JP5611006B2 - 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法 - Google Patents

溶接金属及びサブマージアーク溶接方法 Download PDF

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Description

本発明は、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼（Ｃｒ：２．００−３．２５、Ｍｏ：０．９０−１．２０）の溶接に使用され、特に、Ｃｒ及びＭｏの他にＶを必須成分として含有し、更に必要に応じて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ及びＣａ等を含有する高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接に有効な高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属及びサブマージアーク溶接方法に関する。
２．２５乃至３質量％のＣｒ及び１質量％のＭｏを含むＣｒ−Ｍｏ鋼は高温特性に優れているため、ボイラー及び化学反応容器等の高温高圧環境下において使用される材料として、従来から広く使用されている。これらの構造物は大型厚肉のものが多く、その溶接にはおもに、溶接効率がよいサブマージアーク溶接が採用されている。また、設備の高効率操業を図るために、溶接業条件がより一層高温高圧化される傾向があるので、従来鋼を使用する場合、溶接構造物が更に一層厚肉となり、実用的でなくなる。従って、高温高圧条件下においても構造物の厚肉化を抑制するために、Ｖを添加した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼又はＶ及びＮｂ等を添加した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼が実用化されている。
溶接材料についても、室温及び高温強度、靱性、クリープ強度、耐焼戻し脆化特性（高温環境での使用中に脆化が少ないこと）、耐高温割れ性（凝固時の割れが少ないこと）、耐低温割れ性（水素による遅れ破壊が生じ難いこと）、及び耐ＳＲ割れ性（析出時効による粒界割れが生じ難いこと）に関して、従来の溶接材料よりも優れたものが要求されてきている。そこで、特許文献１及び２において、上述の性能を有する溶接金属が得られるサブマージアーク溶接方法が提案されている。
特開平６−３２８２９２号公報 特開平９−１９２８８１号公報
しかしながら、上述の特許文献１及び２に開示されたサブマージアーク溶接方法により溶接しても、近時のより低温における溶接金属の靭性向上という要求を満足させる点で、未だ十分な特性が得られていない。
本発明はかかる問題点を鑑みてなされたものであって、靱性が安定して優れているとともに、耐ＳＲ性が優れている高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属及びその溶接金属を得るサブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。
本発明に係る溶接金属は、
Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
Ｓｉ：０．３０質量％以下、
Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
残部：Ｆｅ及び不可避不純物
である組成の溶接ワイヤを、
ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、
サブマージアーク溶接することにより溶接された溶接金属において、
溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御したサブマージアーク溶接によって溶接されたものであり、
Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
Ｏ：３００乃至４００ｐｐｍ、
を含有し、
Ａｌ：０．０４０質量％以下、
Ｐ：０．０１０質量％以下、
Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
Ｂｉ、Ｐｂ：１．０ｐｐｍ以下、
であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の９０％以上を占めることを特徴とする。
本発明に係るサブマージアーク溶接方法は、
Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
Ｓｉ：０．３０質量％以下、
Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
残部：Ｆｅ及び不可避不純物
である組成の溶接ワイヤを、
ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、
溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御してサブマージアーク溶接する方法において、
Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
Ｏ：３００乃至４００ｐｐｍ、
を含有し、
Ａｌ：０．０４０質量％以下、
Ｐ：０．０１０質量％以下、
Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、
残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ ２ 以下の結晶粒が結晶粒全体の９０％以上を占める溶接金属を得るものであることを特徴とする。
本発明によれば、ステンレス鋼溶接時に、溶接金属の靭性が安定していて、高い値を示すと共に、耐ＳＲ性及び溶接作業性も優れている。
開先形状を示す図である。 ＰＷＨＴの方法を示す温度線図である。 溶着金属のステップクーリング方法を示す図である。 （ａ）乃至（ｅ）は円筒型試験片の採取方法を示す図である。
以下、本発明について詳細に説明する。高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼が実用化された１９９０年代では、−１８℃における衝撃値（ｖＥ−１８℃）が５５Ｊ以上であることが、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼に要求される一般的な靭性特性であった。しかし、近時、−３０℃における衝撃値（ｖＥ−３０℃）が５５Ｊ以上であることが要求され、より低温における衝撃特性の向上が要求されている。
このような低温衝撃特性の向上の要求を満たすべく、溶接金属の組成を調整するというアプローチで溶接金属の低温靱性を改善しようとすると、平均的には目標を達成できるものの、時折、靱性が極めて悪い値を示すケースが確認された。溶接金属の靱性の評価においては、溶接後の試験片から温度当たりＮ＝３〜５本の試験片を連続的に採取して試験に供するが、その全数又は多くの場合そのうちの１〜２本で、異常に悪い靭性値が出るために、要求仕様を満足できないケースが散見された。
良好な靱性値を示した試験片と、悪い値を示した試験片を比較調査した結果、化学成分の差異は確認できなかったものの、ミクロ組織の細かさによって、良好な靭性を示すものと、悪い靭性を示すものとの差異を整理できることが判明した。即ち、悪い靭性値を示した試験片は、必ず原質部主体のミクロ組織であることが判明し、この原質部の粗粒が靱性を不安定化させていると考えられる。
このため、溶接金属を細粒主体の再熱部とすることで靱性を安定化させる検討を行ったが、溶接金属の成分を調整するだけでは達成できなかった。高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼を使用する構造物には数十〜数百ｍｍの厚板が使用されるため、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）であっても多層溶接となる。そこで、施工面からも検討を行った結果、一層当たりの積層厚を制御することで、ある層の溶接時にその前の層を再熱する効果によって再熱部主体の溶接金属を作ることができた。また、一般的にミクロ組織の微細化には溶接入熱を低減し、冷却速度を増加させることが有効と考えられてきたが、本発明者等は、それだけでは不十分であることも見いだした。低入熱の場合でも、例えば電流が大きく、電圧が低い条件で溶接すると、溶け込みが深くなる等、層厚が増すことで、次層の再熱が及ばずに粗粒が残留するケースがあった。一方、入熱が高くても、溶け込みが浅く、一定の層厚を保つように溶接すれば、次層の再熱によって十分に細粒化することが確認された。
一方、細粒の定義と、靱性に及ぼす分布量の影響についても検討した。ＡＳＴＭ Ｅ１１２及びＪＩＳ Ｇ０５５１等による結晶粒の測定方法に基づいて調査を行い、再熱部又は細粒部の結晶粒面積を、４００μｍ２以下と定義して、その再熱部又は細粒部の面積を規定することが有効であることを見いだした。なお、本発明者等の実験研究によれば、実際の施工において、細粒を１００％とすることは困難であった。しかし、本発明者等は、ある程度の粗粒が混入していても、靱性が安定することを見いだした。このため、細粒の領域を、結晶粒面積が４００μｍ２以下の領域であると定義して、その比率について、靭性の安定及び向上を図ることができる範囲を確認した。
以下、本発明における成分添加理由及び組成限定理由と、結晶粒の数値限定理由について説明する。
（Ａ）先ず、ソリッドワイヤにおける化学成分の限定理由について説明する。
「Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％」
Ｃは溶接金属の室温及び高温強度、クリープ強度及び靱性を確保するために添加するものであり、溶接金属中のＣ含有量を０．０５−０．１５質量％にするために、ソリッドワイヤ中のＣ含有量を制限する必要がある。従って、ソリッドワイヤ中のＣ含有量は０．０９−０．１９質量％とする。
「Ｓｉ：０．３０質量％以下」
Ｓｉは脱酸効果を有しており、本発明で重要な役割を果たすＯ量を制御する作用がある。溶接金属中のＳｉ含有量を０．１０乃至０．２５質量％にする必要があるので、ソリッドワイヤ中のＳｉ含有量は０．３０質量％以下とする。
「Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％」
ＭｎもＳｉ同様に脱酸効果を有し、本発明で重要な役割を果たすＯ量を制御する役割があるほか、高温強度及び靱性を向上させることから、溶接金属中のＭｎ含有量を０．５０乃至１．３０質量％とする必要がある。従って、溶接金属への歩留まりを考えると、ソリッドワイヤ中のＭｎ含有量は０．５０乃至１．４０質量％とする。
「Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％」
Ｃｒ及びＭｏは、高強度２．２５％Ｃｒ−１％Ｍｏ鋼の基本成分であり、溶接金属の母材成分として、所定量をソリッドワイヤから添加する必要がある。即ち、ソリッドワイヤ中のＣｒ含有量が２．００質量％未満若しくは３．８０質量％を超える場合、又はＭｏ含有量が０．９０質量％未満若しくは１．２０質量％を超える場合においても本発明の効果は認められるが、その結果得られる溶接金属成分は実際には対象とする高温環境下では使用されない母材成分範囲となる。従って、ソリッドワイヤ中のＣｒ含有量は２．００乃至３．８０質量％とし、Ｍｏ含有量は０．９０乃至１．２０質量％とする。
「Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％」
Ｖは、溶接金属の室温及び高温強度とクリープ強度を高める効果があり、溶接金属中のＶ含有量を０．２０乃至０．４０質量％にするために、ソリッドワイヤ中のＶ含有量を０．２５乃至０．４５質量％にする必要がある。ＮｂもＶと同様の効果があり、溶接金属中のＮｂ含有量を０．０１０乃至０．０４０質量％にするために、ソリッドワイヤ中のＮｂ含有量を０．０１０乃至０．０４０質量％とする必要がある。
（Ｂ）次に、フラックスにおける化学成分の限定理由について説明する。
「金属炭酸塩（ＣＯ２に換算した値）：３乃至１２質量％」
金属炭酸塩によるＣＯ２は、溶接金属の拡散性水素量を低減し、耐低温割れ性を向上する効果と、Ｏ量を調整する効果を持つ。そのためには、金属炭酸塩をＣＯ２に換算した値で３質量％以上必要であるが、ＣＯ２換算値が１２質量％を超えると、溶接金属中のＯ量が本発明範囲の上限値を外れ、靱性が低下する。従って、金属炭酸塩の量はＣＯ２に換算した値で３乃至１２質量％とする。なお、金属炭酸塩としては、ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３及びＭｇＣＯ３等があるが、ＣＯ２に換算した値が上記範囲に入れば、いずれも同様の効果を有する。
（Ｃ）次に、溶接条件の限定理由について説明する。
「溶接入熱：２０乃至５０ｋＪ／ｃｍ」
本発明者等は、溶接入熱を適切に選択すると、強度、焼戻し特性、耐高温割れ性及び耐低温割れ性がバランス良く、またこれらの特性が良好である溶接金属が得られることを見いだした。溶接入熱が２０ｋＪ／ｃｍ未満であると、焼き入れ硬化性が大きくなりすぎ、強度は向上するが、靱性及び耐ＳＲ割れ性が低下する。一方、溶接入熱が５０ｋＪ／ｃｍを超えると、溶接金属中の酸素量が高くなるとともに、焼き入れ性が低下するので、組織が粗大化し、強度、靱性及び耐焼戻し脆化特性低下する。
「１層あたり積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下」
本発明者等は、後述の組成範囲に調整された溶接金属を溶接する時点において、１層あたりの積層厚さを制御することによって原質部の粗粒を再熱によって著しく減少させることができ、靱性が安定した細粒主体のミクロ組織が得られることを見いだした。溶接入熱量の単位をｋＪ／ｃｍとして計算した数値を用い、その数値を０．１５倍した計算値を最大層厚（ｍｍ）とすると、溶接入熱毎の最大層厚を超えた場合に、次層での再熱効果が不十分となり、組織が十分に細粒化せず、靱性が安定しない。好ましくは、積層厚さ（ｍｍ）≦入熱（ｋＪ／ｃｍ）×０．１２の範囲とする。この範囲であれば衝撃試験片Ｎ＝３〜５のうち異常な低値を示す試験片はほぼ皆無となる。
（Ｄ）次に、溶接金属の組成及び組織の限定理由について説明する。
「Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％」
一般に、溶接金属中にＯ量が多いと高温強度、クリープ強度及び靱性は大きく低下する。特に、溶接金属中のＯ量が０．０２５質量％以上であると顕著であるが、本発明者の研究により、溶接金属中のＣ量を０．０５乃至０．１５質量％にすると、これらの特性が大きく改善されることが分かった。しかし、溶接金属中のＣ量が０．０５質量％未満では、強度及び靱性が十分ではなく、また０．１５質量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が低下する。従って、溶接金属中のＣ量は０．０５乃至０．１５質量％とする。
「Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％」
Ｓｉは脱酸効果があり、Ｏ量を制御する作用を有し、そのためには溶接金属中に０．１０質量％以上含有することが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２５質量％を超えると、耐焼戻し脆化特性及び耐ＳＲ割れ性が低下すると共に、強度が高くなりすぎて靱性低下の原因ともなる。従って、溶接金属中のＳｉ量は０．１０乃至０．２５質量％とする。
「Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％」
ＭｎもＣと同様に、高温強度及び靱性を改善する効果を有する。また、Ｍｎは脱酸効果もあり、Ｏ量を制御する作用も有している。しかし、Ｍｎ含有量が０．５０％未満では強度及び靱性が十分ではなく、またＭｎ含有量が１．３０質量％を超えると、クリープ強度及び耐焼戻し脆化特性が低下する。従って、溶接金属中のＭｎ量は０．５０乃至１．３０質量％とする。
「Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％」
Ｃｒ及びＭｏは、高強度（２．２５〜３質量％）Ｃｒ−１質量％Ｍｏ鋼の基本成分である。溶接金属中のＣｒ量が２．００質量％未満若しくは３．２５質量％を超える場合、又はＭｏ量が０．９０質量％未満若しくは１．２０質量％を超える場合においても、本発明の効果は認められるが、実際上、対象とする高温環境下では使用されない母材成分範囲である。従って、溶接金属中のＣｒ量は２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ量は０．９０乃至１．２０質量％とする。
「Ｖ：０．２０乃至０．４０質量」
Ｖは、Ｃｒ活量を高め、Ｃ活量を低くする元素の一つであり、セメンタイトの析出抑制効果を有する。しかし、Ｖ量が０．４０質量％を超えると、ＭＣ炭化物が大量に析出し、靱性を低下させる。また、Ｖ量が０．２０％より低いと、クリープ強度が低下する。従って、溶接金属中のＶ量は０．２０乃至０．４０質量％とする。
「Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％」
Ｎｂは、Ｖを単独添加する場合と比較して、更に一層、室温及び高温強度並びにクリープ強度を向上させる効果をもつ。しかしながら、Ｎｂ量が０．０１０質量％未満ではその効果が十分でなく、０．０４０質量％を超えると、強度が高くなりすぎて、靱性低下の原因ともなる。従って、溶接金属中のＮｂ量は０．０１０乃至０．０４０質量％とする。
「Ａｌ：０．０４０質量％以下」
Ａｌは靱性を低下させる作用を有し、溶接金属中のＡｌ量が０．０４０質量％を超えると、靱性の低下が顕著になる。従って、溶接金属中のＡｌ量の上限値は０．０４０質量％とする。
「Ｐ：０．０１０質量％以下」
Ｐは粒界に偏析し、粒界強度を低下させる元素である。溶接金属中のＰ量が０．０１０質量％を超えると、粒界強度が低下し、ＳＲ割れが発生する可能性が高くなる。また、Ｐが粒界に偏析することによって、耐焼戻し脆化特性が低下する。従って、溶接金属中のＰ量は０．０１０質量％以下とする。
「Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下」
溶接金属中に不可避的に混入する元素として、Ｐ、Ａｌ及びＯの他に、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ等がある。これらの含有量が高いと、ＳＲ割れ及び焼戻し脆化が発生する原因となる。従って、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ量は０．０１０質量％以下とする。
「Ｂｉ，Ｐｂ：１．０ｐｐｍ以下」
溶接金属中に不可避的に混入する元素としてＢｉ、Ｐｂ等もあるが、これらは極微量の含有でも耐ＳＲ割れ性を著しく劣化させる。従って、溶接金属中のＢｉ、Ｐｂ量は１．０ｐｐｍ以下とする。
「Ｏ：２５０乃至４５０ｐｐｍ」
Ｏは溶接金属中にて金属酸化物を形成し、結晶粒の核となるが、Ｏ量が２５０ｐｐｍ未満であると、金属酸化物の生成量が少ないため、結晶粒の数が少なく、粒が粗粒に成長してしまうため、靱性が低下する。一方、Ｏ量が４５０ｐｐｍを超えると、非金属介在物としての酸化物が多すぎるため、靱性が低下する。従って、溶接金属中のＯ量は２５０乃至４５０ｐｐｍとする。溶接金属中のＯ量は、好ましくは、３００乃至４００ｐｐｍである。
「ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上」
ミクロ組織のうち、細粒と定義した粒面積４００μｍ２以下の結晶粒が７０％より少ない比率である場合、Ｎ＝６のうち少なくとも１〜２個の衝撃試験において、−３０℃における衝撃値（ｖＥ−３０℃）が５４Ｊを下回る低値を示すことが判明した。従って、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の７０％以上を占めるミクロ組織にする。望ましくは、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の９０％以上とすることで、靱性が高い値で安定する。本発明の溶接金属の組成範囲内で、溶接金属中のＯ量を２５０乃至４５０ｐｐｍに調整することにより、細粒の比率が７０％以上を確保し、−３０℃の低温衝撃値（ｖＥ−３０℃）の個々の値が４６Ｊを確実に超えることができた。また、Ｏ量を３００乃至４００ｐｐｍに調整し、かつ溶接条件によって層厚を調整することで、細粒の比率を９０％以上とすることができ、衝撃エネルギ（ｖＥ−３０℃）の個々の値が５５Ｊを超え、高く安定した値を得ることができた。
次に、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。下記表１に示す母材を、図１に示すように、被溶接材１間に開先角度が１０°、ルートギャップが２５ｍｍの開先形状を設け、試験板とした。この開先の下部に裏当材２を設けた。下記表２に示す組成のソリッドワイヤと、下記表３に示す組成のフラックスとを組合せ、下記表４に示す溶接条件で溶接した。溶接後、図２に示す２水準のＰＷＨＴを実施し、焼戻脆化特性の評価試験を実施する試験片については図３に示すステップクーリングを実施した。溶着金属の機械試験は下記表５に示す要領で実施した。
Figure 0005611006
Figure 0005611006
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２水準のＰＷＨＴ（溶接後熱処理）条件で熱処理した試験体のうち、長時間（３２ｈ）で実施した方は、引張試験及びクリープ破断試験を実施した。強度については、鋼材の規格：ＡＳＭＥ Ａ５４２を参考に、Ｃｌａｓｓ ４鋼と同等であることを目標に、室温引張強さが５８５〜７６０ＭＰａ（ＰＷＨＴ ７００℃×３２ｈ）の場合を良好とした。また、高温（４５４℃）引張強さは、４６０ＭＰａ（ＰＷＨＴ ７００℃×３２ｈ）以上を良好とした。クリープ破断試験については、ＡＳＭＥ ＳｅｃVIIIの規定に従い、５４０℃、２１０ＭＰａの負荷条件において、非破断時間が９００ｈ以上の場合を良好とした。なお、試験時間は最長２０００ｈまでとした。
一方、ＰＷＨＴの熱処理を短時間（８ｈ）で実施した方は、ミクロ組織観察、靱性、焼戻し脆化特性評価試験を実施した。ミクロ組織観察では低温割れの確認をする一方、細粒の比率も確認した。試験片をナイタールエッチングした後、画像処理装置付きの光学顕微鏡で組織を観察し、ＪＩＧ Ｇ０５５１・ＡＳＴＭ Ｅ１１２準拠の結晶粒度測定ソフトウェアを使用して所定の粒径の比率を自動測定した。靱性については、安定性を確認するため、通常Ｎ＝３で試験を実施するところ、倍のＮ＝６で実施し、衝撃値（ｖＥ−３０℃）の平均値が５５Ｊ、最低値が４６Ｊの場合を良好とした。焼戻し脆化特性については、ｖＴｒ５５（５５Ｊを示すシャルピー遷移温度）とΔｖＴｒ５５（ステップクーリング後のｖＴｒ５５の遷移量）が、ｖＴｒ５５＋３．０ΔｖＴｒ５５≦０℃を満足すれば良好とした。
また、耐ＳＲ割れの評価方法は、「応力除去焼鈍割れに関する研究（第２報）」（木内ら、溶接学会誌、Ｖｏｌ．３３、Ｎｏ．９（１９６４） ｐ７１８）を参考に、図４に示すように円筒型試験片を採取し、曲げ応力をかけた状態でＴＩＧにてリメルトし、Ｕ溝部分に引張残留応力を生じさせたまま、６２５℃で１０時間の熱処理を行い、Ｕ溝底部に割れが生じない場合を良好とした。
なお、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓの不可避不純物については、ワイヤからの混入量はほぼ一定かつ低値安定のため、上限量の規制は事実上意味がないと考えているが、フラックス等からの混入が懸念されるので、溶接金属に規制をかけたが、実施例の試験においてフラックスからの添加が困難であったため、ワイヤから添加することとした。一方、Ｂｉ及びＰｂは適当な原料があったため、フラックスからの添加とした。
この試験結果を下記表６乃至表９に示す。
Figure 0005611006
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これらの表６乃至表９に示すように、実施例１乃至１３までは溶接時の層厚、溶接金属の化学成分、ミクロ組織の細粒の比率が本発明の範囲であったため、靱性が安定して高値となった。また、実施例１４、１５は、溶接入熱が低すぎ、ビードが広がらずに、幅／溶込み比が小さくなってしまった結果、次層での再熱効果が不十分で細粒の比率が本発明の範囲を下回ったため、靱性は合格であったものの、規定値に余裕のない値となった。
実施例１６は、溶接入熱が高すぎ、ビードの層厚が厚くなりすぎた結果、次層での再熱効果が低下し、細粒の比率が本発明の下限ぎりぎりとなったため、靱性は合格であったものの、規定値に余裕のない値となった。
一方、比較例１７、１８は溶接金属中のＢｉ・Ｐｂが本発明範囲の上限を超えているため、ＳＲ中に割れが発生し、以降の試験を実施できなかった。比較例１９は、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎが本発明の上限を超えているため、脱酸過多となり、溶接金属中のＯが本発明の下限を下回り、細粒の比率が本発明の下限を上回らず、靱性の平均値は良好な値であるが、非常に低値の試験片があったため不合格となった。比較例２０は、溶接金属中のＯが本発明の上限を上回っているため、靱性が極端に劣化し不合格となった。比較例２１は、溶接金属中のＡｌが本発明の上限を超えているため、靱性が急激に劣化した。
比較例２２は、溶接金属中のＣが本発明の下限を下回っていたため、十分な靱性を得られなかった。比較例２３は、溶接金属中のＣが本発明の上限を超えていたため、靱性が急激に劣化した。比較例２４は、溶接金属中のＳｉが本発明の下限を下回っていたため、脱酸不足になり、溶接金属中のＯが本発明の上限を上回るまで歩留まり、靱性が急激に劣化した。比較例２５は、溶接金属中のＭｎが本発明の下限を下回っていたため、脱酸不足になり、溶接金属中のＯが本発明の上限を上回るまで歩留まり、靱性が急激に劣化した。比較例２６は、溶接金属中のＶが本発明の下限を下回っていたため、強度が低めとなり、クリープ破断時間が不合格となった。比較例２７は、溶接金属中のＶが本発明の上限を超えているため、強度過多が原因と思われる低靱性となった。
比較例２８は、溶接金属中のＮｂが本発明の下限を下回っているため、強度が低めとなり、クリープは段強度が不合格となった。比較例２９は、溶接金属中のＮｂが本発明の上限を超えているため、強度過多が原因と思われる低靱性となった。比較例３０〜３４は、溶接金属中のＰ，Ｓ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ａｓの総量が本発明の上限を超えているため、ＳＲ中に割れが発生し、以降の試験を実施できなかった。
１：被溶接材
２：裏当材

Claims (2)

  1. Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
    Ｓｉ：０．３０質量％以下、
    Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
    Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
    Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
    Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    残部：Ｆｅ及び不可避不純物
    である組成の溶接ワイヤを、
    ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、
    サブマージアーク溶接することにより溶接された溶接金属において、
    溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御したサブマージアーク溶接によって溶接されたものであり、
    Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
    Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
    Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
    Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
    Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
    Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    Ｏ：３００乃至４００ｐｐｍ、
    を含有し、
    Ａｌ：０．０４０質量％以下、
    Ｐ：０．０１０質量％以下、
    Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
    Ｂｉ、Ｐｂ：１．０ｐｐｍ以下、
    であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
    ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ２以下の結晶粒が結晶粒全体の９０％以上を占めることを特徴とする溶接金属。
  2. Ｃ：０．０９乃至０．１９質量％、
    Ｓｉ：０．３０質量％以下、
    Ｍｎ：０．５０乃至１．４０質量％、
    Ｃｒ：２．００乃至３．８０質量％、
    Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    Ｖ：０．２５乃至０．４５質量％、
    Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    残部：Ｆｅ及び不可避不純物
    である組成の溶接ワイヤを、
    ＣＯ２換算で３．０乃至１２．０質量％である炭酸塩を含有したフラックスと組合せて、
    溶接条件として、溶接入熱が２０乃至５０ｋＪ／ｃｍの範囲で、１層当たりの積層厚さ（ｍｍ）が入熱量（ｋＪ／ｃｍ）の０．１５倍以下であるように制御してサブマージアーク溶接する方法において、
    Ｃ：０．０５乃至０．１５質量％、
    Ｓｉ：０．１０乃至０．２５質量％、
    Ｍｎ：０．５０乃至１．３０質量％、
    Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、
    Ｍｏ：０．９０乃至１．２０質量％、
    Ｖ：０．２０乃至０．４０質量％、
    Ｎｂ：０．０１０乃至０．０４０質量％、
    Ｏ：３００乃至４００ｐｐｍ、
    を含有し、
    Ａｌ：０．０４０質量％以下、
    Ｐ：０．０１０質量％以下、
    Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ：総量で０．０１０質量％以下、
    Ｂｉ、Ｐｂ：総量で１．０ｐｐｍ以下、
    残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有し、
    ミクロ組織において、粒面積が４００μｍ ２ 以下の結晶粒が結晶粒全体の９０％以上を占める溶接金属を得るものであることを特徴とするサブマージアーク溶接方法。
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