CN107208218A

CN107208218A - 焊接金属和焊接结构体

Info

Publication number: CN107208218A
Application number: CN201680006979.0A
Authority: CN
Inventors: 名古秀德; 难波茂信; 冈崎喜臣; 山下贤; 谷口元; 谷口元一; 坂野泰隆
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-02-02
Filing date: 2016-01-28
Publication date: 2017-09-26
Also published as: JP2016141846A; BR112017015458A2; EP3255166A4; EP3255166A1; WO2016125676A1; KR20170097134A

Abstract

本发明的焊接金属，具有分别以特定量含有C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N和O，余量是Fe和不可避免的杂质的组成，Mn和Ni的合计浓度为1.0质量％以下，由10×[P]+5×[Sb]+4×[Sn]+[As])×100所规定的值高于0并在15以下。

Description

焊接金属和焊接结构体

技术领域

本发明涉及焊接金属和焊接结构体。

背景技术

高Cr(铬)钢焊接金属，由于其优异的耐热性而作为达到500℃以上、600℃以下这样高温的超超临界燃煤火力发电厂的锅炉管和导管用被广泛实用化。对于这样的高Cr钢焊接金属，要求其具有高温下的蠕变断裂特性，并且具有抗裂纹性、强度、韧性等的诸特性。

这样的高Cr钢焊接金属，可适用焊条电弧焊(SMAW：Shielded Metal ArcWelding)、钨极气体保护焊(GTAW：Gas Tungsten Arc Welding)、埋弧焊(SAW：SubmergedArc Welding)、气体保护金属极电弧焊(GMAW：Gas Metal Arc Welding)、管状焊条电弧焊(FCAW：Flux Cored Arc Welding)等，为了除去焊接金属的残余应力，可实施焊接后热处理(PWHT：Post Weld Heat Treatment)。

上述PWHT的效果依赖于保持时间和保持温度。关于PWHT的保持时间和保持温度，在设SR(Stress Relief)退火温度为T(℃)，设SR退火时间为t(时间)时，一般基于由下式表示的拉森－密勒参数(LMP：Larson－Miller parameter)决定。例如，若提高保持温度，则能够以更短的保持时间得到同等的PWHT的效果。

LMP＝(T+273)×(20+logt)

近年来，从施工效率的观点出发而希望缩短PWHT时的保持时间，但若为了缩短保持时间而使保持温度高温化，则焊接金属中容易发生条状铁素体。条状铁素体是在PWHT后观察到的局部性生成的粗大的带状铁素体组织，可知会对蠕变断裂特性和韧性造成不良影响。另外，在大量含有作为铁素体稳定化元素Cr的高Cr钢焊接金属中，在焊接时的高温下生成的δ(delta)铁素体组织在焊接完毕后仍容易残留。δ铁素体是在实施PWHT前的焊接的状态所观察到的粗大组织，与条状铁素体同样地带给蠕变断裂特性和韧性以不良影响。

在此，蠕变断裂特性和韧性，一般利用从焊接金属的特定的部位提取的试验片进行评价，但是在提取部位不包含条状铁素体和δ铁素体时，显示出良好的值。但是，在实际施工的焊接金属中，一部分生成的条状铁素体、δ铁素体会引起破坏或断裂，因此为了确信安全，需要在焊接金属中全面抑制条状铁素体和δ铁素体的生成。因此，为了一边高水平确保蠕变断裂特性和韧性，一边缩短PWHT时的保持时间，即使在高保持温度下也不生成条状铁素体，并且δ铁素体的生成得到抑制的高Cr钢焊接金属的要求高涨。

针对上述要求，提出有一种2.25Cr钢焊接金属，其通过在PWHT时的基体晶内析出的金属M和碳C的碳化物之中，减少微细的MC型碳化物并使微细的M₂C型碳化物增加，从而抑制条状铁素体的生成(参照日本国特开2007－290016号公报)。但是，该2.25Cr钢焊接金属所设想的PWHT的保持温度为690℃，这说不上是十分高的保持温度，不能充分缩短PWHT的保持时间。

另外，针对上述要求，提出有一种焊接材料，其通过规定焊丝的成分，抑制高Cr钢焊接金属中的δ铁素体生成(参照日本国特开平8－187592号公报)。但是，该焊接材料在TIG焊接(Tungsten Inert Gas Welding)中使用，有施工效率低这样的问题。另外，该焊接材料所设想的PWHT的保持温度是740℃，这也说不上是十分高的保持温度，不能充分缩短PWHT的保持时间。

此外，针对上述要求，提出有一种涂药焊条，其以施工效率优异的焊条电弧焊为对象，通过规定Cr、Mo(钼)、W(钨)和Cu(铜)的含量，抑制焊接金属中的δ铁素体生成(参照日本国特开平6－238480号公报)。但是，该涂药焊条所设想的PWHT的保持温度为740℃。

另外，针对上述要求，提出有一种通过含有一定量的Co(钴)，从而抑制焊接金属中的δ铁素体生成的涂药焊条(参照日本国特开平7－268562号公报)。但是，该涂药焊条因为一定量含有助长条状铁素体生成的Co，所以不能期待条状铁素体的生成抑制效果。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本国特开2007－290016号公报

【专利文献2】日本国特开平8－187592号公报

【专利文献3】日本国特开平6－238480号公报

【专利文献4】日本国特开平7－268562号公报

发明内容

本发明鉴于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种一边缩短PWHT的保持时间，一边能够高水平使蠕变断裂特性和韧性并立的焊接金属和焊接结构体。

本发明者们锐意研究的结果发现，因为条状铁素体是由于PWHT时的逆相变而生成，所以为了抑制更高温度下的PWHT中的条状铁素体，认为有效的是提高逆相变温度，通过减少作为使逆相变温度降低的元素，即Ni(镍)和Mn(锰)的合计浓度，能够抑制条状铁素体生成。另外发现，P(磷)、Sb(锑)、Sn(锡)和As(砷)均是不可避免的杂质，是招致韧性降低的元素，基于由“ROBERT BRUSCATO，”The Welding Journal”，vol.49(1970)，No.4，148s－156s”提出的以这些元素的质量份额为变量的参数X值来控制各元素的含量，能够限定韧性降低的影响度。

即，用于解决上述课题而形成的发明，是一种焊接金属，其具有如下组成：C(碳)：0.03质量％以上、0.16质量％以下；Si(硅)：0.10质量％以上、0.50质量％以下；Mn(锰)：0.10质量％以上、0.90质量％以下；Ni(镍)：0.02质量％以上、0.70质量％以下；Cr(铬)：7.0质量％以上、9.5质量％以下；Mo(钼)：0.80质量％以上1.20质量％以下，V(钒)：0.05质量％以上、0.50质量％以下；Nb(铌)：0.010质量％以上、0.070质量％以下，N(氮)：0.010质量％以上、0.080质量％以下；O(氧)：高于0质量％、0.10质量％以下；余量：Fe(铁)和不可避免的杂质，Mn和Ni的合计浓度为1.0质量％以下，设作为上述不可避免的杂质的P(磷)、Sb(锑)、Sn(锡)和As(砷)各自的浓度(质量％)为[P]、[Sb]、[Sn]和[As]时，由下式(1)规定的X值高于0并在15以下。

X值＝(10×[P]+5×[Sb]+4×[Sn]+[As])×100…(1)

该焊接金属中，使各组成的含量为上述范围，能够以高水平得到蠕变断裂特性和韧性。即，该焊接金属中，因为Mn和Ni的合计浓度在上述上限以下，所以能够使逆相变温度降低，抑制条状铁素体的生成。在此，Mn和Ni是奥氏体稳定化元素，因此降低其合计浓度，δ铁素体相对稳定化，会助长焊接时的δ铁素体生成。对此，该焊接金属中，使作为铁素体稳定化元素的Cr的含量在上述上限以下，从而抑制该δ铁素体生成的助长效果。在此，由于减少Cr，对于高温且负载应力时的位错移动构成阻碍的Cr系的碳化物M₂₃C₆(这里，M表示碳化物形成元素)减少，招致蠕变断裂特性的降低。

对此，该焊接金属中，使Ni的含量为上述上限以下，使MX析出物在高温且负载应力时的粒子数减少速度降低，利用MX析出物来抑制蠕变断裂特性的降低。这里，所谓“MX析出物”，意思是在焊接后的冷却时析出的NaCl型的碳化物、氮化物和碳氮化物等的化合物的总称。也就是说，MX析出物与M₂₃C₆同样作为位错移动的阻碍起作用，改善蠕变断裂特性，但其比M₂₃C₆微细得多，因此在高温且负载应力时容易粗大化，其粒子数减少，位错移动的抑制效果急速丧失。

对此，该焊接金属中，通过降低Ni，使MX析出物在高温且负载应力时的粒子数减少速度降低，以便长时间维持MX析出物带来的位错移动的抑制效果。该焊接金属，可以如此一边使逆相变温度降低而进行高保持温度下的PWHT，一边抑制δ铁素体和条状铁素体的生成，既可缩短PWHT的保持时间，并可在高水平下使蠕变断裂特性和韧性并立。

另外，该焊接金属中，以作为不可避免的杂质被包含的各元素的质量份额为变量的、作为韧性降低的影响度的指标的上述X值在上述上限以下，从而能够抑制杂质造成的不利影响，确保规定的韧性。

作为O浓度的上限，优选为0.005质量％。如此，通过使O浓度在上述上限以下，能够显著抑制粗大氧化物的增加，进一步提高韧性。

设V浓度为[V]，化合物型V浓度为[insol.V]时，下式(2)所规定的Y值为10以下即可。本发明者们发现，高温且负载应力时的MX粒子数的减少，受到作为MX析出物的主构成元素的V的浓度的影响。具体来说，构成MX析出物的V的浓度越高，未构成MX析出物而残留在基体中的V的浓度越小，MX粒子越更稳定地存在。从这一观点出发，通过使Y值为上述上限以下，能够确实抑制在高温且负载应力时的MX粒子数减少，能够更确实地得到优异的蠕变断裂特性。在此，所谓“V浓度”，是焊接金属整体所含的V的质量份额，所谓“化合物型V浓度”，是MX析出物中所含的V对于焊接金属整体的质量份额。

Y值＝([V]－[insol.V])/[insol.V]…(2)

也可以还含有从Co(钴)：高于0质量％并在0.5质量％以下、W(钨)：高于0质量％并在0.5质量％以下、Ti(钛)：高于0质量％并在0.030质量％以下、和B(硼)：高于0质量％并在0.0030质量％以下所构成的群中选择的至少一种组成。如此，通过含有上述组成，不会使韧性降低，而能够更确实地以高水平得到蠕变断裂特性和韧性。

也可以还含有从Cu(铜)：高于0质量％并在0.23质量％以下、和Al(铝)：高于0质量％并在0.050质量％以下所构成的群中选择的至少一种的组成。如此，通过含有上述组成，不会招致氧化物的粗大化，而能够更确实地抑制韧性的降低。

另外，用于解决上述课题而形成的另一发明，是具有上述焊接金属的焊接结构体。如此，因为该焊接结构体具有上述焊接金属，所以能够一边缩短PWHT的保持时间，一边高水平得到蠕变断裂特性和韧性。

如以上说明，本发明的焊接金属和焊接结构体，能够一边缩短PWHT的保持时间，一边高水平地使蠕变断裂特性和韧性并立。

附图说明

图1A是表示实施例中蠕变断裂特性的评价中使用的试验片的提取位置的示意图。

图1B是表示实施例中韧性的评价中使用的试验片的提取位置的示意图。

具体实施方式

以下，对于本发明的焊接金属和焊接结构体的实施方式进行说明。

[焊接金属]

该焊接金属具有如下组成：C：0.03质量％以上、0.16质量％以下；Si：0.10质量％以上、0.50质量％以下；Mn：0.10质量％以上、0.90质量％以下；Ni：0.02质量％以上、0.70质量％以下；Cr：7.0质量％以上、9.5质量％以下；Mo：0.80质量％以上、1.20质量％以下；V：0.05质量％以上、0.50质量％以下；Nb：0.010质量％以上、0.070质量％以下；N：0.010质量％以上、0.080质量％以下；O：高于0质量％、0.10质量％以下；余量：Fe和不可避免的杂质，Mn和Ni的合计浓度为1.0质量％以下，设作为上述不可避免的杂质的P、Sb、Sn和As各自的浓度(质量％)为[P]、[Sb]、[Sn]和[As]时，由下式(1)规定的X值高于0并在15以下。

X值＝(10×[P]+5×[Sb]+4×[Sn]+[As])×100…(1)

C是形成碳化物而改善蠕变断裂特性的元素。作为该焊接金属的C含量的下限为0.03质量％，优选为0.04质量％，更优选为0.06质量％。另一方面，作为该焊接金属的C含量的上限为0.16质量％，优选为0.15质量％，更优选为0.13质量％。若该焊接金属的C含量比上述下限小，则有可能得不到充分的蠕变断裂特性。反之，若该焊接金属的C含量高于上述上限，则碳化物粗大化，韧性有可能降低。

Si是通过固溶强化而改善蠕变断裂特性的元素。作为该焊接金属的Si含量的下限为0.10质量％，优选为0.12质量％，更优选为0.15质量％。另一方面，作为该焊接金属的Si含量的上限为0.50质量％，优选为0.40质量％，更优选为0.35质量％。若该焊接金属的Si含量比上述下限小，则有可能不能确保充分的蠕变断裂特性。反之，该焊接金属的Si含量高于上述上限，则有可能招致韧性的降低。

Mn是通过固溶强化改善蠕变断裂特性的元素。作为该焊接金属的Mn含量的下限为0.10质量％，优选为0.20质量％，更优选为0.30质量％。另一方面，作为该焊接金属的Mn含量的上限为0.90质量％，优选为0.85质量％，更优选为0.80质量％。若该焊接金属的Mn含量比上述下限小，则有可能不能确保充分的蠕变断裂特性。反之，若该焊接金属的Mn含量高于上述上限，则有可能助长PWHT时的条状铁素体的生成。

Ni是带来韧性改善效果的元素。作为该焊接金属的Ni含量的下限为0.02质量％，优选为0.04质量％，更优选为0.06质量％，进一步优选为0.08质量％。另一方面，作为该焊接金属的Ni含量的上限为0.70质量％，优选为0.65质量％，更优选为0.60质量％。若该焊接金属的Ni含量比上述下限小，则有可能得不到充分的韧性。反之，若该焊接金属的Ni含量高于上述上限，则使高温且负载应力时的MX不稳定化，蠕变断裂特性有可能降低。

Cr是形成M₂₃C₆而使蠕变断裂特性提高的元素。作为该焊接金属的Cr含量的下限为7.0质量％，优选为7.5质量％，更优选为7.8质量％。另一方面，作为该焊接金属的Cr含量的上限为9.5质量％，优选为9.0质量％，更优选为8.8质量％，进一步优选为8.7质量％。若该焊接金属的Cr含量比上述下限小，则有可能不能确保充分的蠕变断裂特性。反之，若该焊接金属的Cr含量高于上述上限，则有可能助长δ铁素体的生成。

作为该焊接金属的Mo含量的下限为0.80质量％，优选为0.85质量％，更优选为0.90质量％。另一方面，作为该焊接金属的Mo含量的上限为1.20质量％，优选为1.15质量％，更优选为1.10质量％。若该焊接金属的Mo含量比上述下限小，则蠕变断裂特性有可能降低。反之，若该焊接金属的Mo含量高于上述上限，则强度过大上升，有可能不能确保规定的韧性。

V是形成MX而有助于蠕变断裂特性提高的元素。作为该焊接金属的V含量的下限为0.05质量％，优选为0.10质量％，更优选为0.15质量％。另一方面，作为该焊接金属的V含量的上限为0.50质量％，优选为0.45质量％，更优选为0.40质量％。若该焊接金属的V含量比上述下限小，则有可能得不到充分的蠕变断裂特性。反之，若该焊接金属的V含量高于上述上限，则强度过大上升，有可能不能确保规定的韧性。

Nb是形成MX而有助于蠕变断裂特性提高的元素。作为该焊接金属的Nb含量的下限为0.010质量％，优选为0.015质量％，更优选为0.020质量％。另一方面，作为该焊接金属的Nb含量的上限为0.070质量％，优选为0.060质量％，更优选为0.055质量％。若该焊接金属的Nb含量比上述下限小，则有可能得不到充分的蠕变断裂特性。反之，若该焊接金属的Nb含量高于上述上限，则强度过大上升，有可能不能确保规定的韧性。

N是形成MX而有助于蠕变断裂特性提高的元素。作为该焊接金属的N含量的下限为0.010质量％，优选为0.015质量％，更优选为0.018质量％。另一方面，作为该焊接金属的N含量的上限为0.080质量％，优选为0.070质量％，更优选为0.060质量％。若该焊接金属的N含量比上述下限小，则有可能得不到充分的蠕变断裂特性。反之，若该焊接金属的N含量高于上述上限，则强度过大上升，有可能不能确保规定的韧性。

O是形成氧化物的元素。作为该焊接金属的O含量，高于0质量％。作为该焊接金属的O含量的上限为0.10质量％，优选为0.06质量％，更优选为0.05质量％。若该焊接金属的O含量高于上述上限，则粗大氧化物增加并成为脆性破坏的起点，因此韧性有可能降低。通过使该焊接金属的O浓度在0.005质量％以下，能够显著抑制粗大氧化物的增加，可进一步提高韧性。还有，从确保韧性的观点出发，O含量越低越优选，但实用上达到0质量％有困难。

Mn和Ni是使逆相变温度降低的元素。作为该焊接金属中的Mn和Ni的合计浓度的上限为1.0质量％，优选为0.95质量％，更优选为0.90质量％。若该焊接金属的Mn和Ni的合计浓度高于上述上限，则有可能不能抑制PWHT时的条状铁素体的生成。

该焊接金属中，除了上述的基本成分以外，余量中含有Fe和不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，可允许例如因原料、物资、制造设备等的状况掺杂的P、Sb、Sn、As、Pb(铅)等的元素的混入。另外，再积极地含有其他的元素也有效，根据所含有的元素的种类，该焊接金属材的特性得到进一步改善。

例如该焊接金属中，作为其他的元素，也可以添加Co。Co对于抑制δ铁素体生成是有效的元素。作为该焊接金属的Co含有率，优选为高于0质量％，作为Co含有率的下限，更优选为0.1质量％。另一方面，作为该焊接金属的Co含量的上限，优选为0.5质量％，更优选为0.46质量％，进一步优选为0.43质量％。若该焊接金属的Co含量比上述下限小，则有可能难以抑制δ铁素体生成。反之，若该焊接金属的Co含量高于上述上限，则强度过大上升，韧性有可能降低，并且助长条状铁素体的生成，有可能得不到条状铁素体的充分的生成抑制效果。

另外，该焊接金属中，作为其他的元素也可以添加W。W对于提高蠕变断裂特性是有效的元素。作为该焊接金属的W含量，优选为高于0质量％，作为W含量的下限，更优选为0.1质量％。另一方面，作为该焊接金属的W含量的上限，优选为0.5质量％，更优选为0.46质量％，进一步优选为0.43质量％。若该焊接金属的W含量比上述下限小，则蠕变断裂特性有可能难以提高。反之，若该焊接金属的W含量高于上述上限，则使晶界析出的碳化物粗大化，韧性有可能降低。

另外，该焊接金属中，作为其他的元素也可以添加Ti。Ti形成MX，是有助于改善蠕变断裂特性的元素。作为该焊接金属的Ti含量，优选为高于0质量％，作为Ti含量的下限，更优选为0.005质量％。另一方面，作为该焊接金属的Ti含量的上限，优选为0.030质量％，更优选为0.024质量％，进一步优选为0.018质量％。若该焊接金属的Ti含量比上述下限小，则难以形成MX，蠕变断裂特性有可能难以改善。反之，若该焊接金属的Ti含量高于上述上限，则强度过大上升，韧性有可能降低。

另外，该焊接金属中，作为其他的元素也可以添加B。B具有使M₂₃C₆微细化的作用，是改善蠕变断裂特性的元素。作为该焊接金属的B含量，优选为高于0质量％，作为B含量的下限，更优选为0.0005质量％。另一方面，作为该焊接金属的B含量的上限，优选为0.0030质量％，更优选为0.0020质量％，进一步优选为0.0012质量％。若该焊接金属的B含量比上述下限小，则M₂₃C₆难以微细化，蠕变断裂特性有可能难以改善。反之，若该焊接金属的B含量高于上述上限，则强度过大上升，韧性有可能降低。

另外，该焊接金属中，作为其他的元素也可以添加Cu。Cu对于抑制δ铁素体生成是有效的元素。作为该焊接金属的Cu含量优选为高于0质量％，作为Cu含量的下限，更优选为0.05质量％。另一方面，作为该焊接金属的Cu含量的上限，优选为0.23质量％，更优选为0.20质量％，进一步优选为0.15质量％。若该焊接金属的Cu含量比上述下限小，则有可能难以抑制δ铁素体生成。反之，若该焊接金属的Cu含量高于上述上限，则有可能助长条状铁素体的生成。

另外，该焊接金属中，作为其他的元素也可以添加Al。Al是脱氧元素。作为该焊接金属的Al含量，优选为高于0质量％，作为Al含量的下限，更优选为0.005质量％。另一方面，作为该焊接金属的Al含量的上限，优选为0.050质量％，更优选为0.040质量％，进一步优选为0.030质量％。若该焊接金属的Al含量比上述下限小，则有可能得不到充分的脱氧效果。反之，若该焊接金属的Al含量高于上述上限，则使氧化物粗大化，韧性有可能降低。

＜各组成的关系式＞

在该焊接金属中，设作为上述不可避免的杂质的P、Sb、Sn和As各自的浓度(质量％)为[P]、[Sb]、[Sn]和[As]时，加入此各元素带给韧性的影响程度，能够由下式(1)的X值限定韧性降低的影响度。作为X值的上限为15，优选为12，更优选为10。若X值高于上述上限，则有可能不能确保限定的韧性。还有，这些元素不可避免地含有，因此X值是高于0的值。

X值＝(10×[P]+5×[Sb]+4×[Sn]+[As])×100…(1)

另外，在高温且负载应力时，构成焊接后的冷却时析出的MX析出物的V的浓度越高，未构成MX析出物而残留在基体中的V的浓度越小，MX粒子更稳定地存在。由此，设该焊接金属中的V浓度为[V]，化合物型V浓度为[insol.V]时，能够由下式(2)的Y值评价蠕变断裂特性降低的影响度。作为Y值的上限优选为10，更优选为5.0，进一步优选为4.5，特别优选为4.0。通过使上述Y值为上述上限以下，高温且负载应力时的MX粒子数减少得到抑制，能够进一步提高蠕变断裂特性。

Y值＝([V]－[insol.V])/[insol.V]…(2)

＜焊接方法＞

作为用于得到该焊接金属的焊接方法，如果是电弧焊方法则没有特别限定，但能够使用SMAW(焊条电弧焊)、GTAW(钨极气体保护焊)、SAW(埋弧焊)、GMAW(气体保护金属极电弧焊)、FCAW(管状焊条电弧焊)等。还有，焊接时的电源是直流和交流均可。

但是，为了实现该焊接金属，需要适当控制焊接材料和焊接条件。焊接材料成分当然会由于所要求的焊接金属成分而受到制约，另外为了得到规定的碳化物形态，必须恰当地控制焊接条件和焊接材料成分。

例如SMAW的优选的焊接条件如下。首先，作为线能量的下限，优选为2.0kJ/mm，更优选为2.1kJ/mm。另一方面，作为线能量的上限，优选为3.5kJ/mm，更优选为3.0kJ/mm。若线能量比上述下限小，则焊接时的冷却速度变大，冷却中有可能无法生成足够量的碳化物。反之，若线能量高于上述上限，则焊接时的冷却速度变小，在冷却最后阶段，渗碳体生成被促进，MX析出物的生成量有可能减少。

另外，在SMAW中，作为预热温度和层间温度的下限，优选为160℃，更优选为180℃。另一方面，作为预热温度和层间温度的上限，优选为260℃，更优选为250℃。若预热温度和层间温度比上述下限小，则焊接时的冷却速度变大，冷却中有可能无法生成足够量的碳化物。特别是使预热温度和层间温度为180℃以上，容易将上述Y值控制在上述范围内。反之，若预热温度和层间温度高于上述上限，则焊接时的冷却速度变小，在冷却最终阶段，渗碳体生成被促进，MX析出物的生成量有可能减少。

作为PWHT的保持温度的下限，优选为750℃，更优选为755℃。另一方面，作为PWHT的保持温度的上限，优选为770℃，更优选为765℃。若PWHT的保持温度比上述下限小，则PWHT的保持时间过长，施工效率有可能降低。反之，若PWHT的保持温度高于上述上限，则条状铁素体容易生成，有可能无法得到规定的蠕变断裂特性或韧性。

作为PWHT的保持时间的下限，优选为2小时，更优选为3小时。另一方面，作为PWHT的保持时间的上限，优选为40小时，更优选为35小时。若PWHT的保持时间比上述下限小，则有可能不能充分除去焊接时产生的应力。反之，若PWHT的保持时间高于上述上限，则有可能无法得到充分的施工效率。

通过由这样的条件进行焊接和PWHT，能够形成可以高水平使蠕变断裂特性和韧性并立的焊接金属。

[焊接结构体]

该焊接结构体具有上述焊接金属。在制造例如超超临界燃煤火力发电用的锅炉等时，以上述焊接条件焊接规定的构件，能够得到具有上述焊接金属的该焊接结构体。该焊接结构体因为具有上述焊接金属，所以能够一边缩短PWHT的保持时间，一边高水平确保蠕变断裂特性和韧性。其结果是，在超超临界燃煤火力发电用的锅炉等的高温高压环境下使用的装置的可靠性、耐久性等提高。

＜优点＞

该焊接金属通过使Mn和Ni的合计浓度为上述上限以下，从而使逆相变温度降低，一边可以进行高温下的PWHT，一边能够抑制δ铁素体和条状铁素体的生成。由此，该焊接金属能够缩短PWHT的保持时间，并且能够以高水平使蠕变断裂特性和韧性并立。

另外，该焊接金属，使以各元素的质量份额为变量的、作为韧性降低的影响度指标的X值为上述上限以下，能够确保高韧性。

【实施例】

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例限定。

使用具有表1所示成分的母材，以后述的焊接条件制作焊接金属，评价各种特性。

【表1】

[焊接条件1]

用SMAW根据以下的焊接条件，得到表2所示的No.1～No.27和No.29～No.44的焊接金属。即，使用平均板厚20mm的母材，坡口角度V字为20°，根部间隔16mm，焊接姿势向下，焊芯直径4.0mm，线能量条件约2.2kJ/mm，150A－24V，8～12cm/min，预热温度和层间温度为160℃以上、250℃以下，以单层双道的层叠要领制作上述焊接金属。再对于上述制作好的各焊接金属，作为PWHT而实施保持温度760℃、保持时间4小时以上、32小时以下的热处理。上述制作的各焊接金属的焊接条件，如表2所示。

[焊接条件2]

用GTAW根据以下的焊接条件，得到表2所示的No.28的焊接金属。即，使用平均板厚13mm的母材，坡口角度V字为45°，根部间隔6.5mm，焊接姿势向下，焊条芯直径1.6mm，线能量条件1.7kJ/mm，230A－12V，10cm/min，预热温度和层间温度240℃，以单层双道的层叠要领制作上述焊接金属。再对于上述制作好的焊接金属，作为PWHT而实施保持温度760℃，保持时间4小时的热处理。

＜组成含量测量＞

组成含量测量用的试料，切下PWHT后的坡口部所形成的各焊接金属的中央部，进行化学成分分析。具体来说，以吸光光度法分析B，以燃烧－红外线吸收法分析C，以惰性气体熔融－热导法分析N和O，以电感耦合等离子体发射光谱法分析B、C、N、O以外的元素。在各焊接金属中得到的各元素的组成含量显示在表2中。还有，表2中“－”表示不含此种成分。

＜化合物型V浓度测量＞

首先，利用10体积％乙酰丙酮－1体积％四甲基氯化铵甲醇溶液，电解萃取在PWHT后的坡口部所形成的各焊接金属的板厚中心部。其次，用平均孔径0.1μm的过滤器过滤该经过电解萃取的溶液而得到残渣后，对于该残渣，通过电感耦合等离子体发射光谱法进行化学成分分析，求得化合物型V浓度。将该化合物型V浓度[insol.V]和经由上述组成含量测量所得到的V浓度[V]代入上述(2)式，求的Y值显示在表2中。

＜δ铁素体的观察＞

从焊接结束后的各焊接金属上，以能够观察到与焊接方向垂直的面的方式提取试验片，用三氯化铁蚀刻液腐蚀该试验片，利用光学显微镜以倍率400倍观察组织。完全没有观察到δ铁素体的为评价“A”，观察到δ铁素体的为评价“B”。对于各焊接金属的评价结果显示在表2中。

＜条状铁素体的观察＞

从PWHT后的各焊接金属上，以能够观察到与焊接方向垂直的面的方式提取试验片，用三氯化铁蚀刻液腐蚀该试验片，通过光学显微镜以倍率400倍观察组织。完全没有观察到条状铁素体的为评价“A”，观察到条状铁素体的为评价“B”。对于各焊接金属的评价结果显示在表2中。

＜蠕变断裂特性的评价＞

蠕变断裂特性的评价中，从PWHT后的各焊接金属的板厚中央部，基于图1A在焊接线方向提取标距30mm，的蠕变试验片。对于该试验片，以650℃/100MPa的条件，依据JIS－Z2271(2010)实施蠕变试验。在该试验中，断裂时间超过600小时的能够评价为蠕变断裂特性良好。还有，图1A中的T表示母材的板厚。

＜韧性的评价＞

韧性的评价中，从PWHT后的各焊接金属的板厚中央部，基于图1B在与焊接线方向垂直方向作为摆锤冲击试验片，提取JIS－Z3111(2005)的4号V切口试验片。对于该试验片，依据JIS－Z2242(2005)，以20℃实施摆锤冲击试验。在该试验中，以n＝3的平均值计，吸收能vE为70J以上的焊接金属能够评价为韧性良好。还有，图1B中的T表示母材的板厚。

【表2】

＜测量结果＞

由表2可知，满足本发明的组成成分的范围，且X值在15以下的No.1～No.28，断裂时间超过600小时，吸收能vE为70J以上，能够高水平使蠕变断裂特性和韧性并立。另外，No.1～No.28均未观测到δ铁素体和条状铁素体。因此，即使进行760℃这样的高保持温度的PWHT，通过抑制δ铁素体和条状铁素体的生成，可以说仍能够高水平地使蠕变断裂特性和韧性并立。

相对于此，某一成分不满足本发明的组成成分的范围的No.29～No.40、No.42～No.44，其断裂时间低于600小时或吸收能vE低于70J，可知得不到充分的蠕变断裂特性或韧性。

另外，Mn和Ni的合计浓度不满足本发明的条件的No.41，因为Mn和Ni的合计浓度过大，所以认为可观测到条状铁素体。因此，No.41的焊接金属能够推测容易发生破坏和断裂。

另外，在表2中，若比较Co、W、Ti、B、Cu和Al全都不含有的No.1、2、5、8、10、17、26，则断裂时间均超过600小时，但No.5、8、10、17、26与No.1和No.2相比，可知断裂时间更长。上述式(2)的Y值在No.1和No.2中高于10，相对于此，在No.5、8、10、17、26中为10以下。由此可知，使Y值为10以下而进行控制，能够提高蠕变断裂特性。另外，其中No.10的断裂时间为993小时，与其他的No.1、2、5、8、17、26的断裂时间相比长得多。这被认为是由于，No.10的Y值与其他情况的Y值相比不但小，而且C含量比较大，蠕变断裂特性降低的影响度更小。

另外，No.28的吸收能vE为120J，与No.1～No.27和No.29～No.44的其他焊接金属的吸收能vE相大得多。这被认为是由于，No.28以外的焊接金属的O含量为0.02质量％以上，相对于此，No.28的O含量格外小，为0.004质量％。另外，作为焊接方法，相比SMAW，可以说GTAW的方法更容易使O含量降低，更容易使韧性提高。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围能够加以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说是显而易见的。

本申请基于2015年2月2日申请的日本专利申请(专利申请2015－018868)，其内容在此参照而引入。

【产业上的可利用性】

如以上说明的，该焊接金属和焊接结构体，能够一边缩短PWHT的保持时间，一边高水平使蠕变断裂特性和韧性并立，因此能够适用为要求有高耐热性的超超临界燃煤火力发电的锅炉管和导管。

【符号的说明】

T 板厚

Claims

1.一种焊接金属，其中，具有如下组成，

C：0.03质量％以上、0.16质量％以下；

Si：0.10质量％以上、0.50质量％以下；

Mn：0.10质量％以上、0.90质量％以下；

Ni：0.02质量％以上、0.70质量％以下；

Cr：7.0质量％以上、9.5质量％以下；

Mo：0.80质量％以上、1.20质量％以下；

V：0.05质量％以上、0.50质量％以下；

Nb：0.010质量％以上、0.070质量％以下；

N：0.010质量％以上、0.080质量％以下；

O：高于0质量％并在0.10质量％以下；

余量：Fe和不可避免的杂质，

Mn和Ni的合计浓度为1.0质量％以下，

设作为上述不可避免的杂质的P、Sb、Sn和As各自的以质量％计的浓度为[P]、[Sb]、[Sn]和[As]时，由下式(1)规定的X值高于0并在15以下，

X值＝(10×[P]+5×[Sb]+4×[Sn]+[As])×100…(1)。

2.根据权利要求1所述的焊接金属，其中，O浓度为0.005质量％以下。

3.根据权利要求1所述的焊接金属，其中，设V浓度为[V]，化合物型V浓度为[insol.V]时，由下式(2)规定的Y值为10以下，

Y值＝([V]－[insol.V])/[insol.V]…(2)。

4.根据权利要求1或2所述的焊接金属，其中，还含有下述(a)、(b)中的至少一种：

(a)Co：高于0质量％并在0.5质量％以下、W：高于0质量％并在0.5质量％以下、Ti：高于0质量％并在0.030质量％以下、和B：高于0质量％并在0.0030质量％以下中的至少一种；

(b)Cu：高于0质量％并在0.23质量％以下、和Al：高于0质量％并在0.050质量％以下中的至少一种。

5.一种焊接结构体，其具有权利要求1所述的焊接金属。