JPH01271096A - Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 - Google Patents
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法Info
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- JPH01271096A JPH01271096A JP9755588A JP9755588A JPH01271096A JP H01271096 A JPH01271096 A JP H01271096A JP 9755588 A JP9755588 A JP 9755588A JP 9755588 A JP9755588 A JP 9755588A JP H01271096 A JPH01271096 A JP H01271096A
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- 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°C
- B23K35/3053—Fe as the principal constituent
- B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
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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。
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系低合金鋼の潜弧溶接方法に関し
、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）を行った後も高温高強度が得られ、かつ高
い靭性を有するとともに、高温で長時間構造物が使用さ
れる場合に起こる脆化（以下、使用中脆化という）の程
度が極めて少ない溶接金属部を得るための潜弧溶接方法
に関するものである。
、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）を行った後も高温高強度が得られ、かつ高
い靭性を有するとともに、高温で長時間構造物が使用さ
れる場合に起こる脆化（以下、使用中脆化という）の程
度が極めて少ない溶接金属部を得るための潜弧溶接方法
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２．１／４ Ｃｒ −Ｉ Ｍｏｆｉあるいは
ａＣｒ ＩＭｏ鋼等のことである。
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２．１／４ Ｃｒ −Ｉ Ｍｏｆｉあるいは
ａＣｒ 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
、その上高強度化の方向にある。そのため、溶接金属に
対しても溶接能率を低下することなく高温で高強度が得
られ、かつ高い靭性を有するとともに使用中脆化の極め
で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。
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
、その上高強度化の方向にある。そのため、溶接金属に
対しても溶接能率を低下することなく高温で高強度が得
られ、かつ高い靭性を有するとともに使用中脆化の極め
で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。
これら溶接金属の高温強度、靭性および使用中脆化特性
に影響する大きな要因としてＳＲ条件がある。
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、長時間に亘ると高温強
度の低下をきたす問題がある。
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、長時間に亘ると高温強
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６９０℃±２０℃の温度で１〜３回
のＳＲがなされ、そのＳＲ時間の合計は４〜３０時間の
広範囲にわたる。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Ｃ
Ｐ）が広く用いられている。
の場合は、−船釣に６９０℃±２０℃の温度で１〜３回
のＳＲがなされ、そのＳＲ時間の合計は４〜３０時間の
広範囲にわたる。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Ｃ
Ｐ）が広く用いられている。
（Ｐ） ＝Ｔ （２０＋ｌｏｇ（ｔ）） Ｘ １０−’
Ｔ＝温度（’Ｋ）、を−時間（ｈｒ） 一般に、板厚１００〜３００１１の極厚Ｃｒ −Ｍｏ系
低合金鋼の溶接施工におけるＣＰ）の範囲は１９．５〜
２１．０になる。
Ｔ＝温度（’Ｋ）、を−時間（ｈｒ） 一般に、板厚１００〜３００１１の極厚Ｃｒ −Ｍｏ系
低合金鋼の溶接施工におけるＣＰ）の範囲は１９．５〜
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、溶接金属の極低酸素化が必須である。
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、溶接金属の極低酸素化が必須である。
従来、Ｃｒ −Ｍｏ系低合金鋼における高温高強度化お
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５３−９５１４６号公報や特開昭５８”３９１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）の小さな所での靭性確保は
困難であった。
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５３−９５１４６号公報や特開昭５８”３９１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）の小さな所での靭性確保は
困難であった。
また、本発明者らが先に特開昭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後の高温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溶接能率
向上のため溶接入熱量を３３〜４５ＫＪ／ｃｍと増加す
れば、特に短時間ＳＲ後の靭性が悪（なることがわかっ
た。
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後の高温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溶接能率
向上のため溶接入熱量を３３〜４５ＫＪ／ｃｍと増加す
れば、特に短時間ＳＲ後の靭性が悪（なることがわかっ
た。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、Ｃｒ −Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法にお
いて、溶接能率を低下することなく、つまり溶接入熱量
を下げることなく 、（１１短時間ＳＲから長時間ＳＲ
の条件下で高温高強度を確保すること、（２）高い靭性
を得ること、さらに（３）使用中脆化の極めて少ない溶
接金属を確保することを可能にならしめ良質の溶接部を
得る溶接方法、を提供することを目的としている。
いて、溶接能率を低下することなく、つまり溶接入熱量
を下げることなく 、（１１短時間ＳＲから長時間ＳＲ
の条件下で高温高強度を確保すること、（２）高い靭性
を得ること、さらに（３）使用中脆化の極めて少ない溶
接金属を確保することを可能にならしめ良質の溶接部を
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
およびフランクス両面から検討した結果、特に溶接ワイ
ヤのＮと溶接金属の酸素量を低減することが必須である
ことがわかった。Ｎは高温高強度を得る目的である程度
添加されていたが、本発明のように高能率化のため溶接
入熱量を３３〜４５ＫＪ／Ｃ１１と高（した所で、高温
高強度でかつ、低温高靭性を得、さらに使用中脆化の極
めて少ない溶接金属を得るには低窒素化、低酸素化が必
須であることを見い出した。
およびフランクス両面から検討した結果、特に溶接ワイ
ヤのＮと溶接金属の酸素量を低減することが必須である
ことがわかった。Ｎは高温高強度を得る目的である程度
添加されていたが、本発明のように高能率化のため溶接
入熱量を３３〜４５ＫＪ／Ｃ１１と高（した所で、高温
高強度でかつ、低温高靭性を得、さらに使用中脆化の極
めて少ない溶接金属を得るには低窒素化、低酸素化が必
須であることを見い出した。
すなわち、本発明の要旨はＣｒ −Ｍｏ系低合金鋼の潜
弧溶接方法において、重量％でＣ： ０．１０〜０．１
７％、Ｓｉ： ０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０
〜１．２０％、Ｃｒ： １．８０〜３．８０％、Ｍｏ：
０．８０〜１．３０％、Ｖ ： ０．３０〜０．６０％
、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％を含有し、さらにＮ：
０゜００７０％以下のワイヤと、下記式で表わされる塩
基度Ｂが２．０〜４．０であるフラックスとを組合せて
溶接することを特徴とするＣｒ −Ｍｏ系低合金鋼の潜
弧溶接方法にある。
弧溶接方法において、重量％でＣ： ０．１０〜０．１
７％、Ｓｉ： ０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０
〜１．２０％、Ｃｒ： １．８０〜３．８０％、Ｍｏ：
０．８０〜１．３０％、Ｖ ： ０．３０〜０．６０％
、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％を含有し、さらにＮ：
０゜００７０％以下のワイヤと、下記式で表わされる塩
基度Ｂが２．０〜４．０であるフラックスとを組合せて
溶接することを特徴とするＣｒ −Ｍｏ系低合金鋼の潜
弧溶接方法にある。
塩基度Ｂ
ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＦｚ＋ＮａｚＯ＋ＫｚＯ
＋ＬｉｚＯ＋１／ＺＭｎＯ３ｉＯ□＋１／２（Ｔｉ（ｈ
＋ ＩＶｚＯｚ）（但し重量％） 以下本発明の詳細な説明する。
＋ＬｉｚＯ＋１／ＺＭｎＯ３ｉＯ□＋１／２（Ｔｉ（ｈ
＋ ＩＶｚＯｚ）（但し重量％） 以下本発明の詳細な説明する。
（作 用）
まず、本発明においては、ワイヤ成分中ｔ４が０．１０
〜０．１７％である必要がある。
〜０．１７％である必要がある。
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
、０．１０％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 ＋ ＳＣという）、さらに長時間ＳＲ後の
高温（４８０°Ｃ）強度（以下ＴＳ４８０°Ｃという）
が低下する。しかし、０．１７％を超えると溶接時に凝
固粒界に偏析しやすく高温割れが生じる傾向となる。
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
、０．１０％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 ＋ ＳＣという）、さらに長時間ＳＲ後の
高温（４８０°Ｃ）強度（以下ＴＳ４８０°Ｃという）
が低下する。しかし、０．１７％を超えると溶接時に凝
固粒界に偏析しやすく高温割れが生じる傾向となる。
次にワイヤ中のＳｉは０．０１〜０．１５％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 ＋ ＳＣが低下する。一方、
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νＢ＋ＳＣが低下する。
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 ＋ ＳＣが低下する。一方、
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νＢ＋ＳＣが低下する。
さらにワイヤ中のＭｎは０．５０〜１．２０％である必
要がある。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。
要がある。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、０．５０％未満であるとｖＥおよびｖＥ 十ＳＣ
が満足せず、一方１．２０％を超えるとｖＥ ＋ ＳＣ
が低下する。
が満足せず、一方１．２０％を超えるとｖＥ ＋ ＳＣ
が低下する。
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を溶接金属に含有する
必要がある。ワイヤ中Ｃｒ１．８０％未満、Ｍｏ０．８
０％未満であると、本発明における↑Ｓ ４８０°Ｃの
向上効果が得られなくなる。しかし、Ｃｒ３．８０％、
Ｍｏ １．３０％超では硬化性が大なり、溶接割れが発
生し易くなるとともにｖＥおよびｖＥ ＋ ＳＣも低下
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を溶接金属に含有する
必要がある。ワイヤ中Ｃｒ１．８０％未満、Ｍｏ０．８
０％未満であると、本発明における↑Ｓ ４８０°Ｃの
向上効果が得られなくなる。しかし、Ｃｒ３．８０％、
Ｍｏ １．３０％超では硬化性が大なり、溶接割れが発
生し易くなるとともにｖＥおよびｖＥ ＋ ＳＣも低下
する。
■およびＮｂは、Ｃと反応しやすく炭化物を生成するが
、これが微妙な析出物として溶接金属中に分散析出し、
ＴＳ４８０°Ｃを著しく改善する効果がある。Ｖ ０．
３０％未満、Ｎｂ０．００５％未満であるとこの効果が
得られずＴＳ４８０°Ｃが低下する。−方Ｖ０．６０．
Ｎｂ０．０４％を超えるとＴＳ４８０°Ｃは向上する
ものの、硬化が過度となりＶＥおよびｖＥ＋ＳＣが低下
する。
、これが微妙な析出物として溶接金属中に分散析出し、
ＴＳ４８０°Ｃを著しく改善する効果がある。Ｖ ０．
３０％未満、Ｎｂ０．００５％未満であるとこの効果が
得られずＴＳ４８０°Ｃが低下する。−方Ｖ０．６０．
Ｎｂ０．０４％を超えるとＴＳ４８０°Ｃは向上する
ものの、硬化が過度となりＶＥおよびｖＥ＋ＳＣが低下
する。
さらにワイヤ中のＮは、高温高強度の溶接金属において
低温高靭性でかつ使用中脆化の極めて少ない溶接金属を
得るためには、０．００７０％以下であることが必須で
ある。Ｎが０．００７０％を超えると、特に溶接入熱量
が大きい時、溶接金属中の粒界に偏析し易＜、ｖＥおよ
びｖｌｉ＋ｓｃが著しく低下する。
低温高靭性でかつ使用中脆化の極めて少ない溶接金属を
得るためには、０．００７０％以下であることが必須で
ある。Ｎが０．００７０％を超えると、特に溶接入熱量
が大きい時、溶接金属中の粒界に偏析し易＜、ｖＥおよ
びｖｌｉ＋ｓｃが著しく低下する。
なお、その他の微量元素はワイヤ中にＴＳ４８０’Ｃ％
ＶＥおよびｖＥ＋ＳＣを微調整することを目的とし以
下の範囲で許容できる。
ＶＥおよびｖＥ＋ＳＣを微調整することを目的とし以
下の範囲で許容できる。
ＴｉＳ２．０２％、Ｍ≦０．０５％、Ｎｉ≦０．３０％
、Ｃｕ≦０．２０％、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．０１
５％、Ｂ≦Ｏ，ＯＯ５％ さらにＡｓ、 Ｓｂ、 Ｓｎはできるだけ少ないのが好
ましい。
、Ｃｕ≦０．２０％、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．０１
５％、Ｂ≦Ｏ，ＯＯ５％ さらにＡｓ、 Ｓｂ、 Ｓｎはできるだけ少ないのが好
ましい。
次に、組合せフラックスの塩基度Ｂは下記式で２．０〜
４．０である必要がある。
４．０である必要がある。
塩基度Ｂ
ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＦ、＋Ｎａ、Ｏ＋に、０
＋Ｌｉ ｚＯ＋１／２Ｍｎ０ＳｉＯ□＋１／２（ＴｉＯ
□十ｋｌ ｚ Ｏ３）（但し、各成分は重量％） フラックスの塩基度Ｂは溶接金属中の酸素量を著しく低
減する効果を有する。一方溶接金属中の酸素量低減は溶
接金属を清浄なものとし、基本的靭性の向上に対して極
めて重要であり、不可欠な事項である。即ち、酸素量の
低減はｖＥばかりでなく、ｖＥ ＋ ＳＣのいずれをも
大きく改善するものである。
＋Ｌｉ ｚＯ＋１／２Ｍｎ０ＳｉＯ□＋１／２（ＴｉＯ
□十ｋｌ ｚ Ｏ３）（但し、各成分は重量％） フラックスの塩基度Ｂは溶接金属中の酸素量を著しく低
減する効果を有する。一方溶接金属中の酸素量低減は溶
接金属を清浄なものとし、基本的靭性の向上に対して極
めて重要であり、不可欠な事項である。即ち、酸素量の
低減はｖＥばかりでなく、ｖＥ ＋ ＳＣのいずれをも
大きく改善するものである。
これらの特性を満足するためには溶接金属中の酸素量と
しては３００ｐｐｍ以下であることが必要であるが、塩
基度Ｂが２．０未満であると酸素量低減の効果が不満足
でｖＥおよびνＥ＋ＳＣが低下する。
しては３００ｐｐｍ以下であることが必要であるが、塩
基度Ｂが２．０未満であると酸素量低減の効果が不満足
でｖＥおよびνＥ＋ＳＣが低下する。
一方４．０を超えると酸素量は低くなるものの、溶接中
にアークが不安定となり、ビード形状が不良となる。
にアークが不安定となり、ビード形状が不良となる。
なお、この塩基度Ｂ式は国際溶接学会（ＩＩＷ）で発表
されて、一般によく使用されているフラックス塩基度を
表示するための式である。
されて、一般によく使用されているフラックス塩基度を
表示するための式である。
また、組合せフラックスのタイプは製造方法により焼成
型フラックスや溶融型フラックスがあるが、本発明にお
いてはいずれのタイプを使用してもよい。
型フラックスや溶融型フラックスがあるが、本発明にお
いてはいずれのタイプを使用してもよい。
以下実施例により本発明の効果をさらに具体的に示す。
（実施例）
第１表に示す組成の板厚１００ｍｍの２．２５Ｃｒ−１
Ｍｏ鋼を第１図に示すＵ溝開先とし、第２表に示す組成
のワイヤと第３表に示す組成のフラックスとを種々組合
せ、２電極で溶接電圧先行電極６００Ａ、後行電極６０
０Ａ、溶接電圧先行電極３２Ｖ、後行電極３２Ｖ、溶接
速度５５ｃｍ／ｍｉｎの条件で溶接した。
Ｍｏ鋼を第１図に示すＵ溝開先とし、第２表に示す組成
のワイヤと第３表に示す組成のフラックスとを種々組合
せ、２電極で溶接電圧先行電極６００Ａ、後行電極６０
０Ａ、溶接電圧先行電極３２Ｖ、後行電極３２Ｖ、溶接
速度５５ｃｍ／ｍｉｎの条件で溶接した。
尚、第１図中、Ｈ＝ １００ｍｍ、 ｈ＝９０ａｍ、
！！−１Ｑｍ＋ｓ％Ｒ−１０閣、θ−４°である。
！！−１Ｑｍ＋ｓ％Ｒ−１０閣、θ−４°である。
溶接終了後、ビード外観に問題がなかったものにつき短
時間ＳＲとして温度６９０°Ｃ１保持時間６ｈｒ （Ｐ
ｌ ＝２０．０１ （以下ＳＲＩという）、また長時間
ＳＲとして温度６９５°Ｃ１保持時間２６ｈｒ、（Ｐ）
＝２０．７３（以下ＳＲ２という）の２条件のＳＲを行
い、板厚１／４ｔの部分の溶接金属部から直径１０ｍｍ
φの高温引張試験片、また同じく板厚１／４ Ｌの部分
からＪＩＳ ４号シャルピー試験片を採取し、各試験に
供した。
時間ＳＲとして温度６９０°Ｃ１保持時間６ｈｒ （Ｐ
ｌ ＝２０．０１ （以下ＳＲＩという）、また長時間
ＳＲとして温度６９５°Ｃ１保持時間２６ｈｒ、（Ｐ）
＝２０．７３（以下ＳＲ２という）の２条件のＳＲを行
い、板厚１／４ｔの部分の溶接金属部から直径１０ｍｍ
φの高温引張試験片、また同じく板厚１／４ Ｌの部分
からＪＩＳ ４号シャルピー試験片を採取し、各試験に
供した。
また、ＳＲ後の溶接試験片の一部に第２図に条件を示す
ステップクーリングを行い、それよりＳｔ？したままの
ものと同様、板厚１／４Ｌの部分よりＪＩＳ ４号シャ
ルピー試験片を採取し、試験を行った。
ステップクーリングを行い、それよりＳｔ？したままの
ものと同様、板厚１／４Ｌの部分よりＪＩＳ ４号シャ
ルピー試験片を採取し、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。
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。
試験を行った各種結果を第４表に示した、第４表にはＳ
ＲＺ後の短時間高温引張り強さを７５４８０°Ｃ（ｋｇ
／ｍｊ）で、ＳＲＩ後の衝撃値を一３０°Ｃでの吸収エ
ネルギー（ｋｇｆ−ｍ）で、さらにステップクーリング
後の衝撃値を一３０°Ｃでの吸収エネルギー（ｋｇｆ−
ｍ）で示した。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は高温
引張強さが高＜ 、５４ｋｇｆ／−以上を満足しく第３
図に示すごとく、４８０°ＣＸ１０’ｈｒのクリープ破
断強度と短時間高温引張強度とは比例関係にあり４８０
°ＣＸ１０’ｈｒのクリープ破断強度の要求値≧２４．
５ｋｇｆ／−を満足させる高温引張強さ相当値は≧５４
ｋｇｆ／−になる）かつｖＥおよびｖＥ ＋ ＳＣの値
も良好な値（通常−３０°Ｃでの吸収エネルギー≧５．
５ ｋｇｆ−ｍが要求される）を示した。
ＲＺ後の短時間高温引張り強さを７５４８０°Ｃ（ｋｇ
／ｍｊ）で、ＳＲＩ後の衝撃値を一３０°Ｃでの吸収エ
ネルギー（ｋｇｆ−ｍ）で、さらにステップクーリング
後の衝撃値を一３０°Ｃでの吸収エネルギー（ｋｇｆ−
ｍ）で示した。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は高温
引張強さが高＜ 、５４ｋｇｆ／−以上を満足しく第３
図に示すごとく、４８０°ＣＸ１０’ｈｒのクリープ破
断強度と短時間高温引張強度とは比例関係にあり４８０
°ＣＸ１０’ｈｒのクリープ破断強度の要求値≧２４．
５ｋｇｆ／−を満足させる高温引張強さ相当値は≧５４
ｋｇｆ／−になる）かつｖＥおよびｖＥ ＋ ＳＣの値
も良好な値（通常−３０°Ｃでの吸収エネルギー≧５．
５ ｋｇｆ−ｍが要求される）を示した。
比較例中、試験例７の組合せフラックスＦ１は本発明の
要件を満足するが、組合せワイヤＷ５のＣが高すぎ高温
割れが生じたので溶接を中止した。
要件を満足するが、組合せワイヤＷ５のＣが高すぎ高温
割れが生じたので溶接を中止した。
試験例８は、組合せワイヤＷ６のＣが低いため、溶接金
属中の酸素量が多くｖＥおよびｖＥ ＋ ＳＣが低い。
属中の酸素量が多くｖＥおよびｖＥ ＋ ＳＣが低い。
さらにＮｂも低いため高温強度が低い。
試験例９は、組合せワイヤＷ７のＳｉおよびＭｎが高い
ためｖＥ ＋ ＳＣが低い。
ためｖＥ ＋ ＳＣが低い。
試験例１０は組合せワイヤＷ８のＭｎが低いためｖＥお
よびｖＥ ＋ ＳＣが低い。また■も低いため高温強度
が低い。
よびｖＥ ＋ ＳＣが低い。また■も低いため高温強度
が低い。
試験例１１は、組合せワイヤＷ９の■が高すぎｖＥおよ
びνＥ＋ＳＣが低い。
びνＥ＋ＳＣが低い。
試験例１２は組合せワイヤＷＩＯのＮｂが高すぎｖＥお
よびｖＥ ＋ ＳＣが低い。
よびｖＥ ＋ ＳＣが低い。
試験例１３は組合せワイヤＷｌｌのＮが高すぎるためｖ
ＥおよびｖＥ ＋ ＳＣが低い。
ＥおよびｖＥ ＋ ＳＣが低い。
試験例１４および１５は組合せフラックスＦ３およびＦ
８の塩基度Ｂが低（、溶接金属中の酸素量が多く、ｖＥ
およびνＥ＋ＳＣが低い。
８の塩基度Ｂが低（、溶接金属中の酸素量が多く、ｖＥ
およびνＥ＋ＳＣが低い。
試験例１６および１７は組合せフラックスＦ４およびＦ
７の塩基度Ｂが高すぎるため、ビニド形状が不良なため
溶接を中止した。
７の塩基度Ｂが高すぎるため、ビニド形状が不良なため
溶接を中止した。
（発明の効果）
以上、実施例にも示されているように、Ｃｒ −Ｍ。
系低合金鋼の潜弧溶接において本発明法によれば、（容
接能率を低下させることなく、長時間ＳＲ後において高
温高強度が得られ、短時間ＳＲ後においても、靭性が良
好で、使用中脆化の極めて少ない溶接部が得られ、本発
明の工業的価値は極めて高い。
接能率を低下させることなく、長時間ＳＲ後において高
温高強度が得られ、短時間ＳＲ後においても、靭性が良
好で、使用中脆化の極めて少ない溶接部が得られ、本発
明の工業的価値は極めて高い。
第１図は本発明の実施例に使用した鋼板の開先形状を示
す断面図、第２図は本発明の実施例における加速脆化熱
処理の温度変化を示すグラフ、第３図は４８０°Ｃの短
時間高温引張強度と４８０°ＣＸ１０５ｈｒにおけるク
リープ破断強度との関係を示すグラフである。
す断面図、第２図は本発明の実施例における加速脆化熱
処理の温度変化を示すグラフ、第３図は４８０°Ｃの短
時間高温引張強度と４８０°ＣＸ１０５ｈｒにおけるク
リープ破断強度との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法において、主成分
として、 Ｃ：０．１０〜０．１７％（重量％、以下同じ）Ｓｉ：
０．０１〜０．１５％、 Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、 Ｃｒ：１．８０〜３．８０％、 Ｍｏ：０．８０〜１．３０％、 Ｖ：０．３０〜０．６０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、 を含有し、さらにＮ：０．００７０％以下のワイヤと、
下記式で表わされる塩基度Ｂが２．０〜４．０であるフ
ラックスとを組合せて溶接することを特徴とするＣｒ−
Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法。 塩基度Ｂ ＝［ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＦ＿２＋Ｎａ＿２Ｏ
＋Ｋ＿２Ｏ＋Ｌｉ＿２Ｏ＋１／２ＭｎＯ］／［ＳｉＯ＿
２＋１／２（ＴｉＯ＿２＋Ａｌ＿２Ｏ＿３）］（但し、
各成分は重量％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9755588A JPH01271096A (ja) | 1988-04-20 | 1988-04-20 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9755588A JPH01271096A (ja) | 1988-04-20 | 1988-04-20 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01271096A true JPH01271096A (ja) | 1989-10-30 |
Family
ID=14195488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9755588A Pending JPH01271096A (ja) | 1988-04-20 | 1988-04-20 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01271096A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1958729A1 (en) | 2007-02-19 | 2008-08-20 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Weld metal of high-strength Cr-Mo steel |
| WO2014119197A1 (ja) | 2013-02-04 | 2014-08-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属 |
-
1988
- 1988-04-20 JP JP9755588A patent/JPH01271096A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1958729A1 (en) | 2007-02-19 | 2008-08-20 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Weld metal of high-strength Cr-Mo steel |
| US8101029B2 (en) | 2007-02-19 | 2012-01-24 | Kobe Steel, Ltd. | Weld metal of high-strength Cr-Mo steel |
| WO2014119197A1 (ja) | 2013-02-04 | 2014-08-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度２．２５Ｃｒ－１Ｍｏ－Ｖ鋼用サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接金属 |
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