CN106536115B - 高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法 - Google Patents

高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法 Download PDF

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Abstract

提供一种在高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊中，焊接效率优异，并且熔渣剥离性和焊道的状态良好，能够抑制焊接金属的热裂纹的发生的焊接方法。高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其特征在于，以如下条件进行焊接：使先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min，焊接速度v为30～55cm/min，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm。

Description

高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法
技术领域
本发明涉及埋弧焊方法，更详细地说，是涉及高Cr系CSEF(Creep strength-Enhanced Ferritic：蠕变强度增强铁基钢)钢的串联埋弧焊方法。
背景技术
火力发电锅炉和汽轮机，脱硫和改质(重油分解)用的化学反应容器(反应器)，因为在高温、高压下运转，所以作为材料，适用的是1.25Cr－0.5Mo钢、2.25Cr－1.0Mo钢、2.25Cr－1.0Mo－V钢等。近年来，在重油的有效利用和石油精炼中，要求进一步的高效率化，含有8质量％以上的Cr的高Cr系CSEF钢的应用得到研究。在高Cr系CSEF钢中，有ASTM(American Society for Testing and Materials：美国材料试验协会)规格和ASME(American Society of Mechanical Engineers：美国机械协会)规格所规定的SA387Gr.91、SA213Gr.T91等。
火力发电锅炉、汽轮机和反应器，是使锻环、锻管和弯曲加工钢板适宜组合，经焊接而形成的。附带一提，锻环也会达到板厚150～450mm，最大外径不足7m，总长数m～数10m。作为火力发电锅炉、汽轮机和反应器的焊接方法，可使用保护电弧焊、TIG(Tungsten InertGas：钨极惰性气体保护焊)焊、埋弧焊。其中，埋弧焊与其他焊接方法相比较由于效率高，所以是被大量采用的焊接方法。另外，针对更高效率化，有以串联电极进行埋弧焊的方法。但是高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊中存在热裂纹的课题。因此，作为抑制埋弧焊中的热裂纹，实现焊接的高效率化的技术，公开有以下这样的技术。
例如，在专利文献1中，公开有一种窄间隙埋弧焊方法，其特征在于，通过埋弧焊对于坡口宽度为10～25mm，坡口角度为15度以下的窄坡口以单层单道进行焊接时，作为先行电极使用的电极，另外作为后行电极使用的电极，并且使电极间距离为50～150mm，使用烧结型焊剂进行焊接。
在此焊接方法中，以串联焊使电极间距离为50～150mm，可抑制焊道形状比(焊道深度H/焊道宽度W)。这时，使先行电极的丝径为1.6～后行电极的丝径为由此，可抑制热裂纹的发生。
【现有技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开昭60－177966号公报
但是，在现有的技术中存在以下的问题。
在专利文献1中，实施例所述的焊接用实芯焊丝是软钢。由高铬钢的同材料构成的焊接用实芯焊丝，与由软钢的同材料构成的焊接用实芯焊丝比较，因为焦耳放热大，所以熔敷量大，有热裂纹的敏感性高的情况。即，仅凭专利文献1所述的方法，难以解决高Cr系CSEF钢的焊接中的热裂纹。另外，由先行的电极形成的熔渣，也有无法经后行的电极充分熔融的风险，有不适合于反应器的环缝焊接这样的要求有高品质的地方。
另外，为了高效率焊接厚板，有效的是提高焊接线能量，即，提高焊接电流、电弧电压，降低焊接速度。但是，若提高焊接线能量，则特别是在窄坡口，焊道形状容易成为梨形，热裂纹的发生风险提高。在此成为问题的热裂纹，是焊接金属中包含的P、S、Si、Nb形成的低熔点化合物凝固时，在枝晶间和奥氏体结晶晶界偏析，加上焊接收缩应变而发生的所谓凝固裂纹。
因此，作为热裂纹的抑制对策，调整焊接材料的化学成分，具体来说，就是通过超高纯度(Extra High Purity)熔炼将P、S等的杂质抑制在100ppm以下也有效。但是，超高纯度熔炼中，由于不得不使用电子束熔炼和专用的特殊炉壁耐火材，所以在经济上存在难点。因此，要求即使在一般的杂质水平下，也能够抑制热裂纹的发生的技术。
此外，高Cr系CSEF钢的埋弧焊中，焊丝的主要成分也是引起热裂纹的原因。即，由高Cr系CSEF钢同材料构成的埋弧焊用实芯焊丝，与以往使用的1.25Cr－0.5Mo、2.25Cr－1.0Mo、2.25Cr－1.0Mo－V钢同材料所构成的各实芯焊丝相比，焦耳放热高，熔敷量大。此外，其焊接金属与1.25Cr－0.5Mo、2.25Cr－1Mo、2.25Cr－1Mo－V钢焊丝比较，凝固收缩量大。即，在高Cr系CSEF钢的埋弧焊中，仅仅凭借调整焊接材料的化学成分来抑制热裂纹有困难。另外，在串联埋弧焊中，除了焊接效率的提高以外，还要求良好的熔渣剥离性和焊道的状态良好。
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其课题在于，提供一种在高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊中，焊接效率优异，并且熔渣剥离性和焊道的状态良好，能够抑制焊接金属的热裂纹的发生的焊接方法。
本发明者们反复锐意研究的结果发现，通过规定焊丝的送给速度、焊接速度、以两者的比计算出的每单位长度的熔敷量，能够抑制热裂纹的发生。
即，本发明的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其特征在于，以如下条件进行焊接：使先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min，焊接速度v为30～55cm/min，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm。
根据这一焊接方法，高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法(以下，适宜称为埋弧焊方法或仅称为焊接方法)通过规定焊丝的送给速度、焊接速度，每单位长度的熔敷量，焊接效率、焊道的状态和熔渣剥离性提高，并且焊接金属的热裂纹的发生得到抑制。
另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊丝含有C：0.03～0.13质量％、Si：0.05～0.50质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.20～1.20质量％、V：0.05～0.45质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：0.02～0.08质量％，余量是Fe和不可避免的杂质。
根据这一焊接方法，通过使焊丝含有特定的元素，可以进一步改善韧性，另外可以使蠕变断裂强度提高等。
另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选所述焊丝还含有Cu、B、W、Co中的任意一种以上，Cu：1.70质量％以下，B：0.005质量％以下，W：2.0质量％以下，Co：3.0质量％以下，余量是Fe和不可避免的杂质。
根据这一焊接方法，通过使焊丝含有特定的元素，能够进一步改善韧性，另外可以使蠕变断裂强度提高等。
另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊剂含有CaF2：10～60质量％、CaO：2～25质量％、MgO：10～50质量％、Al2O3：2～30质量％、Si和SiO2：6～30质量％(SiO2换算)，由下式所示的碱度为2.3～2.7。
碱度＝(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))
在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的含量(质量％)。
根据这一焊接方法，能够抑制焊道外观、焊道形状和焊接金属的韧性的劣化等。
另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊嘴/母材间距离为20～40mm。
根据这一焊接方法，能够更确实地抑制焊嘴因电弧造成的熔损，和熔敷量过剩。
另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，焊嘴角度优选为后倾角α从0°至50°的范围，前倾角β从0°至50°的范围。
根据这一焊接方法，能够更确实地使焊丝送给速度稳定化。
另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊嘴形状为直管状或弯头方管状。
根据这一焊接方法，能够更确实地使焊丝送给性与给电位置稳定化。
本发明的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，在高Cr系CSEF钢的焊接中，焊接效率优异，并且焊道的状态良好，能够得到熔渣剥离性、耐热裂纹性优异的焊接金属。
附图说明
图1是表示本发明的焊接方法的先行极与后行极的状态的正视图。
图2是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的形状的正视图。
图3是图2所示的焊接喷嘴的侧视图。
图4是图2所示的焊接喷嘴的焊嘴前端部侧的端面图。
图5是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的状态的正视图。
图6是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的状态的正视图。
图7是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的状态的正视图。
图8是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的状态的正视图。
图9是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的状态的正视图。
图10是表示本发明的焊接方法的焊接喷嘴的状态的正视图。
图11是表示实施例中使用的试验体和焊接金属的层叠状态的剖面图。
图12是表示实施例中使用的试验体和焊接金属的层叠状态的剖面图。
具体实施方式
以下，对于本发明的实施的方式详细地加以说明。
本发明的焊接方法，是高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法。所谓串联埋弧焊方法，例如图1所示这样，是对于由高Cr系CSEF钢构成的母材10，使用分别内插有焊丝12a、12b的焊接喷嘴11a、11b，和未图示的焊剂，以电弧焊进行焊接的方法。即，本发明的焊接方法中，如图1所示，以先行极15a和后行极15b的两个电极进行焊接。
还有，图2～10表示先行极或后行极，为了方便，将其一并图示。
本发明的焊接方法中，作为母材(被焊接材)以高Cr系CSEF钢为对象。高Cr系CSEF钢有各种的规格，例如，有ASTM规格和ASME规格所规定的SA387Gr.91、Gr.122、Gr.92、Gr.911和SA213Gr.T91、EN规格所规定的X10CrMoVNb9－1，和社团法人火力原子力发电技术协会发电用火力设备的技术标准－火力设备的技术标准的解释[第10章焊接部]－所规定的火SFVAF28、火SFVAF29、火STBA28、火STPA28、火SCMV28。还有，所谓高Cr是指Cr含量为8质量％以上。
作为优选的母材的化学成分，规定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Al、Ti、Zr、N，余量是Fe和不可避免的杂质。或者，也可以含有规定量的Cu。还有，母材的各成分含量是相对于母材整体的含量。
具体来说，含有C：0.08～0.12质量％、Si：0.20～0.50质量％、Mn：0.30～0.60质量％、P：0.020质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：0.40质量％以下、Cr：8.00～9.50质量％、Mo：0.85～1.05质量％、V：0.18～0.25质量％、Nb：0.06～0.10质量％、Al：0.02质量％以下、Ti：0.01质量％以下、Zr：0.01质量％以下、N：0.030～0.070质量％，余量是Fe和不可避免的杂质。此外，也可以含有Cu：0.06质量％以下。
作为抑制热裂纹发生的手法之一，认为有限制线能量的手法。但是，焊接电流、电弧电压根据工作的状态、通电点等的焊接环境不同，焊丝的熔融所使用的能量有变动的倾向。即，即使以相同的线能量进行焊接，热裂纹是否发生也会有所差异。因此，本发明者们通过规定焊丝的送给速度、焊接速度、每单位长度的熔敷量，来解决这一课题。
即，本发明的焊接方法，是高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其特征在于，以如下条件进行焊接：使先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min，焊接速度v为30～55cm/min，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm。以下对于各条件的数值限定理由进行说明。
＜焊丝的送给速度：先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min＞
先行极的焊丝的送给速度低于45g/min，或后行极的焊丝送给速度低于60g/min时，焊接电流过小而电弧不稳定，未焊透发生。另一方面，若先行极的焊丝的送给速度高于90g/min，或后行极的焊丝送给速度高于110g/min，则熔敷量过多而热裂纹发生，并且熔渣剥离性也劣化。因此，焊丝送给速度中，使先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min。
从进一步抑制未焊透发生的观点出发，先行极的焊丝送给速度优选为50g/min以上，更优选为55g/min以上。另外，从进一步抑制热裂纹的发生、熔渣剥离性的劣化的观点出发，优选为85g/min以下，更优选为80g/min以下。从进一步抑制未焊透发生的观点出发，后行极的焊丝送给速度优选为65g/min以上，更优选为70g/min以上。另外，从进一步抑制热裂纹的发生、熔渣剥离性的劣化的观点出发，优选为105g/min以下，更优选为100g/min以下。
关于焊丝的送给速度，若比较先行极的焊丝送给速度的范围，与后行极的焊丝送给速度的范围，则先行极的焊丝送给速度的范围一方更小。在此，先行极形成的焊接金属量与后行极形成的焊接金属量中，相比先行极形成的和后行极形成的焊接金属量处于等量的情况，通过先行极形成的焊接金属量少，能够减少焊道深度，增大焊道宽度。因此，对于热裂纹有利。因此，焊丝的送给速度优选为“先行极VL＜后行极VT”。
＜焊接速度v：30～55cm/min＞
焊接速度低于30cm/min时，熔敷量过多而热裂纹发生。另一方面，若焊接速度高于55cm/min，则熔融金属的供给不及时，焊道形状不稳定，未熔合和夹渣发生。因此，焊接速度v为30～55cm/min。从进一步抑制热裂纹发生的观点出发，焊接速度优选为35cm/min以上。另外，从焊道形状稳定化和防止未熔合·夹渣的观点出发，优选为50cm/min以下。还有，所谓焊接速度，如图1所示，是焊接机的焊接喷嘴11a、11b在焊接方向上的移动速度。
＜每单位长度的熔敷量：2.8～3.8g/cm＞
每单位长度的熔敷量，通过“焊丝的送给速度/焊接速度”计算。即，每单位长度的熔敷量，以焊丝的送给速度与焊接速度的比求得。还有，焊丝的送给速度，是先行极的焊丝送给速度和后行极的焊丝送给速度的合计。本发明的重点是恰当控制该单位长度的熔敷量。单位长度的熔敷量低于2.8g/cm时，熔敷量过少而焊接效率恶化。另一方面，若单位长度的熔敷量高于3.8g/cm，则伴随收缩而来的力变大。另外，焊道的形状接近梨形，因此焊接金属的凝固方向朝向焊道中央而变得水平，收缩力的作用方向相对于最终凝固部为垂直。因此，热裂纹容易发生。因此，单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm。从进一步提高焊接效率的观点出发，单位长度的熔敷量优选为2.9g/cm以上，更优选为3.0g/cm以上。另外，从进一步抑制热裂纹发生的观点出发，优选为3.7g/cm以下，更优选为3.6g/cm以下。
本发明的焊接方法，除了所述焊接条件的规定以外，优选使规定的焊丝和规定的焊剂组合使用。具体来说，焊丝以规定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有规定的丝径。另外，优选焊丝不受母材成分左右，但具有母材同等的机械性能。因此，焊丝中也可以适宜以规定量含有Cu、B、W、Co(从这四种元素中选择的一种以上)。另外，焊剂以规定量含有CaF2、CaO、MgO、Al2O3、Si和SiO2，具有规定的碱度。以下，对于焊丝、焊剂进行说明。
[焊丝]
本发明中使用的焊丝，含有C：0.03～0.13质量％、Si：0.05～0.50质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.20～1.20质量％、V：0.05～0.45质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：0.02～0.08质量％，此外适宜以规定量含有Cu、B、W、Co(从这四种元素中选择的一种以上)，余量是Fe和不可避免的杂质，丝径优选为以下，对于各构成的数值限定理由进行说明。还有，焊丝的各成分含量是相对于焊丝整体的含量。
＜C：0.03～0.13质量％＞
C和N一起与Cr、Mo、W、V、Nb和B结合而析出各种碳氮化物，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，C含量低于0.03质量％时，得不到充分的效果。另一方面，若过剩地含有C，具体来说，若C含量高于0.13质量％，则有热裂纹发生的情况。因此，焊丝的C含量为0.03～0.13质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，C含量优选为0.04质量％以上。另外，从进一步抑制热裂纹发生的观点出发，优选为0.12质量％以下。
＜Si：0.05～0.50质量％＞
Si作为脱氧剂起作用，具有减少熔敷金属中的氧量而改善焊接金属的韧性的效果。但是，Si含量低于0.05质量％时得不到充分的效果。另一方面，Si是铁素体生成元素，若过剩地含有，具体来说，若Si含量高于0.50质量％，则引起焊接金属中的δ－铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Si含量为0.05～0.50质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Si含量优选为高于0.05质量％。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为0.48质量％以下，更优选为0.45质量％以下。＜Mn：0.50～2.20质量％，Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下＞
Mn作为脱氧剂起作用，具有减少熔敷金属中的氧量而改善韧性的效果。另外，Mn和Ni是奥氏体生成元素，均具有抑制焊接金属中的δ－铁素体的残留造成的韧性劣化的效果。但是，Mn含量低于0.50质量％时，或Ni在0.20质量％以下时，得不到这些效果，焊接金属的韧性劣化。另一方面，Mn含量高于2.20质量％时，或Ni含量高于1.00质量％时，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Mn含量为0.50～2.20质量％，焊丝的Ni含量高于0.20质量％并在1.00质量％以下。还有，Mn和Ni的总含量高于1.50质量％时，焊接金属的韧性劣化，并且熔敷金属的Ac 1相变点降低而无法高温回火，不能进行组织的稳定化处理。因此，Mn和Ni的总含量优选为1.50质量％以下。
从进一步提高所述效果的观点出发，Mn含量优选为0.55质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为2.15质量％以下。
从进一步提高所述效果的观点出发，Ni含量优选为0.25质量％以上，更优选为0.30质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为低于0.95质量％。
＜Cr：8.00～10.50质量％＞
Cr是本发明中使用的焊丝作为对象的高Cr系CSEF钢的主要元素，是用于确保耐氧化性、高温强度不可欠缺的元素。但是，Cr含量低于8.00质量％时，耐氧化性和高温强度变得不充分。另一方面，Cr是铁素体生成元素，若过剩地含有，具体来说，若Cr含量高于10.50质量％，则引起δ－铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Cr含量为8.00～10.50质量％。由此，得不到优异的耐氧化性和高温强度。从进一步提高所述效果的观点出发，Cr含量优选为8.05质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为10.45质量％以下。
＜Mo：0.20～1.20质量％＞
Mo是固溶强化元素，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，Mo含量低于0.20质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，Mo是铁素体生成元素，因此若过剩地含有，具体来说，若Mo的含量高于1.20质量％，则引起焊接金属中的δ－铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Mo含量为0.20～1.20质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Mo含量优选为0.22质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为1.18质量％以下。
＜V：0.05～0.45质量％＞
V是析出强化元素，作为碳氮化物析出而具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，V含量低于0.05质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，V也是铁素体生成元素，若过剩地含有，具体来说，若V含量高于0.45质量％，则引起焊接金属中的δ－铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的V含量为0.05～0.45质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，V含量优选为0.10质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为0.40质量％以下。
＜Nb：0.020～0.080质量％＞
Nb是有助于固溶强化和作为氮化物析出而有助于蠕变断裂强度的稳定化的元素。但是，Nb含量低于0.020质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，Nb也是铁素体生成元素，若过剩地含有，具体来说，若Nb含量高于0.080质量％，则引起焊接金属中的δ－铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Nb含量为0.020～0.080质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Nb含量优选为0.022质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为0.078质量％以下。
＜P：0.015质量％以下＞
P是提高热裂纹敏感性的元素。若P含量高于0.015质量％，则有热裂纹发生的情况。因此，焊丝的P含量限制在0.015质量％以下。从进一步抑制热裂纹发生的观点出发，P含量优选为0.010质量％以下。
＜S：0.010质量％以下＞
S是提高热裂纹敏感性的元素。若S含量高于0.010质量％，则有热裂纹发生的情况。因此，焊丝的S含量限制在0.010质量％以下。从进一步抑制热裂纹发生的观点出发，S含量优选为0.009质量％以下。
＜N：0.02～0.08质量％＞
N和C一起与Cr、Mo、W、V、Nb和B结合而析出各种碳氮化物，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，N含量低于0.02质量％时，得不到充分的效果。另一方面，若过剩地含有N，具体来说，若N含量高于0.08质量％，则熔渣剥离性劣化。因此，焊丝的N含量为0.02～0.08质量％。从进一步提高蠕变断裂强度的观点出发，N含量优选为0.03质量％以上。另外，从熔渣剥离性提高的观点出发，优选为0.07质量％以下。
作为也可以适宜以规定量含有的成分，说明Cu、B、W、Co的数值限定理由。
＜Cu：1.70质量％以下＞
Cu是奥氏体生成元素，对于因焊接金属中的δ－铁素体的残留造成的韧性劣化具有抑制效果，因此也可以含有。另一方面，存在过剩的含有会引起热裂纹的情况。因此，Cu为1.70质量％以下。Cu优选的上限为1.0质量％，更优选的上限为0.5质量％。Cu的含有方法也可以是在焊丝表面进行镀敷。
＜B：0.005质量％以下＞
B通过微量含有便可使碳化物分散·稳定化，具有提高蠕变断裂强度的效果，因此也可以含有。另一方面，存在过剩的含有会引起热裂纹的情况。因此，B为0.005质量％以下。B优选的上限为0.003质量％，更优选的上限为0.0015质量％。
＜W：2.0质量％以下＞
W是有助于基体的固溶强化和通过微细碳化物析出而有助于蠕变断裂强度的稳定化的元素，因此也可以含有。另一方面，W也是铁素体生成元素，由此，过剩的含有会引起δ－铁素体的残留造成的韧性劣化。因此，W为2.0质量％以下。W优选的上限为1.8质量％，更优选的上限为1.7质量％。
＜Co：3.0质量％以下＞
Co是抑制δ铁素体残留的元素，因此也可以含有。另一方面，若过剩含有，则降低Ac1点，因此无法高温回火，不能进行组织的稳定化处理。因此Co为3.0质量％以下。Co优选的上限为2.0质量％，更优选的上限为1.8质量％。
＜余量：Fe和不可避免的杂质＞
焊丝的成分的余量是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可列举Ti、Al等。
＜焊丝的丝径＞
本发明中使用的丝径优选为丝径低于时，不能取得充分的熔敷量，将牺牲焊接效率。另一方面，若高于则即使实现所述的焊接条件的筹划，熔敷量也多，因此仍有不能抑制热裂纹发生的情况。
[焊剂]
＜焊剂的CaF2：10～60质量％＞
CaF2降低熔渣的熔点而提高流动性，因此具有整理焊道形状的效果。但是，若CaF2不足，则得不到充分的效果，相对于此，若过剩则焊道表面的鳞纹不均匀且变粗，融合性受损。因此，焊剂的CaF2为10～60质量％。
＜焊剂的CaO：2～25质量％＞
CaO调整熔渣的粘性而具有整理焊道形状的效果。但是，若CaO不足，则得不到充分的效果，相对于此，若过剩则焊道表面发生麻坑，融合性受损。因此，焊剂的CaO为2～25质量％。
＜焊剂的MgO：10～50质量％＞
MgO也与CaO同样，具有调整熔渣的粘性，整理焊道形状的效果。但是，若MgO不足，则得不到充分的效果，相对于此，若过剩则在焊道表面发生麻坑，融合性受损。因此，焊剂的MgO为10～50质量％。
＜焊剂的Al2O3：2～30质量％＞
Al2O3提高熔渣的熔点而调整流动性，整理焊道形状的效果。但是，若Al2O3不足，则得不到充分的效果，相对于此，若过剩则招致熔渣的咬粘。因此，焊剂的Al2O3为2～30质量％。
＜焊剂的Si和SiO2：6～30质量％(SiO2换算)＞
Si调整熔渣的粘性而具有整理焊道形状的效果。但是，若Si不足，则得不到充分的效果。相对于此，若过剩则在电弧气氛中被还原，使焊接金属的Si量增加，招致熔渣的咬粘。这与在焊剂中作为脱氧剂而被适宜添加的Si也同样。因此，也包含在焊剂造粒时作为粘合剂而使用的水玻璃中的SiO2在内，需要限制焊剂的Si和SiO2。因此，焊剂的Si和SiO2的合计，以SiO2换算为6～30质量％。
根据以上说明的宗旨，在本说明书中所谓“Si和SiO2的合计”，意思是SiO2的形态的Si、与SiO2以外的形态的Si的合计量。该“Si和SiO2的合计”为“(SiO2换算)”这种记述时，对于SiO2的形态的Si求得SiO2的量，对于SiO2以外的Si，将其量换算成SiO2并求其量，将这2个量进行合计。
以上是焊剂优选的成分。这些优选的成分，能够以单独物质、含有这些成分的化合物、矿石和熔融焊剂的形态添加。例如，CaF2能够以萤石的形态添加，CaO能够以石灰和熔融焊剂的形态添加，MgO能够以氧化镁和熔融焊剂的形态添加，Al2O3能够以氧化铝和熔融焊剂的形态添加，SiO2能够以钾长石、钠长石和熔融焊剂等的形态添加。另外焊剂中除了上述必须成分以外，为了调整合金成分和焊接操作性，还能够适宜添加合金粉末、氧化物和氟化物。
本发明中使用的埋弧焊用焊剂，优选碱度为2.3～2.7。碱度低于2.3时，焊接金属中的氧量下降得不充分而成为低韧性。另一方面，若碱度高于2.7，则焊道外观和焊道形状劣化。因此，碱度为2.3～2.7的范围内。从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，碱度优选为2.4质量％以上。另外，从进一步抑制焊道外观和焊道形状劣化的观点出发，优选为2.6质量％以下。
还有，本发明的碱度基于下式(1)。
碱度＝(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))…(1)
在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的含量(质量％)。
本发明的焊接方法，除了所述焊接条件以外，还优选规定焊嘴/母材间距离、焊嘴形状、焊嘴角度。
＜焊嘴/母材间距离＞
如所述，高Cr系CSEF钢同材料的埋弧焊用焊丝，与1.25Cr－0.5Mo，2.25Cr－1Mo、2.25Cr－1Mo－V钢同材料的实芯焊丝比较，电阻高，因此焦耳放热量大，熔敷量多。即，高Cr系CSEF钢同材料的焊丝，即使在相同的焊接电流下，熔敷量也多，容易发生热裂纹。而且，图1、图5～7、图8～10所示的焊接喷嘴11a、11b、30与母材10之间的距离越长，焦耳放热量越大。因此，为了进一步抑制热裂纹的发生，优选使焊嘴/母材间距离L管理在20～40mm之间。焊嘴/母材间距离L低于20mm时，焊嘴前端部13a、13b、30a存在因电弧而熔损的危险性。若焊嘴/母材间距离L高于40mm，则熔敷量过剩。另外，从进一步抑制焊嘴前端部13a、13b、30a的熔损的观点出发，焊嘴/母材间距离L优选为25mm以上，从进一步抑制熔敷量过剩的观点出发，优选为35mm以下。还有，可以采取后行极的焊嘴/母材间距离设定得比先行极更高的方法，以使后行极的焊嘴不会接触到由先行极形成的焊缝。
在此，焊嘴/母材间距离，如图1、图5～7、图8～10所示，焊丝12a、12b、40最终从焊接喷嘴11a、11b、30突出的部分，即焊嘴前端部13a、13b、30a与母材10之间的垂直的距离L。
＜焊嘴形状＞
焊嘴形状是图1所示这样的直管状，图2～4所示这样的弯头方管状，或特公昭62－58827公报的Fig.3b所示这样的形状均可，从确保焊丝送给性和给电位置稳定化的观点出发适宜选择。特别是图2～4所示这样的，在不阻碍焊丝送给的范围，焊嘴前端部30a弯曲的弯头方管状焊嘴，其给电位置稳定化，结果是焊丝送给速度稳定化。
＜焊嘴角度＞
焊嘴角度如图1、图5～7、图8～10所示，是相对于母材10的表面垂直的线，与焊丝12a、12b、40最终从焊接喷嘴11a、11b、30突出的部分，即焊嘴前端部13a、13b、30a的轴线构成的角度。而且，焊嘴角度左右焊接电弧对焊丝的加热程度，结果是使焊丝送给速度增减。具体来说，如果是相同的焊接电流，相同的焊嘴母材间距离L，则焊嘴角度为前倾角β(参照图1、图6、图9)的一方，相比后倾角α(参照图1、图5、图8)，焊丝送给速度增加。因此，焊嘴角度左右焊接电弧对焊丝的加热程度，结果是使熔敷量增减。因此，先行极的焊嘴角度，以后倾角α在0°至50°的范围进行管理，后行极的焊嘴角度，以前倾角β在0°至50°的范围进行管理，这会使焊丝送给速度稳定化，因此优选。
所谓前倾角为如下，如图1、图6和图9所示，就是从焊嘴前端部11b露出焊丝的这点起，引一条与焊接线垂直的线，相对于该垂直线，与焊接的行进方向相反地倾斜而进行焊接时，焊丝与垂直线构成的角度。
所谓后倾角为如下，如图1、图5和图8所示，就是从焊嘴前端部11a露出焊丝的这点起，引一条与焊接线垂直的线，相对于该垂直线，在焊接的行进方向上倾斜焊丝而进行焊接时，焊丝与垂直线构成的角度。
还有，图1中的符号W是电极间距离，如图1所示，是先行极15a的焊丝12a的前端与后行极15b的焊丝12b的前端的水平的距离W。
接着，对于本发明的焊接方法的电源特性、电源极性进行说明。
电源特性是下降特性，恒压特性均可。在此，所谓下降特性，就是即使电弧长度变动，电流的变化也很少而能够稳定焊接的电源的特性。具体来说，电弧长度长时，暂时地加快焊丝的送给速度，电弧长度短时，放慢焊丝的送给速度，由此保持不变地使电流稳定化。电源极性为DCEP(Direct Current Electrode Positive)、AC(Alternating Current)均可。
还有，焊接电流和电弧电压，作为将上述焊丝送给速度控制在适当范围一个手段进行调整。
本发明的焊接方法，如所述以火力发电锅炉、汽轮机和反应器作为适合的焊接对象。因此，母材板厚优选为150～450mm。但是，本发明的焊接方法，也可以面向母材板厚低于150mm的焊接应用。同样，本发明的焊接方法，作为母材坡口形状，以图11所示这样的窄坡口作为适合的焊接对象。但是，本发明的焊接方法，也可以适用于图12所示这样的V坡口，未图示的X坡口。
在此，在本发明中，母材10的窄坡口，定义为板厚t50mm以上，坡口角度θ为0～5°的坡口(参照图11)。例如，后述的实施例中使用的图11的试验体20中，板厚t为250mm，坡口角度θ为2°+2°的4°。
【实施例】
以下，对于纳入本发明的范围的实施例，就其效果与脱离本发明的范围的比较例进行比较而加以说明。
准备3种使用了表1所示的化学成分的母材的高Cr系CSEF钢的母材。对于该母材，如图11所示，以机械加工形成板厚t为250mm，槽底的曲率半径R为10mm，坡口角度θ为2°+2°的4°的窄坡口，作为试验体20。或者对于该母材，如图12所示，使之成为坡口角度θ为60°的V坡口的试验体20A。
另外，准备3种表2所示的化学成分的焊丝。表2所示的焊丝中包含的0.01质量％的Cu，作为不可避免的杂质含有。另外，准备3种表3所示的粒度、化学成分的焊剂。
然后，在图11所示的试验体20的窄坡口内，或者，图12所示的试验体20A的V坡口内，使用表2所述的焊丝和表3所述的焊剂，使焊丝送给速度和焊接速度变化而实施埋弧焊。通过使焊接电流、焊接速度变化而控制焊丝送给速度。还有，在本焊接中，焊接金属21沿图中的箭头方向被层叠。
焊接条件如下。另外，其他的条件显示在表4、5中。还有，表中，不满足本发明的范围的对数值引下划线表示。另外，坡口形状的“G－1”是试验体20的窄坡口，“G－2”是试验体20A的V坡口。
＜焊接条件＞
丝径：
焊接喷嘴：图2～4所示的前端弯曲焊嘴(弯头方管状焊嘴)
电极间距离：20mm
极性：AC－AC串联
焊接姿势：向下
层叠方法：初层单道，以后单层双道(图11)
初层～3层单道，以后单层双道(图12)
对于进行了该焊接的试验体20、20A，评价熔渣剥离性、焊道的状态、焊接效率、耐热裂纹性。
＜熔渣剥离性的评价＞
焊接结束后，用锤子敲击附着在焊道表面的焊剂3次，容易剥离的条件判定为○，未剥离的条件判定为×。
＜焊道的状态的评价＞
在所述熔渣剥离性的评价中，目视确认熔渣剥离之后的表面外观，如果没有焊接缺陷，焊道形状良好，则判定为○，发生焊接缺陷的情况或焊道形状不稳定的情况判定为×。
＜焊接效率的评价＞
焊接效率中，如果层叠方法是每1层可以双道焊接，则评价为○，熔敷量减少，每1层需要以3道以上焊接的情况评价为×。
＜耐热裂纹性的评价＞
在除去焊缝的起始部和结束部(具体来说，是指分别距焊缝的端部100mm的位置。下同。)的300mm的范围，在每隔50mm的断面观察宏观组织。在共计5个断面中，没有发生裂纹的条件判定为○，发生了裂纹的条件判定×。
这些结果显示在表4、5中。还有，表中，“－”是未进行评价的。
如表4、5所示，No.1～7满足本发明的范围，熔渣剥离性，焊道的状态、焊接效率没有问题，热裂纹未发生。
No.8其先行极和后行极的焊丝的送给速度超出本发明的下限。No.8中，焊接电流小，焊丝的送给速度低，电弧不稳定，坡口面与焊道的边界发生未焊透。另外，单位长度的熔敷量超出本发明的下限。还有，焊道的状态不良，因此未进行焊接效率和耐热裂纹性的评价。
No.9其先行极和后行极的焊丝的送给速度超出本发明的上限。焊接电流大，焊丝的送给速度快，因此熔敷量过多，热裂纹发生，并且熔渣剥离性也降低。另外，单位长度的熔敷量超出本发明的上限，热裂纹发生。还有，因为熔渣剥离性不良，所以未进行焊道的状态和焊接效率的评价。
No.10其焊接速度超出本发明的下限。因为焊接速度慢，熔敷量过多而热裂纹发生。另外，单位长度的熔敷量超出本发明的上限，热裂纹发生。
No.11其焊接速度超出本发明的上限。因此，焊丝的送给相对于焊接速度时间不匹配，焊道宽度不稳定。另外，单位长度的熔敷量超出本发明的下限。还有，因为焊道的状态不良，所以未进行焊接效率和耐热裂纹性的评价。
No.12、14、15其单位长度的熔敷量超出本发明的上限。因此，焊道形状接近梨形，热裂纹发生。
No.13其单位长度的熔敷量超出本发明的下限。因此，熔敷量小，所以坡口内部的焊接次数增加，焊接效率降低。还有，因为焊接效率不良，所以未进行耐热裂纹性的评价。
以上，对于本发明展示实施的方式和实施例而进行了详细的说明，但本发明的宗旨不受所述内容限定，其权利范围必须基于专利权利要求的范围的记述宽泛解释。还有，本发明的内容当然也可以基于前述记载进行广泛改变·变更等。
本申请伴随以申请日为2014年7月18日的日本国专利申请，专利申请第2014－147998号为基础申请的优先权主张，专利申请第2014－147998号通过参照而编入本说明书。
【符号的说明】
10 母材(被焊接材)
11a、11b、30 焊接喷嘴
12a、12b、40 焊丝
13a、13b、30a 焊嘴前端部
15a 先行极
15b 后行极
20、20A 试验体

Claims (7)

1.一种高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其特征在于，以如下条件进行焊接：使先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min，焊接速度v为30～55cm/min，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm，并且，VL＜VT。
2.根据权利要求1所述的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其中，焊丝含有C：0.03～0.13质量％、Si：0.05～0.50质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.20～1.20质量％、V：0.05～0.45质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：0.02～0.08质量％，余量是Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其中，焊丝含有C：0.03～0.13质量％、Si：0.05～0.50质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.20～1.20质量％、V：0.05～0.45质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：0.02～0.08质量％，
还含有Cu、B、W、Co中的任意一种以上，其中，Cu为1.70质量％以下、B为0.005质量％以下、W为2.0质量％以下、Co为3.0质量％以下，
余量是Fe和不可避免的杂质。
4.根据权利要求2或3所述的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其中，焊剂含有CaF2：10～60质量％、CaO：2～25质量％、MgO：10～50质量％、Al2O3：2～30质量％、Si和SiO2：以SiO2换算计为6～30质量％，由下式所示的碱度为2.3～2.7，
碱度＝(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))
在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物以质量％计的含量。
5.根据权利要求4所述的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其中，焊嘴/母材间距离为20～40mm。
6.根据权利要求5所述的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其中，焊嘴角度中，后倾角α在0°至50°的范围，前倾角β在0°至50°的范围。
7.根据权利要求6所述的高Cr系CSEF钢的串联埋弧焊方法，其中，焊嘴形状是直管状或弯头方管状。
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