JP4787062B2

JP4787062B2 - 靭性および耐ｓｒ割れ性に優れた溶接金属

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Publication number: JP4787062B2
Application number: JP2006122550A
Authority: JP
Inventors: 喜臣岡崎; 宏一細井
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-04-26
Filing date: 2006-04-26
Publication date: 2011-10-05
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Description

本発明は、靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属に関し、詳細には、２．０〜３．２５％Ｃｒ−０．８〜１．２％Ｍｏ鋼（以下、「Ｃｒ−Ｍｏ系鋼」と呼ぶ場合がある。）の溶接金属に関するものである。上記の溶接金属は、例えば、発電プラントや化学プラントなどの溶接構造体材料に好適に用いられる。

溶接構造体の材料として、高温特性に優れたＣｒ−Ｍｏ系鋼などのフェライト系耐熱鋼が汎用されている。Ｃｒ−Ｍｏ系鋼は、強度の向上などを目的として、Ｔｉ、Ｖなどの合金元素が更に添加されることが多いが、本願明細書では、これらをまとめて「Ｃｒ−Ｍｏ系鋼」と呼ぶ。

溶接構造体は、通常、溶接金属の内部に残留した応力を除去するため、溶接後に熱処理（Ｐｏｓｔ−Ｗｅｌｄｈｅａｔ−ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）が施される。

しかしながら、Ｃｒ−Ｍｏ系鋼にＰＷＨＴを行うと、図１（ａ）に示すように、ビード［１回の溶接操作（パス）によって得られる溶接金属］とビードとの境界部にフェライト組織の一部が著しく粗大化した帯状の組織（フェライトバンドと呼ばれる。図中、●）が発生し、靭性や引張強度などの機械的特性が低下するようになる。フェライトバンドは、主に、溶接金属の凝固過程における成分偏析や、ＰＷＨＴ中における溶接金属中の炭素移動に起因して生じると考えられている。また、図１（ｂ）に示すように、溶接金属中に粒界割れ[再熱割れ、ＳＲ(ＳｔｒｅｓｓＲｅｌｅｉｆ、応力除去焼鈍)割れなどと呼ばれる。以下では、「ＳＲ割れ」で代表させる。］が生じるなどの問題もある。

そこで、これらの問題を防止するため、種々の提案がなされている。

例えば、特許文献１および特許文献２には、析出物によるピニング効果を利用して粒界の移動を固定し、フェライトバンドの形成を抑制する方法が記載されている。なお、特許文献２では、主に、約１．３％程度のＣｒを含むＣｒ−Ｍｏ系鋼を対象としている点で、本発明で対象とするＣｒ−Ｍｏ系鋼とは、厳密には、Ｃｒの範囲が相違している。

このうち特許文献１は、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの技術に関し、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを含有する種々の析出物を溶接金属の粒内と粒界とに生成させるため、チタニア系フラックス入りワイヤを使用している。また、特許文献２は、低合金耐熱鋼用溶接金属の技術に関し、ＰＷＨＴ後に析出する析出物を、ＮａＣｌ型の炭窒化物（ＭＸ型化合物、Ｍ＝金属）ではなくＣｒ、Ｍｏを主体とする炭窒化物にするとフェライトバンドの生成抑制と靭性改善を両立できることが記載されている。しかしながら、これらの特許文献では、ＳＲ割れの防止について何も考慮されていない。

特許文献３には、ＰＷＨＴ後の靭性や、耐ＳＲ割れ性を含む様々な耐割れ性に優れた溶接金属を得るための高硬度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶接ワイヤについて記載されている。ここでは、析出硬化元素であるＶ、Ｎｂを適量添加して溶接金属の強度を母材と同程度にすると共に、溶接金属の過度な強度上昇と靭性の低下を防止するためにＮｉ、ＡｌおよびＮの量を制御している。更に、耐ＳＲ割れ性などの観点からＰ，Ｓｎ，ＳｂおよびＡｓの量を制御し、且つ、Ｏを適量添加し、更に、靭性改善のためにＴｉおよびＢを適量添加している。

特許文献４には、靭性および耐ＳＲ割れ性が良好な高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属およびサブマージアーク溶接方法について記載されている。ここでは、溶接金属中の旧オーステナイト粒界に析出されるセメンタイトを、セメンタイト以外の炭化物（Ｍ_７Ｃ_３、Ｍ_２３Ｃ_６、Ｍ＝金属）とすることによってＳＲ割れの防止を図っており、そのために、溶接金属の組成およびＳＲ条件を適切に制御している。
特開２００４−５８０８６号公報特開２００４−９１８６０号公報特許第３２５１４２４号明細書特許第３２８３７６３号明細書

前述したように、フェライトバンドの生成による靭性などの低下やＳＲ割れの発生防止を目的として、ワイヤなどの溶接材料（溶化材）や溶接金属の改良技術が種々提案されているが、更なる向上が求められている。

更に、溶接効率などを考慮すると、溶接方法の中でも、ガスシールドアーク溶接法を用いて形成される溶接金属の上記特性を改善する技術の提供が切望されている。特に、溶接作業性などを考慮すると、フラックス（鉱物の粉体）入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接法で形成された溶接金属の上記特性を改善する技術の提供が切望されている。ガスシールドアーク溶接用ワイヤは、フラックス入りワイヤとソリッドワイヤとに大別されるが、フラックス入りワイヤは、ソリッドワイヤに比べてスパッタが少ないこと、下向姿勢のみならず立向姿勢及び上向姿勢においても溶接作業性が良好である、など種々の長所を有しているからである。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、フェライトバンドの生成を抑制して靭性および引張強度が高められ、且つ、耐ＳＲ割れ性も良好なＣｒ−Ｍｏ系鋼の溶接金属を提供することにある。

本発明の他の目的は、ガスシールドアーク溶接法を用いて形成される溶接金属であって、上記特性が改善された溶接金属を提供することにある。

本発明の更に他の目的は、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを用いて形成される溶接金属であって、上記特性が改善された溶接金属を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属は、Ｃ：０．０２〜０．０６％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｒ：２．０〜３．２５％、Ｍｏ：０．８〜１．２％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５％、Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００２〜０．０１２０％、Ｏ：０．０３〜０．０７％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、更に、Ｎの含有量［Ｎ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］との比が、２．００＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜６．２５の範囲を満足することに要旨を有している。

好ましい実施形態において、上記の溶接金属は、更に、Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、及び／又はＶ：０．０３％以下（０％を含まない）を含有する。

好ましい実施形態において、上記の溶接金属は、更に、Ｐ：０．０１２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１２％以下（０％を含まない）に抑制されている。

本発明には、上記のいずれかの溶接金属を含む溶接構造体も包含される。

本発明によれば、旧オーステナイト粒内に析出する炭化物のうち、ＴｉＣなどのＭＣ型炭化物の量が減少し、Ｔｉを含む微細なＭ_２Ｃ型炭化物の量が増加しており、結果的に、旧オーステナイト粒内と旧オーステナイト粒界との強度がほぼ同程度になるように制御されているため、フェライトバンドの生成が抑制されて靭性および引張強度が高められ、且つ、耐ＳＲ割れ性も優れたＣｒ−Ｍｏ系鋼の溶接金属が得られた。

本発明者は、フェライトバンドの生成による靭性などの低下防止と、ＳＲ割れの発生防止とを両立し得るＣｒ−Ｍｏ系鋼の溶接金属を提供するため、ＰＷＨＴ時にマトリックス（旧オーステナイト）粒内に析出する種々の炭化物（金属Ｍと炭素Ｃとの炭化物）のうち、特に、微細な炭化物（ＭＣ型炭化物およびＭ_２Ｃ型炭化物）に着目して検討を重ねてきた。その結果、Ｎｂ、Ｖなどを主成分とする微細なＭＣ型炭化物の量を低減し、Ｍo、Ｃｒなどを主成分とし、Ｔｉを更に含む微細なＭ_２Ｃ型炭化物の量を高めると所望の特性を兼ね備えた溶接金属が得られることを突き止めた。そして、このようなＭ_２Ｃ型炭化物を溶接金属に生成させるためには、溶接金属中のＴｉ量およびＮ量、Ｔｉ量とＮ量との比（［Ｔｉ］／［Ｎ］、以下、Ｐ値で代表させる場合がある。）、並びにＢ量のすべてを適切に制御する必要があり、これらのいずれか一つでも所定範囲を外れると上記の炭化物は得られず、結果的に、所望とする溶接金属も得られないことを見出し、本発明を完成した。

本発明におけるＭ_２Ｃ型炭化物は、Ｃｒ、ＭｏだけでなくＴｉを更に含んでいる点で、従来のＣｒ−Ｍｏ系鋼の溶接金属におけるＭ_２Ｃ型炭化物と相違している。以下では、両者を区別するため、本発明におけるＭ_２Ｃ型炭化物を「Ｔｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物」と呼び、従来のＭ_２Ｃ型炭化物を「Ｔｉ非含有Ｍ_２Ｃ型炭化物」と呼ぶ場合がある。

この点について、もう少し詳しく説明する。

本発明者は、ＳＲ割れの発生は、主に、ＰＷＨＴ時における旧オーステナイト粒内の強度と旧オーステナイト粒界の強度との間の差に起因して生じるという観点に基づき、特に、旧オーステナイト粒内に析出する炭化物に着目して実験を行なった。

Ｃｒ−Ｍｏ系鋼の溶接金属中の旧オーステナイト粒内には、通常、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを主成分とするＭＣ炭化物が微細に析出しており、これにより粒内が強化されている。そこで、本発明者は、まず、旧オーステナイト粒内のＭＣ型炭化物の量を低減し、旧オーステナイト粒内の強度上昇を抑制する（結果的に、旧オーステナイト粒界の強度との差を少なくすることができる。）ことを試みた。しかしながら、ＭＣ型炭化物の量を低減するとフェライトバンドが発生しやすくなり、靭性の低下を招くことが判明した。

上記の実験結果を踏まえ、本発明者は更に検討を重ねた。その結果、ＭＣ型炭化物の低減による靭性などの低下を補うには、Ｔｉを含む微細なＭ_２Ｃ型炭化物（Ｔｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物）の量を増加すれば良く、これにより、ＳＲ割れの防止とフェライトバンドの抑制とを両立できることを突き止めた。

上記の知見に基づき、本発明者は、Ｔｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物の生成を促進する方法について追及した。なお、本発明では、後に詳しく説明するように、溶接金属中のＶおよびＮｂの量は不純物レベルか若しくは極力低減しているため、ＭＣ型炭化物は、実質的にＴｉＣであると考えられる。

その結果、Ｔｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物の生成は、ＴｉＣに代表されるＭＣ型炭化物の生成と競合関係にあり、ＭＣ型炭化物の生成が多くなるとＴｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物は生成され難くなることが判明した。更に、Ｔｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物の量は、主に、溶接金属中のＴｉ量、Ｎ量、およびＴｉ量とＮ量との比率（Ｐ値）に大きく依存しており、これらをすべて、うまく制御しないと、所望とするＭ_２Ｃ型炭化物は生成されないことも判明した。後記する実施例に示すように、これらが本発明で規定する範囲を外れると、例えば、Ｔｉを含まないＣｒ，Ｍｏを主体とするＭ_２Ｃ型炭化物が生成したり、粗大なＭ_２Ｃ型炭化物が生成するなどして、所望とする特性が有効に発揮されない。例えば、特許文献１および２のようにＴｉ量が多いと、ＴｉＣのＭＣ型炭化物が多く生成し、所望とするＴｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物は生成しない。

また、Ｂは、ＭＣ型炭化物の生成に影響を及ぼすため、溶接金属中のＢ量もできるだけ低減する方が良いことも判明した。従来、Ｂは、前述した特許文献１〜４に示すように、フリーＢによる靭性向上作用を活用する目的で積極的に添加されている。しかし、過剰なＢは、固溶Ｎと結合してＢＮを生成し、固溶Ｎの低減に伴って固溶Ｔｉの量が増加するため、有害なＭＣ型炭化物の量が多くなる。そのため、本発明ではＢの上限を制限している。

上記の観点に基づき、多くの基礎実験を行なった結果、本発明では、Ｔｉを０．０１０〜０．０５％、Ｎを０．００２〜０．０１２０％、Ｂを０．０００５％以下にそれぞれ制御すると共に、Ｐ値を２．００〜６．２５の範囲内に定めた。

なお、前述した特許文献２および４では、本発明と同様、溶接金属中の炭化物に着目してフェライトバンドの発生防止（特許文献２）またはＳＲ割れの防止（特許文献４）を図っているが、本発明とは、以下のように技術的思想および構成が相違している。なお、特許文献２は、前述したように、主に、約１．３％程度のＣｒを含むＣｒ−Ｍｏ系鋼を対象としている点で、本発明で対象とするＣｒ−Ｍｏ系鋼とは、厳密には、Ｃｒの範囲が相違しているが、念のため、対比を行なっておく。

まず、特許文献２では、靭性を劣化させるＴｉＣなどのＭＸ型化合物に代わって、ＣｒおよびＭｏを主体とする化合物（注：Ｍ_２Ｘ型化合物に相当する。）を析出させることによってフェライトバンドの生成抑制と靭性改善とを両立させる技術であり、本発明のように、Ｔｉを含む微細なＭ_２Ｘ型炭化物を析出させるという技術的思想はない。

また、特許文献２では、上記の化合物を析出させるために、本発明と同様、ＮｂやＶを制限したうえで、Ｔｉ、Ｎ、およびＢのバランスを制御しているが、Ｔｉを０．０３５％超〜０．０２０％、Ｎを０．００６〜０．０３０％、Ｂを０．０００５〜０．０２０％と、いずれも、本発明の範囲よりも高く設定している点で、本発明とは構成が相違する。

一方、特許文献４では、旧オーステナイト粒界の粗大な炭化物に着目し、セメンタイトを少なくして（Ｍ_７Ｃ_３、Ｍ_２３Ｃ_６）などの粗大な炭化物に変える技術であり、本発明のように、旧オーステナイト粒内の微細な炭化物に着目し、ＭＣ型炭化物を少なくしてＴｉを含む微細なＭ_２Ｃ型炭化物の生成を促進するという技術的思想はない。

また、特許文献４では、溶接金属中のＴｉは靭性の低下を招くという観点から、Ｔｉの量を極力抑えており、実施例ではＴｉを０．００７％以下に低減している点で、Ｔｉを０．０１０％以上添加する本発明とは構成が相違している。特許文献４のようにＴｉ量が少ないと、Ｍ_２Ｃ型炭化物は生成しても、粒径が大きくなって粗大化するため、フェライトバンドの粗大化を招き、靭性の低下をもたらす。また、溶接金属のＴｉ量が少ないと、Ｍ_２Ｃ型炭化物中にＴｉが導入されないため、ＳＲの発生防止およびフェライトバンドの生成防止に寄与する有用な炭化物が得られない。

（本発明の溶接金属）
以下、本発明の溶接金属を特徴付ける成分について、詳しく説明する。

前述したように、本発明では、Ｔｉを０．０１０〜０．０５％、Ｎを０．００２〜０．０１２０％、Ｂを０．０００５％以下にそれぞれ制御すると共に、［Ｔｉ］／［Ｎ］で表されるＰ値を２．００〜６．２５の範囲内に制御している。後記する実施例に示すように、Ｔｉ、Ｎの量が多過ぎても少な過ぎても、Ｂの量が多過ぎても、Ｐ値が上記範囲を下回っても超えても、いずれにしても、ＳＲ割れの発生防止と靭性の低下防止とを両立させることは困難である。

Ｔｉ:０．０１〜０．０５％
Ｔｉは、炭素および窒素と結合してＭＣ型の炭窒化物を形成する元素である。本発明では、前述したように、Ｔｉの量を適切に制御することにより、ＴｉＣなどのＭＣ型炭化物の量を低減してＴｉを含む微細なＭ_２Ｃ型炭化物の量を高めており、これにより、ＳＲ割れの発生を防止すると共にフェライトバンドの発生による靭性などの低下を防止している。後記する実施例に示すように、Ｔｉの含有量が少ないと、Ｐ値を所定範囲に制御したとしても、ＳＲ割れが発生してしまう。一方、Ｔｉの含有量が多いとＰ値も大きくなり、ＭＣ型炭化物の量が多くなるため、ＳＲ割れが発生するほか、靭性が低下する場合がある。Ｔｉの好ましい範囲は、Ｎ量とのバランスなどによって決定され得るが、おおむね、０．０２０％以上０．０４５％以下である。

Ｎ：０．００２〜０．０１２０％
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂなどと結合して窒化物を形成する元素である。本発明では、Ｎの含有量を適切に制御することにより、ＭＣ型炭化物の量を低減し、所望とするＴｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物の量を高めている。Ｎの含有量が少ないと、Ｐ値を所定範囲に制御したとしても、ＳＲ割れが発生してしまう。一方、Ｎの含有量が多いと、粗大なＭ_２Ｃ型炭化物が生成してしまい、ＳＲ割れが発生するほか、靭性が低下する場合がある。Ｎの好ましい範囲は、Ｔｉ量とのバランスなどによって決定され得るが、おおむね、０．００４％以上０．０１１％以下である。

２．００＜［Ｔｉ］／［Ｎ］（＝Ｐ値）＜６．２５
Ｐ値は、ＭＣ型炭化物とＭ_２Ｃ型炭化物とのバランスを決定する指標となるパラメータである。［Ｎ］に対する［Ｔｉ］の比率が小さくなってＰ値が２．００を下回ると、ＴｉおよびＮの量がそれぞれ、本発明の範囲を満足していたとしても、所望のＴｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物が形成されないため、ＳＲ割れが発生する。一方、［Ｎ］に対する［Ｔｉ］の比率が大きくなってＰ値が６．２５を超えると、ＴｉおよびＮの量がそれぞれ、本発明の範囲を満足していたとしても、所望のＴｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物が形成されないため、ＳＲ割れが発生するほか、靭性が低下する場合がある。Ｐ値の好ましい範囲は、Ｔｉ量やＮ量とのバランスなどによって決定され得るが、おおむね、３．００以上６．００以下である。

Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む）
Ｂは、ＭＣ型炭化物の生成に影響を及ぼす元素であり、Ｂが多いとＭＣ型炭化物の量が増大し、ＳＲ割れが発生するため、本発明では、０．０００５％以下に定めた。すなわち、溶接金属中の過剰なＢは、固溶Ｎと結合してＢＮを生成し、固溶Ｎの低減に伴って固溶Ｔｉの量が増加するため、ＭＣ型炭化物の量が多くなる。Ｂの上限を上記のように制限することにより、所望とするＴｉ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物の生成が促進され、ＳＲ割れを防止することができる。Ｂは、できるだけ少ない方がよく、例えば、０．０００３％以下であることが好ましい。

本発明の溶接金属は、Ｔｉ、Ｎ，Ｂ、Ｐ値を上記の範囲に制御したところに特徴があり、上記以外の成分については、Ｃｒ−Ｍｏ系鋼に規定される範囲内であれば、特に限定されない。具体的には、以下に記載のとおりである。

Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、溶接金属の強度を確保するために不可欠な元素であり、０．０２％以上添加する。ただし、Ｃを過剰に添加すると、マルテンサイトなどの硬質組織が増加し、靭性が劣化するため、Ｃの上限を０．０６％とする。Ｃは、０．０３％以上０．０５％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、溶接金属の脱酸剤として作用する元素である。Ｓｉが少ないと、強度が低下する。一方、Ｓｉの過剰な添加は、強度の著しい上昇や、マルテンサイトなどの硬質組織の増加を招き、靭性が劣化する。これらの点を勘案して、本発明では、Ｓｉを０．１〜１．０％に定めた。Ｓｉは、０．２％以上０．８％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．３〜１.５％
Ｍｎは、溶接金属の強度および靭性を確保するのに有用な元素であり、そのため、０．３％以上添加する。ただし、過剰の添加は、焼入性の著しい上昇や、Ｍｎの偏析によるマルテンサイトなどの硬質組織の増加を招き、靭性が低下するため、上限を１．５％に定めた。Ｍｎは、０．５％以上１．２％以下であることが好ましい。

Ｃｒ：２．０〜３．２５％
Ｃｒは、Ｃｒ−Ｍｏ系耐熱鋼の基本成分の一つであり、強度および靭性の確保に寄与する元素である。ただし、過剰の添加は、焼入性の上昇による靭性の劣化を招くほか、旧オーステナイト粒界に粗大なＭ_２３Ｃ_６型炭化物が多く生成するため、ＳＲ割れが促進する。これらの点を勘案して、Ｃｒの量を２．０〜３．２５％の範囲に定めた。Ｃｒは、２．１％以上３．０％以下であることが好ましい。

Ｍｏ：０．８〜１．２％
Ｍｏは、Ｃｒと同様、Ｃｒ−Ｍｏ系耐熱鋼の基本成分の一つであり、強度の確保に寄与する元素である。ただし、過剰の添加は、焼入性の上昇による靭性の劣化を招くほか、ＳＲ割れが発生する。これらの点を勘案して、Ｍｎの量を０．８〜１．２％の範囲に定めた。Ｍｏは、０．９％以上１．１％以下であることが好ましい。

Ｏ：０．０３〜０．０７％
Ｏは、旧オーステナイト粒内に変態組織（アシキュラーフェライト生成核）となる酸化物を形成し、組織の微細化による靭性の向上に寄与する元素である。ただし、Ｏを過剰に添加すると、合金元素が多量に酸化物として消費されるため、強度が低下するようになる。また、靭性も低下する。これらの点を勘案して、Ｏの量を０．０３〜０．０７％の範囲に定めた。Ｏは、０．０４％以上０．０６％以下であることが好ましい。

本発明の溶接金属は、上記の成分を基本的に含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物である。

本発明では、ＳＲ割れや靭性の低下を一層有効に防止するため、下記の成分を更に制御することが好ましい。

Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含まない）及び／又はＶ：０．０３％以下（０％を含まない）
ＮｂおよびＶは、いずれも、強度の向上に寄与する元素であり、そのためには、例えば、Ｖを０．０１％以上添加することが好ましい。これらの元素は、単独で添加しても良いし、併用しても良い。ただし、これらを過剰に添加するとＭＣ型炭化物の生成が促進され、ＳＲ割れが発生するほか、靭性が低下する。そのため、これらの上限を、Ｎｂ：０．０１％、Ｖ：０．０３％とすることが好ましい。Ｎｂは０．００５％以下であることがより好ましく、Ｖは０．０２％以下であることがより好ましい。

Ｐ：０．０１２％以下（０％を含まない）
Ｐは、不純物として旧オーステナイト粒界に偏析し、靭性の低下やＳＲ割れを招くため、０．０１２％以下にすることが好ましい。Ｐは少なければ少ない程良く、例えば、０．０１０％以下とすることがより好ましく、０．００８％以下とすることが更に好ましい。

Ｓ：０．０１２％以下（０％を含まない）
Ｓは、不純物として旧オーステナイト粒界に偏析し、靭性の低下やＳＲ割れを招くため、０．０１２％以下にすることが好ましい。Ｓは少なければ少ない程良く、例えば、０．０１０％以下とすることがより好ましく、０．００８％以下とすることが更に好ましい。

以上、本発明の溶接金属について説明した。

（溶接金属の製造方法）
次に、上記の溶接金属を得る方法について説明する。

本発明の溶接金属は、例えば、母材（鋼材）の組成や開先形状、溶接材料（ワイヤ）の組成、溶接電流、溶接電圧、ワイヤ突き出し長さ、溶接方法などの溶接条件を適切に制御することによって得られる。

溶接方法に関しては、溶接作業性や実用性などを考慮すると、フラックス入りを用い、母材（鋼材）をガスシールドアーク溶接によって溶接することが好ましい。本発明では、特に、フラックス入りワイヤ中に含まれるＴｉ、Ｎ、Ｂを適切に制御することによって所望の溶接金属が得られる。なお、溶接金属の化学組成は、一般に、ワイヤなどの溶接材料のほか、母材の希釈による影響なども受けるが、ガスシールドアーク溶接を行なう場合には、その影響は殆どない。

以下では、フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接（ＦＣＡＷ）を行なうときの好ましい方法を記載するが、本発明は、これに限定する趣旨ではない。例えば、被覆アーク溶接法（ＳＭＡＷ）、ティグ（ＴＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接法（ＳＡＷ）、ガスシールドアーク溶接法（ＭＡＧ，ＭＩＧ）等のいずれの溶接法も適用することができる。

本発明に用いられるフラックス入りワイヤの好ましい組成は、溶接条件などによっても相違するが、特に、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを以下のように制御することが好ましく、これにより、所望の溶接金属が得られる。
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％（より好ましくは０．０３〜０．０８％）
Ｎ：０．００２〜０．０１３％（より好ましくは０．００５〜０．０１２％）
［Ｔｉ］／［Ｎ］（＝Ｐ値）：３．００超１０．００未満（より好ましくは４．００〜８．００）
Ｂ：０．０００５％以下（０％を含まない）（より好ましくは０．０００４％以下）

上記以外の成分としては、Ｃ：０．０２〜０．０８％（より好ましくは０．０３〜０．０７％）、Ｓｉ：０．１０〜１．５％（より好ましくは０．３〜１．３％）、Ｍｎ：０．３〜１．５％（より好ましくは０．５〜１．２５％）、Ｃｒ：２．０〜３．６０％（より好ましくは２．１〜３．５０％）、Ｍｏ：０．８〜１．２％（より好ましくは０．９〜１．１％）、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とすることが好ましい。

また、ＳＲ割れの発生防止や靭性低下の防止を更に高めることを目的として、Ｎｂ：０．０１％以下（更に好ましくは０．００５％以下）及び／又はＶ：０．０３％以下（更に好ましくは０．０２％以下）に制御することがより好ましい。

また、上記と同様の観点から、Ｐ：０．０１２％以下（更に好ましくは０．０１０％以下）、Ｓ：０．０１２％以下（更に好ましくは０．０１０％以下）に制御することがより好ましい。

更に、溶接金属中のＯ量を適切に制御するため、強脱酸元素（Ｍｇ、Ａｌなど）を、約０．５０〜０．８５％（より好ましくは０．６〜０．７％）の範囲内に制御することが好ましい。

本発明に用いられるフラックス入りワイヤは、被溶接物（母材）の要求性能に応じて、上記以外の成分として、例えばＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗなどを、本発明の作用を損なわない範囲で適宜含んでいてもよい。

フラックスの組成は、通常用いられるものであれば特に限定されず、例えば、ルチルなどを主成分とすることが好ましい。

フラックス入りワイヤのフラックス充填率は、特に規定されず、ワイヤの生産性、例えば成型及び伸線時の断線などを考慮して適宜設定することができる。フラックス充填率は、おおむね、１１．０〜１８．０％の範囲内であることが好ましい。

ワイヤの断面形状は特に限定されず、例えば、合わせ目はあってもなくても良い。なお、ワイヤの断面形状に合わせ目がない場合には、ワイヤ送給性改善を目的として、ワイヤの表面にＣｕメッキ、Ｎｉメッキ、またはこれらの複合メッキを施しても良い。

本発明に用いられる鋼材の好ましい組成は、Ｃｒ−Ｍｏ系鋼に規定される範囲内であれば特に限定されず、例えば、ＡＳＴＭＡ３８７−Ｇｒ．２２Ｃｌ．２（２．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）等が挙げられる。本発明では、前述した溶接金属の組成と実質的に同じ組成の母材を用いることが好ましい。

ガスシールドアーク溶接の方法は、特に限定されず、通常用いられる方法を採用することができる。

シールドガスとしては、１００％ＣＯ_２ガスの他、ＡｒガスとＣＯ_２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＯ_２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＣＯ_２ガスとＯ_２ガスとの３種混合ガスなどが用いられる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。なお、以下の実施例における「％」および「部」は、特に断らない限り、「質量％」および「質量部」を意味する。

実施例１
（フラックス入りワイヤおよび母材）
本実施例では、表１に示すフラックス入りワイヤＷ１〜Ｗ３７、および図２に示す開先形状（θ＝４５°のＶ字開先）を有するＣｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼の鋼板（溶接母材）１を用意した。

ここで、フラックス入りワイヤＷ１〜Ｗ３７のワイヤ径は、すべて１．２ｍｍであり、フラックス入りワイヤ中のフラックスの充填率は、約１３〜１５％である。

また、図２に示す鋼板１の板厚は１９ｍｍであり、組成は表２に示すとおりである（残部：Ｆｅおよび不可避不純物）。Ｖ形状の開先部の下部には、溶接母材１と同一の化学組成を有する裏当金２が配置されており、裏当金が配置されている部分のギャップ幅（ルートギャップ）Ｌ１を１３ｍｍとした。

（溶接条件）
上記のフラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって図２の鋼板を突合せ溶接した。詳細な溶接条件は、以下に示すとおりである。
溶接電流：２７０Ａ
アーク電圧：３０〜３２Ｖ
溶接速度：３０ｃｍ／ｍｉｎ
溶接姿勢：下向き
シールドガスの組成および流量：ＣＯ₂１００％、２５Ｌ／ｍｉｎ
予熱・パス間温度：１７．５±１５℃

溶接後、ＰＷＨＴ処理（６９０℃で１時間の加熱、その後炉冷）を行なった。図２には、溶接後の溶接金属３の状態を模式的に示している。

（評価）
（溶接金属の組成）
ＰＷＨＴ後の溶接金属の組成は、溶接金属の中央部分について調べた。

（溶接金属中のＭＣ型炭化物およびＭ_２Ｃ型炭化物の確認）
ＰＷＨＴ後の溶接金属の最終パス部の中央部について、抽出レプリカ法を用いてＴＥＭ（透過電子顕微鏡）観察を行い（倍率３万倍）、ＭＣ型炭化物およびＭ_２Ｃ型炭化物を観察した。詳細には、任意の領域（４．６７μｍ×３．６７μｍ）について、ＴＥＭ観察の電子線回折パターンによって上記の炭化物を区別した後、ＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）による組成分析を行い、ＭＣ型炭化物およびＭ_２Ｃ型炭化物の有無を確認した。

（引張特性の評価）
溶接金属の中央部分から、溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳＺ３１１１Ａ１号）を採取し、引張試験を実施した。引張試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値を引張強度（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）とした。

本実施例では、ＹＳが５５０ＭＰａ以上のものを「機械的特性に優れる」と評価した。

（靭性の評価）
溶接金属の中央部分から、溶接線に対して垂直方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ３１１１４号）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値をシャルピー衝撃値（ｖＥ_−１８）とした。シャルピー衝撃値は、−１８℃での吸収エネルギーを測定したときの値である。

本実施例では、ｖＥ_−１８が７０Ｊ以上のものを「靭性に優れる」と評価した。

（フェライトバンドの発生の有無）
図３に示すように、ＰＷＨＴ後の溶接金属部分から溶接線方向に等間隔で、サイズ（６×１２ｍｍ）の試験片を６個採取した。この試験片に対し、鏡面研磨及び２％ナイタールによるエッチングを行なった後、光学顕微鏡（倍率５０倍）でフェライトバンドの有無を観察した。本実施例では、６個の試験片中、すべての試験片にフェライトバンドが発生していないものを合格（○）とし、いずれか１個でもフェライトバンドの発生が認められたものは不合格（×）と評価した。

（耐ＳＲ割れ性の評価）
耐ＳＲ割れ性の評価は、溶接ままの鋼板（ＰＷＨＴなし）から、図４に示す円筒試験片を採取し、リング割れ試験を実施して行なった。

まず、図４（ａ）に示すように溶接金属３の最終ビード上方から、図４（ｂ）に示す円筒形試験片１０を採取した。円筒形試験片１０の詳細は図４（ｃ）に示すとおりであり、円筒形試験片１０は、Ｕノッチ５、及び円筒の内部の空洞に至るスリット６を有しており、Ｕノッチ５は溶接金属３の原質部上方に、スリット６は溶接金属３の原質部下方に、それぞれ、位置している。Ｕノッチ５は、深さ０．５ｍｍ、幅０．４ｍｍ、底部の曲率半径０．２ｍｍのＵ字形の溝となっている。スリット６は、０．５ｍｍの幅で形成されている。

次に、円筒形試験片１０を用い、リング割れ試験を行った。

リング割れ試験は、「応力除去焼鈍割れに関する研究（第２報）」（内木ら、溶接学会誌：Ｖｏｌ．３３、Ｎｏ．９（１９６４）Ｐ．７１８）を参考にして実施した。詳細には、図４（ｄ）に示すように、円筒型試験片１０に対し、矢印で示す方向に曲げ応力を印加した状態で、試験片１０のスリット６を溶加材を使用せずにＴＩＧ溶接し、Ｕノッチ部５に引張残留応力を負荷した状態で、上記と同じＰＷＨＴ処理を行った。ＰＷＨＴ後、リングの３断面について光学顕微鏡観察（倍率：１００倍）を行い、いずれの断面においても、Ｕノッチ５の底部からクラックが認められなかった場合はＳＲ割れの発生が抑制された（耐ＳＲ割れ性に優れている）として○（合格）と評価し、３断面のいずれか１つでもクラックが認められた場合には、ＳＲ割れが発生した（耐ＳＲ割れ性に劣る）として×（不合格）と評価した。

これらの結果を表３および表４にまとめて示す。

表３のＮｏ．１〜１８は、それぞれ、フラックス入りワイヤＷ１〜Ｗ１８を用い、溶接金属の組成が本発明の要件を満足する本発明例であり、耐ＳＲ割れ性及び機械的特性に優れている。これらの本発明例は、所望とするＴｉＣ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物を含んでいることも確認された。

これに対し、表４のＮｏ．１９〜３７は、それぞれ、フラックス入りワイヤＷ１９〜Ｗ３７を用い、溶接金属の組成が本発明の要件のいずれかを満足しない比較例であり、以下の不具合を有している。表４において、本発明の範囲を満足しないものには下線を付している。

Ｎｏ．１９は、Ｃ量が多いワイヤＷ１９を用いたために溶接金属中のＣ量が多い例、Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が多いワイヤＷ２１を用いたために溶接金属中のＳｉ量が多い例、Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が多いワイヤＷ２２を用いたために溶接金属中のＭｎ量が多い例であり、いずれも、靭性が低下した。

Ｎｏ．２０は、Ｓｉ量が少ないワイヤＷ２０を用いたために溶接金属中のＳｉ量が少ない例、Ｎｏ．２３は、Ｃｒ量が少ないワイヤＷ２３を用いたために溶接金属中のＣｒ量が少ない例、Ｎｏ．２５は、Ｍｏ量が少ないワイヤＷ２５を用いたために溶接金属中のＭｏ量が少ない例であり、いずれも、ＹＳが低下した。

Ｎｏ．２４は、Ｃｒ量が多いワイヤＷ２４を用いたために溶接金属中のＣｒ量が多い例、Ｎｏ．２６は、Ｍｏ量が多いワイヤＷ２６を用いたために溶接金属中のＭｏ量が多いであり、いずれも、靭性が低下し、且つ、ＳＲ割れが発生した。

Ｎｏ．２７は、Ｔｉ量が少なく、Ｐ値が小さいワイヤＷ２７を用いたために溶接金属中のＴｉ量が少なく、且つ、Ｐ値が小さい例であり、ＳＲ割れが発生した。また、フェライトバンドが発生したため、靭性も低下した。

Ｎｏ．２８は、Ｔｉ量が多いワイヤＷ２８を用いたために溶接金属中のＴｉ量が多い例であり、ＳＲ割れが発生した。

Ｎｏ．２９は、Ｂ量が多いワイヤＷ２９を用いたために溶接金属中のＢ量が多い例であり、ＳＲ割れが発生した。

Ｎｏ．３０は、Ｎ量が多いワイヤＷ３０を用いたために溶接金属中のＮ量が多い例であり、ＳＲ割れが発生した。

Ｎｏ．３１は、強脱酸元素であるＭｇの含有量が少ないワイヤＷ３１を用いたために溶接金属中のＯ量が多い例であり、ＹＳおよび靭性が低下した。

Ｎｏ．３２／Ｎｏ．３３は、Ｐ値が小さい／大きいワイヤＷ３２／Ｗ３３を用いたために溶接金属中のＰ値が小さい／大きい例であり、いずれも、ＳＲ割れが発生した。

Ｎｏ．３４は、Ｎｂ量が多いワイヤＷ３４を用いたために溶接金属中のＮｂ量が本発明の好ましい範囲を超える例であり、ＳＲ割れが発生し、靭性も低下した。

Ｎｏ．３５は、Ｖ量が多いワイヤＷ３５を用いたために溶接金属中のＶ量が本発明の好ましい範囲を超える例であり、ＳＲ割れが発生し、靭性も低下した。

Ｎｏ．３６は、Ｃ量、Ｔｉ量、Ｂ量、Ｎ量がいずれも多く、Ｐ値も大きいワイヤＷ３６を用いたために溶接金属中のＣ量、Ｔｉ量、Ｂ量、Ｎ量が多く、Ｐ値も大きい例であり、ＳＲ割れが発生した。

Ｎｏ．３７は、Ｍｏ量、Ｔｉ量、Ｂ量、Ｎ量がいずれも多く、Ｐ値も大きいワイヤＷ３７を用いたために溶接金属中のＭｏ量、Ｔｉ量、Ｂ量、Ｎ量が多く、Ｐ値も大きい例であり、ＳＲ割れが発生したほか、靭性も低下した。

また、これらの比較例は、いずれも、所望とするＴｉＣ含有Ｍ_２Ｃ型炭化物を含んでいないことが確認された。

図１（ａ）は、ＰＷＨＴによって溶接金属中に生じたフェライトバンドを示す図である。図１（ｂ）は、ＰＷＨＴによって溶接金属中に生じたＳＲ割れを示す図である。実施例に用いた鋼板の開先形状を示す図である。フェライトバンドの発生の有無を調べた位置を示す図である。図４（ａ）は、耐ＳＲ割れ性の評価に用いた円筒形試験片の採取位置を示す断面図であり、図４（ｂ）は、耐ＳＲ割れ性の評価に用いた円筒形試験片の形状を示す断面図であり、図４（ｃ）は図４（ａ）および図４（ｂ）の円筒形試験片を説明するための図であり、図４（ｄ）は円筒形試験片を使用したリング割れ試験を示す断面図である。

符号の説明

１母材
２裏当金
３溶接金属
５Ｕノッチ
６スリット
１０円筒形試験片
Ｌ１ルートギャップ
θ 鋼板の開先形状

Claims

Ｃ：０．０２〜０．０６％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｒ：２．０〜３．２５％、Ｍｏ：０．８〜１．２％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５％、Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００２〜０．０１２０％、Ｏ：０．０３〜０．０７％、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、更に、Ｎの含有量［Ｎ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］との比が、２．００＜［Ｔｉ］／［Ｎ］＜６．２５の範囲を満足することを特徴とする靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた溶接金属。
更に、Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含まない）及び／又はＶ：０．０３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の溶接金属。
更に、Ｐ：０．０１２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１２％以下（０％を含まない）に抑制されたものである請求項１または２に記載の溶接金属。
請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属を含む溶接構造体。