JP3165902B2 - 高Cr鋼の溶接方法 - Google Patents
高Cr鋼の溶接方法Info
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する。さらに詳しくは、例えば石油・天然ガスの輸送に
使われるラインパイプ、あるいは貯蔵に使われる容器、
あるいはさらに強度と耐食性が要求される用途において
使用される高Cr鋼を溶接するのに適した、耐食性、強
度および靱性に優れた溶接方法に関する。
潤な炭酸ガスや硫化水素を含有するものが増加してい
る。こうした環境中で、炭素鋼や低合金鋼が著しく腐食
することは周知の事実である。そして、かかる腐食性の
石油・天然ガスの輸送に際しての鋼管の防食対策として
は、腐食抑制剤の添加が従来から一般的であった。しか
し、腐食抑制剤は、海洋油井では添加・回収処理に要す
る費用が膨大なものとなり、また海洋汚染の問題もあっ
て使用が困難になりつつある。そこで、腐食抑制剤を添
加する必要がない耐食材料に対するニーズが最近大きく
なっている。
等で優れた耐食性を有し、溶接性にも優れる鋼あるいは
鋼管が多く提案されている。これらは炭酸ガス含有環境
での耐食性を得るために11〜15%程度のCrを含有
し、溶接性を改善する目的でCを低減し、強度と靱性を
確保するために焼入−焼戻熱処理を施して、組織を焼戻
マルテンサイトとするのが一般的である。例えば、特開
平4−99154号公報および特開平4−99155号
公報には、CおよびNを低減し、置換型オーステナイト
安定化元素を添加した溶接性の優れたラインパイプ用高
Cr鋼が記載されている。
によって接続あるいは製造されるものであるが、上記の
ような溶接性の優れた高Cr鋼に適した溶接材料あるい
は溶接方法が従来無かった。「NKK技報」、1989
年発行、第129号、第15〜22頁には、AISI4
10鋼をUOE鋼管として製造し、Niを添加した共金
系材料を用いてTIG溶接継手(ラインパイプの現地円
周溶接相当)を作成した例が報告されている。しかし、
この報告にもみられるように、高Cr鋼の共金系材料
は、Niを多量に含有したとしても、溶接金属の硬さが
非常に硬くなる。この場合、使用環境において、微量の
硫化水素が混入すると溶接金属に応力腐食割れを発生す
る恐れがある難点があった。また、溶接後に焼戻熱処理
を施して、溶接金属の硬さを低減することは可能ではあ
るが、高Cr鋼の場合には、熱処理温度と時間として例
えば620℃×1時間といった非常に高温かつ長時間の
熱処理が必要である。ラインパイプの敷設現場でこうし
た熱処理を施すこと、巨大な圧力容器の溶接部あるいは
全体にこうした熱処理を施すこと等は実際には極めて困
難であり、かつ膨大な費用と時間を要する。また、ティ
グ(タングステンイナートガス)溶接は溶接速度が遅
く、かつ1パスでの溶接金属量が少ないので、構造物の
溶接に適用すると施工コストが非常に高くなる難点もあ
る。従って、高Cr鋼を共金系あるいはマルテンサイト
系ステンレス鋼溶接材料を用いて溶接することは、施工
上は困難である。
容易であるし、溶接金属の溶接後熱処理は不要である。
しかし、低合金鋼は炭酸ガス含有環境における耐食性が
乏しく、耐食性の優れた高Cr鋼母材に耐食性の劣る低
合金鋼溶接金属が接触していると、溶接部が選択的に腐
食されるために、構造物の安全上、極めて危険であり、
採用することはできない。
イト系ステンレス鋼や、Ni基超合金を溶接材料とすれ
ば、溶接部の選択腐食は発生せず、溶接金属の硬さが低
く、溶接金属の靱性を確保することができる。しかし、
オーステナイト系ステンレス鋼やNi基超合金は、その
結晶構造上、強度が低いという問題点がある。一般的に
は、これらの材料の降伏強度は300〜400N/mm
2 程度しかない。降伏強度が551N/mm2 以上にも
なる高Cr鋼母材を強度が非常に低い溶接金属で溶接す
ると、外部応力が負荷された場合に溶接金属が集中的に
変形し、破壊に至る恐れがある(アンダーマッチングと
いう)。従って、オーステナイト系ステンレス鋼や高N
i合金を溶接材料として高Cr鋼を溶接することにも大
きな困難があった。
接金属の強度が母材よりも低いアンダーマッチングは嫌
われる場合が多く、溶接金属の強度が母材よりも高い方
が好ましい場合も多い。母材の強度が一定であるとする
と、溶接金属の強度を高めることが必要である。この場
合、強化手段は耐食性や靱性などの他の特性を著しく低
下させるものであってはならない。
に鑑み、炭酸ガス含有環境等で優れた耐食性を有し、溶
接部の靱性、強度にも優れた高Cr鋼の溶接方法を提供
することを目的としている。
通りである。
〜18.0%を含有し、ミクロ組織が実質的にマルテン
サイト単相あるいはマルテンサイトを主体として一部フ
ェライトを含む高Cr鋼の溶接方法において、重量%
で、 C : 0.03%超0.12%以下、 Si: 0.01 〜 1.0%、 Mn: 0.02 〜 3.0%、 Cr:18.0 〜 28.0%、 Ni: 5.0 〜 10.0%、 Mo+0.5W: 1.0 〜 5.0%、 Al: 0.005〜 0.5% を含有し、Pを0.03%以下、Sを0.01%以下、
Nを0.03%以下に低減し、残部Feおよび不可避不
純物からなる溶接材料を用いてアーク溶接し、かつ溶接
金属のミクロ組織をオーステナイトとフェライトの2相
組織とし、オーステナイト分率を30〜70%とするこ
とを特徴とする高Cr鋼の溶接方法である。
溶接材料が付加成分としてさらに、重量%で、 Cu:3%以下を含有する高Cr鋼の溶接方法である。
発明において、溶接材料が付加成分としてさらに、重量
%で、Nb、V、Ti、Zr、Taの1種または2種以
上の合計含有量で1.0%以下を含有する高Cr鋼の溶
接方法である。
範囲を限定した理由を述べる。なお、%は特に明記しな
い限り重量%を意味する。
せる元素として、またオーステナイト生成元素として添
加する。Cの添加量が0.03%以下では溶接金属の強
度が不足し、アンダーマッチングになりやすい。CはC
r炭化物を生成して耐食性を低下させる元素ではある
が、C量が0.12%以下であればC添加による耐食性
の低下はさほど大きくはなく、母材である高Cr鋼のそ
れを下回ることはない。しかし、C含有量が0.12%
を超えると溶接金属の耐食性と靱性が低下するので、上
限は0.12%とする。
化元素として有効であるが、含有量が0.01%未満で
はその脱酸効果が充分ではなく、1.0%を超えて含有
させても、その効果は飽和するばかりか、衝撃靱性を低
下させるので、Siの含有量は0.01〜1.0%に限
定する。
要で、また溶接金属の組織を調整するためのオーステナ
イト生成元素としても重要であって、0.02%以上を
含有させる必要がある。しかし、3.0%を超えて含有
させても、その効果はもはや飽和するばかりか、過剰に
Mnを含有させることは、材料の製造時に困難を生ずる
ので、上限含有量は3.0%とする。
確保するために18.0%以上を含有させることが必要
であるが、28.0%を超えて含有させると、溶接金属
の組織を調整するためにオーステナイト生成元素として
多量の合金元素を添加しなければならず、これはコスト
をいたずらに上昇させるばかりである。従って、Crの
含有量は18.0〜28.0%とする。
テナイトを安定に生成させ、靱性と耐食性を確保する元
素として重要である。その含有量が5.0%未満では衝
撃靱性が不充分であり、またオーステナイト分率を確保
することが困難になる。Niの含有量が10.0%を超
えると、オーステナイト分率が過大になって溶接金属の
強度が低下する恐れがあるのに対して、衝撃靱性を向上
させる効果はもはや飽和する。従って、Niの含有量は
5.0〜10.0%とする。
属の耐食性と高強度を確保するために添加する。含有量
が同じである場合に、Wの効果はMoの効果の1/2で
あるので、両者を合計した効果はMo+0.5Wで表わ
される。そして、Mo+0.5Wが1.0%未満では、
溶接金属の耐食性と強度が充分ではなく、5.0%を超
えると、溶接金属のフェライトとオーステナイトの分率
を適正に保つのが困難になるか、オーステナイト分率を
30〜70%とするためにオーステナイト生成元素を過
大に添加しなければならなくなる。従って、Mo+0.
5Wの値は1.0〜5.0%とする。なお、MoとWは
いずれか一方を単独に添加しても、両者を複合して添加
しても、Mo+0.5Wで表わされる量が1.0〜5.
0%の範囲に入れば良い。
以上の添加が必要である。しかし、0.5%を超えて添
加すると、粗大な酸化物系介在物を形成して、溶接金属
の耐食性と衝撃靱性を損なうので、上限含有量は0.5
%とする。
せるので0.03%以下に低減することが必要であり、
少ないほど好ましい。
延性および耐食性を低下させるので、少ない方が望まし
く、0.01%以下に低減することが必要である。溶接
材料としての製造性を一段と改善し、溶接金属の耐食性
をさらに改善するためには、Sを0.005%以下に低
減するのがより好ましい。
はあるが、多量に含有させると溶接金属やボンド部にブ
ローホールを生成するなどの問題を生ずる。従って、N
量は0.03%以下に限定する。
本成分であるが、必要に応じてさらに以下の元素を添加
して、特性を一段と向上させた溶接材料を使用すること
もできる。
高めるのに顕著な効果があり、オーステナイト分率を所
定の範囲に調整するためにも有用な元素である。しか
し、3.0%を超えて添加しても、その効果はもはや飽
和するのに対して、溶接材料の製造性を低下させるの
で、上限含有量は3.0%とする。
V、Ti、Zr、Taは溶接金属の硬さを低下させ、耐
食性を改善する効果がある。しかし、過剰に添加しても
これらの効果は飽和するのに対して、靱性を低下させる
ので、Nb、V、Ti、Zr、Taの1種または2種以
上の合計含有量が1.0%を超えないものとする。
の成分の他に、製造性、靱性や耐食性などを調整する目
的で、あるいは添加合金元素に付随した不純物として、
Sn、Sb、Bなどを含有することができる。また、製
造性を改善する目的で、希土類元素(REM)、Ca、
Mgなどを含有することも可能である。なお、ここで希
土類元素とは、原子番号が57〜71番および89〜1
03番の元素およびYを指す。また、本発明では酸素の
含有量は特に限定はしていないが、酸素は酸化物系非金
属介在物を生成する根源となる不純物であるから、少な
いほど好ましい。
ロ組織を限定する。すなわち、溶接金属のミクロ組織
は、強度、衝撃靱性、硬さ、耐食性という複数の要求特
性を同時に満足するために、オーステナイト+フェライ
トの2相組織であることが必要である。フェライト単相
あるいはフェライト主体の組織では、衝撃靱性が悪く、
オーステナイト単相あるいはオーステナイト主体の組織
では、溶接金属の強度が不足する。また、マルテンサイ
ト単相あるいはマルテンサイト主体の組織であると硬さ
が硬く、衝撃靱性に乏しい。オーステナイト+フェライ
トの2相組織とすれば、溶接金属の強度が高まる一方で
硬さが過剰に上昇することを防止し、従って溶接に際し
て予熱あるいは後熱処理を施さなくても溶接割れが発生
せず、さらに優れた衝撃靱性が得られる。
未満では、フェライト分率が過大になって溶接金属の衝
撃靱性が低下するとともに、フェライト硬さが高くなり
すぎる。一方、オーステナイト分率が70%を超える
と、成分をいかに調整しても溶接金属の強度を確保する
ことが困難になる。従って、溶接金属のオーステナイト
分率は30〜70%の範囲とすることが必要である。
のアーク溶接であれば特に限定されるものではないが、
ラインパイプや圧力容器等の溶接には被覆アーク溶接、
ミグ(メタルイナートガス)溶接、マグ(メタルアクテ
ィブガス)溶接、ティグ(タングステンイナートガス)
溶接などが好ましい。溶接は自動、半自動、手動のいず
れでも良く、特に限定されるものではない。ミグ、マ
グ、ティグではワイヤの成分を本発明の範囲とすれば良
く、被覆アーク溶接ではかかる成分を有する心線を用い
て必要な被覆を施せば良い。
7.5〜18.0%であって、ミクロ組織が実質的にマ
ルテンサイト単相、あるいはマルテンサイトを主体とし
て一部フェライトを含むもので、高強度が要求される鋼
である。本発明は母材の降伏強度が483N/mm2 以
上である場合に特に有効であり、母材の強度が551N
/mm2 以上である場合にはさらに一段と有効である。
単相、あるいは実質的にフェライトからなる場合には、
鋼自体の強度が必ずしも高くはないので、本発明方法を
採用する必要がない場合が多い。それは、こうした鋼
は、主として加工性を要求される薄板として使用される
場合が多く、母材あるいは溶接部の衝撃靱性に対する要
求がないか、あっても要求レベルが低いためである。ま
た、溶接部に要求される強度もさほど高くないからであ
る。勿論、組織がフェライト単相、あるいは実質的にフ
ェライトからなる高Cr鋼に本発明方法を採用しても何
ら問題はない。
前述の範囲であれば、他の成分は特に限定されるもので
はない。たとえば、溶接性を改善する目的でCおよびN
を低減すること、マルテンサイト組織を得るためにN
i、Cu、Mnを添加すること、さらに耐食性を改善す
る目的でMo、Wを添加すること、さらに衝撃靱性と熱
影響部硬さを改善する目的でNb、V、Ti、Zr、T
a等を添加すること、耐食性や熱間加工性などを改善す
る目的で、希土類元素(REM)、Caの1種以上を添
加することも可能である。不純物であるP、S、Oは低
減されるのが一般的であり、Si、Alは脱酸目的で添
加され、強度を目的としてBを添加することもある。
溶接に採用することが可能であるし、圧力容器や構造物
に使用される鋼板の溶接に採用することも可能である。
3.1mm、肉厚11.1mm)を母材とし、表2に示
す溶接材料を用いて、表3に示す溶接方法および条件で
溶接して溶接継手を作成した。なお、表1に示した鋼管
は、鋼管として製造した後に焼入−焼戻熱処理を施し
て、いずれも降伏強度を551N/mm2 以上とした鋼
管である。また、溶接に際して、予熱はまったく行わ
ず、溶接後の熱処理も行わなかった。各溶接継手の断面
について、エッチングして溶接金属の組織を現出した後
に、オーステナイト分率をポイントカウント法で測定し
た結果を表3中にあわせて記載した。
欠が位置するようにJIS4号衝撃試験片(フルサイ
ズ)を採取し、衝撃試験を実施した。溶接金属最高硬さ
は、荷重1kgのビッカース硬さとして測定した。ま
た、溶接線に直交する方向において、平行部に溶接金
属、溶接熱影響部、母材を含むようにJIS5号引張試
験片を採取し、室温で引張試験を行った。一方、各溶接
継手の溶接金属から試験片を採取して、湿潤炭酸ガス環
境における腐食試験を行った。湿潤炭酸ガス環境におけ
る腐食試験条件としては、試験温度120℃のオートク
レーブ中で、炭酸ガス40気圧で5%NaCl水溶液中
に30日間浸漬して、試験前後の重量変化から腐食速度
を算出した。腐食速度の単位はmm/yとしたが、一般
にある環境におけるある材料の腐食速度が0.1mm/
y未満の場合、その材料は充分耐食的であり、使用可能
であると考えられている。
結果において、○は破面遷移温度が−30℃以下、×は
破面遷移温度が−30℃を超えて0℃以下、××は破面
遷移温度が−0℃超であったことをそれぞれ表わしてい
る。引張試験結果においては、○は母材部で破断し、溶
接金属部では破断しなかったもの、×は溶接金属部で破
断したものを表わしている。腐食試験結果としては、前
記腐食速度を示した。
No.1〜5では、溶接金属の衝撃靱性が優れ、溶接金
属の強度が高くて溶接金属では破断せず、溶接金属の最
高硬さは低く、かつ溶接金属の耐食性が優れるという多
数の要求特性を同時に満足できたことがわかる。なお、
これらの特性は、前述の通り溶接時に予熱あるいは後熱
処理を施さない溶接ままで得られた。
接材料が低合金鋼ベースであるために、溶接金属の耐食
性と衝撃靱性が著しく悪かった。比較例No.7は溶接
材料が13%Cr−4Ni共金系であって、溶接ままで
は焼入ままのマルテンサイト組織であり、溶接金属の硬
さが非常に硬かった。また、比較例No.8はオーステ
ナイト系溶接材料を用い、耐食性と衝撃靱性は良かった
ものの、溶接金属の強度が非常に低く、まったく不充分
であった。比較例No.9は溶接金属のミクロ組織がフ
ェライト+オーステナイト2相混合組織ではあったが、
成分が適切でなく、かつ溶接金属のオーステナイト分率
が不適切であったために、溶接金属の衝撃靱性が著しく
悪かった。
た高Cr鋼の溶接方法であり、産業の発展に貢献すると
ころが極めて大である。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で、Cr:7.5〜18.0%を
含有し、ミクロ組織が実質的にマルテンサイト単相ある
いはマルテンサイトを主体として一部フェライトを含む
高Cr鋼の溶接方法において、重量%で、 C : 0.03%超0.12%以下、 Si: 0.01 〜 1.0%、 Mn: 0.02 〜 3.0%、 Cr:18.0 〜 28.0%、 Ni: 5.0 〜 10.0%、 Mo+0.5W: 1.0 〜 5.0%、 Al: 0.005〜 0.5% を含有し、 Pを0.03%以下、 Sを0.01%以下、 Nを0.03%以下 に低減し、残部Feおよび不可避不純物からなる溶接材
料を用いてアーク溶接し、かつ溶接金属のミクロ組織を
オーステナイトとフェライトの2相組織とし、オーステ
ナイト分率を30〜70%とすることを特徴とする高C
r鋼の溶接方法。 - 【請求項2】 溶接材料が付加成分としてさらに、重量
%で、 Cu:3%以下 を含有する請求項1に記載の高Cr鋼の溶接方法。 - 【請求項3】 溶接材料が付加成分としてさらに、重量
%で、 Nb、V、Ti、Zr、Ta の1種または2種以上の合計含有量で1.0%以下を含
有する請求項1または2に記載の高Cr鋼の溶接方法。
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JP25153094A JP3165902B2 (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | 高Cr鋼の溶接方法 |
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JPH0890281A JPH0890281A (ja) | 1996-04-09 |
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-
1994
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