JP6209135B2 - 狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法 - Google Patents

Description

本発明は、サブマージアーク溶接法に関し、より詳しくは、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼についての狭開先内のタンデムサブマージアーク溶接方法に関する。

脱硫、重油分解を行う化学反応容器（リアクタ）は、重油の有効利用、石油精製の効率化に使用される圧力容器である。リアクタは、高温、高圧で運転されるため、材料としては、１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ，２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ，２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ−Ｖ鋼などのフェライト系耐熱鋼が適用される。現在、２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ−Ｖ鋼が主要材料で、その設計温度は一般に４５４℃までである。近年、重油の有効利用や石油精製において、さらなる高効率化が求められており、設計温度５００℃前後での運転が可能とされる、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼製のリアクタの研究開発が積極的に進められている。

改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼にＮｂおよびＶを添加し、高温強度の向上を図った鋼である。例えば、ＡＳＴＭ（American Society for Testing and Materials：米国材料試験協会）あるいはＡＳＭＥ（American Society of Mechanical Engineers：米国機械協会）規格に規定されたＳＡ３３５Ｇｒ．Ｐ９１およびＳＡ２１３Ｇｒ．Ｔ９１などがある。改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、その多くは火力発電用のボイラ分野で実績がある。

リアクタは、板厚５０ｍｍ以上、内径３〜５ｍ、全長数十ｍ、重量数百トンの縦型円筒状の圧力容器である。リアクタの胴体は、板巻きで溶接したリングあるいは鍛造リングの端部を機械加工し、リング同士を周溶接することで製造される。そのため、構造上、圧力容器に占める溶接部の割合が大きくなるため、溶接材料の低減、溶接の高能率化が強く求められている。一般的に、溶接材料の低減に対しては、開先幅を狭くかつ開先角度を小さくすることで、溶接部を減らす方法がある。また、高能率化に対しては、初層から最終層までをタンデム電極でサブマージアーク溶接する方法がある。しかしながら、溶接時の高温割れに対しては、いずれも不利な条件となるため、その抑制技術の開発が過去に検討されている。

例えば、特許文献１には、開先幅が１０〜２５ｍｍ、開先角度が１５度以下である狭開先をサブマージアーク溶接により１層１パスで溶接するに当たり、先行電極として１．６〜３．２ｍｍφの電極を、又後行電極として４．０〜４．８ｍｍφの電極を夫々使用すると共に、電極間距離を５０〜１５０ｍｍとし、焼結型フラックスを用いて溶接することを特徴とするナロウギャップサブマージアーク溶接方法が開示されている。
この溶接方法では、タンデム溶接で電極間距離を５０〜１５０ｍｍとすることで、ビード形状比（ビード深さＨ／ビード幅Ｗ）を抑えている。その際、先行電極のワイヤ径を１．６〜３．２ｍｍφ、後行電極のワイヤ径を４．０〜４．８ｍｍφとしている。これにより、高温割れの発生を抑制している。

特開昭６０−１７７９６６号公報

しかしながら、従来の技術においては以下の問題がある。
特許文献１において、実施例に記載されている溶接用ソリッドワイヤは、軟鋼である。ここで、改良９Ｃｒ−1Ｍｏ鋼と共材で構成された溶接用ソリッドワイヤは軟鋼と共材で構成された溶接用ソリッドワイヤと比較し、ジュール発熱が大きいため、溶着量が大きくなり高温割れの感受性が高まる。つまり、特許文献１に記載の方法のみで、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接における高温割れについての課題を解決することは難しい。また、先行の電極で形成したスラグが、後行の電極で十分溶融しきれないリスクもあり、リアクタの周溶接のような高品質を要求される箇所に適さない。

また、厚板を高能率で溶接するためには、溶接入熱を上げる、すなわち、溶接電流、アーク電圧を高め、溶接速度を低めにすることが有効である。しかし、溶接入熱を上げると、特に狭開先ではビード形状がなし型となりやすく、高温割れの発生リスクが高まる。ここで問題となる高温割れは、溶接金属中に含まれるＰ、Ｓ、Ｓｉ、Ｎｂなどの低融点化合物が凝固時にデンドライト間やオーステナイト結晶粒界に偏析し、溶接収縮ひずみが加わって発生するいわゆる凝固割れである。
そのため、高温割れの抑制策として、ワイヤの成分、具体的には、Ｐ、Ｓ等の不純物を超高純度（Extra High Purity）溶解で１００ｐｐｍ以下に抑えることも効果的である。しかしながら、超高純度溶解は電子ビーム溶解や専用の特殊炉壁耐火材を使わざるを得ないことから経済的に難点がある。このため、一般的な不純物レベルでも、高温割れの発生を抑制できる技術が求められている。

また、本発明で対象にする改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼と共材で構成された溶接用ソリッドワイヤは、１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ，２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ，２．２５Ｃｒ−１．０Ｍｏ−Ｖ鋼と共材で構成された各溶接用ソリッドワイヤと比較し、ジュール発熱が高く、溶着量が大きくなるため、高温割れ感受性がより高まっている。したがって、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼に対して高温割れの発生を抑制できる技術が求められている。
また、タンデムサブマージアーク溶接では、溶接能率の向上に加え、良好なスラグ剥離性や、ビードの状態が良好であることも求められる。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その課題は、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の狭開先タンデムサブマージアーク溶接において、溶接能率に優れるとともに、スラグ剥離性およびビードの状態が良好であり、溶接金属の高温割れの発生を抑制できる溶接方法を提供することにある。

本発明者らは、鋭意研究した結果、以下の事項を見出した。
狭開先タンデム溶接について鋭意研究を重ねた結果、本発明で規定した成分の母材、溶接ワイヤ、溶接フラックスを使用し、先行極および後行極のワイヤの送給速度、溶接速度、両者の比で算出される単位長さ当りの溶着量を規定することにより、高温割れの発生を抑制できることがわかった。

すなわち、本発明に係る狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法は、Ｃ：０．０８〜０．１２質量％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０質量％、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：８．００〜９．５０質量％、Ｍｏ：０．８５〜１．０５質量％、Ｖ：０．１８〜０．２５質量％、Ｎｂ：０．０６〜０．１０質量％、Ａｌ：０．０２質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０３０〜０．０７０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を母材として、Ｃ：０．０３〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０質量％、Ｍｎ：０．５０〜２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．３０〜１．００質量％、Ｃｒ：８．００〜１０．５０質量％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０質量％、Ｖ：０．１０〜０．４０質量％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０８０質量％、Ｎ：０．０１６〜０．０５５質量％、Ｏ：０．０３質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ワイヤ径が４．０ｍｍφの溶接ワイヤを用い、前記溶接ワイヤと、下記式（１）で示す塩基度が２．３〜２．７の溶接フラックスの組合せで、垂下特性を示す交流電源を用いて、先行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｌを４５〜９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｔを６０〜１１０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度ｖを３０〜５５ｃｍ／ｍｉｎ、単位長さ当りの溶着量を２．８〜３．８ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。
塩基度＝（ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ_２＋１／２（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２））・・・・（１）
ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。

かかる溶接方法によれば、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を母材とする狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法（以下、適宜、サブマージアーク溶接方法あるいは、単に溶接方法という）は、ワイヤ成分を規定することで、溶接金属のクリープ破断強度、靭性、耐酸化性、高温強度が向上するとともに、溶接金属の高温割れ感受性が低下する。また、ワイヤ径を規定することで、溶着量が適度となり、溶接能率が向上するとともに溶接金属の高温割れや靭性の劣化が抑制される。
また、フラックスの塩基度を規定することで、溶接金属の靭性が向上するとともに、ビード外観やビード形状が良好となる。また、垂下特性を示す交流電源を用いることで、安定した溶接を行うことができる。さらに、ワイヤの送給速度、溶接速度、単位長さ当りの溶着量を規定することにより、溶接能率、ビードの状態およびスラグ剥離性が向上するとともに溶接金属の高温割れの発生が抑制される。

本発明の狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法は、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の溶接において、溶接能率に優れるとともに、ビードの状態が良好であり、スラグ剥離性、耐高温割れ性に優れた溶接金属を得ることができる。

本発明の溶接方法における先行極と後行極の状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの形状を示す正面図である。 図２に示す溶接チップの側面図である。 図２に示す溶接チップのチップ先端部側の端面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 実施例で用いた試験体および溶接金属の積層状態を示す断面図である。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
本発明の溶接方法は、狭開先の溶接を対象とする狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法である。タンデムサブマージアーク溶接方法とは、例えば図１に示すように、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼で構成された母材１０を、ワイヤ１２ａ、１２ｂがそれぞれ内挿された溶接チップ１１ａ、１１ｂと、図示しない溶接フラックスを用いてアーク溶接で溶接する方法である。すなわち、本発明の溶接方法は、図１に示すように、先行極１５ａおよび後行極１５ｂの２電極で溶接するものである。ここで、本発明において、母材１０の狭開先は、板厚ｔが５０ｍｍ以上、開先角度θが０〜５°の開先と定義する（図１１参照）。例えば、後述する実施例で用いる図１１の試験体２０では、板厚ｔが２５０ｍｍ、開先角度θが、２°＋２°の４°である。

また、チップ形状は、図１に示すような直管状、図２〜４に示すようなベンド角材状、あるいは特公昭６２−５８８２７公報のＦｉｇ．３ｂに示されるような形状でも構わず、ワイヤ送給性と給電位置安定化を確保する観点から適宜選択される。特に、図２〜４に示すような、ワイヤ送給を阻害しない範囲でチップ先端部３０ａが曲げられたベンド角材状チップでは、給電位置が安定化して、結果としてワイヤ送給速度が安定化する。
なお、図２〜１０は先行極あるいは後行極を示しており、便宜上、これらをまとめて図示している。

ここで、チップ／母材間距離は、図１、図５〜７、図８〜１０に示すように、ワイヤ１２ａ、１２ｂ、４０が最終的に溶接チップ１１ａ、１１ｂ、３０から突出する部分であるチップ先端部１３ａ、１３ｂ、３０ａと、母材１０との間の垂直な距離Ｌである。
チップ角度は、図１、図５〜７、図８〜１０に示すように、母材１０の表面に対して垂直な線と、ワイヤ１２ａ、１２ｂ、４０が最終的に溶接チップ１１ａ、１１ｂ、３０から突出する部分であるチップ先端部１３ａ、１３ｂ、３０ａでの軸線とがなす角度である。
なお、符号αはチップ角度における後退角、符号βはチップ角度における前進角である。
電極間距離は、図１に示すように、先行極１５ａのワイヤ１２ａの先端と後行極１５ｂのワイヤ１２ｂの先端との水平な距離Ｗである。

本発明の狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎを所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を母材として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎ、Ｏを所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ワイヤ径が４．０ｍｍφの溶接ワイヤを用いるものである。

そして、サブマージアーク溶接方法は、前記溶接ワイヤと、所定の塩基度の溶接フラックスの組合せで、垂下特性を示す交流電源を用いて、先行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｌ、後行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｔ、溶接速度ｖ、単位長さ当りの溶着量を所定とする条件で溶接する方法である。
以下、母材およびワイヤの成分限定理由、溶接条件等について説明する。なお、以下に説明する母材の各成分含有量は、母材全体に対するものであり、溶接ワイヤの各成分含有量は、溶接ワイヤ全体に対するものである。

［母材の化学成分］
母材の化学成分は、Ｃ：０．０８〜０．１２質量％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０質量％、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：８．００〜９．５０質量％、Ｍｏ：０．８５〜１．０５質量％、Ｖ：０．１８〜０．２５質量％、Ｎｂ：０．０６〜０．１０質量％、Ａｌ：０．０２質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０３０〜０．０７０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼である。

本発明は被溶接材（母材）として改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を対象とする。これには各種の規格があり改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼（以下、Ｍｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼ともいう）は、９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼にＮｂ及びＶを添加したものであり、例えば、ＡＳＴＭ規格あるいはＡＳＭＥ規格に規定されたＳＡ３３５Ｇｒ．Ｐ９１およびＳＡ２１３Ｇｒ．Ｔ９１、ＥＮ規格（European standards：欧州規格）に規定されたＸ１０ＣｒＭｏＶＮｂ９−１、並びに火力技術規準に規定された火ＳＴＢＡ２８、火ＳＴＰＡ２８、火ＳＣＭＶ２８及び火ＳＦＶＡＦ２８がある。
本発明で規定している母材の成分はこれらの規格を満足する範囲である。

［溶接ワイヤの化学成分およびサイズ］
＜Ｃ：０．０３〜０．０８質量％＞
Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂと結合して各種炭化物を析出し、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｃ含有量が０．０３質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｃを過剰に添加すると、具体的には、Ｃ含有量が０．０８質量％を超えると、耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＣ含有量は０．０３〜０．０８質量％とする。Ｃ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０４質量％以上、より好ましくは０．０４５質量％以上である。また、耐高温割れ性をより向上させる観点から、好ましくは０．０７質量％以下、より好ましくは０．０６５質量％以下である。

＜Ｓｉ：０．０５〜０．３０質量％＞
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶接金属中の酸素量を低減して溶接金属の靱性を改善する効果がある。ただし、Ｓｉ含有量が０．０５質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、過剰に添加すると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．３０質量％を超えると、溶接金属におけるδ−フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＳｉ含有量は０．０５〜０．３０質量％とする。Ｓｉ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．１０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．２５質量％以下である。

＜Ｍｎ：０．５０〜２．２０質量％、Ｎｉ：０．３０〜１．００質量％＞
Ｍｎは脱酸剤として作用し、溶接金属中の酸素量を低減して靱性を改善する効果がある。また、ＭｎおよびＮｉはオーステナイト生成元素であり、いずれも溶接金属におけるδ−フェライトの残留による靱性劣化を抑制する効果がある。ただし、Ｍｎ含有量が０．５０質量％未満の場合、または、Ｎｉ含有量が０．３０質量％未満の場合は、これらの効果は得られず溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｍｎ含有量が２．２０質量％を超える場合、または、Ｎｉ含有量が１．００質量％を超える場合は、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＭｎ含有量は０．５０〜２．２０質量％、溶接ワイヤのＮｉ含有量は０．３０〜１．００質量％とする。

Ｍｎ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．８０質量％以上、より好ましくは１．１０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１．９０質量％以下、より好ましくは１．６０質量％以下である。
Ｎｉ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．４０質量％以上、より好ましくは０．５０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．９０質量％以下、より好ましくは０．８０質量％以下である。

＜Ｃｒ：８．００〜１０．５０質量％＞
Ｃｒは、本発明で用いる溶接ワイヤが対象としているＭｏｄ．９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼の主要元素であり、耐酸化性、高温強度を確保するために不可欠な元素である。ただし、Ｃｒ含有量が８．００質量％未満では、耐酸化性および高温強度が不十分になる。一方、Ｃｒはフェライト生成元素であり、過剰に添加すると、具体的には、Ｃｒ含有量が１０．５０質量％を超えると、δ−フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＣｒ含有量は８．００〜１０．５０質量％とする。これにより、優れた耐酸化性および高温強度が得られる。Ｃｒ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは８．４０質量％以上、より好ましくは８．６０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは９．４０質量％以下、より好ましくは９．２０質量％以下である。

＜Ｍｏ：０．８０〜１．２０質量％＞
Ｍｏは、固溶強化元素であり、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｍｏ含有量が０．８０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｍｏはフェライト生成元素であるため、過剰に添加すると、具体的には、Ｍｏを含有量が１．２０質量％を超えると、溶接金属におけるδ−フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＭｏ含有量は０．８０〜１．２０質量％とする。Ｍｏ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．９０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１．１０質量％以下である。

＜Ｖ：０．１０〜０．４０質量％＞
Ｖは、析出強化元素であり、炭窒化物として析出してクリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｖ含有量が０．１０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｖはフェライト生成元素でもあり、過剰に添加すると、具体的には、Ｖ含有量が０．４０質量％を超えると、溶接金属におけるδ−フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＶ含有量は０．１０〜０．４０質量％とする。Ｖ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．３５質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。

＜Ｎｂ：０．０２０〜０．０８０質量％＞
Ｎｂは、固溶強化および窒化物として析出してクリープ破断強度の安定化に寄与する元素である。ただし、Ｎｂ含有量が０．０２０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｎｂはフェライト生成元素でもあり、過剰に添加すると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．０８０質量％を超えると、溶接金属におけるδ−フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＮｂ含有量は０．０２０〜０．０８０質量％とする。Ｎｂ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０３０質量％以上、より好ましくは０．０３５質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０６５質量％以下である。

＜Ｐ：０．０１５質量％以下＞
Ｐは、高温割れ感受性を高める元素である。Ｐ含有量が０．０１５質量％を超えると、耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＰ含有量は０．０１５質量％以下に規制する。Ｐ含有量は、耐高温割れ性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．０１０質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下である。なお、Ｐ含有量は０質量％が好ましいが、実質的に、０．００３質量％が下限値となる。

＜Ｓ：０．０１０質量％以下＞
Ｓは、高温割れ感受性を高める元素である。Ｓ含有量が０．０１０質量％を超えると、耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＳ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。Ｓ含有量は、耐高温割れ性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下である。なお、Ｓ含有量は０質量％が好ましいが、実質的に、０．００３質量％が下限値となる。

＜Ｎ：０．０１６〜０．０５５質量％＞
Ｎは、固溶強化および窒化物として析出してクリープ破断強度の安定化に寄与する元素である。ただし、Ｎ含有量が０．０１６質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｎを過剰に添加すると、具体的には、Ｎ含有量が０．０５５質量％を超えると、ブローホールが発生する。よって、溶接ワイヤのＮ含有量は０．０１６〜０．０５５質量％とする。Ｎ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０２５質量％以上である。また、ブローホールの発生をより抑制する観点から、好ましくは０．０４５質量％以下である。

＜Ｏ：０．０３質量％以下＞
Ｏは、溶接金属中に酸化物として残存して溶接金属の靱性を劣化させる。具体的には、Ｏ含有量が０．０３質量％を超えると、残存酸化物が増加して溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＯ含有量は０．０３質量％以下に規制する。Ｏ含有量は、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．０２質量％以下、より好ましくは０．０１５質量％以下である。なお、Ｏ含有量は０質量％が好ましいが、実質的に、０．００２質量％が下限値となる。

＜残部：Ｆｅおよび不可避的不純物＞
溶接ワイヤの成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等が挙げられる。Ｃｕはワイヤ表面に銅めっきする事により含まれる。

＜溶接ワイヤのワイヤ径＞
本発明で用いるワイヤ径は４．０ｍｍφが必須となる。本発明において、ワイヤ径は先行極、後行極ともに４．０ｍｍφを使用する。ワイヤ径が３．２ｍｍφでは、十分な溶着量を得ることができず、溶接能率が犠牲になる。一方、４．８φｍｍでは、溶着量が多いため、高温割れを抑制する溶着量のコントロールが難しくなる。また、４．８ｍｍφでは、層厚が大きくなるため、溶接金属の靭性が劣化する問題もある。よって、ワイヤ径は、先行極、後行極ともに、４．０ｍｍφとする。

＜溶接フラックスの塩基度＞
本発明で使用するサブマージアーク溶接用フラックスは、塩基度が２．３〜２．７であることが必須である。塩基度が２．３未満では、溶接金属中の酸素量が十分に下がらず低靭性となる。一方、塩基度が２．７を超えると、ビード外観やビード形状が劣化する。よって、塩基度は２．３〜２．７の範囲内とする。塩基度は、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは２．４質量％以上である。また、ビード外観やビード形状の劣化をより抑制する観点から、好ましくは２．６質量％以下である。
なお、本発明での塩基度は下記式（１）による。

塩基度＝（ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ_２＋１／２（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２））・・・・（１）
ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。
なお、本発明で用いるフラックスとしては、塩基度が前記範囲を満たすものであれば、成分などの他の条件は特に規定されるものではない。

［溶接条件］
高温割れの発生を抑制する手法の一つとして、入熱を制限するという手法がとられる。しかしながら、溶接電流やアーク電圧は、ワークの状態、通電点などの溶接環境により、ワイヤの溶融に使われるエネルギーが変わってしまう傾向がある。すなわち、同じ入熱で溶接しても、高温割れの発生の有無に差が出る可能性がある。そこで、本発明者らは、ワイヤの送給速度、溶接速度、単位長さ当りの溶着量を規定することにより、その課題を解決した。

＜ワイヤの送給速度：先行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｌが４５〜９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｔが６０〜１１０ｇ／ｍｉｎ＞
先行極のワイヤの送給速度が４５ｇ／ｍｉｎ未満、または、後行極のワイヤ送給速度が６０ｇ／ｍｉｎ未満では、溶接電流が小さすぎてアークが不安定となり、溶込不良が発生する。一方、先行極のワイヤの送給速度が９０ｇ／ｍｉｎを超える、または、後行極のワイヤ送給速度が１１０ｇ／ｍｉｎを超えると、溶着量が多すぎて高温割れが発生すると共に、スラグ剥離性も劣化する。よって、ワイヤ送給速度は、先行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｌを４５〜９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｔを６０〜１１０ｇ／ｍｉｎとする。

先行極のワイヤ送給速度は、溶込不良の発生をより抑制する観点から、好ましくは５０ｇ／ｍｉｎ以上、より好ましくは５５ｇ／ｍｉｎ以上である。また、高温割れの発生、スラグ剥離性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは８５ｇ／ｍｉｎ以下、より好ましくは８０ｇ／ｍｉｎ以下である。後行極のワイヤ送給速度は、溶込不良の発生をより抑制する観点から、好ましくは６５ｇ／ｍｉｎ以上、より好ましくは７０ｇ／ｍｉｎ以上である。また、高温割れの発生、スラグ剥離性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１０５ｇ／ｍｉｎ以下、より好ましくは１００ｇ／ｍｉｎ以下である。

ワイヤの送給速度について、先行極のワイヤ送給速度の範囲と、後行極のワイヤ送給速度の範囲とを比較すると、先行極のワイヤ送給速度の範囲のほうが小さめである。ここで、先行極による溶接金属量と後行極による溶接金属量は、先行極によるものと後行極によるものとで等分にするより、先行極による溶接金属量が少なめとなることで、ビード深さを小さく、ビード幅を大きくできる。このため、高温割れに対し有利となる。したがって、ワイヤの送給速度は、「先行極Ｖ_Ｌ＜後行極Ｖ_Ｔ」が好ましい。

＜溶接速度ｖ：３０〜５５ｃｍ／ｍｉｎ＞
溶接速度が３０ｃｍ／ｍｉｎ未満では、溶着量が多すぎて高温割れが発生する。一方、溶接速度が５５ｃｍ／ｍｉｎを超えると、溶融金属の供給が間に合わず、ビード形状が不安定となって、融合不良やスラグ巻き込みが発生する。よって、溶接速度ｖは３０〜５５ｃｍ／ｍｉｎとする。溶接速度は、高温割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは３５ｃｍ／ｍｉｎ以上である。また、ビード形状安定化と融合不良・スラグ巻込み防止の観点から、好ましくは５０ｃｍ／ｍｉｎ以下である。なお、溶接速度とは、図１に示すように、溶接機の溶接チップ１１ａ、１１ｂの溶接方向への移動速度である。

＜単位長さ当りの溶着量：２．８〜３．８ｇ／ｃｍ＞
単位長さ当りの溶着量は、「ワイヤの送給速度／溶接速度」により計算される。すなわち、単位長さ当りの溶着量は、ワイヤの送給速度と溶接速度との比で求める。なお、ワイヤの送給速度は、先行極のワイヤ送給速度と、後行極のワイヤ送給速度との合計である。
本発明のポイントはこの単位長さ当りの溶着量を適切に制御することである。単位長さ当りの溶着量が２．８ｇ/ｃｍ未満では、溶着量が少なすぎて溶接能率が悪化する。一方、単位長さ当りの溶着量が３．８ｇ/ｃｍを超えると、収縮に伴う力が大きくなる。また、ビードの形状は、なし形に近くなるため、溶接金属の凝固方向がビード中央に向かって水平になり、収縮力のかかる方向が最終凝固部に対し垂直となる。そのため、高温割れが発生しやすくなる。よって、単位長さ当りの溶着量は２．８〜３．８ｇ／ｃｍとする。単位長さ当りの溶着量は、溶接能率をより向上させる観点から、好ましくは２．９ｇ／ｃｍ以上、より好ましくは３．０ｇ／ｃｍ以上である。また、高温割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは３．７ｇ／ｃｍ以下、より好ましくは３．６ｇ／ｃｍ以下である。

＜垂下特性を示す交流溶接機＞
溶接電流およびアーク電圧は、上記ワイヤ送給速度を適正範囲にコントロールする一手段として調整される。
本発明で使用する溶接機は、垂下特性を示す交流溶接機である。垂下特性とは、アーク長が変動しても、電流の変化が少なく安定した溶接ができる電源の特性のことである。具体的には、アーク長が長くなった場合は、一時的にワイヤの送給速度が速くなり、アーク長が短くなった場合はワイヤの送給速度が遅くなる。つまり、電源特性がワイヤ送給速度に影響を及ぼすため、ワイヤ送給速度は、本発明の範囲で管理する必要がある。一般的には施工条件は溶接電流、アーク電圧で決定されるが、それでは不十分で本発明においてワイヤ送給速度で管理する必要があることを見出した。溶接電流が一定でもアークの状態、ワイヤの角度等で変化するためワイヤ送給速度をパラメータとする必要がある。
そして本発明では、垂下特性を示す交流電源を用いることとした。

以上のとおり、本発明は、脱硫、重油分解を行う化学反応容器（リアクタ）に使用される改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接に適したものである。

以下、本発明の範囲に入る実施例について、その効果を本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。
表１に示す化学成分の母材を用い、ＡＳＴＭ ＳＡ３３５Ｇｒ．Ｐ９１の化学成分に合致した改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を３種類用意した。この改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼について、図１１に示すように、板厚ｔが２５０ｍｍ、溝底の曲率半径Ｒが１０ｍｍ、開先角度θが、２°＋２°の４°の狭開先を機械加工で形成して改良９Ｃｒ鋼の試験体２０とした。
また、表２に示す化学成分のワイヤを３種類使用した。ワイヤ径は４．０ｍｍφである。また、表３に示す粒度、化学成分、塩基度のフラックスを３種類使用した。

そして、図１１に示す試験体２０の狭開先内を、表２に記載のワイヤと表３に記載のフラックスを用いて、ワイヤ送給速度および溶接速度を変化させサブマージアーク溶接を実施した。ワイヤ送給速度は、溶接電流、溶接速度を変化させることによりコントロールした。なお、本溶接において、溶接金属２１は、図中の矢印方向に積層される。
溶接条件は以下のとおりである。また、その他の条件は表４に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものは数値に下線を引いて示す。

＜溶接条件＞
チップ／母材間距離：先行極２５ｍｍ、後行極３０ｍｍ
チップ角度：先行極；−５°（後退角５°）、後行極；４０°（前進角４０°）
電極間距離：２０ｍｍ
極性：ＡＣ−ＡＣタンデム
電源特性：垂下特性
溶接姿勢：下向き
積層方法：初層１パス、以降１層２パス

この溶接を行った試験体２０について、スラグ剥離性、ビードの状態、溶接能率、耐高温割れ性を評価した。
＜スラグ剥離性の評価＞
溶接終了後、ビード表面に付着したフラックスをハンマーで３回たたき、容易に剥離した条件は○、剥離しなかった条件は×と判定した。

＜ビードの状態の評価＞
前記スラグ剥離性の評価においてスラグを剥離した後の表面外観を目視で確認し、溶接欠陥がなく、ビード形状が良好であれば○、溶接欠陥が発生した場合またはビード形状が不安定な場合は×と判定した。

＜溶接能率の評価＞
溶接能率は、積層方法が１層当たり２パスで溶接可能であれば○、溶着量が減り１層当たり３パス以上で溶接が必要になった場合は×と評価した。

＜耐高温割れ性の評価＞
溶接ビードのスタート、エンド部を除外した３００ｍｍの範囲で、５０ｍｍごとの断面でマクロ組織を観察した。計５つの断面全てで、割れが発生していない条件を○、割れが発生した条件を×と判定した。
これらの結果を表４に示す。なお、表中、「−」は、評価を行わなかったものである。

表４に示すように、Ｎｏ.１〜７は本発明の範囲を満たしており、スラグ剥離性、ビードの状態、溶接能率に問題なく、高温割れが未発生であった。
Ｎｏ.８は、先行極および後行極のワイヤの送給速度が本発明の下限を外れている。Ｎｏ.８では、溶接電流が小さくワイヤの送給速度が少ないため、アークが安定せず、開先面とビードの境界で溶込不良が発生した。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の下限を外れた。なお、ビードの状態が不良のため、溶接能率および耐高温割れ性の評価は行わなかった。
Ｎｏ.９は、先行極および後行極のワイヤの送給速度が本発明の上限を外れている。溶接電流が大きくワイヤの送給速度が大きいため、溶着量が多すぎて高温割れが発生すると共に、スラグ剥離性も低下した。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れ、高温割れが発生した。なお、スラグ剥離性が不良のため、ビードの状態および溶接能率の評価は行わなかった。

Ｎｏ.１０は、溶接速度が本発明の下限を外れている。溶接速度が遅いため、溶着量が多すぎて高温割れが発生した。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れ、高温割れが発生した。
Ｎｏ.１１は、溶接速度が本発明の上限を外れている。よって、ワイヤの送給が溶接速度に対して間に合わず、ビード幅が不安定となった。なお、ビードの状態が不良のため、溶接能率および耐高温割れ性の評価は行わなかった。

Ｎｏ.１２、１４、１５は、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れている。よって、ビード形状がなし型に近くなり、高温割れが発生した。
Ｎｏ.１３は、単位長さ当りの溶着量が本発明の下限を外れている。よって、溶着量が小さいため、開先内部の溶接回数が増え、溶接能率が低下した。なお、溶接能率が不良のため、耐高温割れ性の評価は行わなかった。

なお、本発明は、先行極および後行極のワイヤ送給速度、溶接速度、単位長さ当りの溶着量を規定したことに特徴を有するため、ワイヤ成分等、その他の要件の比較例は省略した。ワイヤ成分等、その他の要件の限定理由は、本明細書中に記載のとおりである。

以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。

１０ 母材（被溶接材）
１１ａ、１１ｂ、３０ 溶接チップ
１２ａ、１２ｂ、４０ 溶接ワイヤ
１３ａ、１３ｂ、３０ａ チップ先端部
１５ａ 先行極
１５ｂ 後行極
２０ 試験体

Claims (1)

1. Ｃ：０．０８〜０．１２質量％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０質量％、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：８．００〜９．５０質量％、Ｍｏ：０．８５〜１．０５質量％、Ｖ：０．１８〜０．２５質量％、Ｎｂ：０．０６〜０．１０質量％、Ａｌ：０．０２質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０３０〜０．０７０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼を母材として、
   Ｃ：０．０３〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０質量％、Ｍｎ：０．５０〜２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．３０〜１．００質量％、Ｃｒ：８．００〜１０．５０質量％、Ｍｏ：０．８０〜１．２０質量％、Ｖ：０．１０〜０．４０質量％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０８０質量％、Ｎ：０．０１６〜０．０５５質量％、Ｏ：０．０３質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ワイヤ径が４．０ｍｍφの溶接ワイヤを用い、
   前記溶接ワイヤと、下記式（１）で示す塩基度が２．３〜２．７の溶接フラックスの組合せで、
   垂下特性を示す交流電源を用いて、先行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｌを４５〜９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度Ｖ_Ｔを６０〜１１０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度ｖを３０〜５５ｃｍ／ｍｉｎ、単位長さ当りの溶着量を２．８〜３．８ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする狭開先タンデムサブマージアーク溶接方法。
   塩基度＝（ＣａＦ_２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ_２＋１／２（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２））・・・・（１）
   ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。

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