JPH042349B2 - - Google Patents
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Description
［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、詳しくは長時間の応力除去焼鈍（以下SR2
という）を行つた後も優れた高温強度が得られ、
かつ短時間の応力除去焼鈍（以下SRIという）の
後でも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おける脆化（以下使用
中脆化という）の程度が極めて少ない溶接金属を
得る事が出来る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２ 1/4Cr−1Mo鋼あるい
は3Cr−1Mo鋼等の事である。 近年の溶接構造物の大型化や使用条件の苛酷化
により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優れた高
温強度および高い靭性が必要とされ、さらには使
用中脆化の極めて少ないものであることが要求さ
れ、その傾向は益々厳しくなつてきている。 ところで、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要因として溶接金属の特
性とともにSR条件がある。 即ち、SRは溶接によつ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、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を越える極厚のCr
−Mo系低合金鋼は、一般的に690℃±20℃の温
度で１〜３回のSRがなされ、そのSR時間の合計
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［Ｐ］が広く用い
られている。 ［Ｐ］＝Ｔ｛20＋log（ｔ）｝×10-3 Ｔ＝温度（〓），ｔ＝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号広報や特開
昭58−391号広報に開示されているごとく、低Si
−Ｖ−Ｂ系ワイヤや、低Si−Ｖ−Ti系ワイヤと
高塩基性フラツクスとを組合わせることが知られ
ている。しかし、これらはいずれも［Ｐ］が20.7
〜20.9と焼なましが大きく進行した後での強度お
よび靭性の改善を目的としたものであり、短時間
SR条件下、つまり［Ｐ］の小さい所での靭性確
保は困難であり、従つて短時間から長時間での靭
性を同時に満足することはできない。 さらに、前述の特開昭58−391号広報で開示さ
れているＶ−Ti系、また特開昭50−22736号広報
で開示されているＶ−Nb−Ｂ系など一般に高温
高強度を得るために炭化物生成元素であるＶ，
Ti，Nbを添加しているが、本発明者らの実験に
よると、これらの成分の内TiおよびNbを溶接金
属中に含有させると高温強度の改善効果は認めら
れたが、特にSR１後の低温靭性および使用中脆
化特性が微量でも非常に低下することを見い出し
た。 ［発明が解決しようとする問題点］ このように、従来技術では最近の短時間SRか
ら長時間SRの条件下での高い靭性を保有しつつ
高温での強度が優れ、さらに使用中脆化の極めて
少ない溶接金属を確保するという厳しい要求に応
じえられるものではない。 本発明は、Cr−Mo系低合金鋼の潜弧溶接方法
において、上記の如き従来法の欠点である短時間
SR後の靭性を向上し、かつ長時間SR後の高温強
度を保有するとともに、使用中脆化の極めて少な
い、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。 ［問題点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
ワイヤおよびフラツ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、主成分としてCr：1.80〜3.80
％，Mo：0.80〜1.30％を含有し、TiおよびNbを
実質的に含有しないワイヤおよびCaF2：10〜20
％金属炭素塩をCO2に換算して2.5〜10％を含み
かつTiおよびTi酸化物、NbおよびNb酸化物を
実質的に含まない焼成型フラツクスを用いさら
に、ワイヤ又はフラツクスのいずれか一方又は両
者に(1)〜(6)式を満足するようＣ，Si，Mn，Ｖ（又
はV2O5），Ｂ（又はB2O3）を添加しておこなうこ
とを特徴とするCr−Mo系低合金鋼の潜弧溶接方
法にある。 Ｃ：Wc＋1/10Fc＝0.1，０〜0.18 ……(1)式 Si：WSi＋1/10FSi＝0.15〜0.25 ……(2)式 Mn：WMn＋1/10FMn＝0.70〜020 ……(3)式 10C＋Si＋Mn＝2.00〜3.00 ……(4)式 Ｖ：MV＋1/5FV＋1/50FV2O5＝0.03〜0.20…
…(5)式 Ｂ：WB＋1/10FB＋1/70FB2O3＝0.0010〜0.0
100……(6)式 WC，WSi，WMn，WV，WB：ワイヤ中のＣ，
Si，Mn，Ｖ，Ｂ量（％） FC，FSi，FMn，FV，FV2O5，FB，FB2O3：
フラツクス中のＣ，Si，Mn，Ｖ，V2O5，Ｂ，
B2O3量（％） 以下に本発明を詳細に説明する。 ［作用］ まず、本発明はCr−Mo系低合金鋼を対象とす
るものであるから、耐クリープ性、耐酸化性を確
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。即ち、ワイヤ中の成分
がCr180％未満およびMo0.80％未満のいずれか又
は両者であると長時間SR後の高温（454℃）での
強度（以下TS454℃という）の向上効果が得られ
難く又Cr3.80％超およびMo1.30％超のいずれか
又は両者であると溶接金属の硬化性が大となり、
溶接割れが発生しやすくなると共に短時間SR後
の靭性（以下VESR１という）および加速脆化処
理（以下ステツプクーリングという）後の靭性
（以下、VESR１＋SCという）が低下する。従つ
てワイヤ中のCrおよびMoはそれぞれ1.80〜3.80
％，0.80〜1.30％である事が必要である。 次にTiおよびNbはTS454℃を向上する効果が
極めて大であるが、一方ではVESR１および
VESR１＋SCを著しく劣化せしめる。その傾向
はワイヤ中のTiおよびNbが微量でも表れるため
本発明においては、これらの元素を不純物として
混入する以外は実質的に添加しないものとする。
次に本発明においては組合せフラツクスのCaF2
量が10〜20％である必要がある。CaF2量の特定
は溶接金属中の酸素量の低減を目的とするもので
あるが、溶接金属中の酸素量の低減は溶接金属の
基本的靭性の向上に極めて重要であり、不可欠な
事項である。即ち酸素量の低減はVESR１，
VESR１＋SCばかりでなく、長時間SR後の靭性
（以下、VESR２という）および長時間SR後のス
テツプクーリング後の靭性（以下、VESR２＋
SCという）のいずれも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
量としてはほぼ350ppm以下である事が必要であ
るが、CaF2が10％未満であると酸素量が多くな
りVESR１およびVESR１＋SCが低下する。一
方20％越にな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、ポツクマークが生じビ
ード形状が不良となる。CaF2が10〜20％である
事と後述する如く、脱酸剤として添加するＣおよ
びSi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。 次に、組合せフラツクスはCaCO3，BaCO3な
どの金属炭酸塩をCO2に換算し2.5〜10％含有す
る焼成型フラツクスである必要がある。即ち、金
属炭酸塩は溶接過程中にアーク空洞中でCO2ガス
に解離し、アーク空洞中における水素分圧を下げ
溶接金属中の拡散性水素を低下せしめる効果を有
するためである。CO2換算値が2.5％未満である
と溶接金属中の拡散性水素量が減少せず水素によ
る低温割れが生じやすくなる。一方、10％を越え
るとガス発生量が過剰となりアークが吹上げビー
ト形状が不良となり、CO2換算量は10％以下であ
る必要がある。 ところで、前述のごとく、TiおよびNbが微量
でも溶接金属中に添加されると、VESR１および
VESR１＋SCが著しく低下する事が判明した。
従つて本発明においてはこれら元素をワイヤばか
りでなく、フラツクスからも溶接金属中に移行し
ないよう、フラツクスには実質的に金属としての
TiおよびTi酸化物、金属としてのNbおよびNb
酸化物のいずれをも不可避不純物以外には添加し
ないことが必要である。 なお、本発明に用いるフラツクスは焼成型フラ
ツクスである事が必要であるが、これは本発明フ
ラツクス中には金属炭酸塩あるいは、Si，Mn，
Ｖ等の金属粉を添加することから、製造中に高温
焼成するシンターフラツクスあるいは溶解するメ
ルトフラツクスでは、上記成分の分解あるいは酸
化消耗が起り品質確保が困難であるためで、この
点から低温焼成（550℃以下）の焼成型フラツク
スである事が必要である。 次に本発明におけるワイヤおよびフラツクスは
Ｃ，Si，Mn，ＶおよびＢについても特定する事
が必要であり、その理由について以下に述べる。 (1) ＣはWc（ワイヤ中のＣ量、％）およびFc（フ
ラツクス中のＣ量、％）で次式を満足する事が
必要である。 Ｃ＝Wc＋0/10Fc＝0.10〜1.18 即ち、ワイヤおよびフラツクスのいずれか又
は両者への添加は溶接金属中のＣ量を増し、
TS454℃の向上に有効であるが、さらにVESR
１，VESR２，VESR１＋SCおよびVESR２＋
SCのいずれをも改善せしめることが判明した。 TS45℃の向上は、炭化物の折出によるもの
であるが、靭性の向上は、Ｃの脱酸反応による
ものである。即ちＣは溶接金属中において酸素
と反応してCOガスとなるが、この反応が溶接
金属の脱酸反応に極めて有効であり、この効果
を得るにはWc＋1/10Fcが0.10％以上である事
が必要である。ワイヤ中のＣはすべてが脱酸反
応に関与するが、フラツクス中のＣはアーク空
胴中で酸化消耗するため、脱酸に効果があるの
はフラツクス中のＣ量の1/10である。 ところで、Wc＋1/10Fcが0.18％を越えると、
溶接金属中のＣ量が過多となり高温割れが生じ
るようになる。 なお、フラツクス中のＣの形態はグラフアイト
のようなＣ粉以外にFe−Mnなどの金属粉に含
有されるＣあるいはSiCの如き炭化物等でも添
加することが出来る。 (2) 次にSiは、WSi（ワイヤ中のSi量、％）およ
びFSi（フラツクス中のSi量、％）で以下の式
を満足する事が必要である。 Si＝WSi＋1/10FSi＝0.15〜0.25 即ち、SiはＣと共に重要な脱酸剤として作用
するが、ワイヤ中のSiは殆ど溶接金属での脱酸
反応に関与するが、フラツクス中のSiはアーク
空胴中で酸化消耗する量が多く脱酸に効果があ
るのはフラツクスへの添加量の1/10である。 WSi＋1/10FSiが0.15％未満ではSiの脱酸効
果が小さくVESR１，VESR２，VESR１＋SC
およびVESR２＋SCを向上する事ができない。
一方0.25％を超えるとVESR１＋SCおよび
VESR２＋SCが低下する。 なお、フラツクス中へのSiの形態は、Fe−
Si，Ca−Si，SiCなどの金属粉で添加する。 (3) Mnは、WMn（ワイヤ中の量、％）および
FMn（フラツクス中のMn量、％）で以下の式
を満足することが必要である。 Mn＝WMn＋1/10FMn＝0.70〜1.20 Mnは溶接金属の焼入れを向上し、靭性を改
善することが出来る。又溶接金属中に歩留まる
Mn量としてフラツクス中のMn量はワイヤ中
のMn量に比べ1/10の歩留りである。従つて
MnはWMn＋1/10FMnで表わされるが、これ
が0.70未満ではVESR１およびVESR２の向上
効果が得られず、又1.20％を越えるとVESR１
＋SCおよびVESR２＋SCを低下せしめるので
好ましくない。なお、フラツクス中へのMnの
形態は金属Mn，Fe−Mnなどの金属粉で添加
する。 (4) Ｃ，SiおよびMnは各々前記範囲でかつ、
10C＋Si＋Mnの式で2.00〜3.00％を満足する必
要がある。2.00％未満であるとVESR１が低下
する。一方3.00％を越えるとVESR１＋SCが低
下する。 (5) 次にＶはWV（ワイヤ中のＶ量、％）とFV
（フラツクス中のＶ量、％）およびFV2O5（フ
ラツクス中のV2O5）で以下の式を満足する事
が必要である。 Ｖ＝WV＋1/10FV＋1/50FV2O5 ＝0.03〜0.20 即ち、溶接金属中のＶは炭化物を生成し、
TS454℃を向上する効果がある。 一方、溶接金属へのＶ添加はワイヤへのＶ添
加、フラツクスへの金属Ｖ、あるいはＶの酸化
物（V2O5）を添加することによつて行う事が
できるが、溶接金属へのＶの歩留りはそれぞれ
異なるものであり、その歩留り率を考慮すると
ＶはほぼWV＋1/5FV＋1/50FV2O5で表わすこ
とができる。0.03％未満であるとTS454℃を向
上する効果が得られず、一方、0.20％を越える
とTS454℃は向上するものの、SR後および脆
化処理後の靭性（VESR１，VESR１＋SC，
VESR２およびVESR２＋SC）が低下するた
めWV＋1/5FV＋1/50FV2O5は0.20％以下であ
る事が必要がある。 (6) ＢはWB（ワイヤ中のＢ量、％）、FB（フラツ
クス中Ｂ量、％）およびFB2O3（フラツクス中
のB2O3量、％）で以下の式を満足する事が必
要である。 Ｂ＝WB＋1/10FB＋1/70FB2O3＝0.0010〜0.0
100 Ｂの溶接金属への添加ワイヤ中のＢ、フラツ
クス中のＢおよびフラツクス中のB2O3により
行うことができ、溶接金属への歩留りを考慮す
ると、ＢはWB＋1/10FB＋1/70B2O3で表わす
ことができる。0.0010％未満であるとVESR
１，VESR１＋SC，VESR２およびVESR２＋
SCが低く、0.0100％を越えると溶接時に高温
割れが生ずるようになる。 なお、フラツクス中へのＢの形態はFe−Ｂ
などの金属粉又は、B2O3等の酸化物で添加す
るものとする。 以上、本発明に用いるワイヤおよびフラツクス
の組成について詳述したが、上記成分の添加方法
はワイヤおよびフラツクスのいずれか一方又は双
法で、又ＶおよびＢの場合は金属か酸化物かの選
択は、適宜行えばよい。 又上記組成以外の成分中ワイヤの微量成分とし
ては以下の範囲で許容できる。 Ｐ≦0.015％，Ｓ≦0.020％，Al≦0.05％，Ni≦
0.40％，Cu≦0.20％ さらにAs，Sb，Snはできるだけ少ないのが好
ましい。 フラツクス組成としては通常用いられる成分で
あればいずれでもよい。 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80mmの２ 1/4Cr−
1Moの鋼を第１図に示すＶ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ツ
クスとを種々組合せ、２電極で溶接電流先行電極
600A、後行電極600A、溶接電圧先行電極3V、後
行電極30V、溶接速度60cm／minの条件で溶接し
た。 尚、第１図中、Ｈ：80mm，h1：10mm，h2：70mm，
Ｒ：10mm，θ：2°である。 溶接終了後、短時間SRとして保持温度680℃、
保持時間6hr、［Ｐ］＝19.80（以下SR１という）、
また長時間SRとして保持温度700℃、保持時間
26hr、［Ｐ］＝20.84（以下SR２という）の２条件
のSRを行い、板厚の1/4の部分の溶接金属部から
直径10mmφの高温引張試験片、また同じく板厚1/
４の部分からJIS4号シヤ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
件を示すステツプクーリングを行い、それより
SRしたままのものと同様、板厚1/4の部分より
JIS4号シヤルピー試験片を採取し、試験を行つ
た。なお、このステツプクーリングとは耐使用中
脆化を短時間（約11日間）で調べる目的で行われ
ている加速脆化処理である。 試験を行つた溶接金属の各種性能を第４表に示し
た。 第４表にはSR２後の短時間高温引張強さを
TS454℃（Kgｆ／mm2）で、SR１およびSR２後の
衝撃値を−40℃での吸収エネルギー（Kgｆ−ｍ）
で、さらにそれぞれのステツプクーリング後の衝
撃値を−40℃での吸収エネルギー（Kgｆ／mm2）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
よびフラツクスの組合せの試験例１〜８は高温強
度が高く、一般に要求される46Kgｆ／mm2以上を満
足し、かつVESR１，VESR１＋SC，VESR２，
VESR２＋SCの値も良好な値を示した。 比較例中、試験例９は、Ｃが低いため高温強度が
低く、さらに溶接金属中の酸素量が多くなつたた
めVESR１，VESR１＋SC，VESR２および
VESR２＋SCのいずれも低い。 試験例10はＣが高すぎ高温割れが生じたため溶
接を中止した。 試験例11はSiが低いため、VESR１，VESR１
＋SC，VESR２およびVESR２＋SCのいずれも
低い。 試験例12はSiが高すぎVESR１＋SCおよび
VESR２＋SCが悪い 試験例13はMnが低いため、特にVESR１およ
びVESR２が悪い。 試験例14はMnが高すぎるため、VESR１＋SC
およびVESR２＋SCが悪い。 試験例15は10C＋Si＋Mnが低いためVESR１
が悪い。 試験例16は10C＋Si＋Mnが高いためVESR１
＋SCが悪い。 試験例17はＶが低いためTS454℃が低い。 試験例18はＶが高すぎるためVESR１，VESR
１＋SC，VESR２およびVESR２＋SCが悪い。 試験例19はＢが入つていないため、VESR１，
VESR１＋SC，VESR２およびVESR２＋SCが
悪い。 試験例20はＢが高すぎ高温割れが生じたため溶
接を中止した。 試験例21は組合せフラツクスF7のCaF2が低い
ため溶接金属中の酸素量が多くなりVESR１，
VESR１＋SC，VESR２およびVESR２＋SCが
悪い。 試験例22は組合せフラツクスF8のCaF2が多す
関し、詳しくは長時間の応力除去焼鈍（以下SR2
という）を行つた後も優れた高温強度が得られ、
かつ短時間の応力除去焼鈍（以下SRIという）の
後でも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おける脆化（以下使用
中脆化という）の程度が極めて少ない溶接金属を
得る事が出来る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２ 1/4Cr−1Mo鋼あるい
は3Cr−1Mo鋼等の事である。 近年の溶接構造物の大型化や使用条件の苛酷化
により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優れた高
温強度および高い靭性が必要とされ、さらには使
用中脆化の極めて少ないものであることが要求さ
れ、その傾向は益々厳しくなつてきている。 ところで、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要因として溶接金属の特
性とともにSR条件がある。 即ち、SRは溶接によつ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、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を越える極厚のCr
−Mo系低合金鋼は、一般的に690℃±20℃の温
度で１〜３回のSRがなされ、そのSR時間の合計
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［Ｐ］が広く用い
られている。 ［Ｐ］＝Ｔ｛20＋log（ｔ）｝×10-3 Ｔ＝温度（〓），ｔ＝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号広報や特開
昭58−391号広報に開示されているごとく、低Si
−Ｖ−Ｂ系ワイヤや、低Si−Ｖ−Ti系ワイヤと
高塩基性フラツクスとを組合わせることが知られ
ている。しかし、これらはいずれも［Ｐ］が20.7
〜20.9と焼なましが大きく進行した後での強度お
よび靭性の改善を目的としたものであり、短時間
SR条件下、つまり［Ｐ］の小さい所での靭性確
保は困難であり、従つて短時間から長時間での靭
性を同時に満足することはできない。 さらに、前述の特開昭58−391号広報で開示さ
れているＶ−Ti系、また特開昭50−22736号広報
で開示されているＶ−Nb−Ｂ系など一般に高温
高強度を得るために炭化物生成元素であるＶ，
Ti，Nbを添加しているが、本発明者らの実験に
よると、これらの成分の内TiおよびNbを溶接金
属中に含有させると高温強度の改善効果は認めら
れたが、特にSR１後の低温靭性および使用中脆
化特性が微量でも非常に低下することを見い出し
た。 ［発明が解決しようとする問題点］ このように、従来技術では最近の短時間SRか
ら長時間SRの条件下での高い靭性を保有しつつ
高温での強度が優れ、さらに使用中脆化の極めて
少ない溶接金属を確保するという厳しい要求に応
じえられるものではない。 本発明は、Cr−Mo系低合金鋼の潜弧溶接方法
において、上記の如き従来法の欠点である短時間
SR後の靭性を向上し、かつ長時間SR後の高温強
度を保有するとともに、使用中脆化の極めて少な
い、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。 ［問題点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
ワイヤおよびフラツ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、主成分としてCr：1.80〜3.80
％，Mo：0.80〜1.30％を含有し、TiおよびNbを
実質的に含有しないワイヤおよびCaF2：10〜20
％金属炭素塩をCO2に換算して2.5〜10％を含み
かつTiおよびTi酸化物、NbおよびNb酸化物を
実質的に含まない焼成型フラツクスを用いさら
に、ワイヤ又はフラツクスのいずれか一方又は両
者に(1)〜(6)式を満足するようＣ，Si，Mn，Ｖ（又
はV2O5），Ｂ（又はB2O3）を添加しておこなうこ
とを特徴とするCr−Mo系低合金鋼の潜弧溶接方
法にある。 Ｃ：Wc＋1/10Fc＝0.1，０〜0.18 ……(1)式 Si：WSi＋1/10FSi＝0.15〜0.25 ……(2)式 Mn：WMn＋1/10FMn＝0.70〜020 ……(3)式 10C＋Si＋Mn＝2.00〜3.00 ……(4)式 Ｖ：MV＋1/5FV＋1/50FV2O5＝0.03〜0.20…
…(5)式 Ｂ：WB＋1/10FB＋1/70FB2O3＝0.0010〜0.0
100……(6)式 WC，WSi，WMn，WV，WB：ワイヤ中のＣ，
Si，Mn，Ｖ，Ｂ量（％） FC，FSi，FMn，FV，FV2O5，FB，FB2O3：
フラツクス中のＣ，Si，Mn，Ｖ，V2O5，Ｂ，
B2O3量（％） 以下に本発明を詳細に説明する。 ［作用］ まず、本発明はCr−Mo系低合金鋼を対象とす
るものであるから、耐クリープ性、耐酸化性を確
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。即ち、ワイヤ中の成分
がCr180％未満およびMo0.80％未満のいずれか又
は両者であると長時間SR後の高温（454℃）での
強度（以下TS454℃という）の向上効果が得られ
難く又Cr3.80％超およびMo1.30％超のいずれか
又は両者であると溶接金属の硬化性が大となり、
溶接割れが発生しやすくなると共に短時間SR後
の靭性（以下VESR１という）および加速脆化処
理（以下ステツプクーリングという）後の靭性
（以下、VESR１＋SCという）が低下する。従つ
てワイヤ中のCrおよびMoはそれぞれ1.80〜3.80
％，0.80〜1.30％である事が必要である。 次にTiおよびNbはTS454℃を向上する効果が
極めて大であるが、一方ではVESR１および
VESR１＋SCを著しく劣化せしめる。その傾向
はワイヤ中のTiおよびNbが微量でも表れるため
本発明においては、これらの元素を不純物として
混入する以外は実質的に添加しないものとする。
次に本発明においては組合せフラツクスのCaF2
量が10〜20％である必要がある。CaF2量の特定
は溶接金属中の酸素量の低減を目的とするもので
あるが、溶接金属中の酸素量の低減は溶接金属の
基本的靭性の向上に極めて重要であり、不可欠な
事項である。即ち酸素量の低減はVESR１，
VESR１＋SCばかりでなく、長時間SR後の靭性
（以下、VESR２という）および長時間SR後のス
テツプクーリング後の靭性（以下、VESR２＋
SCという）のいずれも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
量としてはほぼ350ppm以下である事が必要であ
るが、CaF2が10％未満であると酸素量が多くな
りVESR１およびVESR１＋SCが低下する。一
方20％越にな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、ポツクマークが生じビ
ード形状が不良となる。CaF2が10〜20％である
事と後述する如く、脱酸剤として添加するＣおよ
びSi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。 次に、組合せフラツクスはCaCO3，BaCO3な
どの金属炭酸塩をCO2に換算し2.5〜10％含有す
る焼成型フラツクスである必要がある。即ち、金
属炭酸塩は溶接過程中にアーク空洞中でCO2ガス
に解離し、アーク空洞中における水素分圧を下げ
溶接金属中の拡散性水素を低下せしめる効果を有
するためである。CO2換算値が2.5％未満である
と溶接金属中の拡散性水素量が減少せず水素によ
る低温割れが生じやすくなる。一方、10％を越え
るとガス発生量が過剰となりアークが吹上げビー
ト形状が不良となり、CO2換算量は10％以下であ
る必要がある。 ところで、前述のごとく、TiおよびNbが微量
でも溶接金属中に添加されると、VESR１および
VESR１＋SCが著しく低下する事が判明した。
従つて本発明においてはこれら元素をワイヤばか
りでなく、フラツクスからも溶接金属中に移行し
ないよう、フラツクスには実質的に金属としての
TiおよびTi酸化物、金属としてのNbおよびNb
酸化物のいずれをも不可避不純物以外には添加し
ないことが必要である。 なお、本発明に用いるフラツクスは焼成型フラ
ツクスである事が必要であるが、これは本発明フ
ラツクス中には金属炭酸塩あるいは、Si，Mn，
Ｖ等の金属粉を添加することから、製造中に高温
焼成するシンターフラツクスあるいは溶解するメ
ルトフラツクスでは、上記成分の分解あるいは酸
化消耗が起り品質確保が困難であるためで、この
点から低温焼成（550℃以下）の焼成型フラツク
スである事が必要である。 次に本発明におけるワイヤおよびフラツクスは
Ｃ，Si，Mn，ＶおよびＢについても特定する事
が必要であり、その理由について以下に述べる。 (1) ＣはWc（ワイヤ中のＣ量、％）およびFc（フ
ラツクス中のＣ量、％）で次式を満足する事が
必要である。 Ｃ＝Wc＋0/10Fc＝0.10〜1.18 即ち、ワイヤおよびフラツクスのいずれか又
は両者への添加は溶接金属中のＣ量を増し、
TS454℃の向上に有効であるが、さらにVESR
１，VESR２，VESR１＋SCおよびVESR２＋
SCのいずれをも改善せしめることが判明した。 TS45℃の向上は、炭化物の折出によるもの
であるが、靭性の向上は、Ｃの脱酸反応による
ものである。即ちＣは溶接金属中において酸素
と反応してCOガスとなるが、この反応が溶接
金属の脱酸反応に極めて有効であり、この効果
を得るにはWc＋1/10Fcが0.10％以上である事
が必要である。ワイヤ中のＣはすべてが脱酸反
応に関与するが、フラツクス中のＣはアーク空
胴中で酸化消耗するため、脱酸に効果があるの
はフラツクス中のＣ量の1/10である。 ところで、Wc＋1/10Fcが0.18％を越えると、
溶接金属中のＣ量が過多となり高温割れが生じ
るようになる。 なお、フラツクス中のＣの形態はグラフアイト
のようなＣ粉以外にFe−Mnなどの金属粉に含
有されるＣあるいはSiCの如き炭化物等でも添
加することが出来る。 (2) 次にSiは、WSi（ワイヤ中のSi量、％）およ
びFSi（フラツクス中のSi量、％）で以下の式
を満足する事が必要である。 Si＝WSi＋1/10FSi＝0.15〜0.25 即ち、SiはＣと共に重要な脱酸剤として作用
するが、ワイヤ中のSiは殆ど溶接金属での脱酸
反応に関与するが、フラツクス中のSiはアーク
空胴中で酸化消耗する量が多く脱酸に効果があ
るのはフラツクスへの添加量の1/10である。 WSi＋1/10FSiが0.15％未満ではSiの脱酸効
果が小さくVESR１，VESR２，VESR１＋SC
およびVESR２＋SCを向上する事ができない。
一方0.25％を超えるとVESR１＋SCおよび
VESR２＋SCが低下する。 なお、フラツクス中へのSiの形態は、Fe−
Si，Ca−Si，SiCなどの金属粉で添加する。 (3) Mnは、WMn（ワイヤ中の量、％）および
FMn（フラツクス中のMn量、％）で以下の式
を満足することが必要である。 Mn＝WMn＋1/10FMn＝0.70〜1.20 Mnは溶接金属の焼入れを向上し、靭性を改
善することが出来る。又溶接金属中に歩留まる
Mn量としてフラツクス中のMn量はワイヤ中
のMn量に比べ1/10の歩留りである。従つて
MnはWMn＋1/10FMnで表わされるが、これ
が0.70未満ではVESR１およびVESR２の向上
効果が得られず、又1.20％を越えるとVESR１
＋SCおよびVESR２＋SCを低下せしめるので
好ましくない。なお、フラツクス中へのMnの
形態は金属Mn，Fe−Mnなどの金属粉で添加
する。 (4) Ｃ，SiおよびMnは各々前記範囲でかつ、
10C＋Si＋Mnの式で2.00〜3.00％を満足する必
要がある。2.00％未満であるとVESR１が低下
する。一方3.00％を越えるとVESR１＋SCが低
下する。 (5) 次にＶはWV（ワイヤ中のＶ量、％）とFV
（フラツクス中のＶ量、％）およびFV2O5（フ
ラツクス中のV2O5）で以下の式を満足する事
が必要である。 Ｖ＝WV＋1/10FV＋1/50FV2O5 ＝0.03〜0.20 即ち、溶接金属中のＶは炭化物を生成し、
TS454℃を向上する効果がある。 一方、溶接金属へのＶ添加はワイヤへのＶ添
加、フラツクスへの金属Ｖ、あるいはＶの酸化
物（V2O5）を添加することによつて行う事が
できるが、溶接金属へのＶの歩留りはそれぞれ
異なるものであり、その歩留り率を考慮すると
ＶはほぼWV＋1/5FV＋1/50FV2O5で表わすこ
とができる。0.03％未満であるとTS454℃を向
上する効果が得られず、一方、0.20％を越える
とTS454℃は向上するものの、SR後および脆
化処理後の靭性（VESR１，VESR１＋SC，
VESR２およびVESR２＋SC）が低下するた
めWV＋1/5FV＋1/50FV2O5は0.20％以下であ
る事が必要がある。 (6) ＢはWB（ワイヤ中のＢ量、％）、FB（フラツ
クス中Ｂ量、％）およびFB2O3（フラツクス中
のB2O3量、％）で以下の式を満足する事が必
要である。 Ｂ＝WB＋1/10FB＋1/70FB2O3＝0.0010〜0.0
100 Ｂの溶接金属への添加ワイヤ中のＢ、フラツ
クス中のＢおよびフラツクス中のB2O3により
行うことができ、溶接金属への歩留りを考慮す
ると、ＢはWB＋1/10FB＋1/70B2O3で表わす
ことができる。0.0010％未満であるとVESR
１，VESR１＋SC，VESR２およびVESR２＋
SCが低く、0.0100％を越えると溶接時に高温
割れが生ずるようになる。 なお、フラツクス中へのＢの形態はFe−Ｂ
などの金属粉又は、B2O3等の酸化物で添加す
るものとする。 以上、本発明に用いるワイヤおよびフラツクス
の組成について詳述したが、上記成分の添加方法
はワイヤおよびフラツクスのいずれか一方又は双
法で、又ＶおよびＢの場合は金属か酸化物かの選
択は、適宜行えばよい。 又上記組成以外の成分中ワイヤの微量成分とし
ては以下の範囲で許容できる。 Ｐ≦0.015％，Ｓ≦0.020％，Al≦0.05％，Ni≦
0.40％，Cu≦0.20％ さらにAs，Sb，Snはできるだけ少ないのが好
ましい。 フラツクス組成としては通常用いられる成分で
あればいずれでもよい。 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80mmの２ 1/4Cr−
1Moの鋼を第１図に示すＶ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ツ
クスとを種々組合せ、２電極で溶接電流先行電極
600A、後行電極600A、溶接電圧先行電極3V、後
行電極30V、溶接速度60cm／minの条件で溶接し
た。 尚、第１図中、Ｈ：80mm，h1：10mm，h2：70mm，
Ｒ：10mm，θ：2°である。 溶接終了後、短時間SRとして保持温度680℃、
保持時間6hr、［Ｐ］＝19.80（以下SR１という）、
また長時間SRとして保持温度700℃、保持時間
26hr、［Ｐ］＝20.84（以下SR２という）の２条件
のSRを行い、板厚の1/4の部分の溶接金属部から
直径10mmφの高温引張試験片、また同じく板厚1/
４の部分からJIS4号シヤ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
件を示すステツプクーリングを行い、それより
SRしたままのものと同様、板厚1/4の部分より
JIS4号シヤルピー試験片を採取し、試験を行つ
た。なお、このステツプクーリングとは耐使用中
脆化を短時間（約11日間）で調べる目的で行われ
ている加速脆化処理である。 試験を行つた溶接金属の各種性能を第４表に示し
た。 第４表にはSR２後の短時間高温引張強さを
TS454℃（Kgｆ／mm2）で、SR１およびSR２後の
衝撃値を−40℃での吸収エネルギー（Kgｆ−ｍ）
で、さらにそれぞれのステツプクーリング後の衝
撃値を−40℃での吸収エネルギー（Kgｆ／mm2）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
よびフラツクスの組合せの試験例１〜８は高温強
度が高く、一般に要求される46Kgｆ／mm2以上を満
足し、かつVESR１，VESR１＋SC，VESR２，
VESR２＋SCの値も良好な値を示した。 比較例中、試験例９は、Ｃが低いため高温強度が
低く、さらに溶接金属中の酸素量が多くなつたた
めVESR１，VESR１＋SC，VESR２および
VESR２＋SCのいずれも低い。 試験例10はＣが高すぎ高温割れが生じたため溶
接を中止した。 試験例11はSiが低いため、VESR１，VESR１
＋SC，VESR２およびVESR２＋SCのいずれも
低い。 試験例12はSiが高すぎVESR１＋SCおよび
VESR２＋SCが悪い 試験例13はMnが低いため、特にVESR１およ
びVESR２が悪い。 試験例14はMnが高すぎるため、VESR１＋SC
およびVESR２＋SCが悪い。 試験例15は10C＋Si＋Mnが低いためVESR１
が悪い。 試験例16は10C＋Si＋Mnが高いためVESR１
＋SCが悪い。 試験例17はＶが低いためTS454℃が低い。 試験例18はＶが高すぎるためVESR１，VESR
１＋SC，VESR２およびVESR２＋SCが悪い。 試験例19はＢが入つていないため、VESR１，
VESR１＋SC，VESR２およびVESR２＋SCが
悪い。 試験例20はＢが高すぎ高温割れが生じたため溶
接を中止した。 試験例21は組合せフラツクスF7のCaF2が低い
ため溶接金属中の酸素量が多くなりVESR１，
VESR１＋SC，VESR２およびVESR２＋SCが
悪い。 試験例22は組合せフラツクスF8のCaF2が多す
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
ぎるため溶接時アークが不安定となりビード形状
が不良となつたため溶接を中止した。 試験例23は組合せフラツクスF9のCO2が低いた
め、溶接金属中の拡散性水素量が多くなり溶接終
了後低温割れが生じた。 試験例24は組合せフラツクスF10のCO2が多す
ぎ、溶接中アークが吹き上げビード形状が不良と
なつたため溶接を中止した。 試験例25は組合せワイヤW9にNbが、試験例26
は組合せワイヤW10にTiが試験例27は組合せフ
ラツクスF11にTiO2が、試験例28は組合せフラツ
クスF12にNbがそれぞれ入つているためVESR１
およびVESR１＋SCが悪い。 ［発明の効果］ 以上、実施例にも示されているように、Cr−
Mo系低合金鋼の潜弧溶接において本発明法によ
れば、溶接作業性が良好で、かつ短時間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、高温強度の溶接部が得られ、本
発明の工業的価値は極めて高い。
が不良となつたため溶接を中止した。 試験例23は組合せフラツクスF9のCO2が低いた
め、溶接金属中の拡散性水素量が多くなり溶接終
了後低温割れが生じた。 試験例24は組合せフラツクスF10のCO2が多す
ぎ、溶接中アークが吹き上げビード形状が不良と
なつたため溶接を中止した。 試験例25は組合せワイヤW9にNbが、試験例26
は組合せワイヤW10にTiが試験例27は組合せフ
ラツクスF11にTiO2が、試験例28は組合せフラツ
クスF12にNbがそれぞれ入つているためVESR１
およびVESR１＋SCが悪い。 ［発明の効果］ 以上、実施例にも示されているように、Cr−
Mo系低合金鋼の潜弧溶接において本発明法によ
れば、溶接作業性が良好で、かつ短時間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、高温強度の溶接部が得られ、本
発明の工業的価値は極めて高い。
第１図は本発明の実施例に使用した鋼板の開先
形状を示す図、第２図は本発明の実施例における
加速脆化熱処理を示す図である。
形状を示す図、第２図は本発明の実施例における
加速脆化熱処理を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Cr−Mo系低合金鋼の潜弧溶接方法におい
て、主成分として重量％で（以下％で示す）
Cr：1.80〜3.80％、Mo：0.80〜1.30％を含有し、
TiおよびNbを実質的に含有しないワイヤおよび
CaF2：10〜20％、金属炭酸塩をCO2に換算して
2.5〜10％を含みかつTiおよびTi酸化物、Nbおよ
びNb酸化物を実質的に含まない焼成型フラツク
スを用い、さらに、ワイヤ又はフラツクスのいず
れか一方又は両者に(1)〜(6)式を満足するように
Ｃ，Si，Mn，Ｖ（又はV2O5）、Ｂ（又はB2O3）を
添加しておこなうことを特徴とするCr−Mo系低
合金鋼の潜弧溶接方法。 Ｃ：Wc＋1/10Fc＝0.10〜0.18 ……(1)式 Si：WSi＋1/10FSi＝0.15〜0.25 ……(2)式 Mn：WMn＋1/10FMn＝0.70〜1.20 ……(3)式 10C＋Si＋Mn＝2.00〜3.00 ……(4)式 Ｖ：WV＋1/5FV＋1/50FV2O5＝0.03〜0.20…
…(5)式 Ｂ：WB＋1/10FB＋1/70FB2O3＝0.0010〜0.0
100……(6)式 但し WC，WSi，WMn，WV，WB：ワイヤ中のＣ，
Si，Mn，Ｖ，Ｂ量（％） FC，FSi，FMn，FV，FV2O5，FB，FB2O3：
フラツクスＣ，Si，Mn，Ｖ，V2O5，Ｂ，
B2O3量（％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7022387A JPS63238978A (ja) | 1987-03-26 | 1987-03-26 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7022387A JPS63238978A (ja) | 1987-03-26 | 1987-03-26 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63238978A JPS63238978A (ja) | 1988-10-05 |
| JPH042349B2 true JPH042349B2 (ja) | 1992-01-17 |
Family
ID=13425334
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7022387A Granted JPS63238978A (ja) | 1987-03-26 | 1987-03-26 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63238978A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5051943A (ja) * | 1973-02-15 | 1975-05-09 | ||
| JPS5947071A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-03-16 | Kobe Steel Ltd | ＣｒーＭｏ鋼溶接用ソリッドワイヤ |
| JPS59191590A (ja) * | 1983-04-13 | 1984-10-30 | Kobe Steel Ltd | Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼の潛弧溶接方法 |
| JPS59223195A (ja) * | 1983-06-01 | 1984-12-14 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ↓−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
-
1987
- 1987-03-26 JP JP7022387A patent/JPS63238978A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5051943A (ja) * | 1973-02-15 | 1975-05-09 | ||
| JPS5947071A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-03-16 | Kobe Steel Ltd | ＣｒーＭｏ鋼溶接用ソリッドワイヤ |
| JPS59191590A (ja) * | 1983-04-13 | 1984-10-30 | Kobe Steel Ltd | Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼の潛弧溶接方法 |
| JPS59223195A (ja) * | 1983-06-01 | 1984-12-14 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ↓−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63238978A (ja) | 1988-10-05 |
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