耐氢脆敏感性优异的焊接金属

摘要

本发明的焊接金属使用粉芯焊丝而通过气体保护弧焊形成，其具有规定的化学成分组成，含有20％以上的Ti，当量圆直径：0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子存在5000个/mm2以上，并且在焊接金属中作为化合物而存在的每焊接金属总质量的V量为0.002％以上，且在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径为15nm以下。

权利要求

1.一种耐氢脆敏感性优异的焊接金属，其是使用粉芯焊丝而通过气体保护弧焊形成的焊接金属，所述耐氢脆敏感性优异的焊接金属的特征在于，分别含有C：0.02～0.12％(“质量％”的意思，关于化学成分组成，以下也相同)、Si：0.1～0.80％、Mn：0.9～2.5％、Ni：0.20～3.5％、Mo：0.05～1.50％、Ti：0.040～

0.15％、V：0.05～0.60％、N：0.015％以下(不包含0％)及O：0.030％以上，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，而且，含有20％以上的Ti，且当量圆直径：0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子存在2

5000个/mm 以上，并且在焊接金属中作为化合物而存在的每焊接金属总质量中的V量为

0.002％以上，

此外，在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径为15nm以下。

2.根据权利要求1所述的焊接金属，其特征在于，所述焊接金属还含有下述元素中的至少一种：Cr：2.0％以下(不包含0％)、Nb：0.15％以下(不包含0％)、Cu：1.0％以下(不包含0％)、Al：0.020％以下(不包含0％)、Zr：0.10％以下(不包含0％)、B：0.0050％以下(不包含0％)。

说明书

耐氢脆敏感性优异的焊接金属

技术领域

[0001] 本发明涉及在焊接构造物中使用的焊接金属中降低相对于氢脆的敏感性的焊接金属。

背景技术

[0002] 当焊接高张力钢时，从焊接金属部的低温破裂防止的观点出发，需要严格地管理预热/焊道间温度，成为施工效率降低的原因。近年来，在焊接构造物中使用的钢材日益高强度化，焊接金属向高强度化的要求提高(例如HT780：高强度钢板780MPa级)。

[0003] 上述的高强度化呈使耐低温破裂性降低的趋势，需要改善耐低温破裂性。尤其是对于使用粉芯焊丝的气体保护弧焊，由于具有优异的焊接操作性，因此，在通过该焊接法形成的焊接金属中，谋求确保耐低温破裂性的技术。

[0004] 上述的低温破裂推测其原因是，扩散性氢偏析于晶界，晶界强度降低(以下，将其称为“氢脆”)，对于耐低温破裂性的改善，如何减少扩散性氢成为要点。

[0005] 由此，为了提高焊接金属的耐低温破裂性，需要降低焊接金属中的相对于氢脆的敏感性，从这样的观点出发而提出有各种技术的方案。

[0006] 例如，在专利文献1中公开有通过使氢捕获能力高的Mo碳化物(含有Mo的碳化物)分散于焊接金属内来实现低温破裂的防止的技术。然而，该技术需要采用为了使Mo碳化物分散而在使钢材对接之后从内面侧进行潜弧焊这样的特殊焊接手法，而通常无法应用于钢材的焊接。

[0007] 另外，在专利文献2中公开有为了捕获扩散性氢而通过使有效的Si-Mn-Ti-A1系复合氧化物分散于焊接金属来防止焊接接缝的低温破裂的技术。然而，在该技术中，假定的强度等级设为抗拉强度而在588.4MPa以上，不能说能够确保足够的强度。

[0008] 在专利文献3提出有通过减少扩散性氢量且适当地控制强度与化学成分组成来改善耐低温破裂性的技术。然而，在该技术中，由于应满足的强度等级受到成分的影响，因此在实际的施工时适用部位受限。

[0009] 另一方面，还提出有如下所述的技术：通过V添加来吸收焊接金属中的扩散性氢，并且通过生成微小碳化物来固定焊接金属中的碳，从而改善耐低温破裂性(例如，专利文献4、5)；通过详细地控制焊剂成分来兼具低温韧性、屈服强度及耐破裂性(例如，专利文献6、7)等。上述技术都以耐低温破裂性的改善为目的，但在实际的焊接施工中，可能因各种重要因素导致焊接金属中的氢量增加，因此作为更本质的方向，需要改善耐氢脆敏感性。

[0010] 另外，在专利文献8中还提出有如下所述的技术：通过精细地控制含有Ti、Si等的氧化物形态，并以这些氧化物为起点而发现微小针状铁素体组织，从而兼具强度与韧性。然而，该技术对耐低温破裂性未做任何考虑。

[0011] 在先技术文献

[0012] 专利文献

[0013] 专利文献1：日本特开2005-40816号公报

[0014] 专利文献2：日本特开2001-348649号公报

[0015] 专利文献3：日本特开平11-147196号公报

[0016] 专利文献4：日本特开平8-257785号公报

[0017] 专利文献5：日本专利第3208556号公报

[0018] 专利文献6：日本特开2010-274304号公报

[0019] 专利文献7：日本特开2008-87043号公报

[0020] 专利文献8：日本特开2010-115701号公报

发明内容

[0021] 本发明是鉴于上述事情而完成的，其目的在于提供一种即使是高强度、耐氢脆敏感性也优异且不产生低温破裂的焊接金属。

[0022] 解决方案

[0023] 能够解决上述课题的本发明所涉及的焊接金属是使用粉芯焊丝而通过气体保护弧焊形成的焊接金属，其特征点在于，分别含有C：0.02～0.12％(“质量％”的意思。关于化学成分组成，以下也相同)、Si：0.1～0.80％、Mn：0.9～2.5％、Ni：0.20～3.5％、Mo：0.05～1.50％、Ti：0.040～0.15％、V：0.05～0.60％、N：0.015％以下(不包含0％)及O：0.030％以上，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，而且，含有20％以上的Ti，且当量
2
圆直径：0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子存在5000个/mm 以上，并且在焊接金属中作为化合物而存在的每焊接金属总质量中的V量为0.002％以上，此外，在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径为15nm以下。

[0024] 需要说明的是，上述“化合物”是指除了碳化物之外，还包含氮化物、碳氮化合物等化合物。另外，含V碳化物是指，VC自不必说，还包含含有其他元素(例如，Ti、Nb、Mo等)以总量计至25原子％左右以下的物质。上述“当量圆直径”是指，在光学显微镜、透射式电子显微镜(TEM)的观察面上着眼于确认的氧化物粒子或含V碳化物的大小，以其面积相等的方式假定的圆的直径。

[0025] 在本发明的焊接金属中，作为其他元素，优选还含有Cr：2.0％以下(不包含0％)、Nb：0.15％以下(不包含0％)、Cu：1.0％以下(不包含0％)、Al：0.020％以下(不包含0％)、Zr：0.10％以下(不包含0％)、B：0.0050％以下(不包含0％)中的至少一种，根据含有的元素的种类来进一步改善焊接金属的特性。

[0026] 发明效果

[0027] 根据本发明，通过适当地控制化学成分组成、规定大小的含Ti氧化物粒子的个数密度、焊接金属中作为化合物而存在的V量、及焊接金属中存在的含V碳化物的大小等，因此能够实现耐氢脆敏感性优异的焊接金属。

附图说明

[0028] 图1是表示制作焊接金属时的坡口形状的概要说明图。

[0029] 图2是表示圆棒试件的提取位置的概要说明图。

[0030] 图3是表示模拟再热周期的热周期(时间与温度的关系)的图表。

[0031] 图4是表示进行拉伸试验时的试件的形状的说明图。

[0032] 图5是表示测定氢吸收量时的试件的形状的说明图。

具体实施方式

[0033] 本申请的发明人从各种角度对使用粉芯焊丝而通过气体保护弧焊形成的HT780等级的高强度焊接金属改善耐氢脆敏感性的方法进行研究。其结果是，使作为扩散性氢的捕获部位而发挥作用的含V碳化物以适当的形态存在，并且利用氧化物起点的针状铁素体生成使组织微细化，由此发现耐氢脆敏感性得到改善，从而完成了本发明。

[0034] 即，将焊接金属成分控制在规定的范围内，并且将含有20％以上的Ti，且当量圆2
直径：0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子确保为5000个/mm 以上，并且将在焊接金属中作为化合物而存在的每焊接金属总质量中的V量(以下，有时称作“化合物型V量”)设为
0.002％以上，此外，将在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径控制为15nm以下，由此判明在HT780等级的焊接金属中的耐氢脆敏感性得到改善。

[0035] 以往已知如下内容：为了使耐氢脆敏感性优异，扩散性氢的减少是有效的；为了减少扩散性氢，使含V碳化物存在是有效的。但在焊接金属中，尤其是直接焊接中难以使含V碳化物适当地析出，因此处于很难说是充分地有效利用的状况。因此，本申请的发明人从促进含V碳化物析出的观点出发，研究焊接材料的成分及焊接条件，并适当地控制两者，由此氢脆敏感性改善成功地使有效的含V碳化物分散。限定上述必要条件的理由如下所述。

[0036] [含有20％以上的Ti，当量圆直径：0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子的个数：2
5000个/mm 以上]

[0037] 含有20％以上的Ti，且当量圆直径：0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子作为粒内相变的起点而进行作用，由此为了使组织显著微细化、使氢脆敏感性降低而有效地作用。为2
了发挥上述效果，其个数需要为5000个/mm 以上。含Ti氧化物粒子的个数优选为8000
2 2
个/mm 以上(更优选为，9000个/mm 以上)。含Ti氧化物粒子的个数的上限并没有特别
2 2
的规定，但优选为40000个/mm 以下，更优选为30000个/mm 以下(进一步优选为20000
2
个/mm 以下)。需要说明的是，以当量圆直径计将作为测定对象的含Ti氧化物粒子的大小设为0.15～1.0μm是因为，在当量圆直径比0.15μm小时，作为粒内相变的起点的能力降低，另外，当存在大量当量圆直径比1.0μm大的含Ti氧化物粒子时，粒内相变由更高温引起，从而导致强度的降低。

[0038] [焊接金属中的化合物型V量：0.002％以上]

[0039] 当化合物型V量小于0.002％时，成为扩散性氢捕获部位的含V碳化物的量不足。需要说明的是，化合物型V量优选为0.003％以上(更优选为0.005％以上)。另外，化合物型V量优选的上限为0.05％以下，更优选为0.03％以下(进一步优选为0.02％以下)。

[0040] [在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径：15nm以下][0041] 上述即使确保化合物型V量，当含V碳化物的平均当量圆直径超过15nm时，含V碳化物粒子也变得粗大，含V碳化物粒子数减少，因此无法充分地发挥捕获效果。在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径优选为12nm以下，更优选为10nm以下。

[0042] 接着，对本发明的焊接金属中的化学成分组成进行说明。在本发明的焊接金属中，适当地控制其化学成分组成也是重要的必要条件，其范围设定理由如下所述。

[0043] [C：0.02～0.12％]

[0044] C是对于确保焊接金属的强度而不可或缺的元素，发挥上述效果需要含有0.02％以上。优选为0.04％以上，更优选为0.06％以上。然而，当C含有量超过0.12％时，强度过大地上升而使氢脆敏感性变高(耐氢脆敏感性恶化)。需要说明的是，C含有量优选的上限为0.10％，更优选为0.08％以下。

[0045] [Si：0.1～0.80％]

[0046] Si为脱氧元素，具有使焊接金属清洁化的作用。为了发挥上述效果，Si含有量需要设为0.1％以上。优选为含有0.25％以上，更优选为含有0.28％以上。然而，当Si含有量变得过度时，以氧化物为起点的晶界相变被抑制，氢脆敏感性变高，因此需要抑制为0.80％以下。优选抑制为0.7％以下，更优选抑制为0.5％以下。

[0047] [Mn：0.9～2.5％]

[0048] Mn是对于确保焊接金属的强度而需要的元素，发挥上述效果需要含有0.9％以上。优选为1.2％以上，更优选为1.5％以上。然而，当Mn含有量超过2.5％而过度地含有时，成为强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。优选为2.2％以下，更优选为2.0％以下。

[0049] [Ni：0.20～3.5％]

[0050] Ni是确保焊接金属的强度而需要的元素，发挥上述效果需要含有0.20％以上。优选为0.5％以上，更优选为1.0％以上。然而，当Ni含有量超过3.5％而过度地含有时，成为因强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。优选为3.0％以下，更优选为2.8％以下。

[0051] [Mo：0.05～1.50％]

[0052] Mo是对于提高焊接金属的强度而需要的元素，发挥上述效果需要含有0.05％以上。优选为0.10％以上，更优选为0.2％以上。然而，当Mo含有量超过1.50％而过度地含有时，成为因强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。优选为1.0％以下，更优选为0.50％以下。

[0053] [Ti：0.040～0.15％]

[0054] Ti是对于通过形成成为粒内相变的起点的氧化物、使组织微细化来实现耐氢脆特性的改善而有效的元素。发挥上述效果需要含有0.040％以上。优选为0.050％以上，更优选为0.055％以上。然而，当Ti含有量超过0.15％而过度地含有时，成为因强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。优选为0.12％以下，更优选为0.08％以下。

[0055] [V：0.05～0.60％]

[0056] V是对于通过形成成为扩散型氢的捕获部位的含V碳化物来实现耐氢脆特性的改善而有效的元素。发挥上述效果需要含有0.05％以上。优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上。然而，当V含有量超过0.60％而过度地含有时，成为使强度过大地上升、氢脆敏感性变高的原因。

[0057] [N：0.015％以下(不包含0％)]

[0058] N是不可避免地混入的元素，虽然对于提高焊接金属的强度是有效的，当过度地含有N时，成为因强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。由此，N含有量需要设为0.015％以下。优选为0.010％以下，更优选为0.006％以下。需要说明的是，N在工业上设为0％是困难的。

[0059] [O：0.030％以上]

[0060] O是对于通过形成成为粒内相变的起点的氧化物、使组织微细化来实现耐氢脆特性的改善而有效的元素。发挥上述效果需要含有0.030％以上。优选为0.035％以上，更优选为0.040％以上。需要说明的是，对于O含有量的上限并没有特别地设定，但当含有量变得过度时，对韧性造成负面影响，因此优选为0.10％以下(更优选为0.080％以下)。

[0061] 本发明中规定的含有元素如上所述，剩余部分为铁及不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、资材、制造设备等的状况而带入的元素(例如，P、S、Sn等)的混入。其中，通常来说，杂质向晶界偏析，从而使晶界强度降低，并助长低温破裂，因此优选抑制为尤其是P：0.02％以下(不包含0％)、S：0.025％以下(不包含0％)。另外，上述以外的不可避免的杂质优选合计为0.010％以下(不包含0％)。

[0062] 在本发明的焊接金属中，作为其他元素，还优选含有：(a)从由Cr：2.0％以下(不包含0％)、Nb：0.15％以下(不包含0％)及Cu：1.0％以下(不包含0％)构成的组中选择的一种以上；(b)Al：0.020％以下(不包含0％)及/或Zr：0.10％以下(不包含0％)；(c)B：0.0050％以下(不包含0％)等，根据含有的元素的种类来进一步改善焊接金属的特性。含有上述元素时的范围设定理由如下所述。

[0063] [从由Cr：2.0％以下(不包含0％)、Nb：0.15％以下(不包含0％)及Cu：1.0％以下(不包含0％)构成的组中选择的一种以上]

[0064] Cr、Nb及Cu是对于提高焊接金属的强度而有效的元素。其中，Cu对于低温韧性的确保也有效地作用。然而，当过度地含有上述元素时，成为因强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。由此，优选将Cr抑制为2.0％以下(更优选为1.5％以下，进一步优选为1.0％以下)、将Nb抑制为0.15％以下(更优选为0.10％以下，进一步优选为0.08％以下)、或将Cu抑制为1.0％以下(更优选为0.5％以下，进一步优选为0.2％以下)。需要说明的是，为了发挥上述效果而优选的下限为Cr在0.05％以上、Nb在0.01％以上、或Cu在0.05％以上(都小于0.01％且为不可避免的杂质等级)。

[0065] [Al：0.020％以下(不包含0％)及/或Zr：0.10％以下(不包含0％)][0066] Al与Zr都为强脱氧元素，对于使焊接金属清洁化是有效的。然而，当过度地含有时，成为因使成为粒内相变的起点的氧化物减少、组织粗大化而导致氢脆敏感性变高的原因。由此，优选将Al抑制为0.020％以下(更优选为0.018％以下)、将Zr抑制为0.10％以下(更优选为0.06％以下)。需要说明的是，为了发挥上述效果而优选的下限为，Al或Zr都在0.01％以上(都小于0.01％且为不可避免的杂质等级)。

[0067] [B：0.0050％以下(不包含0％)]

[0068] B是通过抑制从旧奥氏体晶界的铁素体生成来提高强度的元素，但当过度地含有时，成为因使强度过大地上升而导致氢脆敏感性变高的原因。由此，B优选抑制为0.0050％以下(更优选为0.0030％以下)。需要说明的是，为了发挥上述效果而优选的下限在0.0010％以上(小于0.0008％且为不可避免的杂质等级)。

[0069] 本发明的焊接金属只要是使用粉芯焊丝而通过气体保护弧焊形成即可，对焊丝成分、焊接条件并没有特别地限定，但为了实现规定的样态，存在优选的范围。

[0070] 根据上述观点，优选的焊丝成分(焊接材料)满足例如下述的必要条件的全部。即，对于使由钢材构成的外皮与焊剂配合的总焊丝质量，

[0071] (a)以金属、氧化物、其他形态存在的Ti量(全部Ti量)为2.5～4.5％(质量％)，

[0072] (b)以金属、氧化物、其他形态存在的Al量(全部Al量)为0.10％(质量％)以上，

[0073] (c)作为金属而存在的Al量(金属Al量)为0.01～0.05％(质量％)以上，[0074] (d)以金属、氧化物、其他形态存在的Zr量(全部Zr量)为0.035％(质量％)以上，

[0075] (e)作为金属而存在的Mg量(金属Mg量)为0.4％(质量％)以上，

[0076] (f)以金属、氧化物、其他形态存在的Si量(全部Si量)与Mn+Ti量(全部Mn量与全部Ti量的合计)之比[(Mn+Ti)/Si]满足下述(1)式的关系。

[0077] (Mn+Ti)/Si＞10.0…(1)

[0078] 需要说明的是，对于其他成分，并不需要特别地限制，当然需要以满足规定的焊接金属成分范围的方式进行调整。

[0079] 上述的必要条件(a)～(e)用于控制化合物型V量、含V碳化物的平均当量圆直径。当脱离上述范围时，无法将化合物型V量、含V碳化物粒径控制在规定的范围内。关于其机械装置，详情不明，但可以如以下那样推测。

[0080] 为了使含V碳化物大量且微小地析出，使成为其核的第二相粒子微小地分散是有效的。Ti碳化物与含V碳化物的结晶构造类似，并且在更高温下稳定，因此推断在焊接时的冷却过程中在含V碳化物之前微小地生成，在更低温下成为含V碳化物的析出核。因而，为了以规定的形态获得含V碳化物，需要确保作为碳化物而生成的Ti。然而，考虑到Ti为脱氧元素，大部分作为氧化物而被固定，因此通过将更强脱氧的Al、Zr、Mg等控制在上述的范围内[必要条件(b)～(e)]，一部分的Ti被还原，从而生成Ti碳化物。

[0081] 需要说明的是，从确保Ti碳化物这样的观点出发，全部Ti量需要确保为至少2.5％以上，另外，全部Ti量越多越好，但当其量超过4.5％时，焊接金属中的含有量超过规定范围。另外，当金属Al超过0.05％时，有助于组织微细化的含Ti氧化物粒子无法获得规定的个数[必要条件(a)、(c)]。

[0082] 上述的必要条件(f)用于控制有助于组织微细化的含Ti氧化物粒子。通过满足上述成分比，由此形成规定的含Ti氧化物粒子，通过以该含Ti氧化物粒子为起点的粒内相变来使贝氏体组织微细化。另外，通过使上述比超过10.0[所述(1)式]，含Ti氧化物粒子以高密度分散，实现更进一步的组织微细化，由此也与耐氢脆敏感性的改善相关联。

[0083] 作为形成焊接金属时的焊接条件，优选使用将热输入量设为2.5kJ/mm以下、作为保护气体而包含20％(体积％)的CO2、剩余部分由Ar构成的混合气体。当上述热输入量超过2.5kJ/mm时，焊接时的冷却速度降低，含V碳化物的当量圆直径超过规定的上限。另外，保护气体的组成以用于实现组织微细化的氧化物形态控制为目的。需要说明的是，本发明使用粉芯焊丝而进行焊接，但使用的焊丝的焊剂的填充率通常为10～20％左右。

[0084] 实施例

[0085] 以下，根据实施例对本发明进行更为详细地说明，下述实施例并非限定本发明的性质的实施例，可在能够适于所述·后述的主旨的范围内适当地加以变更而进行实施，上述变更都包含于本发明的技术的范围内。

[0086] 使用焊丝直径：1.2mm、焊剂填充率：13.5％且下述表1、2所示的化学成分组成的粉芯焊丝(焊接材料)，将焊接金属由下述的顺序制作，从而评价各种性能(抗拉强度、氢脆敏感性)。需要说明的是，在表1、2中，由“-”示出的栏表示无添加(不含有)。另外，在表1、2中，Mn、Si、Ti及Zr的量分别表示全部Mn量、全部Si量、全部Ti量及全部Zr量，Mg量表示金属Mg量。

[0087]

[0088]

[0089] [焊接金属的制作]

[0090] 将SM490A钢板加工为图1所示的坡口形状，以下述的焊接条件实施气体保护弧焊，从而制作焊接金属。

[0091] (焊接条件)

[0092] 保护气体：20体积％CO2-80体积％Ar混合气体

[0093] 电流-电压-焊接速度：270A-29V-3.0～4.5mm/秒

[0094] 热输入条件：

[0095] (a)1.74kJ/mm(270A-29V-4.5mm/秒)

[0096] (b)2.37kJ/mm(270A-29V-3.3mm/秒)

[0097] (c)2.61kJ/mm(270A-29V-3.0mm/秒)

[0098] 预热-焊道间温度：105～150℃

[0099] 层叠法：3层13焊道

[0100] 自制作的焊接金属的最终焊道提取直径：5mm的圆棒试件(图2示出提取位置)，并赋予模拟再热周期的热周期。图3示出模拟此时的再热周期的热周期(时间与温度的关系)。另外，将制作的各焊接金属的化学成分组成与使用的焊接材料、热输入条件一并在下述表3、4示出。需要说明的是，在表3、4中，由“<”示出的栏表示杂质量(小于杂质等级)。

[0101]

[0102]

[0103] 自热处理完成的试件提取拉伸试验用试件及用于测定氢吸收量的试件(氢吸收量测定用试件)。图4示出拉伸试件的形状，图5示出氢吸收量测定用试件的形状。使用上述试件，并利用下述的方法评价氢脆敏感性。

[0104] [氢脆敏感性的评价]

[0105] 使用上述获得的氢吸收量测定用试件，选定成为扩散性氢量=1.5～3.0ppm那样的氢充电条件。此时采用的充电条件如下所述。

[0106] 水溶液：(0.5mol/L或2.5mol/L的H2SO4)+(1g/L-KSCN)、(30g/L-NaCl)+(1g/L-KSCN)[0107] 电流密度：0.1A/dm2，1.0A/dm2，5.0A/dm2

[0108] 充电时间：24小时

[0109] 另外，扩散性氢量使用内置有四重极质量分析计的升温脱离分析装置(日电ANELVA制)，设为以升温速度：12℃/分直至300℃而释放出的氢量。

[0110] 在上述条件下，在对拉伸试件进行氢充电之后，以下述的要领实施用于防止氢逃散的锌镀敷。

[0111] 水溶液：(350g/L-ZnSO4·7H2O)+(20.6g/L-H2SO4(97％))+(60g/L-Na2SO4)[0112] 浴温：60℃

[0113] 电流密度：50A/dm2

[0114] 镀敷时间：3分

[0115] 以十字头速度：5.0×10-3mm/分(变形速度：6.94×10-6/秒)实施SSRT(Slow Strain Rate Technique)试验，当将非氢充电材料的破断延展率设为E0、氢充电材料的破断延展率设为Eh时，将由下述(2)式计算出的氢脆敏感性指数S(％)小于60％的试件评价为耐氢脆敏感性优异。

[0116] S=(1-Eh/E0)×100(％)…(2)

[0117] [抗拉强度的评价]

[0118] 对板厚：20mm的SM490A钢板实施45°V字坡口，关于以下述的焊接条件制作的焊接金属(关于焊接材料，如表1、2所示)，提取依据JIS-Z2202的拉伸试件，进行拉伸试验，抗拉强度超过780MPa视为合格。

[0119] (焊接条件)

[0120] 保护气体：20体积％CO2-80体积％Ar混合气体

[0121] 电流-电压-焊接速度：270A-29V-4.5mm/秒

[0122] 热输入量：1.74kJ/mm

[0123] 预热-焊道间温度：105～150℃

[0124] 层叠法：8层17焊道

[0125] 关于含有20％以上的Ti、且当量圆直径为0.15～1.0μm的含Ti氧化物粒子的个数密度、焊接金属中的化合物型V量、及在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径，以下述的方法进行测定。

[0126] [含Ti氧化物粒子的个数密度的测定]

[0127] 自SSRT试验用所制作的焊接金属(所述“焊接金属的制作”的栏)的最终焊道提取直径：5mm的圆棒试件，在对切成圆片的剖面进行镜面研磨之后，利用光学显微镜来对1000倍的图像进行2视野拍摄。利用图像解析软件(“Image-Pro Plus”Media Cybernetics社制)，选定当量圆直径：0.15～1.0μm的氧化物粒子，并且利用SEM-EDS(Energy-dispersive X-ray spectroscopy)来分析拍摄的氧化物中央部的组成。以Si、S、Ti、Mn、Al、Zr、Mg的分析值(质量％)的合计来对检测出的元素中Ti的分析值(质量％)进行规格化，由此计算氧化物粒子所包含的Ti浓度(质量％)，计算含有20％以上的Ti的氧化物粒子中当量圆直径为0.15～1.0μm的个数密度。

[0128] [焊接金属中的化合物型V量]

[0129] 自SSRT试验用所制作的焊接金属(所述“焊接金属的制作”的栏)的最终焊道提取直径：5mm×长度30mm的圆棒试件，并利用10体积％乙酰丙酮-1体积％氯化四甲基铵-甲醇溶液进行电解提取，在利用过滤器孔径：0.1μm的过滤器进行过滤而获得残渣之后，对该残渣进行ICP发光分析，并求出化合物型V量。

[0130] [在焊接金属中存在的含V碳化物的平均当量圆直径]

[0131] 自SSRT试验用所制作的焊接金属(所述“焊接金属的制作”的栏)的最终焊道提取直径：5mm的圆棒试件，从切成圆片的剖面制作提取复制品TEM试件，对30万倍的图像进行1视野拍摄，利用图像解析软件(「Image-Pro Plus」Media Cybernetics社制)对重影2
的含V碳化物中面积为10nm 以上的全粒子的当量圆直径进行测定，并计算出平均值。此时，关于观察的化合物粒子，利用附属的EDS(能量分散型X射线分析装置)对TEM进行元素分析，并进行含V碳化物的判断。

[0132] 下述表5、6示出上述的测定结果、氢脆敏感性指数S、抗拉强度、含Ti氧化物粒子的个数密度、化合物型V量及含V碳化物的平均当量圆直径。

[0133] [表5]

[0134]

[0135] [表6]

[0136]

[0137] 根据上述结果，能够以下述方式考察(需要说明的是，下述No.是表示表3～6的试验No.)。No.1～31是满足本发明中规定的必要条件的例子，与化学成分组成一起，适当地控制含Ti氧化物粒子的个数密度及含V碳化物的形态(化合物型V量、平均当量圆直径)，因此获得高强度且耐氢脆敏感性优异的焊接金属。

[0138] 与此相对地，No.32～53不满足本发明中规定的任一个必要条件，抗拉强度及耐氢脆敏感性的至少任一种特性恶化。

[0139] No.32是焊接时的热输入条件不适当的例子，含V碳化物的平均当量圆直径变大，氢脆敏感性变高(耐氢脆敏感性恶化)。No.33是焊接材料中的全部Al量不足的例子，焊接金属中的化合物型V量变少，氢脆敏感性变高。

[0140] No.34是焊接金属的Ni含有量、及焊接材料中的金属A1量不足的例子，焊接金属中的化合物型V量变少，氢脆敏感性变高，并且抗拉强度变低。No.35是焊接材料中的金属Al量变得过度的例子，焊接金属中的含Ti氧化物粒子的个数密度变少，氢脆敏感性变高。

[0141] No.36是焊接金属的Mn含有量、及焊接材料中的金属Mg量不足的例子，焊接金属中的化合物型V量变少，氢脆敏感性变高，并且抗拉强度变低。No.37是焊接金属的Mo含有量、及焊接材料中的金属Zr量不足的例子，焊接金属中的化合物型V量变少，氢脆敏感性变高，并且抗拉强度变低。

[0142] No.38是焊接金属的C含有量及化合物型V量变少的例子，氢脆敏感性变高，并且抗拉强度变低。No.39是焊接金属的C含有量变得过度的例子，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0143] No.40是焊接金属的Si含有量变得过度的例子，[焊接材料的(Ti+Mn/Si)也变小]，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，氢脆敏感性变高。No.41是焊接金属的Mn含有量变得过度的例子，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0144] No.42是焊接金属的Ni含有量变得过度的例子，另外，焊接材料的(Ti+Mn/Si)也变小，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，并且抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。No.43是焊接金属的Mo含有量变得过度的例子[焊接材料的(Ti+Mn/Si)也变小]，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，并且抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0145] No.44是焊接金属的含Ti量不足的例子(焊接材料中的全部Ti量少)，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，氢脆敏感性变高。No.45是焊接金属的含Ti量变得过度的例子，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0146] No.46是焊接金属的Si含有量变得过度且V含有量不足的例子[焊接材料的(Ti+Mn/Si)也变小]，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，并且焊接金属中的化合物型V量变少，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。No.47是焊接金属的含V量变得过度的例子，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0147] No.48是焊接金属的Cr含有量变得过度的例子，另外，焊接材料的(Ti+Mn/Si)也变小，因此含Ti氧化物粒子的个数密度变低，氢脆敏感性变高。No.49是焊接金属的Nb含有量变得过度的例子，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0148] No.50是焊接金属的Cu含有量变得过度的例子[焊接材料的(Ti+Mn/Si)也变小]，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，氢脆敏感性变高。No.51是焊接金属的Al含有量变得过度的例子，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，氢脆敏感性变高。

[0149] No.52是焊接金属的Zr含有量变得过度的例子，含Ti氧化物粒子的个数密度变低，氢脆敏感性变高。No.53是焊接金属的B含有量变得过度的例子，抗拉强度过大地上升，氢脆敏感性变高。

[0150] 虽然参照特定的实施方式对本发明进行详细地说明，但能够在不脱离本发明的主旨与范围的前提下加以各种变更、修正，这对本领域技术人员是不言自明的。

[0151] 本申请基于在2011年4月8日申请的日本专利申请(日本特愿2011-086727)，其内容援引于此。

[0152] 产业上的可利用性

[0153] 本发明的焊接金属在焊接构造物中使用，能够降低相对于氢脆的敏感性。