JPH01201496A - 溶接部の局部腐食防止方法 - 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】 ［産業上の利用分野コ 本発明は海水中による溶接部の局部腐食を防止する方法
に関する。

［従来の技術］ 通常鋼材を海水中で使用する場合には、十分な塗装をし
て腐食を防止するのが一般的である。しかし北極海のよ
うに氷が存在するところでは、氷の衝突によるひっかき
疵が塗装面に発生し、この部分から腐食が発生するので
充分な防食手段とは云えない。特に塗装が不充分な鋼材
が用いられる場合には、鋼材全体腐食と局部的な腐食が
発生する。このうち鋼材全体腐食は、板厚を厚くするな
どの対策をとりうるが、局部的な腐食は、応力集中を生
じ、疲労その他の破壊の原因となり大きな問題である。

就中、溶接部は局部腐食が発生することが知られており
、その対策が重要となる。すなわち、溶接部は母材部と
熱履歴が異なるので、その組織も自ら異なってくる。こ
のため局部的に腐食され易い状態となる。この局部腐食
には第１図に示す（Ａ）　、　（Ｂ）　、　　（Ｃ）　
、　　（Ｄ）の四つのタイプがある。

第１図において（Ａ）は溶接金属１自体が局部腐食され
る場合（以下タイプＡ）　、（Ｂ）は溶接熱影響部３が
局部腐食される場合（以下タイプＢ）、（Ｃ）は溶接金
属１と溶接熱影響部３の境界のボンド部５が選択的に腐
食される場合（以下タイプＣ）　、（Ｄ）は高温に加熱
された溶接熱影響部と母材部との境界となるＡ　ｃ　ｒ
直下部に加熱された部分４が選択的に腐食される場合（
以下タイプＤ）を示す。

先ずタイプＡの腐食に対しては、溶接金属の成分を、母
材２より電気化学的に貴になるようにしておけばよく、
溶接金属の成分中Ｃｕ、Ｃｒなどを母材より高くしてお
けばこれを防止できることが、たとえばスカンジナビア
ンジャーナルオブメタラジ−（Ｓｃａｎｄｉｎａｖｉａ
ｎ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ）Ｖ
ｏｌ　、７　（１９７８）　Ｎａ　１　（７）１１頁な
どにより知られている。

また、上記の文献には、タイプＣの腐食については鋼中
のＳが溶接熱で局部的に溶解し、ボンド部にフィルム状
に存在することが悪いといわれており、従ってＲＥ（希
土類元素）、Ｚ「などを添加して、鋼中Ｓを固定するこ
とによって対処しうるとしている。

またタイプＢの腐食に対しては、溶接時に相当高温の予
熱を行って、溶接時の冷却速度を遅くし、溶接熱影響部
の組織をフェライト＋パーライトにすればよいと上記の
文献に示されている。しかしこの手段は、実際の溶接作
業が非常に困難となること、及び高強度の鋼材の使用が
できないことなどの問題を含む。

またタイプＤの腐食に対しては、鋼材が焼入ままの中間
段階組織の時溶接熱によりＡ　ｃ　１直下に加熱された
部分に生じ、その対策が問題となる。

これらの局部腐食の防止には溶接後熱処理を行って組織
の不均一性を除去することが一般的に最も有効である。

しかしながら大型構造物を溶接後熱処理することは作業
が困難である。したがって溶接後熱処理なしに局部腐食
を防止する方法の開発が望まれている。

［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は以上の問題に鑑み溶接構造物として海水中など
の腐食環境中で使用される際に発生するタイプＡ〜タイ
プＤの腐食を溶接後熱処理なしに防止することを目的と
するものである。

［問題を解決するための手段］ そこで本発明者らはこの腐食に対し種々検討を行った結
果、従来の知見では腐食の改善が困難とされていたタイ
プＢ腐食は鋼材及び溶接熱影響部を中間段階組織とすれ
ば防止できる。さらにタイプＤ腐食は焼もどし処理した
中間段階組織の鋼材を使用すれば防止できることを確認
した。

一方従来の知見により腐食の改善が可能なタイプＡの腐
食は鋼材よりＣｕ、Ｎｉを高くした溶接材料を用いれば
防止できる。さらにタイプＣ腐食は鋼中にＣａを添加し
、Ｓを低減することによって防止できる。

ゆえに、上記方法により、溶接後熱処理なしを前提とし
て、溶接部の局部腐食の防止が達成される。

［発明の構成］ すなわち、本発明は重量（％）でＣ０．０５〜０．１２
％、Ｓｌ　０．１〜０．４％、Ｍｎ　０．８〜１．５％
、Ｎｂ０．１％以下、Ｃｕ　０．３０〜１．００％、Ｎ
ｉ０．３０〜１．５０％を基本成分とし、且つ下記式で
示される溶接時の焼入パラメーターＰｉ０．３０〜０．
４５％を満足すると共にＳ　０．００５％以下、５ｏ（
１−Ａｌ２０．０１〜０．０５％、Ｃａ　０．０００５
〜０．０１％、Ｔｉ　０．０５％以下、Ｎ　０．０２５
％以下を成分とし、９００〜１２００℃に加熱後７００
℃以上で制御圧延して直ちに３５０℃以下まで水冷して
さらに５５０〜７００℃で焼もどしすることによって製
造した鋼材を、重量（％）でｃ　ｏ、ｏｓ〜０．１２％
、Ｓｔ　０．１〜０．４％、Ｍｎ　０．８〜１．５％、
Ｔｉ　０．０５％以下、Ｂ　０．００５％以下を含み、
さらに母材のＣｕ量よりも０．１％以上０．５％以下の
Ｃｕまたは母材のＮｉｆｆ１よりも０．２％以上１．５
％以下のＮｉ゜のうち少なくとも一方を含有する溶接材
料で溶接することを特徴とする溶接後熱処理なしに溶接
部の局部腐食を防止する方法である。

但し Ｐ＝Ｃ＋Ｓｉ／２０＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／２
０＋Ｎｂ／１２　　　（％）先ず本発明の基本成分につ
いて述べる。

Ｃは強度確保の上から必須元素であり、０．０５％未満
では５０ｋｇｆ　／−以上の抗張力を得ることが難かし
いため下限を０．０５％としたが、０．１２％を超える
と溶接性を損うとともに、耐局部腐食性が著しく低下す
るので上限を０．１２％とした。

Ｓｌは焼入性のみでな（、脱酸元素としても必要である
が、その量がふえると、母材及び溶接部の靭性が劣化す
るので、その含有量は０．１−０．４％とする。

Ｍｎは鋼材の機械的性質を維持する上で有効な元素であ
るが、０．８％未満ではその効果が充分現われないため
、また１、５％を超えると溶接性及び耐局部腐食性を著
しく損うので０．８〜１．５％に限定した。

Ｎｂは微量の添加で結晶粒を微細化し、靭性向上に有効
であり、さらに析出硬化による強度上昇効果が期待され
るが、０．１０％を超える添加で、溶接熱影響部の靭性
が低下するので、０．１０％以下に限定した。

Ｃｕは全体腐食に対する耐腐食性を増すのと同時に耐局
部腐食性を損うことなく鋼材の強度・靭性を向上させる
元素として有効であるが、その量が多いと、鋼材製造時
の表面疵が問題となるので、０．３０％〜１．００％添
加とする。

Ｎｌは耐局部腐食性を損うことなく焼入性を上昇する元
素であるため、３％程度まで添加することは有効である
が、高価であり、添加する場合には、他の必要特性との
兼合いで、好ましい範囲が決まる。

そこでその量は効果の大きい０．３０−１．５０％とす
る。

以上が本発明における基本成分であるが、さらに本発明
においては上記成分の含有量との間に特定の関係を満足
せしめることを重要な骨子としており、これによってＢ
タイプの局部腐食を防止することができる。

即ち溶接時の焼入性パラメーターＰを０．３０〜０．４
５　（％）とすることは、溶接熱影響部を中間段階組織
にし、さらに母材部も中間段階組織にする重要な数値で
ある。

ここで溶接時の焼入性パラメーターＰは、種々の材料を
１５ｋＪ／ｃｍの手溶接と、４５ｋＪ／ｍの潜弧溶接を
行い、その組織観察から回帰式を得たものであり、その
回帰式は重量＜％）でｐ−ｃ＋Ｓｌ／２０＋Ｍｎ／６＋
Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／２０＋Ｎｂ／１２　（％）の式で与
えられこの値が、０．３０〜０．４５　（％）の間で中
間段階組織が得られることによるものである。

すなわち０．３０％未満では潜弧溶接時にフェライト主
体（一部中間段階組織）となり、０．４５％を超えると
、手溶接時にマルテンサイト組織主体（−部中間段階組
織）となるため、この範囲を０．３０〜０．４５％とし
た。

次に本発明においてはＳ、ｌ！、Ｃａ、Ｔｉ　。

Ｎを低減及び限定せしめることも重要な骨子の一つとす
るものである。その理由は次の通りである。

ＳはタイプＣ腐食に好ましくない元素であり、極力少な
い方が良い。その場合Ｃａを添加したものでは０．０１
５％程度まで大きな差は認められないがＣａを添加しな
い場合、その含有量を０．００５％以下とする。

Ａｊ？は脱酸元素としても必要であり、また鋼中不純物
として存在するＮを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上
させる。この効果を得るにはｓｏｐ　−ＡＩＩとして０
．０１％以上必要であり、またその量が０．０５％を超
えると、鋼中にＡｇ２Ｏ３系のクラスターを多く生じ、
溶接時の割れの問題を生じるのでその範囲を０．０１−
０．０５％とした。

さらにＣａは不純物として鋼中に存在するＳを低減させ
、先述のタイプＣの腐食を防止するのに必須である。こ
の効果を得るためには、０．０００５％以上必要であり
、その量が０．０１％を超えると、鋼中にＣａ　−Ａｊ
ｌｌ　−０−３系の介在物を多く生じ、溶接時の割れの
問題を生じるので、その範囲を０．０００５〜０．０１
％とした。

ＴＩは鋼中の不純物として存在するＮを固定することに
よって溶接部の靭性向上に寄与するので添加することが
好ましいがその量が多いと、Ｔｉｃを生成して母材靭性
低下の原因となるので、添加する場合には０．０５％以
下、特に０．Ｏ１〜０．０２％の微量添加が望ましい。

さらにＮは多いと焼もどし脆性を引き起こし、延性、靭
性を低下させ、また溶接部の靭性を低下させるので０．
００５０％以下とする。

次に、母材を中間段階組織とするために、前記成分の鋼
を、加熱温度９００〜１２００℃に加熱後７００〜８０
０℃の温度で制御圧延して直ちに３５０℃以下まで水冷
することが必要となる。

まず加熱温度を１２００℃以下とするのは１２００℃を
超えると、γ粒の粗大化をきたすとともにＮｂが固溶し
焼入性が向上し、マルテンサイト主体の組織となる。一
方、９００℃以下となると焼入性が低下し、フエラ・イ
ト主体の組織となるためであり、そこで加熱温度は９０
０〜１２００℃とする。また、７００℃以上で制御圧延
を行って３５０℃以下まで水冷するのは７００℃未満で
はオーステナイトからフェライト変態が始まり、さらに
圧延時の変形抵抗が増大し、圧延が困難となるためであ
る。また制御圧延後水冷しないとフェライト主体（一部
中間段階組織）となり、その場合水冷停止温度は板厚方
向の均一性を得るために鋼板の表面温度で３５０℃以下
とする。

また、本発明において、焼入れによって中間段階組織と
した母材を焼もどし処理をするのは、溶接した場合に溶
接熱サイクルによりＡ　ｃ　ｌ直下にさらに焼もどされ
た部分と、母材との電気化学的差をなくしてタイプＤの
腐食を防止するためである。

その場合、焼もどし処理は、炉加熱において５５０℃以
上にすれば溶接熱サイクルによるＡｃｌ直下の焼もどし
と同じ効果が得られる。しかし７００℃を超えると本発
明の鋼では、変態点を超える恐れがあるので、焼もどし
温度は５５０〜７００℃とする。

上記の方法により、タイプＢ及びタイプＤの腐食は防止
できる。

次に従来の知見により、腐食の改善が可能なタイプＡの
腐食は重量（％）でＣ０．０５〜０．１２％、Ｓ　１０
．−１〜０．４％、Ｍｎ　０．８〜１．５％、Ｔｌ　０
．０５％以下、Ｂ　０．００５％以下を含み、さらに母
材のＣｕ量よりも０．１％以上０．５％以下のＣｕまた
は母材のＮｉｆｆ１よりも０．２％以上１．５％以下の
Ｎｉのうち少くとも一方を含有する溶接材料で溶接し、
溶接金属部を責にして防止する。

ここで溶接材料の成分について述べると、Ｃ０．０５〜
０．１２％、Ｓ　ｉ　０．１〜０．４％、Ｍｎ　０．８
〜１．５％、Ｔｉ　０．０５％以下であるが、−船釣に
はこれらの成分について溶接金属が鋼材とほぼ同じにな
ればよい。さらにＢ　０．００５％以下を含むのは、溶
接金属部の組織を母材と同じ中間段階組織として、母材
と溶接金属部の組織的電位差をなくすためである。さら
に母材のＣｕよりも０．１％以上０．５％以下のＣｕま
たは母材のＮｌ量よりも０．２％以上１．５％以下のＮ
ｉのうち少くとも一方を含有するのは、溶接金属部を母
材より少し責にするためである。すなわち、母材のＣｕ
より０．１％以上または母材のＮｉより０．２％以上な
いと溶接金属部が責とならず、溶接金属部が局部腐食し
、逆にＣｕｆｆ１が母材より０．５％を超えるか、また
はＮｉｆｆ１が母材より　１．５％を超えると溶接金属
部が貴となりすぎて、廻りの溶接熱影響部が局部腐食す
るからである。

次に、タイプＣの腐食は前説のごとく鋼材へのＣａ添加
、Ｓ低減で防止できる。

ゆえに、上記方法により、溶接後熱処理なしに溶接部の
局部腐食が防止できる。

［実　施　例］ 第１表に示す化学成分の鋼Ａ−Ｆを５０ｔｏｎ転炉で溶
製し、分塊圧延して厚さ２０ＯｍｍＸ幅１５００ｘ長さ
３０００ｍ＋ｓのスラブを作り、さらに各スラブを第３
表に示す加熱・圧延条件により２０＋ｎにした後、焼も
どしを行って供試材とした。腐食試験のための溶接はＸ
開先に対して、第２表に示す種々の溶接材料を用い、入
熱１５ｋＪ／ｃｍの手溶接（ＳＭＡＷ）と入熱４５ｋＪ
／ａｍの潜弧溶接（ＳＡＷ）とした。

腐食試験は溶接体の表面から５＋ｕ＋厚の腐食試験片を
採取し、それを３％食塩水中で６ケ月間の回転浸食させ
たものとした。回転浸食による腐食試験の結果と同時に
上記溶接条件で行った溶接熱影響部のシャルピー試験結
果も併せて第３表に示す。

なお、ここでいう局部腐食量は、第２図に示すように深
さｄ、（タイプＡ腐食）、ｄ２　（タイプＢ腐食）、ｄ
　（タイプＣ腐食）、ｄ４　（タイプＤ腐食）ｆｄ、；
母材部板厚（關）−溶接金属部属（＋ｓｍ）　、ｄ２　
’母材部板厚（ａｍ）−溶接熱影響部板厚（ｍ＋ｓ）　
、ｄ３　’母材部板厚（■ｌ）−ボンド部屋（ｍｓ）、
ｄ４　；母材部板厚（＋ｎ）−Ａｃ、直下部板厚（ｍ＋
ｓ））の平均値であられしたものであり、その量が０．
５＋ａｍ以下であれば年間の腐食は１龍以下であり、大
きな事故に至る前に補修が可能となる。同表から明らか
な如く、本発明例によれば、局部腐食量ｄ１〜ｄ４は０
．５＋ａｍ以下を満足する。ここで、母材の腐食量が大
きいと負号がマイナス表示されるが、母材側の腐食は局
部腐食を生じないため、補修溶接を必要としない。従っ
てマイナス表示は良好とする。

比較例の４〜１２では溶接材料の成分及び加熱・圧延条
件及び焼もどし条件が本発明の請求範囲を満足しないた
め局部腐食量ｄ、、ｄ２．ｄ４は０．５ｍｍを超える。

比較例の１７〜２２では鋼材が本発明の請求範囲を満足
しないため、局部腐食量が０．５ｍｍを超え、さらに溶
接熱影響部のシャルピー値も低下している。

［発明の効果］ 上記の実施例からも明らかなごとく本発明に従って、母
材と溶接金属部、溶接熱影響部、ボンド部、Ａ　Ｃ１直
下部の電気化学的差をなくし、タイプＡ〜タイプＤの腐
食を溶接後の後熱処理なしで防止できるので産業上きわ
めて顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）〜（Ｄ）は溶接部の局部腐食の模式図、第
２図はｄｌ、ｄ２．ｄ３．ｄ４によりタイプＡ〜タイプ
Ｄ腐食の量を示す説明図である。 １・・・溶接金属部　　　　　２・・・母材部３・・・
溶接熱影響部　　　　４・・・Ａ　Ｃ１直下部５・・・
ボンド部 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫第１図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量（％）でＣ０．０５〜０．１２％、Ｓｉ０．１〜０
   ．４％、Ｍｎ０．８〜１．５％、Ｎｂ０．１％以下、Ｃ
   ｕ０．３０〜１．００％、Ｎｉ０．３０〜１．５０％を
   基本成分とし、且つ下記式で示される溶接時の焼入パラ
   メーターＰｉ０．３０〜０．４５％を満足すると共にＳ
   ０．００５％以下、ｓｏｌ−Ａｌ０．０１〜０．０５％
   、Ｃａ０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ０．０５％以下
   、Ｎ０．０２５％以下を成分とし、９００〜１２００℃
   に加熱後７００℃以上で制御圧延して直ちに３５０℃以
   下まで水冷してさらに５５０〜７００℃で焼もどしする
   ことによって製造した鋼材を、重量（％）でＣ０．０５
   〜０．１２％、Ｓｉ０．１〜０．４％、Ｍｎ０．８〜１
   ．５％、Ｔｉ０．０５％以下、Ｂ０．００５％以下を含
   み、さらに母材のＣｕ量よりも０．１％以上０．５％以
   下のＣｕまたは母材のＮｉ量よりも０．２％以上１．５
   ％以下のＮｉ、のうち、少なくとも一方を含有する溶接
   材料で溶接することを特徴とする溶接後熱処理なしに溶
   接部の局部腐食を防止する方法。但し Ｐ＝Ｃ＋Ｓｉ／２０＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／２
   ０＋Ｎｂ／１２（％）