JP2004091860A - Weld metal for low-alloy heat-resisting steel - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、原子力、火力発電、石油精製等の各種プラントに使用される低合金耐熱鋼の溶接金属に関するものであり、殊に溶接後に長時間の高温熱処理（応力緩和処理）を受けてもフェライトバンドの発生を極力低減することができて引張強度の低下がなく、且つ靭性も良好な様な低合金耐熱鋼用溶接金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記各種プラントに用いられる素材としては、その要求特性を考慮して、低合金耐熱鋼が汎用されている。また、上記の様な用途に使用される場合には、耐熱鋼には高温強度と共に靭性にも優れていることが要求される。
【０００３】
ところで、上記のような各種プラントは溶接によって構築されるのであるが、こうした溶接を行った場合には、溶接金属部内部に残留した応力を除去する為に、高温での応力緩和処理（以下、「ＳＲ処理」と略称することがある）が施こされるのが一般的である。こうしたＳＲ処理によって、溶接金属部および母材中の残留応力や水素の除去、機械的特性の改善が実施される。
【０００４】
しかしながら、これまで得られている低合金耐熱用溶接金属では、長時間のＳＲ処理を受けたときに、溶接金属中にフェライトバンドが発生し易いという問題がある。このフェライトバンドは、粗大なフェライトが局部的に生成した帯状の組織であるが、こうした組織が形成されると、溶接金属の引張強度が低下することになる。
【０００５】
フェライトバンドの生成を抑制するための技術として、例えば特開平４−３０００９２号には、アーク溶接用フラックス入りワイヤにＮｂおよびＶを添加することによって、炭素の溶接金属中への移動を抑制してフェライトバンドの生成を抑える技術が提案さている。しかしながら、溶接金属中にＮｂやＶを含有することは、却って溶接金属の靭性を劣化させることになるという問題がある。
【０００６】
一方、溶接金属の靭性を高める技術としては、例えば特公昭６２−１９９５９号には、溶接ワイヤ中のＮ含有量を高めることによって溶接金属の靭性の改善を図ることが提案されている。また、特公平３−３５５８号には、溶接金属中のＴｉ含有量を０．０３５％以下に抑制することが靭性の向上に有効であることが開示されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術においても、溶接金属において十分な靭性が達成されているとは言えない。またフェライトバンドに対する対策についてもなされていないことから、上記のようなＳＲ処理を受けたときには比較的多量のフェライトバンドが生成し易く、引張強度も低下するという問題がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靭性が得られる低合金耐熱鋼用溶接金属を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る低合金耐熱鋼用溶接金属とは、Ｃ：０．０１〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．３０〜１．５％，Ｃｒ：０．８〜３．０％，Ｍｏ：０．３〜２．０％，Ｂ：０．０００５〜０．０２０％，Ｎ：０．００６〜０．０３０％およびＴｉ：０．０３５超〜０．１５％を夫々含有すると共に、Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）およびＮｂ：０．０１％以下（０％を含む）に夫々抑制してなり、且つ溶接後の応力緩和熱処理後に、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０５個／ｍｍ２以上存在するものである点に要旨を有するものである。
【００１０】
尚、上記「円相当直径」とは、析出物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたもので、抽出レプリカ法による透過型電子顕微鏡観察面上で認められる析出物のものである。
【００１１】
本発明の溶接金属においては、下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものであることが好ましい。
【００１２】
ＹＨ＝３８．５−４７９０・［Ｎｂ］−３．５９・［Ｔｉ］／［Ｎ］＋９１．５・［Ｂ］／［Ｎ］…（１）
但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］，［Ｎ］および［Ｂ］は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの含有量（質量％）を示す
本発明の溶接金属には、必要によって、（ａ）Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）、（ｂ）Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、（ｃ）Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）、（ｄ）Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制することも好ましく、抑制される成分の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
【００１３】
【発明の実施の形態】
これまで、フェライトバンドの生成を抑制する手段として、ＮｂやＶの添加が有効であると考えられてきた。しかしながら、これらの元素を添加することは、溶接金属の靭性を却って劣化させることになっていたのである。即ち、従来の技術では、溶接金属におけるフェライトバンドの生成抑制と靭性改善の両立させることが困難な状況であった。そこで本発明者らは、フェライトバンドの生成機構、ＮｂやＶの添加によるフェライトバンド生成抑制機構、および溶接金属の靭性劣化機構について様々な角度から検討を重ねた。
【００１４】
その結果、Ｃｒの偏析によるＣ活量の変化を駆動力として、ＳＲ処理中にＣがＣｒの負偏析部から正偏析部に移動してＣｒの負偏析部の炭化物が減少し、粒界のピニング力が弱まることによって粒成長し、これによってフェライトバンドが生成することが明らにした。また、ＮｂやＶを添加すると、Ｃ活量に対して安定で微細な化合物がＳＲ処理時に析出するので、粒界をピニングすることが可能となって、フェライトバンドの生成が抑制できることも明らかにした。
【００１５】
このとき析出する化合物は、ＮａＣｌ型の炭化物、窒化物若しくは炭窒化物（例えば、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物）等であるが（以下では、これらを総称してＭＸ型化合物と呼ぶことがある）、このＭＸ型化合物はマトリックスと整合析出するため、靭性を劣化させることも判明した。また、Ｔｉを含有させた場合には、このＴｉもＭＸ型化合物の構成元素として大きな役割を占めていることも判明したのである。このＴｉは、例えばフラックス中のＴｉＯ２等が溶接後の溶接金属中にＴｉ酸化物となる他に、固溶Ｔｉとして残留するので、ＮｂやＶ等と共にＭＸ化合物中に含まれて析出するものである。
【００１６】
本発明者らは、上記知見に基づき、フェライトバンドの生成を抑制すると同時に溶接金属の靭性を向上させるためには、整合析出するＭＸ型化合物を低減すると共に、Ｃ活量に対して安定な析出物を多量に析出させることが重要であるとの着想が得られた。そして、こうした着想に基づいて更に鋭意研究したところ、上記の様なＭＸ型化合物に代わってＣｒおよびＭｏを主体とする炭・窒化物（炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を析出させることにより、フェライトバンドの生成抑制と靭性改善が両立できることを見出した。即ち、こうした炭・窒化物は、前記ＭＸ型化合物に比べて比較的大きく、整合析出しないので靭性の劣化が少なく、またＣ活量に対しても安定であるので、ＳＲ処理時にも安定にピニングできるのである。
【００１７】
こうした観点から、本発明の溶接金属では、円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０５個／ｍｍ２以上存在する必要があるが、その理由は次の通りである。ＣｒとＭｏは、最密六方構造型（ｈｃｐ型）の炭・窒化物を形成し易く、その円相当直径は５０ｎｍ以上であって、前述の如くＭＸ型化合物に比べて比較的粗大であるために、靭性を劣化させない。また、Ｃ活量に対して、Ｍ２３Ｃ６型、Ｍ７Ｃ３型やＭ３Ｃ型等の析出物に比べて安定であり、ＳＲ処理時の粒界の移動をピニングし、フェライトバンドの生成を抑制する効果がある。
【００１８】
本発明者らが、エネルギー分散形Ｘ線分析（ＥＤＸ）および電子線回折解析によって詳細に調査したところ、析出物中のＣｒとＭｏの含有量が５０質量％以上となる場合には、ｈｃｐ型の炭・窒化物であると同定できることが判明した。また、フェライトバンドの生成抑制は、こうした大きさの析出物が２×１０５個／ｍｍ２未満ではその効果が十分に発揮されないことは分かった。こうしたことから、本発明では、ＳＲ処理後の溶接金属中において円相当直径が５０ｎｍ以上でＣｒとＭｏの合計含有量が５０質量％以上である析出物が２×１０５個／ｍｍ２以上と規定した。
【００１９】
ＭＸ型化合物に代わって、ＣｒやＭｏの炭・窒化物を析出させるための具体的手段としては、ＮｂやＶ量を制限した上で、溶接後の固溶Ｔｉを低減すると共に、溶接金属中のＮ量を高めることが重要である。このうち、ＮｂやＶの含有量を低減するには、フラックス中の不純物としてのＮｂおよびＶを制限することによって、ワイヤ中のＮｂ，Ｖを制限すれば良い。また、固溶Ｔｉ量は、フラックス中のＴｉ量だけでなく、Ｍｇ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｉ等の脱酸剤とのバランスや、シールドガスの成分およびアーク長等の溶接条件、更にはＮ量の影響によっても左右されるものであるので、これらのバランスによって決まることになる。即ち、溶接時の作業性、部位等を勘案して、最終的に溶接後の溶接金属中の固溶Ｔｉ量を十分抑制しつつ、高Ｎ化することによって、ＭＸ型化合物に代わってＣｒ，Ｍｏを主体とする炭・窒化物を析出させることができる。
【００２０】
本発明者らが検討したところによれば、溶接金属の高靭性化を達成するには、Ｂを適量添加することも有効であることを見出している。このＢは、フリーＢとして旧γ粒界からの粗大な組織の生成を抑制し、高靭性化に有効に作用する。また、高Ｎ化した場合には、ＢＮとしてＮにＢが固定されてしまうことから、Ｂ添加による靭性改善効果が小さくなってしまう恐れがある。こうしたことから、Ｔｉ，ＮおよびＢのバランスを適切に調整することが有効であることも見出している。
【００２１】
本発明では、溶接金属組成も適切に制御する必要があるが、基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎ，Ｂ，Ｔｉ，ＶおよびＮｂの範囲限定理由は下記の通りである。
【００２２】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、焼入れ硬化性に大きな影響を及ぼし、室温および高温強度並びに靭性を確保する上で重要な元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｃ含有量は０．０１％以上とする必要があるが、Ｃ含有量が過剰になって０．２０％を超えると、強度が高くなり過ぎて、靭性が著しく低下する。従って、溶接金属中のＣ含有量は、０．０１〜０．２０％とする。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．１２％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能し、溶接金属中の酸素量をコントロールする効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要があるが、Ｓｉ含有量が過剰になって１．０％を超えると、ＴｉＯ２の過剰還元によって固溶Ｔｉ量が増加し、靭性が低下すると共に耐焼戻し脆化特性が低下する。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、好ましい上限は０．６％である。
【００２４】
Ｍｎ：０．３０〜１．５％
Ｍｎは、Ｃと同様に溶接金属の高温強度および靭性を向上させる効果を有する。また、溶接金属中の酸素量をコントロールする作用も発揮する。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とすることが必要であるが、Ｍｎ含有量が過剰になって１．５％を超えると、強度が高くなり過ぎると共に固溶Ｔｉ量が多くなり、靭性が却って低下する。従って、溶接金属中のＭｎ含有量は０．３０〜１．５％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、好ましい上限は１．２％である。
【００２５】
Ｃｒ：０．８〜３．０％、Ｍｏ：０．３０〜２．０％
ＣｒおよびＭｏは、低合金耐熱鋼の主要成分であり、溶接金属の引張強度を向上させる効果を発揮する。特に、Ｍｏは、溶接金属の焼戻し軟化抵抗を高め、ＳＲ処理による引張強度低下を抑制する効果を有する。これらＣｒ、Ｍｏの添加量は、被溶接物の種類（化学成分組成）に応じて適宜調製することになる。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．８％以上、Ｍｏは０．３０％以上含有させる必要があるが、その含有量が過剰になってＣｒで３．０％、Ｍｏで２．０％を超えると、引張強度が過度となって溶接金属の靭性が劣化することになる。従って、溶接金属中のＣｒ含有量は０．８〜３．０％、Ｍｏ含有量は０．３０〜２．０％とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．６％であり、Ｍｏの好ましい上限は１．６％である。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．０２０％
Ｂは、溶接金属のミクロ組織を微細化して靭性を向上させる効果を発揮するが、その含有量が０．０００５％未満ではこうした効果が発揮されない。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になって０．０２０％を超えると、高温割れを招くことになる。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．０１％である。
【００２７】
Ｎ：０．００６〜０．０３０％
Ｎは溶接時にＴｉと結合して固溶Ｔｉを低減することによって靭性を改善するのに有効な元素である。またＳＲ処理時にＣｒやＭｏと炭・窒化物（窒化物および炭窒化物）を生成し、フェライトバンドの生成を抑制する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ含有量は０．００６％以上とする必要があるが、その含有量が過剰になって０．０３０％を超えると、ブローホールやスラグ剥離性劣化の原因となる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、好ましい上限は０．０１３％である。
【００２８】
Ｔｉ：０．０３５超〜０．１５％
Ｔｉはスラグ形成剤の主要元素であり、溶接時のアーク安定剤としても作用し、溶接作業性の観点からすれば、できるだけ多いことが好ましい。また、Ｔｉは溶接金属中でＴｉ酸化物となり、溶接金属の組織を微細化する効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、０．０３５％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になって０．１５％を超えると固溶Ｔｉ量が多くなり過ぎて、靭性が劣化することになる。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましい下限は０．０６％であり、好ましい上限は０．１２％であり、より好ましい上限は０．１％である。
【００２９】
Ｖ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む）
ＶおよびＮｂは、固溶Ｔｉと共にＳＲ処理時にＣやＮと結合して微細な炭・窒化物（即ち、ＭＸ型化合物）を形成し、靭性を著しく劣化させる。こうした観点から、Ｖで０．０３％以下、Ｎｂで０．０１％以下に夫々抑制する必要がある。尚、Ｖ含有量のより好ましい上限は０．０２％であり、更に好ましくは０．０１％以下とするのが良く、Ｎｂ含有量のより好ましい上限は０．００６％であり、更に好ましいくは０．００４％以下とするのが良い。
【００３０】
本発明の溶接金属における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）、（ｂ）Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）、（ｃ）Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）、（ｄ）Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）に抑制することも好ましく、抑制される成分の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの成分における範囲限定理由は下記の通りである。尚、「実質的にＦｅ」とは、Ｆｅ以外にその特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）をも含み得るものであり、前記許容成分としては例えば、フラックスに用いられる鉱物中に含まれる希土類元素（Ｌａ，Ｃｅなど），Ｌｉ，Ｎａ，Ｋ，Ｂａ，Ｍｇ，Ｃａ等の元素や、Ｚｒ，Ｃｕ等の不純物、特に不可避的不純物が挙げられる。
【００３１】
Ｎｉ：０．４％以下（０％を含む）
Ｎｉは焼戻し脆化を促進し、特に溶接金属中のＮｉ含有量が０．４０％を超えると、こうした現象が顕著に生じる。こうしたことから、Ｎｉの含有量は０．４％以下に抑制することが好ましい。より好ましくは、０．１％以下とするのが良い。
【００３２】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含む）
Ａｌは強力な脱酸元素であり、固溶Ｔｉ量を著しく増加させ、靭性を低下させる。従って、溶接金属中のＡｌ含有量は０．０５％以下に抑制することが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下に抑制するのが良い。
【００３３】
Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む），Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）
ＰおよびＳは、粒界に偏析して粒界強度を低下させる元素である。これらの含有量が０．２０％を超えると、靭性を劣化させると共に、耐焼戻し脆化特性を低下させることになる。こうしたことから、溶接金属中のＰおよびＳはいずれも０．０２０％以下に抑制することが好ましい。より好ましくいずれも０．０１０％以下、更に好ましくは０．００５％以下に抑制するのが良い。
【００３４】
Ｏ：０．０７０％以下（０％を含む）
溶接金属中におけるＯの含有量が過剰になると、溶接金属の靭性が不安定になる。こうした観点から、溶接金属中のＯ含有量は０．０７０％以下に抑制することが好ましい。より好ましく０．０６０％以下、更に好ましくは０．０５０％以下に抑制することが好ましい。
【００３５】
本発明の溶接金属においては、下記（１）式で定義されるＹＨがＹＨ≧０．０を満足するものであることが好ましい。
【００３６】
ＹＨ＝３８．５−４７９０・［Ｎｂ］−３．５９・［Ｔｉ］／［Ｎ］＋９１．５・［Ｂ］／［Ｎ］…（１）
但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］，［Ｎ］および［Ｂ］は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの含有量（質量％）を示す
即ち、上記（１）式で定義されるＹＨは、フリーのＢを確保して粗大組織を抑制すると共に、微細なＭＸ型化合物の析出を抑制するためのパラメータとなり得るものであり、このＹＨの値が０．０以上の場合には、フリーＢの確保およびＭＸ型化合物の析出抑制が十分となり、高靭性の溶接金属が形成される。これに対して、ＹＨの値が０．０未満の場合にはフリーＢの確保およびＭＸ型化合物の析出抑制が十分でなくなり、低靭性となる。
【００３７】
本発明の溶接金属においては、上述の如く含有されるＴｉ，ＢおよびＮの相互作用によって靭性に大きく影響を与えるものとなる。これらの元素による靭性に与える影響における機構は次の様に考えることができる。まずＴｉは溶接金属凝固時に酸化物や固溶Ｔｉとして溶接金属中に残留することになるが、このうち固溶Ｔｉは凝固直後にＮと結びついてＴｉＮとなる。このとき、Ｎ含有量が多くなればなるほどＴｉＮが生成して固溶Ｔｉ量は少なくなる。この固溶Ｔｉは、ＳＲ処理後にＭＸ型化合物として析出することになるので、靭性を劣化させる原因となる。従って、ＴｉＮが多く析出したほうが溶接金属の靭性はより改善されることになる。
【００３８】
一方、ＴｉＮの析出が終わった後は、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎは１０００〜８００℃の温度範囲でフリーＢと結合し、ＢＮとして析出することになる。このときＮ含有量が多いほどＢＮとなる量は増加し、フリーＢは低下する。このフリーＢは、上述したようにγ粒界からの粗大組織の生成を抑制する効果があるので、ＢＮが多く析出してフリーＢが少なくなると、粗大組織が生成し易くなるため、靭性が劣化することになる。従って、Ｎに対するＴｉの割合が多いほど、靭性が劣化するが、逆にＮに対するＢの割合が多いほど靭性が改善されることになる。更に、Ｎｂが存在するとＳＲ処理後に析出するＭＸ型化合物の構成元素として析出量を増加させるだけでなく、ＭＸ型化合物を微細にする傾向があるので、Ｎｂは靭性を劣化する方向に作用する。こうした知見に基づき、これらの元素の相互関係を巧みに調製するために、靭性とＴｉ／Ｎ，Ｂ／ＮおよびＮｂとを重回帰分析して、上記ＹＨの関係を規定し、このＹＨの値が０．０以上となったときに、靭性がより改善させることができたのである。尚、上記ＹＨの値は、少なくとも０．０以上とすることが好ましいが、２０以上とすることがより好ましく、更に好ましく４０以上とするのが良い。
【００３９】
上記の様に本発明では、溶接金属における化学成分組成および所定の炭・窒化物の形態を適切に制御することによって溶接金属の特性を改善するものであるが、特に溶接金属組成はアーク溶接における溶接ワイヤ組成に加えて、溶接電流、溶接電圧およびワイヤ突き出し長さなどの溶接条件、更には母材組成・開先形状などの影響を受けるものであり、また溶接条件は、ワイヤ組成により変化するものである。従って、本発明の溶接金属組成を得るためのワイヤ組成、溶接条件、母材組成などの範囲は一概に決定されるものではなく、要するにこれらを組み合わせて本発明で規定する溶接金属を得ることによって、本発明の目的が達成できる。
【００４０】
本発明で溶接金属を形成するときの溶接方法は、特に限定するものではなく、後記実施例に示したフラック入りワイヤによるガスシ−ルドアーク溶接法（ＦＣＡＷ）の他、被覆アーク溶接法（ＳＭＡＷ）、ティグ（ＴＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接法（ＳＡＷ）、ガスシールドアーク溶接法（ＭＡＧ，ＭＩＧ）等の溶接法のいずれも適用できるものである。また、本発明の溶接金属を適用する母材についても、低合金耐熱鋼であれば、特に限定するものではなく、例えば、ＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．１１やＧｒ．２２等を挙げることができる。
【００４１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分の鋼製外皮、および下記表２に示す化学成分のフラックスを用い、下記表３、４に示す各種のフラックスコアードワイヤ（Ｗ１〜３５）を作成した。
【００４３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
上記フラックスコアードワイヤを用いて、下記の溶接条件でアーク溶接を実施した。このとき溶接母材（試験片）として、ＡＳＴＭ Ａ３８７−Ｇｒ．１１ Ｃｌ．２（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）およびＡ３８７−Ｇｒ．２２ Ｃｌ．２（２．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ系）に規定されるもので、厚さが２０ｍｍ、幅２４０ｍｍおよび長さが３００ｍｍのものを使用した。また、このときの開先形状を模式的に図１に示す。
【００４８】
（溶接条件）
溶接電流 ：２７０Ａ（ＤＣＥＰ）
アーク電圧：２７〜３２Ｖ
溶接速度 ：２５〜３０ｃｍ／ｍｉｍ
溶接姿勢 ：下向き
予熱・パス間温度：１７５±１５℃
その後、この試験片に対してＳＲ処理（６９０℃で１時間の加熱、その後炉冷）を行い、溶接金属部における引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ１号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１４号）を採取し、各規格に準じて試験を行った。このとき、シャルピー衝撃値は−１８℃での吸収エネルギー（ｖＥ−１８℃）を測定した。両試験とも、試験片を各３本ずつ採取して試験したときの平均値を測定した。
【００４９】
フェライトバンドの発生の有無は、下記の条件にてＳＲ処理した後に評価した。また、それと同時に、溶接金属の最終パス部についてＳＲ処理を行った後（下記条件）に透過型電子顕微鏡を用いて析出物の評価を行った。尚、これらの評価において、引張試験やシャルピー衝撃のときと、ＳＲ処理条件を変えたのは、フェライトバンドの発生の有無をより厳しく評価するためである。
【００５０】
（フェライトバンド発生の評価）
（１）ＳＲ処理条件
１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：６９０℃×９．５時間、炉冷
２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６９０℃×１５．３時間、炉冷
（２）評価方法
上記ＳＲ処理後の各溶接金属を溶接線方向に垂直な断面について、溶接線方向に等間隔に６断面を観察した。このとき、夫々を研磨、エッチング（ナイタール使用）後、光学顕微鏡にて観察した。そして、すべての断面にてフェライトバンドが発生していないものを「○」と評価し、少しでも発生が認められたものを「×」と評価した。
【００５１】
（析出物の評価）
（１）ＳＲ処理条件
１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：６９０℃×９．５時間、炉冷
２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６９０℃×１５．３時間、炉冷
（２）評価方法
ＳＲ処理後の溶接金属の最終パス部について、透過型顕微鏡を用いて抽出レプリカ法で析出物（炭・窒化物）の評価を行った。このとき、倍率：３万倍で任意の領域（４．６７μｍ×３．６７μｍ）について、円相当直径が５０μｍ以上である析出物について、ＥＸＤによって組成分析を行い、ＣｒとＭｏの合計含有量が５０％以上である析出物の個数を測定した。また、測定は、１３視野について行い、その平均値を求めた。
【００５２】
得られた溶接金属中の合金成分を下記表５、６に、上記試験結果を下記表７、８に夫々示す。尚、引張試験についての基準は、１．２５％Ｃｒ−０．５％Ｍｏ系：５６０〜６９０ＭＰａ、２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ系：６２０〜７６０ＭＰａを合格と判断した。またシャルピー衝撃試験については吸収エネルギー（ｖＥ−１８℃）が５５Ｊ以上のものを合格と判断した。
【００５３】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
これらの結果から、次のように考察できる。本発明で規定する要件を満足するＮｏ．１，２，６〜１８のものでは、フェライトバンドの生成が抑制されると共に、良好な靭性が達成されていることがわかる。これに対して、Ｎｏ．３〜５，１９〜３５のものでは、発明で規定するいずれかの要件を満足しないものであり、溶接金属のいずれかの特性が劣化していることが分かる。
【００５８】
例えば、Ｎｏ．３のものでは、シールドガスにおけるＣＯ２割合の変化によって固溶Ｔｉ量が変化し、Ｃｒ，Ｍｏ炭・窒化物が変化した結果、靭性が劣化している。また、Ｎｏ．４のものでは、Ｎｏ．２のものに比べてワイヤ中のＭｇ（脱酸剤）の量を多くしたので（表２）、溶接金属成分が同様のものでもＣｒ−Ｍｏ系炭・窒化物の析出が低下し、靭性が劣化している。Ｎｏ．５のものでは、溶接金属中のＮ含有量が低くなっているので、Ｃｒ−Ｍｏ系炭・窒化物が析出せず、フェライトバンドが発生すると共に、靭性が劣化している。その他、Ｎｏ．１９〜３５のものでは、化学成分組成が発明で規定する範囲若しくは好ましい範囲を外れているので、溶接金属のいずれかの特性が劣化していることが分かる（表８）。
【００５９】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、長時間で高温のＳＲ処理を受けてもフェライトバンドが発生しにくく、且つ良好な靭性が得られる低合金耐熱鋼用溶接金属が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接時における開先形状を模式的に示した説明図である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a weld metal for low-alloy heat-resistant steel used in various plants such as nuclear power plants, thermal power plants and petroleum refining, and particularly to ferrite even after a long-time high-temperature heat treatment (stress relaxation treatment) after welding. The present invention relates to a weld metal for low-alloy heat-resisting steel, which can minimize the occurrence of bands, does not decrease tensile strength, and has good toughness.
[0002]
[Prior art]
As a material used in the above-mentioned various plants, low alloy heat-resistant steel is widely used in consideration of its required characteristics. Further, when used in the above applications, the heat-resistant steel is required to have excellent high-temperature strength and toughness.
[0003]
By the way, the above-mentioned various plants are constructed by welding. When such welding is performed, in order to remove the stress remaining inside the weld metal part, a stress relaxation treatment at a high temperature (hereinafter, referred to as a “relaxation treatment”). In general, the “SR process” may be performed. By such SR processing, removal of residual stress and hydrogen in the weld metal part and the base metal, and improvement of mechanical properties are performed.
[0004]
However, the low-alloy heat-resistant weld metal obtained so far has a problem that a ferrite band is easily generated in the weld metal when subjected to a long SR treatment. The ferrite band has a band-like structure in which coarse ferrite is locally generated. When such a structure is formed, the tensile strength of the weld metal decreases.
[0005]
As a technique for suppressing the formation of a ferrite band, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-30092 discloses a technique in which Nb and V are added to a flux cored wire for arc welding to suppress the movement of carbon into a weld metal. Techniques for suppressing the formation of ferrite bands have been proposed. However, the inclusion of Nb or V in the weld metal has a problem that the toughness of the weld metal is rather deteriorated.
[0006]
On the other hand, as a technique for increasing the toughness of a weld metal, for example, Japanese Patent Publication No. 62-19959 proposes to improve the toughness of a weld metal by increasing the N content in a welding wire. Japanese Patent Publication No. 3-3558 discloses that suppressing the Ti content in the weld metal to 0.035% or less is effective for improving toughness.
[0007]
However, even with these techniques, it cannot be said that sufficient toughness has been achieved in the weld metal. Further, since no measures are taken against the ferrite band, there is a problem that a relatively large amount of the ferrite band is easily generated when the above SR treatment is performed, and the tensile strength is lowered.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made under such circumstances, and an object of the present invention is to provide a low-alloy heat-resistant steel welding method in which a ferrite band is hardly generated even when subjected to high-temperature SR treatment for a long time and good toughness is obtained. To provide metal.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The weld metal for low-alloy heat-resistant steel according to the present invention, which can solve the above problems, includes: C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.30 to 0.30%. 1.5%, Cr: 0.8 to 3.0%, Mo: 0.3 to 2.0%, B: 0.0005 to 0.020%, N: 0.006 to 0.030%, and Ti : More than 0.035 to 0.15%, and V: 0.03% or less (including 0%) and Nb: 0.01% or less (including 0%), respectively. After the stress relaxation heat treatment after welding, 2 × 10 precipitates having a circle equivalent diameter of 50 nm or more and a total content of Cr and Mo of 50% by mass or more were obtained.5Pieces / mm2There is a gist in the point that the above exists.
[0010]
The “equivalent circle diameter” is a value obtained by calculating the diameter of a circle assumed to have the same area, paying attention to the size of the precipitate, and is obtained on an observation surface of a transmission electron microscope by an extraction replica method. It is a precipitate observed in the above.
[0011]
In the weld metal of the present invention, it is preferable that YH defined by the following equation (1) satisfies YH ≧ 0.0.
[0012]
YH = 38.5-4790. [Nb] -3.59. [Ti] / [N] +91.5. [B] / [N] ... (1)
Here, [Nb], [Ti], [N] and [B] indicate the contents (% by mass) of Nb, Ti, N and B, respectively.
If necessary, the weld metal of the present invention contains (a) Ni: 0.4% or less (including 0%), (b) Al: 0.05% or less (including 0%), (c) P: It is also preferable to suppress the content to 0.020% or less (including 0%), S: 0.020% or less (including 0%), and (d) O: 0.070% or less (including 0%). The properties of the weld metal are further improved depending on the type of component to be performed.
[0013]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Heretofore, it has been considered that the addition of Nb or V is effective as a means for suppressing the formation of a ferrite band. However, the addition of these elements would rather deteriorate the toughness of the weld metal. That is, in the prior art, it was difficult to achieve both suppression of ferrite band generation in the weld metal and improvement of toughness. Therefore, the present inventors have studied from various angles the mechanism of forming a ferrite band, the mechanism of suppressing the formation of a ferrite band by adding Nb or V, and the mechanism of deteriorating the toughness of a weld metal.
[0014]
As a result, using the change in the C activity due to the segregation of Cr as the driving force, C moves from the negatively segregated portion of Cr to the positively segregated portion during SR processing, and the carbide in the negatively segregated portion of Cr is reduced, and the grain boundary is reduced. It was clarified that the grain growth was caused by the weakening of the pinning force, thereby producing a ferrite band. In addition, when Nb or V is added, fine compounds stable and stable with respect to the C activity are precipitated during the SR treatment, so that it becomes possible to pin the grain boundaries and suppress the formation of ferrite bands. did.
[0015]
The compound precipitated at this time is NaCl-type carbide, nitride or carbonitride (for example, V carbide, V nitride, V carbonitride, Nb carbide, Nb nitride, Nb carbonitride) and the like ( Hereinafter, these may be collectively referred to as an MX-type compound.) It has also been found that this MX-type compound causes coherent precipitation with the matrix, thereby deteriorating toughness. It was also found that when Ti was contained, this Ti also played a major role as a constituent element of the MX-type compound. This Ti is, for example, TiO in the flux2In addition to forming Ti oxides in the weld metal after welding, they remain as solid solution Ti, so that they are included in the MX compound together with Nb and V and precipitate.
[0016]
Based on the above findings, the present inventors have found that, in order to suppress the formation of ferrite bands and at the same time to improve the toughness of the weld metal, the MX type compound to be coherently precipitated is reduced, and the stable precipitation with respect to the C activity is performed. The idea was obtained that it was important to deposit a large amount of substances. Further, based on such an idea, the present inventor conducted further studies, and found that instead of the above-mentioned MX-type compound, carbon / nitride (carbide, nitride or carbonitride) mainly composed of Cr and Mo was precipitated. It has been found that both suppression of ferrite band formation and improvement of toughness can be achieved. That is, such a carbon / nitride is relatively large as compared with the MX type compound, and does not undergo coherent precipitation, so that there is little deterioration in toughness. Further, since it is stable against the C activity, pinning can be stably performed even during SR processing. You can.
[0017]
From such a viewpoint, in the weld metal of the present invention, 2 × 10 precipitates having a circle equivalent diameter of 50 nm or more and a total content of Cr and Mo of 50% by mass or more are provided.5Pieces / mm2It is necessary to exist as described above, for the following reasons. Cr and Mo are apt to form a close-packed hexagonal structure (hcp type) carbon / nitride, and have an equivalent circle diameter of 50 nm or more, and are relatively coarse compared to the MX type compound as described above. In addition, it does not deteriorate toughness. In addition, C activity, M23C6Type, M7C3Type and M3It is more stable than precipitates such as C-type and has the effect of pinning the movement of grain boundaries during SR processing and suppressing the formation of ferrite bands.
[0018]
The present inventors have conducted a detailed investigation by energy dispersive X-ray analysis (EDX) and electron diffraction analysis. As a result, when the content of Cr and Mo in the precipitate is 50% by mass or more, the hcp type It was found that it could be identified as carbon / nitride. In addition, the formation of ferrite bands is suppressed by the fact that precipitates of such a size are 2 × 105Pieces / mm2It was found that the effect was not sufficiently exhibited when the content was less than the above. For this reason, in the present invention, in the weld metal after the SR treatment, a precipitate having an equivalent circle diameter of 50 nm or more and a total content of Cr and Mo of 50% by mass or more is 2 × 10 55Pieces / mm2It was specified above.
[0019]
Specific means for precipitating carbon and nitrides of Cr and Mo instead of MX-type compounds include limiting the amount of Nb and V, reducing the solute Ti after welding, Is important. Of these, the content of Nb and V can be reduced by limiting Nb and V in the wire by limiting Nb and V as impurities in the flux. The amount of solid solution Ti is not only the amount of Ti in the flux but also the balance with deoxidizing agents such as Mg, Al, Mn, and Si, the welding conditions such as the shield gas component and the arc length, and the N amount. Is determined by the balance of these factors. That is, by taking into account workability during welding, parts, and the like, finally increasing the N content while sufficiently suppressing the amount of solute Ti in the weld metal after welding, Cr, instead of the MX type compound, Carbon / nitride mainly composed of Mo can be deposited.
[0020]
According to the studies made by the present inventors, it has been found that it is effective to add an appropriate amount of B to achieve high toughness of the weld metal. This B suppresses the generation of a coarse structure from the old γ grain boundary as free B, and effectively acts to increase the toughness. Further, when the N content is increased, B is fixed to N as BN, so that the effect of improving toughness due to the addition of B may be reduced. From these facts, it has been found that it is effective to appropriately adjust the balance between Ti, N and B.
[0021]
In the present invention, the composition of the weld metal also needs to be appropriately controlled, but the reasons for limiting the ranges of the basic components C, Si, Mn, Cr, Mo, N, B, Ti, V and Nb are as follows. .
[0022]
C: 0.01 to 0.20%
C has a significant effect on quench hardening properties and is an important element for securing room temperature and high temperature strength and toughness. In order to exert such effects, the C content needs to be 0.01% or more. However, if the C content is excessive and exceeds 0.20%, the strength becomes too high, and the toughness is reduced. It decreases significantly. Therefore, the C content in the weld metal is set to 0.01 to 0.20%. The preferred lower limit of the C content is 0.03%, and the preferred upper limit is 0.12%.
[0023]
Si: 0.05 to 1.0%
Si functions as a deoxidizing agent and has an effect of controlling the amount of oxygen in the weld metal. In order to exert such effects, the Si content needs to be 0.05% or more. However, if the Si content becomes excessive and exceeds 1.0%, TiO2Excessive reduction of Ti increases the amount of solute Ti, lowers toughness and lowers temper embrittlement resistance. Note that a preferable lower limit of the Si content is 0.2%, and a preferable upper limit is 0.6%.
[0024]
Mn: 0.30-1.5%
Mn has the effect of improving the high-temperature strength and toughness of the weld metal as in C. Also, it exerts an effect of controlling the amount of oxygen in the weld metal. In order to exert these effects, the Mn content needs to be 0.30% or more. However, if the Mn content becomes excessive and exceeds 1.5%, the strength becomes too high and The amount of solid solution Ti increases, and the toughness is rather lowered. Therefore, the Mn content in the weld metal is set to 0.30 to 1.5%. The preferred lower limit of the Mn content is 0.75%, and the preferred upper limit is 1.2%.
[0025]
Cr: 0.8 to 3.0%, Mo: 0.30 to 2.0%
Cr and Mo are main components of the low-alloy heat-resistant steel, and have an effect of improving the tensile strength of the weld metal. In particular, Mo has an effect of increasing the tempering softening resistance of the weld metal and suppressing a decrease in tensile strength due to the SR treatment. The amounts of Cr and Mo to be added are appropriately adjusted according to the type (chemical composition) of the workpiece. In order to exhibit such effects, it is necessary to contain Cr at 0.8% or more and Mo at 0.30% or more. However, the contents become excessive and 3.0% for Cr and 2.0% for Mo. If it exceeds 0%, the tensile strength becomes excessive and the toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, it is necessary that the Cr content in the weld metal be 0.8 to 3.0% and the Mo content be 0.30 to 2.0%. Note that a preferable upper limit of the Cr content is 2.6%, and a preferable upper limit of Mo is 1.6%.
[0026]
B: 0.0005 to 0.020%
B exerts an effect of improving the toughness by refining the microstructure of the weld metal, but if the content is less than 0.0005%, such an effect is not exhibited. However, if the B content is excessive and exceeds 0.020%, hot cracking will be caused. Note that a preferable lower limit of the B content is 0.002%, and a preferable upper limit is 0.01%.
[0027]
N: 0.006 to 0.030%
N is an element effective for improving toughness by bonding with Ti during welding to reduce solid solution Ti. In addition, it produces carbon and nitride (nitride and carbonitride) with Cr and Mo during the SR treatment, and exhibits an effect of suppressing the formation of a ferrite band. In order to exert such an effect, the N content needs to be 0.006% or more. However, if the N content is excessive and exceeds 0.030%, the cause of blowholes and slag peeling property deterioration is caused. It becomes. The preferred lower limit of the N content is 0.007%, and the preferred upper limit is 0.013%.
[0028]
Ti: more than 0.035 to 0.15%
Ti is a main element of the slag forming agent, acts also as an arc stabilizer at the time of welding, and is preferably as much as possible from the viewpoint of welding workability. Further, Ti becomes a Ti oxide in the weld metal, and also exerts an effect of making the structure of the weld metal fine. In order to exert such effects, it is necessary to contain more than 0.035%. However, if the content is excessive and exceeds 0.15%, the amount of solid solution Ti becomes too large, and the toughness is deteriorated. Note that a preferable lower limit of the Ti content is 0.04%, a more preferable lower limit is 0.06%, a preferable upper limit is 0.12%, and a more preferable upper limit is 0.1%.
[0029]
V: 0.03% or less (including 0%), Nb: 0.01% or less (including 0%)
V and Nb combine with C and N together with solid-solution Ti during SR processing to form fine carbon / nitride (that is, MX-type compound) and significantly deteriorate toughness. From such a viewpoint, it is necessary to suppress V to 0.03% or less and Nb to 0.01% or less. Note that a more preferred upper limit of the V content is 0.02%, further preferably 0.01% or less, and a more preferred upper limit of the Nb content is 0.006%, more preferably The content is preferably set to 0.004% or less.
[0030]
The basic components of the weld metal of the present invention are as described above, and the balance is substantially composed of Fe. If necessary, (a) Ni: 0.4% or less (including 0%), (b) ) Al: 0.05% or less (including 0%), (c) P: 0.020% or less (including 0%) and S: 0.020% or less (including 0%), (d) O : 0.070% or less (including 0%) is also preferable, and the characteristics of the weld metal are further improved according to the type of the component to be suppressed. The reasons for limiting the ranges of these components are as follows. It should be noted that “substantially Fe” may include, in addition to Fe, a trace component (permissible component) that does not impair its properties. The permissible component is, for example, included in minerals used in fluxes. Rare earth elements (La, Ce, etc.), elements such as Li, Na, K, Ba, Mg, Ca and the like, and impurities such as Zr, Cu and the like, particularly unavoidable impurities.
[0031]
Ni: 0.4% or less (including 0%)
Ni promotes tempering embrittlement, and such a phenomenon occurs remarkably when the Ni content in the weld metal exceeds 0.40%. For this reason, the content of Ni is preferably suppressed to 0.4% or less. More preferably, the content is 0.1% or less.
[0032]
Al: 0.05% or less (including 0%)
Al is a strong deoxidizing element, significantly increasing the amount of solid solution Ti and lowering toughness. Therefore, it is preferable to suppress the Al content in the weld metal to 0.05% or less. More preferably, the content is controlled to 0.010% or less, and further preferably 0.0050% or less.
[0033]
P: 0.020% or less (including 0%), S: 0.020% or less (including 0%)
P and S are elements that segregate at the grain boundaries to lower the grain boundary strength. If these contents exceed 0.20%, the toughness is deteriorated and the tempering embrittlement resistance is reduced. For these reasons, it is preferable that both P and S in the weld metal be suppressed to 0.020% or less. It is more preferable that each of them is suppressed to 0.010% or less, further preferably 0.005% or less.
[0034]
O: 0.070% or less (including 0%)
If the O content in the weld metal is excessive, the toughness of the weld metal becomes unstable. From such a viewpoint, it is preferable that the O content in the weld metal be suppressed to 0.070% or less. It is more preferably controlled to 0.060% or less, further preferably 0.050% or less.
[0035]
In the weld metal of the present invention, it is preferable that YH defined by the following equation (1) satisfies YH ≧ 0.0.
[0036]
YH = 38.5-4790. [Nb] -3.59. [Ti] / [N] +91.5. [B] / [N] ... (1)
Here, [Nb], [Ti], [N] and [B] indicate the contents (% by mass) of Nb, Ti, N and B, respectively.
That is, YH defined by the above formula (1) can be a parameter for securing free B and suppressing a coarse structure, and for suppressing precipitation of a fine MX type compound. When the value is 0.0 or more, securing of free B and suppression of precipitation of the MX type compound become sufficient, and a high toughness weld metal is formed. On the other hand, when the value of YH is less than 0.0, securing of free B and suppression of precipitation of the MX type compound become insufficient, resulting in low toughness.
[0037]
In the weld metal of the present invention, the interaction between Ti, B, and N contained as described above greatly affects toughness. The mechanism of the effect of these elements on toughness can be considered as follows. First, Ti will remain in the weld metal as an oxide or solid solution Ti when the weld metal solidifies. Of these, solid solution Ti is combined with N immediately after solidification to form TiN. At this time, as the N content increases, TiN is generated and the amount of solid solution Ti decreases. This solute Ti precipitates as an MX-type compound after the SR treatment, and thus causes deterioration of toughness. Therefore, the more the TiN is precipitated, the more the toughness of the weld metal is improved.
[0038]
On the other hand, after the precipitation of TiN is completed, the solid solution N not bonded to Ti is bonded to free B in a temperature range of 1000 to 800 ° C and is precipitated as BN. At this time, as the N content increases, the amount of BN increases and free B decreases. As described above, this free B has an effect of suppressing the formation of a coarse structure from the γ grain boundary. Therefore, when a large amount of BN precipitates and the amount of free B decreases, a coarse structure is easily generated, and thus the toughness is deteriorated. Will do. Therefore, as the ratio of Ti to N increases, the toughness deteriorates. On the contrary, as the ratio of B to N increases, the toughness improves. Further, when Nb is present, not only increases the amount of precipitation as a constituent element of the MX-type compound precipitated after the SR treatment, but also tends to make the MX-type compound fine, so that Nb acts in the direction of deteriorating the toughness. Based on these findings, in order to skillfully adjust the interrelationship between these elements, toughness and multiple regression analysis of Ti / N, B / N and Nb were used to define the above-mentioned relationship of YH, and to determine the value of YH. Was 0.0 or more, the toughness could be further improved. The value of YH is preferably at least 0.0 or more, more preferably 20 or more, and even more preferably 40 or more.
[0039]
As described above, in the present invention, the properties of the weld metal are improved by appropriately controlling the chemical composition of the weld metal and the form of a predetermined carbon / nitride. In addition to the welding wire composition, welding conditions such as welding current, welding voltage and wire protrusion length, as well as the base metal composition and groove shape, are affected by the welding conditions, and the welding conditions vary depending on the wire composition. Things. Therefore, the range of the wire composition, welding conditions, base metal composition, and the like for obtaining the weld metal composition of the present invention is not unconditionally determined. In short, these are combined to obtain the weld metal specified in the present invention. Thus, the object of the present invention can be achieved.
[0040]
The welding method for forming the weld metal in the present invention is not particularly limited. In addition to the gas shielded arc welding method (FCAW) using a flux-cored wire shown in Examples described later, a covered arc welding method (SMAW), Any of welding methods such as TIG welding, submerged arc welding (SAW), and gas shielded arc welding (MAG, MIG) can be applied. The base metal to which the weld metal of the present invention is applied is not particularly limited as long as it is a low-alloy heat-resistant steel. For example, ASTM @ A387-Gr. 11 and Gr. 22 and the like.
[0041]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.However, the following examples are not intended to limit the present invention, and any of the design and modification in the spirit of the above and below is not a technical limitation of the present invention. It is included in the range.
[0042]
【Example】
Example 1
Various flux cored wires (W1 to 35) shown in Tables 3 and 4 below were prepared using a steel sheath having the chemical components shown in Table 1 below and a flux having the chemical components shown in Table 2 below.
[0043]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
[Table 4]
Using the above flux cored wire, arc welding was performed under the following welding conditions. At this time, ASTM @ A387-Gr. Was used as a welding base material (test piece). 11 Cl. 2 (1.25Cr-0.5Mo system) and A387-Gr. 22 @ Cl. 2 (2.25Cr-0.5Mo type) having a thickness of 20 mm, a width of 240 mm and a length of 300 mm was used. The groove shape at this time is schematically shown in FIG.
[0048]
(Welding conditions)
Welding current: 270 A (DCEP)
Arc voltage: 27-32V
Welding speed: 25 to 30 cm / mim
Welding position: Downward
Preheating and interpass temperature: 175 ± 15 ° C
Thereafter, the test piece was subjected to SR treatment (heating at 690 ° C. for 1 hour, followed by furnace cooling), and a tensile test piece (JIS Z3111 A1) and a Charpy impact test piece (JIS Z31114) at the weld metal portion were obtained. Samples were taken and tested according to each standard. At this time, the Charpy impact value is the absorption energy at -18 ° C (vE-18° C). In both tests, the average value when three test pieces were sampled and tested were measured.
[0049]
The occurrence of a ferrite band was evaluated after SR treatment under the following conditions. At the same time, the precipitate was evaluated using a transmission electron microscope after performing SR processing on the final pass portion of the weld metal (under the following conditions). In these evaluations, the SR processing conditions were changed from those in the case of the tensile test or the Charpy impact in order to more strictly evaluate the occurrence of ferrite bands.
[0050]
(Evaluation of ferrite band generation)
(1) SR processing conditions
1.25% Cr-0.5% Mo system: 690 ° C x 9.5 hours, furnace cooling
2.25% Cr-1% Mo system: 690 ° C x 15.3 hours, furnace cooling
(2) Evaluation method
Six sections of each of the weld metals after the above-mentioned SR processing were observed at equal intervals in the direction of the weld line with respect to the section perpendicular to the direction of the weld line. At this time, each was polished and etched (using nital), and then observed with an optical microscope. Then, those in which no ferrite band was generated in all sections were evaluated as “、”, and those in which generation was recognized even a little were evaluated as “x”.
[0051]
(Evaluation of precipitate)
(1) SR processing conditions
1.25% Cr-0.5% Mo system: 690 ° C x 9.5 hours, furnace cooling
2.25% Cr-1% Mo system: 690 ° C x 15.3 hours, furnace cooling
(2) Evaluation method
With respect to the final pass portion of the weld metal after the SR treatment, the precipitate (charcoal / nitride) was evaluated by an extraction replica method using a transmission microscope. At this time, composition analysis was performed by EXD on a precipitate having an equivalent circle diameter of 50 μm or more in an arbitrary region (4.67 μm × 3.67 μm) at a magnification of 30,000 ×, and the total content of Cr and Mo was The number of precipitates that were 50% or more was measured. The measurement was performed for 13 visual fields, and the average value was obtained.
[0052]
The alloy components in the obtained weld metal are shown in Tables 5 and 6 below, and the test results are shown in Tables 7 and 8 below. The criteria for the tensile test were determined to be 1.25% Cr-0.5% Mo-based: 560-690MPa, 2.25% Cr-1% Mo-based: 620-760MPa. For the Charpy impact test, the absorbed energy (vE-18(° C) was 55 J or more.
[0053]
[Table 5]
[Table 6]
[Table 7]
[Table 8]
From these results, the following can be considered. No. satisfying the requirements defined in the present invention. In the case of 1, 2, 6 to 18, it can be seen that the formation of ferrite bands is suppressed and good toughness is achieved. On the other hand, no. Samples of 3 to 5, 19 to 35 do not satisfy any of the requirements specified in the invention, and it can be seen that any of the characteristics of the weld metal is deteriorated.
[0058]
For example, no. In the case of No. 3, CO in shielding gas2As a result of a change in the amount of solid solution Ti due to a change in the ratio and a change in Cr, Mo carbon and nitride, the toughness is deteriorated. No. In the case of No. 4, Since the amount of Mg (deoxidizing agent) in the wire was increased as compared with the case of No. 2 (Table 2), even if the weld metal component was the same, the precipitation of Cr-Mo based carbon / nitride was reduced, and the toughness was low. Has deteriorated. No. In the case of No. 5, since the N content in the weld metal was low, no Cr-Mo-based carbon / nitride was precipitated, a ferrite band was generated, and the toughness was deteriorated. In addition, No. In the case of 19 to 35, since the chemical component composition is out of the range specified in the invention or the preferable range, it can be seen that any property of the weld metal is deteriorated (Table 8).
[0059]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and a weld metal for low-alloy heat-resistant steel, which hardly generates a ferrite band even when subjected to a high-temperature SR treatment for a long time and has good toughness, can be realized.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory view schematically showing a groove shape at the time of welding.
Claims (6)
ＹＨ＝３８．５−４７９０・［Ｎｂ］−３．５９・［Ｔｉ］／［Ｎ］＋９１．５・［Ｂ］／［Ｎ］…（１）
但し、［Ｎｂ］，［Ｔｉ］，［Ｎ］および［Ｂ］は、夫々Ｎｂ，Ｔｉ，ＮおよびＢの含有量（質量％）を示す2. The weld metal for low alloy heat resistant steel according to claim 1, wherein YH defined by the following formula (1) satisfies YH ≧ 0.0.
YH = 38.5-4790. [Nb] -3.59. [Ti] / [N] +91.5. [B] / [N] (1)
Here, [Nb], [Ti], [N] and [B] indicate the contents (% by mass) of Nb, Ti, N and B, respectively.
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2002254816A JP3842707B2 (en) | 2002-08-30 | 2002-08-30 | Weld metal for low alloy heat resistant steel |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP2002254816A JP3842707B2 (en) | 2002-08-30 | 2002-08-30 | Weld metal for low alloy heat resistant steel |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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|---|---|---|---|---|
| US7597841B2 (en) | 2006-04-26 | 2009-10-06 | Kobe Steel, Ltd. | Weld metal excellent in toughness and SR cracking resistance |
| JP2008221241A (en) * | 2007-03-08 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | Solid wire for carbon dioxide gas-shielded arc welding |
| JP2008302406A (en) * | 2007-06-08 | 2008-12-18 | Kobe Steel Ltd | Solid wire for carbon dioxide gas-shielded arc welding |
| JP2016526486A (en) * | 2013-07-08 | 2016-09-05 | リンカーン グローバル，インコーポレイテッド | High fracture toughness welds on thick workpieces |
| CN106170575A (en) * | 2014-04-17 | 2016-11-30 | 株式会社神户制钢所 | Intensity, toughness and the welding metal of the anti-thread breakage excellence of resistance to SR |
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