CN100419110C - 用于高强度Cr-Mo钢且低温韧性和抗SR裂性优异的焊缝金属 - Google Patents

用于高强度Cr-Mo钢且低温韧性和抗SR裂性优异的焊缝金属 Download PDF

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Abstract

焊缝金属，包括0.02～0.10%C(质量%；下同)、0.05～0.4%Si、0.3～1.3%Mn、0.8～3.25%Cr、至多2%(包括0%)Mo、0.30～1.0%V、至多0.03%N，其中Al、Ti和Ni含量分别抑制到至多0.03%、至多0.03%和至多0.40%；Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]总和([Mn]+[Ni])至多为1.2%；其余是Fe和不可避免杂质，其中P、S、Sn、As和Sb含量每种都抑制到至多0.01%；O含量至多0.040%；由表达式定义的EV值满足EV≥0.00；具有至少0.2μm等效圆周直径和在625℃下进行10小时应力消除退火之后存在于焊接区的非热影响区的碳化物数至多1.0个/μm2。很适合用于高强度Cr-Mo钢中的该焊缝金属在保持高温强度的同时，改善了韧性，尤其是低温韧性和抗SR裂性。

Description

用于高强度Cr-Mo钢且低温韧性和抗SR裂性优异的焊缝金属
技术领域
本发明涉及用于焊接高强度钢材料如Cr-Mo-V钢(Cr：2.0～3.25质量％(在下文中称为％)，Mo：0.9～1.2％，V：0.2～0.35％)的焊缝金属。更具体而言，它属于用于通过电弧焊接方法形成焊缝金属的技术，所述焊缝金属可应用于在寒冷地区使用并且需要具有低温韧性的钢材料。
背景技术
上面提到的Cr-Mo钢用作用于结构体如锅炉和化学反应容器的原材料，它含有Cr和/或Mo，并且具有高温和高压的工作环境所必要的优异性能如耐热性和压力气密性。另外，在用于上述目的的情况下，Cr-Mo钢也要求具有优异高温强度(特别是高温蠕变强度)和韧性。
如上所述的各种结构体通过多种电弧焊接方法来构造，具体地，具有大尺寸和/或厚度的结构体通常通过具有良好焊接效率的埋弧焊来构造。因为近年来存在这样的趋势，即将工作条件提高到更高的温度和压力以使装置高效率地工作，所以普通钢的使用由于具有更大厚度的焊接结构体，并且由此显著地增加了材料成本和生产费用，而变得不实用。因此为了抑制在高温和高压下结构体的大厚度，开发出掺入了V的高强度Cr-Mo钢。
另一方面，在焊接上面提到的作为基材的钢材料的情况下，就在室温和高温下的强度、韧性、蠕变强度、耐回火脆性特征(减少用在高温环境中的脆性)和抗SR裂性(更不易于由于析出老化而引起晶间破裂)来说，要形成的焊缝金属要求优于前述的焊缝金属。特别地，由Cr-Mo-V钢制成的焊接结构体会产生由于沉淀老化而导致晶间破裂的严重问题，即所谓的SR破裂。因此，一个重要的课题是Cr-Mo-V钢具有这种优异的性质(抗SR裂性)。
关于这一点，在实践中已知，关于用于由高强度Cr-Mo-V钢制成的焊接结构体的焊缝金属所需要的性能，在SR处理之后的韧性和耐回火脆性特征通过降低焊缝金属中的氧含量获得改进。例如，专利文献1公开了通过使焊缝金属中的Si含量达到至少0.10％以使氧含量降低来提高焊缝金属的韧性。
另一方面，专利文献2公开了，在用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属中的氧含量的增加会增加由于密集结构(texture)沿着晶界沉析而形成的晶粒间表面，因此，能够形成在抗SR裂性方面优于具有更低氧含量的焊缝金属的焊缝金属。这种技术通过使氧含量为0.030～0.060％来改善抗SR裂性，并且通过最优化焊缝金属中的碳和Mn的含量来弥补韧性的降低。
如上所述，氧显示了韧性和抗SR裂性的矛盾行为，因此，在单独控制氧含量的情况下难以使韧性和抗SR裂性达到一致，由此可断定这两者性能中总会有一个要降低。
为了改善用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属的抗SR裂性和韧性这两种性能，本发明人先前累积了一些研究和调查。作为调查的一部分，已经发现同时具有优异的韧性和抗SR裂性的焊缝金属可以在不增加焊缝金属中氧含量的情况下通过适当地规定焊缝金属的化学组成和通过调节SR条件(消除应力处理条件)使它的结构最优化来稳定地实现。由于认识到了该发现和发明在技术上的意义，因此本发明先前申请了一个专利(参考专利文献3)。
上述技术的发展能够实现焊缝金属在韧性和抗SR裂性这两方面的改善。然而仍旧有一些问题没有解决，这是因为要在更加寒冷地区使用的焊接结构体还没有足够的低温韧性。
[专利文献1]日本专利申请公开71196/1986(昭和61)，权利要求
[专利文献2]日本专利申请公开328292/1994(平成6)，权利要求
[专利文献3]日本专利申请公开192881/1997(平成9)，权利要求
发明内容
在这种情况下获得的本发明的目的是提供一种这样的焊缝金属，即它在保持其高温强度的同时，可用于高强度Cr-Mo钢，并且改善了韧性(特别是低温韧性)和抗SR裂性。
具有能够解决上述课题的焊缝金属的要点和概要在于焊缝金属，该焊缝金属通过电弧焊接方法形成，并且包括0.02～0.10％的C(质量％；在下文中也具有相同意思)、0.05～0.4％的Si、0.3～1.3％的Mn、0.8～3.25％的Cr、至多2％(包括0％)的Mo、0.30～1.0％的V、至多0.03％的N，同时将Al、Ti和Ni的含量分别抑制到至多0.03％、至多0.03％和至多0.40％，其中Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的总和([Mn]+[Ni])至多为1.2％，其余部分是Fe和不可避免的杂质，不可避免的杂质之中P、S、Sn、As和Sb的含量每一种都抑制到至多为0.01％，O含量抑制为至多0.040％，由以下公式(1)定义的EV值满足EV≥0.00，并且碳化物数量至多为1.0个/μm2，所述碳化物具有至少0.2μm的等效圆周直径，并且其在625℃下进行应力消除退火10小时之后存在于焊缝金属的非热影响区
EV＝[V]-([C]/12+[N]/14)×50.9(1)
式中[V]、[C]和[N]分别表示V、C和N的含量(质量％)。
上述等效圆周直径通过面积假定等于析出物面积的圆的直径来测定，注意析出物的尺寸。该圆周直径也是在用透射类型电子显微镜观测表面时通过复制方法识别的圆周直径。
在需要时，也优选在根据本发明的焊缝金属中掺入选自由下列组成的组中的至少一种：(a)至多0.10％(不包括0％)的Nb，至多0.10％(不包括0％)的Zr，至多0.10％(不包括0％)的Hf和至多0.10％(不包括0％)的Ta；(b)至多2.0％(不包括0％)的W和/或至多2.0％(不包括0％)的Co；(c)至多0.015％(不包括0％)的B；等元素。根据被混合的组分种类，进一步改善焊缝金属的性能。
附图说明
图1是示意性说明在可实行实例中所使用基材的斜面几何结构的横断面视图；
图2是通过以温度为纵座标和以时间段为横坐标绘制的表示SR条件的图；以及
图3是示出用于抗SR裂性试验方法即称为环形破裂试验的步骤的说明图。
具体实施方式
本发明人以前在SR破裂的原因方面进行了调查和研究。结果发现，当在老的原有奥氏体晶界上析出的渗碳体(M3C)大量析出时，抗SR裂性是降低的(参考专利文献3)。从上述观点可知，本发明人先前提出的技术通过减少M3C来改善抗SR裂性。在这种情况下，M3C是M(金属元素)和C(碳)的化合物，其中M主要由Fe和Cr组成。
然而，已经证明，为了进一步改善抗SR裂性，降低以块状形式析出的其它M7C3和M23C6(M和C与先前定义的一样)以及降低渗碳体都是必需的。
另一方面，据认为，在SR处理的时候精细的MX从用于高强度Cr-Mo钢并且其中必需加入V的焊缝金属中析出(M主要是V)，因此这种析出物防碍了韧性的改善(特别是低温韧性)，从而难以进一步改善韧性；而且也因为要加入的V的增加导致了MX析出物的增加，因此韧性反而降低。
然而，通过本发明人进行调查和研究证明，V相对于C和N(在公式(1)中提到的)的过度地混合量导致与焊缝金属基体形成固溶体的V的数量增加，产生了大的并且粗糙的MX，因此由于上述原因而显著地改善了韧性。此外发现，不仅可以除去M3C，而且可能几乎全部除去M7C3和M23C6，因此不但改善了韧性，而且改善了抗SR裂性。
另外，也已经证明，因为SR破裂最易于在625℃下的脆性区发生，所以当碳化物析出物经受10小时的625℃热处理(SR处理)时，其形态成为改善这些性能的重要需求。在焊缝金属中的碳化物析出物的形态不能明确地测定，该形态不但受焊缝金属的化学组成的影响，而且受冷却速度和脱氧状态等等的影响。鉴于上述情况，本发明人在碳化物析出物进行625℃热处理10小时(SR处理)之后的形态的基础上，研究了碳化物析出物的形态、抗SR裂性和低温韧性之间的关系。结果证实，在每一个都具有至少0.2μm的等效圆周直径的大粗糙析出物的数量至多为1.0个/μm2的情况下，抗SR裂性和低温韧性这两者都有所改善。
在根据本发明的焊缝金属中需要满足上述要求，同时需要适当地调节基本的化学组成。限制每一种元素的范围的理由如下。
C.0.02～0.10％
对淬火可硬化性有巨大影响的C是确保在室温和高温下的韧性和强度的重要元素。焊缝金属中的C含量，当小于0.02％时，引起强度降低，等等，而当它的含量超过0.10％时，导致过高的强度，因此显著地降低了韧性。因此其中的C含量需要在0.02～0.10％的范围内。从改善性能方面，C含量的下限和上限分别优选为0.04％和0.08％。
Si：0.05～0.4
具有脱氧作用的Si表现出控制焊缝金属中的氧含量的作用。为了使Si表现出这种作用，Si含量需要至少为0.05％，但当超过0.4％时，该含量过高，会引起了回火脆性特征和抗SR裂性的退化，此外，还会导致过高的强度，这样就使韧性降低。因此，Si含量的下限和上限分别优选为0.10％和0.30％。
Mn：0.3～1.3％
与C的情况一样，Mn在提高焊缝金属的高温强度和韧性方面起着作用，并且具有通过脱氧作用调节焊缝金属中的氧含量的作用。为了使Mn表现出这样的作用，Mn含量必须至少为0.3％，但当超过1.3％时，是过高的，它会导致蠕变强度、耐回火脆性特征和抗SR裂性的退化。因此焊缝金属中的Mn含量必须为0.3～1.3％，并且Mn含量的下限和上限分别优选为0.5％和1.0％。
Cr：0.8～3.25％，Mo：至多2.0％(包括0％)
Cr和Mo各自都是用于高强度2.25～3％Cr-1％Mo钢的基本成分。当焊缝金属中的Cr含量小于0.8％或高于3.25％，或焊缝金属中的Mo含量超过2.0％时，本发明的作用效果可以识别。然而，基材成分的上述范围没有实际地应用在作为目的的高温环境中。因此Cr含量设定为0.8～3.25％，并且Mo含量设定为至多2.0％。Cr含量的下限和上限分别优选为2.0％和3.0％，而Mo含量的上限优选为1.5％。在本发明中，基本上假定使用Cr-Mo钢作为基材，然而，基材并不局限于Cr-Mo钢，而是可以从诸如表现出类似于Cr-Mo钢的性能的Cr钢之类的钢中选择使用。因此Mo含量的下限设定为0％。
V：0.3～1.0％
V是组成MX的主要元素，并且是表现出改善蠕变特性、抑制导致SR破裂的大粗糙碳化物如M7C3和M23C6的形成并改善抗SR裂性作用的有效元素。为了使V表现出这样的作用，V的含量必须至少为0.3％，但含量过度地超过1.0％会引起MX不合理地大和粗糙，从而失去了改善蠕变特性的作用。因此V含量设定为0.30～1.0％。V含量的下限优选为0.40％，更优选为0.50％，而V含量的上限优选为0.80％，更优选为0.70％。
N：至多0.03％(不包括0％)
N表现的作用是提高焊缝金属蠕变强度。然而当N含量过度地超过0.030％时，会引起韧性的退化。N含量的上限优选为0.015％。
Al：至多0.03％(包括0％)；Ti：至多0.03％(包括0％)
Al和Ti削弱了焊缝金属的韧性，必须使它们最小化。当Al含量和Ti含量中任一个超过0.03％时，都会导致韧性显著地降低，因此必须抑制为至多0.03％，优选为至多0.01％。
Ni：至多0.40％(包括0％)
Ni具有提升回火脆性的作用，当焊缝金属中的Ni含量超过0.40％时，该作用尤其被增强，因此焊缝金属中的Ni含量必须至多为0.40％，优选至多为0.20％。
Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的总和([Mn]+[Ni])：至多1.2％
当Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的总和([Mn]+[Ni])超过1.2％时，耐回火脆性的退化变得显著，因此上限设定为1.2％。[Mn]+[Ni]总和优选为至多1.0％。
与本发明有关的焊缝金属中的基本化学组成如上所述。其余部分由Fe和不可避免的杂质组成，不可避免的杂质中P、S、Sn、As、Sb和O优选被抑制如下。用于限制每一种杂质的范围的理由如下。
P、S、Sn、As和Sb：每一种至多0.01％
这些元素每一种都是不可避免地混杂在焊缝金属中的杂质。它们的高含量会导致SR破裂和回火脆性的出现。因此作为不可避免的杂质包含在焊缝金属中的P、S、Sn、As和Sb，每一种都抑制为至多0.01％，优选为至多0.006％。
O：至多0.040％
O是混杂在焊缝金属中的有害成分，并且会使韧性变差。特别地，当O含量超过0.040％时，韧性极大地恶化，因此O含量的上限设定为0.040％。随着O含量的降低，韧性的改善增加。然而为了防止焊接可加工性能变差如差的焊珠形式(poor bead form)，O含量的下限设定为大约0.020％。
在需要时，同样优选在根据本发明的焊缝金属中掺入选自由下列组成的组中的至少一种：(a)至多0.10％(不包括0％)的Nb，至多0.10％(不包括0％)的Zr，至多0.10％(不包括0％)的Hf和至多0.10％(不包括0％)的Ta；(b)至多2.0％(不包括0％)的W和/或至多2.0％(不包括0％)的Co；(c)至多0.015％(不包括0％)的B；等等元素。根据要混合成分的种类，进一步改善焊缝金属的性能。
选自由至多0.10％(不包括0％)的Nb、至多0.10％(不包括0％)的Zr、至 多0.10％(不包括0％)的Hf和至多0.10％(不包括0％)的Ta组成的组中 的至少一种
通过在焊缝金属中混入Nb、Zr、Hf和ta中的至少一种，可获得进一步改善焊缝金属的抗SR裂性的作用。这些元素提高了Cr的活性并且降低了C的活性，并且显著抑制了M3C、M7C3和M23C6的析出，从而能够改善抗SR裂性。然而，上述元素的任一种，当其含量超过0.10％时，都会导致过高的强度并且降低韧性。为此，在混合这些元素中任一种的情况下，其含量优选为至多0.10％。每一种的优选下限为大约0.05％。
W：至多2.0％(不包括0％)和/或Co：至多2.0％(不包括0％)
在焊缝金属中混入W和Co中的至少一种，与单独混合V时相比可以进一步提高在室温和高温下的强度以及进一步提高蠕变强度。然而，任何所讨论的这些元素，当其含量超过2.0％时，都会导致不合理的高强度并且降低韧性。为此，在混合这些元素中的任一种时，其含量优选至多为2.0％。每一种的优选下限为大约1.5％。
B：至多0.015％(不包括0％)
尽管B表现出的作用是稳定地改善韧性，但是其含量超过0.015％时不仅会导致不合理的高强度和降低韧性，而且会导致焊接时对高温破裂的高敏感性。为此，在混合B的情况下，其含量优选至多为0.015％。B的优选下限大约为0.010％。
对于下式(1)定义的EV值满足EV≥0.00这一要求也是很重要的，并且具有至少为0.2μm的等效圆周直径并且在625℃下进行了10小时的应力消除退火之后存在于焊缝金属的非热影响区的碳化物的含量至多为1.0个/μm2，
其中EV＝[V]-([C]/12+[N]/14)×50.9---------(1)
式中[V]、[C]和[N]分别表示V、C和N的含量(质量％)。
由式(1)定义的EV指出了V对于C和N的过剩程度。当EV值为0.00或更大时，引起V过剩和大的粗糙MX，因而能够改善韧性并降低了使抗SR裂性变差的化合物如M7C3和M23C6。EV优选为至少0.10，更加优选为至少0.20。反之，过高的EV导致蠕变强度的退化，由此上限优选设定为0.65，更优选为至多0.50。
具有0.2μm或更大的等效圆周直径的碳化物的存在会降低抗SR裂性。这样的碳化物的数量超过1.0个/μm2时会导致不能确保所需的抗SR裂性。鉴于上述情况，该碳化物的数量必须为至多1.0个/μm2，优选为至多0.5个/μm2，更优选为0.0个/μm2。
在本发明中形成焊缝金属的焊接方法没有特别的限制，只要它是电弧焊接方法即可，但也可以从埋弧焊(SAW)(将在下面加工实例中描述)、屏蔽金属电弧焊(SMAW)、钨隋性气体(TIG)焊接和气体屏蔽电弧焊接(MAG，MIG)等等中选择进行应用。
在如上描述的本发明中，焊缝金属的性能通过适当调节焊缝金属的化学组成和碳化物的数量来改进。焊缝金属的化学组成受电弧焊接时的焊接条件如焊丝的化学组成、焊接电流、焊接电压和焊丝尺寸(wireextension)的影响，并且除基材的化学组成外，还受斜面几何结构等等的影响，同时焊接条件受焊丝的化学组成影响。为此，为了保证根据本发明的焊缝金属组成，焊丝的化学组成范围、焊接条件范围、基材的化学组成范围等等都没有明确地限定。简言之，本发明的目的是通过结合上述因素以获得本发明规定的焊缝金属而实现的。
本发明的加工效果和优点总结如下。通过不仅改善韧性尤其是低温韧性而且在确保高温强度时又改善了抗SR裂性，以及通过使如上所述的化学组成最佳化从而降低存在于焊缝金属的非热影响区的碳化物数量，本发明能够获得用于Cr-Mo钢的高强度焊缝金属。
下面，将参考实施例更详细地描述本发明，但是本发明决不是限制于这些实施例。任何按照上述或下面提到的要点或概要在设计上的改进都将落入本发明的范围内。
实施例1
图1示意性地示出了在本发明中使用的基底金属1的斜面几何结构的横断面视图，如图1中所示那样，图1具有“V”形的斜面并且在斜面之下装备具有与焊接基底金属1的化学组成相同的垫板(backingplate)2。
在实施例中，“V”形的斜面角度设定为10度，垫板放置在下侧处的缝隙宽度设定为25mm，并且基底金属1的厚度设定为25mm。这里使用的基底金属的化学组成给出在表1中。
表1
Figure C20061000904600141
焊缝金属按如下方法进行制备：使用具有图1所示斜面几何结构的焊接基底金属1，将具有下表2所示化学组成的各种粘合熔剂(bondfluxes)与具有下表3所示化学组成的实芯焊丝(solid wire)结合，并且在下表4所示的焊接条件(串联焊接体系)下实施焊接。这样获得的焊缝金属的化学组成给出在下表5中。
表2
Figure C20061000904600142
Figure C20061000904600151
表4
Figure C20061000904600161
Figure C20061000904600171
其后，这样获得的焊缝金属在625℃下热处理10小时(SR处理，温度上升/下降速率是25℃/小时)，焊缝金属进行SR处理之后的最后道次的非热影响区通过TEM-萃取复制方法来观察所得碳化物。这时，8.5μm2区域拍成15000倍率下的10视野，以通过利用图像分析软件来计算具有0.2μm或更大的等效圆周直径的碳化物的数量。
其后，计划用于进行各种力学性能测试的测试片采集自焊缝金属的某一部分，其中性能测试的内容包括在室温下(20℃)和高温下的拉伸测试、夏氏冲击测试、回火脆性测试和蠕变断裂测试，即总共进行四次的测试。具有下表6所指出形状并且用于这些测试的测试片采集自测试材料的板厚度的中间部分，所述测试材料进行了如表6联合所示那样的SR处理下的热处理。
表6
在上述测试中，回火脆性测试除规定的SR处理之外还进行逐步冷却处理。
图2是示出以温度为纵座标和时间为横坐标绘制的逐步冷却处理的图。如图2所示，当测试片的温度超过300℃时，调整加热条件以使温度升高速率为50℃/小时或更小，测试片加热达到593℃并且在该温度下保持一小时。随后，用与上述相同的方式，测试片在538℃下保持15小时，在524℃下保持24小时，以及在496℃下保持60小时，同时在该冷却阶段，测试片的冷却速率调整到5.6℃/小时。此外，保持在496℃下的测试片以2.8℃/小时的速率冷却到468℃，在该温度下保持100小时。接着，该测试片以28℃/小时的冷却速率冷却到300℃。
另外，为环形破裂测试以评价抗SR裂性的圆柱形测试片采集自上述焊缝金属。图3(a)是示意性地说明从焊缝金属中采集的圆柱形测试片的位置和方向的横断面视图；图3(b)是说明圆柱形测试片的形状的侧视图；图3(c)是相同圆柱形测试片的横断面视图；图3(d)是放大说明在横断面视图{图3(c)}中的缺口部分A的横断面视图；而图3(e)是通过使用圆柱形测试片说明环形破裂测试方法的概括性解释图。
如图3(a)所示，每一片都具有缺口和裂缝的圆柱形测试片4都是从焊缝金属3的最终焊珠(final bead)的上侧采集的，该最终焊珠被基材1、衬垫金属板2和斜面部分所环绕，使得图3(c)所示的缺口5和裂缝6分别位于焊缝金属的非热影响区的上侧和下侧上。
如图3(b)所示，圆柱形测试片4测得为20mm的纵向长度、10mm的外径和5mm的内径。如图3(c)所示，圆柱形测试片4每一片都装备有裂缝6，该裂缝6具有1.0mm的宽度并且伸到该测试片4纵向的圆柱内部的中空部分，而且圆柱形测试片4每一片都在裂缝6相反侧的外周上装备有在其纵向上的缺口5。
此外，如图3(d)(图3(d)是放大解释在横断面视图{图3(c)}中的缺口部分A的横断面视图)所示，缺口5是U形凹槽，测得深度为0.5mm、宽度为0.4mm和底部曲率半径为0.2毫米。这种形状的测试片用于环形破裂测试。
在环形破裂测试中，参考“Research on stress relief annealing cracking”，第二版”(Kiuchi等著，bulletin of Institute for Welding，33卷，9期(1964)，718页)，将弯曲应力施加到在图3(e)中所画出的箭头示出方向的圆柱形测试片4上，每一片测试片的裂缝6都在不使用填充金属的情况下进行TIG焊接，并且热处理用同样地在U形凹槽的底部所引起的残余张应力进行。因此SR破裂性能通过在U形槽的底部存在的SR破裂来判断。
下面，描述在各种评价试验中的评定标准。首先关于强度，在室温(20℃)下拉伸强度至少为600N/mm2以及在高温(454℃)下拉伸强度至少为507N/mm2的测试片被认为是良好的。关于评定韧性和回火脆性特征的夏氏冲击测试，如下所述的测试片被认为是良好的：测试片在SR处理之后吸收能量被表示为55J时的转变温度vTr为-80℃或更低，并且转变温度vTr与在逐步冷却之后吸收能量表示为55J时的转变温度vTr’之间也具有20℃或更低的差异ΔvTr(vTr-vTr’)。
关于蠕变断裂测试，在550℃和1000小时下蠕变强度至少为210N/mm2的测试片被认为是良好的。关于评定耐SR破裂的环形破裂测试，在进行SR处理之后在U形槽的底部没有产生破裂的测试片被认为是良好的，并且在SR处理之后其中发生了破裂的测试片被认为是不合格的。测试结果一起列出在表7中。
Figure C20061000904600211
根据上述结果，可考虑如下。很清楚，满足本发明规定要求的序号1～17在抗SR裂性和韧性方面都是优异的。与其相反，没有满足本发明规定要求中的任意要求的序号18～30引起了抗SR裂性和韧性中至少之一变差。
其中，序号18中的C含量超过本发明规定的上限，并且转变温度vTr高于-80℃，在序号19中，在焊缝金属中的V含量低于本发明规定的下限，因此碳化物的数量过大，转变温度vTr高于-80℃，此外抗SR裂性恶化。
在序号20、21和22中，Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的总和([Mn]+[Ni])、Si和O的含量、以及Mn含量超过了本发明规定的上限，因此它们的回火脆性恶化。
在序号23&24中，Ti和Al的含量超过本发明规定的上限，因此转变温度vTr表现为非常高的值。
在序号25&26中，EV值在公式(1)规定的适当范围之外，由此碳化物的数量过大，转变温度vTr高于-80℃，此外耐SR破裂恶化。
在序号27中，在焊缝金属中的V含量超过本发明规定的上限，由此碳化物的数量超过本发明规定的上限，碳化物的数量过大，并且蠕变性质恶化。在序号28中，掺入的Nb的含量过高，并且转变温度vTr高于-80℃。
在序号29中，在焊缝金属中的Mn含量低于本发明规定的下限，由此强度降低，并且转变温度vTr高于-80℃。在序号30中，在焊缝金属中的Ni含量超过本发明规定的上限，由此回火脆性恶化。
实施例2
具有如下表10中给出的化学组成和屏蔽比例的屏蔽电弧焊条(W30～W36)通过在具有下表8中给出的化学成分组成的焊芯(每一种测定为4.0mm的直径和400mm的长度)的外面周边敷用具有下表9给出的化学成分组成的焊剂(绝热材料(lagging material)：F2～8)来制备。
Figure C20061000904600231
电弧焊接在表11所示的焊接条件下使用上述制备的焊条进行，其中所使用的焊条由在上述表中符号为P1的基底材料制成，并且斜面几何结构与图1中的一样。评价这样获得的焊缝金属的性能。化学组成在表12中列出，性能测试结果在表13中列出。
表11
Figure C20061000904600241
Figure C20061000904600251
从表13可清楚地知道，满足本发明规定的全部要求的序号(items)(序号31～35)在抗SR裂性和韧性方面都是优异的，然而，没有满足本发明规定要求中的任意要求的任一序号(序号36&37)至少在抗SR裂性和韧性之一方面是逊色的。
特别地，在序号36中，焊缝金属中的V含量超过本发明规定的上限，由此转变温度vTr高于-80℃，抗SR裂性恶化。在序号37中，EV值小于公式(1)规定的下限，由此碳化物的数量过大，转变温度vTr高于-80℃，并且抗SR裂性恶化。

Claims (5)

1. 一种用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属，所述的焊缝金属具有优异低温韧性和抗SR裂性，其通过电弧焊接方法形成，并且其包括：
0.02～0.10％的C，以下均为质量％，
0.05～0.4％的Si，
0.3～1.0％的Mn，
0.8～3.25％的Cr，
大于等于0％到至多2％的Mo，
0.30～1.0％的V，以及
至多0.03％的N，
其中
将Al、Ti和Ni的含量分别抑制到至多0.03％、至多0.03％和至多0.40％；
Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的总和([Mn]+[Ni])至多为1.2％；
其余部分是Fe和不可避免的杂质；将在不可避免的杂质中的P、S、Sn、As和Sb的含量每一种抑制到至多0.01％；
将O含量抑制到至多0.040％；
由下面的公式(1)定义的EV值满足EV≥0.00；并且
具有至少0.2μm的等效圆周直径并且在625℃下进行了10小时的应力消除退火之后存在于焊缝金属的非热影响区的碳化物数量至多为1.0个/μm2
EV＝[V]-([C]/12+[N]/14)×50.9(1)
式中[V]、[C]和[N]分别表示V、C和N的含量(质量％)。
2. 如权利要求1所述的用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属，其进一步包括选自由大于0％到至多0.10％的Nb、大于0％到至多0.10％的Zr、大于0％到至多0.10％的Hf和大于0％到至多0.10％的Ta组成的组中的至少一种物质。
3. 如权利要求1或2所述的用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属，其进一步包括选自由大于0％到至多2.0％的W和大于0％到至多2.0％的Co组成的组中的至少一种物质。
4. 如权利要求1～2中的任一项所述的用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属，其进一步包括大于0％到至多0.015％的B。
5. 如权利要求3所述的用于高强度Cr-Mo钢的焊缝金属，其进一步包括大于0％到至多0.015％的B。
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