耐回火脆化特性優(yōu)異的焊接金屬的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明的焊接金屬，具有規(guī)定的化學(xué)成分組成，由下述(1)式規(guī)定的A值為0.12以上，并且焊接金屬所含的以當量圓直徑計超過0.5μm的碳化物的個數(shù)，單位晶界長度中為0.25個/μm以下。A值＝([V]/51+[Nb]/93)/([Cr]/52+[Mo]/96)…(1)其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分別表示焊接金屬中的V、Nb、Cr和Mo的含量(質(zhì)量％)。
【專利說明】耐回火脆化特性優(yōu)異的焊接金屬
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及Cr - Mo鋼這樣的高強度鋼材的焊接所使用的焊接金屬，涉及改善了耐回火脆化特性的焊接金屬，和具備這樣的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
【背景技術(shù)】
[0002]鍋爐和化學(xué)反應(yīng)容器中使用的高強度Cr - Mo鋼和其焊接金屬部，因為在高溫高壓環(huán)境下使用，所以需要強度和韌性等的特性，并且需要高水平兼?zhèn)淠蜔嵝?高溫強度)、耐SR裂紋性[去應(yīng)力退火(SR退火)時不會發(fā)生晶界裂紋]和耐回火脆化特性(高溫環(huán)境下的使用中脆化少)。特別是近年來，隨著裝置大型化而來的厚壁化，從施工效率的觀點出發(fā)，焊接時的線能量正在增大，一般焊接線能量的增大會使焊接金屬部的組織粗大化，從而使韌性(耐回火脆化特性)劣化，因此所要求的韌性、耐回火脆化特性要達到更高的水準。
[0003]作為著眼于焊接高強度Cr - Mo鋼時所形成的焊接金屬的韌性、耐回火脆化特性的技術(shù)，至今為止也提出有各種各樣。
[0004]例如，在專利文獻I中公開，通過詳細地規(guī)定鋼板組成、焊接材料組成和焊接條件，能夠得到兼?zhèn)渲T特性的焊接金屬。在該技術(shù)中，一部分的實施例中，表示去應(yīng)力退火(SR退火=Stress Relief退火)后的韌性的vTr5.5(SR退火后的吸收能量為5.5kgf -m的溫度)雖然良好，達一 50°C,但表示回火脆化處理(步冷:step-cooling)后的韌性的vTr’ 5.5(步冷后的吸收能量為5.5kgf.m的溫度)最佳也不過一 41°C，說不上為充分的水平。
[0005]另外在專利文獻2中提出，在涂藥焊條中，一邊考慮焊條芯和藥皮的成品率，一邊關(guān)聯(lián)限制C、Mn和Ni的含量，從而改善韌性、強度和耐熱性。然而,對于耐回火脆化特性未予考慮。
[0006]通過考慮實芯焊絲和粘結(jié)焊劑的成分，以及焊接條件(線能量)，能夠?qū)崿F(xiàn)韌性、強度、耐回火脆化特性和耐SR裂紋性優(yōu)異的焊接金屬的技術(shù)被提出(例如，專利文獻3、4)。在這些技術(shù)中，一部分的實施例中，表示SR退火后的韌性的VTr55 (SR退火后的吸收能量為55J的溫度)，表示回火脆化處理(步冷)后的韌性的vTr’ 55(步冷后的吸收能量為55J的溫度)均低于一 50°C，雖然能夠取得這樣良好的韌性，但表示回火時的脆化的程度的Δ vTr55 ( = vTr’ 55 一 vTr55)均在8°C以上,很難說能夠充分抑制回火脆化。
[0007]在專利文獻5中提出有一種技術(shù)，其通過管理焊接金屬成分，特別是雜質(zhì)元素量，以改善韌性、強度和耐SR裂紋性。但是，對于耐回火脆化特性未予考慮。
[0008]在專利文獻6中提出，在自動保護金屬極電弧焊中，通過控制焊條的焊條芯和藥皮成分，從而改善韌性、強度。但是，未考慮耐回火脆化特性。另外，所設(shè)想的焊接線能量小，施工上的制約大。
[0009]另一方面，還提出在自動保護金屬極電弧焊中，通過控制焊條的焊條芯和藥皮成分，以改善韌性、強度(例如，專利文獻7、8)。在這些技術(shù)中，雖然韌性、耐回火脆化特性均處于高水平，但推薦的焊接條件為，在規(guī)定由自動保護金屬極電弧焊形成的焊接金屬的專利文獻7中，焊接電流:140?190A左右(焊條芯徑φ4.0mm )，在規(guī)定由埋弧焊形成的焊接金屬的專利文獻8中，線能量:2.0?3.6kJ/mm左右，說不上可充分應(yīng)對焊接線能量的增大傾向。
[0010]先行技術(shù)文獻
[0011]專利文獻
[0012]專利文獻1:日本國特開平2 - 182378號公報
[0013]專利文獻2:日本國特開平2 - 220797號公報
[0014]專利文獻3:日本國特開平6 - 328292號公報
[0015]專利文獻4:日本國特開平8 - 150478號公報
[0016]專利文獻5:日本國特開2000 — 301378號公報
[0017]專利文獻6:日本國特開2002 - 263883號公報
[0018]專利文獻7:日本國特開2008 — 229718號公報
[0019]專利文獻8:日本國特開2009 — 106949號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0020]本發(fā)明鑒于上述事情而形成，其目的在于，提供一種即使在線能量比較大的焊接條件下，仍發(fā)揮出優(yōu)異的耐回火脆化特性，并且韌性、耐SR裂紋性、強度等的特性也優(yōu)異的焊接金屬，和具備這樣的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
[0021]能夠解決上述課題的所謂本發(fā)明的焊接金屬，具有以下幾點要旨，分別含有C:
0.05 ?0.15% ( “質(zhì)量的意思。下同)、S1:0.I ?0.50%、Mn:0.60 ?1.30%、Cr:
1.80 ?3.0%,Mo:0.80 ?1.20%,V:0.25 ?0.50%,Nb:0.010 ?0.050%,N:0.025% 以下(不含0% )、0:0.020?0.060%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，由下述(I)式規(guī)定的A值為0.12以上，且焊接金屬所含的以當量圓直徑計超過0.5 μ m的碳化物的個數(shù)，單位晶界長度中為0.25個/ μ m以下。
[0022]A 值=([V] /51+ [Nb] /93) / ([Cr] /52+ [Mo] /96) — (I)
[0023]其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分別表示焊接金屬中的V、Nb、Cr和Mo的含量(質(zhì)
量％ )。
[0024]在該焊接金屬中,優(yōu)選以當量圓直徑計超過2 μ m的氧化物為100個/mm2以下。
[0025]還有，上述所謂“當量圓直徑”，就是著眼于在顯微鏡(例如，透射型電子顯微鏡)的觀察面上確認到的碳化物粒子或氧化物的大小，假設(shè)與之面積相等的圓的直徑。
[0026]在本發(fā)明的焊接金屬中，也優(yōu)選作為其他的元素，還含有如下等:(a) Cu: 1.0 %以下(不含0% )和/或N1:1.0%以下(不含0% ) ；(b)B:0.0050%以下(不含0% ) ； (c)W:0.50% 以下(不含 0% ) ；(d)Al:0.0:30% 以下(不含 0% ) ；(e)T1:0.020% 以下(不含0% )，根據(jù)所含有的元素的種類，焊接金屬的特性得到進一步改善。
[0027]本發(fā)明也包括具備上述這樣的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
[0028]根據(jù)本發(fā)明，因為規(guī)定了化學(xué)成分組成，并且規(guī)定了焊接金屬中的存在于晶界的規(guī)定大小的碳化物的個數(shù)，所以能夠?qū)崿F(xiàn)發(fā)揮出優(yōu)異的耐回火脆化特性，并且韌性、耐SR裂紋性、強度等的特性優(yōu)異的焊接金屬。另外，在本發(fā)明的優(yōu)選的方式中，通過抑制粗大的氧化物，能夠更進一步提高本發(fā)明的焊接金屬(即SR退火處理后的焊接金屬)的韌性及加之進行了回火脆化處理后的韌性?！緦＠綀D】

【附圖說明】
[0029]圖1中表示步冷處理條件的圖形。
[0030]圖2A是用于說明晶界碳化物的個數(shù)的計算方法的第一概念圖。
[0031]圖2B是用于說明晶界碳化物的個數(shù)計算方法說明的第二概念圖。
[0032]圖2C是用于說明晶界碳化物的個數(shù)計算方法的第三概念圖。
[0033]圖2D是用于說明晶界碳化物的個數(shù)計算方法的第四概念圖。
[0034]圖3是表示拉伸試驗片的提取位置的概略說明圖。
[0035]圖4是表示擺錘沖擊試驗片的提取位置的概略說明圖。
[0036]圖5A是表示耐SR裂紋性試驗片的提取位置的概略說明圖。
[0037]圖5B是表示耐SR裂紋性試驗片的形狀的概略說明圖。
[0038]圖5C是表示耐SR裂紋性試驗片的提取方法的概略說明圖。
【具體實施方式】
[0039]本
【發(fā)明者】們，為了實現(xiàn)在線能量比較大的焊接條件，仍發(fā)揮出優(yōu)異的耐回火脆化特性，并且韌性、耐SR裂紋性、強度等的特性也優(yōu)異的焊接金屬，從各種角度進行研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過控制焊接金屬的化學(xué)成分組成，并且規(guī)定在焊接時和SR處理時形成，存在于焊接金屬的晶界上的規(guī)定大小的碳化物(該碳化物有稱為“晶界碳化物”的情況)的個數(shù)，能夠兼?zhèn)渖鲜鲋T特性，從而完成了本發(fā)明。
[0040]S卩，在本發(fā)明中，發(fā)現(xiàn)通過恰當?shù)乜刂坪附咏饘俚幕瘜W(xué)成分組成，并且使下述(I)式所規(guī)定的A值為0.12以上，此外焊接金屬所含的以當量圓直徑計超過0.5 μ m的碳化物的個數(shù)，每單位晶界長度中為0.25個/μ m以下，則能夠兼?zhèn)湟皂g性、耐回火脆化特性為首的諸特性。
[0041]A 值=([V] /51+ [Nb] /93) / ([Cr] /52+ [Mo] /96) — (I)
[0042]其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分別表示焊接金屬中的V、Nb、Cr和Mo的含量(質(zhì)
量％ )。
[0043]焊接金屬的耐回火脆化特性，是在SR退火后，實施稱為步冷的熱處理，與實施了通常的SR退火的焊接金屬進行比較，根據(jù)韌性發(fā)生了什么程度的劣化而進行評價。本
【發(fā)明者】們還發(fā)現(xiàn)，在該步冷中，晶界碳化物粗大化帶來韌性劣化，通過減少以當量圓直徑計超過0.5 μ m的碳化物，并且控制上述(I)式所規(guī)定的A值，能夠?qū)崿F(xiàn)抑制晶界碳化物的粗大化，步冷后的韌性劣化小，即耐回火脆化特性優(yōu)異的焊接金屬。
[0044]由上述(I)式規(guī)定的A值，是用于控制步冷中的晶界碳化物的粗大化舉動的參數(shù)。作為晶界碳化物，可列舉主要含有Cr、Mo的M23C6碳化物和M6C碳化物(M:碳化物形成元素)，和主要含有Nb、V的MC碳化物，但一般M23C6碳化物和M6C碳化物容易形成得粗大，MC微細。為了抑制存在于晶界的碳化物的粗大化，減少Cr、Mo，使Nb、V增加即可。從這樣的觀點出發(fā)，A值需要為0.12以上。若A值比0.12小，則粗大的晶界碳化物的析出量增加而耐回火脆化特性劣化。該A值優(yōu)選為0.13以上，更優(yōu)選為0.14以上，進一步優(yōu)選為0.15以上。還有，若A值變得過大，則SR退火時生成的MC碳化物粒子明顯微細且大量，帶給耐SR裂紋性以不良影響，因此優(yōu)選為0.20以下。[0045]在本發(fā)明的焊接金屬中，需要使以當量圓直徑計超過0.5μπι的碳化物的個數(shù)，在單位晶界長度中為0.25個/μ m以下。在步冷中，原本存在的晶界碳化物之中尺寸比較大的進一步生長，粗大化進行。因此，為了抑制步冷時的脆化(韌性降低)，需要減少原本存在的大尺寸的晶界碳化物。從這一觀點出發(fā)，需要將以當量圓直徑計超過0.5μπι的碳化物的個數(shù)減少至們晶界長度中0.25個/μ m以下，若碳化物存在超過此上限，則不能確保良好的韌性。還有，以當量圓直徑計超過0.5 μ m的碳化物，優(yōu)選為0.23個/ μ m以下，更優(yōu)選為0.21個/μL?以下。
[0046] 另外，在本發(fā)明的焊接金屬中，以當量圓直徑計超過2μπι的氧化物優(yōu)選為100個/mm2以下。當量圓直徑超過2μπι的粗大的氧化物，作為脆性斷裂的起點起作用，使韌性劣化。以當量圓直徑計超過2 μ m的氧化物為100個/mm2以下，能夠使SR退火后的焊接金屬的韌性良好，其結(jié)果是也能夠使步冷后的韌性良好。以當量圓直徑計超過2 μ m的氧化物更優(yōu)選為60個/mm2以下，進一步優(yōu)選為40個/mm2以下。
[0047]在本發(fā)明的焊接金屬中，適當?shù)乜刂破浠瘜W(xué)成分組成也是重要的要件，而其范圍設(shè)定理由如下。
[0048][C:0.05 ~0.15% ]
[0049]C在確保焊接金屬的強度上是必要的元素。若C含量比0.05%少，則得不到規(guī)定的強度。但是，若C含量變得過剩，則招致碳化物的粗大化，成為韌性降低的原因，因此為0.15%以下。C含量的優(yōu)選下限為0.07%以上，更優(yōu)選為0.09%以上，優(yōu)選的上限為0.13%以下，更優(yōu)選為0.12%以下。
[0050][S1:0.I ~0.50% ]
[0051]Si在使焊接時的操作性良好上是有效的元素。若Si含量低于0.1%，則焊接操作性劣化。但是，若Si含量變得過剩，則強度過度上升，或帶來馬氏體等的硬質(zhì)組織增加，招致韌性降低，因此為0.50%以下。還有，Si含量的優(yōu)選的下限為0.15%以上，更優(yōu)選為0.17%以上，優(yōu)選的上限為0.40%以下，更優(yōu)選為0.32%以下。
[0052][Mn:0.60 ~1.30% ]
[0053]Mn在確保焊接金屬的強度上是有效的元素，若其含量低于0.60%，則除了室溫下的強度降低以外，還會給耐SR裂紋性造成不利影響。但是，若Mn含量變得過剩，則使回火脆化特性劣化，因此需要在1.30%以下。還有，Mn含量的優(yōu)選的下限為0.8%以上，更優(yōu)選為0.9%以上，優(yōu)選的上限為1.2%以下，更優(yōu)選為1.15%以下。
[0054][Cr:1.80 ~3.0% ]
[0055]若Cr含量比1.80%低，則在舊Y晶界會析出膜狀的粗大滲碳體，耐SR裂紋性劣化。但是，若Cr含量變得過剩，則招致碳化物粗大化，成為韌性降低的原因，因此需要在3.0%以下。還有，Cr含量的優(yōu)選的下限為1.9%以上，更優(yōu)選為2.0%以上，優(yōu)選的上限為2.8%以下，更優(yōu)選為2.6%以下。
[0056][Mo:0.80 ~1.20% ]
[0057]Mo在確保焊接金屬的強度上是有用的元素。若Mo含量比0.80%少，則得不到規(guī)定的強度。但是，若Mo含量變得過剩，則由于強度過大的上升而使韌性降低，并且?guī)鞸R退火后的固溶Mo的增加，在步冷時析出微細Mo2C碳化物，耐回火脆化特性劣化，因此需要在1.20%以下。還有，Mo含量的優(yōu)選的下限為0.9%以上，更優(yōu)選為0.95%以上，優(yōu)選的上限為1.15%以下，更優(yōu)選為1.1%以下。
[0058][V:0.25 ?0.50% ]
[0059]V形成碳化物(MC碳化物:M為碳化物形成元素)，在確保焊接金屬的強度上是有用的元素。若V含量低于0.25%，則得不到規(guī)定的強度。但是，若V含量變得過剩，則招致強度的過大的上升而使韌性降低，因此需要在0.50%以下。還有，V含量的優(yōu)選的下限為
0.27%以上，更優(yōu)選為0.30%以上，優(yōu)選的上限為0.45%以下，更優(yōu)選為0.40%以下。
[0060][Nb:0.010 ?0.050% ]
[0061]Nb形成碳化物(MC碳化物)，在確保焊接金屬的強度上是有用的元素。若Nb含量低于0.010%，則得不到規(guī)定的強度。但是，若Nb含量變得過剩，則招致強度的過大的上升而使韌性降低，因此需要在0.050%以下。還有，Nb含量的優(yōu)選的下限為0.012%以上，更優(yōu)選為0.015%以上，優(yōu)選的上限為0.040%以下，更優(yōu)選為0.035%以下。
[0062][N:0.025 % 以下(不含 O % )]
[0063]N在確保焊接金屬的蠕變強度上是有用的元素，但若N含量變得過剩，則招致強度的過大的上升而使韌性降低，因此需要在0.025%以下。還有，在使上述效果發(fā)揮的基礎(chǔ)上，優(yōu)選的下限為0.004%以上(更優(yōu)選為0.005%以上)，優(yōu)選的上限為0.020%以下(更優(yōu)選為0.018%以下)。
[0064][O:0.020 ?0.060% ]
[0065]O形成氧化物，有助于組織微細化，對于使韌性提高是有用的元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要使之含有0.020%以上。但是，若O含量變得過剩而超過0.060%,則粗大的氧化物增加，成為脆性斷裂的起點，韌性反而降低。還有，O含量的優(yōu)選的下限為0.025%以上(更優(yōu)選為0.028%以上)，優(yōu)選的上限為0.050%以下(更優(yōu)選為0.045%以下)。
[0066]本發(fā)明中規(guī)定的含有元素如上所述，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)，作為該不可避免的雜質(zhì)，能夠允許因原料、物資、制造設(shè)備等的狀況而帶入的元素(例如，p、s等)的混入。
[0067]在本發(fā)明的焊接金屬中，作為其他的元素，優(yōu)選還含有如下等:(a)Cu:1.0%以下(不含 0% )和 / 或 N1:1.0% 以下(不含 0% ) ；(b)B:0.0050% 以下(不含 0% ) ；(c)ff:
0.50% 以下(不含 0% ) ；(d)Al:0.030% 以下(不含 0% ) ；(e)T1:0.020% 以下(不含0%)，根據(jù)所含有的元素的種類，焊接金屬的特性得到進一步改善。含有這些元素時的范圍設(shè)定理由如下述。
[0068][Cu:1.0% 以下(不含 0% )和 / 或 N1:1.0% 以下(不含 0% )]
[0069]Cu和Ni在基于組織微細化的韌性提高上是有效的元素。但是，若這些元素的含量變得過剩，則強度過大而韌性降低，因此Cu或Ni的含量，優(yōu)選分別為1.0%以下。更優(yōu)選分別為0.8%以下，進一步優(yōu)選為0.5%以下。還有，用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選的下限均為
0.05%以上(更優(yōu)選為0.1%以上)。
[0070][B:0.0050 % 以下(不含 O % )]
[0071]B抑制鐵素體從晶界生成，在使焊接金屬的強度提高上是有效的元素。但是，若B含量變得過剩，則使耐SR裂紋性降低，因此優(yōu)選為0.0050%以下。更優(yōu)選為0.0040%以下(進一步優(yōu)選為0.0025%以下)。還有，用于使上述效果發(fā)揮的優(yōu)選的下限為0.0005%以上(更優(yōu)選為0.0010%以上)。
[0072][W:0.50% 以下(不含 0% )][0073]W在使焊接金屬的強度提高上是有效的元素。但是，若W含量變得過剩，則使晶界析出的碳化物粗大化，對韌性造成不利影響，因此優(yōu)選為0.50%以下。更優(yōu)選為0.3%以下(進一步優(yōu)選為為0.2%以下)。還有，用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選的下限為0.08%以上(更優(yōu)選為0.1%以上)。
[0074][Al:0.030% 以下(不含 0% )]
[0075]Al是作為脫氧劑有效的元素。但是，若Al含量變得過剩，則招致氧化物粗大化，對韌性造成不利影響，因此優(yōu)選為0.030%以下。更優(yōu)選為0.020%以下(進一步優(yōu)選為
0.015%以下)。還有，用于發(fā)揮上述效果的優(yōu)選的下限為0.001%以上(更優(yōu)選為0.0012%以上)。
[0076][T1:0.02O % 以下(不含 O % )]
[0077]Ti在使焊接金屬的強度提高上是有效的元素。但是，若Ti含量變得過剩，則帶來由于MC碳化物的析出強化被促進導(dǎo)致的晶內(nèi)強化的顯著上升，使耐SR裂紋性降低，因此優(yōu)選為0.020%以下。更優(yōu)選為0.015%以下(進一步優(yōu)選為0.012%以下)。還有，用于使上述效果發(fā)揮的優(yōu)選的下限為0.005%以上(更優(yōu)選為0.008%以上)。
[0078]用于得到本發(fā)明的焊接金屬的焊接方法，如果是電弧焊方法則沒有特別限定，但優(yōu)選應(yīng)用對化學(xué)反應(yīng)容器等實際進行焊接施工時多用的自動保護金屬極電弧焊(SMAW)。
[0079]但是，為了實現(xiàn)本發(fā)明的焊接金屬，需要適當控制焊接材料和焊接條件。焊接材料成分，當然會由于所需要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)，焊接條件和焊接材料成分也必須受到恰當?shù)目刂啤?br> [0080]例如，SMAW的優(yōu)選的焊接條件是，焊接線能量在3.0kJ/mm以下，并且焊接時的預(yù)熱一層間溫度為250°C以下。在這些焊接條件下，為了得到規(guī)定的焊接金屬，在制造焊條時，使焊條芯的Mo含量為1.20%以下(優(yōu)選為1.1%以下，更優(yōu)選為1.0%以下)，使焊條芯的Cr含量為2.30%以下(優(yōu)選為2.28%以下，更優(yōu)選為2.26%以下)，并且使涂藥的Si/Si02比為1.0以上(優(yōu)選為1.1以上，更優(yōu)選為1.2以上)，使涂藥的Mo含量為1.2%以下(優(yōu)選為1.1%以下，更優(yōu)選為1.0%以下)即可。
[0081]焊條芯的Mo含量和Cr含量，和涂藥的Mo含量若超出上述優(yōu)選的范圍，則在焊接時的冷卻過程中，構(gòu)成M23C6碳化物和M6C碳化物的核的晶界碳化物生成，大尺寸的晶界碳化物個數(shù)將高于規(guī)定的值。特別是M6C碳化物容易粗大化，因此作為M6C碳化物的主構(gòu)成元素的Mo需要嚴格管理。另外，若涂藥的Si/Si02比低于1.0，則抑制滲碳體生成的焊接金屬中的固溶Si將減少。其結(jié)果是，在焊接時的冷卻過程中，滲碳體在晶界生成，與上述同樣，大尺寸的晶界碳化物個數(shù)將高于規(guī)定的值。
[0082]另外，為了使焊接金屬中的粗大的(當量圓直徑超過2 μ m)氧化物為100個/mm2以下，優(yōu)選使涂藥中的MgO含量為2.0%以上。涂藥中的MgO，具有抑制在焊接金屬中生成粗大氧化物的效果。關(guān)于其理由雖尚不清楚，但認為是由于，通過使焊接金屬中的脫氧元素和游離元素的平衡發(fā)生變化，能夠促進微細氧化物的生成。為了發(fā)揮這樣的效果，涂藥中的MgO量優(yōu)選為2.0%以上，更優(yōu)選為2.1%以上，進一步優(yōu)選為2.2%以上。涂藥中的MgO量的上限沒有特別限定，但例如為5.0%左右。
[0083]若SMAW的線能量高于3.0kJ/mm,或預(yù)熱一層間溫度高于250°C，則焊接金屬組織粗大，構(gòu)成碳化物的成核點的晶界減少，其結(jié)果是致使大尺寸的晶界碳化物增加。但是，若SMAW的線能量過小，或預(yù)熱一層間溫度過低，則焊接金屬的強度過大，難以確保SR退火后的韌性，因此優(yōu)選線能量控制在2.3kJ/mm以上，預(yù)熱一層間溫度控制在190°C以上。
[0084]通過遵循上述這樣的條件而形成焊接金屬，能夠得到發(fā)揮出優(yōu)異的耐回火脆化特性，并且韌性、耐SR裂紋性、強度等的特性優(yōu)異的焊接金屬，能夠?qū)崿F(xiàn)具備這樣的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
[0085]實施例
[0086]以下，通過實施例更詳細地說明本發(fā)明，但下述實施例沒有限定本發(fā)明的性質(zhì)，在能夠符合前、后述的宗旨的范圍內(nèi)也可以適當加以變更實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)的范圍內(nèi)。
[0087]使用具有下述的成分的母材，以后述的各焊接條件制作焊接金屬，實施熱處理后，評價各種特性。
[0088][母材組成(質(zhì)量％)]
[0089]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% (余量:鐵和不可避免的雜質(zhì))
[0090][焊接條件]
[0091]焊接方法:自動保護金屬極電弧焊(SMAW)
[0092]母材板厚:20_
[0093]坡口角度:20° (V字型)
[0094]根部間隔:19mm
[0095]焊接姿勢:下向
[0096]焊條芯直徑:5.0mmcp (涂藥的組成顯示在下述表I?3中)
[0097]線能量條件
[0098]一 ) 2.3kJ/mm(215A — 27V, 2.5mm/ 秒)
[0099]二 ) 2.7kJ/mm(215A — 27V, 2.2mm/ 秒)
[0100]三)3.0kJ/mm (220A — 27V, 2.0mm/ 秒)
[0101]四)3.2kJ/mm (225A — 28V, 2.0mm/ 秒)
[0102]預(yù)熱一層間溫度:190?260°C
[0103]層疊方法:一層兩道(計8層)
[0104](使用焊條芯組成)
[0105]組成a(質(zhì)量％ )C:0.07%, S1:0.13%, Mn:0.50%, Cu:0.03%, N1:0.02%, Cr:2.26%,Mo:1.03% (余量:鐵和不可避免的雜質(zhì))
[0106]組成b (質(zhì)量％ )C:0.08%, Si:0.13%, Mn:0.48%、Cu:0.03%、N1:0.02%、Cr:
2.29%,Mo:1.15% (余量:鐵和不可避免的雜質(zhì))
[0107]組成c (質(zhì)量％ )C:0.05%, Si:0.20%, Mn:0.45%, Cu:0.04%, N1:0.02%, Cr:
1.39%,Mo:0.55% (余量:鐵和不可避免的雜質(zhì))
[0108]組成d(質(zhì)量％ )C:0.09%, Si:0.15%, Mn:0.49%、Cu:0.04%、N1:0.03%、Cr:
2.31%,Mo:1.10% (余量:鐵和不可避免的雜質(zhì))
[0109]組成e (質(zhì)量％ )C:0.08%, S1:0.18%, Mn:0.50%, Cu:0.03%, N1:0.03%, Cr:2.28%,Mo:1.22% (余量:鐵和不可避免的雜質(zhì))
[0110][熱處理]
[0111](SR退火處理)
[0112]對于所得到的焊接金屬，作為SR退火處理而以705°C實施8小時的熱處理。SR退火處理，若加熱供試材，供試材的溫度超過300°C，則使升溫速度為每小時55°C (55°C /小時)以下而調(diào)整加熱條件，加熱供試材直到其溫度到達705°C。然后，以705°C保持8小時后，至供試材的溫度變成300°C以下，使冷卻速度為55°C /小時以下而冷卻供試材。還有，在該SR退火處理中，在供試材的溫度為300°C以下的溫度域，升溫速度和冷卻速度沒有規(guī)定。
[0113](步冷)
[0114]對于SR退火處理后的供試材，實施作為脆化促進處理的步冷。圖1是在縱軸取溫度，在橫軸取時間，以表示步冷處理條件的圖形。如圖1所示，步冷若加熱供試材，供試材的溫度超過300°c，則使溫度上升為每小時50°C (50°C/小時)以下而調(diào)整加熱條件，加熱供試材直至使其溫度到達593°C，以此溫度保持I小時。其后，以同樣的要領(lǐng)，以538°C保持15小時，以524 V保持24小時，以496 V保持60小時，但在這些冷卻階段，以每小時5.6 °C的溫度冷卻試驗片的方式進行調(diào)整。此外，對于以496°C保持的試驗片，以每小時2.8°C (2.8°C /小時)進行冷卻而成為468°C，以此溫度保持100小時。然后，至供試材的溫度為300°C以下，以溫度下降為每小時28°C (28°C/小時)以下的方式冷卻供試材。還有，在該步冷處理中，與SR退火處理同樣 ，在供試材的溫度為300°C以下的溫度域，升溫速度和冷卻速度沒有規(guī)定。
[0115][評價特性]
[0116](當量圓直徑超過0.5 μ m的晶界碳化物的個數(shù))
[0117]從上述實施了 705°C X8時間的SR退火處理的焊接金屬的最后焊道中央部，提取復(fù)膜(> 力:r印lica)TEM觀察用試驗片，以7500倍拍攝4張具有13.3Χ15.7μπι的視野的圖像。利用圖像分析軟件(“Image — Pro Plus^Media Cybernetics社制)，在選擇當量圓直徑:超過0.50 μ m的碳化物之后，計算存在于晶界的碳化物的個數(shù)。這時，以下述的方法進行碳化物形態(tài)的分析。
[0118](I)選定長度為6 μ m，與當量圓直徑計超過0.4μπι的碳化物的至少3個交叉的直線Ai(i = 1、2、3…n、n:直線的總條數(shù))(圖2A，圖2B)。
[0119](2)選定與上述直線Ai交叉的當量圓直徑超過0.4μπι的碳化物(圖2C)。
[0120](3)以直線Bi (i = 1、2、3…m、m:直線的總條數(shù))連接在直線Ai上鄰接的碳化物的外接四角形的中心(圖2D)，使各碳化物之中，當量圓直徑超過0.5 μ m的碳化物的個數(shù)除以直線BI~Bm的合計長度(ym)，該值定義為“焊接金屬中的存在于晶界的碳化物之中，當量圓直徑超過0.5μπι的碳化物在單位晶界中(晶界長度每ym)的個數(shù)”。
[0121](當量圓直徑超過2μπι的氧化物的個數(shù))
[0122]對于上述實施了 705°C X8小時的SR退火處理的焊接金屬的最后焊道中央部進行鏡面研磨，以倍率1000倍拍攝4張0.037 μ m2的圖像。利用圖像分析軟件(“Image —Pro Plus^Media Cybernetics社制)，分析拍攝的圖像中的氧化物的尺寸、個數(shù)密度,選擇當量圓直徑超過2 μ m的氧化物之后，分別針對4張計算出其每Imm2的個數(shù)，計算算術(shù)平均值。還有，鏡面研磨所觀察到的夾雜物全部判斷為氧化物。
[0123](強度)
[0124]從距實施了 705°C X 32小時的SR退火處理的焊接金屬的板厚表面深度IOmm的位置，基于圖3沿焊接線方向提取拉伸試驗片(JIS Z3111A2號)，在室溫(25°C )下，按照JIS Z2241的要領(lǐng)，測量抗拉強度TS。
[0125]將抗拉強度TS > 600MPa評價為強度優(yōu)異。
[0126](韌性)
[0127]從實施了 705°C X8小時的SR退火處理的焊接金屬的板厚中央部，基于圖4與焊接線方向垂直地提取擺錘沖擊試驗片(Jis Z31114號V切口試驗片)，按照JISZ2242的要領(lǐng)，實施擺錘沖擊試驗，測量3次的吸收能量的平均值為54J的溫度vTr54。VTr54為一50°C以下時評價為韌性優(yōu)異。另外對于在705°C X 8小時的SR退火處理后實施了步冷的焊接金屬，以同樣的要領(lǐng)，測量吸收能量的平均值為54J的溫度vTr’ 54。vTr’ 54為一 50°C以下時評價為韌性優(yōu)異。
[0128](耐回火脆化特性)
[0129]上述測量的VTr54 與 vTr，54 的差 Δ vTr54 為 5 °C 以下時[Δ vTr54 = vTr，54 —VTr54 ^ 5°C ],評價為耐回火脆化特性韌性優(yōu)異。還有，Δ VTr54為“OV ”的，是幾乎沒有發(fā)生回火脆化的優(yōu)異的焊接金屬。
[0130](耐SR裂紋性)
[0131 ] 從焊接金屬的最后焊道(原質(zhì)部)，基于下述提取狹縫尺寸=0.5mm的環(huán)狀裂紋試驗片。實施625°C XlO小時的SR退火處理，試驗片6個(觀察面3 X試驗數(shù)2)，在切口底部鄰域都沒有發(fā)生裂紋的情況，評價為耐SR裂紋性優(yōu)異(評價〇)，發(fā)生了裂紋的情況評價為耐SR裂紋性差(評價X)。
[0132]這時，作為耐SR裂紋性的評價方法，以下展示環(huán)狀裂紋試驗的概要。圖5A中表示試驗片的提取位置，圖5B中表示試驗片的形狀。使U形切口正下方組織為原質(zhì)部，從此最后焊道表面正下方提取，狹縫尺寸(寬度)為0.5mm。擠壓狹縫寬度至0.05mm，對于狹縫部進行TIG焊接，在切口底部負荷拉伸殘留應(yīng)力。以馬弗爐對于TIG焊接后的試驗片實施625°C XlO小時的SR退火處理，在SR退火處理后，如圖5C所示，三等分提取試驗片(觀察面I~3)，用光學(xué)顯微鏡觀察其截面(切口底部附近)，觀察SR裂紋發(fā)生狀況。
[0133]形成焊接金屬時使用的各種涂藥的化學(xué)成分組成，顯示在下述表1~3中(涂藥N0.Bl~42、BA~BG)。另外所形成的焊接金屬的化學(xué)成分組成，與焊接條件(涂藥N0.線能量條件、焊條芯種類、預(yù)熱一層間溫度)和A值一起顯示在下述表4~6中(試驗N0.1~44、A~G)。此外，各 焊接金屬的評價特性結(jié)果[晶界碳化物個數(shù)、抗拉強度TS、韌性(vTr54、vTr’54)、耐回火脆化特性(Δ vTr54)、耐SR裂紋性]與A值一起顯示在下述表7~9中(試驗N0.1~44、A~G),表9中還一并記述當量圓直徑超過2 μ m的氧化物個數(shù)。還有,表9中的試驗N0.1、3~8，與表4和7中的試驗N0.1、3~8相同。
[0134][表 I]
【權(quán)利要求】
1. 一種耐回火脆化特性優(yōu)異的焊接金屬，其特征在于，分別含有 C:0.05~0.15% ( “質(zhì)量的意思，下同)、
Si:0.1 ~0.50%,
Mn:0.60 ~1.30%,
Cr:1.80 ~3.0%、
Mo:0.80 ~1.20%,
V:0.25 ~0.50%,
Nb:0.010 ~0.050%, N:0.025% 以下(不含 0% )、 O:0.020~0.060%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 由下述(I)式規(guī)定的A值為0.12以上，并且焊接金屬中所含的以當量圓直徑計超過0.5 μ m的碳化物的個數(shù)，以單位晶界長度計為0.25個/ μ m以下，
A 值=([V]/51+[Nb]/93)/([Cr]/52+[Mo]/96)— (I) 其中，[V]、[Nb]、[Cr]和[Mo]分別表示焊接金屬中的V、Nb、Cr和Mo的含量(質(zhì)量％)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接金屬，其中，以當量圓直徑計超過2μπι的氧化物為100個/mm2以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的焊接金屬，其中，還含有下述元素中的至少一種作為其他的元素: Cu:1.0%以下(不含0% )； N1:1.0%以下(不含0% )； B:0.0050% 以下(不含 0% )； W:0.50%以下(不含0% )； Al:0.030% 以下(不含 0% )； T1:0.020% 以下(不含 0% )。
4.一種具備權(quán)利要求1~3中任一項所述的焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)體。
【文檔編號】C22C38/54GK103945976SQ201280057244
【公開日】2014年7月23日 申請日期:2012年11月21日 優(yōu)先權(quán)日:2011年11月21日
【發(fā)明者】名古秀德, 山下賢, 大津穰, 谷口元一, 坂田干宏 申請人:株式會社神戶制鋼所