖。
[0034] 圖3是表示夏比沖擊試驗片的采集位置的示意說明圖。
[0035] 圖4A是表示耐SR裂紋性試驗片的采集位置的示意說明圖。
[0036] 圖4B是表示耐SR裂紋性試驗片的形狀的示意說明圖。
[0037] 圖4C是表示耐SR裂紋性試驗片的采集方法的示意說明圖。
【具體實施方式】
[0038] 本發(fā)明人等為了實現(xiàn)即使在線能量較大的焊接條件下也能發(fā)揮優(yōu)異的耐回火脆 化特性及耐SR裂紋性、并且韌性及強度等特性也優(yōu)異的焊接金屬而從各種角度進行研究。 其結(jié)果發(fā)現(xiàn)：通過在SR退火初期增加在舊奧氏體晶界生成的碳化物（以下有時將該碳化物 稱作"晶界碳化物"）的核生成密度，從而使SR退火中的各個晶界碳化物的生長速度降低， 并且即使在線能量大的焊接條件下也能兼具耐回火脆化特性、耐SR裂紋性、強度及韌性。 由此完成了本發(fā)明。
[0039] 若焊接時的線能量增加，則得到舊奧氏體粒粗大化后的焊接金屬組織。舊奧氏體 粒的粗大化會招致晶界碳化物的析出尺寸即舊奧氏體晶界面積的減少，因此在線能量大的 焊接條件下，在SR退火初期析出的晶界碳化物粒子數(shù)減少，在之后的SR退火過程中，各個 晶界碳化物粒子容易粗大化。因此，有助于SR退火時的舊奧氏體晶界的弱化，容易產(chǎn)生SR 裂紋、回火脆化。
[0040] 對此，本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)：即使在焊接線能量大、焊接金屬單位體積的舊奧氏體晶界 面積小的條件下，通過增加舊奧氏體晶界單位面積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數(shù)，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裂紋性。具體而言，其原因在于，通過限制對晶界碳化物的核生成、粗 大化造成影響的Si、Mn、Cr、B等元素