CN103260817B - 实芯焊丝和焊接金属 - Google Patents

实芯焊丝和焊接金属 Download PDF

Info

Publication number
CN103260817B
CN103260817B CN201080070850.9A CN201080070850A CN103260817B CN 103260817 B CN103260817 B CN 103260817B CN 201080070850 A CN201080070850 A CN 201080070850A CN 103260817 B CN103260817 B CN 103260817B
Authority
CN
China
Prior art keywords
welding
rem
weld metal
solid core
welding wire
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201080070850.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103260817A (zh
Inventor
冈崎喜臣
名古秀德
佐藤统宣
山上雅史
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN103260817A publication Critical patent/CN103260817A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103260817B publication Critical patent/CN103260817B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3066—Fe as the principal constituent with Ni as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/025—Seam welding; Backing means; Inserts for rectilinear seams
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/035—Seam welding; Backing means; Inserts with backing means disposed under the seam
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/16—Arc welding or cutting making use of shielding gas
    • B23K9/173—Arc welding or cutting making use of shielding gas and of a consumable electrode
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/38—Selection of media, e.g. special atmospheres for surrounding the working area
    • B23K35/383—Selection of media, e.g. special atmospheres for surrounding the working area mainly containing noble gases or nitrogen

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Abstract

本发明其目的在于，在由高效率的MIG焊法进行的9％Ni钢之间的焊接中，提供达成焊接接头的良好的焊道形状和高的极低温韧性两方的共金系实芯焊丝和其焊接金属。于是，在9％Ni钢母材的共金系实芯焊丝中，使一定比例的REM和O含有，供给不阻碍焊接接头(1a)的极低温韧性的范围内的微量，但能够在焊接金属(3)中形成REM的微细氧化物，且能够控制为良好的焊道形状的程度的氧，并且一并限制Al、Ti，此外，使MIG焊法的保护气体，为不含二氧化碳气体或只使之微量含有的氩气，由此达成焊接接头(1a)的良好的焊道形状和高的极低温韧性两方。

Description

实芯焊丝和焊接金属
技术领域
本发明涉及适于极低温用的9％Ni钢(9％镍钢)的焊接的铁基的实芯焊丝(焊接用实芯焊丝)和9％Ni钢之间的焊接接头的焊接金属。以下，将9％Ni钢之间的焊接接头仅称为“接头”。
背景技术
从所周知，9％Ni钢是在-196℃左右的极低温下使用的高张力钢，具有高屈服强度和卓越的低温韧性。因此，作为极低温用钢被广泛用于LNG和液氮、液氧等的储罐或其关联设备等。为了有效利用这样的9％Ni钢的优异的极低温韧性，在对于9％Ni钢之间进行焊接所形成的焊接接头的焊接金属(焊接部)中，当然，也要求有与其母材同程度的极低温韧性等的特性。
从这一背景出发，对于9％Ni钢之间的焊接技术，至今为止也加以各种研究。例如，认为如果使用与极低温用的9％Ni钢母材相同或与母材类似的成分的焊丝(所谓共金系焊丝)对其进行焊接，则能够得到极低温特性优异的焊接接头。但是，在MIG等比TIG高效率的焊接法中，不能确保稳定的低温韧性，由于确保这样的低温韧性有困难，所以限定为比MIG效率低的TIG焊，施工的作业效率显著变低。因此，共金系焊丝的应用例几乎不存在。
图1中显示9％Ni钢板之间的对接焊接头例(焊接试验例)。无论是TIG还是MIG，通过大线能量，使熔敷焊道(1)～(13)多层堆积，依次形成9％Ni钢板2a、2b彼此的焊接接头1a的焊接金属3过程都相同。还有，图中的符号5表示衬垫材。
其中，在TIG中，因为使熔敷量较小而使焊道薄，所以之前的焊道，例如焊道(12)在后续的焊道，例如焊道(13)作用下，完全被逆相变。由此，所述各熔敷层的比较粗大的原质部(凝固组织)成为微细的再热组织(再热处理组织)。即，利用上层部焊接时的热循环能够得到适度的热处理效果，因此可实现下层部组织的微细化，下层部的低温韧性提高。
相对于此，在高效率的MIG焊法中，因为熔敷量比较大，所以必然地，所述再热组织和没有再热的原质部(凝固组织)交替地位于板厚方向。因此，作为接头1a的焊接金属3，MIG焊的一方与TIG焊的一方相比，难以确保稳定的低温韧性。
因此，历来，9％Ni钢由高效率的MIG焊进行焊接施工时，主要大多使用的是Ni量高达60％左右的Ni基合金(所谓镍铬铁合金)的焊丝。但是，使用了这样的Ni基合金焊丝的焊接接头，虽然在-196℃下以焊接的状态仍显示出优异的韧性，但抗拉强度、特别是0.2％屈服强度却比9％Ni钢母材低得多。其结果是产生如下不利，即尽管作为高张力钢使用9％Ni钢，因为焊接接头的强度低，所以设计应力也不得不随之相应降低，为了确保焊接接头的强度，必须增大焊接结构物全体的板厚。
因此，只要使用所述Ni基合金焊丝，9％Ni钢的高强度就无法充分地发挥，焊接结构物的板厚增加，重量的增加，不得不承受高价的Ni基合金焊丝的消耗量增大这样的双重三重的负荷和负担。而且，在由所述Ni基合金焊丝进行的焊接中，除了一定会受到伴随Ni而来的高温裂纹的问题的困扰以外，因为其成分组成与作为母材的9％Ni钢大不相同，所以还会出现由于焊接时彼此的热膨胀系数差造成的热疲劳发生的问题等。
由于以上这样的焊接施工上的制约，实际情况是，尽管9％Ni钢自身具备作为极低温用钢的所述卓越的性能，但一直以来其适用范围却显著受到限制。
因此，在使用与所述9％Ni钢母材相同或与母材类似的成分的共金系焊丝来替代所述Ni基合金焊丝的焊接技术中，一直以来也在实施用于提高焊接接头部的极低温特性的研究。
例如，在专利文献1中公开有一种方法，其是在所述9％Ni钢的共金系焊丝的化学成分组成中，通过将镍、锰、硼、氧等的含量调整、限制在适当范围，从而对其加以改善的方法。但是，在此方法中，虽然报告的结果是，依据JIS-Z-3111的摆锤冲击试验得到的焊接接头部的低温韧性改善，但只是以整体的吸收能对其进行评价。即，没有从龟裂发生强度方面着手处理。
在专利文献2中提出有一种方法，其是筹划由所述9％Ni钢的共金系焊丝进行的焊接施工法而改善焊接接头部的低温韧性的方法。即，是在多层堆焊后，将最终层的焊道表面冷却至150℃以下，接着一边以惰性气体保护所述最终层的焊道表面，一边以来自非消耗电极的电弧使之再熔融的方法。该方法使不能期待所述上层部焊接时由热循环带来的热处理效果的坡口中央部的最终层再熔融，从而施加热处理而使低温韧性提高。但是，该方法有在焊接施工中工时增加这样的问题，并且终究只停留在焊接接头部的最终焊层的部分性的低温韧性的改善。因此，对于支配焊接接头的特性的焊接金属整体的低温韧性提高来说，仍有其自身和局限性的问题。
在专利文献3中提出有一种技术，其利用所述9％Ni钢的共金系焊丝，对于碳化物形态进行控制，并使焊接部的热处理短时间化，从而改善低温韧性。这时，其添加的理由没有记述而不清楚，但在实施例中使用了添加有REM(レム，稀土类元素类)0.042％以上的共金系焊丝。在该技术中，也与所述专利文献2同样，因为需要焊接后的热处理，所以工时增加，进而招致成本的增加。另外关于焊丝成分的研究不充分。而且，仍然没有认识到由所述耐龟裂发生强度所要求的低温韧性。在此，所谓REM稀土类元素(RareEarthMetal)，就是对于周期表的从La至Lu的元素的总称。
这样现有的所述9％Ni钢的共金系焊丝进行的低温韧性改善，共同的问题是，缺乏反映现实的龟裂发生的耐龟裂发生强度这样的从龟裂发生进行阐明的观点。因此，在用于通常的低温韧性评价的摆锤冲击试验和由COD试验进行的吸收能的评价中，虽然能够得到满足标准的充分的低温韧性，但是并未精确评价作为实际的结构物的低温韧性。
相对于此，从该耐龟裂发生强度的观点出发的、以低温韧性的评价法自身的开发开始，由所述9％Ni钢的共金系焊丝进行的低温韧性改善技术开始由专利文献4、5等提出。
如该专利文献4、5所公开的，实际上，对所述LNG和液氮、液氧的等的储罐或其关联设备等的焊接结构物附加外力(载荷)时，首先发生龟裂，其后龟裂传播。为了评价反映这样的现实的龟裂发生的、由耐龟裂发生强度所要求的低温韧性，需要测量从所述外力附加时的龟裂发生的开始至结束的韧性并不可或缺。
作为其可以进行的极低温韧性的试验方法，有通过载荷-位移曲线，可以将摆锤冲击试验时的龟裂发生与传播过程加以分离的仪器装备化摆锤冲击试验法。在此测量法中，能够测量外力附加时的龟裂发生时的韧性值(吸收能)Ei，和从龟裂发生开始至结束的龟裂传播之时的韧性值(吸收能)Ep，而且能够测量耐龟裂发生强度(最大载荷)。根据此Ei和Ep的合计的韧性值Et(Ei+Ep)与所述耐龟裂发生强度，可以进行与现实的焊接结构物的大型脆性破坏强度一致的、更精确的极低温韧性的评价。
基于这样的观点，在专利文献4中，特别添加Cr(铬)而使极低温韧性提高。更具体地说，在由TIG焊进行的多层堆焊时，坡口的焊接金属(焊接部)中央部的下层部，由于之前焊接的上层部的焊接时的热循环而受到热处理效果。这时，在焊接金属(焊接部)中央部的下层部，焊接后成为贝氏体和马氏体组织的初始组织，如果受到所述热处理效果而逆相变成奥氏体，则焊接金属的组织容易变得细微。在含有Ni-Mn的所述9％Ni钢的成分系中，Cr具有使铁素体/奥氏体的相变温度降低的优异的作用。在专利文献4中，通过使共金系焊丝中含有特定量的Cr，能够有效利用该Cr的特异性质，使所述焊接金属组织微细化，提高焊接接头部的耐龟裂发生强度。
另外，在专利文献5中，同样，特别添加REM而使极低温韧性提高。通常，氧化物显著损害低温韧性，因此在所述9％Ni钢之间接头的焊接金属中形成很多大的氧化物不为优选。但是，如果与所述焊接金属中所含的微量的氧反应而生成的氧化物十分微细，则这样的氧化物不会作为破坏起点而发挥作用，反倒是作为抑制焊接凝固过程和凝固后的晶粒生长的钉扎粒子，朝着良好的方向起作用。因此，微细氧化物对于提高焊接金属整体在低温下的强度和韧性有效发挥作用。
在专利文献5中，作为拥有这样效果的元素，确认REM最佳，使共金系焊丝中特定量含有REM，使焊接金属中矢量分散微细的REM的氧化物。若该REM的氧化物与其他的金属元素的氧化物，例如与Al比较，则拥有与熔融铁合金的润湿性良好的性质。因此，即使REM的氧化物在焊接金属中的液相中生成，也难以相互凝集，不会生长成较之更大的氧化物。因此，REM的氧化物可以在微细的状态下存在，作为抑制所述焊接凝固过程和凝固后的晶粒生长的钉扎粒子起作用。因此，对于提高焊接金属整体在低温下的强度和韧性有效发挥作用。
另一方面，作为使共金系焊丝中特定量含有REM的技术，还提出有专利文献6这样的技术。该专利文献6的技术，是通过复合添加REM和Ca，进一步将添加的REM量和Ca量的比控制在一定的范围内，从而实现纯Ar气中的电弧稳定化的技术。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭54-76452号公报
专利文献2：日本特开昭53-118241号公报
专利文献3：日本特开昭61-15925号公报
专利文献4：日本特开2009-90312号公报
专利文献5：日本特开2009-101414号公报
专利文献6：日本特开昭57-171598号公报
所述低温的储罐或其关联设备等的焊接，如前述，不限定为效率低的TIG焊，也会以作业效率高的气体保护电弧焊进行施工。在所述专利文献4、5也记述，作为使用了共金系焊丝的极低温用钢的焊接法，除了TIG焊法以外，还期望作为保护气体采用以惰性气体为主的MIG焊接方法(等离子体MIG焊法和同轴多层焊丝焊接法等)。
在所述9％Ni钢之间的焊接后，需要将形成于其接头的焊接金属中的氧量保持在100ppm以下，出于这一必要性，该MIG焊接方法也是适于此的焊接方法。若氧过剩地被包含在所述接头的焊接金属中，则带来氧化物的数密度的增大和氧化物的凝集、合并造成的粗大化，使所述极低温韧性显著降低。其结果是，所述9％Ni钢之间的焊接接头的、基于所述仪器装备化摆锤冲击试验法的所述vE-196℃和所述耐龟裂发生强度无法满足所述标准值。
在气体保护电弧焊方法中，通常，使用纯Ar(氩)气，和在Ar气中加入2～5％左右或多时为20％左右的CO2(二氧化碳气体)的保护气体，进行气体保护电弧焊(一般来说将80％Ar-20％CO2焊称为MAG焊)。但是，这些保护气体之中，在含有所述二氧化碳气体的保护气体中，由于来自该二氧化碳气体的氧，不能减少所述焊接金属中的氧量，焊接金属中的氧量过高，如前述，不能确保所述极低温韧性。
因此，在气体保护电弧焊方法中，为了减少形成于所述9％Ni钢之间的焊接接头的焊接金属中的氧量，使保护气体为纯Ar。如此，若使保护气体为不含二氧化碳气体的纯Ar，则所述焊接金属中的氧量减少，所述极低温韧性提高。但是，相反，所述9％Ni钢之间的焊接接头的焊道形状变差这一问题又重新发生。
图2中显示焊道形状变差的9％Ni钢板彼此的对接焊接头例。图2表示通过MIG焊形成的9％Ni钢板2a、2b之间的焊接接头1b，但焊接金属4的焊道的形状，如图2所示，成为向上严重鼓起这样的凸状，焊接金属4的侧缘部和9％Ni钢板2a、2b的表面由不连续的变曲点(弯曲部)相连，专门用语就是所谓的焊瘤。这样向上严重鼓起的不良的凸状的焊道，即使在9％Ni钢彼此相互正交的角焊接头这样的情况下，在其角落部(L字形状部)的焊接部也同样发生。而且，这样不良的凸状的焊道若遍及焊接接头的焊接部，即使是部分性地存在，如从所周知的，也会成为使焊接接头的所述疲劳强度降低的原因，使焊接接头的可靠性降低。
在此，良好的(正常的)焊道形状，如所述图1所示，对接焊接头的情况下，如从所周知的，虽然是向上隆起凸的焊道，但焊道的高度低而平缓，焊接金属4的侧缘部和9％Ni钢板2a、2b的表面平缓而连续地相连。另外，在所述T字和L字的焊接接头的情况下，良好的(正常的)焊道形状，在其角落部(L字形状部)的焊接部，如公知的，为向下依次凹陷的圆弧状曲线的凹状，仍然是焊接金属的侧缘部和9％Ni钢表面平缓而连续地相连。即，在这些正常的公知的焊道形状中，不存在所述焊接金属的侧缘部和9％Ni钢板的表面由不连续的变曲点(屈曲部)相连这样的情况。因此，不会使焊接接头的所述疲劳强度降低，焊接接头的可靠性得以确保。
这样不良的凸状的焊道形状发生的问题，不是仅限于焊接接头的一个截面和部分的截面的问题，而是涉及焊接接头的焊接部的整个纵长方向的问题。换言之，就是为了保证接头的所述疲劳强度或可靠性，需要遍及焊接接头的焊接部的整个纵长方向，正常地(良好地)保证焊道的形状。
因此，这样不良的凸状的焊道形状，即使在部分性地发生的情况下，在焊接施工中如从所周知的，也需要将焊道形状研磨、切削成良好的形状而加以整理的后工序(作业)。但是，或考虑应用9％Ni钢的、实际的所述低温结构物的庞大的焊接施工的长度和焊接施工位置的数量，则需要这样的后工序时，MIG焊的应用本身是不现实的。
附带一句，在使用通常的含有所述二氧化碳气体的保护气体的MIG焊接方法中，在由该二氧化碳气体引起的氧的作用下，焊道的润湿性良好，焊道形状成为良好的形状。因此，不需要将焊道形状研磨、切削成良好的形状而进行整理的所述后工序(作业)。换言之，在通常的MIG焊接方法中，通过使用含有二氧化碳气体的保护气体，可保证焊接接头的良好的焊道形状。
如以上说明，为了进行MIG焊接方法的9％Ni钢之间的焊接接头形成的实用化，重大的课题是，需要一定程度的氧的所述良好的焊道形状控制，和需要限制氧的所述接头的极低温韧性提高控制。而且，这些控制在需不需要氧的方面是相互矛盾的控制，为难以使之互相并立的课题。
为此，在所述专利文献4、5中也记述，使用了共金系焊丝的9％Ni钢之间的焊接法，也可以是MIG焊法，同时在各个其实施例中，实际使用的是虽然焊接施工的作业效率差，但能够确保稳定的低温韧性的TIG焊法。还有，也有通过以保护气体为纯Ar的MIG焊进行使用了共金系焊丝的9％Ni钢之间的实际的焊接，制成9％Ni钢板之间对接焊接头的例子。但是，在这样的例子中，也与所述专利文献4、5同样，宗旨只是低温韧性的确保。即，完全没有认识到遍及接头焊接部的整个纵长方向(焊接施工方向)的问题，涉及接头的可靠性的问题的前述不良的所述凸状的焊道形状发生的问题。
另一方面，在所述专利文献6中，进行以纯Ar气作为保护气体的MIG焊，如前述，通过REM和Ca的复合添加使电弧稳定化，可以减少焊接金属内部的缺陷。但是，在该专利文献6的技术中，也完全没有认识到所述不良的所述凸状的焊道形状发生的问题。Ca也是容易形成氧化物的元素，进行以纯Ar气作为保护气体的MIG焊时，容易产生焊道形状不良发生。另外，Ca的过剩的添加也使低温韧性劣化。
而且，所述不良的凸状的焊道形状，不论所述接头形状和焊接姿势均会发生，遍及接头焊接部的纵长方向(焊接施工方向)发生。另外，如前述，为了提高极低温韧性，将保护气体作为不含二氧化碳气体的纯Ar，而越是以减少了氧量的MIG焊进行，就越容易发生焊道形状不良。
在作为9％Ni钢的焊接用途的所述LNG和液氮、液氧的等的储罐或及关联设备等的大型结构物中，这样的不良的凸状的焊道的发生，成为MIG焊法采用所面临的巨大障碍。换言之，就是极大地限制了9％Ni钢的焊接用途。因此，只要没有使这一不良的所述凸状的焊道的发生的问题解决，和需要限制氧的所述接头的极低温韧性提高并立，由MIG焊接方法进行的9％Ni钢之间的焊接接头形成使不能实用化。
发明内容
本发明鉴于这样的问题而形成，其目的在于，提供一种通过高效率的MIG焊等的气体保护电弧焊法，可以进行9％Ni钢之间的焊接的实芯焊丝和所焊接的接头的焊接金属。
用于达成所述目的的本发明实芯焊丝的要旨为，以质量％计分别含有C：0.10％以下(不含0％)、Si：0.15％以下(不含0％)、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0020～0.0150％，且所述REM和O的质量比[REM]/[O]为2.5～4.2的范围，此外，分别限制为Al：0.03％以下(含0％)、Ti：0.03％以下(含0％)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
在此，所述实芯焊丝的所述REM和O的质量比[REM]/[O]优选为3.1～4.2的范围。另外，所述实芯焊丝优选被用于使用纯氩气或含有二氧化碳气体低于2％(不含0％)的氩气作为保护气体的、9％Ni钢的气体保护电弧焊。
用于成达所述目的的本发明焊接金属的要旨为，是9％Ni钢之间的焊接接头的焊接金属，以质量％计分别含有C：0.10％以下(不含0％)、Si：0.15％以下(不含0％)、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0150％以下(不含0％)，此外，分别限制为Al：0.03％以下(含0％)、Ti：0.03％以下(含0％)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，以1000倍的SEM观察该焊接金属的截面组织时，最大直径为0.1μm以上、低于1μm的范围的氧化物的平均个数，在观察视野每1mm2中，为1×103～5.0×103个。
在此，所述焊接金属是对于所述9％Ni钢之间进行使用了实芯焊丝和保护气体的气体保护电弧焊而形成的，所述实芯焊丝，以质量％计分别含有C：0.10％以下(不含0％)、Si：0.15％以下(不含0％)、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0020～0.0150％，且所述REM和O的质量比[REM]/[O]为2.5～4.2的范围，此外，分别限制为Al：0.03％以下(含0％)、Ti：0.03％以下(含0％)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述保护气体优选为纯氩气或含有二氧化碳气体低于2％(不含0％)的氩气。
本发明如前述，在由高效率的MIG焊法进行的9％Ni钢之间的焊接中，可双方面达成焊接接头的良好的焊道形状和高的极低温韧性。因此，在本发明中，如前述，使彼此的控制相矛盾的焊接接头中所述良好的焊道形状的控制，和面向所述高的极低温韧性的控制并立。即，使需要一定程度的氧的所述良好的焊道形状控制，和需要限制氧的所述接头的极低温韧性提高控制并立。这样相矛盾的控制的并立化的观点，在所述专利文献4、5、6中没有，是本发明的全新的观点。
为此，本发明更严密地进行氧的控制，使不阻碍所述接头的极低温韧性的范围内的微量，而能够在所述焊接金属中形成REM的微细氧化物，且能够控制为所述良好的焊道形状的程度的氧存在(含有)于所述实芯焊丝中。
这时，对于所述焊接金属，从所述MIG焊法的保护气体中，基本上不进行氧的供给。因此，本发明中使用的MIG焊法的保护气体，使用纯氩气。另外，即使含有二氧化碳气体，因为是供给能够控制为所述良好的焊道形状的程度的氧作为来自实芯焊丝的氧供给的辅助，所以与常规方法大不相同，仍使用二氧化碳气体低于2％的微量含量的氩气。
本发明在所述实芯焊丝中添加REM，利用所述REM的氧化物无法生成长大的氧化物的性质，使所述焊接金属中适量分散REM的微细氧化物。然后，使之作为抑制所述焊接金属在所述焊接凝固过程和凝固后的晶粒生长的钉扎粒子发挥功能。由此，提高所述焊接金属的极低温下的强度和韧性。
附带一句，在所述专利文献5中，也与本发明同样，在所述实芯焊丝中添加REM，使所述焊接金属中适量分散REM的微细氧化物，提高所述焊接金属的极低温下的强度和韧性。但是，在本发明中，与专利文献5不同的是，如前述，使不阻碍所述接头的极低温韧性的范围内的微量，但能够在所述焊接金属中形成REM的微细氧化物，且能够控制为所述良好的焊道形状的程度的氧，在所述实芯焊丝中存在(含有)。换言之，就是在不阻碍所述接头的极低温韧性的观点下，和在所述焊接金属中只形成REM的微细氧化物的所述专利文献5的观点下，使所述实芯焊丝微量存在(含有)的氧量必然少。因此，能够控制为所述良好的焊道形状的程度的氧不足，在MIG焊中不能控制为所述良好的焊道形状。
相对于此，在本发明中，为了所述在焊接金属中能够形成REM的微细氧化物，且使能够控制为所述良好的焊道形状的程度的氧在实芯焊丝中存在(含有)，首先，将所述实芯焊丝中所述REM和O的质量比[REM]/[O]控制在特定的限定范围。
另外，本发明除了由这样的与O的质量比决定的量的REM的添加效果以外，还组合了将作为比REM更强力的脱氧剂的Al和Ti等的量控制(减少)得更低的效果，从而使适量的氧存在，以使所述接头的焊道形状成为所述良好的形状。由此，不会使焊接接头的疲劳强度降低，而且，也不需要对于成为所述不良的凸状的焊道形状进行研磨、切削而加以整理的后工序(作业)。
本发明其目标在于，例如与常规方法相比氧量极少，以纯Ar等作为保护气体而进行MIG焊，也不会使所述接头的极低温韧性降低，所述接头的焊道形状能够良好地形成。这一点在MIG焊接方法中，为了良好地形成所述接头的焊道形状，如前述，氧的存在需要达到一定程度。该氧在本发明中，通过限制作为所述脱氧剂的Al和Ti等的量，并从实芯焊丝侧供给来保证。而且，同时抑制现有的大量含有二氧化碳气体的保护气体造成的氧的过剩供给，防止极低温韧性的降低。
如此，本发明将实芯焊丝中的氧量更严密的分配为，如前述，使其为与REM的质量比所决定的量，作为抑制所述焊接金属的晶粒生长的钉扎粒子的REM的微细氧化物形成用，和使所述接头的焊道形状成为所述良好的形状的供给量。
为了保证这样的严密的氧量，不仅要控制所述REM和O的质量比，而且必须进行的是，将与该氧反应的、比REM更强力的脱氧剂，即Al和Ti等的含量控制(减少)得更低。这些Al和Ti应该分别作为杂质限制，但若作为杂质的微量含有范围内的含量变多，则形成Al和Ti的氧化物而消耗氧。其结果是，用于形成REM的微细氧化物，另外使所述接头的焊道形状良好的、来自实芯焊丝的氧的供给量不足。
通过以上的严密的氧量的控制，本发明以不因气体保护电弧焊中的过剩的氧的存在而使所述接头的极低温韧性降低为前提，在所述焊接金属中利用所述REM的微细氧化物而使所述焊接金属的晶粒微细化，使接头的极低温韧性提高，而且，使所述接头的焊道形状成为所述良好的形状。
附带一句，在所述专利文献5的实施例的表2中，在实质量含有REM的实芯焊丝例(编号5～10)中，所述REM和O的质量比[REM]/[O]或Al和Ti的含量的任意一项脱离本发明范围。因此，在所述专利文献5中，难以使需要一定程度的氧的所述良好的焊道形状控制，和需要限制氧的所述接头的极低温韧性提高控制并立。所述专利文献4、5之所以一边也可以由MIG焊实施，同时实际上，在实施例中的使用了共金系焊丝的9％Ni钢之间的焊接中，又不得不使用TIG焊法，也是出于这样的理由。
根据本发明，能够提供对于9％Ni钢进行焊接时，具有与其母材大致同等的极低温韧性的特性的焊接接头的焊接金属，和能够形成这样的焊接金属的共金系实芯焊丝。而且，能够在使所述接头的焊道形状良好并提高疲劳强度的基础上达成这些效果。
作为所述极低温韧性，具体来说，通过所述仪器装备化摆锤冲击试验法，作为所述9％Ni钢之间的接头的-196℃的极低温的吸收能(vE-196℃)能够成为超过100J的高值，作为-196℃的耐龟裂发生强度(最大载荷)，能够成为超过25000N标准值的高值。因此，与形成所述接头的良好的焊道形状相得益彰，能够使具备适应实际的大型焊接结构物的脆性断裂现象的优异的极低温特性的焊接接头形成。
而且，通过本发明的共金系实芯焊丝的使用，与使用高合金系焊丝相比，可实现成本削减，能够消除伴随焊接接头的强度不足而来的母材钢的板厚增加和重量增加而引起的所述巨大的负荷和负担。另外，随之而来的是，焊接接头的耐热裂纹性的降低和热膨胀系数的不同造成的热疲劳特性的劣化等的品质上的问题也能够解除，因此由极低温用钢构成的焊接结构物的制作容易。因此，能够显著扩大具备卓越的低温特性的9％Ni钢面向各种用途的普及。
附图说明
图1是表示良好的焊道形状的9％Ni钢板之间的对接焊接头例的说明图。
图2是表示不良的焊道形状的9％Ni钢板之间的对接焊接头例的说明图。
具体实施方式
首先，对于本发明实芯焊丝的化学成分组成的限定理由进行说明。还有，以下的说明以MIG焊等的气体保护电弧焊法为主体进行，但本发明在TIG焊法中当然也能够适用。
实芯焊丝的化学成分组成：
首先，本发明的共金系实芯焊丝的化学成分组成，为保证9％Ni钢的焊接接头和焊接接头的焊接金属的高屈服强度和低温韧性的组成。为此，本发明实芯焊丝，以质量％计分别含有C：0.10％以下(不含0％)、Si：0.15％以下(不含0％)、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0020～0.0150％，且所述REM和O的质量比[REM]/[O]为2.5～4.2的范围，此外，分别限制为Al：0.03％以下(含0％)、Ti：0.03％以下(含0％)，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
以下，对于本发明的实芯焊丝和焊接金属的化学成分进行详述，但以下记述之外的元素(化学成分)包含在不可避免的杂质中。另外，以下的元素含量的％显示全部是质量％的意味。还有，在以下的说明中，是就焊接接头的焊接金属的特性进行说明，但作为焊接接头的特性也是相同的意思。
C(碳)：0.10％以下(不含0％)
实芯焊丝中和焊接金属中的C，即使少量也会提高焊接金属的抗拉强度(TS)，因为在这方面有效，所以使之含有超过0％的实质量，但是若大量含有，则使焊接金属的低温韧性显著降低。因此，C的含量将其上限规定为0.10％。
Si(硅)：0.15％以下(不含0％)
实芯焊丝中和焊接金属中的Si对于提高焊接操作性有效发挥作用，因此使之含有超过0％的实质量，但若大量含有，则使焊接金属的低温韧性显著降低，且显著提高高温裂纹敏感性。因此，Si的含量将其上限规定为0.15％。
Mn(锰)：0.1％～0.8％
实芯焊丝中和焊接金属中的Mn，改善焊接操作性，并且作为脱氧剂或硫捕捉剂发挥出卓越的效果，因此成为重要的基本成分。Mn的含量低于0.1％时，所述Mn的效果不足，焊接操作性显著降低的问题发生。另一方面，若Mn的含量超过0.8％，则在焊接金属中容易生成稳定的残留奥氏体，与下述Ni过剩含有的情况相同，焊接金属的低温韧性显著受损。因此，Mn的含量在0.1％～0.8％的范围，优选为0.1％～0.5％的范围。
Ni(镍)：8.0～15.0％
实芯焊丝中和焊接金属中的Ni，与作为共金系实芯焊丝的使用对象的9％Ni钢的情况同样，在确保低温韧性上是重要的成分。Ni低于8.0％时，不能对于焊接金属赋予充分的低温韧性。另一方面，若Ni超过15.0％，则焊接金属的机械的强度变得过高，延展性极端降低，此外生成不稳定的残留奥氏体，在极低温下相变成马氏体而招致低温韧性的降低。因此，Ni的含量为8.0～15.0％的范围。
REM：0.005～0.040％
实芯焊丝中和焊接金属中的REM被定位为重要且特征性的成分。所谓该REM是稀土类元素(RareEarthMetal)，是对于周期表的La至Lu的元素总称。这些元素均发挥同等的效果，因此从这些REM的元素之中选择，含有其中一种或两种以上的元素即可。
如从所周知的，通常，大部分的氧化物显著损害低温韧性，因此在焊接金属中形成大量大的氧化物不为优选。但是，REM与焊接金属中所含的微量的氧反应而生成的REM的氧化物不会粗大化，而是在焊接金属中微细地存在。这样的REM的氧化物与其他粗大的氧化物相比，不会作为破坏起点起作用，反倒是作为抑制焊接凝固过程和凝固后的晶粒生长的钉扎粒子发挥功能。因此，焊接金属中所含的REM的氧化物，对于提高焊接金属整体的强度和韧性有效地发挥作用。
在本发明中，通过使这样的REM的微细的氧化物在焊接金属中适量分散，可使焊接金属的极低温特性提高。REM的氧化物之所以与其他的氧化物不同，在焊接金属中能够以微细的样子分散的状态维持，是因为例如若与Al比较，则其拥有与熔融铁合金的润湿性良好的性质。因此认为，即使REM的氧化物在焊接金属的液相中生成，也难以彼此凝集，不会生长成较之更大的氧化物和粗大的氧化物。
能够使这些REM在实芯焊丝中和焊接金属中含有，能够提高焊接金属的极低温特性，但如后述的实施例所表明的，需要将其含量维持在适当范围。REM的含量低于0.005％时，焊接金属的耐龟裂发生强度不足，不能充分确保作为目标的极低温特性。另一方面，如果REM的含量超过0.040％而过剩地含有，则焊接金属的耐龟裂发生强度仍会降低，低温韧性劣化，还是无法充分获得作为目标的极低温特性。因此，REM的含量为0.005～0.040％的范围。
O(氧)：0.0020～0.0150％
实芯焊丝中的O，在焊接金属中与REM形成所述微细的氧化物而成为必须，实芯焊丝中的O需要下限，使之含有0.0020％以上。因此，在本发明中，如以往，没有将实芯焊丝中和焊接金属中的O仅仅抑制、限制为很低的值。
但是，若实芯焊丝中和焊接金属中过剩地含有O，则在焊接金属中含有与其他的金属形成的氧化物，将带来氧化物的个数密度的增大和凝集/合并造成的粗大化，使低温韧性显著降低。因此，实芯焊丝中和焊接金属中的O的含量需要上限，为0.0150％以下。
REM和O的质量比[REM]/[O]为2.5～4.2
在此，实芯焊丝中的REM和O的质量比[REM]/[O]很重要。如前述，本发明对于氧更严密地进行了分配，使实芯焊丝中的氧量为与REM的质量比所决定的量，作为抑制所述焊接金属的晶粒生长的钉扎粒子的REM的微细氧化物形成用，和使所述接头的焊道形状成为所述良好的形状的供给量。
因此，为了使焊接金属中能够形成REM的微细氧化物，且能够控制为良好的焊道形状的程度的氧，在实芯焊丝中存在(含有)，将实芯焊丝中所述REM和O的质量比[REM]/[O]控制在2.5～4.2的特定的限定范围。
若实芯焊丝中的[REM]/[O]过小，则REM相对于O的含量过少，焊接金属中的O过剩，REM等的氧化物粗大化或生成过剩的氧化物，极低温韧性显著降低。另一方面，若实芯焊丝中的[REM]/[O]过大，则REM相对于O的含量过剩，不能向焊接金属供给能够控制为良好的焊道形状的程度的氧，焊道形状成为所述不良的凸状。因此，REM和O的质量比[REM]/[O]为2.5～4.2的范围，优选为3.1～4.2的范围。
Al：0.03％以下(含0％)、Ti：0.03％以下(含0％)
本发明如前述，除了与O的质量比所决定的量的REM的添加效果以外，还组合了将作为比REM更强力的脱氧剂的Al和Ti等的量控制(减少)得很低的效果，从而使适量的氧存在，使所述接头的焊道形状成为所述良好的形状。由此，例如即使是与常规方法相比氧量极少的、以纯Ar等作为保护气体而进行MIG焊，也不会使所述接头的极低温韧性降低，能够良好地形成所述接头的焊道形状。在MIG焊接方法中，为了形成所述接头的良好的焊道形状，需要氧存在一定程度。该氧在本发明中，通过限制作为所述脱氧剂的Al和Ti等的量，从实芯焊丝侧供给来保证。由此，不会使焊接接头的疲劳强度降低，而且，也不需要对于作为所述不良的凸状的焊道形状进行研磨、切削而整理的后工序(作业)。而且，同时抑制现有的大量含有二氧化碳气体的保护气体造成的这种氧的过剩供给，防止极低温韧性的降低。
为此，使实芯焊丝中的Al为0.03％以下，以及使Ti为0.03％以下，包含均不含这些元素的0％的情况，同时尽可能低地抑制这两方的脱氧元素的含量。若含有Al、Ti超过此上限，则Al和Ti等的氧化物增加，即使O和REM的含量以及所述质量比适当，焊接金属中的O也不足，不能向焊接金属供给能够控制为良好的焊道形状的程度的氧，焊道形状成为所述不良的凸状。另外，由于所述Al和Ti等的粗大的氧化物存在，极低温韧性也显著降低。
因此，在本发明中，对于Al、Ti加以考虑的方法，与含有Al作为气孔等的焊接缺陷的防止用的脱氧剂，另外，将钛也作为与微细氧化物形成的REM同效元素而使之含有这样的现有技术大不相同。
其他的元素：
作为其他的元素，例如Ca(钙)、Cr(铬)、Mg(镁)、P(磷)、S(硫)、B(硼)等，在使用上述成分的实芯焊丝时确保极低温韧性的基础上，为有害的杂质。因此，作为不可避免的杂质，经过基于常规方法的炼钢工序而使之处于经济的范围，但尽可能地减少。
氧化物的个数：
在本发明中，如前述，通过使REM的微细氧化物适量分散在9％Ni钢之间的焊接接头的焊接金属中，使焊接金属的极低温特性提高。所谓该REM的微细氧化物在焊接金属中的适量分散，具体来说，就是以1000倍的SEM观察该焊接金属的截面组织时，作为最大直径为0.1μm以上、低于1μm的范围的氧化物的平均个数，在观察视野每1mm2中为1×103～5.0×103个。
在此，所述氧化物的规定，不是由REM的氧化物的规定，而是不论氧化物的种类，将焊接金属中的全部的氧化物作为对象加以规定。焊接金属中的氧化物，不仅有REM的氧化物，当然还存在其他的金属氧化物。但是，在测量所述氧化物的平均个数时，差别是什么氧化物，只选择REM的微细氧化物并加以统计很复杂。另外，即使包括REM以外的氧化物而进行统计，也不会过分干扰焊接金属的REM的氧化物和低温韧性特性的相关关系。因此，只选择REM的微细氧化物而进行统计只是花费精力，没有什么意义。因此，在本发明中，不仅以REM的氧化物为对象，而是以全部的氧化物作为所述平均个数的规定的测量对象。因此，如后述，以SEM进行所述微细氧化物的平均个数的测量时，使用EDX(能量色散型光谱仪)等，识别是否是氧化物，并且，判别这些氧化物的大小，但不论氧化物的种类本身。
氧化物的平均个数，在观察视野每1mm2中低于1×103个时，作为抑制焊接时的凝固过程和凝固后的晶粒生长的钉扎粒子的REM的微细氧化物不足。因此，焊接金属的耐龟裂发生强度降低，低温韧性劣化。另一方面，氧化物的平均个数在观察视野每1mm2中超过5.0×103个，焊接金属的耐龟裂发生强度仍然也会降低，低温韧性劣化，无法充分获得作为目标的极低温特性。因此，最大直径为0.1μm以上、低于1μm的范围的氧化物的平均个数规定为所述范围。
实芯焊丝的制造：
以上说明的本发明实芯焊丝，其制造是对于上述成分组成的共金系的钢线材的原材线(原线)，通过使用了辊模和孔模拉拔装置的公知的拉丝工序进行拉丝，直至成为制品直径(的细径)的焊接用实芯焊丝。
如此制造的实芯焊丝，以卷装到卷轴上或包装填入装桶的收纳形态进行搬送并供焊接。更普遍的是，如此收纳的实芯焊丝，在由所述9％Ni钢进行的低温结构物的焊接施工现场，由送给机的送给辊从卷轴(或包装桶)引出，经由后续的包含在电缆导线管(挠性的导管)中的衬套(ライナ一)等，送给至位于焊接位置的MIG焊的焊炬内的给电嘴部分。
在这样的一系列的焊接用焊丝的送给作业时，为了不论送给条件，都以固定速度稳定地供给实芯焊丝，稳定地确保焊丝的送给性，也可以对于实芯焊丝表面，实施镀铜和润滑剂或防锈油的涂布。这些镀铜和润滑剂，具有降低来自送给衬套的送给阻抗，使焊丝的送给性提高的效果，也有大大提高所述拉丝性，使通电性和防锈性等提高的效果。
但是，另一方面，对实芯焊丝表面实施镀铜和润滑剂或防锈油时，考虑环境上的问题，也可以是表面没有这些镀铜和润滑剂或防锈油的裸露的实芯焊丝。
另外，本发明实芯焊丝，不仅可以采用只由通常的共金系构成的单一的实芯焊丝，也可以采用公知的同轴多层焊丝的构造。
焊接法：
在本发明中，以MIG焊为主要的焊接方法，但作为焊接法，广义规定为所述气体保护电弧焊法。这是由于，MIG焊的定义为“MetalInertGaswelding”，即以惰性气体(Ar)为保护气体的焊接，因此严格地说，意思是保护气体为100％Ar(纯氩气)的时候。相对于此，在本发明中，如前述，不仅是纯氩气的情况，在保护气体中含有二氧化碳气体低于2％(不含0％)这样的稍微混入Ar的情况也包含在范围内，但这样的情况是不是也称为MIG焊，根据所述定义有微妙的问题。因此，在本发明中，如此稍微含有二氧化碳气体的情况，也明确地包含在范围内，因此将适用焊接方法规定为比“MIG焊”更广义的“气体保护电弧焊”。
在本发明中，如前述，对于9％Ni钢之间的接头的焊接金属，从所述保护气体，基本上不进行氧的供给。因此，本发明实芯焊丝进行的焊接施工，和本发明焊接金属的形成所使用的焊接保护气体，基本上使用纯Ar(氩)气。另外，即使含有二氧化碳气体，为了供给能够控制为所述良好的焊道形状的程度的氧，作为来自实芯焊丝的氧供给的辅助，也与常规方法大不相同，使用二氧化碳气体低于2％的微量含量的Ar气。如现有的MIG焊或气体保护电弧焊，在Ar气中加入有2～3％左右，或多时有20％左右的CO2(二氧化碳气体)的保护气体中，由于其所含的所述二氧化碳气体带来的氧，而不能减少所述焊接金属中的氧量。因此，焊接金属中的氧量过高，如前述，不能确保所述极低温韧性。
作为这些气体保护电弧焊的施工，符合(对应)接头形状和焊接姿势(向下，横向)，用于高效率化和使电弧更稳定的各种(公知的)方法、条件、装置和夹具都能够适用。换言之，这些通常的气体保护电弧焊的焊接方法、条件、装置和夹具能够直接使用，这一点也是本发明的有利之处。例如，能够适用MIG焊电源和等离子体焊接电源并用的公知的等离子体MIG焊法和所述同轴多层焊丝焊接法等。
9％Ni钢：
作为使用本发明的实芯焊丝而焊接的极低温用钢的9％Ni钢，符合(对应)所述低温结构物的所焊接的各种接头形状和部位，选择钢板、型钢和条钢等种种的形状。在此，如前述，为了进行所述氧的严密的控制而限制实芯焊丝中的Al、Ti，作为母材的9％Ni钢的Al、Ti，也是同样的脱氧剂，容易干扰焊接部的该氧控制。因此，作为母材的9％Ni钢，优选也分别限制为Al：0.05％以下(含0％)、Ti：0.05％以下(含0％)。还有，来自该母材的Al、Ti的混入，不是100％，而是被稀释进行，因此也可以比实芯焊丝中的Al、Ti的含量高一些。
实施例
对于表4所示的化学成分组成相同的9％Ni钢板的端部之间，如所述图1这样，进行坡口形状实施了45°的坡口加工的对接MIG焊，制作9％Ni钢之间的接头。然后，分析、测量这些制作的接头的焊接金属(焊道)的化学成分组成和氧化物个数，另外也测量、评价接头的极低温韧性。这些结果显示在表2中。
实芯焊丝，使用表1所示的各种化学成分组成的(通常的单一组成的)实芯焊丝，以表3所示的焊接条件进行对接焊。还有，焊接共同使用带自动电弧控制装置的气体保护电弧焊装置，焊接姿势向下进行。另外，焊接接头的焊接部的长度(板宽方向的长度)固定为300mm，如图1使用衬垫材5。
焊接金属的分析：
所述制作的焊接接头的焊接金属的化学成分组成，与所述钢材的化学成分分析相同，以公知的荧光X射线分析法进行分析。还有，在表1所示的实芯焊丝的化学成分组成中，含有Ca、Cr、Mg、P、S等的杂质时，没有在表2中记述，但在焊接金属中，分别含有与实芯焊丝大致等量的这些杂质，含量没有极端的增减。
另外，再对于该焊接金属的截面组织，使用CarlZeiss社制的场致发射式扫描型电子显微镜“装置名：SUPRA35”，以倍率1000倍，观察0.0048mm2的区域10个视野时，求得最大直径为0.1μm以上、低于1μm的范围的氧化物的平均个数。在此，所谓所述氧化物的最大直径，就是氧化物的最大的长度(以该最大的长度为直径的当量圆直径)，求得具有所述该最大直径的氧化物在观察视野每1mm2中的平均个数。还有，由上述SEM进行观察时，使用EDX(能量色散型光谱仪)等，进行各结晶析出物的元素分析(元素量分析)，识别是否是氧化物，但不论氧化物的种类本身(如果是所述最大直径的范围的氧化物，则全部统计)。
焊道形状的评价：
焊接后的焊接金属的焊道形状，遍及焊接接头的焊接部的所述全部长度(板宽方向的长度300mm)，以两个阶段进行评价。即，不对于各焊层实施磨光处理便形成良好的焊道形状的焊接金属的情况评价为○。若没有对各焊层实施磨光处理，则不能形成良好的焊道形状的焊接金属的情况，评价为×。
在此，所谓良好的(正常的)焊道形状，如前述，如图1这样，就是虽然进向上隆起的凸的焊道，但焊道的高度低而平缓，该焊道的侧缘部和9％Ni钢表面平缓而连续地相连。另外，所谓所述不良的凸状，如所述图2这样，是严重向上隆起的凸状的焊道，该焊道的侧缘部和9％Ni钢表面由不连续的变曲点(屈曲部)相连。
焊接接头的极低温韧性：
所述制作的焊接接头的极低温韧性，通过所述仪器装备化摆锤冲击试验法求得。
若实施仪器装备化摆锤冲击试验，则能够得到表示由冲击刃施加于试验片的载荷，和冲击刃与试验片接触之后的位移的关系的所述载荷-位移曲线。因此，根据该试验法，不是测量通常的摆锤冲击试验机这样的静态的吸收能，而是测量所述外力附加时的从龟裂发生的开始至结束的动态的吸收能(J)和最大载荷(曲线的峰值的载荷的值)。该最大载荷相当于从冲击试验开始(载荷-位移均为0的点)至冲击试验时的龟裂发生所需要的载荷，该值越大，意味着龟裂发生所需要的强度、即耐龟裂发生强度越高。
这些接头的极低温韧性的测量，是由所述制作的接头制成JIS-Z-3112、4号的摆锤冲击试验片，在-196℃的温度下，使用所述仪器装备化摆锤冲击试验机：JTト一シ(株)制，最大称量300J，型式：CAI-300D，测量各试验片的所述极低温韧性。
另外，求得所述摆锤冲击试验后的试验片的断裂面(断面)的所述脆性部的面积比例，作为脆性断面率(％)。
在此，如前述，作为-196℃的极低温的吸收能(vE-196℃)，100J为标准值，作为-196℃的耐龟裂发生强度(最大载荷)，25000N为标准值。因此，该仪器装备化摆锤冲击试验法的结果是，所述vE-196℃和所述耐龟裂发生强度，均大得超过所述标准值，可以说是极低温韧性优异的接头。
如表2，表1的实芯焊丝的化学成分组成满足本发明的范围的发明例，如表3，以MIG焊的保护气体条件也没有氧(二氧化碳气体)或氧(二氧化碳气体)浓度显著低的优选的条件进行。其结果是，表2的焊接金属的化学成分组成和组织满足规定的范围。于是，-196℃的极低温的吸收能(vE-196℃)远远超过100J的标准值，-196℃的耐龟裂发生强度(最大载荷)远远超过25000N的标准值，具有优异的极低温韧性。
而且，发明例能够得到此优异的极低温韧性，并且如表2，还能够得到良好的(正常的)焊道形状。这意味着，在这些发明例中，同时实现了需要一定程度的氧的良好的焊道形状控制和需要限制氧的接头的极低温韧性提高控制这样难以相互并立的控制。因此可知，对于通过MIG焊等的气体保护电弧焊形成9％Ni钢之间的焊接接头开辟出发实用化的道路。
另一方面，表2的比较例17、18，虽然使用了表1的满足本发明的化学成分组成范围的焊丝1、2，但如表3，保护气体条件为氧(二氧化碳气体)浓度过高。因此，如表2，虽然能够得到良好的焊道形状，但vE-196℃和耐龟裂发生强度(最大载荷)差，低于标准值。
表2的比较例19～30，均是使用了表1的化学成分组成不满足本发明的范围的焊丝15～26的比较例。
比较例19其C过多(表1的焊丝15)。
比较例20其Si过多(表1的焊丝16)。
比较例21其Mn过少(表1的焊丝17)。
比较例22其Mn过多(表1的焊丝18)。
比较例23其Ni过少(表1的焊丝19)。
比较例24其Ni过多(表1的焊丝20)。
比较例25其REM过少(表1的焊丝21)。
比较例26其REM过多(表1的焊丝22)。
比较例27其O过多(表1的焊丝23)。
比较例28其焊丝中的[REM]/[O]过大(表1的焊丝24)。
比较例29其Al过多(表1的焊丝25)。
比较例30其Ti过多(表1的焊丝26)。
因此，这些表2的比较例19～30，如表3，MIG焊的保护气体条件虽然也以没有氧(二氧化碳气体)，或氧(二氧化碳气体)浓度显著低的优选的条件进行，但如表2，vE-196℃和耐龟裂发生强度(最大载荷)差，低于标准值。
根据以上的实施例证实，根据本发明所规定的实芯焊丝的化学成分组成范围，和MIG焊的保护气体的优选的低氧条件，在焊接9％Ni钢时，能够得到具有与其母材大体同等的极低温韧性的特性的焊接接头和焊接金属。而且还证实，在使所述接头的焊道形状良好，提高疲劳强度的基础上，能够达成这些效果。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围能够进行各种变更和修正，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2009年9月9日申请的日本专利申请(专利申请2009-208495)，其内容在此参照并援引。
产业上的可利用性
根据本发明，在使用了实芯焊丝的高效率的MIG焊法进行的9％Ni钢之间的焊接中，能够达成焊接接头的良好的焊道形状和高的极低温韧性双方。因此，能够通过高效率的MIG焊法达成9％Ni钢的优异的极低温韧性，能够广泛用于极低温的LNG和液氮、液氧的等的储罐或其关联设备等的结构物。
符号说明
1a、1b：焊接接头，2a，2b：9％Ni钢板，3，4：焊接金属，5：衬垫。材

Claims (4)

1.一种实芯焊丝，其中，以质量％计含有C：0.10％以下但不含0％、Si：0.15％以下但不含0％、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0020～0.0150％，并且所述REM和O的质量比[REM]/[O]为3.1～4.2的范围，并且，分别限制Al为0.03％以下且含0％、Ti为0.03％以下且含0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的实芯焊丝，其中，所述实芯焊丝被用于将纯氩气或含有二氧化碳气体低于2％但不含0％的氩气作为保护气体使用的9％Ni钢的MIG焊。
3.一种极低温韧性优异的高强度焊接金属，其特征在于，是9％Ni钢之间的焊接接头的焊接金属，其中，以质量％计含有C：0.10％以下但不含0％、Si：0.15％以下但不含0％、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0150％以下但不含0％，并且，分别限制Al为0.03％以下且含0％、Ti为0.03％以下且含0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在以1000倍的SEM观察该焊接金属的截面组织时，最大直径为0.1μm以上、低于1μm的范围的氧化物的平均个数，在观察视野每1mm2中有1×103～5.0×103个。
4.根据权利要求3所述的极低温韧性优异的高强度焊接金属，其中，所述焊接金属是对于所述9％Ni钢之间进行使用了实芯焊丝和保护气体的气体保护电弧焊而形成的，所述实芯焊丝以质量％计含有C：0.10％以下但不含0％、Si：0.15％以下但不含0％、Mn：0.1％～0.8％、Ni：8.0～15.0％、REM：0.005～0.040％、O：0.0020～0.0150％，并且所述REM和O的质量比[REM]/[O]为3.1～4.2的范围，并且，分别限制Al为0.03％以下且含0％、Ti为0.03％以下且含0％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述保护气体是纯氩气或含有二氧化碳气体低于2％但不含0％的氩气。
CN201080070850.9A 2010-12-22 2010-12-22 实芯焊丝和焊接金属 Expired - Fee Related CN103260817B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2010/073250 WO2012086042A1 (ja) 2010-12-22 2010-12-22 溶接ソリッドワイヤおよび溶接金属

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103260817A CN103260817A (zh) 2013-08-21
CN103260817B true CN103260817B (zh) 2016-02-17

Family

ID=46313346

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201080070850.9A Expired - Fee Related CN103260817B (zh) 2010-12-22 2010-12-22 实芯焊丝和焊接金属

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9156112B2 (zh)
EP (1) EP2656964A4 (zh)
KR (2) KR101582782B1 (zh)
CN (1) CN103260817B (zh)
WO (1) WO2012086042A1 (zh)

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10421160B2 (en) * 2013-03-11 2019-09-24 The Esab Group, Inc. Alloying composition for self-shielded FCAW wires with low diffusible hydrogen and high Charpy V-notch impact toughness
CN103264209A (zh) * 2013-04-26 2013-08-28 中国化学工程第三建设有限公司 不锈钢焊件的组合焊接方法
CN103668035B (zh) * 2013-12-03 2016-03-02 南车长江车辆有限公司 铁路货车车轮铁基合金喷焊修复料及其修复方法
CN103769769B (zh) * 2014-01-09 2015-09-16 上海交通大学 一种焊接LNG船用9Ni钢的低氢型镍基电焊条
CN103753051B (zh) * 2014-01-09 2015-08-19 上海交通大学 一种焊接LNG船储罐用9Ni钢的新渣系电焊条
CN107002191B (zh) * 2014-11-19 2018-10-09 新日铁住金株式会社 激光焊接接头、汽车部件、激光焊接接头的制造方法及汽车部件的制造方法
CN104907733B (zh) * 2015-07-10 2017-10-17 中国科学院合肥物质科学研究院 一种抗辐照低活化钢气体保护焊用焊丝及其制备方法
CN106425018B (zh) * 2015-08-12 2019-08-02 中国石油天然气股份有限公司 LNG低温储罐9%Ni钢对接焊道的焊接方法
CN105772986A (zh) * 2016-04-30 2016-07-20 翁庚群 一种铸铁焊补用实芯焊丝
CN106735757B (zh) * 2016-12-28 2018-12-21 宜昌市瑞洋机械制造有限公司 一种奥氏体不锈钢压力容器的二氧化碳气体保护焊接方法
JP6819479B2 (ja) * 2017-06-21 2021-01-27 トヨタ自動車株式会社 金属部材及びその製造方法
JP7252051B2 (ja) * 2018-05-17 2023-04-04 株式会社神戸製鋼所 エレクトロスラグ溶接用ソリッドワイヤ及び溶接継手
US11028292B2 (en) * 2019-01-14 2021-06-08 Michael Hacikyan Heat-resistant weld backing tape for high energy applications
KR102639099B1 (ko) * 2019-03-29 2024-02-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 극저온용 고강도 용접 조인트의 제조 방법 및 극저온용 고강도 용접 조인트
JP6690786B1 (ja) * 2019-04-10 2020-04-28 日本製鉄株式会社 ソリッドワイヤ及び溶接継手の製造方法
CN110026667A (zh) * 2019-05-15 2019-07-19 南京钢铁股份有限公司 一种用于薄板9Ni钢焊接的等离子弧焊方法
CN110026666A (zh) * 2019-05-15 2019-07-19 南京钢铁股份有限公司 一种用于薄板9Ni钢焊接的等离子弧焊填丝方法
KR102321317B1 (ko) 2019-10-16 2021-11-02 주식회사 포스코 용접봉용 선재 및 이의 제조방법
KR102237487B1 (ko) 2020-06-01 2021-04-08 주식회사 포스코 용접봉용 선재 및 이의 제조방법
CN112171109A (zh) * 2020-09-21 2021-01-05 武汉科技大学 一种节镍型高锰低温钢用全自动埋弧焊实芯焊丝
CN115365697B (zh) * 2022-08-23 2024-05-14 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 一种极地低温钢用气体保护实心焊丝及其应用

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57171598A (en) * 1981-04-17 1982-10-22 Daido Steel Co Ltd Inactive gas shield arc welding material
JPH07303995A (ja) * 1994-05-13 1995-11-21 Kobe Steel Ltd ガスシールドアーク溶接用ワイヤ
CN1533315A (zh) * 2002-01-31 2004-09-29 ������������ʽ���� 用于二氧化碳气体保护电弧焊的钢丝及使用此钢丝的焊接法
CN101484600A (zh) * 2006-07-04 2009-07-15 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的管线管用高强度钢管及管线管用高强度钢板与它们的制造方法
JP2010172907A (ja) * 2009-01-27 2010-08-12 Kobe Steel Ltd 溶接用ソリッドワイヤ
CN101808774A (zh) * 2007-10-05 2010-08-18 株式会社神户制钢所 焊接用实心焊丝

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS53118241A (en) 1977-03-26 1978-10-16 Kobe Steel Ltd Welding method for steel intended for use at extra low temperature
JPS5476452A (en) 1977-11-30 1979-06-19 Kobe Steel Ltd Wire for tig welding and tig welding method
JPS54121247A (en) 1978-03-14 1979-09-20 Nippon Steel Corp Innert gas shield arc welding wire material for nickel- containing steel
JPS6115925A (ja) 1984-06-29 1986-01-24 Kawasaki Steel Corp 含Ｎｉ低温用鋼管の共金溶接部の短時間熱処理方法
FR2813544B1 (fr) * 2000-09-06 2002-10-18 Air Liquide Procede de soudage mig du nickel et des alliages de nickel avec gaz de protection a base d'argon et de co2
JP5080195B2 (ja) 2007-10-05 2012-11-21 株式会社神戸製鋼所 溶接用ソリッドワイヤ
JP5215793B2 (ja) * 2007-10-05 2013-06-19 株式会社神戸製鋼所 溶接用ソリッドワイヤ

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57171598A (en) * 1981-04-17 1982-10-22 Daido Steel Co Ltd Inactive gas shield arc welding material
JPH07303995A (ja) * 1994-05-13 1995-11-21 Kobe Steel Ltd ガスシールドアーク溶接用ワイヤ
CN1533315A (zh) * 2002-01-31 2004-09-29 ������������ʽ���� 用于二氧化碳气体保护电弧焊的钢丝及使用此钢丝的焊接法
CN101484600A (zh) * 2006-07-04 2009-07-15 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的管线管用高强度钢管及管线管用高强度钢板与它们的制造方法
CN101808774A (zh) * 2007-10-05 2010-08-18 株式会社神户制钢所 焊接用实心焊丝
JP2010172907A (ja) * 2009-01-27 2010-08-12 Kobe Steel Ltd 溶接用ソリッドワイヤ

Also Published As

Publication number Publication date
KR101582782B1 (ko) 2016-01-05
KR20150039225A (ko) 2015-04-09
EP2656964A1 (en) 2013-10-30
WO2012086042A1 (ja) 2012-06-28
CN103260817A (zh) 2013-08-21
US9156112B2 (en) 2015-10-13
US20130270246A1 (en) 2013-10-17
KR20130088185A (ko) 2013-08-07
EP2656964A4 (en) 2016-05-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103260817B (zh) 实芯焊丝和焊接金属
KR100922095B1 (ko) 가스 실드 아크 용접 플럭스 함유 와이어
JP5244059B2 (ja) 溶接ソリッドワイヤおよび溶接金属
EP2402103B1 (en) Fillet weld joint and method for gas shielded arc welding
EP1108495B1 (en) Welding material and a method of producing welded joint
JP6063355B2 (ja) 溶接用ソリッドワイヤおよび溶接方法
CN104955607B (zh) 高强度2.25Cr‑1Mo‑V钢用埋弧焊丝及焊接金属
CN110475887A (zh) 纵缝焊接钢管
WO1998010888A1 (fr) Materiau d'apport pour la soudure d'aciers inoxydables
JP6690786B1 (ja) ソリッドワイヤ及び溶接継手の製造方法
JP6273191B2 (ja) 溶接用ソリッドワイヤおよび溶接方法
JP6801494B2 (ja) ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、および溶接継手の製造方法
CN110446582A (zh) 埋弧焊用Ni基合金丝以及焊接接头的制造方法
JP3576472B2 (ja) 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
CN110382154A (zh) 角焊接头及其制造方法
JP3504518B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼の溶接材料ならびに溶接継手およびその製造方法
JP3442563B2 (ja) ６９０ＭＰａ級高張力鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JP2004181527A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼管ｍｉｇ溶接用ワイヤおよびマルテンサイト系ステンレス鋼管の溶接方法
US20240009776A1 (en) Flux-cored wire and gas-shielded arc welding method
EP3782765A1 (en) Higher toughness steel alloy weld deposits and flux-cored welding electrodes for producing higher toughness steel alloy weld deposits
Wiebe et al. Impact of FCAW on the mechanical properties of seamless line pipe steels of grades X65 and X80
JP2022061819A (ja) 溶接継手の製造方法及び開先充填用のフラックス入りカットワイヤ
JP2024076286A (ja) 溶接継手、及びタンク
JP2024076285A (ja) 溶接継手、及びタンク
JPH09285891A (ja) エレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤ

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20160217

Termination date: 20201222