JPH0479752B2 - - Google Patents
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- JPH0479752B2 JPH0479752B2 JP63146653A JP14665388A JPH0479752B2 JP H0479752 B2 JPH0479752 B2 JP H0479752B2 JP 63146653 A JP63146653 A JP 63146653A JP 14665388 A JP14665388 A JP 14665388A JP H0479752 B2 JPH0479752 B2 JP H0479752B2
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- JP
- Japan
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- wire
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- flux
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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°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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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は高強度Cr−Mo鋼の溶接に係り、より
詳しくは、Hb、Ｖの１種又は２種を含有する高
強度2.25〜３％Cr−１％Mo鋼の溶接において、
靭性に優れ、且つ、クリープ特性に優れた溶接金
属を得ることのできるサブマージアーク溶接方法
に関するものである。 （従来技術） 従来より、2.25〜３％Cr−１％Mo鋼は高温特
性に優れた材料として、ボイラーや化学反応容器
などの高温で使用される設備等に広く適用されて
いる。この分野では一般に厚板構造物が多く、そ
の溶接は大溶着量が得られるサブマージアーク溶
接が採用されることが多い。 一方、これらの設備や構造物においても、近
年、省エネルギー、省資源の観点より、材料の性
能改善による一層の熱効率向上が期待され、その
一手段として、前記Cr−Mo鋼を改良してNb、
Ｖなどを含有する高強度2.25〜３％Cr−１％Mo
鋼が開発され、実用に供されようとしている。 これに対応して、溶接材料に関してもその高強
度化が望まれているが、現状では鋼板の高強度化
に見合つた機械的性能（靭性、クリープ特性な
ど）を持つ溶接材料は未だ得られていない。 すなわち、鋼板では、製造時の加工、熱処理が
比較的自由に行えるために、その組織も均一で、
熱処理による性能コントロールにより、良好な性
能を有する材料が容易に得られるのに対して、溶
接金属では、組織は不均一な鋳造組織であり、溶
接後の熱処理にも制約があるために、単に溶接金
属にNb、Ｖなどを含有させただけでは、確かに
強度は高くなるが、それに比例して靭性が著しく
劣化してしまう。また、靭性を確保しようとする
と、必要な強度特性が得られない等の問題があつ
た。 （発明が解決しようとする課題） 本発明は、このような状況に鑑みてなれたもの
であり、Nb及びＶの１種又は２種を含有する高
強度2.25〜３％Cr−１％Mo鋼のサブマージアー
ク溶接において、靭性に優れ、且つクリープ特性
に優れた溶接金属を得ることのできる方法を提供
することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者らは、Nb
及びＶの１種又は２種を含有するいわゆる2.25〜
３％Cr−１％Mo鋼のサブマージアーク溶接にお
いて良好な靭性及びクリープ特性を有する溶接金
属を得ることができる方策を見い出すべく鋭意研
究を重ねた。 その結果、ソリツドワイヤと焼結型フラツクス
を使用するが、その際、ソリツドワイヤの化学成
分と焼結型フラツクスの化学成分及び塩基度を規
制し、殊に成分歩留を考慮してそれらの化学成分
を規制することにより、可能であることを見い出
した。 すなわち、本発明に係る高強度Cr−Mo鋼のサ
ブマージアーク溶接方法は、Cr：2.00〜3.25％と
Mo：0.90〜1.10％を含有し、且つNb及びＶの１
種又は２種を含有する高強度2.25〜３％Cr−１％
Mo鋼を、ソリツドワイヤと焼結型フラツクスを
用いてサブマージアーク溶接するに当り、前記ソ
リツドワイヤがＣ：0.06〜0.13％、Mn：0.20〜
1.20％、Cr：2.00〜3.50％及びMo：0.90〜1.20％
を必須成分として含有し、且つSi≦0.30％、Ni≦
0.20％、Ｏ≦0.015％に規制したものであり、前
記焼結型フラツクスがSiO2：７〜20％と、MgO
及びCaF2の１種又は２種：35〜65％と、金属炭
酸塩（CO2換算）：１〜５％を必須成分として含
有し、且つ次式(1)で示される塩基度Ｂが2.5〜4.0
であると共に、 Ｂ＝〔（％CaF2）＋（％CaO）＋（％MgO）＋（
％BaO）＋（％SrO）＋（％Na2O） ＋（％K2O）＋（％Li2O）＋0.5×｛（％Mn
O）＋（％FeO）｝〕÷〔（％SiO2）＋0.5 ×｛（％Al2O3）＋（％TiO2）＋（％ZrO2
）｝〕……(1) 前記ソリツドワイヤ及び焼結型フラツクスの少な
くとも一方には、Al及びTiの１種又は２種とNb
及びＶを下記式(2)〜(4)を満足するように含有させ
ることを特徴とするものである。 〔Al〕A＋〔Ti〕A＝｛〔Al〕W×WAl＋〔Al
〕F×FAl｝＋｛〔Ti〕W ×WTi＋〔Ti〕F×FTi｝＝0.01〜0
.06％……(2) 〔Nb〕A＝〔Nb〕W×WNb＋〔Nb〕F×FN
b＝0.005〜0.035％……(3) 〔Ｖ〕A＝〔Ｖ〕W×WV＋〔Ｖ〕F×FV
＝0.10〜0.50％……(4) 但し、 〔ｘ〕A：溶接金属中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕W：ワイヤ中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕F：フラツクス中のｘ成分の重量％ WX：ワイヤからのｘ成分の歩留係数 FX：フラツクスからのｘ成分の歩留係数 また、本発明は、更に、次式(5)で示されるPc
が2.2〜3.5であるこを特徴とするものである。 Pc＝６×〔Cr〕A＋６×〔Mo〕A＋13×〔Nb
〕A＋24〔Ｖ〕A／100×〔Ｃ〕……(5) 但し、 〔Cr〕A＝〔Cr〕W×WCr 〔Mo〕A＝〔Mo〕W×WMp 〔Ｃ〕A＝〔Ｃ〕W×WC また、本発明は、更に、ソリツドワイヤ及び焼
結型フラツクスの少なくとも一方にCoを次式(6)
を満足するように含有させることを特徴とするも
のである。 〔Co〕A＝〔Co〕W×WCp＋〔Co〕F×FCp＝0
.02〜0.06％……(6) 以下に本発明を更に詳細に説明する。 前述の如く、本発明の目的は、Nb及びＶの１
種又は２種を含有する高強度2.25〜３％Cr−１％
Mo鋼の溶接に適用して、良好な靭性及びクリー
プ特性を有する溶接金属を得ようとするものであ
り、特に前記式(2)〜(6)は、これを達成するために
必要な各成分量（〔ｘ〕A）をソリツドワイヤ及
び／又は焼結型フラツクスから供給するものと
し、これらが溶接金属へ歩留る率を次式(A)に基づ
いて定めたものである。 〔ｘ〕A＝〔ｘ〕W×WX＋〔ｘ〕F×FX ……(A) 但し、 〔ｘ〕W：ワイヤ中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕F：フラツクス中のｘ成分の重量％ WX：ワイヤからのｘ成分の歩留係数 FX：フラツクスからのｘ成分の歩留係数 なお、各成分の歩留係数WX及びFXは各成分と
酸素との親和力の差異やフラツクスの組成（例え
ば、スラブ形成剤、アーク安定剤、ガス発生剤の
種類や配合率等）、溶接条件等の影響を受けるの
で一律に決めることはできないが、実用範囲では
第１表に示すとおりである。
詳しくは、Hb、Ｖの１種又は２種を含有する高
強度2.25〜３％Cr−１％Mo鋼の溶接において、
靭性に優れ、且つ、クリープ特性に優れた溶接金
属を得ることのできるサブマージアーク溶接方法
に関するものである。 （従来技術） 従来より、2.25〜３％Cr−１％Mo鋼は高温特
性に優れた材料として、ボイラーや化学反応容器
などの高温で使用される設備等に広く適用されて
いる。この分野では一般に厚板構造物が多く、そ
の溶接は大溶着量が得られるサブマージアーク溶
接が採用されることが多い。 一方、これらの設備や構造物においても、近
年、省エネルギー、省資源の観点より、材料の性
能改善による一層の熱効率向上が期待され、その
一手段として、前記Cr−Mo鋼を改良してNb、
Ｖなどを含有する高強度2.25〜３％Cr−１％Mo
鋼が開発され、実用に供されようとしている。 これに対応して、溶接材料に関してもその高強
度化が望まれているが、現状では鋼板の高強度化
に見合つた機械的性能（靭性、クリープ特性な
ど）を持つ溶接材料は未だ得られていない。 すなわち、鋼板では、製造時の加工、熱処理が
比較的自由に行えるために、その組織も均一で、
熱処理による性能コントロールにより、良好な性
能を有する材料が容易に得られるのに対して、溶
接金属では、組織は不均一な鋳造組織であり、溶
接後の熱処理にも制約があるために、単に溶接金
属にNb、Ｖなどを含有させただけでは、確かに
強度は高くなるが、それに比例して靭性が著しく
劣化してしまう。また、靭性を確保しようとする
と、必要な強度特性が得られない等の問題があつ
た。 （発明が解決しようとする課題） 本発明は、このような状況に鑑みてなれたもの
であり、Nb及びＶの１種又は２種を含有する高
強度2.25〜３％Cr−１％Mo鋼のサブマージアー
ク溶接において、靭性に優れ、且つクリープ特性
に優れた溶接金属を得ることのできる方法を提供
することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者らは、Nb
及びＶの１種又は２種を含有するいわゆる2.25〜
３％Cr−１％Mo鋼のサブマージアーク溶接にお
いて良好な靭性及びクリープ特性を有する溶接金
属を得ることができる方策を見い出すべく鋭意研
究を重ねた。 その結果、ソリツドワイヤと焼結型フラツクス
を使用するが、その際、ソリツドワイヤの化学成
分と焼結型フラツクスの化学成分及び塩基度を規
制し、殊に成分歩留を考慮してそれらの化学成分
を規制することにより、可能であることを見い出
した。 すなわち、本発明に係る高強度Cr−Mo鋼のサ
ブマージアーク溶接方法は、Cr：2.00〜3.25％と
Mo：0.90〜1.10％を含有し、且つNb及びＶの１
種又は２種を含有する高強度2.25〜３％Cr−１％
Mo鋼を、ソリツドワイヤと焼結型フラツクスを
用いてサブマージアーク溶接するに当り、前記ソ
リツドワイヤがＣ：0.06〜0.13％、Mn：0.20〜
1.20％、Cr：2.00〜3.50％及びMo：0.90〜1.20％
を必須成分として含有し、且つSi≦0.30％、Ni≦
0.20％、Ｏ≦0.015％に規制したものであり、前
記焼結型フラツクスがSiO2：７〜20％と、MgO
及びCaF2の１種又は２種：35〜65％と、金属炭
酸塩（CO2換算）：１〜５％を必須成分として含
有し、且つ次式(1)で示される塩基度Ｂが2.5〜4.0
であると共に、 Ｂ＝〔（％CaF2）＋（％CaO）＋（％MgO）＋（
％BaO）＋（％SrO）＋（％Na2O） ＋（％K2O）＋（％Li2O）＋0.5×｛（％Mn
O）＋（％FeO）｝〕÷〔（％SiO2）＋0.5 ×｛（％Al2O3）＋（％TiO2）＋（％ZrO2
）｝〕……(1) 前記ソリツドワイヤ及び焼結型フラツクスの少な
くとも一方には、Al及びTiの１種又は２種とNb
及びＶを下記式(2)〜(4)を満足するように含有させ
ることを特徴とするものである。 〔Al〕A＋〔Ti〕A＝｛〔Al〕W×WAl＋〔Al
〕F×FAl｝＋｛〔Ti〕W ×WTi＋〔Ti〕F×FTi｝＝0.01〜0
.06％……(2) 〔Nb〕A＝〔Nb〕W×WNb＋〔Nb〕F×FN
b＝0.005〜0.035％……(3) 〔Ｖ〕A＝〔Ｖ〕W×WV＋〔Ｖ〕F×FV
＝0.10〜0.50％……(4) 但し、 〔ｘ〕A：溶接金属中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕W：ワイヤ中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕F：フラツクス中のｘ成分の重量％ WX：ワイヤからのｘ成分の歩留係数 FX：フラツクスからのｘ成分の歩留係数 また、本発明は、更に、次式(5)で示されるPc
が2.2〜3.5であるこを特徴とするものである。 Pc＝６×〔Cr〕A＋６×〔Mo〕A＋13×〔Nb
〕A＋24〔Ｖ〕A／100×〔Ｃ〕……(5) 但し、 〔Cr〕A＝〔Cr〕W×WCr 〔Mo〕A＝〔Mo〕W×WMp 〔Ｃ〕A＝〔Ｃ〕W×WC また、本発明は、更に、ソリツドワイヤ及び焼
結型フラツクスの少なくとも一方にCoを次式(6)
を満足するように含有させることを特徴とするも
のである。 〔Co〕A＝〔Co〕W×WCp＋〔Co〕F×FCp＝0
.02〜0.06％……(6) 以下に本発明を更に詳細に説明する。 前述の如く、本発明の目的は、Nb及びＶの１
種又は２種を含有する高強度2.25〜３％Cr−１％
Mo鋼の溶接に適用して、良好な靭性及びクリー
プ特性を有する溶接金属を得ようとするものであ
り、特に前記式(2)〜(6)は、これを達成するために
必要な各成分量（〔ｘ〕A）をソリツドワイヤ及
び／又は焼結型フラツクスから供給するものと
し、これらが溶接金属へ歩留る率を次式(A)に基づ
いて定めたものである。 〔ｘ〕A＝〔ｘ〕W×WX＋〔ｘ〕F×FX ……(A) 但し、 〔ｘ〕W：ワイヤ中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕F：フラツクス中のｘ成分の重量％ WX：ワイヤからのｘ成分の歩留係数 FX：フラツクスからのｘ成分の歩留係数 なお、各成分の歩留係数WX及びFXは各成分と
酸素との親和力の差異やフラツクスの組成（例え
ば、スラブ形成剤、アーク安定剤、ガス発生剤の
種類や配合率等）、溶接条件等の影響を受けるの
で一律に決めることはできないが、実用範囲では
第１表に示すとおりである。
【表】
また、必要な各成分のうち、Ｃ、Si、Mn、
Ni、Cr及びMoについては、主にコスト面での優
劣より専らソリツドワイヤから添加するのが良い
が、Al、Ti、Nb及びＶについては、溶接金属で
の含有量が同一であればその効果は同じであり、
ソリツドワイヤ及び焼結型フラツクスのいずれか
ら添加しても良いものとした。 （作用） 次に本発明における各構成要素の作用について
述べる。 まず、ソリツドワイヤにおける化学成分の限
定理由を説明する。 Ｃ：0.06〜0.13％ Ｃは溶接金属の焼入れ性を高め、常温強度及
び高温強度並びに靭性を確保するために必要な
元素であり、そのためには0.06％以上が必要で
ある。しかし、0.13％を越えると室温強度が高
くなり過ぎ、靭性を低下すると共に、耐割れ性
を劣化する。したがつて、ワイヤ中のＣ量は
0.06〜0.13％の範囲とする。 Si≦0.30％ Siは脱酸作用があり、また溶接金属のなじみ
を改善する元素であるが、0.30％を越えると溶
接金属の靭性を劣化するので、ワイヤ中のSi量
は0.30％以下とする。 Mn：0.20〜1.20％ Mnは脱酸作用があると共に溶接金属の靭性
を改善する効果があり、そのためには0.20％以
上が必要である。しかし、1.20％を越えるとク
リープ強度を低下する。したがつて、ワイヤ中
のMn量は0.20〜1.20％の範囲とする。 Cr：2.00〜3.50％、Mo：0.90〜1.30％ Cr及びMoは2.25〜３％Cr−１％Mo鋼の基
本構成元素であるので、本発明でも、ワイヤ中
に所定量のCr及びMoを必要とし、それぞれの
量は、Cr：2.00〜3.50％及びMo：0.90〜1.20％
の範囲とした。なお、Crが2.00％未満、Moが
0.90％未満においても同様に本発明の効果は認
められるが、通常これらの鋼種は高温では使用
されないため、また、Crが3.50％超のものにつ
いてはコストの面から適用されないため、本発
明ではそれらの範囲は除外することとした。 Ni≦0.20％ Niは靭性を改善する効果があるが、0.20％を
越えると、常温強度が高くなり過ぎて溶接金属
と耐割れ性が劣化する。またクリープ強度アツ
プに対しての効果が薄い。したがつて、ワイヤ
中のNi量は0.20％以下とする。 Ｏ≦0.015％ Ｏは溶接金属の靭性の良否に大きく影響し、
溶接金属中のＯ量は使用するとワイヤとフラツ
クスの組合せの種類により左右される。本発明
では、ワイヤ中のＯ量を0.015％以下とし、こ
のようなソリツドワイヤと特定の組成を有する
焼結型フラツクスとを採用することにより、溶
接金属においてＯ≦0.030％が可能となり、良
好な靭性を有する溶接金属を得ることができ
る。 Pc（溶接金属中）：2.2〜3.5 更に、本発明では、溶接金属において以下に
示す炭化物生成元素と炭素の比（パラメータ：
Pc）を特定の数値にコンロトールすることに
より、溶接金属の必要以上の常温強度の増加を
抑えて、靭性を確保した上で、クリープ強度が
向上することが可能であることを見い出した。 すなわち、そのためには、Pcを2.2〜3.5の範
囲にコントロールすることが必要である。 Pcが2.2未満ではクリープ強度が低過ぎ、逆
に3.5を越えると常温強度が高くなり過ぎて靭
性が劣化する。なお、Pcは次式の如く定義さ
れる比である。 Pc＝６×〔Cr〕A＋６×〔Mo〕A＋13×〔Nb
〕A＋24〔Ｖ〕A／100×〔Ｃ〕 但し、 〔Cr〕A＝〔Cr〕W×WCr 〔Mo〕A＝〔Mo〕W×WMp 〔Ｃ〕A＝〔Ｃ〕W×WC したがつて、本発明では、必要に応じて、
Pcが2.2〜3.5の範囲となるように、ワイヤ中の
前記Ｃ、Cr、Mo量の範囲内で且つ成分歩留係
数を考慮して、ワイヤ中のそれらの含有量を規
制するのが好ましい。 次に、ワイヤ及び／又はフラツクス中の特定
成分の限定理由を説明する。 Nb（溶接金属中）：0.005〜0.035％ Nbは少量の添加により、溶接金属の強度
（常温強度、高温強度、クリープ強度）を高め
る効果があり、そのためには、溶接金属中に
0.005％以上が必要である。しかし、0.035％を
越えると常温強度が高くなり過ぎて、靭性を著
しく劣化する。したがつて、Nbは、溶接金属
中のNb量が0.005〜0.35％の範囲となるように、
ワイヤ及びフラツクスからの成分歩留係数を考
慮して、ワイヤ及びフラツクスの少なくとも一
方に含有させる。 Ｖ（溶接金属中）：0.10〜0.50％ ＶもNbと同様に、溶接金属の強度（常温強
度、高温強度、クリープ強度）を高める効果が
あり、そのためには、溶接金属中に0.10％以上
が必要である。しかし、0.50％を越えると、常
温強度が高くなり過ぎて、靭性を著しく劣化す
る。したがつて、Ｖは、溶接金属中のＶ量が
0.10〜0.50％の範囲となるように、ワイヤ及び
フラツクスからの成分歩留係数を考慮して、ワ
イヤ及びフラツクスの少なくとも一方に含有さ
せる。 Al及び／又はTi（溶接金属中）：0.01〜0.06％ Al及びTiはいずれも脱酸作用があり、また
結晶粒を微細化して靭性を改善する効果があ
り、そのためには、溶接金属中のAl、Tiの１
種又は２種が0.01％以上必要である。しかし、
0.06％を越えると、常温強度が高くなり過ぎ
て、却つて靭性を劣化する。したがつて、Al
とTiは、溶接金属中のAl及びTiの１種又は２
種の量が0.10〜0.06％の範囲となるように、ワ
イヤ及びフラツクスからの成分歩留係数を考慮
して、ワイヤ及びフラツクスの少なくとも一方
に含有させる。 Co（溶接金属中）：0.02〜0.06％ Coを含有させると、溶接金属の常温強度、
高温強度に余り影響を与えずにクリープ強度を
高める効果がある。しかし、溶接金属中のCo
量が0.60％を越えると靭性が劣化してしまう。
したがつて、本発明では、必要に応じて、溶接
金属中のCo量が0.02〜0.60％の範囲となるよう
に、ワイヤ及びフラツクスの少なくとも一方に
Coを含有させることができる。 次に、焼結型フラツクスのスラグ生成剤等の
限定理由を説明する。 SiO2：７〜20％ SiO2はスラグの流動性を高め、溶接ビード
形状を改善する効果があり、そのためには７％
以上が必要である。しかし、20％を越えるとス
ラグの塩基度が低下し、溶接金属の靭性、耐割
れ性を劣化する。したがつて、フラツクス中の
SiO2量は７〜20％の範囲とする。 MgO及び／又はCaF2：35〜65％ MgO、CaF2はいずれもスラグの流動性を高
め、ビード形状を改善すると共に、スラグの塩
基度を高め、溶接金属の靭性を改善する効果が
ある。そのためにはMgO及びCaF2の１種又は
２種で35％以上が必要であるが、65％を越える
とアーク安定性が劣化すると共にスラグの剥離
性が著しく劣化する。したがつて、フラツクス
中におけるMgOとCaF2の１種又は２種の量は
35〜65％の範囲とする。 なお、MgOとしては、MgCO3の分解により
生じるMgO換算値も含むものである。また、
CaF2の代わりに他の金属フツ化物（BaF2、
Na3AlF6、MgF2、NaFなど）も同様の効果が
あることを確認している。 金属炭酸塩（CO2換算）：１〜５％ 金属炭酸塩によるCO2は溶接金属の水素量を
低減し、耐割れ性を改善する効果があり、その
ためには、金属炭酸塩をCO2換算で１％以上が
必要である。しかし、５％を越えると溶接金属
の酸素量が増大し、靭性が劣化すると共に、ビ
ード表面にポツクマークが発生し易くなる。し
たがつて、金属炭酸塩はCO2換算で１〜５％の
範囲とする。 なお、CO2の供給源としては、CaCO3、
BaCO3、MgCO3などの金属炭酸塩が挙げられ
るが、CO2換算値が同じであれば、いずれも同
様の効果を有する。 塩基度Ｂ：2.5〜4.0 本発明においては、使用する焼結型フラツク
スにおいて前記成分の数値を限定するばかりで
はなく、以下の(1)式で示される塩基度Ｂを2.5
〜4.0にすることが必要である。 Ｂ＝〔（％CaF2）＋（％CaO）＋（％MgO）＋（
％BaO）＋（％SrO）＋（％Na2O） ＋（％K2O）＋（％Li2O）＋0.5×｛（％Mn
O）＋（％FeO）｝〕 ÷〔（％SiO2）＋0.5×｛（％Al2O3）＋（
％TiO2）＋（％ZrO2）｝〕……(1) しかし、Ｂが2.5未満では溶接金属の酸素量
が増大し、靭性が劣化すると共に耐高温割れ性
が劣化する。また、4.0を越えるとアークが不
安定になると共にビード形状が劣化するので好
ましくない。なお、(1)式の計算においては、
CaCO3、MgCO3、BaCO3などの金属炭酸塩の
分解により生じるCaO、MgO、BaOなどの酸
化物換算値も含まれる。 なお、本発明法において対象とするNb、Ｖ含
有高強度Cr−Mo鋼は、Cr：2.00〜3.25％及び
Mo：0.90〜1.10％を含有し、更にNbとＶの１種
又は２種を適宜の量で添加した鋼である。勿論、
サブマージアーク溶接条件は特に制限されない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 第２表に示す化学成分を有するワイヤと第３表
に示す組成のフラツクスを組合せて、第４表に示
す化学成分を有する母材の２電極サブマージアー
ク溶接による多層溶接（積層法：２パス／１層）
を行つた。 なお、開先形状は第１図に示すとおりであり、
また溶接条件は、先行極：550A（AC電源）−31V
−60cm／min、後行極：550A（AC電源）−33V−
60cm／min、予熱パス間温度：200〜250℃であ
る。 第６表は、ワイヤとフラツクスを第５表に示す
ように組合せて溶接した場合の溶接作業性、溶接
金属の耐割れ性及び機械性能について調査した結
果を示している。その時の溶接金属の化学成分を
第５表に併記する。なお、機械性能の評価のため
の試験は第７表に示す要領にて行つた。 第６表において、テストNo.１〜No.５は本発明例
であり、溶接作業性、溶接金属の耐割れ性及び機
械性能のいずれも良好な結果を示している。 これに対して、テストNo.６〜No.12は本発明の構
成要件のうちの少なくともいずれかを満足しない
比較例であり、以下のように考察される。 No.６はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Ｃが低過ぎ、Si、、Pcが高過
ぎる）ために、溶接金属の靭性が劣化している。 No.７はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Nb、Ｖが低過ぎ、Mnが高過ぎ
る）ために、溶接金属のクリープ破断強度が低
い。 No.８はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Ｃ、Ni、Al＋Tiが高過ぎ、Pcが
低過ぎる）ために、溶接金属の常温強度が高くな
り、耐割れ性及び靭性が劣化すると共に、クリー
プ破断強度が低い。 No.９はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Mn、Al＋Tiが低過ぎ、Nb、Ｖ、
Co、Pcが高過ぎる）ために、溶接金属の常温強
度が高くなり過ぎて、靭性が劣化している。 No.10はフラツクス組成が本発明の要件からはず
れる（SiO2が低過ぎ、MgO＋CaF2、塩基度Ｂが
高過ぎる）ために、溶接作業性が劣化している。 No.11はフラツクス組成が本発明の要件からはず
れる（CO2が高過ぎ、MgO＋CaF2、Pcが低過ぎ
る）ために、溶接作業性、溶接金属の耐割れ性が
劣化すると共に、溶接金属の酸素量が増大し、靭
性が劣化している。 No.12はフラツクス組成が本発明の要件からはず
れる（SiO2が高過ぎ、CO2が低過ぎる）ために、
溶接金属の耐割れ性が劣化すると共に、靭性が劣
化している。
Ni、Cr及びMoについては、主にコスト面での優
劣より専らソリツドワイヤから添加するのが良い
が、Al、Ti、Nb及びＶについては、溶接金属で
の含有量が同一であればその効果は同じであり、
ソリツドワイヤ及び焼結型フラツクスのいずれか
ら添加しても良いものとした。 （作用） 次に本発明における各構成要素の作用について
述べる。 まず、ソリツドワイヤにおける化学成分の限
定理由を説明する。 Ｃ：0.06〜0.13％ Ｃは溶接金属の焼入れ性を高め、常温強度及
び高温強度並びに靭性を確保するために必要な
元素であり、そのためには0.06％以上が必要で
ある。しかし、0.13％を越えると室温強度が高
くなり過ぎ、靭性を低下すると共に、耐割れ性
を劣化する。したがつて、ワイヤ中のＣ量は
0.06〜0.13％の範囲とする。 Si≦0.30％ Siは脱酸作用があり、また溶接金属のなじみ
を改善する元素であるが、0.30％を越えると溶
接金属の靭性を劣化するので、ワイヤ中のSi量
は0.30％以下とする。 Mn：0.20〜1.20％ Mnは脱酸作用があると共に溶接金属の靭性
を改善する効果があり、そのためには0.20％以
上が必要である。しかし、1.20％を越えるとク
リープ強度を低下する。したがつて、ワイヤ中
のMn量は0.20〜1.20％の範囲とする。 Cr：2.00〜3.50％、Mo：0.90〜1.30％ Cr及びMoは2.25〜３％Cr−１％Mo鋼の基
本構成元素であるので、本発明でも、ワイヤ中
に所定量のCr及びMoを必要とし、それぞれの
量は、Cr：2.00〜3.50％及びMo：0.90〜1.20％
の範囲とした。なお、Crが2.00％未満、Moが
0.90％未満においても同様に本発明の効果は認
められるが、通常これらの鋼種は高温では使用
されないため、また、Crが3.50％超のものにつ
いてはコストの面から適用されないため、本発
明ではそれらの範囲は除外することとした。 Ni≦0.20％ Niは靭性を改善する効果があるが、0.20％を
越えると、常温強度が高くなり過ぎて溶接金属
と耐割れ性が劣化する。またクリープ強度アツ
プに対しての効果が薄い。したがつて、ワイヤ
中のNi量は0.20％以下とする。 Ｏ≦0.015％ Ｏは溶接金属の靭性の良否に大きく影響し、
溶接金属中のＯ量は使用するとワイヤとフラツ
クスの組合せの種類により左右される。本発明
では、ワイヤ中のＯ量を0.015％以下とし、こ
のようなソリツドワイヤと特定の組成を有する
焼結型フラツクスとを採用することにより、溶
接金属においてＯ≦0.030％が可能となり、良
好な靭性を有する溶接金属を得ることができ
る。 Pc（溶接金属中）：2.2〜3.5 更に、本発明では、溶接金属において以下に
示す炭化物生成元素と炭素の比（パラメータ：
Pc）を特定の数値にコンロトールすることに
より、溶接金属の必要以上の常温強度の増加を
抑えて、靭性を確保した上で、クリープ強度が
向上することが可能であることを見い出した。 すなわち、そのためには、Pcを2.2〜3.5の範
囲にコントロールすることが必要である。 Pcが2.2未満ではクリープ強度が低過ぎ、逆
に3.5を越えると常温強度が高くなり過ぎて靭
性が劣化する。なお、Pcは次式の如く定義さ
れる比である。 Pc＝６×〔Cr〕A＋６×〔Mo〕A＋13×〔Nb
〕A＋24〔Ｖ〕A／100×〔Ｃ〕 但し、 〔Cr〕A＝〔Cr〕W×WCr 〔Mo〕A＝〔Mo〕W×WMp 〔Ｃ〕A＝〔Ｃ〕W×WC したがつて、本発明では、必要に応じて、
Pcが2.2〜3.5の範囲となるように、ワイヤ中の
前記Ｃ、Cr、Mo量の範囲内で且つ成分歩留係
数を考慮して、ワイヤ中のそれらの含有量を規
制するのが好ましい。 次に、ワイヤ及び／又はフラツクス中の特定
成分の限定理由を説明する。 Nb（溶接金属中）：0.005〜0.035％ Nbは少量の添加により、溶接金属の強度
（常温強度、高温強度、クリープ強度）を高め
る効果があり、そのためには、溶接金属中に
0.005％以上が必要である。しかし、0.035％を
越えると常温強度が高くなり過ぎて、靭性を著
しく劣化する。したがつて、Nbは、溶接金属
中のNb量が0.005〜0.35％の範囲となるように、
ワイヤ及びフラツクスからの成分歩留係数を考
慮して、ワイヤ及びフラツクスの少なくとも一
方に含有させる。 Ｖ（溶接金属中）：0.10〜0.50％ ＶもNbと同様に、溶接金属の強度（常温強
度、高温強度、クリープ強度）を高める効果が
あり、そのためには、溶接金属中に0.10％以上
が必要である。しかし、0.50％を越えると、常
温強度が高くなり過ぎて、靭性を著しく劣化す
る。したがつて、Ｖは、溶接金属中のＶ量が
0.10〜0.50％の範囲となるように、ワイヤ及び
フラツクスからの成分歩留係数を考慮して、ワ
イヤ及びフラツクスの少なくとも一方に含有さ
せる。 Al及び／又はTi（溶接金属中）：0.01〜0.06％ Al及びTiはいずれも脱酸作用があり、また
結晶粒を微細化して靭性を改善する効果があ
り、そのためには、溶接金属中のAl、Tiの１
種又は２種が0.01％以上必要である。しかし、
0.06％を越えると、常温強度が高くなり過ぎ
て、却つて靭性を劣化する。したがつて、Al
とTiは、溶接金属中のAl及びTiの１種又は２
種の量が0.10〜0.06％の範囲となるように、ワ
イヤ及びフラツクスからの成分歩留係数を考慮
して、ワイヤ及びフラツクスの少なくとも一方
に含有させる。 Co（溶接金属中）：0.02〜0.06％ Coを含有させると、溶接金属の常温強度、
高温強度に余り影響を与えずにクリープ強度を
高める効果がある。しかし、溶接金属中のCo
量が0.60％を越えると靭性が劣化してしまう。
したがつて、本発明では、必要に応じて、溶接
金属中のCo量が0.02〜0.60％の範囲となるよう
に、ワイヤ及びフラツクスの少なくとも一方に
Coを含有させることができる。 次に、焼結型フラツクスのスラグ生成剤等の
限定理由を説明する。 SiO2：７〜20％ SiO2はスラグの流動性を高め、溶接ビード
形状を改善する効果があり、そのためには７％
以上が必要である。しかし、20％を越えるとス
ラグの塩基度が低下し、溶接金属の靭性、耐割
れ性を劣化する。したがつて、フラツクス中の
SiO2量は７〜20％の範囲とする。 MgO及び／又はCaF2：35〜65％ MgO、CaF2はいずれもスラグの流動性を高
め、ビード形状を改善すると共に、スラグの塩
基度を高め、溶接金属の靭性を改善する効果が
ある。そのためにはMgO及びCaF2の１種又は
２種で35％以上が必要であるが、65％を越える
とアーク安定性が劣化すると共にスラグの剥離
性が著しく劣化する。したがつて、フラツクス
中におけるMgOとCaF2の１種又は２種の量は
35〜65％の範囲とする。 なお、MgOとしては、MgCO3の分解により
生じるMgO換算値も含むものである。また、
CaF2の代わりに他の金属フツ化物（BaF2、
Na3AlF6、MgF2、NaFなど）も同様の効果が
あることを確認している。 金属炭酸塩（CO2換算）：１〜５％ 金属炭酸塩によるCO2は溶接金属の水素量を
低減し、耐割れ性を改善する効果があり、その
ためには、金属炭酸塩をCO2換算で１％以上が
必要である。しかし、５％を越えると溶接金属
の酸素量が増大し、靭性が劣化すると共に、ビ
ード表面にポツクマークが発生し易くなる。し
たがつて、金属炭酸塩はCO2換算で１〜５％の
範囲とする。 なお、CO2の供給源としては、CaCO3、
BaCO3、MgCO3などの金属炭酸塩が挙げられ
るが、CO2換算値が同じであれば、いずれも同
様の効果を有する。 塩基度Ｂ：2.5〜4.0 本発明においては、使用する焼結型フラツク
スにおいて前記成分の数値を限定するばかりで
はなく、以下の(1)式で示される塩基度Ｂを2.5
〜4.0にすることが必要である。 Ｂ＝〔（％CaF2）＋（％CaO）＋（％MgO）＋（
％BaO）＋（％SrO）＋（％Na2O） ＋（％K2O）＋（％Li2O）＋0.5×｛（％Mn
O）＋（％FeO）｝〕 ÷〔（％SiO2）＋0.5×｛（％Al2O3）＋（
％TiO2）＋（％ZrO2）｝〕……(1) しかし、Ｂが2.5未満では溶接金属の酸素量
が増大し、靭性が劣化すると共に耐高温割れ性
が劣化する。また、4.0を越えるとアークが不
安定になると共にビード形状が劣化するので好
ましくない。なお、(1)式の計算においては、
CaCO3、MgCO3、BaCO3などの金属炭酸塩の
分解により生じるCaO、MgO、BaOなどの酸
化物換算値も含まれる。 なお、本発明法において対象とするNb、Ｖ含
有高強度Cr−Mo鋼は、Cr：2.00〜3.25％及び
Mo：0.90〜1.10％を含有し、更にNbとＶの１種
又は２種を適宜の量で添加した鋼である。勿論、
サブマージアーク溶接条件は特に制限されない。 （実施例） 次に本発明の実施例を示す。 実施例 １ 第２表に示す化学成分を有するワイヤと第３表
に示す組成のフラツクスを組合せて、第４表に示
す化学成分を有する母材の２電極サブマージアー
ク溶接による多層溶接（積層法：２パス／１層）
を行つた。 なお、開先形状は第１図に示すとおりであり、
また溶接条件は、先行極：550A（AC電源）−31V
−60cm／min、後行極：550A（AC電源）−33V−
60cm／min、予熱パス間温度：200〜250℃であ
る。 第６表は、ワイヤとフラツクスを第５表に示す
ように組合せて溶接した場合の溶接作業性、溶接
金属の耐割れ性及び機械性能について調査した結
果を示している。その時の溶接金属の化学成分を
第５表に併記する。なお、機械性能の評価のため
の試験は第７表に示す要領にて行つた。 第６表において、テストNo.１〜No.５は本発明例
であり、溶接作業性、溶接金属の耐割れ性及び機
械性能のいずれも良好な結果を示している。 これに対して、テストNo.６〜No.12は本発明の構
成要件のうちの少なくともいずれかを満足しない
比較例であり、以下のように考察される。 No.６はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Ｃが低過ぎ、Si、、Pcが高過
ぎる）ために、溶接金属の靭性が劣化している。 No.７はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Nb、Ｖが低過ぎ、Mnが高過ぎ
る）ために、溶接金属のクリープ破断強度が低
い。 No.８はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Ｃ、Ni、Al＋Tiが高過ぎ、Pcが
低過ぎる）ために、溶接金属の常温強度が高くな
り、耐割れ性及び靭性が劣化すると共に、クリー
プ破断強度が低い。 No.９はワイヤ及び溶接金属組成が本発明の要件
からはずれる（Mn、Al＋Tiが低過ぎ、Nb、Ｖ、
Co、Pcが高過ぎる）ために、溶接金属の常温強
度が高くなり過ぎて、靭性が劣化している。 No.10はフラツクス組成が本発明の要件からはず
れる（SiO2が低過ぎ、MgO＋CaF2、塩基度Ｂが
高過ぎる）ために、溶接作業性が劣化している。 No.11はフラツクス組成が本発明の要件からはず
れる（CO2が高過ぎ、MgO＋CaF2、Pcが低過ぎ
る）ために、溶接作業性、溶接金属の耐割れ性が
劣化すると共に、溶接金属の酸素量が増大し、靭
性が劣化している。 No.12はフラツクス組成が本発明の要件からはず
れる（SiO2が高過ぎ、CO2が低過ぎる）ために、
溶接金属の耐割れ性が劣化すると共に、靭性が劣
化している。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
る。
(注１) 6×(％Cr)＋6×(％Mo)＋13×(％Nb)＋
24×(％V)
Pc＝
(注１) 6×(％Cr)＋6×(％Mo)＋13×(％Nb)＋
24×(％V)
Pc＝
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で（以下、同じ）、Cr：2.00〜3.25％
とMo：0.90〜1.10％を含有し、且つNb及びＶの
１種又は２種を含有する高強度2.25〜３％Cr−１
％Mo鋼を、ソリツドワイヤと焼結型フラツクス
を用いてサブマージアーク溶接するに当り、前記
ソリツドワイヤはＣ：0.06〜0.13％、Mn：0.20〜
1.20％、Cr：2.00〜3.50％及びMo：0.90〜1.20％
を必須成分として含有し、且つSi≦0.30％、Ni≦
0.20％、Ｏ≦0.015％としたものであり、また前
記焼結型フラツクスはSiO2：７〜20％と、MgO
及びCaF2の１種又は２種：35〜65％と、金属炭
酸塩（CO2換算）：１〜５％を必須成分として含
有し、且つ次式(1)で示される塩基度Ｂが2.5〜4.0
であると共に、 Ｂ＝〔（％CaF2）＋（％CaO）＋（％MgO）＋（
％BaO）＋（％SrO）＋（％Na2O） ＋（％K2O）＋（％Li2O）＋0.5×｛（％Mn
O）＋（％FeO）｝〕÷〔（％SiO2）＋0.5 ×｛（％Al2O3）＋（％TiO2）＋（％ZrO2
）｝〕……(1) 前記ソリツドワイヤ及び焼結型フラツクスの少
なくとも一方には、Al及びTiの１種又は２種と
Nb及びＶを下記式(2)〜(4)を満足するように含有
させることを特徴とする高強度Cr−Mo鋼のサブ
マージアーク溶接方法。 記 〔Al〕A＋〔Ti〕A＝｛〔Al〕W×WAl＋〔Al
〕F×FAl｝＋｛〔Ti〕W ×WTi＋〔Ti〕F×FTi｝＝0.01〜0
.06％……(2) 〔Nb〕A＝〔Nb〕W×WNb＋〔Nb〕F×FNb＝0
.005〜0.035％……(3) 〔Ｖ〕A＝〔Ｖ〕W×WV＋〔Ｖ〕F×FV ＝0.10〜0.50％……(4) 但し、 〔ｘ〕A：溶接金属中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕W：ワイヤ中のｘ成分の重量％ 〔ｘ〕F：フラツクス中のｘ成分の重量％ WX：ワイヤからのｘ成分の歩留係数 FX：フラツクスからのｘ成分の歩留係数 ２ 請求項１に記載のサブマージアーク溶接方法
において、次式(5)で示されるPcが2.2〜3.5である
ことを特徴とする方法。 Pc＝６×〔Cr〕A＋６×〔Mo〕A＋13×
〔Nb〕A＋24〔Ｖ〕A／100×〔Ｃ〕……(5) 但し、 〔Cr〕A＝〔Cr〕W×WCr 〔Mo〕A＝〔Mo〕W×WMp 〔Ｃ〕A＝〔Ｃ〕W×WC ３ 請求項１又は２に記載のサブマージアーク溶
接方法において、ソリツドワイヤ及び焼結型フラ
ツクスの少なくとも一方にCoを次式(6)を満足す
るように含有させることを特徴とする方法。 〔Co〕A＝〔Co〕W×WCp＋〔Co〕F
×FCp＝0.02〜0.06％……(6)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14665388A JPH0284293A (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14665388A JPH0284293A (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0284293A JPH0284293A (ja) | 1990-03-26 |
| JPH0479752B2 true JPH0479752B2 (ja) | 1992-12-16 |
Family
ID=15412591
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14665388A Granted JPH0284293A (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0284293A (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2007185704A (ja) * | 2006-01-16 | 2007-07-26 | Toyota Motor Corp | かしめ装置およびかしめ方法 |
| JP5032940B2 (ja) * | 2007-10-26 | 2012-09-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接金属 |
| JP5611006B2 (ja) * | 2010-11-24 | 2014-10-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接金属及びサブマージアーク溶接方法 |
| JP6097087B2 (ja) * | 2013-02-04 | 2017-03-15 | 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の製造方法 |
| JP6104146B2 (ja) * | 2013-12-13 | 2017-03-29 | 株式会社神戸製鋼所 | サブマージアーク溶接用フラックス及びその製造方法 |
| JP6441100B2 (ja) * | 2015-02-02 | 2018-12-19 | 株式会社神戸製鋼所 | サブマージアーク溶接用フラックス |
| JP2025058858A (ja) * | 2023-09-28 | 2025-04-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼のサブマージアーク溶接用焼成型フラックス及びサブマージアーク溶接方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS594994A (ja) * | 1982-06-30 | 1984-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 耐熱低合金鋼の潜弧溶接方法 |
| JPS5947071A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-03-16 | Kobe Steel Ltd | ＣｒーＭｏ鋼溶接用ソリッドワイヤ |
| JPS5996248A (ja) * | 1982-11-26 | 1984-06-02 | Toshiba Corp | 高中低圧一体型蒸気タ−ビン用ロ−タおよびその製造方法 |
| JPS6171196A (ja) * | 1984-09-13 | 1986-04-12 | Kawasaki Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
| JPS62259695A (ja) * | 1986-05-01 | 1987-11-12 | Nippon Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 |
-
1988
- 1988-06-14 JP JP14665388A patent/JPH0284293A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0284293A (ja) | 1990-03-26 |
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