CN116981540A - 埋弧焊接头 - Google Patents

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Abstract

本发明提供抑制了焊接时的高温开裂的产生、高强度且具有优良的极低温冲击韧性的含高Mn的钢材用埋弧焊接头。一种焊接接头，其中，含高Mn的钢材具有以质量％计含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：18.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.010～0.070％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％和O：0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，焊接金属具有含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：15.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.100％以下、Cr：6.0～14.0％和N：0.100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成。

Description

埋弧焊接头
技术领域
本发明涉及埋弧焊接头，特别是涉及在极低温环境下使用的含高Mn的钢材焊接钢结构物，即、抑制了焊接时的高温开裂的产生、高强度且具有优良的极低温冲击韧性的焊接接头。
背景技术
近年来，对环境的限制越来越严格。液化天然气(以下也称为LNG)不含硫，因此被称为不产生硫氧化物等大气污染物质的清洁燃料，其需求增加。为了LNG的输送或保管，对于输送或储存LNG的容器(罐)，要求在LNG的液化温度即-162℃以下的温度下保持优良的极低温冲击韧性。
但是，从保持优良的极低温冲击韧性的必要性出发，作为用于容器(罐)等的材料，以往，使用铝合金、9％Ni钢、奥氏体系不锈钢等。
但是，铝合金由于拉伸强度低，因此需要将结构物的板厚设计得较大，并且存在焊接性差的问题。另外，9％Ni钢需要使用价格昂贵的Ni基材料作为焊接材料，因此经济上变得不利。另外，奥氏体系不锈钢存在价格昂贵、母材强度也低的问题。
出于这样的问题，作为输送或储存LNG的容器(罐)用材料，最近正在研究应用以质量％计含有约10％～约35％的Mn的含高Mn的钢(以下也称为高Mn钢)。高Mn钢具有如下特征：在极低温下也为奥氏体相，不发生脆性断裂，并且与奥氏体系不锈钢相比具有高强度。因此，期望开发出能够将这样的含高Mn的钢材稳定地焊接的焊接材料。
对于这样的期望，例如，专利文献1中公开了一种“极低温用高Mn钢材”。专利文献1中公开的“极低温用高Mn钢材”为如下所述的极低温用高Mn钢材：其以质量％计含有C：0.001～0.80％、Mn：15.0～35.0％、S：0.001～0.01％、Cr：0.01～10.0％、Ti：0.001～0.05％、N：0.0001～0.10％、O：0.001～0.010％，P限制为0.02％以下，还含有Si：0.001～5.00％、Al：0.001～2.0％中的一者或两者，还含有合计为0.0002％以上的Mg：0.01％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.01％以下中的一种或两种以上，满足30C+0.5Mn+Ni+0.8Cr+1.2Si+0.8Mo≥25…(式1)、O/S≥1…(式2)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，奥氏体的体积率为95％以上，上述奥氏体的结晶粒径为20～200μm，上述奥氏体的晶界处的碳化物被覆率为50％以下。关于专利文献1中公开的高Mn钢材，记载了为了不使在晶界处生成的碳化物成为断裂起点、龟裂的传播路径，将奥氏体粒径控制为适当的尺寸，进而适当地调整合金元素的添加量、平衡、以及S量、O量，添加Mg、Ca、REM，由此适当地调整奥氏体粒径，也能够实现抑制焊接热影响区的结晶粒径的粗大化。
另外，专利文献2中公开了一种“低温用厚钢板”。专利文献2中公开的“低温用厚钢板”为如下所述的钢材：其以质量％计含有C：0.30～0.65％、Si：0.05～0.30％、Mn：大于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％，P限制为0.0040％以下、S限制为0.020％以下、O限制为0.0050％以下，余量由Fe和杂质构成，由Mn富集部的Mn浓度Mn1和Mn稀薄部的Mn浓度Mn0算出的Mn偏析比XMn(XMn＝Mn1/Mn0)为1.6以下，室温(25℃)下的屈服应力为400MPa以上，拉应力为800MPa以上，焊接热影响区的夏比冲击吸收能(vE-196)为70J以上。根据专利文献2中记载的技术，记载了能够在保持热轧的状态下提供作为输送或储存LNG的容器(罐)用材料。
另外，专利文献3中公开了一种“极低温冲击韧性优良的高强度焊接接头部以及用于该焊接接头部的药芯焊丝电弧焊用焊丝”。专利文献3中公开的“药芯焊丝电弧焊用焊丝”为如下所述的焊丝：其具有以重量％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中的一种以上的合计：0.01～9％、K、Na和Li中的一种以上的合计：0.5～1.7％、F和Ca中的一种以上：0.2～1.5％、余量包含Fe和其它不可避免的杂质的组成。记载了：如果使用专利文献3中公开的药芯焊丝电弧焊用焊丝进行焊接，则能够有效地得到具有在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验吸收能为27J以上的优良的低温韧性和常温拉伸强度超过400MPa的高强度的焊接接头部，另外，将焊丝组成调整成Mo：1.5％以上，能够确保具有优良的耐高温开裂性的焊接接头部。
另外，专利文献4中公开了一种“熔化极气体保护电弧焊用实芯焊丝”。专利文献4中公开的“熔化极气体保护电弧焊用实芯焊丝”为如下所述的焊丝：其具有以质量％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：0.01～10.00％、Cr：0.4～4.0％、Mo：0.01～3.50％、B：小于0.0010％、N：0.12％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成。需要说明的是，可以根据需要含有选自V、Ti和Nb中的一种或两种以上、选自Cu、Al、Ca和REM中的一种或两种以上。记载了：如果使用专利文献4中公开的熔化极气体保护电弧焊用实芯焊丝进行焊接，则能够制造烟尘产生量少、而且常温屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上的高强度、-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上的高强度且极低温冲击韧性优良的焊接接头部。
此外，专利文献5中公开了一种“极低温用高强度焊接接头的制造方法”。专利文献5中公开的“极低温用高强度焊接接头的制造方法”为如下所述的极低温用高强度焊接接头的制造方法：其特征在于，对于具有以质量％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(氧)：0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢材组成的钢材彼此，使用具有以质量％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(氧)：0.04％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的焊丝组成的焊接用实芯焊丝，并且以该实芯焊丝的Mn和Cr的含量分别少于该钢材的Mn和Cr的含量、由下述(1)式定义的该钢材向该多层焊接金属部的第一层的焊接金属的稀释率为35～60％的方式，调整熔化极气体保护电弧焊的焊接条件。
稀释率(％)＝100×{(第一层的焊接金属中所含的成分元素的含量：质量％)-(该实芯焊丝中所含的成分元素的含量：质量％)}/{(该钢材中所含的成分元素的含量：质量％)-(该实芯焊丝中所含的成分元素的含量：质量％)}…(1)
需要说明的是，根据需要，该钢材还可以以质量％计含有选自Mo：2.0％以下、V：2.0％以下、W：2.0％以下中的一种或两种以上、和/或选自REM：0.0010～0.0200％和B：0.0005～0.0020％中的一种或两种，并且该实芯焊丝还可以以质量％计含有选自V：1.0％以下、Ti：1.0％以下和Nb：1.0％以下中的一种或两种以上。记载了：根据专利文献5中记载的制造方法，能够容易地制造适合作为面向在极低温环境下使用的焊接钢结构物的、常温屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上的高强度且-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上的具有高强度并且极低温冲击韧性优良的多层焊接金属部的焊接接头。
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
专利文献4：国际公开WO2020/039643号公报
专利文献5：国际公开WO2020/203335号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，根据本发明人的研究，即使使用专利文献3、4中记载的焊接用焊丝在专利文献5中记载的稀释率的条件下对专利文献1、2中记载的高Mn钢材彼此实施埋弧焊，也存在产生焊接时的高温开裂的问题。
本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供能够抑制焊接时的高温开裂的产生、并且适合作为在极低温环境下使用的含高Mn的钢材用焊接接头的、兼具高强度和优良的极低温冲击韧性的埋弧焊接头。
需要说明的是，此处所述的“高强度”是指依据JIS Z 3111的规定制作的焊接金属的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上、并且其拉伸强度为660MPa以上、依据JIS Z 3121的规定制作的焊接接头的常温(25℃)的拉伸强度为660MPa以上。另外，“优良的极低温冲击韧性”是指依据JIS Z 3128的规定制作的焊接接头的焊接金属和焊接热影响区的在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上。
用于解决问题的方法
本发明人为了达成上述目的，首先，对影响埋弧焊时的高温开裂的因素进行了深入研究。其结果发现，作为高温开裂产生的因素，可以列举P向焊接金属的最终凝固部的偏析。特别是发现了，埋弧焊是投入热量(J)比熔化极气体保护电弧焊大的高效率的焊接方法，冷却速度慢，在高温区的滞留时间长，因此，元素的扩散被促进，P容易向最终凝固部偏析。但是发现，通过使焊接金属以质量％计含有6.0％以上的Cr而在焊接金属的液相中形成Cr磷化物，能够抑制P向焊接金属的最终凝固部的偏析，进而能够抑制高温开裂的产生。
接着，对为了使依据JIS Z 3121的规定通过埋弧焊制作的焊接接头成为兼具期望的高强度和期望的优良的极低温冲击韧性的焊接接头所需的钢材组成和焊接金属组成进行了研究。其结果发现，需要制成如下所述的埋弧焊接头：对于钢材而言，含高Mn的钢材的化学组成具有以质量％计调整成C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：18.0～30.0％的范围、P减少至0.030％以下、S减少至0.0070％以下、并且调整成Al：0.010～0.070％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％这样的特定范围、而且O(氧)减少至0.0050％以下的化学组成，此外，对于焊接金属而言，埋弧焊的焊接金属的化学组成具有以质量％计调整成C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：15.0～30.0％的范围、P减少至0.030％以下、S减少至0.030％以下、Al减少至0.100％以下、并且Cr调整为6.0～14.0％的特定范围、N减少至0.100％以下的化学组成。
本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。
本发明的主旨如下所述。
[1]一种埋弧焊接头，其是含高Mn的钢材的埋弧焊接头，其中，
上述含高Mn的钢材具有以质量％计含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：18.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.010～0.070％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O：0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，
焊接金属具有以质量％计含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：15.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.100％以下、Cr：6.0～14.0％、N：0.100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成。
[2]根据[1]所述的埋弧焊接头，其中，上述含高Mn的钢材的化学组成中以质量％计还含有选自Mo：2.00％以下、V：2.0％以下、W：2.00％以下中的一种或两种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的埋弧焊接头，其中，上述含高Mn的钢材的化学组成中以质量％计还含有选自REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％中的一种或两种。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的埋弧焊接头，其中，上述含高Mn的钢材在拉伸试验中的常温的屈服强度为400MPa以上，在-196℃的试验温度下的夏比冲击吸收能vE-196为28J以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的埋弧焊接头，其中，上述焊接金属的化学组成中以质量％计还含有选自Mo：3.50％以下、Ni：10.00％以下中的一种或两种。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的埋弧焊接头，其中，上述焊接金属的化学组成中以质量％计还含有选自V：1.60％以下、Ti：1.00％以下、Nb：1.00％以下、W：1.00％以下中的一种或两种以上。
[7]根据[1]～[6]中任一项所述的埋弧焊接头，其中，上述焊接金属的化学组成中以质量％计还含有选自Cu：1.00％以下、Ca：0.010％以下、B：0.0100％以下、REM：0.020％以下中的一种或两种以上。
[8]根据[1]～[7]中任一项所述的埋弧焊接头，其中，上述焊接金属在拉伸试验中的常温的屈服强度为400MPa以上并且拉伸强度为660MPa以上，焊接接头的常温的拉伸强度为660MPa以上，并且上述焊接金属和上述焊接接头的焊接热影响区在-196℃的试验温度下的夏比冲击吸收能vE-196为28J以上。
发明效果
根据本发明，能够容易地制造抑制含高Mn的钢材的埋弧焊接头的焊接时的高温开裂、并且高强度且极低温冲击韧性优良的埋弧焊接头，产业上发挥出显著的效果。
具体实施方式
本发明是适合作为通过含高Mn的钢材彼此的埋弧焊得到的极低温用钢材接头的埋弧焊接头。本发明的焊接接头是依据JIS Z 3121的规定等进行评价的通过埋弧焊制作的焊接接头，是如下埋弧焊接头：能够抑制焊接时的高温开裂，而且，焊接金属在常温(25℃)下的屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上、并且其拉伸强度为660MPa以上，即，兼具焊接接头的常温(25℃)的拉伸强度为660MPa以上的高强度以及依据JIS Z 3128的规定制作的焊接接头的焊接金属和焊接热影响区的在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上的优良的极低温冲击韧性。
[埋弧焊]
埋弧焊(以下也称为“SAW”)是向预先散布在母材(在本发明中为含高Mn的钢材)上的粉粒状的焊剂中连续地供给电极焊丝而在该电极焊丝的前端与母材之间产生电弧从而连续地进行焊接的焊接方法。该埋弧焊具有通过应用大电流而提高焊丝的熔敷速度从而能够高效地焊接这样的优点。
[含高Mn的钢材]
首先，对使用的钢材进行说明。需要说明的是，以下，“化学组成”中的“％”是指“质量％”。
本发明中使用的钢材为如下所述的含高Mn的钢材：其具有含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：18.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.010～0.070％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O(氧)：0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成。化学组成的限定理由如下所述。
[C：0.10～0.80％]
C是具有使奥氏体相稳定化的作用的价格低廉且重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上。因此，C含量设定为0.10％以上。C含量优选为0.20％以上、更优选为0.25％以上、进一步优选为0.30％以上、最优选为0.35％以上。另一方面，含有超过0.80％的C时，过度地生成Cr碳化物，极低温冲击韧性降低。因此，C含量设定为0.80％以下。需要说明的是，C含量优选为0.75％以下、更优选为0.70％以下、进一步优选为0.65％以下、最优选为0.63％以下。
[Si：0.05～1.00％]
Si是作为脱氧剂发挥作用、并且固溶在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。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.07％以上、更优选为0.10％以上、进一步优选为0.15％以上、最优选为0.20％以上。另一方面，含有超过1.00％时，焊接性降低。因此，Si含量设定为1.00％以下。需要说明的是，Si含量优选为0.80％以下、更优选为0.70以下、进一步优选为0.65％以下、最优选为0.50％以下。
[Mn：18.0～30.0％]
Mn是具有使奥氏体相稳定化的作用的价格比较低廉的元素，在本发明中是用于兼顾高强度和优良的极低温冲击韧性的重要元素。为了得到这样的效果，需要含有18.0％以上。因此，Mn含量设定为18.0％以上。Mn含量优选为20.0％以上、更优选为22.0％以上、进一步优选为24.0％以上。另一方面，即使含有超过30.0％，使极低温冲击韧性提高的效果也饱和，不能期待与含量相匹配的效果，经济上变得不利。另外，超过30.0％而大量含有时，导致切割性的降低，并且助长Mn偏析，助长应力腐蚀开裂的产生。因此，Mn含量设定为30.0％以下。需要说明的是，Mn含量优选为29.0％以下、更优选为28.0％以下、进一步优选为27.0％以下。
[P：0.030％以下]
P是作为杂质在晶界偏析、成为应力腐蚀开裂的产生起点的元素，在本发明中优选尽可能地减少，但如果为0.030％以下则可以允许。因此，P含量设定为0.030％以下。需要说明的是，P含量优选为0.028％以下。更优选为0.024％以下、进一步优选为0.020％以下、最优选为0.015％以下。需要说明的是，要将P极端地减少至小于0.002％需要长时间的精炼，精炼成本高涨。因此，从经济的观点出发，P优选设定为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、极低温冲击韧性降低。因此，S优选尽可能地减少，但如果为0.0070％以下则可以允许。因此，S含量设定为0.0070％以下。需要说明的是，S含量优选为0.0050％以下、更优选为0.0040％以下。要将S极端地减少至小于0.0005％需要长时间的精炼，精炼成本高涨。因此，从经济性的观点出发，S优选设定为0.0005％以上。
[Al：0.010～0.070％]
Al是作为脱氧剂发挥作用、在钢材的钢水脱氧工艺中最通用地使用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.010％以上。因此，Al含量设定为0.010％以上。Al含量优选为0.020％以上、更优选为0.030％以上。另一方面，含有超过0.070％时，在焊接时Al混入焊接金属部中，使焊接金属的韧性降低。因此，Al含量设定为0.070％以下。需要说明的是，优选为0.060％以下、更优选为0.050％以下。
[Cr：2.5～7.0％]
Cr是使奥氏体相稳定化、有效地有助于提高极低温冲击韧性和提高钢材强度的元素。另外，是用于形成微晶区域的有效元素。为了得到这样的效果，需要含有2.5％以上的Cr。因此，Cr含量设定为2.5％以上。Cr含量优选为3.0％以上、更优选为3.3％以上、进一步优选为3.5％以上、最优选为4.0％以上。另一方面，含有超过7.0％时，生成Cr碳化物，极低温冲击韧性和耐应力腐蚀开裂性降低。因此，Cr含量限定为7.0％以下的范围。需要说明的是，Cr含量优选为6.8％以下、更优选为6.5％以下、进一步优选为6.0％以下。
[N：0.0050～0.0500％]
N是具有使奥氏体相稳定化的作用的元素，有效地有助于提高极低温冲击韧性。为了得到这样的效果，N需要含有0.0050％以上。因此，N含量设定为0.0050％以上。N含量优选为0.0060％以上、更优选为0.0070％以上、进一步优选为0.0080％以上。另一方面，含有超过0.0500％时，氮化物或碳氮化物粗大化，极低温冲击韧性降低。因此，N含量设定为0.0500％以下。需要说明的是，优选为0.0400％以下、更优选为0.0300％以下、进一步优选为0.0200％以下。
[O(氧)：0.0050％以下]
O(氧)在钢中以氧化物系夹杂物的形式存在，使钢材的极低温冲击韧性降低。因此，O(氧)优选尽可能地减少，但如果为0.0050％以下则可以允许。因此，O(氧)含量设定为0.0050％以下。需要说明的是，O含量优选为0.0045％以下、更优选为0.0040％以下。另外，要将O(氧)含量极端地减少至小于0.0005％需要长时间的精炼，精炼成本高涨。因此，从经济性的观点出发，O(氧)含量优选设定为0.0005％以上。更优选为0.0006％以上。
[任选的选择组成]
上述组成为基本的化学组成，但也可以为在该基本的化学组成中根据需要进一步添加选自Mo：2.00％以下、V：2.0％以下和W：2.00％以下中的一种或两种以上、含有选自REM：0.0010～0.0200％和B：0.0005～0.0020％中的一种或两种的化学组成。
[Mo：2.00％以下、V：2.0％以下和W：2.00％以下]
Mo、V和W均是有助于奥氏体相的稳定化、并且也有助于提高钢材的强度、提高极低温冲击韧性的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。为了得到这样的效果，在含有Mo、V和W的情况下，优选使Mo、V和W各自含有0.001％以上。更优选使Mo、V和W各自含有0.003％以上。另一方面，Mo和W各自超过2.00％、V超过2.0％含有时，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，在含有Mo、V和W的情况下，设定为Mo：2.00％以下、V：2.0％以下和W：2.00％以下。需要说明的是，优选为Mo：1.70％以下、V：1.7％以下和W：1.70％以下，更优选为Mo：1.50％以下、V：1.5％以下和W：1.50％以下。
[REM：0.0010～0.0200％和B：0.0005～0.0020％]
REM是Sc、Y、La、Ce等稀土元素，是具有通过夹杂物的形态控制而使钢材的韧性提高、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是具有在晶界偏析而有助于提高钢材的韧性的作用的元素。这些元素可以根据需要选择含有一种或两种。
为了得到上述效果，REM需要含有0.0010％以上。因此，在含有REM的情况下，REM含量设定为0.0010％以上。REM含量优选为0.0015％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，在含有REM的情况下，REM含量设定为0.0200％以下。REM含量优选为0.0180％以下。
另外，为了得到上述效果，B需要含有0.0005％以上。因此，在含有B的情况下，B含量设定为0.0005％以上。B含量优选为0.0008％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，在含有B的情况下，B含量设定为0.0020％以下。优选为0.0018％以下。
[余量组成]
上述化学组成以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，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。另外，只要满足上述基本组成和选择组成，也可以含有它们以外的元素，这样的实施方式也包含在本发明的技术范围内。
[含高Mn的钢材的制造方法]
在此，对本发明中使用的含高Mn的钢材的优选的制造方法进行说明。
将具有上述钢材组成的钢水通过转炉、电炉等常用的熔炼方法熔炼，通过连铸法或铸锭-开坯轧制法等常用的铸造方法制成规定尺寸的钢坯等钢原材。需要说明的是，熔炼时，也可以利用真空脱气炉等实施二次精炼，这是不言而喻的。所得到的钢原材进一步被加热，实施热轧及之后的冷却，制成规定尺寸的钢材。需要说明的是，在加热温度为1100～1300℃范围的温度下进行加热，在精轧结束温度为790～980℃的条件下结束热轧，立即实施冷却等，由此能够制成极低温冲击韧性优良的钢材。另外，为了调整钢材特性，也可以进一步进行退火处理等热处理，这是不言而喻的。
[钢材的特性]
在此，对本发明中使用的含高Mn的钢材的优选的特性进行说明。
对于具有上述钢材组成的极低温用高强度钢材而言，板厚例如为6～100mm，拉伸试验中的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)优选为400MPa以上，在-196℃的试验温度下的夏比冲击吸收能vE-196优选为28J以上。进而，拉伸强度更优选为800MPa以上。
[焊接金属]
在本发明中，将上述含高Mn的钢材彼此通过埋弧焊制成形成了由一层或多层焊接金属构成的焊接金属部的焊接接头。
本发明的焊接金属为如下所述的焊接金属：作为基本的化学组成，具有含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：15.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.100％以下、Cr：6.0～14.0％、N：0.100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成。化学组成的限定理由如下所述。
[C：0.10～0.80％]
C是具有通过固溶强化而使焊接金属的强度升高的作用的元素，另外，C使奥氏体相稳定化，使焊接金属的极低温冲击韧性提高。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上。因此，C含量设定为0.10％以上。C含量优选为0.20％以上、更优选为0.25％以上。但是，含有超过0.80％时，碳化物析出，极低温冲击韧性降低，而且容易产生焊接时的高温开裂。因此，C设定为0.80％以下。C含量优选为0.75％以下、更优选为0.70％以下、进一步优选为0.65％以下、最优选为0.63％以下。
[Si：0.05～1.00％]
Si作为脱氧剂发挥作用，具有提高Mn的成品率、并且提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊道形状的效果。为了得到这样的效果，需要含有0.05％以上。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.10％以上、更优选为0.15％以上、进一步优选为0.20％以上、最优选为0.25％以上。但是，含有超过1.00％时，使焊接金属的极低温冲击韧性降低。另外，Si在凝固时偏析，在凝固单元界面生成液相，使耐高温开裂性降低。因此，Si设定为1.00％以下。需要说明的是，Si含量优选为0.80％以下、更优选为0.75％以下、进一步优选为0.70％以下。
[Mn：15.0～30.0％]
Mn是价格低廉地使奥氏体相稳定化的元素，在本发明中需要含有15.0％以上。Mn小于15.0％时，在焊接金属中生成铁素体相，极低温冲击韧性显著降低。因此，Mn含量设定为15.0％以上。Mn含量优选为17.0％以上、更优选为18.0％以上。另一方面，Mn超过30.0％时，凝固时发生过度的Mn偏析，诱发高温开裂。因此，Mn设定为30.0％以下。需要说明的是，Mn含量优选为28.0％以下、更优选为27.0％以下。
[P：0.030％以下]
P是在晶界偏析而诱发高温开裂的元素，在本发明中，优选尽可能地减少，但如果为0.030％以下则可以允许。因此，P含量设定为0.030％以下。P含量优选为0.020％以下、更优选为0.018％以下、进一步优选为0.016％以下、最优选为0.014％以下。需要说明的是，过度的减少导致精炼成本的高涨。因此，P含量优选调整为0.002％以上。
[S：0.030％以下]
S在焊接金属中以硫化物系夹杂物MnS的形式存在。MnS成为断裂的产生起点，因此使极低温冲击韧性降低。因此，S含量设定为0.030％以下。S含量优选为0.025％以下、更优选为0.020％以下、进一步优选为0.017％以下。需要说明的是，过度的减少导致精炼成本的高涨。因此，S含量优选调整为0.001％以上。
[Al：0.100％以下]
Al作为脱氧剂发挥作用，具有提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊道形状的重要作用。另外，Al使熔融金属的固液共存区域的温度范围变窄，有助于抑制焊接金属的高温开裂的产生。这样的效果通过含有0.001％以上变得显著，因此Al优选含有0.001％以上。但是，含有超过0.100％时，熔融金属的粘性变得过高，反而焊道不扩展而融合不良等缺陷增加。因此，Al含量设定为0.100％以下。Al含量优选为0.060％以下、更优选为0.050％以下、进一步优选为0.040％以下、最优选为0.030％以下。
[Cr：6.0～14.0％]
Cr作为在极低温下使奥氏体相稳定化的元素发挥作用，使焊接金属的极低温冲击韧性提高。另外，Cr还具有使焊接金属的强度提高的作用。另外，Cr使熔融金属的固液共存区域的温度范围变窄，对抑制高温开裂的产生有效地发挥作用。此外，Cr还具有通过在液相中形成Cr磷化物而抑制由P引起的高温开裂的作用。为了得到这样的效果，需要含有6.0％以上。Cr小于6.0％时，不能确保上述效果。因此，Cr含量设定为6.0％以上。Cr含量优选为6.5％以上、更优选为7.0％以上、进一步优选为7.5％以上、最优选为8.0％以上。另一方面，含有超过14.0％时，生成Cr碳化物，导致极低温冲击韧性的降低。因此，Cr设定为14.0％以下。Cr含量优选为13.0％以下、更优选为12.0％以下、进一步优选为11.5％以下、最优选为11.0％以下。
[N：0.100％以下]
N是不可避免地混入的元素，但与C同样，有效地有助于提高焊接金属的强度，并且使奥氏体相稳定化，有助于稳定地提高极低温冲击韧性。这样的效果通过含有0.003％以上变得显著。因此，N含量优选设定为0.003％以上、更优选为0.004％以上、进一步优选为0.006％以上。另一方面，含有超过0.100％时，形成氮化物，低温韧性降低。因此，N设定为0.100％以下。需要说明的是，N含量优选为0.090％以下、更优选为0.080％以下、进一步优选为0.070％以下、最优选为0.050％以下。
[任选的选择组成]
对于本发明的焊接金属而言，上述组成为基本的化学组成，但可以在该化学组成的基础上根据需要具有Mo：3.50％以下或Ni：10.00％以下的组成、进而选择地含有选自V：1.60％以下、Ti：1.00％以下、Nb：1.00％以下和W：1.00％以下中的一种或两种以上、以及选择地含有选自Cu：1.00％以下、Ca：0.010％以下、B：0.0100％以下和REM：0.020％以下中的一种或两种以上作为任选的选择组成。
[Mo：3.50％以下和Ni：10.00％以下]
Mo和Ni均是使奥氏体晶界强化的元素，可以根据需要选择含有一种或两种。
Mo是使奥氏体晶界强化的元素，在晶界偏析，使焊接金属的强度提高。另外，还具有通过固溶强化使焊接金属的强度提高的作用。另一方面，含有超过3.50％时，以碳化物形式析出，成为断裂的产生起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量设定为3.50％以下。需要说明的是，Mo含量优选为3.20％以下、更优选为3.00％以下、进一步优选为2.50％以下。另一方面，为了表现出上述效果，在含有Mo的情况下，Mo优选含有0.005％以上、更优选含有0.30％以上、进一步优选含有0.50％以上、最优选含有1.00％以上。
Ni是使奥氏体晶界强化的元素，在晶界偏析，使极低温冲击韧性提高。另外，Ni还具有使奥氏体相稳定化的效果，因此如果进一步增加含量，则使奥氏体相稳定化，使焊接金属的极低温冲击韧性提高。因此，在含有Ni的情况下，优选将Ni含量设定为0.02％以上、更优选设定为0.05％以上、进一步优选设定为1.00％以上。但是，Ni是价格昂贵的元素，含有超过10.00％时，经济上变得不利。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量设定为10.00％以下。需要说明的是，Ni含量优选为8.00％以下、更优选为7.00％以下、进一步优选为6.50％以下、最优选为6.00％以下。
[V：1.60％以下、Ti：1.00％以下、Nb：1.00％以下和W：1.00％以下]
V、Ti、Nb和W均是促进碳化物的形成、有助于提高焊接金属的强度的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。
V是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，有助于提高焊接金属的强度。为了得到这样的效果，在含有V的情况下，优选含有0.001％以上，但含有超过1.60％时，碳化物粗大化，成为断裂的产生起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，在含有V的情况下，V设定为1.60％以下。需要说明的是，V含量优选为1.00％以下、更优选为0.80％以下、进一步优选为0.60％以下。
Ti是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，有助于提高焊接金属的强度。另外，Ti使碳化物在焊接金属的凝固单元界面析出，有助于抑制高温开裂的产生。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上的Ti。Ti含量更优选设定为0.005％以上。Ti含有超过1.00％时，碳化物粗大化，成为断裂的产生起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量设定为1.00％以下。需要说明的是，优选为0.80％以下、更优选为0.60％以下、进一步优选为0.50％以下。
Nb是碳化物形成元素，是使碳化物析出而有助于提高焊接金属的强度的元素。另外，Nb使碳化物在焊接金属的凝固单元界面析出，有助于抑制高温开裂的产生。为了得到这样的效果，Nb优选含有0.001％以上。Nb含量更优选为0.005％以上。另一方面，Nb超过1.00％时，碳化物粗大化，成为断裂的产生起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量设定为1.00％以下。需要说明的是，Nb含量优选为0.80％以下、更优选为0.70％以下、进一步优选为0.60％以下、最优选为0.50％以下。
W是碳化物形成元素，是使碳化物析出而有助于提高焊接金属的强度的元素，此外，有助于奥氏体相的稳定化，使极低温冲击韧性提高。另外，W使碳化物在焊接金属的凝固单元界面析出，有助于抑制高温开裂的产生。为了得到这样的效果，在含有W的情况下，优选含有0.001％以上的W。W含量更优选为0.002％以上、进一步优选为0.005％以上。另一方面，W超过1.00％时，碳化物粗大化，成为断裂的产生起点，导致极低温冲击韧性的降低。因此，在含有W的情况下，W设定为1.00％以下。需要说明的是，优选为0.80％以下。更优选为0.60％以下、进一步优选为0.40％以下。
[Cu：1.00％以下、Ca：0.010％以下、B：0.0100％以下和REM：0.020％以下]
Cu是有助于奥氏体稳定化的元素，此外，Ca、B和REM是有助于提高加工性的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。Cu是使奥氏体相稳定化的元素，在极低温下也使奥氏体相稳定化，使焊接金属的极低温冲击韧性提高。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上。Cu含量更优选设定为0.04％以上。但是，Cu超过1.00％而大量含有时，凝固时发生偏析，诱发焊接时的高温开裂。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量设定为1.00％以下。优选Cu含量为0.80％以下。
Ca在熔融金属中与S结合，形成高熔点的硫化物CaS。CaS的熔点比MnS高，因此有助于抑制焊接金属的高温开裂的产生。这样的效果通过含有0.001％以上变得显著。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量优选设定为0.001％以上。另一方面，含有超过0.010％时，焊接时电弧发生紊乱，难以进行稳定的焊接。因此，在含有Ca的情况下，Ca设定为0.010％以下。需要说明的是，Ca含量优选为0.008％以下、更优选为0.006％以下。
B是不可避免地混入的元素，在奥氏体晶界偏析。B混入多于0.0100％时，在奥氏体晶界形成氮化硼，使强度降低，此外，氮化硼成为断裂的起点，使极低温冲击韧性降低。因此，在含有B的情况下，B设定为0.0100％以下。需要说明的是，优选为0.0080％以下。进一步优选为0.0050％以下。另一方面，过度的减少导致精炼成本的高涨，因此，在含有B的情况下，B含量优选设定为0.0001％以上。
REM是强力的脱氧剂，在焊接金属中以REM氧化物的形态存在。REM氧化物通过成为凝固时的成核位点，使晶粒微细化，有助于提高焊接金属的强度。这样的效果通过含有0.001％以上变得显著。因此，在含有REM的情况下，REM含量优选设定为0.001％。REM含量更优选为0.002％以上、进一步优选为0.003％以上。但是，含有超过0.020％时，电弧的稳定性降低。因此，在含有REM的情况下，REM含量设定为0.020％以下。需要说明的是，REM含量优选为0.018％以下、更优选为0.015％以下。
[余量组成]
上述化学组成以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以例示H、O、Mg、Zn、Re，如果合计为0.0100％以下则可以允许。另外，只要满足上述基本组成和选择组成，则也可以含有它们以外的元素，这样的实施方式也包含在本发明的技术范围内。
需要说明的是，焊接金属的化学组成主要由母材与SAW用焊丝等焊接材料的流入比例决定。
[焊接接头的制造方法]
接着，对本发明的焊接接头的制造方法进行说明。
首先，准备具有上述化学组成的含高Mn的钢材。然后，以所准备的钢材彼此形成规定的坡口形状的方式，进行坡口加工。关于形成的坡口形状，无需特别限定，作为焊接钢结构物用途，可以例示依据JIS Z 3001-1的通常的V型坡口、X型坡口、K型坡口等。
接着，对上述坡口加工后的钢材彼此进行埋弧焊，形成一层或多层焊接金属，制成焊接接头。所使用的焊接材料只要能够形成具有期望特性的焊接金属部即可，可以首先应用具有上述化学组成的焊接用焊丝，该焊丝或焊接用焊剂的种类没有特别限定。
需要说明的是，作为焊丝，有实芯焊丝或在焊丝的内部内包有焊丝用焊剂的药芯焊丝，在本发明中，可以使用任一种焊丝。在使用药芯焊丝的情况下，以所使用的钢制外皮、金属粉末和焊丝用焊剂粉末的成分组成的合计值为作为目标的焊接材料的成分组成的方式来制造。
[焊接用焊丝的制造方法]
进而，对SAW用焊丝(实芯焊丝和药芯焊丝)的制造方法进行说明。
实芯焊丝优选：依次进行将具有目标组成的钢水通过电炉、真空熔化炉等常用的熔炼炉进行熔炼并在规定形状的铸模中进行铸造等的铸造工序；接着将得到的钢锭加热至规定温度的加热工序；以及对加热后的钢锭实施热轧而制成规定形状的钢原材(棒钢)的热轧工序，接着进行对得到的钢原材(棒钢)实施两次以上冷轧(冷拉丝加工)和根据需要的将退火温度设定为900～1200℃的退火工序而制成期望尺寸的焊丝的冷轧工序。需要说明的是，实芯焊丝的成分组成没有特别限定，优选以质量％计为C：0.20～0.80％、Si：0.20～1.00％、Mn：16.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：6.0～15.0％、Mo：0.01～4.0％、Ni：0.01～10.0、O：0.050％以下和N：0.150％以下。
另外，关于药芯焊丝，优选将例如具有由0.05～0.20％C-0.15～0.30％Si-0.2～1.2％Mn-余量Fe构成的组成的薄钢板(板厚0.5mm)作为钢制外皮原材，在宽度方向上实施冷弯曲加工，制成U字形状。然后，以成为作为目标的焊丝组成的方式，在得到的钢制外皮中封入进行了成分调整的金属粉末和焊丝用焊剂粉末，通过冷加工进行拉丝加工，制成SAW用药芯焊丝。
上述金属粉末的成分组成没有特别限定，制成具有为了形成作为焊接用焊丝的合计组成而对于钢制外皮原材的成分组成进行补充的金属成分的金属粉末或合金粉末。药芯焊丝的成分组成没有特别限定，优选以质量％计为C：0.20～0.80％、Si：0.20～1.00％、Mn：16.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：6.0～15.0％、Mo：0.01～4.0％、Ni：0.01～9.0％、O：0.200％以下和N：0.100％以下。另外，焊丝用焊剂粉末的成分也没有特别限定，可以为具有与后述的焊接用焊剂同等或类似的成分的焊剂粉末。
[焊接用焊剂]
使用上述SAW用焊丝(实芯焊丝和药芯焊丝)时所使用的焊接用焊剂无需特别限定，可以使用通常公知的烧结型焊剂和熔融型焊剂中的任一种。需要说明的是，作为具体的化学成分，可以使用含有SiO2：20～40％、MnO：8～15％、TiO2：5～10％、Al2O3：10～20％、MgO：20～30％等的粉末材料。作为一例，有具有由38％SiO2-11％MnO-8％TiO2-16％Al2O3-27％MgO构成的组成的粉末材料。但是，在本发明中，焊接用焊剂不限于此。
需要说明的是，上述焊接接头的热影响区是指受到焊接时投入的热量的影响、例如由于晶体结构的变化、新相的生成、结晶粒径的变化、元素的扩散、位错的恢复等而与母材原质部或焊接金属原质部相比特性发生了变化的区域。需要说明的是，特性变化的理由不限于上述。
实施例
以下，基于实施例对本发明进一步进行说明。但是，下述实施例只是为了例示性地更详细地说明本发明，并非限定本发明的权利范围。
利用真空熔化炉将钢水熔炼，在铸模中进行铸造后，进行分解轧制而制成表1所示的化学组成的钢坯(壁厚：150mm)，得到钢原材。接着，将得到的钢原材装入加热炉中，加热至1250℃，实施将精轧结束温度设定为850℃的热轧，然后立即实施水冷处理，得到板厚为12mm的钢板(含高Mn的钢材)。
接着，将表2所示的化学组成(焊丝组成)的钢水利用真空熔化炉进行熔炼，进行铸造而得到钢锭。将得到的钢锭加热至1200℃后，通过热轧和之后的冷轧，制成4.0mmφ的埋弧焊用实芯焊丝。
另外，另行制作钢制外皮和在该钢制外皮中内包有金属粉末和焊剂粉末的药芯焊丝。将具有由0.1％C-0.2％Si-0.5％Mn-余量Fe构成的组成的薄钢板(板厚0.5mm)作为钢制外皮原材，在宽度方向上实施冷弯曲加工，制成U字形状。然后，以成为表3所示的化学组成的方式，在得到的钢制外皮中封入进行了成分调整的金属粉末和焊剂粉末，通过冷拉丝加工，制成焊接用药芯焊丝(直径：3.2mm)。即，表3所示的化学组成为钢制外皮、金属粉末和焊剂粉末的合计值。
接着，使用得到的钢材(板厚20mm)，依据JIS Z 3121，进行对接约束，形成45°V型坡口，将得到的实芯焊丝或药芯焊丝作为焊接材料，进行埋弧焊，在上述坡口内形成焊接金属，得到焊接接头。需要说明的是，焊接时，利用了具有由38％SiO2-11％MnO-8％TiO2-16％Al2O3-27％MgO构成的组成的焊剂。
埋弧焊如下实施：对于表1所示的钢材彼此，使用表2和表3所示组成的各实芯焊丝(直径4.0mmφ)或各药芯焊丝(直径3.2mm)，以表4所示的组合，不预热，以向下的姿势，将电流设为450～650A(DCEP)，将电压设为28～36V，将焊接速度设为20cm/分钟，将道次间温度设为100～150℃。
[含高Mn的钢材的特性评价]
从得到的含高Mn的钢材上依据JIS Z 2241裁取拉伸试验片，并且依据JIS Z 2242裁取夏比冲击试验片(V型缺口)，实施拉伸试验、冲击试验。拉伸试验如下：在室温下对各三根实施，将得到的值(0.2％屈服强度)的平均值作为该含高Mn的钢材的拉伸特性。夏比冲击试验如下：对各三根实施，求出在-196℃的试验温度下的吸收能vE-196，将其平均值作为该含高Mn的钢材的极低温冲击韧性。
[焊接金属的成分分析]
关于焊接金属的化学组成，从焊接金属的中心部裁取切屑状的样品，使用燃烧-红外吸收法、非活性气体熔化-热导率法、非活性气体熔化-红外吸收法、吸光光度法、ICP-AES法、沉淀分析法、容量法、湿式化学分析法进行成分分析。
[耐高温开裂性的评价]
焊接后，利用微型切割器从焊接线方向中心位置裁取观察面为与焊接线垂直的截面的厚度10mm的宏观试验片，利用光学显微镜(以30倍)观察焊接金属的截面，判定高温开裂的有无。需要说明的是，高温开裂在由光学显微镜得到的组织照片中判定为宽度25μm×长度80μm以上的细长的黑色区域。在观察到高温开裂的产生的情况下，认为耐高温开裂性降低而评价为“×”。在没有观察到高温开裂的产生的情况下，认为耐高温开裂性优良而评价为“○”。
[焊接金属特性的评价]
从得到的焊接接头上依据JIS Z 3111的规定裁取焊接金属的拉伸试验片(平行部直径6mmφ)和夏比冲击试验片(V型缺口)，实施拉伸试验、冲击试验。关于拉伸试验，在室温下，对各三根实施，将得到的值(0.2％屈服强度、拉伸强度)的平均值作为该焊接接头的焊接金属的拉伸特性。关于夏比冲击试验，也同样地对各三根实施，求出在-196℃的试验温度下的吸收能vE-196，将其平均值作为该焊接接头的焊接金属的极低温冲击韧性。
[焊接接头特性的评价]
另外，还依据JIS Z 3121的规定实施了焊接接头在室温的拉伸试验。关于试验片，以焊接轴为试验片的平行部长度的中央的方式，在与焊接轴成直角的方向上裁取，制成其厚度为焊接接头的总厚度的1A号试验片。试验中，对三根实施，将得到的值的平均值作为焊接接头的拉伸特性。
此外，还依据JIS Z 3128的规定实施了焊接接头的焊接热影响区的夏比冲击试验。试验片的V型缺口方向与母材表面垂直，试验片从板厚中央且焊接金属中心位置和熔融线1mm的位置裁取。试验中，对三根实施，将得到的值的平均值作为焊接接头的焊接热影响区的极低温冲击韧性。
关于本发明的目标值，如上所述，含高Mn的钢材的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上，在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上，另外，焊接金属的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上，其拉伸强度为660MPa以上，焊接接头的常温(25℃)的拉伸强度为660MPa以上，此外，焊接金属、焊接接头的焊接热影响区的在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上。将得到的结果示于表1～5中。
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[表5]
下划线：表示在本发明的范围外。
本发明例均是在焊接时没有产生高温开裂、耐高温开裂性优良、具有焊道外观也良好的焊接金属的焊接接头。
此外，本发明例均是含高Mn的钢材的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上、在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上、焊接金属的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)为400MPa以上、并且其拉伸强度为660MPa以上、焊接接头的常温(25℃)的拉伸强度为660MPa以上、焊接金属和焊接接头的焊接热影响区的在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196为28J以上的、具有兼具高强度和优良的极低温冲击韧性的焊接金属的焊接接头。
另一方面，就本发明的范围外的比较例而言，产生了高温开裂而耐高温开裂性降低、或者焊接金属的常温(25℃)的屈服强度(0.2％屈服强度)小于400MPa、或者拉伸强度小于660MPa、或者焊接接头的常温(25℃)的拉伸强度小于660MPa、或者焊接金属或焊接热影响区的在-196℃的试验温度下的夏比冲击试验的吸收能vE-196小于28J，未得到兼具高强度和优良的极低温冲击韧性的焊接金属。
就作为比较例的焊接接头No.13而言，焊接金属的Mn含量低于本发明的范围，因此焊接金属的奥氏体相的稳定性低，因此，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.14而言，焊接金属的Si和Mn含量高于本发明的范围，此外，焊接金属的Cr含量低于本发明的范围，因此，Si、Mn和P向焊接时的最终凝固部偏析，产生了高温开裂，此外，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.15而言，焊接金属的S和Mo含量高于本发明的范围，因此生成会成为断裂起点的MnS和Mo碳化物，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.16而言，焊接金属的Cr含量低于本发明的范围，因此焊接金属的0.2％屈服强度小于400MPa，并且拉伸强度小于660MPa，未能确保期望的高强度，此外，不能抑制P向焊接时的最终凝固部的偏析，因此产生了高温开裂，此外，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.17而言，焊接金属的C含量高于本发明的范围，因此在焊接金属中生成碳化物，产生了高温开裂，此外，在-196℃的试验温度下的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的接头No.18而言，焊接金属的Cr含量高于本发明的范围，因此生成Cr碳化物，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.22而言，焊接金属的P含量高于本发明的范围，P在焊接金属的最终凝固部偏析，产生了高温开裂，此外，焊接金属的S含量高于本发明的范围，析出会成为断裂起点的MnS，因此在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.23而言，焊接金属的Cr含量低于本发明的范围，因此焊接金属的0.2％屈服强度小于400MPa，并且拉伸强度小于660MPa，未能确保期望的高强度，此外，不能抑制P向焊接时的最终凝固部的偏析，因此产生了高温开裂，此外，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性，此外，焊接接头的拉伸强度小于660MPa，未能确保期望的高强度。
另外，就作为比较例的焊接接头No.26而言，焊接金属的Si和Mn含量高于本发明的范围，此外，焊接金属的Cr含量低于本发明的范围，因此Si、Mn和P向焊接时的最终凝固部偏析，产生高温开裂，焊接金属的0.2％屈服强度小于400MPa，未能确保期望的高强度，此外，在-196℃的试验温度下的焊接金属的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。
另外，就作为比较例的焊接接头No.33、34和35而言，钢材的Mn含量低于本发明的范围，钢材的奥氏体相稳定性低，因此，在-196℃的试验温度下的焊接热影响区的吸收能vE-196小于28J，未能确保期望的优良的极低温冲击韧性。

Claims (8)

1.一种埋弧焊接头，其是含高Mn的钢材的埋弧焊接头，其中，
所述含高Mn的钢材具有以质量％计含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：18.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.0070％以下、Al：0.010～0.070％、Cr：2.5～7.0％、N：0.0050～0.0500％、O：0.0050％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成，
焊接金属具有以质量％计含有C：0.10～0.80％、Si：0.05～1.00％、Mn：15.0～30.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.100％以下、Cr：6.0～14.0％、N：0.100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成。
2.根据权利要求1所述的埋弧焊接头，其中，所述含高Mn的钢材的化学组成中以质量％计还含有选自Mo：2.00％以下、V：2.0％以下、W：2.00％以下中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的埋弧焊接头，其中，所述含高Mn的钢材的化学组成中以质量％计还含有选自REM：0.0010～0.0200％、B：0.0005～0.0020％中的一种或两种。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的埋弧焊接头，其中，所述含高Mn的钢材在拉伸试验中的常温的屈服强度为400MPa以上，在-196℃的试验温度下的夏比冲击吸收能vE-196为28J以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的埋弧焊接头，其中，所述焊接金属的化学组成中以质量％计还含有选自Mo：3.50％以下、Ni：10.00％以下中的一种或两种。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的埋弧焊接头，其中，所述焊接金属的化学组成中以质量％计还含有选自V：1.60％以下、Ti：1.00％以下、Nb：1.00％以下、W：1.00％以下中的一种或两种以上。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的埋弧焊接头，其中，所述焊接金属的化学组成中以质量％计还含有选自Cu：1.00％以下、Ca：0.010％以下、B：0.0100％以下、REM：0.020％以下中的一种或两种以上。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的埋弧焊接头，其中，所述焊接金属在拉伸试验中的常温的屈服强度为400MPa以上并且拉伸强度为660MPa以上，焊接接头的常温的拉伸强度为660MPa以上，并且所述焊接金属和所述焊接接头的焊接热影响区在-196℃的试验温度下的夏比冲击吸收能vE-196为28J以上。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115488475A (zh) * 2022-09-29 2022-12-20 南京钢铁股份有限公司 一种深冷环境用节Ni低温钢埋弧焊焊接工艺
WO2024069986A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 日本製鉄株式会社 溶接金属、溶接継手、及び溶接構造物
CN116079278B (zh) * 2023-04-06 2023-12-08 中国科学院合肥物质科学研究院 一种高吸能高锰钢实心焊丝及其焊接工艺

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5118913A (en) * 1974-08-09 1976-02-14 Nippon Steel Corp Teionjinseito netsukankakoseinosugureta oosutenaitoko
JPS5896853A (ja) * 1981-11-17 1983-06-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼
WO2015083878A1 (ko) * 2013-12-06 2015-06-11 주식회사 포스코 극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어
JP6693217B2 (ja) 2015-04-02 2020-05-13 日本製鉄株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
JP6589535B2 (ja) 2015-10-06 2019-10-16 日本製鉄株式会社 低温用厚鋼板及びその製造方法
JP2019520473A (ja) * 2016-05-02 2019-07-18 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニーＥｘｘｏｎ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ 高マンガン鋼スラリーパイプラインのための現場での円周溶接技術
EP3838474A4 (en) * 2018-08-23 2021-09-29 JFE Steel Corporation SOLID WIRE FOR ARC WELDING OF GAS PROTECTED METAL
BR112021015919A2 (pt) * 2019-02-12 2021-10-05 Jfe Steel Corporation Aço com alto teor de mn e método de fabricação para o mesmo
CN113631321B (zh) 2019-03-29 2024-06-21 杰富意钢铁株式会社 极低温用高强度焊接接头的制造方法
EP4159884A1 (en) * 2020-08-03 2023-04-05 JFE Steel Corporation Solid wire for gas metal arc welding use

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