JPH0787989B2 - 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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- JPH0787989B2 JPH0787989B2 JP117189A JP117189A JPH0787989B2 JP H0787989 B2 JPH0787989 B2 JP H0787989B2 JP 117189 A JP117189 A JP 117189A JP 117189 A JP117189 A JP 117189A JP H0787989 B2 JPH0787989 B2 JP H0787989B2
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- 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
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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。
Cr−Mo鋼のガスシールド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け建設コ
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
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。
高めて効率を上げたり、プラントを軽量化してけ建設コ
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
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鋼板を溶接す
る際には、鋼板の板厚が300mm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
いないのが現状である。
る際には、鋼板の板厚が300mm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
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ッチ継手とならない
こと、一方じん性面においては、溶接後熱処理（PWHT）
後のじん性およびぜい化処理（ステップクリーニング処
理）後のじん性が良好であり、しかもステップクリーニ
ング後のじん性値とPWHTままのじん性値との差、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じ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ッチ継手とならない
こと、一方じん性面においては、溶接後熱処理（PWHT）
後のじん性およびぜい化処理（ステップクリーニング処
理）後のじん性が良好であり、しかもステップクリーニ
ング後のじん性値とPWHTままのじん性値との差、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じん性ぜい化量が小さいこと等が
あげられる。
さらに硫酸リアクター等では、高温、高水素分圧下で重
油中の硫黄分をH2S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（National Association o
f corrosion 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C
r−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24
8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H2S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（National Association o
f corrosion 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C
r−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24
8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鋼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62−10
1394号公報や特開昭62−114795号公報にみられる如く、
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Hv248をはるかに超えていると考えられる。
硬さに言及したものは皆無であり、例えば特開昭62−10
1394号公報や特開昭62−114795号公報にみられる如く、
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Hv248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Hv248
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Hv248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。
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Hv248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、
溶接金属のじ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。
に、溶接金属のクリープ強度を母材と同等に保ちつつ、
溶接金属のじ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:1.85〜3.2
5％、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/mm2、 0.2％耐力≧42kgf/mm2 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％、Si:0.20〜0.50
％、Mn:0.60〜1.00％、Cr:2.25〜3.25％、Mo:0.85〜1.1
5％、V:0.15〜0.35％、Nb:0.03％以下、Ti:0.005〜0.02
％、Ni:0.05〜0.60％、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 CO2:7〜25vol％または O2:1〜5vol％ 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、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Hv248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。
す）、Si:0.13％以下、Mn:0.25〜0.65％、Cr:1.85〜3.2
5％、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/mm2、 0.2％耐力≧42kgf/mm2 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％、Si:0.20〜0.50
％、Mn:0.60〜1.00％、Cr:2.25〜3.25％、Mo:0.85〜1.1
5％、V:0.15〜0.35％、Nb:0.03％以下、Ti:0.005〜0.02
％、Ni:0.05〜0.60％、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 CO2:7〜25vol％または O2:1〜5vol％ 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、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Hv248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）×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） 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。
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％、Si: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:0.020％以下を含む
組成になるCr−Mo鋼を対象とする。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,F2
2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。
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:0.020％以下を含む
組成になるCr−Mo鋼を対象とする。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,F2
2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。
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。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。
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。
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。
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。
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。
Ｖ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0.15％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、Ｖ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
硬さもを高くなってしまい、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。
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0.15％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、Ｖ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
硬さもを高くなってしまい、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。
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、その効果を得るためにはワイヤ中に少
なくとも0.005％を含有させる必要がある。しかしなが
ら、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。
効に寄与するが、その効果を得るためにはワイヤ中に少
なくとも0.005％を含有させる必要がある。しかしなが
ら、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後のじん性の改善に効果のある有用元素である
が、0.05％未満ではその添加効果に乏しく、一方あまり
に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。
が、0.05％未満ではその添加効果に乏しく、一方あまり
に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。
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O2を含む必要があ
るので、この発明では、CO2:7〜25vol％またはO:1〜5vo
l％を含み、残部は実質的にAr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O2を含む必要があ
るので、この発明では、CO2:7〜25vol％またはO:1〜5vo
l％を含み、残部は実質的にArからなるガス組成とし
た。
溶接入熱は、溶接金属のじん性、強度及び硬さに大きく
影響を与える。10kJ/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
10kJ/cm以上とする。一方30kJ/cmを超えると、一層当り
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
したテンパ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30kJ/cm以下に限定した。
影響を与える。10kJ/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
10kJ/cm以上とする。一方30kJ/cmを超えると、一層当り
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
したテンパ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30kJ/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℃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℃以下に
限定した。
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℃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
であらわされるTPが20.20未満では溶接金属の最高硬さ
がHv248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TP20.50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℃
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℃以上の温度
で行うものとした。
により溶接金属の特性を調査したところ、下記（１）式
であらわされるTPが20.20未満では溶接金属の最高硬さ
がHv248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TP20.50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℃
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℃以上の温度
で行うものとした。
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） すなわち670℃以上の温度範囲においてTPが20.20〜20.5
0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Hv248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施した場合であっても強
度の低下を生じないのである。
0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Hv248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施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℃で実施し、室温強度は60〜7
7.5kgf/mm2のものを、480℃強度は52kgf/mm2以上のもの
を良好とした。
7.5kgf/mm2のものを、480℃強度は52kgf/mm2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5
50℃、800時間強度を内挿により求め、この値が24kgf/m
m2以上のものを良好と判定した。
50℃、800時間強度を内挿により求め、この値が24kgf/m
m2以上のものを良好と判定した。
またPWHTままのじん性は、−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じん性は、次式（２）を
満足できたときに良好と判定した。
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じん性は、次式（２）を
満足できたときに良好と判定した。
vTr5.5＋３・ΔvTr5.5≦10℃ …（２） ここでΔvTr5.5＝vTr′5.5−vTr5.5 vTr5.5:PWHTままの溶接金属の吸収エネルギーが5.5kgf
・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5.5kgf・ｍとなる温度 さらに耐水素侵食性の評価は、温度550℃、水素圧力500
kgf/mm2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。
・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5.5kgf・ｍとなる温度 さらに耐水素侵食性の評価は、温度550℃、水素圧力500
kgf/mm2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。
溶接金属の硬さは果汁10kgによるビッカース試験を第３
図に示すような2mm間隔の碁盤の目状に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。
図に示すような2mm間隔の碁盤の目状に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℃
の飽和H2S＋0.5％CH3COOH＋５％NaCl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℃
の飽和H2S＋0.5％CH3COOH＋５％NaCl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を用い、溶接条件
WC1により狭開先１層１パス多層盛りミグ溶接を行っ
た。
WC1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HT1を施したの
ち、各種試験を行って得た結果を表７に示す。
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.2〜14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。
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.2〜14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WR1を用い、溶接条件WC2により狭開先
１層１パス多層盛りミグ溶接を行った。
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。
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WR3を用い、表４に示す種々の溶接条
件下に狭開先１層１パス多層盛りミグ溶接を行った。
件下に狭開先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10に示す。
ついで上記の各溶接金属WM16〜24に対し、熱処理HT3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。
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。
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HAZ
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
No.22,24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。
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
No.22,24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。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、高強度Cr−Mo鋼のガスシー
ルドアーク溶接に際し、クリープ強度をはじめとして、
じん性および対使用中ぜい化特性、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。
ルドアーク溶接に際し、クリープ強度をはじめとして、
じん性および対使用中ぜい化特性、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。
る。
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.09〜0.18wt％、Si:0.13wt％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/mm2、 0.2％耐力≧42kgf/mm2 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:0.005〜0.02wt％、 Ni:0.05〜0.60wt％、N:0.005〜0.015wt％ 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 CO2:7〜25vol％または O2:1〜5vol％ 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、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 JPH02182377A (ja) | 1990-07-17 |
| JPH0787989B2 true 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) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2622516B2 (ja) * | 1992-03-25 | 1997-06-18 | 住友金属工業株式会社 | 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 |
| 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 |
| 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 |
| CN104722900B (zh) * | 2015-04-02 | 2017-03-01 | 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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| JPH02182377A (ja) | 1990-07-17 |
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|---|---|---|---|
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