CN104955607A - 高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝及焊接金属 - Google Patents

高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝及焊接金属 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于提供能够使蠕变断裂强度提高而不会使韧性、回火脆化特性、耐SR裂纹性、焊接操作性劣化的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝及焊接金属。本发明的焊丝，其特征在于，含有C：0.11～0.18质量％、Si：0.05～0.35质量％、Mn：1.00～1.40质量％、P：≤0.015质量％、S：≤0.015质量％、Ni：≤0.07质量％、Co：≤0.07质量％、Cr：2.00～2.30质量％、Mo：0.90～1.20质量％、Ti：≤0.025质量％、Al：≤0.025质量％、V：0.33～0.43质量％、Nb：0.015～0.030质量％、W：≤0.05质量％、B：≤0.0005质量％，余量为Fe及不可避免的杂质。

Description

高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝及焊接金属
技术领域
本发明涉及用于在脱硫反应器等高温高压环境下使用的高强度2.25Cr-1Mo-V钢的埋弧焊接的埋弧焊丝及焊接金属。
背景技术
一直以来，高强度2.25Cr-1Mo-V钢因其高温特性优异而被广泛用作在脱硫反应器等高温高压环境下使用的材料。作为供于此种脱硫反应器用途的2.25Cr-1Mo-V钢的焊接的焊丝或焊接金属，进行了蠕变断裂性能等优异的焊丝或焊接金属的开发。
例如，在专利文献1的焊丝中，通过相对于Cr：1.80～3.80质量％而使V为0.30质量％以上、Nb为0.005质量％以上来确保蠕变强度。另外，在专利文献2中，通过相对于焊丝中的Cr：1.80～3.80质量％而使(焊丝的V+焊剂的V/5)+10(焊丝的Ta+焊剂的Ta/5)为0.35以上来确保蠕变强度。另外，在专利文献3的焊丝中，通过相对于Cr：2.00～3.25质量％而使V为0.10质量％以上、并复合添加Nb、W和Co中的一种以上来确保蠕变强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平1-271096号公报
专利文献2：日本特开平3-258490号公报
专利文献3：日本特开平8-150478号公报
发明内容
发明要解决的课题
但是，在以往的技术中存在以下的问题。
如上所述，作为用于使Cr-Mo钢焊接金属的蠕变断裂强度上升的现有技术，已经逐步采用在主要成分的Cr-Mo体系中累计添加V、Nb、Ta、W这样的强碳化物形成元素或Co等的方法。但是，在这种情况下会招致冲击韧性的劣化、由硬度上升所致的耐裂纹性的劣化。
另外，随着2009年的ASME的修订，要求更进一步的蠕变断裂强度。但是，利用已有的材料难以应对蠕变断裂强度的提高。
本发明鉴于上升问题而完成，其课题在于提供能够使蠕变断裂强度提高而不会使韧性、回火脆化特性、耐SR裂纹性、焊接操作性劣化的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝及焊接金属。
用于解决课题的手段
本发明人等进行深入了研究，结果发现以下的内容。
在形成具有优异的蠕变强度且韧性、回火脆化特性、耐SR裂纹性优异的2.25Cr-1Mo-V钢焊接金属时，本发明人等得出(1)控制碳化物的析出形态及(2)控制微组织的构想作为该蠕变性能的改善手段。
2.25Cr-1Mo-V钢及其焊接金属的微组织为贝氏体主体，其蠕变变形行为主要受到位错的运动和旧γ晶界及晶粒内的贝氏体板条块·板条束·板条边界的滑移所支配。对于前者的抑制而言，有效的是使阻碍位错运动的微细的碳化物分散析出到晶粒内，并且将其长时间维持在高温中。另一方面，对于后者的抑制而言，有效的是旧γ晶界中的阻碍滑移的碳化物的分散析出及滑移点的减少、即微组织的粗大化。
对于上述的(1)的实现而言，有效的是添加在晶粒内优先形成微细的碳化物的合金元素，在本申请中着眼于C及V。进而发现可以得到通过降低Cr而促进微细的碳化物的析出、并且将其长时间地维持在高温的效果，并着眼于Cr。
对于上述的(2)的实现而言，有效的是抑制使淬火性增加的合金元素的添加量，在本申请中着眼于Mn。
在现有技术中，对于像本申请那样以较低范围的Cr飞跃性地改善蠕变断裂强度、即通过较低地抑制合金元素来改善蠕变断裂强度的见解并无任何启示。
本发明的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝(以下，适宜称作焊接丝或简称焊丝)，其特征在于，含有：
C：0.11～0.18质量％
Si：0.05～0.35质量％
Mn：1.00～1.40质量％
P：≤0.015质量％
S：≤0.015质量％
Ni：≤0.07质量％
Co：≤0.07质量％
Cr：2.00～2.30质量％
Mo：0.90～1.20质量％
Ti：≤0.025质量％
Al：≤0.025质量％
V：0.33～0.43质量％
Nb：0.015～0.030质量％
W：≤0.05质量％
B：≤0.0005质量％，余量为Fe及不可避免的杂质。
根据该构成，焊丝通过含有规定量的规定成分而提高焊接金属的室温强度、蠕变断裂强度、韧性、耐SR裂纹性(在应力除去退火时不产生晶界裂纹)、耐腐蚀性、焊接操作性。
予以说明，作为本申请中的蠕变断裂强度的具体值，是指在705℃×24h或705℃×32h的焊接后热处理(PWHT)后在540℃/210MPa下的蠕变断裂时间超过900h的值。另外，焊接操作性是指基于熔渣剥离性、焊道融合性等的观点的性能。
本发明的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝优选与烧结焊剂组合使用，所述烧结焊剂中，
MgO：25～40质量％
Al2O3：13～30质量％
SiO2：3～15质量％
金属氟化物的F换算值：3～15质量％
金属碳酸盐的CO2换算值：3～15质量％
C：≤0.10质量％
Si+Mn：≤3.0质量％
Ni+Co+Cr+Mo+Ti+Al+V+Nb+W：＜1.0质量％
B与硼氧化物的B换算值的总和：＜0.10质量％。
根据该构成，焊丝通过与含有规定量的规定成分组合使用而发挥使焊道形状整齐、提高熔渣的流动性、或者控制氧量的作用。因此，使焊接金属的性能得到进一步提高。
本发明的焊接金属，其特征在于，其是将上述记载的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝与上述记载的烧结焊剂组合而制作成的焊接金属，其中，
C：0.09～0.14质量％
Si：0.05～0.35质量％
Mn：1.00～1.30质量％
P：≤0.015质量％
S：≤0.015质量％
Ni：≤0.06质量％
Co：≤0.06质量％
Cr：2.00～2.30质量％
Mo：0.90～1.20质量％
Ti：≤0.010质量％
Al：≤0.010质量％
V：0.30～0.40质量％
Nb：0.012～0.022质量％
W：≤0.05质量％
B：≤0.0005质量％
O：≤0.045质量％，余量为Fe及不可避免的杂质。
根据该构成，焊接金属通过含有规定量的规定成分而提高焊接金属的室温强度、蠕变断裂强度、韧性、耐SR裂纹性、耐腐蚀性、焊接操作性。
予以说明，在“ASME Sec.VIII Div.23.4.Supplemenal Requirement forCr-Mo Steels Table 3.2”中对该焊接金属的化学成分的一部分进行了规定。
发明效果
采用本发明的焊丝，可以得到蠕变断裂性能、韧性、回火脆化特性、耐SR裂纹性、室温强度优异的焊接金属。另外，采用本发明的焊丝，使焊接操作性优异。
根据本发明的焊接金属，其蠕变断裂性能、韧性、回火脆化特性、耐SR裂纹性、室温强度优异。
附图说明
图1A是表示本发明的实施例中使用的焊接试验体的坡口形状的示意图。
图1B是表示本发明的实施例中使用的焊接试验体的坡口形状的示意图。
图2是表示本发明的实施例的PWHT条件的图表。
图3是对本发明的实施例的步冷处理条件进行说明的图表。
图4A是用于对本发明的实施例的耐SR裂纹性的评价中使用的试验片进行说明的示意图。
图4B是用于对本发明的实施例的耐SR裂纹性的评价中使用的试验片进行说明的示意图。
图4C是用于对本发明的实施例的耐SR裂纹性的评价中使用的试验片进行说明的示意图。
图4D是用于对本发明的实施例的耐SR裂纹性的评价中使用的试验片进行说明的示意图。
图5是表示发明的实施例的耐SR裂纹性的评价的SR条件的图表。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
《焊丝》
本发明的焊丝含有规定量的C、Si、Mn、P、S、Ni、Co、Cr、Mo、Ti、Al、V、Nb、W、B，余量为Fe及不可避免的杂质。
以下，对成分限定理由进行说明。
＜C：0.11～0.18质量％＞
C是为了确保焊接金属的室温强度、蠕变断裂强度及韧性而添加的成分。为了使后述的焊接金属中的C为0.09～0.14质量％，需要使焊丝中的C量为0.11～0.18质量％。
＜Si：0.05～0.35质量％＞
Si是为了确保焊接金属的室温强度、且对焊接金属进行脱氧而添加的成分。为了使后述的焊接金属中的Si量为0.05～0.35质量％，需要使焊丝中的Si量也同为0.05～0.35质量％。
＜Mn：1.00～1.40质量％＞
Mn是为了确保室温强度、尤其使韧性提高而添加的成分。另外，与Si同样，也具有对焊接金属进行脱氧的效果。为了使后述的焊接金属中的Mn量为1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)，需要使焊丝中的Mn量为1.00～1.40质量％(更优选的是：下限为1.15质量％、上限为1.35质量％)。
＜P：≤0.015质量％、S：≤0.015质量％＞
P及S是通过偏析至晶界而使回火脆化特性、耐SR裂纹性劣化的成分。为了使后述的焊接金属中的P量为0.015质量％以下、S量为0.015质量％以下，需要使焊丝中的P、S量也均同为0.015质量％以下。
当然，除P、S以外的杂质即Sn、Sb、As、Pb、Bi的降低也同样对于回火脆化特性、SR裂纹敏感性的提高有效。因此，优选的是：焊丝中的Sn、Sb、As量分别为0.005质量％以下，Pb、Bi量分别为0.0001质量％以下。
＜Ni：≤0.07质量％、Co：≤0.07质量％＞
Ni、Co是对于韧性的提高有效但会招致蠕变强度显著降低的成分。为了使后述的焊接金属中的Ni量为0.06质量％以下、Co量为0.06质量％以下，需要使焊丝中的Ni、Co均为0.07质量％以下。
＜Cr：2.00～2.30质量％＞
Cr与Mo、V同为高强度2.25Cr-1Mo-V钢的基本成分，其是为了确保耐腐蚀性、室温强度及蠕变断裂强度而添加的成分。为了使后述的焊接金属中的Cr量为2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.00质量％、上限为2.24质量％)，需要使焊丝中的Cr量也为2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)。
＜Mo：0.90～1.20质量％＞
Mo与Cr、V同为高强度2.25Cr-1Mo-V钢的基本成分，其是为了确保室温强度、蠕变断裂强度而添加的成分。为了使后述的焊接金属中的Mo量为0.90～1.20质量％，需要使焊丝中的Mo量也同为0.90～1.20质量％。
＜Ti：≤0.025质量％＞
Ti是仅添加微量即可使韧性大大劣化的成分。为了使后述的焊接金属中的Ti量为0.010质量％以下，需要使焊丝中的Ti量为0.025质量％以下。
＜Al：≤0.025质量％＞
Al是形成氧化物的成分。为了使后述的焊接金属中的Al为0.010质量％以下，需要使焊丝中的Al量为0.025质量％以下。
＜V：0.33～0.43质量％＞
V与Cr、Mo同为高强度2.25Cr-1Mo-V钢的基本成分，其是为了确保室温强度、蠕变断裂强度而添加的成分。为了使后述的焊接金属中的V量为0.30～0.40质量％，需要使焊丝中的V量为0.33～0.43质量％。
＜Nb：0.015～0.030质量％＞
Nb是为了确保高温强度、蠕变强度而添加的成分。为了使后述的焊接金属中的Nb量为0.012～0.022质量％，需要使焊丝中的Nb量为0.015～0.030质量％。
＜W：≤0.05质量％＞
W是会招致蠕变强度降低的成分。为了使后述的焊接金属中的W量为0.05质量％以下，需要使焊丝中的W量为0.05质量％以下。
＜B：≤0.0005质量％＞
B是通过添加数ppm即可使耐SR裂纹性大大劣化的成分。为了使后述的焊接金属中的B量为0.0005质量％以下(更优选为0.0003质量％以下)，需要使焊丝中的B量也同为0.0005质量％以下(更优选为0.0003质量％以下)。
＜余量：Fe及不可避免的杂质＞
焊丝的余量为Fe及不可避免的杂质。如上所述，作为不可避免的杂质，例如可列举Sn、Sb、As、Pb、Bi。优选的是：焊丝中的Sn、Sb、As量分别为0.005质量％以下，Pb、Bi量分别为0.0001质量％以下。予以说明，Sn+Sb+As+10Pb+10Bi优选为0.015质量％以下。
《烧结焊剂》
本发明的焊丝可以与规定了MgO、Al2O3、SiO2、金属氟化物的F换算值、金属碳酸盐的CO2换算值、C、“Si+Mn”、“Ni+Co+Cr+Mo+Ti+Al+V+Nb+W”、“B与硼氧化物的B换算值的总和”的烧结焊剂组合使用。
在此，C、Si、Mn、Ni、Co、Cr、Mo、Ti、Al、V、Nb、W、B是作为金属的元素。即，例如若为Si，则为金属Si，“金属Si”是指“纯金属Si”及“合金Si”中的一种以上。其他元素也同样。
以下，对烧结焊剂的成分限定理由进行说明。
＜MgO：25～40质量％＞
MgO具有熔点高、促进熔渣的凝固、整理焊道形状的效果。另外，还具有控制氧量的作用。若MgO量小于25质量％，则焊接中的脱氧效果弱，在焊接金属中氧化物增加，因此韧性劣化。另一方面，若MgO量超过40质量％，则焊道形状变差，因此熔渣剥离性劣化。因此，MgO量为25～40质量％。
＜Al2O3：13～30质量％＞
Al2O3除具有使熔渣的流动性提高的效果以外还具有控制氧量的作用。若Al2O3量小于13质量％，则焊接焊道与母材的融合变差，容易产生夹渣。另一方面，若Al2O3量超过30质量％，则焊接金属中的氧量增加，在焊接金属中氧化物增加，因此韧性劣化。因此，Al2O3量为13～30质量％。
＜SiO2：3～15质量％＞
SiO2具有使流动性提高的效果。若SiO2量小于3质量％，则焊接焊道与母材的咬合变差，容易产生夹渣。另一方面，若SiO2量超过15质量％，则焊接金属中的氧量增加，在焊接金属中氧化物增加，因此韧性劣化。因此，SiO2量为3～15质量％。
＜金属氟化物的F换算值：3～15质量％＞
金属氟化物具有控制焊接金属中的氧量的效果。若金属氟化物的F换算值小于3质量％，则，焊接金属中的氧量增加，在焊接中氧化物增加，因此韧性劣化。另一方面，若金属氟化物的F换算值超过15质量％，则电弧变得不稳定，焊道形状变差，因此熔渣剥离性劣化。因此，金属氟化物的F换算值为3～15质量％。
＜金属碳酸盐的CO2换算值：3～15质量％＞
金属碳酸盐中所含的CO2具有控制焊接金属中的扩散性氢量的效果。若金属碳酸盐的CO2换算值小于3质量％，则焊接金属中的扩散性氢量增加。另一方面，若金属碳酸盐的CO2换算值超过15质量％，则焊接金属中的氧量增加，在焊接金属中氧化物增加，因此韧性劣化。因此，金属碳酸盐的CO2换算值为3～15质量％。
＜C：≤0.10质量％＞
＜Si+Mn：≤3.0质量％＞
＜Ni+Co+Cr+Mo+Ti+Al+V+Nb+W：＜1.0质量％＞
＜B与硼氧化物的B换算值的总和：＜0.10质量％＞
在本申请中，从焊剂中积极地添加本发明的焊丝中所规定的成分。其理由为：在从焊剂中添加合金成分的情况下，由焊接条件所致的成品率的变化大，焊接金属的化学成分处于所设计的成分范围之外的可能性高。因此，焊剂中的C、Si、Mn、Ni、Co、Cr、Mo、Ti、Al、V、Nb、W、B如上述所示的规定。
《焊接金属》
本发明的焊接金属是将上述的焊丝与上述的烧结焊剂组合而制作成的焊接金属。
而且，焊接金属含有规定量的C、Si、Mn、P、S、Ni、Co、Cr、Mo、Ti、Al、V、Nb、W、B、O，余量为Fe及不可避免的杂质。
以下，对成分限定理由进行说明。
＜C：0.09～0.14质量％＞
C是为了确保焊接金属的韧性、室温强度及蠕变断裂强度而添加的成分。C的主要作用为以下的2点。
(1)通过降低贝氏体相变温度而形成微细组织、提高韧性。
(2)仅在形成Cr、Mo、V、Nb等的碳化物、尤其是与这些元素形成“微细的碳化物”的情况下会使蠕变断裂强度大大提高。
若C量小于0.09质量％，则贝氏体相变温度变高，因此贝氏体组织变得粗大，使韧性处于低值。另外，碳化物的析出量不充分，蠕变断裂强度也降低。进而，回火脆化特性降低。另一方面，若C量超过0.14质量％，则析出的碳化物的尺寸变大，因此会招致韧性降低。因此，C量为0.09～0.14质量％。
但是，Mn是仅次于C的、降低贝氏体相变温度的元素，因此在“Mn通过降低贝氏体相变点而形成微细组织、提高韧性”的方面以及“Mn的添加会招致蠕变强度降低”的方面，与用于兼顾韧性和蠕变断裂强度的C的最佳量密切相关。
即，若Mn量小于1.00质量％，则即使C量为0.09～0.14质量％，贝氏体相变温度的降低也不充分，无法得到微细组织，因此韧性处于低值。另一方面，若焊接金属的Mn量超过1.30质量％，则即使C量为0.09～0.14质量％，在Mn的影响下蠕变断裂强度也会急剧劣化。予以说明，Mn的更优选的范围为1.05～1.28质量％。
另外，Cr是2.25Cr-1Mo-V焊接金属中含量最多的碳化物形成元素，因此在“Cr仅在形成“微细的碳化物”时即可使蠕变断裂强度大大提高”的方面，与用于兼顾韧性和蠕变断裂强度的C的最佳值密切相关。在本发明人等的研究中已经明确：在2.25Cr-1Mo-V钢焊接金属中，“Cr的降低会促进微细的碳化物的析出，Cr的增加会促进粗大的碳化物的析出”。
即，若Cr量小于2.00质量％，则即使C量为0.09～0.14质量％，微细碳化物的析出量也过多，因此会招致过度的硬化，使韧性降低。另一方面，若Cr量超过2.30质量％，则即使C量为0.09～0.14质量％，析出的碳化物的尺寸也变大，因此无法确保充分的蠕变断裂强度。予以说明，Cr的更优选范围为2.00～2.24质量％。
即，C：0.09～0.14质量％仅在满足焊接金属的Mn：1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)且Cr：2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)时即可发挥“兼顾韧性和蠕变断裂强度”这样的特别优异的效果。
＜Si：0.05～0.35质量％＞
Si是为了确保焊接金属的室温强度、且对焊接金属进行脱氧而添加的成分。若Si量小于0.05质量％，则焊接金属的强度降低。另外，焊接金属中的氧量增加，且在焊接中氧化物增加，因此韧性劣化。另一方面，若Si量超过0.35质量％，则回火脆化特性劣化。
基于此种理由，焊接金属的Si量在“ASME Sec.VIII Div.23.4.Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2”中规定为0.05～0.35质量％，处于该范围之外的成分体系无法得到规定的性能而无法使用。因此，Si量为0.05～0.35质量％。
＜Mn：1.00～1.30质量％＞
Mn具有确保室温强度、与Si同样地对焊接金属进行脱氧的效果。另外，如之前所叙述的那样，Mn在“使贝氏体相变温度降低而形成微细组织”的方面对确保韧性发挥重要的作用。进而，Mn也是与Ni、Co同样会招致蠕变断裂强度的降低、使回火脆化特性劣化的元素。若Mn量小于1.00质量％，则贝氏体相变温度高，因此组织粗大化，韧性处于低值。另一方面，若Mn超过1.30质量％，则产生蠕变断裂强度的劣化，进而使回火脆化特性也劣化。因此，Mn量为1.00～1.30质量％。予以说明，Mn量的优选范围的下限为1.05质量％、上限为1.28质量％。
但是，C是胜于Mn的、有助于降低贝氏体相变温度的元素，因此在“C通过降低贝氏体相变点而形成微细组织、提高韧性”的方面以及“C仅在与合金元素一起以微细碳化物形式析出时即可大大地有助于提高蠕变强度”的方面，与用于兼顾韧性和蠕变断裂强度的Mn的最佳量密切相关。
即，若C量小于0.09质量％，则即使Mn量为1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)，贝氏体相变温度也变高，因此贝氏体组织变得粗大，使韧性处于低值。另外，碳化物的析出量并不充分，蠕变断裂强度也降低。进而，回火脆化特性降低。另一方面，若C量超过0.14质量％，则即使Mn量为1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)，析出的碳化物的尺寸也变大，因此会招致韧性的降低。
另外，Cr是在2.25Cr-1Mo-V焊接金属中含量最多的碳化物形成元素，因此在“Cr仅在形成“微细的碳化物”时即可提高蠕变断裂强度”的方面，与用于兼顾韧性和蠕变断裂强度的Mn的最佳值密切相关。如之前叙述的那样，根据本发明人等的研究已经明确“Cr的降低会促进微细的碳化物的析出，Cr的增加会促进粗大的碳化物的析出”。
即，若Cr量小于2.00质量％，则即使Mn量为1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)，微细碳化物的析出量也过多，因此会招致过度的硬化，使韧性降低。另一方面，若Cr量超过2.30质量％，则即使Mn量为1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)，碳化物的尺寸也变大，因此无法确保充分的蠕变断裂强度。予以说明，Cr的更优选范围为2.00～2.24质量％。
即，Mn：1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)仅在满足焊接金属的C：0.09～0.14质量％且Cr：2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)时即可发挥“兼顾韧性和蠕变断裂强度”的特别优异的效果。
＜P：≤0.015质量％、S：≤0.015质量％＞
P及S是通过偏析至晶界而使回火脆化特性、SR裂纹敏感性劣化的成分。若P量超过0.015质量％或S量超过0.015质量％，则因晶界脆化而使回火脆化特性、SR裂纹敏感性劣化。基于此种理由，焊接金属的P、S量在“ASME Sec.VIII Div.23.4.Supplemenal Requirement for Cr-MoSteels Table 3.2”中规定为0.015质量％，处于该范围之外的成分体系无法得到规定的性能而无法使用。因此，P量为0.015质量％以下、S量为0.015质量％以下。
当然，除P、S以外的杂质即Sn、Sb、As、Pb、Bi的降低也同样对于回火脆化特性、SR裂纹敏感性的提高有效。因此，优选的是：焊接金属的Sn、Sb、As量分别为0.005质量％以下，Pb、Bi量分别为小于0.0001质量％。
＜Ni：≤0.06质量％、Co：≤0.06质量％＞
Ni、Co是奥氏体形成元素，其是与Mn同样会招致蠕变断裂强度降低的成分。若Ni量超过0.06质量％或Co量超过0.06质量％，则蠕变断裂强度降低。因此，Ni量为0.06质量％以下、Co量为0.06质量％以下。
＜Cr：2.00～2.30质量％＞
Cr与Mo、V同为高强度2.25Cr-1Mo-V钢的基本成分，其是为了确保耐腐蚀性、室温强度及蠕变断裂强度而添加的成分。根据本发明人等的研究可知：Cr不仅其本身会形成碳化物，而且还会对包含后述的V、Nb的微细的碳化物的析出形态造成影响。即，发现得出通过降低Cr而促进微细的碳化物的析出、并且将其长时间维持于高温的效果。
若Cr量小于2.00质量％，则微细碳化物的析出量过多，因此招致过度的硬化，使韧性降低。另一方面，若Cr量超过2.30质量％，则在高温的保持中碳化物的粗大化加剧，无法确保充分的蠕变断裂强度。因此，Cr量为2.00～2.30质量％。予以说明，Cr量的优选范围的下限为2.05质量％、上限为2.24质量％。
但是，在“C仅在以微细碳化物形式析出时即可大大有助于提高蠕变强度”的方面，与用于兼顾韧性和蠕变断裂强度的Cr的最佳量密切相关。
即，若C量小于0.09质量％，则即使Cr量为2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)，贝氏体相变温度也变高，因此贝氏体组织变得粗大，使韧性处于低值。另外，微细碳化物的析出量不充分，蠕变断裂强度降低。进而，回火脆化特性降低。另一方面，若C量超过0.14质量％，则即使Cr量为2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)，析出的碳化物的尺寸也变大，因此会招致韧性的降低。
另外，在“Mn通过降低贝氏体相变点而形成微细组织、提高韧性”的方面以及“Mn的添加会招致蠕变强度的降低”的方面，与用于兼顾韧性和蠕变断裂强度的Cr的最佳量密切相关。
即，若焊接金属的Mn量小于1.00质量％，则即使Cr量为2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)，贝氏体相变温度的降低也不充分，无法得到微细组织，因此韧性处于低值。另一方面，若焊接金属的Mn量超过1.30质量％，则即使Cr量为2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)，在Mn的影响下蠕变断裂强度急剧劣化。予以说明，Mn的更优选范围为1.05～1.28质量％。
即，Cr：2.00～2.30质量％(更优选的是：下限为2.05质量％、上限为2.24质量％)仅在满足焊接金属的C：0.09～0.14质量％且Mn：1.00～1.30质量％(更优选的是：下限为1.05质量％、上限为1.28质量％)时即可发挥“兼顾韧性和蠕变断裂强度”的特别优异的效果。
＜Mo：0.90～1.20质量％＞
Mo与Cr、V同为高强度2.25Cr-1Mo-V钢的基本成分，其通过形成碳化物而有助于确保室温强度及蠕变断裂强度。若Mo量小于0.90质量％，则碳化物的析出不充分，室温强度·蠕变强度不足。另一方面，若Mo量超过1.20质量％，则微细的碳化物增加，硬度过度上升，因此韧性劣化。基于此种理由，焊接金属的Mo量在“ASME Sec.VIII Div.23.4.Supplemenal Requirement for Cr-Mo Steels Table 3.2”中规定为0.90～1.20质量％，处于该范围之外的成分体系无法得到规定的性能而无法使用。因此，Mo量为0.90～1.20质量％。
＜Ti：≤0.010质量％＞
Ti形成微细的炭·氮化物。若Ti量超过0.010质量％，则微细的碳化物增加，因此硬度过度上升，从而使韧性劣化。另外，回火脆化特性降低。因此，Ti量为0.010质量％以下。
＜Al：≤0.010质量％＞
Al在焊接金属中形成氧化物。若Al量超过0.010质量％，则粗大增加，因此韧性劣化。因此，Al量为0.010质量％以下。
＜V：0.30～0.40质量％＞
V与Cr、Mo同为高强度2.25Cr-1Mo-V钢的基本成分，其通过形成碳化物而有助于确保室温强度及蠕变断裂强度。若V量小于0.30质量％，则碳化物的析出量不充分，蠕变断裂强度不足。另一方面，若V量超过0.40质量％，则微细的碳化物增加，因此硬度过度上升，从而使韧性降低，SR裂纹敏感性也劣化。基于此种理由，焊接金属的V量上限在“ASME Sec.VIII Div.23.4.Supplemenal Requirement for Cr-Mo SteelsTable 3.2”中规定为0.40质量％，超出该范围的成分体系无法得到规定的性能而无法使用。因此，V量为0.30～0.40质量％。
＜Nb：0.012～0.022质量％＞
Nb是形成微细的碳化物的倾向强、且尤其为了确保蠕变断裂强度而添加的成分。若Nb量小于0.012质量％，则碳化物的析出量不充分，蠕变断裂强度不足。另一方面，若Nb量超过0.022质量％，则微细的碳化物增加，因此硬度过度上升，从而使韧性降低，SR裂纹敏感性也劣化。因此，Nb量为0.012～0.022质量％。
＜W：≤0.05质量％＞
W是招致蠕变强度降低的成分。若W量超过0.05质量％，则析出的碳化物变大，因此蠕变断裂强度降低。因此，W量为0.05质量％以下。
＜B：≤0.0005质量％＞
B量是通过添加数ppm即可使耐SR裂纹性大大劣化的成分。若B量超过0.0005质量％，则耐SR裂纹性显著降低。因此，B量为0.0005质量％以下。予以说明，B的优选范围为0.0003质量％以下。
＜O：≤0.045质量％＞
焊接金属中的氧以氧化物形式存在。若O量超过0.045质量％，则焊接金属中的氧化物变多，因此韧性降低。在现有专利的日本特开平8-150478号公报中通过将焊接金属氧量控制在0.035～0.065质量％来确保耐SR裂纹性，在本申请中通过降低焊接金属的B而确保耐SR裂纹性，因此无需此种限制。因此，O量为0.045质量％以下。
＜余量：Fe及不可避免的杂质＞
焊接金属的余量为Fe及不可避免的杂质。如上所述，作为不可避免的杂质，例如可列举Sn、Sb、As、Pb、Bi。优选的是：焊丝中的Sn、Sb、As量分别为0.005质量％以下，Pb、Bi量分别小于0.0001质量％。予以说明，Sn+Sb+As+10Pb+10Bi优选为0.015质量％以下。
予以说明，施工时的线能量的大小对于焊接金属的粗粒部(原质部)、细粒部(再热部)的比例造成影响。施工时的线能量优选为18～42kJ/cm。这是由于：若线能量小于18kJ/cm，则细粒部(再热部)在焊接金属整体中所占的比例变多，因此韧性提高，但是蠕变强度显示降低倾向；另一方面，若线能量超过42kJ/cm，则粗粒部(原质部)在焊接金属整体中所占的比例变多，显示良好的蠕变断裂强度，但是显示韧性劣化倾向。
实施例
以下，为了说明本发明的效果而将处于本发明的范围的实施例和处于本发明的范围之外的比较例进行比较说明。
[焊丝的化学成分]
首先，将在本申请的实施例中使用的焊丝的化学组成示于表1、2中。另外，将焊剂的化学组成示于表3中。予以说明，对于不满足本发明的范围的数值引出下划线来表示。
【表1】
[表1]
[表2]
[表3]
[焊接条件]
将本申请的实施例中使用的焊接试验体的坡口形状状示于图1A、图1B中。试验板可以使用ASTM A542T y peD钢等2.25Cr-1Mo-V钢、利用供试材料对坡口面实施了2～3层左右预堆边焊(buttering)焊接的JIS G3106 SM490A钢等炭素钢。即使使用任一试验板，试验结果均相同，因此在本申请的实施例中使用共金系的ASTM A542TypeD钢。以焊接长度为700mm～1000mm实施1层2焊道的分开焊接，该层叠数最终加工为6～8层。
接着，将焊接试验时的焊接条件示于表4中。使用了埋弧焊丝的焊接时的电源极性通常为AC或DCEP。但是，在本申请的焊接试验中，即使使用任一电源极性，焊接金属的性能也相同，因此在实施例中全部记载了基于AC电源得到的试验结果。进而，焊接姿势向下地进行了焊接试验。
[表4]
[焊接操作性]
对在表4所示的焊接条件下实施焊接试验时的焊接操作性进行了感官性地评价。第一，关于“熔渣剥离性”，将容易进行熔渣剥离的情况评价为“良”，将难以进行熔渣剥离的情况评价为“差”。第二，关于“焊道融合性”，将在焊道缝边中产生夹渣的倾向弱的情况评价为“无”，将将在焊道缝边中产生夹渣的倾向强的情况评价为“有”。
将这些结果示于表5中。
[表5]
如表5所示，在No.20中，焊剂的MgO超过上限值，SiO2小于下限值，因此焊接操作性的评价差。在No.22中，焊剂的Al2O3小于下限值，金属氟化物的F换算值超过上限值，因此焊接操作性的评价差。
接着，将焊接金属的化学组成示于表6、7。予以说明，对于不满足本发明的范围的数值引出下划线来表示。
[表6]
[表7]
[焊接金属的化学成分测定]
对于化学成分测定用的试样，从As-Weld的供试材料切割形成于坡口部的焊接金属的中央部，利用吸光光度法(B)、燃烧-红外线吸收法(C，S)、不活泼气体熔解-导热率法(O)、感应耦合等离子体发光分光分析法(上述元素以外)进行了化学成分分析。将所得的化学成分示于表6、7中。
[PWHT]
将对焊接试验材施工的各种PWHT条件示于图2中。PWHT的强弱通过引入Larson-Miller的热处理参数(以下简写成[P])的概念来进行定量化。[P]利用下式1来表示，式中的T表示PWHT温度(℃)，t表示PWHT时间(h)。
【数1】
[P]＝(T+273)×(20+logt)×10-3···(式1)
即，PWHT温度越高，并且PWHT时间越长，[P]越大，焊接金属被进一步退火。尤其对于确保以Cr-Mo钢为代表的低合金耐热钢的强度而发挥大作用的碳氮化物的凝集·粗大化加剧，因此其强度降低。另一方面，[P]变大，焊接金属的强度降低，由此该韧性呈反比例地提高。但是，若碳氮化物的凝集·粗大化过剩地进行，则这些粗大碳氮化物作为脆性破坏的起点发挥作用，还存在反而使韧性劣化的情况。另外，强度及韧性的增减倾向对[P]大致成线性，以蠕变断裂强度为代表的高温强度也显示同样的倾向。
本申请中作为对象的PWHT条件为(1)705(±15)℃×8(±1)h、(2)705(±15)℃×24(±1)h及(3)705(±15)℃×32(±1)h，该[P]的范围分别为(1)20.07～20.81、(2)20.57～21.25及(3)20.70～21.37。
另外，在对焊接金属的回火脆化特性进行评价时，使用实施了后述的称作Step cooling(步冷(S.C.)、图3)的特殊脆化促进热处理的试验材料。
在此，
PWHT(705℃×8h)：夏比冲击试验(图2的(a)条件)
PWHT(705℃×8h)+S.C.：夏比冲击试验(回火脆化特性评价用)
PWHT(705℃×24h)：蠕变断裂试验(图2的(b)条件)
PWHT(705℃×32h)：蠕变断裂试验、室温强度试验(图2的(c)条件)。
＜步冷＞
接着，对步冷进行说明。图3中示出用于对步冷的处理条件进行说明的、以纵轴为温度、横轴为时间的图表。如图3所示，关于步冷，若对供试材料加热、且供试材料的温度超过300℃，则按照使升温速度达到50℃/h以下的方式调整加热条件，加热至供试材料的温度到达593℃。然后，在593℃保持1小时后，将供试材料以6℃/h的冷却速度冷却至538℃，保持15小时，以该冷却速度冷却至523℃，保持24小时，再以该冷却速度冷却至495℃，保持60小时。接着，将供试材料以3℃/h的冷却速度冷却至468℃，保持100小时。然后，以28℃/h以下的冷却速度将供试材料冷却至供试材料的温度达到300℃以下。予以说明，在该处理中，供试材料的温度为300℃以下的温度范围，升温速度及冷却速度未作规定。
[韧性·回火脆化特性(夏比冲击试验)]
在评价焊接金属的韧性·回火脆化特性时，从PWHT条件采用705℃×8h及705℃×8h+步冷的两试验材料采集ISO 148-1基准的2mm-V缺口的夏比冲击试验片，在20、0、-18、-30、-50、-70、-90℃的各温度下对每3个该试验片实施了夏比冲击试验。接着，从润滑地通过各温度下的试验值的相互的迁移曲线确定表示54J的夏比迁移温度(以下标记为vTr54及vTr'54)，算出由步冷所致的vTr54的变动量(＝vTr'54-vTr54、以下标记为ΔvTr54)作为脆化量。
焊接金属的回火脆化敏感性从vTr54及ΔvTr54两者进行综合性地判断。在此，将在vTr54加上3倍于ΔvTr54的值所得的值(＝vTr54+3ΔvTr54)定义为回火脆化特性值。这是考虑到步冷为加速试验、实际运转年数为数十年而看起来在实际焊接金属中发生由步冷所致的脆化量的3倍的脆化，并对经过长时间的运转的焊接金属显示54J的夏比迁移温度进行估算而得的值，因此ΔvTr54的系数(本申请的情况，3)也与蠕变性能同样存在1.5→2.0→2.5→3.0这样的逐年严化的倾向，系数3是实质上在最近的要求中最严格的系数。即使脆化量(＝ΔvTr54)变小，在vTr54较大时，vTr54+3ΔvTr54也变大，因此不优选作为要求对高位稳定的焊接品质的该焊接金属的应用部位。另一方面，即使PWHT后的韧性(＝vTr54)优异，在脆化量(＝ΔvTR54)较大时，vTr54+3ΔvTr54也还是变大，基于同样的理由而不优选。
在本实施例中，关于韧性，将在-30℃的冲击值的3点平均(以下标记为vE-30℃)为70J以上的情况评价为◎，将54J以上且小于70J的情况评价为○，将小于54J的情况评价为×。
关于回火脆化特性值，将vTr54+3ΔvTr54小于-10℃的情况评价为◎，将-10℃以上且10℃以下的情况评价为○，将超过10℃的情况评价为×。
在此，
vTr54：在PWHT后显示54J的夏比迁移温度(℃)
vTr'54：在PWHT+步冷后显示54J的夏比迁移温度(℃)
ΔvTr54(＝vTr'54-vTr54)：由步冷所致的脆化量(℃)
vTr54+3ΔvTr54：回火脆化特性(℃)。
[蠕变断裂试验]
从PWHT条件采用705℃×24h及705℃×32h的各个焊接试验材料采集ISO 204基准的蠕变断裂试验片(径：13mm，G.L.＝65mm)，以试验温度为540℃、载荷应力为210MPa实施蠕变断裂试验，并调查了其断裂时间。在本实施例中，将在705℃×24h的PWHT后断裂时间(以下标记为Tr)超过1000h的情况评价为◎，将1000h以下且900h以上的情况评价为○，将小于900h的情况评价为×。予以说明，表中，“-”表示未实施试验。另外，对于利用2种试验材料实施试验的情况，将两者均超过1000h或任一方超过1000h且另一方为1000h以下且900h以上的情况评价为◎。
[耐SR裂纹性评价试验(环裂纹试验)]
在制作以Cr-Mo钢为首的低合金耐热钢制压力容器时，以在PWHT的施工以前降低制作中的结构物的残留应力为主要目的，屡次进行了SR(Stress relief：应力除去退火)。该SR时在旧γ晶界中产生的是SR裂纹。SR裂纹如下产生：由SR所致的晶粒内的碳化物的析出及旧γ晶界中的杂质的偏析这两者重叠，由此在晶粒内与旧γ晶界界面产生过剩的强度差，相对弱化的旧γ晶界无法对抗残留应力，从而产生SR裂纹。
在本申请的焊接金属的耐SR裂纹性评价中，应用了被称作环裂纹试验的试验方法。从焊接状态的焊接试验材料的图4A所示的位置(＝U缺口正下方成为最终焊道原质部的位置)采集具有U沟(U缺口)及狭缝(狭缝宽度：0.5mm)的环状试验片。试验数为2个。将试验片的形状示于图4B。
如图4C所示，在将狭缝铆接至约0.05mm的状态下将狭缝进行TIG焊接，对U沟正下方负载残留应力。接着，对TIG焊接后的试验片实施图5所示条件的SR(625℃×10h)后，如图4D所示，将试验片沿长度方向分成3部分，对各剖面的缺口正下方进行观察，观察到有无发生旧γ晶界的SR。在进行观察的6个剖面(＝观察面3×试验数2)中，将未观察到SR裂纹的发生的情况评价为“无”，将SR裂纹产生个数为1剖面以上的情况评价为“有”。
[扩散氢量]
扩散性氢量基于规定了焊接金属的扩散性氢的测定方法的AWSA4.3进行了测定。将4ml/100g以下的情况评价为◎，将超过4ml/100g的情况评价为×。
[室温强度]
关于室温强度，从PWHT条件采用705℃×32h的各个焊接试验材料采集ISO6892基准拉伸试验片(径：10mm，G.L.＝50mm)，求出拉伸强度。将拉伸强度为620MPa以上且660MPa以下的情况评价为◎，将拉伸强度小于620MPa或超过660MPa的情况评价为○。
将这些结果示于表8、9中。另外，将焊接金属的各种机械试验方法示于表10中。
[表8]
[表9]
[表10]
如表8、9所示，No.1～14满足本发明的范围，因此在所有的评价项目中得到良好的结果。
另一方面，No.15～35不满足本发明的范围，因此得出以下的结果。
在No.15中，焊接金属的C含量小于下限值，因此韧性、回火脆化特性、蠕变断裂性能的评价差。在No.16中，焊接金属的C含量小于下限值，因此O含量超过上限值，另外，焊剂的Al2O3、金属碳酸盐的CO2换算值超过上限值，金属氟化物的F换算值小于下限值，因此韧性、回火脆化特性、蠕变断裂性能的评价差。
在No.17中，焊接金属的C含量超过上限值，因此韧性的评价差。在No.18中，焊接金属的C含量、O含量超过上限值，并且焊剂的SiO2超过上限值，MgO小于下限值，因此韧性的评价差。另外，Mn含量超过上限值，因此回火脆化特性差，B含量超过上限值，因此耐SR裂纹性降低。另外，Mn含量超过上限值，因此蠕变断裂性能降低。
在No.19中，焊接金属的Mn含量小于下限值，因此韧性的评价差。在No.20中，焊接操作性不良，因此无法实施机械试验。在No.21中，焊接金属的Mn含量超过上限值，因此蠕变断裂性能的评价差。另外，Mn含量超过上限值，因此脆化量(ΔvTr54J)大。予以说明，在Mn的影响下Δ变大，但是vTr54充分低，因此回火脆化处于◎。
在No.22中，焊接操作性不良，因此无法实施机械试验。另外，扩散性氢量多。在No.23中，焊接金属的Ni含量超过上限值，因此蠕变断裂性能的评价差。在No.24中，焊接金属的Co含量超过上限值，因此蠕变断裂性能的评价差。
在No.25中，焊接金属的Cr含量小于下限值，因此韧性的评价差。在No.26中，焊接金属的Cr含量超过上限值，因此蠕变断裂性能的评价差。在No.27中，焊接金属的Mn含量、Cr含量超过上限值，因此蠕变断裂性能的评价差。另外，Mn含量超过上限值，因此脆化量(ΔvTr54J)大。予以说明，在Mn的影响Δ变大，但是vTr54充分低，因此回火脆化处于◎。在No.28中，焊接金属的Ti含量超过上限值，因此韧性、回火脆化特性的评价差。
在No.29中，焊接金属的Al含量超过上限值，因此韧性的评价差。在NO.30中，焊接金属的V含量小于下限值，因此蠕变断裂性能的评价差。在NO.31中，焊接金属的V含量超过上限值，因此韧性、耐SR裂纹性的评价差。
在NO.32中，焊接金属的Nb含量小于下限值，因此蠕变断裂性能的评价差。在NO.33中，焊接金属的Nb含量超过上限值，因此韧性、耐SR裂纹性的评价差。在NO.34中，焊接金属的W含量超过上限值，因此蠕变断裂性能的评价差。在NO.35中，焊接金属的B含量超过上限值，因此耐SR裂纹性的评价差。
以上，示出实施方式及实施例对本发明进行详细地说明，但是本发明的主旨不受上述的内容的限定，其权利范围应该基于权利要求书的记载进行宽泛地解释。予以说明，本发明的内容可以基于上述的记载进行宽泛地改变和变更等。

Claims (3)

1.一种高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝，其特征在于，含有：
C：0.11～0.18质量％
Si：0.05～0.35质量％
Mn：1.00～1.40质量％
P：≤0.015质量％
S：≤0.015质量％
Ni：≤0.07质量％
Co：≤0.07质量％
Cr：2.00～2.30质量％
Mo：0.90～1.20质量％
Ti：≤0.025质量％
Al：≤0.025质量％
V：0.33～0.43质量％
Nb：0.015～0.030质量％
W：≤0.05质量％
B：≤0.0005质量％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝，其特征在于，其与烧结焊剂组合使用，所述烧结焊剂中，
MgO：25～40质量％
Al2O3：13～30质量％
SiO2：3～15质量％
金属氟化物的F换算值：3～15质量％
金属碳酸盐的CO2换算值：3～15质量％
C：≤0.10质量％
Si+Mn：≤3.0质量％
Ni+Co+Cr+Mo+Ti+Al+V+Nb+W：＜1.0质量％
B与硼氧化物的B换算值的总和：＜0.10质量％。
3.一种焊接金属，其特征在于，其是将权利要求1所述的高强度2.25Cr-1Mo-V钢用埋弧焊丝与权利要求2所述的烧结焊剂组合而制作成的焊接金属，其中，
C：0.09～0.14质量％
Si：0.05～0.35质量％
Mn：1.00～1.30质量％
P：≤0.015质量％
S：≤0.015质量％
Ni：≤0.06质量％
Co：≤0.06质量％
Cr：2.00～2.30质量％
Mo：0.90～1.20质量％
Ti：≤0.010质量％
Al：≤0.010质量％
V：0.30～0.40质量％
Nb：0.012～0.022质量％
W：≤0.05质量％
B：≤0.0005质量％
O：≤0.045质量％，余量为Fe及不可避免的杂质。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105385821A (zh) * 2015-10-21 2016-03-09 苏州雷格姆海洋石油设备科技有限公司 一种用于深海中高温高压环境下的设备零件的原料生产方法
CN106399842A (zh) * 2016-12-02 2017-02-15 武汉钢铁股份有限公司 一种耐热钢用埋弧焊丝用钢及生产方法
CN107081538A (zh) * 2017-05-12 2017-08-22 天长市通联焊业有限公司 一种高强度耐腐蚀焊丝
CN109093287A (zh) * 2018-09-29 2018-12-28 四川西冶新材料股份有限公司 一种2.25Cr-1Mo-0.25V钢交流埋弧焊接用焊丝及焊剂
CN110520243A (zh) * 2017-05-01 2019-11-29 株式会社神户制钢所 电弧焊方法和焊丝
CN113319469A (zh) * 2021-06-30 2021-08-31 桂林航天工业学院 高强度耐热钢气体保护焊丝及其制备方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017038975A1 (ja) * 2015-09-04 2017-03-09 株式会社神戸製鋼所 サブマージアーク溶接用ワイヤ
JP6760758B2 (ja) * 2015-09-04 2020-09-23 株式会社神戸製鋼所 サブマージアーク溶接用ワイヤ
JP6832830B2 (ja) * 2017-10-25 2021-02-24 株式会社神戸製鋼所 サブマージアーク溶接用フラックス入りワイヤ及びサブマージアーク溶接用材料

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1891843A (zh) * 2005-07-07 2007-01-10 株式会社日立制作所 汽轮机用管道、其制造方法及使用其的汽轮机发电设备
CN102112270A (zh) * 2008-12-09 2011-06-29 乔治洛德方法研究和开发液化空气有限公司 用于CrMoV钢的埋弧焊的焊剂和焊丝
WO2012070524A1 (ja) * 2010-11-24 2012-05-31 株式会社神戸製鋼所 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
WO2012108517A1 (ja) * 2011-02-09 2012-08-16 株式会社神戸製鋼所 クリープ特性に優れた溶接金属
WO2012124529A1 (ja) * 2011-03-11 2012-09-20 株式会社神戸製鋼所 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01271096A (ja) 1988-04-20 1989-10-30 Nippon Steel Corp Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法
JPH0284293A (ja) * 1988-06-14 1990-03-26 Kobe Steel Ltd 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法
JPH03258490A (ja) 1990-03-08 1991-11-18 Nippon Steel Corp Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法
JP3258135B2 (ja) * 1993-05-24 2002-02-18 株式会社神戸製鋼所 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法
JP3258190B2 (ja) * 1994-09-30 2002-02-18 株式会社神戸製鋼所 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法及び溶接金属
JP3747237B2 (ja) * 2000-05-01 2006-02-22 株式会社神戸製鋼所 耐熱鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JP2006225718A (ja) * 2005-02-17 2006-08-31 Kobe Steel Ltd 低温靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1891843A (zh) * 2005-07-07 2007-01-10 株式会社日立制作所 汽轮机用管道、其制造方法及使用其的汽轮机发电设备
CN102112270A (zh) * 2008-12-09 2011-06-29 乔治洛德方法研究和开发液化空气有限公司 用于CrMoV钢的埋弧焊的焊剂和焊丝
WO2012070524A1 (ja) * 2010-11-24 2012-05-31 株式会社神戸製鋼所 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法
WO2012108517A1 (ja) * 2011-02-09 2012-08-16 株式会社神戸製鋼所 クリープ特性に優れた溶接金属
WO2012124529A1 (ja) * 2011-03-11 2012-09-20 株式会社神戸製鋼所 耐焼戻し脆化特性に優れた溶接金属

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105385821A (zh) * 2015-10-21 2016-03-09 苏州雷格姆海洋石油设备科技有限公司 一种用于深海中高温高压环境下的设备零件的原料生产方法
CN106399842A (zh) * 2016-12-02 2017-02-15 武汉钢铁股份有限公司 一种耐热钢用埋弧焊丝用钢及生产方法
CN110520243A (zh) * 2017-05-01 2019-11-29 株式会社神户制钢所 电弧焊方法和焊丝
CN107081538A (zh) * 2017-05-12 2017-08-22 天长市通联焊业有限公司 一种高强度耐腐蚀焊丝
CN109093287A (zh) * 2018-09-29 2018-12-28 四川西冶新材料股份有限公司 一种2.25Cr-1Mo-0.25V钢交流埋弧焊接用焊丝及焊剂
CN113319469A (zh) * 2021-06-30 2021-08-31 桂林航天工业学院 高强度耐热钢气体保护焊丝及其制备方法

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