NO336433B1 - Elektronstrålesveiset skjøt (sveisesøm) med utmerket sprøbruddmotstand - Google Patents

Description

Det tekniske området

Den foreliggende oppfinnelse vedrører en elektronstrålesveiset skjøt (sveisesøm) med utmerket sprøbruddmotstand av en sveiset struktur, spesielt en sveiset struktur bestående av buttsveisede stålplater med en platetykkelse på over 50 mm.

Bakgrunnsteknikk

Det foreligger et ekstremt høyt behov innenfor verdenssamfunnet for å slippe avhengighet av olje og annen fossil brenselsenergi og anvende bærerkraftig naturlig energi. Vindkraftgenereringssystemer med store dimensjoner blir følgelig spredt rundt hele verden.

Regionene mest egnet for vindkraftgenerering er regioner hvor kontinuerlig sterke vinder kan forventes. Offshore vindkraftgenerering realiseres også i en global målestokk. For konstruksjon av vindkrafttårn offshore må understelldelene av tårnene drives inn i grunnen som utgjør sjøbunnen. For å sikre tilstrekkelig høyde av turbinbladene i vindkrafttårnene fra overflaten av vannet må understelldelene også ha tilstrekkelige lengder.

Av denne grunn er understelldelene av vindkrafttårnene rørkonstruksjoner med platetykkelser på omtrent 100 mm og store tverrsnitt med diametre på omtrent 4 m. De totale høyder av tårnene kan nå så høyt som 80 m eller mer. Sammenstilling av slike gigantstrukturer på kysten nær byggeplassene på enkel og effektiv måte ved sveising etterstrebes derfor.

På den ovennevnte måte har det oppstått et aldri tidligere sett behov for sveising av ekstremt tykke stålplater med en platetykkelse på så mye som 100 mm ved hjelp av en høy effektivitet på stedet.

Generelt er elektronstrålesveisemetoden en sveisemetode som muliggjør effektiv sveising ved hjelp av en høydensitet, høyenergi stråle, men det er nødvendig å gjennomføre sveisingen i et vakuumkammer under opprettholdelse av en høy vakuumtilstand, slik at hittil har størrelsen av de sveisbare stålplater vært begrenset.

I motsetning til dette har som en sveisemetode som muliggjør effektiv på stedet sveising av ekstremt tykke stålplater med en platetykkelse på omtrent 100 mm, redusert trykk elektronstrålesveising RPEBWfreduced pressure electron beam welding") blitt utviklet og foreslått ved hjelp av Welding Institute of Great Britain (se WO 99/16101).

Ved å anvende denne RPEBW metode endog ved sveising av strukturer med store dimensjoner som f.eks. vindkrafttårn, er det forventet å bli mulig lokalt å redusere trykket av og effektivt sveise nettopp de deler som skal sveises.

På den annen side, med denne RPEBW metode, gjennomføres imidlertid sveisingen i en tilstand med en redusert grad av vakuum sammenlignet med fremgangsmåten for sveising i et vakuumkammer, slik at det nye problem har oppstått med å sikre seigheten av den smeltede metalldel som var smeltet ved hjelp av elektronstrålen og deretter størknet (i det følgende referert til som sveisemetallet WM ("weld metal") blitt vanskelig.

For å håndtere dette problem har sveiseoverflatene blitt foret med ark av Ni eller annet innsatsmetall og deretter gjennomføre elektronstrålesveisingen ved å gjøre innholdet av sveismetall WM 0,1 til 4,5 % og forbedre Charpy slagseighetsverdien og andre seighetsverdier av sveismetallet som kjent fra japansk patentpublikasjon (A) 3-248783 etc.

Ved å anvende RPEBW metoden for sveising vil imidlertid med denne metode Ni og andre elementer i innsats-metallet ikke dispergeres jevnt til den varmepåvirkede sone. De vil snarere øke forskjellen i hardhet mellom sveismetallet og den varmepåvirkede sone ("heat affected zone") (i det følgende referert til som "HAZ"). Derfor oppstod uheldigvis problemet med en stor variasjon i seigheten av den varmepåvirkede sone HAZ.

Generelt, som en indikator for kvantitativ evaluering av sikkerheten av en sveiset struktur, er fraktur seighetsverdien ("fracture toughness value") 8c basert på frakturdynamikk funnet ved hjelp av en sprekkspiss åpningsforskyvning CTOD ("crack tip opening displacement") test kjent. En sveiset skjøt oppnådd ved sveising ved hjelp av den konvensjonelle RPEBW metode har en stor variasjon i seigheten av den varmepåvirkede sone slik at det var vanskelig å sikre en tilstrekkelig frakturseighetsverdi 8c.

På den annen side, for å sikre frakturseighetsverdien Kc i en elektrogass sveiset skjøt eller annen sveiset skjøt med stor varmetilførsel, er fremgangsmåten for å kontrollere hardhetsforholdet mellom sveismetallet WM og understellgrunnmaterialet BM til 110 % eller mindre for å forbedre frakturseigheten Kc av grensesonen (i det følgende også referert til som smeltelinjen FL) ("fusion line") mellom sveismetallet og understellmaterialet er beskrevet i japansk patentpublikasjon (A) 2005-144552.

Å sikre frakturseighetsverdien 8c av den elektronstrålesveisede skjøt krever imidlertid at både grensesonen FL og sveismetallet blir tilfredsstillende med hensyn til frakturseighetsverdien 8c. Hvis på den samme måte som med en sveiset skjøt med stor varmetilførsel hardheten av understellmaterialet er redusert til 110 % eller mindre, vil det problem oppstå at frakturseighetsverdien av sveismetallet ved den elektronstrålesveisede skjøt ikke vil kunne sikres.

Videre er elektronstrålesveisemetoden en metode for å anvende energien av en elektronstråle for først å smelte, størkne og deretter sveise understellmaterialet i sveissonen. Det er vanskelig å kontrollere hardheten av sveismetallet WM, frakturseighetsverdien 8c, og andre karakteristikker ved sveisetråden etc. så lett som i likhet med elektrogassveising eller annen lysbuesveising med stor varmetilførsel.

NO 323347 B1 beskriver en sveiset stålstruktur som har en strekkfasthet som ikke er lavere enn 900 MPa og som har utmerket motstandsdyktighet ved lave temperaturer.

JP 2002003984 A beskriver en struktur med en laser- eller elektronstrålesveiset skjøt som har utmerket utmattingsstyrke og dens fremstillingsmetode som anvendes på en plate med en tykkelse på 10 til 50 med mer. Basismaterialet omfatter 0.005-0.15% C, 0.01-0.8% Si, 0.2-2.0% Mn, 0.001-0.2% Al, <=0.02%N, <=0.01%P og <=0.01%S.

Beskrivelse av oppfinnelsen

I betrakting av den ovennevnte tidligere teknikk har den foreliggende oppfinnelse som sitt formål å tilveiebringe et middel for å forbedre frakturseighetsverdien 8c av både sveismetallet (WM) ved en elektronstrålesveiset skjøt og grensesjiktet FL (mellom sveismetallet, ved hvilket den lokale spenning spesielt øker, og den varmepåvirkede sone og stabilt å forbedre frakturseigheten av den sveisede skjøt.

Oppfinnerne undersøkte de mekaniske egenskaper av understellmaterialet og den sveisede skjøt for å oppnå dette formål. Som et resultat oppdaget de at på grunn av nærværet av innsatsmaterialet anvendt for å forbedre seigheten av sveismetallet, steg styrken eller hardheten av sveismetallet og ble bemerkelsesverdig høyere enn endog styrken eller hardheten av understellgrunnmaterialet, slik at lokal spenning økte nær grensesjiktet med den varmepåvirkede sone (HAZ) i kontakt med sveismetallet og derfor frakturseighetsverdien 8c av grensesonen FL falt.

Basert på denne oppdagelse utviklet oppfinnerne den foreliggende oppfinnelse som en ny skjøtdesignteknologi som førte til en sveiset skjøt som var i stand til å hindre et fall i skjøtseighet ved overtiI pasning og i stand til å sikre utmerket seighet stabilt i elektronstrålesveising av høyfast tykk stålplate med en teknisk strekkgrense YS av 355 MPa klassen eller mer og en platetykkelse på over 50 mm (foretrukket mer enn 50 mm til 100 mm eller så).

Foreliggende oppfinnelse tilveiebringer en elektronstrålesveiset skjøt (sveisesøm) med utmerket sprøbruddmotstand i en buttsveiset skjøt i en sveiset struktur, hvori en hardhet av et sveismetall er over 110 % til 220 % av en hardhet av et grunnmateriale og at bredden av sveismetallet er 20 % eller mindre av en platetykkelse av grunnmaterialet, hvori den nevnte elektronstrålesveisede skjøt er kjennetegnet ved at den som et grunnmateriale inneholder i masse%, C: 0,02 til

0,2 %, Mn: 0,8 til 3,5 %, S: 0,0005 til 0,0025 %, Al: mindre enn 0,02 %, og Ti: 0,01 til 0,05 %, ved bruk av et stålmateriale med en Pcm verdi uttrykt ved den følgende formel (a) 0,12 % til 0,5 % materiale med en mengde O inneholdt i sveismetallet i den sveisede skjøt på 20 ppm eller mer, og som på lignende måte har en mengde oksider med en kornstørrelse på 2,0 um eller mer i et antall på 10/mm<2>eller mindre:

den nevnte sveisede struktur omfatter høyfaste stålplater med en platetykkelse på over 50 mm som er buttsveiset til hverandre.

En elektronstrålesveiset skjøt som angitt i ovenfor, hvor den elektronstrålesveisede skjøt erkarakterisert vedat en mengde av Ti oksider har en kornstørrelse på 0,1 um til mindre enn 2,0 um er 30 til 600/mm<2>.

Ifølge den foreliggende oppfinnelse er det mulig å danne en sveiset skjøt med en tilstrekkelig høy frakturseighetsverdi 8c ved elektronstrålesveising av høyfaste stålplater med en teknisk strekkgrense YS av 355 MPa klassen og en platetykkelse på over 50 mm.

Videre, endog i tilfellet av at det ikke anvendes et innsatsmetall, er det mulig på pålitelig måte å oppnå formålet for den foreliggende oppfinnelse i samsvar med Ni innholdet av grunnmaterialet.

Kort beskrivelse av tegningene

Fig. 1 er et riss som viser effekten av hardhetene av sveismetallet (WM) og grunnmaterialet på 8c verdiene av sveismetallet og den varmepåvirkede sone-grensesjiktet HAZ-FL. Fig. 2 er et riss som viser effektene av hardhetsforholdet mellom sveismetallet og grunnmaterialet og y kornstørrelsen på forholdet av HAZ mykningsbredde og sprekkspiss åpningsforskyvnings CTOD ("crack tip opening displacement") verdiene av HAZ-FL. Fig. 3 er et riss som viser et eksempel på resultatene av analyse ved hjelp av elementmetoden FEM ("3D finite element method") av sprekkåpningsspenningsfordelingen ved forskjellige posisjoner separert fra skårspissen i sprekkforplantningsretningen ved å tilveiebringe skår ved grensesjiktet (FL) av sveismetallet (WM) og den varmepåvirkede sone (HAZ) og ved den varmepåvirkede sone (HAZ) i prøvestykker med en platetykkelse på 70 mm og CTOD (sprekkspissåpningsforskyvning) ved skårspissene blir 0,05 mm. Fig. 4 er et riss som viser resultatene av sprekkspissåpningsforskyvnings CTOD tester ved sveising ved hjelp av RPEBW metoden med innsetting av Ni folie ved de buttende deler og uten slik innsetting. Fig. 5 er et riss av endringer i hardhet ved en sveiset skjøt i tilfellet tilsvarende fig. 1. Fig. 6 er et riss som viser forholdet mellom frakturseighetsverdien av sveismetall og antallet oksider med en kornstørrelse på 2,0 um eller mer. Fig. 7 er et riss som viser forholdet mellom mengden av Ni i sveismetallet, forskjellen i mengde av Ni i sveismetallet og grunnmaterialstålplaten og frakturseighetsverdien 8c. Fig. 8 er et riss som viser effektene av Ni innholdet i sveismetallet på frakturseighetsverdien 8c av sveismetallet og grensesjiktet FL, varmepåvirket sone

HAZ.

Detaljert beskrivelse av oppfinnelsen

I en generell elektronstrålesveiset skjøt er det vanskelig å sikre den nødvendige frakturseighet 8c ved sveismetallet dannet ved smelting av del av grunnmaterialet og at dette størkner igjen. Av denne grunn har tidligere metoden vært kjent som innsetting av nikkelfolie eller annet innsatsmetall i sveisefugedelen ved tidspunktet for elektronstrålesveising for å forbedre herdbarheten av sveismetallet og å anvende denne synergieffekt for å sikre frakturseighetsverdien 8c.

Oppfinnerne oppdaget imidlertid at med denne metode vil frakturseighetsverdien 8c av den varmepåvirkede sone HAZ ved den elektronstrålesveisede skjøt, spesielt grensesonen mellom sveismetallet og den varmepåvirkede sone (HAZ) falle sterkt og frakturseighetsverdien 8c av den elektronstrålesveisede skjøt kan ikke sikres tilstrekkelig.

Oppfinnerne fremstilte derfor stålplater med tekniske strekkgrenser YS i 460 MPa klassen, innsatte innsatsmetall med et nikkelinnhold på 4 % i sveisefugene, sveiset disse ved hjelp av elektronstrålesveising, og målte og evaluerte frakturseighetsverdien 8c av de oppnådde sveisede skjøter ved hjelp av sprekkpissåpningsforskyvnings CTOD tester.

Som et resultat av CTOD testene av de sveisede skjøter ble det innsett at sveismetallet fremviste tilstrekkelige høye frakturseighetsverdier 8c på 0,2 mm eller mer, men at grensesonen (FL) mellom sveismetallet WM og den varmepåvirkede sone HAZ fremviste frakturseighetsverdier 8c på ekstremt lave verdier på 0,02 mm eller mindre.

Deretter undersøkte oppfinnerne i detalj punkter med forekomst av frakturer av de sveisede skjøter i CTOD testene. Som et resultat oppdaget de at

(i) frakturene forekom ved grensesonen (smeltelinjen (FL)) av sveismetallet WM og den varmepåvirkede sone (HAZ), og

som et resultat av analyse ved hjelp av 3D elementmetoden ("3D finite element method") av fordelingen av den lokale spenning som danner drivkraften for frakturer i CTOD tester av de sveisede skjøter, at (ii) den lokale spenning av grensesonen FL påvirkes merkbart av hardheten av det tilstøtende sveismetall (WM).

Fig. 3 viser et eksempel på resultatene av analyse ved hjelp av elementmetoden FEM ("3D finite element method") av

sprekkåpningsspenningsfordelingen ved forskjellige posisjoner separert fra skårspissen i sprekkforplantningsretningen når det tilveiebringes skår ved grensesonen (FL) av sveismetallet (WM) og den varmepåvirkede sone (HAZ) og ved den varmepåvirkede sone (HAZ) i prøvestykker med en platetykkelse på 70 mm og når CTOD (sprekkspissåpningsforskyvningen) ved skårspissen blir 0,05 mm.

Fra denne tegning læres at (iii) hvis platetykkelsen blir fra over 50 mm til omtrent 70 mm øker graden av tvangsspenning i platetykkelsesretningen (tvangsspenning) merkbart og hvis styrken av sveismetallet (WM) er høyere enn styrken av grunnmaterialet (BM) eller den varmepåvirkede sone (HAZ) (tilfellet av WM-H) øker den lokale spenning merkbart ved grensesjiktet (FL) av sveismetallet (WM) og den varmepåvirkede sone (HAZ) (i figuren, se □ [WM-H] og ■ [WM-L].

På den annen side, endog selv om styrken av sveismetallet (WM) er høyere enn styrken av grunnmaterialet (BM) eller den varmepåvirkede sone (HAZ) (tilfellet WM-H) øker den lokale spenning ikke ved den varmepåvirkede sone (HAZ) men blir hovedsakelig den samme som i tilfellet av en lav styrke av sveismetallet (WM) tilfellet WM-L).

Fra dette er grunnen til at 8c verdien faller antatt å være at den lokale spenning øker ved grensesonen (FL) av sveismetallet (WM) og den varmepåvirkede sone (HAZ) når styrken av sveismetallet (WM) er høyere enn styrken av grunnmaterialet (BM) eller den varmepåvirkede (HAZ) (tilfellet WM-H).

Dette vil si at som et resultat av den foregående analyse, oppdaget oppfinnerne at (iv) å undertrykke en merkbar økning i den lokale spenning ved grensesonen (FL) av sveismetallet (WM) og den påvirkede sone (HAZ) og å heve 8c verdien, er det nødvendig å gjøre styrken av sveismetallet (WM) så lav som mulig.

Oppfinnerne oppdaget imidlertid at hvis hardheten av sveismetallet reduseres, er det ikke mulig å sikre herdbarheten av sveismetallet (WM), slik at grove ferritter dannes og som et resultat faller sprekkspissåpningsforskyvnings CTOD verdien.

Basert på de ovenstående resultater av analyse endret oppfinnerne derfor hardheten av sveismetallet [Hv (W)] på forskjellige måter, måte, sprekkspissåpningsforskyvningen CTOD verdien 8c av grensesonen (FL) og avsatte 8c verdien mot "hardheten av sveismetallet i [Hv (WM)]/hardheten av grunnmaterialet [Hv (BM)]" og som et resultat, som vist ved hjelp av "•" i fig. 1, ble det oppdaget at hvis hardheten av sveismetallet [Hv (WM)] undertrykkes til 220 % eller mindre av hardheten av grunnmaterialet [Hv (BM)], er det mulig å hindre et fall i frakturseighetsverdien 8c som skyldes økning i den lokale spenning.

Jo høyere da 8c verdien er desto bedre, men i standardene til Det Norske Veritas (DNV) etc. kreves en verdi på omtrent 0,1 til 0,2 mm ved designtemperaturen. Basert på dette ble i den foreliggende oppfinnelse mål 8c verdien bestemt til 0,15 mm eller mer.

Bemerk at i en elektronstrålesveiset skjøt oppnådd ved hjelp av den konvensjonelle metode, er det vanskelig å stabilt sikre en frakturseighetsverdi 8c ved -20 °C på 0,15 mm eller mer.

På denne måte, ved å gjøre hardheten av sveismetallet [Hv (WM)] lavere enn hardheten av grunnmaterialet [Hv (BM)] forbedret 8c av grensesonen FL seg, men hvis redusering av hardheten av sveismetallet [Hv (WM)] reduseres for sterkt, faller 8c verdien av sveismetallet og som et resultat er det ikke mulig å sikre frakturseighetsverdien 8c av den elektronstrålesveisede skjøt.

Oppfinnerne studerte dette og som et resultat oppdaget de, som vist ved O merkingen i fig. 1, at hvis en hardhet av sveismetallet [Hv (WM)] sikres på 110 % eller mer av hardheten av grunnmaterialet [Hv (BM)] sikres, er det mulig å sikre den nødvendige CTOD verdi ved sveismetallet.

Effektene av hardhetsforholdet mellom sveismetallet og grunnmetallet og y kornstørrelsen på forholdet mellom mykningsbredden av den varmepåvirkede sone (HAZ) og sprekkspissåpningsforskyvningen CTOD verdien av grensesonen FL er vist i fig. 2. Jo bredere den varmepåvirkede sone HAZ er, desto mer forbedret vil sprekkspissåpningsforskyvningen CTOD verdien av grensesonen FL gjerne være. Dette er på grunn av at mykningen av den varmepåvirkede sone HAZ bevirker at effektene av styrkepasning lettes. Bredden av den varmepåvirkede sone HAZ er foretrukket 3 mm eller mer.

Videre oppdaget oppfinnerne at fordelingen hvor ingen lokale spenninger forekommer ved grensesonen/smeltelinjen (FL) som kommer i kontakt med sveismetallet styres av hardheten av sveismetallet, men når den "myknede region" i den varmepåvirkede HAZ region som kommer i kontakt med grensesonen FL er stor, vil den lokale spenning av grensesonen FL gjerne minske.

Ifølge resultatene av forsøket vist i fig. 2 jo bredere bredden av den varmepåvirkede sone HAZ er, desto mer iakttas dette dempede fenomen. Hvis sonen er 3 mm eller mer blir dette spesielt merkbart, slik at mykningsbredden av den varmepåvirkede sone HAZ foretrukket gjøres 3 mm eller mer.

Jo lavere hardheten av den varmepåvirkede sone HAZ i sammenligning med hardheten av grunnmaterialet er vil i prinsippet den lokale spenning av grensesonen FL være, men i ifølge oppfinnernes forsøksresultater, ble effekten av reduksjon av den lokale spenning av grensesonen FL klart iakttatt når hardheten av den varmepåvirkede sone HAZ ble 5 % eller mer lavere enn hardheten av grunnmaterialet.

Av denne grunn er det foretrukket å gjøre bredden av regionen av den varmepåvirkede sone HAZ myknet til en hardhet på 95 % eller mindre av hardheten av grunnmaterialet som ikke påvirkes av varmen til 3 mm eller mer.

Videre, hvis bredden av den varmepåvirkede sone HAZ blir 10 mm eller mer vil spenning ha tendens til å konsentrere ved en myknet del, slik at 10 mm eller mindre er foretrukket fra synspunktet med å sikre skjøtstyrken eller utmattingsstyrken.

For å sikre den forutbestemte sprekkspissåpningsforskyvnings CTOD verdien 8c ved den sveisede skjøt, er det kritisk at den lokale spenning forhindres i å øke ved den mest skjøre del av den sveisede skjøt, dvs. ved grensesone/smeltelinjen (FL), som forklart i det foregående, men at det samtidig er viktig å forbedre den mikroskopiske sprøbruddmotstand nær FL.

Oppfinnerne undersøkte og studerte mekanismen for forekomst av sprøbrudd nær FL og oppdaget som et resultat at den pro-eutektoide ferritt dannet omkring den tidligere austenitt og øvre bainitt- og ferritt-sideplater etc. som dannet seg i nåler ("laths") inne i den tidligere austenitt ble utgangspunkter for brudd.

Frakturenheten når disse øvre bainitt- eller ferrittfrakturer ved spalting avhenger av kornstørrelsen av austenittfasen, slik at oppfinnerne oppdaget at ved å holde den tidlige austenitt kornstørrelse liten, er det mulig å holde dimensjonene av øvre bainitt og ferritt små og forbedre sprøbruddmotstanden.

Videre, som et resultat av oppfinnernes undersøkelse, hvis "hardheten av sveismetallet [Hv (WM)]/hardhet av grunnmaterialet [Hv (BM)]" nærmer seg de 220 % som er foreskrevet i den foreliggende oppfinnelse, vil fallet i frakturseighetsverdien 8c på grunn av styrketilpasningen av sveismetallet og den varmepåvirkede sone HAZ og effektene av strukturen ikke lenger ignoreres.

Derfor, for stabilt å sikre frakturseighetsverdien 8c av skjøten selv under slike betingelser, er det foretrukket å gjøre den foregående austenitt kornstørrelse av den varmepåvirkede sone (HAZ) som kommer i kontakt med grensesonen/smeltelinjen (FL) til 100 um eller mindre og undertrykke at den tidlige austenitt kornstørrelse blir grovere (se fig. 2).

Videre, hvis den region som bestråles av elektronstrålen ved tidspunktet for elektronstrålesveising blir større, vil den mengde varmetilførsel som gis til stålplaten bli for stor og strukturen av FL vil ende opp med å bli grovere. Dette er ikke ønskelig i stabilt å sikre frekturseighetsverdien 8c av FL.

Videre, når RPEBW metoden anvendes for å produsere en elektronstrålesveiset skjøt, vil bredden av sveismetallet gjerne øke sammenlignet med en sveiset skjøt fremstilt i en vakuumkammer i en høyvakuumtilstand ved elektronstrålesveising EBW ("electron beam welding").

Av denne grunn, i den foreliggende oppfinnelse for stabilt å sikre frakturseighetsverdien 8c av den elektronstrålesveisede skjøt endog når RPEBW metoden anvendes, gjøres bredden av sveismetallet 20 % eller mindre av platetykkelsen av grunnmaterialet.

Den høyfaste stålplate i den sveisede struktur anvendt i den foreliggende oppfinnelse kan produseres fra stål for sveisede konstruksjoner med kjente sammensetninger av bestanddeler. F.eks. vil stål basert på stål inneholdende, i masse%, C: 0,02 til 0,20 %, Si: 0,01 til 1,0 %, Mn: 0,3 til 2,0 %, Al: 0,001 til 0,20 %, N: 0,02 % eller mindre, P: 0,01 % eller mindre, og S: 0,01 % eller mindre og med resten Fe og uunngåelige forurensninger og som videre for forbedring av grunnmaterialets styrke eller skjøtseigheten etc. eller andre nødvendige egenskaper inneholde en eller flere av Ni, Cr, Mo, Cu, W, Co, V, Nb, Ti, Zr, TA, Hf, sjeldent jordmetall REM, Y, Ca, Mg, Te, Se, og B, være foretrukket.

Platetykkelsen av stålplaten er ikke spesielt begrenset, men de ovenstående problemer oppstår i høyfast stålplate med en platetykkelse på over 50 mm.

For å holde forholdet mellom hardheten av sveismetallet og hardheten av grunnmaterialet i området ifølge den foreliggende oppfinnelse, er det nødvendig å hindre at grov ferritt dannes i sveismetallet i så sterk grad som mulig. For dette formål anvendes innsatsmetall eller ikke og de kjemiske komponenter innstilles i samsvar med herdbarheten av grunnmaterialet og platetykkelsen.

Når et innsatsmetall anvendes anvendes en Ni legering eller en Fe legering inneholdende Ni, men oppfinnelsen er ikke begrenset til noen spesifikk sammensetning av bestanddelene. Denne selekteres i samsvar med sammensetningen av bestanddeler av grunnmaterialet.

Elektronstrålesveising gjennomføres f.eks. i tilfellet av en platetykkelse på 80 mm, under betingelser med en spenning på 175V, en strømstyrke på 120 mA, og en sveisehastighet på 125 mm/min eller så. Normalt utføres sveisingen under et høyt vakuum på 10"<3>mbar eller mindre, men selv med en skjøt sveiset under et lavt vakuum som kan oppnås selv ved et enkelt anlegg, f.eks. et vakuum på 1 mbar eller så, er innenfor området for den foreliggende oppfinnelse.

Deretter undersøkte oppfinnerne betingelsene for mer stabilt å oppnå en utmerket frakturseighetsverdi 8c under betingelser med en hardhet av sveismetallet på over 110 % til 220 % av hardheten av grunnmaterialet når det ikke anvendes og når det anvendes et innsatsmetall.

(A) Tilfellet med ikke anvendelse av innsatsmetall (Foreliggende oppfinnelse)

Når det ikke anvendes et innsatsmetall vil del av grunnmaterialet smelte og

størkne igjen til å danne sveismetallet, slik at med nøyaktig definering av forholdet mellom hardhet av sveismetallet og hardheten av grunnmetallet, oppstår en grense med hensyn til frakturseighetsverdien 8c som kan sikres ved sveismetallet.

Tidligere, som middel for å forbedre seigheten av en elektronstrålesveiset skjøt uten bruk av innsatsmetall foreslår den kjente japanske patentpublikasjon (A) 62-64486, japansk patentpublikasjon (A) 2003-201535 etc.

Denne teknikk bevirker dannelse av et stort antall fine oksidbaserte ikke-metalliske inklusjoner i avkjølingsprosessen etter sveisingen, anvender disse inklusjoner som kjerner for omdannelse når austenitt omdannes til ferritt, og danner en mikrostruktur inneholdende en stor mengde fin asikulær ferritt som fremviser utmerket seighet for derved å oppnå sveismetall med overlegen seighet.

Fra synspunktet med å hindre et fall i skjøtseigheten som skyldes overtilpasning av hardheten av grunnmaterialet og sveismetallet, arbeidet derfor oppfinnerne for ytterligere å utvikle teknikken beskrevet i de ovennevnte patentpublikasjoner ved å anvende fine oksider for å forbedre mikrostrukturen av sveismetallet og studerte teknikk for å oppnå en sveiset skjøt i stand til å forbedre frakturseighetsverdien 5c av både sveismetallet og grensesonen/smeltelinjen FL og som er i stand til stabilt å sikre frakturseigheten av den sveisede skjøt når et innsatsmetall ikke anvendes.

Videre oppdaget de i prosessen at når sveismetallet inkluderer i det minste en viss frekvens av inklusjoner med en spesifikk størrelse, svinger

frakturseighetsverdien 8c. Dvs. at de undersøkte i detalj de punkter hvor frakturer forekom i sprekkspissåpningsforskyvningstestene i elektronstrålesveisede skjøter dannet ved bruk av stålplater hvori Ti var tilsatt for å danne fine oksider dispergert deri og som et resultat ble det oppdaget at frakturer i CTOD testene startet fra oksider med en viss størrelse eller mer og at ved å redusere frekvensen av nærvær av slike oksider er det mulig å redusere svingningene i frakturseighetsverdien 8c i CTOD tester.

I det følgende skal forsøk hvormed de ovenstående oppdagelser ble oppnådd bli forklart.

Oppfinnerne fremstilte stålplater med tykkelser 70 mm inneholdende C: 0,04 %, Mn: 1,8 %, S: 0,003 %, Al, 0,006 %, og Ti: 0,02 % buttende mot hverandre og først, for å undersøke forskjellene i sveisede skjøter som skyldes nærværet eller fraværet av et innsatsmetall, ble platene sveiset ved hjelp av RPEBW metoden mens på den annen side (a) innsetting av Ni folie ved de buttende deler og på den annen side (b) det ikke ble innsatt noen Ni folie der.

Etter sveisingen ble prøvestykker tatt fra de sveisede skjøter ved to posisjoner på 1/4 og 3/4 av tykkelsen i tykkelsesretningen av stålplatene, det ble fremstilt skår i sveismetallet (WM) og i grensesonen/smeltelinjen (FL) av sveismetallet og grunnmaterialet og HAZ og CTOD tester ble gjennomført og endringene i hardhet av de sveisede skjøter ble undersøkt.

Resultatene av CTOD testene er vist i fig. 4, mens endringen i hardhet av de sveisede skjøter er vist i fig. 5.

I tilfellet av (a) ved innsetting av Ni folie ved de buttende deler, var hardheten av sveismetallet høy og frakturseighetsverdien 8c ved FL falt, mens i tilfellet av (b) uten innsetting av Ni folie, var hardheten av sveismetallet lav og utstrekningen av overtilpasning av hardhet ble dempet idet frakturseighetsverdien ved FL var en verdi med samme utstrekning som sveismetallet, og verdien av frakturseighetsverdien 8c av sveismetallet var også i en utstrekning noe lavere enn i tilfellet med innsetting av Ni folie.

Deretter undersøkte oppfinnerne tilstandene av dispersjon av oksider i sveismetallet i tilfellet av (a) og (b).

I tilfellet av (b) var der 400/mm<2>Ti oksider med en kornstørrelse på 0,1 um til mindre enn 2,0 um. Disse fine Ti oksider var jevnt dispergert i sveismetallet. Der var 2/mm<2>oksider med en kornstørrelse på 2 um eller mer, dvs. at antallet var lite.

På den annen side, i tilfellet også av (a), var tilstanden av dispergering av oksidene lignende tilfellet (b). Ingen spesifikk forskjell kunne observeres mellom disse to tilfeller. I tilfellet av (a) var imidlertid hardheten av sveismetallet en høy hardhet på 260 % av hardheten av grensesonen FL. Det antas at den lokale spenning av grensesonen FL økte og at 8c ble lav.

På den foregående måte, når Ni folie ikke innsettes, ved oppnåelse av sveismetall med en passende tilstand med dispergering av oksider, er det mulig å dempe utstrekningen av overtilpasning mellom sveismetallet og den varmepåvirkede sone HAZ. Det kunne bekreftes at høye frakturseighetsverdier 8c ble oppnådd ved sveismetallet og ved FL, HAZ. Oppfinnerne undersøkte derfor videre forholdet mellom oksider i sveismetallet og frakturseighetsverdiene 8c av sveismetallet og grensesonen FL i tilfellet av at en Ni folie ikke innsettes.

Oppfinnerne buttsveiset stålplater med tykkelse 70 mm inneholde C: 0,04 %, Mn: 1,8 %, S: 0,003 %, Al: 0,006 %, og Ti: 0,02 % og med forskjellige oksygeninnhold på 10 til 250 ppm (deler per million) ved hjelp av RPEBW metoden, og oppnådde så prøvestykker fra sveismetallet ved to lokaliteter ved 1/4 og 3/4 tykkelsen i tykkelsesretningene av stålplatene og målte deres frakturseighetsverdier og antallet av oksider.

Bemerk at for antallet av inklusjoner behandlet oppfinnerne bilder oppnådd ved hjelp av et sveipelektronmikroskop (SEM) etc. for å finne områdene med individuelle oksider, definerte diametre av sirkler ekvivalent til disse områder (sirkelekvivalentdiametre) som kornstørrelsene av oksidene, og fant antallet oksider med en kornstørrelse på 2 um eller per arealenhet.

Resultatene er vist i fig. 6. Det ses at der var 10/mm<2>eller mindre oksider med en størrelse 2 um eller mer, idet svingningen i frakturseighetsverdi 8c av sveismetallet var sterkt redusert, og en tilstrekkelig høy verdi ble oppnådd.

Videre, ved lignende forsøk fant oppfinnerne typen og dispersjonsbetingelsene av Ti oksider som gir sveismetall med en utmerket frakturseighetsverdi.

Som et resultat fant de at hvis mengden av Ti oksider med en kornstørrelse på 0,1 um til mindre enn 2,0 um er 30/mm<2>til 600/mm<2>, oppnås et sveismetall med utmerket frakturseighetsverdi 8c.

Deretter undersøkte oppfinnerne videre den kjemiske sammensetning av grunnmaterialet som gir en slik tilstand av dispergering av oksider.

Som et resultat fant de at det som grunnmateriale som danner den sveisede struktur bør anvendes et stålmateriale inneholdende i det minste, som masse%, C: 0,02 til 0,2 %, Mn: 0,8 til 3,5 %, Si: 0,0005 til 0,0025 %, Al: mindre enn 0,02 %, og Ti: 0,01 til 0,05 % og som har en Pcm verdi på 0,12 % til 0,5 %.

C skal inkluderes i en mengde på i det minste 0,02 % slik at styrken som en sveiset struktur sikres, men hvis mengden er over 0,2 % opptrer lett størkningssprekker.

Mn skal inkluderes i en mengde på minst 0,8 % for å sikre styrke og seighet, men hvis mengden er over 3,5 % øker herdbarheten for mye og seigheten synker.

S er et element som reduserer seigheten og må innstilles til 0,0025 % eller mindre. For å danne MnS og å utnytte kompositter av oksider og MnS som i-korn omdannelseskjerner blir imidlertid 0,0005 % eller mer foretrukket inkludert.

Al blir vanligvis tilsatt i produksjonen av stål som et deoksidasjonsmiddel, men Al oksider er ekstremt dårlig i evne til å danne ferrittomdannelseskjerner. I den foreliggende oppfinnelse anvendes Ti for deoksidasjon og innholdet av Al gjøres derfor mindre enn 0,02 %. 0,005 % eller mindre er mer foretrukket. Videre behøver Al ikke spesielt å bli inkludert.

Ti anvendes som et deoksidasjonsmiddel i den foreliggende oppfinnelse. Det er et element essensielt for å danne Ti oksider og for å forbedre frakturseigheten av sveismetallet og HAZ ved raffinering av mikrostrukturen ved hjelp av Ti oksidene. For å danne de nødvendige Ti oksider kreves minst 0,01 % eller mer, men hvis mengden er over 0,05 % vil oksider ha tendens til å bli for store i mengde og størrelse og å danne utgangspunkter for fraktur.

O er også nødvendig i grunnmaterialet for å danne Ti oksider. For å tilfredsstille betingelsene for kornstørrelse og antall Ti oksider i sveismetallet må dette inneholdes i sveismetallet i en mengde på minst 20 ppm (deler per million) eller mer, mer foretrukket 40 ppm (deler per million) eller mer. Mengden av oksygen i sveismetallet endrer seg i samsvar med ikke bare innholdet i stålet i grunnmaterialet, men også i samsvar med graden av vakuum i elektronstrålesveisingen, slik at det ikke er mulig å definere innholdet i grunnmaterialet uten videre, men innholdet av O i grunnmaterialet kan gjøres til 40 ppm (deler per million) eller mer med den vanlig høyvakuum elektronstrålesveising og kan videre gjøres til 30 ppm (deler per million) eller mer med lavvakuum RPEBW. Innholdet av O i sveismetallet er foretrukket 250 ppm eller mindre for å tilfredsstille de senere forklarte betingelser av kornstørrelse og antall av oksidene, slik at den øvre grense for innholdet av O i grunnmaterialet er foretrukket også den samme mengde.

Videre, for å holde forholdet mellom hardheten av sveismetallet og hardheten av grunnmaterialet i det ovennevnte område uten bruk av et innsatsmetall, er det nødvendig å sikre herdbarheten av sveismetallet og hindre dannelsen av pro-eutektoid ferritt i sveismetallet i så sterk grad som mulig. Av denne grunn gjøres Pcm verdien i den følgende formel (a) i grunnmaterialet til 0,12 masse% eller mer. Videre, hvis Pcm verdien overstiger 0,5 masse% blir hardheten av sveismetallet for høy, slik at den øvre grense gjøres til 0,5 masse%, men 0,38 masse% eller mindre er mer foretrukket.

Stålmaterialet som danner grunnmaterialet i den

elektronsveisstrålesveisede skjøt i det tilfellet at det ikke anvendes et innsatsmateriale kan være den ovennevnte kjente sveising ved bruk av stål så lenge som denne tilfredsstiller de ovenstående betingelser for bestanddelene.

Når et innsatsmetall ikke anvendes bringes Ti oksidene til å dispergeres fint og anvendes som kjerner for omdannelse når austenitt omdannes til ferritt slik at det dannes en mikrostruktur inneholdende en stor mengde fine asikulær ferritt som fremviser en utmerket seighet og derved oppnås et sveismetall med overlegen seighet, men ved dette tidspunkt, som vist i fig. 6, er det nødvendig å hindre mengden av oksider med en kornstørrelse på 2,0 um eller mer i overstige 10/mm<2>. Hvis de inkluderes i stålet i en mengde som overstiger dette danner de utgangspunkter for frakturer i sprekkspissåpningsforskyvnings CTOD testene og blir en årsak til svingning i frakturseighetsverdien ved sveismetallet.

Videre er kornstørrelsen av Ti oksidene som fungerer som i-korn omdannelseskjerner 0,1 um til mindre enn 2,0 um. Ved å gjøre mengden av Ti oksider med dette område av kornstørrelser til 30/mm<2>til 600/mm<2>, er det mulig å danne en mikrostruktur inneholdende en stor mengde fin asikulær ferritt.

Bemerk at noen av de fine Ti oksider vil ha MnS utfelt omkring dem for derved å danne kompositter med MnS. Disse kompositter er effektive som i-korn omdannelseskjerner. Ti oksidene ifølge den foreliggende oppfinnelse er definert som inkluderende slike kompositter.

For å hindre at mengden av oksider med en kornstørrelse på 2,0 um eller mer overstiger 10/mm<2>og å sikre at mengden av Ti oksider med en kornstørrelse på 0,1 um til mindre enn 2,0 um blir 30/mm<2>til 600/mm<2>ved sveismetallet, bør et stålmateriale med størrelser av oksider undertrykket til 2,0 um eller mindre anvendes som grunnmaterialet.

For dette er det nødvendig omhyggelig å kontrollere inklusjonene i prosessen med deoksidasjon av stålmaterialet som danner grunnmaterialet.

For deoksidering av stålet anvendes vanlig Al, men hvis det sterke deoksidasjonselement Al tilsettes, foregår deoksidasjonsreaksjonen hurtig og store oksider på mer enn 2 um eller mer dannes til slutt. Ti med en mindre deoksidasjonsevne enn Al anvendes derfor for deoksidasjon slik at det dannes forholdsvis små oksider. Ved først å innføre en stor mengde Ti dannes imidlertid lett grove oksider, og det er derfor mulig å kontrollere tidspunktet for innføringen av Ti slik at mengden av oksygen i det smeltede stål reduseres trinnvis eller å innføre det svake deoksiderende element Ti og deretter innføre ekstremt små mengder av de sterke deoksidasjonselementer Al, Ca, Mg, etc, slik at dannelsen av grove oksider på 2 um eller mer i størrelse undertrykkes og for å danne store antall fine oksider med størrelse 0,1 til 2 um.

(B) Tilfellet med bruk av innsatsmetall (utenfor omfanget av oppfinnelsen)

Stålmaterialet som danner grunnmaterialet kommer som forskjellige typer

som inkluderer forskjellige Ni innhold. Avhengig av kombinasjonen av Ni innholdet av grunnmaterialet og Ni innholdet av det anvendte innsatsmetall vil enkelte ganger bare regulering av forholdet mellom hardheten av sveismetallet og hardheten av grunnmaterialet ikke muliggjøre en mer utmerket frakturseighetsverdi 8c av den sveisede skjøt ikke sikres.

Derfor, først for å undersøke effekten av Ni innholdet av sveismetallet fremstilte oppfinnerne stålplater med en teknisk strekkgrense YS i 355 MPa klassen, satte inn innsatsmetallfolie med en tykkelse på 0,3 mm bestående av (a) rent Ni eller (b) en Fe-Ni legering med et Ni innhold på 20 masse% i delene som butter inn i sveisen, og sveiset dem ved hjelp av elektronstrålesveising, og målte så de oppnådde sveisede skjøter for frakturseighetsverdien 8c ved hjelp av CTOD tester, endringen i hardhet, og Ni konsentrasjonen.

Oppfinnerne gjennomførte CTOD tester på de sveisede skjøter og målte hardheten. Som et resultat, i tilfellet av (a) ved bruk av et innsatsmetall bestående av rent Ni, var hardheten av sveismetallet høy og frakturseighetsverdien 8c var en tilstrekkelig høy verdi på 0,2 mm eller mer, men frakturseighetsverdien 8c av grensesonen FL var en ekstrem lav verdi på 0,02 mm eller mindre. På den annen side, i tilfellet av (b) bruk av et innsatsmetall bestående av en Fe-Ni legering var hardheten av sveismetallet lav, graden av overtilpasning av hardheten var dempet, og frakturseighetsverdien 8c var en tilstrekkelig høy verdi på 0,2 mm eller mer i både sveismetallet og grensesonen FL.

Oppfinnerne målte det gjennomsnittlige Ni innhold i sveismetallet og fant som et resultat at dette var 8,5 masse% i tilfellet av (a) bruk av et innsatsmetall og var 2,5 masse% i tilfellet av (b) bruk av et innsatsmetall. Fra denne verdi var forskjellen i Ni innhold mellom grunnmaterialet og sveismetallet 8,0 masse% i tilfellet av (a) og 2,0 masse% i tilfellet av (b).

Fra det foregående ble det innsett at ved å foreskrive Ni innholdet av sveismetallet i et passende område i relasjon med Ni innholdet av grunnmaterialet, er det mulig å hindre et fall i skjøtseigheten som skyldes overtilpasning av hardheten av sveismetallet og grunnmaterialet.

Deretter, for å undersøke det passende område av Ni innhold i sveismetallet og det passende område av forskjellen mellom Ni innholdene av sveismetallet og grunnmaterialet, anvendte oppfinnerne de ovenfor fremstilte stålplater, innsatte innsatsmetaller med forskjellig Ni innhold i sveisefugene, sveiset dem ved hjelp av elektronstrålesveising, oppnådde prøvestykker fra de oppnådde sveisede skjøter, fremstilte skår i sveismetallsonen (WM) og HAZ sidene av FL (FL, HAZ) og gjennomførte CTOD tester for å måle frakturseighetsverdien 8c (i det følgende også enkelte ganger referert til enkelt som "CTOD verdien") og evaluerte mengdene av Ni som kreves for å sikre frakturseighetsverdien 8c.

Oppfinnerne delte opp disse prøver til prøver med oppnådde 8c verdier som utmerkede verdier på 0,15 mm eller mer i både sveismetallet WM og grensesonen FL, den varmepåvirkede sone angitt som "O" og prøver hvor verdien var utilfredsstillende i i det minste en av WM og FL, HAZ indikert som "•" og avsatte mengdene av Ni i sveismetallet og forskjellene av mengdene av Ni i sveismetallet og grunnmetallstålplaten for disse prøver. Resultatene er vist i fig. 7.

Her er mål 8c verdien som nevnt i det foregående satt til 0,15 mm eller mer. Denne verdi anvendes for å klassifisere 8c verdiene til verdier som er utmerket og verdier som er dårlige.

Fra fig. 7 ses det at når Ni innholdet i sveismetallet er i området 1 til 4 masse% og er 0,2 masse% eller mer større enn Ni innholdet av grunnmaterialet, kan den nødvendige CTOD verdien sikres ved både sveismetallet WM og grensesonen FL, og den varmepåvirkede sone HAZ.

Videre målte oppfinnerne hardhetene av sveismetallet og grunnmetallet og endringene i hardheter omkring grensesonen FL for prøvene hvor CTOD verdiene på 0,15 mm eller mer kunne sikres ved både WM og FL, HAZ, hvoretter de bekreftet at hardhetene av sveismetallet var innenfor et område på over 110 % til 220 % av hardhetene av grunnmaterialet.

Fra de foregående resultater erfares det at i en sveiset skjøt dannet ved elektronstrålesveising ved bruk av et innsatsmetall vil demping av den lokale spenning ved grensesonen FL og å gjøre Ni innholdet av sveismetallet 1 til 4 masse% og 0,2 masse% eller mer større enn innholdet av grunnmaterialet være effektive for å sikre CTOD verdien.

Stålmaterialet som danner grunnmaterialet kan være et materiale som produseres fra de ovennevnte stål for sveiset struktur ved bruk av den kjente sammensetning av bestanddeler eller stål uten Ni spesielt tilsatt.

Videre, ved tidspunktet for sveising, arrangeres et innsatsmetall inneholdende Ni ved de buttende deler eller Ni inkluderes i sveismetallet av den sveisede skjøt i en mengde på 1 til 4 masse% og mer enn 2 masse% eller mer av Ni innholdet i grunnmaterialet. Som innsatsmetallet er et metall med en sammensetning som tilfredsstiller disse betingelser nødvendig, men det er ikke spesielt begrenset til noen spesifikk sammensetning av bestanddeler.

F.eks. kan en Fe legering inneholdende C: 0,01 til 0,06 %, Si: 0,2 til 1,0 %, Mn: 0,5 til 2,5%, Ni: 50 % eller mindre, Mo: 0 til 0,30 %, Al: 0 til 0,3 %, Mg: 0 til 0,30 %, Ti: 0,02 til 0,25 %, og B: 0,001 % eller mindre illustreres, men spesielt må innholdet av Ni selekteres i betraktning av de kjemiske bestanddeler av det stålmaterialet som danner sveisgrunnmaterialet slik at det oppnås et sveismetall med en gjennomsnittlig konsentrasjon som tilfredsstiller betingelsene ovenfor.

Videre, når Ni inkluderes i sveismetallet er det foretrukket å inkludere B i sveismetallet i en mengde på 10 ppm (deler per million) eller mindre. B har den virkning å undertrykke dannelse av korngrenseferritt og forbedret seigheten av sveismetallet, men i betraktning av høytemperatursprekking og andre punkter gjøres innholdet til ppm eller mindre.

B kan tilsettes ved metoden med tilsetning fra det stålmaterialet som danner grunnmaterialet eller fra innsatsmetallet. Bemerk at den ovennevnte forskjell i hardheter oppnås ved å gjøre Ni innholdet av sveismetallet til å tilfredsstille betingelsene ovenfor og deretter på passende måte å regulere balansen mellom de bestanddeler av stålmaterialet som danner grunnmaterialet og sveismetallet dannet ved bruk av innsatsmetallet eller å regulere avkjølingstaktene etter sveising slik at hardheten av sveismetallet hindres i å bli for høy.

(C) Tilfelle med å anvende innsatsmetall (stålmateriale med høyt Ni innhold)

(utenfor omfanget av oppfinnelsen)

I denne forbindelse anvendes et stålmateriale inneholdende Ni i en mengde på 2,5 masse% eller mer, med en høyere styrke og med utmerket seighet ved en lav temperatur.

I en sveiset skjøt ved bruk av et slikt stålmateriale med et høyt Ni innhold, med alene midlene for å regulere forholdet mellom hardheten av sveismetallet og hardheten av grunnmaterialet, var det enkelte ganger ikke mulig å sikre en mer utmerket frakturseighetsverdi 8c av den sveisede skjøt.

For å undersøke effektene av Ni innholdet av sveismetallet fremstilte oppfinnerne derfor to typer av stålplater, dvs. stålplate inneholde Ni i 3 masse% og stålplate som ikke inneholder Ni, innsatte innsatsmetallfolier av et flertall Fe-Ni legeringer med forskjellige Ni innhold eller rent Ni i buttsveisdelene, og elektronstrålesveiset disse. Videre oppnådde de prøvestykker fra de sveisede skjøter etter sveising, tilveiebrakte skår i sveismetallet (WM) og HAZ siden av FL (FL, HAZ) og gjennomførte CTOD tester for å måle frakturseighetsverdiene 8c og måle Ni konsentrasjonene av sveismetallet.

Basert på de oppnådde måleresultater avsatte de frakturseighetsverdiene 8c av WM og FL, HAZ i forhold til Ni innholdet i sveismetallet. Resultatene er vist i fig. 8.

I fig. 8 ses det at i tilfellet av stålplater med et Ni innhold på 3 %, med noen med Ni innhold i sveismetallet (WM) i området 4 % til 8 %, er det mulig å sikre CTOD verdier på 0,15 mm eller mer for både WM (O) og FL, HAZ (•), men med noen innenfor andre områder, kan bare en lav CTOD verdi på mindre enn 0,15 mm oppnås i noen av WM eller FL, HAZ.

Videre, i tilfellet av stålplater som ikke inneholder Ni, klarte verken WM (A) og FL, HAZ (sort A) å vise CTOD verdier på 0,15 mm eller mer.

Bemerk at mål 8c verdien tilsvarende ble gjort til 0,15 mm eller mer.

Videre målte oppfinnerne hardhetene av sveismetallet og grunnmaterialet i eksemplene hvor CTOD verdiene på 0,15 mm eller mer kunne sikres ved både

WM og FL, HAZ, hvoretter de fant at hardhetene av sveismetallet var i området på over 110 % til 220 % av hardhetene av grunnmaterialet.

Fra de ovenstående resultater fant de at i en elektronstrålesveiset skjøt av et stålmateriale med et høyt Ni innhold er demping av den lokale spenning ved FL og å gjøre Ni innholdet av sveismetallet 4 % til 8 % effektiv for å sikre CTOD verdien.

Som stålmaterialet for å danne den sveisede struktur er her høyfast stålmateriale inneholdende Ni i 2,5 masse% eller mer dekket. Som det høyfaste stålmaterialet som anvendes kan det også anvendes stål for sveisede strukturer av kjente sammensetninger av bestanddeler.

F.eks. kan det anvendes stål med masse% av grunnbestanddeler, C: 0,02 til 0,20 %, Si: 0,01 til 1,0 %, Mn: 0,3 til 2,0 %, Al: 0,001 til 0,20 %, N: 0,02 % eller mindre, P: 0,01 % eller mindre, S: 0,01 % eller mindre, og Ni: 2,50 til 9,0 % og som i samsvar med forbedringen i grunnmaterialstyrken eller skjøtseigheten eller andre nødvendige egenskaper, kan det anvendes en eller flere av Cr, Mo, Cu, W, Co, V, Nb, Ti, Zr, Ta, Hf, sjeldne jordmetaller REM, Y, Ca, Mg, Te, Se, og B i en total mengde på 8 % eller mindre.

Videre, ved tidspunktet for sveising, er det nødvendig å anbringe et innsatsmetall bestående av Ni ved de buttende deler og gjennomføre sveisingen slik at sveismetallet ved den sveisede skjøt inneholder Ni i en mengde på 4 % til 8 % (masse%).

For å oppnå en struktur som muliggjør at seigheten kan sikres stabilt selv hvis krystallkornene gjøres grovere eller oksidene reduseres i antall i den region som smeltes av elektronstrålen når den størkner igjen, er det nødvendig å inkludere Ni i en mengde på over 4 %. Videre, hvis det inkluderes Ni med over 8 masse% øker hardheten av sveismetallet for mye og det blir vanskelig å oppnå et forhold mellom hardheten av sveismetallet og grunnmaterialet på 220 % eller mindre.

Som innsatsmetall er det fordelaktig å anvende folie bestående av rent Ni.

Basert på Ni innholdet av stålmaterialet som danner grunnmaterialet beregnes mål Ni innholdet i sveismetallet, og dimensjonene av stålmaterialet, tykkelsen av den rene Ni folie nødvendig for å oppnå mål Ni innholdet og en folie med en slik tykkelse fremstilles eller et flertall tynne folier legges over hverandre for å gi den nødvendige tykkelse slik at innsatsmetallet fremstilles.

Hardheten av sveismetallet reguleres til å bli 110 % til 220 % av hardheten av grunnmaterialet og videre gjøres innholdet av Ni inneholdt i sveismetallet i den sveisede skjøt, som masse%, til 4 % til 8 %.

Av denne grunn er det viktig på passende måte å regulere balansen av bestanddeler mellom stålmaterialet som danner grunnmaterialet og sveismetallet som dannes ved bruk av innsatsmetallet eller å regulere avkjølingstakten etter sveising slik at det hindres at sveismetallet får en for høy hardhet.

I det følgende skal den foreliggende oppfinnelse forklares basert på eksempler, men betingelsene i eksemplene er eksempler på betingelser anvendt for å bekrefte gjennomførbarheten og effektene av den foreliggende oppfinnelse. Den foreliggende oppfinnelse er ikke begrenset til disse eksempler. Så lenge som den ikke går utenfor kjernen for den foreliggende oppfinnelse og oppnår formålet for den foreliggende oppfinnelse, kan den foreliggende oppfinnelse anvende forskjellige andre betingelser eller kombinasjoner av betingelser.

(Eksempel 1) (Referanseeksempel)

Oppfinnerne fremstilte tykke stålplater inneholdende komponentene vist i tabell 1, med rester av Fe og uunngåelige forurensninger, og med platetykkelser 50 til 100 mm, innsatte Fe-Ni legeringsinnsatsmetall inneholdende bestanddelene vist i tabell 2 og med en rest av Fe og uunngåelige forurensninger i fugedelene og innsatte ikke innsatsmetall, men buttsveiset dem ved hjelp av elektronstrålesveising og testet og undersøkte så trekkene og ytelsene av de dannede sveisede skjøter.

Resultatene er vist i tabell 3.

Hv(BM) er den gjennomsnittlige hardhetsverdi av grunnmaterialet i retningen av platetykkelse målt ved hjelp av en 10 kg inntrengning. Hv(WM) er verdien av hardheten av sveismetallet ved senter av platetykkelsen målt ved hjelp av en 10 kg inntrengning.

Sveisestrengbredden er den gjennomsnittlige verdi målt ved tre punkter av forsiden og baksiden av sveismetallet og senter av platetykkelsen.

HAZ mykningsbredden er bredden av denne region ved måling av HAZ regionen myknet 5 % fra hardheten av grunnmaterialet fra smeltelinjen FL i retning av grunnmaterialet.

Den tidligere y kornstørrelse av HAZ uttrykker størrelsen av de tidligere austenittkorn ved HAZ i kontakt med smeltelinjen FL ved sirkelekvivalentdiameter.

Med hensyn til ytelsen av den sveisede skjøt, er 8c (mm) verdien som finnes ved en testtemperatur på -10 °C i den ovennevnte CTOD test.

Skjøtens strekkfasthet (MPa) er resultatet av en skjøtstrekktest utført på et NKU nr. 1 prøvestykke og viser bruddstyrken.

Som vist i tabell 1 har eksemplene nummer 1 til 15 de forskjellige betingelser innenfor rammene foreskrevet og fremviser tilstrekkelige 8c verdier.

Blant disse eksempler ifølge oppfinnelsen har nummer 1 til 14 Hv(WM)/Hv(BM) verdier og sveisestrengbredde/platetykkelser og HAZ mykningsbredder innenfor områdene foreskrevet, slik at de fremviser tilstrekkelige verdier både for 8c verdiene av HAZ og i de sveisede skjøter og skjøtens strekkfasthet.

Bemerk at eksempel nr. 14 har en bredde av HAZ mykning mindre enn det foretrukne området, slik at 8c verdien er noe lavere sammenlignet med eksemplene nummer 1 til 13 ifølge oppfinnelsen, men er en utmerket verdi på i det minste 0,1 mm.

Eksempel nr. 15 haren Hv(WM)/Hv(BM) lavere område enn det foretrukne, slik at det er tilstrekkelig med hensyn til herdbarhet av sveismetallet og kunne ikke undertrykke dannelsen av pro-eutektoid ferritt. 8c karakteristikken av HAZ har et lavere nivå sammenlignet med eksemplene nummer 1 til 14.

I motsetning til dette har eksempler nummer 16, 18 til 20, og 22 Hv(WM/Hv(BM) verdier over det område som er foreskrevet, slik at 8c verdiene av sveismetallet er tilstrekkelige, men 8c verdiene av HAZ og FL blir lave.

Videre hadde eksempler nr. 17 og 21 Hv(WM/Hv(BM) verdier lavere enn området foreskrevet, slik at tilstrekkelig herdbarhet ikke kunne sikres og 8c verdiene av sveismetallet falt.

Området over anvendes derfor for å sikre 8c verdien i høyfast stål med en teknisk strekkgrense YS på 355 MPa eller mer ved en tykkelsesregion av platetykkelse på 50 mm eller mer.

(Eksempel 2)

Oppfinnerne fremstilte tykke stålplater inneholdende bestanddelene vist i tabell 4, med rester av Fe og uunngåelige forurensninger, og med platetykkelser 50 til 100 mm, men buttsveiset disse ved hjelp av elektronstrålesveising og deretter ble trekkene og ytelsene av dannede sveisede skjøter testet og undersøkt. Resultatene er vist i tabell 5.

I tabell ble Hv (BM), Hv (WM), og 8c (mm) funnet på samme som i eks. 1. Bemerk at det samme gjelder også for de senere forklarte eksempler 3 og 4.

Som vist i tabell 5 hadde eksempler nr. 1 til 15 ifølge oppfinnelsen verdier på Hv (WM)/HV (BM), kjemiske komponenter av stålmaterialene, og mengder av oksygen og mengder av oksider i sveismetallet alle innenfor de områder som er definert ved den foreliggende oppfinnelse. 8c verdiene var tilstrekkelige i alle av sveismetallet og FL HAZ.

Bemerk at eksemplene nummer 5, 6, 12 og 13 ifølge oppfinnelsen hadde større antall oksider med kornstørrelse på 2 um eller mer, slik at 8c verdiene av sveismetallet var lave.

I motsetning til dette hadde sammenligningseksempel 16 en mengde av C i stålmaterialet og en Pcm verdi på mer enn den foreskrevne verdi for den foreliggende oppfinnelse, hadde en verdi av Hv (WM)/Hv (BM) på mer enn området for den foreliggende oppfinnelse, og hadde et antall oksider med en kornstørrelse på 0,1 til 2 um eller mindre enn den foreskrevne verdi for den foreliggende oppfinnelse, slik at sveismetallet og FL HAZ alle var utilstrekkelige i 8c verdi.

Sammenligningseksempel 17 hadde en Hv (WM)/HV (BM) verdi og Pcm av stålmaterialet mindre enn de foreskrevne verdier for den foreliggende oppfinnelse og hadde et antall oksider av en kornstørrelse på 2 um eller mer eller mer enn den foreskrevne verdi ifølge den foreliggende oppfinnelse eller mer, slik at 8c verdien av sveismetallet var utilstrekkelig.

Sammenligningseksempel 18 hadde en Hv (WM)/Hv (BM) verdi og Pcm av stålmaterialet mindre enn de foreskrevne verdier ifølge den foreliggende oppfinnelse og hadde et antall oksider med en kornstørrelse på 0,1 til 2 um eller mindre enn de foreskrevne verdier for den foreliggende oppfinnelse, og var utilstrekkelig i 8c verdien av sveismetallet.

(Eksempel 3) (Referanseeksempel)

Oppfinnerne fremstilte tykke stålplater inneholdende bestanddelene vist i tabell 6, med rester av Fe og uunngåelige forurensninger, og med platetykkelse 50 til 100 mm, satte inn Fe-Ni legeringsinnsatsmetall inneholdende bestanddelene vist i tabell 7 og med en rest av Fe og uunngåelige forurensninger eller rent Ni innsatsmetall i fugedelene, buttsveiset disse ved hjelp av elektronstrålesveising og deretter testet og undersøkte trekkene og ytelsene av de dannede sveisede skjøter.

Resultatene er vist i tabell 8. Bemerk at skjøtens strekkfasthet (MPa) ble funnet ved å fremstille NKL) nr. 1 prøvestykker og gjennomføre skjøtstrekkprøver og vise bruddstyrken. Som vist i tabell 8 har eks.nr. 1 til 15 forskjellige betingelser innenfor de områder som er foreskrevet og fremviser tilstrekkelige 8c verdier.

På den annen side hadde eksempler nr. 16, 17, 19 og 20 Ni innhold i sveismetallene på 1 % eller mindre. Som et resultat var 8c verdiene av sveismetallene utilstrekkelige.

Eksempler nr. 18, 21 og 22 hadde Ni innhold i sveismetallet på 4 % eller mer, slik at Hv (WM)/Hv (BM) verdier var over 200. Som et resultat var 8c verdiene av sveismetallene utilstrekkelige, men 8c verdiene av FL, HAZ var utilstrekkelige.

(Eksempel 4) (referanseeksempel)

Oppfinnerne fremstilte tykke stålplater inneholdende bestanddelene vist i tabell 9, med rester av Fe og uunngåelige forurensninger, og med platetykkelse 50 til 100 mm, satte inn Ni innsatsmetall (NA) eller Ni-Fe legering innsatsmetall (NB, NC) bestående av bestanddelene vist i tabell 10 i fugedelene, buttsveiset dem ved hjelp av elektronstrålesveising, og deretter testet og undersøkte trekk og ytelser av de dannede sveisede skjøter.

Testresultatene er vist sammen med betingelsene for de sveisede skjøter etc. i tabell 11. Bemerk at skjøtens strekkfasthet (MPa) oppnås ved hjelp av en test lignende eksempel 3.

Som vist i tabell 11 har eksempler nr. 1 til 15 de forskjellige betingelser innenfor området foreskrevet og har tilstrekkelig høye 8c verdier i sveismetallet og i FL, HAZ.

I motsetning til dette har eksemplene nr. 16 til 19 høye Ni innhold i sveismetallet på 8 % eller mer, slik at Hv (WM)/Hv (BM) verdiene blir mer enn 220 % og som et resultat er 8c av sveismetallene tilstrekkelig høye verdier, men 8c av FL, HAZ er ekstremt lave verdier.

Industriell anvendbarhet

Ifølge den foreliggende oppfinnelse er det i en elektronstrålesveiset skjøt av høyfaste stålplater med en styrke og stor platetykkelse, selv om sveisedefekter er til stede eller utmatingssprekker forekommer og vokser, motstand mot sprøbrudd, slik det er mulig å hindre kritisk skade og brudd som f.eks. at den sveisede struktur går i stykker.

Den foreliggende oppfinnelse er følgelig en oppfinnelse som viser den bemerkelsesverdige effekt med bemerkelsesverdig forbedring av sikkerheten av sveisede strukturer og har derfor en høy verdi ved utnyttelse i industrien.

Claims (2)

1. Elektronstrålesveiset skjøt (sveisesøm) med utmerket sprøbruddmotstand i en buttsveiset skjøt i en sveiset struktur, karakterisert vedat en hardhet av et sveismetall er over 110 % til 220 % av en hardhet av et grunnmateriale og at bredden av sveismetallet er 20 % eller mindre av en platetykkelse av grunnmaterialet, hvori den nevnte elektronstrålesveisede skjøt erkarakterisert vedat den som et grunnmateriale inneholder i masse%, C: 0,02 til 0,2 %, Mn: 0,8 til 3,5 %, S: 0,0005 til 0,0025 %, Al: mindre enn 0,02 %, og Ti: 0,01 til 0,05 %, ved bruk av et stålmateriale med en Pcm verdi uttrykt ved den følgende formel (a) 0,12 % til 0,5 % materiale med en mengde O inneholdt i sveismetallet i den sveisede skjøt på 20 ppm eller mer, og som på lignende måte har en mengde oksider med en kornstørrelse på 2,0 um eller mer i et antall på 10/mm<2>eller mindre:

den nevnte sveisede struktur omfatter høyfaste stålplater med en platetykkelse på over 50 mm som er buttsveiset til hverandre.

2. Elektronstrålesveiset skjøt som angitt i krav 1, der den elektronstrålesveisede skjøt erkarakterisert vedat en antallsmengde av Ti oksider som har en kornstørrelse på 0,1 um til mindre enn 2,0 um er 30 til 600/mm<2>.