CN113631321A - 极低温用高强度焊接接头的制造方法 - Google Patents

极低温用高强度焊接接头的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种极低温用焊接钢构造物用焊接接头的制造方法。上述制造方法中，使用具有规定线材组成的实芯焊丝将具有规定钢材组成的极低温用高强度高Mn钢材彼此例如优选进行气体保护金属极电弧焊而形成多层焊接金属部。此时，调整焊接条件以使第1层焊接金属中的钢材的焊透率(稀释率)在35～60％的范围。所使用的实芯焊丝具有Mn和Cr的含量低于所使用的钢材的Mn含量和Cr含量的线材组成。由此，能够容易地制造高强度且具有极低温冲击韧性优异的焊接金属部的焊接接头。

Description

极低温用高强度焊接接头的制造方法
技术领域
本发明涉及例如液化气储罐用罐体等在极低温环境下使用的高Mn含量钢材制焊接钢构造物，特别涉及一种形成高强度且具有优异的极低温冲击韧性的焊接金属部的高强度焊接接头的制造方法。
背景技术
近年来，对环境的管制日趋严格。液化天然气(以下，也称为LNG)由于不含有硫，因此被称为不产生硫化物氧化物等大气污染物质的清洁燃料，其需求不断增加。为了LNG的输送或保存，要求输送或储藏LNG的容器(罐)在LNG的液化温度、即-162℃以下的温度下保持优异的极低温冲击韧性。
由于需要保持优异的极低温冲击韧性，因此，作为容器(罐)等材料用途，以往一直使用铝合金、9％Ni钢、奥氏体系不锈钢等。但是，铝合金存在由于拉伸强度低，因此需要将构造物的板厚设计得较大，而且存在焊接性差的问题。另外，9％Ni钢需要使用昂贵的Ni基材料作为焊接材料，因此经济上不利。另外，奥氏体系不锈钢存在价格昂贵、并且母材强度也低的问题。
从这样的问题出发，作为输送或储藏LNG的容器(罐)用材料，最近，研究了以质量％计含有10～35％左右的Mn的高Mn含量钢(以下，也称为高Mn钢)的应用。高Mn含量钢具有如下特征：在极低温下也为奥氏体相，不产生脆性断裂，而且与奥氏体系不锈钢相比，具有高强度。因此，迫切期望这样的材料(高Mn含量钢材)和能够稳定地焊接这样的材料的焊接材料。
针对这样的迫切期望，例如，专利文献1中记载了“极低温用高Mn钢材”。专利文献1中记载的“极低温用高Mn钢材”为如下极低温用高Mn钢材，以质量％计含有C：0.001～0.80％、Mn：15.0～35.0％、S：0.0001～0.01％、Cr：0.01～10.0％、Ti：0.001～0.05％、N：0.0001～0.10％、O：0.001～0.010％，限制P为0.02％以下，还含有Si：0.001～5.00％、Al：0.001～5.0％中的一者或两者，进一步含有合计0.0002％以上的Mg：0.01％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.01％以下中的1种或2种以上，满足以下式子，
30C+0.5Mn+Ni+0.8Cr+1.2Si+0.8Mo≥25…(式1)，
O/S≥1…(式2)
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，奥氏体的体积率为95％以上，上述奥氏体的晶体粒径为20～200μm，上述奥氏体的晶界中的碳化物被覆率为50％以下。专利文献1记载的高Mn钢材中，可以通过将奥氏体粒径控制为适当的尺寸来避免在晶界生成的碳化物成为断裂的起点、龟裂的传播路径，进一步适当调整合金元素的添加量、平衡、以及S量、O量，并添加Mg、Ca、REM而适当地调整奥氏体粒径，还能够抑制热影响区的晶体粒径的粗大化。
另外，专利文献2中记载了一种“低温用厚钢板”。专利文献2中记载的“低温用厚钢板”为如下钢材，以质量％计，含有C：0.30～0.65％、Si：0.05～0.30％、Mn：超过20.00％且小于30.00％、Ni：0.10％以上且小于3.00％、Cr：3.00％以上且小于8.00％、Al：0.005～0.100％、N：0.0050％以上且小于0.0500％，限制为P：0.0040％以下、S：0.020％以下、O：0050％以下，剩余部分由Fe和杂质构成，由Mn稠化部的Mn浓度Mni和Mn稀薄部的Mn浓度Mn0算出的Mn偏析比XMn(XM＝Mni/Mn0)为1.6以下，室温(25℃)下的屈服应力为400MPa以上，拉伸应力为800MPa以上，焊接热影响区的夏比冲击吸收能量(vE-196)为70J以上。根据专利文献2记载的技术，能够直接以热轧的状态作为输送或储藏LNG的容器(罐)用材料而提供。
另外，专利文献3中提出了“极低温冲击韧性优异的高强度焊接接头部和用于形成该焊接接头的药芯焊丝电弧焊用焊丝”。专利文献3中记载的药芯焊丝电弧焊用焊丝为具有如下组成的焊丝，所述组成以重量％计含有C：0.15～0.8％、Si：0.2～1.2％、Mn：15～34％、Cr：6％以下、Mo：1.5～4％、S：0.02％以下、P：0.02％以下、B：0.01％以下、Ti：0.09～0.5％、N：0.001～0.3％、TiO2：4～15％、选自SiO2、ZrO2和Al2O3中的1种以上的合计：0.01～9％、选自K、Na和Li中的1种以上的合计：0.5～1.7％、F和Ca中的1种以上：0.2～1.5％、余量Fe和其它不可避免的杂质。如果使用专利文献3中记载的药芯焊丝电弧焊用焊丝进行焊接，则有效地得到具有试验温度-196℃下的夏比冲击试验吸收能为28J以上的优异的低温韧性和常温拉伸强度为400MPa以上的高强度的焊接接头部，另外，将线材组成调整为Mo：1.5％以上，能够确保具有优异的耐高温裂纹性的焊接接头部。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016－196703号公报
专利文献2：日本特开2017－071817号公报
专利文献3：日本特表2017－502842号公报
发明内容
然而，即便将上述专利文献1、2中记载的高Mn含量钢材与专利文献3中记载的焊接材料组合而制造焊接构造物，也会在焊接金属部中产生强度降低、韧性降低，作为焊接钢构造物，存在无法确保所期望的极低温下的材料特性(高强度、高韧性)的问题。根据本发明人等的研究，发现在高Mn含量钢材焊接金属部中，由于焊接时的热履历、钢材在焊接金属中的稀释率(焊透程度)、凝固时的偏析等而进行元素的再分配，组织变化很大，因此存在焊接金属部产生强度降低、韧性降低的问题。
因此，本发明的目的在于解决上述以往的技术问题，提供一种适合用作极低温用焊接钢构造物的具有兼具高强度和优异的极低温冲击韧性的焊接金属部的高强度焊接接头的制造方法。
应予说明，这里所说的“高强度”是指常温屈服应力(0.2％耐力)为400MPa以上。另外，“优异的极低温冲击韧性”是指试验温度-196℃下的夏比冲击试验吸收能vE-196为28J以上。
本发明人等为了实现上述目的，使用高Mn含量钢材用焊接材料来制作焊接接头，对焊接金属部的组织形态与强度、与极低温冲击韧性的关系进行了深入研究。其结果，发现特别是在重叠二层以上的焊缝(由1次或2次以上的焊接道次所产生的焊接金属的层)的多层焊接的情况下，由焊接时的热履历所致的焊接金属的组织变化很重要。发现在焊接时因钢材、焊接材料在焊接金属中的焊透程度(稀释率)而产生焊接金属的组织变化，焊接金属部的材料特性(强度、韧性)变化很大。发现特别是在多层焊接的情况下，将钢材在第1层焊接金属中的焊透程度(稀释率)调整到规定范围对确保所期望的焊接金属特性是很重要的。
即，钢材在焊接金属中的焊透程度(稀释率)高的情况下，焊接金属特性受作为钢材中大量含有的成分的Mn、Cr的影响很大。另一方面，钢材在焊接金属中的焊透程度(稀释率)低的情况下，焊接金属特性受作为线材中除Mn和Cr以外大量含有的成分的Ni、Mo的影响很大。这种成分的不同会对凝固过程中形成的凝固组织(枝晶结构)造成很大影响。钢材在焊接金属中的焊透程度(稀释率)高的情况下，枝晶结构变密，焊接金属的强度提高，但容易产生焊接裂纹。另一方面，钢材在焊接金属中的焊透程度(稀释率)低的情况下，枝晶结构变得稀疏，焊接金属的强度降低，韧性提高，不易产生焊接裂纹。认为这是由于上述枝晶结构的差异而导致枝晶中的亚晶、位错、析出物等组织形态不同。
鉴于这样的趋势，本发明人等发现为了确保所期望的高强度且具有优异的极低温冲击韧性的多层焊接金属部，重要的是调整焊接条件以使钢材在第1层焊接金属中的焊透程度(稀释率)为35～60％。
本发明是基于上述见解，进一步加以研究而完成的。即，本发明的要旨如下。
(1)一种极低温用高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，使用实芯焊丝将极低温用高强度高Mn含量钢材彼此进行气体保护金属极电弧焊，形成多层焊接金属部，该极低温用高强度高Mn含量钢材具有如下钢材组成，以质量％计，含有C：0.10～0.70％、Si：0.05～1.00％、Mn：18～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O(氧)：0.0050％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，该实芯焊丝具有如下线材组成，以质量％计，含有C：0.2～0.8％、Si：0.15～0.90％、Mn：17.0～28.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.02～2.5％、Al：0.1％以下、N：0.12％以下、O(氧)：0.04％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且该实芯焊丝的Mn和Cr的各含量分别低于该钢材的Mn和Cr的各含量，调整上述气体保护金属极电弧焊的焊接条件以使由下式(1)定义的该多层焊接金属部中的该钢材在第1层焊接金属中的稀释率为35～60％，
稀释率(％)＝100×{(第1层焊接金属中含有的成分元素的含量：质量％)－(该实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}/{(该钢材中含有的成分元素的含量：质量％)－(该实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}……(1)。
(2)根据上述(1)中的极低温用高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，上述极低温用高强度高Mn含量钢材除了上述钢材组成以外，以质量％计，还含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的1种或2种以上、和/或、REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％中的1种或2种。
(3)根据上述(1)或(2)中的极低温用高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，上述实芯焊丝除了上述线材组成以外，以质量％计，还含有选自V：1.0％以下、Ti：1.0％以下和Nb：1.0％以下中的1种或2种以上。
根据本发明，能够容易地制造适合用作在极低温环境下使用的焊接钢构造物的高强度且具有极低温冲击韧性优异的多层焊接金属部的焊接接头，在工业上起到显著的效果。
具体实施方式
本发明为一种极低温用焊接钢构造物用高强度焊接接头的制造方法，该方法利用使用实芯焊丝的焊接将极低温用高强度高Mn含量钢材彼此形成多层焊接金属部而接合成为焊接接头。
首先，对所使用的钢材进行说明。应予说明，“组成”中的“质量％”简记为“％”。
本发明中使用的钢材为具有如下钢材组成的极低温用高强度高Mn含量钢材，所述钢材组成以质量％计含有C：0.10～0.70％、Si：0.05～1.00％、Mn：18～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O(氧)：0.0050％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。钢材组成的限定理由如下。
C：0.10～0.70％
C是具有使奥氏体相稳定化的作用、便宜且重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上。另一方面，含有超过0.70％时，过量生成Cr碳化物，极低温冲击韧性降低。因此，C限定在0.10～0.70％的范围。优选为0.20～0.60％。
Si：0.05～1.00％
Si是作为脱氧剂而发挥作用、并且固溶于钢中通过固溶强化而有助于钢材的高强度化的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，含有超过1.00％时，焊接性降低。因此，Si限定在0.05～1.00％的范围。优选为0.07～0.50％。
Mn：18～30％
Mn是具有使奥氏体相稳定化的作用、且比较便宜的元素，本发明中，是对兼具高强度和优异的极低温韧性非常重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有18％以上。另一方面，即便含有超过30％，使极低温韧性提高的效果也饱和，无法期待与含量相当的效果，在经济上不利。另外，大量含有超过30％时，会导致焊接性、切割性降低，而且会助长偏析，助长应力腐蚀开裂的产生。因此，Mn限定在18～30％的范围。优选为18～28％。
P：0.030％以下
P是作为杂质在晶界偏析而成为应力腐蚀开裂的产生起点的元素，本发明中，优选尽可能减少，如果为0.030％以下，则可以允许。因此，P限定在0.030％以下。优选为0.028％以下，进一步优选为0.024％以下。另一方面，为了极力降低P到小于0.002％，需要长时间的精炼，精炼成本上升。因此，从经济性的观点考虑，P优选为0.002％以上。
S：0.0070％以下
S在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在，使钢材、焊接金属的延展性、极低温韧性降低。因此，S优选尽可能减少，如果为0.0070％以下，则可以允许。优选为0.0050％以下。另一方面，为了极力降低S到小于0.0005％，需要长时间的精炼，精炼成本上升。因此，从经济性的观点考虑，S优选为0.0005％以上。
Al：0.01～0.07％
Al是作为脱氧剂发挥作用而在钢材的钢水脱氧工序中最通常使用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.07％时，焊接时Al会混入焊接金属部，使焊接金属的韧性降低。因此，Al限定在0.07％以下的范围。优选为0.02～0.06％。
Cr：2.5～7.0％
Cr是一种使奥氏体相稳定化、有效地有助于提高极低温韧性和提高钢材强度的元素。另外，是对形成微细结晶区域有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有2.5％以上的Cr。另一方面，含有超过7.0％时，会生成Cr碳化物，极低温韧性和耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Cr限定在2.5～7.0％的范围。优选为3.5～6.5％。
N：0.0050～0.0500％
N是具有使奥氏体相稳定化的作用的元素，有效地有助于极低温韧性的提高。为了得到这样的效果，N需要含有0.0050％以上。另一方面，含有超过0.0500％时，氮化物或碳氮化物粗大化，极低温韧性降低。因此，N限定在0.0050～0.0500％的范围。优选为0.0060～0.0400％。
O(氧)：0.0050％以下
O(氧)在钢中以氧化物系夹杂物的形式存在，使钢材的极低温韧性降低。因此，优选O(氧)尽可能减少，如果为0.0050％以下，则可以允许。因此，O(氧)限定在0.0050％以下的范围。优选为0.0045％以下。另一方面，为了极力降低O(氧)到小于0.0005％，需要长时间的精炼，精炼成本上升。因此，从经济性的观点考虑，O(氧)优选为0.0005％以上。
上述成分为基本的钢材组成，作为除了该基本的钢材组成以外的任意成分，也可以含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下，W：2.0％以下中的1种或2种以上、和/或、选自REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％中的1种或2种作为钢材组成。
选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的1种或2种以上
Mo、V、W均为有助于奥氏体相的稳定化、而且还有助于提高钢材的强度、提高极低温韧性的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。为了得到这样的效果，需要含有Mo、V、W各0.001％以上。另一方面，Mo、V、W各自含有超过2.0％时，粗大的碳氮化物增加，成为断裂的起点，极低温冲击韧性降低。因此，含有时，优选限定在Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下。更优选为Mo：0.003～1.7％、V：0.003～1.7％、W：0.003～1.7％，进一步优选为Mo：1.5％以下、V：1.5％以下、W：1.5％以下。
选自REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％中的1种或2种
REM是具有介由夹杂物的形态控制使钢材的韧性提高、进而使延展性、耐硫化物应力腐蚀开裂性提高的作用的元素，另外，B是在晶界偏析并有助于钢材的韧性提高的作用的元素，可以根据需要选择含有1种或2种。
为了得到上述效果，REM需要含有0.0010％以上。另一方面，含有超过0.0200％时，非金属夹杂物量增加，韧性以及延展性、耐硫化物应力开裂性降低。因此，含有时，REM优选限定在0.0010～0.0200％的范围。更优选为0.0015～0.0200％。
为了得到上述效果，B需要含有0.0005％以上。另一方面，含有超过0.0020％时，粗大的氮化物、碳化物增加，韧性降低。因此，含有时，B优选限定在0.0005～0.0020％的范围。
除上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。应予说明，作为不可避免的杂质，可以例示Ca、Mg、Ti、Nb、Cu，如果合计为0.05％以下，则可以允许。
本发明中，使用实芯焊丝将上述高Mn含量钢材彼此焊接而形成多层焊接金属部，制成焊接接头。
所使用的实芯焊丝为具有如下线材组成的实芯焊丝，所述线材组成含有C：0.2～0.8％、Si：0.15～0.90％、Mn：17.0～28.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.02～2.5％、Al：0.1％以下、N：0.12％以下、O(氧)：0.04％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。线材组成的限定理由如下。
C：0.2～0.8％
C是具有通过固溶强化而提高焊接金属的强度的作用、并且具有使奥氏体相稳定化、提高焊接金属的极低温冲击韧性的作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.2％以上。另一方面，含有超过0.8％时，碳化物析出，极低温冲击韧性降低，此外，容易产生焊接时的高温裂纹。因此，C限定在0.2～0.8％的范围。优选为0.3～0.7％。
Si：0.15～0.90％
Si作为脱氧剂发挥作用，使Mn的成品率提高，并且具有提高熔融金属的粘性的作用，具有稳定地保持焊缝形状、减少飞溅产生的效果。为了得到这样的效果，需要含有0.15％以上。另一方面，含有超过0.90％时，会导致焊接金属的极低温冲击韧性的降低。另外，Si在凝固时偏析，在凝固晶胞界面生成液相，使耐高温裂纹性降低。因此，Si限定在0.15～0.90％的范围。优选为0.20～0.70％。
Mn：17.0～28.0％
Mn是使奥氏体相稳定化的便宜的元素，本发明中需要含有17.0％以上。Mn小于17.0％时，在焊接金属中生成铁素体相，导致极低温冲击韧性明显降低。另一方面，含有超过28.0％时，凝固时过量产生Mn偏析，诱发高温裂纹。因此，Mn限定在17.0～28.0％的范围。优选为18.0～23.0％。
P：0.03％以下
P是在焊接金属中作为杂质而在晶界偏析、诱发高温裂纹的元素，本发明中，优选尽可能减少，如果为0.03％以下，则可以允许。因此，P限定在0.03％以下。另一方面，过度减少会导致精炼成本上升。因此，优选P调整为0.003％以上。
S：0.03％以下
S在焊接金属中以硫化物系夹杂物MnS的形式存在。MnS由于成为断裂的产生起点，使极低温冲击韧性降低，因此本发明中优选尽可能减少，如果为0.03％以下，则可以允许。因此，S限定在0.03％以下。另一方面，过度的减少会导致精炼成本的上升，因此优选S调整为0.001％以上。
Ni：0.01～10.0％
Ni是使奥氏体晶界强化、并且使奥氏体相稳定化而有助于焊接金属的极低温冲击韧性的提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。但是，Ni为昂贵的元素，含有超过10.0％时，经济上不利。因此，Ni限定在0.01～10.0％的范围。优选为0.02～2.0％的范围。
Cr：0.4～4.0％
Cr作为在极低温下使奥氏体相稳定化的元素发挥作用，有助于焊接金属的极低温冲击韧性的提高。另外，Cr还具有使焊接金属的强度提高的作用。另外，Cr具有提高熔融金属的液相线温度、抑制高温裂纹的产生的作用。此外，Cr对提高焊接金属的耐腐蚀性也有效地发挥作用。为了得到这样的效果，需要含有0.4％以上。另一方面，含有超过4.0％时，会生成Cr碳化物，导致极低温冲击韧性的降低，并且还使线材拉丝时的加工性降低。因此，Cr限定在0.4～4.0％的范围。优选为1.0～3.0％。
Mo：0.02～2.5％
Mo是通过固溶强化而使强度提高的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.02％以上。另一方面，大量含有超过2.5％时，碳化物析出，热加工性降低，线材的拉丝加工等线材的制造性降低。因此，Mo限定在0.02～2.5％的范围。优选为0.05～2.0％。
Al：0.1％以下
Al作为脱氧剂发挥作用，并且具有提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊缝形状、减少飞溅的产生的重要作用。另外，Al提高熔融金属的液相线温度，有助于抑制焊接金属的高温裂纹产生。这样的效果在含有0.005％以上时变得明显，因此优选含有0.005％以上。另一方面，含有超过0.1％时，熔融金属的粘性变得过高，相反，飞溅的增加、焊缝不扩散，熔合不良等缺陷增加。因此，Al限定在0.1％以下的范围。优选为0.005～0.04％。
N：0.12％以下
N为不可避免地混入的元素，含有超过0.12％时，形成氮化物，极低温冲击韧性降低。因此，N限定为0.12％以下。另一方面，N与C同样有效地有效地有助于焊接金属的强度提高，并且使奥氏体相稳定化，稳定地提高焊接金属的极低温冲击韧性，因此优选含有一定量以上。这样的效果在含有0.003％以上时变得明显，因此优选含有0.003％以上。
O(氧)：0.04％以下
O(氧)为不可避免地混入的元素，在焊接金属中，形成Al系氧化物、Si系氧化物，作为凝固枝晶的核而发挥作用，或者作为抑制凝固组织的粗大化的钉扎而作出贡献，因此优选含有一定量以上。这样的效果在含有0.005％以上时变得明显，因此优选含有0.005％以上。另一方面，大量含有超过0.04％时，氧化物粗大化。因此，O(氧)限定在0.04％以下的范围。优选为0.01～0.03％。
上述成分为基本的线材组成，也可以为除了该基本的线材组成以外还含有选自V：1.0％以下、Ti：1.0％以下和Nb：1.0％以下中的1种或2种以上的线材组成。
V、Ti、Nb均为碳化物形成元素，都是使碳化物析出、有助于焊接金属的强度提高的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。
为了得到上述效果，V优选含有0.02％以上，含有超过1.0％时，碳化物大量析出，粗大化而成为断裂的产生起点，使焊接金属的极低温冲击韧性降低。因此，含有时，V优选限定在1.0％以下。
Ti除了上述效果以外，还使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温裂纹的产生。为了得到这样的效果，Ti优选含有0.02％以上。另一方面，含有超过1.0％时，碳化物粗大化，成为断裂的产生起点，因此焊接金属的极低温冲击韧性降低。因此，含有时，Ti优选限定为1.0％以下。
Nb除了上述效果以外，还使碳化物析出于焊接金属的凝固晶胞界面，有助于焊接金属的高温裂纹的产生抑制。为了得到这样的效果，Nb优选含有0.02％以上。另一方面，含有超过1.0％时，碳化物粗大化，成为断裂的产生起点，因此焊接金属的极低温冲击韧性降低。因此，含有时，Nb优选限定为1.0％以下。
除上述成分以外的线材的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明焊接接头的制造方法进行说明。
首先，准备具有上述钢材组成的极低温用高强度高Mn含量钢材。然后，以准备好的钢材彼此形成规定的坡口形状的方式进行坡口加工。所形成的坡口形状无需特别限定，可以例示作为焊接钢构造物用途常用的V形坡口、Y形坡口等。
接着，使用具有上述线材组成的实芯焊丝将经上述坡口加工的钢材彼此焊接而形成多层焊接金属，制成焊接接头。
所使用的实芯焊丝具有Mn含量和Cr含量分别少于所使用的钢材的Mn含量和Cr含量的线材组成。所使用的实芯焊丝的Mn含量和/或Cr含量多于所使用的钢材的Mn含量和/或Cr含量时，焊接金属整体的强度降低，而且局部硬度增加，耐焊接裂纹性降低。因此，本发明中，使用具有Mn含量和Cr含量少于所使用的钢材的Mn含量和Cr含量的线材组成的实芯焊丝。由此，所形成的焊接金属容易成为所期望的高强度且具有优异的极低温冲击韧性的焊接金属。
所使用的焊接方法只要能够形成具有所期望的特性的多层焊接金属部即可，无需特别限定，为了使用上述钢材和上述焊接材料(实芯焊丝)制成所期望的高强度且具有优异的极低温冲击韧性的焊接金属，优选为气体保护金属极电弧焊。
气体保护金属极电弧焊也被称为“气体保护电弧焊”，一般可以大致分为使用焊接材料(焊接填充材料)作为电极的“熔化极式”(自耗电极式)和使用钨等非自耗电极的“非熔化极式”(非自耗电极式)。本发明中，没有特别限定，从实现所期望的强度和极低温冲击韧性的观点考虑，优选利用使用上述实芯焊丝(焊接材料)作为电极的“熔化极式”(自耗电极式)进行。
本发明中，多层焊接金属部的第1层中，以钢材与焊接材料的混合比例为规定比率的方式调整焊接条件。
通常，多层焊接中，通过源于钢材的焊接金属(熔融金属)与源于焊接材料的焊接金属(熔融金属)混合而形成焊接金属。特别是，多层焊接金属部的第1层中，在焊接金属中所占的钢材来源的焊接金属(熔融金属)的比例变高，考虑焊接金属的特性时变得重要。因此，本发明中，通过将钢材在第1层焊接金属中的焊透程度(稀释率)调整在规定范围而进行焊接。
本发明中，第1层焊接金属中的钢材的稀释率使用由下式(1)定义的值。
稀释率(％)＝100×{(第1层焊接金属中含有的成分元素的含量：质量％)－(实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}/{(钢材中含有的成分元素的含量：质量％)－(实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}……(1)
这里使用的“成分元素”优选为钢材、焊接材料(实芯焊丝)中含有的代表性元素。例如，本发明中，为钢材和焊接材料中都含有、而且含量多的Mn、Cr。如果使用含量多的元素，则测定精度也变高。在多层焊接金属部的第1层焊接金属、被焊接的钢材和所使用的焊接材料(实芯焊丝)的规定的多个测定位置使用例如EPMA对这些成分元素中的任1种测定该成分元素的含量，求出它们的平均值，使用上述式(1)算出稀释率。测定成分元素的含量的分析仪器除了EPMA以外，当然也可以使用荧光X射线分析、化学分析等。
本发明中，调整焊接条件以使多层焊接金属部的第1层焊接金属中的钢材的稀释率为35～60％。
钢材在第1层焊接金属中的稀释率小于35％时，钢材在焊接金属中的熔深过少，焊接金属中的Mn、Cr含量减少，因此凝固组织(枝晶)变得稀疏，耐焊接裂纹性、极低温冲击韧性提高，但焊接金属的强度过于降低。另一方面，钢材的稀释率变高时，成为含有很多Mn、Cr的凝固组织(枝晶)，枝晶变密，焊接金属强度增加，变得容易产生焊接裂纹。特别是，钢材的稀释率变得过高而超过60％时，存在产生焊接裂纹、或者极低温冲击韧性降低等问题。因此，焊接金属的第1层中的钢材的稀释率限定在35～60％的范围。
通常，多层焊接金属部中，第1层焊接金属与其它层的焊接金属相比钢材的焊透程度(稀释率)变高。导致焊接金属层数的增加，各层的焊接金属中的钢材的稀释率降低，第3层以下的层中，焊接金属的组成成为与焊接材料(实芯焊丝)几乎相同的组成。因此，如果在钢材的熔深变多的第1层焊接金属中，将钢材在焊接金属中的焊透程度(稀释率)调整到规定范围，则容易将多层焊接金属部的焊接金属整体的特性调整为所期望的特性。因此，本发明中，在第1层焊接金属中将钢材在焊接金属中的焊透程度(稀释率)调整到规定的范围。
钢材在第1层焊接金属中的焊透程度(稀释率)根据钢材的板厚、坡口形状、焊接条件而变化。特别是，焊接条件中的焊接热输入的影响大，可以通过调整焊接热输入来改变钢材的焊透程度(稀释率)。因此，优选在实施焊接之前进行模拟试验，预先研究能够实现所期望的稀释率的焊接热输入。
例如，优选预先用实际进行焊接的钢材制作接近实际使用的坡口形状的模拟试验材料，用实际使用的焊接材料，改变焊接热输入，实施100mm以上的1道次的试验焊接，得到模拟第1层的焊接金属。在所得到的焊接金属的中央部利用EPMA等对其组成进行分析，算出稀释率，由此决定能够实现所期望的钢材的稀释率的焊接条件(热输入)。应予说明，板厚12mm以下的钢材中，为了确保上述所期望的钢材的稀释率，优选热输入为2.5kJ/mm以下。
接下来，对本发明中使用的高Mn含量钢材的优选的制造方法进行说明。
利用转炉、电炉等常用的熔炼方法对具有上述钢材组成的钢水进行熔炼，利用连续铸造法或铸锭－开坯轧制法等常用的铸造方法制成规定尺寸的板坯等钢坯材。熔炼时，当然可以利用真空脱气炉等来实施2次精炼。将所得到的钢坯材进一步加热，实施热轧和后续的冷却，得到规定尺寸的钢材。此时，将钢坯材以加热温度：1100～1300℃的范围的温度加热，以精轧结束温度：790～980℃结束热轧，立即实施冷却等，由此可以得到极低温冲击韧性优异的钢材。另外，为了调整钢材特性，当然可以进一步进行退火处理等热处理。
另外，对本发明中使用的实芯焊丝的优选的制造方法进行说明。
本发明所使用的实芯焊丝中，常用的焊接用实芯焊丝的制造方法均可应用。例如，优选依次进行如下工序：将具有上述线材组成的钢水用电炉、真空熔炼炉等常用的熔炼方法进行熔炼，浇铸到规定形状的铸模等中而得到钢锭的铸造工序；将得到的钢锭加热到规定温度的加热工序；对经加热的钢锭实施热轧而制成规定形状的钢坯材(棒状)的热轧工序，接着，进行对得到的钢坯材(棒状)实施多次冷轧(冷拉丝加工)和根据需要的退火，制成所期望尺寸的线材的冷轧工序。应予说明，退火优选以退火温度：1000～1200℃进行均热。
以下，基于实施例，对本发明进行进一步说明。
实施例
用真空熔炼炉对钢水进行熔炼，浇铸到铸模中后，进行开坯轧制而制成表1中示出的组成(钢材组成)的板坯(壁厚：150mm)，得到钢坯材。接着，将得到的钢坯材装入到加热炉中，加热到1250℃，实施精轧结束温度为850℃的热轧后，立即，实施水冷处理，得到板厚：12mm的钢板(高Mn含量钢材)。
另外，将表2中示出的组成(线材组成)的钢水用真空熔炼炉熔炼，进行铸造而得到钢锭。将得到的钢锭用加热炉加热到1200℃，实施热轧而得到棒状的钢坯材。对得到的棒状的钢坯材进一步隔着退火实施多次冷轧，得到焊接用实芯焊丝(1.2mmφ)。
使用所得到的钢材(板厚12mm钢板)，依据JIS Z 3111，形成V形坡口(坡口角度：45°)。然后，在该坡口内将得到的焊接用实芯焊丝(1.2mmφ)作为焊接材料用于电极，进行熔化极式(自耗电极式)气体保护金属极电弧焊(气体气氛：Ar+20％CO2)，形成多层(4道次)的焊接金属，得到焊接接头。在制造焊接接头时，如表3所示，将钢材(钢板)与焊接材料(实芯焊丝)组合。另外，焊接热输入如表3所示在0.5kJ/mm～3.5kJ/mm的范围变化，改变钢材在第1层焊接金属中的稀释率。
应予说明，焊接金属的第1层中的钢材(钢板)的稀释率实施预备试验而求出。具体而言，预先，用实际进行焊接的钢材形成实际使用的坡口形状，用实际使用的焊接材料，以实际的焊接热输入实施100mm以上的1道次的试验焊接。在得到的焊接金属的中央部利用EPMA对其组成进行分析，利用下式(1)算出稀释率。
稀释率(％)＝100×{(焊接金属中含有的成分元素的含量：质量％)－(实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}/{(钢材中含有的成分元素的含量：质量％)－(实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}……(1)
这里，作为成分元素，使用Mn。将求出的稀释率示于表3。
依据JIS Z 3111的规定，从得到的焊接接头中采取拉伸试验片(平行部直径6mmφ)和夏比冲击试验片(V型缺口：缺口位置焊接金属部)，实施拉伸试验、夏比冲击试验，评价焊接金属部的强度、极低温冲击韧性。
拉伸试验在室温下各用3张试验片来实施，用得到的屈服应力YS的值(0.2％耐力)的平均值来评价该焊接金属的强度。另外，夏比冲击试验以试验温度：－196℃各用3张试验片来实施，求出吸收能vE-196，用其平均值来评价该焊接金属的极低温冲击韧性。
另外，使用光学显微镜和实体显微镜(倍率：400倍)对焊接金属部观察有无焊接裂纹(高温裂纹)，评价耐焊接裂纹(高温裂纹)性。
将得到的结果示于表3。
[表1]
Figure BDA0003279281700000161
[表2]
Figure BDA0003279281700000171
[表3]
Figure BDA0003279281700000181
本发明例中都是常温下的屈服应力(0.2％耐力)为400MPa以上，试验温度－196℃下的夏比冲击试验吸收能vE-196为28J以上，得到兼具高强度和优异的极低温冲击韧性的焊接金属的高强度焊接接头。
另一方面，偏离本发明的范围的比较例的焊接接头中，常温下的屈服应力(0.2％耐力)小于400MPa，或者产生焊接裂纹，或者试验温度－196℃下的夏比冲击试验吸收能vE-196小于28J，得不到兼具高强度和优异的极低温冲击韧性且耐焊接裂纹性优异的焊接金属。
其中，仅使用Mn含量或Cr含量多于钢材的Mn含量或Cr含量的焊接材料(实芯焊丝)这点在本发明的范围外的比较例的焊接接头12和13中，焊接金属强度降低，并且产生局部的硬化部，产生焊接裂纹。

Claims (3)

1.一种极低温用高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，使用实芯焊丝将极低温用高强度高Mn含量钢材彼此进行气体保护金属极电弧焊，形成多层焊接金属部，
该极低温用高强度高Mn含量钢材具有如下的钢材组成，以质量％计，含有C：0.10～0.70％、Si：0.05～1.00％、Mn：18～30％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.01～0.07％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％和O即氧：0.0050％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
该实芯焊丝具有如下的线材组成，以质量％计，含有C：0.2～0.8％、Si：0.15～0.90％、Mn：17.0～28.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.02～2.5％、Al：0.1％以下、N：0.12％以下和O即氧：0.04％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且该实芯焊丝的Mn和Cr的含量分别少于该钢材的Mn和Cr的含量，
调整所述气体保护金属极电弧焊的焊接条件以使由下述式(1)定义的该多层焊接金属部中的该钢材在第1层焊接金属中的稀释率为35～60％，
稀释率(％)＝100×{(第1层焊接金属中含有的成分元素的含量：质量％)－(该实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}/{(该钢材中含有的成分元素的含量：质量％)－(该实芯焊丝中含有的成分元素的含量：质量％)}……(1)。
2.根据权利要求1所述的极低温用高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，所述极低温用高强度高Mn含量钢材除了所述钢材组成以外，以质量％计，还含有选自Mo：2.0％以下，V：2.0％以下，W：2.0％以下中的1种或2种以上、和/或、选自REM：0.0010～0.0200％和B：0.0005～0.0020％中的1种或2种。
3.根据权利要求1或2所述的极低温用高强度焊接接头的制造方法，其特征在于，所述实芯焊丝除了所述线材组成以外，以质量％计，还含有选自V：1.0％以下、Ti：1.0％以下和Nb：1.0％以下中的1种或2种以上。
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Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10128574A (ja) * 1996-10-21 1998-05-19 Nkk Corp 高強度レールのガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ
JP2001246494A (ja) * 1999-12-28 2001-09-11 Kawasaki Steel Corp 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接材料および低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼材のアーク溶接方法
CN101062534A (zh) * 2006-04-28 2007-10-31 株式会社神户制钢所 耐气候性钢用气体保护电弧焊实芯焊丝及使用它的气体保护电弧焊方法
CN101652492A (zh) * 2007-03-28 2010-02-17 杰富意钢铁株式会社 具有耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管及其制造方法
JP2011056539A (ja) * 2009-09-09 2011-03-24 Kobe Steel Ltd 溶接ソリッドワイヤおよび溶接金属
CN102308013A (zh) * 2009-02-06 2012-01-04 杰富意钢铁株式会社 耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管及其制造方法
CN102753300A (zh) * 2010-06-07 2012-10-24 新日本制铁株式会社 超高强度焊接接头及其制造方法
CN103260817A (zh) * 2010-12-22 2013-08-21 株式会社神户制钢所 实芯焊丝和焊接金属
JP2015120175A (ja) * 2013-12-20 2015-07-02 日鐵住金溶接工業株式会社 ７８０ＭＰａ級高張力鋼のサブマージアーク溶接方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10128574A (ja) * 1996-10-21 1998-05-19 Nkk Corp 高強度レールのガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ
JP2001246494A (ja) * 1999-12-28 2001-09-11 Kawasaki Steel Corp 低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼用溶接材料および低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼材のアーク溶接方法
CN101062534A (zh) * 2006-04-28 2007-10-31 株式会社神户制钢所 耐气候性钢用气体保护电弧焊实芯焊丝及使用它的气体保护电弧焊方法
CN101652492A (zh) * 2007-03-28 2010-02-17 杰富意钢铁株式会社 具有耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管及其制造方法
CN102308013A (zh) * 2009-02-06 2012-01-04 杰富意钢铁株式会社 耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管及其制造方法
JP2011056539A (ja) * 2009-09-09 2011-03-24 Kobe Steel Ltd 溶接ソリッドワイヤおよび溶接金属
CN102753300A (zh) * 2010-06-07 2012-10-24 新日本制铁株式会社 超高强度焊接接头及其制造方法
CN103260817A (zh) * 2010-12-22 2013-08-21 株式会社神户制钢所 实芯焊丝和焊接金属
JP2015120175A (ja) * 2013-12-20 2015-07-02 日鐵住金溶接工業株式会社 ７８０ＭＰａ級高張力鋼のサブマージアーク溶接方法

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