專利名稱：回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭。更具體地說，本發(fā)明涉及蠕變強(qiáng)度顯著降低的HAZ細(xì)粒部分的形成得到抑制的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭。
背景技術(shù)：
回火馬氏體耐熱鋼，如ASMET91、P92、P122所代表的那樣，具有良好的高溫蠕變強(qiáng)度，并被廣泛用于以火力發(fā)電設(shè)備或核能發(fā)電設(shè)備為首的高溫設(shè)備的耐熱耐壓構(gòu)件中。然而，在很多情況下，在高溫設(shè)備中，回火馬氏體耐熱鋼的耐壓構(gòu)件或耐壓零件是通過焊接制造的，且焊接部分具有與母材不同的結(jié)構(gòu)，因此蠕變強(qiáng)度常常比母材低。因此，焊接部分的蠕變強(qiáng)度對于高溫設(shè)備的性能來說是很重要的一個因素。
在高溫設(shè)備的耐熱耐壓部分中所使用的焊接方法中，可以列舉出TIG焊接、涂藥焊條電弧焊、潛弧焊等。無論通過哪種方法，都會由于焊接時所施加的熱量而導(dǎo)致在焊接部分中產(chǎn)生結(jié)構(gòu)變化的部分(熱影響部分，HAZ)。即使在焊接時溫度瞬間上升，回火馬氏體耐熱鋼的HAZ也會由于被暴露在Ac1點或以上的溫度下而導(dǎo)致結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，因此存在比母材(非熱影響部分)蠕變強(qiáng)度降低的問題。即，如果使用包含母材和焊接部分的焊接接頭作為試驗片平行部分進(jìn)行蠕變試驗，會在HAZ部分發(fā)生斷裂。
如果回火馬氏體耐熱鋼被暴露在Ac1點或以上的溫度下，作為回火馬氏體結(jié)構(gòu)的母相的鐵氧體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。在該轉(zhuǎn)變過程中，新生的奧氏體的結(jié)構(gòu)是通過破壞原有的回火馬氏體的結(jié)構(gòu)而形成的。即，在Ac1點或以上的溫度所產(chǎn)生的奧氏體顆粒并不依賴于作為回火馬氏體母相的鐵氧體顆粒所形成的結(jié)構(gòu)，并且腐蝕鐵氧體顆粒所形成的結(jié)構(gòu)而生成、長成顆粒的。如果達(dá)到Ac3點或以上的溫度，母相全部變成奧氏體，原有的回火馬氏體的結(jié)構(gòu)消失。
因此，由于在Ac1點～Ac3點附近的溫度，奧氏體顆粒大多是新生成的，因此粒徑變成非常細(xì)小的結(jié)構(gòu)(HAZ細(xì)顆粒部分)。從Ac3點附近或以上到熔點的溫度，奧氏體顆粒粗大化，如果和暴露在Ac1點～Ac3點附近溫度下的部分的結(jié)構(gòu)相比，舊奧氏體粒徑變成相對更大的結(jié)構(gòu)(HAZ粗顆粒部分)。
而在市售的P92或P122等中，母材的舊奧氏體粒徑變得比HAZ粗顆粒部分的舊奧氏體粒徑更大。即，在1090℃或以下的溫度正火的P92或P122等的HAZ中，和母材相比，舊奧氏體粒徑更細(xì)。迄今為止，從對P92或P122等的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭的蠕變強(qiáng)度的研究結(jié)果可知，在HAZ細(xì)顆粒部分蠕變強(qiáng)度顯著降低。P92或P122等的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，在蠕變試驗中，產(chǎn)生在HAZ細(xì)顆粒部分破裂的IV型破壞，在650℃下蠕變斷裂時間降低到母材的20％左右。
因此，為了抑制HAZ細(xì)粒部分的蠕變強(qiáng)度的劣化，提出了在母材中生成Ti、Zr、Hf系的碳氮化物的方案(例如參閱專利文獻(xiàn)1)。此外，還提出了使其含有總計為1×104～1×108個/mm2的粒徑為0.002～0.1μm的含Mg氧化物顆粒、和由含鎂氧化物與以其作為內(nèi)核析出的碳氮化物所構(gòu)成的粒徑為0.005～2μm的復(fù)合顆粒的1種或2種的技術(shù)方案(例如參閱專利文獻(xiàn)2)。進(jìn)而，提出了利用Ta氧化物抑制HAZ的蠕變強(qiáng)度劣化的技術(shù)方案(例如參閱專利文獻(xiàn)3)。此外，還提出了通過形成W和Mo達(dá)到最佳平衡以及添加W和由Nb、Ta所構(gòu)成的碳氮化物抑制HAZ的蠕變強(qiáng)度劣化的技術(shù)方案(例如參閱專利文獻(xiàn)4、5)。另外，提出了通過添加Cu和Ni以便提高HAZ的固溶強(qiáng)化和韌性，抑制HAZ的蠕變強(qiáng)度的劣化的技術(shù)方案(例如參閱專利文獻(xiàn)6)。
但是，在P92和P122等的焊接接頭的蠕變試驗中，HAZ，特別是在HAZ細(xì)粒部分所觀察到的破壞是通過下述方式進(jìn)行的在以舊奧氏體晶界為主的晶界上形成空隙，并連通這些空隙。從這樣的破壞來看，如果舊奧氏體粒徑小，則生成空隙的部位增多，空隙變得容易連通，因此，可以認(rèn)為是HAZ的蠕變強(qiáng)度劣化的一個重要因素。
鑒于上述情況，本申請發(fā)明的目的在于能夠解決下述問題，即，提供一種蠕變強(qiáng)度顯著降低的HAZ細(xì)粒部分的形成得到抑制的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭。
專利文獻(xiàn)1特開平8-85848號公報專利文獻(xiàn)2特開2001-1927761號公報專利文獻(xiàn)3特開平6-65689號公報專利文獻(xiàn)4特開平11-106860號公報專利文獻(xiàn)5特開平9-71845號公報專利文獻(xiàn)6特開平5-43986號公報發(fā)明內(nèi)容作為解決上述問題的技術(shù)方案，本申請發(fā)明提供了一種回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，其特征在于具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼焊接熱影響部分的細(xì)粒部分的蠕變強(qiáng)度為母材蠕變強(qiáng)度的90％或以上(權(quán)利要求1)。
作為優(yōu)選的方式，本發(fā)明提供了一種具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼，以重量％計，其含有0.003～0.03％的B(權(quán)利要求2)；一種具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼，以重量％計，其含有0.03～0.15％的C、0.01～0.9％的Si、0.01～1.5％的Mn、8.0～13.0％的Cr、0.0005～0.02％的Al、0.1～2.0％的Mo+W/2、0.05～0.5％的V、0.06％或以下的N、0.01～0.2％的Nb、0.01～0.2％的(Ta+Ti+Hf+Zr)中的任1種或2種或以上，并且殘留部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)(權(quán)利要求3)；一種具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼，以重量％計，其進(jìn)一步含有0.1～5.0％的Co、0.5％或以下的Ni、1.7％或以下的Cu中的任1種或2種或以上(權(quán)利要求4)；并且，一種具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼，以重量％計，其進(jìn)一步含有0.03％或以下的P、0.01％或以下的S、0.02％或以下的O、0.01％或以下的Mg、0.01％或以下的Ca、總計0.01％或以下的Y和稀土類元素中的任1種或2種或以上(權(quán)利要求5)。
另外，本申請中所述的蠕變強(qiáng)度包括蠕變斷裂強(qiáng)度。
附圖的簡單說明

圖1為焊接接頭的焊接熱影響部分及其細(xì)粒部分的簡要示意圖。
圖2為P2材料和P2材料的焊接接頭在650℃下的蠕變試驗中的應(yīng)力與斷裂時間的關(guān)系圖。
具體實施例方式
在像焊接回火馬氏體類耐熱鋼時那樣，在加熱時母相的鐵氧體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的現(xiàn)象中，如果能夠使奧氏體顆粒的形成依賴于母相的鐵氧體微粒的形狀或晶體取向等，則加熱時所生成的奧氏體結(jié)構(gòu)應(yīng)該會形成與焊接前的回火馬氏體結(jié)構(gòu)相同的或者類似的結(jié)構(gòu)。此外，在加熱結(jié)束后進(jìn)行冷卻時，通過加熱到Ac1點或以上形成的奧氏體在冷卻過程中轉(zhuǎn)化為馬氏體，結(jié)構(gòu)應(yīng)該會形成與焊接前的回火馬氏體結(jié)構(gòu)相同的或者類似的結(jié)構(gòu)。因此，可以認(rèn)為如果能夠使奧氏體顆粒的形成依賴于母相的鐵氧體微粒的形狀或晶體取向等的話，HAZ的結(jié)構(gòu)中不會出現(xiàn)大的變化，并且顯示出大致與母材相同蠕變強(qiáng)度。
但是，即使使奧氏體顆粒的形成依賴于母相的鐵氧體微粒的形狀或晶體取向等，也難以使HAZ的全部區(qū)域保持與母材相同的結(jié)構(gòu)。這是因為，在焊接時暴露在Ac3點或以上且母材的正火溫度或以上的溫度的部位，形成與母材的回火馬氏體結(jié)構(gòu)相同的奧氏體結(jié)構(gòu)之后，存在奧氏體顆粒生長、粒徑粗大化的可能性。
但是，如圖1所示，可以認(rèn)為HAZ細(xì)粒部分大致占到了HAZ的一半寬度的范圍，并暴露在大約比正火溫度低的溫度下，并能夠?qū)⑾喈?dāng)于HAZ細(xì)粒部分的范圍的大半保持與母材相同的結(jié)構(gòu)。因此，在使奧氏體顆粒的形成依賴于母相的鐵氧體顆粒的形狀和晶體取向等、并使相當(dāng)于HAZ細(xì)粒部分的范圍的大半保持與母材相同的結(jié)構(gòu)的情況下，如果假定HAZ是通過焊接時的熱輸入導(dǎo)致結(jié)構(gòu)發(fā)生較大變化的部位，和此前的回火馬氏體類耐熱鋼的接頭相比，HAZ的寬度變窄，焊接接頭的蠕變強(qiáng)度則應(yīng)提高。這樣所觀察到的HAZ的寬度減少，可以被看做此前的HAZ細(xì)粒部分的消失或減少。
此外，即使奧氏體顆粒的形成依賴于母相的鐵氧體微粒的形狀或晶體取向等，在母材的回火馬氏體類耐熱鋼的舊奧氏體晶界附近不依賴于母相的鐵氧體微粒的形狀或晶體取向等，也容易形成新的奧氏體。因此，可以認(rèn)為在加熱到Ac1點或以上的部位形成部分不依賴于母相的鐵氧體顆粒的形狀或晶體取向等的奧氏體顆粒，但這樣的奧氏體的量少，如果大半以形成依賴于母相的鐵氧體微粒的形狀或晶體取向等的奧氏體，則相當(dāng)于HAZ細(xì)微粒部分的減少。
進(jìn)而，也可以認(rèn)為回火馬氏體類耐熱鋼的轉(zhuǎn)化，在加熱時轉(zhuǎn)化成奧氏體的同時產(chǎn)生奧氏體顆粒的重結(jié)晶，并顯著地細(xì)粒化。在該重結(jié)晶中所生成的奧氏體顆粒是以并不依賴于原來的回火馬氏體結(jié)構(gòu)的形狀和晶體取向等的方式生長的。因此，可以認(rèn)為通過抑制可被認(rèn)為是通過重結(jié)晶生成的不依賴于原來的回火馬氏體結(jié)構(gòu)的奧氏體顆粒的生成或生長，能夠形成依賴于原來的母相結(jié)構(gòu)的奧氏體結(jié)構(gòu)。
本發(fā)明的回火奧氏體類耐熱鋼的焊接接頭是基于上述原理制造的，焊接熱影響部分的細(xì)粒部分的蠕變強(qiáng)度達(dá)到母材的蠕變強(qiáng)度的90％或以上。
具體來說，為了實現(xiàn)本發(fā)明的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，可以選擇焊接接頭中所使用的回火馬氏體類耐熱鋼的成份。例如，通過在回火馬氏體類耐熱鋼中添加B，B在晶界中偏析出來，晶界能降低，因此從暴露在Ac1點或以上溫度的回火馬氏體類耐熱鋼的晶界上抑制不依賴于原來的鐵氧體顆粒的晶體取向的奧氏體顆粒的核的生成或生長，或者抑制重結(jié)晶奧氏體顆粒的生成或生長。其結(jié)果是，顯著地表現(xiàn)出轉(zhuǎn)變成依賴于原來的鐵氧體顆粒的晶體取向的奧氏體顆粒的現(xiàn)象。
以重量％計，B的合適含量為0.003～0.03％。當(dāng)不足0.003％時，由晶界偏析所產(chǎn)生的晶界能降低的效果不充分，而如果超過0.03％，則由于硼化物的過剩形成而導(dǎo)致韌性和加工性損失顯著。優(yōu)選B的含量為0.004～0.02％。
為了引起上述B的效果，必須考慮回火馬氏體類耐熱鋼的組成。依賴于母相的鐵氧體顆粒的形狀或晶體取向等的有效地形成奧氏體顆粒的回火馬氏體類耐熱鋼的組成如下所示。
以重量％計，N的合適含量為0.06％或以下。雖N通過于與Nb或V形成氮化物有助于蠕變強(qiáng)度，但如果超過0.06％，由于作為與B的氮化物的BN的量增多，所添加的B的效果顯著降低，并且，焊接性也降低。當(dāng)母材的舊奧氏體粒徑增大時，N的含量隨B的添加量的不同而不同，但優(yōu)選為0.01％或以下。
以重量％計，C的合適含量為0.03～0.15重量％。C為奧氏體穩(wěn)定化元素，在使回火馬氏體的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定化的同時，通過形成碳化物而有助于蠕變強(qiáng)度。當(dāng)含量不足0.03％時，碳化物的析出減少，不能得到充分的蠕變強(qiáng)度。另一方面，如果超過0.15％，在形成回火馬氏體結(jié)構(gòu)的過程中發(fā)生顯著的硬化、加工性降低，并且韌性也降低。C的含量優(yōu)選為0.05～0.12％。
以重量％計，Si的合適含量為0.01～0.9％。Si是確?？寡趸缘闹匾兀⑶以谥其摬襟E中還具有作為脫氧劑的功能。當(dāng)含量不足0.01％時，不能得到充分的抗氧化性，而如果超過0.9％，則韌性降低。優(yōu)選Si的含量為0.1～0.6％。
以重量％計，Mn的合適含量為0.01～1.5％。Mn在制鋼步驟中具有作為脫氧劑的功能，從降低用作脫氧劑的Al這點出發(fā)，也是一種重要的元素。如果不足0.01％，不能得到充分的脫氧功能，而如果超過1.5％，蠕變強(qiáng)度顯著降低，Mn含量優(yōu)選為0.2～0.8％。
以重量％計，Cr的合適含量為8.0～13.0％。Cr是確?？寡趸圆豢扇鄙俚脑?。當(dāng)含量不足8.0％時，不能得到充分的抗氧化性，如果超過13.0％，則δ鐵氧體的析出量增加，蠕變強(qiáng)度和韌性顯著降低。Cr的含量優(yōu)選為8.0～10.5％。
以重量％計，Al的合適含量為0.0005～0.02％。Al是作為脫氧劑的重要元素，并且必須含有0.0005％或以上。而如果含有超過0.02％，蠕變強(qiáng)度顯著降低。
以重量％計，Mo和W的含量，作為Mo當(dāng)量的(Mo+W/2)合適量為0.1～2.0％。Mo和W是固溶強(qiáng)化元素的同時通過形成碳化物有助于蠕變強(qiáng)度，為了發(fā)揮固溶強(qiáng)化效果，至少需要0.1％。另一方面，如果超過2.0％，促進(jìn)金屬間化合物的析出，蠕變強(qiáng)度和韌性顯著降低。優(yōu)選Mo+W/2為0.3～1.7％。
以重量％計，V的合適含量優(yōu)選為0.05～0.5％。V通過形成細(xì)微碳氮化物有助于蠕變強(qiáng)度。當(dāng)不足0.05％時，碳氮化物析出少、不能得到充分的蠕變強(qiáng)度。另一方面，如果超過0.5％，韌性顯著損失。
以重量％計，Nb的合適含量為0.01～0.2％。和V一樣，Nb通過形成細(xì)微碳氮化物有助于蠕變強(qiáng)度。當(dāng)不足0.01％時，碳氮化物析出少、不能得到充分的蠕變強(qiáng)度。另一方面，如果超過0.2％，韌性顯著損失。
和Nb或V一樣，Ta、Ti、Hf、Zr通過形成細(xì)微碳氮化物有助于蠕變強(qiáng)度。在未添加Nb的情況下，如果總計未添加0.01％或以上，則不能得到充分的蠕變強(qiáng)度。在添加Nb的情況下，雖然不一定必須添加，但是如果總計含量超過0.2％，則韌性降低。
以重量％計，Co的合適含量為0.1～5.0％。因為Co抑制δ鐵氧體的生成，并且容易形成回火馬氏體結(jié)構(gòu)，所以必須添加0.1％或以上。但是，如果超過5.0％，則不僅蠕變強(qiáng)度降低，而且由于是昂貴的元素，因而經(jīng)濟(jì)性變差。Co含量優(yōu)選為0.5～3.5％。
Ni和Cu都是奧氏體穩(wěn)定化元素，由于抑制δ鐵氧體的生成、提高韌性，可以添加任意1種或2種。但是，以重量％計，如果添加超過0.5％的Ni、超過1.7％的Cu，蠕變強(qiáng)度顯著降低。
P、S、O、Mg、Ca、Y和稀土元素都是不可避免的雜質(zhì)，優(yōu)選其含量越低越好。以重量％計，如果其含量超過P0.03％、S0.01％、O0.02％、Mg0.01％、Ca0.01％、Y和稀土元素0.01％，蠕變延展性就會降低。
在本申請發(fā)明的回火馬氏體類鋼的焊接接頭的回火馬氏體類鋼中，可使其含有1種或2種以上的各規(guī)定量的上述元素，其余的部分為鐵或不可避免的雜質(zhì)。另外，在不可避免的雜質(zhì)中，可以列舉出Sn、As、Sb、Se等，這些元素容易晶界偏析。此外，在制造工序中，在蠕變時，可能混入容易助長空隙形成的成分。優(yōu)選盡量減少這類雜質(zhì)元素。
通過本申請發(fā)明，能夠?qū)崿F(xiàn)蠕變強(qiáng)度顯著降低的HAZ細(xì)顆粒部分得到充分抑制的焊接接頭。能夠提高在發(fā)電用鍋爐·渦輪機(jī)、核發(fā)電設(shè)備、化工等領(lǐng)域中使用的耐熱耐壓焊接接頭構(gòu)件的可靠性、并能夠在高溫下長時間使用，實現(xiàn)各種設(shè)備的長壽命化、降低制造成本和運行成本，并能夠進(jìn)一步實現(xiàn)高效的設(shè)備。
下面給出實施例，并進(jìn)一步針對本發(fā)明的回火馬氏體類鋼的焊接接頭進(jìn)行詳細(xì)的說明。
實施例表1 Mg＜0.01％，Ca＜0.01％，Y和稀土元素＜0.01％
表1給出了焊接接頭的制作和HAZ的結(jié)構(gòu)確認(rèn)試驗所使用的材料的組成、形狀和熱處理。使用真空熔煉爐將P1、P2材料和T1～T3材料制成180kg的鑄塊。P1、P2材料通過熱煅形成30mm厚的板，實施如表1所示的熱處理。T1～T3材料通過熱擠壓形成外徑為84mm-壁厚12.5mm的鋼管，實施如表1所示的熱處理。S1B為ASME P122材料，熱處理如表1所示。S2是傳統(tǒng)材料ASME P92的市售同等材料，熱處理如表1所示。
針對P1、P2材料、T1～T3材料、S1B材料、S2材料，通過連接相同的材料制作焊接接頭。焊接接頭的制作條件，都是依照氣體·鎢·電弧焊接法，其電壓為10～15V、電流為100～200A、Ar屏蔽氣體、焊接后熱處理740℃-4小時。就焊接材料而言，在P1、P2材料、T1～T3材料的接頭中使用AWS ERNi Cr-3材料，在S1B材料、S2材料的接頭中使用共金系的焊接材料。測定這些焊接接頭的HAZ細(xì)粒部分依賴于母材的回火馬氏體結(jié)構(gòu)的鐵氧體顆粒的形狀或晶體取向的領(lǐng)域。在該測定過程中，如圖1所示，HAZ細(xì)粒部分定義為從焊接金屬到母材將HAZ分割成2部分的母材一側(cè)的部分。HAZ寬度根據(jù)通過使用微型維氏硬度計測定，定義為與母材的硬度比較，從由于熱影響所導(dǎo)致的軟化的部位到焊接金屬的長度。對于軟化不明顯的部位，在光學(xué)顯微鏡觀察時進(jìn)行蝕刻，通過目視測定顯示出比母材更強(qiáng)混濁的范圍寬度。具體來說，在焊接接頭的HAZ中切出剖面，進(jìn)行境面研磨后，進(jìn)行蝕刻，通過光學(xué)顯微鏡觀測依賴于母材的回火馬氏體結(jié)構(gòu)的鐵氧體顆粒的形狀或晶體取向的領(lǐng)域的面積。
表2

表2給出了焊接接頭的HAZ細(xì)粒部分依賴于母材結(jié)構(gòu)的鐵氧體顆粒的形狀和晶體取向的范圍的面積比。對于P1、P2材料和T1～T3材料而言，面積比達(dá)到75％或以上。因此，HAZ細(xì)粒部分結(jié)構(gòu)的大半部分具有與母材相同程度的舊奧氏體粒徑，可以理解為并非是向傳統(tǒng)的回火馬氏體類耐熱鋼那樣的由細(xì)微的舊奧氏體所形成的HAZ細(xì)粒部分。另一方面，傳統(tǒng)材料的S1B材料和S2材料的HAZ細(xì)粒部分全部被細(xì)微的舊奧氏體顆粒所占據(jù)。
另外，在測定依賴于母材的回火馬氏體結(jié)構(gòu)的鐵氧體顆粒形狀或晶體取向的范圍的過程中，如果是具有鄰接的相同晶體取向的范圍，可以認(rèn)為蝕刻的濃淡或形狀等變得相同，如果考慮HAZ細(xì)粒部分的暴露溫度和時間，通過重結(jié)晶生長的奧氏體顆粒的尺寸比較小，此外，通過重結(jié)晶所形成的奧氏體顆粒以外的范圍是依賴于原來的鐵氧體顆粒的方位等的轉(zhuǎn)化范圍。
并且，對P1、P2材料和T1～T3材料的焊接接頭進(jìn)行蠕變試驗。蠕變試驗的條件為溫度650℃，附加應(yīng)力100、110、120、130MPa。100MPa時在焊接金屬界面處斷裂，在110MPa或以上時，任何一種焊接接頭都在母材處斷裂，確認(rèn)了HAZ細(xì)顆粒部分具有良好的蠕變強(qiáng)度。另一方面，傳統(tǒng)的回火馬氏體類耐熱鋼的S1B材料、S2材料的焊接接頭的蠕變試驗結(jié)果(溫度650℃，附加應(yīng)力110、90MPa)，全部在HAZ細(xì)顆粒部分?jǐn)嗔眩_認(rèn)了HAZ細(xì)顆粒部分比母材的蠕變強(qiáng)度低。
另外，650℃時的110MPa的蠕變斷裂時間為P2材料的焊接接頭為1930小時、S1B材料的母材為1300小時、S1B材料的焊接接頭為950小時。P2材料的焊接接頭顯示出良好的蠕變強(qiáng)度。
圖2顯示了P2材料與P2材料的焊接接頭的650℃下的蠕變試驗的應(yīng)力與斷裂時間的關(guān)系。
在圖2中，P2材料的焊接接頭的蠕變強(qiáng)度位于相當(dāng)于P2材料的蠕變強(qiáng)度的90％的虛線之上，可以清楚地確認(rèn)為在母材的蠕變強(qiáng)度的90％或以上。同樣地，本申請發(fā)明的焊接接頭的650℃下的蠕變強(qiáng)度為母材的蠕變強(qiáng)度的90％或以上。
另一方面，S1B材料和S2材料的焊接接頭在650℃下的蠕變強(qiáng)度，在90MPa或以下的低應(yīng)力下，均不足母材的蠕變強(qiáng)度的90％。
根據(jù)上述結(jié)果，可以確認(rèn)本申請發(fā)明的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，在HAZ細(xì)粒部分中依賴于母材的回火馬氏體結(jié)構(gòu)的鐵氧體顆粒的形狀或晶體取向的范圍的面積比大，HAZ細(xì)粒部分的蠕變強(qiáng)度為母材的蠕變強(qiáng)度的90％或以上。
接著，從P2材料、T2材料、S1B材料和S2材料切取10mm×10mm×20mm左右的小片，將其在焊接時形成與HAZ細(xì)粒部分的部位所暴露的溫度環(huán)境950℃下保持1小時，然后空氣冷卻，接著實施焊接后熱處理(740℃-4小時，空氣冷卻)。實施這種熱處理，并通過測定依賴于母材回火馬氏體結(jié)構(gòu)的鐵氧體顆粒的形狀或晶體取向的范圍的面積比，可以評價依賴于母材結(jié)構(gòu)的結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。通常，所謂形成HAZ結(jié)構(gòu)的熱過程是指以數(shù)十～100K/秒的升溫速度達(dá)到峰值溫度，經(jīng)過在約數(shù)秒內(nèi)的極短時間內(nèi)保持或不保持峰值溫度的過程之后，以數(shù)十K/秒左右的降溫速度回到100～300℃左右的熱過程。因此，可以認(rèn)為通過上述950℃-1小時的熱處理所形成的結(jié)構(gòu)，由于和實際焊接時所暴露的條件相比保持時間更長，因此不依賴于母材結(jié)構(gòu)的結(jié)構(gòu)增多。另外，950℃-1小時的熱處理的升溫速度為20℃/分鐘。此外，所有樣品的Ac3點都在950℃或以下。
表3

在表3中，對于實施了950℃-1小時熱處理的各個樣品，顯示了依賴于母材結(jié)構(gòu)的結(jié)構(gòu)的面積比。S1B材料和S2材料完全不依賴于母材結(jié)構(gòu)，另一方面，P2材料和T2材料的依賴于母材結(jié)構(gòu)的結(jié)構(gòu)達(dá)到60％，變得和焊接接頭的HAZ細(xì)粒部分的結(jié)果一樣。
顯然，本發(fā)明并不限于上述實施例，并且就細(xì)節(jié)而言當(dāng)然也可能是各種各樣的方式。
工業(yè)實用性如上述詳細(xì)說明的那樣，通過本申請發(fā)明，可以實現(xiàn)蠕變強(qiáng)度顯著降低的HAZ部得到抑制的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭。
權(quán)利要求
1.一種回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，其特征在于具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼焊接熱影響部分中的細(xì)粒部分的蠕變強(qiáng)度為母材的蠕變強(qiáng)度的90％或以上。
2.如權(quán)利要求1所述的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，其中具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼以重量％計，含有0.003～0.03％的B。
3.如權(quán)利要求2所述的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，其中具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼以重量％計，含有0.03～0.15％的C、0.01～0.9％的Si、0.01～1.5％的Mn、8.0～13.0％的Cr、0.0005～0.02％的Al、0.1～2.0％的Mo+W/2、0.05～0.5％的V、0.06％或以下的N、0.01～0.2％的Nb、0.01～0.2％的(Ta+Ti+Hf+Zr)中的任1種或2種或以上，并且殘留部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)。
4.如權(quán)利要求3所述的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，其中具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼以重量％計，進(jìn)一步含有0.1～5.0％的Co、0.5％或以下的Ni、1.7％或以下的Cu當(dāng)中的任1種或2種或以上。
5.如權(quán)利要求4所述的回火馬氏體類耐熱鋼的焊接接頭，其中具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼以重量％計，進(jìn)一步含有0.03％或以下的P、0.01％或以下的S、0.02％或以下的O、0.01％或以下的Mg、0.01％或以下的Ca、總計0.01％或以下的Y和稀土類元素當(dāng)中的任1種或2種或以上。
全文摘要
一種具有回火馬氏體結(jié)構(gòu)的耐熱鋼，其焊接熱影響部分中的細(xì)粒部分的蠕變強(qiáng)度為母材的蠕變強(qiáng)度的90％或以上，且蠕變強(qiáng)度顯著降低的HAZ細(xì)粒部分的形成得到抑制。
文檔編號C22C38/32GK1784503SQ20048000869
公開日2006年6月7日 申請日期2004年3月31日 優(yōu)先權(quán)日2003年3月31日
發(fā)明者田淵正明, 岡田浩一, 近藤雅之, 塚本進(jìn), 阿部富士雄 申請人:獨立行政法人物質(zhì)·材料研究機(jī)構(gòu), 住友金屬工業(yè)株式會社, 三菱重工業(yè)株式會社