CN106170575A - 强度、韧性和耐sr裂纹性优异的焊接金属 - Google Patents

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Abstract

本发明提供强度和韧性优异，并且不仅在690℃附近的高温下而且在SR裂纹容易发生的600℃附近也能防止SR裂纹的耐SR裂纹性优异的焊接金属。本发明的焊接金属含有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：铁和不可避免的杂质，且C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]满足下式(1)。3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)。

Description

强度、韧性和耐SR裂纹性优异的焊接金属
技术领域
本发明涉及强度、韧性、和去应力(Stress Releif、以下简称SR。)退火时的晶界裂纹被抑制的耐SR裂纹性优异的焊接金属。
背景技术
锅炉、化学反应容器等中使用的Cr-Mo钢及其焊接金属部由于在高温高压环境下使用，因此要求强度、韧性等特性优异，并且耐SR裂纹性优异。
特别是近年来，在伴随装置的大型化而使用的钢板也厚壁化之中，为了不降低施工效率而焊接时的线能量不断增大。因此，作为被覆电弧焊接棒的替代品，期待应用能够高效焊接的药芯焊丝。但是，若使用药芯焊丝，则会发生焊接金属的氧量变高、韧性容易劣化、以及SR裂纹多发等各种问题。
因此，为了提供强度、韧性、耐SR裂纹性等优异的焊接金属，提出了各种方案。
例如专利文献1中记载了，在旧奥氏体晶粒内析出的碳化物之中，若降低TiC等微细的MC型碳化物的量，并提高包含Ti的微细的M2C型碳化物的量，则可以得到韧性和拉伸强度提高、且耐SR裂纹性也优异的Cr-Mo系钢的焊接金属。
另外，专利文献2中记载了，若在焊接金属中合计包含50％以上的Cr与Mo的析出物存在规定个数，则SR处理时的晶界的移动被钉扎，铁素体带的生成被抑制，结果即使长时间接受高温的SR处理也难以产生铁素体带，且可以得到良好的韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-290016号公报
专利文献2：日本专利第3842707号公报
发明内容
发明要解决的问题
如上所述，以韧性的降低、SR裂纹的防止为目的，提出了各种技术，但要求进一步的提高。例如上述的专利文献中，评价了高温下的耐SR裂纹性，专利文献1中在690℃进行1小时的SR处理，专利文献2中在690℃进行9.5小时或在690℃进行15.3小时的SR处理。但是，SR裂纹在比上述温度更低温的600℃附近(约600～650℃)长时间暴露时容易发生。因此，期望提供不仅在约690℃左右(约650～700℃)的高温下的耐SR裂纹性优异，而且在SR裂纹容易发生的600℃附近的耐SR裂纹性也优异的焊接金属。
若进一步考虑焊接效率等，则在焊接方法中，迫切期望改善使用气体保护电弧焊接法形成的焊接金属的上述特性的技术。特别是若考虑焊接操作性等，则迫切期望提供改善通过使用药芯(矿物的粉体)焊丝的气体保护电弧焊接法形成的焊接金属的上述特性的技术。这是因为，气体保护电弧焊接用焊丝大致分为药芯焊丝和实芯焊丝，而药芯焊丝具有与实芯焊丝相比溅射少，不仅下向姿势而且竖立姿势和向上姿势中焊接操作性也良好等各种优点。
本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于，提供强度和韧性优异、并且不仅在690℃附近的高温下而且在SR裂纹容易发生的600℃附近也能够防止SR裂纹的、耐SR裂纹性优异的焊接金属。
用于解决问题的手段
能够解决上述课题的本发明的焊接金属的主旨在于，以质量％计含有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：铁和不可避免的杂质，且C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]满足下式(1)。
3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)
本发明的优选实施方式中，上述焊接金属中，以质量％计，还抑制为P：0.01％以下(不含0％)、S：0.010％以下(不含0％)。
本发明的优选实施方式中，上述焊接金属中，以质量％计还含有选自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一种以上的元素。
本发明中，还包含含有上述任一焊接金属的焊接结构体。
发明效果
本发明中，由于平衡良好地控制了影响旧奥氏体晶界处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适当地控制，可以得到强度、低温韧性、和耐SR裂纹性优异的Cr-Mo系钢的焊接金属。特别是根据本发明，不仅690℃附近的高温下，而且在SR裂纹容易发生的600℃附近也能防止SR裂纹的发生，因此非常有用。
附图说明
图1为表示实施例中使用的钢板的坡口形状的截面图。
图2为表示实施例中，焊接金属中的化学成分的测定位置的截面图。
图3为表示实施例中，焊接金属中的拉伸试验片的提取位置的截面图。
图4为表示实施例中，焊接金属中的夏比冲击试验片的提取位置的截面图。
图5A为表示实施例中，耐SR裂纹性的评价中使用的环裂纹试验片的提取位置的截面图。
图5B为表示实施例中，耐SR裂纹性的评价中使用的环裂纹试验片的形状的截面图。
图5C为表示实施例中，耐SR裂纹性的评价中使用的环裂纹试验片的TIG焊接部的截面图。
图5D为表示实施例中，SR裂纹的观察面的图。
具体实施方式
本发明人等为了达成上述课题，在提出了上述的专利文献1后，进一步反复进行了研究。特别是本发明中，从提供能够防止上述专利文献1中未充分考虑的600℃附近的SR裂纹发生的技术的观点出发，进行了研究。
如上述专利文献1中也记载，SR裂纹主要因旧奥氏体晶粒内的强度与旧奥氏体晶界的强度之差而产生。因此，上述专利文献1中，特别着眼于在旧奥氏体晶粒内析出的碳化物进行了实验。与此相对，本发明中，着眼于在旧奥氏体晶界析出的碳化物，详细调查了与耐SR裂纹性的关系。其结果可知，SR裂纹是由于在旧奥氏体晶界析出的粗大的碳化物而产生的。
关于这点再稍作具体说明。已知若对Cr-Mo钢的焊接金属进行SR处理，则在旧奥氏体晶粒内，通常来说，以Ti、Nb、V为主成分的碳化物(MC)、以Mo等为主成分的微细碳化物(M2C)会微细地析出，因此通过这些粒子弥散强化机理，必然会使晶粒内被强化，晶界强度相对地降低。
因此本发明人等从将旧奥氏体晶界的强度保持一定量并在结果上减小与旧奥氏体晶粒内的强度之差的观点出发，反复进行了研究。其结果得知，只要抑制在旧奥氏体晶界析出的粗大碳化物的尺寸即可。
为此，发现对于影响上述粗大碳化物的生成的C、Cr、B的各元素，如果不仅单独地控制各个元素的量，而且将由C、Cr、B的量决定的值控制在上述的式(1)的范围内，则不仅能防止690℃附近的SR裂纹而且能防止600℃附近的SR裂纹。
进一步得知，SR裂纹还由于在旧奥氏体晶界偏析而使晶界脆化的杂质而产生。因此本发明中，优选将P、S的量抑制在规定以下。
即，本发明的焊接金属的特征在于按照以下方式构成。
(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：铁和不可避免的杂质，且C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]满足下式(1)。
3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)
(ii)优选本发明的焊接金属还抑制为P：0.01％以下(不含0％)、S：0.010％以下(不含0％)还含有选自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一种以上的元素。
(本发明的焊接金属)
以下，对各成分进行说明。
C：0.06～0.10％
C是为了确保焊接金属的强度和韧性而不可欠缺的元素。而且C是为了确保旧奥氏体晶界的强度有用的元素。为了有效地发挥这些作用，将C量的下限设为0.06％以上。优选为0.07％以上、更优选为0.075％以上。但是，若过剩地添加C，则马氏体等硬质组织增加，韧性劣化，因此将C量的上限设为0.10％以下。优选为0.09％以下、更优选为0.08％以下。
Si：0.4～0.6％
Si是通过脱氧作用清洁焊接金属，剩余的情况下进行固溶强化，有助于强度提高的元素。另外，具有减慢在旧奥氏体晶界析出的碳化物的成长速度的作用，对韧性和耐SR裂纹性的提高有效。为了有效发挥这些作用，将Si量的下限设为0.4％以上。优选为0.41％以上、更优选为0.42％以上。但是，若过剩地添加Si，则在旧奥氏体晶界局部地生成粗大的碳化物，杂质偏析，并且助长晶界脆化，耐SR裂纹性劣化。马氏体等硬质组织增加，韧性劣化，因此将Si量的上限设为0.6％以下。优选为0.5％以下、更优选为0.48％以下。
Mn：0.5～1.0％
Mn是对于确保焊接金属的强度和韧性有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Mn量的下限设为0.5％以上。优选为0.6％以上、更优选为0.7％以上。但是，Mn若过剩地添加，则淬火性增大，并且助长杂质的偏析导致的晶界脆化，因此将Mn量的上限设为1.0％以下。优选为0.95％以下、更优选为0.9％以下。
Cr：1.8～3.0％
Cr是Cr-Mo系耐热钢的基础成分之一，对确保高温下的强度有用。为了有效地发挥这样的作用，将Cr量的下限设为1.8％以上。优选为2.0％以上、更优选为2.1％以上。但是，若过剩地添加Cr，则招致在旧奥氏体晶界析出的粗大的碳化物的增加，而且在旧奥氏体晶界偏析而不能确保对晶界的强度提高有用的C量，耐SR裂纹性劣化。因此，将Cr量的上限设为3.0％以下。优选为2.8％以下、更优选为2.5％以下。
Mo：0.8～1.2％
Mo与Cr同样是Cr-Mo系耐热钢的基础成分之一，是有助于强度的确保的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Mo量的下限设为0.8％以上。优选为0.85％以上、更优选为0.9％以上。但是，若过剩地添加Mo，则淬火性的增大，并且由于在旧奥氏体晶界析出的微细析出物M2C的生成而韧性劣化，因此将Mo量的上限设为1.2％以下。优选为1.1％以下、更优选为1.0％以下。
Ti：0.02～0.08％
Ti是通过脱氧作用使焊接金属清洁，剩余时形成在旧奥氏体晶粒内析出的微细析出物(MC、M2C)的元素，是有助于确保焊接金属的强度的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Ti量的下限设为0.02％以上。优选为0.03％以上、更优选为0.04％以上。但是，若过剩地添加Ti，则由于MC量的增加而招致强度的过度上升，韧性降低，助长SR裂纹，因此将Ti量的上限设为0.08％以下。优选为0.075％以下、更优选为0.07％以下。
B：0.002％以下(包括0％)
B是在焊接时在旧奥氏体晶界偏析，影响粗大碳化物的生成、B以外的元素向旧奥氏体晶界的偏析的元素。若过剩地添加B量，则助长在旧奥氏体晶界析出的粗大碳化物的生成，并且不能确保在旧奥氏体晶界偏析的C量，不能有效发挥C添加带来的上述效果。因此，将B量的上限设为0.002％以下。B优选尽量少，优选为0.0015％以下、更优选为0.0010％以下。
N：0.005～0.01％
N是固溶于在旧奥氏体晶粒内析出的微细析出物(MC、M2C)，有助于确保焊接金属的韧性的元素。为了有效地发挥这样的作用，将N量的下限设为0.005％以上。优选为0.006％以上、更优选为0.0065％以上。但是，若过剩地添加N，则招致强度的过度上升，反而韧性降低，因此将N量的上限设为0.01％以下。优选为0.009％以下、更优选为0.008％以下。
O：0.03～0.07％
O是形成氧化物，有助于组织的微细化带来的韧性的提高的元素。为了有效地发挥这样的作用，将O量的下限设为0.03％以上。优选为0.04％以上、更优选为0.045％以上。但是，若过剩地添加O，则合金元素大量以氧化物的形式被消耗，因而韧性降低，因此将O量的上限设为0.07％以下。优选为0.06％以下、更优选为0.055％以下。
本发明的焊接金属基本上含有上述成分，余量为铁和不可避免的杂质。
3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)
在此，[C]、[Cr]、[B]分别是指C的含量、Cr的含量、B的含量。
此外，本发明中，上述“13×[C]+[Cr]+160×[B]”表示的r值必须满足上式(1)的范围。上述r值作为能够防止690℃附近的高温下的SR裂纹、以及SR裂纹容易发生的600℃附近的SR裂纹这二者的参数，由本发明人设定。根据本发明人的基础实验，可知构成上述r值的C、Cr以及B均是影响在旧奥氏体晶界生成的碳化物的元素。因此，从若将这些平衡地添加则能够适当控制在旧奥氏体晶界析出的碳化物的尺寸的观点出发，经过进一步反复大量的实验的结果导出上式(1)。如后述的实施例中证实，仅仅分别控制构成焊接金属的各成分的含量是不能得到所期望的耐SR裂纹性的，只有在各成分的适当的控制的基础上，适当控制r值才可以得到所期望的耐SR裂纹性。
若上述r值的下限低于3.0，则耐SR裂纹性劣化。优选为3.1以上、更优选为3.2以上。另一方面，若上述r值超过4.0，则在旧奥氏体晶界析出的碳化物的量和尺寸增大，耐SR裂纹性劣化，而且有时韧性劣化。上述r值的上限优选为3.9以下，更优选为3.8以下。
本发明中，为了进一步有效地防止SR裂纹、韧性的降低，优选进一步控制下述成分。
P：0.01％以下(不含0％)
P以杂质的形式在旧奥氏体晶界偏析，助长SR裂纹，因此优选将其上限设为0.01％以下。P越少越好，优选为0.009％以下、更优选为0.008％以下。
S：0.010％以下(不含0％)
S以杂质的形式在旧奥氏体晶界偏析，助长SR裂纹，因此优选将其上限设为0.010％以下。S越少越好，优选为0.009％以下、更优选为0.008％以下。
选自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一种以上的元素
Nb和V均使在旧奥氏体晶粒内析出的微细的碳化物(MC)增大，助长SR裂纹，因此优选将其上限分别设为0.03％以下。Nb量的优选上限为0.02％以下，更优选为0.015％以下。另外，V量的优选上限为0.025％以下，更优选为0.02％以下。
以上，对本发明的焊接金属进行了说明。
(焊接金属的制造方法)
接着，对得到上述焊接金属的方法进行说明。
本发明的焊接金属通过适当控制例如母材(钢材)的组成或坡口形状、焊接材料(焊丝)的组成、焊接电流、焊接电压、焊丝突出长度、焊接方法等焊接条件而得到。
关于焊接方法，若考虑焊接操作性、实用性等，则优选使用药芯焊丝将母材(钢材)通过气体保护电弧焊接进行焊接。本发明中，特别是通过适当控制药芯焊丝中含有的Ti、N、B可以得到所期望的焊接金属。
以下，记载使用药芯焊丝进行气体保护电弧焊接(Flux Cored Arc Welding、FCAW)时的优选方法，但本发明不限于此。例如，还可以应用被覆电弧焊接法(ShieledMetal Are Welding、SMAW)、钨极惰性气体保护(Tungsten Inert Gas、TIG)焊接、埋弧焊接法(Submerged Arc Welding、SAW)、使用实芯焊丝的气体保护电弧焊接法等任一焊接法。
本发明中使用的药芯焊丝的优选组成根据焊接条件等而不同，但优选例如控制如下。
C：0.07～0.12％(更优选为0.08％以上且0.10％以下)、Si：0.55～0.8％(更优选为0.6％以上且0.7％以下)、Mn：0.5～1.2％(更优选为0.7％以上且1.1％以下)、Cr：1.9～3.0％(更优选为2.0％以上且2.8％以下)、Mo：0.8～1.2％(更优选为0.9％以上且1.0％以下)、Ti：0.02～0.15％(更优选为0.04％以上且0.12％以下)、B：0.002％以下(更优选为0.001％以下)、N：0.005～0.01％(更优选为0.006％以上且0.009％以下)、余量：铁和不可避免的杂质。
另外，上述焊丝以进一步提高防止SR裂纹的发生为目的，优选将13×[C]+[Cr]+160×[B]表示的r值控制为超过3.4且4.6以下(更优选为3.5以上且4.2以下)。
另外，上述焊丝以进一步提高防止SR裂纹的发生为目的，更优选控制为选自Nb：0.03％以下(进一步优选为0.02％以下)、以及V：0.03％以下(进一步优选为0.02％以下)中的至少一种以上的元素。
另外，从与上述同样的观点出发，更优选控制为P：0.01％以下(进一步优选为0.008％以下)、S：0.010％以下(进一步优选为0.008％以下)。
进一步，为了适当控制焊接金属中的O量，优选在约0.50～0.85％(更优选为0.6～0.7％)的范围内控制强脱氧元素(Mg、Al等)。
本发明中使用的药芯焊丝根据被焊接物(母材)的要求性能，可以在不破坏本发明的作用的范围内适当包含例如Cu、Ni、Co、W等，作为上述以外的成分。
焊剂的组成若为通常使用的组成则没有特别限定，例如优选以金红石等为主成分。
药芯焊丝的焊剂填充率没有特别规定，可以考虑焊丝的生产率、例如成型和拉丝时的断线等来适当设定。焊剂填充率优选为大致为11.0～18.0％的范围内。
焊丝的截面形状没有特别限定，例如可以具有或不具有接缝。需要说明的是，在焊丝的截面形状没有接缝的情况下，以改善焊丝进给性为目的，可以在焊丝的表面施加Cu镀敷、Ni镀敷、或它们的复合镀敷。
本发明中使用的钢材的优选组成只要为Cr-Mo系钢规定的范围内则没有特别限定，可以举出例如ASTM A387-Gr.22 Cl.2(2.25Cr-0.5Mo系)等。本发明中，优选使用与上述的焊接金属的组成实质上相同的组成的母材。
气体保护电弧焊接的方法没有特别限定，可以采用通常使用的方法。
作为保护气体，除了100％CO2气体之外，可以使用Ar气体与CO2气体的混合气体；Ar气体与O2气体的混合气体；Ar气体、CO2气体与O2气体的3种混合气体等。
实施例
以下，例举实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于下述实施例，还可以在可适合前述或后述主旨的范围内加以适当变更来实施，它们均包含在本发明的技术的范围内。需要说明的是，以下的实施例中的“％”只要没有特殊说明是指“质量％”。
·实施例1
(药芯焊丝和母材)
首先，作为焊丝，准备表1所示药芯焊丝W1～W28(焊丝直径均为1.2mm)。药芯焊丝中的焊剂的填充率约为13～15％。需要说明的是，关于表1中的Nb，除去W25(Nb量＝0.039％)的焊丝中的Nb量均为在焊丝中以杂质的形式混入的程度的量。同样地，关于V，除去W26(V量＝0.078％)的焊丝中的V量均为在焊丝中以杂质的形式混入的程度的量。
另外，作为焊接母材，如图1所示，准备具有θ＝45°的V字坡口形状的低合金耐热钢的钢板1。上述钢板1的板厚为19mm，组成如表2所示。在V字形状的坡口部的下部，配置有与焊接母材具有同一化学组成的衬垫金属2，将配置衬垫金属的部分的间隙宽度(根部间隙)L1设为13mm。
(焊接条件)
使用上述的药芯焊丝，通过气体保护电弧焊接对上述钢板1进行对焊。详细的焊接条件如下所示。
焊接电流：270A
电弧电压：30～32V
焊接速度：30cm/min
焊接姿势：向下
保护气体的组成和流量：CO2100％、25L/min
预热·道间温度：17.5±15℃
层叠方法：6层12道次
(SR处理)
焊接后，作为SR退火处理，在690℃进行1小时的热处理。
详细而言，对焊接后的供试材进行加热，若供试材的温度超过300℃，则以平均升温速度为55℃/h以下的方式调整加热条件，加热到供试材的温度到达690℃为止。然后以690℃保持1小时后，按照冷却速度为55℃/h以下的方式冷却供试材直到供试材的温度变为300℃以下。需要说明的是，在上述SR退火处理中，供试材的温度为300℃以下的温度区域的升温速度和冷却速度不影响所期望的特性的体现，因此没有规定。
(评价)
(焊接金属的组成)
SR处理后的焊接金属的组成如图2所示，对焊接金属的中央部分进行检查。
(拉伸特性的评价)
由图3所示焊接金属的中央部分，沿焊接线方向提取拉伸试验片(JIS Z3111 A1号)，实施拉伸试验。拉伸试验片提取各3条，将它们的平均值作为拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)。
本实施例中，TS为700MPa以上的评价为“强度高”。
(低温韧性的评价)
由图4所示焊接金属的中央部分，沿相对于焊接线垂直的方向提取夏比冲击试验片(JIS Z3111 4号)，实施夏比冲击试验，测定0℃时的吸收能。夏比冲击试验片提取各3条，将它们的平均值作为夏比冲击值(vE0)。
本实施例中，vE0为40J以上的评价为“低温韧性优异”。
(耐SR裂纹性的评价)
耐SR裂纹性的评价由刚焊接后的钢板按照以下方式提取圆筒试验片，实施环裂纹试验来进行。
详细而言，由图5A所示焊接金属3的最终道次(原质部)的位置，按照U形缺口底部附近成为原质部的方式提取间隙宽度＝0.5mm的环裂纹试验片。
将上述环裂纹试验片的具体形状示于图5B。图5B所示环裂纹试验片具有U形缺口和直至圆筒的内部的空洞的间隙，U形缺口为深度0.5mm、宽度0.4mm、底部的曲率半径R＝0.2mm的U字形的沟。
接着，使用上述环裂纹试验片，按照以下方式进行环裂纹试验。
环裂纹试验参考“关于去应力退火裂纹的研究(第2报)”(内木等，焊接学会杂志：Vol.33，No.9(1964)P.718)来实施。详细而言，如图5C所示，对于环裂纹试验片，在沿着箭头所示方向施加弯曲应力的状态下，以使试验片的间隙宽度(0.5mm)成为0.05mm的方式压缩状态下，不使用填充金属地进行TIG焊接，对U形缺口底部负载拉伸残留应力。
对于TIG焊接后的试验片，实施下述两种SR处理。
·以625℃加热10小时，然后炉内冷却(通常条件下的SR处理)
·以690℃加热1小时，然后炉内冷却(高温条件下的SR处理)
然后，如图5D所示将上述试验片三等分，利用光学显微镜以倍率：100倍观察其截面(U形缺口的底部附近)，检查SR裂纹的发生状况。本实施例中，将在全部的6个试验片(＝观察面3×试验数2)中，都没有在缺口底部附近发生裂纹的焊接金属评价为耐SR裂纹性优异(良好)，只要有任一个发生裂纹的焊接金属评价为耐SR裂纹性差(不良)。
将它们的结果汇总示于表4。
【表1】
【表2】
【表3】
【表4】
根据这些结果可以考察如下。
表3的No.1～10分别为使用药芯焊丝W1～W10，焊接金属的组成满足本发明的要件的本发明例，强度和低温韧性优异，并且在625℃进行10小时SR处理、在690℃进行1小时SR处理的任一情况下耐SR裂纹性都优异。
与此相对，表3的No.11～28是分别使用药芯焊丝W11～W28，焊接金属的组成不满足本发明的要件的某个的比较例，具有以下不良情况。
No.11是由于使用C量、Si量少、V量多、由C、Cr和B表示的r值小的焊丝W11，因而焊接金属中的C量、Si量少、V量、S量多、上述r值小的例子。其结果是，高温下的耐SR裂纹性良好，但通常条件下的耐SR裂纹性劣化。由该结果可知，关于耐SR裂纹性，即使在高温条件下的特性良好，在其它条件下有时也变得不良，为了发挥在任一条件下都良好的特性，满足本发明的要件是重要的。
No.12是由于使用C量多的焊丝W12，因而焊接金属中的C量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，并且关于耐SR裂纹性，在任一条件下都发生裂纹。
No.13是由于使用Si量多的焊丝W13，因而焊接金属中的Si量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.14是由于使用Mn量少的焊丝W14，因而焊接金属中的Mn量少的例子。其结果是，强度降低，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.15是由于使用Mn量多的焊丝W15，因而焊接金属中的Mn量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.16是由于使用r值小的焊丝W16，因而焊接金属中的Cr量少、r值小的例子。其结果是，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.17是由于使用Cr量多、r值大的焊丝W17，因而焊接金属中的Cr量多、r值大的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.18是由于使用Mo量少的焊丝W18，因而焊接金属中的Mo量少的例子。其结果是，强度降低。
No.19是由于使用Mo量多的焊丝W19，因而焊接金属中的Mo量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.20是由于使用Ti量少的焊丝W20，因而焊接金属中的Ti量少的例子。另外，脱氧不充分，因此O量也变多。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.21是由于使用Ti量多的焊丝W21，因而焊接金属中的Ti量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.22是由于使用B量多的焊丝W22，因而焊接金属中的B多的例子。其结果是，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.23是由于使用C量、Si量少、N量多、r值小的焊丝W23，因而焊接金属中的C量、Si量少、N量多、r值小的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.24是由于使用C量、Si量少、S量多、r值小的焊丝W24，因而焊接金属中的C量、Si量少、S量多、r值小的例子。另外，脱氧不充分，因此O量也变多。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.25是由于使用Nb量多的焊丝W25，因而焊接金属中的Nb量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.26是由于使用V量多的焊丝W26，因而焊接金属中的V量多的例子。其结果是，低温韧性劣化，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.27是由于使用仅r值小的焊丝W27，因而焊接金属中的r值小的例子。其结果是，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
No.28是由于使用C量多、r值大的焊丝W28，因而焊接金属中的r值大的例子。其结果是，在任一条件下耐SR裂纹性均劣化。
由上述No.27的结果可知，对于构成焊接金属的各成分，即使单独满足本发明的要件，本发明中规定的r值脱离本发明的范围的情况下，也不能得到所期望的耐SR裂纹性。由此，确认了上述r值是用于确保本发明中优异的耐SR裂纹性极为有用的指标。
需要说明的是，本发明包括以下方案。
方案1：
一种焊接金属，其特征在于，以质量％计含有
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：铁和不可避免的杂质，且
C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]满足下式(1)。
3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)
方案2：
如方案1所述的焊接金属，其中，以质量％计，还抑制为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所述的焊接金属，其中，以质量％计还含有选自Nb：0.03％以下(不含0％)、以及V：0.03％以下(不含0％)中的至少一种以上的元素。
方案4：
一种焊接结构体，其包含方案1～3中任一项所述的焊接金属。
本申请主张以申请日为2014年4月17日的日本专利申请、日本特愿第2014-085791号为基础申请的优先权，并且，日本特愿第2014-085791号通过参照的方式引入本说明书中。
符号说明
1 母材(钢板)
2 衬垫金属
3 焊接金属

Claims (4)

1.一种焊接金属，其特征在于，以质量％计含有
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％以下且包括0％、
N：0.005～0.01％、
O：0.03～0.07％，
余量：铁和不可避免的杂质，并且
C的含量[C]、Cr的含量[Cr]和B的含量[B]满足下式(1)，
3.0≤13×[C]+[Cr]+160×[B]≤4.0···(1)。
2.如权利要求1所述的焊接金属，其中，以质量％计，还抑制为P：0.01％以下且不含0％、S：0.010％以下且不含0％。
3.如权利要求1或2所述的焊接金属，其中，以质量％计还含有选自Nb：0.03％以下且不含0％、以及V：0.03％以下且不含0％中的至少一种以上的元素。
4.一种焊接结构体，其包含权利要求1或2所述的焊接金属。
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