CN106061670B - 焊接接头以及焊接接头的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供具有高强度和优异的耐氢脆化特性的焊接接头。焊接接头是使用焊接材料将母材焊接而得到的焊接接头。母材的化学组成以质量％计为：C：0.005～0.1％、Si：1.2％以下、Mn：2.5～6.5％、Ni：8～15％、Cr：19～25％、Mo：0.01～4.5％、V：0.01～0.5％、Nb：0.01～0.5％、Al：低于0.05％、N：0.15～0.45％、O：0.02％以下、P：0.05％以下、S：0.04％以下、余量：铁和杂质，且满足式(1)。焊接材料的化学组成满足式(1)和式(2)。Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C≥29···(1)0.31C+0.048Si‑0.02Mn‑0.056Cr+0.007Ni‑0.013Mo≤‑1.0···(2)。

Description

焊接接头以及焊接接头的制造方法

技术领域

本发明涉及焊接接头以及焊接接头的制造方法，更详细而言，涉及奥氏体钢焊接接头以及奥氏体钢焊接接头的制造方法。

背景技术

近年来，利用氢、天然气等作为能量的输送机器的实用化研究得到推进。进行该实用化时，同时需要维护可以以高压储藏和输送这些气体的使用环境。在此使用的拉伸强度超过800MPa的高强度材料的开发和应用研究同时得到推进。

国际公开第2004/083476号、国际公开第2004/083477号、以及国际公开第2004/110695号中提出了，通过高Mn化提高N的溶解度，并且通过含有V、或者复合含有V和Nb，从而有效地利用N的固溶强化和氮化物的析出强化，尝试高强度化的奥氏体系不锈钢。

使用高强度奥氏体系钢作为结构物时，需要利用焊接进行组装。从使用性能的观点考虑，焊接部也要求具有与母材同等的强度。国际公开第2004/110695号、日本特开平5-192785号公报、以及日本特开2010-227949号公报中提出了，通过积极有效利用Al、Ti和Nb而具有超过800MPa的拉伸强度的焊接材料和焊接金属。

为了使这些焊接材料以及使用该焊接材料得到的焊接金属均实现高强度化，需要进行焊接后热处理。对于长时间的焊接后热处理，存在成为制造的限制并且导致制造成本的增大的情况。

国际公开第2013/005570号中提出了，对于焊接金属而言，有效利用通过N实现的固溶强化，从而不进行焊接后热处理就可以具备高强度和优异的耐氢脆化特性的奥氏体钢焊接接头。

发明内容

上述国际公开第2013/005570号中记载的奥氏体钢焊接接头使用含有0.15～0.35％的N的焊接材料进行焊接，从而使焊接金属含有0.15～0.35％的N。因此，该奥氏体钢焊接接头中，能够使用的焊接材料受到限制。该奥氏体钢焊接接头使用含有大量N的焊接材料，因此存在制造性差、根据焊接的条件而产生气孔(blowhole)等焊接缺陷的情况。

另外，即使在使用含有大量N的焊接材料的情况下，存在焊接施工时N从焊接金属脱离的情况。为了有效利用通过N实现的固溶强化，需要使N停留在焊接金属中。对于以往的焊接接头而言，在较宽的焊接条件中，难以稳定地确保焊接金属中的N含量。

另外，用作高压氢用的焊接接头要求有优异的耐氢脆化特性。

本发明的目的在于，提供具有高强度和优异的耐氢脆化特性的焊接接头。

本发明的焊接接头是使用焊接材料将母材焊接而得到的焊接接头。母材的化学组成以质量％计为：C：0.005～0.1％、Si：1.2％以下、Mn：2.5～6.5％、Ni：8～15％、Cr：19～25％、Mo：0.01～4.5％、V：0.01～0.5％、Nb：0.01～0.5％、Al：低于0.05％、N：0.15～0.45％、O：0.02％以下、P：0.05％以下、S：0.04％以下、余量：铁和杂质。焊接材料的化学组成以质量％计为：C：0.005～0.1％、Si：0.7％以下、Mn：0.5～3％、Ni：8～23％、Cr：17～25％、Mo：0.01～4％、V：0～0.5％、Nb：0～0.5％、Al：低于0.05％、N：低于0.15％、O：0.02％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、余量：铁和杂质。母材的化学组成满足式(1)。焊接材料的化学组成满足式(1)和式(2)。

Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C≥29···(1)

0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo≤-1.0···(2)

其中，式(1)和式(2)的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。

根据本发明，能够得到具有高强度和优异的耐氢脆化特性的焊接接头。

具体实施方式

本发明人等研究了不进行焊接后热处理，另外不使用含有大量N的焊接材料也能得到具有高强度和优异的耐氢脆化特性的焊接接头的条件。其结果弄清了下述(a)～(c)。

(a)焊接金属的奥氏体相不稳定时，由于焊接残留应变以及此后的加工而焊接金属的奥氏体相马氏体化。因此，焊接金属的耐氢脆化特性降低。因此，如果调整焊接金属的化学组成而使奥氏体相稳定化，则能够提高焊接金属的耐氢脆化特性。具体而言，使焊接金属满足下述式(1)即可。为了焊接金属的化学组成满足式(1)，母材和焊接材料的化学组成两者满足式(1)即可。

Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C≥29···(1)

其中，式(1)的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。

(b)为了得到具有与母材同等的强度的焊接接头，使大量N固溶于焊接金属中，有效利用通过N实现的固溶强化是有效的。因此，焊接材料的化学组成满足式(2)即可。如果焊接材料的化学组成满足式(2)，则即使焊接材料的N含量低于0.15质量％，也可以使大量N固溶于焊接金属中。

0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo≤-1.0···(2)

其中，式(2)的各元素符号代入对应的元素含量(质量％)。

(c)通过根据焊接材料的化学组成调整焊接接头的外表面所形成的焊接金属凸出的高度(表面焊缝余高)，能够得到更高的拉伸强度。具体而言，使表面焊缝余高h(mm)满足式(3)即可。

1.9×(0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo)+3≤h···(3)

其中，式(3)的各元素符号中代入焊接材料中的对应的元素含量(质量％)。

基于以上见解，完成了本发明的焊接接头。以下，对基于本发明的一实施方式的焊接接头进行详细说明。需要说明的是，以下说明中，元素含量的“％”是指质量％。

本实施方式的焊接接头是用焊接材料将母材焊接而得到的。焊接接头具备母材和焊接金属。焊接金属是母材的一部分与焊接材料熔融及凝固而形成的。焊接接头是例如将钢管彼此或钢板彼此以相互的端部焊接而得到的。

[化学组成]

母材和焊接材料具备以下化学组成。

C：0.005～0.1％(母材和焊接材料)

碳(C)使奥氏体稳定化。另一方面，C若过剩地含有，则由于焊接时的热而容易在晶界形成碳化物，耐腐蚀性和韧性降低。因此，在母材和焊接材料两者中，C含量为0.005～0.1％。C含量的优选下限为0.008％。C含量的优选上限为0.08％。

Si：1.2％以下(母材)，0.7％以下(焊接材料)

硅(Si)使钢脱氧。Si还可以提高钢的耐腐蚀性。但是，Si若过剩地含有，则钢的韧性降低。因此，母材的Si含量为1.2％以下。母材的Si含量的优选上限为1.0％。

若焊接材料熔融而形成的焊接金属中过剩地含有Si，则除了上述之外，凝固时在柱状晶边界偏析，使液相的熔点降低，凝固裂纹敏感性提高。因此，焊接材料的Si含量的上限比母材的情况低。因此，焊接材料的Si含量为0.7％以下。焊接材料的Si含量的优选上限为0.6％。对Si的含量无需特别地设置下限，但极端的降低会无法充分得到脱氧效果，钢的纯净度增大而清净性劣化，并且成本增大。因此，对于母材、焊接材料，期望的Si的下限均为0.01％。

Mn：2.5～6.5％(母材)，0.5～3％(焊接材料)

锰(Mn)使钢脱氧。Mn还可以使奥氏体相稳定化。进而，Mn在母材制造时和焊接时增大熔融金属中的N的溶解度，间接地有助于提高熔融金属的强度。另一方面，若Mn过剩地含有，则钢的延性降低。因此，母材的Mn含量为2.5～6.5％。母材的Mn含量的优选下限为2.7％。母材的Mn含量的优选上限为6％。

焊接材料熔融而形成的熔融金属与母材的制造时相比，凝固速度快，凝固过程中的N的减少较少。因此，焊接材料的Mn含量的下限可以比母材的情况低。另一方面，在焊接材料的情况下，由于延性的降低而难以加工成细线，因此，焊接材料的Mn含量的上限比母材的情况低。因此，焊接材料的Mn含量为0.5～3％。焊接材料的Mn含量的优选下限为0.7％。焊接材料的Mn含量的优选上限为2.5％。

Ni：8～15％(母材)，8～23％(焊接材料)

镍(Ni)使奥氏体相稳定化。为了稳定地得到其效果，需要含有8％以上。但是，若Ni量过剩，则母材制造时焊接金属中的N的溶解度减小。进而，Ni为昂贵元素，因此若过剩地含有，则成本增大。因此，母材的Ni含量的上限为15％。进而，母材的Ni含量的优选下限为9％。母材的Ni含量的优选上限为14.5％。

焊接金属中，Ni也使奥氏体相稳定化。为了稳定地得到其效果，需要将焊接材料的Ni含量设为8％以上。但是，若Ni过剩地含有，则焊接金属中的N的溶解度减少。进而，Ni为昂贵元素，因此若过剩地含有，则即使对于小规模制造的焊接材料，成本也增大。因此，焊接材料中的Ni的上限设为23％。焊接材料的Ni含量的优选下限为9％。焊接材料的Ni含量的优选上限为22.5％。

Cr：19～25％(母材)，17～25％(焊接材料)

铬(Cr)提高钢的耐腐蚀性。进而，Cr在母材制造时和焊接时增大熔融金属中的N的溶解度，间接性地有助于提高熔融金属的强度。另一方面，若Cr过剩地含有，则使延性和韧性降低的粗大的M₂₃C₆等碳化物容易大量生成。另外，若Cr过剩地含有，则根据焊接气体环境而使钢脆化。因此，母材的Cr含量为19～25％。母材的Cr含量的优选下限为19.2％。母材的Cr含量的优选上限为24.5％。

焊接材料熔融而形成的熔融金属与母材的制造时相比，凝固速度快，凝固过程中的N的减少较少。因此，焊接材料的Cr含量的下限可以比母材的情况低。因此，焊接材料的Cr含量为17～25％。焊接材料的Cr含量的优选下限为18.2％。焊接材料的Cr含量的优选上限为24.5％。

Mo：0.01～4.5％(母材)，0.01～4％(焊接材料)

钼(Mo)固溶于基体、或以碳氮化物形式析出，从而提高钢的强度。Mo还提高钢的耐腐蚀性。另一方面，若Mo过剩地含有，则成本增大。另外，即使过剩地添加，其效果也饱和。因此，母材的Mo含量为0.01～4.5％。母材的Mo含量的优选下限值为0.03％。母材的Mo含量的优选上限值为4％。

焊接材料熔融而形成的焊接金属与母材的制造时相比，凝固速度快，凝固过程中的N的减少较少。因此，焊接材料的Mo含量的上限比母材的情况低。因此，焊接材料的Mo含量为0.01～4％。焊接材料的Mo含量的优选下限值为0.03％。焊接材料的Mo含量的优选上限值为3.8％。

V：0.01～0.5％(母材)，0～0.5％(焊接材料)

钒(V)固溶于基体、或以碳化物形式析出，从而提高钢的强度。另一方面，若V过剩地含有，则大量析出碳化物，钢的延性降低。因此，母材的V含量为0.01～0.5％。母材的V含量的优选上限为0.4％。

钒(V)在焊接材料中也可以不添加。即，焊接材料中，V为任意元素。如果焊接材料含有V，则能够提高焊接金属的强度。因此，焊接材料的V含量为0～0.5％。在添加V时，焊接材料的V含量的优选下限为0.01％。焊接材料的V含量的优选上限为0.4％。

Nb：0.01～0.5％(母材)，0～0.5％(焊接材料)

铌(Nb)固溶于基体、或以碳氮化物形式析出，从而提高钢的强度。另一方面，若V过剩地含有，则大量析出碳氮化物，钢的延性降低。因此，母材的Nb含量为0.01～0.5％。母材的Nb含量的优选上限为0.4％。

铌(Nb)在焊接材料中也可以不添加。即，焊接材料中，Nb为任意元素。如果焊接材料含有Nb，则能够提高焊接金属的强度。因此，焊接材料的Nb含量为0～0.5％。在添加Nb时，焊接材料的Nb含量的优选下限为0.01％。焊接材料的Nb含量的优选上限为0.4％。

Al：低于0.05％(母材和焊接材料)

铝(Al)使钢脱氧。另一方面，若Al过剩地含有，则大量析出氮化物，钢的延性降低。因此，在母材和焊接材料两者中，Al含量低于0.05％。Al含量的优选上限为0.04％。需要说明的是，Al含量越少越好。但是，极端地降低Al时，会无法充分得到脱氧效果。另外，极端地降低Al时，钢的纯净度增大。另外，极端地降低Al时，成本增大。因此，Al含量的优选下限为0.0001％。

N：0.15～0.45％(母材)，低于0.15％(焊接材料)

N固溶于基体、或形成微细的氮化物，从而提高钢的强度。另一方面，若N过剩地含有，则钢的热加工性降低。因此，母材的N含量为0.15～0.45％。母材的N含量的优选下限为0.16％。母材的N含量的优选上限为0.42％。

焊接材料熔融而形成的焊接金属中，过剩的N无法溶解于焊接中的熔池，成为气孔和/或凹坑的原因。因此，焊接材料的N含量低于0.15％。焊接材料的N含量的优选下限为0.01％。焊接材料的N含量的优选上限为0.13％。

母材和焊接金属的化学组成的余量为Fe和杂质。杂质是指，从作为钢的原料而利用的矿石、废料混入的元素、或者由于制造工序的各种原因而混入的元素。本实施方式中，将杂质中的O、P和S的含量分别限制于如下范围内。

O：0.02％以下(母材和焊接材料)

氧(O)为杂质。若O过剩地含有，则制造母材和焊接材料时的热加工性降低。进而，若O过剩地含有，则焊接金属的韧性和延性降低。因此，在母材和焊接材料两者中，O含量为0.02％以下。O含量的优选上限为0.01％。

P：0.05％以下(母材)，0.03％以下(焊接材料)

磷(P)为杂质。若P过剩地含有，则制造母材和焊接材料时的热加工性降低。因此，母材的P含量为0.05％以下。母材的P含量的优选上限为0.03％。

焊接材料熔融而形成的焊接金属中，P在凝固时使液相的熔点降低，使焊接金属的凝固裂纹敏感性增加。因此，焊接材料的P含量的上限比母材的情况低。因此，焊接材料的P含量为0.03％以下。焊接材料的P含量的优选上限为0.02％。

S：0.04％以下(母材)，0.02％以下(焊接材料)

硫(S)为杂质。若S过剩地含有，则制造母材和焊接材料时的热加工性降低。因此，母材的P含量为0.04％以下。母材的P含量的优选上限为0.03％。

焊接材料熔融而形成的焊接金属中，S在凝固时使液相的熔点降低，使焊接金属的凝固裂纹敏感性增加。因此，焊接材料的S含量的上限比母材的情况低。因此，焊接材料的S含量为0.02％以下。焊接材料的P含量的优选上限为0.01％。

本实施方式的母材和焊接材料的化学组成还满足下述式(1)。

Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C≥29···(1)

其中，式(1)的各元素符号中代入对应的元素含量(质量％)。

氢环境中，若奥氏体相稳定，则能够得到优异的耐氢脆化特性。焊接金属为骤冷凝固组织，因此奥氏体相容易变得不稳定。如上所述，焊接金属是母材的一部分与焊接材料熔融及凝固而形成的。如果母材和焊接材料这两者的化学组成满足式(1)，则即使焊接金属中，奥氏体相也变得稳定。由此，焊接接头的耐氢脆化特性提高。

式(1)的左边的值优选为32以上、更优选为34以上。

本实施方式的焊接材料的化学组成还满足下述式(2)。

0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo≤-1.0···(2)

其中，式(2)的各元素符号中代入对应的元素含量(质量％)。

焊接材料在焊接时熔融而形成熔融金属。此时，存在N从焊接金属脱离的情况。若N从焊接金属脱离，则无法得到固溶强化的效果，焊接金属的强度降低。如果焊接材料的化学组成满足式(2)，则N的活量降低，可以降低N从焊接金属的脱离。因此，焊接材料的N含量即使低于0.15％，也可以在焊接金属中使大量N固溶。

式(2)的左边的值越小越好。式(2)的左边的值小，可以降低如下说明的表面焊缝余高。式(2)的左边优选为-1.1以下、更优选为-1.3以下。

对于本实施方式的焊接接头，表面焊缝余高h(mm)优选满足如下式(3)。

1.9×(0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo)+3≤h···(3)

其中，式(3)的各元素符号中代入焊接材料中的对应的元素含量(质量％)。

将式(2)的左边的值设为P2，式(3)可以如下表示。即，式(3)表示表面焊缝余高h可以根据焊接材料的N的活量进行调整。

1.9×P2+3≤h

表面焊缝余高是指，从母材的表面至焊缝的最高位置的距离(mm)。如果焊接接头的表面焊缝余高h满足式(3)，则能够得到具有更高的拉伸强度的焊接接头。更具体而言，能够得到具有与母材的拉伸强度同等的拉伸强度的焊接接头。

[制造方法]

首先，对母材的制造方法的一例进行说明。将具有上述母材的化学组成的钢熔炼。熔炼可以在电炉中进行，也可以在Ar-O₂混合气体底吹脱碳炉(AOD炉)中进行，也可以在真空脱碳炉(VOD炉)中进行。将熔炼得到的钢通过铸锭法制成钢锭。或者，将熔炼得到的钢通过连续铸造法制成铸坯。

使用钢锭或铸坯制造母材。母材例如为钢板或钢管。钢板是例如对钢锭或铸坯实施热锻、或热轧等热加工而制造的。钢管是例如将钢锭或铸坯通过热加工形成圆钢坯，并对圆钢坯实施穿孔轧制、热挤压、或热锻等热加工而制造的。或者，钢管是将钢板进行弯曲加工而形成开缝管，将开缝管的长度方向的两端面焊接而制造的。

对于母材实施热处理。具体而言，将母材容纳于热处理炉，在1000～1200℃下进行均热。然后，根据需要，实施冷轧以及在800～1200℃下的2次热处理。由此，能够稳定地得到具有800MPa的拉伸强度的母材。

接着，对焊接材料的制造方法的一例进行说明。熔炼具有上述焊接材料的化学组成的钢。将熔炼得到的钢铸造而制成钢锭。将钢锭进行热加工而制造焊接材料。焊接材料可以为棒状，也可以为块状。

对于焊接材料，与母材同样地实施热处理。然后，根据需要，实施冷轧以及在800～1250℃下的2次热处理。

使用上述焊接材料将上述母材焊接。由此，可以得到焊接接头。焊接方法为例如TIG焊接、MIG焊接、MAG焊接、以及埋弧焊。焊接时，母材的一部分与焊接材料熔融及凝固而形成焊接金属。

实施例

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。本发明并不受这些实施例限制。

将具有表1所示的化学组成的编号A的钢进行实验室熔解而制作钢锭。对制作的钢锭实施热锻、热轧、以及热处理，制作外径9.53mm、板厚2.2mm、长度60mm的钢管(母材)。

[表1]

需要说明的是，将母材的化学组成代入式(1)时，式(1)的左边的值变成34，满足式(1)。

将具有表2所示的化学组成的编号R～Z的钢进行实验室熔解而制作钢锭。需要说明的是，表2中的“-”表示对应的元素含量为杂质水平。对钢锭实施热锻、热轧、1次热处理、冷加工、以及2次热处理，制作外径1.2mm的焊丝(焊接材料)。

[表2]

在上述钢管的圆周方向，实施坡口加工后，将母材和焊接材料以表3所示的组合，制作使表面焊缝余高发生变化的焊接接头。焊接接头是使焊接线能量、焊道数、以及焊接方向发生变化而制作的。需要说明的是，焊接材料供给速度是随着焊接线能量而发生变化的。

[表3]

其中，焊接方向的“水平”、“垂直”分别指按照JIS Z 3001的“平焊位置(flatposition)”、“仰焊位置(overhead position)”进行焊接的。具体而言，“水平”是指相对于地面沿水平(平焊方式，日文：下向きに)进行焊接。沿水平进行焊接时，由于没有反重力地进行焊接，因此通常是最简易的焊接姿势(方向)。另一方面，“垂直”通常是指相对于地面从下向上进行焊接。垂直地进行焊接时，由于反重力地进行焊接，因此熔化的部分会下垂，故难以焊接且容易产生焊接缺陷。

测定所制作的各个焊接接头的表面焊缝余高。

由所制作的各个焊接接头采集包含焊接部分的试验片。将采集的试验片的截面进行研磨并用光学显微镜观察，调查有无焊接缺陷。将没有气孔等焊接缺陷的试验片判定为合格。

由所制作的各个焊接接头，各制作两个平行部中央具有焊接金属的管状拉伸试验片，供给于常温下的拉伸试验。拉伸试验中，将显示800MPa以上的拉伸强度的试验片判定为合格。

从所制作的各个焊接接头，采集焊接金属作为平行部的管状低应变速度拉伸试验片。将采集的试验片供给于大气中、以及85MPa的高压氢环境下的低应变速度拉伸试验。将应变速度设为3×10^-5/s。低应变速度拉伸试验中，将高压氢环境下的断裂收缩与大气中的断裂收缩之比为90％以上的试验片判定为合格。

表4示出了各焊接接头的有无焊接缺陷、表面焊缝余高测定结果、常温拉伸试验的结果、以及低应变速度拉伸试验的结果。

[表4]

表4的“P1”栏中记载了将各焊接接头的焊接材料的化学组成代入式(1)时的式(1)左边的值。“P2”栏中记载了将各焊接接头的焊接材料的化学组成代入式(2)时的式(2)左边的值。“P3”栏中记载了将各焊接接头的焊接材料的化学组成代入式(3)时的式(3)左边的值。

表4的“焊接缺陷”栏中记载了有无焊接缺陷。“○”表示没有焊接缺陷。“×”表示产生气孔。

表4的“焊接金属凸出的高度”栏中记载了各焊接接头的表面焊缝余高(mm)。

“拉伸试验”栏中记载了拉伸试验的结果。“◎”表示在拉伸试验中2根试验片中，2根均发生了母材断裂或热焊接部断裂(HAZ断裂)。“○”表示虽然拉伸强度为800MPa以上，但是2根试验片中的1根发生了母材断裂、1根发生了焊接金属断裂。“△”表示虽然拉伸强度为800MPa以上，但是2根试验片中2根均发生了焊接金属断裂。“×”表示发生了焊接金属断裂，拉伸强度低于800MPa。

“低应变速度拉伸试验”栏中记载了低应变速度拉伸试验的结果。“○”表示在高压氢环境下的断裂收缩与大气中的断裂收缩之比为90％以上的情况。“×”表示在高压氢环境下的断裂收缩与大气中的断裂收缩之比低于90％的情况。

试验编号J1～J18、J22～J24、以及J35～J37的焊接接头在本发明的范围内。具体而言，这些焊接接头的母材和焊接材料的化学组成在本发明的范围内，母材和焊接材料的化学组成满足式(1)，焊接材料的化学组成满足式(2)。其结果，这些焊接接头具有800MPa以上的拉伸强度，在低应变速度拉伸试验中合格。

另外，这些焊接接头未产生焊接缺陷。特别是，试验编号J1、J5、J9、J13、J16、J22、J36的焊接接头的焊接线能量较高，但未产生焊接缺陷。试验编号J35～J37的焊接方向虽为垂直，但未产生焊接缺陷。

对于试验编号J1、J3～J5、J7～J9、J11～J13、J15、J16、J18、J22、J24、以及J35～J37的焊接接头，除了上述之外，表面焊缝余高h还满足式(3)。换言之，这些焊接接头的表面焊缝余高h的值为P3以上。其结果，这些焊接接头具有特别高的拉伸强度。具体而言，这些焊接接头在拉伸试验中发生母材断裂或HAZ断裂。

试验编号J19～J21的焊接接头的母材和焊接金属的化学组成在本发明的范围内，且母材的化学组成满足式(1)。但是，这些焊接接头的焊接材料的化学组成不满足式(1)。其结果，这些焊接接头在低应变速度拉伸试验中不合格。

试验编号J25～J27、J38、以及J39的焊接接头的焊接材料(编号V或W)的N含量过多。其结果，焊接部产生焊接缺陷、具体来说产生气孔，无法得到完整的接头。其结果，这些焊接接头的拉伸强度为800MPa以下。

试验编号J28～J30的焊接接头的焊接材料(编号X)的Si含量和Cr含量过多。另外，这些焊接接头的焊接材料的化学组成不满足式(1)。其结果，这些焊接接头在低应变速度拉伸试验中不合格。

对于试验编号J31～J34的焊接接头的焊接材料(编号Y或Z)的化学组成，虽然各个元素含量在本发明的范围内，但是不满足式(2)。其结果，这些焊接接头的拉伸强度为800MPa以下。

产业上的可利用性

本发明可以适用于高压气体配管、特别是高压氢气配管用的焊接接头。

Claims (6)

1.一种焊接接头，其是使用焊接材料将母材焊接而得到的，

所述母材的化学组成以质量％计为：

C：0.005～0.1％、

Si：1.2％以下、

Mn：2.5～6.5％、

Ni：8～15％、

Cr：19～25％、

Mo：0.01～4.5％、

V：0.01～0.5％、

Nb：0.01～0.5％、

Al：低于0.05％、

N：0.15～0.45％、

O：0.02％以下、

P：0.05％以下、

S：0.04％以下、

余量：铁和杂质，

所述焊接材料的化学组成以质量％计为：

C：0.005～0.1％、

Si：0.7％以下、

Mn：0.5～3％、

Ni：8～23％、

Cr：17～25％、

Mo：0.01～4％、

V：0～0.5％、

Nb：0～0.5％、

Al：低于0.05％、

N：低于0.15％、

O：0.02％以下、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下、

余量：铁和杂质，

所述母材的化学组成满足式(1)，

所述焊接材料的化学组成满足式(1)和式(2)，

Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C≥29···(1)

0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo≤-1.3···(2)

其中，式(1)和式(2)的各元素符号中代入对应的元素的以质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的焊接接头，

所述焊接材料的化学组成以质量％计含有选自由

V：0.01～0.5％、和

Nb：0.01～0.5％组成的组中的1种或2种。

3.根据权利要求1所述的焊接接头，其具有满足式(3)的表面焊缝余高h，单位为mm，

1.9×(0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo)+3≤h···(3)

其中，式(3)的各元素符号中代入焊接材料中的对应的元素的以质量％计的含量。

4.根据权利要求2所述的焊接接头，其具有满足式(3)的表面焊缝余高h，单位为mm，

1.9×(0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo)+3≤h···(3)

其中，式(3)的各元素符号中代入焊接材料中的对应的元素的以质量％计的含量。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的焊接接头，其具有800MPa以上的拉伸强度。

6.一种焊接接头的制造方法，其具备如下工序：

准备母材的工序，该母材的化学组成以质量％计为：

C：0.005～0.1％、

Si：1.2％以下、

Mn：2.5～6.5％、

Ni：8～15％、

Cr：19～25％、

Mo：0.01～4.5％、

V：0.01～0.5％、

Nb：0.01～0.5％、

Al：低于0.05％、

N：0.15～0.45％、

O：0.02％以下、

P：0.05％以下、

S：0.04％以下、

余量：铁和杂质；

准备焊接材料的工序，该焊接材料的化学组成以质量％计为：

C：0.005～0.1％、

Si：0.7％以下、

Mn：0.5～3％、

Ni：8～23％、

Cr：17～25％、

Mo：0.01～4％、

V：0～0.5％、

Nb：0～0.5％、

Al：低于0.05％、

N：低于0.15％、

O：0.02％以下、

P：0.03％以下、

S：0.02％以下、

余量：铁和杂质；以及

使用所述焊接材料将所述母材焊接的工序；

所述母材的化学组成满足式(1)，

所述焊接材料的化学组成满足式(1)和式(2)，

Ni+0.65Cr+0.98Mo+1.05Mn+0.35Si+12.6C≥29···(1)

0.31C+0.048Si-0.02Mn-0.056Cr+0.007Ni-0.013Mo≤-1.3···(2)

其中，式(1)和式(2)的各元素符号中代入对应的元素的以质量％计的含量。