JPH03258490A - Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接
方法に関し、詳しくは短時間から長時間の応力除去焼鈍
（以下ＳＲという）を行なった後も高温で高いクリープ
破断強度が得られ、かつ高い靭性を有するとともに、構
造物が高温で長時間使用される場合に起こる脆化（以下
使用中脆化という）、さらに水素雰囲気で使用される場
合に起こる水素脆化の程度が極めて少ない溶接金属部を
得るためのサブマージアーク溶接方法に関するものであ
る。

（従来の技術） ここにいうＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼とは、石油化学工業等
に用いられる中高温圧力容器用鋼材を意味するもので、
具体的には２１．／４Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ鋼あるいは３Ｃ
ｒ−ＩＭｏ鋼等のことである。

近年の溶接構造物の大型化や使用条件の苛酷化、さらに
は石油の代替エネルギーとして注目されている石炭液化
装置では、高温高圧操業となるため、使用鋼板が極厚化
し、その上高強度化、高クリープ破断強度化の方向にあ
る。

そのため、溶接金属に対しても高強度で、高クリープ破
断強度が得られ、かつ高い靭性を有するとともに、使用
中脆化および水素脆化の極めて少ないものであることが
要求され、その要求値は益々厳しくなってきている。

これら溶接金属の強度、クリープ破断強度、靭性、使用
中脆化特性および水素脆化特性に影響する大きな要因と
してＳＲ条件がある。

即ち、ＳＲは溶接によって生じた溶接部の残留応力を除
去するとともに、溶接部の靭性を向上するものであるが
、短時間であると靭性が向上せず、また強度が高すぎる
ため、水素脆化特性が確保できず、かといって長時間に
亘ると、強度およびクリープ破断強度の低下をきたす問
題がある。

板厚１００ｍｍを超える極厚のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の
場合は、−船釣に９８０℃±２０℃の温度で１〜３回の
ＳＲがなされ、そのＳＲ時間の合計は６〜３０時間の広
範囲に亘る。

ＳＲにおいては、温度が高い程、また同じ温度でも時間
が長い程焼なましの効果は大きく、その程度を示す値と
して次式に示す焼もどしパラメータ〔Ｐ〕が広く用いら
れている。

（Ｐ）　−Ｔ　１２０−ＩＪ　ｏｇ（ｔ））　ＸＩＯ３
Ｔ−温度（ＯＫ）、を−時間（ｈ「） 一般に、板厚１．００〜３００ｍｍの極厚Ｃｒ−Ｍｏ系
低合金鋼の溶接施工における〔Ｐ〕の範囲は１９．８〜
２１．０になる。

さらに、溶接金属の靭性および使用中脆化特性に大きく
影響する要因として、溶接金属中の酸素量がある。即ち
長時間ＳＲ後の高温強度を満足し、かつ短時間ＳＲ後の
靭性を確保するとともに、良好な使用中脆化特性を得る
には、溶接金属の低酸素化か必須である。

従来、Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼における高強度化および靭
性改善、さらに使用中脆化特性の改善手段としては特開
昭５３−９５１４ｆｉ号公報や特開昭５８３９１号公報
で開示されているごとく、Ｖ−Ｂ系ワイヤやＴｉ−Ｖ系
ワイヤと高塩基性フラックスとを組合せることが知られ
ている。

しかし、これらはいずれも（Ｐ）が２０．７〜２０，９
の焼なましが大きく進行した後での強度および靭性を問
題としており、その強度は最近の容器の大型化や使用条
件の苛酷化、さらに使用鋼板の高温高圧化に対応できな
いものである。

また靭性については、短時間ＳＲ条件下、つまりＣＰ）
のより小さな所での靭性確保は困難であった。

また、本発明者らか先に特開昭６２−２５９６９５号公
報において、短時間ＳＲ後の靭性、および使用中脆化特
性、長時間ＳＲ後の強度を改善する溶接方法について既
に提案を行ったが、その後の検討によれば短時間ＳＲ後
の強度が高すぎ、水素脆化特性が確保できないことがわ
かった。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のザブマージアーク溶
接方法において、従来法の欠点である短時間ＳＲ後の靭
性、使用中脆化特性および水素脆化特性、長時間ＳＲ後
のクリープ破断強度を改善し、良質の溶接部を得る溶接
方法を提供することを目的としている。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、前記問題点を解決するため、溶接ワイヤ
およびフラックスの両面から検討した結果、短時間ＳＲ
後の靭性および使用中脆化の極めて少ない溶接金属を得
るためには、溶接金属の極低酸素化が必須であることが
わかった。

また水素脆化の少ない溶接金属を得るためには特に短時
間ＳＲ後の強度を低くすること、高いクリープ破断強度
を得るためには長時間ＳＲ後の強度を高くすること、つ
まり８４時間による強度の変化状が小さいことが、水素
脆化特性が良好で、かつ高いクリープ破断強度を得るた
めに必要であることを見い出した。

すなわち、本発明の要旨はＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブ
マージアーク溶接方法において、重量％でＣ：　０．０
５〜０．１５％、Ｓ　ｉ　：　０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ二０．４０〜１．００％、Ｃｒ：１．８０〜３．８
０％、Ｍｏ：０．８０〜１．３０％、を含有するワイヤ
、およびＣａ　Ｆ　２１５〜２５％、金属炭酸塩をＣＯ
２に換算して３〜１０％で、かつＳｉ、Ｍｎ、ＡＮの１
種又は２種以上で１．０〜３．５％を含有する焼成型フ
ラックスを用い、さらに下記（Ａ）式で規定されるＶ　
：　０．２５〜０．４５％、下記（Ｂ）式で規定される
Ｔ　ａ：０．００５〜０．０５％、かつ、Ｖ＋ｌ０Ｔａ
をＯ４０〜０．８０％とすることを特徴とするＣｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法にある。

Ｖ−Ｖ　（ワイヤ中）十ｖ（フラックス中）１５・・・
・・・・・・・・・・・・（Ａ）Ｔａ−Ｔａ（ワイヤ中
）＋Ｔａ（フラックス中）１５・・・・・・・・・・・
・・・・（Ｂ）（但し各成分は重量％） 以下本発明の詳細な説明する。

まず、本発明においては、ワイヤ成分中Ｃｆｆ１を、０
．０５〜０，１５％とする必要がある。

即ち、Ｃは脱酸性元素として極めて重要であり、適当量
の添加により溶接金属の酸素量を低減するものであるが
、０．０５％未満ではその効果が少なく短時間ＳＲ後の
靭性（以下ｖＥという）、および加速脆化処理後の靭性
（以下ｖＥ十ＳＣという）、さら長時間ＳＲ後のクリー
プ破断強度（以下ＣＲ５という）が低下する。しかし、
０．１５％を超えると溶接時に凝固粒界に偏析しやすく
、高ｄ割れが生ずる傾向となる。

次にワイヤ中のＳＩは０．Ｏ１〜０．１５％とすること
が必要である。Ｓｉは特に使用中脆化特性に影響し、０
．１５％を超えるとｖＥ十ＳＣが低下する。

方、０．０１％未満であると、脱酸不足となり、溶接金
属中の酸素量が多くなりｖＥおよびｖＥ＋ＳＣが低下す
る。

さらにワイヤ中のＭｎは０．４０〜１．００％とするこ
とが必要である。Ｍｎは靭性を確保するために必須であ
るが、一方過多であると使用中脆化を助長する。

即ち、０．４０％未満であるとｖＥおよびｖＥ＋ＳＣが
満足せず、一方１，００％を超えるとｖＥ＋ＳＣか低下
する。

ところで本発明はＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼を対象とするも
のであるから、耐酸化性、耐クリープ性を確保するため
、母材に相当するＣｒおよびＭＯを溶接金属に含有させ
る必要かある。ワイヤ中Ｃｒ１．８０％未満、Ｍｏ０．
８０％未満であると、本発明におけるＣＲＳの向上効果
が得られなくなる。

しかし、Ｃｒ３．８０％、Ｍｏ１．３０％超では硬化性
が大となり、溶接割れが発生し易くなるとともに、特に
短時間ＳＲ後の加速水素脆化処理後の靭性（以下ｖ　Ｅ
　＋　Ｈ２という）も低下する。

次に本発明においては組合せフラックスのＣａ　Ｆ　Ｚ
量を１５〜２５％にすることが必要である。

Ｃａ　Ｆ　２量の限定は溶接金属中の酸素量の低減を目
的とするものであるが、溶接金属中の酸素量の低減は溶
接金属の靭性向上に極めて！Ｉｉ要であり、不可欠な事
項である。

即ち酸素量の低減は、特に短時間ＳＲ後のｖＥおよびｖ
Ｅ十ＳＣの改善に大きく寄与するものであり、これらの
特性を満足するには、溶接金属中の酸素量としては、は
ぼ２００ｐｐｍ以下であることか必要である。Ｃａ　Ｆ
　２か１５％未満であると酸素量が高くなり、ｖＥおよ
びｖＥ＋ＳＣが低ドする。

一方２５％超になると酸素量は低くなるちのの溶接中ア
ークか不安定となり、ポックマークか生しビード形状が
不良となる。

次に、組合せフラックスはＣａＣ０ＢａＣＯ３３゛ などの金属炭酸塩をＣＯ２に換算して３〜１０％含有す
ることが必要である。

即ち、金属炭酸塩は溶接過程中にアーク空洞中で、ＣＯ
２およびＣＯガスに解離し、アーク空洞中における水素
分圧を下げ溶接金属中の拡散性水素量を低下せしめる効
果を有するためである。

ＣＯ２換算値が３％未満であると溶接金属中の拡散性水
素量が減少せず、水素による低温割れか生じやすくなる
。一方、１０％を超えるとガス発生量が過剰となり、ア
ークが吹上げビード形状が不良となる。

さらに、組合せフラックスはＳｉ、Ｍｎ、ＡρのＩＮ又
は２種以上で１．０〜３，５％を含有する必要がある。

前述のごとく拡散性水素量を低減する目的で、金属炭酸
塩を含有しているが、ＣＯ２→ＣＯ＋ＯのようにＣＯ２
が分解し、この酸素が溶接金属の酸素量を増加させ、ｖ
ＥおよびｖＥ十ＳＣを低下させる。

そこで脱酸剤として５１　、Ｍｎ　、Ａｌｌが必要とな
る。これら１種又は２種以上で１．０％未満では、脱酸
効果が不充分て、ｖＥおよびｖＥ＋ＳＣが低い。

３．５％を超えると溶接金属中の酸素量は低くなるもの
の、アーク空洞が過度の還元性雰囲気となり、フラック
ス中のＳ　Ｉ　Ｏ２がＳｌ　として、またフラックス中
のＳｌおよびワイヤ中のＳｊかそのまま溶接金属に歩留
り、ｖＥ十ＳＣの低下をもたらす。よってフラックスは
Ｓｉ　とＭｎおよびＡρの１種又は２種以上で１．０〜
３．５％である必要かある。

なおそれぞれのフラックス中への形態として、Ｓｉは金
属Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｆ、Ｃａ−Ｓｉ。

Ｍｇ２５Ｉで、Ｍｎは金属Ｍｎ　、　　Ｆ　ｅ−Ｍｎて
、ＡＮ）は金属Ａｇ、Ｆｅ−Ａｌ１．ＡＮ　−Ｍｇなと
の金属粉で添加することができる。

また、本発明に用いるフラックスは、焼成型フラックス
であることが必要であるが、これは本発明に用いられる
フラックス中には金属炭酸塩あるいは、Ｓｉ　、　Ｍｎ
　、　Ａｌ１等の金属粉を添加することから、製造中に
高温焼成するシンターフラックスあるいは溶解するメル
トフラックスでは、上記成分の分解あるいは酸化消耗が
起り、品質確保か困難であるためで、この点から低温焼
成（５５０℃以下）の焼成型フラックスであることが必
要である。

次に本発明においては、ワイヤおよびフラックスのＶお
よびＴａについて限定することか必要であり、その理由
について以下に述べる。

■はワイヤまたはフラックスの少なくとも一方に添加さ
れる必要があるか、下記〈＾〉式のＶ値を０．２５〜０
．４５％とする必要がある。

Ｖ−Ｖ　（ワイヤ中）＋Ｖ（フラックス中）１５・・・
・・・・・・・・・・・（Ａ） ０．２５％未満であると、長時間ＳＲ後のＣＲ８か低下
する。また０、４５％を超えると、ＣＲ５は向上するも
のの、短時間ＳＲ後の強度が高すぎｖＥ＋Ｈ２か低下す
る。

Ｔａはワイヤおよびフラックスの少なくとも一方に添加
させる必要かあるが、下記（Ｂ）式のＴａ値を０．００
５〜０．０５％とする必要がある。

Ｔａ−Ｔａ（ワイヤ中）＋Ｔａ（フラックス中）１５・
・・・・・・・・・・・・・　（Ｂ）０．００５％未満
であると、長時間ＳＲ後のＣＲ３が低下する。また０、
０５％を超えると、ＣＲ５は向上するものの、短時間Ｓ
Ｒ後の強度が高すぎｖ　Ｅ　十Ｈ２が低下する。

また、前記Ｖ、Ｔａは長日、９間ＳＲでのＣＲ５を確保
し、かつ短時間ＳＲ時のｖ　Ｅ　十Ｈ２の点より、特に
適量範囲で共存させる必要かあり、Ｖ＋１、　ＯＴ　ａ
を０．３５％〜０．８０％とする必要がある。０．３５
％未満であると長時間ＳＲ後のＣＲ３が低下し、０．７
０％を超えると短時間ＳＲ後のｖ　Ｅ　＋　Ｈ２が低下
する。

なお、フラックス中へＶ、Ｔａを含有させるためには、
これらの元素を単体の形で添加してもよく、あるいはま
たＶ２Ｏ５，Ｔａ２０５等の酸化物の形で添加してもよ
い。

前記（Ａ）　、　（Ｂ）式のＶ、Ｔａのフラックスから
の添加時の係数は、溶接金属への歩留りより実験的に求
めたものである。

なお、その他の微量元素はワイヤ中に以下の範囲で許容
できる。

Ｐ≦０．０１２％、Ｓ２Ｏ，０１２％、Ｎｊ　５０．４
０％、Ｃｕ≦０，２０％、Ｎｂ≦０．０２％、さらに、
Ａｓ。

Ｓｂ、Ｓｎはできるだけ少ないことが好ましい。

（実　施　例） 第１表に示す組成の板厚１００關の２１／４Ｃｒ−ＩＭ
ｏ鋼を、第１図に示すＵ満開光とし、第２表に示すｍ成
のワイヤと第３表に示すＭｉ威のフラックスとを種々組
合せ、溶接電流５５０Ａ、溶接電圧３０Ｖ、溶接速度３
０ｃｎ＋／ｌｌ１ｉｎの条件で溶接した。

尚、第１図中、Ｈ：１００ｍｍ、　ｈ　：　９０１１１
％　Ｄ　：　１０＋ｏｍ。

Ｒ：９ｍｍ、θ：３ｅである。

溶接終了後、短時間ＳＲとして温度６９０℃、保持時間
６ｈｒ、ＣＦ３−２０．０１（以下ＳＲＩという）、ま
た長時間ＳＲとして温度７００℃、保持時間２８ｈｒ。

ＣＰ）−２０，８４（以下ＳＲ２という）の２条件のＳ
Ｒを行い、各試験片は、板厚の１／４の部分の溶接金属
部から引張試験片ＪＩＳ　Ｚ３１１１　Ａ　２号、衝撃
試験片ＪＩ８２３１１１４号、クリープ破断試験片ＪＩ
ＳＺ２２７２．６．０關φを採取し、各試験に供した。

また、ＳＲ後の溶接試験片の一部に、第２図に示す条件
のステップクーリングを行い、それよりＳＲしたままの
ものと同様、板厚１／４の部分より衝撃試験片を採取し
、試験を行った。

なお、このステップクーリングとは、耐使用中脆化を短
時間（約１５日間）で調べる目的で行なわれている加速
脆化処理である。

さらに、耐水素脆化を短時間で調べる目的で、ＳＲ後の
衝撃試験片の一部を６００℃、３００気圧、１００％Ｈ
２の雰囲気で２００ｈｒ保持後試験を行った。

試験を行った溶接金属の各種性能を第４表に示した。

第４表にはＳＲＩおよびＳＲ２後の引張強さをＴ　Ｓ　
（ｋｇ　ｆ　／ｍｊ）で、ＳＲ１後の笥撃値、ステップ
クーリング後の衝撃値および水素脆化処理後の衝撃値を
、それぞれ−３０℃での吸収エネルギー（ｋｇｆ・ｍ）
で、さらにＳＲ２後のクリープ破断強度をＣＲＳ　（ｋ
ｇｆ／ｍＡ）で示した。

なお、ＣＲＳは試験温度５００℃て３５）ｃｇ　ｆ　／
　ｍｌ１ｉ。

３０ｋｇｆ／−および２７）ｃｇ　ｆ　／−の応力で試
験を行い、４８０℃Ｘ１０５ｈｒの予想破断強度（要求
値≧２４）ｃｇｆ／ｕｌ）を求めた。

これらの結果、本発明の要件を満足するワイヤおよびフ
ラックスの組合せの試験例１〜６は、ＣＲ３が高く、か
つｖＥ、ｖＥ＋ＳＣ，ｖＥ＋Ｈ２の値も良好な値を示し
た。

比較例中、試験例７は組合せワイヤＷ１のＣが低いため
ｖＥ、ｖＥ十ＳＣおよびＣＲＳか低い。

試験例８は組合せワイヤＷ２のＣが高すぎ、溶接時高温
割れが生したので溶接を中止した。試験例９は組合せワ
イヤＷ３のＳｉおよびＭｎが高すぎるためｖＥ十ＳＣが
悪い。試験例１０はＶが高すぎるため、また試験例１１
はＴａが高すぎるため、ｖ　Ｅ　＋　Ｈ２が悪い。試験
例１２はＶが低いため、また試験例１３はＴａが入って
ないためＣＲ５が低い。

試験例１４はＶ　＋１０Ｔａが高いためｖ　Ｅ　十Ｈ２
か悪い。試験例１５はＶ＋１０Ｔａが低いためＣＲ５が
低い。試験例１６は組合せフラックスＦ１のＣａ　Ｆ　
２が低いためｖＥおよびｖＥ十ＳＣが悪い。試験例１７
は組合せフラックスＦ２のＣａ　Ｆ　２が高すぎ、溶接
中アークが不安定となり、ポックマークも生じたため溶
接を中止した。試験例１８は組合せフラックスＦ４のＣ
Ｏ２が低いため溶接終了後低側れが生じたので機械試験
を中止した。試験例工９は組合せフラックスＦ４のＣＯ
２が高すぎるため溶接中アークが吹上げ、ビード形状が
不良となったので溶接を中止した。試験例２ａは組合せ
フラックスＦ５のＳｔ　＋Ｍｎ　＋ＡＩが低いためｖＥ
およびｖ　Ｅ　十Ｈ２か悪い。試験例２１は組合せフラ
ックスＦ６のＳｉ＋Ｍｎ＋ＡＩが高すぎるためｖＥ＋Ｓ
Ｃが悪い。

（発明の効果） 以上、実施例にも示されているように、ＣｒＭｏ系低合
金鋼のサブマージアーク溶接において、本発明法によれ
ば、短時間ＳＲ後の靭性、使用中脆化特性および水素脆
化特性が極めて良好で、長時間ＳＲ後においても高いク
リープ破断強度の肩接部が得られ、本発明の工業的価値
は極めて高い。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例に（東１１１した鋼板の開先形
状を示す説明図、第２図は本発明の大施例における加速
脆化熱処理を示す図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法にお
   いて、 Ｃ：０．０５〜０．１５％（重量％、以下同じ）Ｓｉ：
   ０．０１〜０．１５％ Ｍｎ：０．４０〜１．００％ Ｃｒ：１．８０〜３．８０％ Ｍｏ：０．８０〜１．３０％ を含有するワイヤ、およびＣａＦ＿２１５〜２５％、金
   属炭酸塩をＣＯ＿２に換算して３〜１０％で、かつＳｉ
   、Ｍｎ、Ａｌの１種又は２種以上で１．０〜３．５％を
   含有する焼成型フラックスを用い、さらに下記（Ａ）式
   で規定されるＶ：０．２５〜０．４５％、下記（Ｂ）式
   で規定されるＴａ：０．００５〜０．０５％、かつ、Ｖ
   ＋１０Ｔａを０．３５〜０．８０％とすることを特徴と
   するＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法
   。 Ｖ＝Ｖ（ワイヤ中）＋Ｖ（フラックス中）／５・・・・
   ・・・・・・・・・・・（Ａ） Ｔａ−Ｔａ（ワイヤ中）＋Ｔａ（フラックス中）／５・
   ・・・・・・・・・・・・・・（Ｂ） （但し各成分は重量％）