專利名稱：奧氏體系耐熱鋼用焊接材料及使用該焊接材料而成的焊接金屬和焊接接頭的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種奧氏體系耐熱鋼用焊接材料及使用該焊接材料而成的焊接金屬和焊接接頭。具體地講，涉及一種適于焊接奧氏體系耐熱鋼的焊接材料及使用該焊接材料而得到的焊接金屬和焊接接頭，該奧氏體系耐熱鋼是應用在發(fā)電用鍋爐等在高溫下所使用的設備中的奧氏體系耐熱鋼。
背景技術：
近年來，從減少環(huán)境負擔的觀點出發(fā)在全球范圍推進在發(fā)電用鍋爐等中使運轉條件高溫、高壓化，而且，也要求在發(fā)電用鍋爐等中所使用的材料具有更加優(yōu)異的高溫強度。作為滿足這種要求的材料，例如在專利文獻I中提出了一種奧氏體系的耐熱鋼，通過使其含有大量的W，從而在700°C以上的高溫區(qū)內具有優(yōu)異的蠕變強度?！ぴ趯W氏體系的耐熱鋼用作構造物的情況下，通常利用焊接進行組裝。此時，有時將母材直接用作焊接材料。此外，有時也使用AWS A5. 14 - 2005E RNiCrCoMo 一 I等高Ni合金用焊接材料進行焊接。但是，由奧氏體系耐熱鋼構成的焊接金屬通常在焊接時的熱裂紋敏感性較高，有時需要防止該狀況的產(chǎn)生。上述“在焊接時的熱裂紋”包括“凝固裂紋”和“失塑裂紋”。并且，母材在熔煉之后，經(jīng)過利用軋制及熱處理對組織進行的調整來確保高溫強度，與此相對，焊接金屬在大多數(shù)情況下以凝固狀態(tài)的組織來進行使用。因此，若將母材直接用作焊接材料，則有可能會產(chǎn)生在焊接時無法獲得充分的耐熱裂紋性的狀況、難以獲得與母材相同的蠕變強度等機械特性的情況。此外，對于高Ni合金用的焊接材料而言，雖然其蠕變強度優(yōu)異，但因為昂貴所以從經(jīng)濟性的觀點出發(fā)并不理想，而且，在成分與被焊接材料差異較大的情況下，有時也無法獲得充分的耐焊接熱裂紋性。另一方面，在專利文獻2中提出了一種有效地利用Nb、Ti的共晶碳化物使防止焊接時的熱裂紋和蠕變強度兼顧的、高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料。但是，對于在高溫下使用的由奧氏體系耐熱鋼構成的焊接構造物，除了焊接時的熱裂紋以外，會產(chǎn)生因在高溫下長時間使用而在焊接部產(chǎn)生裂紋這樣的問題。例如，在非專利文獻I和非專利文獻2中指出，在18Cr — 8Ν 系的奧氏體系耐熱鋼的焊接部，由于長時間加熱，而在焊接熱影響區(qū)(以下，稱作“HAZ”。)產(chǎn)生了晶間裂紋(日文粒界割札)。在這些非專利文獻中，作為影響HAZ的晶間裂紋的因素，暗示有M23C6、Nb C等碳化物。在非專利文獻3中指出，在Ni基耐熱合金的HAZ，在焊后熱處理過程中產(chǎn)生了晶間裂紋，并且，暗示了除Y ’相的析出會影響晶間裂紋以外，S的晶界偏析(日文粒界偏析)也會影響晶間裂紋。
此外，在非專利文獻4中，對防止18Cr — 8Ν 一 Nb系的奧氏體系耐熱鋼焊接部在長時間加熱時在HAZ產(chǎn)生晶間裂紋的對策進行了研究。而且，提出了通過運用適當?shù)暮负鬅崽幚矶鴾p少焊接殘留應力的做法對防止裂紋是有效的這樣的從焊接工藝的方面來考慮的對策。如上所述，雖然很早以前就已知在 長時間使用奧氏體系耐熱鋼時在HAZ產(chǎn)生了裂紋這樣的現(xiàn)象，但是，近年來，伴隨著為了使材料高強度化而含有多種合金元素，在焊接金屬中也存在有在長時間加熱時產(chǎn)生裂紋變得明顯化的傾向。但是，對于在長時間使用過程中在焊接部產(chǎn)生的裂紋，還未完全弄清其機制，并且，也未確定裂紋對策，特別是未確定從焊接金屬的材料方面考慮的裂紋的對策。在上述的專利文獻2中公開的由高強度奧氏體系耐熱鋼構成的焊接金屬其焊接時的耐熱裂紋性極其優(yōu)異。但是，對于在近年來的苛刻的使用條件下，在長時間使用過程中產(chǎn)生的裂紋(以下，稱作“應力松弛裂紋”。)而言，仍存在一些應該改善的余地。在先技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開2004 - 3000號公報專利文獻2 日本特開2008 - 207242號公報非專利文獻非專利文獻I :R. N. Younger 等Journal of The Iron andSteel Institute,October (1960),p.188非專利文獻2 :R. N. Younger 等British Welding Journal, December (1961),p. 579非專利文獻3 :井川等:焊接學會志，第47卷(1978)第10號，P. 679非專利文獻4 :內木等石川島播磨技報，第15卷(1975)第2號，p. 209

發(fā)明內容
發(fā)明要解決的問題本發(fā)明即是鑒于上述現(xiàn)狀而做成的，其目的在于，提供一種在焊接時具有優(yōu)異的耐熱裂紋性的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，提供一種使用該焊接材料而成的、具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬。并且，本發(fā)明的目的還在于，提供一種由使用該焊接材料而成的焊接金屬和具有高溫下的優(yōu)異的蠕變強度的母材構成的焊接接頭。用于解決問題的方案本發(fā)明人為了解決上述問題，首先對在高溫下長時間使用過程中在焊接金屬中產(chǎn)生的應力松弛裂紋進行了詳細的調查。其結果，明確了下述事項(a) (C)。(a)應力松弛裂紋產(chǎn)生在焊接金屬的柱狀晶界處。(b)裂紋斷口缺乏延性，在斷口上確認到P、S的偏聚(日文濃化)，特別是S的偏聚較為明顯。(C)在裂紋部附近的顯微組織中，在晶粒內大量地析出了微細的碳氮化物和金屬間化合物。
根據(jù)上述明確事項(a) (C)，本發(fā)明人得出了以下的結論(d) (f)。(d)應力松弛裂紋是由于焊接殘留應力和外部應力作用于由P和S、特別是S在焊接時的凝固過程中和在凝固之后的高溫下的加熱過程中偏析導致變弱的晶界上而開裂的。(e)在晶粒內微細析出大量的碳氮化物和金屬間化合物的情況下，由于晶粒內的變形能力降低，因此產(chǎn)生向晶界面的應力集中，通過與晶界變弱之間的重疊作用，從而容易產(chǎn)生裂紋。(f)在非專利文獻3中就HAZ中的類似的裂紋對上述機制給出了啟示。而且，在非專利文獻3中表明了，為了減少使晶界變弱的S或者固定使晶界變弱的S而含有Ca和Mg的做法對防止該裂紋是有效的。但是，焊接金屬通常以凝固狀態(tài)的組織來進行使用，并且，能夠預想到與以熱處理等調質處理后的母材為原料的HAZ現(xiàn)象不同，因此，在非專利文獻3中提出的HAZ中的裂紋對策能夠直接應用于應力松弛裂紋的可能性較小。具體地講，在上述非專利文獻3中提出的Ca和Mg由于其與氧的親和力非常強，因此在焊接過程中容易形 成氧化物。因而，在焊接金屬中對S的固定有效地發(fā)揮作用的Ca和Mg的量會受到焊接條件的影響。因此，難以穩(wěn)定地獲得利用Ca和Mg來固定S的效果。并且，由于雜質元素的極端減少會導致制鋼成本的大幅增加，因此難以應用于大量生產(chǎn)的工業(yè)產(chǎn)品。因此，本發(fā)明人為了防止應力松弛裂紋，進一步進行了詳細的研究。其結果，明確了通過以下的(g)和(h)能夠降低對應力松弛裂紋的敏感性。(g)將在晶界中偏析而使晶界變弱的、焊接金屬中的S和P的含量限制在特定的范圍內。(h)將作為微細碳化物或者金屬間化合物析出而導致晶粒內變形阻力增大的元素，具體地講，將Ti和Nb的含量限制在特定的范圍內。但是還明確了，即使采取上述(g)和(h)的對策，也未能完全防止應力松弛裂紋。此外，由于未能充分地有效利用析出強化效果，因此沒有獲得期望的良好的蠕變強度。因此，本發(fā)明人進一步進行了研究，其結果明確了，通過含有高濃度的W，能夠使防止應力松弛裂紋和確保期望的良好的蠕變強度兼顧。一般認為，其理由是依據(jù)以下的(i )和U)。(i)ff的含量的增加會使S在高溫下長時間使用過程中的晶界偏析能量降低，減輕S向晶界的偏聚，從而會間接地抑制晶界變弱。(j)W作為固溶強化元素有助于提高蠕變強度，該情況與析出微細的碳氮化物和金屬間化合物的情況相比，晶粒內的變形能力的降低程度較小。但是明確了，在含有高濃度的W的情況下，雖然能夠防止在高溫下長時間使用過程中在焊接金屬中產(chǎn)生的應力松弛裂紋，但在焊接過程中的凝固裂紋敏感性卻反而增大。因此，本發(fā)明人為了防止焊接過程中的凝固裂紋，進一步進行了研究。其結果，獲得了下述見解(k)。(k)通過將Cr和C的含量控制在特定的范圍內，具體地講，在以質量％計含有20 % 25 %的Cr的情況下，通過使C的含量大于O. 05 %且小于等于0.18%，能夠防止焊接過程中的凝固裂紋。根據(jù)觀察焊接金屬的組織的結果，一般認為，其理由是依據(jù)以下的(I)。(I)在將C和Cr的含量控制在特定的范圍內的情況下，在焊接金屬的凝固過程中C主要與Cr相結合，而產(chǎn)生(Cr、M)23C6和奧氏體的共晶凝固。其結果，由于凝固時液相提前消失，因此能夠防止焊接過程中的凝固裂紋。此外，能夠確認到，將上述的C和Cr的含量管理在適當范圍內的做法對防止焊接過程中的失塑裂紋也是有效的。根據(jù)上述事項，獲得了如下這樣的見解作為奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，以質量％計，以Cr :20% 25%和Ni :大于40%且小于等于50%的合金為基礎，含有C :大于O. 05%且小于等于O. 18%和W :大于8. O %且小于等于13. 0%，由此，能夠實現(xiàn)確保焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下的長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及期望的良好的
蠕變強度。而且，能夠獲得由通過使用該奧氏體系耐熱鋼用焊接材料而具有焊接過程中的耐 熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬和高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材構成的焊接接頭。在通過使用該焊接材料來獲得焊接接頭時，若將以質量％計含有Ni :40% 50%,Cr :20% 25%、W:6.0% 10. 0%的、高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼用作母材，則在母材中也能夠確保優(yōu)異的蠕變強度，因此，優(yōu)選的是，將上述奧氏體系耐熱鋼用作母材。用作母材的高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼可以是具有與本發(fā)明的焊接材料相同的化學成分的奧氏體系耐熱鋼，也可以與其不同。另外，優(yōu)選的是，將如下的奧氏體系耐熱鋼用作上述母材，該奧氏體系耐熱鋼高溫強度優(yōu)異，以質量％計，含有c :0. 04% O. 12%, Si :0. 5%以下、Mn :1. 5%以下、P :0. 03%以下、S 0. 01% 以下、Ni :40% 50%、Cr :20% 25%、W :6. 0% 10. 0%,Mo :0. 2% 以下、Nb :大于等于 O. 05%且小于 O. 60%, Ti 0. 02% O. 20%,N 0. 02% 以下、B 0. 005% 以下以及Al :0. 04%以下，其余部分由Fe和雜質組成。另外，作為其余部分的“Fe和雜質”中的“雜質”是指在工業(yè)上生產(chǎn)焊接材料或耐熱鋼時，由于制造工序的各種原因而主要從礦石或者廢料等這樣的原料中混入的成分。本發(fā)明即是基于上述見解而完成的，其主要內容在于下述(I)和(2)所示的焊接材料、(3)所示的焊接金屬以及(4) (6)所示的焊接接頭中。(I) 一種奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，其特征在于，該奧氏體系耐熱鋼用焊接材料具有如下的化學成分以質量％計，含有C :大于O. 05%且小于等于O. 18%、Si :0. 5%以下、Mn 1. 5% 以下、Ni :40% 50%、Cr :20% 25%、W :大于 8. 0%且小于等于 13. 0%、Ti :0. 01% O. 2%,N :大于O. 03%且小于等于O. 20%以及Al :0. 01 %以下，其余部分由Fe和雜質組成，作為雜質的0、P和S分別為O :0. 02%以下、P :0. 008%以下以及S :0. 005%以下。(2)根據(jù)上述(I)所述的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，其特征在于，以質量％計，含有Nb :小于O. 60%來代替Fe的一部分。(3 ) —種使用上述(I)或(2 )所述的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料而成的焊接金屬。(4) 一種焊接接頭，其特征在于，由高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材和上述
(3)所述的焊接金屬構成。(5)根據(jù)上述(4)所述的焊接接頭，其特征在于，高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材以質量％計含有W :6. 0% 10.0%、Ni :40% 50%以及Cr :20% 25%。
(6)根據(jù)上述(4)所述的焊接接頭，其特征在于，高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材以質量％計含有c :0. 04% O. 12%, Si :0. 5%以下、Mn :1. 5%以下、P :0. 03%以下、S 0. 01% 以下、Ni :40% 50%、Cr :20% 25%、W :6· 0% 10. 0%,Mo :0. 2% 以下、Nb :大于等于 O. 05%且小于 O. 60%、Ti 0. 02% O. 20%,N 0. 02% 以下、B 0. 005% 以下以及Al :0. 04%以下，其余部分由Fe和雜質組成。發(fā)明的效果采用本發(fā)明，能夠提供一種在焊接時具有優(yōu)異的耐熱裂紋性的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，此外，能夠提供一種通過使用該焊接材料而具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬。并且，能夠提供一種由通過使用該焊接材料而具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬和具有高溫下的優(yōu)異的蠕變強度的母材構成的焊接接頭。
具體實施方式

在本發(fā)明中，限定奧氏體系耐熱鋼用焊接材料的化學成分的理由如下。另外，在以下說明中，各元素的含量的“ ％ ”是指“質量％ ”。C :大于O. 05%目小于等于O. 18%C是奧氏體形成元素，是對提高高溫使用時的奧氏體組織的穩(wěn)定性有效的元素。并且，在本發(fā)明中，C是對防止焊接時的熱裂紋較為重要的元素。S卩，C在凝固過程中主要與Cr相結合，生成共晶碳化物，使液相提前消失，并且，使最后凝固區(qū)的組織為(Cr、M) 23C6和奧氏體的層狀組織。其結果，液相的殘留形態(tài)從面狀變?yōu)辄c狀，并且，抑制了向特定面的應力集中，因此，能夠防止凝固裂紋。并且，C會使作為雜質的偏析位點的最后凝固界面的面積增大，因此，也有助于防止焊接過程中的失塑裂紋和降低高溫使用過程中的應力松弛裂紋的敏感性。在后述的本發(fā)明的Cr的含量的范圍內，為了充分地獲得上述效果，需要含有大于O. 05%的C。但是，在過量地含有C的情況下，在凝固過程中未形成碳化物的過量的C會在高溫使用過程中作為碳化物而微細析出，反而使應力松弛裂紋敏感性增大。因此，使C的含量大于O. 05%且小于等于O. 18%。C的含量的期望的下限是O. 06%，期望的上限是O. 15%。Si :0. 5% 以下Si是作為脫氧劑而含有的元素，但在焊接金屬凝固時會在柱狀晶界偏析出來，使液相的熔點降低，使凝固裂紋的敏感性增大。因此，需要使Si的含量為O. 5%以下。優(yōu)選的是，使Si的含量為O. 3%以下。但是，過度減少Si的含量的話，無法充分地獲得脫氧效果，鋼的潔凈度會變大而潔凈性會降低，并且，會導致生產(chǎn)成本增加。因此，雖然未對Si的含量的下限進行特別設定，但最好為O. 01 %。只要至少含有O. 01 %的Si，就能夠獲得脫氧效果。更加期望的Si的含量的下限為O. 02%。Mn :1. 5% 以下Mn與Si相同，是作為脫氧劑而含有的元素。Mn通過降低焊接金屬中N的活度來抑制來自電弧氣氛中的N的飛散，從而有助于確保強度。但是，在過量地含有Mn的情況下會導致脆化，因此，需要使Mn的含量為I. 5%以下。優(yōu)選的是，使Mn的含量為I. 2%以下。雖然未對Mn的含量的下限進行特別設定，但最好為O. 01%。只要至少含有O. 01%的Mn，就能夠獲得上述的效果。更加期望的Mn的含量的下限為O. 02%。Ni :40% 50%Ni是對獲得奧氏體組織有效的元素，并且，是確保長時間使用時的組織穩(wěn)定性、獲得充分的蠕變強度所必須的元素。為了獲得該效果，需要使Ni的含量為40%以上。但是，Ni是昂貴的元素，大于50%地大量地含有Ni會導致成本增加。因此，使Ni的含量為40% 50%。Ni的含量的期望的下限為40.5%，期望的上限為48.5%。Ni的含量的更加期望的下限為41%，更加期望的上限為46%。Cr :20% 25%Cr是確保高溫下的耐氧化性和耐腐蝕性所必須的元素。Cr在凝固過程中與C相結合，生成共晶碳化物，防止焊接過程中的凝固裂紋和失塑裂紋，并且，還具有降低高溫使用 過程中的應力松弛裂紋敏感性的作用。為了獲得這些效果，需要含有20%以上的Cr。但是，若Cr的含量過量而超過25%，則高溫下的組織的穩(wěn)定性會變差，而導致蠕變強度降低。因此，使Cr的含量為20% 25%。Cr的含量的期望的下限為20. 5%，期望的上限為24. 5%。Cr的含量的更加期望的下限為21%，更加期望的上限為24%。ff :大于8. 0%目小于等于13. 0%W是固溶在基體中而較大程度地有助于提高在超過700°C的高溫下的蠕變強度的元素。此外，W通過使S的晶界偏析能量降低，減輕S在焊后熱處理和高溫使用過程中向晶界的偏聚來抑制晶界變弱，間接地有助于防止應力松弛裂紋。為了充分地確保上述效果而使高溫使用過程中的耐應力松弛裂紋性和蠕變強度兼顧，在與構成本發(fā)明的其它的元素之間的關系中，需要使W的含量大于8. 0%。但是，即使過量地含有W，其效果也會飽和，而且反而會使韌性和蠕變強度降低。并且，W是昂貴的元素，大于13. 0%地大量地含有W會導致成本增加。因此，使W的含量大于8.0%且小于等于13.0%。W的含量的期望的下限為8.2%，期望的上限為12.8%。W的含量的更加期望的下限為8.5%，更加期望的上限為12.5%。Ti :0. 01 O. 2%Ti作為微細的碳氮化物在晶粒內析出，有助于提高高溫下的蠕變強度。為了獲得該效果，需要使Ti的含量為O. 01%以上。但是，若Ti的含量過量、大于0.2%，則會大量地析出，明顯提高晶粒內的變形阻力，使高溫使用過程中的應力松弛裂紋敏感性增大。因此，使Ti的含量為O. 01% 0.2%。Ti的含量的期望的下限為O. 03%，期望的上限為O. 15%。N :大于O. 03%目.小于等于O. 20%N是奧氏體形成元素，是對提高高溫下使用時的奧氏體組織的穩(wěn)定性有效的元素。并且，N也是固溶在基體中而有助于提高抗拉強度的元素。為了獲得上述的效果，需要使N的含量大于O. 03%。但是，若N的含量過量、大于O. 20%，則在長時間使用過程中會作為氮化物大量地析出而明顯提高晶粒內的變形阻力，使高溫使用過程中的應力松弛裂紋敏感性增大，并且，會成為焊接時產(chǎn)生氣孔的原因。因此，使N的含量大于O. 03%且小于等于0.20%。N的含量的期望的下限為O. 05%，期望的上限為O. 18%。N含量的更加期望的下限為O. 07%，更加期望的上限為O. 17%。Al :0. 01% 以下Al是作為脫氧劑而含有的元素，但若大量地含有Al，會明顯損害潔凈性，使焊接材料的加工性和焊接金屬的延性變差。因此，需要使Al的含量為O. 01%以下。期望的是，使Al的含量為O. 008%以下。下限為雜質含量的程度即可。本發(fā)明的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料之一具有如下的化學成分含有上述從C到Al的元素，其余部分由Fe和雜質組成，將作為雜質的0、P和S的含量分別限制在如下所述的范圍內。O :0. 02% 以下O作為雜質而存在，在大量地含有O的情況下，會使焊接材料的加工性和焊接金屬的延性降低。因此，需要使O的含量為O. 02%以下。期望的是，使O的含量為O. 015%以下。P :0. 008% 以下·P是作為雜質而含有的元素，是在焊接金屬凝固時使最后凝固區(qū)的熔點降低，使凝固裂紋敏感性明顯增大，并且在高溫使用過程中引起晶界脆化而導致耐應力松弛裂紋性降低的元素。因此，需要使P的含量為O. 008%以下。期望的是，使P的含量為O. 006%以下。S :0. 005% 以下S與P相同，是作為雜質而含有的元素，是在焊接金屬凝固時使最后凝固區(qū)的熔點降低，使凝固裂紋敏感性增大的元素。并且，是在高溫使用過程中在晶粒晶界偏析、偏聚，明顯提高應力松弛裂紋敏感性的元素。因此，需要使S的含量為O. 005%以下。期望的是，使S的含量為O. 003%以下。本發(fā)明的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料的另一材料具有如下的化學成分含有小于O. 60%的Nb來代替作為上述其余部分的“Fe和雜質”中的Fe的一部分。以下，對作為任意元素的Nb的作用效果和其含量的限定理由進行說明。Nb :小于 O. 60%Nb與Ti相同，是作為微細的碳氮化物在晶粒內析出，有助于提高高溫下的蠕變強度的元素。因此，根據(jù)需要也可以含有Nb。但是，若Nb的含量過量達到O. 60%以上，則會導致碳氮化物的大量析出或者微細的金屬間化合物的析出，明顯提高晶粒內的變形阻力，使高溫使用過程中的應力松弛裂紋敏感性增大。因此，在含有Nb的情況下，使Nb的量小于0.60%。期望的是，在含有Nb的情況下，使Nb的量為O. 50%以下。另一方面，為了穩(wěn)定地獲得上述的Nb的效果，期望的是，在含有Nb的情況下，使Nb的量為O. 01%以上，更加期望的是，使Nb的量為O. 05%以上。若在含有Nb的情況下使Nb的量為O. 10%以上，則極為理想。以上，對本發(fā)明的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料的化學成分進行了詳細地描述，該焊接材料在焊接時具有優(yōu)異的耐熱裂紋性。而且，使用該焊接材料，能夠獲得具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬。并且，使用該焊接材料，能夠獲得由具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬和具有高溫下的優(yōu)異的蠕變強度的母材構成的焊接接頭。另外，在使用本發(fā)明的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料來獲得焊接接頭時，若將含有W :6. 0% 10. 0%、Ni :40% 50%以及Cr :20% 25%的、高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼用作母材，則母材在700°C以上的高溫區(qū)內也會具有優(yōu)異的延性和蠕變強度，因此，優(yōu)選的是，將上述奧氏體系耐熱鋼用作母材。用作母材的高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼可以是具有與本發(fā)明的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料相同的化學成分的奧氏體系耐熱鋼，也可以與其不同。在此，對在將高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼用作母材的情況下，優(yōu)選的是，該母材含有上述的W :6. 0% 10. 0%、Ni :40% 50%以及Cr :20% 25%的理由進行詳細的說明。ff 6. 0% 10. 0%W與焊接金屬中的W相同，是固溶在基體中而較大程度地有助于提高在超過700°C的高溫下的蠕變強度的元素。母材與以凝固的狀態(tài)直接使用的焊接金屬不同，其能夠通過熱處理來實現(xiàn)均質化，更易于獲得該效果。因此，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有W，W的含量為6.0%以上即可。但是，W是昂貴的元素，會導致成本增加，因此，期望的是，在含有W的情況下，使W的含量為10. 0%以下。母材中的W的含量的更加期望的下限為7. 0%，更加期望的上限為9.8%。母材中的W的含量更進一步期望的下限為7.5%，更進一步期望的上限為 9. 5%。Ni :40% 50%Ni與焊接金屬中的Ni相同，是對獲得奧氏體組織有效的元素，并且，是對確保長時間使用時的組織穩(wěn)定性、獲得充分的蠕變強度有效的元素。為了獲得該效果，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有Ni，對于Ni的含量而言，優(yōu)選的是，使其與在焊接金屬中的Ni的含量相同，為40%以上。另一方面，Ni是昂貴的元素，會導致成本增加，因此，期望的是，在含有Ni的情況下，使Ni的含量為50%以下。母材中的Ni的含量的更加期望的下限為40. 5%,更加期望的上限為48.5%。母材中的Ni的含量的更進一步期望的下限為42%，更進一步期望的上限為47%。Cr :20% 25%Cr與焊接金屬中的Cr相同，是對確保母材的高溫下的耐氧化性和耐腐蝕性有效·的元素。為了獲得與焊接金屬同等的效果，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有Cr，對于Cr的含量而言，優(yōu)選的是，使其為20%以上。但是，若Cr的含量過量，則會使高溫下的組織的穩(wěn)定性變差，導致蠕變強度降低。因此，期望的是，在含有Cr的情況下，使Cr的含量為25%以下。母材中的Cr的含量的更加期望的下限為20.5%，更加期望的上限為24.5%。母材中的Cr的含量的更進一步期望的下限為21%，更進一步期望的上限為24%。對于高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材而言，更加優(yōu)選的是，除含有上述范圍的W、Ni和Cr以外，還含有以下所述的含量的元素，其余部分由Fe和雜質組成。C 0. 04% O. 12%C與焊接金屬中的C相同，是奧氏體形成元素，是對提高高溫使用時的奧氏體組織的穩(wěn)定性有效的元素。母材與以凝固的狀態(tài)直接使用的焊接金屬不同，其能夠通過熱處理來實現(xiàn)均質化，更易于獲得該效果，此外，無需針對防止焊接裂紋的對策。因此，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有C，C的含量為O. 04%以上即可。但是，若C的含量過量，則會在高溫下的使用過程中生成粗大的碳化物，反而會導致蠕變強度降低。因而，期望的是，在含有C的情況下，使C的含量為O. 12%以下。母材中的C的含量的更加期望的下限為O. 05%，更加期望的上限為O. 10%。Si :0. 5% 以下
Si具有脫氧作用。但是，若Si的含量過量，則會使韌性下降。因而，期望的是，在母材含有Si的情況下，使Si的含量為O. 5%以下，更加優(yōu)選的是，使其為O. 4%以下。但是，若Si的含量過度減少，則無法充分地獲得脫氧效果，鋼的潔凈度變大而潔凈性降低，并且，會導致生產(chǎn)成本增加。因此，雖然未對母材中的Si的含量的下限進行特別設定，但最好為0.01%。只要至少含有O. 01%的Si，就能夠獲得脫氧效果。更加期望的Si的含量的下限為 O. 02%。Mn :1. 5% 以下Mn與Si相同，具有脫氧作用。但是，若Mn的含量過量，則會導致脆化。因此，期望的是，在母材含有Mn的情況下，使Mn的含量為I. 5%以下，更加優(yōu)選的是，使其為I. 2%以下。雖然未對母材中的Mn的含量的下限進行特別設定，但最好為O. 01%。只要至少含有O. 01%的Mn，就能夠獲得脫氧效果。更加期望的Mn的含量的下限為O. 02%。
P :0. 03% 以下P是作為雜質而含有的元素，若P的含量過量，則會導致蠕變延性下降。母材與焊接金屬的情況不同，無需針對防止焊接裂紋的對策，而且，極度地減少P的含量會導致制鋼成本明顯增加。因此，期望的是，使母材中的P的含量為O. 03%以下，更加優(yōu)選的是，使其為O. 02%以下。S :0. 01% 以下S與P相同，是作為雜質而含有的元素，若S的含量過量，則會導致蠕變延性下降。母材與焊接金屬的情況不同，無需針對防止焊接裂紋的對策，而且，極度地減少S的含量會導致制鋼成本明顯增加。因此，期望的是，使母材中的S的含量為O. 01%以下，更加優(yōu)選的是，使其為O. 008%以下。Mo :0. 2% 以下Mo與W相同，是固溶在基體中而有助于提高在超過700 V的高溫下的蠕變強度的元素。因此，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有Mo。但是，Mo是昂貴的元素，并且也是使相穩(wěn)定性降低的元素，因此，期望的是，在含有Mo的情況下，使Mo的含量為0.2%以下。母材中的Mo的含量的期望的下限為O. 02%。Nb :大于等于O. 05%目.小于O. 60%Nb是作為微細的碳氮化物在晶粒內析出，有助于提高高溫下的蠕變強度的元素，對于在高溫使用過程中與焊接金屬相比應力松弛裂紋敏感性較低的母材，為了實現(xiàn)高強度化，可以積極地進行有效的利用。因此，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有Nb，對于Nb的含量而言，優(yōu)選的是，使其為O. 05%以上。但是，若Nb的含量過量，則會大量地生成碳氮化物，導致韌性下降。因而，期望的是，在含有Nb的情況下，使Nb的含量小于O. 60%。母材中的Nb的含量的更加期望的下限為O. 10%，更加期望的上限為O. 50%。Ti :0. 02% O. 20%Ti是作為微細的碳氮化物在晶粒內析出，有助于提高高溫下的蠕變強度的元素，對于在高溫使用過程中與焊接金屬相比應力松弛裂紋敏感性較低的母材，為了實現(xiàn)高強度化，可以積極地進行有效的利用。因此，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有Ti，對于Ti的含量而言，優(yōu)選的是，使其為O. 02%以上。但是，若Ti的含量過量，則會大量地生成碳氮化物，導致韌性下降。因此，期望的是，在含有Ti的情況下，使Ti的含量為O. 20%以下。母材中的Ti的含量的更加期望的下限為O. 05%，更加期望的上限為O. 15%。N :0. 02% 以下N是對穩(wěn)定奧氏體相有效的元素，是固溶在基體中對提高抗拉強度有效的元素，另一方面，N也會使熱加工性明顯降低。因此，在母材中，與焊接金屬相比，最好嚴格地管理N的含量的上限，優(yōu)選的是，使N的含量為O. 02%以下。母材中的N的含量的更加期望的上限為 O. 01%。B :0. 005% 以下B是通過在高溫下的使用過程中在晶界中偏析而強化晶界，并且使晶界碳化物微細彌散，從而對提高蠕變強度有效的元素。因此，對于母材而言，優(yōu)選的是，其含有B。但是，若B的含量過量，則會使HAZ的液化裂紋敏感性升高。因此，期望的是，在含有B的情況下，使B的含量為O. 005%以下。母材中的B的含量的期望的下限為0.0002%。Al :0. 04% 以下Al具有脫氧作用，但若Al的含量過量，則會明顯損害潔凈性，降低制造母材時的加工性。但是，在母材中，無需擔心會像焊接金屬的情況下那樣在焊接過程中生成氧化物而使?jié)崈粜赃M一步降低。因此，期望的是，在含有Al的情況下，使Al的含量為O. 04%以下。母材中的Al的含量的更加期望的上限為O. 03%。以下，通過實施例更加具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不限定于這些實施例。 實施例由將具有表I所示的化學成分的材料實驗室熔化并鑄造而成的鑄錠，通過熱鍛、熱軋、熱處理以及機械加工，制作成板厚為12mm、寬度為50mm、長度為IOOmm的板材,作為焊接母材用板材。并且，由將具有表2所示的化學成分的符號A F的材料實驗室熔化并鑄造而成的鑄錠，通過熱鍛、熱軋以及機械加工，制作成外徑為I. 2_、長度為1000_的焊接材料(焊絲)。表I
化學，分(質,％) 其，部F，和g質C I Si j Mn j P S 丨 Ni 丨 Cr 丨 W | Ti | Nb | Al | B N
O. 08 Ο.Τδ ΤΓθ4 oToiol O. 001 45. 2 丨 22. 8 丨 8. 7| O. 091 O. 20 [ O. 031 O. 001 O. 007轟I
符 t化學成分(_量$) $余部分ye和雜質
C ISiMnP S Ni Cr W Ti Nb Al QN
A O. 100.060.850,002 0.001 43.36 22.01 9.26 0.10 0.49 0.001 0.0010.178
B 0.100.060.820,002 0.001 43.28 21.77 9.19 0.11 0,24 0.004 0.0030.162c 0.090.070.830.001 0.001 43.09 21.91 11.16 0.10 - 0.001 0.0020.168 D 0.10 丨0.090.800,001 0.001 45.36 21,94 * 6.63 0.11 *0,83 <0.001 0.0050,157 B *0.02 j0.100.820.002 0.001 43.35 21.54 11,24 0.09 - <0.001 0.0090.146 F 0.1010.080.840.002 0.001 48.18 TL. 17 * 7.14 0.10 0.54 0.003 0.0030.152
標記*表示不符合本發(fā)明所規(guī)定的條件。__在上述焊接母材用板材的長度方向上，加工出角度為30°、鈍邊厚度為Imm的V型坡口，之后，將JIS Z3224 (1999)所規(guī)定的“DNiCrFe — 3”用作焊條，在厚度為25mm、寬度為200mm、長度為200mm的SM400B的JlS G 3160 (2008)所規(guī)定的市售的鋼板上，在四周進行了拘束焊接。之后，使用上述的符號A F的焊接材料，利用TIG焊接以9kJ / cm 15kJ / cm的輸入熱量在坡口內進行多層焊接，對各符號的焊接材料，每種焊接材料制作了兩個焊接接頭。在各符號的焊接接頭中，一個焊接接頭在焊接之后直接用于接下來的試驗，剩下的另一個焊接接頭在進行700°C X500小時的時效熱處理之后用于接下來的試驗。S卩，對于各符號，對從保持焊接后的狀態(tài)的焊接接頭和進行了時效熱處理后的焊接接頭的各五個位置提取的試樣的橫截面進行了鏡面研磨、腐蝕，之后，利用光學顯微鏡進行檢查，對焊接金屬中的裂紋的有無進行了調查。另外，將在全部五個試樣中沒有裂紋的焊接接頭視為“合格”。并且，從檢查結果中未在焊接金屬中發(fā)現(xiàn)裂紋的、保持焊接后的狀態(tài)的焊接接頭中，以焊接金屬為平行部的中央的方式提取圓棒蠕變斷裂試驗片，在母材板材的目標斷裂時間達到約1000小時的700°C、147MPa的條件下進行蠕變斷裂試驗，將母材發(fā)生斷裂的試驗片視為“合格”。在表3中表示上述各試驗的結果。表3的“裂紋觀察結果”欄中的“〇”表示在全部五個試樣中沒有裂紋的“合格”的焊接接頭。另一方面，“ X ”表示在五個試樣中的至少一個試樣中發(fā)現(xiàn)了裂紋。此外，“蠕變斷裂試驗結果”欄中的“〇”表示母材發(fā)生了斷裂的“合格”的焊接接頭。另一方面，“ X ”表示母材未發(fā)生斷裂。焊接材料符號E的“一”表示由于在從保持焊接后的狀態(tài)的焊接接頭所提取的試樣的焊接金屬中發(fā)現(xiàn)了裂紋，因此未進行蠕變斷裂試驗。表權利要求
1.一種奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，其特征在于， 該奧氏體系耐熱鋼用焊接材料具有如下的化學成分以質量％計，含有C :大于O. 05%且小于等于 O. 18%、Si 0. 5% 以下、Mn 1. 5% 以下、Ni :40% 50%、Cr :20% 25%、W :大于8. 0%且小于等于13. 0%,Ti 0. 01% O. 2%,N :大于O. 03%且小于等于O. 20%以及Al :0. 01%以下，其余部分由Fe和雜質組成，作為雜質的0、P和S分別為O :0. 02%以下、P O. 008%以下以及S :0. 005%以下。
2.根據(jù)權利要求I所述的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，其特征在于， 以質量％計，含有Nb :小于O. 60%來代替Fe的一部分。
3.一種焊接金屬，其使用權利要求I或權利要求2所述的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料而形成。
4.一種焊接接頭，其特征在于， 由高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材和權利要求3所述的焊接金屬構成。
5.根據(jù)權利要求4所述的焊接接頭，其特征在于， 高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材以質量％計含有W :6. O % 10. O %、Ni :40% 50% 以及 Cr :20% 25%。
6.根據(jù)權利要求4所述的焊接接頭，其特征在于， 高溫強度優(yōu)異的奧氏體系耐熱鋼的母材以質量％計含有C :0. 04% O. 12%、Si :O. 5% 以下、Mn :I. 5% 以下、P 0. 03% 以下、S 0. 01% 以下、Ni :40% 50%、Cr :20% 25%,W 6. 0% 10. 0%,Mo :0. 2% 以下、Nb :大于等于 O. 05%且小于 O. 60%,Ti 0. 02% O. 20%、N :0. 02%以下、B :0. 005%以下以及Al :0. 04%以下，其余部分由Fe和雜質組成。
全文摘要
本發(fā)明提供一種在焊接時具有優(yōu)異的耐熱裂紋性的奧氏體系耐熱鋼用焊接材料，該奧氏體系耐熱鋼用焊接材料具有如下的化學成分含有C大于0.05％且小于等于0.18％、Si≤0.5％、Mn≤1.5％、Ni40％～50％、Cr20％～25％、W大于8.0％且小于等于13.0％、Ti0.01％～0.2％、N大于0.03％且小于等于0.20％以及Al≤0.01％，并且，根據(jù)需要含有Nb＜0.60％，其余部分由Fe和雜質組成，作為雜質的O、P和S分別為O≤0.02％、P≤0.008％和S≤0.005％。本發(fā)明能夠提供一種通過使用上述焊接材料而具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬。并且，能夠提供一種由通過使用上述焊接材料而具有焊接過程中的耐熱裂紋性、在高溫下長時間使用過程中的耐應力松弛裂紋性以及良好的蠕變強度的焊接金屬和具有高溫下的優(yōu)異的蠕變強度的母材構成的焊接接頭。
文檔編號B23K35/30GK102947047SQ20118002818
公開日2013年2月27日 申請日期2011年6月2日 優(yōu)先權日2010年6月7日
發(fā)明者平田弘征, 岡田浩一, 凈徳佳奈, 小川和博, 吉澤滿 申請人:新日鐵住金株式會社