WO2016009996A1 - 高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法 - Google Patents

高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法 Download PDF

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WO2016009996A1
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welding
less
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和也 井海
山下　賢
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a submerged arc welding method, and more particularly, to a tandem submerged arc welding method of high Cr-based CSEF (Creep-strength-Enhanced-Ferritic) steel.
  • High Cr-based CSEF steels include SA387Gr. Stipulated in ASTM (American Society for Testing and Materials) and ASME (American Society of Mechanical Engineers) standards. 91, SA213Gr. T91 etc.
  • Thermal power boilers, turbines, and reactors are formed by appropriately combining forged rings, pipes, and bent steel sheets.
  • the forging ring has a plate thickness of 150 to 450 mm, a maximum outer diameter of less than 7 m, and a total length of several to several tens of m.
  • welding methods for thermal power generation boilers, turbines, and reactors covering arc welding, TIG (Tungsten Inert Gas) welding, and submerged arc welding are used.
  • the submerged arc welding is a welding method that is frequently used because it is more efficient than other welding methods.
  • there is a method of submerged arc welding with a tandem electrode for further improvement in efficiency.
  • tandem submerged arc welding of high Cr CSEF steel has a problem of hot cracking. Then, the following techniques are disclosed as a technique which suppresses the high temperature crack in submerged arc welding and aims at the high efficiency of welding.
  • Patent Document 1 when a narrow groove having a groove width of 10 to 25 mm and a groove angle of 15 degrees or less is welded by submerged arc welding in one layer and one pass, 1.6 to 3 is used as a leading electrode.
  • Narrow characterized in that a 2 mm ⁇ electrode and a 4.0 to 4.8 mm ⁇ electrode are used as the trailing electrode, the distance between the electrodes is 50 to 150 mm, and welding is performed using a sintered flux.
  • a gap submerged arc welding method is disclosed.
  • the bead shape ratio (bead depth H / bead width W) is suppressed by setting the distance between the electrodes to 50 to 150 mm by tandem welding.
  • the wire diameter of the leading electrode is set to 1.6 to 3.2 mm ⁇
  • the wire diameter of the trailing electrode is set to 4.0 to 4.8 mm ⁇ . Thereby, generation
  • Patent Document 1 the solid wire for welding described in Examples is mild steel. Compared to welding solid wire composed of high-chromium steel and co-material, welding solid wire has a higher Joule heat generation compared to mild steel and co-material, which may increase the amount of welding and increase the susceptibility to hot cracking. is there. That is, it is difficult to solve the hot cracking in the welding of high Cr system CSEF steel only by the method described in Patent Document 1. In addition, there is a risk that the slag formed by the preceding electrode cannot be sufficiently melted by the succeeding electrode, and may not be suitable for a location requiring high quality such as peripheral welding of the reactor.
  • the hot cracking that is a problem here is a so-called solidification that occurs because low melting point compounds of P, S, Si, and Nb contained in the weld metal segregate between dendrites and austenite grain boundaries during solidification, and welding shrinkage strain is added. It is a crack.
  • the submerged arc welding of high Cr-based CSEF steel also causes high temperature cracking in the main components of the wire. That is, the solid wire for submerged arc welding composed of a high Cr-based CSEF steel and a co-material is conventionally used for 1.25Cr-0.5Mo, 2.25Cr-1.0Mo, 2.25Cr-1.0Mo. -Compared to each solid wire made of V steel and co-material, Joule heat generation is high and the amount of welding is large. Further, the weld metal has a larger amount of solidification shrinkage than those of 1.25Cr-0.5Mo, 2.25Cr-1Mo, 2.25Cr-1Mo-V steel wires.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and the problem is that, in tandem submerged arc welding of high Cr system CSEF steel, the welding efficiency is excellent, and the slag peelability and bead state are good. It is providing the welding method which can suppress generation
  • the inventors have determined that the occurrence of hot cracking can be suppressed by defining the amount of welding per unit length calculated by the wire feeding speed, welding speed, and the ratio of both. I found it.
  • the tandem submerged arc welding method of the high Cr-based CSEF steel according to the present invention is characterized by welding under the conditions of min, welding speed v of 30 to 55 cm / min, and welding amount per unit length of 2.8 to 3.8 g / cm.
  • a tandem submerged arc welding method (hereinafter, referred to as a submerged arc welding method or simply a welding method as appropriate) of high Cr-based CSEF steel is performed by using a wire feeding speed, a welding speed, and a unit length.
  • the welding wires are C: 0.03 to 0.13 mass%, Si: 0.05 to 0.50 mass%, Mn: 0.00. 50-2.20% by mass, P: 0.015% by mass or less, S: 0.010% by mass or less, Ni: more than 0.20% by mass and 1.00% by mass or less, Cr: 8.00-10. 50% by mass, Mo: 0.20 to 1.20% by mass, V: 0.05 to 0.45% by mass, Nb: 0.020 to 0.080% by mass, N: 0.02 to 0.08% by mass % And the balance is preferably Fe and inevitable impurities.
  • the welding wire further contains at least one of Cu, B, W, and Co, Cu: 1.70% by mass or less, B: 0. 0.005% by mass or less, W: 2.0% by mass or less, Co: 3.0% by mass or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the welding flux is CaF 2 : 10 to 60% by mass, CaO: 2 to 25% by mass, MgO: 10 to 50% by mass, Al 2 O. 3 : 2 to 30% by mass, Si and SiO 2 : 6 to 30% by mass (in terms of SiO 2 ), and the basicity represented by the following formula is preferably 2.3 to 2.7.
  • the tip / base metal distance is preferably 20 to 40 mm.
  • the tip angle is within the range of the receding angle ⁇ from 0 ° to 50 °, and the forward angle ⁇ is within the range of 0 ° to 50 °. Is preferred.
  • the welding wire feeding speed can be more reliably stabilized.
  • the tip shape is preferably a straight tube shape or a bend square shape.
  • the high-Cr CSEF steel tandem submerged arc welding method of the present invention is excellent in welding efficiency and bead state in welding of high-Cr CSEF steel, and excellent in slag peelability and hot crack resistance. A weld metal can be obtained.
  • FIG. 3 is an end view of the tip end side of the welding tip shown in FIG. 2.
  • FIG. 2 It is a front view which shows the state of the welding tip in the welding method of this invention.
  • FIG. 2 It is a front view which shows the state of the welding tip in the welding method of this invention.
  • FIG. 2 It is a front view which shows the state of the welding tip in the welding method of this invention.
  • FIG. 2 It is a front view which shows the state of the welding tip in the welding method of this invention.
  • the welding method of the present invention is a tandem submerged arc welding method for high Cr system CSEF steel.
  • the tandem submerged arc welding method refers to, for example, as shown in FIG. 1, a base material 10 made of high Cr CSEF steel, welding tips 11 a and 11 b in which wires 12 a and 12 b are respectively inserted, and welding not shown. It is a method of welding by arc welding using a flux. That is, in the welding method of the present invention, as shown in FIG. 1, welding is performed with two electrodes, a leading electrode 15a and a trailing electrode 15b. 2 to 10 show the leading electrode or the trailing electrode, and these are collectively shown for convenience.
  • the welding method of the present invention is intended for high Cr system CSEF steel as a base material (material to be welded).
  • high Cr-based CSEF steel There are various standards for high Cr-based CSEF steel.
  • fire SFVAF29, fire STBA28, fire STPA28, and fire SCMV28 High Cr means that the Cr content is 8% by mass or more.
  • C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Al, Ti, Zr, and N are contained in a predetermined amount, and the balance is Fe and inevitable impurities. is there.
  • a predetermined amount of Cu may be contained.
  • each component content of a base material is with respect to the whole base material.
  • C 0.08 to 0.12 mass%, Si: 0.20 to 0.50 mass%, Mn: 0.30 to 0.60 mass%, P: 0.020 mass% or less, S: 0.010 mass% or less, Ni: 0.40 mass% or less, Cr: 8.00-9.50 mass%, Mo: 0.85-1.05 mass%, V: 0.18-0. 25% by mass, Nb: 0.06 to 0.10% by mass, Al: 0.02% by mass or less, Ti: 0.01% by mass or less, Zr: 0.01% by mass or less, N: 0.030 to 0% 0.070% by mass, the balance being Fe and inevitable impurities. Furthermore, you may contain Cu: 0.06 mass% or less.
  • the present inventors solved the problem by defining the wire feeding speed, the welding speed, and the amount of welding per unit length.
  • the welding method of the present invention is a tandem submerged arc welding method of high Cr system CSEF steel, wherein the wire feeding speed V L of the leading electrode is 45 to 90 g / min, and the wire feeding speed V T of the trailing electrode.
  • the welding is performed under the conditions of 60 to 110 g / min, a welding speed v of 30 to 55 cm / min, and a welding amount per unit length of 2.8 to 3.8 g / cm. The reason for limiting the numerical values for each condition will be described below.
  • wire feed rate V L of the leading electrode is 45 ⁇ 90g / min
  • the trailing electrode wire feed rate V T is 60 ⁇ 110g / min> If the wire feeding speed of the leading electrode is less than 45 g / min, or the wire feeding speed of the trailing electrode is less than 60 g / min, the welding current is too small and the arc becomes unstable, resulting in poor penetration. On the other hand, if the wire feeding speed of the leading electrode exceeds 90 g / min, or the wire feeding speed of the trailing electrode exceeds 110 g / min, the amount of welding is excessive and hot cracking occurs, and slag peeling Also deteriorates. Thus, the wire feed rate is the leading electrode wire feed speed V L of 45 ⁇ 90 g / min, a wire feed rate V T of the trailing electrode and 60 ⁇ 110g / min.
  • the wire feeding speed of the leading electrode is preferably 50 g / min or more, more preferably 55 g / min or more from the viewpoint of further suppressing the occurrence of poor penetration. Moreover, from a viewpoint of suppressing generation
  • the wire feeding speed of the trailing electrode is preferably 65 g / min or more, more preferably 70 g / min or more from the viewpoint of further suppressing the occurrence of poor penetration.
  • the wire feed speed range of the leading electrode is smaller.
  • the amount of weld metal by the leading electrode and the amount of welding metal by the trailing electrode are equally divided by the leading electrode and the trailing electrode, so that the amount of welding metal by the leading electrode is smaller, The bead depth can be reduced and the bead width can be increased. This is advantageous for hot cracking. Therefore, the wire feeding speed is preferably “leading pole V L ⁇ following pole V T ”.
  • the welding speed v is set to 30 to 55 cm / min.
  • the welding speed is preferably 35 cm / min or more from the viewpoint of further suppressing the occurrence of hot cracking.
  • it is preferably 50 cm / min or less from the viewpoint of bead shape stabilization and prevention of poor fusion and slag entrainment.
  • the welding speed is a moving speed in the welding direction of the welding tips 11a and 11b of the welding machine as shown in FIG.
  • the welding amount per unit length is calculated by “wire feeding speed / welding speed”. That is, the amount of welding per unit length is obtained by the ratio of the wire feeding speed and the welding speed.
  • the wire feeding speed is the sum of the wire feeding speed of the leading electrode and the wire feeding speed of the trailing electrode.
  • the point of the present invention is to appropriately control the amount of welding per unit length. If the welding amount per unit length is less than 2.8 g / cm, the welding amount is too small and the welding efficiency is deteriorated. On the other hand, when the amount of welding per unit length exceeds 3.8 g / cm, the force accompanying shrinkage increases.
  • the amount of welding per unit length is 2.8 to 3.8 g / cm.
  • the amount of deposition per unit length is preferably 2.9 g / cm or more, more preferably 3.0 g / cm or more, from the viewpoint of further improving the welding efficiency.
  • it is 3.7 g / cm or less, More preferably, it is 3.6 g / cm or less.
  • the welding wire contains a predetermined amount of C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, and N, and the balance is made of Fe and inevitable impurities, and has a predetermined wire diameter. It is what has.
  • the welding wire is not affected by the base material component, but preferably has a mechanical performance equivalent to that of the base material. For this reason, the wire may appropriately contain a predetermined amount of Cu, B, W, and Co (one or more selected from these four elements).
  • the welding flux contains a predetermined amount of CaF 2 , CaO, MgO, Al 2 O 3 , Si, and SiO 2 and has a predetermined basicity.
  • the welding wire and the welding flux will be described.
  • the welding wire used in the present invention is C: 0.03 to 0.13 mass%, Si: 0.05 to 0.50 mass%, Mn: 0.50 to 2.20 mass%, P: 0.015 % By mass, S: 0.010% by mass or less, Ni: more than 0.20% by mass and 1.00% by mass or less, Cr: 8.00 to 10.50% by mass, Mo: 0.20 to 1.20% Wt%, V: 0.05 to 0.45 wt%, Nb: 0.020 to 0.080 wt%, N: 0.02 to 0.08 wt%, and Cu, B, W, A predetermined amount of Co (one or more selected from these four elements) is contained, the balance being Fe and inevitable impurities, and a wire diameter of 2.0 to 5.0 mm ⁇ is preferable.
  • Co one or more selected from these four elements
  • C combines with N, Cr, Mo, W, V, Nb, and B to precipitate various carbonitrides and has the effect of improving creep rupture strength.
  • C content is less than 0.03% by mass, sufficient effects cannot be obtained.
  • the C content of the welding wire is 0.03 to 0.13 mass%.
  • the C content is preferably 0.04% by mass or more from the viewpoint of further improving the effect. Further, from the viewpoint of further suppressing the occurrence of hot cracking, the content is preferably 0.12% by mass or less.
  • Si acts as a deoxidizer and has an effect of improving the toughness of the weld metal by reducing the amount of oxygen in the deposited metal.
  • Si content is less than 0.05% by mass, sufficient effects cannot be obtained.
  • Si is a ferrite-forming element. If it is contained in excess, specifically, if the Si content exceeds 0.50% by mass, ⁇ -ferrite remains in the weld metal and the toughness of the weld metal deteriorates. To do. Therefore, the Si content of the welding wire is 0.05 to 0.50 mass%.
  • the Si content is preferably more than 0.05% by mass from the viewpoint of further improving the effect. Further, from the viewpoint of further suppressing the deterioration of the toughness of the weld metal, it is preferably 0.48% by mass or less, more preferably 0.45% by mass or less.
  • Mn acts as a deoxidizer and has the effect of reducing the amount of oxygen in the deposited metal and improving toughness. Further, Mn and Ni are austenite forming elements, and both have the effect of suppressing toughness deterioration due to residual ⁇ -ferrite in the weld metal. However, when the Mn content is less than 0.50% by mass or when Ni is 0.20% by mass or less, these effects cannot be obtained and the toughness of the weld metal deteriorates.
  • the Mn content of the welding wire is 0.50 to 2.20 mass%, and the Ni content of the welding wire is more than 0.20 mass% and 1.00 mass% or less.
  • the total content of Mn and Ni exceeds 1.50% by mass, the toughness of the weld metal is deteriorated and the Ac1 transformation point of the weld metal is lowered so that high-temperature tempering is impossible, and the structure is stabilized. Can not be. Therefore, the total content of Mn and Ni is preferably 1.50% by mass or less.
  • the Mn content is preferably 0.55% by mass or more from the viewpoint of further improving the effect. Moreover, from a viewpoint of suppressing the toughness of a weld metal more, it is 2.15 mass% or less preferably.
  • the Ni content is preferably 0.25% by mass or more, more preferably 0.30% by mass or more, from the viewpoint of further improving the above effects. Further, from the viewpoint of further suppressing the deterioration of the toughness of the weld metal, it is preferably less than 0.95% by mass.
  • Cr is a main element of the high Cr-based CSEF steel targeted by the welding wire used in the present invention, and is an indispensable element for ensuring oxidation resistance and high-temperature strength.
  • Cr is a ferrite-forming element, and if it is contained in excess, specifically, if the Cr content exceeds 10.50 mass%, ⁇ -ferrite remains and the toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, the Cr content of the welding wire is set to 8.00 to 10.50 mass%. Thereby, excellent oxidation resistance and high temperature strength can be obtained.
  • the Cr content is preferably 8.05% by mass or more from the viewpoint of further improving the effect. Moreover, it is 10.45 mass% or less from a viewpoint which suppresses deterioration of the toughness of a weld metal more.
  • Mo is a solid solution strengthening element and has an effect of improving the creep rupture strength. However, if the Mo content is less than 0.20% by mass, sufficient creep rupture strength cannot be obtained. On the other hand, since Mo is a ferrite-forming element, if it is contained excessively, specifically, if the Mo content exceeds 1.20% by mass, ⁇ -ferrite remains in the weld metal, and the toughness of the weld metal Deteriorates. Therefore, the Mo content of the welding wire is 0.20 to 1.20 mass%.
  • the Mo content is preferably 0.22% by mass or more from the viewpoint of further improving the effect. Further, from the viewpoint of further suppressing the deterioration of the toughness of the weld metal, it is preferably 1.18% by mass or less.
  • V 0.05 to 0.45 mass%>
  • V is a precipitation strengthening element and has the effect of improving the creep rupture strength by being precipitated as carbonitride. However, if the V content is less than 0.05% by mass, sufficient creep rupture strength cannot be obtained.
  • V is also a ferrite-forming element. If it is contained in excess, specifically, if the V content exceeds 0.45 mass%, ⁇ -ferrite remains in the weld metal and the toughness of the weld metal deteriorates. To do. Therefore, the V content of the welding wire is 0.05 to 0.45 mass%.
  • the V content is preferably 0.10% by mass or more from the viewpoint of further improving the effect. Moreover, it is 0.40 mass% or less from a viewpoint of suppressing the deterioration of the toughness of a weld metal more.
  • Nb is an element that contributes to stabilization of creep rupture strength by precipitation as solid solution strengthening and nitride. However, if the Nb content is less than 0.020% by mass, sufficient creep rupture strength cannot be obtained. On the other hand, Nb is also a ferrite-forming element. If it is contained in excess, specifically, if the Nb content exceeds 0.080% by mass, ⁇ -ferrite remains in the weld metal and the toughness of the weld metal deteriorates. To do. Therefore, the Nb content of the welding wire is 0.020 to 0.080 mass%. The Nb content is preferably 0.022% by mass or more from the viewpoint of further improving the effect. Moreover, it is 0.078 mass% or less preferably from a viewpoint of suppressing the toughness deterioration of a weld metal more.
  • P is an element that enhances hot cracking sensitivity. If the P content exceeds 0.015% by mass, hot cracking may occur. Therefore, the P content of the welding wire is regulated to 0.015% by mass or less. From the viewpoint of further suppressing the occurrence of hot cracking, the P content is preferably 0.010% by mass or less.
  • S is an element that enhances hot cracking sensitivity. If the S content exceeds 0.010% by mass, hot cracking may occur. Therefore, the S content of the welding wire is regulated to 0.010% by mass or less. The S content is preferably 0.009% by mass or less from the viewpoint of further suppressing the occurrence of hot cracking.
  • N combines with C, Cr, Mo, W, V, Nb, and B to precipitate various carbonitrides, and has the effect of improving the creep rupture strength.
  • the N content is less than 0.02% by mass, sufficient effects cannot be obtained.
  • the N content of the welding wire is 0.02 to 0.08 mass%.
  • the N content is preferably 0.03% by mass or more from the viewpoint of further improving the creep rupture strength.
  • it is 0.07 mass% or less.
  • Cu is an austenite-forming element, and may be contained because it has an effect of suppressing toughness deterioration due to residual ⁇ -ferrite in the weld metal. On the other hand, excessive inclusion may cause hot cracking. Therefore, Cu is 1.70% by mass or less.
  • a desirable upper limit of Cu is 1.0 mass%, and a more desirable upper limit is 0.5 mass%.
  • Cu may be contained on the wire surface by plating.
  • B may be contained because it has the effect of dispersing and stabilizing carbides and increasing the creep rupture strength when contained in a trace amount. On the other hand, excessive inclusion may cause hot cracking. Therefore, B is 0.005 mass% or less.
  • a desirable upper limit of B is 0.003% by mass, and a more desirable upper limit is 0.0015% by mass.
  • W is an element that contributes to stabilization of the creep rupture strength by solid solution strengthening of the matrix and fine carbide precipitation, and therefore may be contained.
  • W since W is also a ferrite-forming element, an excessive content causes toughness deterioration due to residual ⁇ -ferrite. For this reason, W shall be 2.0 mass% or less.
  • a desirable upper limit of W is 1.8% by mass, and a more desirable upper limit is 1.7% by mass.
  • Co is an element that suppresses the residual of ⁇ ferrite, and therefore may be contained. On the other hand, if it is excessively contained, the Ac1 point is lowered, so that high-temperature tempering becomes impossible and the structure cannot be stabilized. For this reason, Co is 3.0 mass% or less.
  • a desirable upper limit of Co is 2.0% by mass, and a more desirable upper limit is 1.8% by mass.
  • Fe and inevitable impurities The balance of the welding wire components is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include Ti and Al.
  • the wire diameter used in the present invention is preferably 2.0 to 5.0 mm ⁇ . If the wire diameter is less than 2.0 mm ⁇ , a sufficient amount of welding cannot be obtained, and the welding efficiency is sacrificed. On the other hand, if it exceeds 5.0 mm ⁇ , the amount of welding is large even if the above-described welding conditions are devised, so that the occurrence of hot cracking may not be suppressed.
  • CaO has the effect of adjusting the bead shape by adjusting the viscosity of the slag.
  • CaO has the effect of adjusting the bead shape by adjusting the viscosity of the slag.
  • CaO is insufficient, a sufficient effect cannot be obtained.
  • CaO is excessive, a pock mark is generated on the bead surface, and the conformability is impaired. Therefore, the CaO of the flux is 2 to 25% by mass.
  • MgO of flux 10 to 50% by mass>
  • MgO has the effect of adjusting the bead shape by adjusting the viscosity of the slag.
  • the MgO in the flux is 10 to 50% by mass.
  • Al 2 O 3 of flux 2 to 30% by mass>
  • Al 2 O 3 has the effect of adjusting the fluidity by increasing the melting point of the slag and adjusting the bead shape.
  • Al 2 O 3 content of the flux is 2 to 30% by mass.
  • SiO 2 in flux 6 to 30% by mass (in terms of SiO 2 )> Si has the effect of adjusting the bead shape by adjusting the viscosity of the slag. However, if Si is insufficient, a sufficient effect cannot be obtained, whereas if it is excessive, it is reduced in the arc atmosphere, increasing the amount of Si in the weld metal and causing seizure of the slag. This also applies to Si that is appropriately added as a deoxidizer in the flux. Therefore, SiO 2 in water glass used as a fixing agent at the time of the flux granulation be included, it is necessary to limit the Si and SiO 2 in the flux.
  • the total of Si and SiO 2 in the flux is 6 to 30% by mass in terms of SiO 2 .
  • the “sum of Si and SiO 2" herein from the spirit described means and Si forms SiO 2, the total amount of Si in the form of a non-SiO 2.
  • the “sum of the Si and SiO 2”, as are described in “(SiO 2 conversion)” is to determine the amount of SiO 2 for Si in the form SiO 2, the Si other than SiO 2, the amount Is converted to SiO 2 to obtain the amount, and the two amounts are summed.
  • the above is a preferable component of the flux.
  • These preferred components can be added in the form of single substances, compounds containing these components, ores and melt fluxes.
  • CaF 2 is added as fluorite
  • CaO as lime and melt flux
  • MgO magnesia clinker and melt flux
  • Al 2 O 3 as alumina and melt flux
  • SiO 2 as potassium feldspar
  • soda feldspar and melt flux, etc. be able to.
  • alloy powders, oxides and fluorides can be appropriately added to the flux in order to adjust the alloy components and welding workability.
  • the flux for submerged arc welding used in the present invention preferably has a basicity of 2.3 to 2.7.
  • the basicity is preferably 2.4% by mass or more from the viewpoint of further suppressing the deterioration of the toughness of the weld metal.
  • it is 2.6 mass% or less from a viewpoint of suppressing a bead external appearance and bead shape deterioration more.
  • the basicity in this invention is based on following formula (1).
  • the tip / base material distance, the tip shape, and the tip angle are predetermined.
  • the submerged arc welding wire made of the high Cr-based CSEF steel and the co-material is composed of 1.25Cr-0.5Mo, 2.25Cr-1Mo, 2.25Cr-1Mo-V steel and the co-solid solid wire.
  • the electrical resistance is high, so that the amount of Joule heat generation becomes large and the amount of welding increases. That is, the wire made of the same material as that of the high Cr-based CSEF steel has a large amount of welding even at the same welding current, and is likely to cause high temperature cracking.
  • the Joule heat generation amount increases as the distance between the welding tips 11a, 11b, 30 and the base material 10 shown in FIGS. 1, 5 to 7, and 8 to 10 increases.
  • the tip / base material distance L is preferably 25 mm or more from the viewpoint of further suppressing melting damage of the tip end portions 13a, 13b, and 30a, and 35 mm or less from the viewpoint of further suppressing an excessive amount of welding.
  • the tip / base material distance of the trailing electrode is preferably set higher than that of the leading electrode so that the tip of the trailing electrode does not contact the weld bead formed by the leading electrode.
  • the tip / base material distance is the portion where the wires 12a, 12b, 40 finally protrude from the welding tips 11a, 11b, 30 as shown in FIGS. This is a vertical distance L between a tip end portion 13a, 13b, 30a and the base material 10.
  • the tip shape may be a straight tube shape as shown in FIG. 1, a bend square shape as shown in FIGS. 2 to 4, or FIG.
  • the shape as shown in 3b may be used, and is appropriately selected from the viewpoint of securing wire feedability and feeding position stabilization.
  • the feeding position is stabilized, and as a result, the wire feeding speed is stabilized. .
  • the tip angle includes a line perpendicular to the surface of the base material 10, and wires 12 a, 12 b, and 40 are finally welded tips 11 a, 11 b, This is an angle formed by the axis at the tip end portions 13a, 13b, and 30a that are portions protruding from 30.
  • the tip angle determines the heating degree of the wire by the welding arc, and as a result, increases or decreases the wire feed speed. Specifically, when the welding current is the same and the distance L between the tip base materials is the tip angle ⁇ (see FIGS. 1, 6, and 9), the receding angle ⁇ (see FIGS. 1, 5, and 9) is greater.
  • the tip angle affects the degree of heating of the wire by the welding arc, and as a result, the amount of welding is increased or decreased.
  • the tip angle of the leading pole is managed in the range of 0 ° to 50 ° in the receding angle ⁇
  • the tip angle of the trailing pole is managed in the range of 0 ° to 50 ° in the advance angle ⁇ .
  • the advance angle is a line perpendicular to the weld line from the point where the wire is exposed from the tip end portion 11b, and is opposite to the welding progress direction with respect to this vertical line.
  • the receding angle refers to a line perpendicular to the welding line from the point where the wire is exposed from the tip end portion 11a, as shown in FIGS. 1, 5, and 8, and the wire extends in the direction of welding with respect to this vertical line. This is the angle between the wire and the vertical line when welding at an angle.
  • 1 is the inter-electrode distance, and as shown in FIG. 1, is the horizontal distance W between the tip of the wire 12a of the leading electrode 15a and the tip of the wire 12b of the trailing electrode 15b.
  • the power supply characteristic may be either a drooping characteristic or a constant voltage characteristic.
  • the drooping characteristic is a characteristic of a power source that can perform stable welding with little change in current even if the arc length varies. Specifically, when the arc length becomes long, the wire feed speed is temporarily increased, and when the arc length becomes short, the wire feed speed is slowed to stabilize the current. Turn into.
  • the power supply polarity may be either DCEP (Direct Current Electrode Positive) or AC (Alternating Current). The welding current and the arc voltage are adjusted as one means for controlling the wire feeding speed within an appropriate range.
  • the base material plate thickness is preferably 150 to 450 mm.
  • the welding method of the present invention can also be applied to welding with a base metal plate thickness of less than 150 mm.
  • a narrow groove as shown in FIG. the welding method of the present invention can be applied to a V groove as shown in FIG. 12 and an X groove (not shown).
  • the narrow groove of the base material 10 is defined as a groove having a plate thickness t of 50 mm or more and a groove angle ⁇ of 0 to 5 ° (see FIG. 11).
  • the plate thickness t is 250 mm
  • the groove angle ⁇ is 4 ° which is 2 ° + 2 °.
  • the welding efficiency was evaluated as ⁇ when the lamination method can be welded in 2 passes per layer, and ⁇ when the amount of welding was reduced and welding was required in 3 passes or more per layer.
  • the welding speed is out of the lower limit of the present invention. Since the welding speed was slow, the amount of welding was too high and hot cracking occurred. Further, the amount of welding per unit length deviated from the upper limit of the present invention, and hot cracking occurred. In No. 11, the welding speed is outside the upper limit of the present invention. Therefore, the wire feeding is not in time for the welding speed, and the bead width becomes unstable. Further, the amount of welding per unit length deviated from the lower limit of the present invention. Since the bead state was poor, the welding efficiency and hot crack resistance were not evaluated.
  • the amount of welding per unit length is outside the upper limit of the present invention. Therefore, the bead shape was close to that of a mold and hot cracking occurred.
  • the welding amount per unit length is outside the lower limit of the present invention. Therefore, since the welding amount is small, the number of weldings inside the groove is increased, and the welding efficiency is lowered. In addition, since the welding efficiency was poor, the hot crack resistance was not evaluated.
  • Base material material to be welded

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Abstract

　高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接において、溶接能率に優れるとともに、スラグ剥離性およびビードの状態が良好であり、溶接金属の高温割れの発生を抑制できる溶接方法を提供する。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法は、先行極のワイヤ送給速度ＶＬを４５～９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度ＶＴを６０～１１０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度ｖを３０～５５ｃｍ／ｍｉｎ、単位長さ当りの溶着量を２．８～３．８ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。

Description

高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法
　本発明は、サブマージアーク溶接方法に関し、より詳しくは、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ（Creep strength-Enhanced Ferritic：クリープ強度強化フェライト）鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法に関する。
　火力発電ボイラやタービン、脱硫や改質（重油分解）用の化学反応容器（リアクタ）は、高温、高圧で運転されるため、材料としては、１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ鋼、２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ－Ｖ鋼などが適用されている。近年、重油の有効利用や石油精製において、さらなる高能率化が求められており、８質量％以上のＣｒを含有する高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の適用が検討されている。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼には、ＡＳＴＭ（American Society for Testing and Materials：米国材料試験協会）規格やＡＳＭＥ（American Society of Mechanical Engineers：米国機械協会）規格に規定されるＳＡ３８７Ｇｒ．９１、ＳＡ２１３Ｇｒ．Ｔ９１等がある。
　火力発電ボイラやタービン、リアクタは、鍛造リングやパイプ、曲げ加工鋼板を適宜組み合わせて溶接して形成される。ちなみに鍛造リングは、板厚１５０～４５０ｍｍ、最大外径７ｍ弱、全長数～数十ｍにもなる。火力発電ボイラやタービン、リアクタの溶接方法としては、被覆アーク溶接、ＴＩＧ（Tungsten Inert Gas）溶接、サブマージアーク溶接が用いられる。この中でもサブマージアーク溶接は、他溶接方法と比較して高能率であることから多用されている溶接方法である。また、さらなる高能率化に対しては、タンデム電極でサブマージアーク溶接する方法がある。しかし高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接は、高温割れの課題がある。そこで、サブマージアーク溶接における高温割れを抑制し、溶接の高能率化を図る技術としては、以下のような技術が開示されている。
　例えば、特許文献１には、開先幅が１０～２５ｍｍ、開先角度が１５度以下である狭開先をサブマージアーク溶接により１層１パスで溶接するに当たり、先行電極として１．６～３．２ｍｍφの電極を、又後行電極として４．０～４．８ｍｍφの電極を夫々使用すると共に、電極間距離を５０～１５０ｍｍとし、焼結型フラックスを用いて溶接することを特徴とするナロウギャップサブマージアーク溶接方法が開示されている。
　この溶接方法では、タンデム溶接で電極間距離を５０～１５０ｍｍとすることで、ビード形状比（ビード深さＨ／ビード幅Ｗ）を抑えている。その際、先行電極のワイヤ径を１．６～３．２ｍｍφ、後行電極のワイヤ径を４．０～４．８ｍｍφとしている。これにより、高温割れの発生を抑制している。
特開昭６０－１７７９６６号公報
　しかしながら、従来の技術においては以下の問題がある。
　特許文献１において、実施例に記載されている溶接用ソリッドワイヤは、軟鋼である。高クロム鋼と共材で構成された溶接用ソリッドワイヤは軟鋼と共材で構成された溶接用ソリッドワイヤと比較し、ジュール発熱が大きいため、溶着量が大きくなり高温割れの感受性が高まる場合がある。つまり、特許文献１に記載の方法のみで、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の溶接における高温割れについての解決することは難しい。また、先行の電極で形成したスラグが、後行の電極で十分溶融しきれないリスクもあり、リアクタの周溶接のような高品質を要求される箇所に適さない場合がある。
　また、厚板を高能率で溶接するためには、溶接入熱を上げる、すなわち、溶接電流、アーク電圧を高め、溶接速度を低めにすることが有効である。しかし、溶接入熱を上げると、特に狭開先ではビード形状がなし型となりやすく、高温割れの発生リスクが高まる。ここで問題となる高温割れは、溶接金属中に含まれるＰ、Ｓ、Ｓｉ、Ｎｂによる低融点化合物が凝固時にデンドライト間やオーステナイト結晶粒界に偏析し、溶接収縮ひずみが加わって発生するいわゆる凝固割れである。
　そのため、高温割れの抑制策として、溶接材料の化学成分調整、具体的には、Ｐ、Ｓ等の不純物を超高純度（Extra High Purity）溶解で１００ｐｐｍ以下に抑えることも効果的である。しかしながら、超高純度溶解は、電子ビーム溶解や専用の特殊炉壁耐火材を使わざるを得ないことから経済的に難点がある。このため、一般的な不純物レベルでも、高温割れの発生を抑制できる技術が求められている。
　さらに、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接は、ワイヤの主要成分にも高温割れを引き起こす原因がある。すなわち、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材で構成されたサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤは、従来使用されていた１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ，２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ，２．２５Ｃｒ－１．０Ｍｏ－Ｖ鋼と共材で構成された各ソリッドワイヤと比較し、ジュール発熱が高く、溶着量が大きい。さらに、その溶接金属は１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ，２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ，２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼ワイヤのものと比較して、凝固収縮量が大きい。すなわち、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のサブマージアーク溶接では、単に溶接材料の化学成分調整だけでは高温割れの抑制が困難である。また、タンデムサブマージアーク溶接では、溶接能率の向上に加え、良好なスラグ剥離性や、ビードの状態が良好であることも求められる。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その課題は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接において、溶接能率に優れるとともに、スラグ剥離性およびビードの状態が良好であり、溶接金属の高温割れの発生を抑制できる溶接方法を提供することにある。
　本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、ワイヤの送給速度、溶接速度、両者の比で算出される単位長さ当りの溶着量を規定することにより、高温割れの発生を抑制できることを見出した。
　すなわち、本発明に係る高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法は、先行極のワイヤ送給速度ＶＬを４５～９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度ＶＴを６０～１１０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度ｖを３０～５５ｃｍ／ｍｉｎ、単位長さ当りの溶着量を２．８～３．８ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。
　かかる溶接方法によれば、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法（以下、適宜、サブマージアーク溶接方法あるいは、単に溶接方法という）は、ワイヤの送給速度、溶接速度、単位長さ当りの溶着量を規定することにより、溶接能率、ビードの状態およびスラグ剥離性が向上するとともに溶接金属の高温割れの発生が抑制される。
　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１３質量％、Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下、Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％、Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％、Ｖ：０．０５～０．４５質量％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｎ：０．０２～０．０８質量％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。
　かかる溶接方法によれば、溶接ワイヤに特定の元素を含有させることによって、さらに靱性を改善し、またクリープ破断強度を向上させること等が可能となる。
　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、前記溶接ワイヤは、さらにＣｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏのいずれか一種以上を、Ｃｕ：１．７０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｗ：２．０質量％以下、Ｃｏ：３．０質量％以下含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。
　かかる溶接方法によれば、溶接ワイヤに特定の元素を含有させることによって、さらに靱性を改善し、またクリープ破断強度を向上させること等が可能となる。
　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、溶接フラックスは、ＣａＦ２：１０～６０質量％、ＣａＯ：２～２５質量％、ＭｇＯ：１０～５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：２～３０質量％、ＳｉおよびＳｉＯ２：６～３０質量％（ＳｉＯ２換算）を含有し、次式で示す塩基度が２．３～２．７であることが好ましい。

　塩基度＝（ＣａＦ２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ２＋１／２（Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２＋ＺｒＯ２））
　ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。
　かかる溶接方法によれば、ビード外観、ビード形状および溶接金属の靱性の劣化等を抑制することができる。
　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、チップ／母材間距離が２０～４０ｍｍであることが好ましい。
　かかる溶接方法によれば、チップのアークによる溶損、および溶着量が過剰となることをより確実に抑制できる。
　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、チップ角度は、後退角αが０°から５０°までの範囲、前進角βが０°から５０°までの範囲であることが好ましい。
　かかる溶接方法によれば、溶接ワイヤ送給速度をより確実に安定化できる。
　また、本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のシングルサブマージアーク溶接方法では、チップ形状は、直管状またはベンド角材状であることが好ましい。
　かかる溶接方法によれば、ワイヤ送給性と給電位置安定化をより確実に確保できる。
　本発明の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の溶接において、溶接能率に優れるとともに、ビードの状態が良好であり、スラグ剥離性、耐高温割れ性に優れた溶接金属を得ることができる。
本発明の溶接方法における先行極と後行極の状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの形状を示す正面図である。 図２に示す溶接チップの側面図である。 図２に示す溶接チップのチップ先端部側の端面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 本発明の溶接方法における溶接チップの状態を示す正面図である。 実施例で用いた試験体および溶接金属の積層状態を示す断面図である。 実施例で用いた試験体および溶接金属の積層状態を示す断面図である。
　以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
　本発明の溶接方法は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法である。タンデムサブマージアーク溶接方法とは、例えば図１に示すように、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼で構成された母材１０を、ワイヤ１２ａ、１２ｂがそれぞれ内挿された溶接チップ１１ａ、１１ｂと、図示しない溶接フラックスを用いてアーク溶接で溶接する方法である。すなわち、本発明の溶接方法は、図１に示すように、先行極１５ａおよび後行極１５ｂの２電極で溶接するものである。
　なお、図２～１０は先行極あるいは後行極を示しており、便宜上、これらをまとめて図示している。
　本発明の溶接方法は、母材（被溶接材）として高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼を対象とするものである。高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼には、各種の規格があり、例えば、ＡＳＴＭ規格やＡＳＭＥ規格に規定されたＳＡ３８７Ｇｒ．９１、Ｇｒ．１２２、Ｇｒ．９２、Ｇｒ．９１１およびＳＡ２１３Ｇｒ．Ｔ９１、ＥＮ規格に規定されたＸ１０ＣｒＭｏＶＮｂ９－１、並びに社団法人火力原子力発電技術協会　発電用火力設備の技術基準－火力設備の技術基準の解釈[第１０章　溶接部]－に規定された火ＳＦＶＡＦ２８、火ＳＦＶＡＦ２９、火ＳＴＢＡ２８、火ＳＴＰＡ２８、火ＳＣＭＶ２８がある。なお、高Ｃｒとは、Ｃｒ含有量が８質量％以上のものをいう。
　好ましい母材の化学成分としては、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎを所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。あるいはさらに、所定量のＣｕを含有してもよい。なお、母材の各成分含有量は、母材全体に対するものである。
　具体的には、Ｃ：０．０８～０．１２質量％、Ｓｉ：０．２０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．３０～０．６０質量％、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：８．００～９．５０質量％、Ｍｏ：０．８５～１．０５質量％、Ｖ：０．１８～０．２５質量％、Ｎｂ：０．０６～０．１０質量％、Ａｌ：０．０２質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｎ：０．０３０～０．０７０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。さらに、Ｃｕ：０．０６質量％以下含有してもよい。
　高温割れの発生を抑制する手法の一つとして、入熱を制限するという手法がとられる。しかしながら、溶接電流やアーク電圧は、ワークの状態、通電点などの溶接環境により、ワイヤの溶融に使われるエネルギーが変わってしまう傾向がある。すなわち、同じ入熱で溶接しても、高温割れの発生の有無に差が生じる。そこで、本発明者らは、ワイヤの送給速度、溶接速度、単位長さ当りの溶着量を規定することにより、その課題を解決した。
　すなわち、本発明の溶接方法は、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法であって、先行極のワイヤ送給速度ＶＬを４５～９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度ＶＴを６０～１１０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度ｖを３０～５５ｃｍ／ｍｉｎ、単位長さ当りの溶着量を２．８～３．８ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする。以下に各条件の数値限定理由について説明する。
＜ワイヤの送給速度：先行極のワイヤ送給速度ＶＬが４５～９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度ＶＴが６０～１１０ｇ／ｍｉｎ＞
　先行極のワイヤの送給速度が４５ｇ／ｍｉｎ未満、または、後行極のワイヤ送給速度が６０ｇ／ｍｉｎ未満では、溶接電流が小さすぎてアークが不安定となり、溶込不良が発生する。一方、先行極のワイヤの送給速度が９０ｇ／ｍｉｎを超える、または、後行極のワイヤ送給速度が１１０ｇ／ｍｉｎを超えると、溶着量が多すぎて高温割れが発生すると共に、スラグ剥離性も劣化する。よって、ワイヤ送給速度は、先行極のワイヤ送給速度ＶＬを４５～９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度ＶＴを６０～１１０ｇ／ｍｉｎとする。
　先行極のワイヤ送給速度は、溶込不良の発生をより抑制する観点から、好ましくは５０ｇ／ｍｉｎ以上、より好ましくは５５ｇ／ｍｉｎ以上である。また、高温割れの発生、スラグ剥離性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは８５ｇ／ｍｉｎ以下、より好ましくは８０ｇ／ｍｉｎ以下である。後行極のワイヤ送給速度は、溶込不良の発生をより抑制する観点から、好ましくは６５ｇ／ｍｉｎ以上、より好ましくは７０ｇ／ｍｉｎ以上である。また、高温割れの発生、スラグ剥離性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１０５ｇ／ｍｉｎ以下、より好ましくは１００ｇ／ｍｉｎ以下である。
　ワイヤの送給速度について、先行極のワイヤ送給速度の範囲と、後行極のワイヤ送給速度の範囲とを比較すると、先行極のワイヤ送給速度の範囲のほうが小さめである。ここで、先行極による溶接金属量と後行極による溶接金属量は、先行極によるものと後行極によるものとで等分にするより、先行極による溶接金属量が少なめとなることで、ビード深さを小さく、ビード幅を大きくできる。このため、高温割れに対し有利となる。したがって、ワイヤの送給速度は、「先行極ＶＬ＜後行極ＶＴ」が好ましい。
＜溶接速度ｖ：３０～５５ｃｍ／ｍｉｎ＞
　溶接速度が３０ｃｍ／ｍｉｎ未満では、溶着量が多すぎて高温割れが発生する。一方、溶接速度が５５ｃｍ／ｍｉｎを超えると、溶融金属の供給が間に合わず、ビード形状が不安定となって、融合不良やスラグ巻き込みが発生する。よって、溶接速度ｖは３０～５５ｃｍ／ｍｉｎとする。溶接速度は、高温割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは３５ｃｍ／ｍｉｎ以上である。また、ビード形状安定化と融合不良・スラグ巻込み防止の観点から、好ましくは５０ｃｍ／ｍｉｎ以下である。なお、溶接速度とは、図１に示すように、溶接機の溶接チップ１１ａ、１１ｂの溶接方向への移動速度である。
＜単位長さ当りの溶着量：２．８～３．８ｇ／ｃｍ＞
　単位長さ当りの溶着量は、「ワイヤの送給速度／溶接速度」により計算される。すなわち、単位長さ当りの溶着量は、ワイヤの送給速度と溶接速度との比で求める。なお、ワイヤの送給速度は、先行極のワイヤ送給速度と、後行極のワイヤ送給速度との合計である。本発明のポイントはこの単位長さ当りの溶着量を適切に制御することである。単位長さ当りの溶着量が２．８ｇ/ｃｍ未満では、溶着量が少なすぎて溶接能率が悪化する。一方、単位長さ当りの溶着量が３．８ｇ/ｃｍを超えると、収縮に伴う力が大きくなる。また、ビードの形状は、なし形に近くなるため、溶接金属の凝固方向がビード中央に向かって水平になり、収縮力のかかる方向が最終凝固部に対し垂直となる。そのため、高温割れが発生しやすくなる。よって、単位長さ当りの溶着量は２．８～３．８ｇ／ｃｍとする。単位長さ当りの溶着量は、溶接能率をより向上させる観点から、好ましくは２．９ｇ／ｃｍ以上、より好ましくは３．０ｇ／ｃｍ以上である。また、高温割れの発生をより抑制する観点から、好ましくは３．７ｇ／ｃｍ以下、より好ましくは３．６ｇ／ｃｍ以下である。
　本発明の溶接方法は、前記溶接条件の規定に加えて、所定の溶接ワイヤと、所定の溶接フラックスとを組み合わせて使用することが好ましい。具体的には、溶接ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｎを所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、所定のワイヤ径を有するものである。また、溶接ワイヤは、母材成分に左右されるものではないが母材同等の機械性能を有することが好ましい。このため、ワイヤには、適宜、Ｃｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏ（これらの４元素から選択される１種以上）を所定量含有してもよい。また、溶接フラックスは、ＣａＦ２、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉおよびＳｉＯ２を所定量含有し、所定の塩基度をもったものである。以下、溶接ワイヤ、溶接フラックスについて説明する。
［溶接ワイヤ］
　本発明で使用する溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１３質量％、Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下、Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％、Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％、Ｖ：０．０５～０．４５質量％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｎ：０．０２～０．０８質量％を含有し、さらに適宜Ｃｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏ（これらの４元素から選択される１種以上）を所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、ワイヤ径が２．０～５．０ｍｍφが好ましい。以下、各構成の数値限定理由について説明する。なお、溶接ワイヤの各成分含有量は、溶接ワイヤ全体に対するものである。
＜Ｃ：０．０３～０．１３質量％＞
　Ｃは、ＮとともにＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢと結合して各種炭窒化物を析出し、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｃ含有量が０．０３質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｃを過剰に含有すると、具体的には、Ｃ含有量が０．１３質量％を超えると、高温割れが発生する場合がある。よって、溶接ワイヤのＣ含有量は０．０３～０．１３質量％とする。Ｃ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０４質量％以上である。また、高温割れの発生をさらに抑制する観点から、好ましくは０．１２質量％以下である。
＜Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％＞
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶着金属中の酸素量を低減して溶接金属の靱性を改善する効果がある。ただし、Ｓｉ含有量が０．０５質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｓｉはフェライト生成元素であり、過剰に含有すると、具体的には、Ｓｉ含有量が０．５０質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＳｉ含有量は０．０５～０．５０質量％とする。Ｓｉ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０５質量％を超えるものである。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．４８質量％以下、より好ましくは０．４５質量％以下である。
＜Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下＞
　Ｍｎは脱酸剤として作用し、溶着金属中の酸素量を低減して靱性を改善する効果がある。また、ＭｎおよびＮｉはオーステナイト生成元素であり、いずれも溶接金属におけるδ－フェライトの残留による靱性劣化を抑制する効果がある。ただし、Ｍｎ含有量が０．５０質量％未満の場合、または、Ｎｉが０．２０質量％以下の場合は、これらの効果は得られず溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｍｎ含有量が２．２０質量％を超える場合、または、Ｎｉ含有量が１．００質量％を超える場合は、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＭｎ含有量は０．５０～２．２０質量％、溶接ワイヤのＮｉ含有量は０．２０質量％を超え１．００質量％以下とする。なお、ＭｎおよびＮｉの総含有量が１．５０質量％を超える場合は、溶接金属の靱性が劣化すると共に溶着金属のＡｃ１変態点が低下して高温焼戻しが不可能となり組織の安定化処理ができなくなる。したがって、ＭｎおよびＮｉの総含有量は１．５０質量％以下が好ましい。
　Ｍｎ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．５５質量％以上である。また、溶接金属の靱性をより抑制する観点から、好ましくは２．１５質量％以下である。
　Ｎｉ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．２５質量％以上、より好ましくは０．３０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．９５質量％未満ある。
＜Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％＞
　Ｃｒは、本発明で用いる溶接ワイヤが対象としている高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の主要元素であり、耐酸化性、高温強度を確保するために不可欠な元素である。ただし、Ｃｒ含有量が８．００質量％未満では、耐酸化性および高温強度が不十分になる。一方、Ｃｒはフェライト生成元素であり、過剰に含有すると、具体的には、Ｃｒ含有量が１０．５０質量％を超えると、δ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＣｒ含有量は８．００～１０．５０質量％とする。これにより、優れた耐酸化性および高温強度が得られる。Ｃｒ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは８．０５質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１０．４５質量％以下である。
＜Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％＞
　Ｍｏは、固溶強化元素であり、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｍｏ含有量が０．２０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｍｏはフェライト生成元素であるため、過剰に含有すると、具体的には、Ｍｏを含有量が１．２０質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＭｏ含有量は０．２０～１．２０質量％とする。Ｍｏ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．２２質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは１．１８質量％以下である。
＜Ｖ：０．０５～０．４５質量％＞
　Ｖは、析出強化元素であり、炭窒化物として析出してクリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｖ含有量が０．０５質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｖはフェライト生成元素でもあり、過剰に含有すると、具体的には、Ｖ含有量が０．４５質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＶ含有量は０．０５～０．４５質量％とする。Ｖ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．１０質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．４０質量％以下である。
＜Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％＞
　Ｎｂは、固溶強化および窒化物として析出してクリープ破断強度の安定化に寄与する元素である。ただし、Ｎｂ含有量が０．０２０質量％未満では、十分なクリープ破断強度が得られない。一方、Ｎｂはフェライト生成元素でもあり、過剰に含有すると、具体的には、Ｎｂ含有量が０．０８０質量％を超えると、溶接金属におけるδ－フェライトの残留を引き起こし、溶接金属の靱性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＮｂ含有量は０．０２０～０．０８０質量％とする。Ｎｂ含有量は、前記効果をより向上させる観点から、好ましくは０．０２２質量％以上である。また、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは０．０７８質量％以下である。
＜Ｐ：０．０１５質量％以下＞
　Ｐは、高温割れ感受性を高める元素である。Ｐ含有量が０．０１５質量％を超えると、高温割れが発生する場合がある。よって、溶接ワイヤのＰ含有量は０．０１５質量％以下に規制する。Ｐ含有量は、高温割れの発生をさらに抑制する観点から、好ましくは０．０１０質量％以下である。
＜Ｓ：０．０１０質量％以下＞
　Ｓは、高温割れ感受性を高める元素である。Ｓ含有量が０．０１０質量％を超えると、高温割れが発生する場合がある。よって、溶接ワイヤのＳ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。Ｓ含有量は、高温割れの発生をさらに抑制する観点から、好ましくは０．００９質量％以下である。
＜Ｎ：０．０２～０．０８質量％＞
　Ｎは、ＣとともにＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、およびＢと結合して各種炭窒化物を析出し、クリープ破断強度を向上させる効果がある。ただし、Ｎ含有量が０．０２質量％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｎを過剰に含有すると、具体的には、Ｎ含有量が０．０８質量％を超えると、スラグ剥離性が劣化する。よって、溶接ワイヤのＮ含有量は０．０２～０．０８質量％とする。Ｎ含有量は、クリープ破断強度をさらに向上させる観点から、好ましくは０．０３質量％以上である。また、スラグ剥離性の向上の観点から、好ましくは０．０７質量％以下である。
　適宜所定量含有してもよい成分として、Ｃｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏの数値限定理由を説明する。
＜Ｃｕ：１．７０質量％以下＞
　Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、溶接金属におけるδ－フェライトの残留による靱性劣化を抑制する効果があることから含有してもよい。一方、過剰な含有は高温割れを引き起こす場合がある。そのため、Ｃｕは１．７０質量％以下とする。Ｃｕの望ましい上限は１．０質量％、更に望ましい上限は０．５質量％である。Ｃｕの含有方法は、ワイヤ表面へのメッキでも構わない。
＜Ｂ：０．００５質量％以下＞
　Ｂは微量含有により炭化物を分散・安定化させ、クリープ破断強度を高める効果があるため、含有してもよい。一方、過剰な含有は高温割れを引き起こす場合がある。そのため、Ｂは０．００５質量％以下とする。Ｂの望ましい上限は０．００３質量％、更に望ましい上限は０．００１５質量％である。
＜Ｗ：２．０質量％以下＞
　Ｗは、マトリックスの固溶強化と微細炭化物析出によってクリープ破断強度の安定化に寄与する元素であるため、含有してもよい。一方、Ｗはフェライト生成元素でもあることから過剰な含有は、δ－フェライトの残留による靱性劣化を引き起こす。このため、Ｗは２．０質量％以下とする。Ｗの望ましい上限は１．８質量％、更に望ましい上限は１．７質量％である。
＜Ｃｏ：３．０質量％以下＞
　Ｃｏは、δフェライトの残留を抑制する元素であるため、含有してもよい。一方、過剰含有するとＡｃ１点を下げるため、高温焼戻しが不可能となり組織の安定化処理ができなくなる。このためＣｏは３．０質量％以下とする。Ｃｏの望ましい上限は２．０質量％、更に望ましい上限は１．８質量％である。
＜残部：Ｆｅおよび不可避的不純物＞
　溶接ワイヤの成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｔｉ、Ａｌ等が挙げられる。
＜溶接ワイヤのワイヤ径＞
　本発明で用いるワイヤ径は２．０～５．０ｍｍφが好ましい。ワイヤ径が２．０ｍｍφ未満では、十分な溶着量を得ることができず、溶接能率が犠牲になる。一方、５．０ｍｍφを超えると、前記した溶接条件の工夫を図っても溶着量が多いため、高温割れの発生を抑制できない場合がある。
[溶接フラックス]
＜フラックスのＣａＦ２：１０～６０質量％＞
　ＣａＦ２は、スラグの融点を下げて流動性を高めるため、ビード形状を整える効果がある。但し、ＣａＦ２が不足すると十分な効果が得られないのに対し、過剰であるとビード表面のリップルが不均一かつ粗くなり、なじみ性が損なわれる。このため、フラックスのＣａＦ２は１０～６０質量％とする。
＜フラックスのＣａＯ：２～２５質量％＞
　ＣａＯはスラグの粘性を調整してビード形状を整える効果がある。但し、ＣａＯが不足すると十分な効果が得られないのに対し、過剰であるとビード表面にポックマークが発生し、なじみ性が損なわれる。このため、フラックスのＣａＯは２～２５質量％とする。
＜フラックスのＭｇＯ：１０～５０質量％＞
　ＭｇＯもＣａＯと同様にスラグの粘性を調整してビード形状を整える効果がある。但し、ＭｇＯが不足すると十分な効果が得られないのに対し、過剰であるとビード表面にポックマークが発生し、なじみ性が損なわれる。このため、フラックスのＭｇＯは１０～５０質量％とする。
＜フラックスのＡｌ２Ｏ３：２～３０質量％＞
　Ａｌ２Ｏ３は、スラグの融点を高めて流動性を調整し、ビード形状を整える効果がある。但し、Ａｌ２Ｏ３が不足すると十分な効果が得られないのに対し、過剰であるとスラグの焼付きを招く。このため、フラックスのＡｌ２Ｏ３は２～３０質量％とする。
＜フラックスのＳｉおよびＳｉＯ２：６～３０質量％（ＳｉＯ２換算）＞
　Ｓｉは、スラグの粘性を調整してビード形状を整える効果がある。但し、Ｓｉが不足すると十分な効果が得られないのに対し、過剰であるとアーク雰囲気中で還元されて溶接金属のＳｉ量を増加させ、スラグの焼付きを招く。これは、フラックス中に脱酸剤として適宜添加されるＳｉも同様である。このため、フラックス造粒時に固着剤として使用する水ガラス中のＳｉＯ２も含めて、フラックスのＳｉおよびＳｉＯ２を制限する必要がある。よって、フラックスのＳｉおよびＳｉＯ２の合計は、ＳｉＯ２換算で６～３０質量％とする。
　以上に説明した趣旨から本明細書において「ＳｉおよびＳｉＯ２の合計」とは、ＳｉＯ２の形態のＳｉと、ＳｉＯ２以外の形態のＳｉの合計量を意味する。この「ＳｉおよびＳｉＯ２の合計」は、「（ＳｉＯ２換算）」の記載がある場合は、ＳｉＯ２の形態のＳｉについてはＳｉＯ２の量を求め、ＳｉＯ２以外のＳｉについては、その量をＳｉＯ２に換算しその量を求め、この２つの量を合計したものである。
　以上がフラックスの好ましい成分である。これらの好ましい成分は、単独物質、これらの成分を含有する化合物、鉱石および溶融フラックスの形態で添加することができる。例えば、ＣａＦ２は蛍石、ＣａＯは石灰および溶融フラックス、ＭｇＯはマグネシアクリンカおよび溶融フラックス、Ａｌ２Ｏ３はアルミナおよび溶融フラックス、ＳｉＯ２はカリ長石、ソーダ長石および溶融フラックス等の形態で添加することができる。またフラックスには上記必須成分の他に合金成分および溶接作業性を調整するために、合金粉末、酸化物およびフッ化物を適宜添加することができる。
　本発明で使用するサブマージアーク溶接用フラックスは、塩基度が２．３～２．７であることが好ましい。塩基度が２．３未満では、溶接金属中の酸素量が十分に下がらず低靭性となる。一方、塩基度が２．７を超えると、ビード外観やビード形状が劣化する。よって、塩基度は２．３～２．７の範囲内とする。塩基度は、溶接金属の靱性の劣化をより抑制する観点から、好ましくは２．４質量％以上である。また、ビード外観やビード形状の劣化をより抑制する観点から、好ましくは２．６質量％以下である。
　なお、本発明での塩基度は下記式（１）による。
　塩基度＝（ＣａＦ２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ２＋１／２（Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２＋ＺｒＯ２））・・・・（１）
ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す。
　本発明の溶接方法は、前記溶接条件に加えて、チップ／母材間距離、チップ形状、チップ角度を所定のものとすることが好ましい。
＜チップ／母材間距離＞
　前記したように、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材のサブマージアーク溶接用ワイヤは、１．２５Ｃｒ－０．５Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ、２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼と共材のソリッドワイヤと比較して電気抵抗が高く、このためジュール発熱量が大となり溶着量が多くなる。すなわち、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼と共材のワイヤは、同じ溶接電流であっても溶着量が多くなり、高温割れが発生し易くなる。そして、ジュール発熱量は、図１、図５～７、図８～１０に示す溶接チップ１１ａ、１１ｂ、３０と母材１０との間の距離が長くなるほど大となる。したがって、高温割れの発生をさらに抑制するためには、チップ／母材間距離Ｌを２０～４０ｍｍに管理することが好ましい。チップ／母材間距離Ｌが２０ｍｍ未満では、チップ先端部１３ａ、１３ｂ、３０ａがアークによって溶損する危険性がある。チップ／母材間距離Ｌが４０ｍｍを超えると、溶着量が過剰となる。また、チップ／母材間距離Ｌは、チップ先端部１３ａ、１３ｂ、３０ａの溶損をさらに抑制する観点から２５ｍｍ以上、溶着量が過剰になるのをさらに抑制する観点から３５ｍｍ以下が好ましい。なお、先行極で形成した溶接ビードに後行極のチップが接触しないように、後行極のチップ／母材間距離は、先行極のそれより高めに設定する方がよい。
　ここで、チップ／母材間距離は、図１、図５～７、図８～１０に示すように、ワイヤ１２ａ、１２ｂ、４０が最終的に溶接チップ１１ａ、１１ｂ、３０から突出する部分であるチップ先端部１３ａ、１３ｂ、３０ａと、母材１０との間の垂直な距離Ｌである。
＜チップ形状＞
　チップ形状は、図１に示すような直管状、図２～４に示すようなベンド角材状、あるいは特公昭６２－５８８２７公報のＦｉｇ．３ｂに示されるような形状でも構わず、ワイヤ送給性と給電位置安定化を確保する観点から適宜選択される。特に、図２～４に示すような、ワイヤ送給を阻害しない範囲でチップ先端部３０ａが曲げられたベンド角材状チップでは、給電位置が安定化して、結果としてワイヤ送給速度が安定化する。
＜チップ角度＞
　チップ角度は、図１、図５～７、図８～１０に示すように、母材１０の表面に対して垂直な線と、ワイヤ１２ａ、１２ｂ、４０が最終的に溶接チップ１１ａ、１１ｂ、３０から突出する部分であるチップ先端部１３ａ、１３ｂ、３０ａでの軸線とがなす角度である。そして、チップ角度は、溶接アークによるワイヤの加熱度合を左右し、結果としてワイヤ送給速度を増減させる。具体的には、同じ溶接電流、同じチップ母材間距離Ｌであれば、チップ角度が前進角β（図１、図６、図９参照）のほうが後退角α（図１、図５、図８参照）よりもワイヤ送給速度が増加する。このため、チップ角度は、溶接アークによるワイヤの加熱度合を左右し、結果として溶着量を増減させる。このため、先行極のチップ角度は、後退角αで０°から５０°、後行極のチップ角度は、前進角βで０°から５０°の範囲に管理することが、ワイヤ送給速度を安定化させるために好ましい。
　前進角とは、図１、図６および図９のように、チップ先端部１１ｂからワイヤが露出する点から溶接線に垂直な線を引き、この垂直線に対して溶接の進行方向と逆にワイヤが傾いて溶接する場合の、ワイヤと垂直線のなす角度のことである。
　後退角とは、図１、図５および図８のように、チップ先端部１１ａからワイヤが露出する点から溶接線に垂直な線を引き、この垂直線に対して溶接の進行方向にワイヤが傾いて溶接する場合の、ワイヤと垂直線のなす角度のことである。
　なお、図１における符号Ｗは電極間距離であり、図１に示すように、先行極１５ａのワイヤ１２ａの先端と後行極１５ｂのワイヤ１２ｂの先端との水平な距離Ｗである。
　次に、本発明の溶接方法における電源特性、電源極性について説明する。
　電源特性は、垂下特性、定電圧特性いずれでも構わない。ここで、垂下特性とは、アーク長が変動しても、電流の変化が少なく安定した溶接ができる電源の特性のことである。具体的には、アーク長が長くなった場合は、一時的にワイヤの送給速度を速くし、アーク長が短くなった場合はワイヤの送給速度が遅くすることによって、電流を一定に安定化する。電源極性はＤＣＥＰ（Direct Current Electrode Positive）、ＡＣ（Alternating Current）いずれでも構わない。
　なお、溶接電流およびアーク電圧は、上記ワイヤ送給速度を適正範囲にコントロールする一手段として調整される。
　本発明の溶接方法は、前記のように火力発電ボイラやタービン、リアクタを好適な溶接対象とする。したがって、母材板厚は１５０～４５０ｍｍが好ましい。しかしながら、本発明の溶接方法は、母材板厚が１５０ｍｍ未満の溶接への適用も可能である。同様に、本発明の溶接方法は、母材開先形状として図１１に示すような狭開先を好適な溶接対象とする。しかしながら、本発明の溶接方法は、図１２に示すようなＶ開先、図示しないＸ開先への適用も可能である。
　ここで、本発明において、母材１０の狭開先は、板厚ｔが５０ｍｍ以上、開先角度θが０～５°の開先と定義する（図１１参照）。例えば、後述する実施例で用いる図１１の試験体２０では、板厚ｔが２５０ｍｍ、開先角度θが、２°＋２°の４°である。
　以下、本発明の範囲に入る実施例について、その効果を本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。
　表１に示す化学成分の母材を用い、高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼の母材を３種類用意した。この母材について、図１１に示すように、板厚ｔが２５０ｍｍ、溝底の曲率半径Ｒが１０ｍｍ、開先角度θが、２°＋２°の４°の狭開先を機械加工で形成して試験体２０とした。あるいは、この母材について、図１２に示すように、開先角度θが６０°のＶ開先の試験体２０Ａとした。
　また、表２に示す化学成分のワイヤを３種類使用した。表２に示すワイヤに含まれる０．０１質量％のＣｕは、不可避的不純物として含まれたものである。また、表３に示す粒度、化学成分のフラックスを３種類使用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　そして、図１１に示す試験体２０の狭開先内、あるいは、図１２に示す試験体２０ＡのＶ開先内を、表２に記載のワイヤと表３に記載のフラックスを用いて、ワイヤ送給速度および溶接速度を変化させサブマージアーク溶接を実施した。ワイヤ送給速度は、溶接電流、溶接速度を変化させることによりコントロールした。なお、本溶接において、溶接金属２１は、図中の矢印方向に積層される。
　溶接条件は以下のとおりである。また、その他の条件は表４、５に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものは数値に下線を引いて示す。また、開先形状の「Ｇ－１」は試験体２０の狭開先、「Ｇ－２」は試験体２０ＡのＶ開先である。
＜溶接条件＞
　ワイヤ径：４ｍｍφ
　溶接チップ：図２～４に示す先端曲りチップ（ベント角材状チップ）
　電極間距離：２０ｍｍ
　極性：ＡＣ－ＡＣタンデム
　溶接姿勢：下向き
　積層方法：初層１パス、以降１層２パス（図１１）
　　　　　　初層～３層１パス、以降１層２パス（図１２）
　この溶接を行った試験体２０、２０Ａについて、スラグ剥離性、ビードの状態、溶接能率、耐高温割れ性を評価した。
＜スラグ剥離性の評価＞
　溶接終了後、ビード表面に付着したフラックスをハンマーで３回たたき、容易に剥離した条件は○、剥離しなかった条件は×と判定した。
＜ビードの状態の評価＞
　前記スラグ剥離性の評価においてスラグを剥離した後の表面外観を目視で確認し、溶接欠陥がなく、ビード形状が良好であれば○、溶接欠陥が発生した場合またはビード形状が不安定な場合は×と判定した。
＜溶接能率の評価＞
　溶接能率は、積層方法が１層当たり２パスで溶接可能であれば○、溶着量が減り１層当たり３パス以上で溶接が必要になった場合は×と評価した。
＜耐高温割れ性の評価＞
　溶接ビードのスタート部およびエンド部（具体的には、それぞれ溶接ビードの端部から１００ｍｍのことをいう。以下において同じ。）を除外した３００ｍｍの範囲で、５０ｍｍごとの断面でマクロ組織を観察した。計５つの断面全てで、割れが発生していない条件を○、割れが発生した条件を×と判定した。
　これらの結果を表４、５に示す。なお、表中、「－」は、評価を行わなかったものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４、５に示すように、Ｎｏ.１～７は本発明の範囲を満たしており、スラグ剥離性、ビードの状態、溶接能率に問題なく、高温割れが未発生であった。
　Ｎｏ.８は、先行極および後行極のワイヤの送給速度が本発明の下限を外れている。Ｎｏ.８では、溶接電流が小さくワイヤの送給速度が少ないため、アークが安定せず、開先面とビードの境界で溶込不良が発生した。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の下限を外れた。なお、ビードの状態が不良のため、溶接能率および耐高温割れ性の評価は行わなかった。
　Ｎｏ.９は、先行極および後行極のワイヤの送給速度が本発明の上限を外れている。溶接電流が大きくワイヤの送給速度が大きいため、溶着量が多すぎて高温割れが発生すると共に、スラグ剥離性も低下した。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れ、高温割れが発生した。なお、スラグ剥離性が不良のため、ビードの状態および溶接能率の評価は行わなかった。
　Ｎｏ.１０は、溶接速度が本発明の下限を外れている。溶接速度が遅いため、溶着量が多すぎて高温割れが発生した。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れ、高温割れが発生した。
　Ｎｏ.１１は、溶接速度が本発明の上限を外れている。よって、ワイヤの送給が溶接速度に対して間に合わず、ビード幅が不安定となった。また、単位長さ当りの溶着量が本発明の下限を外れた。なお、ビードの状態が不良のため、溶接能率および耐高温割れ性の評価は行わなかった。
　Ｎｏ.１２、１４、１５は、単位長さ当りの溶着量が本発明の上限を外れている。よって、ビード形状がなし型に近くなり、高温割れが発生した。
　Ｎｏ.１３は、単位長さ当りの溶着量が本発明の下限を外れている。よって、溶着量が小さいため、開先内部の溶接回数が増え、溶接能率が低下した。なお、溶接能率が不良のため、耐高温割れ性の評価は行わなかった。
　以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて広く解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することが可能であることはいうまでもない。
　本出願は、出願日が２０１４年７月１８日である日本国特許出願、特願第２０１４－１４７９９８号を基礎出願とする優先権主張を伴い、特願第２０１４－１４７９９８号は参照することにより本明細書に取り込まれる。
　１０　母材（被溶接材）
　１１ａ、１１ｂ、３０　溶接チップ
　１２ａ、１２ｂ、４０　溶接ワイヤ
　１３ａ、１３ｂ、３０ａ　チップ先端部
　１５ａ　先行極
　１５ｂ　後行極
　２０、２０Ａ　試験体

Claims (7)

  1. 　先行極のワイヤ送給速度ＶＬを４５～９０ｇ／ｍｉｎ、後行極のワイヤ送給速度ＶＴを６０～１１０ｇ／ｍｉｎ、溶接速度ｖを３０～５５ｃｍ／ｍｉｎ、単位長さ当りの溶着量を２．８～３．８ｇ／ｃｍとする条件で溶接することを特徴とする高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。
  2. 　溶接ワイヤは、Ｃ：０．０３～０．１３質量％、Ｓｉ：０．０５～０．５０質量％、Ｍｎ：０．５０～２．２０質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、Ｎｉ：０．２０質量％を超え１．００質量％以下、Ｃｒ：８．００～１０．５０質量％、Ｍｏ：０．２０～１．２０質量％、Ｖ：０．０５～０．４５質量％、Ｎｂ：０．０２０～０．０８０質量％、Ｎ：０．０２～０．０８質量％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物である請求項１に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。
  3. 　前記溶接ワイヤは、さらにＣｕ、Ｂ、Ｗ、Ｃｏのいずれか一種以上を
    　Ｃｕ：１．７０質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｗ：２．０質量％以下、Ｃｏ：３．０質量％以下含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物である請求項２に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。
  4. 　溶接フラックスは、
    　ＣａＦ２：１０～６０質量％、ＣａＯ：２～２５質量％、ＭｇＯ：１０～５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：２～３０質量％、ＳｉおよびＳｉＯ２：６～３０質量％（ＳｉＯ２換算）を含有し、次式で示す塩基度が２．３～２．７である請求項２または３に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。

    　塩基度＝（ＣａＦ２＋ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｌｉ２Ｏ＋１／２（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ２＋１／２（Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ２＋ＺｒＯ２））
    　ここで、各化合物はフラックス全質量あたりの各化合物の含有量（質量％）を示す
  5. 　チップ／母材間距離が２０～４０ｍｍである請求項４に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。
  6. 　チップ角度は、後退角αが０°から５０°までの範囲、前進角βが０°から５０°までの範囲である請求項５に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。
  7. 　チップ形状は、直管状またはベンド角材状である請求項６に記載の高Ｃｒ系ＣＳＥＦ鋼のタンデムサブマージアーク溶接方法。
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