具有优异的韧性及抗sr断裂性的焊接金属的制作方法

专利名称：：具有优异的韧性及抗sr断裂性的焊接金属的制作方法
技术领域：
：本发明涉及具有优异的韧性及抗SR断裂性的焊接金属。更具体而言，本发明涉及用于2.0至3.25%Cr-0.8%至1.2%Mo钢(下文中，可以被称作"Cr-Mo钢")的焊接金属。上述焊接金属适合于用作比如电厂或化工厂的焊接结构体用的材料。
背景技术：
：铁素体耐热性钢比如具有优异高温性质的Cr-Mo钢已经被广泛用作用于焊接结构体的材料。Cr-Mo钢通常包含用于提高其强度等的合金元素比如Ti和V。Cr-Mo钢以及含有合金元素的Cr-Mo钢在下文中被统称为"Cr-Mo钢"。为了消除残留在焊接金属内部的应力，通常将焊接结构体在焊接之后进行热处理(焊接后的热处理，PWHT)。然而，当Cr-Mo钢进行PWHT时，部分铁素体组织明显变粗，并且在焊珠(每一个焊珠，都是通过一次焊接操作(合格的)得到的焊接金属)之间的边界上出现带状组织(被称作"铁素体带"，并且在图中用參表示)，该带状组织导致机械性质比如韧性和拉伸强度降低。据推测，铁素体带是在焊接金属凝固过程中组分偏析或在PWHT过程中焊接金属内的碳转移而产生的。此外，如图1B所示，PWTH导致了被称作晶间裂纹(其被称作"再加热断裂"或SR(应力消除，应力消除退火)断裂，但在下文中，通常由"SR断裂"表示}的问题。人们为防止这些问题，已经提出了各种各样的建议。例如，在日本专利公开2004-58086(下文中被称作"专利文献l")或2004-91860(下文中被称作"专利文献2")中描述了这样的方法利用析出物的阻塞效应抑制铁素体的形成，所述析出物用于固定晶界，否则该晶界移动。在后一公开中，含有大约1.3。/。的Cr的Cr-Mo钢是主要工件材料。严格地说，这样的Cr-Mo钢在Cr量上是不同于作为本发明中的工件材料的Cr-Mo钢。专利文献1涉及用于气体保护电弧焊的粉芯焊丝的技术，其中为了在焊接金属的晶粒及晶界上都产生各种含有Nb、V和Ti的析出物，而使用二氧化钛类型的粉芯焊丝。另一方面，专利文献2涉及用于耐热性低的合金钢的焊接金属的技术，并且根据该文献，在PWHT之后，不是NaCl型的碳氮化物(MX化合物，其中M表示金属)而是主要由Cr和Mo构成的碳氮化物的析出能够同时满足抑制铁素体带的形成并改善韧性。然而，这些文献不包括对于防止SR断裂上的任何考虑。在日本专利3251424(下文中被称作"专利文献3")中，描述的是一种用于高硬度Cr-Mo钢的焊丝，该焊丝用于得到在PWHT之后具有优异韧性以及包含抗SR断裂性在内的各种抗断裂性的焊接金属。根据该文献，通过加入合适量作为析出硬化元素的V和Nb，将焊接金属的强度调节成等于基底金属的强度，同时控制Ni、A1和N的量，以防止焊接金属的强度过度增加以及韧性变差。而且，从抗SR断裂性考虑，控制P、Sn、Sb和As的量，同时为了改善韧性，要加入合适量的O及合适量的Ti和B。在日本专利3283763(下文中被称作"专利文献4")中，描述的是具有良好韧性及抗SR断裂性的用于高强度Cr-Mo钢的焊接金属，以及埋弧焊方法。通过使沉析在焊接金属中原始奥氏体晶界内的渗碳体被不同于渗碳体的其它碳化物(M7C3或M23C6，其中M表示金属)代替，SR断裂得到防止。因此，适当控制焊接金属的组成及SR条件。
发明内容如上所述，尽管人们为了防止因铁素体带的产生而另外发生的韧性变差和SR断裂的产生，己经提出了改善焊接材料比如焊丝及焊接金属的各种技术，但是还需要进一步的改善。而且，从焊接效率考虑，人们热切要求提供一种用于改善焊接金属的上述性质的技术，所述焊接金属是使用各种焊接方法中的气体保护电弧焊方法形成的。具体而言，从焊接作业性(activity)考虑，急切需要提供一种技术，以改善由气体保护电弧焊方法，使用含焊剂(矿粉)的焊芯所形成的焊接金属的上述性质。用于气体保护电弧焊的焊丝大约分成粉芯焊丝和实心(solid)焊丝。前者被优选的原因在于，它们相对于实心焊丝具有各种优点，比如不仅在平焊位置上，而且在横向焊位置及仰焊位置上，飞溅的产生较少并且焊接作业性更好。鉴于前述情况，本发明得以完成。本发明的一个目的是提供一种用于Cr-Mo钢的焊接金属，该焊接金属产生更少的铁素体带，因此韧性和拉伸强度得以提高，同时具有良好的抗SR断裂性。本发明的另一个目的是提供一种使用气体保护电弧焊方法形成的并且上述性质得到改善的焊接金属。本发明的再一个目的是提供一种由用于气体保护电弧焊的粉芯焊丝形成并且上述性质得到改善的焊接金属。本发明解决上述问题的要点在于，一种具有优异韧性及抗SR断裂性的焊接金属，该焊接金属包含0.02至0.06%(质量％，其同样适用于下文中)的C、0.1至1.0%的Si、0.3至1.5。/o的Mn、2.0至3.25%的Cr、0.8至1.2%的Mo、0.010至0.05%的Ti、0,0005%或更低(包含0%)的B、0.002至0.0120%的N、0.03至0.07%的O，并且其余量为Fe和不可避免的杂质，其中Ti含量[Ti]与N含量[N]的比率满足下列范围2.00<[Ti]/[N]<6.25。在一个优选方式中，焊接金属进一步包含0.01%或更低(不包含0%)的Nb禾口/或0.03%或更低(不包含0%)的V。在一个优选方式中，焊接金属的P含量被抑制到0.012%或更低(不包含0%)，而其S含量被抑制到0.012%或更低(不包含0%)。本发明包含含有上述焊接金属中的任意一种的焊接结构体。根据本发明，在沉析在原始奥氏体晶粒内的碳化物中，降低了MC碳化物比如TiC的量，同时增加了极小的含有Ti的M2C碳化物的量。因而，将原始奥氏体晶粒内的强度以及在原始奥氏体晶界中的强度控制为几乎相等，由此可以得到用于Cr-Mo钢的焊接金属，该焊接金属产生较少的铁素体带，具有得到改善的韧性和拉伸强度，并且具有优异的抗SR断裂性。将基于下列附图详细描述本发明的示例性实施方案，在附图中图1A示出了在焊接金属内因PWHT而出现的铁素体带；图IB示出了在焊接金属内因PWHT而出现的SR断裂；图2示出了实施例中所使用钢板的坡口形状；图3示出了研究铁素体带的存在或不存在的位置；以及图4A是横截面图，其示出采集用于评价抗SR断裂性的圆柱试验样的位置；图4B是横截面图，其示出了用于评价抗SR断裂性的圆柱试验样的形状；图4C是图4A或图4B的圆柱试验样的示意图；以及，图4D是横截面图，其示出采用圆柱试验样的抗环裂试验(ringcrackingtest)。具体实施方式为了防止因铁素体带的形成而另外导致的韧性等降低以及防止SR断裂的产生，本发明人进行研究，意到了在PWHT时沉析在基体(原始奥氏体)晶粒上的各种碳化物(金属M和碳C之间的碳化物)、极小的碳化物(MC碳化物和M2C碳化物)。结果，发现，通过降低主要由Nb和V构成的细小MC碳化物的量以及增加主要由Mo和Cr构成且进一步包含Ti的细小M2C碳化物的量，可得到具有所需性质的焊接金属。还发现，为了在焊接金属内沉析出这样的M2C碳化物，必需适当控制焊接金属中的Ti和N的含量、Ti含量与N含量的比率([Ti]/[N]，其可以表示为P值)以及B含量，并且发现当这些条件中的任一个超出预定范围时，都不能得到上述碳化物，因而不能得到所需的焊接金属，这样就完成了本发明。本发明中的M2C碳化物与用于Cr-Mo钢的常规焊接金属中的M2C碳化物之间的差异在于前者不仅包含Cr和Mo，而且还包含Ti。为了使这两种碳化物相互区别，在本发明中的M2C碳化物和常规M2C碳化物可以分别被称作"含Ti的M2C碳化物"和"不含Ti的M2C碳化物"。接着，将更具体地描述M2C碳化物。鉴于SR断裂的形成主要由于原始奥氏体晶粒的强度与原始奥氏体晶界的强度之间的差异导致的，因此本发明人特别注意了沉析在原始奥氏体晶粒内的碳化物并且进行了试验。在用于Cr-Mo钢的焊接金属内的原始奥氏体晶粒中，通常已经沉析有主要由Ti、Nb和V构成的细小MC碳化物，并且这些MC碳化物有助于在晶粒中的增强。因此，本发明人试图降低在原始奥氏体晶粒内的MC碳化物的量，从而抑制在原始奥氏体晶粒中的强度增加(这样导致与原始奥氏体晶界的强度之差的降低)。然而，已经表明，MC碳化物量的降低倾向于导致铁素体带的产生，因而导致韧性变差。本发明人基于上述试验结果，进行进一步的研究。结果发现，由于MC碳化物的量降低而导致的韧性变差可以通过增加含有Ti的细小M2C碳化物(含Ti的M2C碳化物)的量进行补偿，这样使得能够同时满足防止SR断裂以及防止形成铁素体带。基于上述发现，本发明人找到一种促使含Ti的M2C碳化物形成的方法。在本发明中，由于在焊接金属中的V和Nb的量如杂质一样痕量的，或者被降低到了最大限度，因此可认为MC碳化物基本上由TiC构成。结果表明，含Ti的M2C碳化物的形成与由TiC典型表示的MC碳化物的形成相竞争的，这意味着MIC碳化物的形成量的增加扰乱了含Ti的M2C碳化物的形成。还表明，含Ti的M2C碳化物的量极大地取决于在焊接金属中的Ti和N的含量以及Ti含量与N含量的比率(P值)，并且在所有这些因素没有得到合适控制的情况下，不能制备出所需的M2C碳化物。如在后面的实施例中描述那样，当这些因素超出规定的范围时，它们可能导致不可避免地形成不含Ti并且主要由Cr和Mo构成的M2C碳化物，或者不可避免地形成粗大的M2C碳化物。因此，这样得到的焊接金属不能有效地表现所需的性质。例如，当Ti含量如专利文献l或2所述那样大时，大部分这样形成的MC碳化物都由TiC构成，并且没有所需的含Ti的M2C碳化物。还表明，为了避免B对形成MC碳化物的影响，理想的是尽可能地降低在焊接金属中的B含量。如上述参考四个专利文献的描述那样，为了利用游离B的韧性改善作用，必定加入B。然而，过量的B与固溶体N结合形成BN。固溶体Ti的量随着固溶体N的量减少而增加，因而使有害MC碳化物的量增加。因此，在本发明中设定B含量的上限。作为基于上述观点而进行的很多基础试验的结果，调节Ti、N和B的含量，从而落入以下范围Ti:0.010至0.05%，N:0.002至0.0120%，而B.-0.0005%或更低，同时，调节P值，从而落入2.00至6.25的范围内。在上述专利文献2和4中，与本发明相类似，它们注意了在焊接金属中的碳化物，并且想要防止铁素体带的产生(专利文献2)以及防止SR断裂(专利文献4)。然而，如下面所述那样，它们与本发明在技术概念和构成上是不同的。如上所述，在专利文献l中的焊接金属主要是用于包含大约1.3。/。的Cr的Cr-Mo钢，严格地说，这样的Cr-Mo钢在Cr量的范围上与本发明Cr-Mo钢是不同的，但是以防万一，将它们进行比较。专利文献2的技术概念在于，通过使主要由Cr和Mo构成而不是由降低韧性的MX化合物比如TiC构成的化合物(相当于M2X化合物)沉析，以同时防止铁素体带的形成和韧性的改善。这与本发明是不同的，本发明在于使含Ti的细小M2X碳化物沉析。此外，在专利文献2中，与本发明类似，控制Ti、N和B含量之间的平衡，同时限制Nb和V的含量，以沉析出上述的化合物。调节Ti、N和B含量到如下的范围Ti:大于0.035至0.020%、N:0.006至0.030%和B:0.0005至0.020%，然而，这些范围比本发明的范围高。因此，上述发明在构成上不同于本发明。专利文献4关注了在原始奥氏体晶界上的粗大碳化物。根据其技术概念，粗大碳化物比如M7C4QM23C6的量与渗碳体的量成反比例呈地增加。然而，它没有包含本发明的技术概念，本发明关注的是在原始奥氏体晶粒内的细小碳化物，本发明促进细小含Ti的M2C碳化物的形成，而不是降低MC碳化物的量。在专利文献4中，尽可能降低焊接金属内使其韧性变差的Ti含量，而且在其实施例中，Ti含量被降低至0.0077。或更低。因此，在构成上，与本发明是不同的，本发明是以0.10M或更大的量加入Ti。当Ti的量如专利文献4中所描述那样小时，即便制备出任何M2C碳化物，它也随着直径的增大而变粗，这种情况导致铁素体带粗化，从而使韧性变差。此外，当焊接金属内的Ti含量小时，Ti没有被引入M2C碳化物内，并且不能得到有助于防止SR断裂以及防止铁素体带形成的有用碳化物。(本发明的焊接金属)下面具体描述赋予本发明焊接金属特征的组分。如上所述，在本发明中，调节Ti、N和B的含量被到Ti:O.OIO至0.05%，N:0.002至0.0120%，而B:0.0005%或更低，同时，调节[Ti]/[N〗表示的P值，以落在2.00至6.25的范围内。如下面的实施例中所述，上述范围之外的Ti和N含量、超出上述范围的B含量，以及上述范围之外的P值中的任一个都使得难于同时防止SR断裂和防止韧性变差。Ti:0.01至0.05%Ti是与碳和氮结合并且形成MC碳氮化物的元素。如上所述，在本发明中，通过适当控制Ti含量以降低MC碳化物比如TiC的量，同时通过增加含Ti的细小M2C碳化物的量，使SR断裂得到防止，同时使因产生铁素体带而导致的韧性变差得到防止。如在下面实施例中所描述那样，即使调节P值以落在预定范围内，小的Ti含量也可能导致产生SR断裂。另一方面，大的Ti含量可能导致SR断裂以及韧性变差，原因是伴随着P值和MC碳化物的量增大。尽管Ti的优选范围可以取决于与N含量等的平衡，但是，它约为0.020%或更大，但不大于0.045%。N:0.002至0.0120%N是与Ti、Nb和B结合并且形成氮化物的元素。在本发明中，MC碳化物的量被降低，并且通过适当控制N含量，而使所需含Ti的M2C碳化物的量增加。当N含量小时，即使控制P值以落在预定范围内，也产生SR断裂。另一方面，当N含量大时，形成粗大的M2C碳化物，这样可能导致SR断裂和韧性变差。尽管N含量的优选范围的确定可以取决于与Ti含量等的平衡，但是，它约为0.004%或更大，但不大于0.011°/。。2.00<「Ti酬(=P值)<6.25P值是一个参数，其是确定MC碳化物和M2C碳化物之间平衡的指标。当[Ti]与[N]的比率变小并且P值低于2.00时，即使Ti含量和N含量各自都满足本发明范围，也不形成所需的含Ti的M2C碳化物，并且也产生SR断裂。另一方面，当[Ti]与[N]的比率变大并且P值超过6.25时，即使Ti含量和N含量各自都满足本发明的范围时，也不形成所需的含Ti的M2C碳化物，并且不仅产生SR断裂，而且出现韧性变差。尽管P值的优选范围根据Ti含量和N含量之间的平衡确定，但是，它约为3.00或更大，但是不大于6.00。B:0,0005%或更低(包含0%)B是影响MC碳化物形成的元素。当B含量大时，MC碳化物的量增加，并且产生SR断裂，因而在本发明中将其设定为0.0005%或更低。具体地说，在焊接金属中过量的B与固溶体N结合形成BN。固溶体N的量降低导致固溶体Ti的量增加，从而导致MC碳化物的量增加。通过按如上所述设定B含量的上限，促进所需含Ti的M2C碳化物的形成并使SR断裂得到防止。B含量优选尽可能小，例如，优选为0.0003%或更低。本发明的焊接金属的特征在于，分别调节Ti、N和B含量以及P值以落在上述范围内。对其它组分的量没有特殊限制，只要它们都在Cr-Mo钢的限定范围内即可。下面描述具体范围。C:0.02至0.06%C是确保焊接金属强度的必要元素，并且它的加入量为0.02%或更大。过量的C增加比如马氏体的硬质组织，并且使韧性变差，因而C含量的上限被设定为0.06%。<:含量优选为0.03%或更大，但不大于0.05%。Si:0.1至1.0%Si是起着焊接金属的脱氧剂的作用的元素。小的Si含量导致强度降低。另一方面，加入过量的Si，导致强度显著增加，而且也增加了比如马氏体的硬质组织，因而所得到的焊接金属的韧性变差。基于上述考虑，在本发明中，将Si含量设定为0.1至1.0。/。。Si含量优选为0.2。/。或更大，但不大于0.8%。Mn:0.3至1.5%Mn是有利于确保焊接金属的强度和韧性的元素。因此，它的加入量为0.3%或更大。其过量加入会因Mn偏析而导致可淬性显著增加，或比如马氏体的硬质组织增加，从而导致韧性变差。因此，其上限被限定为1.5%。Mn含量优选为0.5%或更大，但不大于1.2%。Cr:2.0至3.25%Cr是耐热性Cr-Mo钢的必要元素之一，并且有助于确保强度。其过量加入不仅因可淬性增加而导致韧性变差，而且在原始奥氏体晶粒内形成大量的粗大M23C6碳化物，并且提高了SR断裂。鉴于上述考虑，将Cr含量设定为2.0至3.25%。Cr含量优选2.P/o或更大，但不大于3.0%。Mo:0.8至1.2%与Cr类似，Mo是耐热性Cr-Mo钢的必要组分之一，并且是有助于确保强度的元素。其过量加入不仅导致因可淬性增加而使韧性变差，而且导致SR断裂。鉴于上述考虑，Mo含量被设定在0.8至1.2%的范围内。Mo含量优选为0.9%或更大，但不大于1.1%。0:0.03至0.07%O是形成为在原始奥氏体晶粒中的转变组织(针状铁素体的形成核)的氧化物并且有助于因组织小型化而改善韧性的元素。然而，当o被过量加入时，大量的合金元素作为氧化物被消耗，因而出现强度降低。此外，出现韧性变差。鉴于上述考虑，0含量被设定在0.03至0.07%的范围内。O含量优选为0.04%或更大，但不大于0.06%。本发明的焊接金属包含上述组分，其含有作为余量的Fe以及不可避免的杂质。在本发明中，优选控制下面所述组分的量，以更有效地防止SR断裂或韧性变差。Nb:0.0ly。或更低(不包含0。/。)和/或V:0.03%或更低(不包含0%)Nb和V各自都是有助于改善强度的元素，并且例如，优选以0.01%或更大的量加入V，以改善强度。这些元素可以单独加入或组合加入。然而，过量加入这些元素会促进形成MC碳化物，从而产生SR断裂，并且降低韧性。为了避免这些，优选调节Nb和V的上限到Nb:0.01%以及V:0.03%。Nb含量优选为0.005%或更低，而V含量优选为0.02%或更低。P:0.012%或更低(不包含0%)优选将P含量调节到0.012%或更低，原因是它在原始奥氏体晶粒边界上作为杂质析出，并且导致韧性变差，或导致SR断裂。P含量越小越好。P含量更优选被调节到0.010。/。或更低，还更优选0.008%或更低。S.-0.012%或更低〖不包含0%)S含量优选被调节到0.012%或更低，原因是它在原始奥氏体晶粒上作为杂质析出，并且导致韧性变差，或导致SR断裂。S含量越小越好。S含量更优选被调节到0.010%或更低，还更优选0.008%或更低。至此描述了本发明的焊接金属。(焊接金属的制备方法)接着，将解释获得上述焊接金属的方法。通过适当控制焊接条件比如基材(钢材)的组成或坡口形状、焊接材料(焊丝)的组成、焊接电流、焊接电压、焊丝伸出长度(wireextension)及焊接方法，可以得到本发明的焊接金属。至于焊接方法，从焊接作业性及实际有用性考虑，优选通过气体保护电弧焊将粉芯焊丝焊接到基材(钢材)上。具体地，通过适当控制在粉芯焊丝中的Ti、N和B含量，可以得到本发明中的所需焊接金属。焊接金属的化学组成通常受焊接材料比如焊丝的影响，此外，通常受被基材稀释的影响，但是当使用气体保护电弧焊时，它们对化学组成的影响较小。下面，将对使用根据气体保护电弧焊(FCAW)的粉芯焊丝的优选焊接方法进行描述。然而，应当注意，本发明并不是限制于这样的描述。可以使用任意焊接方法，比如屏蔽金属电弧焊(SMAW)、惰性气体保护钨极电弧焊(TIG)、埋弧焊(SAW)和气体保护电弧焊(MAG、MIG)。在本发明中使用的粉芯焊丝的优选组成根据焊接条件而变化，但是具体地，优选控制Ti、N和B的含量如下。这样能够得到所需的焊接金属。Ti:0.010至0.10%(更优选地，0.03至0.08%)N:0.002至0.013%(更优选地，0.005至0.012%)[Ti]/[N]=(P值)大于3.00，但小于10.00(更优选4.00至8.00)B:0.0005%或更低(不包含0°/。)(更优选地，0.0004%或更低)除上述组分外，焊接金属还包含C:0.02至0.08%(更优选0.03至0.07%)、Si:0,10至1.5%(更优选0.3至1.3%)、Mn:0.3至1.5%(更优选0.5至1.25%)、Cr:2.0至3.60%(更优选2.1至3.50%)以及Mo:0.8至1.2%(更优选0.9至1.1%)，并且其余量为Fe及不可避免的杂质。为了更有效地防止SR断裂或防止韧性变差，更优选Nb含量被调节到0.01%或更低(更优选0.005%或更低)和/或V含量被调节到0.03%或更低(更优选地，0.02%或更低)。基于上述类似观点，优选P含量被调节到0.012。/。或更低(更优选0.010%或更低)，并且S含量被调节到0.012。/。或更低(更优选0.010%更'而且，调节强脱氧元素(Mg、Al等)的量优选，以落在约0.50至0.85%(更优选0.6至0.7%)的范围内，以适当地控制在焊接金属中的0含量。根据焊接材料(基材)需要具有的性能，在本发明中使用的粉芯焊丝可以包含其它组分比如Cu、Ni、Co或W，所包含的量在不损害本发明效果的范围内。对焊剂的组成并没有特殊的限制，只要其是通常采用的即可。优选它主要由例如金红石构成。对粉芯焊丝的焊剂填充比没有特殊的限制，并且可以考虑焊丝的生产率例如在成型或焊丝牵拉时的断开而确定。焊剂填充比优选在11.0至18.0%的范围内，但这是粗略的。对焊丝的横截面形状没有特殊限制，并且它可以是有缝或无缝的。当焊丝的横截面形状是无缝时，为了改善焊丝的进给性质，焊丝的表面可以进行Cu镀或Ni镀或其复合镀。对本发明所使用的钢材的优选组成没有特殊的限制，只要它在Cr-Mo钢的限定范围内即可。实例包含ASTMA387-Gr.22CI.2(2.25Cr-0.5Mo)。在本发明中，基材优选具有与焊接金属的组成基本上相似的组成。对用于气体保护电弧焊的方法没有特殊限制，可使用通常使用的方法。作为保护气，可以使用Ar气体和C02气体的混合气体；Ar气体和02气体的混合气体；这三种气体，即Ar气体、C02气体和02气体的混合气体，以及100。/。CO2气体。下文中，将通过实施例更具体地描述本发明。然而，应当明白本发明并不受这些实施例限制，它可以在不背离本发明的要点的范围内进行改进。任何这些改进都包含在本发明的技术范围内。在下面所述实施例的所有表示中，"％"和"份"都表示"质量％"和"质量份"，除非另有说明。实施例1(粉芯焊丝和基材)在本实施例中，制备表1所示的粉芯焊丝Wl至W37以及带有图2所示坡口(0=45°的V-型坡口)的Cr-Mo耐热性低合金钢板(焊接基材)1。粉芯焊丝Wl至W37中各个的焊丝直径都为1.2mm，并且粉芯焊丝中的焊剂填充比率大约为13至15%。图2所示的钢板1具有19mm的厚度，并且具有表2所示的组成(余量Fe和不可避免的杂质)。钢板在其V-坡口的下部具有支承板2，所述支承板2具有与焊接基材1的化学组成相类似的化学组成。在安置支承板的部分的缝隙宽度(根部间隙)L1被设定为13mm。(焊接条件:)但是图2所示的钢板的焊接是通过使用上述粉芯焊丝的气体保护电弧焊进行的。下面示出具体的焊接条件。焊接电流270A电弧电压30至32V焊接速度30cm/min焊接位置平焊位置焊接保护气的组成及流动速率CO2100%，25L/min预加热/路径内(interpath)温度17.5±15°C焊接之后，进行PWHT处理(在690°C处理1小时，然后进行炉内冷却)。图2示意性示出焊接之后的焊接金属3。(评价)(焊接金属的组成)PWHT之后，检验在焊接金属的中心部分的组成。(焊接金属内的MC碳化物和M2C碳化物的确定)通过使用萃取复型技术(x30000)，由TEM(透射电子显微镜)观察PWHT之后的焊接金属的最终路径的中心部分，并且观察MC碳化物和M2C碳化物。具体而言，这些在确定区域(4.67pmx3.67iiim)中的碳化物基于通过TEM观察所得到的电子衍射图案而进行辨别之后，进行EDX(能量色散X-射线分析)，以分析它们的组成，以确定是否存在MC碳化物和M2C碳化物。(拉伸性质评价)使用从焊接金属在焊线方向上的中心部分得到的拉伸试验样品(JISZ3111No.Al)，进行拉伸试验。从一个焊接金属中采集到三个拉伸试验样品，并且拉伸强度(TS)和屈服应力(YS)各自由这三个试验样的平均值确定。在本实施例中，YS为550MPa或更大的焊接金属被认为"具有优异的机械性质"。(韧性的评价)使用从各个焊接金属在垂直于焊接线的方向上的中心部分得到的夏氏冲击试验样(JISZ3111No.4)，进行夏氏冲击试验。从一个焊接金属上得到三个夏氏冲击试验样，并且夏氏冲击值(vE.i8)由它们的平均值确定。夏氏冲击值是在-18。C下测定的吸收能量。在本实施例中，VE.18为70J或更大的焊接金属被评价为"具有优异的韧性，，。(是否存在铁素体带)如图3所示，以在焊线方向上以相等间隔从PWHT之后的焊接金属部分得到大小为6x12mm的六个试验样。这些试验样各自都进行镜面抛光并且用2%的硝酸酒精溶液蚀刻之后，用光学显微镜(x50)观察是否存在铁素体带。在本实施例中，当六个试验样全部都没有铁素体带时，该焊接金属被评价为合格(O)，而当这六个试验样中的任何一个具有铁素体带时，该焊接金属被评价为不合格(X)。(抗SR断裂性的评价)通过从焊接状态的钢板(没有进行PWHT)得到的如图4所示的圆柱试验样并且进行环状断裂试验，以评价抗SR断裂性。如图4A所示，从焊接金属3的最终焊珠的上部得到如图4B所示的圆柱试验样10。圆柱试验样10的具体细节如图4C所示。圆柱试验样10具有U型凹口5以及延伸到圆柱体的空腔内部的狭缝6。U型凹口5位于焊接金属3的原质区的上部，而狭缝6位于焊接金属3的原质区的下部。U型凹口5是深度为0.5mm、宽为0.4mm并且凹口底部的曲率半径为0.2mm的U-型槽形状。狭缝6的宽度为0.5mm。然后，使用圆柱试验样IO进行环状断裂试验。环状断裂试验参照"Researchonstressreliefannealingcrack(secondreport)"(由Uchiki等著，Jowm3/o///eJ"op朋So"',,33(9),718(1964))进行。具体而言，如图4D所述，通过没有加入焊接材料并且同时在箭头方向上对试验样施加弯曲应力的TIG焊接，对圆柱试验样10的狭缝6进行焊接。然后，在与上述类似的PWHT处理下，向U型凹口部分5施加拉伸残余应力。PWHT之后，通过光学显微镜(x100)观察环的三个横截面。当这三个横截面中的任何一个在U型凹口5的底部都没有显示裂缝痕迹时，该试验样被认为O(合格)，原因是SR断裂得到了防止(抗SR断裂性优异)。相反，当这三个横截面中任何一个显示裂缝痕迹时，该试验样被认为X(不合格)，原因是发生SR断裂(耐SR断裂性差)。这些结果一起示出在表3和4中。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>表4<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表3中的焊接金属试验样编号1至18是本发明实施例，它们分别使用粉芯焊丝W1至W18，并且具有满足本发明要求的组成。它们具有优异的抗SR断裂性和机械性质。已经证实，这些试验样包含所需的含TiC的M2C碳化物。另一方面，表4中的焊接金属试验样编号19至37是比较例，它们分别使用粉芯焊丝W19至W37，并且具有使本发明的要求中的任一个没有得到满足的组成，因此具有下列不变之处。在表4中，在本发明范围之外的含量都划有下划线。焊接金属试验样编号19，由于使用了具有大的C含量的焊丝W19，因此是具有大的C含量的实例；焊接金属试验样编号21，由于使用了具有大的Si含量的焊丝W21，因此是具有大的Si含量的实例；而焊接金属试验样编号22，由于使用了具有大的Mn含量的焊丝W22，因此是具有大的Mn含量的实例。在这些试验样中的任何一个中，都观察到韧性变差。焊接金属试验样编号20，由于使用了具有小的Si含量的焊丝W20，因此是具有小的Si含量的实例；焊接金属试验样编号23，由于使用了具有小的Cr含量的焊丝W23,因此是具有小的Cr含量的实例；而焊接金属试验样编号25，由于使用了具有小的Mo含量的焊丝W25,因此是具有小的Mo含量的实例。在这些试验样中的任何一个中，都观察到YS被降低。焊接金属试验样编号24，由于使用了具有大的Cr含量的焊丝W24，因此是具有大的Cr含量的实例；而焊接金属试验样编号26，由于使用了具有大的Mo含量的焊丝W26，因此是具有大的Mo含量的实例。在这些试验样中的每一个中，都观察到了韧性被降低，并且观察到了SR断裂。焊接金属试验样编号27，由于使用了具有小的Ti含量和小的P值的焊丝W27，因此是具有小的Ti含量和小的P值的实例。在这个试验样中，观察到了SR断裂。此外，观察到了因产生铁素体带而导致的韧性变差。焊接金属试验样编号28，由于使用了具有大的Ti含量的焊丝W28，因此是具有大的Ti含量的实例。在这个试验样中，观察到了SR断裂。焊接金属试验样编号29，由于使用了具有大的B含量的焊丝W29，因此是具有大的B含量的实例。在这个试验样中，观察到了SR断裂。焊接金属试验样编号30，由于使用了具有大的N含量的焊丝W30，因此是具有大的N含量的实例。在这个试验样中，观察到了SR断裂。焊接金属试验样编号31，由于使用了具有低含量的强脱氧元素Mg的焊丝31，因此是具有大的O含量的实例。在这个试验样中，观察到YS和韧性都降低。焊接金属试验样编号32/编号33，由于使用了具有小/大的P值的焊丝W32/W33，因此是具有小/大的P值的实例。在各个试验样中，都观察到了SR断裂。焊接金属试验样编号34，由于使用了具有大的Nb含量的焊丝W34，因此是Nb含量超出本发明优选范围的实例。在这个试验样中，同时观察到了SR断裂的产生和韧性的降低。焊接金属试验样编号35，由于使用了具有大的V含量的焊丝35，因此是V含量超出本发明的优选范围的实例。在这个试验样中，同时观察到了SR断裂的产生和韧性的降低。焊接金属试验样编号36，由于使用了具有大的C含量、Ti含量、B含量和N含量以及大的P值的焊丝W36，因此是具有大的C含量、Ti含量、B含量和N含量以及大的P值的实例。在这个试验样中，观察到了SR断裂。焊接金属试验样编号37，由于使用了具有大的Mo、Ti、B和N含量以及大的P值的焊丝W37，因此是具有大的Mo、Ti、B和N含量以及大的P值的实例。在这个试验样中，观察到了SR断裂的产生，也观察到了韧性的降低。已经证实，在比较例中得到的这些焊接金属试验样中的任一个都不包含所需的含TiC的M2C碳化物。权利要求1.一种具有优异的韧性及抗SR断裂性的焊接金属，其包含C0.02至0.06％(质量％，其同样适用于下文中)；Si0.1至1.0％；Mn0.3至1.5％；Cr2.0至3.25％；Mo0.8至1.2％；Ti0.010至0.05％；B0.0005％或更低(包括0％)；N0.002至0.0120％；O0.03至0.07％；并且其余量为Fe和不可避免的杂质，其中Ti含量[Ti]与N含量[N]的比率满足下列范围2.00＜[Ti]/[N]＜6.25。2.根据权利要求1的焊接金属，其还包含Nb:0.01%或更低(不包含0%)和/或V:0.03%或更低(不包含0%)。3.根据权利要求l的焊接金属，其中所述的焊接金属具有被抑制到0.012%或更低(不包含0%)的P含量，并且具有被抑制到0.012%或更低(不包含0。/。)的S含量。4.一种焊接结构体，其包含如权利要求l所述的焊接金属。5.根据权利要求2的焊接金属，其中所述的焊接金属具有被抑制到0.012%或更低(不包含0%)的P含量，并且具有被抑制到0.012%或更低(不包含0。/。)的S含量。6.—种焊接结构体，其包含如权利要求2所述的焊接金属。7.—种焊接结构体，其包含如权利要求3所述的焊接金属。8.—种焊接结构体，其包含如权利要求5所述的焊接金属。全文摘要本发明提供一种用于Cr-Mo钢的焊接金属，其被抑制了铁素体带的形成，因此具有提高的韧性和拉伸强度，同时具有良好的抗SR断裂性。根据本发明的焊接金属包含C0.02至0.06％(质量％，其同样适用于下文中)、Si0.1至1.0％、Mn0.3至1.5％、Cr2.0至3.25％、Mo0.8至1.2％、Ti0.010至0.05％、B0.0005％或更低(包括0％)、N0.002至0.0120％、O0.03至0.07％，并且其余量为Fe和不可避免的杂质，其中Ti含量[Ti]与N含量[N]的比率满足下列范围2.00＜[Ti]/[N]＜6.25。文档编号B23K35/30GK101274396SQ20071008897公开日2008年10月1日申请日期2007年3月26日优先权日2006年4月26日发明者冈崎喜臣,细井宏一申请人:株式会社神户制钢所