專利名稱：：具有優(yōu)異的韌性及抗sr斷裂性的焊接金屬的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及具有優(yōu)異的韌性及抗SR斷裂性的焊接金屬。更具體而言，本發(fā)明涉及用于2.0至3.25%Cr-0.8%至1.2%Mo鋼(下文中，可以被稱作"Cr-Mo鋼")的焊接金屬。上述焊接金屬適合于用作比如電廠或化工廠的焊接結(jié)構(gòu)體用的材料。
背景技術(shù)：
：鐵素體耐熱性鋼比如具有優(yōu)異高溫性質(zhì)的Cr-Mo鋼已經(jīng)被廣泛用作用于焊接結(jié)構(gòu)體的材料。Cr-Mo鋼通常包含用于提高其強度等的合金元素比如Ti和V。Cr-Mo鋼以及含有合金元素的Cr-Mo鋼在下文中被統(tǒng)稱為"Cr-Mo鋼"。為了消除殘留在焊接金屬內(nèi)部的應(yīng)力，通常將焊接結(jié)構(gòu)體在焊接之后進行熱處理(焊接后的熱處理，PWHT)。然而，當Cr-Mo鋼進行PWHT時，部分鐵素體組織明顯變粗，并且在焊珠(每一個焊珠，都是通過一次焊接操作(合格的)得到的焊接金屬)之間的邊界上出現(xiàn)帶狀組織(被稱作"鐵素體帶"，并且在圖中用參表示)，該帶狀組織導(dǎo)致機械性質(zhì)比如韌性和拉伸強度降低。據(jù)推測，鐵素體帶是在焊接金屬凝固過程中組分偏析或在PWHT過程中焊接金屬內(nèi)的碳轉(zhuǎn)移而產(chǎn)生的。此外，如圖1B所示，PWTH導(dǎo)致了被稱作晶間裂紋(其被稱作"再加熱斷裂"或SR(應(yīng)力消除，應(yīng)力消除退火)斷裂，但在下文中，通常由"SR斷裂"表示}的問題。人們?yōu)榉乐惯@些問題，已經(jīng)提出了各種各樣的建議。例如，在日本專利公開2004-58086(下文中被稱作"專利文獻l")或2004-91860(下文中被稱作"專利文獻2")中描述了這樣的方法利用析出物的阻塞效應(yīng)抑制鐵素體的形成，所述析出物用于固定晶界，否則該晶界移動。在后一公開中，含有大約1.3。/。的Cr的Cr-Mo鋼是主要工件材料。嚴格地說，這樣的Cr-Mo鋼在Cr量上是不同于作為本發(fā)明中的工件材料的Cr-Mo鋼。專利文獻1涉及用于氣體保護電弧焊的粉芯焊絲的技術(shù)，其中為了在焊接金屬的晶粒及晶界上都產(chǎn)生各種含有Nb、V和Ti的析出物，而使用二氧化鈦類型的粉芯焊絲。另一方面，專利文獻2涉及用于耐熱性低的合金鋼的焊接金屬的技術(shù)，并且根據(jù)該文獻，在PWHT之后，不是NaCl型的碳氮化物(MX化合物，其中M表示金屬)而是主要由Cr和Mo構(gòu)成的碳氮化物的析出能夠同時滿足抑制鐵素體帶的形成并改善韌性。然而，這些文獻不包括對于防止SR斷裂上的任何考慮。在日本專利3251424(下文中被稱作"專利文獻3")中，描述的是一種用于高硬度Cr-Mo鋼的焊絲，該焊絲用于得到在PWHT之后具有優(yōu)異韌性以及包含抗SR斷裂性在內(nèi)的各種抗斷裂性的焊接金屬。根據(jù)該文獻，通過加入合適量作為析出硬化元素的V和Nb，將焊接金屬的強度調(diào)節(jié)成等于基底金屬的強度，同時控制Ni、A1和N的量，以防止焊接金屬的強度過度增加以及韌性變差。而且，從抗SR斷裂性考慮，控制P、Sn、Sb和As的量，同時為了改善韌性，要加入合適量的O及合適量的Ti和B。在日本專利3283763(下文中被稱作"專利文獻4")中，描述的是具有良好韌性及抗SR斷裂性的用于高強度Cr-Mo鋼的焊接金屬，以及埋弧焊方法。通過使沉析在焊接金屬中原始奧氏體晶界內(nèi)的滲碳體被不同于滲碳體的其它碳化物(M7C3或M23C6，其中M表示金屬)代替，SR斷裂得到防止。因此，適當控制焊接金屬的組成及SR條件。
發(fā)明內(nèi)容如上所述，盡管人們?yōu)榱朔乐挂蜩F素體帶的產(chǎn)生而另外發(fā)生的韌性變差和SR斷裂的產(chǎn)生，己經(jīng)提出了改善焊接材料比如焊絲及焊接金屬的各種技術(shù)，但是還需要進一步的改善。而且，從焊接效率考慮，人們熱切要求提供一種用于改善焊接金屬的上述性質(zhì)的技術(shù)，所述焊接金屬是使用各種焊接方法中的氣體保護電弧焊方法形成的。具體而言，從焊接作業(yè)性(activity)考慮，急切需要提供一種技術(shù)，以改善由氣體保護電弧焊方法，使用含焊劑(礦粉)的焊芯所形成的焊接金屬的上述性質(zhì)。用于氣體保護電弧焊的焊絲大約分成粉芯焊絲和實心(solid)焊絲。前者被優(yōu)選的原因在于，它們相對于實心焊絲具有各種優(yōu)點，比如不僅在平焊位置上，而且在橫向焊位置及仰焊位置上，飛濺的產(chǎn)生較少并且焊接作業(yè)性更好。鑒于前述情況，本發(fā)明得以完成。本發(fā)明的一個目的是提供一種用于Cr-Mo鋼的焊接金屬，該焊接金屬產(chǎn)生更少的鐵素體帶，因此韌性和拉伸強度得以提高，同時具有良好的抗SR斷裂性。本發(fā)明的另一個目的是提供一種使用氣體保護電弧焊方法形成的并且上述性質(zhì)得到改善的焊接金屬。本發(fā)明的再一個目的是提供一種由用于氣體保護電弧焊的粉芯焊絲形成并且上述性質(zhì)得到改善的焊接金屬。本發(fā)明解決上述問題的要點在于，一種具有優(yōu)異韌性及抗SR斷裂性的焊接金屬，該焊接金屬包含0.02至0.06%(質(zhì)量％，其同樣適用于下文中)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，并且其余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中Ti含量[Ti]與N含量[N]的比率滿足下列范圍2.00<[Ti]/[N]<6.25。在一個優(yōu)選方式中，焊接金屬進一步包含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。在一個優(yōu)選方式中，焊接金屬的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%)。本發(fā)明包含含有上述焊接金屬中的任意一種的焊接結(jié)構(gòu)體。根據(jù)本發(fā)明，在沉析在原始奧氏體晶粒內(nèi)的碳化物中，降低了MC碳化物比如TiC的量，同時增加了極小的含有Ti的M2C碳化物的量。因而，將原始奧氏體晶粒內(nèi)的強度以及在原始奧氏體晶界中的強度控制為幾乎相等，由此可以得到用于Cr-Mo鋼的焊接金屬，該焊接金屬產(chǎn)生較少的鐵素體帶，具有得到改善的韌性和拉伸強度，并且具有優(yōu)異的抗SR斷裂性。將基于下列附圖詳細描述本發(fā)明的示例性實施方案，在附圖中圖1A示出了在焊接金屬內(nèi)因PWHT而出現(xiàn)的鐵素體帶；圖IB示出了在焊接金屬內(nèi)因PWHT而出現(xiàn)的SR斷裂；圖2示出了實施例中所使用鋼板的坡口形狀；圖3示出了研究鐵素體帶的存在或不存在的位置；以及圖4A是橫截面圖，其示出采集用于評價抗SR斷裂性的圓柱試驗樣的位置；圖4B是橫截面圖，其示出了用于評價抗SR斷裂性的圓柱試驗樣的形狀；圖4C是圖4A或圖4B的圓柱試驗樣的示意圖；以及，圖4D是橫截面圖，其示出采用圓柱試驗樣的抗環(huán)裂試驗(ringcrackingtest)。具體實施方式為了防止因鐵素體帶的形成而另外導(dǎo)致的韌性等降低以及防止SR斷裂的產(chǎn)生，本發(fā)明人進行研究，意到了在PWHT時沉析在基體(原始奧氏體)晶粒上的各種碳化物(金屬M和碳C之間的碳化物)、極小的碳化物(MC碳化物和M2C碳化物)。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)，通過降低主要由Nb和V構(gòu)成的細小MC碳化物的量以及增加主要由Mo和Cr構(gòu)成且進一步包含Ti的細小M2C碳化物的量，可得到具有所需性質(zhì)的焊接金屬。還發(fā)現(xiàn)，為了在焊接金屬內(nèi)沉析出這樣的M2C碳化物，必需適當控制焊接金屬中的Ti和N的含量、Ti含量與N含量的比率([Ti]/[N]，其可以表示為P值)以及B含量，并且發(fā)現(xiàn)當這些條件中的任一個超出預(yù)定范圍時，都不能得到上述碳化物，因而不能得到所需的焊接金屬，這樣就完成了本發(fā)明。本發(fā)明中的M2C碳化物與用于Cr-Mo鋼的常規(guī)焊接金屬中的M2C碳化物之間的差異在于前者不僅包含Cr和Mo，而且還包含Ti。為了使這兩種碳化物相互區(qū)別，在本發(fā)明中的M2C碳化物和常規(guī)M2C碳化物可以分別被稱作"含Ti的M2C碳化物"和"不含Ti的M2C碳化物"。接著，將更具體地描述M2C碳化物。鑒于SR斷裂的形成主要由于原始奧氏體晶粒的強度與原始奧氏體晶界的強度之間的差異導(dǎo)致的，因此本發(fā)明人特別注意了沉析在原始奧氏體晶粒內(nèi)的碳化物并且進行了試驗。在用于Cr-Mo鋼的焊接金屬內(nèi)的原始奧氏體晶粒中，通常已經(jīng)沉析有主要由Ti、Nb和V構(gòu)成的細小MC碳化物，并且這些MC碳化物有助于在晶粒中的增強。因此，本發(fā)明人試圖降低在原始奧氏體晶粒內(nèi)的MC碳化物的量，從而抑制在原始奧氏體晶粒中的強度增加(這樣導(dǎo)致與原始奧氏體晶界的強度之差的降低)。然而，已經(jīng)表明，MC碳化物量的降低傾向于導(dǎo)致鐵素體帶的產(chǎn)生，因而導(dǎo)致韌性變差。本發(fā)明人基于上述試驗結(jié)果，進行進一步的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，由于MC碳化物的量降低而導(dǎo)致的韌性變差可以通過增加含有Ti的細小M2C碳化物(含Ti的M2C碳化物)的量進行補償，這樣使得能夠同時滿足防止SR斷裂以及防止形成鐵素體帶?；谏鲜霭l(fā)現(xiàn)，本發(fā)明人找到一種促使含Ti的M2C碳化物形成的方法。在本發(fā)明中，由于在焊接金屬中的V和Nb的量如雜質(zhì)一樣痕量的，或者被降低到了最大限度，因此可認為MC碳化物基本上由TiC構(gòu)成。結(jié)果表明，含Ti的M2C碳化物的形成與由TiC典型表示的MC碳化物的形成相競爭的，這意味著MIC碳化物的形成量的增加擾亂了含Ti的M2C碳化物的形成。還表明，含Ti的M2C碳化物的量極大地取決于在焊接金屬中的Ti和N的含量以及Ti含量與N含量的比率(P值)，并且在所有這些因素沒有得到合適控制的情況下，不能制備出所需的M2C碳化物。如在后面的實施例中描述那樣，當這些因素超出規(guī)定的范圍時，它們可能導(dǎo)致不可避免地形成不含Ti并且主要由Cr和Mo構(gòu)成的M2C碳化物，或者不可避免地形成粗大的M2C碳化物。因此，這樣得到的焊接金屬不能有效地表現(xiàn)所需的性質(zhì)。例如，當Ti含量如專利文獻l或2所述那樣大時，大部分這樣形成的MC碳化物都由TiC構(gòu)成，并且沒有所需的含Ti的M2C碳化物。還表明，為了避免B對形成MC碳化物的影響，理想的是盡可能地降低在焊接金屬中的B含量。如上述參考四個專利文獻的描述那樣，為了利用游離B的韌性改善作用，必定加入B。然而，過量的B與固溶體N結(jié)合形成BN。固溶體Ti的量隨著固溶體N的量減少而增加，因而使有害MC碳化物的量增加。因此，在本發(fā)明中設(shè)定B含量的上限。作為基于上述觀點而進行的很多基礎(chǔ)試驗的結(jié)果，調(diào)節(jié)Ti、N和B的含量，從而落入以下范圍Ti:0.010至0.05%，N:0.002至0.0120%，而B.-0.0005%或更低，同時，調(diào)節(jié)P值，從而落入2.00至6.25的范圍內(nèi)。在上述專利文獻2和4中，與本發(fā)明相類似，它們注意了在焊接金屬中的碳化物，并且想要防止鐵素體帶的產(chǎn)生(專利文獻2)以及防止SR斷裂(專利文獻4)。然而，如下面所述那樣，它們與本發(fā)明在技術(shù)概念和構(gòu)成上是不同的。如上所述，在專利文獻l中的焊接金屬主要是用于包含大約1.3。/。的Cr的Cr-Mo鋼，嚴格地說，這樣的Cr-Mo鋼在Cr量的范圍上與本發(fā)明Cr-Mo鋼是不同的，但是以防萬一，將它們進行比較。專利文獻2的技術(shù)概念在于，通過使主要由Cr和Mo構(gòu)成而不是由降低韌性的MX化合物比如TiC構(gòu)成的化合物(相當于M2X化合物)沉析，以同時防止鐵素體帶的形成和韌性的改善。這與本發(fā)明是不同的，本發(fā)明在于使含Ti的細小M2X碳化物沉析。此外，在專利文獻2中，與本發(fā)明類似，控制Ti、N和B含量之間的平衡，同時限制Nb和V的含量，以沉析出上述的化合物。調(diào)節(jié)Ti、N和B含量到如下的范圍Ti:大于0.035至0.020%、N:0.006至0.030%和B:0.0005至0.020%，然而，這些范圍比本發(fā)明的范圍高。因此，上述發(fā)明在構(gòu)成上不同于本發(fā)明。專利文獻4關(guān)注了在原始奧氏體晶界上的粗大碳化物。根據(jù)其技術(shù)概念，粗大碳化物比如M7C4QM23C6的量與滲碳體的量成反比例呈地增加。然而，它沒有包含本發(fā)明的技術(shù)概念，本發(fā)明關(guān)注的是在原始奧氏體晶粒內(nèi)的細小碳化物，本發(fā)明促進細小含Ti的M2C碳化物的形成，而不是降低MC碳化物的量。在專利文獻4中，盡可能降低焊接金屬內(nèi)使其韌性變差的Ti含量，而且在其實施例中，Ti含量被降低至0.0077?；蚋?。因此，在構(gòu)成上，與本發(fā)明是不同的，本發(fā)明是以0.10M或更大的量加入Ti。當Ti的量如專利文獻4中所描述那樣小時，即便制備出任何M2C碳化物，它也隨著直徑的增大而變粗，這種情況導(dǎo)致鐵素體帶粗化，從而使韌性變差。此外，當焊接金屬內(nèi)的Ti含量小時，Ti沒有被引入M2C碳化物內(nèi)，并且不能得到有助于防止SR斷裂以及防止鐵素體帶形成的有用碳化物。(本發(fā)明的焊接金屬)下面具體描述賦予本發(fā)明焊接金屬特征的組分。如上所述，在本發(fā)明中，調(diào)節(jié)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，同時，調(diào)節(jié)[Ti]/[N〗表示的P值，以落在2.00至6.25的范圍內(nèi)。如下面的實施例中所述，上述范圍之外的Ti和N含量、超出上述范圍的B含量，以及上述范圍之外的P值中的任一個都使得難于同時防止SR斷裂和防止韌性變差。Ti:0.01至0.05%Ti是與碳和氮結(jié)合并且形成MC碳氮化物的元素。如上所述，在本發(fā)明中，通過適當控制Ti含量以降低MC碳化物比如TiC的量，同時通過增加含Ti的細小M2C碳化物的量，使SR斷裂得到防止，同時使因產(chǎn)生鐵素體帶而導(dǎo)致的韌性變差得到防止。如在下面實施例中所描述那樣，即使調(diào)節(jié)P值以落在預(yù)定范圍內(nèi)，小的Ti含量也可能導(dǎo)致產(chǎn)生SR斷裂。另一方面，大的Ti含量可能導(dǎo)致SR斷裂以及韌性變差，原因是伴隨著P值和MC碳化物的量增大。盡管Ti的優(yōu)選范圍可以取決于與N含量等的平衡，但是，它約為0.020%或更大，但不大于0.045%。N:0.002至0.0120%N是與Ti、Nb和B結(jié)合并且形成氮化物的元素。在本發(fā)明中，MC碳化物的量被降低，并且通過適當控制N含量，而使所需含Ti的M2C碳化物的量增加。當N含量小時，即使控制P值以落在預(yù)定范圍內(nèi)，也產(chǎn)生SR斷裂。另一方面，當N含量大時，形成粗大的M2C碳化物，這樣可能導(dǎo)致SR斷裂和韌性變差。盡管N含量的優(yōu)選范圍的確定可以取決于與Ti含量等的平衡，但是，它約為0.004%或更大，但不大于0.011°/。。2.00<「Ti酬(=P值)<6.25P值是一個參數(shù)，其是確定MC碳化物和M2C碳化物之間平衡的指標。當[Ti]與[N]的比率變小并且P值低于2.00時，即使Ti含量和N含量各自都滿足本發(fā)明范圍，也不形成所需的含Ti的M2C碳化物，并且也產(chǎn)生SR斷裂。另一方面，當[Ti]與[N]的比率變大并且P值超過6.25時，即使Ti含量和N含量各自都滿足本發(fā)明的范圍時，也不形成所需的含Ti的M2C碳化物，并且不僅產(chǎn)生SR斷裂，而且出現(xiàn)韌性變差。盡管P值的優(yōu)選范圍根據(jù)Ti含量和N含量之間的平衡確定，但是，它約為3.00或更大，但是不大于6.00。B:0,0005%或更低(包含0%)B是影響MC碳化物形成的元素。當B含量大時，MC碳化物的量增加，并且產(chǎn)生SR斷裂，因而在本發(fā)明中將其設(shè)定為0.0005%或更低。具體地說，在焊接金屬中過量的B與固溶體N結(jié)合形成BN。固溶體N的量降低導(dǎo)致固溶體Ti的量增加，從而導(dǎo)致MC碳化物的量增加。通過按如上所述設(shè)定B含量的上限，促進所需含Ti的M2C碳化物的形成并使SR斷裂得到防止。B含量優(yōu)選盡可能小，例如，優(yōu)選為0.0003%或更低。本發(fā)明的焊接金屬的特征在于，分別調(diào)節(jié)Ti、N和B含量以及P值以落在上述范圍內(nèi)。對其它組分的量沒有特殊限制，只要它們都在Cr-Mo鋼的限定范圍內(nèi)即可。下面描述具體范圍。C:0.02至0.06%C是確保焊接金屬強度的必要元素，并且它的加入量為0.02%或更大。過量的C增加比如馬氏體的硬質(zhì)組織，并且使韌性變差，因而C含量的上限被設(shè)定為0.06%。<:含量優(yōu)選為0.03%或更大，但不大于0.05%。Si:0.1至1.0%Si是起著焊接金屬的脫氧劑的作用的元素。小的Si含量導(dǎo)致強度降低。另一方面，加入過量的Si，導(dǎo)致強度顯著增加，而且也增加了比如馬氏體的硬質(zhì)組織，因而所得到的焊接金屬的韌性變差。基于上述考慮，在本發(fā)明中，將Si含量設(shè)定為0.1至1.0。/。。Si含量優(yōu)選為0.2。/?；蚋?，但不大于0.8%。Mn:0.3至1.5%Mn是有利于確保焊接金屬的強度和韌性的元素。因此，它的加入量為0.3%或更大。其過量加入會因Mn偏析而導(dǎo)致可淬性顯著增加，或比如馬氏體的硬質(zhì)組織增加，從而導(dǎo)致韌性變差。因此，其上限被限定為1.5%。Mn含量優(yōu)選為0.5%或更大，但不大于1.2%。Cr:2.0至3.25%Cr是耐熱性Cr-Mo鋼的必要元素之一，并且有助于確保強度。其過量加入不僅因可淬性增加而導(dǎo)致韌性變差，而且在原始奧氏體晶粒內(nèi)形成大量的粗大M23C6碳化物，并且提高了SR斷裂。鑒于上述考慮，將Cr含量設(shè)定為2.0至3.25%。Cr含量優(yōu)選2.P/o或更大，但不大于3.0%。Mo:0.8至1.2%與Cr類似，Mo是耐熱性Cr-Mo鋼的必要組分之一，并且是有助于確保強度的元素。其過量加入不僅導(dǎo)致因可淬性增加而使韌性變差，而且導(dǎo)致SR斷裂。鑒于上述考慮，Mo含量被設(shè)定在0.8至1.2%的范圍內(nèi)。Mo含量優(yōu)選為0.9%或更大，但不大于1.1%。0:0.03至0.07%O是形成為在原始奧氏體晶粒中的轉(zhuǎn)變組織(針狀鐵素體的形成核)的氧化物并且有助于因組織小型化而改善韌性的元素。然而，當o被過量加入時，大量的合金元素作為氧化物被消耗，因而出現(xiàn)強度降低。此外，出現(xiàn)韌性變差。鑒于上述考慮，0含量被設(shè)定在0.03至0.07%的范圍內(nèi)。O含量優(yōu)選為0.04%或更大，但不大于0.06%。本發(fā)明的焊接金屬包含上述組分，其含有作為余量的Fe以及不可避免的雜質(zhì)。在本發(fā)明中，優(yōu)選控制下面所述組分的量，以更有效地防止SR斷裂或韌性變差。Nb:0.0ly?；蚋?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強度的元素，并且例如，優(yōu)選以0.01%或更大的量加入V，以改善強度。這些元素可以單獨加入或組合加入。然而，過量加入這些元素會促進形成MC碳化物，從而產(chǎn)生SR斷裂，并且降低韌性。為了避免這些，優(yōu)選調(diào)節(jié)Nb和V的上限到Nb:0.01%以及V:0.03%。Nb含量優(yōu)選為0.005%或更低，而V含量優(yōu)選為0.02%或更低。P:0.012%或更低(不包含0%)優(yōu)選將P含量調(diào)節(jié)到0.012%或更低，原因是它在原始奧氏體晶粒邊界上作為雜質(zhì)析出，并且導(dǎo)致韌性變差，或?qū)е耂R斷裂。P含量越小越好。P含量更優(yōu)選被調(diào)節(jié)到0.010。/。或更低，還更優(yōu)選0.008%或更低。S.-0.012%或更低〖不包含0%)S含量優(yōu)選被調(diào)節(jié)到0.012%或更低，原因是它在原始奧氏體晶粒上作為雜質(zhì)析出，并且導(dǎo)致韌性變差，或?qū)е耂R斷裂。S含量越小越好。S含量更優(yōu)選被調(diào)節(jié)到0.010%或更低，還更優(yōu)選0.008%或更低。至此描述了本發(fā)明的焊接金屬。(焊接金屬的制備方法)接著，將解釋獲得上述焊接金屬的方法。通過適當控制焊接條件比如基材(鋼材)的組成或坡口形狀、焊接材料(焊絲)的組成、焊接電流、焊接電壓、焊絲伸出長度(wireextension)及焊接方法，可以得到本發(fā)明的焊接金屬。至于焊接方法，從焊接作業(yè)性及實際有用性考慮，優(yōu)選通過氣體保護電弧焊將粉芯焊絲焊接到基材(鋼材)上。具體地，通過適當控制在粉芯焊絲中的Ti、N和B含量，可以得到本發(fā)明中的所需焊接金屬。焊接金屬的化學(xué)組成通常受焊接材料比如焊絲的影響，此外，通常受被基材稀釋的影響，但是當使用氣體保護電弧焊時，它們對化學(xué)組成的影響較小。下面，將對使用根據(jù)氣體保護電弧焊(FCAW)的粉芯焊絲的優(yōu)選焊接方法進行描述。然而，應(yīng)當注意，本發(fā)明并不是限制于這樣的描述?？梢允褂萌我夂附臃椒?，比如屏蔽金屬電弧焊(SMAW)、惰性氣體保護鎢極電弧焊(TIG)、埋弧焊(SAW)和氣體保護電弧焊(MAG、MIG)。在本發(fā)明中使用的粉芯焊絲的優(yōu)選組成根據(jù)焊接條件而變化，但是具體地，優(yōu)選控制Ti、N和B的含量如下。這樣能夠得到所需的焊接金屬。Ti:0.010至0.10%(更優(yōu)選地，0.03至0.08%)N:0.002至0.013%(更優(yōu)選地，0.005至0.012%)[Ti]/[N]=(P值)大于3.00，但小于10.00(更優(yōu)選4.00至8.00)B:0.0005%或更低(不包含0°/。)(更優(yōu)選地，0.0004%或更低)除上述組分外，焊接金屬還包含C:0.02至0.08%(更優(yōu)選0.03至0.07%)、Si:0,10至1.5%(更優(yōu)選0.3至1.3%)、Mn:0.3至1.5%(更優(yōu)選0.5至1.25%)、Cr:2.0至3.60%(更優(yōu)選2.1至3.50%)以及Mo:0.8至1.2%(更優(yōu)選0.9至1.1%)，并且其余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。為了更有效地防止SR斷裂或防止韌性變差，更優(yōu)選Nb含量被調(diào)節(jié)到0.01%或更低(更優(yōu)選0.005%或更低)和/或V含量被調(diào)節(jié)到0.03%或更低(更優(yōu)選地，0.02%或更低)?；谏鲜鲱愃朴^點，優(yōu)選P含量被調(diào)節(jié)到0.012。/?；蚋?更優(yōu)選0.010%或更低)，并且S含量被調(diào)節(jié)到0.012。/?；蚋?更優(yōu)選0.010%更'而且，調(diào)節(jié)強脫氧元素(Mg、Al等)的量優(yōu)選，以落在約0.50至0.85%(更優(yōu)選0.6至0.7%)的范圍內(nèi)，以適當?shù)乜刂圃诤附咏饘僦械?含量。根據(jù)焊接材料(基材)需要具有的性能，在本發(fā)明中使用的粉芯焊絲可以包含其它組分比如Cu、Ni、Co或W，所包含的量在不損害本發(fā)明效果的范圍內(nèi)。對焊劑的組成并沒有特殊的限制，只要其是通常采用的即可。優(yōu)選它主要由例如金紅石構(gòu)成。對粉芯焊絲的焊劑填充比沒有特殊的限制，并且可以考慮焊絲的生產(chǎn)率例如在成型或焊絲牽拉時的斷開而確定。焊劑填充比優(yōu)選在11.0至18.0%的范圍內(nèi)，但這是粗略的。對焊絲的橫截面形狀沒有特殊限制，并且它可以是有縫或無縫的。當焊絲的橫截面形狀是無縫時，為了改善焊絲的進給性質(zhì)，焊絲的表面可以進行Cu鍍或Ni鍍或其復(fù)合鍍。對本發(fā)明所使用的鋼材的優(yōu)選組成沒有特殊的限制，只要它在Cr-Mo鋼的限定范圍內(nèi)即可。實例包含ASTMA387-Gr.22CI.2(2.25Cr-0.5Mo)。在本發(fā)明中，基材優(yōu)選具有與焊接金屬的組成基本上相似的組成。對用于氣體保護電弧焊的方法沒有特殊限制，可使用通常使用的方法。作為保護氣，可以使用Ar氣體和C02氣體的混合氣體；Ar氣體和02氣體的混合氣體；這三種氣體，即Ar氣體、C02氣體和02氣體的混合氣體，以及100。/。CO2氣體。下文中，將通過實施例更具體地描述本發(fā)明。然而，應(yīng)當明白本發(fā)明并不受這些實施例限制，它可以在不背離本發(fā)明的要點的范圍內(nèi)進行改進。任何這些改進都包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。在下面所述實施例的所有表示中，"％"和"份"都表示"質(zhì)量％"和"質(zhì)量份"，除非另有說明。實施例1(粉芯焊絲和基材)在本實施例中，制備表1所示的粉芯焊絲Wl至W37以及帶有圖2所示坡口(0=45°的V-型坡口)的Cr-Mo耐熱性低合金鋼板(焊接基材)1。粉芯焊絲Wl至W37中各個的焊絲直徑都為1.2mm，并且粉芯焊絲中的焊劑填充比率大約為13至15%。圖2所示的鋼板1具有19mm的厚度，并且具有表2所示的組成(余量Fe和不可避免的雜質(zhì))。鋼板在其V-坡口的下部具有支承板2，所述支承板2具有與焊接基材1的化學(xué)組成相類似的化學(xué)組成。在安置支承板的部分的縫隙寬度(根部間隙)L1被設(shè)定為13mm。(焊接條件:)但是圖2所示的鋼板的焊接是通過使用上述粉芯焊絲的氣體保護電弧焊進行的。下面示出具體的焊接條件。焊接電流270A電弧電壓30至32V焊接速度30cm/min焊接位置平焊位置焊接保護氣的組成及流動速率CO2100%，25L/min預(yù)加熱/路徑內(nèi)(interpath)溫度17.5±15°C焊接之后，進行PWHT處理(在690°C處理1小時，然后進行爐內(nèi)冷卻)。圖2示意性示出焊接之后的焊接金屬3。(評價)(焊接金屬的組成)PWHT之后，檢驗在焊接金屬的中心部分的組成。(焊接金屬內(nèi)的MC碳化物和M2C碳化物的確定)通過使用萃取復(fù)型技術(shù)(x30000)，由TEM(透射電子顯微鏡)觀察PWHT之后的焊接金屬的最終路徑的中心部分，并且觀察MC碳化物和M2C碳化物。具體而言，這些在確定區(qū)域(4.67pmx3.67iiim)中的碳化物基于通過TEM觀察所得到的電子衍射圖案而進行辨別之后，進行EDX(能量色散X-射線分析)，以分析它們的組成，以確定是否存在MC碳化物和M2C碳化物。(拉伸性質(zhì)評價)使用從焊接金屬在焊線方向上的中心部分得到的拉伸試驗樣品(JISZ3111No.Al)，進行拉伸試驗。從一個焊接金屬中采集到三個拉伸試驗樣品，并且拉伸強度(TS)和屈服應(yīng)力(YS)各自由這三個試驗樣的平均值確定。在本實施例中，YS為550MPa或更大的焊接金屬被認為"具有優(yōu)異的機械性質(zhì)"。(韌性的評價)使用從各個焊接金屬在垂直于焊接線的方向上的中心部分得到的夏氏沖擊試驗樣(JISZ3111No.4)，進行夏氏沖擊試驗。從一個焊接金屬上得到三個夏氏沖擊試驗樣，并且夏氏沖擊值(vE.i8)由它們的平均值確定。夏氏沖擊值是在-18。C下測定的吸收能量。在本實施例中，VE.18為70J或更大的焊接金屬被評價為"具有優(yōu)異的韌性，，。(是否存在鐵素體帶)如圖3所示，以在焊線方向上以相等間隔從PWHT之后的焊接金屬部分得到大小為6x12mm的六個試驗樣。這些試驗樣各自都進行鏡面拋光并且用2%的硝酸酒精溶液蝕刻之后，用光學(xué)顯微鏡(x50)觀察是否存在鐵素體帶。在本實施例中，當六個試驗樣全部都沒有鐵素體帶時，該焊接金屬被評價為合格(O)，而當這六個試驗樣中的任何一個具有鐵素體帶時，該焊接金屬被評價為不合格(X)。(抗SR斷裂性的評價)通過從焊接狀態(tài)的鋼板(沒有進行PWHT)得到的如圖4所示的圓柱試驗樣并且進行環(huán)狀斷裂試驗，以評價抗SR斷裂性。如圖4A所示，從焊接金屬3的最終焊珠的上部得到如圖4B所示的圓柱試驗樣10。圓柱試驗樣10的具體細節(jié)如圖4C所示。圓柱試驗樣10具有U型凹口5以及延伸到圓柱體的空腔內(nèi)部的狹縫6。U型凹口5位于焊接金屬3的原質(zhì)區(qū)的上部，而狹縫6位于焊接金屬3的原質(zhì)區(qū)的下部。U型凹口5是深度為0.5mm、寬為0.4mm并且凹口底部的曲率半徑為0.2mm的U-型槽形狀。狹縫6的寬度為0.5mm。然后，使用圓柱試驗樣IO進行環(huán)狀斷裂試驗。環(huán)狀斷裂試驗參照"Researchonstressreliefannealingcrack(secondreport)"(由Uchiki等著，Jowm3/o///eJ"op朋So"',,33(9),718(1964))進行。具體而言，如圖4D所述，通過沒有加入焊接材料并且同時在箭頭方向上對試驗樣施加彎曲應(yīng)力的TIG焊接，對圓柱試驗樣10的狹縫6進行焊接。然后，在與上述類似的PWHT處理下，向U型凹口部分5施加拉伸殘余應(yīng)力。PWHT之后，通過光學(xué)顯微鏡(x100)觀察環(huán)的三個橫截面。當這三個橫截面中的任何一個在U型凹口5的底部都沒有顯示裂縫痕跡時，該試驗樣被認為O(合格)，原因是SR斷裂得到了防止(抗SR斷裂性優(yōu)異)。相反，當這三個橫截面中任何一個顯示裂縫痕跡時，該試驗樣被認為X(不合格)，原因是發(fā)生SR斷裂(耐SR斷裂性差)。這些結(jié)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中的焊接金屬試驗樣編號1至18是本發(fā)明實施例，它們分別使用粉芯焊絲W1至W18，并且具有滿足本發(fā)明要求的組成。它們具有優(yōu)異的抗SR斷裂性和機械性質(zhì)。已經(jīng)證實，這些試驗樣包含所需的含TiC的M2C碳化物。另一方面，表4中的焊接金屬試驗樣編號19至37是比較例，它們分別使用粉芯焊絲W19至W37，并且具有使本發(fā)明的要求中的任一個沒有得到滿足的組成，因此具有下列不變之處。在表4中，在本發(fā)明范圍之外的含量都劃有下劃線。焊接金屬試驗樣編號19，由于使用了具有大的C含量的焊絲W19，因此是具有大的C含量的實例；焊接金屬試驗樣編號21，由于使用了具有大的Si含量的焊絲W21，因此是具有大的Si含量的實例；而焊接金屬試驗樣編號22，由于使用了具有大的Mn含量的焊絲W22，因此是具有大的Mn含量的實例。在這些試驗樣中的任何一個中，都觀察到韌性變差。焊接金屬試驗樣編號20，由于使用了具有小的Si含量的焊絲W20，因此是具有小的Si含量的實例；焊接金屬試驗樣編號23，由于使用了具有小的Cr含量的焊絲W23,因此是具有小的Cr含量的實例；而焊接金屬試驗樣編號25，由于使用了具有小的Mo含量的焊絲W25,因此是具有小的Mo含量的實例。在這些試驗樣中的任何一個中，都觀察到Y(jié)S被降低。焊接金屬試驗樣編號24，由于使用了具有大的Cr含量的焊絲W24，因此是具有大的Cr含量的實例；而焊接金屬試驗樣編號26，由于使用了具有大的Mo含量的焊絲W26，因此是具有大的Mo含量的實例。在這些試驗樣中的每一個中，都觀察到了韌性被降低，并且觀察到了SR斷裂。焊接金屬試驗樣編號27，由于使用了具有小的Ti含量和小的P值的焊絲W27，因此是具有小的Ti含量和小的P值的實例。在這個試驗樣中，觀察到了SR斷裂。此外，觀察到了因產(chǎn)生鐵素體帶而導(dǎo)致的韌性變差。焊接金屬試驗樣編號28，由于使用了具有大的Ti含量的焊絲W28，因此是具有大的Ti含量的實例。在這個試驗樣中，觀察到了SR斷裂。焊接金屬試驗樣編號29，由于使用了具有大的B含量的焊絲W29，因此是具有大的B含量的實例。在這個試驗樣中，觀察到了SR斷裂。焊接金屬試驗樣編號30，由于使用了具有大的N含量的焊絲W30，因此是具有大的N含量的實例。在這個試驗樣中，觀察到了SR斷裂。焊接金屬試驗樣編號31，由于使用了具有低含量的強脫氧元素Mg的焊絲31，因此是具有大的O含量的實例。在這個試驗樣中，觀察到Y(jié)S和韌性都降低。焊接金屬試驗樣編號32/編號33，由于使用了具有小/大的P值的焊絲W32/W33，因此是具有小/大的P值的實例。在各個試驗樣中，都觀察到了SR斷裂。焊接金屬試驗樣編號34，由于使用了具有大的Nb含量的焊絲W34，因此是Nb含量超出本發(fā)明優(yōu)選范圍的實例。在這個試驗樣中，同時觀察到了SR斷裂的產(chǎn)生和韌性的降低。焊接金屬試驗樣編號35，由于使用了具有大的V含量的焊絲35，因此是V含量超出本發(fā)明的優(yōu)選范圍的實例。在這個試驗樣中，同時觀察到了SR斷裂的產(chǎn)生和韌性的降低。焊接金屬試驗樣編號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值的焊絲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值的實例。在這個試驗樣中，觀察到了SR斷裂。焊接金屬試驗樣編號37，由于使用了具有大的Mo、Ti、B和N含量以及大的P值的焊絲W37，因此是具有大的Mo、Ti、B和N含量以及大的P值的實例。在這個試驗樣中，觀察到了SR斷裂的產(chǎn)生，也觀察到了韌性的降低。已經(jīng)證實，在比較例中得到的這些焊接金屬試驗樣中的任一個都不包含所需的含TiC的M2C碳化物。權(quán)利要求1.一種具有優(yōu)異的韌性及抗SR斷裂性的焊接金屬，其包含C0.02至0.06％(質(zhì)量％，其同樣適用于下文中)；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％；并且其余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中Ti含量[Ti]與N含量[N]的比率滿足下列范圍2.00＜[Ti]/[N]＜6.25。2.根據(jù)權(quán)利要求1的焊接金屬，其還包含Nb:0.01%或更低(不包含0%)和/或V:0.03%或更低(不包含0%)。3.根據(jù)權(quán)利要求l的焊接金屬，其中所述的焊接金屬具有被抑制到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。4.一種焊接結(jié)構(gòu)體，其包含如權(quán)利要求l所述的焊接金屬。5.根據(jù)權(quán)利要求2的焊接金屬，其中所述的焊接金屬具有被抑制到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.—種焊接結(jié)構(gòu)體，其包含如權(quán)利要求2所述的焊接金屬。7.—種焊接結(jié)構(gòu)體，其包含如權(quán)利要求3所述的焊接金屬。8.—種焊接結(jié)構(gòu)體，其包含如權(quán)利要求5所述的焊接金屬。全文摘要本發(fā)明提供一種用于Cr-Mo鋼的焊接金屬，其被抑制了鐵素體帶的形成，因此具有提高的韌性和拉伸強度，同時具有良好的抗SR斷裂性。根據(jù)本發(fā)明的焊接金屬包含C0.02至0.06％(質(zhì)量％，其同樣適用于下文中)、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％，并且其余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中Ti含量[Ti]與N含量[N]的比率滿足下列范圍2.00＜[Ti]/[N]＜6.25。文檔編號B23K35/30GK101274396SQ20071008897公開日2008年10月1日申請日期2007年3月26日優(yōu)先權(quán)日2006年4月26日發(fā)明者岡崎喜臣,細井宏一申請人:株式會社神戶制鋼所