JPS6111156B2 - - Google Patents
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- JPS6111156B2 JPS6111156B2 JP3833381A JP3833381A JPS6111156B2 JP S6111156 B2 JPS6111156 B2 JP S6111156B2 JP 3833381 A JP3833381 A JP 3833381A JP 3833381 A JP3833381 A JP 3833381A JP S6111156 B2 JPS6111156 B2 JP S6111156B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weld metal
- welding
- stress
- corrosion cracking
- stress corrosion
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
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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
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
Description
本発明は耐硝酸塩応力腐食割れ性に優れた溶接
金属形成方法に係り、特に溶接後の応力除去焼鈍
を実施することなしに溶接金属の硝酸塩応力腐食
割れを防止できる溶接金属形成方法に関する。 近来高炉の高温高圧送風がますます強化される
傾向にあり、そのため熱風炉の燃焼室は勿論、蓄
熱室もこの高温高圧送風に耐えることが要請され
ている。その結果熱風炉の鉄皮も長時間の硝酸
塩、硫酸塩等による腐食と送風圧にも耐える優れ
た耐応力腐食割れ性が要求される。 しかし従来の熱風炉鉄皮は円周方向および垂直
方向の密封溶接部から割れが発生することは勿
論、建設当初の組立施工時の仮付け溶接部跡から
も割れが発生することが往々にしてあり、その対
策に苦慮している現状である。 熱風炉鉄皮の割れの原因は硝酸塩を主とする応
力腐食割れであり、その発生位置は大部分が溶接
継手部である。この割れを防止するために従来次
のような対策がとられて来た。 (イ) 溶接後の応力除去焼鈍。 (ロ) 鉄皮内面への耐熱耐酸塗装。 (ハ) 炉内ガスの露点以上の温度における鉄皮の保
温。 等の対策がとられて来たが、未だ完全に鉄皮の割
れを防止できる状況に至つていない。その原因は
最も効果的と考えられる(イ)の応力除去焼鈍におい
ても割れを防止するに必要な焼鈍条件が確立して
いないことが挙げられる。すなわち、熱風炉鉄皮
の腐食環境、使用条件などに応じて、残留応力お
よび溶接熱影響部の硬さをどの程度低下すれば割
れが発生しないかという問題が未だ十分解明され
ていないことによるものである。しかも鉄皮の割
れは熱風炉の円周方向および垂直方向の密封溶接
部は勿論、熱風炉建設当初における組立施工時の
仮付け溶接部跡からも発生し、たとえ一個所でも
応力除去焼鈍が不充分な個所があれば、そこが割
れ発生点になる可能性があるため、応力除去焼鈍
は極めて広い範囲に、しかも高所で完全に実施し
なければ効果がないという実際作業時の困難性に
よることも大である。 本発明の目的は、硝酸塩応力腐食割れ発生の原
因ならびに、これを防止する従来技術の問題点を
解消して、応力除去焼鈍を実施することなく硝酸
塩応力腐食割れを防止できる効果的な溶接金属形
成方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心線
の化学成分がいずれも重量比にてＣ：0.01〜0.10
％，Si：0.03〜0.50％，Mn：0.20〜0.80％，Ｐ：
0.020〜％以下、Ｓ：0.020％以下、Cr：0.10〜
0.60％、Al：0.001〜0.050％を含み残部がFeおよ
び不可避的不純物より成り、かつ次式で規定され
るWES炭素当量が0.20％以下であり、更に該溶
接金属最終層の各パスの形成における溶接入熱量
を15KJ／cm以上とすることを特徴とする耐硝酸
塩応力腐食割れ性に優れた溶接金属形成方法であ
る。 本発明者らは実際に使用され応力腐食割れを発
生した熱風炉鉄皮の解体調査から、溶接熱影響部
の残留応力は同程度であつても硬化の大きい熱風
炉中周方向の密封溶接部には割れが発生している
が、硬化の小さい垂直方向の密封溶接部には全く
割れが発生していないことを発見した。この結果
から残留応力の程度に応じて割れが発生しない限
界硬さがあることが予想され、種々調査、実験を
繰返して本発明を得たものである。 本発明者らが溶接後応力除去焼鈍を施すことな
く、先に従来対策として挙げた(ロ)、(ハ)の鉄皮内面
への耐熱耐酸塗装および保温対策のみを実施して
５〜７年間操業した多数の熱風炉から多くの鉄皮
試料を採取し、割れの発生状況、残留応力および
溶接部の硬さなどを測定した結果次の如き重要な
知見を得た。 (イ) 鉄皮の密封溶接部の残留応力は最大限20Kg・
／mm2程度であり、送風圧による応力増加は最
大限６Kg・／mm2程度である。従つて熱風炉鉄
皮に生ずる最大応力は、これらの合計の26Kg・
／mm2を最大値とみることができる。 (ロ) 鉄皮の比較的大きな入熱量で溶接された部分
には割れが発生していない。 (ハ) 母材部は割れ発生の発生点にはならない。上
記知見をもとに、熱風炉の実操業時に近い硝酸
塩応力腐食割れに及ぼす残留応力と硬さの影響
を明らかにするために50％NH4NO3溶液を腐食
液として、熱風炉鉄皮として用いられていた
JISG3106 SM41鋼板について、該腐食液の沸
点である110℃を試験温度として応力腐食割れ
試験を行つた。この試験においてNH4NO3溶液
を腐食液とした理由はNH4NO3は熱風炉のドレ
ン中に最も多く存在することと、硝酸塩中で最
も腐食作用が大であることにより熱風炉の実際
環境に近い最も苛酷な腐食条件下を想定したも
のである。また濃度を50％とした理由は腐食作
用は濃度とともに増加するが、50％でほぼ飽和
するので最大腐食条件とみなすことができるか
らである。 供試材の上記SM41鋼板に対しては種々の熱処
理を施して硬さの水準の種々異なる試料を作製
し、応力腐食割れ試験を行つた。この応力腐食割
れ試験は破断時間100時間での臨界付加応力、す
なわち100時間で破断するのに必要な最低付加応
力と硬さとの関係を求めた。 結果は第１図に△印にて示す如くＡ直線として
示すとおりである。 該図面には上記供試材による腐食試験結果と実
際に５〜７年間操業した熱風炉鉄皮の解体時に採
取した多数の鉄皮試料の割れの発生状況、残留応
力および溶接部の硬さを比較のため同時にプロツ
トした。〇印はその残留応力および硬さで割れが
認められなかつたことを示し、×印はその残留応
力および硬さで割れが認められたことを示す。 第１図のＡ直線より明らかな如く、付加応力が
大きくなればなるほど割れの発生を防止するため
には硬さを下げなければならない。しかもＡ直線
に示される供試材の硬さと臨界付加応力の関係
は、実際操業を経た熱風炉の鉄皮試料の調査結果
と極めて一致していることを示している。 先に述べた如く、実際の熱風炉鉄皮に生じてい
る最大応力は、溶接部の残留応力の最大値20Kg・
／mm2と、送風圧による応力の最大値６Kg・／
mm2の合計の約26Kg・／mm2であるので、第１図よ
り明らかな如く割れ防止に必要な限界硬さはHv
にて176である。これから溶接金属の限界硬さを
176とし、溶接金属と炭素当量との関係を求め
た。 一般に炭素当量Ceqの増加に従つて溶接熱影響
部の最高硬さが増加し、これらの炭素当量と限界
硬さの関係は多少のばらつきがあるが、ほぼ直線
的であることが公知であり、溶接構造用圧延鋼材
においてはJIS Ｇ 3106にて規定の如く、次の
WESの炭素当量の式が用いられている。 すなわち Ceq（％）＝Ｃ＋１／６Mn＋１／２４Si＋１／４０Ni＋
１／５Cr＋１／４Mo… (1) 溶接金属にも(1)式に示される炭素当量の考へ方
を適用し、前記Hv＝176の限界硬さから炭素当量
Ceqの限界値が0.20％であることが求められる。 上記本発明者らの供試材SM41鋼板による腐食
試験および実際操業を経て解体された熱風炉鉄皮
試料の調査から、常に硝酸塩応力腐食割れを起さ
ない溶接金属としては炭素当量Ceqが0.20％以下
でなければならないとの結論を得た。本発明にお
いて母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心線の
WES炭素当量を0.20％以下に規定した理由はそ
れらによつて形成される溶接金属のWES炭素当
量を0.20％以下に制御するためである。 次に本発明における母材および溶接ワイヤまた
は溶接棒心線が上記の如く炭素当量Ceqが0.20％
以下の範囲で各成分を限定した理由は次の如くで
ある。 Ｃ： Ｃは溶接金属の強度確保上重要な元素であり、
少くとも0.01％が必要である。しかし0.10％を越
すと溶接金属の溶接硬化性が高くなるので0.01〜
0.10％の範囲に限定した。 Si： Siは溶接金属の脱酸および強度確保上少くとも
0.03％が必要である。しかし0.50％を越えると溶
接金属の靭性が低下するのでその上限を0.50％と
し0.03〜0.50の範囲とした。 Mn： Mnは溶接金属の強度、靭性を確保するために
少くとも0.20％を必要とする。しかし0.80％を越
すと溶接金属の溶接硬化性が過度に高くなるので
0.20〜0.80％の範囲に限定した。 Ｐ，Ｓ： Ｐ，Ｓはいずれも溶接金属の靭性に悪影響を及
ぼす元素であるのでその上限を0.020％とした。 Cr： Crは溶接金属の耐応力腐食割れに不可欠の元
素であつて、硝酸塩応力腐食割れに対する抵抗力
を増加する効果があるが、0.10％未満ではその効
果が現れずまた0.60％を越すと溶接金属の溶接硬
化性を高くする欠点が出るので0.10〜0.60％の範
囲に限定した。 Al： Alは溶接金属の脱酸上最低0.001％は必要なの
で下限を0.001％とし、しかしあまり多くなると
フラツクス中のSiO2を還元して溶接金属中のSiを
増化さすので上限を0.050％とした。 本発明の母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心
線の組成は上記の如く炭素当量Ceq＝0.20％以下
の範囲で前記の如き限定成分を有しており、その
他はFeのほか不可避的不純物を有しているのが
特徴である。 次に溶接金属の最終層の入熱量を15KJ／cm以
上に制限した理由を述べる。最終層は次層の熱影
響による焼もどし効果を受けないので溶接金属の
なかでは最も硬化する。硝酸塩応力腐食割れは熱
風炉内の硬化した溶接金属の最終層から発生しや
すい。溶接金属の最終層は、入熱量が低いと炭素
当量を0.20％以下に規制するだけではHv＝176を
越える懸念があることと、最終層の硬さは可能な
かぎり低いことが望ましいので、炭素当量の制限
とともに最終層の入熱量を15KJ／cm以上に制限
した。 実施例 熱風炉鉄皮用として従来使用されている鋼板と
溶接材料および従来の溶接条件を用いた場合と、
本発明法による溶接を実施した場合について割れ
の有無を比較した。すなわち第２図Ａ，Ｂ，Ｃに
それぞれ平面図、側面図および断面図を示した角
度60度の開先を持つＸ開先継手試験片２０を、第
３図および第４図でそれぞれ示した積層方法によ
り製作した。第３図は被覆アーク溶接の積層方法
を示す断面図であつて、開先内の数字は各層の積
層順序を示し、開先中のNo.７〜９層およびNo.16〜
18層は最終層２２を示す。第４図はサブマージア
ーク溶接の積層方法を示す断面図であり、この場
合の最終層２２はNo.４〜６層およびNo.10〜12層で
ある。 第１表および第２表に示す溶接材料および溶接
条件と第３図および第４図の積層方法によつて作
成した開先継手試験片を用いて、50％NH4NO3溶
液を腐食液とし、温度110℃で1000時間の応力腐
食割れ試験を実施し、第３表にその結果を示し
た。第３表より明らかな如く従来法Ａ，Ｂ，Ｃは
何れも溶接金属に応力腐食割れが発生したが、本
発明法による溶接金属は溶接のままで全く割れを
発生しなかつた。 上記実施例より明らかな如く、熱風炉鉄皮を従
来法によつて溶接すると溶接金属が常に応力腐食
環境下にさらされ、その結果応力腐食割れが発生
することとなり、不慮の事故を惹起する危険性が
金属形成方法に係り、特に溶接後の応力除去焼鈍
を実施することなしに溶接金属の硝酸塩応力腐食
割れを防止できる溶接金属形成方法に関する。 近来高炉の高温高圧送風がますます強化される
傾向にあり、そのため熱風炉の燃焼室は勿論、蓄
熱室もこの高温高圧送風に耐えることが要請され
ている。その結果熱風炉の鉄皮も長時間の硝酸
塩、硫酸塩等による腐食と送風圧にも耐える優れ
た耐応力腐食割れ性が要求される。 しかし従来の熱風炉鉄皮は円周方向および垂直
方向の密封溶接部から割れが発生することは勿
論、建設当初の組立施工時の仮付け溶接部跡から
も割れが発生することが往々にしてあり、その対
策に苦慮している現状である。 熱風炉鉄皮の割れの原因は硝酸塩を主とする応
力腐食割れであり、その発生位置は大部分が溶接
継手部である。この割れを防止するために従来次
のような対策がとられて来た。 (イ) 溶接後の応力除去焼鈍。 (ロ) 鉄皮内面への耐熱耐酸塗装。 (ハ) 炉内ガスの露点以上の温度における鉄皮の保
温。 等の対策がとられて来たが、未だ完全に鉄皮の割
れを防止できる状況に至つていない。その原因は
最も効果的と考えられる(イ)の応力除去焼鈍におい
ても割れを防止するに必要な焼鈍条件が確立して
いないことが挙げられる。すなわち、熱風炉鉄皮
の腐食環境、使用条件などに応じて、残留応力お
よび溶接熱影響部の硬さをどの程度低下すれば割
れが発生しないかという問題が未だ十分解明され
ていないことによるものである。しかも鉄皮の割
れは熱風炉の円周方向および垂直方向の密封溶接
部は勿論、熱風炉建設当初における組立施工時の
仮付け溶接部跡からも発生し、たとえ一個所でも
応力除去焼鈍が不充分な個所があれば、そこが割
れ発生点になる可能性があるため、応力除去焼鈍
は極めて広い範囲に、しかも高所で完全に実施し
なければ効果がないという実際作業時の困難性に
よることも大である。 本発明の目的は、硝酸塩応力腐食割れ発生の原
因ならびに、これを防止する従来技術の問題点を
解消して、応力除去焼鈍を実施することなく硝酸
塩応力腐食割れを防止できる効果的な溶接金属形
成方法を提供するにある。 本発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心線
の化学成分がいずれも重量比にてＣ：0.01〜0.10
％，Si：0.03〜0.50％，Mn：0.20〜0.80％，Ｐ：
0.020〜％以下、Ｓ：0.020％以下、Cr：0.10〜
0.60％、Al：0.001〜0.050％を含み残部がFeおよ
び不可避的不純物より成り、かつ次式で規定され
るWES炭素当量が0.20％以下であり、更に該溶
接金属最終層の各パスの形成における溶接入熱量
を15KJ／cm以上とすることを特徴とする耐硝酸
塩応力腐食割れ性に優れた溶接金属形成方法であ
る。 本発明者らは実際に使用され応力腐食割れを発
生した熱風炉鉄皮の解体調査から、溶接熱影響部
の残留応力は同程度であつても硬化の大きい熱風
炉中周方向の密封溶接部には割れが発生している
が、硬化の小さい垂直方向の密封溶接部には全く
割れが発生していないことを発見した。この結果
から残留応力の程度に応じて割れが発生しない限
界硬さがあることが予想され、種々調査、実験を
繰返して本発明を得たものである。 本発明者らが溶接後応力除去焼鈍を施すことな
く、先に従来対策として挙げた(ロ)、(ハ)の鉄皮内面
への耐熱耐酸塗装および保温対策のみを実施して
５〜７年間操業した多数の熱風炉から多くの鉄皮
試料を採取し、割れの発生状況、残留応力および
溶接部の硬さなどを測定した結果次の如き重要な
知見を得た。 (イ) 鉄皮の密封溶接部の残留応力は最大限20Kg・
／mm2程度であり、送風圧による応力増加は最
大限６Kg・／mm2程度である。従つて熱風炉鉄
皮に生ずる最大応力は、これらの合計の26Kg・
／mm2を最大値とみることができる。 (ロ) 鉄皮の比較的大きな入熱量で溶接された部分
には割れが発生していない。 (ハ) 母材部は割れ発生の発生点にはならない。上
記知見をもとに、熱風炉の実操業時に近い硝酸
塩応力腐食割れに及ぼす残留応力と硬さの影響
を明らかにするために50％NH4NO3溶液を腐食
液として、熱風炉鉄皮として用いられていた
JISG3106 SM41鋼板について、該腐食液の沸
点である110℃を試験温度として応力腐食割れ
試験を行つた。この試験においてNH4NO3溶液
を腐食液とした理由はNH4NO3は熱風炉のドレ
ン中に最も多く存在することと、硝酸塩中で最
も腐食作用が大であることにより熱風炉の実際
環境に近い最も苛酷な腐食条件下を想定したも
のである。また濃度を50％とした理由は腐食作
用は濃度とともに増加するが、50％でほぼ飽和
するので最大腐食条件とみなすことができるか
らである。 供試材の上記SM41鋼板に対しては種々の熱処
理を施して硬さの水準の種々異なる試料を作製
し、応力腐食割れ試験を行つた。この応力腐食割
れ試験は破断時間100時間での臨界付加応力、す
なわち100時間で破断するのに必要な最低付加応
力と硬さとの関係を求めた。 結果は第１図に△印にて示す如くＡ直線として
示すとおりである。 該図面には上記供試材による腐食試験結果と実
際に５〜７年間操業した熱風炉鉄皮の解体時に採
取した多数の鉄皮試料の割れの発生状況、残留応
力および溶接部の硬さを比較のため同時にプロツ
トした。〇印はその残留応力および硬さで割れが
認められなかつたことを示し、×印はその残留応
力および硬さで割れが認められたことを示す。 第１図のＡ直線より明らかな如く、付加応力が
大きくなればなるほど割れの発生を防止するため
には硬さを下げなければならない。しかもＡ直線
に示される供試材の硬さと臨界付加応力の関係
は、実際操業を経た熱風炉の鉄皮試料の調査結果
と極めて一致していることを示している。 先に述べた如く、実際の熱風炉鉄皮に生じてい
る最大応力は、溶接部の残留応力の最大値20Kg・
／mm2と、送風圧による応力の最大値６Kg・／
mm2の合計の約26Kg・／mm2であるので、第１図よ
り明らかな如く割れ防止に必要な限界硬さはHv
にて176である。これから溶接金属の限界硬さを
176とし、溶接金属と炭素当量との関係を求め
た。 一般に炭素当量Ceqの増加に従つて溶接熱影響
部の最高硬さが増加し、これらの炭素当量と限界
硬さの関係は多少のばらつきがあるが、ほぼ直線
的であることが公知であり、溶接構造用圧延鋼材
においてはJIS Ｇ 3106にて規定の如く、次の
WESの炭素当量の式が用いられている。 すなわち Ceq（％）＝Ｃ＋１／６Mn＋１／２４Si＋１／４０Ni＋
１／５Cr＋１／４Mo… (1) 溶接金属にも(1)式に示される炭素当量の考へ方
を適用し、前記Hv＝176の限界硬さから炭素当量
Ceqの限界値が0.20％であることが求められる。 上記本発明者らの供試材SM41鋼板による腐食
試験および実際操業を経て解体された熱風炉鉄皮
試料の調査から、常に硝酸塩応力腐食割れを起さ
ない溶接金属としては炭素当量Ceqが0.20％以下
でなければならないとの結論を得た。本発明にお
いて母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心線の
WES炭素当量を0.20％以下に規定した理由はそ
れらによつて形成される溶接金属のWES炭素当
量を0.20％以下に制御するためである。 次に本発明における母材および溶接ワイヤまた
は溶接棒心線が上記の如く炭素当量Ceqが0.20％
以下の範囲で各成分を限定した理由は次の如くで
ある。 Ｃ： Ｃは溶接金属の強度確保上重要な元素であり、
少くとも0.01％が必要である。しかし0.10％を越
すと溶接金属の溶接硬化性が高くなるので0.01〜
0.10％の範囲に限定した。 Si： Siは溶接金属の脱酸および強度確保上少くとも
0.03％が必要である。しかし0.50％を越えると溶
接金属の靭性が低下するのでその上限を0.50％と
し0.03〜0.50の範囲とした。 Mn： Mnは溶接金属の強度、靭性を確保するために
少くとも0.20％を必要とする。しかし0.80％を越
すと溶接金属の溶接硬化性が過度に高くなるので
0.20〜0.80％の範囲に限定した。 Ｐ，Ｓ： Ｐ，Ｓはいずれも溶接金属の靭性に悪影響を及
ぼす元素であるのでその上限を0.020％とした。 Cr： Crは溶接金属の耐応力腐食割れに不可欠の元
素であつて、硝酸塩応力腐食割れに対する抵抗力
を増加する効果があるが、0.10％未満ではその効
果が現れずまた0.60％を越すと溶接金属の溶接硬
化性を高くする欠点が出るので0.10〜0.60％の範
囲に限定した。 Al： Alは溶接金属の脱酸上最低0.001％は必要なの
で下限を0.001％とし、しかしあまり多くなると
フラツクス中のSiO2を還元して溶接金属中のSiを
増化さすので上限を0.050％とした。 本発明の母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心
線の組成は上記の如く炭素当量Ceq＝0.20％以下
の範囲で前記の如き限定成分を有しており、その
他はFeのほか不可避的不純物を有しているのが
特徴である。 次に溶接金属の最終層の入熱量を15KJ／cm以
上に制限した理由を述べる。最終層は次層の熱影
響による焼もどし効果を受けないので溶接金属の
なかでは最も硬化する。硝酸塩応力腐食割れは熱
風炉内の硬化した溶接金属の最終層から発生しや
すい。溶接金属の最終層は、入熱量が低いと炭素
当量を0.20％以下に規制するだけではHv＝176を
越える懸念があることと、最終層の硬さは可能な
かぎり低いことが望ましいので、炭素当量の制限
とともに最終層の入熱量を15KJ／cm以上に制限
した。 実施例 熱風炉鉄皮用として従来使用されている鋼板と
溶接材料および従来の溶接条件を用いた場合と、
本発明法による溶接を実施した場合について割れ
の有無を比較した。すなわち第２図Ａ，Ｂ，Ｃに
それぞれ平面図、側面図および断面図を示した角
度60度の開先を持つＸ開先継手試験片２０を、第
３図および第４図でそれぞれ示した積層方法によ
り製作した。第３図は被覆アーク溶接の積層方法
を示す断面図であつて、開先内の数字は各層の積
層順序を示し、開先中のNo.７〜９層およびNo.16〜
18層は最終層２２を示す。第４図はサブマージア
ーク溶接の積層方法を示す断面図であり、この場
合の最終層２２はNo.４〜６層およびNo.10〜12層で
ある。 第１表および第２表に示す溶接材料および溶接
条件と第３図および第４図の積層方法によつて作
成した開先継手試験片を用いて、50％NH4NO3溶
液を腐食液とし、温度110℃で1000時間の応力腐
食割れ試験を実施し、第３表にその結果を示し
た。第３表より明らかな如く従来法Ａ，Ｂ，Ｃは
何れも溶接金属に応力腐食割れが発生したが、本
発明法による溶接金属は溶接のままで全く割れを
発生しなかつた。 上記実施例より明らかな如く、熱風炉鉄皮を従
来法によつて溶接すると溶接金属が常に応力腐食
環境下にさらされ、その結果応力腐食割れが発生
することとなり、不慮の事故を惹起する危険性が
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
あつた。本発明の溶接方法は、かかる熱風炉鉄皮
の溶接金属の従来の欠点を解消し、熱風炉鉄皮の
溶接を本発明法の成分に限定し最終層の各パスの
溶接入熱量を15KJ／cm以上として溶接すること
により、溶接のままでなんらの応力除去焼鈍を施
すことなく優れた耐応力腐食割れ性を示し、割れ
の発生を一掃することができ、熱風炉操業を極め
て安全なものとする大きな効果を収めることがで
きた。 本発明溶接法は熱風炉鉄皮として説明したが、
単に熱風炉鉄皮用のみならず硝酸塩により応力腐
食割れを発生するその他の装置にも適用可能であ
る。
の溶接金属の従来の欠点を解消し、熱風炉鉄皮の
溶接を本発明法の成分に限定し最終層の各パスの
溶接入熱量を15KJ／cm以上として溶接すること
により、溶接のままでなんらの応力除去焼鈍を施
すことなく優れた耐応力腐食割れ性を示し、割れ
の発生を一掃することができ、熱風炉操業を極め
て安全なものとする大きな効果を収めることがで
きた。 本発明溶接法は熱風炉鉄皮として説明したが、
単に熱風炉鉄皮用のみならず硝酸塩により応力腐
食割れを発生するその他の装置にも適用可能であ
る。
第１図は本発明を得る基礎となつた硝酸塩応力
腐食割れに及ぼす付加応力または残留応力と硬さ
の影響を示す相関図、第２図Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞ
れＸ開先継手試験片の形状を示す平面図、側面図
および断面図、第３図はＸ開先継手試験片の被覆
アーク溶接の積層方法を示す説明図、第４図はＸ
開先継手試験片のサブマージアーク溶接の積層方
法を示す説明図である。 ２０：Ｘ開先継手試験片、２２：最終層。
腐食割れに及ぼす付加応力または残留応力と硬さ
の影響を示す相関図、第２図Ａ，Ｂ，Ｃはそれぞ
れＸ開先継手試験片の形状を示す平面図、側面図
および断面図、第３図はＸ開先継手試験片の被覆
アーク溶接の積層方法を示す説明図、第４図はＸ
開先継手試験片のサブマージアーク溶接の積層方
法を示す説明図である。 ２０：Ｘ開先継手試験片、２２：最終層。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 母材および溶接ワイヤまたは溶接棒心線の化
学成分がいずれも重量比にてＣ：0.01〜0.10％、
Si：0.03〜0.50％、Mn：0.20〜0.80％、Ｐ：0.02
％以下、Ｓ：0.020％以下、Cr：0.10〜0.60％、
Al：0.001〜0.050％を含み残部がFeおよび不可避
的不純物より成り、かつ次式で規定されるWES
炭素当量が0.20％以下であり、更に溶接金属最終
層の各パスの形成における溶接入熱量を15KJ／
cm以上とすることを特徴とする耐硝酸塩応力腐食
割れ性に優れた溶接金属形成方法。 WES炭素当量＝Ｃ＋１／６Mn＋１／２４Si＋１／４０Ni
＋１／５Cr＋１／４ Mo
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3833381A JPS57152395A (en) | 1981-03-17 | 1981-03-17 | Formation of weld metal of superior nitrate stress corrosion cracking resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3833381A JPS57152395A (en) | 1981-03-17 | 1981-03-17 | Formation of weld metal of superior nitrate stress corrosion cracking resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57152395A JPS57152395A (en) | 1982-09-20 |
| JPS6111156B2 true JPS6111156B2 (ja) | 1986-04-01 |
Family
ID=12522347
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3833381A Granted JPS57152395A (en) | 1981-03-17 | 1981-03-17 | Formation of weld metal of superior nitrate stress corrosion cracking resistance |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57152395A (ja) |
-
1981
- 1981-03-17 JP JP3833381A patent/JPS57152395A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57152395A (en) | 1982-09-20 |
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