KR101918866B1 - 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법 - Google Patents

고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법 Download PDF

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Abstract

고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접에 있어서, 용접 능률이 우수함과 더불어, 슬래그 박리성 및 비드의 상태가 양호하고, 용접 금속의 고온 균열의 발생을 억제할 수 있는 용접 방법을 제공한다. 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법은, 선행극의 와이어 송급 속도 VL을 45∼90g/min, 후행극의 와이어 송급 속도 VT를 60∼110g/min, 용접 속도 v를 30∼55cm/min, 단위 길이당 용착량을 2.8∼3.8g/cm로 하는 조건에서 용접하는 것을 특징으로 한다.

Description

고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법{TANDEM SUBMERGED ARC WELDING METHOD FOR HIGH Cr CSEF STEEL}
본 발명은 서브머지드 아크 용접 방법에 관한 것이고, 보다 상세하게는, 고Cr계 CSEF(Creep strength-Enhanced Ferritic: 크리프 강도 강화 페라이트) 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에 관한 것이다.
화력 발전 보일러나 터빈, 탈황이나 개질(중유 분해)용의 화학 반응 용기(리액터)는, 고온, 고압에서 운전되기 때문에, 재료로서는, 1.25Cr-0.5Mo 강, 2.25Cr-1.0Mo 강, 2.25Cr-1.0Mo-V 강 등이 적용되고 있다. 근년, 중유의 유효 이용이나 석유 정제에 있어서, 더한층의 고능률화가 요구되고 있고, 8질량% 이상의 Cr을 함유하는 고Cr계 CSEF 강의 적용이 검토되고 있다. 고Cr계 CSEF 강에는, ASTM(American Society for Testing and Materials: 미국 재료 시험 협회) 규격이나 ASME(American Society of Mechanical Engineers: 미국 기계 협회) 규격에 규정되는 SA387 Gr.91, SA213 Gr.T91 등이 있다.
화력 발전 보일러나 터빈, 리액터는, 단조 링이나 파이프, 굽힘 가공 강판을 적절히 조합하여 용접해서 형성된다. 덧붙여서 단조 링은, 판 두께 150∼450mm, 최대 외경 약 7m 정도, 전장 수∼수십 m나 된다. 화력 발전 보일러나 터빈, 리액터의 용접 방법으로서는, 피복 아크 용접, TIG(Tungsten Inert Gas) 용접, 서브머지드 아크 용접이 이용된다. 이 중에서도 서브머지드 아크 용접은, 타 용접 방법과 비교해서 고능률이기 때문에 다용되고 있는 용접 방법이다. 또한, 더한층의 고능률화에 대해서는, 탠덤 전극으로 서브머지드 아크 용접하는 방법이 있다. 그러나 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접은, 고온 균열의 과제가 있다. 그래서, 서브머지드 아크 용접에 있어서의 고온 균열을 억제하고, 용접의 고능률화를 도모하는 기술로서는, 이하와 같은 기술이 개시되어 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, 개선 폭이 10∼25mm, 개선 각도가 15도 이하인 협개선을 서브머지드 아크 용접에 의해 1층 1패스에서 용접하는 데 있어서, 선행 전극으로서 1.6∼3.2mmφ의 전극을, 또한 후행 전극으로서 4.0∼4.8mmφ의 전극을 각각 사용함과 더불어, 전극간 거리를 50∼150mm로 하고, 소결형 플럭스를 이용해서 용접하는 것을 특징으로 하는 내로우 갭 서브머지드 아크 용접 방법이 개시되어 있다.
이 용접 방법에서는, 탠덤 용접으로 전극간 거리를 50∼150mm로 함으로써, 비드 형상비(비드 깊이 H/비드 폭 W)를 억제하고 있다. 그때, 선행 전극의 와이어 지름을 1.6∼3.2mmφ, 후행 전극의 와이어 지름을 4.0∼4.8mmφ로 하고 있다. 이에 의해, 고온 균열의 발생을 억제하고 있다.
일본 특허공개 소60-177966호 공보
그러나, 종래의 기술에 있어서는 이하의 문제가 있다.
특허문헌 1에 있어서, 실시예에 기재되어 있는 용접용 솔리드 와이어는 연강이다. 고크로뮴 강과 공재로 구성된 용접용 솔리드 와이어는 연강과 공재로 구성된 용접용 솔리드 와이어와 비교해서, 줄 발열이 크기 때문에, 용착량이 커져 고온 균열의 감수성이 높아지는 경우가 있다. 즉, 특허문헌 1에 기재된 방법만으로, 고Cr계 CSEF 강의 용접에 있어서의 고온 균열에 대한 해결을 하는 것은 어렵다. 또한, 선행의 전극으로 형성된 슬래그가, 후행의 전극으로 충분히 완전 용융되지 않을 리스크도 있어, 리액터의 주(周)용접과 같은 고품질이 요구되는 개소에 적합하지 않는 경우가 있다.
또한, 후(厚)판을 고능률로 용접하기 위해서는, 용접 입열을 올린다, 즉, 용접 전류, 아크 전압을 높여, 용접 속도를 약간 낮게 하는 것이 유효하다. 그러나, 용접 입열을 올리면, 특히 협개선에서는 비드 형상이 배형이 되기 쉬워, 고온 균열의 발생 리스크가 높아진다. 여기에서 문제가 되는 고온 균열은, 용접 금속 중에 포함되는 P, S, Si, Nb에 의한 저융점 화합물이 응고 시에 덴드라이트간이나 오스테나이트 결정립계에 편석되어, 용접 수축 변형이 가해져서 발생하는 이른바 응고 균열이다.
그 때문에, 고온 균열의 억제책으로서, 용접 재료의 화학 성분 조정, 구체적으로는, P, S 등의 불순물을 초고순도(Extra High Purity) 용해로 100ppm 이하로 억제하는 것도 효과적이다. 그러나, 초고순도 용해는, 전자 빔 용해나 전용의 특수 노벽 내화재를 사용하지 않을 수 없기 때문에 경제적으로 난점이 있다. 이 때문에, 일반적인 불순물 레벨에서도, 고온 균열의 발생을 억제할 수 있는 기술이 요구되고 있다.
더욱이, 고Cr계 CSEF 강의 서브머지드 아크 용접은, 와이어의 주요 성분에도 고온 균열을 야기하는 원인이 있다. 즉, 고Cr계 CSEF 강과 공재로 구성된 서브머지드 아크 용접용 솔리드 와이어는, 종래 사용되고 있던 1.25Cr-0.5Mo, 2.25Cr-1.0Mo, 2.25Cr-1.0Mo-V 강과 공재로 구성된 각 솔리드 와이어와 비교해서, 줄 발열이 높고, 용착량이 크다. 또, 그의 용접 금속은 1.25Cr-0.5Mo, 2.25Cr-1Mo, 2.25Cr-1Mo-V 강 와이어의 것과 비교해서, 응고 수축량이 크다. 즉, 고Cr계 CSEF 강의 서브머지드 아크 용접에서는, 단순히 용접 재료의 화학 성분 조정만으로는 고온 균열의 억제가 곤란하다. 또한, 탠덤 서브머지드 아크 용접에서는, 용접 능률의 향상에 더하여, 양호한 슬래그 박리성이나, 비드의 상태가 양호할 것도 요구된다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 과제는, 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접에 있어서, 용접 능률이 우수함과 더불어, 슬래그 박리성 및 비드의 상태가 양호하고, 용접 금속의 고온 균열의 발생을 억제할 수 있는 용접 방법을 제공하는 것에 있다.
본 발명자들은, 예의 연구를 거듭한 결과, 와이어의 송급 속도, 용접 속도, 양자의 비로 산출되는 단위 길이당 용착량을 규정하는 것에 의해, 고온 균열의 발생을 억제할 수 있다는 것을 발견했다.
즉, 본 발명에 따른 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법은, 선행극의 와이어 송급 속도 VL을 45∼90g/min, 후행극의 와이어 송급 속도 VT를 60∼110g/min, 용접 속도 v를 30∼55cm/min, 단위 길이당 용착량을 2.8∼3.8g/cm로 하는 조건에서 용접하는 것을 특징으로 한다.
이러한 용접 방법에 의하면, 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법(이하, 적절히, 서브머지드 아크 용접 방법 또는, 간단히 용접 방법이라고 함)은, 와이어의 송급 속도, 용접 속도, 단위 길이당 용착량을 규정하는 것에 의해, 용접 능률, 비드의 상태 및 슬래그 박리성이 향상됨과 더불어 용접 금속의 고온 균열의 발생이 억제된다.
또한, 본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에서는, 용접 와이어는, C: 0.03∼0.13질량%, Si: 0.05∼0.50질량%, Mn: 0.50∼2.20질량%, P: 0.015질량% 이하, S: 0.010질량% 이하, Ni: 0.20질량% 초과 1.00질량% 이하, Cr: 8.00∼10.50질량%, Mo: 0.20∼1.20질량%, V: 0.05∼0.45질량%, Nb: 0.020∼0.080질량%, N: 0.02∼0.08질량%를 함유하고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 것이 바람직하다.
이러한 용접 방법에 의하면, 용접 와이어에 특정의 원소를 함유시키는 것에 의해, 추가로 인성을 개선하고, 또한 크리프 파단 강도를 향상시키는 것 등이 가능해진다.
또한, 본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에서는, 상기 용접 와이어는, 추가로 Cu, B, W, Co 중 어느 1종 이상을, Cu: 1.70질량% 이하, B: 0.005질량% 이하, W: 2.0질량% 이하, Co: 3.0질량% 이하 함유하고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 것이 바람직하다.
이러한 용접 방법에 의하면, 용접 와이어에 특정의 원소를 함유시키는 것에 의해, 추가로 인성을 개선하고, 또한 크리프 파단 강도를 향상시키는 것 등이 가능해진다.
또한, 본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에서는, 용접 플럭스는, CaF2: 10∼60질량%, CaO: 2∼25질량%, MgO: 10∼50질량%, Al2O3: 2∼30질량%, Si 및 SiO2: 6∼30질량%(SiO2 환산)를 함유하고, 다음 식으로 나타내는 염기도가 2.3∼2.7인 것이 바람직하다.
염기도=(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))
여기에서, 각 화합물은 플럭스 전체 질량당 각 화합물의 함유량(질량%)을 나타낸다.
이러한 용접 방법에 의하면, 비드 외관, 비드 형상 및 용접 금속의 인성의 열화 등을 억제할 수 있다.
또한, 본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에서는, 팁/모재간 거리가 20∼40mm인 것이 바람직하다.
이러한 용접 방법에 의하면, 팁의 아크에 의한 용손, 및 용착량이 과잉이 되는 것을 보다 확실히 억제할 수 있다.
또한, 본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에서는, 팁 각도는 후퇴각 α가 0°부터 50°까지의 범위, 전진각 β가 0°부터 50°까지의 범위인 것이 바람직하다.
이러한 용접 방법에 의하면, 용접 와이어 송급 속도를 보다 확실히 안정화할 수 있다.
또한, 본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법에서는, 팁 형상은 직관 형상 또는 벤트(bent) 각재 형상인 것이 바람직하다.
이러한 용접 방법에 의하면, 와이어 송급성과 급전 위치 안정화를 보다 확실히 확보할 수 있다.
본 발명의 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법은, 고Cr계 CSEF 강의 용접에 있어서, 용접 능률이 우수함과 더불어, 비드의 상태가 양호하고, 슬래그 박리성, 내고온균열성이 우수한 용접 금속을 얻을 수 있다.
도 1은 본 발명의 용접 방법에 있어서의 선행극과 후행극의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 2는 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 형상을 나타내는 정면도이다.
도 3은 도 2에 나타내는 용접 팁의 측면도이다.
도 4는 도 2에 나타내는 용접 팁의 팁 선단부측의 단면도이다.
도 5는 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 6은 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 7은 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 8은 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 9는 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 10은 본 발명의 용접 방법에 있어서의 용접 팁의 상태를 나타내는 정면도이다.
도 11은 실시예에서 이용한 시험체 및 용접 금속의 적층 상태를 나타내는 단면도이다.
도 12는 실시예에서 이용한 시험체 및 용접 금속의 적층 상태를 나타내는 단면도이다.
이하, 본 발명의 실시형태에 대해서 상세하게 설명한다.
본 발명의 용접 방법은, 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법이다. 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법이란, 예를 들면 도 1에 나타내는 바와 같이, 고Cr계 CSEF 강으로 구성된 모재(10)를, 와이어(12a, 12b)가 각각 내삽된 용접 팁(11a, 11b)과, 도시하지 않는 용접 플럭스를 이용해서 아크 용접으로 용접하는 방법이다. 즉, 본 발명의 용접 방법은, 도 1에 나타내는 바와 같이, 선행극(15a) 및 후행극(15b)의 2전극으로 용접하는 것이다.
한편, 도 2∼10은 선행극 또는 후행극을 나타내고 있고, 편의상, 이들을 통틀어서 도시하고 있다.
본 발명의 용접 방법은, 모재(피용접재)로서 고Cr계 CSEF 강을 대상으로 하는 것이다. 고Cr계 CSEF 강에는, 각종의 규격이 있고, 예를 들면 ASTM 규격이나 ASME 규격에 규정된 SA387 Gr.91, Gr.122, Gr.92, Gr.911 및 SA213 Gr.T91, EN 규격에 규정된 X10CrMoVNb9-1, 및 사단법인 화력 원자력 발전 기술 협회 발전용 화력 설비의 기술 기준-화력 설비의 기술 기준의 해석 [제10장 용접부]-에 규정된 Ka-SFVAF28, Ka-SFVAF29, Ka-STBA28, Ka-STPA28, Ka-SCMV28이 있다. 한편, 고Cr란, Cr 함유량이 8질량% 이상인 것을 말한다.
바람직한 모재의 화학 성분으로서는, C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Al, Ti, Zr, N을 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또는 추가로, 소정량의 Cu를 함유해도 된다. 한편, 모재의 각 성분 함유량은 모재 전체에 대한 것이다.
구체적으로는, C: 0.08∼0.12질량%, Si: 0.20∼0.50질량%, Mn: 0.30∼0.60질량%, P: 0.020질량% 이하, S: 0.010질량% 이하, Ni: 0.40질량% 이하, Cr: 8.00∼9.50질량%, Mo: 0.85∼1.05질량%, V: 0.18∼0.25질량%, Nb: 0.06∼0.10질량%, Al: 0.02질량% 이하, Ti: 0.01질량% 이하, Zr: 0.01질량% 이하, N: 0.030∼0.070질량%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이다. 추가로, Cu: 0.06질량% 이하 함유해도 된다.
고온 균열의 발생을 억제하는 수법의 하나로서, 입열을 제한한다는 수법이 취해진다. 그러나, 용접 전류나 아크 전압은, 워크의 상태, 통전점 등의 용접 환경에 따라, 와이어의 용융에 사용되는 에너지가 달라져 버리는 경향이 있다. 즉, 동일한 입열로 용접하더라도, 고온 균열의 발생의 유무에 차가 생긴다. 그래서, 본 발명자들은, 와이어의 송급 속도, 용접 속도, 단위 길이당 용착량을 규정하는 것에 의해, 그 과제를 해결했다.
즉, 본 발명의 용접 방법은, 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법으로서, 선행극의 와이어 송급 속도 VL을 45∼90g/min, 후행극의 와이어 송급 속도 VT를 60∼110g/min, 용접 속도 v를 30∼55cm/min, 단위 길이당 용착량을 2.8∼3.8g/cm로 하는 조건에서 용접하는 것을 특징으로 한다. 이하에 각 조건의 수치 한정 이유에 대해서 설명한다.
<와이어의 송급 속도: 선행극의 와이어 송급 속도 VL이 45∼90g/min, 후행극의 와이어 송급 속도 VT가 60∼110g/min>
선행극의 와이어의 송급 속도가 45g/min 미만, 또는 후행극의 와이어 송급 속도가 60g/min 미만이면, 용접 전류가 지나치게 작아서 아크가 불안정해져, 용입 불량이 발생한다. 한편, 선행극의 와이어의 송급 속도가 90g/min을 초과하거나, 또는 후행극의 와이어 송급 속도가 110g/min을 초과하면, 용착량이 지나치게 많아서 고온 균열이 발생함과 더불어, 슬래그 박리성도 열화된다. 따라서, 와이어 송급 속도는, 선행극의 와이어 송급 속도 VL을 45∼90g/min, 후행극의 와이어 송급 속도 VT를 60∼110g/min으로 한다.
선행극의 와이어 송급 속도는, 용입 불량의 발생을 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 50g/min 이상, 보다 바람직하게는 55g/min 이상이다. 또한, 고온 균열의 발생, 슬래그 박리성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 85g/min 이하, 보다 바람직하게는 80g/min 이하이다. 후행극의 와이어 송급 속도는, 용입 불량의 발생을 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 65g/min 이상, 보다 바람직하게는 70g/min 이상이다. 또한, 고온 균열의 발생, 슬래그 박리성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 105g/min 이하, 보다 바람직하게는 100g/min 이하이다.
와이어의 송급 속도에 대해서, 선행극의 와이어 송급 속도의 범위와, 후행극의 와이어 송급 속도의 범위를 비교하면, 선행극의 와이어 송급 속도의 범위 쪽이 약간 작다. 여기에서, 선행극에 의한 용접 금속량과 후행극에 의한 용접 금속량은, 선행극에 의한 것과 후행극에 의한 것으로 등분으로 하는 것보다, 선행극에 의한 용접 금속량이 약간 적게 됨으로써, 비드 깊이를 작게, 비드 폭을 크게 할 수 있다. 이 때문에, 고온 균열에 대해 유리해진다. 따라서, 와이어의 송급 속도는 「선행극 VL<후행극 VT」가 바람직하다.
<용접 속도 v: 30∼55cm/min>
용접 속도가 30cm/min 미만이면, 용착량이 지나치게 많아서 고온 균열이 발생한다. 한편, 용접 속도가 55cm/min을 초과하면, 용융 금속의 공급이 시간을 맞추지 못해, 비드 형상이 불안정해져서, 융합 불량이나 슬래그 혼입이 발생한다. 따라서, 용접 속도 v는 30∼55cm/min으로 한다. 용접 속도는, 고온 균열의 발생을 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 35cm/min 이상이다. 또한, 비드 형상 안정화와 융합 불량·슬래그 혼입 방지의 관점에서, 바람직하게는 50cm/min 이하이다. 한편, 용접 속도란, 도 1에 나타내는 바와 같이, 용접기의 용접 팁(11a, 11b)의 용접 방향으로의 이동 속도이다.
<단위 길이당 용착량: 2.8∼3.8g/cm>
단위 길이당 용착량은 「와이어의 송급 속도/용접 속도」에 의해 계산된다. 즉, 단위 길이당 용착량은 와이어의 송급 속도와 용접 속도의 비로 구한다. 한편, 와이어의 송급 속도는 선행극의 와이어 송급 속도와 후행극의 와이어 송급 속도의 합계이다. 본 발명의 포인트는 이 단위 길이당 용착량을 적절히 제어하는 것이다. 단위 길이당 용착량이 2.8g/cm 미만이면, 용착량이 지나치게 적어서 용접 능률이 악화된다. 한편, 단위 길이당 용착량이 3.8g/cm를 초과하면, 수축에 수반하는 힘이 커진다. 또한, 비드의 형상은, 배형에 가까워지기 때문에, 용접 금속의 응고 방향이 비드 중앙을 향해서 수평이 되고, 수축력이 가해지는 방향이 최종 응고부에 대해 수직이 된다. 그 때문에, 고온 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 단위 길이당 용착량은 2.8∼3.8g/cm로 한다. 단위 길이당 용착량은, 용접 능률을 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 2.9g/cm 이상, 보다 바람직하게는 3.0g/cm 이상이다. 또한, 고온 균열의 발생을 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 3.7g/cm 이하, 보다 바람직하게는 3.6g/cm 이하이다.
본 발명의 용접 방법은, 상기 용접 조건의 규정에 더하여, 소정의 용접 와이어와 소정의 용접 플럭스를 조합해서 사용하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 용접 와이어는, C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, N을 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 소정의 와이어 지름을 갖는 것이다. 또한, 용접 와이어는, 모재 성분에 좌우되는 것은 아니지만 모재 동등의 기계 성능을 갖는 것이 바람직하다. 이 때문에, 와이어에는, 적절히, Cu, B, W, Co(이들 4원소로부터 선택되는 1종 이상)를 소정량 함유해도 된다. 또한, 용접 플럭스는, CaF2, CaO, MgO, Al2O3, Si 및 SiO2를 소정량 함유하고, 소정의 염기도를 가진 것이다. 이하, 용접 와이어, 용접 플럭스에 대해서 설명한다.
[용접 와이어]
본 발명에서 사용하는 용접 와이어는, C: 0.03∼0.13질량%, Si: 0.05∼0.50질량%, Mn: 0.50∼2.20질량%, P: 0.015질량% 이하, S: 0.010질량% 이하, Ni: 0.20질량% 초과 1.00질량% 이하, Cr: 8.00∼10.50질량%, Mo: 0.20∼1.20질량%, V: 0.05∼0.45질량%, Nb: 0.020∼0.080질량%, N: 0.02∼0.08질량%를 함유하고, 추가로 적절히 Cu, B, W, Co(이들 4원소로부터 선택되는 1종 이상)를 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물이며, 와이어 지름이 2.0∼5.0mmφ가 바람직하다. 이하, 각 구성의 수치 한정 이유에 대해서 설명한다. 한편, 용접 와이어의 각 성분 함유량은 용접 와이어 전체에 대한 것이다.
<C: 0.03∼0.13질량%>
C는 N과 함께 Cr, Mo, W, V, Nb, 및 B와 결합해서 각종 탄질화물을 석출하여, 크리프 파단 강도를 향상시키는 효과가 있다. 단, C 함유량이 0.03질량% 미만이면 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, C를 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, C 함유량이 0.13질량%를 초과하면, 고온 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 용접 와이어의 C 함유량은 0.03∼0.13질량%로 한다. C 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.04질량% 이상이다. 또한, 고온 균열의 발생을 더 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.12질량% 이하이다.
<Si: 0.05∼0.50질량%>
Si는 탈산제로서 작용하고, 용착 금속 중의 산소량을 저감해서 용접 금속의 인성을 개선하는 효과가 있다. 단, Si 함유량이 0.05질량% 미만이면 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Si는 페라이트 생성 원소여서, 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, Si 함유량이 0.50질량%를 초과하면, 용접 금속에 있어서의 δ-페라이트의 잔류를 야기하여, 용접 금속의 인성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 Si 함유량은 0.05∼0.50질량%로 한다. Si 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.05질량%를 초과하는 것이다. 또한, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.48질량% 이하, 보다 바람직하게는 0.45질량% 이하이다.
<Mn: 0.50∼2.20질량%, Ni: 0.20질량% 초과 1.00질량% 이하>
Mn은 탈산제로서 작용하고, 용착 금속 중의 산소량을 저감해서 인성을 개선하는 효과가 있다. 또한, Mn 및 Ni는 오스테나이트 생성 원소이며, 모두 용접 금속에 있어서의 δ-페라이트의 잔류에 의한 인성 열화를 억제하는 효과가 있다. 단, Mn 함유량이 0.50질량% 미만인 경우, 또는 Ni가 0.20질량% 이하인 경우는, 이들 효과는 얻어지지 않아 용접 금속의 인성이 열화된다. 한편, Mn 함유량이 2.20질량%를 초과하는 경우, 또는 Ni 함유량이 1.00질량%를 초과하는 경우는, 용접 금속의 인성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 Mn 함유량은 0.50∼2.20질량%, 용접 와이어의 Ni 함유량은 0.20질량% 초과 1.00질량% 이하로 한다. 한편, Mn 및 Ni의 총 함유량이 1.50질량%를 초과하는 경우는, 용접 금속의 인성이 열화됨과 더불어 용착 금속의 Ac1 변태점이 저하되어서 고온 템퍼링이 불가능해져 조직의 안정화 처리를 할 수 없게 된다. 따라서, Mn 및 Ni의 총 함유량은 1.50질량% 이하가 바람직하다.
Mn 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.55질량% 이상이다. 또한, 용접 금속의 인성을 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 2.15질량% 이하이다.
Ni 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.25질량% 이상, 보다 바람직하게는 0.30질량% 이상이다. 또한, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.95질량% 미만이다.
<Cr: 8.00∼10.50질량%>
Cr은 본 발명에서 이용하는 용접 와이어가 대상으로 하고 있는 고Cr계 CSEF 강의 주요 원소이며, 내산화성, 고온 강도를 확보하기 위해서 불가결한 원소이다. 단, Cr 함유량이 8.00질량% 미만이면, 내산화성 및 고온 강도가 불충분해진다. 한편, Cr은 페라이트 생성 원소여서, 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, Cr 함유량이 10.50질량%를 초과하면, δ-페라이트의 잔류를 야기하여, 용접 금속의 인성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 Cr 함유량은 8.00∼10.50질량%로 한다. 이에 의해, 우수한 내산화성 및 고온 강도가 얻어진다. Cr 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 8.05질량% 이상이다. 또한, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 10.45질량% 이하이다.
<Mo: 0.20∼1.20질량%>
Mo는 고용 강화 원소이며, 크리프 파단 강도를 향상시키는 효과가 있다. 단, Mo 함유량이 0.20질량% 미만이면, 충분한 크리프 파단 강도가 얻어지지 않는다. 한편, Mo는 페라이트 생성 원소이기 때문에, 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, Mo 함유량이 1.20질량%를 초과하면, 용접 금속에 있어서의 δ-페라이트의 잔류를 야기하여, 용접 금속의 인성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 Mo 함유량은 0.20∼1.20질량%로 한다. Mo 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.22질량% 이상이다. 또한, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 1.18질량% 이하이다.
<V: 0.05∼0.45질량%>
V는 석출 강화 원소이며, 탄질화물로서 석출되어서 크리프 파단 강도를 향상시키는 효과가 있다. 단, V 함유량이 0.05질량% 미만이면, 충분한 크리프 파단 강도가 얻어지지 않는다. 한편, V는 페라이트 생성 원소이기도 해서, 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, V 함유량이 0.45질량%를 초과하면, 용접 금속에 있어서의 δ-페라이트의 잔류를 야기하여, 용접 금속의 인성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 V 함유량은 0.05∼0.45질량%로 한다. V 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.10질량% 이상이다. 또한, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.40질량% 이하이다.
<Nb: 0.020∼0.080질량%>
Nb는 고용 강화 및 질화물로서 석출되어서 크리프 파단 강도의 안정화에 기여하는 원소이다. 단, Nb 함유량이 0.020질량% 미만이면, 충분한 크리프 파단 강도가 얻어지지 않는다. 한편, Nb는 페라이트 생성 원소이기도 해서, 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, Nb 함유량이 0.080질량%를 초과하면, 용접 금속에 있어서의 δ-페라이트의 잔류를 야기하여, 용접 금속의 인성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 Nb 함유량은 0.020∼0.080질량%로 한다. Nb 함유량은, 상기 효과를 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.022질량% 이상이다. 또한, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.078질량% 이하이다.
<P: 0.015질량% 이하>
P는 고온 균열 감수성을 높이는 원소이다. P 함유량이 0.015질량%를 초과하면, 고온 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 용접 와이어의 P 함유량은 0.015질량% 이하로 규제한다. P 함유량은, 고온 균열의 발생을 더 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.010질량% 이하이다.
<S: 0.010질량% 이하>
S는 고온 균열 감수성을 높이는 원소이다. S 함유량이 0.010질량%를 초과하면, 고온 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 용접 와이어의 S 함유량은 0.010질량% 이하로 규제한다. S 함유량은, 고온 균열의 발생을 더 억제하는 관점에서, 바람직하게는 0.009질량% 이하이다.
<N: 0.02∼0.08질량%>
N은 C와 함께 Cr, Mo, W, V, Nb 및 B와 결합해서 각종 탄질화물을 석출하여, 크리프 파단 강도를 향상시키는 효과가 있다. 단, N 함유량이 0.02질량% 미만이면 충분한 효과가 얻어지지 않는다. 한편, N을 과잉으로 함유하면, 구체적으로는, N 함유량이 0.08질량%를 초과하면, 슬래그 박리성이 열화된다. 따라서, 용접 와이어의 N 함유량은 0.02∼0.08질량%로 한다. N 함유량은, 크리프 파단 강도를 더 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 0.03질량% 이상이다. 또한, 슬래그 박리성의 향상의 관점에서, 바람직하게는 0.07질량% 이하이다.
적절히 소정량 함유해도 되는 성분으로서, Cu, B, W, Co의 수치 한정 이유를 설명한다.
<Cu: 1.70질량% 이하>
Cu는 오스테나이트 생성 원소이며, 용접 금속에 있어서의 δ-페라이트의 잔류에 의한 인성 열화를 억제하는 효과가 있기 때문에 함유해도 된다. 한편, 과잉된 함유는 고온 균열을 야기하는 경우가 있다. 그 때문에, Cu는 1.70질량% 이하로 한다. Cu의 바람직한 상한은 1.0질량%, 더 바람직한 상한은 0.5질량%이다. Cu의 함유 방법은, 와이어 표면으로의 도금이어도 상관없다.
<B: 0.005질량% 이하>
B는 미량 함유에 의해 탄화물을 분산·안정화시켜, 크리프 파단 강도를 높이는 효과가 있기 때문에, 함유해도 된다. 한편, 과잉된 함유는 고온 균열을 야기하는 경우가 있다. 그 때문에, B는 0.005질량% 이하로 한다. B의 바람직한 상한은 0.003질량%, 더 바람직한 상한은 0.0015질량%이다.
<W: 2.0질량% 이하>
W는 매트릭스의 고용 강화와 미세 탄화물 석출에 의해 크리프 파단 강도의 안정화에 기여하는 원소이기 때문에, 함유해도 된다. 한편, W는 페라이트 생성 원소이기도 하기 때문에 과잉된 함유는, δ-페라이트의 잔류에 의한 인성 열화를 야기한다. 이 때문에, W는 2.0질량% 이하로 한다. W의 바람직한 상한은 1.8질량%, 더 바람직한 상한은 1.7질량%이다.
<Co: 3.0질량% 이하>
Co는 δ 페라이트의 잔류를 억제하는 원소이기 때문에, 함유해도 된다. 한편, 과잉 함유하면 Ac1점을 내리기 때문에, 고온 템퍼링이 불가능해져 조직의 안정화 처리를 할 수 없게 된다. 이 때문에 Co는 3.0질량% 이하로 한다. Co의 바람직한 상한은 2.0질량%, 더 바람직한 상한은 1.8질량%이다.
<잔부: Fe 및 불가피적 불순물>
용접 와이어의 성분의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면 Ti, Al 등을 들 수 있다.
<용접 와이어의 와이어 지름>
본 발명에서 이용하는 와이어 지름은 2.0∼5.0mmφ가 바람직하다. 와이어 지름이 2.0mmφ 미만이면, 충분한 용착량을 얻을 수 없어, 용접 능률이 희생이 된다. 한편, 5.0mmφ를 초과하면, 상기한 용접 조건의 고안을 도모하더라도 용착량이 많기 때문에, 고온 균열의 발생을 억제할 수 없는 경우가 있다.
[용접 플럭스]
<플럭스의 CaF2: 10∼60질량%>
CaF2는 슬래그의 융점을 내려서 유동성을 높이기 때문에, 비드 형상을 조절하는 효과가 있다. 단, CaF2가 부족하면 충분한 효과가 얻어지지 않는 데 비해, 과잉이면 비드 표면의 리플이 불균일하면서 거칠어져, 친화성이 손상된다. 이 때문에, 플럭스의 CaF2는 10∼60질량%로 한다.
<플럭스의 CaO: 2∼25질량%>
CaO는 슬래그의 점성을 조정해서 비드 형상을 조절하는 효과가 있다. 단, CaO가 부족하면 충분한 효과가 얻어지지 않는 데 비해, 과잉이면 비드 표면에 포크 마크가 발생하여, 친화성이 손상된다. 이 때문에, 플럭스의 CaO는 2∼25질량%로 한다.
<플럭스의 MgO: 10∼50질량%>
MgO도 CaO와 마찬가지로 슬래그의 점성을 조정해서 비드 형상을 조절하는 효과가 있다. 단, MgO가 부족하면 충분한 효과가 얻어지지 않는 데 비해, 과잉이면 비드 표면에 포크 마크가 발생하여, 친화성이 손상된다. 이 때문에, 플럭스의 MgO는 10∼50질량%로 한다.
<플럭스의 Al2O3: 2∼30질량%>
Al2O3은 슬래그의 융점을 높여서 유동성을 조정하여, 비드 형상을 조절하는 효과가 있다. 단, Al2O3가 부족하면 충분한 효과가 얻어지지 않는 데 비해, 과잉이면 슬래그의 소부를 초래한다. 이 때문에, 플럭스의 Al2O3은 2∼30질량%로 한다.
<플럭스의 Si 및 SiO2: 6∼30질량%(SiO2 환산)>
Si는 슬래그의 점성을 조정해서 비드 형상을 조절하는 효과가 있다. 단, Si가 부족하면 충분한 효과가 얻어지지 않는 데 비해, 과잉이면 아크 분위기 중에서 환원되어서 용접 금속의 Si량을 증가시켜, 슬래그의 소부를 초래한다. 이것은, 플럭스 중에 탈산제로서 적절히 첨가되는 Si도 마찬가지이다. 이 때문에, 플럭스 조립(造粒) 시에 고착제로서 사용하는 물유리 중의 SiO2도 포함시켜서, 플럭스의 Si 및 SiO2를 제한할 필요가 있다. 따라서, 플럭스의 Si 및 SiO2의 합계는, SiO2 환산으로 6∼30질량%로 한다.
이상으로 설명한 취지로부터 본 명세서에 있어서 「Si 및 SiO2의 합계」란, SiO2의 형태의 Si와, SiO2 이외의 형태의 Si의 합계량을 의미한다. 이 「Si 및 SiO2의 합계」는, 「(SiO2 환산)」의 기재가 있는 경우는, SiO2의 형태의 Si에 대해서는 SiO2의 양을 구하고, SiO2 이외의 Si에 대해서는, 그의 양을 SiO2로 환산하고 그의 양을 구하여, 이 2개의 양을 합계한 것이다.
이상이 플럭스의 바람직한 성분이다. 이들 바람직한 성분은, 단독 물질, 이들 성분을 함유하는 화합물, 광석 및 용융 플럭스의 형태로 첨가할 수 있다. 예를 들면, CaF2는 형석, CaO는 석회 및 용융 플럭스, MgO는 마그네시아 클링커 및 용융 플럭스, Al2O3은 알루미나 및 용융 플럭스, SiO2는 칼륨 장석, 소다 장석 및 용융 플럭스 등의 형태로 첨가할 수 있다. 또한 플럭스에는 상기 필수 성분 외에 합금 성분 및 용접 작업성을 조정하기 위해서, 합금 분말, 산화물 및 불화물을 적절히 첨가할 수 있다.
본 발명에서 사용하는 서브머지드 아크 용접용 플럭스는, 염기도가 2.3∼2.7인 것이 바람직하다. 염기도가 2.3 미만이면, 용접 금속 중의 산소량이 충분히 내려가지 않아 저인성이 된다. 한편, 염기도가 2.7을 초과하면, 비드 외관이나 비드 형상이 열화된다. 따라서, 염기도는 2.3∼2.7의 범위 내로 한다. 염기도는, 용접 금속의 인성의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 2.4질량% 이상이다. 또한, 비드 외관이나 비드 형상의 열화를 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 2.6질량% 이하이다.
한편, 본 발명에서의 염기도는 하기 식(1)에 의한다.
염기도=(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))····(1)
여기에서, 각 화합물은 플럭스 전체 질량당 각 화합물의 함유량(질량%)을 나타낸다.
본 발명의 용접 방법은, 상기 용접 조건에 더하여, 팁/모재간 거리, 팁 형상, 팁 각도를 소정의 것으로 하는 것이 바람직하다.
<팁/모재간 거리>
상기한 바와 같이, 고Cr계 CSEF 강과 공재인 서브머지드 아크 용접용 와이어는, 1.25Cr-0.5Mo, 2.25Cr-1Mo, 2.25Cr-1Mo-V 강과 공재인 솔리드 와이어와 비교해서 전기 저항이 높고, 이 때문에 줄 발열량이 커져 용착량이 많아진다. 즉, 고Cr계 CSEF 강과 공재인 와이어는, 동일한 용접 전류이더라도 용착량이 많아져, 고온 균열이 발생하기 쉬워진다. 그리고, 줄 발열량은, 도 1, 도 5∼7, 도 8∼10에 나타내는 용접 팁(11a, 11b, 30)과 모재(10) 사이의 거리가 길어질수록 커진다. 따라서, 고온 균열의 발생을 더 억제하기 위해서는, 팁/모재간 거리 L을 20∼40mm로 관리하는 것이 바람직하다. 팁/모재간 거리 L이 20mm 미만이면, 팁 선단부(13a, 13b, 30a)가 아크에 의해 용손될 위험성이 있다. 팁/모재간 거리 L이 40mm를 초과하면, 용착량이 과잉이 된다. 또한, 팁/모재간 거리 L은, 팁 선단부(13a, 13b, 30a)의 용손을 더 억제하는 관점에서 25mm 이상, 용착량이 과잉이 되는 것을 더 억제하는 관점에서 35mm 이하가 바람직하다. 한편, 선행극으로 형성한 용접 비드에 후행극의 팁이 접촉하지 않도록, 후행극의 팁/모재간 거리는 선행극의 그것보다 약간 높게 설정하는 편이 좋다.
여기에서, 팁/모재간 거리는, 도 1, 도 5∼7, 도 8∼10에 나타내는 바와 같이, 와이어(12a, 12b, 40)가 최종적으로 용접 팁(11a, 11b, 30)으로부터 돌출되는 부분인 팁 선단부(13a, 13b, 30a)와, 모재(10) 사이의 수직인 거리 L이다.
<팁 형상>
팁 형상은, 도 1에 나타내는 바와 같은 직관 형상, 도 2∼4에 나타내는 바와 같은 벤트 각재 형상, 또는 일본 특허공고 소62-58827 공보의 Fig. 3b에 나타나는 바와 같은 형상이어도 상관없고, 와이어 송급성과 급전 위치 안정화를 확보하는 관점에서 적절히 선택된다. 특히, 도 2∼4에 나타내는 바와 같은, 와이어 송급을 저해하지 않는 범위에서 팁 선단부(30a)가 굽혀진 벤트 각재 형상 팁에서는, 급전 위치가 안정화되어서, 결과로서 와이어 송급 속도가 안정화된다.
<팁 각도>
팁 각도는, 도 1, 도 5∼7, 도 8∼10에 나타내는 바와 같이, 모재(10)의 표면에 대해서 수직인 선과, 와이어(12a, 12b, 40)가 최종적으로 용접 팁(11a, 11b, 30)으로부터 돌출되는 부분인 팁 선단부(13a, 13b, 30a)에서의 축선이 이루는 각도이다. 그리고, 팁 각도는, 용접 아크에 의한 와이어의 가열 정도를 좌우하여, 결과로서 와이어 송급 속도를 증감시킨다. 구체적으로는, 동일한 용접 전류, 동일한 팁 모재간 거리 L이면, 팁 각도가 전진각 β(도 1, 도 6, 도 9 참조) 쪽이 후퇴각 α(도 1, 도 5, 도 8 참조)보다도 와이어 송급 속도가 증가한다. 이 때문에, 팁 각도는, 용접 아크에 의한 와이어의 가열 정도를 좌우하여, 결과로서 용착량을 증감시킨다. 이 때문에, 선행극의 팁 각도는, 후퇴각 α에서 0° 내지 50°, 후행극의 팁 각도는, 전진각 β에서 0° 내지 50°의 범위로 관리하는 것이, 와이어 송급 속도를 안정화시키기 위해서 바람직하다.
전진각이란, 도 1, 도 6 및 도 9와 같이, 팁 선단부(11b)로부터 와이어가 노출되는 점으로부터 용접선에 수직인 선을 긋고, 이 수직선에 대해서 용접의 진행 방향과 반대로 와이어가 기울어져서 용접되는 경우의, 와이어와 수직선이 이루는 각도이다.
후퇴각이란, 도 1, 도 5 및 도 8과 같이, 팁 선단부(11a)로부터 와이어가 노출되는 점으로부터 용접선에 수직인 선을 긋고, 이 수직선에 대해서 용접의 진행 방향으로 와이어가 기울어져서 용접되는 경우의, 와이어와 수직선이 이루는 각도이다.
한편, 도 1에 있어서의 부호 W는 전극간 거리이며, 도 1에 나타내는 바와 같이, 선행극(15a)의 와이어(12a)의 선단과 후행극(15b)의 와이어(12b)의 선단의 수평인 거리 W이다.
다음으로, 본 발명의 용접 방법에 있어서의 전원 특성, 전원 극성에 대해서 설명한다.
전원 특성은, 수하 특성, 정전압 특성 어느 것이어도 상관없다. 여기에서, 수하 특성이란, 아크 길이가 변동해도, 전류의 변화가 적어 안정된 용접을 할 수 있는 전원의 특성이다. 구체적으로는, 아크 길이가 길어진 경우는, 일시적으로 와이어의 송급 속도를 빠르게 하고, 아크 길이가 짧아진 경우는 와이어의 송급 속도를 느려지게 하는 것에 의해, 전류를 일정하게 안정화시킨다. 전원 극성은 DCEP(Direct Current Electrode Positive), AC(Alternating Current) 어느 것이어도 상관없다.
한편, 용접 전류 및 아크 전압은, 상기 와이어 송급 속도를 적정 범위로 컨트롤하는 한 수단으로서 조정된다.
본 발명의 용접 방법은, 상기와 같이 화력 발전 보일러나 터빈, 리액터를 적합한 용접 대상으로 한다. 따라서, 모재 판 두께는 150∼450mm가 바람직하다. 그러나, 본 발명의 용접 방법은, 모재 판 두께가 150mm 미만인 용접에의 적용도 가능하다. 마찬가지로, 본 발명의 용접 방법은, 모재 개선 형상으로서 도 11에 나타내는 바와 같은 협개선을 적합한 용접 대상으로 한다. 그러나, 본 발명의 용접 방법은, 도 12에 나타내는 바와 같은 V 개선, 도시하지 않는 X 개선에의 적용도 가능하다.
여기에서, 본 발명에 있어서, 모재(10)의 협개선은, 판 두께 t가 50mm 이상, 개선 각도 θ가 0∼5°인 개선으로 정의한다(도 11 참조). 예를 들면, 후술하는 실시예에서 이용하는 도 11의 시험체(20)에서는, 판 두께 t가 250mm, 개선 각도 θ가 2°+2°인 4°이다.
실시예
이하, 본 발명의 범위에 들어가는 실시예에 대해서, 그 효과를 본 발명의 범위로부터 벗어나는 비교예와 비교해서 설명한다.
표 1에 나타내는 화학 성분의 모재를 이용하여, 고Cr계 CSEF 강의 모재를 3종류 준비했다. 이 모재에 대해서, 도 11에 나타내는 바와 같이, 판 두께 t가 250mm, 홈 저부의 곡률 반경 R이 10mm, 개선 각도 θ가 2°+2°인 4°의 협개선을 기계 가공으로 형성해서 시험체(20)로 했다. 또는, 이 모재에 대해서, 도 12에 나타내는 바와 같이, 개선 각도 θ가 60°인 V 개선의 시험체(20A)로 했다.
또한, 표 2에 나타내는 화학 성분의 와이어를 3종류 사용했다. 표 2에 나타내는 와이어에 포함되는 0.01질량%의 Cu는, 불가피적 불순물로서 포함된 것이다. 또한, 표 3에 나타내는 입도, 화학 성분의 플럭스를 3종류 사용했다.
Figure 112017004912198-pct00001
Figure 112017004912198-pct00002
Figure 112017004912198-pct00003
그리고, 도 11에 나타내는 시험체(20)의 협개선 내, 또는 도 12에 나타내는 시험체(20A)의 V 개선 내를, 표 2에 기재된 와이어와 표 3에 기재된 플럭스를 이용해서, 와이어 송급 속도 및 용접 속도를 변화시키고 서브머지드 아크 용접을 실시했다. 와이어 송급 속도는, 용접 전류, 용접 속도를 변화시키는 것에 의해 컨트롤했다. 한편, 본 용접에 있어서, 용접 금속(21)은, 도면 중의 화살표 방향으로 적층된다.
용접 조건은 이하와 같다. 또한, 그 밖의 조건은 표 4, 5에 나타낸다. 한편, 표 중, 본 발명의 범위를 만족시키지 않는 것은 수치에 밑줄을 그어서 나타낸다. 또한, 개선 형상의 「G-1」은 시험체(20)의 협개선, 「G-2」는 시험체(20A)의 V 개선이다.
<용접 조건>
와이어 지름: 4mmφ
용접 팁: 도 2∼4에 나타내는 선단 휨 팁(벤트 각재 형상 팁)
전극간 거리: 20mm
극성: AC-AC 탠덤
용접 자세: 하향
적층 방법: 초층 1패스, 이후 1층 2패스(도 11)
　　　　　 초층∼3층 1패스, 이후 1층 2패스(도 12)
이 용접을 행한 시험체(20, 20A)에 대해서, 슬래그 박리성, 비드의 상태, 용접 능률, 내고온균열성을 평가했다.
<슬래그 박리성의 평가>
용접 종료 후, 비드 표면에 부착된 플럭스를 해머로 3회 두드려, 용이하게 박리된 조건은 ○, 박리되지 않았던 조건은 ×로 판정했다.
<비드의 상태의 평가>
상기 슬래그 박리성의 평가에 있어서 슬래그를 박리한 후의 표면 외관을 육안으로 확인하여, 용접 결함이 없고, 비드 형상이 양호하면 ○, 용접 결함이 발생한 경우 또는 비드 형상이 불안정한 경우는 ×로 판정했다.
<용접 능률의 평가>
용접 능률은, 적층 방법이 1층당 2패스에서 용접 가능하면 ○, 용착량이 줄어 1층당 3패스 이상에서 용접이 필요해진 경우는 ×라고 평가했다.
<내고온균열성의 평가>
용접 비드의 스타트부 및 엔드부(구체적으로는, 각각 용접 비드의 단부로부터 100mm인 것을 말한다. 이하에 있어서 동일.)를 제외한 300mm의 범위에서, 50mm마다의 단면에서 매크로 조직을 관찰했다. 합계 5개의 단면 전부에서, 균열이 발생하고 있지 않는 조건을 ○, 균열이 발생한 조건을 ×로 판정했다.
이들의 결과를 표 4, 5에 나타낸다. 한편, 표 중, 「-」은, 평가를 행하지 않았던 것이다.
Figure 112017004912198-pct00004
Figure 112017004912198-pct00005
표 4, 5에 나타내는 바와 같이, No. 1∼7은 본 발명의 범위를 만족시키고 있어, 슬래그 박리성, 비드의 상태, 용접 능률에 문제없고, 고온 균열이 미발생했었다.
No. 8은 선행극 및 후행극의 와이어의 송급 속도가 본 발명의 하한을 벗어나 있다. No. 8에서는, 용접 전류가 작고 와이어의 송급 속도가 적기 때문에, 아크가 안정되지 않아, 개선면과 비드의 경계에서 용입 불량이 발생했다. 또한, 단위 길이당 용착량이 본 발명의 하한을 벗어났다. 한편, 비드의 상태가 불량이기 때문에, 용접 능률 및 내고온균열성의 평가는 행하지 않았다.
No. 9는 선행극 및 후행극의 와이어의 송급 속도가 본 발명의 상한을 벗어나 있다. 용접 전류가 크고 와이어의 송급 속도가 크기 때문에, 용착량이 지나치게 많아서 고온 균열이 발생함과 더불어, 슬래그 박리성도 저하되었다. 또한, 단위 길이당 용착량이 본 발명의 상한을 벗어나, 고온 균열이 발생했다. 한편, 슬래그 박리성이 불량이기 때문에, 비드의 상태 및 용접 능률의 평가는 행하지 않았다.
No. 10은 용접 속도가 본 발명의 하한을 벗어나 있다. 용접 속도가 느리기 때문에, 용착량이 지나치게 많아서 고온 균열이 발생했다. 또한, 단위 길이당 용착량이 본 발명의 상한을 벗어나, 고온 균열이 발생했다.
No. 11은 용접 속도가 본 발명의 상한을 벗어나 있다. 따라서, 와이어의 송급이 용접 속도에 대해서 시간을 맞추지 못해, 비드 폭이 불안정해졌다. 또한, 단위 길이당 용착량이 본 발명의 하한을 벗어났다. 한편, 비드의 상태가 불량이기 때문에, 용접 능률 및 내고온균열성의 평가는 행하지 않았다.
No. 12, 14, 15는 단위 길이당 용착량이 본 발명의 상한을 벗어나 있다. 따라서, 비드 형상이 배형에 가까워져, 고온 균열이 발생했다.
No. 13은 단위 길이당 용착량이 본 발명의 하한을 벗어나 있다. 따라서, 용착량이 작기 때문에, 개선 내부의 용접 횟수가 늘어나, 용접 능률이 저하되었다. 한편, 용접 능률이 불량이기 때문에, 내고온균열성의 평가는 행하지 않았다.
이상, 본 발명에 대해서 실시형태 및 실시예를 나타내어서 상세하게 설명했지만, 본 발명의 취지는 상기한 내용에 한정됨이 없이, 그의 권리 범위는 특허 청구의 범위의 기재에 기초해서 넓게 해석해야 한다. 한편, 본 발명의 내용은, 상기한 기재에 기초해서 넓게 개변·변경 등을 하는 것이 가능한 것은 말할 것도 없다.
본 출원은 출원일이 2014년 7월 18일인 일본 특허출원, 특원 제2014-147998호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반하고, 특원 제2014-147998호는 참조하는 것에 의해 본 명세서에 도입된다.
10: 모재(피용접재)
11a, 11b, 30: 용접 팁
12a, 12b, 40: 용접 와이어
13a, 13b, 30a: 팁 선단부
15a: 선행극
15b: 후행극
20, 20A: 시험체

Claims (7)

  1. 선행극의 와이어 송급 속도 VL을 45∼90g/min, 후행극의 와이어 송급 속도 VT를 60∼110g/min(단, VL<VT), 용접 속도 v를 30∼55cm/min, 단위 길이당 용착량을 2.8∼3.8g/cm로 하는 조건에서 용접하는 것을 특징으로 하는 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
  2. 제 1 항에 있어서,
    용접 와이어는, C: 0.03∼0.13질량%, Si: 0.05∼0.50질량%, Mn: 0.50∼2.20질량%, P: 0질량% 초과 0.015질량% 이하, S: 0질량% 초과 0.010질량% 이하, Ni: 0.20질량% 초과 1.00질량% 이하, Cr: 8.00∼10.50질량%, Mo: 0.20∼1.20질량%, V: 0.05∼0.45질량%, Nb: 0.020∼0.080질량%, N: 0.02∼0.08질량%를 함유하고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 용접 와이어는, 추가로 Cu, B, W, Co 중 어느 1종 이상을
    Cu: 0질량% 초과 1.70질량% 이하, B: 0질량% 초과 0.005질량% 이하, W: 0질량% 초과 2.0질량% 이하, Co: 0질량% 초과 3.0질량% 이하 함유하고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
  4. 제 2 항 또는 제 3 항에 있어서,
    용접 플럭스는,
    CaF2: 10∼60질량%, CaO: 2∼25질량%, MgO: 10∼50질량%, Al2O3: 2∼30질량%, Si 및 SiO2: 6∼30질량%(SiO2 환산)를 함유하고, 다음 식으로 나타내는 염기도가 2.3∼2.7인 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
    염기도=(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))
    여기에서, 각 화합물은 플럭스 전체 질량당 각 화합물의 함유량(질량%)을 나타낸다
  5. 제 4 항에 있어서,
    팁/모재간 거리가 20∼40mm인 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    팁 각도는 후퇴각 α가 0°부터 50°까지의 범위, 전진각 β가 0°부터 50°까지의 범위인 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    팁 형상은 직관 형상 또는 벤트 각재 형상인 고Cr계 CSEF 강의 탠덤 서브머지드 아크 용접 방법.
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