WO2012108517A1 - クリープ特性に優れた溶接金属 - Google Patents

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秀徳 名古
山下　賢
穣 大津
幹宏 坂田
元一 谷口
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a weld metal having improved creep characteristics in a weld metal used for a weld structure, and a weld structure having such a weld metal.
  • High-strength Cr-Mo steel used in boilers and chemical reaction vessels is used in high-temperature and high-pressure environments, so it has high creep properties (hereinafter also referred to as “creep rupture resistance”) along with properties such as strength and toughness. It has been demanded.
  • the above-mentioned facilities have been aimed at further increasing the operating conditions at high temperature and high pressure from the viewpoint of high-efficiency operation, and further improvement in creep characteristics is desired.
  • Patent Document 1 discloses that welding having both creep rupture resistance characteristics and various characteristics can be obtained by specifying the steel plate composition, the welding material composition, and the welding conditions in detail.
  • the assumed level of creep rupture resistance is equivalent to 240 MPa at 550 ° C. and 800 hours, which is not sufficient.
  • one SR annealing treatment condition is as short as 26 hours at the longest (a condition in which a high creep rupture resistance characteristic is likely to occur).
  • Patent Documents 2 and 3 Techniques that combine creep rupture resistance and various characteristics by considering the components of solid wire and bond flux and welding conditions (heat input) have been proposed (for example, Patent Documents 2 and 3).
  • the assumed SR annealing treatment conditions are shortened to 26 hours at 700 ° C., and a good creep rupture resistance is ensured even under more severe SR annealing treatment conditions. There is no.
  • Patent Document 4 proposes a technique that combines creep rupture resistance and various characteristics by controlling the balance between the weld metal component and the main elements. However, this technique is not sufficient because the assumed level of creep rupture resistance is equivalent to 900 hours at 538 ° C. ⁇ 206 MPa. In addition, the holding time in the SR annealing treatment is not described, and it is unclear whether good creep rupture characteristics can be realized.
  • Patent Document 5 As a technique focusing on characteristics other than the high-temperature creep characteristics, a technique such as Patent Document 5 has also been proposed. This technique improves toughness and tempering embrittlement resistance by controlling the morphology of carbides, but does not describe anything to improve creep rupture resistance.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to exhibit excellent creep characteristics, and to provide a weld metal excellent in characteristics such as toughness, SR crack resistance, and strength, and such welding.
  • the object is to provide a welded structure with metal.
  • the weld metal according to the present invention capable of solving the above problems is C: 0.05 to 0.20% (meaning “mass%”, the same applies hereinafter), Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.60 to 1.3%, Cr: 1.8 to 3.0%, Mo: 0.8 to 1.5%, V: 0.25 to 0.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, N: 0.025% or less (excluding 0%), O: 0.020 to 0.060%, respectively, with the balance being iron and inevitable impurities, the following formula (1) And the average equivalent circle diameter of carbides with an equivalent circle diameter of 0.40 ⁇ m or more contained in the weld metal is less than 0.85 ⁇ m and 3 or more on a 6 ⁇ m straight line.
  • the “equivalent circle diameter” is a diameter of a circle that is assumed to have the same area by paying attention to the size of carbide particles recognized on the observation surface of a microscope (for example, a transmission electron microscope). is there.
  • the average equivalent circle diameter is a value (arithmetic average value) obtained by dividing the size of a carbide having an equivalent circle diameter of 0.40 ⁇ m or more (equivalent circle diameter) by its number.
  • the weld metal of the present invention as other elements, (a) Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%), ( b) W: 0.50% or less (excluding 0%), (c) B: 0.005% or less (not including 0%), (d) Al: 0.030% or less (including 0%) And (e) Ti: 0.020% or less (not including 0%) and the like are also preferable, and the properties of the weld metal are further improved depending on the type of element to be included.
  • the present invention also includes a welded structure including the above weld metal.
  • the chemical component composition and the average equivalent circle diameter of the carbide and the ratio of the length of the carbide existing in the grain boundary existing in the weld metal are appropriately defined, so that excellent creep is achieved. While exhibiting the characteristics, it is possible to realize a weld metal excellent in characteristics such as toughness, SR cracking resistance, and strength.
  • the inventors of the present invention examined the means for combining creep rupture resistance and various characteristics, particularly toughness, SR crack resistance, and strength in the weld metal from various angles. As a result, the carbide morphology on the grain boundaries in the weld metal formed during welding and SR annealing treatment is controlled, and the Ostwald growth of fine MC carbide particles (M: carbide forming element) during the creep test is suppressed. Thus, the present inventors have found that a weld metal that has both the creep rupture resistance characteristics and the above characteristics can be realized, and the present invention has been completed.
  • the weld metal component is controlled within a predetermined range, the A value defined by the following equation (1) is set to 200 or more, and the equivalent circle of carbide having a circle equivalent diameter of 0.40 ⁇ m or more included in the weld metal The diameter is suppressed to less than 0.85 ⁇ m, and in addition, among the grain boundaries present in the weld metal, the ratio of the length of the portion where carbides are present is 25% or more of the total length of the grain boundaries, It was found that the creep rupture resistance characteristics and the above characteristics can be combined.
  • a value ([V] / 51 + [Nb] / 93) / ⁇ [V] ⁇ ([Cr] / 5 + [Mo] / 2) ⁇ ⁇ 10 4 (1)
  • [V], [Nb], [Cr] and [Mo] indicate the contents (mass%) of V, Nb, Cr and Mo in the weld metal, respectively.
  • the A value defined by the above equation (1) is a requirement for controlling the number of MC carbide particles that contribute to the improvement of creep rupture resistance.
  • MC carbide particles improve the creep rupture properties by acting as an obstacle to dislocation movement during the creep rupture test. These effects increase as the number of MC carbide particles increases, but MC carbide particles during the creep rupture test decrease in number due to Ostwald growth, so how to ensure the number of MC carbide particles during the creep rupture test. However, this is an important matter for improving the creep rupture resistance.
  • the present inventors examined a technique for securing the number of MC carbide particles during the creep rupture test, prior to the creep rupture test, after sufficiently securing the number of MC carbide particles, the Ostwald during the creep rupture test. Creep rupture test from the viewpoint of securing the number of MC carbide particles and suppressing the decrease in the number of MC carbide particles by clarifying that the growth, in other words, suppressing the decrease in the number of MC carbide particles can be improved.
  • the above A value was defined as a requirement for controlling the number of MC carbide particles therein.
  • the present inventors examined a measure for suppressing the grain boundary sliding, and found that the carbide precipitated at the grain boundary serves as resistance to the grain boundary sliding, and of the part where the carbide exists in the grain boundary. It has been found that when the ratio of the length is 25% or more of the total length of the grain boundary, further improvement in creep rupture resistance can be obtained.
  • the above-mentioned “grain boundaries” are not only ferrite grain boundaries but also large austenite grain boundaries including old austenite grain boundaries, block boundaries, packet boundaries, etc. (the orientation difference between adjacent crystal grain boundaries is more than 15 °) Is also a large grain boundary).
  • C is a useful element that forms carbide. If the C content is lower than 0.05%, the proportion of the length in which carbides are present in the grain boundaries present in the weld metal is less than 25%. However, if the C content is excessive, coarsening of the carbide is caused, leading to a decrease in toughness, so the content is made 0.20% or less.
  • the minimum with preferable C content is 0.07%, More preferably, it is 0.09% or more, A preferable upper limit is 0.15%, More preferably, it is 0.13% or less.
  • Si 0.10 to 0.50%
  • Si is an element effective in improving workability during welding.
  • the Si content is less than 0.10%, welding workability deteriorates.
  • the Si content is excessive, an excessive increase in strength or an increase in hard structure such as martensite is caused, leading to a decrease in toughness.
  • the minimum with preferable Si content is 0.15%, More preferably, it is 0.17% or more, A preferable upper limit is 0.40%, More preferably, it is 0.32% or less.
  • Mn is an element effective in ensuring the strength of the weld metal. If its content is less than 0.60%, the strength at room temperature is lowered and the SR crack resistance is also adversely affected. However, if the Mn content is excessive, the high-temperature strength is lowered, so it is necessary to make it 1.3% or less.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.8%, More preferably, it is 1.0% or more, A preferable upper limit is 1.2%, More preferably, it is 1.15% or less.
  • Cr is a useful element that forms carbides (mainly M 23 C 6 carbides). If the Cr content is lower than 1.8%, the proportion of the length in which carbides are present in the grain boundaries present in the weld metal is less than 25%. However, if the Cr content is excessive, it causes coarsening of the carbide and causes a decrease in toughness, so it is necessary to make it 3.0% or less. In addition, the minimum with preferable Cr content is 1.9%, More preferably, it is 2.0% or more, and a preferable upper limit is 2.8%, More preferably, it is 2.6% or less.
  • Mo is a useful element that forms carbides (mainly M 6 C carbides). If the Mo content is lower than 0.8%, the ratio of the length in which carbides are present in the grain boundaries present in the weld metal is less than 25%. However, if the Mo content is excessive, it causes a coarsening of the carbide and causes a decrease in toughness, so it is necessary to make it 1.5% or less. In addition, the minimum with preferable Mo content is 0.9%, More preferably, it is 0.95% or more, A preferable upper limit is 1.2%, More preferably, it is 1.1% or less.
  • V 0.25 to 0.50%
  • V is an element useful for forming a carbide (MC carbide) and improving creep rupture characteristics.
  • the V content is less than 0.25%, the creep rupture characteristics deteriorate.
  • the V content is excessive, an excessive increase in strength is caused and the toughness is lowered, so it is necessary to make it 0.50% or less.
  • the minimum with preferable V content is 0.27%, More preferably, it is 0.30% or more, A preferable upper limit is 0.45%, More preferably, it is 0.40% or less.
  • Nb is an element useful for forming a carbide (MC carbide) and improving creep rupture characteristics.
  • the Nb content is less than 0.010%, the creep rupture characteristics deteriorate.
  • the Nb content is excessive, the strength is excessively increased and the toughness is lowered, so it is necessary to make it 0.050% or less.
  • the minimum with preferable Nb content is 0.012%, More preferably, it is 0.015% or more, and a preferable upper limit is 0.040%, More preferably, it is 0.035% or less.
  • N 0.025% or less (excluding 0%)] N dissolves in MC carbide and contributes to the improvement of creep rupture characteristics by increasing the number of fine particles of MC carbide. However, if the N content is excessive, MC carbides are coarsened and the creep rupture properties are adversely affected, so 0.025% or less is necessary. In order to exhibit the above effect, a preferable lower limit is 0.005% (more preferably 0.008% or more), and a preferable upper limit is 0.020% (more preferably 0.015% or less).
  • O is an element useful for improving toughness by forming an oxide and contributing to refinement of the structure. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.020% or more. However, if the O content becomes excessive and exceeds 0.060%, coarse oxides increase, and the toughness is lowered by becoming the starting point of brittle fracture.
  • the preferable lower limit of the O content is 0.025% (more preferably 0.028% or more), and the preferable upper limit is 0.050% (more preferably 0.045% or less).
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and the elements (for example, P, S) brought in as raw materials, materials, production facilities, etc. as the unavoidable impurities. Etc.) can be allowed to be mixed.
  • the weld metal of the present invention as other elements, (a) Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%), ( b) W: 0.50% or less (excluding 0%), (c) B: 0.005% or less (not including 0%), (d) Al: 0.030% or less (including 0%) No), (e) Ti: 0.020% or less (not including 0%), and the like are preferably included, and the properties of the weld metal are further improved depending on the type of element to be included.
  • the reason for setting the range when these elements are contained is as follows.
  • Cu and Ni are effective elements for improving toughness by refining the structure.
  • the content of Cu or Ni is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less, more preferably 0.3% or less, respectively.
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.02% or more (more preferably 0.03% or more) in any case.
  • W 0.50% or less (excluding 0%)
  • W is an element that forms carbides and contributes to the improvement of creep rupture characteristics.
  • the content is preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.3% or less (more preferably 0.2% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.08% or more (more preferably 0.1% or more).
  • B dissolves in M 23 C 6 , which is a carbide that is easily generated at the grain boundary, and refines the carbide, thereby improving the length of the carbide existing in the grain boundary existing in the weld metal and improving the resistance. It is an element that contributes to the improvement of creep rupture properties.
  • B content is excessive, the SR cracking resistance is lowered, so 0.005% or less is preferable. More preferably, it is 0.004% or less (more preferably 0.0025% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.0005% or more (more preferably 0.0010% or more).
  • Al 0.030% or less (excluding 0%)
  • Al is an element effective as a deoxidizer.
  • the Al content is excessive, it causes oxide coarsening, which adversely affects toughness and adversely affects toughness, so 0.030% or less is preferable. More preferably, it is 0.020% or less (more preferably 0.015% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.01% or more (more preferably 0.012% or more).
  • Ti 0.020% or less (excluding 0%)
  • Ti is an element that forms MC carbides and contributes to the improvement of creep rupture characteristics.
  • 0.020% or less is preferable. More preferably, it is 0.015% or less (more preferably 0.012% or less).
  • the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.005% or more (more preferably 0.008% or more).
  • the A value defined by the above equation (1) needs to be 200 or more.
  • the reason for defining this range is as follows.
  • This A value is a requirement for controlling the number of MC carbide particles during the creep rupture test. When this value is less than 200, the number of MC carbide particles prior to the creep rupture test decreases, or during the creep rupture test. As the Ostwald growth of the MC carbide particles proceeds, the decrease in the number of MC carbide particles is promoted, and the creep rupture resistance is deteriorated.
  • the A value is preferably 205 or more, more preferably 210 or more, and further preferably 215 or more. If the A value is too large, MC carbide particles produced during SR annealing become extremely fine and large in quantity and adversely affect the SR cracking resistance. Therefore, the A value is preferably 250 or less.
  • the average equivalent circle diameter of the carbide having an equivalent circle diameter of 0.40 ⁇ m or more needs to be less than 0.85 ⁇ m.
  • the coarse carbide Promotes the development of fracture cracks and deteriorates toughness.
  • the average equivalent circle diameter is preferably less than 0.80 ⁇ m, more preferably less than 0.75 ⁇ m, and particularly preferably less than 0.70 ⁇ m.
  • coarse carbides that adversely affect toughness are mainly M 23 C 6 carbides and M 6 C carbides, and fine (approximately 0.1 ⁇ m or less) MC carbides have relatively little adverse effects on their own toughness. Therefore, in order to control toughness by paying attention to M 23 C 6 carbide and M 6 C carbide in particular, the size of the target carbide (equivalent circle diameter) is set to 0.40 ⁇ m or more.
  • the total length of the portions where the lines intersect with the carbides is less than 25%, the effect of suppressing intergranular slip during the creep rupture test is insufficient, and the creep rupture resistance is deteriorated.
  • This ratio is preferably 30% or more, more preferably 40% or more.
  • FIG. 1A first and second conceptual diagrams.
  • FIG. 1B shows that eight straight lines (A1 to A8) have been drawn, and these straight lines A1 to A8 are all 6 ⁇ m in length.
  • FIG. 1C third conceptual diagram
  • FIG. 1D fourth conceptual diagram).
  • the welding method for obtaining the weld metal of the present invention is not particularly limited as long as it is an arc welding method.
  • Submerged arc welding (SAW) which is frequently used when a chemical reaction vessel or the like is actually welded, Application of covered arc welding (SMAW) is preferred.
  • the welding material component is naturally constrained by the required welding metal component, and in order to obtain a predetermined carbide form, the welding conditions and the welding material component must be appropriately controlled.
  • preferable welding conditions in SAW are a welding heat input of 2.5 to 5.0 kJ / mm and a preheating-pass temperature of about 190 to 250 ° C. during welding.
  • the Si content in the welding wire is set to 0.11% or more, and then the Mn content [Mn] and the Cr content [
  • the value of the ratio of Cr] ([Mn] / [Cr]) may be 0.48 or more.
  • the Si content in the welding wire is less than 0.11%, or when the ratio ([Mn] / [Cr]) is less than 0.48, the deoxidation action of Si and Mn is reduced.
  • a part of Cr is fixed as an oxide, Cr contributing to carbide formation is reduced, and the ratio of the length of carbide in the grain boundary existing in the weld metal is less than 25%.
  • the Si content in the welding wire is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the value of the ratio ([Mn] / [Cr]) is preferably 0.50 or more, more preferably 0.55 or more. If the value of this ratio ([Mn] / [Cr]) is excessive, there is a risk that the Mn and Cr concentrations of the weld metal may not satisfy the predetermined range due to variations during construction. It is preferable to do.
  • the heat input in SAW is less than 2.5 kJ / mm or the preheating-pass temperature is less than 190 ° C, the cooling rate during welding increases and the particle size of the weld metal becomes very small.
  • the proportion of the length in which the carbides are present is less than 25%.
  • preferred welding conditions for SMAW are a welding heat input of 2.3 to 3.0 kJ / mm and a preheating-pass temperature of about 190 to 250 ° C. during welding.
  • the content of (Si + SiO 2 ) in the coating agent is 5.0% or more
  • the content of Mn in the coating agent The ratio ([Mn] / [Cr]) ratio between the amount [Mn] and the Cr content [Cr] may be 1.2 or more.
  • the (Si + SiO 2 ) content of the coating agent is less than 5.0% or the ratio ([Mn] / [Cr]) value is less than 1.2, the deoxidation effect of Si and Mn decreases. As a result, a part of Cr is fixed as an oxide, Cr contributing to carbide generation is reduced, and the proportion of the length in which carbides are present is less than 25% among the grain boundaries present in the weld metal. Become.
  • the (Si + SiO 2 ) content of the coating agent is preferably 5.5% or more, more preferably 6.0% or more.
  • the value of the ratio ([Mn] / [Cr]) is preferably 1.5 or more, more preferably 2.0 or more.
  • the heat input in SMAW is less than 2.3 kJ / mm or the preheating-pass temperature is less than 190 ° C, the cooling rate during welding increases and the particle size of the weld metal becomes small, so that Among the existing grain boundaries, the proportion of the length in which the carbides are present is less than 25%. Further, when the heat input exceeds 3.0 kJ / mm or the preheating-pass temperature exceeds 250 ° C., the weld metal structure becomes coarse, and the grain boundaries that are carbide generation sites are reduced. Since the carbide size increases and coarse carbide increases, toughness cannot be secured.
  • a weld metal that exhibits excellent creep properties and is excellent in properties such as toughness, SR crack resistance, and strength is provided.
  • a welded structure can be realized.
  • composition A (weight%) SiO 2: 6%, Al 2 O 3: 18%, MgO: 35%, CaF 2: 20%, CaO: 11%, other (CO 2, Ca, AlF 3, etc.): 10%
  • Composition B (wt%) SiO 2: 8%, Al 2 O 3: 14%, MgO: 31%, CaF 2: 27%, CaO: 10%, other (CO 2, Ca, AlF 3, etc.): 10%
  • composition a (mass%) C: 0.09%, Si: 0.15%, Mn: 0.49%, Cu: 0.04%, Ni: 0.03%, Cr: 2.31%, Mo: 1.10% (balance: iron and inevitable impurities)
  • Composition b (mass%) C: 0.05%, Si: 0.2%, Mn: 0.45%, Cu: 0.04%, Ni: 0.02%, Cr: 1.39%, Mo: 0.55% (balance: iron and inevitable impurities)
  • a carbide having an equivalent circle diameter intersecting with the straight line Ai of 0.40 ⁇ m or more is selected (FIG. 1C).
  • a tensile test piece (JIS Z3111 A2) was taken in the direction of the weld line based on FIG. 2 from a position 10 mm deep from the surface of the weld metal plate subjected to SR annealing at 705 ° C. for 32 hours, and at 540 ° C.
  • the tensile strength TS was measured as described in JIS Z 2241. It was evaluated that the tensile strength TS> 400 MPa was excellent in strength (high temperature strength).
  • SR crack resistance From the final pass (original part) of the weld metal, a ring crack specimen having a slit size of 0.5 mm was collected based on the following. When SR annealing treatment of 625 ° C. ⁇ 10 hours was performed and no cracks occurred in the vicinity of the notch bottom of all six test pieces (observation surface 3 ⁇ number of tests 2), the SR crack resistance was excellent (evaluation ⁇ ). The case where cracking occurred was evaluated as being inferior in SR cracking resistance (evaluation x).
  • FIG. 4A shows the sampling position of the test piece
  • FIG. 4B shows the shape of the test piece.
  • the sample is taken from directly under the surface of the final bead so that the structure immediately below the U-notch is the original part, and the slit size (width) is 0.5 mm.
  • the slit width is reduced to 0.05 mm, the slit portion is TIG welded, and a tensile residual stress is applied to the bottom of the notch.
  • the test piece after TIG welding was subjected to SR annealing treatment at 625 ° C.
  • test piece was divided into three equal parts as shown in FIG. 3)
  • the cross section near the notch bottom
  • optical microscope was observed with an optical microscope, and the occurrence of SR cracks was observed.
  • Example 1 The chemical composition of the various welding wires (W1 to 47) used when forming the weld metal with SAW is shown in Tables 1 and 2 below together with the value of the ratio ([Mn] / [Cr]).
  • the chemical component composition of the formed weld metal is shown in Tables 3 and 4 below together with welding conditions (welding wire No. heat input condition, flux used, temperature between preheating paths) and A value.
  • welding conditions welding wire No. heat input condition, flux used, temperature between preheating paths
  • a value welding conditions
  • evaluation characteristics results (carbide average equivalent circle diameter, grain boundary carbide ratio, tensile strength TS, toughness (vE- 30 ), SR crack resistance, creep rupture resistance characteristics) of each weld metal are shown in Tables 5 and 6 below. .
  • No. Nos. 1 to 30 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, exhibiting excellent creep rupture resistance properties, and weld metals having excellent characteristics such as toughness, SR crack resistance, and strength. .
  • No. 31 to 47 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention. Either property is inferior.
  • No. No. 31 has a reduced grain boundary carbide ratio due to heat input conditions (amount of heat input of 2.4 kJ / mm) and deteriorated creep rupture resistance (break time: 800 hours).
  • No. 32 because of the heat input conditions (heat input is 5.2 kJ / mm), the average equivalent circle diameter of carbides with a circle equivalent diameter of 0.40 ⁇ m or more contained in the weld metal exceeded the specified range. Is degraded (vE- 30 is 51J).
  • No. No. 33 has a preheating-pass temperature lower than the appropriate range, and an excessive C content, an average equivalent-circle diameter of the carbide is increased, a grain boundary carbide ratio is reduced, toughness and creep rupture. The characteristics are degraded.
  • No. No. 34 has a preheating-pass temperature higher than the proper range, and the Cr content is excessive, the average equivalent circle diameter of the carbide is increased, the grain boundary carbide ratio is decreased, toughness and creep resistance are increased. Breaking properties are degraded.
  • No. No. 35 has an A value defined by a component in the weld metal of less than 200, and the creep rupture resistance is deteriorated.
  • No. No. 36 has an insufficient C content, a small proportion of grain boundary carbides, a decrease in strength, and a deterioration in creep rupture resistance.
  • No. 37 the Si content is insufficient, the Mo content is excessive, the A value is less than 200, the average equivalent circle diameter of the carbide is increased, the grain boundary carbide ratio is decreased, and the toughness is reduced. And creep rupture resistance is degraded.
  • No. No. 38 has a low ratio ([Mn] / [Cr]) in the welding wire (0.35), lacks the contents of Mn and Cr in the weld metal, and has a low grain boundary carbide ratio. Thus, the SR crack resistance and the creep rupture resistance are deteriorated.
  • No. No. 41 has an insufficient Mo content, an excessive O content, a small proportion of grain boundary carbides, a decrease in strength, and a deterioration in toughness and creep rupture resistance.
  • No. No. 42 has insufficient V content in the weld metal, and the strength is lowered and the creep rupture resistance is deteriorated.
  • No. 43 the V content in the weld metal is excessive, and the toughness is deteriorated.
  • No. No. 44 has an excessive Nb content in the weld metal, and has deteriorated toughness and SR crack resistance.
  • No. 45 the N content and Ti content in the weld metal are excessive, and the toughness, SR crack resistance, and creep rupture resistance properties are deteriorated.
  • Example 2 The chemical component composition of various coating materials used when forming the weld metal by SMAW is shown in Table 7 below together with the values of (S + SiO 2 amount) and ratio ([Mn] / [Cr]) (Coating Material No. 1). B1-20).
  • the chemical composition of the formed weld metal is shown in Table 8 below together with the welding conditions (coating material No., heat input conditions, core wire type, preheating-pass temperature) and A value.
  • the evaluation characteristic results (carbide average equivalent circle diameter, grain boundary carbide ratio, tensile strength TS, toughness (vE-30), SR crack resistance, creep rupture resistance) of each weld metal are shown in Table 9 below.
  • No. Nos. 48 to 61 are examples satisfying the requirements defined in the present invention, and exhibit excellent creep rupture resistance properties, and weld metals excellent in characteristics such as toughness, SR crack resistance, and strength. .
  • No. 62 to 71 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention. Either property is inferior. Of these, No. No. 62 has a preheating-pass temperature lower than the proper range, the grain boundary carbide ratio is reduced, and the creep rupture resistance is deteriorated. No. No. 63 has a higher preheat-pass temperature than the appropriate range, and the average equivalent circle diameter of carbides with a circle equivalent diameter of 0.40 ⁇ m or more contained in the weld metal exceeded the specified range, resulting in deterioration of toughness. is doing.
  • No. No. 64 is caused by the heat input conditions (heat input is 2.1 kJ / mm) and the grain boundary carbide ratio is low, and the creep rupture resistance is deteriorated (break time: 817 hours).
  • No. 65 due to heat input conditions (heat input is 3.2 kJ / mm), the average equivalent circle diameter of carbides with a circle equivalent diameter of 0.40 ⁇ m or more contained in the weld metal exceeded the specified range, so that toughness Is degraded (vE- 30 is 48J).
  • No. No. 66 has a low ratio ([Mn] / [Cr]) in the coating agent, the ratio of grain boundary carbides is reduced, and the creep rupture resistance is deteriorated.
  • No. 70 the Mn content is excessive, the V content is insufficient, and the strength is reduced.
  • No. No. 71 has insufficient Cr content and V content, the grain boundary carbide ratio decreases, and the creep rupture resistance properties deteriorate.
  • the weld metal of the present invention has improved creep characteristics and is useful, for example, in boilers and chemical reaction vessels.

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Abstract

　本発明の溶接金属は優れたクリープ特性を有し、所定の化学成分組成を有し、下記（１）式によって規定されるＡ値が２００以上であり、且つ円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が０．８５ｍ未満であると共に、６μｍの直線上に３個以上存在する円相当直径０．４μｍ以上の炭化物の各中心同士を結ぶ線において、前記線と炭化物とが交差する部分の長さの合計が前記線の全長の２５％以上である。　Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０４…（１）　但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。

Description

クリープ特性に優れた溶接金属
　本発明は、溶接構造体に使用される溶接金属において、クリープ特性を改善した溶接金属、およびこうした溶接金属を備えた溶接構造体に関するものである。
　ボイラーや化学反応容器において用いられる高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼は、高温高圧環境下において使用されるため、強度および靭性等の特性と共に、高いクリープ特性（以下、「耐クリープ破断特性」とも呼ぶ）が求められている。特に近年において、上記した各設備では高効率の操業の観点から、操業条件の更なる高温高圧化が志向されており、いっそうのクリープ特性の改善が望まれている。
　こうした要求は、高強度Ｃｒ－Ｍｏ鋼を溶接した場合に形成される溶接金属においても同様にあり、応力除去焼鈍（ＳＲ焼鈍：Ｓｔｒｅｓｓ　Ｒｅｌｉｅｆ焼鈍）後における高温強度、靭性、およびＳＲ焼鈍に対する耐割れ性（耐ＳＲ割れ性）に加え、クリープ特性を高水準で兼備することが重要な課題となっている。
　こうしたことから、溶接金属の高温クリープ特性を向上する技術として、これまでにも様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、鋼板組成、溶接材料組成および溶接条件を詳細に規定することによって、耐クリープ破断特性と諸特性を兼備した溶接が得られることが開示されている。しかしながらこの技術では、想定している耐クリープ破断特性のレベルが、５５０℃、８００時間で２４０ＭＰａ相当であり十分とは言えない。また、１回のＳＲ焼鈍処理条件が、最長で２６時間と短いものである（耐クリープ破断特性が高く出やすい条件）。しかも、２回のＳＲ焼鈍処理を実施する等、煩雑な工程を必要としているという問題がある。
　ソリッドワイヤやボンドフラックスの成分、および溶接条件（入熱量）を考慮することによって、耐クリープ破断特性と諸特性を兼備する技術が提案されている（例えば、特許文献２、３）。しかしながらこれらの技術では、想定しているＳＲ焼鈍処理条件が７００℃で２６時間と保持時間が短くなっており、より厳しいＳＲ焼鈍処理条件を施した場合でも良好な耐クリープ破断特性が得られる保証はない。
　特許文献４には、溶接金属成分および主要元素のバランスを制御することで、耐クリープ破断特性と諸特性を兼備する技術が提案されている。しかしながらこの技術では、想定している耐クリープ破断特性のレベルが、５３８℃×２０６ＭＰａで９００時間相当であり十分とは言えない。また、ＳＲ焼鈍処理における保持時間が記載されておらず、良好な耐クリープ破断特性が実現できているか不明である。
　一方、高温クリープ特性以外の特性に着目した技術として、例えば特許文献５のような技術も提案されている。この技術は、炭化物の形態を制御することによって、靭性および耐焼戻し脆化特性を改善するものであるが、耐クリープ破断特性を改善することについては何ら記載されていない。
日本国特開平２－１８２３７８号公報 日本国特開平６－３２８２９２号公報 日本国特開平８－１５０４７８号公報 日本国特開２０００－３０１３７８号公報 日本国特開２００９－１０６９４９号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、優れたクリープ特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属、およびこのような溶接金属を備えた溶接構造体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溶接金属とは、Ｃ：０．０５～０．２０％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．６０～１．３％、Ｃｒ：１．８～３．０％、Ｍｏ：０．８～１．５％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０２０～０．０６０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記（１）式によって規定されるＡ値が２００以上であり、且つ溶接金属に含まれる円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が０．８５μｍ未満であると共に、６μｍの直線上に３個以上存在する円相当直径０．４μｍ以上の炭化物の各中心同士を結ぶ線において、前記線と炭化物とが交差する部分の長さの合計が前記線の全長の２５％以上である点に要旨を有する。
　Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０４…（１）
　但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。 
　尚、上記「円相当直径」とは、顕微鏡（例えば、透過型電子顕微鏡）の観察面上で認められる炭化物粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。また、平均円相当直径とは、円相当直径が０．４０μｍ以上の炭化物の大きさ（円相当直径）をその個数で割った値（算術平均値）である。
　本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含むことも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
　本発明は、上記のような溶接金属を備えた溶接構造体をも包含する。
　本発明によれば、化学成分組成と共に、炭化物の平均円相当直径や、溶接金属中に存在する粒界のうち炭化物が存在する長さの割合を適切に規定するようにしたので、優れたクリープ特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が実現できる。
炭化物が存在する粒界の長さ割合を計算する方法を説明するための第１の概念図である。 炭化物が存在する粒界の長さ割合を計算する方法を説明するための第２の概念図である。 炭化物が存在する粒界の長さ割合を計算する方法を説明するための第３の概念図である。 炭化物が存在する粒界の長さ割合を計算する方法を説明するための第４の概念図である。 炭化物が存在する粒界の長さ割合を計算する方法を説明するための第５の概念図である。 引張試験片の採取位置を示す概略説明図である。 シャルピー衝撃試験片の採取位置を示す概略説明図である。 耐ＳＲ割れ性試験片の採取位置を示す概略説明図である。 耐ＳＲ割れ性試験片の形状を示す概略説明図である。 耐ＳＲ割れ性試験片の採取方法を示す概略説明図である。 クリープ破断試験片の採取位置を示す概略説明図である。
　本発明者らは、溶接金属において、耐クリープ破断特性と諸特性、特に靭性、耐ＳＲ割れ性および強度を兼備させるための手段について、様々な角度から検討した。その結果、溶接時およびＳＲ焼鈍処理時に形成される溶接金属中の粒界上の炭化物形態を制御すると共に、クリープ試験中の微細ＭＣ炭化物粒子（Ｍ：炭化物形成元素）のオストワルド成長を抑制することによって、耐クリープ破断特性と上記諸特性を兼備できる溶接金属が実現できることを見出し、本発明を完成した。
　即ち、溶接金属成分を所定の範囲に制御すると共に、下記（１）式によって規定されるＡ値を２００以上とし、更に溶接金属に含まれる円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径を０．８５μｍ未満に抑制し、加えて、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する部分の長さの割合が、粒界の全長さの２５％以上とすることで、耐クリープ破断特性と上記諸特性を兼備できることが判明した。
　Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０４…（１） 
　但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。 
　上記（１）式で規定されるＡ値は、耐クリープ破断特性の向上に寄与するＭＣ炭化物粒子の個数を制御するための要件である。ＭＣ炭化物粒子は、クリープ破断試験中の転位移動に対する障害として作用することで、クリープ破断特性を向上させる。こうした作用は、ＭＣ炭化物粒子数が増加するほど増大するが、クリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子は、オストワルド成長によりその数を減少させるため、クリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子の個数をいかに確保するかが、耐クリープ破断特性を向上させる上で重要な事項となる。
　そこで本発明者らは、クリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子の個数を確保する技術を検討し、クリープ破断試験に先立ち、ＭＣ炭化物粒子の個数を十分に確保した上で、クリープ破断試験中のオストワルド成長、換言すればＭＣ炭化物粒子数の減少を抑制することで、耐クリープ破断特性の向上が図れることを明らかにすると共に、ＭＣ炭化物粒子の個数確保および個数減少の抑制の観点から、クリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子数を制御する要件として、上記Ａ値を規定した。
　耐クリープ破断特性を向上させるためには、上記Ａ値の制御によるクリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子数の確保および個数減少の抑制と共に、クリープ破断試験時における粒界すべりの抑制も必要である。そこで本発明者らは、粒界すべりを抑制する方策を検討し、粒界に析出する炭化物が粒界すべりの抵抗となることを見出した上で、粒界のうち、炭化物が存在する部分の長さの割合が、粒界の全長さの２５％以上とすることで、いっそうの耐クリープ破断特性の改善が得られることを見出した。尚、上記「粒界」とは、フェライト粒界はもちろんのこと、旧オーステナイト粒界、ブロック境界、パケット境界等を含む大傾角粒界（相互に隣接する結晶粒界の方位差が１５°よりも大きい粒界）のことである。
　本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。
［Ｃ：０．０５～０．２０％］ 
　Ｃは、炭化物を形成する有用な元素である。Ｃ含有量が０．０５％よりも低いと、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回ることになる。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、炭化物の粗大化を招くことで、靭性低下の原因となるので０．２０％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％であり、より好ましくは０．０９％以上であり、好ましい上限は０．１５％、より好ましくは０．１３％以下である。
［Ｓｉ：０．１０～０．５０％］
　Ｓｉは、溶接時の作業性を良好にする上で有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％を下回ると、溶接作業性が劣化する。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇、またはマルテンサイト等の硬質組織増加をもたらし、靭性低下を招くので、０．５０％以下とする。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましくは０．１７％以上であり、好ましい上限は０．４０％、より好ましくは０．３２％以下である。 
［Ｍｎ：０．６０～１．３％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その含有量が０．６０％を下回ると、室温での強度が低下するほか、耐ＳＲ割れ性にも悪影響を及ぼす。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、高温強度を低下させるので、１．３％以下とする必要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８％であり、より好ましくは１．０％以上であり、好ましい上限は１．２％、より好ましくは１．１５％以下である。
［Ｃｒ：１．８～３．０％］
　Ｃｒは、炭化物（主にＭ２３Ｃ６炭化物）を形成する有用な元素である。Ｃｒ含有量が１．８％よりも低くなると、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回ることになる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、３．０％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９％であり、より好ましくは２．０％以上であり、好ましい上限は２．８％、より好ましくは２．６％以下である。
［Ｍｏ：０．８～１．５％］
　Ｍｏは、炭化物（主にＭ６Ｃ炭化物）を形成する有用な元素である。Ｍｏ含有量が０．８％よりも低いと、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回ることになる。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、炭化物粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、１．５％以下とする必要がある。尚、Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．９％であり、より好ましくは０．９５％以上であり、好ましい上限は１．２％、より好ましくは１．１％以下である。 
［Ｖ：０．２５～０．５０％］
　Ｖは、炭化物（ＭＣ炭化物）を形成して、クリープ破断特性を向上する上で有用な元素である。Ｖ含有量が０．２５％を下回ると、クリープ破断特性が劣化する。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．５０％以下とする必要がある。尚、Ｖ含有量の好ましい下限は０．２７％であり、より好ましくは０．３０％以上であり、好ましい上限は０．４５％、より好ましくは０．４０％以下である。
［Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％］
　Ｎｂは、炭化物（ＭＣ炭化物）を形成して、クリープ破断特性を向上する上で有用な元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％を下回ると、クリープ破断特性が劣化する。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度の過大な上昇を招き靭性を低下させるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、より好ましくは０．０１５％以上であり、好ましい上限は０．０４０％、より好ましくは０．０３５％以下である。
［Ｎ：０．０２５％以下（０％を含まない）］ 
　Ｎは、ＭＣ炭化物に溶け込み、ＭＣ炭化物の微細粒子数を増加させることで、クリープ破断特性向上に寄与する。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、ＭＣ炭化物の粗大化を招き、クリープ破断特性に悪影響を及ぼすので、０．０２５％以下とする必要がある。尚、上記効果を発揮させる上で好ましい下限は、０．００５％（より好ましくは０．００８％以上）であり、好ましい上限は０．０２０％（より好ましくは０．０１５％以下）である。
 [Ｏ：０．０２０～０．０６０％] 
　Ｏは、酸化物を形成し、組織微細化に寄与することで靭性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ含有量が過剰になって０．０６０％を超えると、粗大酸化物が増加し、脆性破壊の起点となることでかえって靭性は低下する。尚、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０２５％（より好ましくは０．０２８％以上）であり、好ましい上限は０．０５０％（より好ましくは０．０４５％以下)である。
　本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ等）の混入が許容され得る。
　本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）、等を含有させることが好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。
［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
　ＣｕおよびＮｉは、組織微細化による靭性向上に有効な元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、組織を著しく微細化させ、クリープ破断特性を低下させるので、ＣｕまたはＮｉの含有量は、夫々０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０２％以上（より好ましくは０．０３％以上）である。 
［Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）］ 
　Ｗは、炭化物を形成し、クリープ破断特性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｗ含有量が過剰になると、粒界に析出する炭化物を粗大化させ、靭性に悪影響を及ぼすので、０．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下（更に好ましくは、０．２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０８％以上（より好ましくは０．１％以上）である。
［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］ 
　Ｂは、粒界に生成しやすい炭化物であるＭ２３Ｃ６に溶け込み、この炭化物を微細化することで、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さを向上させ、耐クリープ破断特性の改善に寄与する元素である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下（更に好ましくは０．００２５％以下)である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０００５％以上（より好ましくは０．００１０％以上）である。
［Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
　Ａｌは、脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、酸化物粗大化を招き靭性に悪影響を及ぼす大化させ、靭性に悪影響をおよぼすので、０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下（更に好ましくは、０．０１５％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．０１％以上（より好ましくは０．０１２％以上）である。
［Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）］
　Ｔｉは、ＭＣ炭化物を形成し、クリープ破断特性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＭＣ炭化物の析出強化が促進されることによる粒内強化の著しい上昇をもたらし、耐ＳＲ割れ性を低下させるので、０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１５％以下（更に好ましくは、０．０１２％以下）である。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００５％以上（より好ましくは０．００８％以上）である。
　本発明の溶接金属では、上記（１）式で規定されるＡ値が２００以上である必要があるが、この範囲を規定した理由は次の通りである。このＡ値は、クリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子の個数を制御する要件であり、この値が２００を下回るとクリープ破断試験に先立つＭＣ炭化物粒子の個数が少なくなるか、或いはクリープ破断試験中のＭＣ炭化物粒子のオストワルド成長が進行することで、ＭＣ炭化物粒子の個数の減少が促進され、耐クリープ破断特性が低下する。このＡ値は好ましくは２０５以上であり、より好ましくは２１０以上、更に好ましくは２１５以上である。尚、Ａ値は、過大になるとＳＲ焼鈍時に生成するＭＣ炭化物粒子が著しく微細且つ多量となり、耐ＳＲ割れ性に悪影響を及ぼすため、２５０以下であることが好ましい。
　本発明の溶接金属においては、円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が０．８５μｍ未満である必要があるが、この平均円相当直径が０．８５μｍ以上となると、粗大炭化物が破壊亀裂の進展を助長し、靭性が劣化する。この平均円相当直径は、好ましくは０．８０μｍ未満であり、より好ましくは０．７５μｍ未満、特に好ましくは０．７０μｍ未満である。尚、靭性に悪影響をおよぼす粗大炭化物は、主としてＭ２３Ｃ６炭化物、Ｍ６Ｃ炭化物であり、微細（概ね０．１μｍ以下）なＭＣ炭化物は、それ自身の靭性への悪影響は比較的小さい。そのため、特にＭ２３Ｃ６炭化物、Ｍ６Ｃ炭化物に着目して靭性を制御するため、対象とする炭化物の大きさ（円相当直径）を０．４０μｍ以上とした。
　本発明の溶接金属においては、６μｍの直線上に３個以上存在する円相当直径０．４μｍ以上の炭化物の各中心同士を結ぶ線において、前記線と炭化物とが交差する部分の長さの合計が前記線の全長の２５％以上である必要があるが、この割合が２５％を下回ると、クリープ破断試験中の粒界すべりを抑制する効果が不足し、耐クリープ破断特性が低下する。この割合は、好ましくは３０％以上、より好ましくは４０％以上である。炭化物が存在する長さの割合の算出方法を、図１を用いて説明する。
　まずレプリカＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察用試験片を採取し、円相当直径が０．４０μｍ以上の炭化物（図中、黒抜きで記載する）の少なくとも３個と交わり、長さが６μｍである直線Ａｉ（ｉ＝１，２，３…ｎ、ｎ：直線の総本数）を選定する（図１Ａ、図１Ｂ：第１、２の概念図）。このとき、円相当直径が０．４０μｍ以上の炭化物が３個未満しか交差しない場合には、直線は引けないことになる。尚、図１Ｂでは、８本の直線（Ａ１～Ａ８）が引けたことを示しており、これらの直線Ａ１～Ａ８は全て長さが６μｍとなっている。 
　次に、上記直線Ａｉと交わる円相当直径が０．４０μｍ以上の炭化物を選定する（図１Ｃ：第３の概念図）。直線Ａｉ上で隣接する炭化物の外接矩形（長方形、正方形）の中心を直線Ｂｉ（ｉ＝１，２，３…ｍ、ｍ：直線の総本数）で結び（図１Ｄ：第４の概念図）、各直線Ｂｉのうち、炭化物と重なる部分の長さＣｉ（ｉ＝１，２，３…ｋ）を算出した上で（図１Ｅ：第５の概念図）、「（Ｃ１～Ｃｋの合計値）÷（直線Ｂ１～Ｂｍの合計長さ）×１００」を、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する部分の粒界全長さに対する長さ割合と定義する。 
　本発明の溶接金属を得るための溶接方法は、アーク溶接法であれば特に限定するものではないが、化学反応容器等を実際に溶接施工する際に多用される、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）の適用が好ましい。
　但し、本発明の溶接金属を実現するためには、溶接材料および溶接条件を適切に制御する必要がある。溶接材料成分は、当然ながら必要とされる溶接金属成分により制約を受け、また所定の炭化物形態を得るためには、溶接条件および溶接材料成分が適切に制御されなければならない。
　例えば、ＳＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．５～５．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱－パス間温度が１９０～２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接ワイヤ中のＳｉ含有量を０．１１％以上とした上で、溶接ワイヤ中のＭｎの含有量［Ｍｎ］とＣｒ含有量［Ｃｒ］の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値を０．４８以上とすれば良い。
　溶接ワイヤ中のＳｉ含有量が０．１１％未満となると、或は上記比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）が０．４８を下回ると、ＳｉやＭｎの脱酸作用が低下することで、一部のＣｒが酸化物として固定され、炭化物生成に寄与するＣｒが減少し、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回るようになる。溶接ワイヤ中のＳｉ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また上記比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値は、好ましくは０．５０以上であり、より好ましくは０．５５以上である。尚、この比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値は、過大になると、施工時のバラツキにより溶接金属のＭｎ、Ｃｒ濃度が所定の範囲を満たさなくなる恐れが生ずるため、０．７２以下とすることが好ましい。
　ＳＡＷにおける入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱－パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、溶接金属の粒径が微小となり、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回ることになる。また、入熱量が５．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱－パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、個々の炭化物サイズが大きくなり、粗大炭化物が増加するため靭性が確保できなくなる。
　一方、ＳＭＡＷにおける好ましい溶接条件は、溶接入熱量が２．３～３．０ｋＪ／ｍｍで、且つ溶接時の予熱－パス間温度が１９０～２５０℃程度である。これらの溶接条件において、所定の溶接金属を得るためには、溶接棒を製造するに際し、被覆剤の（Ｓｉ＋ＳｉＯ２）含有量を５．０％以上とした上で、被覆剤中のＭｎの含有量［Ｍｎ］とＣｒ含有量［Ｃｒ］の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値を１．２以上とすれば良い。
　被覆剤の（Ｓｉ＋ＳｉＯ２）含有量が５．０％未満となるか、或いは比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値が１．２を下回ると、ＳｉやＭｎの脱酸作用が低下することで、一部のＣｒが酸化物として固定され、炭化物生成に寄与するＣｒが減少し、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回るようになる。被覆剤の（Ｓｉ＋ＳｉＯ２）含有量は、好ましくは５．５％以上であり、より好ましくは６．０％以上である。また上記比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値は、好ましくは１．５以上であり、より好ましくは２．０以上である。
　ＳＭＡＷにおける入熱量が２．３ｋＪ／ｍｍを下回るか、或は予熱－パス間温度が１９０℃を下回ると、溶接時の冷却速度が速くなり、溶接金属の粒径が微小となり、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％を下回ることになる。また、入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを上回るか、或は予熱－パス間温度が２５０℃を上回ると、溶接金属組織が粗大となり、炭化物の生成サイトである粒界が減少する結果、個々の炭化物サイズが大きくなり、粗大炭化物が増加するため靭性が確保できなくなる。
　上記のような条件に従って溶接金属を形成することによって、優れたクリープ特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られ、このような溶接金属を備えた溶接構造体が実現できる。
　以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記の成分を有する母材を用い、後述の各溶接条件にて溶接金属を作製し、各種特性を評価した。
［母材組成（質量％）］
　Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２３％、Ｍｎ：０．４８％、Ｐ：０．００４％、Ｓ：０．００５％、Ｃｕ：０．０４％、Ａｌ：＜０．００２％、Ｎｉ：０．０８％、Ｃｒ：２．２５％、Ｍｏ：０．９９％、Ｖ：０．００４％、Ｔｉ：０．００２％、Ｎｂ：０．００５％（残部：鉄および不可避的不純物） 
［溶接条件（ＳＡＷ）］ 
　溶接方法：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ） 
　母材板厚：２５ｍｍ 
　開先角度：１０°（Ｖ字型） 
　ルート間隔：２５ｍｍ
　溶接姿勢：下向き
　ワイヤ径：４．０ｍｍφ（ワイヤ組成は下記表１、２に示す）
　入熱条件（ＡＣ－ＡＣタンデム）
ア）２．４ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４４０Ａ－２５Ｖ／Ｔ：４８０Ａ－２７Ｖ，１０ｍｍ／秒）
イ）２．６ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４８０Ａ－２５Ｖ／Ｔ：５００Ａ－２８Ｖ，１０ｍｍ／秒）
ウ）３．７ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：５８０Ａ－３０Ｖ／Ｔ：６００Ａ－３２Ｖ，１０ｍｍ／秒）
エ）４．８ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４４０Ａ－２５Ｖ／Ｔ：４８０Ａ－２７Ｖ，５ｍｍ／秒）
オ）５．２ｋＪ／ｍｍ（Ｌ：４８０Ａ－２５Ｖ／Ｔ：５００Ａ－２８Ｖ，５ｍｍ／秒）
　 但し、Ｌ：Ｌｅａｄｉｎｇ　ｗｉｒｅ（先行電極）、Ｔ：Ｔｒａｉｌｉｎｇ　ｗｉｒｅ（後行電極）
　予熱－パス間温度：１８０～２６０℃
　積層方法：１層２パス（計６層）
（使用フラックス組成）
　組成Ａ（質量％） ＳｉＯ２：６％、Ａｌ２Ｏ３：１８％、ＭｇＯ：３５％、ＣａＦ２：２０％、ＣａＯ：１１％、その他（ＣＯ２、Ｃａ、ＡｌＦ３等）：１０％
　組成Ｂ（質量％） ＳｉＯ２：８％、Ａｌ２Ｏ３：１４％、ＭｇＯ：３１％、ＣａＦ２：２７％、ＣａＯ：１０％、その他（ＣＯ２、Ｃａ、ＡｌＦ３等）：１０％
［溶接条件（ＳＭＡＷ）］
　溶接方法：被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）
　母材板厚：２０ｍｍ
　開先角度：２０°（Ｖ字型）
　ルート間隔：１９ｍｍ
　溶接姿勢：下向き
　心線径：５．０ｍｍφ（被覆剤の組成は下記表７に示す）
　入熱条件
カ）２．１ｋＪ／ｍｍ（２１０Ａ－２７Ｖ，２．７ｍｍ／秒）
キ）２．３ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ－２７Ｖ，２．５ｍｍ／秒）
ク）２．７ｋＪ／ｍｍ（２１５Ａ－２７Ｖ，２．２ｍｍ／秒）
ケ）３．０ｋＪ／ｍｍ（２２０Ａ－２７Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
コ）３．２ｋＪ／ｍｍ（２２５Ａ－２８Ｖ，２．０ｍｍ／秒）
　予熱－パス間温度：１８０～２６０℃
　積層方法：１層２パス（計８層）
（使用心線組成）
　組成ａ（質量％） Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．４９％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｒ：２．３１％、Ｍｏ：１．１０％（残部：鉄および不可避的不純物）
　組成ｂ（質量％） Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．４５％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｒ：１．３９％、Ｍｏ：０．５５％（残部：鉄および不可避的不純物）
［評価特性］
（円相当直径が０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当径：０．８５μｍ未満）
　７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ観察用試験片を採取し、７５００倍にて１３．３×１５．７μｍの視野を有する画像を４枚撮影した。画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」　Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により、円相当直径：０．４０μｍ以上の炭化物を選択したうえで、それらの平均円相当直径（炭化物の円相当直径合計を個数で割った値）を算出した。
（溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合が２５％以上）
　７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の最終パス中央部よりレプリカＴＥＭ観察用試験片を採取し、７５００倍にて１３．３×１５．７μｍの視野を有する画像を４枚撮影した。画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」　Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により、以下の方法で炭化物形態の解析を行った。
（１）長さが６μｍであり、円相当直径にして０．４０μｍ以上の炭化物の少なくとも３個と交わる直線Ａｉ（ｉ＝１，２，３…ｎ、ｎ：直線の総本数）を選定する（前記図１Ａ、図１Ｂ）を選定する。 
（２）上記直線Ａｉと交わる円相当直径が０．４０μｍ以上の炭化物を選定する（前記図１Ｃ）。 
（３）直線Ａｉ上で隣接する炭化物の外接四角形の中心を直線Ｂｉ（ｉ＝１，２，３…ｍ、ｍ：直線の総本数）で結び（図１Ｄ）、各直線Ｂｉと交差する炭化物の長さＣｉ（ｉ＝１，２，３…ｋ）を算出した上で（図１Ｅ）、「（Ｃ１～Ｃｋの合計値）÷（直線Ｂ１～Ｂｍの合計長さ）×１００」を、溶接金属中に存在する粒界のうち、炭化物が存在する長さの割合（粒界炭化物割合）と定義する。 
（高温強度）
　７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚表面から１０ｍｍ深さの位置より、図２に基づき溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　Ａ２号）を採取し、５４０℃において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１の要領で、引張強度ＴＳを測定した。引張強度ＴＳ＞４００ＭＰａを強度（高温強度）に優れると評価した。
（靭性）
　７０５℃×８時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図３に基づき溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の要領で、－３０℃での吸収エネルギーｖＥ－３０を測定した。３回の測定の平均値が５４Ｊを超えたときに靭性に優れると評価した。
（耐ＳＲ割れ性）
　溶接金属の最終パス（原質部）より、スリットサイズ＝０．５ｍｍのリング割れ試験片を下記に基づき採取した。６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、試験片６個（観察面３×試験数２）とも、ノッチ底部近傍に割れが発生しなかった場合を耐ＳＲ割れ性に優れる（評価○）と評価し、割れが発生した場合を耐ＳＲ割れ性に劣る（評価×）と評価した。
　このとき、耐ＳＲ割れ性の評価方法として、リング割れ試験の概要を以下に示す。図４Ａに試験片の採取位置、図４Ｂに試験片の形状を示す。Ｕノッチ直下組織が原質部となるように、最終ビード表面直下から採取し、スリットサイズ（幅）は０．５ｍｍとする。スリット幅が０．０５ｍｍとなるまで押し縮め、スリット部をＴＩＧ溶接し、ノッチ底部に引っ張り残留応力を負荷する。ＴＩＧ溶接後の試験片をマッフル炉にて６２５℃×１０時間のＳＲ焼鈍処理を施し、ＳＲ焼鈍処理後、図４Ｃに示すように、試験片を３等分して採取し（観察面１～３）、その断面（ノッチ底部付近）を光学顕微鏡にて観察し、ＳＲ割れ発生状況を観察した。
（耐クリープ破断特性）
　７０５℃×３２時間のＳＲ焼鈍処理を施した溶接金属の板厚中央部より、図５に基づき溶接線方向に標点距離：３０ｍｍ、６．０ｍｍφのクリープ試験片を採取し、５４０℃で２１０ＭＰａの条件でクリープ試験を実施し、破断時間を測定した。破断時間が１０００時間を超える場合を耐クリープ破断特性に優れると評価した。
［実施例１］
　ＳＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種溶接ワイヤ（Ｗ１～４７）の化学成分組成を、比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値と共に、下記表１、２に示す。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（溶接ワイヤＮｏ．入熱条件、使用フラックス、予熱パス間温度）およびＡ値と共に、下記表３、４に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果（炭化物平均円相当直径、粒界炭化物割合、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＥ－３０）、耐ＳＲ割れ性、耐クリープ破断特性）を下記表５、６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表１～６から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３～６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～３０は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐クリープ破断特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
　一方、Ｎｏ．３１～４７は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．３１は、入熱条件に原因して（入熱量が２．４ｋＪ／ｍｍ）粒界炭化物割合が少なくなっており、耐クリープ破断特性が劣化している（破断時間が８００時間）。Ｎｏ．３２は、入熱条件に原因して（入熱量が５．２ｋＪ／ｍｍ）、溶接金属に含まれる円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が規定の範囲を超えたため、靭性が劣化している（ｖＥ－３０が５１Ｊ）。
　Ｎｏ．３３は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも低く、またＣ含有量が過剰になっており、炭化物の平均円相当直径が大きくなると共に、粒界炭化物割合が少なくなり、靭性およびクリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．３４は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも高く、またＣｒ含有量が過剰になっており、炭化物の平均円相当直径が大きくなると共に、粒界炭化物割合が少なくなり、靭性および耐クリープ破断特性が劣化している。
　Ｎｏ．３５は、溶接金属中の成分によって規定されるＡ値が２００未満であり、耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．３６は、Ｃ含有量が不足しており、粒界炭化物割合が少なく、強度が低下すると共に、耐クリープ破断特性が劣化している。
　Ｎｏ．３７は、Ｓｉ含有量が不足すると共に、Ｍｏ含有量が過剰になっており、またＡ値が２００未満であり、炭化物の平均円相当直径が大きくなると共に、粒界炭化物割合が少なくなり、靭性および耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．３８は、溶接ワイヤ中の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値が低く（０．３５）、また溶接金属中のＭｎとＣｒの含有量が不足しており、粒界炭化物割合が少なくなって、耐ＳＲ割れ性および耐クリープ破断特性が劣化している。
　Ｎｏ．３９は、Ｓｉ含有量が過剰になると共に、Ｎｂ含有量が不足しており、粒界炭化物割合が少なく、強度が低下すると共に、靭性および耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．４０は、溶接金属中のＭｎ含有量およびＷ含有量が過剰になっており、炭化物の平均円相当直径が大きくなり、靭性が劣化している。
　Ｎｏ．４１は、Ｍｏ含有量が不足すると共に、Ｏ含有量が過剰になっており、粒界炭化物割合が少なく、強度が低下すると共に、靭性および耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．４２は、溶接金属中のＶ含有量が不足しており、強度が低下すると共に耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．４３は、溶接金属中のＶ含有量が過剰になっており、靭性が劣化している。
　Ｎｏ．４４は、溶接金属中のＮｂ含有量が過剰になっており、靭性および耐ＳＲ割れ性が劣化している。Ｎｏ．４５は、溶接金属中のＮ含有量およびＴｉ含有量が過剰になっており、靭性、耐ＳＲ割れ性、耐クリープ破断特性が劣化している。
　Ｎｏ．４６は、溶接金属中のＣｕ含有量およびＢ含有量が過剰になっており、粒界炭化物割合が少なく、耐ＳＲ割れ性および耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．４７は、溶接金属中のＮｉ含有量およびＡｌ含有量が過剰になっており、粒界炭化物割合が少なくなり、靭性および耐クリープ破断特性が劣化している。
［実施例２］
　ＳＭＡＷで溶接金属を形成したときに用いた各種被覆剤の化学成分組成を、（Ｓ＋ＳｉＯ２量）および比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値と共に、下記表７に示す（被覆剤Ｎｏ．Ｂ１～２０）。また形成された溶接金属の化学成分組成を、溶接条件（被覆剤Ｎｏ．、入熱条件、心線種類、予熱－パス間温度）およびＡ値と共に、下記表８に示す。更に、各溶接金属の評価特性結果（炭化物平均円相当直径、粒界炭化物割合、引張強度ＴＳ、靭性（ｖＥ-30）、耐ＳＲ割れ性、耐クリープ破断特性）を下記表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表７～９から次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表８、９の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．４８～６１は、本発明で規定する要件を満足する例であり、優れた耐クリープ破断特性を発揮すると共に、靭性、耐ＳＲ割れ性、強度等の特性において優れた溶接金属が得られている。
　一方、Ｎｏ．６２～７１は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例である。いずれかの特性が劣っている。このうち、Ｎｏ．６２は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも低くなっており、粒界炭化物割合が少なくなり、耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．６３は、予熱－パス間温度が適正な範囲よりも高くなっており、溶接金属に含まれる円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が規定の範囲を超えたため、靭性が劣化している。
　Ｎｏ．６４は、入熱条件に原因して（入熱量が２．１ｋＪ／ｍｍ）粒界炭化物割合が少なくなっており、耐クリープ破断特性が劣化している（破断時間が８１７時間）。Ｎｏ．６５は、入熱条件に原因して（入熱量が３．２ｋＪ／ｍｍ）、溶接金属に含まれる円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が規定の範囲を超えたため、靭性が劣化している（ｖＥ－３０が４８Ｊ）。
　Ｎｏ．６６は、被覆剤中の比（［Ｍｎ］／［Ｃｒ］）の値が低くなっており、粒界炭化物割合が少なくなって、耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．６７は、溶接金属中の成分によって規定されるＡ値が２００未満であり、耐クリープ破断特性が劣化している。
　Ｎｏ．６８は、Ｃ含有量が不足すると共に、Ａ値が２００未満であり、粒界炭化物割合が少なくなり、耐クリープ破断特性が劣化している。Ｎｏ．６９は、Ｍｎ含有量が不足しており、耐ＳＲ割れ性が劣化している。
　Ｎｏ．７０は、Ｍｎ含有量が過剰になると共に、Ｖ含有量が不足しており、強度が低下している。Ｎｏ．７１は、Ｃｒ含有量およびＶ含有量が不足しており、粒界炭化物割合が少なくなって、耐クリープ破断特性が劣化している。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１１年２月９日出願の日本特許出願（特願２０１１－０２６４８５）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の溶接金属はクリープ特性を改善したものであり、例えばボイラーや化学反応容器等に有用である。

Claims (7)

  1. 　Ｃ ：０．０５～０．２０％（「質量％」の意味。以下同じ）、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．６０～１．３％、
    　Ｃｒ：１．８～３．０％、
    　Ｍｏ：０．８～１．５％、
    　Ｖ ：０．２５～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
    　Ｎ ：０．０２５％以下（０％を含まない）、
    　Ｏ ：０．０２０～０．０６０％を夫々含有し、
    　残部が鉄および不可避的不純物からなり、 
    　下記（１）式によって規定されるＡ値が２００以上であり、且つ溶接金属に含まれる円相当直径で０．４０μｍ以上の炭化物の平均円相当直径が０．８５μｍ未満であると共に、６μｍの直線上に３個以上存在する円相当直径０．４μｍ以上の炭化物の各中心同士を結ぶ線において、前記線と炭化物とが交差する部分の長さの合計が前記線の全長の２５％以上であることを特徴とするクリープ特性に優れた溶接金属。
    　Ａ値＝（［Ｖ］／５１＋［Ｎｂ］／９３）／｛［Ｖ］×（［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／２）｝×１０４…（１） 
    　但し、［Ｖ］，［Ｎｂ］，［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、夫々溶接金属中のＶ，Ｎｂ，ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。
  2. 　更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の溶接金属。
  3. 　更に他の元素として、Ｗ：０．５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の溶接金属。
  4. 　更に他の元素として、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１～３のいずれかに記載の溶接金属。
  5. 　更に他の元素として、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１～４のいずれかに記載の溶接金属。
  6. 　更に他の元素として、Ｔｉ：０．０２０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１～５のいずれかに記載の溶接金属。
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載の溶接金属を備えた溶接構造体。
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