JP4224347B2 - 原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造により形成される原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
原油を輸送する原油タンカーの油槽や、原油を貯蔵する地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽用鋼材には、強度や溶接性に優れた溶接構造用鋼が使用されている。
原油中に含まれる水分、塩分や腐食性ガス成分により、鋼は腐食環境に晒される（日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳ Ｇ、ｐ．１８（１９８９〜９０）、社団法人日本造船協会、Ｈ１２年度研究概要報告、ＳＲ２４２原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究）。特に、原油タンカー油槽内面では、原油中の揮発成分や、混入海水、油田塩水中の塩分、防爆のために油槽内に送られるイナートガスと呼ばれる船舶のエンジン排気ガス、昼夜の温度変動による結露などによって独特の腐食環境になり、鋼板は腐食減肉する。
【０００３】
鋼板の腐食減肉により、所要の船体強度を維持することが難しくなると、鋼板の切替え（腐食した部材を切断して、新たな部材と溶接接合すること）が必要となり、多大なコストがかかる。さらに、前記腐食損傷に加えて、鋼製油槽内面の鋼表面に、大量の固体の硫黄分（以下、固体Ｓと記す）が生成・析出する。これは、腐食したデッキ裏の表面の鉄さびが触媒になり、気相中のＳＯ２とＨ２Ｓが反応して固体Ｓを生成すると考えられている。鋼の腐食による新しい鉄さびの生成と、固体Ｓの析出が交互に生じ、鉄さびと固体Ｓとの層状腐食生成物が析出する。固体Ｓ層は脆いため、固体Ｓと鉄さびとからなる生成物は容易に剥離、脱落し、油槽底にスラッジとして堆積する。定期検査で回収するスラッジの量は、超大型原油タンカーで３００トン以上と言われており、維持管理上、固体Ｓを主体としたスラッジの低減が強く求められていた。
すなわち、原油油槽用の鋼板として優れた耐食性を有し、かつ、固体Ｓを含むスラッジの生成が少ない耐食鋼板が求められていた。
鋼の防食と固体Ｓを主体としたスラッジの低減を同時に図る技術としては、塗装・ライニング防食が一般的であり、亜鉛やアルミニウムの溶射による防食も提案されている（日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳ Ｇ、ｐ．１８（１９８９〜９０））。しかし、施工コストがかかるという経済的な問題点に加えて、防食層の施工時のミクロな欠陥や、経年劣化で腐食が不可避的に進展するため、塗装・ライニングをしても定期的な検査と補修とが不可欠であるといった課題があった。一方、鋼材の特性によって鋼の防食とスラッジの低減を同時に図る技術は提案されていない。
【０００４】
鋼材側の対策技術の提案は未だ極めて少なく、いずれも耐食性の改善に限られる。例えば、特開２００２−１７３８１号公報では、船舶外板、バラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱炭船カーゴホールド等の使用環境で優れた耐食性を有する造船用鋼が提案されている。特開２００２−１７３８１号公報に記載された耐食鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適量含み、かつ、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１５０％を含有することにより、耐全面腐食性および耐局部腐食性が向上するとしている。特開２００２−１０７１７９号公報および特開２００２−１０７１８０号公報では、荷油タンク用途で優れた耐食性と造船用鋼として優れた溶接性を有する荷油タンク用耐蝕鋼が提案されている。特開２００２−１０７１７９号公報に記載された耐食鋼は含Ｐ−極低Ｓ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ鋼で、溶接性を確保するために合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。特開２００２−１０７１８０号公報に記載された耐食鋼は、低Ｐ−極低Ｓ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ鋼で、溶接性を確保するために合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。特開２００２−１０７１８０号公報、特開２００２−１７３７３６号公報では、原油を油槽または貯蔵するタンク内で生じる腐食に対して優れた耐食性を示す耐原油タンク性に優れた鋼材およびその製造方法について提案されている。特開２００２−１７３７３６号公報に記載された耐食鋼は、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５〜２．０％を添加し、かつ合金添加量の増加に伴う局部腐食発生を抑制するために、１．０≦０．３Ｃｕ＋２．０−Ｃｒ−０．５Ｃｕ≦３．８に制限し、原油タンクの気相部および液相部で優れた耐食性を有する鋼としている。
【０００５】
しかしながら、上記いずれの耐食鋼も、原油油槽の環境での鋼自体の耐食性については提案されているが、特に油槽の気相部で大量に生成・剥落する固体Ｓの析出を、鋼材側から抑制する技術は開示されていない。それ故、タンクなど溶接構造物用途では構造物の信頼性向上、寿命延長の観点から、耐食性に優れ、かつ固体Ｓを主体としたスラッジの生成を抑制し、溶接施工性に優れた構造用鋼の開発が待たれていた。
一方、原油油槽は一般的に溶接構造であり、全面的に塗装やライニングを施さない限り、不可避的に溶接継手部も原油油槽環境に晒される。通常行われる、アーク溶接やエレクトロガス溶接では、溶接ワイヤーやフラックスを溶解させて溶接金属を形成させるため、溶接金属の組成、組織は鋼材のものと異なる方が一般的である。腐食環境中で化学組成や組織の大きく異なる金属が隣接している場合、相対的に電気化学的に卑な一方の金属が選択的に腐食される、異種金属腐食が生じやすい。選択腐食が生じると局部的に大きな腐食が生じる恐れが大となる。耐食性を特に向上させていない普通鋼で原油油槽を作製する場合は、溶接方法や溶接材料によらず、表面積の圧倒的に大きい鋼材の方が電気化学的に卑となるため、溶接継手部が選択的に腐食される問題は生じない。しかしながら、耐食性に優れた鋼材により原油油槽を形成しようとすると、溶接方法や溶接材料によっては溶接金属の方が卑となって、溶接金属が選択的に腐食され、原油油槽全体としては耐食性が損なわれる可能性が生じる。従って、溶接構造で形成される原油油槽全体の原油油槽環境中での耐食性を良好とするためには、鋼材だけでなく、溶接継手部にも配慮する必要があるが、現状では、この要求を満足する技術は見いだされていない。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００２−１７３８１号公報
【特許文献２】
特開２００２−１７３８１号公報
【特許文献３】
特開２００２−１０７１７９号公報
【特許文献４】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献５】
特開２００２−１０７１７９号公報
【特許文献６】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献７】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献８】
特開２００２−１７３７３６号公報
【特許文献９】
特開２００２−１７３７３６号公報
【非特許文献１】
日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳ Ｇ、ｐ．１８（１９８９〜９０）
【非特許文献２】
社団法人日本造船協会、Ｈ１２年度研究概要報告、ＳＲ２４２原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる課題を解決するためになされたもので、溶接構造により形成される原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽の原油腐食環境中で、溶接継手を含めた原油油槽全体がほぼ同等の優れた耐食性を示す原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法を提供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、常時気相部となる原油油槽デッキ裏での鋼の耐食性に及ぼす鋼の化学成分の影響を調査した結果、特定量のＣｕとＭｏを複合添加した鋼材を、特定の成分の溶接ワイヤを用いて溶接することにより、原油を輸送または貯蔵する原油油槽の原油腐食環境中で、溶接継手を含めた原油油槽全体がほぼ同等の優れた耐食性を示す原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法を提供できることを見出した。
さらに、該鋼材同士を溶接するに際して、溶接継手部の耐食性が鋼材と同等となるために必要な溶接金属、鋼材の化学組成や金属組織に関する要件を詳細に研究した結果、溶接金属と鋼材との間のＣｕ、Ｍｏの含有量の比が特定範囲にすることで、鋼材と溶接金属を含む溶接継手とが同等に良好な耐食性を発現することを新たに知見するに至ったものであり、その要旨とするところは、特許請求の範囲に記載した通りの下記内容である。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．１２％
を含有する鋼材を被溶接鋼材とし、
表面に厚さ０．３μｍ〜３０μｍのＣｕがめっきされている溶接ワイヤの全質量に対する質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．５％、
前記表面めっきを含むＣｕ：０．０１〜１．０％
を含有する溶接ワイヤを用いて、
ボンド型フラックスまたは前記溶接ワイヤの少なくとも一方に、Ｍｏを質量％で０．０１％〜１．０％含有し、溶接入熱を３ｋＪ／ｍｍ以上、３０ｋＪ／ｍｍ以下の範囲で溶接して、溶接金属中のＣｕ、Ｍｏと被溶接鋼材中のＣｕ、Ｍｏとが下記［１］式および［２］式を満足させることを特徴とする、原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．３・・［１］
３≧溶接金属のＭｏ含有量（質量％）／鋼材のＭｏ含有量（質量％）≧０．３・・［２］
（２）さらに、被溶接鋼材中に質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％
を含有することを特徴とする、（１）に記載の原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明は前述の課題を克服し、目的を達成するもので、その具体的手段を以下に示す。
先ず、原油油槽を形成する鋼材の成分元素とその含有量についてその限定理由を説明する。文中における成分含有量の％の単位は質量％である。
Ｃｕは、０．０１％以上含有させると、耐食性向上に有効であり、さらに固体Ｓの生成抑制にも効果がある。１．５％を超えて含有させてもそれらの効果はほぼ飽和し、逆に鋼片の表面割れの助長、継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化するため、本発明では上限を１．５％とする。耐食性、スラッジ生成抑制効果と製造性とのバランスから、０．０１〜０．５％がより好ましい。
Ｍｏは、耐食性および固体Ｓの析出抑制に対してＣｕと同様、重要な元素であり、０．０１％以上のＣｕとともに含有させることが必要である。Ｍｏは０．０１〜０．１２％、含有させる必要がある。Ｍｏを０．０１％以上含有させると、耐食性および固体Ｓの析出抑制に明確な効果を生じる。一方、Ｍｏは０．１２％を超えて含有させても耐食性および固体Ｓの析出抑制の向上効果は飽和する一方で、溶接性や靭性を劣化させるため、Ｍｏは０．０１〜０．１２％に限定する。なお、析出物の生成を抑制して固溶Ｍｏを確実に確保するためには、Ｍｏの上限を０．１％とすることがより好ましい。
上記のＭｏの範囲は必要条件ではあるが、耐食性に対してより有効に発揮させるためには、含有量を上記範囲とした上で、Ｍｏの固溶量を一定以上確保することがより好ましい。すなわち、Ｍｏが粗大な析出物を形成すると、その周りに該元素の枯渇層を生じ、耐食性効果が損なわれるため、Ｍｏは極力均一に存在することが好ましい。固溶状態のＭｏは耐食性に対して効果を有するため、Ｍｏの固溶量が０．００５％以上あれば耐食性が大幅に向上する。
なお、本発明における、耐食性向上に有効な固溶Ｍｏとは、全含有量から抽出残渣分析によって求められた析出量を差し引いた量を指す。すなわち、抽出残渣分析では固溶とみなされるようなごく微細な析出物の場合はほぼ固溶状態に準じて均一に鋼中に存在しているとみなせるため、耐食性には有効に働く。
【００１１】
以上が本発明の被溶接鋼材の必須成分であるＣｕ，Ｍｏの限定理由であり、残部は必要に応じて添加する選択成分、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、以下に被溶接鋼材の好ましい成分範囲について説明する。
Ｃは、０．００１％未満に脱Ｃ化することは工業的には経済性を著しく阻害するため、０．００１％以上含有させるが、強化元素として用いる場合には、０．００２％以上の含有がより好ましい。一方、０．２％を超えて過剰に含有させると、溶接性や継手靭性の劣化等も生じ、溶接構造物用鋼として好ましくないため、本発明においては、０．００１〜０．２％が好ましい範囲である。
Ｓｉは、脱酸元素として必要であり、脱酸効果を発揮するためには、０．０１％以上必要である。Ｓｉは耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にもわずかながら効果がある元素である。該効果を発現させるためには０．１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉを過度に含有させると、熱延スケールの固着（スケール剥離性の低下）を招き、スケール起因の疵が増加するため、本発明においては上限を１．０％とする。特に、耐食性とともに溶接性や母材及び継手靭性への要求が厳しい鋼の場合は、上限を０．５％とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の強度確保のために０．１％以上必要である。一方、２．０％超になると、溶接性の劣化や、粒界脆化感受性を高めて好ましくないため、本発明においてはＭｎの範囲を０．１〜２．０％が好ましい範囲である。
【００１２】
Ｐは、不純物元素であり、０．０３％を超えると溶接性を劣化させるため、０．０３％以下に限定する。特に、０．０１５％以下にした場合に、耐食性及び溶接性に良好な影響を及ぼすため、好ましい。
Ｓも、不純物元素であり、０．０２％を超えると、スラッジの生成量を増加させる傾向がある。さらに、機械的性質、特に延性を著しく劣化させるため、０．０２％を上限とする。Ｓ量は耐食性や機械的性質に対して少ないほど好ましく、０．０１％以下が特に好ましい。
Ａｌは、脱酸に有用な元素であり、またＡｌＮにより母材の加熱オーステナイト粒径微細化に有効な元素である。さらに、固体Ｓを含む腐食生成物の生成抑制効果も有し、有益である。ただし、これらの効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．３％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を劣化させるため、０．００１％〜０．３％の範囲に限定する必要がある。
Ｎは、固溶状態では延性、靭性に悪影響を及ぼすため、好ましくないが、Ｖ、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化や析出強化に有効に働くため、微量であれば機械的特性向上に有効である。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、延性、靭性への悪影響が許容できる範囲で、かつ、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を０．０１％とする。
【００１３】
以上が本発明鋼における化学組成に関する要件とその限定理由であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、本発明においては、さらに、鋼の諸特性の向上等の目的で、選択的に以下の成分を添加してもよい。
Ｗは、局部腐食特性に対して効果がある元素であり，０．０１％以上のＣｕとともに含有させることによって，特に局部腐食進展速度低減に顕著な効果を発揮する。ＷはＭｏとほぼ同等の効果を有し，Ｗは０．０１〜１％の範囲で含有させることが好ましい。
Ｗは、０．０１％以上含有させると耐局部腐食性向上に明確な効果を生じる一方、１％を超えて含有させると耐局部腐食性が逆に低下し，かつ溶接性や靭性を劣化させるため、０．０１〜１％の範囲が好ましい。なお，析出物の生成を抑制して固溶Ｗを確実に確保するためには、Ｗの上限を０．０５％未満とすることがより好ましい。
耐局部腐食性向上効果をより有効に発揮させるためには，含有量を上記範囲とした上で，ＭｏとＷの固溶量を一定以上確保する必要がある。すなわち，Ｍｏ，Ｗとが粗大な析出物を形成すると，その周りに該元素の枯渇層を生じ，耐局部腐食性向上効果が損なわれるため，Ｍｏ，Ｗは極力均一に存在する必要がある。固溶状態のＭｏとＷとは耐局部腐食性に対して同等の効果を有するため，両元素の固溶量の合計が０．００５％以上あれば耐局部腐食性が大幅に向上する。
【００１４】
Ｃｒは、強化元素であり、強度調整のために必要に応じて添加することは可能であるが、Ｃｒは局部腐食進展速度を最も加速する元素であるため、０．１％以上含有させると、原油環境における耐局部腐食性を劣化させ、かつ、固体Ｓの生成をやや促進する。そのため、本発明においては０．１％以上含有させることは好ましくない。従って、意図的には含有させないか、含有させる場合でも０．１％未満が好ましい。
Ｎｉ、Ｃｏは、母材やＨＡＺ靭性の向上に有効な元素であり、かつ、Ｃｕ、Ｍｏを含有する鋼において、耐食性の向上、スラッジ抑制にも効果がある。両元素とも０．１％以上含有させることによって初めて、靭性向上や耐食性向上効果が明確に発現する。一方、両元素とも３％を超えて過剰に含有させることは、両元素とも高価な元素であり、経済的に不適当であるのと、溶接性の劣化を招くため、本発明においては、Ｎｉ、Ｃｏとも、含有させる場合には０．１〜３％に含有量を限定する。
【００１５】
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｓｅは、各々、０．０１％以上含有させることによって、耐食性、特に液相部での局部腐食の進展をさらに抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させる場合の下限は０．０１％とするが、各々、０．３％を超えて過剰に含有させても効果が飽和するため、他の特性への悪影響の懸念もあり、経済性も考慮して、上限を０．３％とする。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂは、微量で鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、主に強度調整のために必要に応じて含有させる。各々効果を発現するためには、Ｎｂは０．００２％以上、Ｖは０．００５％以上、Ｔｉは０．００２％以上、Ｔａは０．００５％以上、Ｚｒは０．００５％以上、Ｂは０．０００２％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂは０．２％超、Ｖは０．５％超、Ｔｉは０．２％超、Ｔａは０．５％超、Ｚｒは０．５％、Ｎは０．００５％超で、靭性劣化が顕著となるため、好ましくない。従って、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂを含有させる場合は、Ｎｂは０．００２〜０．２％、Ｖは０．００５〜０．５％、Ｔｉは０．００２〜０．２％、Ｔａは０．００５〜０．５％、Ｚｒは０．００５〜０．５％、Ｂは０．０００２〜０．００５％に限定する。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは介在物の形態制御に有効で、延性特性の向上に有効であり、また、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性向上にも有効であり、さらに、Ｓを固定することによるスラッジ生成抑制効果も弱いながらあるため、必要に応じて含有させる。本発明における各元素の含有量は効果が発現する下限から下限値が決定され、各々、Ｍｇ、０．０００１％、Ｃａは０．０００５％、Ｙは０．０００１％、Ｌａは０．００５％、Ｃｅは０．００５％を下限値とする。一方、上限値は介在物が粗大化して、機械的性質、特に延性と靭性に悪影響を及ぼすか否かで決定され、本発明では、この観点から上限値を、Ｍｇ、Ｃａは０．０１％、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは０．１％とする。
【００１６】
以上が本発明における化学組成に関する限定理由であるが、さらに、鋼材のミクロ組織形態を規定することでより確実に溶接継手部の耐局部腐食特性を向上させることができる。すなわち、上記組成範囲の鋼材同士を溶接し、該溶接継手における溶接金属と鋼材とのＣｕ、Ｍｏ、Ｗの組成比を後述するように適正範囲に規定した場合、溶接金属及び鋼材の溶接熱影響部組織が、少なくともアシキュラーフェライトないしはベイナイトを含む低温変態組織からなり、その場合に、鋼材のミクロ組織が少なくともベイナイトとマルテンサイトの１種または２種から構成され、該ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が３０％以上であることが好ましい。ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が３０％未満で、フェライトあるいはフェライト−パーライト主体組織となると、鋼材側の腐食が選択的に進むため、わずかながら鋼材の耐食性が劣化する。ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が３０％以上であれば、組織的的には溶接金属、溶接熱影響部、鋼材が耐食性からみてほぼ同等となって、局部腐食を起こし難く、原油油槽全体としての耐食性が安定的に向上する。
【００１７】
次に、溶接ワイヤの成分の限定理由について説明する。
溶接ワイヤ中のＣは、０．００１％未満に脱Ｃ化することは工業的には経済性を著しく阻害するため、０．００１％以上含有させるが、強化元素として用いる場合には、０．００２％以上の含有がより好ましい。一方、０．２％を超えて過剰に含有させると、溶接性や継手靭性の劣化等も生じるため、本発明においては、０．００１〜０．２％を限定範囲とした。
溶接ワイヤ中のＳｉは、脱酸元素として必要であり、脱酸効果を発揮するためには、０．０１％以上必要である。Ｓｉは耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にもわずかながら効果がある元素である。該効果を発現させるためには０．１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉを過度に含有させると、耐食性とともに溶接性や母材及び継手靭性が劣化するため、本発明においては上限を１．０％とする。
溶接ワイヤ中のＭｎは、溶接金属の強度確保のために０．１％以上必要である。一方、２．５％超になると、溶接性の劣化や、粒界脆化感受性を高めて好ましくないため、本発明においてはＭｎの範囲を０．１〜２．５％に限定する。
【００１８】
溶接ワイヤ中のＣｕは、０．０１％以上含有させると、耐食性向上に有効である。１．０％を超えて含有させても耐食性向上効果はほぼ飽和し、逆に継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化するため、本発明では上限を１．０％とする。
なお、本発明に用いる溶接ワイヤの表面には腐食を防止するために０．３μｍ〜３０μｍの厚さのＣｕめっきが施されているので、上記のＣｕ量は、表面めっきを含む質量％をいう。
ボンド型フラックスまたは溶接ワイヤ中のＭｏは、耐食性に対してＣｕと同様、重要な元素であり、０．０１％以上のＣｕとともに含有させることが必要である。Ｍｏは０．０１〜１．０％、含有させる必要がある。Ｍｏ０．０１％以上含有させると、耐食性向上に明確な効果を生じる。一方、Ｍｏは１．０％を超えて含有させても耐食性の向上効果は飽和する一方で、溶接性や靭性を劣化させるため、Ｍｏは０．０１〜１．０％に限定する。
また、本発明においては溶接入熱を３ｋＪ／ｍｍ以上、３０ｋＪ／ｍｍ以下の範囲とする。溶接入熱が３ｋＪ／ｍｍ未満ではフラックスを充分に溶解できずスラグ巻き込みを発生する一方で、溶接入熱が３０ｋＪ／ｍｍ超では溶接金属の溶け込み形状が悪化して凝固割れが発生するからである。
【００１９】
上記理由により組成を規定した鋼材同士を、特定の溶接条件を溶接して原油油槽を形成するに際し、溶接継手及び母材全体での均一腐食性を高め、溶接金属、鋼材各々の耐食性を有効に発現させて、原油油槽全体の耐食性を向上させるためには、溶接金属と鋼材の化学組成のバランスが重要で、特に耐食性発現に必須のＣｕ、Ｍｏの溶接金属と鋼材との比が下記［１］及び［２］を満足することが好ましい。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．３・・［１］
３≧溶接金属のＭｏ含有量（質量％）／鋼材のＭｏ含有量（質量％）≧０．３・・［２］
Ｃｕに関して、溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％が３超であると、溶接金属近傍の溶接熱影響部から母材にかけての鋼材が選択的に腐食されるため、好ましくない。一方、Ｃｕの溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％が０．３未満でであると、溶接金属が電気化学的に卑となって、溶接金属の局部腐食が顕著となるため避けるべきである。また、Ｍｏも同様に規定する必要があるが、Ｃｕと同様、溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％は３〜０．３が好ましい。Ｃｕ、及びＭｏ、各々の溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％は１に近い方が溶接金属あるいは鋼材のどちらかが選択的に腐食される可能性が小さく、Ｃｕ、及び、Ｍｏ、各々の溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％は１．５〜０．６の範囲内とすることが、より好ましい。
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。なお、本発明は下記実施例に限定されるものではない。
【００２０】
【実施例】
被溶接鋼材は真空溶解または転炉により溶製し、インゴットまたは鋼片を鋼板に製造した。表１に被溶接鋼材の化学組成を示す。
表２には使用した溶接ワイヤの組成を示し、表３に溶接条件を示す。なお、表２におけるＷＡ１，ＷＡ２およびＷＢ２の溶接ワイヤの表面には腐食を防止するために１μｍの厚さのＣｕめっきが施されており、溶接ワイヤのＣｕ含有量は、表面めっきを含む質量％で示す。
溶接に使用したフラックスはＪＩＳ Ｚ３３５２ ＦＳ−ＢＴ１ 相当品であり、開先形状は図１に示すようなＹ開先とした。
なお、表１および表２には、主要な成分以外の残部は記載していないが、必要に応じて添加する選択元素、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
最初に耐食性試験の結果から説明する。耐食性試験片は、溶接金属（ＷＭ）、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、母材（ＢＭ）を含むように長さ８０ｍｍ、幅４０ｍｍ、厚さ４ｍｍの試験片を溶接継手における鋼板表面１ｍｍの位置から採取し、試験片全面を機械研削し、６００番の湿式研磨後、８０ｍｍ×４０ｍｍの表の一面のみを残して端面、裏面を塗料で被覆した。該試験片を、２０ｍａｓｓ％ＮａＣｌを溶解したｐＨが２．０のＨＣｌ水溶液中に浸漬した。浸漬条件は、液温３０℃、浸漬時間３３６ｈで実施し、溶接金属（ＷＭ）、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、母材（ＢＭ）各位置における最大腐食深さを測定し、腐食速度に換算（ｍｍ／年）して評価した。
【００２１】
上記試験の結果、表４に示すように、本発明の要件を満足している継手記号ＤＡ１、３〜５の耐腐食性をみると、鋼材及び溶接材料の化学組成、及び溶接条件が本発明を満足しており、ＷＭ、ＨＡＺ、ＢＭにわたってほぼ均一に腐食が生じており、かつその腐食速度も十分低くなっている。
次に溶接継手部の靭性評価であるが、本試験では母材、ＨＡＺ部、溶接金属よりシャルピ−試験片を採取して衝撃試験を−２０℃の試験温度で実施し、吸収エネルギ−の最低値が４７Ｊ以上であるものを合格とした。表４に試験結果を示すが、表４の値は上記シャルピ−試験の最低吸収エネルギ−値である。本発明であるＤＡ１、３〜５では良好な靭性が確認され溶接継ぎ手部の靭性も問題ないことが確認された。
【００２２】
一方、比較例の継手番号ＤＢ１、３〜５、８〜１１の溶接継手では、下記に示すように、本発明の要件を満足していないために、選択腐食を生じたり、溶接継ぎ手部の靭性に低値を生じたりするような、不具合が発生し、溶接により施工される原油油槽としては実用に問題があることが確認された。
すなわち、継手記号ＤＢ１においては、本発明で規定している入熱範囲より過小な入熱で溶接を実施しているためにフラックスを充分に溶解できずスラグ巻き込みが発生し、これが原因でシャルピ−試験において低値が認められた。
また、ＤＢ３及びＤＢ４においては、ワイヤにおいてＣｕが検出されないことから表面にＣｕがめっきされていないことは明らかであるが、これが原因で溶接に必要な給電が不良となった。このためア−ク状態が不安定となり溶接金属にスラグ巻き込みを発生した。
ＤＢ５においては溶接ワイヤに含有されるＣｕが過剰であるため、溶接金属中のＣｕが必要以上に高くなり、凝固割れを発生した。
ＤＢ８及びＤＢ１０においては、母材耐食性に必要なＣｕ及びＭｏが本発明の規定範囲より過小であるため母材部分及びＨＡＺ部分の耐食性が溶接金属より劣化しており、選択腐食を生じる結果となった。
ＤＢ９及びＤＢ１１においては母材耐食性に必要なＣｕ及びＭｏが本発明の規定範囲より過大であるため、母材と溶接金属で電池を形成して溶接金属が選択腐食する結果となった。
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【００２３】
【発明の効果】
本発明によれば、溶接構造により形成される原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽の原油腐食環境中で、溶接継手を含めた原油油槽全体がほぼ同等の優れた耐食性を示す原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法を提供することができ、これによって、油槽及び原油油槽を有する鋼構造物、船舶の長期の信頼性や安全性も確保され、さらに経済性の向上等に寄与することができるなど、産業上有用な著しい効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の溶接に使用する開先形状の模式図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造により形成される原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
原油を輸送する原油タンカーの油槽や、原油を貯蔵する地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽用鋼材には、強度や溶接性に優れた溶接構造用鋼が使用されている。
原油中に含まれる水分、塩分や腐食性ガス成分により、鋼は腐食環境に晒される（日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳ Ｇ、ｐ．１８（１９８９〜９０）、社団法人日本造船協会、Ｈ１２年度研究概要報告、ＳＲ２４２原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究）。特に、原油タンカー油槽内面では、原油中の揮発成分や、混入海水、油田塩水中の塩分、防爆のために油槽内に送られるイナートガスと呼ばれる船舶のエンジン排気ガス、昼夜の温度変動による結露などによって独特の腐食環境になり、鋼板は腐食減肉する。
【０００３】
鋼板の腐食減肉により、所要の船体強度を維持することが難しくなると、鋼板の切替え（腐食した部材を切断して、新たな部材と溶接接合すること）が必要となり、多大なコストがかかる。さらに、前記腐食損傷に加えて、鋼製油槽内面の鋼表面に、大量の固体の硫黄分（以下、固体Ｓと記す）が生成・析出する。これは、腐食したデッキ裏の表面の鉄さびが触媒になり、気相中のＳＯ２とＨ２Ｓが反応して固体Ｓを生成すると考えられている。鋼の腐食による新しい鉄さびの生成と、固体Ｓの析出が交互に生じ、鉄さびと固体Ｓとの層状腐食生成物が析出する。固体Ｓ層は脆いため、固体Ｓと鉄さびとからなる生成物は容易に剥離、脱落し、油槽底にスラッジとして堆積する。定期検査で回収するスラッジの量は、超大型原油タンカーで３００トン以上と言われており、維持管理上、固体Ｓを主体としたスラッジの低減が強く求められていた。
すなわち、原油油槽用の鋼板として優れた耐食性を有し、かつ、固体Ｓを含むスラッジの生成が少ない耐食鋼板が求められていた。
鋼の防食と固体Ｓを主体としたスラッジの低減を同時に図る技術としては、塗装・ライニング防食が一般的であり、亜鉛やアルミニウムの溶射による防食も提案されている（日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳ Ｇ、ｐ．１８（１９８９〜９０））。しかし、施工コストがかかるという経済的な問題点に加えて、防食層の施工時のミクロな欠陥や、経年劣化で腐食が不可避的に進展するため、塗装・ライニングをしても定期的な検査と補修とが不可欠であるといった課題があった。一方、鋼材の特性によって鋼の防食とスラッジの低減を同時に図る技術は提案されていない。
【０００４】
鋼材側の対策技術の提案は未だ極めて少なく、いずれも耐食性の改善に限られる。例えば、特開２００２−１７３８１号公報では、船舶外板、バラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱炭船カーゴホールド等の使用環境で優れた耐食性を有する造船用鋼が提案されている。特開２００２−１７３８１号公報に記載された耐食鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適量含み、かつ、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１５０％を含有することにより、耐全面腐食性および耐局部腐食性が向上するとしている。特開２００２−１０７１７９号公報および特開２００２−１０７１８０号公報では、荷油タンク用途で優れた耐食性と造船用鋼として優れた溶接性を有する荷油タンク用耐蝕鋼が提案されている。特開２００２−１０７１７９号公報に記載された耐食鋼は含Ｐ−極低Ｓ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ鋼で、溶接性を確保するために合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。特開２００２−１０７１８０号公報に記載された耐食鋼は、低Ｐ−極低Ｓ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ鋼で、溶接性を確保するために合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。特開２００２−１０７１８０号公報、特開２００２−１７３７３６号公報では、原油を油槽または貯蔵するタンク内で生じる腐食に対して優れた耐食性を示す耐原油タンク性に優れた鋼材およびその製造方法について提案されている。特開２００２−１７３７３６号公報に記載された耐食鋼は、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５〜２．０％を添加し、かつ合金添加量の増加に伴う局部腐食発生を抑制するために、１．０≦０．３Ｃｕ＋２．０−Ｃｒ−０．５Ｃｕ≦３．８に制限し、原油タンクの気相部および液相部で優れた耐食性を有する鋼としている。
【０００５】
しかしながら、上記いずれの耐食鋼も、原油油槽の環境での鋼自体の耐食性については提案されているが、特に油槽の気相部で大量に生成・剥落する固体Ｓの析出を、鋼材側から抑制する技術は開示されていない。それ故、タンクなど溶接構造物用途では構造物の信頼性向上、寿命延長の観点から、耐食性に優れ、かつ固体Ｓを主体としたスラッジの生成を抑制し、溶接施工性に優れた構造用鋼の開発が待たれていた。
一方、原油油槽は一般的に溶接構造であり、全面的に塗装やライニングを施さない限り、不可避的に溶接継手部も原油油槽環境に晒される。通常行われる、アーク溶接やエレクトロガス溶接では、溶接ワイヤーやフラックスを溶解させて溶接金属を形成させるため、溶接金属の組成、組織は鋼材のものと異なる方が一般的である。腐食環境中で化学組成や組織の大きく異なる金属が隣接している場合、相対的に電気化学的に卑な一方の金属が選択的に腐食される、異種金属腐食が生じやすい。選択腐食が生じると局部的に大きな腐食が生じる恐れが大となる。耐食性を特に向上させていない普通鋼で原油油槽を作製する場合は、溶接方法や溶接材料によらず、表面積の圧倒的に大きい鋼材の方が電気化学的に卑となるため、溶接継手部が選択的に腐食される問題は生じない。しかしながら、耐食性に優れた鋼材により原油油槽を形成しようとすると、溶接方法や溶接材料によっては溶接金属の方が卑となって、溶接金属が選択的に腐食され、原油油槽全体としては耐食性が損なわれる可能性が生じる。従って、溶接構造で形成される原油油槽全体の原油油槽環境中での耐食性を良好とするためには、鋼材だけでなく、溶接継手部にも配慮する必要があるが、現状では、この要求を満足する技術は見いだされていない。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００２−１７３８１号公報
【特許文献２】
特開２００２−１７３８１号公報
【特許文献３】
特開２００２−１０７１７９号公報
【特許文献４】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献５】
特開２００２−１０７１７９号公報
【特許文献６】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献７】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献８】
特開２００２−１７３７３６号公報
【特許文献９】
特開２００２−１７３７３６号公報
【非特許文献１】
日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳ Ｇ、ｐ．１８（１９８９〜９０）
【非特許文献２】
社団法人日本造船協会、Ｈ１２年度研究概要報告、ＳＲ２４２原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる課題を解決するためになされたもので、溶接構造により形成される原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽の原油腐食環境中で、溶接継手を含めた原油油槽全体がほぼ同等の優れた耐食性を示す原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法を提供することを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、常時気相部となる原油油槽デッキ裏での鋼の耐食性に及ぼす鋼の化学成分の影響を調査した結果、特定量のＣｕとＭｏを複合添加した鋼材を、特定の成分の溶接ワイヤを用いて溶接することにより、原油を輸送または貯蔵する原油油槽の原油腐食環境中で、溶接継手を含めた原油油槽全体がほぼ同等の優れた耐食性を示す原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法を提供できることを見出した。
さらに、該鋼材同士を溶接するに際して、溶接継手部の耐食性が鋼材と同等となるために必要な溶接金属、鋼材の化学組成や金属組織に関する要件を詳細に研究した結果、溶接金属と鋼材との間のＣｕ、Ｍｏの含有量の比が特定範囲にすることで、鋼材と溶接金属を含む溶接継手とが同等に良好な耐食性を発現することを新たに知見するに至ったものであり、その要旨とするところは、特許請求の範囲に記載した通りの下記内容である。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．１２％
を含有する鋼材を被溶接鋼材とし、
表面に厚さ０．３μｍ〜３０μｍのＣｕがめっきされている溶接ワイヤの全質量に対する質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．５％、
前記表面めっきを含むＣｕ：０．０１〜１．０％
を含有する溶接ワイヤを用いて、
ボンド型フラックスまたは前記溶接ワイヤの少なくとも一方に、Ｍｏを質量％で０．０１％〜１．０％含有し、溶接入熱を３ｋＪ／ｍｍ以上、３０ｋＪ／ｍｍ以下の範囲で溶接して、溶接金属中のＣｕ、Ｍｏと被溶接鋼材中のＣｕ、Ｍｏとが下記［１］式および［２］式を満足させることを特徴とする、原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．３・・［１］
３≧溶接金属のＭｏ含有量（質量％）／鋼材のＭｏ含有量（質量％）≧０．３・・［２］
（２）さらに、被溶接鋼材中に質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％
を含有することを特徴とする、（１）に記載の原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明は前述の課題を克服し、目的を達成するもので、その具体的手段を以下に示す。
先ず、原油油槽を形成する鋼材の成分元素とその含有量についてその限定理由を説明する。文中における成分含有量の％の単位は質量％である。
Ｃｕは、０．０１％以上含有させると、耐食性向上に有効であり、さらに固体Ｓの生成抑制にも効果がある。１．５％を超えて含有させてもそれらの効果はほぼ飽和し、逆に鋼片の表面割れの助長、継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化するため、本発明では上限を１．５％とする。耐食性、スラッジ生成抑制効果と製造性とのバランスから、０．０１〜０．５％がより好ましい。
Ｍｏは、耐食性および固体Ｓの析出抑制に対してＣｕと同様、重要な元素であり、０．０１％以上のＣｕとともに含有させることが必要である。Ｍｏは０．０１〜０．１２％、含有させる必要がある。Ｍｏを０．０１％以上含有させると、耐食性および固体Ｓの析出抑制に明確な効果を生じる。一方、Ｍｏは０．１２％を超えて含有させても耐食性および固体Ｓの析出抑制の向上効果は飽和する一方で、溶接性や靭性を劣化させるため、Ｍｏは０．０１〜０．１２％に限定する。なお、析出物の生成を抑制して固溶Ｍｏを確実に確保するためには、Ｍｏの上限を０．１％とすることがより好ましい。
上記のＭｏの範囲は必要条件ではあるが、耐食性に対してより有効に発揮させるためには、含有量を上記範囲とした上で、Ｍｏの固溶量を一定以上確保することがより好ましい。すなわち、Ｍｏが粗大な析出物を形成すると、その周りに該元素の枯渇層を生じ、耐食性効果が損なわれるため、Ｍｏは極力均一に存在することが好ましい。固溶状態のＭｏは耐食性に対して効果を有するため、Ｍｏの固溶量が０．００５％以上あれば耐食性が大幅に向上する。
なお、本発明における、耐食性向上に有効な固溶Ｍｏとは、全含有量から抽出残渣分析によって求められた析出量を差し引いた量を指す。すなわち、抽出残渣分析では固溶とみなされるようなごく微細な析出物の場合はほぼ固溶状態に準じて均一に鋼中に存在しているとみなせるため、耐食性には有効に働く。
【００１１】
以上が本発明の被溶接鋼材の必須成分であるＣｕ，Ｍｏの限定理由であり、残部は必要に応じて添加する選択成分、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、以下に被溶接鋼材の好ましい成分範囲について説明する。
Ｃは、０．００１％未満に脱Ｃ化することは工業的には経済性を著しく阻害するため、０．００１％以上含有させるが、強化元素として用いる場合には、０．００２％以上の含有がより好ましい。一方、０．２％を超えて過剰に含有させると、溶接性や継手靭性の劣化等も生じ、溶接構造物用鋼として好ましくないため、本発明においては、０．００１〜０．２％が好ましい範囲である。
Ｓｉは、脱酸元素として必要であり、脱酸効果を発揮するためには、０．０１％以上必要である。Ｓｉは耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にもわずかながら効果がある元素である。該効果を発現させるためには０．１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉを過度に含有させると、熱延スケールの固着（スケール剥離性の低下）を招き、スケール起因の疵が増加するため、本発明においては上限を１．０％とする。特に、耐食性とともに溶接性や母材及び継手靭性への要求が厳しい鋼の場合は、上限を０．５％とすることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の強度確保のために０．１％以上必要である。一方、２．０％超になると、溶接性の劣化や、粒界脆化感受性を高めて好ましくないため、本発明においてはＭｎの範囲を０．１〜２．０％が好ましい範囲である。
【００１２】
Ｐは、不純物元素であり、０．０３％を超えると溶接性を劣化させるため、０．０３％以下に限定する。特に、０．０１５％以下にした場合に、耐食性及び溶接性に良好な影響を及ぼすため、好ましい。
Ｓも、不純物元素であり、０．０２％を超えると、スラッジの生成量を増加させる傾向がある。さらに、機械的性質、特に延性を著しく劣化させるため、０．０２％を上限とする。Ｓ量は耐食性や機械的性質に対して少ないほど好ましく、０．０１％以下が特に好ましい。
Ａｌは、脱酸に有用な元素であり、またＡｌＮにより母材の加熱オーステナイト粒径微細化に有効な元素である。さらに、固体Ｓを含む腐食生成物の生成抑制効果も有し、有益である。ただし、これらの効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．３％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を劣化させるため、０．００１％〜０．３％の範囲に限定する必要がある。
Ｎは、固溶状態では延性、靭性に悪影響を及ぼすため、好ましくないが、Ｖ、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化や析出強化に有効に働くため、微量であれば機械的特性向上に有効である。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、延性、靭性への悪影響が許容できる範囲で、かつ、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を０．０１％とする。
【００１３】
以上が本発明鋼における化学組成に関する要件とその限定理由であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、本発明においては、さらに、鋼の諸特性の向上等の目的で、選択的に以下の成分を添加してもよい。
Ｗは、局部腐食特性に対して効果がある元素であり，０．０１％以上のＣｕとともに含有させることによって，特に局部腐食進展速度低減に顕著な効果を発揮する。ＷはＭｏとほぼ同等の効果を有し，Ｗは０．０１〜１％の範囲で含有させることが好ましい。
Ｗは、０．０１％以上含有させると耐局部腐食性向上に明確な効果を生じる一方、１％を超えて含有させると耐局部腐食性が逆に低下し，かつ溶接性や靭性を劣化させるため、０．０１〜１％の範囲が好ましい。なお，析出物の生成を抑制して固溶Ｗを確実に確保するためには、Ｗの上限を０．０５％未満とすることがより好ましい。
耐局部腐食性向上効果をより有効に発揮させるためには，含有量を上記範囲とした上で，ＭｏとＷの固溶量を一定以上確保する必要がある。すなわち，Ｍｏ，Ｗとが粗大な析出物を形成すると，その周りに該元素の枯渇層を生じ，耐局部腐食性向上効果が損なわれるため，Ｍｏ，Ｗは極力均一に存在する必要がある。固溶状態のＭｏとＷとは耐局部腐食性に対して同等の効果を有するため，両元素の固溶量の合計が０．００５％以上あれば耐局部腐食性が大幅に向上する。
【００１４】
Ｃｒは、強化元素であり、強度調整のために必要に応じて添加することは可能であるが、Ｃｒは局部腐食進展速度を最も加速する元素であるため、０．１％以上含有させると、原油環境における耐局部腐食性を劣化させ、かつ、固体Ｓの生成をやや促進する。そのため、本発明においては０．１％以上含有させることは好ましくない。従って、意図的には含有させないか、含有させる場合でも０．１％未満が好ましい。
Ｎｉ、Ｃｏは、母材やＨＡＺ靭性の向上に有効な元素であり、かつ、Ｃｕ、Ｍｏを含有する鋼において、耐食性の向上、スラッジ抑制にも効果がある。両元素とも０．１％以上含有させることによって初めて、靭性向上や耐食性向上効果が明確に発現する。一方、両元素とも３％を超えて過剰に含有させることは、両元素とも高価な元素であり、経済的に不適当であるのと、溶接性の劣化を招くため、本発明においては、Ｎｉ、Ｃｏとも、含有させる場合には０．１〜３％に含有量を限定する。
【００１５】
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｓｅは、各々、０．０１％以上含有させることによって、耐食性、特に液相部での局部腐食の進展をさらに抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させる場合の下限は０．０１％とするが、各々、０．３％を超えて過剰に含有させても効果が飽和するため、他の特性への悪影響の懸念もあり、経済性も考慮して、上限を０．３％とする。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂは、微量で鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、主に強度調整のために必要に応じて含有させる。各々効果を発現するためには、Ｎｂは０．００２％以上、Ｖは０．００５％以上、Ｔｉは０．００２％以上、Ｔａは０．００５％以上、Ｚｒは０．００５％以上、Ｂは０．０００２％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂは０．２％超、Ｖは０．５％超、Ｔｉは０．２％超、Ｔａは０．５％超、Ｚｒは０．５％、Ｎは０．００５％超で、靭性劣化が顕著となるため、好ましくない。従って、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｂを含有させる場合は、Ｎｂは０．００２〜０．２％、Ｖは０．００５〜０．５％、Ｔｉは０．００２〜０．２％、Ｔａは０．００５〜０．５％、Ｚｒは０．００５〜０．５％、Ｂは０．０００２〜０．００５％に限定する。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは介在物の形態制御に有効で、延性特性の向上に有効であり、また、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性向上にも有効であり、さらに、Ｓを固定することによるスラッジ生成抑制効果も弱いながらあるため、必要に応じて含有させる。本発明における各元素の含有量は効果が発現する下限から下限値が決定され、各々、Ｍｇ、０．０００１％、Ｃａは０．０００５％、Ｙは０．０００１％、Ｌａは０．００５％、Ｃｅは０．００５％を下限値とする。一方、上限値は介在物が粗大化して、機械的性質、特に延性と靭性に悪影響を及ぼすか否かで決定され、本発明では、この観点から上限値を、Ｍｇ、Ｃａは０．０１％、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは０．１％とする。
【００１６】
以上が本発明における化学組成に関する限定理由であるが、さらに、鋼材のミクロ組織形態を規定することでより確実に溶接継手部の耐局部腐食特性を向上させることができる。すなわち、上記組成範囲の鋼材同士を溶接し、該溶接継手における溶接金属と鋼材とのＣｕ、Ｍｏ、Ｗの組成比を後述するように適正範囲に規定した場合、溶接金属及び鋼材の溶接熱影響部組織が、少なくともアシキュラーフェライトないしはベイナイトを含む低温変態組織からなり、その場合に、鋼材のミクロ組織が少なくともベイナイトとマルテンサイトの１種または２種から構成され、該ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が３０％以上であることが好ましい。ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が３０％未満で、フェライトあるいはフェライト−パーライト主体組織となると、鋼材側の腐食が選択的に進むため、わずかながら鋼材の耐食性が劣化する。ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が３０％以上であれば、組織的的には溶接金属、溶接熱影響部、鋼材が耐食性からみてほぼ同等となって、局部腐食を起こし難く、原油油槽全体としての耐食性が安定的に向上する。
【００１７】
次に、溶接ワイヤの成分の限定理由について説明する。
溶接ワイヤ中のＣは、０．００１％未満に脱Ｃ化することは工業的には経済性を著しく阻害するため、０．００１％以上含有させるが、強化元素として用いる場合には、０．００２％以上の含有がより好ましい。一方、０．２％を超えて過剰に含有させると、溶接性や継手靭性の劣化等も生じるため、本発明においては、０．００１〜０．２％を限定範囲とした。
溶接ワイヤ中のＳｉは、脱酸元素として必要であり、脱酸効果を発揮するためには、０．０１％以上必要である。Ｓｉは耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にもわずかながら効果がある元素である。該効果を発現させるためには０．１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉを過度に含有させると、耐食性とともに溶接性や母材及び継手靭性が劣化するため、本発明においては上限を１．０％とする。
溶接ワイヤ中のＭｎは、溶接金属の強度確保のために０．１％以上必要である。一方、２．５％超になると、溶接性の劣化や、粒界脆化感受性を高めて好ましくないため、本発明においてはＭｎの範囲を０．１〜２．５％に限定する。
【００１８】
溶接ワイヤ中のＣｕは、０．０１％以上含有させると、耐食性向上に有効である。１．０％を超えて含有させても耐食性向上効果はほぼ飽和し、逆に継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化するため、本発明では上限を１．０％とする。
なお、本発明に用いる溶接ワイヤの表面には腐食を防止するために０．３μｍ〜３０μｍの厚さのＣｕめっきが施されているので、上記のＣｕ量は、表面めっきを含む質量％をいう。
ボンド型フラックスまたは溶接ワイヤ中のＭｏは、耐食性に対してＣｕと同様、重要な元素であり、０．０１％以上のＣｕとともに含有させることが必要である。Ｍｏは０．０１〜１．０％、含有させる必要がある。Ｍｏ０．０１％以上含有させると、耐食性向上に明確な効果を生じる。一方、Ｍｏは１．０％を超えて含有させても耐食性の向上効果は飽和する一方で、溶接性や靭性を劣化させるため、Ｍｏは０．０１〜１．０％に限定する。
また、本発明においては溶接入熱を３ｋＪ／ｍｍ以上、３０ｋＪ／ｍｍ以下の範囲とする。溶接入熱が３ｋＪ／ｍｍ未満ではフラックスを充分に溶解できずスラグ巻き込みを発生する一方で、溶接入熱が３０ｋＪ／ｍｍ超では溶接金属の溶け込み形状が悪化して凝固割れが発生するからである。
【００１９】
上記理由により組成を規定した鋼材同士を、特定の溶接条件を溶接して原油油槽を形成するに際し、溶接継手及び母材全体での均一腐食性を高め、溶接金属、鋼材各々の耐食性を有効に発現させて、原油油槽全体の耐食性を向上させるためには、溶接金属と鋼材の化学組成のバランスが重要で、特に耐食性発現に必須のＣｕ、Ｍｏの溶接金属と鋼材との比が下記［１］及び［２］を満足することが好ましい。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．３・・［１］
３≧溶接金属のＭｏ含有量（質量％）／鋼材のＭｏ含有量（質量％）≧０．３・・［２］
Ｃｕに関して、溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％が３超であると、溶接金属近傍の溶接熱影響部から母材にかけての鋼材が選択的に腐食されるため、好ましくない。一方、Ｃｕの溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％が０．３未満でであると、溶接金属が電気化学的に卑となって、溶接金属の局部腐食が顕著となるため避けるべきである。また、Ｍｏも同様に規定する必要があるが、Ｃｕと同様、溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％は３〜０．３が好ましい。Ｃｕ、及びＭｏ、各々の溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％は１に近い方が溶接金属あるいは鋼材のどちらかが選択的に腐食される可能性が小さく、Ｃｕ、及び、Ｍｏ、各々の溶接金属中の質量％／鋼材中の質量％は１．５〜０．６の範囲内とすることが、より好ましい。
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。なお、本発明は下記実施例に限定されるものではない。
【００２０】
【実施例】
被溶接鋼材は真空溶解または転炉により溶製し、インゴットまたは鋼片を鋼板に製造した。表１に被溶接鋼材の化学組成を示す。
表２には使用した溶接ワイヤの組成を示し、表３に溶接条件を示す。なお、表２におけるＷＡ１，ＷＡ２およびＷＢ２の溶接ワイヤの表面には腐食を防止するために１μｍの厚さのＣｕめっきが施されており、溶接ワイヤのＣｕ含有量は、表面めっきを含む質量％で示す。
溶接に使用したフラックスはＪＩＳ Ｚ３３５２ ＦＳ−ＢＴ１ 相当品であり、開先形状は図１に示すようなＹ開先とした。
なお、表１および表２には、主要な成分以外の残部は記載していないが、必要に応じて添加する選択元素、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
最初に耐食性試験の結果から説明する。耐食性試験片は、溶接金属（ＷＭ）、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、母材（ＢＭ）を含むように長さ８０ｍｍ、幅４０ｍｍ、厚さ４ｍｍの試験片を溶接継手における鋼板表面１ｍｍの位置から採取し、試験片全面を機械研削し、６００番の湿式研磨後、８０ｍｍ×４０ｍｍの表の一面のみを残して端面、裏面を塗料で被覆した。該試験片を、２０ｍａｓｓ％ＮａＣｌを溶解したｐＨが２．０のＨＣｌ水溶液中に浸漬した。浸漬条件は、液温３０℃、浸漬時間３３６ｈで実施し、溶接金属（ＷＭ）、溶接熱影響部（ＨＡＺ）、母材（ＢＭ）各位置における最大腐食深さを測定し、腐食速度に換算（ｍｍ／年）して評価した。
【００２１】
上記試験の結果、表４に示すように、本発明の要件を満足している継手記号ＤＡ１、３〜５の耐腐食性をみると、鋼材及び溶接材料の化学組成、及び溶接条件が本発明を満足しており、ＷＭ、ＨＡＺ、ＢＭにわたってほぼ均一に腐食が生じており、かつその腐食速度も十分低くなっている。
次に溶接継手部の靭性評価であるが、本試験では母材、ＨＡＺ部、溶接金属よりシャルピ−試験片を採取して衝撃試験を−２０℃の試験温度で実施し、吸収エネルギ−の最低値が４７Ｊ以上であるものを合格とした。表４に試験結果を示すが、表４の値は上記シャルピ−試験の最低吸収エネルギ−値である。本発明であるＤＡ１、３〜５では良好な靭性が確認され溶接継ぎ手部の靭性も問題ないことが確認された。
【００２２】
一方、比較例の継手番号ＤＢ１、３〜５、８〜１１の溶接継手では、下記に示すように、本発明の要件を満足していないために、選択腐食を生じたり、溶接継ぎ手部の靭性に低値を生じたりするような、不具合が発生し、溶接により施工される原油油槽としては実用に問題があることが確認された。
すなわち、継手記号ＤＢ１においては、本発明で規定している入熱範囲より過小な入熱で溶接を実施しているためにフラックスを充分に溶解できずスラグ巻き込みが発生し、これが原因でシャルピ−試験において低値が認められた。
また、ＤＢ３及びＤＢ４においては、ワイヤにおいてＣｕが検出されないことから表面にＣｕがめっきされていないことは明らかであるが、これが原因で溶接に必要な給電が不良となった。このためア−ク状態が不安定となり溶接金属にスラグ巻き込みを発生した。
ＤＢ５においては溶接ワイヤに含有されるＣｕが過剰であるため、溶接金属中のＣｕが必要以上に高くなり、凝固割れを発生した。
ＤＢ８及びＤＢ１０においては、母材耐食性に必要なＣｕ及びＭｏが本発明の規定範囲より過小であるため母材部分及びＨＡＺ部分の耐食性が溶接金属より劣化しており、選択腐食を生じる結果となった。
ＤＢ９及びＤＢ１１においては母材耐食性に必要なＣｕ及びＭｏが本発明の規定範囲より過大であるため、母材と溶接金属で電池を形成して溶接金属が選択腐食する結果となった。
【表１】
【発明の効果】
本発明によれば、溶接構造により形成される原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する原油油槽の原油腐食環境中で、溶接継手を含めた原油油槽全体がほぼ同等の優れた耐食性を示す原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法を提供することができ、これによって、油槽及び原油油槽を有する鋼構造物、船舶の長期の信頼性や安全性も確保され、さらに経済性の向上等に寄与することができるなど、産業上有用な著しい効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の溶接に使用する開先形状の模式図である。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１％〜０．１２％
を含有する鋼材を被溶接鋼材とし、
表面に厚さ０．３μｍ〜３０μｍのＣｕがめっきされている溶接ワイヤの全質量に対する質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．５％、
前記表面めっきを含むＣｕ：０．０１〜１．０％
を含有する溶接ワイヤを用いて、
ボンド型フラックスまたは前記溶接ワイヤの少なくとも一方に、Ｍｏを質量％で０．０１％〜１．０％含有し、溶接入熱を３ｋＪ／ｍｍ以上、３０ｋＪ／ｍｍ以下の範囲で溶接して、溶接金属中のＣｕ、Ｍｏと被溶接鋼材中のＣｕ、Ｍｏとが下記［１］式および［２］式を満足させることを特徴とする、原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．３・・［１］
３≧溶接金属のＭｏ含有量（質量％）／鋼材のＭｏ含有量（質量％）≧０．３・・［２］ - さらに、被溶接鋼材中に質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％
を含有することを特徴とする、請求項１に記載の原油油槽用鋼材のサブマージアーク溶接方法。
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