JPH02182377A - 高強度Cr―Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法 - Google Patents
高強度Cr―Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法Info
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- JPH02182377A JPH02182377A JP117189A JP117189A JPH02182377A JP H02182377 A JPH02182377 A JP H02182377A JP 117189 A JP117189 A JP 117189A JP 117189 A JP117189 A JP 117189A JP H02182377 A JPH02182377 A JP H02182377A
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
- B23K35/3053—Fe as the principal constituent
- B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
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。
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)
この発明は、高温、高圧の圧力容器に用いられる高強度
Cr −Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法に関し
、と(に耐水素割れ性をはじめとして、クリープ強度、
じん性および耐使用中ぜい化特性に優れた溶接金属を得
ようとするものである。
Cr −Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法に関し
、と(に耐水素割れ性をはじめとして、クリープ強度、
じん性および耐使用中ぜい化特性に優れた溶接金属を得
ようとするものである。
(従来の技術)
近年、石油精製の分野において、従来の操業条件をより
高めて効率を上げたり、プラントを軽量化して建設コス
トを低減しようとする動きが高まっていて、そのため用
いられる材料も従来より一層高強度化される傾向にある
。特に重質油分解装置や脱硫装置に用いられるCr −
Mo ’174については、従来鋼に比較してより過酷
な条件に耐え得る、すなわち高強度のみならず優れたク
リープ強度および耐水素アタック性をそなえた改良鋼(
例えば特開昭6L 223163号公報)が開発されて
いる。
高めて効率を上げたり、プラントを軽量化して建設コス
トを低減しようとする動きが高まっていて、そのため用
いられる材料も従来より一層高強度化される傾向にある
。特に重質油分解装置や脱硫装置に用いられるCr −
Mo ’174については、従来鋼に比較してより過酷
な条件に耐え得る、すなわち高強度のみならず優れたク
リープ強度および耐水素アタック性をそなえた改良鋼(
例えば特開昭6L 223163号公報)が開発されて
いる。
ところでかような用途に用いられるCr −Mo鋼板を
溶接する際には、鋼板の板厚が300 mm程度にも達
する場合もあり、おもに狭開先のサブマージアーク溶接
法やガスシールドアーク溶接法が用む)られてきたが、
上記したような新しく開発された高強度Cr −Mo鋼
を溶接するための溶接材料で鋼板と同等の特性を存する
ものは未だ開発されていないのが現状である。
溶接する際には、鋼板の板厚が300 mm程度にも達
する場合もあり、おもに狭開先のサブマージアーク溶接
法やガスシールドアーク溶接法が用む)られてきたが、
上記したような新しく開発された高強度Cr −Mo鋼
を溶接するための溶接材料で鋼板と同等の特性を存する
ものは未だ開発されていないのが現状である。
このような溶接金属に要求される特性としては、強度面
においては、母材と同等のクリープ破断強度を有し、か
つ常温での引張強さが母材と同レベルの引張強さとはな
ること、すなわち極端なオーバーマツチ継手とならない
こと、一方じん外面においては、溶接後熱処理(PWI
fT)後のしん性およびぜい化処理(ステップクリーニ
ング処理)後のしん性が良好であり、しかもステップク
リーニング後のしん外植とPWIITままのしん外植と
の差、いわゆるぜい化量が小さいこと、さらには高温高
圧水素環境下で長時間暴露した後のしん性ぜい化量が小
さいこと等があげられる。
においては、母材と同等のクリープ破断強度を有し、か
つ常温での引張強さが母材と同レベルの引張強さとはな
ること、すなわち極端なオーバーマツチ継手とならない
こと、一方じん外面においては、溶接後熱処理(PWI
fT)後のしん性およびぜい化処理(ステップクリーニ
ング処理)後のしん性が良好であり、しかもステップク
リーニング後のしん外植とPWIITままのしん外植と
の差、いわゆるぜい化量が小さいこと、さらには高温高
圧水素環境下で長時間暴露した後のしん性ぜい化量が小
さいこと等があげられる。
さらに脱硫リアクター等では、高温、高水素分圧下で重
油中の硫黄分をHzSとして除去するため、容器内は高
H2S環境下にあることから、かかるH2Sによって材
料への水素侵入が助長されシャットダウン時に割れを生
じるいわゆる水素割れの問題がある。かかる水素割れは
、この割れを起点としてぜい性破壊を生じ容器の破壊的
損傷に至る場合もあり大きな問題となる。この水素割れ
を防止する方法として、たとえばNACE (Nati
onal As5ociationof corros
ion Engineering)等においては、低合
金鋼に対して材料の硬さをHRCで22以下(ビ・ノカ
ース硬さに換算するとtlv248以下)にすることを
提唱している。この値はおもにラインパイプ材料に適用
されているものであるが、発明者らは、後述するように
4点曲げSSC試験をCr−Mo鋼溶接継手において実
施し、耐水素割れ性について調査したところ、Cr −
Mo鋼溶接金属においてもHvで248が水素割れ防止
のための限界値として採用し得ることをみいだした。
油中の硫黄分をHzSとして除去するため、容器内は高
H2S環境下にあることから、かかるH2Sによって材
料への水素侵入が助長されシャットダウン時に割れを生
じるいわゆる水素割れの問題がある。かかる水素割れは
、この割れを起点としてぜい性破壊を生じ容器の破壊的
損傷に至る場合もあり大きな問題となる。この水素割れ
を防止する方法として、たとえばNACE (Nati
onal As5ociationof corros
ion Engineering)等においては、低合
金鋼に対して材料の硬さをHRCで22以下(ビ・ノカ
ース硬さに換算するとtlv248以下)にすることを
提唱している。この値はおもにラインパイプ材料に適用
されているものであるが、発明者らは、後述するように
4点曲げSSC試験をCr−Mo鋼溶接継手において実
施し、耐水素割れ性について調査したところ、Cr −
Mo鋼溶接金属においてもHvで248が水素割れ防止
のための限界値として採用し得ることをみいだした。
しかるに現状のCr −Mo m溶接材料においては溶
接金属の硬さに言及したものは皆無であり、例えば特開
昭62−101394号公報や特開昭62−11479
5号公報にみられる如<、V、 Nb、 B等の添加に
より高強度化を図ったワイヤが開示されてはいるものの
、常温強度の過剰な上昇により溶接金属の硬さは11ν
248をはるかに超えていると考えられる。
接金属の硬さに言及したものは皆無であり、例えば特開
昭62−101394号公報や特開昭62−11479
5号公報にみられる如<、V、 Nb、 B等の添加に
より高強度化を図ったワイヤが開示されてはいるものの
、常温強度の過剰な上昇により溶接金属の硬さは11ν
248をはるかに超えていると考えられる。
さらに水素割れは、溶接金属において、1点でもIlv
248を超えていると生じるおそれがあるため、溶接
金属の最高硬さをllv 24B以下にすることが必要
である。このような溶接金属を得るためには、鋼板によ
る希釈を考慮して、使用される鋼板および溶接ワイヤの
組成を限定するのはいうまでもなく、溶接パス間温度、
溶接入熱を限定し、さらには溶接後熱処理条件を限定す
ることが肝要である。
248を超えていると生じるおそれがあるため、溶接
金属の最高硬さをllv 24B以下にすることが必要
である。このような溶接金属を得るためには、鋼板によ
る希釈を考慮して、使用される鋼板および溶接ワイヤの
組成を限定するのはいうまでもなく、溶接パス間温度、
溶接入熱を限定し、さらには溶接後熱処理条件を限定す
ることが肝要である。
(発明が解決しようとする課題)
この発明は、Cr −Mo鋼をガスシールドアーク溶接
する際に、溶接金属のクリープ強度を母材と同等に保ち
つつ、溶接金属のしん性および耐使用中ぜい化特性に優
れさらには耐水素割れ特性にも優れた溶接金属を得るた
めの溶接施工法を提案することを目的とする。
する際に、溶接金属のクリープ強度を母材と同等に保ち
つつ、溶接金属のしん性および耐使用中ぜい化特性に優
れさらには耐水素割れ特性にも優れた溶接金属を得るた
めの溶接施工法を提案することを目的とする。
(課題を解決するための手段)
この発明の要旨は、C: 0.09〜0.18wt!
(以下単に%で示す) 、Si : 0.13%以下、
Mn : 0.25〜0.65%、Cr : 1.85
〜3.25%、Mo : 0.85〜1.15%、V
: 0.23〜0.37%、S:0.015%以下、
P: 0.020%以下を含む組成になり、引張強さ=
60〜77.5kgf/胴20.2%耐力≧42kgf
/mm” の強度を有する鋼板をガスシールドアーク溶接するに際
し、 フィラワイヤとしてC:0.05〜0.12%、Si7
0.20〜0.50%、Mn : 0.60〜1.00
%、Cr : 2.25〜3.25%、Mo : 0.
85〜1.15%、V:0.15〜0.35%、Nb
: 0.03%以下、Ti :’ 0.02%以下、N
i : 0.60%以下、N:0.005〜0.015
%を含有し、残部は実質的にFeの組成になるワイヤを
用いると共に、シールドガスとして Co□: 7〜25vol%または 0□:1〜5vO1z を含み、残部は実質的にArよりなるガスを用いて、予
熱およびバス間温度=175〜250 ℃1溶接人熱:
10〜30 kJ/cm の条件下にミグ溶接を行い、ついで溶接部に対し、67
0 ℃以上の温度範囲において少なくとも1回、下記(
1)式で示されるTPが20.20〜20.50を満足
する溶接後熱処理を施すことにより、溶接金属の最高硬
さをビッカース硬さ試験においてHv 248以下とす
ることにより、溶接金属の耐水素割れ性に優れしかも母
材と同等のクリープ強度、さらにはじん性および耐使用
中ぜい化特性にもすぐれた溶接金属を得るところにある
。
(以下単に%で示す) 、Si : 0.13%以下、
Mn : 0.25〜0.65%、Cr : 1.85
〜3.25%、Mo : 0.85〜1.15%、V
: 0.23〜0.37%、S:0.015%以下、
P: 0.020%以下を含む組成になり、引張強さ=
60〜77.5kgf/胴20.2%耐力≧42kgf
/mm” の強度を有する鋼板をガスシールドアーク溶接するに際
し、 フィラワイヤとしてC:0.05〜0.12%、Si7
0.20〜0.50%、Mn : 0.60〜1.00
%、Cr : 2.25〜3.25%、Mo : 0.
85〜1.15%、V:0.15〜0.35%、Nb
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i : 0.60%以下、N:0.005〜0.015
%を含有し、残部は実質的にFeの組成になるワイヤを
用いると共に、シールドガスとして Co□: 7〜25vol%または 0□:1〜5vO1z を含み、残部は実質的にArよりなるガスを用いて、予
熱およびバス間温度=175〜250 ℃1溶接人熱:
10〜30 kJ/cm の条件下にミグ溶接を行い、ついで溶接部に対し、67
0 ℃以上の温度範囲において少なくとも1回、下記(
1)式で示されるTPが20.20〜20.50を満足
する溶接後熱処理を施すことにより、溶接金属の最高硬
さをビッカース硬さ試験においてHv 248以下とす
ることにより、溶接金属の耐水素割れ性に優れしかも母
材と同等のクリープ強度、さらにはじん性および耐使用
中ぜい化特性にもすぐれた溶接金属を得るところにある
。
記
TP = (T+273)X (20+ 1 ogt
) X 10−’ ・・・(1)ここでT: 溶
接後熱処理温度(°C)t: 溶接後熱処理時間(h) 以下この発明を具体的に説明する。
) X 10−’ ・・・(1)ここでT: 溶
接後熱処理温度(°C)t: 溶接後熱処理時間(h) 以下この発明を具体的に説明する。
さて発明者らは、種々のワイヤ成分系、溶接条件を詳細
に検討し、さらには溶接後熱処理条件の溶接金属の最高
硬さにおよぼす影響を調査し、それら溶接金属の引張強
さ、じん性、使用中ぜい化量、クリープ破断強度及び耐
水素ねれ性について調査した。それらについて以下具体
的な作用について述べる。
に検討し、さらには溶接後熱処理条件の溶接金属の最高
硬さにおよぼす影響を調査し、それら溶接金属の引張強
さ、じん性、使用中ぜい化量、クリープ破断強度及び耐
水素ねれ性について調査した。それらについて以下具体
的な作用について述べる。
(作 用)
まずこの発明では、C:0.09〜0.18%、Si7
0.13%以下、Mn : 0.25〜0.65%、C
r : 1.85〜3.25%、Mo : 0.85〜
1.15%、V : 0.23〜0.37%、Sho。
0.13%以下、Mn : 0.25〜0.65%、C
r : 1.85〜3.25%、Mo : 0.85〜
1.15%、V : 0.23〜0.37%、Sho。
015%以下、P : 0.020%以下を含む組成に
なるCr −Mo Itijlを対象とする。というの
はこの発明は、従来鋼であるASTM A387 Gr
、21. G、r。
なるCr −Mo Itijlを対象とする。というの
はこの発明は、従来鋼であるASTM A387 Gr
、21. G、r。
22やA336 F21. F22等に規定される材料
では適用し得ない、より高温、高水素圧環境で用いられ
る材料を対象としており、従来鋼のCr+ Mo等の組
成に加えVを添加して著しくクリープ強度と耐水素侵食
特性を改良した上記規定範囲の鋼材がこの発明を構成す
る上で不可欠なためである。
では適用し得ない、より高温、高水素圧環境で用いられ
る材料を対象としており、従来鋼のCr+ Mo等の組
成に加えVを添加して著しくクリープ強度と耐水素侵食
特性を改良した上記規定範囲の鋼材がこの発明を構成す
る上で不可欠なためである。
次にワイヤ組成について説明する。
Cは、強度向上に有効な有用成分であるが、0.05%
未満ではクリープ強度向上のために有効なV、 Nb等
の微細炭化物が十分でなく、クリープ強度が不足する。
未満ではクリープ強度向上のために有効なV、 Nb等
の微細炭化物が十分でなく、クリープ強度が不足する。
しかしながら過剰に添加すると強度、硬さが著しく増加
し、また高温われの原因ともなるので、上限は0.12
%に限定した。
し、また高温われの原因ともなるので、上限は0.12
%に限定した。
Siは、焼戻しぜい化に対して影響を与える元素であり
、ぜい化の観点から0.50%以下に限定する必要があ
る。一方でSiは、ガスシールド溶接においては有効な
脱酸剤でありブローホール防止の点から少なくとも0.
20%を含有させるものとした。
、ぜい化の観点から0.50%以下に限定する必要があ
る。一方でSiは、ガスシールド溶接においては有効な
脱酸剤でありブローホール防止の点から少なくとも0.
20%を含有させるものとした。
Mnは、Siと同様の作用を及ぼすので0,60〜1.
00%の範囲に限定した。
00%の範囲に限定した。
C「およびMoは、耐酸化性、高温強度の面から添加さ
れている元素であり、この発明で対象としているCr−
Mo鋼の基本となる成分である。従って溶接金属におい
ても、母材と同等の成分となるようにCrは2.25〜
3.25%、またMOにおいては0.85〜1.15%
の範囲で添加するものとした。
れている元素であり、この発明で対象としているCr−
Mo鋼の基本となる成分である。従って溶接金属におい
ても、母材と同等の成分となるようにCrは2.25〜
3.25%、またMOにおいては0.85〜1.15%
の範囲で添加するものとした。
■は、この発明で対象とするCr −Mo鋼において、
そのクリープ強度および耐水素アタック性の面から不可
欠の元素として母材に添加されているものである。従っ
て溶接金属においても、クリープ強度および耐水素アタ
ック性の点から母材と同等程度添加されることが望まし
いが、母材との希釈を考慮にいれると、溶接ワイヤ組成
としてはO115%以上あれば溶接金属のクリープ強度
および耐水素アタック性とも良好なものとなる。一方、
■を過剰に添加すると、常温における引張強さが高くな
りすぎて母材の強度範囲を超えてしまうだけでなく溶接
金属の最高硬さも高くなってしまい、さらにはじん性も
損なうため、溶接ワイヤにおいてはその上限を0.35
%に限定した。
そのクリープ強度および耐水素アタック性の面から不可
欠の元素として母材に添加されているものである。従っ
て溶接金属においても、クリープ強度および耐水素アタ
ック性の点から母材と同等程度添加されることが望まし
いが、母材との希釈を考慮にいれると、溶接ワイヤ組成
としてはO115%以上あれば溶接金属のクリープ強度
および耐水素アタック性とも良好なものとなる。一方、
■を過剰に添加すると、常温における引張強さが高くな
りすぎて母材の強度範囲を超えてしまうだけでなく溶接
金属の最高硬さも高くなってしまい、さらにはじん性も
損なうため、溶接ワイヤにおいてはその上限を0.35
%に限定した。
Nbは、クリープ強度の向上に対し、少量の添加でもそ
の効果があるが、0.03%を超えて添加すると、常温
における引張強さのみならず硬さも高くなりすぎ、さら
にはじん性も損うので0.03%以下に限定した。
の効果があるが、0.03%を超えて添加すると、常温
における引張強さのみならず硬さも高くなりすぎ、さら
にはじん性も損うので0.03%以下に限定した。
Tiは、Nbと同様、少量の添加でクリープ強度の向上
に有効に寄与するが、0.02%を超えて添加すると、
やはり常温における引張強さや硬さが高くなりすぎ、ま
たじん性も損われるので0.02%以下に限定した。
に有効に寄与するが、0.02%を超えて添加すると、
やはり常温における引張強さや硬さが高くなりすぎ、ま
たじん性も損われるので0.02%以下に限定した。
Niは、SR後のしん性の改善に効果のある有用元素で
あるが、過剰に添加すると高温高圧水素環境下において
ぜい化を引き起こすので、0.60%以下に限定した。
あるが、過剰に添加すると高温高圧水素環境下において
ぜい化を引き起こすので、0.60%以下に限定した。
Nは、V、Nb等と結合し微細な窒化物もしくは炭窒化
物を生成する。これらはクリープ強度の向上に著しい効
果があるが、かかる効果を得るためには溶接ワイヤ中に
Nを0.005%以上添加することが必要である。一方
0.015%を超えて添加すると、常温における引張強
さが高くなりすぎ、また硬さも上昇しすぎ、さらにはじ
ん性も損われるので0.015%以下に限定した。
物を生成する。これらはクリープ強度の向上に著しい効
果があるが、かかる効果を得るためには溶接ワイヤ中に
Nを0.005%以上添加することが必要である。一方
0.015%を超えて添加すると、常温における引張強
さが高くなりすぎ、また硬さも上昇しすぎ、さらにはじ
ん性も損われるので0.015%以下に限定した。
次にシールドガスは、安定したスプレー移行を実現する
ためには、ガス中に少量のCO2または02を含む必要
があるので、この発明では、Co、 : 7〜25シ
olχまたはO: 1〜5volχを含み、残部は実質
的に計からなるガス組成とした。
ためには、ガス中に少量のCO2または02を含む必要
があるので、この発明では、Co、 : 7〜25シ
olχまたはO: 1〜5volχを含み、残部は実質
的に計からなるガス組成とした。
溶接入熱は、溶接金属のしん性、強度及び硬さに大きく
影響を与える。10 kJ/cm未満では狭開先溶接に
おいて欠陥が発生するおそれが大きく、また作業能率の
面からも10 kJ/cm以上とする。一方30 kJ
/c+iを超えると、−層当りの積層量が多くなって次
層以降のパスによる再熱に依存したテンバ効果が得られ
なくなり、硬さが上昇し、またじん性も損われるため3
0 kJ/cm以下に限定した。
影響を与える。10 kJ/cm未満では狭開先溶接に
おいて欠陥が発生するおそれが大きく、また作業能率の
面からも10 kJ/cm以上とする。一方30 kJ
/c+iを超えると、−層当りの積層量が多くなって次
層以降のパスによる再熱に依存したテンバ効果が得られ
なくなり、硬さが上昇し、またじん性も損われるため3
0 kJ/cm以下に限定した。
パス間温度は、低温割れ防止のためおよび溶接金属の硬
さの過大な上昇を防止するため、175°C以上とする
。一方250°Cを超えると溶接金属の冷却速度が遅く
なり、焼入れ不足によってじん性が損われるので、25
0°C以下に限定した。
さの過大な上昇を防止するため、175°C以上とする
。一方250°Cを超えると溶接金属の冷却速度が遅く
なり、焼入れ不足によってじん性が損われるので、25
0°C以下に限定した。
溶接後熱処理は、後述するような種々の処理温度、時間
により溶接金属の特性を調査したところ、下記(1)式
であられされるTPが20.20未満では溶接金属の最
高硬さがHv 24Bを超えて耐水素割れ性が劣化する
ことが判明したのでTP≧20.20とする。
により溶接金属の特性を調査したところ、下記(1)式
であられされるTPが20.20未満では溶接金属の最
高硬さがHv 24Bを超えて耐水素割れ性が劣化する
ことが判明したのでTP≧20.20とする。
しかしながら容器の溶接施工時には数回の溶接後熱処理
が施される場合があり、強度の低下が問題となることか
ら、上限はTP 20.50に定めた。なお上記の溶接
後熱処理において処理温度が670°C未満ではTPが
上記範囲を満たすために長時間を要し実施工には適さな
いので、溶接後熱処理は670″C以上の温度で行うも
のとした、 TP=(T+273)X(20+f!ogt)XIO−
3−・−(t)ここでT: 溶接後熱処理温度(C) t: 溶接後熱処理時間(h) すなわち670°C以上の温度範囲においてTPが20
.20〜20.50の溶接後熱処理を少なくとも1回施
すことにより、溶接金属の最高硬さをHv 248以下
とすることができ、しかもかような溶接後熱処理を数回
節した場合であっても強度の低下を生じないのである。
が施される場合があり、強度の低下が問題となることか
ら、上限はTP 20.50に定めた。なお上記の溶接
後熱処理において処理温度が670°C未満ではTPが
上記範囲を満たすために長時間を要し実施工には適さな
いので、溶接後熱処理は670″C以上の温度で行うも
のとした、 TP=(T+273)X(20+f!ogt)XIO−
3−・−(t)ここでT: 溶接後熱処理温度(C) t: 溶接後熱処理時間(h) すなわち670°C以上の温度範囲においてTPが20
.20〜20.50の溶接後熱処理を少なくとも1回施
すことにより、溶接金属の最高硬さをHv 248以下
とすることができ、しかもかような溶接後熱処理を数回
節した場合であっても強度の低下を生じないのである。
(実施例)
表1に示す化学組成および表2に示す機械的性質を有す
る鋼板に対し、表3に示すワイヤを用い、第1図の開先
形状で、表4に示す溶接条件下に狭開先ガスシールドア
ーク溶接を行った。
る鋼板に対し、表3に示すワイヤを用い、第1図の開先
形状で、表4に示す溶接条件下に狭開先ガスシールドア
ーク溶接を行った。
溶接後の熱処理条件は表5に示したとおりである。
得られた溶接金属に表5に示す溶接後熱処理を付与した
ままのもの、および溶接後熱処理後に第2図に示すステ
ップクーリング処理をさらに付与したものに対し、以下
に示す試験を実施した。
ままのもの、および溶接後熱処理後に第2図に示すステ
ップクーリング処理をさらに付与したものに対し、以下
に示す試験を実施した。
引張試験は室温および480°Cで実施し、室温強度は
60〜77.5kgf/mm2のものを、480 ℃強
度は52kg f / mm 2以上のものを良好とし
た。
60〜77.5kgf/mm2のものを、480 ℃強
度は52kg f / mm 2以上のものを良好とし
た。
クリープ破断強度は、480°C,tO万待時間強度相
当する550°C1800時間強度を内挿により求め、
この値が24kgf/mm2以上のものを良好と判定し
た。
当する550°C1800時間強度を内挿により求め、
この値が24kgf/mm2以上のものを良好と判定し
た。
またPWIITままのしん性は、−18°Cにおいてシ
ャルピー吸収エネルギーの最低値が10kgf−m以上
のものを良好とした。ステップクーリング後のしん性は
、次式(2)を満足できたときに良好と判定した。
ャルピー吸収エネルギーの最低値が10kgf−m以上
のものを良好とした。ステップクーリング後のしん性は
、次式(2)を満足できたときに良好と判定した。
vTr5.s + 3 ・ΔvTr5. s≦10
℃−(2)ここでΔvTr5.s = vTr’ 5.
S−vTrs、5vTr5,5 : PWHTままの
溶接金属の吸収エネルギーが5.5 kgf−mとな る温度 vTr’ s、s : ステップクーリング処理後の溶
接金属の吸収エネルギーが 5.5 kgf−mとなる温度 さらに耐水素侵食性の評価は、温度550°C1水素圧
力500 kgf/mm”に保持したオートクレーブ中
に溶接金属から採取したシャルピー試験片を一定時間暴
露後、0°Cにおいてシャルピー試験を実施し、吸収エ
ネルギーの暴露時間依存性を調査し、水素侵食により吸
収エネルギーの低下を開始する時間を潜伏期とし、この
潜伏期が150時間以上のものを良好と判定した。
℃−(2)ここでΔvTr5.s = vTr’ 5.
S−vTrs、5vTr5,5 : PWHTままの
溶接金属の吸収エネルギーが5.5 kgf−mとな る温度 vTr’ s、s : ステップクーリング処理後の溶
接金属の吸収エネルギーが 5.5 kgf−mとなる温度 さらに耐水素侵食性の評価は、温度550°C1水素圧
力500 kgf/mm”に保持したオートクレーブ中
に溶接金属から採取したシャルピー試験片を一定時間暴
露後、0°Cにおいてシャルピー試験を実施し、吸収エ
ネルギーの暴露時間依存性を調査し、水素侵食により吸
収エネルギーの低下を開始する時間を潜伏期とし、この
潜伏期が150時間以上のものを良好と判定した。
溶接金属の硬さは荷重10kgによるビッカース試験を
第3図に示すような2鵬間隔の基盤の目状に2mmピッ
チで実施し、それらのうちの最高硬さを溶接金属の最高
硬さとした。
第3図に示すような2鵬間隔の基盤の目状に2mmピッ
チで実施し、それらのうちの最高硬さを溶接金属の最高
硬さとした。
またさらに耐水素割れ性の判定には、硬さ試験において
最高硬さを示した断面近傍から採取した試験片を用い、
0.2%耐力の80%の応力を負荷した状態でNACE
液(25°Cの飽和H,S + 0.5%CI(、IC
0OH+5%NaC1溶液)に1000時間浸漬して4
点曲げSSC試験を行い、割れ発生のないものを良好と
した。
最高硬さを示した断面近傍から採取した試験片を用い、
0.2%耐力の80%の応力を負荷した状態でNACE
液(25°Cの飽和H,S + 0.5%CI(、IC
0OH+5%NaC1溶液)に1000時間浸漬して4
点曲げSSC試験を行い、割れ発生のないものを良好と
した。
実施例1
wAAに対し、表3に示す種々のワイヤを用い、溶接条
件札1により狭開先1層1パス多層盛りミグ溶接を行っ
た。
件札1により狭開先1層1パス多層盛りミグ溶接を行っ
た。
得られた溶接金属の化学成分を表6にまとめて示す。
ついで上記の各溶接金属に対し熱処理HTIを施
したのち、
各種試験を行って得た結果を表7に示
す。
表7より明らかなように、適合例であるNa 1におい
ては強度、じん性、耐使用中ぜん化特性、水素アタック
特性および硬さ特性、耐水素割れ特性何れもが良好であ
る。これに対しNα2〜14は、この発明の適正条件か
らいずれかがはずれているので表7の備考に示すごとく
必ずしも全ての特性が満足のいくものではなかった。
ては強度、じん性、耐使用中ぜん化特性、水素アタック
特性および硬さ特性、耐水素割れ特性何れもが良好であ
る。これに対しNα2〜14は、この発明の適正条件か
らいずれかがはずれているので表7の備考に示すごとく
必ずしも全ての特性が満足のいくものではなかった。
実施例2
鋼Aに対しワイヤーR1を用い、溶接条件WC2により
狭開先1層1バス多層盛りミグ溶接を行った。
狭開先1層1バス多層盛りミグ溶接を行った。
得られた溶接金属の化学成分を表8に示す。
ついでこの溶接金属に対し、表5に示す種々の条件下に
熱処理を行ったのち、各種試験を実施して得た結果を表
9に示す。
熱処理を行ったのち、各種試験を実施して得た結果を表
9に示す。
表9より明らかなように、適合例であるNo、 15〜
17においては強度、じん性、耐使用中ぜい化特性、水
素アタック特性および硬さ特性、耐水素割れ特性とも何
れも良好な結果が得られたが、熱処理条件がこの発明の
範囲外であるNo、18.19ではいずれも満足のいく
特性値は得られなかった。
17においては強度、じん性、耐使用中ぜい化特性、水
素アタック特性および硬さ特性、耐水素割れ特性とも何
れも良好な結果が得られたが、熱処理条件がこの発明の
範囲外であるNo、18.19ではいずれも満足のいく
特性値は得られなかった。
実施例3
鋼Bに対しワイヤーR3を用い、表4に示す種々の溶接
条件下に狭開先1層1バス多層盛リミグ溶接を行った。
条件下に狭開先1層1バス多層盛リミグ溶接を行った。
得られた溶接金属の化学成分を表10に示す。
ついで上記の各溶接金属WM16〜24に対し、熱処理
+1T3を施したのち、各種試験を実施して得た結果を
表11に示す。
+1T3を施したのち、各種試験を実施して得た結果を
表11に示す。
表11より明らかなように、適合例であるNo、20に
おいては強度、じん性、耐使用中ぜい化特性、水素アタ
ック特性および硬さ特性、耐水素割れ特性とも満足した
ものが得られた。
おいては強度、じん性、耐使用中ぜい化特性、水素アタ
ック特性および硬さ特性、耐水素割れ特性とも満足した
ものが得られた。
これに対し、No、26はパス間温度が下限値以下であ
りIAZ部に遅れ割れを生じたため機械的特性調査は行
わなかった。またNo、21.23はアークのはいあが
りを生じ、さらにNα22.24はスプレー移行となら
ず短絡移行によりビード形状が凸となり融合不良を生じ
スパッタも多く発生したため、特性調査は行なかった。
りIAZ部に遅れ割れを生じたため機械的特性調査は行
わなかった。またNo、21.23はアークのはいあが
りを生じ、さらにNα22.24はスプレー移行となら
ず短絡移行によりビード形状が凸となり融合不良を生じ
スパッタも多く発生したため、特性調査は行なかった。
なおNo、25〜28はいずれも、この発明の範囲外で
あり表11の備考に示すように良好な特性は得られなか
った。
あり表11の備考に示すように良好な特性は得られなか
った。
(発明の効果)
かくしてこの発明によれば、高強度Cr −Mo 銅の
ガスシールドアーク溶接に際し、クリープ強度をはじめ
として、じん性および耐使用中ぜい化特性、さらには耐
水素割れ性に優れた溶接金属を得ることができる。
ガスシールドアーク溶接に際し、クリープ強度をはじめ
として、じん性および耐使用中ぜい化特性、さらには耐
水素割れ性に優れた溶接金属を得ることができる。
第1図は、実施例における開先形状を示した図、第2図
は、ステップクーリング処理の模式図、第3図は、硬さ
の測定位置を示す溶接金属断面図である。
は、ステップクーリング処理の模式図、第3図は、硬さ
の測定位置を示す溶接金属断面図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.09〜0.18wt%、Si:0.13w
t%以下、 Mn:0.25〜0.65wt%、Cr:1.85〜3
.25wt%、 Mo:0.85〜1.15wt%、V:0.23〜0.
37wt%、 S:0.015wt%以下、P:0.020wt%以下 を含む組成になり、 引張強さ:60〜77.5kgf/mm^2、 0.2%耐力≧42kgf/mm^2 の強度を有する鋼板をガスシールドアーク溶接するに際
し、 フィラワイヤとして C:0.05〜0.12wt%、Si:0.20〜0.
50wt%、 Mn:0.60〜1.00wt%、Cr:2.25〜3
.25wt%、 Mo:0.85〜1.15wt%、V:0.15〜0.
35wt%、 Nb:0.03wt%以下、Ti:0.02wt%以下
、 Ni:0.60wt%以下、N:0.005〜0.01
5wt% を含有し、残部は実質的にFeの組成になるワイヤを用
いると共に、シールドガスとして CO_2:7〜25vol%または O_2:1〜5vol% を含み、残部は実質的にArよりなるガスを用いて、 予熱およびパス間温度:175〜250℃、 溶接入熱:10〜30kJ/cm の条件下にミグ溶接を行い、ついで溶接部に対し、67
0℃以上の温度範囲において少なくとも1回、下記(1
)式で示されるTPが20.20〜20.50を満足す
る溶接後熱処理を施すことを特徴とする高強度Cr−M
o鋼のガスシールドアーク溶接施工法。 記 TP=(T+273)×(20+logt)×10^−
^3・・・(1) ここでT:溶接後熱処理温度(℃) t:溶接後熱処理時間(h)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP117189A JPH0787989B2 (ja) | 1989-01-09 | 1989-01-09 | 高強度Cr―Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP117189A JPH0787989B2 (ja) | 1989-01-09 | 1989-01-09 | 高強度Cr―Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02182377A true JPH02182377A (ja) | 1990-07-17 |
JPH0787989B2 JPH0787989B2 (ja) | 1995-09-27 |
Family
ID=11493988
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP117189A Expired - Fee Related JPH0787989B2 (ja) | 1989-01-09 | 1989-01-09 | 高強度Cr―Mo鋼のガスシールドアーク溶接施工法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0787989B2 (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05269590A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | クリープ強度の優れた耐熱鋼用溶接材料 |
CN104259632A (zh) * | 2014-07-10 | 2015-01-07 | 扬帆集团股份有限公司 | 万吨级散货船尾鳍焊接工艺 |
CN104439651A (zh) * | 2014-11-27 | 2015-03-25 | 芜湖中集瑞江汽车有限公司 | 一种12mm以上厚度钢板材的熔化极混合气体保护焊焊接工艺 |
CN104475939A (zh) * | 2014-11-27 | 2015-04-01 | 芜湖中集瑞江汽车有限公司 | 一种6mm厚钢板材的熔化极混合气体保护焊焊接工艺 |
CN104722900A (zh) * | 2015-04-02 | 2015-06-24 | 中国化学工程第七建设有限公司 | 一种氢系统分步冷却型钢的焊接方法 |
CN114700584A (zh) * | 2022-04-29 | 2022-07-05 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 屈服强度1300MPa级低合金高强钢的焊接方法 |
CN115229305A (zh) * | 2022-07-11 | 2022-10-25 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种提高酸洗板焊接接头弯曲性能的方法 |
-
1989
- 1989-01-09 JP JP117189A patent/JPH0787989B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05269590A (ja) * | 1992-03-25 | 1993-10-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | クリープ強度の優れた耐熱鋼用溶接材料 |
CN104259632A (zh) * | 2014-07-10 | 2015-01-07 | 扬帆集团股份有限公司 | 万吨级散货船尾鳍焊接工艺 |
CN104439651A (zh) * | 2014-11-27 | 2015-03-25 | 芜湖中集瑞江汽车有限公司 | 一种12mm以上厚度钢板材的熔化极混合气体保护焊焊接工艺 |
CN104475939A (zh) * | 2014-11-27 | 2015-04-01 | 芜湖中集瑞江汽车有限公司 | 一种6mm厚钢板材的熔化极混合气体保护焊焊接工艺 |
CN104722900A (zh) * | 2015-04-02 | 2015-06-24 | 中国化学工程第七建设有限公司 | 一种氢系统分步冷却型钢的焊接方法 |
CN114700584A (zh) * | 2022-04-29 | 2022-07-05 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 屈服强度1300MPa级低合金高强钢的焊接方法 |
CN115229305A (zh) * | 2022-07-11 | 2022-10-25 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种提高酸洗板焊接接头弯曲性能的方法 |
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---|---|
JPH0787989B2 (ja) | 1995-09-27 |
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