JP2019188471A - ９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接作業性が良好で、ＰＷＨＴ温度が７５０℃以上でも良好な強度等が得られる９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒を提供する。【解決手段】心線と被覆剤の一方または両方の合計で、心線質量比でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：９〜１１％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｃｕ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．１〜０．４％、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｎ：０．０２〜０．１０％を含有し、質量％で、被覆剤中にＳｉＯ2換算値：３〜１０％、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値：３〜８％、Ａｌ2Ｏ3換算値：０．０１〜０．５０％、Ｃａ換算値の合計：１５〜４０％、Ｆ換算値の合計：６〜１７％、ＭｇＯ：０．１〜１．０％、Ｎａ換算値及びＫ換算値の合計：１〜３％を含有し、Ｃａ換算値の合計／Ｆ換算値の合計が２．０〜３．０である。【選択図】 なし
Description
本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接に使用され、溶接作業性が良好で、溶接後熱処理（以下、ＰＷＨＴという。）温度が７５０℃以上でも、良好な強度及び靭性が得られ、かつ、５００℃以上での高温強度が良好な溶接金属が得られる９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒に関する。
東日本大震災に伴う原子力発電所の長期停止の影響によって、化石燃料である石炭、天然ガス及び石油を燃料とする火力発電ボイラによる発電が２０１１年以降高まっている。このような火力発電プラントは、石炭の燃焼による熱で高温の蒸気を作るボイラと蒸気で発電機を廻すタービンからなる。ボイラ部分は、水を予熱する節炭器、蒸気を作る水壁とも呼ばれる蒸発器、蒸発器を過熱する過熱器、タービンを廻した後、圧力の下がった蒸気を再度炉内で過熱する再熱器、高温の主蒸気及び再熱蒸気を集めてタービンに送る主蒸気管及び高温再熱蒸気管で構成され、その殆どの構造部材が鋼管である。鋼管に用いられる材料には、高温で大径厚肉部材となる主蒸気管や高温再熱蒸気管では、軌道停止に伴う熱疲労が問題となるため、線熱膨張係数が比較的小さく、熱疲労に対して有利な９〜１２Ｃｒ質量％含有の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が適用されている。
また、このような火力発電は、発電に伴い温暖化ガスである二酸化炭素を多く排出するため、発電効率の向上が求められている。特に、石炭火力は他の化石燃料に比較して単位発電量当たりの二酸化炭素排出量が多く、これまでに蒸気条件の高温高圧化により発電効率の向上が図られている。
蒸気条件の高温高圧化には、材料の高温強度や耐食性を高める必要があり、さまざまな材料が開発されてきた。近年では、これら事業の効率化を目的に更なる高温条件での操業が望まれており、より高温強度特性に優れた溶接金属が得られる溶接材料として、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼被覆アーク溶接材料の開発が進められている。
９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の中で特に高温強度特性に優れている耐熱鋼である。９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、火力発電ボイラの圧力容器に広く使用されており、それに使用される被覆アーク溶接棒が特許文献１に開示されている。特許文献１には、低水素系被覆アーク溶接棒中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｏ、Ｗ及びＮを規定し、被覆剤中のＣＯ2換算値、金属弗化物及びＳｉＯ2を規定することで、耐棒焼け性及び塗装性に優れると共に、耐欠陥性に優れた溶接金属を得ることができる低水素系被覆アーク溶接棒が開示されている。
特許文献１に開示された低水素系被覆アーク溶接棒によれば、耐棒焼け性、塗装性に優れると共に、耐欠陥性に優れた溶接金属を得ることができるが、ＰＷＨＴを７５０℃で行った際の機械的性質が明確でなく、特に高温強度や靭性を確保するには、オーステナイト安定化元素としてＣｒ当量を調整してδフェライトの生成を抑える必要がある。
また、特許文献２には、被覆アーク溶接棒中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎ及びＴａ／Ｎｂを規定し、かつＣｏを有し、０．５Ｃｏ＋Ｍｎ＋Ｎｉ≦３．５を規定することで、７４０℃×４時間のＰＷＨＴ後の溶接金属部の高温特性を確保することができる高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用被覆アーク溶接棒が開示されている。
しかし、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を溶接する上では、構造部材の殆どが鋼管であり、溶接は全姿勢溶接性が求められる。特許文献２に記載されている高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用被覆アーク溶接棒では、Ｃａ換算値とＦ換算値が適正ではないため、円周溶接の際にビード形状が凸になりやすく全姿勢溶接性に課題がある。また、溶接金属部の靭性確保の観点から、δフェライトを抑制するオーステナイト安定化元素を規定してはいるものの、脱酸反応を促進させ耐欠陥性を向上させる脱酸元素の添加が不十分であり、溶接金属中にブローホール等の溶接欠陥が発生しやすいという問題点がある。
一方、特許文献３には、被覆アーク溶接棒中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ａｌ、Ｃｏ及びＮを規定し、かつ、当該Ｃｒ、Ｃ及びＣｏが１４Ｃｒ−２２０Ｃ−７Ｃｏを１００以下を満たすことによって、δフェライトが抑制され、高温強度を維持しながら耐圧性に優れた健全な溶接金属が得られる高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用溶接材料が開示されている。
しかし、特許文献３に記載された溶接材料として被覆アーク溶接棒を用いた場合、ティグ溶接と比較して溶接金属中の酸素量が高く、靭性等に問題がある。また、Ｓｉ、Ｍｎ等の脱酸元素の添加が不十分であり、溶接金属中にブローホール等の溶接欠陥が発生しやすいといった問題点があった。
本発明は、上述した問題点を解決するために案出されたものであり、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接において、溶接作業性が良好で、ＰＷＨＴ温度が７５０℃以上でも、良好な強度及び靭性が得られ、かつ、５００℃以上での高温強度が良好な溶接金属が得られる９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒を提供することを目的とする。
本発明に係る９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用被覆アーク溶接棒の要旨は、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒において、９％Ｃｒ鋼を心線とし、前記心線と被覆剤の一方または両方の合計で、下記式に示す心線質量比で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｃｒ：９．０〜１１．０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、Ｃｕ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．１〜０．４％、Ｍｇ：０．３〜１．５％、Ｎ：０．０２〜０．１０％を含有し、前記被覆剤は、当該被覆剤全質量に対して質量％で、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計：３〜１０％、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計：３〜８％、Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計：０．０１〜０．５０％、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計：１５〜４０％、金属弗化物のＦ換算値の合計：６〜１７％、ＭｇＯ：０．１〜１．０％、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計：１〜３％を含有し、かつ、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計／金属弗化物のＦ換算値の合計で算出されるＤ値が２．０〜３．０であり、残部が前記心線のＦｅ、被覆剤の塗装剤、鉄合金からのＦｅ分及び不可避不純物からなることを特徴とする。
心線質量比＝心線中の含有量％＋被覆剤中の含有量％×被覆率／１００・・・（式）
（但し、心線中の含有量は心線全質量に対する質量％、被覆剤の含有量％は被覆剤全質量に対する質量％、被覆率は、当該９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒全質量に対する前記被覆剤の質量％）
心線質量比＝心線中の含有量％＋被覆剤中の含有量％×被覆率／１００・・・（式）
（但し、心線中の含有量は心線全質量に対する質量％、被覆剤の含有量％は被覆剤全質量に対する質量％、被覆率は、当該９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒全質量に対する前記被覆剤の質量％）
本発明の９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用被覆アーク溶接棒によれば、溶接作業性が良好で、ＰＷＨＴが７５０℃以上でも、良好な強度ならびに靭性が得られ、かつ、５００℃以上での高温強度が良好な溶接金属が得られるなど高品質の溶接金属を得ることができる。
本発明者らは、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接に用いられる被覆アーク溶接棒において、前記課題を解決するために種々の被覆アーク溶接棒を試作し、溶接試験体の作製を行った。その溶接試験体を７６０℃で２時間のＰＷＨＴを行った後、溶接金属の強度、靭性及び５００℃での高温強度について調査を行った。その結果、被覆アーク溶接棒中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｍｇ及びＮの各含有量を規定することにより、ＰＷＨＴが７５０℃以上でもδフェライトの生成を抑制し、マルテンサイトの単相組織とすることで、ＰＷＨＴ後の溶接金属性能は強度及び靭性ともに良好であったものの、５００℃での十分な高温強度が得られなかった。
そこで、得られた溶着金属の化学成分を再度検討した結果、フェライト安定化元素であるＮｂ及びＶを調整することによって、炭化物及び窒化物として微細析出させ、析出強化により、５００℃以上でも十分な高温強度が得られるという知見が得られた。一方、フェライト安定化元素であるＮｂの添加量によって、δフェライトの生成量が多くなり靭性が低下するという新たな問題点が明らかとなった。
そこで、フェライト安定化元素であるＣｒ及びＭｏを最適化することによって、ＰＷＨＴが７５０℃以上でも良好な溶接金属の強度及び靭性が得られ、かつ、５００℃以上での高温強度が良好な溶接金属が得られることを見出した。
また、溶接作業性については、アークの安定性及びスパッタ発生量はＳｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、金属弗化物、Ｎａ化合物及びＫ化合物の適量添加で、スラグ被包性はＡｌ酸化物及びＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯ適量添加で、スラグ剥離性はＭｇＯ及びＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯと金属弗化物の割合を規定することで改善できることを見出した。
以下に、本発明の９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用被覆アーク溶接棒の各成分組成と、その成分組成の数値限定理由について説明する。なお、各成分組成の含有量は質量％で表し、単に％として記載する。
まず、９％Ｃｒ鋼心線（以下、心線という。）と被覆剤の一方または両方の合計で、下記式に示す心線質量比の数値限定理由を述べる。
心線質量比＝心線中の含有量％＋被覆剤中の含有量％×被覆率／１００・・・（式）
（但し、心線中の含有量は心線全質量に対する質量％、被覆剤の含有量％は被覆剤全質量に対する質量％、被覆率は、当該９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒全質量に対する前記被覆剤の質量％）
（但し、心線中の含有量は心線全質量に対する質量％、被覆剤の含有量％は被覆剤全質量に対する質量％、被覆率は、当該９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒全質量に対する前記被覆剤の質量％）
［心線と被覆剤の心線質量比でＣ：０．０５〜０．１５％］
Ｃは、心線、被覆剤のＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ及びＦｅ−Ｃｒ等から添加され、溶接金属の焼入れ性とＰＷＨＴ時の炭化物の析出に影響を及ぼし、溶接金属の高温強度を確保するために必須の元素である。心線質量比でＣが０．０５％未満では、ＰＷＨＴ時に炭化物の析出が不十分となってＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＣが０．１５％を超えると、炭化物の析出が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＣは０．０５〜０．１５％とする。なお、Ｃは溶接金属の強度と靭性のバランスの観点から０．１０％以下が望ましい。
Ｃは、心線、被覆剤のＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｍｎ及びＦｅ−Ｃｒ等から添加され、溶接金属の焼入れ性とＰＷＨＴ時の炭化物の析出に影響を及ぼし、溶接金属の高温強度を確保するために必須の元素である。心線質量比でＣが０．０５％未満では、ＰＷＨＴ時に炭化物の析出が不十分となってＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＣが０．１５％を超えると、炭化物の析出が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＣは０．０５〜０．１５％とする。なお、Ｃは溶接金属の強度と靭性のバランスの観点から０．１０％以下が望ましい。
［心線と被覆剤の心線質量比でＳｉ：０．１〜１．０％］
Ｓｉは、心線、金属Ｓｉ及びＦｅ−Ｓｉ等から添加され、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＳｉが０．１％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＳｉが１．０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進させ、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＳｉは０．１〜１．０％とする。
Ｓｉは、心線、金属Ｓｉ及びＦｅ−Ｓｉ等から添加され、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＳｉが０．１％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＳｉが１．０％を超えると、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進させ、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＳｉは０．１〜１．０％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＭｎ：０．７〜１．５％］
Ｍｎは、心線、金属Ｍｎ及びＦｅ−Ｍｎ等から添加され、Ｓｉ同様に脱酸元素であり、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＭｎが０．７％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＭｎが１．５％を超えると、窒化物を析出し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＭｎは０．７〜１．５％とする。
Ｍｎは、心線、金属Ｍｎ及びＦｅ−Ｍｎ等から添加され、Ｓｉ同様に脱酸元素であり、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＭｎが０．７％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＭｎが１．５％を超えると、窒化物を析出し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＭｎは０．７〜１．５％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＮｉ：０．１〜０．６％］
Ｎｉは、心線、金属Ｎｉ及びＦｅ−Ｎｉ等から添加され、オーステナイト安定化元素としてＣｒ当量を調整し、δフェライトの生成を抑制して溶接金属の靭性を向上させる効果を有する。心線質量比でＮｉが０．１％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の靭性が低下する。一方、心線質量比でＮｉが０．６％を超えると、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＮｉは０．１〜０．６％とする。
Ｎｉは、心線、金属Ｎｉ及びＦｅ−Ｎｉ等から添加され、オーステナイト安定化元素としてＣｒ当量を調整し、δフェライトの生成を抑制して溶接金属の靭性を向上させる効果を有する。心線質量比でＮｉが０．１％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の靭性が低下する。一方、心線質量比でＮｉが０．６％を超えると、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＮｉは０．１〜０．６％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＣｒ：９．０〜１１．０％］
Ｃｒは、心線、金属Ｃｒ及びＦｅ−Ｃｒ等から添加され、フェライト安定化元素であり、高温での耐食性や耐酸化性の向上とともに、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度を向上させる効果を有する。心線質量比でＣｒが９．０％未満では、炭窒化物の析出が不十分となり、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＣｒが１１．０％を超えると、δフェライト及び炭窒化物の析出が促進され、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＣｒは９．０〜１１．０％とする。
Ｃｒは、心線、金属Ｃｒ及びＦｅ−Ｃｒ等から添加され、フェライト安定化元素であり、高温での耐食性や耐酸化性の向上とともに、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度を向上させる効果を有する。心線質量比でＣｒが９．０％未満では、炭窒化物の析出が不十分となり、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＣｒが１１．０％を超えると、δフェライト及び炭窒化物の析出が促進され、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＣｒは９．０〜１１．０％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＭｏ：０．５〜１．５％］
Ｍｏは、心線、金属Ｍｏ及びＦｅ−Ｍｏ等から添加され、フェライト安定化元素であるとともに固溶強化により溶接金属の強度を高める効果を有する。心線質量比でＭｏが０．５％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の強度が低下する。一方、心線質量比でＭｏが１．５％を超えると、δフェライトの析出が促進され溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＭｏは０．５〜１．５％とする。
Ｍｏは、心線、金属Ｍｏ及びＦｅ−Ｍｏ等から添加され、フェライト安定化元素であるとともに固溶強化により溶接金属の強度を高める効果を有する。心線質量比でＭｏが０．５％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の強度が低下する。一方、心線質量比でＭｏが１．５％を超えると、δフェライトの析出が促進され溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＭｏは０．５〜１．５％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＮｂ：０．０２〜０．２０％］
Ｎｂは、心線及びＦｅ−Ｎｂ等から添加され、フェライト安定化元素であるとともに炭化物もしくは窒化物を微細析出し、析出強化によってＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度を向上させる効果を有する。心線質量比でＮｂが０．０２％未満では、炭窒化物の析出が不足し、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＮｂが０．２０％を超えると、溶接金属中の炭窒化物の析出が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＮｂは０．０２〜０．２０％とする。
Ｎｂは、心線及びＦｅ−Ｎｂ等から添加され、フェライト安定化元素であるとともに炭化物もしくは窒化物を微細析出し、析出強化によってＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度を向上させる効果を有する。心線質量比でＮｂが０．０２％未満では、炭窒化物の析出が不足し、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＮｂが０．２０％を超えると、溶接金属中の炭窒化物の析出が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＮｂは０．０２〜０．２０％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＣｕ：０．０１〜０．１５％］
Ｃｕは、心線及び金属Ｃｕ等から添加され、オーステナイト安定化元素であるとともに固溶強化により溶接金属の強度を高める効果を有する。心線質量比でＣｕが０．０１％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の強度が低下する。一方、心線質量比でＣｕが０．１５％を超えると、δフェライトの析出が促進され溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃｕは０．０１〜０．１５％とする。
Ｃｕは、心線及び金属Ｃｕ等から添加され、オーステナイト安定化元素であるとともに固溶強化により溶接金属の強度を高める効果を有する。心線質量比でＣｕが０．０１％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の強度が低下する。一方、心線質量比でＣｕが０．１５％を超えると、δフェライトの析出が促進され溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃｕは０．０１〜０．１５％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＡｌ：０．１〜０．８％］
Ａｌは、心線、金属Ａｌ及びＦｅ−Ａｌ等から添加され、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＡｌが０．１％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＡｌが０．８％を超えると、脱酸反応が促進されスラグ量が多くなりスラグ被包性が悪くなる。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＡｌは０．１〜０．８％とする。
Ａｌは、心線、金属Ａｌ及びＦｅ−Ａｌ等から添加され、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＡｌが０．１％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＡｌが０．８％を超えると、脱酸反応が促進されスラグ量が多くなりスラグ被包性が悪くなる。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＡｌは０．１〜０．８％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＶ：０．１〜０．４％］
Ｖは、心線及びＦｅ−Ｖ等から添加され、Ｎｂと同様にフェライト安定化元素であるとともに、炭化物もしくは窒化物を微細析出し、析出強化によりＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度を向上させる効果を有する。心線質量比でＶが０．１％未満では、炭窒化物の析出が不足し、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＶが０．４％を超えると、溶接金属中の炭窒化物の析出が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＶは０．１〜０．４％とする。
Ｖは、心線及びＦｅ−Ｖ等から添加され、Ｎｂと同様にフェライト安定化元素であるとともに、炭化物もしくは窒化物を微細析出し、析出強化によりＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度を向上させる効果を有する。心線質量比でＶが０．１％未満では、炭窒化物の析出が不足し、ＰＷＨＴ後の溶接金属の高温強度が低下する。一方、心線質量比でＶが０．４％を超えると、溶接金属中の炭窒化物の析出が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＶは０．１〜０．４％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＭｇ：０．３〜１．５％］
Ｍｇは、心線及び金属Ｍｇ等から添加され、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＭｇが０．３％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＭｇが１．５％を超えると、保護筒が不均一に溶融し、かつ、溶滴が大きく成長して移行するため、アークが不安定になる。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＭｇは、０．３〜１．５％とする。
Ｍｇは、心線及び金属Ｍｇ等から添加され、脱酸反応を促進させ溶接金属の耐欠陥性を向上させる効果を有する。心線質量比でＭｇが０．３％未満では、その効果が十分に得られず、ブローホール等の溶接欠陥が発生しやすく、耐欠陥性が低下する。一方、心線質量比でＭｇが１．５％を超えると、保護筒が不均一に溶融し、かつ、溶滴が大きく成長して移行するため、アークが不安定になる。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＭｇは、０．３〜１．５％とする。
［心線と被覆剤の心線質量比でＮ：０．０２〜０．１０％］
Ｎは、心線、窒化Ｍｎ及び窒化Ｃｒ等から添加され、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ等と結合して溶接金属中に窒化物を形成し、溶接金属の強度を高める効果を有する。心線質量比でＮが０．０２％未満では、溶接金属中の窒化物の形成が不十分となり、溶接金属の強度が低下する。一方、心線質量比でＮが０．１０％を超えると、溶接金属中に固溶せず、ブローホール等の溶接欠陥が発生する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＮは０．０２〜０．１０％とする。
Ｎは、心線、窒化Ｍｎ及び窒化Ｃｒ等から添加され、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ等と結合して溶接金属中に窒化物を形成し、溶接金属の強度を高める効果を有する。心線質量比でＮが０．０２％未満では、溶接金属中の窒化物の形成が不十分となり、溶接金属の強度が低下する。一方、心線質量比でＮが０．１０％を超えると、溶接金属中に固溶せず、ブローホール等の溶接欠陥が発生する。したがって、心線と被覆剤の心線質量比でＮは０．０２〜０．１０％とする。
次に、被覆剤中の各成分組成の数値限定理由について説明刷る。以下の被覆剤中の各成分組成は、被覆剤全質量に対する質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と記載することとする。
［被覆剤中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計：３〜１０％］
Ｓｉ酸化物は、カリ長石、珪砂、合成マイカ及び水ガラス等から添加され、被覆剤の融点を調整して保護筒を均一に溶融し、溶滴移行を規則的にしてアークを安定させる目的で添加する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が３％未満では、保護筒が不均一に溶融し、アークが不安定になる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が１０％を超えると、スラグ量が過多となり、スラグ被包性が悪くなる。したがって、被覆剤中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計は３〜１０％とする。
Ｓｉ酸化物は、カリ長石、珪砂、合成マイカ及び水ガラス等から添加され、被覆剤の融点を調整して保護筒を均一に溶融し、溶滴移行を規則的にしてアークを安定させる目的で添加する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が３％未満では、保護筒が不均一に溶融し、アークが不安定になる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が１０％を超えると、スラグ量が過多となり、スラグ被包性が悪くなる。したがって、被覆剤中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計は３〜１０％とする。
［被覆剤中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計：３〜８％］
Ｚｒ酸化物は、ジルコンサンド、ジルコンフラワー及び酸化ジルコニウム等から添加され、被覆剤の融点を調整して保護筒を均一に溶融し、溶滴移行を規則的にしてアークを安定させる目的で添加する。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が、３％未満では、保護筒が不均一に溶融し、アークが不安定になる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が、８％を超えると、スラグの流動性が悪くなり、スラグ被包性が悪くなる。したがって、被覆剤中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計は３〜８％とする。
Ｚｒ酸化物は、ジルコンサンド、ジルコンフラワー及び酸化ジルコニウム等から添加され、被覆剤の融点を調整して保護筒を均一に溶融し、溶滴移行を規則的にしてアークを安定させる目的で添加する。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が、３％未満では、保護筒が不均一に溶融し、アークが不安定になる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が、８％を超えると、スラグの流動性が悪くなり、スラグ被包性が悪くなる。したがって、被覆剤中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計は３〜８％とする。
［被覆剤中のＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計：０．０１〜０．５０％］
Ａｌ酸化物は、カリ長石及びＡｌ2Ｏ3等から添加され、被覆剤の融点及び粘性を調整し、スラグ流動性を向上させ、かつ均一にスラグを被包させる効果を有する。Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が０．０１％未満では、その効果は得られず、スラグ被包性が悪くなる。一方、Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が０．５０％を超えると、スラグ剥離性が悪くなる。したがって、被覆剤中のＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計は０．０１〜０．５０％とする。
Ａｌ酸化物は、カリ長石及びＡｌ2Ｏ3等から添加され、被覆剤の融点及び粘性を調整し、スラグ流動性を向上させ、かつ均一にスラグを被包させる効果を有する。Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が０．０１％未満では、その効果は得られず、スラグ被包性が悪くなる。一方、Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が０．５０％を超えると、スラグ剥離性が悪くなる。したがって、被覆剤中のＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計は０．０１〜０．５０％とする。
［被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計：１５〜４０％］
ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯは、Ａｌ酸化物と同様に被覆剤の融点及び粘性を調整し、スラグ流動性を向上させ、かつ均一にスラグを被包させる効果を有する。ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計が１５％未満では、その効果は得られず、スラグ被包性が悪くなる。一方、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計が４０％を超えると、スパッタ発生量が多くなる。したがって、被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計は１５〜４０％とする。
ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯは、Ａｌ酸化物と同様に被覆剤の融点及び粘性を調整し、スラグ流動性を向上させ、かつ均一にスラグを被包させる効果を有する。ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計が１５％未満では、その効果は得られず、スラグ被包性が悪くなる。一方、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計が４０％を超えると、スパッタ発生量が多くなる。したがって、被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計は１５〜４０％とする。
［被覆剤中の金属弗化物のＦ換算値の合計：６〜１７％］
金属弗素物は、ＮａＦ、ＬｉＦ、ＣａＦ2、ＡｌＦ3、Ｋ2ＺｒＦ6、Ｋ2ＳｉＦ6、ＢａＦ2等から添加でき、フラックスの融点を調整し、保護筒を均一に溶融し、溶滴移行を安定させアーク安定性を改善する効果を有する。金属弗化物のＦ換算値の合計が６％未満では、その効果は得られず、アークが不安定になる。一方、金属弗化物のＦ換算値の合計が１７％を超えると、スラグ剥離性が悪くなる。したがって、被覆剤中の金属弗化物のＦ換算値は６〜１７％とする。
金属弗素物は、ＮａＦ、ＬｉＦ、ＣａＦ2、ＡｌＦ3、Ｋ2ＺｒＦ6、Ｋ2ＳｉＦ6、ＢａＦ2等から添加でき、フラックスの融点を調整し、保護筒を均一に溶融し、溶滴移行を安定させアーク安定性を改善する効果を有する。金属弗化物のＦ換算値の合計が６％未満では、その効果は得られず、アークが不安定になる。一方、金属弗化物のＦ換算値の合計が１７％を超えると、スラグ剥離性が悪くなる。したがって、被覆剤中の金属弗化物のＦ換算値は６〜１７％とする。
［被覆剤中のＭｇＯ：０．１〜１．０％］
被覆剤中のＭｇＯは、マグネシアクリンカー等から添加され、スラグ剥離性を改善する効果を有する。ＭｇＯが０．１％未満では、その効果が得られず、スラグ剥離性が悪くなる。一方、ＭｇＯが１．０％を超えると、溶滴移行が悪くなり、スパッタ発生量が多くなる。したがって、被覆剤中のＭｇＯは０．１〜１．０％とする。
被覆剤中のＭｇＯは、マグネシアクリンカー等から添加され、スラグ剥離性を改善する効果を有する。ＭｇＯが０．１％未満では、その効果が得られず、スラグ剥離性が悪くなる。一方、ＭｇＯが１．０％を超えると、溶滴移行が悪くなり、スパッタ発生量が多くなる。したがって、被覆剤中のＭｇＯは０．１〜１．０％とする。
［被覆剤中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計：１〜３％］
Ｎａ化合物及びＫ化合物は、カリ長石、ＮａＦ、Ｋ2ＳｉＦ6及び水ガラスの固質成分等から添加され、溶滴を細かく成長させて溶滴移行を調整し、スパッタ発生量を低減する効果を有する。Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計が１％未満では、その効果が得られず、スパッタ発生量が多くなる。一方、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計が３％を超えると、保護筒の融点が低くなって不均一に溶融され、アークが不安定になる。したがって、被覆剤中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計は１〜３％とする。
Ｎａ化合物及びＫ化合物は、カリ長石、ＮａＦ、Ｋ2ＳｉＦ6及び水ガラスの固質成分等から添加され、溶滴を細かく成長させて溶滴移行を調整し、スパッタ発生量を低減する効果を有する。Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計が１％未満では、その効果が得られず、スパッタ発生量が多くなる。一方、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計が３％を超えると、保護筒の融点が低くなって不均一に溶融され、アークが不安定になる。したがって、被覆剤中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計は１〜３％とする。
［Ｄ値＝被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計／金属弗化物のＦ換算値の合計：２．０〜３．０］
Ｄ値は、被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値を金属弗化物のＦ換算値の合計で除した値であり、スラグ融点及びスラグ生成量を調整し、形成される溶接金属とスラグの融点を調整しスラグ剥離性を表す指標となる。Ｄ値が２．０未満では、その効果が得られず、スラグ剥離性が悪くなる。一方、Ｄ値が３．０を超えると、アークが不安定になる。したがって、Ｄ値は２．０〜３．０とする。
Ｄ値は、被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値を金属弗化物のＦ換算値の合計で除した値であり、スラグ融点及びスラグ生成量を調整し、形成される溶接金属とスラグの融点を調整しスラグ剥離性を表す指標となる。Ｄ値が２．０未満では、その効果が得られず、スラグ剥離性が悪くなる。一方、Ｄ値が３．０を超えると、アークが不安定になる。したがって、Ｄ値は２．０〜３．０とする。
以上、本発明の９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼用被覆アーク溶接棒の構成要件の数値限定理由を述べたが、残部は、塗装剤としてヘクトライト等の１種以上を合計で５％以下添加することができ、その他は、前記心線のＦｅ、被覆剤のＦｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ａｌ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎｉ等の鉄合金のＦｅ分及び不可避不純物である。なお、不可避不純物であるＰ及びＳは、溶接金属の靭性及び耐割れ性の観点からできるかぎり低くすることが好ましい。
なお、被覆アーク溶接棒の製造方法は特に限定しないが、心線と配合・混合した被覆剤を準備し、被覆剤に水ガラスを添加しながら湿式混合を行い、心線周囲に被覆剤を塗装した塗装した後１５０〜４５０℃で１〜３時間乾燥・焼成を行うことにより製造することが好ましい。
以下、実施例により本発明の効果をさらに詳細に説明する。
表１に示す各種成分組成の直径３．２ｍｍ、長さ３５０ｍｍの９％Ｃｒ鋼からなる心線を用い、表２に示す各種成分組成の被覆剤を被覆して乾燥させた各種９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒を試作した。
試作した各種９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒を用い、溶着金属性能、耐欠陥性、溶接作業性について調査した。なお、各調査には、表３に示すＡＳＭＥ ＳＡ３８７ Ｇｒａｄｅ９１に準拠した９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を母材として適用した。
溶着金属性能の評価は、板厚２０ｍｍの上記鋼板を用い、ＡＷＳ Ａ５．５に従い、溶接電流１４０Ａで溶着金属試験を行い、７６０℃で２時間ＰＷＨＴを行った後、溶着金属部から引張試験片、高温引張試験片及び衝撃試験片を採取し、常温での引張試験、高温での引張試験及び衝撃試験を実施した。
常温での引張試験の評価は、室温での引張強さが６２０ＭＰａ以上を良好とした。高温での引張試験の評価は、試験温度５００℃での引張強さが３５０ＭＰａ以上を良好とした。靭性の評価は、試験温度０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、各々繰り返し３回の吸収エネルギーの平均値が１５Ｊ以上を良好とした。
耐欠陥性の評価は、上記鋼板を用い、溶接電流１４０Ａで溶接継手の作製し、ＪＩＳ Ｚ ３１０６に準じてＸ線透過試験実施し、等級分類にて判定して１類を良好とした。
溶接作業性の評価は、上記鋼板を用い、溶接電流１４０Ａ、溶接速度１０ｃｍ/ｍｉｎの溶接条件で水平すみ肉溶接を行い、アーク安定性、スパッタ発生量、スラグ被包性及びスラグ剥離性を目視で調査した。それらの結果を表４にまとめて示す。
表４の溶接棒記号１〜２０が本発明例、溶接棒記号２１〜４０は比較例である。本発明例である溶接棒記号１〜２０は、９％Ｃｒ鋼からなる心線と被覆剤の心線質量比で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｖ、Ｍｇ及びＮが適正で、被覆剤中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計、Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計、金属弗化物のＦ換算値の合計、ＭｇＯ、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計及びＤ値がいずれも本発明において規定した含有量の範囲内にあるので、常温での溶着金属の引張強さ及び吸収エネルギーが良好で、高温での引張強さも良好で、Ｘ線透過試験の結果も良好であった。また、溶接作業性に関しては、アーク安定性が良好でスパッタ発生量が少なく、スラグ被包性及びスラグ剥離性いずれも良好であり、極めて満足な結果であった。
溶接棒記号２１は、心線質量比のＣが少ないため、溶着金属の高温での引張強さが低値であった。また、心線質量比のＡｌが少ないため、ブローホールが発生し、耐欠陥性が低下していた。溶接棒記号２２は、心線質量比のＣが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、心線質量比のＡｌが多いので、スラグ被包性が不良であった。
溶接棒記号２３は、心線質量比のＳｉが少ないので、ブローホールが発生し、耐欠陥性が低下していた。また、被覆剤中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が少ないので、アーク安定性が不安定であった。
溶接棒記号２４は、心線質量比のＳｉが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、被覆剤中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が多いので、スラグ被包性が不良であった。
溶接棒記号２５は、心線質量比のＭｎが少ないので、ブローホールが発生し、耐欠陥性が低下していた。また、被覆剤中のＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が少ないので、スラグ被包性が不良であった。
溶接棒記号２６は、心線質量比のＭｎが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、被覆剤中のＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が多いので、スラグ剥離性が不良であった。
溶接棒記号２７は、心線質量比のＮｉが少ないので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、Ｄ値が低いので、スラグ剥離性が不良であった。
溶接棒記号２８は、心線質量比のＮｉが多いので、溶着金属の高温での引張強さが低値であった。また、Ｄ値が高いので、アーク安定性が不安定であった。
溶接棒記号２９は、心線質量比のＣｒが少ないので、溶着金属の高温での引張強さが低値であった。また、心線質量比のＮが少ないので、溶着金属の常温での引張強さが低値であった。
溶接棒記号３０は、心線質量比のＣｒが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、心線質量比のＮが多いので、ブローホールが発生し、耐欠陥性が低下していた。
溶接棒記号３１は、心線質量比のＭｏが少ないので、溶着金属の常温での引張強さが低値であった。また、被覆剤中の金属弗化物のＦ換算値の合計が少ないので、アーク安定性が不安定であった。
溶接棒記号３２は、心線質量比のＭｏが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、被覆剤中の金属弗化物のＦ換算値の合計が多いので、スラグ剥離性が不良であった。
溶接棒記号３３は、心線質量比のＮｂが少ないので、溶着金属の高温での引張強さが低値であった。また、被覆剤中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計が少ないので、スパッタ発生量が多かった。
溶接棒記号３４は、心線質量比のＮｂが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、被覆剤中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計が多いので、アーク安定性が不安定であった。
溶接棒記号３５は、心線質量比のＣｕが少ないので、溶着金属の常温での引張強さが低値であった。また、被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計が少ないので、スラグ被包性が不良であった。
溶接棒記号３６は、心線質量比のＣｕが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、被覆剤中のＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計が多いので、スパッタ発生量が多かった。
溶接棒記号３７は、被覆剤中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が少ないので、アーク安定性が不安定であった。また、被覆剤中のＭｇＯが少ないので、スラグ剥離性が不良であった。
溶接棒記号３８は、被覆剤中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が多いので、スラグ被包性が不良であった。また、被覆剤中のＭｇＯが多いので、スパッタ発生量が多かった。
溶接棒記号３９は、心線質量比のＶが少ないので、溶着金属の高温での引張強さが低値であった。また、心線質量比のＭｇが少ないので、ブローホールが発生し、耐欠陥性が低下していた。
溶接棒記号４０は、心線質量比のＶが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低値であった。また、心線質量比のＭｇが多いため、アーク安定性が不安定であった。
Claims (1)
- ９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒において、９％Ｃｒ鋼を心線とし、前記心線と被覆剤の一方または両方の合計で、下記式に示す心線質量比で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．７〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．６％、
Ｃｒ：９．０〜１１．０％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％、
Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．１５％、
Ａｌ：０．１〜０．８％、
Ｖ：０．１〜０．４％、
Ｍｇ：０．３〜１．５％、
Ｎ：０．０２〜０．１０％を含有し、
前記被覆剤は、当該被覆剤全質量に対して質量％で、
Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計：３〜１０％、
Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計：３〜８％、
Ａｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計：０．０１〜０．５０％、
ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計：１５〜４０％、
金属弗化物のＦ換算値の合計：６〜１７％、
ＭｇＯ：０．１〜１．０％、
Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ換算値及びＫ換算値の合計：１〜３％を含有し、
かつ、ＣａＣＯ3、ＣａＦ2、ＣａＯのＣａ換算値の合計／金属弗化物のＦ換算値の合計で算出されるＤ値が２．０〜３．０であり、残部が前記心線のＦｅ、被覆剤の塗装剤、鉄合金からのＦｅ分及び不可避不純物からなることを特徴とする９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒。
心線質量比＝心線中の含有量％＋被覆剤中の含有量％×被覆率／１００・・・（式）
（但し、心線中の含有量は心線全質量に対する質量％、被覆剤の含有量％は被覆剤全質量に対する質量％、被覆率は、当該９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼溶接用被覆アーク溶接棒全質量に対する前記被覆剤の質量％）
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|---|---|---|---|---|
| CN114700496A (zh) * | 2022-03-18 | 2022-07-05 | 广东潮艺金属实业有限公司 | 高强度不锈钢粉末的制备方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5230241A (en) * | 1975-09-03 | 1977-03-07 | Kobe Steel Ltd | Low hydrogen type electrode |
| JPH03291190A (ja) * | 1990-04-06 | 1991-12-20 | Nippon Steel Corp | ９Ｃｒ―１Ｍｏ系鋼溶接用被覆アーク溶接棒 |
| JPH0542390A (ja) * | 1991-08-12 | 1993-02-23 | Nippon Steel Corp | ９Ｃｒ系鋼溶接用低水素系被覆アーク溶接棒 |
| JPH05161993A (ja) * | 1991-12-11 | 1993-06-29 | Kobe Steel Ltd | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼用被覆アーク溶接棒 |
| JPH07268562A (ja) * | 1994-03-30 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用被覆アーク溶接棒 |
-
2019
- 2019-04-03 JP JP2019071145A patent/JP7055765B2/ja active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5230241A (en) * | 1975-09-03 | 1977-03-07 | Kobe Steel Ltd | Low hydrogen type electrode |
| JPH03291190A (ja) * | 1990-04-06 | 1991-12-20 | Nippon Steel Corp | ９Ｃｒ―１Ｍｏ系鋼溶接用被覆アーク溶接棒 |
| JPH0542390A (ja) * | 1991-08-12 | 1993-02-23 | Nippon Steel Corp | ９Ｃｒ系鋼溶接用低水素系被覆アーク溶接棒 |
| JPH05161993A (ja) * | 1991-12-11 | 1993-06-29 | Kobe Steel Ltd | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼用被覆アーク溶接棒 |
| JPH07268562A (ja) * | 1994-03-30 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用被覆アーク溶接棒 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114700496A (zh) * | 2022-03-18 | 2022-07-05 | 广东潮艺金属实业有限公司 | 高强度不锈钢粉末的制备方法 |
| CN114700496B (zh) * | 2022-03-18 | 2023-09-12 | 广东潮艺金属实业有限公司 | 高强度不锈钢粉末的制备方法 |
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