专利名称：低温韧性和落锤冲击性能优异的焊接金属的制作方法
技术领域：
本发明涉及原子能领域的Mn-Mo-Ni系焊接结构体所适用的焊接金属，特别是涉及低温韧性以及落锤冲击性能均优异的焊接金属。
背景技术：
Mn-Mo-Ni钢材已知具有优异的强度和韧性，主要被用作原子能发电厂的压力容器等的原材。近年来，随着从安全性的观点出发所要求的韧性水平不断地上升，例如在贮存、运输原子反应堆使用过的燃料时使用的贮罐中，就需要有更良好的低温韧性。另外同样在保障断裂安全性的落锤冲击性能中，也希望低温下的特性提高，随之而来的是，在适用于这些用途的Mn-Mo-Ni系焊接金属中，也希望强度、低温韧性和落锤冲击性能的进一步改善。在含有上述这样的Mn-Mo-Ni系焊接金属所构筑的焊接结构体(Mn-Mo-Ni系焊接 结构体)中，在焊接施工后会实施以去除应力为目的的长时间的退火处理(以下称为“SR退火”)，但在该、SR退火中由于碳化物析出，导致焊接金属的特性发生很大的变化，因此需要对应SR退火条件的改善强度、低温韧性和落锤冲击性能的技术的确立。对于焊接金属的低温韧性的改善，例如已知专利文献I所示这样的Ni基合金系焊接材料、专利文献2所示这样的9% Ni基合金系焊接材料的有效性。但是，这些Ni基合金系焊接材料大量含有高价的Ni，在因此成本方面不利，另外9% Ni基合金系焊接材料在SR退火时生成稳定的奥氏体，有屈服应力大幅降低这样的问题。因此就需要一种技术，其既可以将Ni含量抑制在低水平，又能够进一步提高强度、低温韧性和落锤冲击性能。对此，例如在专利文献3中，利用以Ti系氧化物为起点的微细针状铁素体组织的出现，能够得到一定的低温韧性改善效果。但是，由该技术得到的低温韧性仅限于_60°C的水平，对于进一步的低温韧性改善，Ti系氧化物的分散同时带来成为破坏起点的粗大氧化物增加，因此还需要更好的办法。另外，在专利文献4中，公开有一种在埋弧焊中，通过控制焊剂、焊丝成分而得到落锤冲击性能优异的焊接金属的方法，但埋弧焊金属氧含量高，会形成粗大的氧化物，因此落锤冲击性能仅限于落锤非断裂温度为_90°C。此外，在专利文献5中，通过控制Ni含量来实现断裂韧性优异的焊接金属，但同样因为氧含量高，所以认为对于低温韧性来说不充分。另一方面，作为含氧量少的TIG焊接的研究，在专利文献6中提出有一种控制Nb和V的含量的技术，但Nb和V的添加对强度/韧性平衡造成不利影响，因此所得到的韧性值仅限于_50°C的水平，对于强度、低温韧性和落锤冲击性能的改善，需要新技术的确立。先行技术文献专利文献专利文献I :日本特开平11-138293号公报专利文献2 :日本特开2009-101414号公报专利文献3 :日本特开2004-315962号公报专利文献4 :日本特开平11-192555号公报
专利文献5 :日本特开2001-335879号公报专利文献6 :日本特开平4-313488号公报
发明内容
本发明鉴于这样的状況而做，其目的在于，提供一种焊接金属，其当然具有很高的强度，并能够发挥出良好的低温韧性和落锤冲击性能，作为原子能工厂的压力容器用原材有用。所谓能够解决上述课题的本发明的焊接金属，具有如下要旨，分别含有C :0. 02
0.10% ( “质量的意思。关于化学成分组成下同)、Si :0.50%以下(不含0% )、Mn:
1.O I. 9%、Ni :2. 7 8%、Cr :0. 8% 以下(不含 0% )、Mo :0· 8% 以下(不含 0% )、N : O. 010%以下(不含0%)、0 :0.010%以下(不含0%)，并且Cr和Mo的合计含量为O. 10 1.2%，余量由铁和不可避免的杂质构成，并且由下(I)式规定的A值在3. 8%以上、9.0%以下，并且在存在于焊接金属中的碳化物中，当量圆直径为O. 20 μ m以上的碳化物的面积分率为4.0%以下。A 值=O. 8 X [C] -O. 05 X [Si] +0. 5 X [Mn] +0. 5 X [Cu] + [Ni]-O. 5 X [Mo] +0. 2 X [Cr]…⑴其中、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Mo]和[Cr]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo 和Cr的含量(质量％ )。在本发明中所谓“当量圆直径”，意思就是着眼于碳化物的大小，换算成相同面积的圆时的直径。在本发明的焊接金属中，优选由下(2)式规定的B值为O. 35%以下，由此能够进一步降低碳化物的面积分率，能够使低温韧性和落锤冲击性能更为良好。B 值=[C] X (2X [Mn]+3X [Cr])…(2)其中，[C]、[Mn]和[Cr]分别表示C、Mn和Cr的含量(质量％ )。在本发明的焊接金属中，根据需要、再含有如下元素也有用(a)Ti :0.040%以下(不含 0% )、(b)Al :0. 030% 以下(不含 0% )、(c)Cu :0.35% 以下(不含 0% )、(d)Nb O. 030%以下(不含0% )和/或V:0. 10%以下(不含0% )等，通过含有这样的元素，对
应其种类，焊接金属的特性将进一步得到改善。通过含有上述这样的焊接金属而构成，能够实现具备低温韧性和落锤冲击性能优异的焊接金属的焊接结构体。根据本发明，在焊接金属中，通过一边满足上述(I)式的关系，一边适当地控制化学成分组成，能够实现能够确保高强度(抗拉强度)，并助能够发挥出良好的低温韧性和落锤冲击性能的焊接金属，这样的焊接金属作为原子能工厂的压力容器用原材，或贮罐用原材极其有用。
具体实施例方式本发明者们，对于实现保障优异的强度/韧性/落锤冲击性能的焊接金属的手段从各种角度进行了研究。其结果发现，焊接时所形成的微细的再热部组织的增加和粗大碳化物的低減对于提高强度/低温韧性/落锤冲击性能提高有效，通过设计再热部组织的形成促进和碳化物微细化技术而完成了本发明。本发明者们发现，通过将焊接金属的化学成分组成控制在规定的范围，并且将根据成分求得的下述A值[(I)式]控制在3. 8%以上、9.0%以下的范围，且在存在于焊接金属中的碳化物中，使当量圆直径为O. 20 μ m以上的碳化物的面积分率为4. 0%以下，则可实现强度、低温韧性和落锤冲击性能优异的焊接金属。另外还获知，通过使由根据需要添加的化学成分所求的下述B值[(2)式]在O. 35%以下，能够进一步降低上述碳化物的面积分率，强度、低温韧性和落锤冲击性能更进一步提高。为了实现本发明的焊接金属，需要适当地控制焊接材料和焊接条件。焊接材料成分当然受到所需要的焊接金属成分的制约，而且为了得到规定的碳化物形态，需要适当控制焊接条件和焊接材料成分。例如，焊接线能量在2. O 2. 5kJ/mm的范围，预热/层间温度为150 240°C时，优选将由下述(3)式表示的β值控制在O. 40%以下。由此，在存在于焊接金属中的碳化物中，容易将当量圆直径为O. 20 μ m以上的碳化物的面积分率控制在 4.O %以下。β 值=[C] X (I. 5X [Mn]+2. 3X [Cr])…(3)其中，[C]、[Mn]和[Cr]分别表示焊接材料中的C、Mn和Cr的含量(质量％ )。碳化物的尺寸在焊接金属基体的组织中也受到影响。即，焊接金属基体越微细，碳化物生成位越增加，因此一般碳化物尺寸是微细的。因此，焊接线能量低于上述的范围或预热/层间温度低时，焊接时的冷却速度上升，基体组织微细，β值应该满足的范围进一步扩大。反之，如果焊接线能量变大或预热/层间温度变高，则优选β值控制在更狭窄的范围。焊接线能量和预热/层间温度是对强度等的特性造成影响的参数，根据需要的特性控制在适当的范围。另外，对于碳化物形态，虽然SR退火条件也带来影响，但在本发明的焊接金属中，成为下述⑷式所示的拉森-米勒参数(LMP)，在17 X IO3 19 X IO3的范围控制SR退火时的温度、时间即可。LMP = (Τ+273) X (20+logt)... (4)其中，T : SR退火温度(V )t: SR 退火时间(hr)若LMP比19 X IO3大，则碳化物的生长进行，得不到规定的碳化物形态。另外若LMP比17 X IO3小，则强度过大，不能确保良好的低温韧性和落锤冲击性能。例如以565°C进行4小时(hr)的SR退火时的LMP为17. 3X103,以615°C进行12小时(hr)的SR退火时的LMP为 18. 7X103。在本发明的焊接金属中，需要适当控制化学成分组成，并且需要使根据C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo、Cr等的元素含量而由下述(I)式规定的A值满足3. 8%以上、9. 0%以下的要件。A 值=O. 8 X [C] -O. 05 X [Si] +0. 5 X [Mn] +0. 5 X [Cu] + [Ni]-O. 5 X [Mo] +0. 2 X [Cr]…⑴其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Mo]和[Cr]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo 和Cr的含量(质量％ )。还有，在上述(I)式中，也包括根据需要含有的Cu，但在不含Cu时，则取消该项目来计算A值，含有Cu时，根据上述(I)式计算A值即可。
上述A值是构成焊接金属的相变温度的指标的参数，该值越大，相变温度越低，越促进焊接时的逆相变，从而带来微细再热部增加。若此A值比3. 8%小，则不能发挥充分的效果。另外，若A值超过9. 0%，则通过SR退火使初生马氏体生成，低温韧性和落锤冲击性能降低。还有，此A值优选的下限为4. 5%以上，优选的上限为8. 0%以下。在本发明的焊接金属中，在存在于焊接金属中的碳化物中，需要当量圆直径为O. 20 μ m以上的碳化物的面积分率为4. 0%以下。若该面积分率比4. 0%大，则粗大碳化物助长破坏龟裂的进展，使低温韧性和落锤冲击性能劣化。该面积分率优选为3. 5%以下。由下述(2)式规定的B值是表示碳化物的稳定性的参数，通过将该B值控制在O. 35%以下，粗大碳化物的生成得到抑制，低温韧性和落锤冲击性能进一步提高，因此优选。该B值的更优选的上限为O. 30%以下。B 值=[C] X (2 X [Mn] +3 X [Cr])…(2)其中，[C]、[Mn]和[Cr]分别表示C、Mn和Cr的含量(质量％ )。 接下来，对于本发明的焊接金属的基本成分组成进行说明。本发明的焊接金属，在其化学成分组成中，即使由上述(I)式规定的A值处于规定的范围内，但如果各个化学成分(元素)的含量不在适正范围内，则也不能达成优异的机械的特性。因此在本发明的焊接金属中，除了由适当量的C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo和Cr规定的A值[上述(I)式的值]被控制在规定的范围之外，还需要各个化学成分的量处于以下所示的适当范围内。这些成分的范围限定理由如下述。[C :0· 02 O. 10% ]C在确保焊接金属的强度上是必须的元素。另外，其在降低焊接金属的相变温度，使微细再热部增加，从而使低温韧性和落锤冲击性能提高上也是有效的元素。为了发挥这些效果，需要使之含有O. 02%以上。但是，若C含量变得过剩，则招致碳化物的粗大化，成为使低温韧性和落锤冲击性能劣化的原因，因此需要在O. 10%以下。C含量的优选下限为O. 04%以上(更优选为O. 05%以上)，优选上限为O. 08%以下(更优选为O. 07%以下)。[Si :0. 50% 以下(不含 0% )]Si在确保焊接金属的强度上是重要的元素。但是，若Si含量变得过剩，则招致强度过大的上升，或带来马氏体等的硬质组织增加，招致低温韧性和落锤冲击性能的劣化，因此需要在O. 50%以下。还有，Si含量的优选下限为O. 05%以上，优选上限为O. 40%以下(更优选为O. 30%以下)。[Mn :I. O I. 9% ]Mn在确保焊接金属的强度上是需要的元素。另外，其在降低焊接金属的相变温度，使微细再热部增加，从而使低温韧性和落锤冲击性能&提高上也有效地发挥着作用。为了有效地发挥这些效果，需要Mn含有1.0%以上。优选为I. 2%以上(更优选为I. 3%以上)。但是，若Mn含量变得过剩，则招致强度过大的上升和碳化物粗大化，成为低温韧性和落锤冲击性能劣化的原因。由此，需要Mn含量在I. 9%以下。优选为1.8%以下(更优选为I. 7%以下)。[Ni :2.7 8% ]Ni在降低焊接金属的相变温度，使微细再热部增加，从而提高低温韧性和落锤冲击性能上是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使Ni含有2. 7%以上。优选为3.0%以上(更优选为4.0%以上)。但是，若Ni的含量变得过剩，则SR退火导致初生马氏体产生，反而使低温韧性和落锤冲击性能降低，因此需要在8%以下。优选为7. 0%以下(更优选为6.0%以下)。[Cr :0· 8% 以下(不含 0% )]Cr对于焊接金属的强度确保是有效的元素。另外，其降低焊接金属的相变温度，使微细再热部增加，从而使低温韧性和落锤冲击性能提高。但是，若其含量变得过剩，则碳化物粗大化被促进，低温韧性和落锤冲击性能反而降低。由此，Cr含量需要在O. 8%以下。优选为O. 6%以下(更优选为O. 5%以下)。还有，用于有效地发挥来自Cr的效果的优选下限为O. 1%以上(更优选为0.2%以上)。[Mo :0· 8% 以下(不含 0% )]Mo在SR退火时形成微细碳化物，在提高强度上是有效的元素。但是，若其含量变得过剩，则碳化物粗大化促进，低温韧性和落锤冲击性能反而降低。由此，Mo含量需要在 O. 8%以下。优选为O. 6%以下(更优选为0.5%以下)。还有，用于有效地发挥来自Mo的效果的优选下限为O. I %以上(更优选为O. 2%以上)。[Cr+Mo :0. 10 I. 2% ]Cr和Mo是碳化物形成元素，在SR退火时形成微细碳化物，发挥着使强度提高的作用。为了有效地发挥这样的效果，其合计量也需要调整至适当的范围。若以其合计含量计低于O. 10%，则不能确保必要的强度。相对于此，若以合计含量计超过I. 2%变得过剩，则多量生成碳化物，反而使低温韧性和落锤冲击性能劣化。其合计含量的优选下限为O. 15%以上(更优选为0.2%以上)，优选上限为1.0%以下(更优选为0.8%以下)。[N :0· 010% 以下(不含 0% )]N与根据需要含有的Ti、Nb、V等的元素形成氮化物(或碳氮化物)，对于提高焊接金属的强度是有效的元素。但是，若N过剩地含有，则不形成氮化物，而是单独存在的N(固溶N)增加，对韧性造成不利影响。另外，不含Ti、Nb、V等的元素时，氮化物(或碳氮化物)的形成量减少，由此处于固溶N容易生成的状态。由此，N含量需要在O. 010%以下，优选为O. 0080% 以下。[O :0· 010% 以下(不含 0% )]O形成氧化物，若过分变得过剩，则粗大氧化物增加，成为脆性断裂的起点而使低温韧性降低。由此，O含量需要在O. 010%以下。优选为O. 008%以下(更优选为O. 007%以下)。本发明中规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许由于原料、物资、制造设备等的状况而掺杂的元素(例如、P、S、B、Sn、Zr、Bi、Pb等)的混入。另外在本发明的焊接金属中，根据需要再含有如下等元素也有用(a) Ti :0. 040% 以下(不含 0%) ；(b)Al :0. 030% 以下(不含 0%) ; (c) Cu :0. 35% 以下(不含0% ) ； (d)Nb 0. 030%以下(不含0% )和/或V :0· 10%以下(不含0% )、等，通过含有这样的元素，对应其种类，焊接金属的特性得到进一步改善。[Ti :0· 040 % 以下(不含 O % )]Ti形成碳化物，在使SR退火后的焊接金属强度提高上是有效的元素。但是，若Ti含量变得过剩，则低温韧性和落锤冲击性能劣化，因此优选为O. 040%以下。更优选为O. 035%以下(进一步优选为O. 03%以下)。还有，用于有效地发挥来自Ti的效果的优选下限为O. 01%以上(更优选为O. 015%以上)。[Al :0· 030 % 以下(不含 O % )]Al作为脱氧剂是有效的元素，但若其含量超过O. 030%而过剩地含有，则招致氧化物粗大化，给低温韧性带来不利影响。更优选为0.025%以下(进一步优选为O. 02%以下)。还有，用于有效地发挥来自Al的效果的优选下限为O. 01%以上(更优选为O. 015%以上)。[Cu :0· 35 % 以下(不含 O % )]Cu对于焊接金属的强度提高是有效的元素。另外，其降低焊接金属的相变温度，使微细再热部增加，从而使低温韧性和落锤冲击性能提高。但是，若Cu的含量变得过剩，则招致强度的过大上升，给低温韧性和落锤冲击性能带来不利影响，因此优选为O. 35%以下。更优选为O. 30%以下(进一步优选为O. 25%以下)。还有，用于有效地发挥来自Cu的效果的优选下限为O. 02%以上(更优选为O. 05%以上)。[Nb :0.030% 以下(不含 0% )和 / 或 V :0· 10% 以下(不含 0% )]Nb和V形成碳氮化物，对于提高焊接金属的强度是有效的元素。但是，若这些元素过剩含有，则低温韧性和落锤冲击性能劣化，因此优选Nb为O. 030 %以下(更优选为
O.02%以下)，V为O. 10%以下(更优选为O. 08%以下)。还有，用于有效地发挥来自这些元素的效果的优选下限，优选Nb为O. 008%以上(更优选为O. 01%以上)，V为O. 010%以上(更优选为O. 02%以上)。通过含有上述这样的焊接金属而构成，能够实现具备低温韧性和落锤冲击性能优异的焊接金属的焊接结构体。实施例以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在能够符合前/后述的宗旨的范围也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。使用由焊接焊丝成分(C、Mn和Cr含量)求得的β值[前述(3)式]为O. 40%以下，或者为O. 53 (W27)、O. 42 (W36)的各种焊丝(直径:I· 6mm)(下述表I、2的Wl W38)，以下述的焊接条件进行TIG焊接。这时使用的Mn-Mo-Ni钢材的化学成分组成如下述表3所
/Jn ο[TIG焊接条件]母材板厚度20mm坡口形状V字型(角度20° )
根部间隔16mm焊接线能量2.3kJ/mm(260A-12V-8cpm)保护气体100%Ar (inner = 25L/min、outer = 30L/min):其中，在一部分的实施例中，使用O. 1% C02+99. 9% Ar的混合气体，或O. 2% C02+99. 8% Ar的混合气体焊丝送给量15g/min预热/层间温度160 220°C层叠数9层18道
权利要求
1.一种低温韧性和落锤冲击性能优异的焊接金属，其特征在于，以质量％计含有C :O. 02 O. 10%, Si 0. 50% 以下但不含 0%、Μη :1. O I. 9%, Ni 2. 7 8%、Cr :0. 8% 以下但不含0%、Mo :0. 8%以下但不含0%、N :0. 010%以下但不含0%、O :0. 010%以下但不含0%，并且Cr和Mo的合计含量为O. 10 1.2%，余量是铁和不可避免的杂质，且由下述(I)式规定的A值为3. 8 %以上9. O %以下，并且在存在于焊接金属中的碳化物中，当量圆直径为O. 20 μ m以上的碳化物的面积分率为4. 0%以下，A 值=O. 8 X [C] -O. 05 X [Si] +0. 5 X [Mn] +0. 5 X [Cu] + [Ni]-O. 5 X [Mo] +0. 2 X [Cr]…(I) 其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Mo]和[Cr]分别表示 C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo 和 Cr的质量百分比含量。
2.根据权利要求I所述的焊接金属，其中，由下述(2)式规定的B值为O.35%以下，B 值=[C] X (2X [Mn] +3X [Cr])…(2) 其中，[C]、[Mn]和[Cr]分别表示C、Mn和Cr的质量百分比含量。
3.根据权利要求I或2所述的焊接金属，其中，所述焊接金属中作为其他的元素以质量％计还含有从以下的(I)至(IV)中选择的至少I组， (I)Ti0. 040%以下但不含0%、 (II)Al0. 030% 以下但不含 0%、 (III)Cu0. 35% 以下但不含 0%、 (IV)从Nb:0. 030%以下但不含0%和V :0. 10%以下但不含0%所构成的组中选择的I种以上。
4.一种焊接结构体，其中，含有权利要求I 3中任一项所述的焊接金属而构成。
全文摘要
本发明的焊接金属满足所定的化学成分组成，并且由下述(1)式规定的A值为3.8％以上、9.0％以下，在存在于焊接金属中的碳化物中，当量圆直径为0.20μm以上的碳化物的面积分率为4.0％以下。A值＝0.8×[C]-0.05×[Si]+0.5×[Mn]+0.5×[Cu]+[Ni]-0.5×[Mo]+0.2×[Cr]…(1)，其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Mo]和[Cr]分别表示C、Si、Mn、Cu、Ni、Mo和Cr的含量(质量％)。上述的焊接金属当然具有高强度，并能够发挥良好的低温韧性和落锤冲击性能，作为原子能工厂的压力容器用原材有用。
文档编号B23K35/30GK102725098SQ20118000720
公开日2012年10月10日 申请日期2011年1月24日 优先权日2010年1月27日
发明者冈崎喜臣, 名古秀德, 大津穰, 山下贤, 高内英亮 申请人:株式会社神户制钢所