本發(fā)明涉及焊接金屬和焊接結(jié)構(gòu)體。

背景技術(shù)：

高cr(鉻)鋼焊接金屬，由于其優(yōu)異的耐熱性而作為達(dá)到500℃以上、600℃以下這樣高溫的超超臨界燃煤火力發(fā)電廠的鍋爐管和導(dǎo)管用被廣泛實用化。對于這樣的高cr鋼焊接金屬，要求其具有高溫下的蠕變斷裂特性，并且具有抗裂紋性、強度、韌性等的諸特性。

這樣的高cr鋼焊接金屬，可適用焊條電弧焊(smaw：shieldedmetalarcwelding)、鎢極氣體保護(hù)焊(gtaw：gastungstenarcwelding)、埋弧焊(saw：submergedarcwelding)、氣體保護(hù)金屬極電弧焊(gmaw：gasmetalarcwelding)、管狀焊條電弧焊(fcaw：fluxcoredarcwelding)等，為了除去焊接金屬的殘余應(yīng)力，可實施焊接后熱處理(pwht：postweldheattreatment)。

上述pwht的效果依賴于保持時間和保持溫度。關(guān)于pwht的保持時間和保持溫度，在設(shè)sr(stressrelief)退火溫度為t(℃)，設(shè)sr退火時間為t(時間)時，一般基于由下式表示的拉森－密勒參數(shù)(lmp：larson－millerparameter)決定。例如，若提高保持溫度，則能夠以更短的保持時間得到同等的pwht的效果。

lmp＝(t+273)×(20+logt)

近年來，從施工效率的觀點出發(fā)而希望縮短pwht時的保持時間，但若為了縮短保持時間而使保持溫度高溫化，則焊接金屬中容易發(fā)生條狀鐵素體。條狀鐵素體是在pwht后觀察到的局部性生成的粗大的帶狀鐵素體組織，可知會對蠕變斷裂特性和韌性造成不良影響。另外，在大量含有作為鐵素體穩(wěn)定化元素cr的高cr鋼焊接金屬中，在焊接時的高溫下生成的δ(delta)鐵素體組織在焊接完畢后仍容易殘留。δ鐵素體是在實施pwht前的焊接的狀態(tài)所觀察到的粗大組織，與條狀鐵素體同樣地帶給蠕變斷裂特性和韌性以不良影響。

在此，蠕變斷裂特性和韌性，一般利用從焊接金屬的特定的部位提取的試驗片進(jìn)行評價，但是在提取部位不包含條狀鐵素體和δ鐵素體時，顯示出良好的值。但是，在實際施工的焊接金屬中，一部分生成的條狀鐵素體、δ鐵素體會引起破壞或斷裂，因此為了確信安全，需要在焊接金屬中全面抑制條狀鐵素體和δ鐵素體的生成。因此，為了一邊高水平確保蠕變斷裂特性和韌性，一邊縮短pwht時的保持時間，即使在高保持溫度下也不生成條狀鐵素體，并且δ鐵素體的生成得到抑制的高cr鋼焊接金屬的要求高漲。

針對上述要求，提出有一種2.25cr鋼焊接金屬，其通過在pwht時的基體晶內(nèi)析出的金屬m和碳c的碳化物之中，減少微細(xì)的mc型碳化物并使微細(xì)的m2c型碳化物增加，從而抑制條狀鐵素體的生成(參照日本國特開2007－290016號公報)。但是，該2.25cr鋼焊接金屬所設(shè)想的pwht的保持溫度為690℃，這說不上是十分高的保持溫度，不能充分縮短pwht的保持時間。

另外，針對上述要求，提出有一種焊接材料，其通過規(guī)定焊絲的成分，抑制高cr鋼焊接金屬中的δ鐵素體生成(參照日本國特開平8－187592號公報)。但是，該焊接材料在tig焊接(tungsteninertgaswelding)中使用，有施工效率低這樣的問題。另外，該焊接材料所設(shè)想的pwht的保持溫度是740℃，這也說不上是十分高的保持溫度，不能充分縮短pwht的保持時間。

此外，針對上述要求，提出有一種涂藥焊條，其以施工效率優(yōu)異的焊條電弧焊為對象，通過規(guī)定cr、mo(鉬)、w(鎢)和cu(銅)的含量，抑制焊接金屬中的δ鐵素體生成(參照日本國特開平6－238480號公報)。但是，該涂藥焊條所設(shè)想的pwht的保持溫度為740℃。

另外，針對上述要求，提出有一種通過含有一定量的co(鈷)，從而抑制焊接金屬中的δ鐵素體生成的涂藥焊條(參照日本國特開平7－268562號公報)。但是，該涂藥焊條因為一定量含有助長條狀鐵素體生成的co，所以不能期待條狀鐵素體的生成抑制效果。

【現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)】

【專利文獻(xiàn)】

【專利文獻(xiàn)1】日本國特開2007－290016號公報

【專利文獻(xiàn)2】日本國特開平8－187592號公報

【專利文獻(xiàn)3】日本國特開平6－238480號公報

【專利文獻(xiàn)4】日本國特開平7－268562號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明鑒于上述這樣的情況而形成，其目的在于，提供一種一邊縮短pwht的保持時間，一邊能夠高水平使蠕變斷裂特性和韌性并立的焊接金屬和焊接結(jié)構(gòu)體。

本發(fā)明者們銳意研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，因為條狀鐵素體是由于pwht時的逆相變而生成，所以為了抑制更高溫度下的pwht中的條狀鐵素體，認(rèn)為有效的是提高逆相變溫度，通過減少作為使逆相變溫度降低的元素，即ni(鎳)和mn(錳)的合計濃度，能夠抑制條狀鐵素體生成。另外發(fā)現(xiàn)，p(磷)、sb(銻)、sn(錫)和as(砷)均是不可避免的雜質(zhì)，是招致韌性降低的元素，基于由“robertbruscato，”theweldingjournal”，vol.49(1970)，no.4，148s－156s”提出的以這些元素的質(zhì)量份額為變量的參數(shù)x值來控制各元素的含量，能夠限定韌性降低的影響度。

即，用于解決上述課題而形成的發(fā)明，是一種焊接金屬，其具有如下組成：c(碳)：0.03質(zhì)量％以上、0.16質(zhì)量％以下；si(硅)：0.10質(zhì)量％以上、0.50質(zhì)量％以下；mn(錳)：0.10質(zhì)量％以上、0.90質(zhì)量％以下；ni(鎳)：0.02質(zhì)量％以上、0.70質(zhì)量％以下；cr(鉻)：7.0質(zhì)量％以上、9.5質(zhì)量％以下；mo(鉬)：0.80質(zhì)量％以上1.20質(zhì)量％以下，v(釩)：0.05質(zhì)量％以上、0.50質(zhì)量％以下；nb(鈮)：0.010質(zhì)量％以上、0.070質(zhì)量％以下，n(氮)：0.010質(zhì)量％以上、0.080質(zhì)量％以下；o(氧)：高于0質(zhì)量％、0.10質(zhì)量％以下；余量：fe(鐵)和不可避免的雜質(zhì)，mn和ni的合計濃度為1.0質(zhì)量％以下，設(shè)作為上述不可避免的雜質(zhì)的p(磷)、sb(銻)、sn(錫)和as(砷)各自的濃度(質(zhì)量％)為[p]、[sb]、[sn]和[as]時，由下式(1)規(guī)定的x值高于0并在15以下。

x值＝(10×[p]+5×[sb]+4×[sn]+[as])×100…(1)

該焊接金屬中，使各組成的含量為上述范圍，能夠以高水平得到蠕變斷裂特性和韌性。即，該焊接金屬中，因為mn和ni的合計濃度在上述上限以下，所以能夠使逆相變溫度降低，抑制條狀鐵素體的生成。在此，mn和ni是奧氏體穩(wěn)定化元素，因此降低其合計濃度，δ鐵素體相對穩(wěn)定化，會助長焊接時的δ鐵素體生成。對此，該焊接金屬中，使作為鐵素體穩(wěn)定化元素的cr的含量在上述上限以下，從而抑制該δ鐵素體生成的助長效果。在此，由于減少cr，對于高溫且負(fù)載應(yīng)力時的位錯移動構(gòu)成阻礙的cr系的碳化物m23c6(這里，m表示碳化物形成元素)減少，招致蠕變斷裂特性的降低。

對此，該焊接金屬中，使ni的含量為上述上限以下，使mx析出物在高溫且負(fù)載應(yīng)力時的粒子數(shù)減少速度降低，利用mx析出物來抑制蠕變斷裂特性的降低。這里，所謂“mx析出物”，意思是在焊接后的冷卻時析出的nacl型的碳化物、氮化物和碳氮化物等的化合物的總稱。也就是說，mx析出物與m23c6同樣作為位錯移動的阻礙起作用，改善蠕變斷裂特性，但其比m23c6微細(xì)得多，因此在高溫且負(fù)載應(yīng)力時容易粗大化，其粒子數(shù)減少，位錯移動的抑制效果急速喪失。

對此，該焊接金屬中，通過降低ni，使mx析出物在高溫且負(fù)載應(yīng)力時的粒子數(shù)減少速度降低，以便長時間維持mx析出物帶來的位錯移動的抑制效果。該焊接金屬，可以如此一邊使逆相變溫度降低而進(jìn)行高保持溫度下的pwht，一邊抑制δ鐵素體和條狀鐵素體的生成，既可縮短pwht的保持時間，并可在高水平下使蠕變斷裂特性和韌性并立。

另外，該焊接金屬中，以作為不可避免的雜質(zhì)被包含的各元素的質(zhì)量份額為變量的、作為韌性降低的影響度的指標(biāo)的上述x值在上述上限以下，從而能夠抑制雜質(zhì)造成的不利影響，確保規(guī)定的韌性。

作為o濃度的上限，優(yōu)選為0.005質(zhì)量％。如此，通過使o濃度在上述上限以下，能夠顯著抑制粗大氧化物的增加，進(jìn)一步提高韌性。

設(shè)v濃度為[v]，化合物型v濃度為[insol.v]時，下式(2)所規(guī)定的y值為10以下即可。本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，高溫且負(fù)載應(yīng)力時的mx粒子數(shù)的減少，受到作為mx析出物的主構(gòu)成元素的v的濃度的影響。具體來說，構(gòu)成mx析出物的v的濃度越高，未構(gòu)成mx析出物而殘留在基體中的v的濃度越小，mx粒子越更穩(wěn)定地存在。從這一觀點出發(fā)，通過使y值為上述上限以下，能夠確實抑制在高溫且負(fù)載應(yīng)力時的mx粒子數(shù)減少，能夠更確實地得到優(yōu)異的蠕變斷裂特性。在此，所謂“v濃度”，是焊接金屬整體所含的v的質(zhì)量份額，所謂“化合物型v濃度”，是mx析出物中所含的v對于焊接金屬整體的質(zhì)量份額。

y值＝([v]－[insol.v])/[insol.v]…(2)

也可以還含有從co(鈷)：高于0質(zhì)量％并在0.5質(zhì)量％以下、w(鎢)：高于0質(zhì)量％并在0.5質(zhì)量％以下、ti(鈦)：高于0質(zhì)量％并在0.030質(zhì)量％以下、和b(硼)：高于0質(zhì)量％并在0.0030質(zhì)量％以下所構(gòu)成的群中選擇的至少一種組成。如此，通過含有上述組成，不會使韌性降低，而能夠更確實地以高水平得到蠕變斷裂特性和韌性。

也可以還含有從cu(銅)：高于0質(zhì)量％并在0.23質(zhì)量％以下、和al(鋁)：高于0質(zhì)量％并在0.050質(zhì)量％以下所構(gòu)成的群中選擇的至少一種的組成。如此，通過含有上述組成，不會招致氧化物的粗大化，而能夠更確實地抑制韌性的降低。

另外，用于解決上述課題而形成的另一發(fā)明，是具有上述焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。如此，因為該焊接結(jié)構(gòu)體具有上述焊接金屬，所以能夠一邊縮短pwht的保持時間，一邊高水平得到蠕變斷裂特性和韌性。

如以上說明，本發(fā)明的焊接金屬和焊接結(jié)構(gòu)體，能夠一邊縮短pwht的保持時間，一邊高水平地使蠕變斷裂特性和韌性并立。

附圖說明

圖1a是表示實施例中蠕變斷裂特性的評價中使用的試驗片的提取位置的示意圖。

圖1b是表示實施例中韌性的評價中使用的試驗片的提取位置的示意圖。

具體實施方式

以下，對于本發(fā)明的焊接金屬和焊接結(jié)構(gòu)體的實施方式進(jìn)行說明。

[焊接金屬]

該焊接金屬具有如下組成：c：0.03質(zhì)量％以上、0.16質(zhì)量％以下；si：0.10質(zhì)量％以上、0.50質(zhì)量％以下；mn：0.10質(zhì)量％以上、0.90質(zhì)量％以下；ni：0.02質(zhì)量％以上、0.70質(zhì)量％以下；cr：7.0質(zhì)量％以上、9.5質(zhì)量％以下；mo：0.80質(zhì)量％以上、1.20質(zhì)量％以下；v：0.05質(zhì)量％以上、0.50質(zhì)量％以下；nb：0.010質(zhì)量％以上、0.070質(zhì)量％以下；n：0.010質(zhì)量％以上、0.080質(zhì)量％以下；o：高于0質(zhì)量％、0.10質(zhì)量％以下；余量：fe和不可避免的雜質(zhì)，mn和ni的合計濃度為1.0質(zhì)量％以下，設(shè)作為上述不可避免的雜質(zhì)的p、sb、sn和as各自的濃度(質(zhì)量％)為[p]、[sb]、[sn]和[as]時，由下式(1)規(guī)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變斷裂特性的元素。作為該焊接金屬的c含量的下限為0.03質(zhì)量％，優(yōu)選為0.04質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.06質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的c含量的上限為0.16質(zhì)量％，優(yōu)選為0.15質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.13質(zhì)量％。若該焊接金屬的c含量比上述下限小，則有可能得不到充分的蠕變斷裂特性。反之，若該焊接金屬的c含量高于上述上限，則碳化物粗大化，韌性有可能降低。

si是通過固溶強化而改善蠕變斷裂特性的元素。作為該焊接金屬的si含量的下限為0.10質(zhì)量％，優(yōu)選為0.12質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.15質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的si含量的上限為0.50質(zhì)量％，優(yōu)選為0.40質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.35質(zhì)量％。若該焊接金屬的si含量比上述下限小，則有可能不能確保充分的蠕變斷裂特性。反之，該焊接金屬的si含量高于上述上限，則有可能招致韌性的降低。

mn是通過固溶強化改善蠕變斷裂特性的元素。作為該焊接金屬的mn含量的下限為0.10質(zhì)量％，優(yōu)選為0.20質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.30質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的mn含量的上限為0.90質(zhì)量％，優(yōu)選為0.85質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.80質(zhì)量％。若該焊接金屬的mn含量比上述下限小，則有可能不能確保充分的蠕變斷裂特性。反之，若該焊接金屬的mn含量高于上述上限，則有可能助長pwht時的條狀鐵素體的生成。

ni是帶來韌性改善效果的元素。作為該焊接金屬的ni含量的下限為0.02質(zhì)量％，優(yōu)選為0.04質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.06質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.08質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的ni含量的上限為0.70質(zhì)量％，優(yōu)選為0.65質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.60質(zhì)量％。若該焊接金屬的ni含量比上述下限小，則有可能得不到充分的韌性。反之，若該焊接金屬的ni含量高于上述上限，則使高溫且負(fù)載應(yīng)力時的mx不穩(wěn)定化，蠕變斷裂特性有可能降低。

cr是形成m23c6而使蠕變斷裂特性提高的元素。作為該焊接金屬的cr含量的下限為7.0質(zhì)量％，優(yōu)選為7.5質(zhì)量％，更優(yōu)選為7.8質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的cr含量的上限為9.5質(zhì)量％，優(yōu)選為9.0質(zhì)量％，更優(yōu)選為8.8質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為8.7質(zhì)量％。若該焊接金屬的cr含量比上述下限小，則有可能不能確保充分的蠕變斷裂特性。反之，若該焊接金屬的cr含量高于上述上限，則有可能助長δ鐵素體的生成。

作為該焊接金屬的mo含量的下限為0.80質(zhì)量％，優(yōu)選為0.85質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.90質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的mo含量的上限為1.20質(zhì)量％，優(yōu)選為1.15質(zhì)量％，更優(yōu)選為1.10質(zhì)量％。若該焊接金屬的mo含量比上述下限小，則蠕變斷裂特性有可能降低。反之，若該焊接金屬的mo含量高于上述上限，則強度過大上升，有可能不能確保規(guī)定的韌性。

v是形成mx而有助于蠕變斷裂特性提高的元素。作為該焊接金屬的v含量的下限為0.05質(zhì)量％，優(yōu)選為0.10質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.15質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的v含量的上限為0.50質(zhì)量％，優(yōu)選為0.45質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.40質(zhì)量％。若該焊接金屬的v含量比上述下限小，則有可能得不到充分的蠕變斷裂特性。反之，若該焊接金屬的v含量高于上述上限，則強度過大上升，有可能不能確保規(guī)定的韌性。

nb是形成mx而有助于蠕變斷裂特性提高的元素。作為該焊接金屬的nb含量的下限為0.010質(zhì)量％，優(yōu)選為0.015質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.020質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的nb含量的上限為0.070質(zhì)量％，優(yōu)選為0.060質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.055質(zhì)量％。若該焊接金屬的nb含量比上述下限小，則有可能得不到充分的蠕變斷裂特性。反之，若該焊接金屬的nb含量高于上述上限，則強度過大上升，有可能不能確保規(guī)定的韌性。

n是形成mx而有助于蠕變斷裂特性提高的元素。作為該焊接金屬的n含量的下限為0.010質(zhì)量％，優(yōu)選為0.015質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.018質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的n含量的上限為0.080質(zhì)量％，優(yōu)選為0.070質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.060質(zhì)量％。若該焊接金屬的n含量比上述下限小，則有可能得不到充分的蠕變斷裂特性。反之，若該焊接金屬的n含量高于上述上限，則強度過大上升，有可能不能確保規(guī)定的韌性。

o是形成氧化物的元素。作為該焊接金屬的o含量，高于0質(zhì)量％。作為該焊接金屬的o含量的上限為0.10質(zhì)量％，優(yōu)選為0.06質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.05質(zhì)量％。若該焊接金屬的o含量高于上述上限，則粗大氧化物增加并成為脆性破壞的起點，因此韌性有可能降低。通過使該焊接金屬的o濃度在0.005質(zhì)量％以下，能夠顯著抑制粗大氧化物的增加，可進(jìn)一步提高韌性。還有，從確保韌性的觀點出發(fā)，o含量越低越優(yōu)選，但實用上達(dá)到0質(zhì)量％有困難。

mn和ni是使逆相變溫度降低的元素。作為該焊接金屬中的mn和ni的合計濃度的上限為1.0質(zhì)量％，優(yōu)選為0.95質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.90質(zhì)量％。若該焊接金屬的mn和ni的合計濃度高于上述上限，則有可能不能抑制pwht時的條狀鐵素體的生成。

該焊接金屬中，除了上述的基本成分以外，余量中含有fe和不可避免的雜質(zhì)。另外，作為不可避免的雜質(zhì)，可允許例如因原料、物資、制造設(shè)備等的狀況摻雜的p、sb、sn、as、pb(鉛)等的元素的混入。另外，再積極地含有其他的元素也有效，根據(jù)所含有的元素的種類，該焊接金屬材的特性得到進(jìn)一步改善。

例如該焊接金屬中，作為其他的元素，也可以添加co。co對于抑制δ鐵素體生成是有效的元素。作為該焊接金屬的co含有率，優(yōu)選為高于0質(zhì)量％，作為co含有率的下限，更優(yōu)選為0.1質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的co含量的上限，優(yōu)選為0.5質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.46質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.43質(zhì)量％。若該焊接金屬的co含量比上述下限小，則有可能難以抑制δ鐵素體生成。反之，若該焊接金屬的co含量高于上述上限，則強度過大上升，韌性有可能降低，并且助長條狀鐵素體的生成，有可能得不到條狀鐵素體的充分的生成抑制效果。

另外，該焊接金屬中，作為其他的元素也可以添加w。w對于提高蠕變斷裂特性是有效的元素。作為該焊接金屬的w含量，優(yōu)選為高于0質(zhì)量％，作為w含量的下限，更優(yōu)選為0.1質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的w含量的上限，優(yōu)選為0.5質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.46質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.43質(zhì)量％。若該焊接金屬的w含量比上述下限小，則蠕變斷裂特性有可能難以提高。反之，若該焊接金屬的w含量高于上述上限，則使晶界析出的碳化物粗大化，韌性有可能降低。

另外，該焊接金屬中，作為其他的元素也可以添加ti。ti形成mx，是有助于改善蠕變斷裂特性的元素。作為該焊接金屬的ti含量，優(yōu)選為高于0質(zhì)量％，作為ti含量的下限，更優(yōu)選為0.005質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的ti含量的上限，優(yōu)選為0.030質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.024質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.018質(zhì)量％。若該焊接金屬的ti含量比上述下限小，則難以形成mx，蠕變斷裂特性有可能難以改善。反之，若該焊接金屬的ti含量高于上述上限，則強度過大上升，韌性有可能降低。

另外，該焊接金屬中，作為其他的元素也可以添加b。b具有使m23c6微細(xì)化的作用，是改善蠕變斷裂特性的元素。作為該焊接金屬的b含量，優(yōu)選為高于0質(zhì)量％，作為b含量的下限，更優(yōu)選為0.0005質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的b含量的上限，優(yōu)選為0.0030質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.0020質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0012質(zhì)量％。若該焊接金屬的b含量比上述下限小，則m23c6難以微細(xì)化，蠕變斷裂特性有可能難以改善。反之，若該焊接金屬的b含量高于上述上限，則強度過大上升，韌性有可能降低。

另外，該焊接金屬中，作為其他的元素也可以添加cu。cu對于抑制δ鐵素體生成是有效的元素。作為該焊接金屬的cu含量優(yōu)選為高于0質(zhì)量％，作為cu含量的下限，更優(yōu)選為0.05質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的cu含量的上限，優(yōu)選為0.23質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.20質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.15質(zhì)量％。若該焊接金屬的cu含量比上述下限小，則有可能難以抑制δ鐵素體生成。反之，若該焊接金屬的cu含量高于上述上限，則有可能助長條狀鐵素體的生成。

另外，該焊接金屬中，作為其他的元素也可以添加al。al是脫氧元素。作為該焊接金屬的al含量，優(yōu)選為高于0質(zhì)量％，作為al含量的下限，更優(yōu)選為0.005質(zhì)量％。另一方面，作為該焊接金屬的al含量的上限，優(yōu)選為0.050質(zhì)量％，更優(yōu)選為0.040質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選為0.030質(zhì)量％。若該焊接金屬的al含量比上述下限小，則有可能得不到充分的脫氧效果。反之，若該焊接金屬的al含量高于上述上限，則使氧化物粗大化，韌性有可能降低。

＜各組成的關(guān)系式＞

在該焊接金屬中，設(shè)作為上述不可避免的雜質(zhì)的p、sb、sn和as各自的濃度(質(zhì)量％)為[p]、[sb]、[sn]和[as]時，加入此各元素帶給韌性的影響程度，能夠由下式(1)的x值限定韌性降低的影響度。作為x值的上限為15，優(yōu)選為12，更優(yōu)選為10。若x值高于上述上限，則有可能不能確保限定的韌性。還有，這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，在高溫且負(fù)載應(yīng)力時，構(gòu)成焊接后的冷卻時析出的mx析出物的v的濃度越高，未構(gòu)成mx析出物而殘留在基體中的v的濃度越小，mx粒子更穩(wěn)定地存在。由此，設(shè)該焊接金屬中的v濃度為[v]，化合物型v濃度為[insol.v]時，能夠由下式(2)的y值評價蠕變斷裂特性降低的影響度。作為y值的上限優(yōu)選為10，更優(yōu)選為5.0，進(jìn)一步優(yōu)選為4.5，特別優(yōu)選為4.0。通過使上述y值為上述上限以下，高溫且負(fù)載應(yīng)力時的mx粒子數(shù)減少得到抑制，能夠進(jìn)一步提高蠕變斷裂特性。

y值＝([v]－[insol.v])/[insol.v]…(2)

＜焊接方法＞

作為用于得到該焊接金屬的焊接方法，如果是電弧焊方法則沒有特別限定，但能夠使用smaw(焊條電弧焊)、gtaw(鎢極氣體保護(hù)焊)、saw(埋弧焊)、gmaw(氣體保護(hù)金屬極電弧焊)、fcaw(管狀焊條電弧焊)等。還有，焊接時的電源是直流和交流均可。

但是，為了實現(xiàn)該焊接金屬，需要適當(dāng)控制焊接材料和焊接條件。焊接材料成分當(dāng)然會由于所要求的焊接金屬成分而受到制約，另外為了得到規(guī)定的碳化物形態(tài)，必須恰當(dāng)?shù)乜刂坪附訔l件和焊接材料成分。

例如smaw的優(yōu)選的焊接條件如下。首先，作為線能量的下限，優(yōu)選為2.0kj/mm，更優(yōu)選為2.1kj/mm。另一方面，作為線能量的上限，優(yōu)選為3.5kj/mm，更優(yōu)選為3.0kj/mm。若線能量比上述下限小，則焊接時的冷卻速度變大，冷卻中有可能無法生成足夠量的碳化物。反之，若線能量高于上述上限，則焊接時的冷卻速度變小，在冷卻最后階段，滲碳體生成被促進(jìn)，mx析出物的生成量有可能減少。

另外，在smaw中，作為預(yù)熱溫度和層間溫度的下限，優(yōu)選為160℃，更優(yōu)選為180℃。另一方面，作為預(yù)熱溫度和層間溫度的上限，優(yōu)選為260℃，更優(yōu)選為250℃。若預(yù)熱溫度和層間溫度比上述下限小，則焊接時的冷卻速度變大，冷卻中有可能無法生成足夠量的碳化物。特別是使預(yù)熱溫度和層間溫度為180℃以上，容易將上述y值控制在上述范圍內(nèi)。反之，若預(yù)熱溫度和層間溫度高于上述上限，則焊接時的冷卻速度變小，在冷卻最終階段，滲碳體生成被促進(jìn)，mx析出物的生成量有可能減少。

作為pwht的保持溫度的下限，優(yōu)選為750℃，更優(yōu)選為755℃。另一方面，作為pwht的保持溫度的上限，優(yōu)選為770℃，更優(yōu)選為765℃。若pwht的保持溫度比上述下限小，則pwht的保持時間過長，施工效率有可能降低。反之，若pwht的保持溫度高于上述上限，則條狀鐵素體容易生成，有可能無法得到規(guī)定的蠕變斷裂特性或韌性。

作為pwht的保持時間的下限，優(yōu)選為2小時，更優(yōu)選為3小時。另一方面，作為pwht的保持時間的上限，優(yōu)選為40小時，更優(yōu)選為35小時。若pwht的保持時間比上述下限小，則有可能不能充分除去焊接時產(chǎn)生的應(yīng)力。反之，若pwht的保持時間高于上述上限，則有可能無法得到充分的施工效率。

通過由這樣的條件進(jìn)行焊接和pwht，能夠形成可以高水平使蠕變斷裂特性和韌性并立的焊接金屬。

[焊接結(jié)構(gòu)體]

該焊接結(jié)構(gòu)體具有上述焊接金屬。在制造例如超超臨界燃煤火力發(fā)電用的鍋爐等時，以上述焊接條件焊接規(guī)定的構(gòu)件，能夠得到具有上述焊接金屬的該焊接結(jié)構(gòu)體。該焊接結(jié)構(gòu)體因為具有上述焊接金屬，所以能夠一邊縮短pwht的保持時間，一邊高水平確保蠕變斷裂特性和韌性。其結(jié)果是，在超超臨界燃煤火力發(fā)電用的鍋爐等的高溫高壓環(huán)境下使用的裝置的可靠性、耐久性等提高。

＜優(yōu)點＞

該焊接金屬通過使mn和ni的合計濃度為上述上限以下，從而使逆相變溫度降低，一邊可以進(jìn)行高溫下的pwht，一邊能夠抑制δ鐵素體和條狀鐵素體的生成。由此，該焊接金屬能夠縮短pwht的保持時間，并且能夠以高水平使蠕變斷裂特性和韌性并立。

另外，該焊接金屬，使以各元素的質(zhì)量份額為變量的、作為韌性降低的影響度指標(biāo)的x值為上述上限以下，能夠確保高韌性。

【實施例】

以下，通過實施例更詳細(xì)地說明本發(fā)明，但本發(fā)明不受這些實施例限定。

使用具有表1所示成分的母材，以后述的焊接條件制作焊接金屬，評價各種特性。

【表1】

[焊接條件1]

用smaw根據(jù)以下的焊接條件，得到表2所示的no.1～no.27和no.29～no.44的焊接金屬。即，使用平均板厚20mm的母材，坡口角度v字為20°，根部間隔16mm，焊接姿勢向下，焊芯直徑4.0mm，線能量條件約2.2kj/mm，150a－24v，8～12cm/min，預(yù)熱溫度和層間溫度為160℃以上、250℃以下，以單層雙道的層疊要領(lǐng)制作上述焊接金屬。再對于上述制作好的各焊接金屬，作為pwht而實施保持溫度760℃、保持時間4小時以上、32小時以下的熱處理。上述制作的各焊接金屬的焊接條件，如表2所示。

[焊接條件2]

用gtaw根據(jù)以下的焊接條件，得到表2所示的no.28的焊接金屬。即，使用平均板厚13mm的母材，坡口角度v字為45°，根部間隔6.5mm，焊接姿勢向下，焊條芯直徑1.6mm，線能量條件1.7kj/mm，230a－12v，10cm/min，預(yù)熱溫度和層間溫度240℃，以單層雙道的層疊要領(lǐng)制作上述焊接金屬。再對于上述制作好的焊接金屬，作為pwht而實施保持溫度760℃，保持時間4小時的熱處理。

＜組成含量測量＞

組成含量測量用的試料，切下pwht后的坡口部所形成的各焊接金屬的中央部，進(jìn)行化學(xué)成分分析。具體來說，以吸光光度法分析b，以燃燒－紅外線吸收法分析c，以惰性氣體熔融－熱導(dǎo)法分析n和o，以電感耦合等離子體發(fā)射光譜法分析b、c、n、o以外的元素。在各焊接金屬中得到的各元素的組成含量顯示在表2中。還有，表2中“－”表示不含此種成分。

＜化合物型v濃度測量＞

首先，利用10體積％乙酰丙酮－1體積％四甲基氯化銨甲醇溶液，電解萃取在pwht后的坡口部所形成的各焊接金屬的板厚中心部。其次，用平均孔徑0.1μm的過濾器過濾該經(jīng)過電解萃取的溶液而得到殘渣后，對于該殘渣，通過電感耦合等離子體發(fā)射光譜法進(jìn)行化學(xué)成分分析，求得化合物型v濃度。將該化合物型v濃度[insol.v]和經(jīng)由上述組成含量測量所得到的v濃度[v]代入上述(2)式，求的y值顯示在表2中。

＜δ鐵素體的觀察＞

從焊接結(jié)束后的各焊接金屬上，以能夠觀察到與焊接方向垂直的面的方式提取試驗片，用三氯化鐵蝕刻液腐蝕該試驗片，利用光學(xué)顯微鏡以倍率400倍觀察組織。完全沒有觀察到δ鐵素體的為評價“a”，觀察到δ鐵素體的為評價“b”。對于各焊接金屬的評價結(jié)果顯示在表2中。

＜條狀鐵素體的觀察＞

從pwht后的各焊接金屬上，以能夠觀察到與焊接方向垂直的面的方式提取試驗片，用三氯化鐵蝕刻液腐蝕該試驗片，通過光學(xué)顯微鏡以倍率400倍觀察組織。完全沒有觀察到條狀鐵素體的為評價“a”，觀察到條狀鐵素體的為評價“b”。對于各焊接金屬的評價結(jié)果顯示在表2中。

＜蠕變斷裂特性的評價＞

蠕變斷裂特性的評價中，從pwht后的各焊接金屬的板厚中央部，基于圖1a在焊接線方向提取標(biāo)距30mm，的蠕變試驗片。對于該試驗片，以650℃/100mpa的條件，依據(jù)jis－z2271(2010)實施蠕變試驗。在該試驗中，斷裂時間超過600小時的能夠評價為蠕變斷裂特性良好。還有，圖1a中的t表示母材的板厚。

＜韌性的評價＞

韌性的評價中，從pwht后的各焊接金屬的板厚中央部，基于圖1b在與焊接線方向垂直方向作為擺錘沖擊試驗片，提取jis－z3111(2005)的4號v切口試驗片。對于該試驗片，依據(jù)jis－z2242(2005)，以20℃實施擺錘沖擊試驗。在該試驗中，以n＝3的平均值計，吸收能ve為70j以上的焊接金屬能夠評價為韌性良好。還有，圖1b中的t表示母材的板厚。

【表2】

＜測量結(jié)果＞

由表2可知，滿足本發(fā)明的組成成分的范圍，且x值在15以下的no.1～no.28，斷裂時間超過600小時，吸收能ve為70j以上，能夠高水平使蠕變斷裂特性和韌性并立。另外，no.1～no.28均未觀測到δ鐵素體和條狀鐵素體。因此，即使進(jìn)行760℃這樣的高保持溫度的pwht，通過抑制δ鐵素體和條狀鐵素體的生成，可以說仍能夠高水平地使蠕變斷裂特性和韌性并立。

相對于此，某一成分不滿足本發(fā)明的組成成分的范圍的no.29～no.40、no.42～no.44，其斷裂時間低于600小時或吸收能ve低于70j，可知得不到充分的蠕變斷裂特性或韌性。

另外，mn和ni的合計濃度不滿足本發(fā)明的條件的no.41，因為mn和ni的合計濃度過大，所以認(rèn)為可觀測到條狀鐵素體。因此，no.41的焊接金屬能夠推測容易發(fā)生破壞和斷裂。

另外，在表2中，若比較co、w、ti、b、cu和al全都不含有的no.1、2、5、8、10、17、26，則斷裂時間均超過600小時，但no.5、8、10、17、26與no.1和no.2相比，可知斷裂時間更長。上述式(2)的y值在no.1和no.2中高于10，相對于此，在no.5、8、10、17、26中為10以下。由此可知，使y值為10以下而進(jìn)行控制，能夠提高蠕變斷裂特性。另外，其中no.10的斷裂時間為993小時，與其他的no.1、2、5、8、17、26的斷裂時間相比長得多。這被認(rèn)為是由于，no.10的y值與其他情況的y值相比不但小，而且c含量比較大，蠕變斷裂特性降低的影響度更小。

另外，no.28的吸收能ve為120j，與no.1～no.27和no.29～no.44的其他焊接金屬的吸收能ve相大得多。這被認(rèn)為是由于，no.28以外的焊接金屬的o含量為0.02質(zhì)量％以上，相對于此，no.28的o含量格外小，為0.004質(zhì)量％。另外，作為焊接方法，相比smaw，可以說gtaw的方法更容易使o含量降低，更容易使韌性提高。

詳細(xì)并參照特定的實施方式說明了本發(fā)明，但不脫離本發(fā)明的精神和范圍能夠加以各種變更和修改，這對本領(lǐng)域技術(shù)人員來說是顯而易見的。

本申請基于2015年2月2日申請的日本專利申請(專利申請2015－018868)，其內(nèi)容在此參照而引入。

【產(chǎn)業(yè)上的可利用性】

如以上說明的，該焊接金屬和焊接結(jié)構(gòu)體，能夠一邊縮短pwht的保持時間，一邊高水平使蠕變斷裂特性和韌性并立，因此能夠適用為要求有高耐熱性的超超臨界燃煤火力發(fā)電的鍋爐管和導(dǎo)管。

【符號的說明】

t板厚