专利名称：高强度Cr-Mo钢的焊接金属的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种用保护电弧焊条形成的高强度Cr-Mo钢的焊接金属。
背景技术：
在发电设备、化学设备等高温高压环境下使用的Cr-Mo系低合金耐热钢容器因装置的大型化，从而使所使用的钢材厚壁化，因而使用添加了V、Nb等高强度Cr-Mo钢。然后，将由该高强度Cr-Mo钢构成的钢材进行成形，焊接各部后制造成大型的容器。
在这种高强度Cr-Mo钢的焊接时，通常应用焊接效率良好的埋弧焊接，特别是在喷嘴及配管等的焊接时，就必须应用保护电弧焊。而且，就构成该高强度Cr-Mo钢的焊接部的焊接金属而言，各种提案提出的技术正在探求改善耐热性(高温强度)、抗SR裂纹性(在用于消除应力的退火时不发生晶间裂纹)、韧性及耐回火脆化特性。例如，专利文献1提出的技术涉及一种TIG焊丝，通过将可用(Si+Mn)/C(P+Sn+Sb+As)表示的参数限制在一定值，来改善回火脆化特性。另外，专利文献2公开的技术涉及一种保护电弧焊焊接金属及保护电弧焊焊接材料，其通过将由电解萃取的萃取的残渣的组成做成Fe35质量％以下、V10质量以上，控制在旧奥氏体晶间析出渗碳体，以此来改善抗SR裂纹性。另外，专利文献3公开的是一种埋弧焊接方法，其通过降低焊接金属中的含氧量来改善回火脆化特性。
专利文献1特开第2742201号公报 专利文献2特开第3283773号公报 专利文献3特开平1-271096号公报 但是，由于TIG焊接的施工效率低，因此，在装置厚壁化的近几年，所希望的是可用保护电弧焊、气体保护弧焊、埋弧焊等更高的效率施工的焊接方法，而就TIG之外的焊接方法而言，由于焊接金属中的含氧量与TIG焊接比较而不可避免地变高，因此，有必要对专利文献1所述的组成成分进行探讨。另外，就专利文献2所述的保护电弧焊焊接金属而言，虽然可确保所有的特性均衡，但在回火脆化特性上仍有改善的余地。而就专利文献3所述的埋弧焊接方法而言，耐回火脆化特性的水平还不充分。
发明内容
因此，本发明的课题在于一种高强度Cr-Mo钢的焊接金属，其耐热性(高温强度)、抗SR裂纹性、韧性及耐回火脆化特性优良，特别是可适应近年来的在发电设备、化学设备等高温高压环境下使用的与Cr-Mo系低合金耐热钢制容器的焊接金属相对的韧性及回火脆化特性的改善要求。
于是，本发明者们通过实施脆化促进处理(分级冷却)，对高强度Cr-Mo钢的保护电弧焊中的回火脆化特性进行了研究。其结果是，即使降低焊接金属中的杂质水平，也是脆化的情况居多，分析其原因发现，控制焊接金属的耐回火脆化特性的是碳化物形态。具体而言，就是在脆化促进处理(分级冷却)时，随着促进以Nb为主成分的MC碳化物的成长，通过控制以Cr为主成分的碳化物而在大幅的改善上成功。另外还表明，这些碳化物形态控制也可改善其它的特性(抗SR裂纹性、韧性)。
另外还发现，要在焊接金属实现这些碳化物形态，只要适当控制保护电弧焊条的成分(C、Cr、Mo、Nb、V)及焊接施工条件即可，直至完成本发明。
另外，为了改善脆化特性，研究了碳化物之外的控制因素，结果发现，通过将直径1μm以上的比较粗大的氧化物夹杂物的个数密度控制在不足2000个，就可稳定地得到所期望的脆化特性。而且，通过在焊接金属中的含氧量上控制脱氧元素的组成，就可控制粗大的氧化物夹杂物的个数密度。
即，本发明第一方面提供一种高强度Cr-Mo钢的焊接金属，其由保护电弧焊形成，其特征在于，含有C0.04～0.10质量％、Si0.15～0.5质量％、Mn0.5～1.0质量％、Cr2.00～3.25质量％、Mo0.9～1.2质量％、Nb0.01～0.03质量％、V0.2～0.7质量％、B0.003质量％以下但不包括0质量％、以及O0.02～0.05质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，全部从焊接金属原质部中电解萃取的残渣中的Cr析出量低于0.3质量％，且Nb析出量为0.005质量％以上。
该高强度Cr-Mo钢焊接金属中，作为必需成分，通过将C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb、V、B及O的含量控制在特定的范围内，再将电解萃取的Cr析出量及Nb析出量限制在特定的范围，由此在脆化促进处理(分级冷却)时促使以Nb为主成分MC碳化物的成长，同时，控制以Cr为主成分的碳化物，并控制支配焊接金属的回火脆化特性的碳化物形态，可改善韧性及耐回火脆化特性。
本发明第二方面在第一方面的基础上，提供高强度Cr-Mo钢焊接金属，其通过将上述不可避免的杂质中的Cu及Ni的含量分别限制在不足0.05质量％，而限制对耐回火脆化特性有害的Cu及Ni的含量，从而实现耐回火脆化特性的改善。
本发明第三方面在第一或第二方面的基础上，提供高强度Cr-Mo钢焊接金属，其通过将上述不可避免的杂质中的P及S的含量分别限制在不足0.012质量％，使杂质偏析于晶粒边界、限制促进回火脆化的P及S的含量，从而实现耐回火脆化特性的改善。
本发明第四方面提供的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，使用下述式(1)计算出的参数CP为5～50， CP＝(C)×(Nb)/[(Cr)/52+(Mo)/96+(Nb)/93+(V)/51]×1000 式(1) 式(1)中，(C)、(Nb)、(Cr)、(Mo)、(Nb)及(V)表示焊接金属中的C、Nb、Cr、Mo、Nb及V的含量比率(质量％)。
该高强度Cr-Mo钢焊接金属中，通过将参数CP限制于5～60的范围，可在脆化促进处理(分级冷却)时促进以Nb为主成分的MC碳化物的成长，同时，控制以Cr为主成分的碳化物，从而实现耐回火特性的改善。
本发明第五方面提供的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，直径1μm以上的氧化物系夹杂物在单位观察面积1mm2中低于2000个。
该高强度Cr-Mo钢焊接金属中，由于直径1μm以上的氧化物系夹杂物在单位观察面积1mm2中低于2000个，因而通过降低断裂起点改善耐回火脆化特性，可稳定地得到所期望的脆化特性。
在此，所谓的稳定性是指在分级冷却后的摆锤冲击试验中即使是γE-50的最小值(min)也可确保55J以上。
本发明第六方面的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，焊接金属中的Si的含量比率[Si]、Mn的含量比率[Mn]及O的含量比率[O]具有用下式(2)表示的关系， 12000[Si]+170[Mn]+150000[O]＜9800式(2)。
该高强度Cr-Mo钢焊接金属中，由于焊接金属中的Si的含量比率[Si]、Mn的含量比率[Mn]及O的含量比率[O]具有用式(2)表示的关系，因而，在焊接金属的含氧量的基础上控制脱氧元素的组成，恰当地控制焊接金属中的Si、Mo及O的含量比率的平衡，控制粗大的氧化物类夹杂物的个数密度，可稳定地得到所期望的脆化特性。
本发明的高强度Cr-Mo钢焊接金属中，可促进以Nb为主成分的MC碳化物的成长，同时，控制以Cr为主成分的碳化物并控制决定焊接金属的回火脆化特性的碳化物的形态，可改善韧性及耐回火脆化特性，进而可适应近年来的在发电设备、化学设备等高温高压环境下使用的对Cr-Mo类低合金耐热钢制容器的焊接金属的韧性及回火脆化特性的改善要求。
图1是表示在本发明实施例及比较例进行的焊接试验中的焊接母材及焊接部位的示意剖面图； 图2是表示在本发明实施例及比较例进行的SR处理的图； 图3是说明来自本发明实施例及比较例中的焊接金属的试验片的采样方法的图； 图4是表示在本发明实施例及比较例进行的分级冷却处理条件的图表； 图5是表示本发明实施例及比较例的焊接金属中的氧化物夹杂物的个数和vE-50的关系的图。
符号说明 1a、1b焊接母材 2焊接衬板 3坡口部 4焊接金属 5试验片
具体实施例方式 下面，详细说明本发明的高强度Cr-Mo钢的焊接金属(下面简称为“本发明的焊接金属”)。
本发明的焊接金属是在由高强度Cr、Mo钢构成的被焊接材的被焊接部位构成通过保护电弧焊而形成的焊接部的金属，作为必需成分含有特定量的C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb、V、B及O，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。下面来说明构成本发明的焊接金属的各成分的含量的数值范围及其数值范围的限定理由。
焊接金属中的C含量 C是一种对焊接金属的淬火性有很大的影响、且为确保在室温及高温下的强度及韧性而具有重要作用的元素，由于过度的添加将增加以Cr为主成分的碳化物含量，因而使脆化特性恶化。于是，焊接金属中的C含量为0.04～0.10质量％。若C含量不足0.04质量％，将使强度及韧性降低，而优选0.05质量％以上。另外，若超过0.10质量％，将使脆化特性恶化，而优选0.08质量％以下。
焊接金属中的Si含量 Si是一种在通过脱氧作用净化、出产焊接金属的情况下，使铁素体固溶强化，并具有改善焊缝的一致性的作用的元素。因此，焊接金属中的Si含量为0.15～0.5质量％。若焊接金属中的Si含量超过0.5质量％将使强度变高招致韧性的恶化，还降低了耐回火脆化特性，因而优选0.4质量％以下。另外，若Si含量不足0.15质量％将因焊缝的一致性欠佳而降低焊接的可操作性，因而优选0.2质量％以上。
焊接金属中的Mn含量 Mn是具有改善焊接金属的韧性的作用的元素，特别是具有改善含有V的焊接金属的韧性的效果、还是一种为了确保分级冷却前的焊接金属的韧性的重要的元素。因此，焊接金属中的Mn含量为0.5～1.0质量％。若焊接金属中的Mn含量超过1.0质量％将降低回火脆化特性，因而优选0.9质量％以下。另外，若Mn含量不足0.5质量％将使韧性不足，因而优选0.6质量％以上。
焊接金属中的Cr含量 Cr是耐热性优良的高强度Cr-Mo钢的主成分，是一种确保焊接金属的强度的重要元素。因此，焊接金属中的Cr含量为2.00～3.25质量％。若焊接金属中的Cr含量超过3.25质量％，将增大淬火性并降低韧性，同时，在晶粒边界增加粗精碳化物而使回火脆化特性恶化，因而优选3.0质量％以下。另外，若Cr含量不足2.00质量％则不能得不到所期望的强度，因而优选2.1质量％以上。
焊接金属中的Mo含量 Mo和Cr一起是耐热性优异的高强度Cr-Mo钢的主成分，是用于确保焊接金属的机械强度的重要的元素。因此，焊接金属中的Mo含量为0.9～1.2质量％。焊接金属中的Mo含量超过1.2质量％时，淬火性增大而韧性降低。优选为1.1质量％以下。另外，Mo含量低于0.9质量％时，不能得到希望的强度。优选为1.0质量％以上。
焊接金属中的Nb含量 虽然Nb的含量微量，但Nb是一种具有改善室温及高温下的强度及蠕变强度的作用的元素。因此，焊接金属中的Nb含量为0.01～0.03质量％。若焊接金属中的Nb含量超过0.03质量％将使强度过高而降低韧性，因而优选0.025质量％以下。另外，若Nb含量不足0.01质量％将得不到改善室温及高温下的强度及蠕变强度的效果，因而优选0.015质量％以上。
焊接金属中的V含量 V是一种具有下述作用的元素，即，使微细的MC碳化物优先析出在焊接金属的SR处理后的晶粒内，以改善焊接金属的韧性及回火脆化特性。另外V还具有提高焊接金属的室温及高温下的强度及蠕变强度的效果。因此，焊接金属中的V含量为0.2～0.7质量％。若焊接金属中的V含量超过0.7质量％，将使强度变得过高而降低韧性及耐回火脆化特性，因而优选0.6质量％以下。另外，若V含量不足0.2质量％则不能得不到韧性及回火脆化特性的改善效果，因而优选0.3质量％以上。
焊接金属中的B含量 B是对确保焊接金属的韧性很有效的元素，还是一种通过适量的含有具有降低以Cr为主成分的碳化物含量的作用的元素。因此，将焊接金属中的B含量设为0.003质量％以下，不包括0质量％。若焊接金属中的B含量超过0.003质量％，则由于使固溶于焊接金属中的N固定，其结果是将增加微细的MC碳化物，因而优选0.002质量％以下(不包括0质量％)。
焊接金属中的O含量 O是使焊接金属的组织微细化并对确保韧性很有效的元素。另外，焊接金属中的O还是一种对于由旧奥氏体晶径的微细化而引起的抗SR裂纹性的改善有效的元素。因此，焊接金属中的O含量为0.02～0.05质量％。若焊接金属中的O含量超过0.05质量％，则由于将增加氧化物类夹杂物而降低韧性，因而优选0.04质量％以下。另外，若O含量不足0.02质量％则不能得到韧性的改善效果，因而优选0.03质量％以上。
本发明的焊接金属以上述的C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb、V、B及O为主成分，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成。在包含于该不可避免的杂质的成分之中，虽然Cu及Ni是对于确保焊接金属的韧性有效的元素，但另一面也是具有促进回火脆化的成分。因此，就本发明的焊接金属而言，优选将不可避免的杂质中的Cu及Ni的含量限制于分别不足0.05质量％，更优选不足0.03质量％。
另外，在包含于不可避免的杂质的成分中，P及S是作为杂质偏析于旧γ晶粒边界而促使回火脆化的成分。因此，就本发明的焊接金属而言，优选将不可避免的杂质中的P及S的含量限制于分别不足0.012质量％，更优选不足0.010质量％。
再者，在本发明的焊接金属中，优选为了适当地掌握控制回火脆化特性的碳化物的形态，而促使以Nb为主成分的MC碳化物的成长，同时，为了抑制以Cr为主成分的碳化物而将可用下述式计算得参数CP控制在5～50的范围。在细晶碳化物(MC)的成长及粗晶碳化物(M23C6)的控制上，只要在5以上即可。若小于5则使粗晶M23C6增加，若超过50则因有可能反而增加微细MC而使回火脆化特性恶化。另外，优选参数CP的下限值为10，更优选12，优选参数CP的上限值为40，更优选30。
CP＝(C)×(Nb)/[(Cr)/52+(Mo)/96+(Nb)/93+(V)/51]×1000式(1) 在式(1)中，(C)、(Nb)、(Cr)、(Mo)、(Nb)及(V)表示焊接金属中的C、Nb、Cr、Mo、Nb及V的含量比率(质量％)。
在本发明的焊接金属中，将只是从焊接金属原质部电解萃取的残渣中的Cr析出量控制在不足0.3质量％，且将Nb的析出量控制在0.005质量％。通过将电解萃取残渣中的Cr析出量控制在不足0.3质量％来降低以Cr为主成分的粗晶碳化物(M23C6及/或M7C3)，可得到良好的耐回火脆化特性。另外，通过将电解萃取残渣中的Nb析出量控制在0.0056质量以下，可促使以Nb为主成分的细晶碳化物(MC)成长，得到良好的回火脆化特性。
上述的电解萃取可按下述方式进行，即，以10体积％乙酰丙酮-1体积％氯化四甲铵-甲醇溶液为电解溶液，在相对于饱和甘汞电极0mV的电解条件下，用室温通1000C的电量使从焊接金属萃取的约2g试样溶解，使用过滤孔径0.1μm的过滤器过滤电解后的电解液。而且，可对过滤得残渣进行ICP发光分析来测量Cr析出量及Nb析出量。
另外，在本发明的焊接金属中，直径1μm以上的氧化物类夹杂物被控制在每可视面积1mm2不足2000个。所谓可视面积是指在沿任意方向切断焊接金属时观察到的截面。通过使每可视面积1mm2直径1μm以上的氧化物类夹杂物不足2000个，因降低了断裂起点因而可得到良好的耐回火脆化特性，还可稳定地得到所期望的脆化特性。在此，所谓的稳定性是指，在分级冷却后的夏比冲击试验中，即使是vE-50的最小值(min)也可确保55J以上。
再者，本发明的焊接金属中，优选焊接金属中的Si的含量比率[Si]、Mn的含量比率[Mn]及O的含量比率[O]具有可用下述式(2)表示的关系， 12000[Si]÷170[Mn]+150000[O]＜9800式(2) 在该高强度Cr-Mo钢的焊接金属中，对于其机理还不完全明确，但可进行如下推论。
即，可认为是，就焊接金属而言，支配氧化物类夹杂物的个数密度的是含氧量和氧化物类夹杂物的粒度。在此，由于氧需要一定量，所以为了降低个数密度，只要使粒度较大即可。另外，氧化物夹杂物的粒度取决于氧化物类夹杂物的熔点或者界面能量。因此，就本发明而言，构成氧化物类夹杂物的元素(即脱氧元素)为Si、Mn，通过利用这两元素和O的均衡来控制所形成的氧化物种类，可控制氧化物夹杂物的粒度，即使是同程度的含氧量也可控制个数密度。
下面，来说明用于形成班发明的焊接金属的保护电弧焊方法。
该保护电弧焊方法，是一种为了形成作为必需成分含有特定的量的C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb、V、B及O，其余部分由Fe及不可避免的杂质构成的焊接金属，而上述的C、Si、Mn、Cr、Mo、Nb、V、B及O各成分和其余部分为Fe及不可避免的杂质，还有包括电弧稳定剂及焊渣生成剂等在内的涂覆剂，通过粘合剂涂覆于焊条芯构成的保护电弧焊条，进而使用这种保护电弧焊条进行保护电弧焊的方法。此时，焊接电流的理想范围是140～190A。
下面，来说明保护电弧焊条的各成分含量的限制理由及覆盖率。而如下所示的成分，可含于焊条的焊条芯及涂料的某一方也可含于双方，含于双方时规定是其合计量。
保护电弧焊条中的C含量 C是对于确保焊接金属的室温及高温强度、以及韧性的重要元素，为了使焊接金属中的C含量成为0.04～0.10质量％，就必须考虑成品率并调整焊接金属整体的C含量。因此，优选使保护电弧焊条中的C含量成为0.04～0.12质量％，更优选C含量为0.05～0.11质量％。
保护电弧焊条中的Si含量 Si是具有改善焊缝的一致性的作用的元素，为了使焊接金属中的Si含量成为0.15～0.5质量％，就必须考虑成品率并调保护电弧焊条整体的Si含量。因此，优选保护电弧焊条中的Si含量为1.0～1.8质量％，更优选1.4～1.7质量％。
保护电弧焊条中的Mn含量 Mn是特别是具有提高添加有V的焊接金属的韧性的效果的成分，为了使焊接金属中的Mn含量成为0.5～1.0质量％，就必须考虑成品率并调整保护电弧焊条整体的Mn含量。因此，优选保护电弧焊条中的Mn含量为0.8～1.8质量％，更优选1.0～1.5质量％。
保护电弧焊条中的Cr含量 Cr是耐热性优良的高强度Cr-Mo钢的主成分，是一种确保焊接金属的机械强度的重要元素。为了使焊接金属中的Cr含量成为2.00～3.25质量％，就必须考虑成品率并调整保护电弧焊条整体的Cr含量。因此，优选保护电弧焊条中的Cr含量为2.0～3.3质量％，更优选2.2～3.0质量％。
保护电弧焊条中的Mo含量 Mo和Cr一起是耐热性优良的高强度Cr-Mo钢的主成分，是一种确保焊接金属的机械强度的重要元素，为了使焊接金属中的Mo含量成为0.9～1.2质量％，就必须考虑成品率并调整保护电弧焊条整体的Mo含量。因此，优选保护电弧焊条中的Mo含量为0.9～1.2质量％，更优选1.0～1.1质量％。
保护电弧焊条中的Nb含量 虽然Nb的含量微量，但Nb却是一种具有改善室温及高温下的强度及蠕变强度的作用元素，为了使焊接金属中的Nb含量成为0.01～0.03质量％，就必须考虑成品率并调整保护电弧焊条整体的Nb含量。因此，优选保护电弧焊条中的Nb含量为0.04～0.08质量％，更优选0.05～0.07质量％。
保护电弧焊条中的V含量 V是具有下述作用的元素，即，使细晶MC碳化物优先析出在焊接金属的SR处理后的晶粒内，以改善焊接金属的韧性及回火脆化特性。为了使焊接金属中的V含量达到0.2～0.7质量％，就必须考虑成品率并调整保护电弧焊条整体的V含量。因此，优选保护电弧焊条中的V含量为0.3～1.0质量％，更优选0.4～0.8质量％。
保护电弧焊条中的B含量 B是对确保焊接金属的韧性有效的元素，还是一种通过适量的含有具有降低以Cr为主成分的碳化物含量的作用的元素，为了使焊接金属中的B含量达到0.003质量％以下，就必须考虑成品率并调整保护电弧焊条整体的B含量。因此，优选保护电弧焊条中的B含量为0.0002～0.005质量％，更优选0.0002～0.004质量％。
保护电弧焊条中的Cu及Ni含量 Cu及Ni是对确保焊接金属的韧性有效的元素，还是具有促进回火脆化的另一功能的成分，优选将焊接金属中的Cu含量及Ni含量分别控制在不足0.05质量％。因此，优选保护电弧焊条整体的Cu含量及Ni含量都不足为0.05质量％，更优选控制在不足0.03质量％。
保护电弧焊条中的P含量 P及S是作为杂质偏析于旧γ晶粒边界、促进回火脆化的成分，优选将焊接金属中的P含量及S含量控制在均不足0.012质量％。因此，优选保护电弧焊条中的P含量及S含量均不足0.012质量％，更优选控制在不足0.010质量％。
另外，作为电弧稳定剂及焊渣生成剂，可根据需要添加普通的石灰等金属碳酸盐、萤石等金属氟化物、氧化铝及金红石等氧化物、Mg、铁粉、碱性成分等。
再者，作为粘合剂可使用含有硅酸钠或者硅酸钾的水玻璃。
涂覆于焊条芯的涂覆剂的覆盖率为每根焊条总质量的25～40质量％，其中优选28～35质量％。若每根焊条总质量的涂覆剂的覆盖率不足25质量％，则由于不能充分地形成保护筒，因而不能使电弧集中、使焊接飞溅多发致使作业性极差。另外，还不能充分形成焊渣致使焊缝形状恶化。另一方面，若覆盖率超过40质量％，则使焊渣的产生量极多，将使坡口内的焊条移动造成困难。另外，由于发生焊渣卷渣降低焊渣的剥离性，因而造成焊接作业性极差。
(实施例) 下面，与比较例进行比较，具体地说明本发明的焊接金属的实施例。
(实施例1～9、比较例1～8) 在直径4.0mm的焊条芯上覆盖涂覆了包覆材料之后，将其进行干燥、烧结，做成了具有如表1所示的组成成分的保护电弧焊条。
表1
焊接材料(保护电弧焊条)的化学成分 如图1所示，使用该保护电弧焊条，通过V型坡口部3，对由具有表2所示的成分组成的高强度Cr-Mo钢组成的焊接母材(板厚19mm)1a及1b进行对接焊缝制作了焊接试验片。在坡口部3的下部配置由具有与焊接母材1a、1b相同的组成的焊接衬板2。另外，将V型坡口部3的坡口角度设置为10度，将配置有焊接垫片2的部分的焊接母材1a和焊接母材1b之间的间隙设置为22mm。
焊接是在电流170A、电压25V，用8层16线进行。需要说明的是，将预热、焊层间温度设为200～250℃。
表2母材的化学成分 然后，对得到的焊接试验片进行了如图2所示的SR(应力消除退火)处理。图2以温度为纵轴、时间为横轴是表示SR处理的温度处理过程的图。该SR处理，加热开始后，在焊接试验片的温度刚刚超过300℃时，以升温速度为55℃/小时的形式进行加热，然后，以降温速度为55℃/小时的形式进行冷却，直至试验片的温度下降到300℃以下。另外，在试验片的温度为300℃以下的范围，不再对加热及冷却条件进行规定。
接着，如图3所示，从得到的实施了SR处理的焊接试验片，即从形成于坡口部的焊接金属4的中央部萃取了由JIS3111 4号规定的粒度试验片5。
对于得到的试验片，使用吸光光度法(B)、燃烧-红外线吸收法(C·S)、惰性气体融化-热传导法(N·O)、电感耦合等离子体发光分光分析法(上述的元素之外)进行了化学成分分析。另外，按照下述的方法测量了焊接金属的可视面积1mm2的氧化物夹杂物的个数。
氧化物夹杂物的个数 从得到的焊接金属的中央部位切出试验片，首先，使用扫描型电子显微镜(Carl Zeiss公司制造、SUPRA 35)用放大率1000倍观察试验片，在20个视野拍摄可视面积0.006mm2的图像。然后，使用图像解析软件(MediaCybernetic公司制造，Image-Pro Plus)解析得到的图像，计算氧化物粒径，计算出了直径1μm以上的个数密度(个/mm2)。
另外，对于得到的试验片，根据JISZ31114号实施了夏比冲击试验，评价了vTr55。
然后，为了评价回火脆化特性而在实施了脆化促进处理(分级冷却)后评价了vTr′55。图4表示分级冷却的处理方法。如图4所示，若试验片的温度超过300℃，则调整加热条件使温度上升为每小时50℃以下。将试验片的温度加热到593℃，保持1个小时。其后，按同样的条件在538℃保持15个小时，524℃保持24个小时，在496℃保持60个小时，而在它们的冷却阶段，用每小时5.6℃的温度进行调整使试验片冷却。再者，将保持在496℃的试验片用每小时2.8℃的温度冷却到468℃，在该温度下保持100个小时。而且，直至使试验片的温度变为300℃以下，都是以将温度下降做成每小时28℃的形式使试验片冷却。另外，与SR条件一样，在试验片的温度在300℃以下的范围不对加热及冷却条件进行规定。
接着，在分级冷却后，根据JIS31114号实施了夏比冲击试验，评价了vTr′55及vE-50。
另外，对于分级冷却后的试验片，在如下面的表3所示的条件下进行了电解萃取，对于得到的残渣利用ICP发光分析法分析了Cr析出量、Nb析出量。
表3 表4-1、表4-2、及表4-3分别表示作为焊接金属中央部位的成分组成、参数CP的计算结果、电解萃取残渣的分析结果、Si、Mn及O的均衡(式(2)的左边的数值)及韧性的指标即vTr55，尤其是作为耐回火脆化特性的指标Δ＝vTr55-vTr′55、及分级冷却后的vE-50。在表4上，vTr55＜-50℃，vTr′55＜-50℃，Δ(＝vTr55-vTr′55)＜5℃表示合格。但是，对于Δ为负值的材料，表示为零(是几乎不脆化的优良材料)。另外，关于vE-50，实施三次夏比试验得到的值得平均值(ave)为55(J)以上，最小值(min)为47(J)以上表示合格。
表4-1 焊接金属部的化学成分值和机械性质 表4-2焊接金属部的化学成分值和机械性质 表4-3 如表4-1、表4-2及表4-3所示，就实施例1～8的焊接金属而言，各成分的含量及电解萃取残渣中的Cr析出量(insol.Cr)及Nb析出量(insol.Nb)在本发明的范围内，因此，作为韧性指标的vTr55及vE-50、作为耐回火脆化特性指标的Δ良好。另外，在分级冷却后的夏比试验中，即使是vE-50的最小值(min.)也可确保55J以上，具有稳定的脆化特性。
另一方面，比较例1的焊接金属，由于C含量超过本发明的范围的上限，同时，参数CP为高于89.5及60的值，因此，表现出出的结果是insol.Cr高、耐回火脆化特性差。比较例2的焊接金属，由于Si含量超过本发明的范围的上限，因此，表现出的结果是，不仅韧性差，同时，耐回火特性也差。比较例3的焊接金属，由于Mn的含量超过本发明的范围的上限，因此，表现出的结果是，韧性差而耐回火脆化特性差。
比较例4的焊接金属，由于Nb含量达不到本发明的范围的下限，同时，参数CP不到4.0及5，因此，表现出的结果是，不仅耐回火脆化特性差，而且由于insol.Cr高而insol.Nb低，因而韧性差。比较例5的焊接金属，由于Nb含量超过本发明的上限，同时参数CP为高于68.8及60的值，因而表现出低韧性。
比较例6的焊接金属，由于O含量超过本发明的范围的上限，因而，表现出的结果是韧性差。比较例7的焊接金属由于不含B，因而表现出的结果是韧性差。比较例8的焊接金属，由于B含量超过本发明的范围的上限，同时，insol.Nb低，因而表现出的结果是，耐回火脆化特性差。
另外，关于实施例1～9及比较例1～8的焊接金属，直径1μm以上的氧化物夹杂物的个数及vE-50的最小值(min.)的关系如图5所示。
该图5表明，作为直径1μm以上的氧化物夹杂物的个数不足2000的实施例1～4及实施例6～9的焊接金属，表现出的结果是vE-50的最小值(min.)为47(J)以上，表明可稳定地保持良好的脆化特性。与此相对，作为氧化物夹杂物的个数不足2000的比较例1、3～5及7～8，表现出的结果是vE-50的最小值(min.)为47(J)以下，表明不能稳定地保持良好的脆化稳定特性。
权利要求
1、一种高强度Cr-Mo钢焊接金属，其通过保护电弧焊形成，其特征在于，含有C0.04～0.10质量％、Si0.15～0.5质量％、Mn0.5～1.0质量％、Cr2.00～3.25质量％、Mo0.9～1.2质量％、Nb0.01～0.03质量％、V0.2～0.7质量％、B0.003质量％以下但不包括0质量％、以及O0.02～0.05质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，全部从焊接金属原质部中电解萃取的残渣中的Cr析出量低于0.3质量％，且Nb析出量为0.005质量％以上。
2、如权利要求1所述的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，所述不可避免的杂质中的Cu及Ni的含量分别低于0.05质量％。
3、如权利要求1或者2所述的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，所述不可避免的杂质中的P及S的含量分别低于0.012质量％。
4、如权利要求1～3中任一项所述的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，由下式(1)计算出的参数CP为5～50，
CP＝[C]×[Nb]/([Cr]/52+[Mo]/96+[Nb]/93+[V]/51)×1000 式(1)
式(1)中，[C]、[Nb]、[Cr]、[Mo]、[Nb]及[V]表示焊接金属中的C、Nb、Cr、Mo、Nb及V的以质量百分比计的含量比率。
5、如权利要求1～4中任一项所述的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，直径1μm以上的氧化物系夹杂物在单位观察面积1mm2中低于2000个。
6、如权利要求1～4中任一项所述的高强度Cr-Mo钢焊接金属，其特征在于，焊接金属中的Si的含量比率[Si]、Mn的含量比率[Mn]及O的含量比率[O]具有用下式(2)表示的关系，
12000[Si]+170[Mn]+150000[O]＜9800式(2)。
全文摘要
本发明提供一种Cr-Mo钢焊接金属，该Cr-Mo钢焊接金属可适应在近年来的发电设备、化工设备等高温高压环境下使用的Cr-Mo钢系低合金耐热钢制容器的对于焊接金属的韧性及回火脆化特性的改善要求。其含有C0.04～0.10质量％、Si0.15～0.5质量％、Mn0.5～1.0质量％、Cr2.00～3.25质量％、Mo0.9～1.2质量％、Nb0.01～0.03质量％、V0.2～0.7质量％、B0.003质量％以下但不包括0质量％、以及O0.02～0.05质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，并且，仅从焊接金属原质部电解萃取的残渣中的Cr析出量低于0.3质量％，且Nb析出量为0.005％以上。
文档编号B23K35/30GK101249592SQ20081000462
公开日2008年8月27日 申请日期2008年1月21日 优先权日2007年2月19日
发明者冈崎喜臣, 山下贤, 渡边博久, 细井宏一 申请人:株式会社神户制钢所