JPH02182378A - 高強度Ｃｒ―Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接施工法 - Google Patents

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） 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　鋼のサブマージアーク溶接施工法に関し
、とく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　−
Ｍ６鋼については、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６１−２２３１６３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　＠
板を溶接する際には、鋼板の板厚が３００鵬程度にも達
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いられてきたが、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有するも
のは未だ開発されて（Ａ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（ＰＷＨ
Ｔ）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ＰＷＨＴ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Ｈ，Ｓとして除去するため、容器内は高
１１□Ｓ環境下にあることから、かかる１１□Ｓ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　（Ｎａ
ｔｉｏｎａｌ　Ａｓ５ｏｃｉａｔｉｏｎｏｆｃｏｒｒｏ
ｓｉｏｎ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）等においては、低
合金鋼に対して材料の硬さをＩＩ、ｔｃで２２以下（ビ
ッカース硬さに換算するとＨｖ２４８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　ｌｉｌ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６２−２５９６９５号公報にみられる如り、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Ｈｖ　２４Ｂ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Ｈｖ　２４８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鋼をサブマージアーク溶接す
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。

（課題を解決するための手段） この発明の要旨は、Ｃ：　０．０９〜０．１８ｗｔχ（
以下単に％で示す）　、Ｓｔ　：　０．１３％以下、Ｍ
ｎ　：　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
：０．０２Ｇ％以下を含む組成になり、 引張強さ：６０〜７７．５ｋｇｆ／ｍｍ”０．２％耐力
≧４２ｋｇｆ／１ｍ１１”の強度を有する鋼板をサブマ
ージアーク溶接するに際し、 フィラワイヤとしてＣ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ７
０．３０％以下、Ｍｎ　：　０．５０〜１．００％、Ｃ
ｒ　：　２．２５〜３．２５％、Ｍｏ　：　０．８５〜
１．１５％、Ｖ：０．２０〜０．３５％、Ｎｂ　：　０
．０３％以下、Ｔｉ　：　０．０２％以下、Ｎｉ　：　
０．６０％以下、Ｎ：０．００５％以上、０．０１％未
満を含有し、残部は実質的にＦｅの組成になるワイヤを
用いると共に、フラックスとして ＭｇＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ２　−ＣａＦ、系高塩基性焼成
型フラックスを用いて、 予熱およびバス間温度＝１７５〜２５０℃１溶接人熱：
２０〜５０　ｋＪ／ｃｍ の条件下に溶接し、ついで溶接部に対し、６７０℃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＋　ｌ　ｏｇｔ
）　Ｘ　１０−’　　　・・・（１）ここでＴ：　溶接
後熱処理温度（℃） 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、フラックス組成
、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１．使用中ぜい化量、クリ
ープ破断強度及び耐水素わ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％、Ｓｔ：
　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
組成になるＣｒ　−Ｍｏ　＠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．　Ｇｒ。

２２やＡ３３６　Ｆ２１．　Ｆ２２等に規定される材料
では適用し得ない１．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、０．０７％
未満ではクリープ強度向上のためにを効な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０．１５
％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０．３０％以下に限定する必要があ
る。

Ｍｎは、じん性および強度の向上に有効に寄与するけれ
ども、０．５０％未満ではその添加効果に乏しく、一方
１．００％を超えるとじん性劣化とくに使用中ぜい化を
引き起こすおそれが大きいので、０．５０〜１．００％
の範囲に限定した。

Ｃｒ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。

■は、この発明で対象とするＣｒ　−Ｍｏ　ｌｊｌ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０゜２０％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。

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。

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。

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ｏ、ｏｏｓ％以上添加することが必要である。しか
しながら０．０１％以上添加すると、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、０．００５％以上、０．０１％
未満の範囲で添加するものとした。

次にフラックスについて述べると、この発明においては
、フラックスとしてＭＢＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ□−ＣａＦ
、系高塩基性焼成型フラックスを用いる必要があり、塩
基度としては例えば次式（２）に示される塩基度ＢＬＯ
式においてＢＬ　：　２．３〜４．５であることが望ま
しい。

ＢＬ、（χＭｇＯ＋χＢａＯ＋ＸＣａＯ＋χＣａＦｚ）
／（′ｔＳｉ０２＋χＡｌ２Ｏ３＋χＴｉ０ｚ＋χＭｎ
Ｏ＋χＺｒ０ｚ）というのはＢＬが２．３より小さいと
スラグがガラス質となりやすく溶接金属中の酸素量が高
くなってじん性の劣化を招き、一方４．５より大きいと
スラグの融点が上昇しスラグはく離性が悪くなり特に狭
開先においては溶接欠陥を生じるおそれがあ・・・（２
） るからである。また焼成型フラックスはガス発生成分で
ある金属炭酸塩および金属粉の添加が容易なので溶接金
属中の酸素量を低くコントロールでき、しかも水素量も
低減し得るため溶接低温割れ性にも優れる利点がある。

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。２０　ｋＪ／ｃ＋＋＋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２０　ｋＪ／ｃｍ以上とする。一方５０　
ｋＪ／ｃｍ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
５０　ｋＪ／ｃｍ以下に限定した。

バス間温度は、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℃以上とする。

一方２５０℃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、２５０　
’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１１ν２４８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。

記 ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）Ｘ（２０＋ｆｆ＋ｌｏｇｔ）×１
０−３・・・（＋）ここでＴ：　溶接後熱処理温度（℃
）ｔ：　溶接後熱処理時間（１１） すなわち６７０℃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）Ｉｖ　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に示すワイヤおよび表４に示すフラ
ックスを用い、第１図の開先形状で、表５に示す溶接条
件下に狭開先サブマージアーク溶接を行った。

溶接後の熱処理条件は表６に示したとおりである。

得られた溶接金属に表６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。

引張試験は室温および４８０℃で実施し、室温強度は６
０〜７７　、５　ｋｇ　ｆ　／ｗｎ　２のものを、４８
０℃強度は５２ｋｇ　ｆ　／ｗｎ　”以上のものを良好
とした。

クリープ破断強度は、４８０℃，１０万時間強度に相当
する５５０℃１８００時間強度を内挿により求め、この
値が２４ｋｇｆ／ｍｍ”以上のものを良好と判定した。

またＰＷＨＴままのしん性は、−１８℃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。

ｖＴｒｌ、ｓ　＋　３　　・ΔｖＴｒｓ、　ｓ≦１０℃
　　　　　　・（２）ここでΔｖＴｒｓ、ｓ　＝　ｖＴ
ｒ”　１％　−ｖＴｒＳ、５ｖＴｒ５．ｓ　：　ＰＷＨ
Ｔ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′５．５　：　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℃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２ｍｍ間隔の基盤の目状に２　ｍｍ
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℃の飽和Ｈ，Ｓ　＋　０．５％Ｃｌ１３Ｃ００
Ｈ＋　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 鋼Ａに対し、表３に示す種々のワイヤおよびフラッフＦ
２を用い、溶接条件ｈＩＣＩにより狭開先ＩＮ１パス多
層盛り溶接を行った。

得られた溶接金属の化学成分を表７にまとめて示す。

ついで上記の各溶接金属に対し表６に示すＨＴ２の熱処
理を施したのち、各種試験を行って得た結果を表８に示
す。

表８より明らかなように、適合例であるＮｏ、　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Ｎｏ、　２〜１３は、条件のいずれか
がこの発明の適正範囲からはずれているので表８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 ｆＩＡに対しワイヤ１４Ｒ１、フラックスＦ１を用い、
溶接条件ＷＣ２により狭開先１層１パス多層盛り溶接を
行った。

得られた溶接金属の化学成分を表９に示す。

ついでこの溶接金属に対し、表６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
１０に示す。

表１０より明らかなように、適合例であるＮｏ、　１４
〜１６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、１７．１８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 ＠Ｂに対しワイヤーＲ３、フラックスＦ３を用い、表５
に示す種々の溶接条件下に狭開先１層ｌパス多層盛り溶
接を行った。

得られた溶接金属の化学成分を表１１に示す。

ついで上記の各溶接金属ＷＭ１５〜１９に対し、熱処理
！ＩＴ１を施したのち、各種試験を実施して得た結果を
表１２に示す。

表１２より明らかなように、適合例であるＮｏ、　１９
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い
くものが得られた。

これに対し、Ｎｏ、２０はバス間温度が下限値以下であ
りＩＩＡＺ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はいずれも、この
発明の範囲外であり表１２の備考に示すように良好な特
性は得られなかった。

実施例４ 鋼Ａに対し、ワイヤＷＲ４および表４に示す種々のフラ
ックスを用い、溶接条件ＷＣ２の下に狭開先１層１パス
多層盛り溶接を行った。

得られた溶接金属の化学成分を表１３に示す。

ついで得られた溶接金属に対し、表６に示す熱処理１１
Ｔ３を施したのち、各種試験を実施して得た結果を表１
４に示す。

表１４より明らかなように、適合例であるＮα２４にお
いては強度、じん性、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、Ｎｏ、２５はフラックスの塩基度が
低いため溶接金属の酸素量が高（なり　（ＷＭ２０　；
　２８０ｐｐｍ、　ＷＭ２１　；　４１０ｐｐｍ）　　
じん性の面で劣っていた。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、高強度Ｃｒ　−Ｍｏ鋼のサ
ブマージアーク溶接に際し、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。

【図面の簡単な説明】

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。 第１図 第２図

Claims (1)

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サブマージアーク溶接するに際し
   、 フィラワイヤとして Ｃ：０．０７〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．３０ｗｔ％
   以下、 Ｍｎ：０．５０〜１．００ｗｔ％、Ｃｒ：２．２５〜３
   ．２５ｗｔ％、 Ｍｏ：０．８５〜１．１５ｗｔ％、Ｖ：０．２０〜０．
   ３５ｗｔ％、 Ｎｂ：０．０３ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０２ｗｔ％以下
   、 Ｎｉ：０．６０ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５ｗｔ％以上
   、０．０１ｗｔ％未満 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、フラックスとして ＭｇＯ−ＢａＯ−ＳｉＯ＿２−ＣａＦ＿２系高塩基性焼
   成型フラックスを用いて、 予熱およびパス間温度：１７５〜２５０℃、 溶接入熱：２０〜５０ｋＪ／ｃｍ の条件下に溶接し、ついで溶接部に対し、６７０℃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−Ｍｏ鋼のサ
   ブマージアーク溶接施工法。 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）