埋弧焊用粘结焊剂和实芯焊丝以及低温用钢的埋弧焊方法

摘要

本发明提供一种埋弧焊用粘结焊剂和实芯焊丝以及低温用钢的埋弧焊方法，其能够在优异的焊接操作性下，得到低温断裂韧性优异的焊接部(焊接金属)。埋弧焊用粘结焊剂含有MgO：23～43质量％、Al

说明书

技术领域

本发明涉及埋弧焊用粘结焊剂及焊丝，特别涉及至-40℃左右的低温 下仍能够得到具有优异的断裂韧性的焊接部，主要被作为海洋结构物或 LPG油储罐等使用的、适于低温高强度用钢的焊接的埋弧焊用粘结焊剂和 实芯焊丝，以及低温用钢的埋弧焊方法。

背景技术

低温用钢被用于寒冷地区的输送管线管、海洋中的石油钻探平台等的 海洋结构物、LPG储罐等。在这些结构物中，从安全性和耐久性的观点出 发而要求品质的更进一步提高，其中，对于焊接部的性能提高有着更严格 的要求。

作为该焊接部的品质，具有低温下的断裂韧性，作为该韧性的评价标 准，是摆锤冲击试验中的吸收能及设计温度下的断裂韧性值(CTOD)。

历来，作为以提高该低温下的断裂韧性性能为目的的技术，本申请申 请人提出有专利文献1所公开的技术。该专利文献1所公开的埋弧焊用粘 结焊剂含有MgO：20～45％、Al₂O₃：10～30％、CaF₂：5～15％、SiO₂：5～ 20％、金属碳酸盐(以CO₂换算)：2～10％、CaO和BaO的一种或两种的 合计：2～20％，并且含有金属Si、金属Al和金属Ti的一种或两种以上的 合计：0.5～5％，金属Ti和Ti氧化物(以Ti换算)的合计(totalTi)：1～ 7％，金属B和B氧化物(以B换算)的一种或两种的合计：0.1～0.5％， S：0.005～0.15％。

另外，在专利文献2中公开，在低温用钢用Ti脱氧钢所代表的控制 脱氧的多层焊接中，作为以得到良好的焊接操作性和在AW(焊接的状态 下)及PWHT(去应力退火后)均具有良好的韧性的焊接部为目的的低温 用钢的埋弧焊用焊丝，是一种埋弧焊用粘结焊剂和焊丝，其对于从Ca、 Mg、Zr和Al中选也的一种以上的元素量的合计，以重量％计为0.015％以 下的Ti脱氧钢所代表的控制脱氧钢板进行焊接，其中，埋弧焊用粘结焊 剂为满足下式(1)～(3)，且8≤(SiO₂)F≤16％，(Si)F≤0.5％，0.1 ≤(Al)F≤1.5％，(Mg)F≤4.5％，0.1≤(Al)F+0.25×(Mg)F≤1.5％， 埋弧焊用焊丝同样满足下式(1)～(3)，且0.005≤[C]W≤0.08％，0.005％ ≤[Si]W≤0.10％，1.5≤[Ni]W≤3.5％。

0.002≤0.1×(B₂O₃)_F+6×[B]_W+3×[B]_B≤0.025…(1)

0.05≤0.01×(TiO₂)_F+0.1×(Ti)_F+3×[Ti]_W+1.5×[Ti]_B≤0.22…(2)

0.1×(P)_F+0.6×[P]_W+0.3×[P]_B≤0.012…(3)

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】特开平7-256489号公报

【专利文献2】特开平10-113791号公报

在专利文献1中，通过调整焊剂的碱度和Ti、B等合金成分，能够使 焊接金属中的氧、Ti、B量适当化，确保优异的断裂韧性直至-60℃。但 是，焊接金属的强度级为，0.2％屈服强度在450MPa左右，因此要求更进 一步的高强度化。

另外，在专利文献2中，海洋结构物和LPG储罐等所使用的低温用 钢在焊接时，想要在AW(焊接的状态下)及PWHT(去应力退火后)的 状态下，得到至-70℃下低温韧性优异的焊接金属，但是没有达成使低温 断裂韧性(特别是CTOD性能)提高。

发明内容

本发明样的问题点而做，其目的在于，提供一种埋弧焊用粘结焊剂和 实芯焊丝以及低温用钢的埋弧焊方法，其通过适当地规定焊丝和焊剂的组 成，能够在优异的焊接操作性下，得到低温断裂韧性优异的焊接部(焊接 金属)。

本发明的埋弧焊用粘结焊剂，其特征在于，含有MgO：23～43质量％、 Al₂O₃：11～31质量％、CaF₂：6～16质量％、SiO₂：7～20质量％、金属 碳酸盐：以CO₂换算为1.0～8.0质量％、CaO和BaO的一种或两种：合 计2～16质量％，并且含有金属Si：0.4～1.5质量％，金属Ti和Ti氧化物 (total Ti)：以Ti换算值的合计为1.0～7.0质量％，金属B和B氧化物的 一种或两种：以B换算值的两者合计为0.01～0.20质量％，碱金属Na、K 和Li的氧化物：以向各元素换算的换算值合计，含有1.0～6.0质量％，满 足(Ti换算值+B换算值)/SiO₂：0.05～0.55。

本发明的埋弧焊用实芯焊丝，其特征在于，含有C：0.10～0.15质量％、 Mn：1.5～2.5质量％、Ni：2.0～2.6质量％，Mo限制在0.05质量％以下， N限定在0.008质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且满足 [Ni]/([Mn]+[Mo])：0.9～1.5。

本发明的低温用钢的埋弧焊方法，其特征在于，使用如下埋弧焊用粘 结焊剂和埋弧焊用实芯焊丝，得到含有B：0.0010～0.0050质量％和Ti： 0.010～0.050质量％，满足[Ti]/[O]：0.50～0.90的焊接金属，

该埋弧焊用粘结焊剂含有MgO：23～43质量％、Al₂O₃：11～31质量％、 CaF₂：6～16质量％、SiO₂：7～20质量％、金属碳酸盐：以CO₂换算为 1.0～8.0质量％、CaO和BaO的一种或两种：合计2～16质量％，并且含 有金属Si：0.4～1.5质量％，金属Ti和Ti氧化物(total Ti)：以Ti换算值 的合计为1.0～7.0质量％，金属B和B氧化物的一种或两种：以B换算值 的两者合计为0.01～0.20质量％，碱金属Na、K和Li的氧化物：以换算 成各元素的换算值合计，含有1.0～6.0质量％，满足(Ti换算值+B换算 值)/SiO₂：0.05～0.55；

该埋弧焊用实芯焊丝含有C：0.10～0.15质量％、Mn：1.5～2.5质量％、 Ni：2.0～2.6质量％，Mo限制在0.05质量％以下，N限定在0.008质量％ 以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且满足[Ni]/([Mn]+[Mo])： 0.9～1.5。

根据本发明的埋弧焊用粘结焊剂，通过适当地规定焊剂的组成，能够 得到具有优异的焊接操作性和断裂韧性的焊接金属。

另外，根据本发明的埋弧焊用料芯焊丝，通过适当地规定焊丝的组成， 能够得到高强度且具有优异的断裂韧性的焊接金属。

此外，根据本发明的低温用钢的埋弧焊方法，能够得到0.2％屈服应 力为500MPa以上、抗拉强度为610MPa以上、CTOD值δ(-40℃)为 0.25mm以上的焊接金属。

附图说明

图1是表示焊丝的[Ni]/([Mn]+[Mo])比率对焊接金属的各性质的影 响的标绘图。

图2是表示焊剂的(Ti换算值+B换算值)/SiO₂对焊接金属的各性质 的影响的标绘图。

具体实施方式

历来，焊接金属的高韧性化技术被大量提出，而专利文献1所公开的 技术是通过调整焊剂碱度和合金成分来达成高韧性化。另外，在专利文献 2中，通过调整焊剂和焊丝中各自的合金成分来达成高韧性化。但是，在 这些现有的技术中，0.2％屈服强度为450MPa左右，另外CTOD值低。本 发明为了消除这样的现有技术的问题点而做，开发出通过调整焊剂和焊丝 的合金成分，强度级0.2％屈服强度为500MPa以上、抗拉强度为610MPa 以上、CTOD至-40℃为0.25mm以上，具有优异的断裂韧性的焊接金属。

以下，对于本发明的焊剂和焊丝的组成限定理由进行说明。首先，对 于埋弧焊用粘结焊剂的组成进行说明。

(1)埋弧焊用粘结焊剂

“MgO：23～43质量％”

MgO具有的作用是，通过其添加，提高碱度，并且作为脱氧剂使焊 接金属中的氧降低，因此在降低氧上有效。另外，MgO的添加也使熔渣 的耐火性增加。MgO低于23质量％时，该作用无法发挥。另外，若MgO 超过43质量％，则熔渣的剥离和焊道外观恶化。

“Al₂O₃：11～31质量％”

Al₂O₃具有作为造渣剂的作用，有确保焊道的熔渣剥离性的效果。另 外，Al₂O₃具有提高电弧的集中性和稳定性的作用。但是，若Al₂O₃低于 11质量％，则熔渣的剥离性劣化，电弧不稳定，焊接变得困难。另外，若 Al₂O₃超过31质量％，则焊接金属中的氧增加，使焊接金属的韧性劣化。

“CaF₂：6～16质量％”

CaF₂公知的作用是调整生成熔渣的熔点，但CaF₂也有使焊接金属中 的氧降低的效果。但是，CaF₂低于6质量％时，该效果得不到发挥，另外 若CaF₂超过16质量％，则电弧变得不稳定，焊道外观劣化，另外在焊道 上发生麻点。

“SiO₂：7～20质量％”

SiO₂作为造渣剂而具有修整焊道外观和焊道形状的作用，但在SiO₂低于7质量％时，该效果得不到发挥，另外若SiO₂超过20质量％，则使 焊接金属中的氧增加，使韧性劣化。

“金属碳酸盐：以CO₂换算为1.0～8.0质量％”

金属碳酸盐因焊接热而气化，具有降低电弧气氛中的水蒸气分压，降 低焊接金属的扩散性氢量这样的电弧保护效果。但是，金属碳酸盐低于1.0 质量％时，该效果无法发挥。另外，若金属碳酸盐超过8.0质量％，则熔 渣的剥离恶化，这时在焊道上发生麻点，操作性不良。一般来说，作为金 属碳酸盐可列举CaCO₃、BaCO₃等。

“CaO和BaO的一种或两种：合计2～16质量％”

CaO和BaO与MgO一起提高碱度，对于降低焊接金属中的氧有效。 另外，CaO和BaO具有同样的作用效果。但是，CaO和BaO其一种或两 种的合计低于2质量％时，无法发挥该效果，另外若超过16质量％，则电 弧稳定性和焊道的外观劣化。

“金属Si：0.4～1.5质量％”

金属Si具有使焊接金属中的氧量降低的脱氧效果。该金属Si通常以 Fe-Si合金的形式添加。该合金中的Si在焊剂单位质量中低于0.4质量％ 时，脱氧效果无法被发挥。另外，若Si超过1.5质量％，则脱氧效果饱和， 焊接金属的韧性反而劣化，并且强度过度提高。

“金属Ti和Ti氧化物(total Ti)：以Ti换算值的合计为1.0～7.0质 量％”

金属Ti具有使焊接金属中的氧量降低的脱氧效果。另外，Ti氧化物 作为造渣剂而具有调节粘性和流动性的效果。金属Ti也在焊接中氧化， 成为Ti氧化物，作为造渣剂而具有调节粘性和流动性的效果。其合计(total  Ti)低于1.0质量％时，该效果得不到发挥，若超过7.0质量％，则脱氧过 剩，另外熔渣量过剩，在焊道表面发生烧结，熔渣剥离性劣化。如此，金 属Ti和Ti氧化物彼此具有密切的关联性，作为total Ti来规定其量。焊剂 的金属Ti和Ti氧化物(Ti换算值)的合计(total Ti)的更优选范围是0.3～ 1.3质量％

“金属B和B氧化物的一种或两种：以B换算值的两者合计为0.01～ 0.20质量％”

金属B和B氧化物具有控制焊接金属中的固溶B量的效果，但是B 换算值以与金属B的合计低于0.01质量％时，抑制固溶B在晶界偏析中 的微细的组织，韧性提高效果无法发挥，若B换算值的合计超过0.20质 量％，则焊接金属的淬火性大幅上升，韧性降低。焊剂的金属B和B氧化 物的一种或两种，以B换算值的合计，更优选的范围是0.01～0.15质量％。

“碱金属Na、K和Li的氧化物：以向各元素换算的换算值合计，为 1.0～6.0质量％”

碱金属Na、K和Li的氧化物具有使电弧稳定化的效果，但这些氧化 物以向各元素换算的换算值合计而低于1.0质量％时，该效果无法被发挥。 另外，若向各元素换算的换算值的合计超过6.0质量％，则脱氧效果无法 提高，焊接金属的韧性劣化，并且强度过度上升。

“(Ti换算值+B换算值)/SiO₂：0.05～0.55”

在本发明中，为了确保断裂韧性和焊接操作性这两方，如上述这样限 定各成分组成，但本发明者们还发现，通过将(Ti换算值+B换算值)/SiO₂规定在满足0.05～0.55的范围，能够确保断裂韧性和焊接操作性这两方。 若(Ti换算值+B换算值)/SiO₂低于0.05，则生成焊接金属氧量高的粗大 的组织，由此导致断裂韧性降低。另外，若(Ti换算值+B换算值)/SiO₂超过0.55，则熔渣的剥离性和焊道形状等的焊接操作性劣化，焊接金属的 强度也上升，断裂韧性降低。熔渣的(Ti换算值+B换算值)/SiO₂更优选 的范围是0.10～0.40。

(2)其次，对于实芯焊丝的组成进行说明。

“C：0.10～0.15质量％”

为了得到良好的韧性，需要降低C。为了在焊接金属中得到良好的低 温韧性，需要使之处于0.15质量％以下。但是，若C低于0.10质量％，则 脱氧不足，韧性劣化。

“Mn：1.5～2.5质量％”

Mn确保焊接金属的淬火性，在生成晶内铁素体的相变核上需要。这 一Mn的效果在1.5质量％以上时能够获得，但是若Mn超过2.5质量％， 则焊接金属的淬火性过大，韧性劣化。

“Ni：2.0～2.6质量％”

Ni在焊接金属的基体中固溶，使铁素体本身高韧性化。这一Ni的效 果在2.0质量％以上时能够获得。另一方面，若Ni超过2.6质量％，则P 和S容易在晶界析出，高温裂纹容易产生。

“Mo：0.05质量％以下”

Mo具有使焊接金属的提高的效果。但是，若Mn超过0.05质量％， 则焊接金属的淬火性过度上升，焊接金属的韧性降低。

“N：0.008质量％以下”

N是使韧性劣化的元素，优选尽可能低，因此使N的上限为0.008％。 还有，本发明的实芯焊丝的余量是Fe和不可避免的杂质。

“[Ni]/([Mn]+[Mo])：0.9～1.5”

在本发明中，为了提高断裂韧性和耐高温裂纹性双方，以上述方式规 定实芯焊丝的组成，但本发明者们还发现，若在[Ni]/([Mn]+[Mo])满足 0.9～1.5的范围调整各成分的组成，则能够更确实地使断裂韧性和耐高温 裂纹性这两方提高。若[Ni]/([Mn]+[Mo])低于0.9，则焊接金属的淬火性 高，断裂韧性降低。另外，若[Ni]/([Mn]+[Mo])超过1.5，则高温裂纹容 易产生。焊丝的[Ni]/([Mn]+[Mo])更优选的范围是1.0～1.4。

(3)接着，对于由本发明的焊接方法得到的焊接金属的组成进行说 明。

“B：0.0010～0.0050质量％”

B低于0.0010质量％时，发挥不出先共析铁素体的抑制效果，韧性劣 化。另一方面，若B超过0.0050质量％，则焊接金属的淬火性变大，由此 导致韧性劣化。

“Ti：0.010～0.050质量％”

Ti低于0.010质量％时，晶内针状铁素体的相变核的生成受到阻碍， 韧性劣化。另一方面，若Ti超过0.050质量％，则由于粗大的板条状贝氏 体的生成导致韧性劣化。

“[Ti]/[O]：0.50～0.90”

[Ti]/[O]低于0.50时，脱氧不足，因此粗大的先共析铁素体的生成， 由此导致韧性劣化。另一方面，若[Ti]/[O]超过0.90，则粗大的板条状贝氏 体的生成导致韧性劣化。

【实施例】

以下，通过本发明的实施例更具体地说明本发明的效果。制作下述表 1所示的W1～W6的6种焊丝。表1中W1～W3是处于本发明的范围的 实施例，W4～W6是脱离本发明的范围的比较例。焊丝直径在全部焊丝中 为4.0mm。同样，制作下述表2和表3所示的F1～F15的15种焊剂。这 些焊剂的原料是对于原料粉末以水玻璃作为粘合材料而进行造粒后，以 500℃分别烧成，粒化为10～48筛号的粒度。在下述表2和表3中，F1～ F5是处于本发胆的范围的实施例，F6～F15是脱离本发明的范围的比较 例。

【表1】

【表2】

【表3】

将上述表1所示的实芯焊丝与上述表2和表3所示的焊剂加以组合， 根据下述表5所示的焊接条件，对于下述表4所示的钢板进行全熔敷金属 焊接试验。由该表5所示的焊接试验条件焊接的焊接金属的机械的性质、 焊接操作性和化学成分，由下述表6所示的试验方法求得。在机械的性质 中，屈服强度为500MPa以上、抗拉强度为610MPa以上以及-40℃的 CTOD值为0.25mm以上为合格。

【表4】

【表5】

【表6】

接着，对于耐高温裂纹性能试验进行说明。使用上述表1所示的焊丝， 组合上述表2和表3所示的焊剂，使用上述表4所示的组成的钢板，通过 拘束对接焊接裂纹试验，求得由下述表7所示的焊接条件进行焊接的焊接 金属的耐高温裂纹性。裂纹率为裂纹长度相对于断裂的焊道的焊道长度的 比率(质量％)，以10质量％以下为合格(包含弧坑裂纹)。

【表7】

上述全熔敷金属焊接试验和耐高温裂纹性能试验的结果显示在下述 表8至表10和图1及图2中。表8显示本发明的实施例和比较例的机械 的性质，表9显示同样的焊接操作性和裂纹率。另外，表10显示本发明 的实施例和比较例的焊接金属组成(余量是Fe和不可避免的杂质)。还有， 焊接操作性一栏的○表示良好，×表示不良。

【表8】

【表9】

【表10】

使用了本发明的实施例的实芯焊丝W1～W3和焊剂F1～F5的焊接试 验T1～T5的情况，如表8所示，0.2％屈服强度和抗拉强度双方均高，另 外-60℃的吸收能也高，CTOD(-40℃)也能够得到大的值。相对于此， 使用了比较例的实芯焊丝W4～W6和焊剂F6～F15的焊接试验T6～T15 的情况是，0.2％屈服强度、抗拉强度、-60℃的吸收能、CTOD(-40℃) 的某一项差。

另外，如表9所示，本发明的实施例T1～T5，表示焊接操作性的熔 渣剥离性、焊道外观、麻点、焊道的烧结、扩散性氢量和裂纹率全部优异， 相对于此，比较例T6～T15，上述特性的某一项差。

此外，本发明的实施例T1～T5，焊接金属的组成满足本发明的范围， 比较例T6～T15，焊接金属的组成不满足本发明的范围。

另外，图1和图2是分别表示焊丝的[Ni]/([Mn]+[Mo])比率和焊剂 的(Ti换算值+B换算值)/SiO₂对焊接金属的各性质的影响的标绘图。该 图1绘制的是表1所示的实芯焊丝W1～W6，图2绘制的是表2和表3所 示的焊剂F1～F15。在实芯焊丝W1～W6中，若[Ni]/([Mn]+[Mo])低于 0.9，则焊接金属的淬火性过高，断裂韧性降低。另外，若[Ni]/([Mn]+[Mo]) 超过1.5，则容易产生高温裂纹。另一方面，在焊剂F1～F15中，若(Ti 换算值+B换算值)/SiO₂低于0.05，则焊接金属的氧量过高，生成粗大的 组织，由此导致断裂韧性降低。另外，若(Ti换算值+B换算值)/SiO₂超 过0.55，则熔渣的剥离性和焊道外观等的焊接操作性劣化，焊接金属强度 也上升，断裂韧性降低。