WO1998022255A1 - Fil-electrode pour le soudage de l'acier a haute teneur en chrome - Google Patents

Fil-electrode pour le soudage de l'acier a haute teneur en chrome Download PDF

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WO1998022255A1
WO1998022255A1 PCT/JP1997/004190 JP9704190W WO9822255A1 WO 1998022255 A1 WO1998022255 A1 WO 1998022255A1 JP 9704190 W JP9704190 W JP 9704190W WO 9822255 A1 WO9822255 A1 WO 9822255A1
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steel
equivalent
less
weld metal
welding wire
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PCT/JP1997/004190
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Inventor
Hiroshige Inoue
Toshihiko Koseki
Shigeru Ohkita
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • 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
    • B23K35/3086—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent containing Ni or Mn

Definitions

  • the present invention relates to a welding wire for high Cr steel. More specifically, for example, high Cr steels used in line pipes used for the transportation of oil and natural gas, containers used for storage, or in applications where strength, toughness and corrosion resistance are required.
  • a welding wire suitable for welding a wire For example, high Cr steels used in line pipes used for the transportation of oil and natural gas, containers used for storage, or in applications where strength, toughness and corrosion resistance are required.
  • pre-heat treatment or post-heat treatment is essential because the weld metal has high susceptibility to low-temperature cracking. Therefore, it is difficult to weld high Cr steel using conventional co-metal or martensite stainless steel welding consumables.
  • the present invention does not require preheating and post-heat treatment when welding high Cr steel, and has excellent hot cracking resistance, low temperature cracking resistance, toughness and strength of the welded portion, and Another object of the present invention is to provide a welding wire capable of forming a weld having excellent corrosion resistance in an environment containing carbon dioxide gas.
  • a welding wire for high Cr steel of the present invention is a welding wire for gas-seal door welding of high Cr steel having a Cr content of 7.5 wt% or more,
  • the microstructure of the weld metal formed at the time of the gas seal door welding is a three-phase structure of austenite phase + bright phase + martensite phase. It is characterized by.
  • a typical chemical composition of the welding wire of the present invention is:
  • P as the unavoidable impurities is 0.03 wt% or less, and S is 0.01 wt% or less.
  • the welding wire of the present invention desirably further contains Cu: 0.1 to 2.0%.
  • the welding wire of the present invention preferably further contains one or two of Ti: 0.05 to 0.05 wt% and A £: 0.05 to 0.05 wt%. You ⁇
  • the upper limit of the Cr content is generally 13 wt%.
  • ⁇ ⁇ 0.05 wt% or less
  • P as an unavoidable impurity is not more than 0.03 wt% and S is not more than 0.005 wt%, and is excellent in the anti-suspension characteristics mainly by a tempered martensite structure. It is a martensitic stainless steel tube with good weldability. This well weldable martensitic stainless steel pipe can further contain Cu: 0.3 to 1.8 wt%.
  • the high Cr steel which is the base metal to be welded using the welding wire of the present invention, generally has a Cr content of 7.5 wt% or more, and usually 13 wt% or less.
  • the Cr content is 7.5 to 12 wt%
  • the microstructure is composed of a martensite single phase or 50% or more of martensite, and the balance is light white.
  • the welding wire of the present invention is made of stainless steel, and the reasons for limiting the components are as follows.
  • c is added as an element that greatly increases the strength of the weld metal and as an element for forming o-stenite in an amount of 0.05 wt% or more.
  • C is an element that reduces the corrosion resistance by forming carbides, if the C content is 0.12 wt% or less, the decrease in corrosion resistance due to the addition of C is not so large, and None below that of Cr steel. However, if the C content exceeds 0.12 wt%, the corrosion resistance and toughness of the weld metal decrease, so the upper limit is set to 0.12 wt%.
  • S i is effective as a deoxidizing agent and strengthening element for weld metal, but if its content is less than 0.01 wt%, its deoxidizing effect is not sufficient, and conversely 1.0 wt% Even if it is contained in excess, the effect saturates and the strength and impact toughness are reduced, so the content range of Si is limited to 0.01 to 1.0 wt%.
  • Mn is necessary as a deoxidizing agent for the weld metal, and is also important as an austenite-forming element for adjusting the structure of the weld metal. Must be included. However, even if the content exceeds 2.0 wt%, the effect is no longer saturated, but if excessive Mn content causes difficulty in the production of the material, the upper limit content is 2. 0 wt%.
  • Cr must be contained at least 12.0 wt% in order to ensure the corrosion resistance and strength of the weld metal. It is difficult to generate a martensite structure to secure the strength of steel. Therefore, the content of Cr is set to 12.0 to 17.0%.
  • Ni is necessary as an element that stably generates austenite in the structure of the weld metal and ensures toughness and corrosion resistance. If the content is less than 5.0 wt%, the impact toughness is insufficient. Conversely, if the Ni content exceeds 8.0 ⁇ ⁇ %, the austenite fraction becomes excessive, The effect of improving the impact toughness is no longer saturated, while the strength of the steel may decrease. Therefore, the content of Ni is 5.0 ⁇ 8.0 ⁇ ⁇ % ⁇
  • M0 is added to secure the corrosion resistance and high strength of the weld metal. If M 0 is less than 1.0 wt%, the corrosion resistance and strength of the weld metal will not be sufficient, and if it exceeds 3.0 ⁇ %, an intermetallic compound will be formed in the weld metal, and the toughness will decrease. Therefore, the content of M0 is set to 1.0 to 3.0 wt%.
  • P If P is present in a large amount, it reduces the hot crack resistance and toughness of the weld metal. Therefore, it is desirable to reduce the content of P, and it is necessary to reduce the content to 0.03 wt% or less.
  • S Since the presence of a large amount of S lowers the resistance to hot hot cracking, hot workability, ductility and corrosion resistance, it is undesirable to use a small amount, and it is necessary to reduce the content to 0.01 wt% or less. In order to further improve the manufacturability as a welding material and further improve the corrosion resistance of the weld metal, it is preferable to reduce S to 0.05 wt% or less.
  • Cr equivalent / Ni equivalent When the Cr equivalent ZNi equivalent is less than 1.8, the weld metal becomes austenite single phase solidified, the hot cracking susceptibility increases, and it becomes difficult to secure the strength. On the other hand, if it exceeds 2.8, the toughness decreases due to an increase in the content of the filler. Therefore, the Cr equivalent ZNi equivalent ratio was limited to 1.8 to 2.8.
  • Cr equivalent x Ni equivalent When the Cr equivalent x Ni equivalent is less than 100, the martensite content in the weld metal increases, and the impact toughness decreases. On the other hand, if it exceeds 140, the strength decreases because the martensite content decreases. Therefore, the Cr equivalent X Ni equivalent was limited to 100 to 140.
  • Cu has a remarkable effect on increasing the strength and corrosion resistance of the weld metal, and is added in an amount of 0.1 wt% or more as an austenite forming element for securing toughness. If the addition exceeds 0%, the effect will no longer be saturated, but the productivity of the welding material will be reduced. Therefore, the upper limit content is set to 2.0 wt%.
  • T i is added in an amount of not less than 0.05 wt% to promote precipitation of fine ferrite in grains in the weld metal and to improve toughness. If it exceeds, the Ti-based inclusions in the weld metal increase and the toughness decreases, so the upper limit is made 0.05 wt%.
  • a £ is also added in an amount of not less than 0.05 wt% in order to promote precipitation of fine ferrite in the grains in the weld metal and to improve toughness. If it exceeds the upper limit, the content of A-based inclusions in the weld metal increases and the toughness decreases, so the upper limit is made 0.05 wt%.
  • the microstructure of the weld metal is austenitic phase + ferrite phase + martensite phase in order to simultaneously satisfy the multiple required properties of low temperature cracking resistance, high temperature cracking resistance, strength, impact toughness, and corrosion resistance. It is necessary to have a three-phase organization.
  • a single-phase fly has poor impact toughness and lacks strength.
  • Austenitic single phase has a high risk of hot cracking, and its strength is extremely low.
  • a single-phase martensite has poor impact toughness and may be subject to low-temperature cracking. Crack resistance and toughness are good for the two phases, the bright phase and the austenite phase, but the strength is insufficient.
  • the two phases, ferrite phase and martensite phase have high cold cracking susceptibility and poor impact toughness.
  • Hot cracking susceptibility is high in the two phases, austenite phase and martensite phase.
  • austenite phase + fritite phase + martensite phase toughness and low-temperature cracking resistance are austenitic, strength is martensite, and high-temperature cracking resistance is ferrite. Since each is secured, the strength and toughness of the weld metal are increased, and hot cracking is prevented. Furthermore, the occurrence of low-temperature cracking is suppressed without performing preheating or post-heating.
  • the high Cr steel targeted by the present invention has a Cr content of generally 7.5 to 13.0 wt%, typically 7.5 to 12.5 wt%.
  • This steel is required to have high strength, with a microstructure of martensite single phase or a martensite of 50 ⁇ ⁇ % or more and the balance of fly.
  • the strength is not sufficient.
  • the Cr content is 12 wt% or less, 50% or more of martensite can be easily secured.
  • the Cr content is less than 7.5 wt%, the corrosion resistance becomes insufficient.
  • the present invention is particularly effective when the yield strength of the base material is at least 600 N / mm.
  • the high Cr steel (plate thickness 14.5 mm) whose composition is shown in Table 1 An angle of 60 ° was made, and a groove on the Norate surface was created.
  • the steel sheets in Table 1 were subjected to quenching-tempering heat treatment, and had a yield strength of 7100 N / mm 2 or more.
  • steel with the chemical composition shown in Table 2 was melted by vacuum melting, and then drawn by a conventional method to obtain a welding wire. MIG welding was performed on the base metal in Table 1 using these welding wires under the conditions of 20 OA-24 V-40 cm / min. In all cases, no preheating was performed and no heat treatment was performed after welding.
  • the microstructure of the weld metal was determined by etching the cross section of each welded joint and discriminating from the microstructure that appeared. Table 3 shows the results. Next, a JIS No. 4 impact test piece (full size) was sampled from each welded joint so that the notch was located in the weld metal, and an impact test was performed. In addition, in the direction perpendicular to the welding line, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled so that the weld metal, the weld heat affected zone, and the base metal were included in the parallel part, and a tensile test was performed at room temperature.
  • test specimens were taken from the weld metal of each welded joint and subjected to a corrosion test in a wet carbon dioxide gas environment.
  • Corrosion test conditions in a wet carbon dioxide environment were as follows: immersion in a 5% NaC aqueous solution for 30 days at a test temperature of 120 ° C and a carbon dioxide gas atmosphere of 40 atm. The corrosion rate was calculated from the change in weight before and after. Generally, if the corrosion rate of a material in an environment is less than 0.1 mm / y, the material is considered to be sufficiently corrosion resistant and usable.
  • the FISC0 test described in JIS Z3155 was used for the hot crack test
  • the U-type weld crack test described in JISZ3157 was used for the cold crack test. Table 3 also shows the test results.
  • ⁇ indicates that no cracks were observed and X indicates that cracks occurred.
  • ⁇ indicates a fracture surface transition temperature of 130 ° C or less
  • X indicates a fracture surface transition temperature exceeding 130 ° C and 0 ° C or less
  • XX indicates a fracture surface transition temperature. The degree was over 0 ° C, respectively.
  • ⁇ was broken at the base metal and not broken at the weld metal.
  • ⁇ indicates that the corrosion rate is less than 0.1 mm / y
  • x indicates that the corrosion rate is 0.1 mm / y or more.
  • the structure of the weld metal was a three-phase structure of austenite + ferrite + martensite, and the preheating during welding was performed.
  • the resistance to hot and cold cracks is good, the impact toughness of the weld metal is excellent, the strength of the weld metal is high (the weld metal does not break), and the corrosion resistance of the weld metal is high. It can be seen that many required characteristics can be simultaneously satisfied.
  • No. 8 which is a comparative example has a remarkably poor impact toughness and a low strength because the weld metal is a single phase of the weld metal.
  • Comparative Examples No. 9 and No. 13 weld hot cracking occurred because the weld metal had an austenitic single phase or austenite + martensite structure. Further, No. 9 has low strength, and No. 13 has low toughness.
  • Comparative Examples No. 10 and No. 12 the weld metal had a martensite single phase or martensite + ferrite structure, causing low-temperature cracking, and furthermore, the impact toughness was remarkable. It is dropping.
  • No. 10 has low corrosion resistance.
  • Comparative Example N 0.11 has a two-phase structure of ferrite + austenite as the weld metal, and has excellent crack resistance, toughness, and corrosion resistance, but the weld metal is broken due to insufficient strength. Industrial applicability
  • the present invention does not require preheating and post heat treatment, and enables welding of high Cr steel with excellent hot cracking resistance, low temperature cracking resistance, toughness, strength and corrosion resistance. It is assumed that:

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  • Mechanical Engineering (AREA)
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Description

明 細 書 高 C r鋼用溶接ワイ ヤ 技術分野
本発明は高 C r鋼用溶接ワイ ヤに関する。 さ らに詳し く は、 例え ば石油 · 天然ガスの輸送に使われるライ ンパイプ、 貯蔵に使われる 容器、 あるいはさ らに強度、 靱性と耐食性が要求される用途におい て使用される高 C r鋼を溶接するのに適した溶接ワイヤに関する。 背景技術
近年生産される石油 · 天然ガスでは、 湿潤な炭酸ガスや硫化水素 を含有する ものが増加している。 こ う した環境中で、 炭素鋼や低合 金鋼が著し く腐食することは周知の事実である。 従って、 かかる腐 食性の石油 · 天然ガスの輸送に際しては、 鋼管の防食対策と して、 腐食抑制剤の添加が従来から一般的であった。 しかし、 腐食抑制剤 は、 海洋油井では腐食抑制剤の添加 · 回収処理に要する費用が膨大 なものとなり、 また海洋汚染の問題もあって使用が困難になりつつ ある。 従って、 腐食抑制剤を添加する必要がない耐食材料に対する ニーズが、 最近大き く なっている。
こ う した目的のために、 炭酸ガス含有環境等で優れた耐食性を有 し、 溶接性にも優れる鋼あるいは鋼管が多く 提案されている。 これ らは炭酸ガス含有環境での耐食性を得るために、 1 1 〜 1 5 w t %程 度の C rを含有し、 溶接性を改善する目的で Cを低減し、 強度と靱 性を確保するために焼入一焼戻熱処理を施して、 組織を焼戻マルテ ンサイ ト とするのが一般的である。 例えば、 特開平 4 一 9 9 1 5 4 号公報および特開平 4 一 9 9 1 5 5号公報には、 Cおよび Nを低減 し、 置換型オーステナイ ト安定化元素を添加した溶接性の優れたラ イ ンパイプ用高 C r鋼が開示されている。
ところで、 ライ ンパイプや圧力容器は溶接によつて接続あるいは 製造される ものであるが、 上記のような溶接性の優れた高 C r鋼に 適した溶接材料あるいは溶接方法が従来無かった。 「 N K K技法」 、 1 9 8 9年発行、 第 1 2 9号、 第 1 5〜 2 2 頁には、 A I S I 4 1 0鋼を U O E鋼管と して製造し、 N i を添加した共金系材料を用 いて T I G溶接継手 （ライ ンパイ プの現地円周溶接相当） を作成し た例が報告されている。 しかし、 同文献にもみられるよう に、 高。 r鋼の共金系材料では、 N i を多量に含有したと しても、 溶接金属 の硬さが非常に硬く なる。 また、 この場合、 溶接金属の低温割れ感 受性が高いため、 予熱処理または後熱処理が必須である。 したがつ て、 高 C r鋼を従来の共金系あるいはマルテ ンサイ ト系ステンレス 鋼溶接材料を用いて溶接することは、 施工上は困難である。
一方、 耐食性の優れた高 N i オーステナイ ト系ステ ン レス鋼や、 N i 基超合金を溶接材料と した場合には、 溶接部の選択腐食は発生 せず、 溶接金属の硬さが低く 、 溶接金属の靱性を確保することがで きる。 しかし、 オーステナイ ト系ステンレス鋼や N i 基超合金は、 その結晶構造上、 強度が低いという問題点がある。 強度が非常に低 い溶接金属で溶接すると、 外部応力が負荷された場合に溶接金属が 集中的に変形し、 破壊に至る恐れがある （アンダーマッチングと称 する） 。 従って、 オーステナイ ト系ステ ン レス鋼や高 N i 合金を溶 接材料と して高 C r鋼を溶接することにも大きな困難があった。 さ らに、 近年では二相ステ ン レス鋼溶接材料も使用されているが、 溶 接金属の強度は低く 、 アンダーマッチングとなる場合が多い。 発明の開示 本発明はこ う した現状に鑑みて、 高 C r鋼を溶接するに際して、 予熱および後熱処理を必要とせず、 溶接部の耐高温割れ性、 耐低温 割れ性および靱性と強度に優れ、 さ らに、 炭酸ガス含有環境等で優 れた耐食性を有する溶接部を形成できる溶接ワ イ ヤを提供すること を目的と している。
この目的を達成するために、 本発明の高 C r鋼用溶接ワイヤは、 C r含有量 7. 5 wt%以上の高 C r鋼をガスシール ドア一ク溶接する ための溶接ワイヤにおいて、
じ 1*当量/^^ 1 当量比= 1. 8〜 2. 8、 且つ、
C r当量 x N i 当量 = 1 0 0〜 1 4 0、
〔ただし、 C r当量二 C r +M o + 1. 5 S i 、 N i 当量 = N i + 0. 5 M n + 3 0 C〕
であるステンレス鋼ワイヤであって、 上記ガスシール ドア一ク溶接 の際に形成される溶接金属の ミ ク ロ組織がオーステナイ ト相 +フ ヱ ライ ト相 +マルテンサイ ト相の 3相組織となることを特徴とする。 本発明の溶接ワイ ヤの典型的な化学組成は、
C ： 0· 0 0 5〜 0. 1 2 wt%、
S i ： 0. 0 1 〜 1. 0 wt%、
M n ： 0. 0 2〜 2. 0 wt%、
C r ： 1 2. 0〜 1 7. 0 wt%、
N i ： 5. 0〜 8. 0 wt%、
M o ： 1. 0〜 3. 0 wt%、 および
残部 ： F eおよび不可避不純物
から成り、 該不可避不純物と しての Pが 0. 0 3 wt%以下、 Sが 0. 0 1 wt%以下である。
本発明の溶接ワイヤは、 望ま し く は C u ： 0. 1 〜 2. 0 \¥【％を更に 含有する。 本発明の溶接ヮィャは、 望ま しく は T i ： 0. 0 0 5 〜 0. 0 5 wt% および A £ ： 0. 0 0 5 〜 0. 0 5 wt %の 1 種または 2種を更に含有す る ο
本発明の溶接ワイ ヤを用いて溶接する母材である高 C r鋼は、 C r含有量の上限がが一般に 1 3 wt%である。
そのような典型的な一例は、
C ： 0. 0 3 5 wt%以下、
S i ： 0. 5 0 wt%以下、
M n ： 0. 1 〜 1. 5 wt%、
C r ： 9 〜 1 3 wt%、
N i ： 1. 5〜 6. 5 wt%、
M o ： 1. 0 ~ 3· 0 wt%、
Α ί ： 0. 0 5 wt%以下、
N ： 0. 0 2 wt%以下、 および
残部 ： F eおよび不可避不純物
から成り、 該不可避不純物と しての Pが 0. 0 3 wt%以下かっ Sが 0· 0 0 5 wt%以下であり、 焼戻しマルテ ンサイ ト組織を主とする耐サ ヮ一特性に優れた良溶接性マルテ ンサイ ト系ステ ン レス鋼管である 。 この良溶接性マルテ ンサイ ト系ステ ン レス鋼管は、 C u ： 0. 3〜 1. 8 wt%を更に含有するこ とができる。
本発明の溶接ワイヤを用いて溶接する母材である高 C r鋼は、 C r含有量が一般的には 7. 5 wt%以上で、 通常は 1 3 wt%以下である が、 典型的には C r含有量が 7. 5 ~ 1 2 wt%であつてミ ク 口組織が マルテンサイ ト単相またはマルテンサイ ト 5 0 %以上および残部フ ヱライ 卜カヽら成る。
本発明の溶接ワイヤはステンレス鋼から成り、 その成分限定理由 は以下のとおりである。 c ： cは溶接金属の強度を大き く上昇させる元素と して、 またォ —ステナイ ト生成元素と して 0. 0 0 5 wt%以上添加する。 また、 C はじ r炭化物を生成して耐食性を低下させる元素ではあるが、 C量 が 0. 1 2 wt%以下であれば C添加による耐食性の低下はさほど大き く はなく 、 母材である高 C r鋼のそれを下回ることはない。 しかし 、 C含有量が 0. 1 2 wt%を超えると溶接金属の耐食性と靱性が低下 するので、 上限は 0. 1 2 wt%とする。
S i ： S i は溶接金属の脱酸剤および強化元素と して有効である が、 含有量が 0. 0 1 wt%未満ではその脱酸効果が充分ではなく 、 逆 に 1. 0 wt%を超えて含有させても、 その効果は飽和するばかり力、、 衝撃靱性を低下させるので、 S i の含有量範囲は 0. 0 l 〜 1. 0 wt% に限定する。
M n ： M nは溶接金属の脱酸剤と して必要で、 また溶接金属の組 織を調整するためのオーステナイ ト生成元素と しても重要であって 、 0. 0 2 wt%以上を含有させる必要がある。 しかし、 2. 0 wt%を超 えて含有させても、 その効果はもはや飽和しているばかり力、、 過剰 に M nを含有させると材料の製造時に困難を生ずるので、 上限含有 量は 2. 0 wt%とする。
C r ： C rは溶接金属の耐食性と強度を確保するために 1 2. 0 wt %以上を含有させるこ とが必要であるが、 1 7. 01^%を超えて含有 させると、 溶接金属の強度を確保するためのマルテンサイ ト組織の 生成が困難となる。 従って、 C rの含有量は 1 2. 0〜 1 7. 0 ％と する。
N i ： N i は溶接金属の組織中にオーステナィ 卜を安定に生成さ せ、 靱性と耐食性を確保する元素と して必要である。 その含有量が 5. 0 wt%未満では衝撃靱性が不充分である。 逆に N i の含有量が 8. 0 \^%を超えると、 オーステナイ 卜分率が過大になって、 溶接金属 の強度が低下する恐れがあるのに対して、 衝撃靱性を向上させる効 果はもはや飽和する。 従って、 N i の含有量は 5. 0〜 8· 0 \^%とす ο
M o ： M 0は溶接金属の耐食性と高強度を確保するために添加す る。 M 0が 1. 0 wt%未満では、 溶接金属の耐食性と強度が充分では なく 、 3. 0 ^^%を超えると、 溶接金属中に金属間化合物を生成し、 靱性が低下する。 従って、 M 0の含有量は 1. 0〜 3. 0 wt%とする。
P ： Pは多量に存在すると溶接金属の耐高温割れ性および靱性を 低下させるので、 少ない方が望ま しく 、 0. 0 3 wt%以下に低減する こ とが必要であり、 少ないほど好ま しい。
S ： S も多量に存在すると耐溶接高温割れ性、 熱間加工性、 延性 および耐食性を低下させるので、 少ない方が望ま し く 、 0. 0 1 wt% 以下に低減することが必要である。 溶接材料と しての製造性を一段 と改善し、 溶接金属の耐食性をさ らに改善するためには、 Sを 0. 0 0 5 wt%以下に低減するのが好ま しい。
C r当量/ N i 当量 ： C r当量 ZN i 当量が 1. 8未満では、 溶接 金属がオーステナイ ト単相凝固となり、 高温割れ感受性が高まると と もに、 強度の確保が困難となる。 また、 2. 8超では、 フ ヱライ ト 含有量が増すため、 靱性が低下する。 従って、 C r当量 ZN i 当量 比を 1. 8〜 2. 8 に限定した。
C r当量 x N i 当量 ： C r当量 x N i 当量が 1 0 0未満では、 溶 接金属中のマルテンサイ ト含有量が増すため、 衝撃靱性が低下する 。 また、 1 4 0超では、 マルテンサイ ト含有量が減少するため、 強 度が低下する。 従って、 C r当量 X N i 当量を 1 0 0〜 1 4 0 に限 定した。
以上が本発明方法で使用するステンレス鋼ワイヤの基本成分であ るが、 本発明は、 必要に応じてさ らに以下の元素を添加して、 特性 を一段と向上させる場合も対象と している。
C u ： C uは溶接金属の強度と耐食性を高めるのに顕著な効果が あり、 また、 靱性を確保するためのオーステナイ ト生成元素と して 0. 1 wt%以上添加されるが、 2. 0 \^%を超えて添加しても、 その効 果はもはや飽和するのに対して、 溶接材料の製造性を低下させるの で、 上限含有量は 2. 0 wt%とする。
T i ： T i は溶接金属における粒内の微細フ ェ ライ 卜の析出を促 進し、 靱性を向上させるため、 0. 0 0 5 wt%以上添加されるが、 0. 0 5 wt%を超えると溶接金属中の T i 系介在物が増し、 靱性を低下 させるので、 上限を 0. 0 5 wt%とする。
A £ ： A £ も溶接金属における粒内の微細フ ェ ライ 卜の析出を促 進し、 靱性を向上させるため、 0. 0 0 5 wt%以上添加されるが、 0. 0 5 wt%を超えると溶接金属中の A 系介在物が増し、 靱性を低下 させるので、 上限を 0. 0 5 wt%とする。
第二に、 本発明において、 溶接金属の ミ ク 口組織を限定した理由 を説明する。
溶接金属の ミ クロ組織は、 耐低温割れ性、 耐高温割れ性、 強度、 衝撃靱性、 耐食性という複数の要求特性を同時に満足するために、 オーステナイ ト相 +フ ェ ラ イ ト相 +マルテ ンサイ 卜相の 3相組織と する必要がある。 フ ライ ト単相では衝撃靱性が悪く 、 強度も不足 する。 オーステナイ ト単相では高温割れの危険性が大き く 、 また強 度は著し く低い。 マルテ ンサイ ト単相では衝撃靱性に乏しく 、 また 低温割れの危険性がある。 フ ヱライ ト相 +オーステナイ ト相の 2相 では耐割れ性および靱性は良好であるが、 強度不足である。 フ ェ ラ ィ ト相 +マルテンサイ ト相の 2相では低温割れ感受性が高く 、 また 衝撃靱性が乏しい。 オーステナィ ト相 +マルテンサイ ト相の 2相で は高温割れ感受性が高い。 オーステナイ 卜相 +フヱライ ト相 +マルテンサイ ト相の 3相組織 とするこ とによって、 靱性と耐低温割れ性がオーステナイ トで、 強 度がマルテンサイ 卜で、 耐高温割れ性がフ ェ ラ イ 卜でそれぞれ確保 されるため、 溶接金属の強度と靱性が高ま り、 高温割れが防止され る。 さ らに、 予熱あるいは後熱処理を施さなく ても、 低温割れの発 生が抑制される。
本発明が対象とする高 C r鋼は、 C r量が一般的には 7. 5 〜 1 3. 0 wt%、 典型的には 7· 5〜 1 2. 5 wt%であって、 ミ ク 口組織がマル テ ンサイ 卜単相、 またはマルテンサイ トを 5 0 \^%以上と して、 残 部フ ヱライ トを含むもので、 高強度が要求される鋼である。 ここで 、 マルテ ンサイ 卜が 5 0 wt%未満になる と強度が充分ではない。 C r量が 1 2 wt%以下とすると、 容易にマルテンサイ トを 5 0 ^%以 上確保できる。 また、 C r量が 7. 5 wt%未満では耐食性が充分では なく なる。 本発明は母材の降伏強度が 6 5 0 N/mm以上である場合 に特に有効である。
高 C r鋼ではあっても、 組織がフヱライ ト単相、 あるいはフ ェ ラ イ ト 5 0 %超から成る場合には、 鋼自体の強度が必ずしも高く はな いので、 溶接部に要求される強度もさほど高く なく 、 本発明方法を 適用する必要がない場合が多い。 勿論、 組織がフ X ライ ト単相、 あ るいはフ ェ ライ 卜が 5 0 %超から成る高 C r鋼に本発明方法を適用 しても、 何ら問題はない。 また、 本発明が対象とする高 C r鋼にお いては、 C r量が前述の範囲であれば、 他の成分は特に限定される ものではなく 、 いずれも適用可能である。 発明を実施するための最良の形態
以下に本発明の実施例について説明する。
表 1 に成分を示す高 C r鋼 （板厚 1 4. 5 mm) を母材と して、 開先 角度 6 0 ° 、 ノレー ト面 1 匪の開先を作製した。 なお、 表 1 の鋼板は 、 焼入一焼戻熱処理を施して、 降伏強度は 7 1 0 N / mm 2 以上であ る。 また、 表 2 に示す化学組成の鋼を真空溶解で溶製した後、 通常 の方法で線引き し、 溶接用ワイヤと した。 表 1 の母材に対し、 これ らの溶接用ワイヤを用いて 2 0 O A— 2 4 V - 4 0 cm/ m i n の条件 で M I G溶接を行った。 なお、 いずれの溶接に際しても、 予熱はま つたく 行わず、 溶接後の熱処理も行っていない。
溶接金属の ミ ク ロ組織は、 各溶接継手の断面についてエッチング を施し、 現出した組織から判別し、 表 3 にその結果を記載した。 次 に、 各々の溶接継手から、 溶接金属に切欠が位置するように J I S 4号衝撃試験片 （フルサイズ） を採取し、 衝撃試験を実施した。 ま た、 溶接線に直交する方向において、 平行部に溶接金属、 溶接熱影 響部、 母材を含むように、 J I S 5号引張試験片を採取し、 室温で 引張試験を行った。 一方、 各溶接継手の溶接金属から試験片を採取 して、 湿潤炭酸ガス環境における腐食試験を行った。 湿潤炭酸ガス 環境における腐食試験条件は、 試験温度 1 2 0 °Cのォ一 ト ク レーブ 中で、 炭酸ガス 4 0気圧の条件で 5 % N a C 水溶液中に 3 0 日間 浸潰して、 試験前後の重量変化から腐食速度を算出した。 一般にあ る環境におけるある材料の腐食速度が 0. 1 mm/ y未満の場合、 材料 は充分耐食的であり、 使用可能であると考えられている。 さ らに、 高温割れ試験には J I S Z 3 1 5 5 に記載の F I S C 0試験を 採用 し、 低温割れ試験には J I S Z 3 1 5 7 に記載の U型溶接 割れ試験を採用 した。 各試験結果も表 3 に示した。
表 3 の高温割れ試験および低温割れ試験結果において、 〇は割れ が認められなかったもの、 Xは割れが発生したものを示している。 また、 衝撃試験結果において、 〇は破面遷移温度が一 3 0 °C以下、 Xは破面遷移温度が一 3 0 °Cを超えて 0 °C以下、 X Xは破面遷移温 度が 0 °c超であったことをそれぞれ示している。 引張試験結果にお いては、 〇は母材部で破断し、 溶接金属部では破断しなかったもの
、 Xは溶接金属部で破断したものを示している。 腐食試験結果にお いて、 〇は腐食速度が 0. 1 mm/ y未満、 xは 0. 1 mm/ y以上を示し ている。
表 3から明らかなように、 本発明例である N o . 1 〜 7 は、 溶接 金属の組織がオーステナイ ト +フ ェ ライ ト +マルテ ンサイ 卜の 3相 組織となっており、 溶接時の予熱あるいは後熱処理を施さなく ても 、 耐高温割れ性および耐低温割れ性が良好で、 溶接金属の衝撃靱性 も優れ、 溶接金属の強度も高く （溶接金属では破断しない） 、 かつ 溶接金属の耐食性が優れるという、 多数の要求特性を同時に満足で きることがわかる。
これに対して、 比較例である N o . 8 は溶接金属がフヱライ ト単 相であるため衝撃靱性が著し く悪く 、 強度も低い。 比較例 N o . 9 および N o . 1 3 は溶接金属がオーステナイ ト単相あるいはオース テナイ ト +マルテ ンサイ ト組織となっているために溶接高温割れが 起こ っている。 さ らに、 N o . 9 は強度が低く 、 N o . 1 3 は靱性 が低い。 比較例 N o . 1 0 および N o . 1 2 は溶接金属がマルテ ン サイ ト単相あるいはマルテンサイ ト +フ ェライ ト組織となって、 低 温割れが起こ り、 さ らに、 衝撃靱性が著し く低下している。 また、 N o . 1 0 は耐食性が低い。 比較例 N 0 . 1 1 は溶接金属がフ ェ ラ ィ ト +オーステナイ 卜の 2相組織で、 耐割れ性、 靱性および耐食性 は優れているが、 強度不足で溶接金属破断を起こ している。 産業上の利用可能性
本発明は予熱および後熱処理を必要とせず、 耐高温割れ性、 耐低 温割れ性、 靱性、 強度および耐食性に優れた高 C r鋼の溶接を可能 とする ものである。
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表 2
No. C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu Ti Al Cr当量 Cr当量 当量 XNi当量
1 0.020 0.30 0.98 0.006 0.003 14.53 5.98 2.02 2.41 120 本 2 0.014 0.29 0.96 0.002 0.003 14.56 5.32 1.99 2.74 105
3 0.013 0.30 0.54 0.002 0.003 13.05 7.46 2.57 1.97 130 発
明 4 0.021 0.24 0.51 0.006 0.005 16.34 6.13 1.16 2.55 125 例 5 0.018 0.48 0.90 0.008 0.004 12.61 7.12 2.67 0.52 1.97 130
6 0.015 0.30 1.21 0.004 0.005 12.73 7.04 2.32 0.03 0.02 1.91 126
7 0.022 0.36 1.56 0.003 0.003 14.10 5.16 2.46 1.62 0.02 2.59 113
8 0.023 0.27 0.95 0.015 0.005 18.54 0.15 0.05 0.02 14.4 25 比 9 0.022 0.39 0.47 0.020 0.005 17.84 13.11 0.51 1.35 265 較 10 0.032 0.44 0.61 0.023 0.006 11.03 5.31 1.77 77 例 11 0.013 0.12 1.55 0.016 0.004 25.72 8.35 3.25 0.01 3.06 277
12 0.031 0.31 0.49 0.017 0.005 14.63 3.12 3.51 65
13 0.012 0.25 0.56 0.021 0.003 17.25 10.26 0.84 1.62 192
表 3
No. 溶接金属の ミ ク 口組織 温割れ 低温割れ 衝撃試験 引張試験 腐食試験 試験 果 ,に 結果
1 オーステナイト + フ ライト +マルテンサイト ο o o o o 本 2 オーステナイト + フ ライト +マルテンサイト ο o o o 〇 発 3 オーステナイト + フェライト +マルテンサイト ο o o o 〇 明 4 オーステナイト + フヱライト +マルテンサイト ο o o 〇 〇 例 5 オーステナイト + フェライト +マルテンサイト 〇 〇 〇 〇 〇
6 オーステナイト + フェライト +マルテンサイト 〇 〇 〇 〇 〇
7 オ-ス ナイト + フェライト + 7ルテンサイト 〇 〇 〇 〇 〇
8 フェライト 〇 〇 X X X 〇 比 9 オ-ステナイト X 〇 〇 X 〇
¥乂 10 マルテンサイト 〇 X X X 〇 X 例 1 1 オ-ステナイト + フェライト 〇 〇 〇 X 〇
1 2 フェライト +マルテンサイト 〇 X X X 〇 〇
1 3 オ-ステナィ卜 + 7ルテンサイト X 〇 X 〇 〇

Claims

請 求 の 範 囲
1. C r含有量 7. 5 wt%以上の高 C r鋼をガスシール ドア一ク溶 接するための溶接ワイヤにおいて、
C r当量ノN i 当量比= 1. 8 ~ 2. 8、 且つ、
C r当量 x N i 当量 = 1 0 0〜 1 4 0、
〔ただし、 C r当量 = C r +M o + l. 5 S i 、 N i 当量二 N i + 0. 5 M n + 3 0 C〕
であるステンレス鋼ワイヤであって、 上記ガスシール ドアーク溶接 の際に形成される溶接金属の ミ ク ロ組織がオーステナイ ト相 +フ エ ライ ト相 +マルテ ンサイ ト相の 3相組織となることを特徴とする高 C r鋼用溶接ワイヤ。
2. C : 0. 0 0 5〜 0. 1 2 w 、
S i ： 0. 0 卜 1. 0 wt%、
M n ： 0. 0 2〜 2. 0 w 、
C r ： 1 2. 0〜 1 7. 0 wt%、
N i ： 5. 0〜 8. 0 wt%、
M o ： 1. 0〜 3· 0 wt%、 および
残部 ： F eおよび不可避不純物
から成り、 該不可避不純物と しての P力く 0. 0 3 wt%以下、 S力く 0. 0 l wt%以下であるこ とを特徴とする請求項 1記載の高 C r鋼用溶接 ワイヤ。
3. C u ： 0. 1 〜 2. 0 wt%を更に含有する請求項 2記載の高 C r 鋼用溶接ヮィャ。
4. T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 wt%および ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 wt%の 1種または 2種を更に含有するこ とを特徴とする請求項 1 ま たは 2記載の高 C r鋼用溶接ワイヤ。
5. 前記高 C r鋼の C r含有量が 1 3 wt%以下であることを特徴 とする請求項 1 から 4 までのいずれか 1 項に記載の高 C r鋼用溶接 ワ イ ヤ。
6. 前記高 C r鋼が、
C ： 0. 0 3 5 wt%以下、
S i ： 0. 5 0 wt%以下、
M n ： 0. 1 〜 1. 5 wt%、
C r ： 9〜 1 3 wt%、
N i ： 1. 5〜 6. 5 wt%、
M o ： 1. 0 ~ 3. 0 wt%、
A £ ： 0. 0 5 wt%以下、
N ： 0. 0 2 wt%以下、 および
残部 ： F eおよび不可避不純物
から成り、 該不可避不純物と しての Pが 0. 0 3 wt%以下かつ Sが 0. 0 0 5 wt%以下であり、 焼戻しマルテ ンサイ ト組織を主とする耐サ ヮ一特性に優れた良溶接性マルテンサイ ト系ステンレス鋼管である ことを特徴とする請求項 1 から 5 までのいずれか 1 項に記載の高 C r鋼用溶接ヮィャ。
7. 前記良溶接性マルテ ンサイ ト系ステ ン レス鋼管が、 C u ： 0. 3 〜 1. 8 wt%を更に含有することを特徴とする請求項 6記載の溶接 ワイ ヤ。
8. 前記高 C r鋼は、 C r含有量が 1 2 wt%以下であり、 ミ クロ 組織がマルテンサイ ト単相、 またはマルテンサイ ト 5 0 %以上およ び残部フ ライ 卜から成ることを特徴とする請求項 1 から 7 までの いずれか 1 項に記載の高 C r鋼用溶接ヮィャ。
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