JPS59223195A - Ｃｒ↓−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 - Google Patents
Ｃｒ↓−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法Info
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- JPS59223195A JPS59223195A JP9559983A JP9559983A JPS59223195A JP S59223195 A JPS59223195 A JP S59223195A JP 9559983 A JP9559983 A JP 9559983A JP 9559983 A JP9559983 A JP 9559983A JP S59223195 A JPS59223195 A JP S59223195A
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- 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
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (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】
本発明は、Ｏｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法に関す
る。特に朽厚板のＯｒ−Ｍｏ鋼の潜弧溶接において高温
での長時間の応力除去焼鈍（以下ＳＲという）後も溶接
金属は高い靭性を保有しつつ、強度が顕著に改善され、
かつ、高温での長時間使用中に生ずる脆化（以下使用中
脆化という）の程度が極めて少ない溶接部を得ることが
できる潜弧溶接方法に係るものであるっ 本願にいうＯｒ −Ｍ ｏ系低合金鋼とけ、２１／４Ｏ
ｒ−ＩＭｏ鋼に代表され、石油精製用反応筒、石炭液化
装置をはじめとする化学工秦用各種高瀉圧力容器等を製
作する材料として従来から広く使用されている。
る。特に朽厚板のＯｒ−Ｍｏ鋼の潜弧溶接において高温
での長時間の応力除去焼鈍（以下ＳＲという）後も溶接
金属は高い靭性を保有しつつ、強度が顕著に改善され、
かつ、高温での長時間使用中に生ずる脆化（以下使用中
脆化という）の程度が極めて少ない溶接部を得ることが
できる潜弧溶接方法に係るものであるっ 本願にいうＯｒ −Ｍ ｏ系低合金鋼とけ、２１／４Ｏ
ｒ−ＩＭｏ鋼に代表され、石油精製用反応筒、石炭液化
装置をはじめとする化学工秦用各種高瀉圧力容器等を製
作する材料として従来から広く使用されている。
これら構造物は近年益々高湛高圧化、大型化の傾向にあ
り、使用鋼板も極厚化、高強度化の方向にある。そのた
めＳＲ条件は高温でかつ長時間必要となり、溶接金属に
対して高強度化の一層の改善が産業界から要望されてい
る。この場合、もし高強度化のみの達成で十分であれば
、課題の解決は比較的容易である。しかし実際には水圧
試験時および特に寒冷地での操業時等における破壊を防
止するためには、高い強度と同時に十分な靭性を溶接部
に備えることが必要とされ、これらを満足する溶接材料
の開発が強く望まれているゆえんである。
り、使用鋼板も極厚化、高強度化の方向にある。そのた
めＳＲ条件は高温でかつ長時間必要となり、溶接金属に
対して高強度化の一層の改善が産業界から要望されてい
る。この場合、もし高強度化のみの達成で十分であれば
、課題の解決は比較的容易である。しかし実際には水圧
試験時および特に寒冷地での操業時等における破壊を防
止するためには、高い強度と同時に十分な靭性を溶接部
に備えることが必要とされ、これらを満足する溶接材料
の開発が強く望まれているゆえんである。
従来のＯｒ −Ｍ ｏ系潜弧溶接方法では、高強度化を
計れば靭性が劣化し、高靭化を計れば低強度となり前記
要望に十分こたえ得る性能を有するものでなかった。
計れば靭性が劣化し、高靭化を計れば低強度となり前記
要望に十分こたえ得る性能を有するものでなかった。
また、上記構造物が高ｍ（３００〜５００℃）で長時間
使用されると部材の脆化が問題となり、この使用中脆化
の少ない性質をもつこともその溶接部の必要な条件にな
っている。
使用されると部材の脆化が問題となり、この使用中脆化
の少ない性質をもつこともその溶接部の必要な条件にな
っている。
これら諸性能は強度向上を計ると、いずれも劣化傾向を
示し、溶接入熱量の比較的大きい潜弧溶接の場合特に溶
接材料の開発がむずかしい問題となっていた。
示し、溶接入熱量の比較的大きい潜弧溶接の場合特に溶
接材料の開発がむずかしい問題となっていた。
一方、これら溶接金属の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Ｓ几条件がある。Ｏｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼は、一般に溶接熱影響による溶接部の硬化
部を軟化して、残留応力を除去するなどの目的のために
、溶接後熱処理としてＳＲを行うことが必要とされる。
に影響する大きな要因としてＳ几条件がある。Ｏｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼は、一般に溶接熱影響による溶接部の硬化
部を軟化して、残留応力を除去するなどの目的のために
、溶接後熱処理としてＳＲを行うことが必要とされる。
この８Ｒにおいて温度が高いほど、また同じ温度でも保
持時間が長いはど、暁なましの過程は大きく進行する。
持時間が長いはど、暁なましの過程は大きく進行する。
この温度および時間の効果を示すパラメータとして（２
）式に示すＮｏ目ｏｍｏｎ −Ｊ ａ ｆｆ ｅの焼も
どしパラメータ（Ｐ）が広く用いられている。
）式に示すＮｏ目ｏｍｏｎ −Ｊ ａ ｆｆ ｅの焼も
どしパラメータ（Ｐ）が広く用いられている。
ＣＰ） ＝ Ｔ （２０＋ｔｏｇｔ ） Ｘ １０−”
−−−ｆ２＋式％式％ Ｏｒ−Ｍｏ系低合金鋼の溶接施工において、〔Ｐ〕の下
限は比較的低温、短時間のＳＲ条件で１８．５付近であ
り、上限は構造物の大型化、鋼板の極厚化にともない
ＣＰ）は高温、長時間のＳＲ条件となり２１．０付近に
ある。
−−−ｆ２＋式％式％ Ｏｒ−Ｍｏ系低合金鋼の溶接施工において、〔Ｐ〕の下
限は比較的低温、短時間のＳＲ条件で１８．５付近であ
り、上限は構造物の大型化、鋼板の極厚化にともない
ＣＰ）は高温、長時間のＳＲ条件となり２１．０付近に
ある。
本発明者らは、潜弧溶接材料において、前記高温、長時
間のＳＲ条件下で所定の強度が得られ。
間のＳＲ条件下で所定の強度が得られ。
靭性および使用中脆化についてワイヤ成分および組合せ
７ラツクスについて詳細に検討を行なった。
７ラツクスについて詳細に検討を行なった。
その結果、靭性が良好で使用中脆化が極めて少々い高強
度溶接金属が得られる潜弧溶接方法を見い出した。
度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、本発明者らはワイヤ成分として溶接金属の強
度向上にかなり寄与する元素であるＣ１Ｓｉ 、 Ｍｎ
、強力に寄与する元素（炭化物生成元素）であるＶ
、 Ｎｂ 、 Ｔｉさらにその他ＮおよびＢを４５４℃
における高温引張強さく以下Ｔ８ａ！４５４℃という）
、前記８Ｒ後の衝撃値（以下マＥａｓ８Ｂという〕、お
よび８Ｒ後さらに加速脆化処理（以下Ｇ、Ｅ、５ｔｅｐ
Ｃｏｏｌｉｎｇという）後の衝撃値（以下ｖＥ８Ｒ＋
ｓｏという）について性能劣化のもつとも少ない潜弧溶
接材料を検討した。その結果状のことが明らかとなった
。
度向上にかなり寄与する元素であるＣ１Ｓｉ 、 Ｍｎ
、強力に寄与する元素（炭化物生成元素）であるＶ
、 Ｎｂ 、 Ｔｉさらにその他ＮおよびＢを４５４℃
における高温引張強さく以下Ｔ８ａ！４５４℃という）
、前記８Ｒ後の衝撃値（以下マＥａｓ８Ｂという〕、お
よび８Ｒ後さらに加速脆化処理（以下Ｇ、Ｅ、５ｔｅｐ
Ｃｏｏｌｉｎｇという）後の衝撃値（以下ｖＥ８Ｒ＋
ｓｏという）について性能劣化のもつとも少ない潜弧溶
接材料を検討した。その結果状のことが明らかとなった
。
即ちワイヤ成分中０．８１．ＭｎはＴＳａｔ４５４℃へ
の寄与はそれ相当にあるがＣについては高温われ、また
Ｓｉ、ＭｎについてはｖＥｓＲ＋８０を劣下させる。、
Ｖ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉの単独あるいは複合添加はＴＳ
ａｔ ４５４℃ を著しく向上させるがｖＥ ａｓＳｆ
ｔおよびｖＥｓＲ＋ｓｏを劣化させる。
の寄与はそれ相当にあるがＣについては高温われ、また
Ｓｉ、ＭｎについてはｖＥｓＲ＋８０を劣下させる。、
Ｖ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉの単独あるいは複合添加はＴＳ
ａｔ ４５４℃ を著しく向上させるがｖＥ ａｓＳｆ
ｔおよびｖＥｓＲ＋ｓｏを劣化させる。
しかし、これらＶ 、 Ｎｂ 、 Ｔｉの単独あるいは
複合添加したワイヤＫＮを適量範囲含有せしめるとＴＳ
ａｔ ４５４ Ｃを著しく向上させるとともに、ｖＥ
ａｓ ８Ｒ，、ｖＥＳ Ｒ＋ＳＯ劣化がきわめて小力
いことが明らかとガつた。
複合添加したワイヤＫＮを適量範囲含有せしめるとＴＳ
ａｔ ４５４ Ｃを著しく向上させるとともに、ｖＥ
ａｓ ８Ｒ，、ｖＥＳ Ｒ＋ＳＯ劣化がきわめて小力
いことが明らかとガつた。
また、ａｔ量のＢを添加することによりｖＥ ａｓ ８
Ｒ。
Ｒ。
ｖＥｓＲ＋８０がさらに改善されることがわかった。
７ラツクス組成の塩基度については、Ｔｈａ１４５４℃
には大きく影響しないが、ｖＢａｓｓＲ。
には大きく影響しないが、ｖＢａｓｓＲ。
ｖＢ８ ｎ ＋ ８０に大きく影響し、塩基度Ｂが低い
と劣化し塩基度Ｂが高いと良好な結果が得られることが
わかった。
と劣化し塩基度Ｂが高いと良好な結果が得られることが
わかった。
さらに要約すれば、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの単独あるいは複合
添加ＫＮを適量範囲含有せしめたワイヤまたは、それら
に微量のＢを添加したワイヤと高塩基性ブランクスとを
組合せて溶接することにより前記諸性能の劣化がなく溶
接金属の強度向上の効果が得られることが明らかとなっ
たものである。
添加ＫＮを適量範囲含有せしめたワイヤまたは、それら
に微量のＢを添加したワイヤと高塩基性ブランクスとを
組合せて溶接することにより前記諸性能の劣化がなく溶
接金属の強度向上の効果が得られることが明らかとなっ
たものである。
本発明は以上の知見にもとすいてなされたものであって
、その要旨とするところは５重量％で０：０．０７＝０
．１７ｅ６，８ｉ ：ｏ、２ｏ憾未満。
、その要旨とするところは５重量％で０：０．０７＝０
．１７ｅ６，８ｉ ：ｏ、２ｏ憾未満。
Ｍｎ ： ０．４０％以上１．１０ ％未満、 Ｏｒ
： １．８＝３．５％、 Ｍｏ ： ０．８〜１．２係
を含有し、さらにＶ ： ０．１０１未満、Ｎｈ：０．
０６％未満、ＴＩ＝０．３０ ％未溝の１種又は２種以
上をＶ＋２Ｎｂ＋０．３ ＴＩで０．０２〜０．１５％
、 Ｎ ： ０．００８０〜０．０１８０％含有し、必
要に応じ、さらにＢ：ｏ、ｏ ｏ ｉ〜０．０１５ ％
を含有する鋼ワイヤと、下記（１１式で示される塩基度
Ｂが１．４０以上の高塩基性溶接用ブランクスとを組合
せて溶接することを特徴とするＯｒ−Ｍｏ系低合金鋼の
潜弧溶接方法にある。
： １．８＝３．５％、 Ｍｏ ： ０．８〜１．２係
を含有し、さらにＶ ： ０．１０１未満、Ｎｈ：０．
０６％未満、ＴＩ＝０．３０ ％未溝の１種又は２種以
上をＶ＋２Ｎｂ＋０．３ ＴＩで０．０２〜０．１５％
、 Ｎ ： ０．００８０〜０．０１８０％含有し、必
要に応じ、さらにＢ：ｏ、ｏ ｏ ｉ〜０．０１５ ％
を含有する鋼ワイヤと、下記（１１式で示される塩基度
Ｂが１．４０以上の高塩基性溶接用ブランクスとを組合
せて溶接することを特徴とするＯｒ−Ｍｏ系低合金鋼の
潜弧溶接方法にある。
塩基度Ｂ
Ｏａｏ＋Ｍ９０＋Ｂａｏ＋ｏａＦ２ ＋０．５ （Ｍｎ
０４−ＦｅＯ）＋Ｎａｌ針４叶Ｌｉ、Ｏ８ｉＯ＊ ＋
０．５ （Ａｔ２０ｓ ＋ Ｔｉ（ｈ ）・・−・・・
・・・（１）式 ％式％） 以下に各成分の数値限定理由を述べる。なお。
０４−ＦｅＯ）＋Ｎａｌ針４叶Ｌｉ、Ｏ８ｉＯ＊ ＋
０．５ （Ａｔ２０ｓ ＋ Ｔｉ（ｈ ）・・−・・・
・・・（１）式 ％式％） 以下に各成分の数値限定理由を述べる。なお。
本発明の区分限定は基本的にはすでに述べたごとくワイ
ヤ諸成分の相乗効果および共存効果、さらにブランクス
組成の塩基度との組合せ効果にもとすいてなされたもの
であることはいうまでもないが、その他の要因からの限
定も含めて以下に説明する。
ヤ諸成分の相乗効果および共存効果、さらにブランクス
組成の塩基度との組合せ効果にもとすいてなされたもの
であることはいうまでもないが、その他の要因からの限
定も含めて以下に説明する。
まず、ワイヤ成分中Ｏは０．０７〜０．１７１である必
要がある６０．０７未満では溶接金属の醗素含有量が増
加しｖＢ ａｓ Ｓ Ｒ、ｖＥＳＲ＋ Ｓｏが低下する
。しかし０．１７％を超えると、溶接時高瀉われが生ず
る危険がでてくる。
要がある６０．０７未満では溶接金属の醗素含有量が増
加しｖＢ ａｓ Ｓ Ｒ、ｖＥＳＲ＋ Ｓｏが低下する
。しかし０．１７％を超えると、溶接時高瀉われが生ず
る危険がでてくる。
旧は０．２０係未満とすることが必要である。
０．２１６以上であると、ｖＥ８Ｒ＋ｓｏが低下する。
Ｍｎは０．４０ ％以上１．１０憾未満である必要があ
る。０．４係未満であると＠ ｖＥａａ ８ Ｂが低
下する。
る。０．４係未満であると＠ ｖＥａａ ８ Ｂが低
下する。
また１、１０％以上であると、ｖＢ８Ｒ＋ｓｏが低下す
る。
る。
■は０．１０％未満とすることが必要である。
０．１０％以上であると、ＴＳ ａｌ ４５４℃は向上
するもののｖＢ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ＳＢ＋ ８０が低
下する。
するもののｖＢ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ＳＢ＋ ８０が低
下する。
Ｎｂは０．０６ ’１未満とすることが必要である。
０．０６％以上であると、ＴＳ ａｔ ４５４℃は向上
するもののｖＢ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ８Ｒ＋ ８０が低
下する。
するもののｖＢ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ８Ｒ＋ ８０が低
下する。
Ｔｉは ０．３０４未満とすることが必要である。
０．３０係以上であると、ＴＳ ａｌ ４５４℃は向上
するもののｖＥ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ＳＢ＋ Ｓｏが低
下する。
するもののｖＥ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ＳＢ＋ Ｓｏが低
下する。
また、前記Ｖ 、 Ｎｂ 、 ＴＩのｌｌｔ又は２種以
上のＶ＋２Ｎｂ＋０．３Ｔｉで示す合計が０．０２〜０
．１５憾である必要がある。０．０２４未満であると、
ＴＳ ａｔ ４５４℃向上の効果がない。０．１５ ’
１を超えると、ｖＥ ａｙＩＳＢ 、 ｖＥ ＳＢ＋
８０が低下する。
上のＶ＋２Ｎｂ＋０．３Ｔｉで示す合計が０．０２〜０
．１５憾である必要がある。０．０２４未満であると、
ＴＳ ａｔ ４５４℃向上の効果がない。０．１５ ’
１を超えると、ｖＥ ａｙＩＳＢ 、 ｖＥ ＳＢ＋
８０が低下する。
Ｎはｏ、ｏ ｏ ｓ ｏ〜０．０１８０％である必要が
ある。
ある。
０、Ｇ Ｏ８０％未満であるとＴＳ ａｔ ４５４℃向
上に効果がない。０．０１８０％を超えると溶接時にピ
ットブロホールが発生する。
上に効果がない。０．０１８０％を超えると溶接時にピ
ットブロホールが発生する。
また、本発明に用いられるワイヤにＢを０．００１〜０
．０１５１添加することにより、さらにｖＥ ａｍ Ｓ
Ｒ、ｖＥ ８Ｒ＋ Ｓｏが改善される。しかし０．００
１％未満ではその効果が低く、０．０１５％を超えると
溶接時に高温われが発生するようにな〕好ましくない。
．０１５１添加することにより、さらにｖＥ ａｍ Ｓ
Ｒ、ｖＥ ８Ｒ＋ Ｓｏが改善される。しかし０．００
１％未満ではその効果が低く、０．０１５％を超えると
溶接時に高温われが発生するようにな〕好ましくない。
本発明はＯｒ−Ｍｅ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ＯｒおよびＭｏを溶接金属に適当量含有する必要が
ある。ワイヤ中Ｏｒ １．８４未満、 Ｍｏ Ｏ，８’
１未満であると本発明における溶接金属の強度向上効果
が微弱に表る。しかしＯｒ３．５％超、Ｍｏ １．２
’！＝ 超では、硬化性が大とな〕。
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ＯｒおよびＭｏを溶接金属に適当量含有する必要が
ある。ワイヤ中Ｏｒ １．８４未満、 Ｍｏ Ｏ，８’
１未満であると本発明における溶接金属の強度向上効果
が微弱に表る。しかしＯｒ３．５％超、Ｍｏ １．２
’！＝ 超では、硬化性が大とな〕。
溶接われの発生およびｖＥａｓ ８Ｒ、ｖＥ８Ｒ＋ ８
０の低下が大で好ましくない。
０の低下が大で好ましくない。
なお、その他の微量元素としては以下の範囲で許容でき
るものである。
るものである。
Ｐく０．０２０％、８＜０．０２０％、Ａｚ＜、ｏ、ａ
ｓ憾。
ｓ憾。
Ｎｉ＜０．４０％、０１く０．２０９６さらにＳｎ 、
Ｓｂ 、 Ａｓ はできるだけ少ないのが好ましい。
Ｓｂ 、 Ａｓ はできるだけ少ないのが好ましい。
次に組合せフラックスは塩基度Ｂが１．４０以上である
必要がある。、１．４０未満であると前記本発明に用い
られるワイヤと組合せても溶接金属中の酸素量が増加し
、 ｖＥ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ＳＲ＋ Ｓｏが低下す
る。
必要がある。、１．４０未満であると前記本発明に用い
られるワイヤと組合せても溶接金属中の酸素量が増加し
、 ｖＥ ａｓ ＳＲ、ｖＥ ＳＲ＋ Ｓｏが低下す
る。
なお５組合せフラックスは製造方法によ夕焼成型フラッ
クスや溶融型フラックス等のタイプのものがあるが５本
発明においては当然ながらどのようなタイプを使用して
もよい。
クスや溶融型フラックス等のタイプのものがあるが５本
発明においては当然ながらどのようなタイプを使用して
もよい。
以下に本発明の実施例について説明する。
第１表に示す組成の板厚１００ｗのＡＳ’ｒＭ人３８７
Ｇｒ２２鋼（２’／４０ ｒ −Ｉ Ｍ ｏ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７ラツクスとを種々組合せ、溶接電流
６００人、溶接電圧３０ｖ１溶接速度３０儒／―の条件
で溶接した。
Ｇｒ２２鋼（２’／４０ ｒ −Ｉ Ｍ ｏ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７ラツクスとを種々組合せ、溶接電流
６００人、溶接電圧３０ｖ１溶接速度３０儒／―の条件
で溶接した。
尚、第１図中、Ｈ： １００ｍ４ ｈ ： ８０ｓａ＋
ｔＬ ： ２０ ｗ、 Ｒ＝ １０１１１１ｂ θ
：４°である。
ｔＬ ： ２０ ｗ、 Ｒ＝ １０１１１１ｂ θ
：４°である。
溶接終了後、温度７０５℃、保持時間２６ ｈｒ、（Ｐ
） −２０，９４のＳＲを行い、板厚の轟 の部分の溶
接金属部から直径１０ｍａ＋’の高温引張試験片、また
同じく板厚のｈ の部分からＪ Ｉ８４号シャルピー試
験片を採取し各試験に供した。
） −２０，９４のＳＲを行い、板厚の轟 の部分の溶
接金属部から直径１０ｍａ＋’の高温引張試験片、また
同じく板厚のｈ の部分からＪ Ｉ８４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を第２図に示す（）
、Ｅ、８ｔｅｐ Ｃｏｏｌｉｎｇ を行ない、それよ
ＪＳＲしたままのものと同様、板厚のｈ の部分よりＪ
ＩＳ４号シャルピー試験片を採取し試験を行なった。
、Ｅ、８ｔｅｐ Ｃｏｏｌｉｎｇ を行ない、それよ
ＪＳＲしたままのものと同様、板厚のｈ の部分よりＪ
ＩＳ４号シャルピー試験片を採取し試験を行なった。
なお、この（）、Ｅ、５ｔｅｐ Ｃｏｏｌｉｎｇ と
は耐使用中脆化を短時間（約１５日間）で調べる目的で
開発された加速脆化処理である。
は耐使用中脆化を短時間（約１５日間）で調べる目的で
開発された加速脆化処理である。
試験を行なった溶接金属の各種性能を第４表に示した。
第４表には、ＳＲ後の４５４ｃでの短時間高温引張強さ
ＣＫｇｆ／ ！１）で、８几後の衝撃値を一３０℃での
吸収エネルギー（〜ｆ−ｍ）で、さらにＧ、’Ｂ、５ｔ
ｅｐ Ｏｏｏｌｉｎｇ 後の衝撃値を一３０℃での吸収
エネルギー（ｈｆ−ｍ）で示した。
ＣＫｇｆ／ ！１）で、８几後の衝撃値を一３０℃での
吸収エネルギー（〜ｆ−ｍ）で、さらにＧ、’Ｂ、５ｔ
ｅｐ Ｏｏｏｌｉｎｇ 後の衝撃値を一３０℃での吸収
エネルギー（ｈｆ−ｍ）で示した。
それらの結果５本発明を満足するワイヤおよびフラック
スを用いた試験例１，２，３，４，５゜６および試験例
７は、高温引張強さが高く（普通４５４℃での強度は４
６ ”／ ｓ以上が要求され翼菖 る）、かつｖＥ−３（ｙｃ／Ｃ３ｆｔ）、ｖＢ−３００
ｃ （ＳＲ＋ＳＣ）の値はともに良好な値を示し穴。
スを用いた試験例１，２，３，４，５゜６および試験例
７は、高温引張強さが高く（普通４５４℃での強度は４
６ ”／ ｓ以上が要求され翼菖 る）、かつｖＥ−３（ｙｃ／Ｃ３ｆｔ）、ｖＢ−３００
ｃ （ＳＲ＋ＳＣ）の値はともに良好な値を示し穴。
比較例中試験例８および試験例９は、ワイヤ（Ｗ３ 、
Ｗ５ ）は本発明を満足する成分であるが組合せた７ラ
ツクスＰ３およびＦ４の塩基度Ｂが低いため高温強度は
良好表ものの、 ｖＢ−３ｏ＝Ｃ（ＳＲ）、ｖＥ＝３（
ｊｏｃ ’ （Ｓ Ｒ＋ Ｓ Ｏ）の値が非常に悪い。
Ｗ５ ）は本発明を満足する成分であるが組合せた７ラ
ツクスＰ３およびＦ４の塩基度Ｂが低いため高温強度は
良好表ものの、 ｖＢ−３ｏ＝Ｃ（ＳＲ）、ｖＥ＝３（
ｊｏｃ ’ （Ｓ Ｒ＋ Ｓ Ｏ）の値が非常に悪い。
試験例１０は、ワイヤＷ６のＳ＋およびＭｎが高すぎる
ためｖＥ＝３゜＝ε （Ｓｌ’Ｌ＋ＳＯ）が非常に悪い
。
ためｖＥ＝３゜＝ε （Ｓｌ’Ｌ＋ＳＯ）が非常に悪い
。
試験例１１は、ワイヤＷ７の、Ｎｂが高すぎｖＥ−３（
ｊ’（、（ＳＲ） 、 ｖＢ −３０’Ｃ（ＳＲ＋ＳＯ
） カ悪イ。
ｊ’（、（ＳＲ） 、 ｖＢ −３０’Ｃ（ＳＲ＋ＳＯ
） カ悪イ。
試験例１２は、ワイ−？ Ｗ ８ （Ｄ Ｖ＋ ２ Ｎ
ｂ＋ ０．３ Ｔｉが高すぎＶＢ−ｔ６＝ｃ （Ｓ
Ｒ１） 、 ｖＥ−３０’Ｃ（ＳＲ＋８０）が悪い。
ｂ＋ ０．３ Ｔｉが高すぎＶＢ−ｔ６＝ｃ （Ｓ
Ｒ１） 、 ｖＥ−３０’Ｃ（ＳＲ＋８０）が悪い。
試験例１３ｉｌ″ｔ％ワイヤＷ９の■が低いため高温強
度が低い。
度が低い。
試験例１４は、ワイヤＷＩＯのＮが低いのでｖＥ、−３
０−ｃ（ＳＲ） 、ｖＥ ＝３ｇ−（、（ＳＲ＋８０）
が悪い。
０−ｃ（ＳＲ） 、ｖＥ ＝３ｇ−（、（ＳＲ＋８０）
が悪い。
試験例１５は、ワイヤＷｌｌのＶ＋ ２ Ｎｂ ＋ ０
．３ ＴｉとＮが低いため、高温強度が低い、 試験例１６は、ワイヤｗｉｔのＶ＋ ２ Ｎｂ ＋ ０
．３ＴｉおよびＮが低く、さらに組合せフラックスＦ３
の塩基度Ｂが低いので、高温強度、ｖＢ＝３ｏ＝ｃ、
’（ＳＲ）ｂｖＢ −３０−（−（Ｓ Ｒ＋ Ｓ （３
）いずれも低い。
．３ ＴｉとＮが低いため、高温強度が低い、 試験例１６は、ワイヤｗｉｔのＶ＋ ２ Ｎｂ ＋ ０
．３ＴｉおよびＮが低く、さらに組合せフラックスＦ３
の塩基度Ｂが低いので、高温強度、ｖＢ＝３ｏ＝ｃ、
’（ＳＲ）ｂｖＢ −３０−（−（Ｓ Ｒ＋ Ｓ （３
）いずれも低い。
試験例１７け、ワイヤＷ１２のＮが高すぎるため溶接時
ビットが発生したので溶接を中断した。
ビットが発生したので溶接を中断した。
舎
φ
悟
卦
覇
城
艦
転
特開昭５９−２２３１９５（６）
以上の実施例にも示されているように、 Ｏｒ −Ｍｏ
系低合金鋼の潜弧溶接において本発明方法によれば、高
温で長時間のＳＲ後も、溶接金属の強度を顕著に改善す
ることができ、かつそれにともなう靭性の低下が極めて
少なく、耐使用中脆化特性も良好な溶接部が得られるも
のであシ、本発明の工業的価値は極めて高いものである
。
系低合金鋼の潜弧溶接において本発明方法によれば、高
温で長時間のＳＲ後も、溶接金属の強度を顕著に改善す
ることができ、かつそれにともなう靭性の低下が極めて
少なく、耐使用中脆化特性も良好な溶接部が得られるも
のであシ、本発明の工業的価値は極めて高いものである
。
第１図は本発明の実施例における鋼板の開先形状を示す
図である。 第２図は２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。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 信２名 ０ ４９４− □！門芙
図である。 第２図は２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。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 信２名 ０ ４９４− □！門芙
Claims (1)
- （１）重量％でＣ：０．０７〜０１７％＋ ８ ＋ ：
０．’２０％未満、Ｍｎ：０．４０％以上１．１０％
未満、Ｃｒ：１．８ Ａ−３，５％、Ｍ ｏ ： ０．
８〜１．２％を含有し、さらｙｃ、Ｖ：０．１０％未満
、Ｎ ｂ ： ０．０６９６未ｔ４、Ｔｉ：ｏ、３ｏ％
未満の１種又は２種以上を■＋２Ｎｂ＋０．３Ｔｉで０
．０２〜０１５％、Ｎ ：０．００８０〜０．０１８０
％を含有する鋼ワイヤと、下記（１）式で示される塩基
度Ｂが１．４０以上の高塩基性溶接用フラックスとを組
合せて溶接することを特徴とするＣ ｒ −Ｍ ｏ系低
合金鋼の潜弧溶接方法。 塩基度Ｂ ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＦ２＋０．５ （ＭｎＯ
＋Ｆｅ０）＋Ｎａ ２０＋に２０＋Ｌ ｉ ２０Ｓｉ０
２＋０．５（Ａ−６２０ａ＋Ｔｉ０２）・・・・・・（
１）式 ％式％） ： し、さらに、Ｖ ： ０．１０ ％未満、Ｎｈ：０．０
６％未満、Ｔｉ：Ｑ、３０％未満の１種又は２種以上を
Ｖ＋２Ｎｂ＋０．３Ｔｉで０．０２〜０．１５％、Ｎ：
０．００８０〜０．０１ Ｒ０％、Ｂ：Ｑ、ＯＯ１〜０
．０１５％を含有する鋼ワイヤと、下記（１）式で示さ
れる塩基度Ｂが１．４０以上の高塩基性溶接用フラック
スとを組合せて溶接することを特徴とするＣｒ−Ｍｏ系
低合金鋼の潜弧溶接方法。 塩基度Ｂ Ｃａｏ＋Ｍｇｏ＋Ｂａｏ＋ｃａＦ’２＋０．５（ＭｎＯ
＋Ｆｅ０）＋Ｎａ２Ｏ＋に２０＋Ｌｉ ２０Ｓｉ０２＋
０．５（Ａ−ｅ２０ａ＋Ｔｉ０２）・・・・・・（１）
式 ％式％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9559983A JPS59223195A (ja) | 1983-06-01 | 1983-06-01 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP9559983A JPS59223195A (ja) | 1983-06-01 | 1983-06-01 | Ｃｒ↓−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59223195A true JPS59223195A (ja) | 1984-12-14 |
Family
ID=14142016
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9559983A Pending JPS59223195A (ja) | 1983-06-01 | 1983-06-01 | Ｃｒ↓−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59223195A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62101394A (ja) * | 1985-10-29 | 1987-05-11 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼溶接用鋼ワイヤ |
| JPS62114795A (ja) * | 1985-11-13 | 1987-05-26 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼溶接用鋼ワイヤ |
| JPS63238978A (ja) * | 1987-03-26 | 1988-10-05 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
| CN105397342A (zh) * | 2015-12-18 | 2016-03-16 | 天津宝庆峰焊业有限公司 | 一种气保护药芯焊丝及其制备方法以及气保护焊接方法 |
-
1983
- 1983-06-01 JP JP9559983A patent/JPS59223195A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62101394A (ja) * | 1985-10-29 | 1987-05-11 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼溶接用鋼ワイヤ |
| JPS62114795A (ja) * | 1985-11-13 | 1987-05-26 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金耐熱鋼溶接用鋼ワイヤ |
| JPS63238978A (ja) * | 1987-03-26 | 1988-10-05 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
| JPH042349B2 (ja) * | 1987-03-26 | 1992-01-17 | ||
| CN105397342A (zh) * | 2015-12-18 | 2016-03-16 | 天津宝庆峰焊业有限公司 | 一种气保护药芯焊丝及其制备方法以及气保护焊接方法 |
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