JPH01210193A

JPH01210193A - Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法

Info

Publication number: JPH01210193A
Application number: JP3579688A
Authority: JP
Inventors: Akitomo Sueda; 明知末田; Takashi Kato; 隆司加藤; Yukihiko Horii; 堀井　行彦; Shigeru Okita; 茂大北
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-02-18
Filing date: 1988-02-18
Publication date: 1989-08-23

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明はＣｒ　−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法に関し
、詳しくは、短時間から長時間の応力除去焼鈍（以下、
ＳＲという）を行った後も高温高強度が得られ、かつ高
い靭性を有するとともに、高温で長時間構造物が使用さ
れる場合に起こる脆化（以下、使用中脆化という）の程
度が極めて少ない溶接金属部を得るための潜弧溶接方法
に関するものである。

（従来の技術）ここにいうＣｒ　−Ｍｏ系低合金鋼とは、石油化学工業
等に用いられる中高温圧力容器用鋼材を意味するもので
具体的には２ＩＡＣｒ　　ＩＭｏ鋼あるいはａＣｒＩＭ
ｏ鋼等のことである。

近年の溶接構造物の大型化や使用条件の苛酷化、さらに
は石油の代替エネルギーとして注目されている石炭液化
装置では高温高圧操業となるため、使用鋼板が極厚化し
、その上高強度化の方向にある。そのため、溶接金属に
対しても高温で高強度が得られ、かつ高い靭性を有する
とともに使用中脆化の極めて少ないものであることが要
求され、その要求値は益々厳しくなってきている。

これら溶接金属の高温強度、靭性および使用中脆化特性
に影響する大きな要因としてＳＲ条件がある。

即ち、ＳＲは溶接によって生じた溶接部の残留応力を除
去するとともに溶接部の靭性を向上するものであるが、
短時間であると靭性が向上せず、長時間に亘ると高温強
度の低下をきたす問題がある。

板厚１００ｍｍを超える極厚のＣｒ　−Ｍｏ系低合金鋼
の場合は、−船釣に６９０°Ｃ±２０°Ｃの温度で１〜
３回のＳＲがなされ、そのＳＲ待時間合計は４〜３０時
間の広範囲にわたる。ＳＲにおいては、温度が高い程、
また同じ温度でも時間が長い程焼なましの効果は大きく
、その程度を示す値として次式に示す、焼もどしパラメ
ータＣＰ〕が広く用いられている。

ＣＰ　）　＝Ｔ　（２０＋ｌｏｇ（ｔ））　Ｘｌ０−３
Ｔ＝温度じＫ）、ｔ＝待時間ｈｒ）一般に、板厚１００〜３００ｍｍの極厚Ｃｒ　−Ｍｏ系
低合金鋼の溶接施工における（Ｐ）の範囲は１９．５〜
２１．０になる。

さらに、溶接金属の靭性および使用中脆化特性に大きく
影響する要因として、溶接金属中の酸素量がある。即ち
長時間ＳＲ後の高温強度を満足し、かつ短時間ＳＲ後の
靭性を確保するとともに良好な使用中脆化特性を得るに
は、溶接金属の極低酸素化が必須である。

従来、Ｃｒ　−Ｍｏ系低合金鋼における高温高強度化お
よび靭性改善さらに使用中脆化特性の改善手段としては
特開昭５３−９５１４６号公報や特開昭５８−３９１号
公報で開示されているごとく、Ｖ−Ｂ系ワイヤやＴｉ−
Ｖ系ワイヤと高塩基性フラックスとを組合せることが知
られている。しかし、これらはいずれも（Ｐ）が２０．
７〜２０．９の焼なましが大きく進行した後での強度お
よび靭性を問題としており、その強度は最近の容器の大
型化や使用条件の苛酷化、さらに使用鋼板の高温高圧化
に対応できないものである。また靭性については、短時
間ＳＲ条件下、つまり（Ｆ’）の小さな所での靭性確保
は困難であった。

（発明が解決しようとする課題）このように、従来技術では、最近の短時間ＳＲから長時
間ＳＲの条件下での高温高強度で高い靭性が得られ、さ
らに使用中脆化の極めて少ない溶接金属を確保するなど
非常に厳しい要求には応えられなかった。

本発明は、Ｃｒ　−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法にお
いて、従来法の欠点である短時間ＳＲ後の靭性、および
使用中脆化特性、長時間ＳＲ後の高温強度を改善し、良
質の溶接部を得る溶接方法を提供することを目的として
いる。

（課題を解決するための手段）本発明者らは、前記問題点を解決するため溶接ワイヤお
よびフラックス両面から検討した結果、短時間ＳＲから
長時間ＳＲ後において靭性が良好で使用中脆化が極めて
少なく、高温高強度の溶接金属が得られる潜弧溶接方法
を見い出した。

すなわち、本発明の要旨はＣｒ　−Ｍｏ系低合金鋼の潜
弧溶接方法において、重量％でＣ：　０．１０〜０．１
８％、　Ｓｉ　：　０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．
５０〜１．２０％、　　Ｃｒ：　　１．８０〜３．８０
％、Ｍｏ：０．８０〜１．３０％、Ｖ：０．３０〜０．
７０％を含有するワイヤと、同じく重量％で、ＣａＦｚ
：　３５〜６０％。

５ｉＯｚ　：　３〜１５％、　ＣａＯ：　８〜２０％、
　ＭｇＯ：　１〜１５％、八２□０．：１５〜３５％を
含有する溶融型フラックスとを組合せたことを特徴とす
るＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法にある。

以下に本発明の詳細な説明する。

（作　用）まず、本発明においては、ワイヤ成分中Ｃ量が０．１０
〜０．１８％である必要がある。

即ちＣは脱酸性元素として極めて重要であり、適当量の
添加により溶接金属の酸素量を低減するものであるが、
０．１０％未満ではその効果が少なく、短時間ＳＲ後の
靭性（以下ｖＥという）および加速脆化処理後の靭性（
以下ｖＥ＋ＳＣという）、さらに長時間ＳＲ後の高温（
４８０°Ｃ）強度（以下Ｔ　Ｓ　４８０″Ｃという）が
低下する。しかし、０．１８％を超えると溶接待凝固粒
界に偏析しやすく高温割れが生じる傾向となる。

次に、ワイヤ中のＳｔは０．０１〜０．１５％とするこ
とが必要である。Ｓｔは特に使用中脆化特性に影響し、
０．１５％を超えるとｖＥ＋ｓｃが低下する。

一方０．０１％未満であると、脱酸不足となり溶接金属
中の酸素量が多くなりｖＥおよびｖＥ＋ｓｃが低下する
。

さらにワイヤ中のＭｎは０．５０〜１．２０％である必
要がある。Ｍｎは靭性を確保するために必須であるが、
一方過多であると使用中脆化特性を助長する。

即ち、０．５０％未満であるとｖＥが満足せず、一方１
．２０％を超えるとｖＥ＋ＳＣが低下する。

ところで本発明はＣｒ　−Ｍｏ系低合金鋼を対象とする
ものであるから、耐酸化性、耐クリープ性を確保するた
め母材に相当するＣｒおよびＭｏを溶接金属に含有する
必要がある。ワイヤ中Ｃｒ１．８０％未満、Ｍｏ０．８
０％未満であると、本発明における７３４８０℃の向上
効果が得られなくなる。しかし、Ｃｒ３．８０％、Ｍｏ
１．３０％超では硬化性が大となり、水素に起因する溶
接割れが発生し易くなると共にｖＥおよびｖＥ＋ｓｃも
低下する。

■はＣやＮと反応しやすく炭化物や窒化物を生成するが
、これが微細な析出物として溶接金属中に分散析出し、
ＴＳ４８０″Ｃを著しく改善する効果がある。０．３０
％未満であるとこの効果が得られず７３４８０℃が低下
する。一方０．７０％を超えると７３４８０°Ｃは向上
するものの、硬化が過度となりｖＥおよびｖＥ＋ＳＣが
低下する。

なお、その他の微量元素はワイヤ中にＴＳ４８０’（、
ｖＥおよびνＥ＋ＳＣを微調整することを目的とし以下
の範囲で許容できる。

ＮｂＳ２．０５％、　　ＴｉＳ２．０２％、　八ｌ≦０
．０５％。

Ｎｉ≦０，３０％、　Ｃｕ５０６２０％、　　Ｐ≦０．
０１２％。

Ｓ≦０．０１５％、Ｂ≦ｏ、ｏｏｓ％さらに＾ｓ、　Ｓｂ、　Ｓｎはできるだけ少ないのが好
ましい。

以上、本発明に用いるワイヤの組成について説明したが
、次に本発明に用いるフラックス組成の効果について述
べる。

まず、本発明においては組合せフラックスのｃａＦｚｉ
ｔが３５〜６０％である必要がある。

Ｃａｂ、は溶接中ガス化し、アーク雰囲気をシールドす
る効果があり、これより溶接金属中の酸素量を著しく低
減する効果を有する。一方、溶接金属中の酸素量低減は
溶接金属を清浄なものとし、基本的靭性の向上に対し極
めて重要であり、不可欠な事項である。即ち、酸素量の
低減はｖＥばかりでなく、ｖＥ＋ｓｃのいずれをも大き
く改善するものである。

これらの特性を満足させるには溶接金属中の酸素量とし
ては３００ｐｐｍ以下であることが必要であるが、Ｃａ
Ｆｚが３５％未満であると酸素量低減の効果が不満足で
ｖＥおよびｖＥ＋ＳＣが低下する。

一方、６０％を超えると酸素量は低くなるものの、溶接
中にアークが不安定となりポックマークが生じビード形
状が不良となる。

ＣａＦ２が３５〜６０％であることと後述する如くＳｉ
ｎｇの低減との組合せにより満足な溶接金属の酸素量を
得ることが可能となる。

ＳｉＯ□は３〜１５％である必要がある。

Ｓｉｎｇは溶接作業性調整には好ましいが、１５％超に
なると溶接金属の酸素含有量を著しく増加させ、ｖＥお
よびｖＥ＋ＳＣを劣化せしめる。一方３％未満になると
ビードが広がらず凸ビードとなる。

ＣａＯは８〜２０％である必要がある。

ＣａＯは塩基性成分として溶接金属中の酸素量の低減に
有効であり、又、ＣａＯが８％未満になると溶接スラグ
の粘度が大きくガス抜けが困難となりポックマークが生
じる。また、２０％を超えると拡散性水素量が多くなり
水素による低温割れが生じるようになる。

ＭｇＯは１〜１５％である必要がある。ＭｇＯが１％未
満となると溶接スラグの耐火性が劣化し、ビード波が荒
くなる。

一方、１５％超になると拡散性水素量が多くなり、水素
による低温割れが生じるとともにスラグ巻込みも生じる
ようになる。

Ａ　ｌ　ｚ０３は溶接作業性を調整するために１５〜３
５％である必要がある。

ＡＩ！、ｚ０３が１５％未満であるとビードが広がらず
凸状となる。また、３５％を超えるとスラグ巻込みが生
じるようになる。

なお、本発明に用いるフラックスは溶融型フラックスで
あることが必要であるが、これは主にビード外観の観点
から重要な事であり、溶融型フラックスの場合は焼成型
フラックスに比べ、極めて溶融し易く、これによりビー
ド表面を平滑にし、かつ、なじみの良い踵端部を形成す
る事が出来る。

Ｃｒ　−Ｍｏ系低合金鋼の溶接は通常狭開先型の開先で
、比較的低入熱高速溶接で施工されるが、このような溶
接においては、なじみの良い凹型のビードを生成するこ
とが内部欠陥対策として重要であり、このような点から
本発明においては溶融型フラックスである事が必須であ
る。さらに、焼成型フラックスの場合、多量のＣａＣ０
、、ＢａＣ０３あるいはＭｇＣ０゜などの金属炭酸塩を
添加する必要があり、溶接時にこれが分解して発生する
ＣＯ２ガスのため溶接金属の酸素量が増加してしまい本
発明の趣旨に合致しないからである。

以下実施例により本発明の効果を明確にする。

（実施例）第１表に示す組成の板厚１００ｍｍの２．２５Ｃｒ−Ｉ
Ｍｏ鋼を第１図に示すＵ溝開先とし、第２表に示す組成
のワイヤと第３表に示す組成のフラックスとを種々組合
せ、２電極で溶接電流先行電極５００Ａ、後行電極５０
０Ａ、溶接電圧先行電極３０Ｖ、後行電極３０Ｖ、溶接
速度６５ｃｉ／ｍｉｎの条件で溶接した。

尚、第１図中、Ｈ＝１００ｍｍ、ｈ＝９０胴、！＝１０
ｍｍ、Ｒ＝１０ｍｍ、θ＝４″である。

溶接終了後、ビード外観に問題がなかったものにつきＸ
線検査を、さらにＸ線検査で欠陥のなかったものにつき
短時間ＳＲとして温度６９０°Ｃ１保持時間６ｈｒ、Ｃ
Ｐ）　＝２０．０１（以下ＳＲＩという）、また長時間
ＳＲとして温度６９０°Ｃ１保持時間２８ｈｒ、ＣＰ）
　＝２０．６５（以下ＳＲ２という）の２条件のＳＲを
行い、板厚′／４もの部分の溶接金属部から直径１０ｍ
ｍφの高温引張試片、また同じく板厚′／４ｔの部分か
らＪＩＳ４号シャルピー試験片を採取し、各試験に供し
た。

また、ＳＲ後の溶接試験片の一部に第２図に条件を示す
ステラフリーリングを行い、それよりＳＲしたままのも
のと同様、板厚Ｋｔの部分よりＪＩＳ　ｄ号シャルピー
試験片を採取し、試験を行った。

なお、このステップクーリングとは耐使用中脆化を短時
間（約１５日間）で調べる目的で行なわれている加速脆
化処理である。

試験を行った各種結果を第４表に示した。

第４表にはＳＲ２後の短時間高温引張強さを７３４８０
°Ｃ（ｋｇｆ／Ｎｉ１）　テ、ＳＲＩ後の衝撃値を一３
０°Ｃでの吸収エネルギー（ｋｇｆ−ｍ）で、さらにス
テラフリーリング後の衝撃値を一３０″Ｃでの吸収エネ
ルギー（ｋｇｆ−ｍ）で示した。これらの結果、本発明
の要件を満足するワイヤおよびフラックスの組合せの試
験例１〜８は高温引張強さが高く、５４ｋｇｆ／−以上
を満足しく第３図に示すごとく、４８０°ＣＸ１０’ｈ
ｒのクリープ破断強度と短時間高温引張強度とは比例関
係にあり、４８０″ＣＸ１０’ｈｒのクリープ破断強度
の要求値≧２４．５ｋｇｆ／−を満足させる高温引張強
さ相当値は≧５４ｋｇｆ／−になる）、かつｖＥおよび
ｖＥ＋ｓｃの値も良好な値（通常−３０°Ｃでの吸収エ
ネルギー≧５．５ｋｇｆ−ｍが要求される）を示した。

比較例中、試験例９の組合せフラックスＦｌは本発明の
要件を満足するが、組合せワイヤＷ６のＣが高すぎ高温
割れが生じたので溶接を中止した。

試験例１０はビード外観およびＸ線は良好であるが組合
せワイヤＷ７のＣが低いため高温強度が低い。また、溶
接金属中の酸素量が多く、さらにＭｎも低いため、ｖＥ
およびｖＥ＋ＳＣも低い。

試験例１１は組合せワイヤＷ８のＳｔおよびＭｎが高い
ためｖＥ十ＳＣが悪い。

試験例１２は組合せワイヤＷ９の■が低いため高温強度
が低い。

試験例１３は組合せワイヤＷＩＯの■が高すぎｖＥおよ
びｖＥ＋ＳＣが悪い。

試験例１４は組合せフラックスＦ６のＣａＦ、が低いた
め溶接金属中の酸素量が多くなり、ｖＥおよびｖＥ＋Ｓ
Ｃが悪い。

試験例１５は組合せフラックスＦ７のＣａＦｚが高すぎ
るため、アークが不安定となりビード形状が不良でポッ
クマークが生じたので溶接を中止した。

試験例１６は組合せフラックスＦ８の５ｉＯｚが高すぎ
るため、溶接金属中の酸素量が多くなり、ｖＥおよびｖ
Ｅ＋ＳＣが悪い。

試験例１７は組合せフラックスＦ９のＣａＯが低いため
ポックマークが生じた。またＡｌｚＯｚが低いため凸ビ
ードとなったので溶接を中止した。

試験例１８は組合せフラックスＦＩＯのＣａＯが高すぎ
るため水素による低温割れが生じたので機械試験を中止
した。

試験例１９は組合せフラックスＦｉｌのＭｇＯが高すぎ
るため水素による低温割れおよびスラグ巻込みが生じた
ので機械試験を中止した。

試験例２０は組合せフラックスＦ１２のＡｌ２Ｏ３が高
すぎるためスラグ巻込みが生じ、機械試験を中止した。

（発明の効果）以上、実施例にも示されているように、Ｃｒ−Ｍ。

系低合金鋼の潜弧溶接において本発明法によれば、長時
間ＳＲ後において高温高強度が得られ、短時間ＳＲ後に
おいても、靭性が良好で、使用中脆化の極めて少ない溶
接部が得られ、本発明の工業的価値は極めて高い。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例に使用した鋼板の開先形状を示
す断面図、第２図は本発明の実施例における加速脆化熱
処理の温度変化を示すグラフ、第３図は４８０°Ｃの短
時間高温引張強度と４８０″ｃ×１０’　ｈｒにおける
クリープ破断強度との関係を示すグラフである。鴨傭

Claims

【特許請求の範囲】重量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｃｒ：１．８０〜３．８０％、Ｍｏ：０．８０〜１．３０％。Ｖ：０．３０〜０．７０％を含有するワイヤと、同じく
重量％で、ＣａＦ＿２：３５〜６０％、ＳｉＯ＿２：３〜１５％、ＣａＯ：８〜２０％、ＭｇＯ：１〜１５％。Ａｌ＿２Ｏ＿３：１５〜３５％を含有する溶融型フラックスとを組合せたことを特徴と
するＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法。