NI基合金焊接材料以及使用该材料的焊丝、焊条及焊接用粉末.pdf

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1、(10)申请公布号 CN 103358050 A (43)申请公布日 2013.10.23 CN 103358050 A *CN103358050A* (21)申请号 201310053826.X (22)申请日 2013.02.20 2012-079102 2012.03.30 JP B23K 35/30(2006.01) (71)申请人 株式会社日立制作所 地址 日本东京 (72)发明人 今野晋也 土井裕之 佐藤顺 (74)专利代理机构 中国国际贸易促进委员会专 利商标事务所 11038 代理人 王永红 (54) 发明名称 Ni 基合金焊接材料以及使用该材料的焊丝、 焊条及焊接用粉末 (5。

2、7) 摘要 本发明涉及 Ni 基合金焊接材料以及使用该 材料的焊丝、 焊条及焊接用粉末， 提供高温强度优 异， 且焊接性及加工性也优异的 Ni 基合金焊接 材料。本发明将以质量基准计含有 C ： 0.001 0.1、 Co ： 18 25、 Cr ： 16 20， Al ： 2.5 3.5， Mo+W ： 9.0 15.0、 B ： 0.001 0.03， 余量为 Ni 及不可避免的杂质的 析出强化型 的 Ni 基合金作为焊接材料使用。 (30)优先权数据 (51)Int.Cl. 权利要求书 1 页 说明书 8 页 附图 2 页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 权利。

3、要求书1页 说明书8页 附图2页 (10)申请公布号 CN 103358050 A CN 103358050 A *CN103358050A* 1/1 页 2 1.Ni 基合金焊接材料， 其特征在于， 以质量基准计含有 C ： 0.001 0.1、 Co ： 18 25、 Cr ： 16 20， Al ： 2.5 3.5， Mo+W ： 9.0 15.0、 B ： 0.001 0.03， 余量为 Ni 及不可避免的杂质。 2. 权利要求 1 所述的 Ni 基合金焊接材料， 其特征在于， 以质量基准计， C 的含量为 0.001 0.05。 3. 权利要求 2 所述的 Ni 基合金焊接材料， 其。

4、特征在于， 以质量基准计， Mo W 的含量 为 10.0 14.0。 4. 权利要求 3 所述的 Ni 基合金焊接材料， 其特征在于， 以质量基准计含有 C ： 0.01 0.04， Co ： 2023， Cr ： 1719， A1 ： 2.83.2， MoW ： 10.012.0， B ： 0.003 0.01。 5. 权利要求 1 4 任一项所述的 Ni 基合金焊接材料， 其特征在于， 作为强化相的 （Ni3Al） 相的固溶温度为850900的范围， 在800的析出量以体积基准计为1025。 6.权利要求15任一项所述的Ni基合金焊接材料， 其特征在于， 在800、 294MPa的 条件。

5、下的焊接部蠕变断裂时间为 200 小时以上。 7. 焊丝， 其特征在于， 含有权利要求 1 6 任一项所述的 Ni 基合金焊接材料。 8. 焊条， 其特征在于， 含有权利要求 1 6 任一项所述的 Ni 基合金焊接材料。 9. 焊接用粉末， 其特征在于， 含有权利要求 1 6 任一项所述的 Ni 基合金焊接材料。 权 利 要 求 书 CN 103358050 A 2 1/8 页 3 Ni 基合金焊接材料以及使用该材料的焊丝、 焊条及焊接用 粉末 技术领域 0001 本发明涉及 析出强化型的高强度 Ni 基合金、 以及焊接性优异的焊接材料。 背景技术 0002 用于火力发电厂的各种高温部件利用了。

6、高温强度优异的铁素体系耐热钢、 Ni 基超 合金等。这些材料大多是通过焊接来形成结构部品。伴随着发电效率的提高， 材料的使用 温度也变高， 对于焊接材料也要求高的强度特性。 0003 作为焊接方法， 可举电弧焊接、 激光焊接、 电子束焊接等， 任一种在经过一次使金 属材料熔融、 凝固的工序的方面都是相同的。 金属材料由于在凝固时体积收缩， 在冷却中产 生强的热应力。Ni 基合金那样的高强度材料， 在强度变高的另一面， 有延展性降低的倾向， 由于热应力而发生焊接裂纹等， 焊接性变差的倾向强。 特别是在通过 （Ni3Al） 相的析出 而强化的合金， 如在焊接之际 相析出， 或在冷却中析出， 则产生。

7、焊接裂纹的可能性高。 0004 另一方面， 焊接部变成凝固组织， 产生凝固偏析。 在凝固偏析部产生脆的有害相的 可能性高， 这也是助长焊接裂纹的一个原因。还有， 在使用温度的 700 800的温度环境 中， 由于发生原子的扩散， 产生组织变化， 在凝固偏析部存在在通常的平衡状态不产生的特 殊的析出物产生的可能性。如果形成这样的析出物， 存在材料强度降低而发生部件损伤等 对发电厂工作带来重大障碍的可能性。 0005 这样在焊接材料中， 除了使用温度中的充分强度外， 虽然还要求焊接性优异， 难产 生焊接裂纹， 以及长时间使用中也难于产生有害相的凝 固组织的相稳定性等， 但在现有技 术， 实情是还没。

8、有得到在 700 800的使用温度中满足这些特性的材料。 0006 例如， 在专利文献 1 及 2 中， 公开了关于通过控制 相的固溶温度或析出量， 谋 求强度和焊接性的两全的 Ni 基合金焊接材料的发明。 0007 对于专利文献 1 记载的合金， 在 相的固溶温度为 840以下时改善焊接性的 同时， 通过600700的热处理使相析出从而使强度提高， 该合金适于与铁素体钢的 焊接。 0008 对于专利文献 2 记载的焊接材料， 是适于在超过 1000的温度中使用的汽轮机动 叶片的焊接修补的材料。该焊接材料中， A1 主要是以耐氧化性的改善为目的而添加的， 由 于在超过 1000的温度中使用， 。

9、添加与铸造 Ni 基合金同等的 0.05 0.15 重量的 C。C 形成 M23C6型碳化物， 在超过 1000那样的温度区域中结晶晶界的形状为树枝状， 有可能延 迟晶界的裂隙的进展。还有， 适用该焊接材料的动叶片， 在修补焊接后， 由于进行 1100以 上的热处理作为固溶化热处理， 焊接之际， 发生的凝固偏析充分扩散， 可以认为在不形成有 害相的程度进行了匀质化。 0009 【现有技术文献】 0010 【专利文献】 0011 【专利文献 1】 特开 2010 84167 号公报 说 明 书 CN 103358050 A 3 2/8 页 4 0012 【专利文献 2】 特开 2004 1363。

10、01 号公报 发明内容 0013 发明要解决的课题 0014 专利文献 1 记载的合金 量少， 从组织稳定性的观点考虑， 由于固溶强化元素 量也受到限制， 在 700 800的温度中得不到充分的强度。 0015 适用专利文献2记载的焊接材料的动叶片在700800的温度区域中， 由于无法 期待充分的匀质化， 凝固偏析所致的有害相的析出成为问题。 0016 如上述的那样， 现有的 Ni 基合金存在虽然焊接性良好， 但强度不充分， 或虽然高 强度， 但焊接性缺乏的任一个， 在 700 800的使用环 境中原样适用是不可能的。 0017 本发明目的在于提供在 700 800的温度范围中得到高的焊接接头。

11、强度， 焊接 性及加工性也优异的 Ni 基合金焊接材料。 0018 用于解决课题的手段 0019 本发明的 Ni 基合金焊接材料， 其特征在于， 以质量基准计含有 C ： 0.001 0.1、 Co ： 18 25、 Cr ： 16 20， Al ： 2.5 3.5， Mo+W ： 9.0 15.0、 B ： 0.001 0.03。 0020 发明的效果 0021 根据本发明， 能够得到 相析出强化型的、 高温强度优异、 且焊接性及加工性也 优异的 Ni 基合金焊接材料， 能够期待发电厂的高温化及高效率化。 附图说明 0022 【图 1】 表示通过焊接接头的拉伸试验得到的各合金在 800的 0。

12、.2屈服强度的 图。 0023 【图 2】 表示蠕变断裂时间的图。 0024 【图 3】 表示 相的固溶温度与析出量的相关性的图。 具体实施方式 0025 本发明人研究了利用材料试验及热力学计算的焊接材料的特性改善。其结果是， 通过选择合金成分范围， 开发了在 700 800的温度范围中能够使用的焊接材料。 0026 另外， 本说明书中， 对于碳、 钴、 铬、 铝、 钼、 钨、 硼及镍， 以元素记号 C、 Co、 Cr、 A1、 Mo、 W、 B、 Ni 表示。还有， Mo W 表示钼及钨的含量之和。 0027 以下， 对本发明的实施方式涉及的 Ni 基合金焊接材料以及使用该焊接材料的焊 丝、。

13、 焊条及焊接用粉末进行说明。 0028 上述 Ni 基合金焊接材料， 其特征在于， 以质量基准计含有 C ： 0.001 0.1、 Co ： 18 25、 Cr ： 16 20， Al ： 2.5 3.5， Mo+W ： 9.0 15.0、 B ： 0.001 0.03， 余 量为 Ni 及不可避免的杂质。 0029 上述 Ni 基合金焊接材料， 以质量基准计优选含有 C ： 0.001 0.05、 Co ： 18 25、 Cr ： 16 20， Al ： 2.5 3.5， Mo+W ： 9.0 15.0、 B ： 0.001 0.03， 余量为 Ni 及不可避免的杂质。 0030 上述 Ni。

14、 基合金焊接材料， 以质量基准计优选含有 C ： 0.001 0.05、 Co ： 18 说 明 书 CN 103358050 A 4 3/8 页 5 25、 Cr ： 16 20， Al ： 2.5 3.5， Mo+W ： 10.0 14.0、 B ： 0.001 0.03， 余量为 Ni 及不可避免的杂质。 0031 上述 Ni 基合金焊接材料， 以质量基准计优选含有 C ： 0.01 0.04、 Co ： 20 23、 Cr ： 17 19， Al ： 2.8 3.2， Mo+W ： 10.0 12.0、 B ： 0.003 0.01， 余量为 Ni 及不可避免的杂质。 0032 上述N。

15、i基合金焊接材料， 作为强化相的 （Ni3Al） 相的固溶温度为850900 的范围， 在 800的析出量优选以体积率计为 10 25。 0033 上述 Ni 基合金焊接材料， 优选在 800、 294MPa 的条件下的焊接部蠕变断裂时间 为 200 小时以上。 0034 上述 Ni 基合金焊接材料， 能够以焊丝、 焊条、 焊接用粉末等的形式供使用。 0035 以下， 阐述构成上述 Ni 基合金焊接材料的元素的成分范围以及限定理由。另外， 以下的百分率在没有特别说明的情况是质量基准。 0036 C在母相中固溶从而提高在高温的拉伸强度的同时， 形成MC、 M23C6等的碳化物。 这 些的析出物，。

16、 主要析出在凝固时形成的树枝状组织的边界， 具有通过防止晶界直线化， 提高 晶界强度的效果。该效果从 0.001左右能够确认。这样的碳化物所致的晶界强化在如专 利文献 1 那样的超过 1000那样的高温区域使用时特别重要， 希望 C 量多而析出物也多。 0037 然而， C 是在凝固时容易产生偏析的元素， 过剩添加时， 则由于偏析而助长焊接裂 纹。 还有， 偏析原样残留时， 在高温长时间保持的情况下碳化物粗大地析出而存在脆化的担 心。 0038 在 800以下的温度使用的情况下， 与 1000的情况相比， 由于不怎么发生扩散， 难于发生晶界的直线化， C 量的上限值为 0.1， 与汽轮机动叶片。

17、的焊接材料相比即使少也 可以。通过减少 C 量， 使起因于偏 析的焊接裂纹及脆化得到抑制成为可能。作为优选的范 围， 为 0.001 0.05。更优选 0.01 0.05。 0039 Co 通过与 Ni 置换而固溶在母相中， 具有提高基材的高温强度的效果。该效果在 18以上的置换时显著显现。在相稳定性的方面， 比 Ni 更容易形成有害相， 添加量超过 25时， 相、 相等的有害相的析出能够被确认。因此， 优选的范围为 18 25。更优 选的范围为 20 23。 0040 Cr 在合金的表面形成 Cr2O3的致密的氧化皮膜， 具有提高耐氧化性及高温耐腐蚀 性的效果。从焊接部的耐氧化性及耐腐蚀性的。

18、观点考虑， 有必要至少含有 16。然而， 添 加量超过 20时， 由于 相析出使材料的延展性及断裂韧性恶化， 因此设为 20以下。因 此， 优选的范围为 16 20。特别优选的范围为 17 19。 0041 Al 是形成 （Ni3Al） 相的元素， 对 Ni 基合金的强度提高是不可欠缺的元素。 为了得到充分的强度， （Ni3Al） 相以体积基准计为 10以上的析出量是必要的。在设 想的使用温度700800中为了得到该析出量， 以质量基准计为2.5以上的添加是必要 的。虽然添加量越增加， 强度越变高， 但另一方面， 焊接性变低。从抑制焊接裂纹的观点考 虑， 将 （Ni3A1） 相的固溶温度设为 。

19、900以下为本发明的特征之一， 为此， Al 量的上限 值设为 3.5。因此， 优选的范围为 2.5 3.5。从强度与焊接性的平衡考虑， 作为更优 选的范围是 2.8 3.2。 0042 Mo 及 W 具有通过固溶强化而强化母相的效果。本发明的合金， 从焊接性的观点出 说 明 书 CN 103358050 A 5 4/8 页 6 发决定 Al 量的上限。为此， 为了提高强度， 希望多含 Mo 及 W。为了在 800得到充分的强 度， 有必要 Mo 及 W 合计添加 9.0以上。 0043 专利文献 1 中也记载了多添加 Mo 及 W 这样的元素， 但本发明中作为焊接的对象的 基材是 Ni 基合。

20、金， 与铁素体钢相比， 在焊接稀释部中难于形成有害相。因此， Mo 及 W 可添 加最大至 15.0。Mo 及 W 超过 15.0时， 在焊接金属本身中形成硬质的、 脆的金属间化合 物相。因此， 优选的范围为 9.0 15.0。更优选的成分范围为 10.0 14.0， 特别优选 10.0 12.0。 0044 B 与 C 同样在晶界的强度提高方面具有效果， 通过 B 的添加， 能够期待高温延展性 的改善。通过 0.001的添加能够得到该效果， 但超过 0.03时 , 则引起晶界的部分熔融， 以及有害相的析出。因此， 优选的范围为 0.001 0.03。得到更优选的特性的范围为 0.003 0.。

21、0l5。 0045 以下， 对实施例及比较例进行详细说明。 0046 表 1 是表示作为供试验材料使用合金的化学成分的表。表中， No.1 10 为实施 例， No.11 15 为比较例。 0047 说 明 书 CN 103358050 A 6 5/8 页 7 0048 各供试验材料的合金的铸块是以每 10kg 通过真空熔化而制作的。制作的铸块， 在除去了表面的氧化被膜以及铸造欠陷之后， 通过热锻造加工及冷拉丝加工而加工成 说 明 书 CN 103358050 A 7 6/8 页 8 1.2mm 的焊丝。使用该焊丝， 在外径 34mm、 内径 18mm 的管形状的 Ni 基合金基材上实施 TI。

22、G 焊接， 制作特性评价用的焊接接头。在此， TIG 焊接是钨极惰性气体 (Tungsten Inert Gas) 焊接的略称。 0049 本实施例中， 将合金加工成丝形状来进行焊接， 但棒状或粉末状也可以。 从焊接接 头采取试验片， 利用拉伸试验及蠕变试验评价高温强度特性。 还有， 进行焊接部的断面的组 织观察， 通过确认焊接裂纹以及有害相的有无， 评价各合金的焊接性。 0050 表 2 是表示拉伸试验、 蠕变试验及焊接性的试验结果的表。 0051 说 明 书 CN 103358050 A 8 7/8 页 9 0052 图 1 是表示通过焊接接头的拉伸试验得到的各合金在 800的 0.2屈服。

23、强度的 图。 说 明 书 CN 103358050 A 9 8/8 页 10 0053 作为高温部件材料使用的情况下， 在推定的作为使用温度的 800， 希望 500MPa 左右的 0.2屈服强度。实施例 No.1 10 的任一个都具有超过 500MPa 的强度。 0054 在任一个的试验中， 都在焊接金属部断裂， 因此这些的值是焊接金属本身的强度。 这与对各合金的锻造材料本身进行拉伸试验的结果几乎同等。还有， 由于没有确认到焊接 部中的裂纹等的缺陷， 能够判断任一个的实施例都具有优异的焊接性。 0055 另一方面， 比较例 11 13 在焊接金属、 或焊接金属与基材的边界部中确认了裂 纹。因。

24、此， 比较例 11 13 中， 可以认为以这些裂纹为基点而进行断裂。因此， 比较例 11 13的情况下， 在远比合金的本来强度低的500MPa以下的应力材料进行屈服。 可以认为发生 裂纹的要因是由于 A1 量多， 相析出温度高至 900以上。 0056 比较例 14 及 15 中， 焊接性良好， 没有确认到焊接裂纹。 0057 然而， 由于 A1 量少， 相析出量不充分， 或固溶强化元素 Mo W 量不充分， 即使 焊接缺陷没有， 但作为接头的强度却不足。 0058 图 2 中所示的蠕变试验的结果， 可见与拉伸试验的结果同样的倾向。在本次的试 验条件 （800、 294MPa） 的条件下， 若。

25、断裂时间为 200 小时以上的话， 可以认为耐用温度满 足 800。 0059 实施例的情况下， 含有所希望的量的析出强化及固溶强化的元素。 还有， 焊接性也 良好， 得到没有缺陷的焊接接头。因此， 实施例的情况下， 得到了作为目标的超过 200 小时 的蠕变强度。 0060 另一方面， 比较例的情况下， 由于焊接裂纹、 以及焊接金属本身的强度不足， 仅得 到一半左右的蠕变强度。 0061 图 3 是表示各合金的 相固溶温度与 800中的 析出量的相关性的图。 0062 在本图中， 两者的关系大致为比例关系， Al 量多、 相的稳定性越高， 固溶温度 越高、 析出量也有变多的倾向。 0063 。

26、本发明的合金， 从焊接性的观点考虑， 固溶温度为 850 900以下， 另外从使用 温度的强度的观点考虑， 在 800的 析出量为 10 25是必要的。即， 相固溶温 度及 析出量在图中的以点线所示的范围是必要的。 0064 上述的这些成分， 只要为满足 相固溶温度及 析出量的合金， 就能够得到 焊接性与强度两全的焊接接头， 就能够用于在 800左右的高温下使用的锅炉、 蒸气涡轮、 汽轮机等的焊接部件材料。 作为焊接材料使用时的形态， 可以认为丝形状、 棒状及粉末状的 任一个都能够得到同样的效果。 说 明 书 CN 103358050 A 10 1/2 页 11 图 1 图 2 说 明 书 附 图 CN 103358050 A 11 2/2 页 12 图 3 说 明 书 附 图 CN 103358050 A 12 。