下。更優(yōu)選分 別為0. 80%以下、進一步優(yōu)選為0. 50%以下。另外，用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選的下限均為 0.05%以上、更優(yōu)選為0. 1 %以上。
[0074] (W :0· 50% 以下（不包括 0% ))
[0075] W是對于提高焊接金屬的強度有效的元素。但是，若W含量過剩，則使在晶界析 出的碳化物粗大化，并且對韌性造成不良影響，因此將W含量設(shè)為0. 50%以下。更優(yōu)選為 0.3%以下、進一步優(yōu)選為0.2%以下。另外，用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選的下限為0.08%以 上、更優(yōu)選為〇. 1 %以上。
[0076] (Al :0· 030% 以下（不包括 0% ))
[0077] Al是作為脫氧劑有效的元素。但是，若Al含量過剩，則招致氧化物粗大化而對 韌性造成不良影響，因此優(yōu)選將Al含量設(shè)為0. 030%以下。更優(yōu)選為0. 020%以下、進一 步優(yōu)選為0.015%以下。另外，用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選的下限為0.001%以上、更優(yōu)選為 0. 0012% 以上。
[0078] (Ti :0· 020% 以下（不包括 0% ))
[0079] Ti是對提高焊接金屬的強度有效的元素。但是，若Ti含量過剩，則促進MC碳化 物的析出強化而導(dǎo)致粒內(nèi)強化的顯著上升，使耐SR裂紋性降低，因此優(yōu)選將Ti含量設(shè)為 0.020%以下。更優(yōu)選為0.015%以下、進一步優(yōu)選為0.012%以下。另外，用于發(fā)揮上述效 果的優(yōu)選的下限為〇. 005%以上、更優(yōu)選為0. 008%以上。
[0080] 用于得到本發(fā)明的焊接金屬的焊接方法只要是電弧焊接法，則并無特別限定，但 優(yōu)選應(yīng)用在對化學(xué)反應(yīng)容器等實際進行焊接施工時大多使用的氣體保護金屬極電弧焊 (SMAff) 〇
[0081] 但是，為了實現(xiàn)本發(fā)明的焊接金屬，需要適當(dāng)控制焊接條件及焊接材料。焊接材料 成分自然會受到所需焊接金屬成分的制約，并且為了得到規(guī)定的碳化物形態(tài)，必須適當(dāng)控 制焊接條件及焊接材料成分。
[0082] 例如，就SMAW的優(yōu)選焊接條件而言，焊接線能量為3. 5kJ/mm以下，且焊接時的預(yù) 熱-道間溫度為250°C以下。
[0083] 若SMW的線能量高于3. 5kJ/mm或預(yù)熱-道間溫度高于250°C，則冷卻時的冷卻速 度變小，使得舊奧氏體粒粗大化。但是，從焊接時的低溫破裂的觀點出發(fā)，優(yōu)選將線能量控 制為2. 2kJ/mm以上、預(yù)熱-道間溫度控制為190°C以上。
[0084] 通過按照如上所述的條件形成焊接金屬，可以得到發(fā)揮優(yōu)異的耐回火脆化特性及 耐SR裂紋性、且韌性及強度等特性優(yōu)異的焊接金屬，并且可以實現(xiàn)具備此種焊接金屬的焊 接結(jié)構(gòu)體。
[0085] 實施例
[0086] 以下，利用實施例對本發(fā)明進行更詳細地說明，但是下述實施例并非用于限定本 發(fā)明的性質(zhì)的例子，其能夠在與上下文所述的主旨相符的范圍適當(dāng)變更后實施，這些變更 后的例子也均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
[0087] 使用具有下述成分的母材，在后述的各焊接條件下制作焊接金屬，實施熱處理后， 評價了各種特性。
[0088] (母材組成（質(zhì)量％ ))
[0089] C :0· 13 %、Si :0· 25 %、Mn :0· 59 %、P :0· 006 %、S :0· 003 %、Cr :2. 36 %、Mo : 1. 00%、V :0· 30%、Nb :0· 022%、B :0· 0001% (余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0090] (焊接條件）
[0091] 焊接方法：氣體保護金屬極電弧焊（SMW)
[0092] 母材板厚：2〇mm
[0093] 坡口角度：20° (V字型）
[0094] 根部間隔：19臟
[0095] 焊接姿勢：向下、45°立焊
[0096] 焊芯徑：5· ΟπιπιΦ (被覆劑的組成如下述表1、2所示）
[0097] 線能量條件
[0098] i)2. 2kJ/mm(150A-22V，9cm/ 分鐘）
[0099] ii)2. 5kJ/mm(150A-22V，8cm/ 分鐘）
[0100] iii)2. 9kJ/mm(170A-23V，8cm/ 分鐘）
[0101] iv)3. 3kJ/mm(190A-26V，9cm/ 分鐘）
[0102] 予熱-道間溫度：190~250°C
[0103] 層疊方法：單層雙道
[0104] (使用焊芯組成）
[0105] 組成 a(質(zhì)量％ )C :0· 07%、Si :0· 13%、Mn :0· 50%、Cu :0· 03%、Ni :0· 02%、Cr : 2. 26%、Mo :1. 03%、V :0· 002%、Nb :0· 002% (余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0106] 組成 b (質(zhì)量％ ) C :0.08%、Si :0· 13%、Mn :0.48%、Cu :0.03%、Ni :0.02%、Cr : 2. 29%、Mo :1. 15%、V :0· 002%、Nb :0· 002% (余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0107] 組成 c (質(zhì)量％ )C :0· 05%、Si :0· 20%、Mn :0· 45%、Cu :0· 04%、Ni :0· 02%、Cr : 1. 39%、Mo :0· 55%、V :0· 002%、Nb :0· 002% (余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0108] 組成 d(質(zhì)量％ )C :0· 09%、Si :0· 15%、Mn :0· 49%、Cu :0· 04%、Ni :0· 03%、Cr : 2. 31%、Mo :1. 10%、V :0· 002%、Nb :0· 002% (余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0109] 組成 e (質(zhì)量％ )C :0· 08%、Si :0· 18%、Mn :0· 50%、Cu :0· 03%、Ni :0· 03%、Cr : 2. 28%、Mo :1. 22%、V :0. 002%、Nb :0. 002% ((余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0110] 組成 f (質(zhì)量％ )C :0· 08%、Si :0· 16%、Mn :0· 49%、Cu :0· 04%、Ni :0· 03%、Cr : 2. 32%、Mo :1. 06%、V :0· 285%、Nb :0· 029% (余量：鐵及不可避免的雜質(zhì)）
[0111] [熱處理]
[0112] (SR退火處理）
[0113] 對所得的焊接金屬實施在705°C進行8小時或在705°C進行32小時的熱處理作為 SR退火處理。在SR退火處理中，加熱供試材料，若供試材料的溫度超過300°C，則以使升溫 速度為每小時55°C (55°C/時）以下的方式調(diào)整加熱條件，并加熱至供試材料的溫度到達 705°C。然后，在705°C保持8小時或32小時后，以使冷卻速度為55°C /小時以下的方式將 供試材料冷卻至供試材料的溫度達到300°C以下。另外，在該SR退火處理中，在供試材料的 溫度為300°C以下的溫度區(qū)域不規(guī)定升溫速度及冷卻速度。
[0114] (步冷）
[0115] 在評價韌性、耐回火脆化特性時，對在705°C實施了 8小時的SR退火處理的供試 材料實施作為脆化促進處理的步冷。圖1是以溫度為縱軸、時間為橫軸表示步冷處理條件 的標繪圖。如圖1所示，在步冷中，加熱供試材料，若供試材料的溫度超過300°c，則以使溫 度上升速度為每小時50°C (50°C/小時）以下的方式調(diào)整加熱條件，加熱直至供試材料的 溫度到達593°C，在該溫度下保持1小時。之后，基于同樣的要領(lǐng)，在538°C保持15小時、在 524°C保持24小時、并且在496°C保持60小時，并且以每小時5. 6°C的溫度冷卻試驗片的方 式對這些保持間的冷卻階段進行調(diào)整。再將保持于496°C的試驗片以每小時2. 8°C (2. 8°C / 小時）的速度冷卻至468°C，在該溫度保持100小時。然后，以溫度下降速度為每小時 28°C (28°C/小時）以下的方式將供試材料冷卻至供試材料的溫度達到300°C以下。另外， 在該步冷處理中，與SR退火處理同樣，在供試材料的溫度為300°C以下的溫度區(qū)域中不規(guī) 定升溫速度及冷卻速度。
[0116] (強度）
[0117] 從實施了 705°C X32小時的SR退火處理的焊接金屬的距離板厚表面IOmm深的位 置，基于圖2沿焊接線方向采集拉伸試驗片（JIS Z3111 A2號），在室溫（約25°C)下，以 JIS Z 2241的要領(lǐng)測定了拉伸強度TS。將拉伸強度TS