高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法與流程

2023-10-08 21:30:14 2

本發明涉及高Cr系CSEF(Creep Strength-Enhanced Ferritic：蠕變強度增強鐵素體)鋼的單絲埋弧焊方法。

背景技術：

火力發電鍋爐和汽輪機、脫硫和改質(重油分解)用的化學反應容器(反應器)因為在高溫、高壓下運轉，所以作為材料，適用的是1.25Cr-0.5Mo鋼、2.25Cr-1.0Mo鋼、2.25Cr-1.0Mo-V鋼等。近年來，在重油的有效利用和石油精煉中，要求進一步的高能效化，含有8質量％以上的Cr的高Cr系CSEF鋼的應用得到研究。在高Cr系CSEF鋼中，有ASTM(American Society for Testing and Materials：美國材料試驗協會)標準、ASME(American Society of Mechanical Engineers：美國機械協會)標準所規定的SA387Gr.91、SA213Gr.T91等。

火力發電鍋爐、汽輪機、反應器是將鍛環、鍛管、彎曲加工鋼板適宜組合，經焊接而形成的。而且，鍛環也會變成板厚150～450mm，最大外徑不足7m，總長數～數10m。作為火力發電鍋爐、汽輪機、反應器的焊接方法，可使用保護電弧焊、TIG(Tungsten Inert Gas：鎢極惰性氣體保護焊)焊、埋弧焊。另外，火力發電鍋爐、汽輪機、反應器，在結構上因為焊接部分的比例大，所以強烈要求焊接材料的減少，焊接的高能效化。

通常對於焊接材料的減少來說，具有使坡口寬度狹窄，並且，使用縮小了坡口角度的窄坡口的方法。另外，對於高能效化來說，埋弧焊與其他的焊接方法相比較由於能效更高，所以被廣泛使用。但是，在高Cr系CSEF鋼的埋弧焊中，使坡口寬度狹窄、或縮小坡口角度的方法對於焊接時的高溫裂紋而言均為不利的條件。作為抑制埋弧焊中的高溫裂紋、實現焊接的高能效化的技術，公開有以下這樣的技術。

例如，在專利文獻1中，公開有一種改良9Cr-1Mo鋼用焊絲，其含有規定量的C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb和N，並以規定量限制Mn和Ni的總量，並且以規定量限制P、S、Cu、Ti、Al、B、W、Co和O，餘量由Fe和不可避免的雜質構成。而且，在專利文獻1中，通過使C為0.070～0.150質量％，並且，將P、S均限制在0.010質量％以下，從而抑制高溫裂紋。

另外，在專利文獻2中，公開有一種9Cr-1Mo鋼的埋弧焊方法，其是將如下焊絲和焊劑加以組合來進行焊接的方法，所述焊絲含有規定量的C、Mn、Cr、Mo、Ni、V、Nb、Al和N，並且，以規定量限定Si和O，所述焊劑含有規定量的CaF2、CaO和MgO中的一種或兩種，Al2O3和ZrO2中的一種或兩種，以及Al，並且，以規定量限定SiO2。而且，在專利文獻2中，使C為0.01～0.15wt％、Al為0.005～1.5wt％、Si為0.05wt％以下的焊絲，和SiO2為5wt％以下(實質上不含Si)、CaF2為25～70wt％的焊劑加以組合，從而抑制高溫裂紋。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利第4476018號公報

專利文獻2：日本專利第2529843號公報

技術實現要素：

發明要解決的課題

但是，在現有的技術中，高Cr系CSEF鋼的埋弧焊存在以下的問題。

在專利文獻1的改良9Cr-1Mo鋼用焊絲中，因為焊絲直徑是的細徑焊絲，所以電弧擴展不足而容易發生未熔合，有得不到健全的焊接部的情況。另外，若使焊絲直徑粗徑化至而進行埋弧焊，則有發生高溫裂紋的情況。

在專利文獻2的9Cr-1Mo鋼的埋弧焊方法中，因為焊絲和焊劑是低Si設計，所以有初層的焊道形狀、熔合性劣化，引起在層疊焊接部未熔合和夾渣的情況。即，有焊接部的健全性降低的情況。

一般來說，為了提高焊接能效，能通過提高焊接線能量，即提高焊接電流、電弧電壓，降低焊接速度來進行。但是，若提高焊接線能量，則特別是在窄坡口的情況下，熔深形狀容易成為梨形，高溫裂紋的發生風險提高。在此成為問題的高溫裂紋，是在熔敷金屬中所含的P、S、Si、Nb形成的低熔點化合物凝固時，在枝晶間、奧氏體結晶晶界偏析，再加上焊接收縮應變而發生的所謂高溫裂紋。因此，作為高溫裂紋的抑制對策，有效的是焊接材料的化學成分調整，具體來說，有效的是以超高純度(EHP：Extra High Purity)熔解將P、S等雜質抑制在100ppm以下。但是，超高純度熔解由於不得不使用電子束熔解、專用的特殊爐壁耐火材，所以經濟上存在難點。因此，要求在一般的雜質水平下也能夠抑制高溫裂紋發生的技術。

本發明鑑於上述情況而形成，其課題在於，提供一種在高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊中，能夠抑制初層的高溫裂紋的焊接方法。

解決課題的方法

本發明人等對於高Cr系CSEF鋼的初層埋弧焊金屬的高溫裂紋進行了潛心研究。其結果是，徹底查明了高Cr系CSEF鋼的初層埋弧焊金屬的高溫裂紋的發生原因：由高Cr系CSEF鋼母材稀釋造成對焊接金屬增碳，由此熔融金屬的熔點降低而發生高溫裂紋。順便說一下，高Cr系CSEF鋼的C含量依據ASTM A182 Gr.F91為0.08～0.12質量％、Gr.F92為0.07～0.13質量％、Gr.F122為0.07～0.14質量％，Gr.F911為0.09～0.13質量％。

進一步進行潛心研究，結果發現，通過將如下焊絲和焊劑加以組合來進行埋弧焊，在確保焊接線能量、焊接部的健全性後，可以抑制初層的高溫裂紋，上述焊絲含有C：低於0.05質量％、N：0.055質量％以下、Si：超過0.05質量％且為0.30質量％以下，上述焊劑含有CaF2：2～30質量％、CaO：2～20質量％、MgO：20～40質量％、Al2O3：5～25質量％、Si和SiO2的合計：5～25質量％(SiO2換算)，限制為BaO：25質量％以下、ZrO2：10質量％以下、TiO2：低於5質量％。

需要說明的是，在同一研究中，特別是關於焊絲，也研究了308L、309L之類的奧氏體系不鏽鋼、鉻鎳鐵合金625、鉻鎳鐵合金82、哈氏合金之類的Ni基的成分體系的焊絲。作為結論，判斷這樣的成分體系的焊絲由於層疊於初層的焊接金屬為高Ni組成，因此不能適用於高Cr系CSEF鋼焊接接頭。

因此，本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法的特徵在於，將如下焊絲和焊劑加以組合來使用，其中，上述焊絲含有C：低於0.05質量％、N：0.055質量％以下、Si：超過0.05質量％且為0.30質量％以下，餘量是Fe和不可避免的雜質，上述焊劑含有CaF2：2～30質量％、CaO：2～20質量％、MgO：20～40質量％、Al2O3：5～25質量％、Si和SiO2的合計：5～25質量％(SiO2換算)，限制為BaO：25質量％以下、ZrO2：10質量％以下、TiO2：低於5質量％。

利用該焊接方法，通過將具有特定的組成的焊絲和具有特定的組成的焊劑加以組合來進行單絲埋弧焊，由此能抑制由母材引起的增碳導致的初層的高溫裂紋。

另外，本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法優選焊絲進一步含有選自Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、W、Co、B中的1種以上，此時，Mn：2.20質量％以下、Ni：1.00質量％以下、Cr：10.50質量％以下、Mo：1.20質量％以下、V：0.45質量％以下、Nb：0.080質量％以下、W：2.0質量％以下、Co：3.0質量％以下、B：0.005質量％以下。

利用該焊接方法，通過在焊絲中含有特定的元素，能進一步改善韌性、並且使蠕變斷裂強度提高等。

另外，本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法優選在將焊絲送給速度(V)設為50～120g/min、將焊接速度(v)設為20～60cm/min、將由焊絲送給速度與焊接速度之比求出的每單位長度的熔敷量(V/v)設為1.8～4.5g/cm的條件下進行焊接。

利用該焊接方法，通過將焊絲送給速度(V)、焊接速度(v)和每單位長度的熔敷量(V/v)限制在規定的優選範圍，更可靠地抑制高溫裂紋、未熔合和夾渣，可以得到高焊接效率。

另外，本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法優選焊嘴/母材間距離為20～40mm。

利用該焊接方法，可以可靠地抑制焊嘴的電弧引起的熔損和熔敷量過剩。

另外，本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法中，焊嘴角度中，優選後傾角α為60°以下的範圍、前傾角β為60°以下的範圍。

利用該焊接方法，可以將焊絲送給速度更可靠地穩定化。

另外，本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法中，優選焊嘴形狀為直管狀或彎頭方管狀。

利用該焊接方法，可以更可靠地確保焊絲送給性和給電位置穩定化。

發明效果

本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法可以抑制初層的高溫裂紋、即最初的一層第一道的高溫裂紋。

附圖說明

[圖1]是表示本發明的焊接方法中的狹坡口的形狀、焊接金屬的初層的形態的剖面圖。

[圖2]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴(焊接焊嘴)的形狀的主視圖。

[圖3]是圖2所示的焊嘴的側視圖。

[圖4]是圖2所示的焊嘴的焊嘴前端部側的端面圖。

[圖5]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴的形狀的主視圖。

[圖6]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴的形狀的主視圖。

[圖7]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴的形狀的主視圖。

[圖8]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴的形狀的主視圖。

[圖9]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴的形狀的主視圖。

[圖10]是表示本發明的焊接方法中的焊嘴的形狀的主視圖。

具體實施方式

以下，對本發明的實施方式詳細地加以說明。此外，本發明不限於以下說明的實施方式。

本發明的焊接方法是高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法。特別是適合用於圖1所示那樣的狹坡口中的初層焊接、特別是一層第一道的焊接。

本發明的單絲埋弧焊方法中，作為母材(被焊接材)，以高Cr系CSEF鋼為對象。此處，高Cr系CSEF鋼是指含有8質量％以上的Cr的CSEF鋼。在高Cr系CSEF鋼中有各種的標準。例如，ASTM標準和ASME標準所規定的SA387Gr.91、Gr.122、Gr.92、Gr.911和SA213Gr.T91，EN標準(European standards：歐洲標準)所規定的X10CrMoVNb9－1，以及火力技術基準所規定的火SFVAF28、火SFVAF29、火STBA28、火STPA28、火SCMV28等。

作為優選的母材的化學成分，含有規定量的C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N，餘量是Fe和不可避免的雜質。或者也可以還含有規定量的Cu、B、W、Co(從這4種元素中選擇的1種以上)。具體來說，含有C：0.07～0.14質量％、Si：0.50質量％以下、Mn：0.70質量％以下、P：0.025質量％以下、S：0.015質量％以下、Ni：0.50質量％以下、Cr：8.00～11.50質量％、Mo：0.25～1.10質量％、V：0.15～0.35質量％、Nb：0.04～0.10質量％、N：0.03～0.10質量％，餘量是Fe和不可避免的雜質。也可還含有Cu：1.70質量％以下、B：0.060質量％以下、W：2.50質量％以下、Co：3.0質量％以下。

本發明的單絲埋弧焊方法中使用的焊絲含有C：低於0.05質量％、N：0.055質量％以下、Si：超過0.05質量％且0.50質量％以下、餘量是Fe和不可避免的雜質。以下，對各構成的數值限定理由進行說明。

(焊絲的C：低於0.05質量％)

母材稀釋導致熔融金屬的C過剩，熔融金屬的熔點降低，由此引起初層的高溫裂紋。本發明的對象的高Cr系CSEF鋼為了確保蠕變強度而設計為高C含有率。調査的結果是，明確了初層埋弧焊的母材稀釋率為50％左右。利用焊接條件調整的母材稀釋的減少在某種程度上是可能的，但還必須考慮到施工偏差來進行焊接材料的成分設計。出於以上的理由，將焊絲的C含量設為低於0.05質量％。

(焊絲的N：0.055質量％以下)

N(氮)作為在高Cr系CSEF鋼及其焊接金屬中對於蠕變強度提高起有效作用的元素被廣泛公知。然而，若超過0.055質量％而過剩地含有，則發生熔渣咬粘。因此，將焊絲的N含量設為0.055質量％以下。焊絲的N含量的優選上限為0.05質量％。

(焊絲的Si：超過0.05質量％且0.50質量％以下)

Si具有調整熔融金屬的粘性而整理焊道形狀的作用。但是，若Si含量為0.05質量％以下，則得不到其效果，熔合性劣化，焊道形狀變得不良。另一方面，若Si含量超過0.50質量％，則發生熔渣咬粘，熔渣除去變困難。因此，將焊絲的Si含量設為超過0.05質量％且0.50質量％以下。焊絲的Si含量的優選上限為0.48質量％以下，更優選上限為0.45質量％以下。

以上說明的C、N、Si是焊絲的組成的必須的規定。作為其他成分，可以含有選自Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、W、Co、B中的1種以上。此時，含有各元素時，優選在以下說明的範圍內含有。

Mn作為脫氧劑起作用，具有減少熔敷金屬中的氧量而改善韌性的效果。另外，Mn是奧氏體生成元素，具有抑制焊接金屬中的δ－鐵素體的殘留造成的韌性劣化的效果。但是，若焊絲的Mn含量超過2.20質量％，則焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的Mn含量優選2.20質量％以下，更優選2.15質量％以下。

Ni與Mn同樣為奧氏體生成元素，具有抑制焊接金屬中的δ－鐵素體的殘留造成的韌性劣化的效果。但是，若焊絲的Ni含量超過1.00質量％，則焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的Ni含量優選1.00質量％以下，更優選0.95質量％以下。

Cr是作為本發明所涉及的焊接方法的母材的高Cr系CSEF鋼的主要元素，是對母材賦予耐氧化性和高溫強度不可或缺的元素，優選在焊絲中也含有。但是，Cr是鐵素體生成元素，若超過10.50質量％過剩地含有，則引起δ－鐵素體的殘留，焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的Cr含量優選10.50質量％以下，更優選10.45質量％以下。

Mo是固溶強化元素，具有使蠕變斷裂強度提高的效果。但是，因為Mo是鐵素體生成元素，所以若超過1.20質量％而過剩地含有，則引起焊接金屬中的δ－鐵素體的殘留，焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的Mo含量優選1.20質量％以下，更優選1.18質量％以下。

V是析出強化元素，作為碳氮化物析出而具有使蠕變斷裂強度提高的效果。但是，V也是鐵素體生成元素，若超過0.45質量％而過剩地含有，則引起焊接金屬中的δ－鐵素體的殘留，焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的V含量優選0.45質量％以下，更優選0.40質量％以下。

Nb進行固溶強化和作為氮化物析出，是有助於蠕變斷裂強度的穩定化的元素。但是，Nb也是鐵素體生成元素，若超過0.080質量％而過剩地含有，則引起焊接金屬中的δ－鐵素體的殘留，焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的Nb含量優選0.080質量％以下，更優選0.078質量％以下。

W是通過基體的固溶強化和微細碳化物析出，有助於蠕變斷裂強度的穩定化的元素。但是，由於W也是鐵素體生成元素，所以若超過2.0質量％而過剩的含有，會引起焊接金屬中的δ－鐵素體的殘留而焊接金屬的韌性劣化。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的W含量優選2.0質量％以下，更優選1.8質量％以下，進一步優選1.7質量％以下。

Co是抑制δ鐵素體的殘留的元素。另一方面，若超過3.0質量％而過剩地含有Co，則降低Ac1點，因此無法實施高溫回火，不能進行組織的穩定化處理。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的Co含量優選3.0質量％以下。更優選2.0質量％以下，進一步優選1.8質量％以下。

B通過微量含有便可使碳化物分散·穩定化，具有提高蠕變斷裂強度的效果。但是，若超過0.005質量％而過剩地含有B，則引起高溫裂紋。因此，為了充分得到上述的效果，焊絲的B含量優選0.005質量％以下，更優選0.003質量％以下，進一步優選0.0015質量％以下。

P和S分別是提高高溫裂紋敏感性的元素。P含量超過0.015質量％時，或S含量超過0.010質量％時，耐高溫裂紋性劣化。因此，焊絲的P含量優選限制為0.015質量％以下，更優選0.010質量％以下。另外，焊絲的S含量優選限制為0.010質量％以下，更優選0.009質量％以下。

焊絲的成分的餘量是Fe和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如可列舉Ti、Al等。

本發明的單絲埋弧焊方法中使用的焊劑含有CaF2：2～30質量％、CaO：2～20質量％、MgO：20～40質量％、Al2O3：5～25質量％、Si和SiO2的合計：5～25質量％(SiO2換算)，限制為BaO：25質量％以下、ZrO2：10質量％以下、TiO2：低於5質量％。以下，對各構成的數值限定理由加以說明。

(焊劑的CaF2：2～30質量％)

CaF2具有降低熔渣的熔點而提高流動性、整理焊道形狀的效果。但是，若焊劑中的CaF2含量低於2質量％，則不能得到充分的效果，發生焊道形狀不良。另一方面，若焊劑中的CaF2含量超過30質量％，則電弧不穩定，在焊道表面發生被稱為凹坑(pockmark)的圓形的凹陷，表面性狀劣化。本發明的對象的高Cr系CSEF鋼的初層焊道中，該傾向特別顯著，這些焊道形狀不良、焊道表面性狀不良對層疊的焊道帶來極大的不良影響。因此，焊劑的CaF2的含量為2～30質量％。焊劑的CaF2的含量的優選下限為3質量％，優選上限為29質量％。

(焊劑的CaO：2～20質量％)

CaO具有調整熔渣的粘性、整理焊道形狀的效果。CaO與後述的MgO、BaO同樣，為耐火性高的成分，含有使熔渣的熔點降低的CaF2的本發明那樣的焊劑對於調整熔融特性而整理焊道形狀極為有效。但是，若焊劑中的CaO的含量低於2質量％則不能得到該效果而焊道形狀不良。另一方面，若焊劑中的CaO的含量超過20質量％，則焊劑的耐火性提高而難以溶解，因此焊道表面性狀劣化。因此，焊劑的CaO的含量設為2～20質量％。焊劑的CaO的含量的優選下限為5質量％，優選上限為17質量％。

(焊劑的MgO：20～40質量％)

MgO也具有調整熔渣的粘性、整理焊道形狀的效果。對於使熔渣剝離性提高有效。另外，與CaO、BaO同樣，MgO為耐火性高的成分，大量含有使熔渣的熔點降低的CaF2的本發明的焊劑對於調整熔融特性而整理焊道形狀極為有效。但是，若焊劑的MgO的含量低於20質量％，則不能得到該效果，焊道形狀不良。另一方面，若MgO的含量超過40質量％，則焊劑的耐火性提高而難以溶解，因此焊道表面性狀劣化。因此，焊劑的MgO的含量設為20～40質量％。焊劑的MgO的含量的優選上限優選為35質量％。

(焊劑的Al2O3：5～25質量％)

Al2O3在提高電弧的集中性和穩定性的同時，與CaO相反，具有提高熔渣的熔點而調整流動性、整理焊道形狀的效果。但是，若焊劑的Al2O3的含量低於5質量％，則不能得到該效果，電弧不穩定而濺射增加，同時焊道形狀和焊道表面性狀劣化。另一方面，焊劑的Al2O3的含量超過25質量％，則發生熔渣的咬粘。從防止本發明的對象的高Cr系CSEF鋼延遲裂紋的觀點考慮，與軟鋼、2.25Cr-1Mo鋼那樣的低合金耐熱鋼相比，必需提高預熱·道次間溫度。因此，特別是處於熔渣容易咬粘的傾向。熔渣的咬粘對於層疊的焊道帶來極大的不良影響。因此，焊劑的Al2O3的含量設為5～25質量％。焊劑的Al2O3的含量的優選下限為8質量％，優選上限為22質量％。

(焊劑的Si和SiO2的合計：5～25質量％(SiO2換算))

SiO2使熔渣的粘性增加，特別是改善焊道縫邊部的熔合性。另一方面，若過剩地添加，則熔渣的熔點降低而焊道表面性狀劣化，同時熔渣變得過脆，不能進行連續的均勻剝離，在焊道表面部分引起牢固的熔渣咬粘。這些與在焊劑中作為脫氧劑適當添加的Si、在焊劑造粒時作為固著劑使用的水玻璃中的SiO2也同樣。因此，需要含有這些而限制焊劑中的Si和SiO2的含量。因此，焊劑的Si和SiO2的合計的含量以SiO2換算設為5～25質量％。焊劑的Si和SiO2的合計的含量的優選上限為20質量％。

根據以上說明的宗旨，在本說明書中所謂「Si和SiO2的合計」，意思是SiO2的形態的Si，與SiO2以外的形態的Si的合計量。該「Si和SiO2的合計」為「(SiO2換算)」的記載時，關於SiO2的形態的Si求得SiO2的量，關於SiO2以外的Si，將其量換算成SiO2並求其量，將這2個量進行合計。

(焊劑的BaO：25質量％以下)

BaO與CaO同樣，具有調整熔渣的粘性、整理焊道形狀的效果。進一步，具有改善熔渣本身的脆性的效果，結果抑制熔渣咬粘。但是，若過剩地含有則焊劑的耐火性提高，難以溶解，焊道表面性狀劣化。因此，焊劑的BaO的含量設為25質量％以下。焊劑的BaO的含量的優選上限為22質量％。

(焊劑的ZrO2：10質量％以下)

ZrO2也與Al2O3同樣，具有提高熔渣的熔點而調整流動性並整理焊道形狀的效果。但是，若過剩地含有則焊劑的耐火性提高，難以熔解，因此焊道表面性狀劣化。因此，焊劑的ZrO2的含量設為10質量％以下。

(焊劑的TiO2：低於5質量％)

TiO2具有提高對熔渣的焊道的被覆性的作用。但是若過剩地含有則引起熔渣咬粘。因此，焊劑的TiO2的含量設為低於5質量％。

以上為焊劑的組成的必須的規定。這些成分可以以單獨物質、含有這些成分的化合物、礦石和熔融焊劑的形態添加。例如CaF2可以以熒石、CaO可以以石灰和熔融焊劑、MgO可以以鎂熔塊和熔融焊劑、Al2O3可以以氧化鋁和熔融焊劑、SiO2可以以鉀長石、鈉長石和熔融焊劑等形式添加。另外在焊劑中除了上述成分以外，為了調整合金成分和焊接操作性，還可以適當添加合金粉末、氧化物和氟化物。

本發明的高Cr系CSEF鋼的單絲埋弧焊方法除了上述的焊絲和焊劑的組成的規定以外，優選將焊絲的送給速度、焊接速度、每單位焊接長度的熔敷量設為規定的值。以下，對焊接方法中的各種焊接條件加以說明。

(焊絲的送給速度V：50～120g/min)

若焊絲送給速度低於50g/min，則焊接電流過低，電弧不穩定，有可能發生未焊透。另一方面，若焊絲的送給速度高於120g/min，則熔敷量過多，有可能發生高溫裂紋。因此，焊絲的送給速度V優選為50～120g/min。

(焊接速度v：20～60cm/min)

若焊接速度低於20cm/min，則熔敷量過多，有可能發生高溫裂紋。另一方面，若焊接速度高於60cm/min，則熔融金屬的供給不及時，焊道形狀不穩定，有可能發生未熔合和夾渣。因此，焊接速度優選為20～60cm/min。

(每單位焊接長度的熔敷量：1.8～4.5g/cm)

每單位長度的熔敷量根據焊絲的送給速度/焊接速度計算。若每單位長度的熔敷量低於1.8g/cm，則熔敷量過少，有可能焊接效率劣化。另一方面，若每單位長度的熔敷量高於4.5g/cm，則熔敷量過剩，因此焊接金屬的凝固收縮量過大且熔深形狀也成為梨形，因此凝固收縮的該方向相對於最終凝固部為垂直，有可能發生高溫裂紋。因此，每單位長度的熔敷量優選為1.8～4.5g/cm。作為將上述焊絲送給速度控制在適當範圍的一個手段調整焊接電流和電弧電壓。

此處對焊嘴/母材間距離、焊嘴形狀、焊嘴角度加以說明。

如前所述，與高Cr系CSEF鋼為同樣材料的埋弧焊用實芯焊絲，相比於1.25Cr－0.5Mo鋼、2.25Cr－1Mo鋼、2.25Cr－1Mo－V鋼用實芯焊絲，電阻高，因此焦耳放熱量大，熔敷量多。即，即使為相同的焊接電流，熔敷量也多。焊嘴/母材間距離越大焦耳放熱量越大。焊嘴/母材間距離低於20mm時，有可能焊嘴前端被電弧熔損。若焊嘴/母材間距離高於40mm，則有可能熔敷量過剩。因此優選將焊嘴/母材間距離管理為20～40mm，更優選管理為25～35mm。

焊嘴形狀是直管狀或彎頭方管狀、或日本特公昭62－58827公報的Fig.3b所示那樣的形狀均可，從確保焊絲送給性和給電位置穩定化的觀點出發適當選擇。圖2～4中示出彎頭方管狀的焊嘴的一例。在不阻礙焊絲送給的範圍，將焊嘴30彎曲可以使給電位置穩定化，結果是將焊絲送給速度穩定化。

如圖5～圖7、圖8～圖10所示，焊嘴角度是相對於母材10的表面垂直的線、與焊絲40最終從焊嘴30突出的部分即焊嘴前端部30a的軸線構成的角度。而且，焊嘴角度影響焊接電弧對焊絲的加熱程度，結果是使焊絲送給速度增減。具體來說，如果是相同的焊接電流、相同的焊嘴母材間距離L，則焊嘴角度為前傾角β(參照圖6、圖9)的情形相比後傾角α(參照圖5、圖8)的情形，焊絲送給速度增加。因此，焊嘴角度優選以後傾角α在60°以下的範圍、前傾角β在60°以下的範圍內管理，這是為了使焊絲送給速度穩定化。

進一步對絲徑、電源特性、極性、板厚、坡口形狀加以說明。

絲徑優選從中適當選擇。若低於則有可能施工能效受損。若超過則即使實現本發明的工夫也有可能不能抑制高溫裂紋。電源特性可以為下垂特性、定電壓特性中任一種。極性可以為DCEP(Direct Current Electrode Positive)、AC(Alternating Current)中任一種。

本發明的焊接方法如上所述以火力發電鍋爐、汽輪機和反應器作為適合的焊接對象。因此，母材板厚優選為150～450mm。但是，本發明的焊接方法也可以面向母材板厚低於150mm的焊接應用。同樣，本發明的焊接方法中，作為母材坡口形狀，以圖1所示這樣的窄坡口(I坡口)作為適合的焊接對象。但是，本發明的焊接方法也不排除向未圖示的V接線、基於斯科特接線的串聯焊接、V坡口、X坡口的應用、坡口填充劑的使用。

對初層、或者初層和層疊於其上的堆層的除去加以說明。

本發明的焊接方法是僅以圖1所示的初層21作為適宜的焊接對象的初層單絲埋弧焊方法。然而，對於本發明的焊接方法，雖然未圖示，但不僅初層21，對於在初層21進一步層疊焊接金屬而焊接的情況也能適用。

初層、或者初層和層疊於其上的堆層(具體地，以初層為第1層時的第2層、第3層等)根據所要求的接頭性能，可以通過熔刮、機械加工等除去。

實施例

以下，對於納入本發明的範圍的實施例(No.1～14)、與其效果脫離本發明的範圍的比較例(No.15～48)進行比較說明。

準備3種表1所示的化學成分的母材。對於該母材，如圖1所示，通過機械加工形成板厚t為250mm、槽底的曲率半徑R為10mm、坡口角度θ為4°的窄坡口作為試驗體20。

另外，準備17種表2所示的化學成分的焊絲。絲徑為4.0mmφ。另外，使用27種表3所示的粒度、化學成分的焊劑。此外，表2、表3中，在數值下劃線示出不滿足本發明的規定的情況。

[表1]

[表2]

[表3]

對於圖1所示的試驗體20的窄坡口，使用表2中記載的焊絲和表3中記載的焊劑，使焊絲送給速度和焊接速度變化，實施埋弧焊。焊絲送給速度通過使焊接電流、焊接速度變化來進行控制。

焊接條件如下。另外，其他的條件顯示在表4中。

(焊接條件)

焊嘴：圖2～圖4所示的前端彎曲焊嘴(彎頭方管狀焊嘴)

電極特性：下降特性

電極極性：AC單極

焊接姿勢：向下

層疊方法：初層單層單道

[表4]

(評價方法)

對進行了該焊接的試驗體20，焊接結束後，目視評價高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑。高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑的各評價方法如下。

(1)高溫裂紋

在除去了焊接焊道的開始、結束部後的300mm的範圍內，以各50mm的截面觀察宏觀結構。將以共5個截面全部未發生裂紋的情況判定為○(良好)，將發生裂紋的情況判定為×(不良)。

(2)熔合性

在除去了焊接焊道的開始、結束部後的300mm的範圍內，以各50mm的截面觀察宏觀結構。將以共5個截面全部焊道縫邊形狀平滑的情況判定為良好(○)，將其以外判定為不良(×)。

對於焊道形狀的評價，目視觀察焊絲方向的焊道堆高，將形成平滑的焊道的情況判定為良好(○)，將形成的焊道粗糙、焊絲方向凹凸大的情況判定為不良(×)。

(4)焊道表面性狀

在除去了焊接焊道的開始、結束部後的300mm的範圍內，目視觀察焊絲方向的波紋(焊波)的粗密有無，將無粗密的情況判定為良好(○)，將有粗密的情況判定為(×)。

(5)熔渣咬粘

用錘子敲擊3次附著於焊接結束後的焊道表面的焊劑，將熔渣容易剝離的情況判定為良好(○)，將不剝離的情況判定為不良(×)。

(6)凹坑

在除去了焊接焊道的開始、結束部後的300mm的範圍內，目視計測焊道表面的凹坑發生個數，將凹坑為5個以下判定為良好(○)，將6個以上判定為不良(×)。

表5、表6中示出各實施例、比較例的高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑的評價結果。此外，表6中，用下劃線示出不滿足本發明的規定的情況。

[表5]

[表6]

如表5所示，實施例1～14滿足本發明的範圍，高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑都優異。與此相對，比較例15～48不滿足本發明的範圍，因此高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑的中任意一個以上出現了性能差的情況。

比較例15～23的焊絲的化學組成脫離本發明，高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、熔渣咬粘中的任意一個以上性能差。比較例24～36的焊劑的化學組成脫離本發明，熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑中的任意一個性能差。比較例37～48的焊絲的化學組成和焊劑的化學組成脫離本發明，高溫裂紋、熔合性、焊道形狀、焊道表面性狀、熔渣咬粘、凹坑的任意一個性能差。

以上，對於本發明展示實施方式和實施例進行了詳細的說明，但本發明的主旨不受上述內容限定，其權利範圍必須基於權利要求的範圍的記載寬泛解釋。還有，本發明的內容當然也可以基於上述記載進行廣泛改變·變更等。

本申請伴隨以申請日為2014年7月18日的日本國專利申請、專利申請第2014－147995號為基礎申請的優選權主張。專利申請第2014－147995號通過參照而引入本說明書。

符號說明

10 母材(被焊接材)

20 試驗體

21 初層

30 焊嘴

30a 焊嘴前端部

40 焊絲