JP4471449B2

JP4471449B2 - High strength Cr-Mo steel MIG or TIG welding wire

Info

Publication number: JP4471449B2
Application number: JP2000140384A
Authority: JP
Inventors: 明信後藤; 賢山下
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2000-05-12
Filing date: 2000-05-12
Publication date: 2010-06-02
Anticipated expiration: 2020-05-12
Also published as: JP2001321986A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、火力技術基準：火ＳＴＢＡ２４Ｊ１（火：発電用火力設備に関する技術基準を定める省令（通商産業省）で定められた規格）等に示される高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ（metal inert gas）溶接又はＴＩＧ（tungsten inert gas）溶接用ワイヤに関し、特に、ＳＲ（stress relief）後の室温及び高温強度、靱性、クリープ強度に優れ、更に耐ＳＲ割れ性が優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤに関する。
【０００２】
【従来の技術】
２．２５乃至３質量％Ｃｒ−１質量％Ｍｏ鋼は高温特性が優れているため、ボイラー及び化学反応容器等の高温高圧環境下において使用される材料として、従来から広く適用されている。近年、設備の高効率操業を図るために、これらの構造物の使用環境はより一層高温高圧化される傾向にあり、溶接構造物を大型厚肉化したり、又は更に鋼材として、Ｖ又はＮｂ等を添加した高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼を使用したりする等、種々高強度化の対応が進められている。溶接材料についても、Ｖ又は、Ｖに加えて更にＮｂ及びＷ等を含有させた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶接ワイヤが開示されている（特許第２６２２５１６号公報、特許第２７４２２０１号公報、特開平１０−１２８５７６号公報及び特開平１０−２７２５９２号公報等）。なお、溶接方法としては、被覆アーク溶接、サブマージアーク溶接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接がある。能率面からサブマージアーク溶接（submerged arc welding）が多用されるが、その初層溶接又は配管等の溶接にはＴＩＧ溶接の適用が不可欠である。また、ＭＩＧ溶接も、被覆アーク溶接と比較して能率が良いので有効な溶接方法である。一方、これらの溶接部には溶接のままの状態において、引張成分の残留応力が存在しており、これを解放するためのＳＲ（応力除去焼鈍）処理を施すことが必要とされる。従って、溶接材料には、長時間、高温高圧に曝される被溶接構造物の使用環境を考慮した諸性質、即ちクリープ強度又は焼き戻し脆化特性は勿論のこと、更にＳＲ処理に対する抵抗性が要求される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来から提案されている高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼ワイヤは、ＳＲ処理によって析出時効による粒界割れである所謂ＳＲ割れが発生することが指摘されている。また、特開平１０−１２８５７６号公報には、ワイヤのＣとＮ、更にＶの各含有量を調整することにより、ＳＲ割れを抑制する技術が開示されているがその効果が不十分であった。本願発明者等の種々の調査の結果、ＳＲ割れは、溶接時に生じる高温割れ又は水素に起因した低温割れとは異なるものであり、溶着金属の原質部、特に、長大且つ直線的に形成された旧オーステナイト粒界が開口する型で発生することが判明している。このための対策として、グラインダー等によるドレッシングで溶着金属の原質部を除去してしまうか、又はテンパービートによって溶着金属の原質部を再加熱し組織の微細化（旧オーステナイト粒の粒界面積の増加）を図る等の技術が提案されているが、いずれも作業工数を増加させ、生産性を著しく阻害するものである。このような背景から、ＳＲ割れに対する溶接ワイヤそのものの解決が強く望まれている。
【０００４】
本発明は、かかる問題点に鑑みてなされたものであって、ＳＲ処理後の室温及び高温強度、靱性、並びにクリープ強度が優れていると共に耐ＳＲ割れ性が良好な高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤを提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本願第１発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤは、Ｓｉ：０．０５乃至０．７０質量％、Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ：０．０１乃至０．９０質量％、Ｖ：０．０１０乃至０．８００質量％、Ｎｂ：０．０１０乃至０．０８０質量％、Ｃ：０．０２０乃至０．０９０質量％、及びＭｎ：０．０１乃至０．４０質量％を含有し、且つ２０×Ｃ＋Ｍｎが２．１質量％以下であり、Ｎｉ：０．２０質量％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【０００６】
本願第２発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤは、Ｓｉ：０．０５乃至０．７０質量％、Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％、Ｍｏ：０．０１乃至０．９０質量％、Ｖ：０．０１０乃至０．８００質量％、Ｎｂ：０．０１０乃至０．０８０質量％、Ｃ：０．０２０乃至０．０９０質量％、Ｍｎ：０．０１乃至０．４０質量％、Ｗ：０．００５乃至２．５０質量％、及びＳ：０．００２乃至０．０１５質量％を含有し、且つ２０×Ｃ＋Ｍｎが２．１質量％以下であり、Ｎｉ：０．２０質量％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【０００７】
また、更に、Ｂ：０．０００２乃至０．００５０質量％含有することが好ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について更に詳細に説明する。従来技術において、長時間、高温に曝された際の焼戻し脆化特性を改善する目的から、不可避的不純物の含有量を制限するものは数多くある。本願発明者等が、種々実験研究を行った結果、不可避的不純物は、ＳＲ割れに対しても制限すべきものであることが判明した。しかし、不可避的不純物の制限はコスト的に多大なデメリットとなる上に、それのみでＳＲ割れの抑制は困難であった。これに対し、本願発明者らが鋭意実験研究した結果、ＳＲ割れには粒界析出物の量が影響し、更に、この粒界析出物は、Ｃ及びＭｏの含有量が多いものほど粒界析出物量が多くなり、ＳＲ割れが発生することを知見した。また、不可避的不純物について含有量だけではなく、特に偏析挙動に着目した結果、Ｍｎ及びＮｉが不可避的不純物の粒界偏析を助長し、ＳＲ割れを引き起こしていることを知見した。更に、Ｃは、粒界析出物の量に対して、Ｍｎは、不可避的不純物の偏析挙動に対して極めて影響が大きく、ＳＲ割れの発生を引き起こしていることを知見した。本発明はこれらの３つの知見からなされたものである。
【０００９】
即ち、本願第１発明は、ワイヤに含まれるＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂの各含有量の調整と、これらの成分のうち、Ｃ及びＭｏ含有量の最適化、Ｎｉ及びＭｎ含有量の最適化、更にＣ及びＭｎ含有量の制限をすることにより、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼の溶接材料として、必要な特性（各種強度、靱性等）を具備すると共にＳＲ割れを抑制したものである。しかし、以上の各要件のいずれか１つが欠けると、ＳＲ処理後の室温及び高温強度、靱性並びにクリープ強度が優れると共に耐ＳＲ割れ性が良好な高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶接ワイヤを得ることができない。
【００１０】
また、本願第２発明は、更にＷ及びＳの含有量を規定することにより、クリープ強度及び溶接作業性を更に向上させたものである。更に、Ｂの含有量を規定することにより、更に一層クリープ強度及び靱性を向上させることができる。
【００１１】
以下、本願第１及び第２発明の化学組成の数値限定理由について説明する。
【００１２】
Ｓｉ：０．０５乃至０．７０質量％
Ｓｉは、溶融金属の粘性を高めて、ビード形状を整える効果を有する。Ｓｉが０．０５未満では、この効果が得られず、溶融金属の粘性が不足して例えば初層の裏波ビードが凸となる等ビード形状が著しく低下する。一方、Ｓｉが０．７０質量％を超えると、スラグの発生が生じてスラグ巻込みを引き起こす上、ＳＲ処理によって溶接金属が脆化して靱性の低下を招く。従って、Ｓｉ含有量は０．０５乃至０．７０質量％とする。
【００１３】
Ｃｒ：２．００乃至３．２５質量％
Ｃｒは耐食性並びに室温及び高温強度を確保するために添加するものであり、本発明では必須成分である。しかし、Ｃｒが２．００質量％未満では、十分な耐食性、室温及び高温強度が得られない。一方、Ｃｒが３．２５質量％を超えると、靱性が低下する。従って、Ｃｒの含有量は２．００乃至３．２５質量％とする。
【００１４】
Ｍｏ：０．０１乃至０．９０質量％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に耐食性並びに室温及び高温強度を確保するために添加するものであり、本発明の必須成分である。更にＭｏは、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎと共に、本発明の重要な構成用件の一つである。Ｍｏの含有量が０．９０質量％超えると、靱性低下を引き起こすうえ、粒界析出物量が過剰となって、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎを本発明範囲としても耐ＳＲ割れ性を著しく損なってしまう。一方、０．１質量％未満では、十分な耐食性並びに室温及び高温強度が得られない。従って、Ｍｏの含有量は０．０１乃至０．９０質量％とする。
【００１５】
Ｖ：０．０１０乃至０．８００質量％、好ましくは０．０１０乃至０．６０質量％
Ｎｂ：０．０１０乃至０．０８０質量％、好ましくは０．０１０乃至０．０６０質量％
Ｖ及びＮｂは、共に析出硬化元素であり、室温及び高温強度を確保するために添加する。しかし、Ｖが０．０１０質量％未満、Ｎｂが０．０１０質量％未満では、十分な室温及び高温強度を得ることができない。一方、Ｖが０．８００質量％、Ｎｂが０．０８０質量％を超えると、いずれも強度が過度に高くなり、靱性低下を引き起こす。従って、Ｖの含有量は０．０１０乃至０．８００質量％、より好ましくは０．０１０乃至０．６０質量％、また、Ｎｂ含有量は０．０１０乃至０．０８０質量％、より好ましくは０．０１０乃至０．０６０質量％とする。
【００１６】
Ｃ：０．０２０乃至０．０９０質量％
Ｃは、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎと共に本発明の重要な構成要件の１つである。Ｃは焼き入れ硬化性に大きな影響を及ぼし、室温及び高温強度、クリープ強度並びに靱性を確保する上で重要な元素である。Ｃが０．０２０質量％未満では、焼き入れ性が不十分で室温強度が不足するうえ、炭化物の析出が不十分となって高温強度及びクリープ強度が不足する。一方、Ｃが０．０９０質量％を超えると、室温強度が過度に高くなって靱性が低下するうえ、粒界析出物量が増大してしまい、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎを本発明範囲としても耐ＳＲ性が劣化する。従って、Ｃの含有量は０．０２０乃至０．０９０質量％とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．０１乃至０．４０質量％
Ｍｎは、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎと共に本発明の重要な構成要件の１つである。従来、焼戻し脆化特性を改善する目的から、溶接ワイヤの不可避的不純物含有量を制限する技術が開示されているが、コストの面から限界があるうえに、ＳＲ割れの抑制は不十分であった。本発明は、このような従来技術とは異なり、粒界析出物量の調整と共に偏析を助長する元素を調整すればＳＲ割れが抑制できることを知見したためになされたものである。不可避的不純物の以外の成分についてＳＲ割れとの関連を調査した結果、Ｍｎ及びＮｉが不可避的不純物の粒界偏析を助長して耐ＳＲ割れ性を損なわせる成分であるという知見をえた。このため、Ｍｎが０．４質量％を超えると、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎを本発明範囲内に調整してもＳＲ割れの抑制が困難である。一方、Ｍｎは靱性を向上させる効果を有しているが、０．０１質量％未満であると、この効果を得ることができない。従って、Ｍｎ含有量は０．０１乃至０．４０質量％とする。
【００１８】
２０×Ｃ＋Ｍｎ：２．１質量％以下
本発明目的である耐ＳＲ割れ性の向上において、粒界析出物量の低減及び不可避的不純物の粒界偏析抑制が極めて重要である。本願発明者等の研究結果から、粒界析出物量にはＣが、また、不可避的不純物の粒界偏析にはＭｎが特に、大きな影響を及ぼしていることがわかった。そして、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＭｏを本発明範囲としても、２０×Ｃ＋Ｍｎが２．１質量％を超えると耐ＳＲ割れが劣化することが知見した。従って、２０×Ｃ＋Ｍｎは２．１質量％以下とする。
【００１９】
Ｎｉ：０．２０質量％以下
Ｎｉは、Ｍｎと共に不可避的不純物の粒界偏析を助長して、耐ＳＲ割れ性を損なわせる欠点を有しているため、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、及び２０×Ｃ＋Ｍｎと共に本発明の重要な構成要件の１つである。Ｎｉが０．２０質量％を超えると、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、及び２０×Ｃ＋Ｍを本発明範囲としてもＳＲ割れの抑制が困難となる。従って、Ｎｉの含有量が０．２０質量％以下とする。
【００２０】
以上が本発明の根幹をなす主要構成要件であり、これらの要件を全て満たすことにより、室温強度、高温強度、クリープ強度、靱性、更に優れた耐ＳＲ割れを有する高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤを得ることができる。また、これらの構成要件に加え、以下に示す成分を規定することにより、更に優れた上述の諸性質を得ることができる。
【００２１】
Ｗ：０．００５乃至２．５０質量％
Ｗは、マトリックスを固溶強化すると共に、微細炭化物として析出して析出強化を図り、クリープ強度の向上に寄与する。また、耐ＳＲ割れ性の向上にも寄与している。しかし、Ｗが０．００５質量％未満であると、この効果が得られない。一方２．５０質量％を超えても特段のクリープ強度改善効果は認められない。従って、Ｗを含有する本願第２発明の場合は、その含有量は０．００５乃至２．５０質量％とする。
【００２２】
Ｓ：０．００２乃至０．０１５質量％
ＳはＳＲ割れを助長する成分であるため、本願第１発明においては、積極的に添加しない不可避的不純物である。しかし、Ｓは溶融金属の流動性を向上させる元素であり、母材開先面又は前層、前パスの溶接金属とのなじみ性を良好にして、融合不良等の溶接欠陥の発生を抑制する効果を有する。このため、本願第２発明においては、Ｓを０．００２質量％以上含有する。しかし、Ｓが０．００２質量％未満では、この効果が得られない、一方、Ｓが０．０１５質量％を超えても特段の融合不良改善効果は認められず、ＳＲ割れを引き起こす。従って、Ｓを含有する本願第２発明の場合は、その含有量を０．００２乃至０．０１５質量％とする。
【００２３】
Ｂ：０．０００２乃至０．００５０質量％
Ｂは炭化物を分散して析出させることから靱性を向上する効果を有する。更に、その炭化物は高温下での安定性が優れており、クリープ強度の一層の向上に有効である。しかし、Ｂの含有量が０．０００２質量％未満では、この効果が得られない。一方、Ｂの含有量が０．００５０質量％を超えると、耐ＳＲ割れが劣化する。従って、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．０００２乃至０．００５質量％とする。
【００２４】
なお、本発明における不可避的不純物とは、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｔａ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、及びＯ等を示す。Ｐ及びＳの最大許容含有量は夫々０．０１５質量％、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂの最大許容含有量は、夫々０．００５質量％である。また、ワイヤ表面処理として、Ｃｕメッキを施しても、施さなくてもよい。なお、Ｃｕメッキを行う場合は、Ｃｕメッキ量がワイヤの全質量当たり最大０．３０質量％とする。また、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏ、及びＮの最大許容量は０．０４質量％である。また、Ｔａの最大許容含有量は０．０３質量％である。
【００２５】
本発明はＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接溶接用ワイヤであり、いずれの溶接方法にも適用できることはいうまでもない。なお、ＴＩＧ溶接には、ＴＩＧ切断線を使用した手動による施工法と、自動機による施工法があるが、本発明のワイヤは、いずれの施工法においても使用可能である。また、シールドガスについても特に制約はなく、ＴＩＧ溶接の場合、Ａｒ又はＡｒ＋Ｈｅ、ＭＩＧ溶接の場合、Ａｒ＋ＣＯ₂、Ａｒ＋Ｏ₂、又はＡｒ＋ＣＯ₂＋Ｏ₂等種々の組成のシールドガスを使用することができる。ワイヤ径についても特に制約はなく、例えば直径が０．８乃至２．４ｍｍ等のいずれの径においても使用可能である。
【００２６】
【実施例】
以下、本発明の高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤを実際に製造し、本発明範囲から外れる比較例と比較してその効果について説明する。
【００２７】
第１実施例
下記表１及び表２に示す化学成分のソリッドワイヤ（ワイヤ径１．６ｍｍ）を作製し、ＴＩＧ溶接を行って各種評価及び試験材を作製した。なお、ソリッドワイヤには、下記表１及び表２に示す化学成分の他、Ｓｎを０．００５質量％未満、Ｓｂを０．００５質量％未満、Ａｓを０．００５質量％未満、Ｔａを０．０３質量％未満含有している。評価は、裏波ビードの形状、ビードのなじみ性、及びＳＲ割れの評価、並びに引張試験、シャルピー衝撃試験、及びクリープ破断試験による評価を行った。図１及び図２は、本実施例において使用する溶接母材の開先形状を示す断面図である。下記表３、４にＴＩＧ溶接条件を示す。本実施例で使用するノズルは２重構造となっており、内側及び外側に形成されたノズルから流量の異なるシールドガスを供給する。また、下記表５に各種試験要領（評価基準、試験片形状・採取位置）を示す。なお、表５中のＡＣは空冷、ＦＣは炉冷を示す。図３及び図４は、夫々ＳＲ割れ試験片の形状及び採取位置を示す。図５及び図６は、夫々ＳＲ割れ試験片の調整要領を示す断面図及びＳＲ割れの観察位置を示す模式的斜視図である。また、下記表６に母材として使用した鋼板の化学成分を示す。
【００２８】
図１に示すように、溶接母材１はＶ形状の開先を有し、このＶ形状の開先部の裏面には、溶接母材１と同一の化学組成を有する裏当金２が配置されている。本実施例においては、このＶ形状の開先角度を４５°として、裏当金が配置されている部分のルート間隔を６ｍｍとした。また、溶接母材１の板厚を１２ｍｍとした。また、図２に示すように、溶接母材３はＵ形状の開先を有し、ルート間隔を２．０ｍｍ、Ｕ形状の開先角度を１０゜、溶接母材３の板厚を１２ｍｍとした。図１に示す開先形状の母材を使用して、ビードのなじみ性の評価を行った。また、図２に示す開先形状の母材を使用して、裏波ビードの評価を行った。
【００２９】
図３及び図４は夫々ＳＲ割れ試験片の形状及び採取位置を示す図であって、図３（ａ）は側面図、図３（ｂ）は試験片長手方向に対する直行断面図、図３（ｃ）は図３（ｂ）のノッチ部分を拡大して示す断面図、また、図４は、採取位置の模式的断面図である。図１に示す母材１の開先に供試材のソリッドワイヤを使用し、下記表３に示す条件でＴＩＧ溶接を行って形成された溶接金属４において、図４に示すように、この溶接金属４の最終ビート４ａを含むようにノッチ１２及びスリット１１を有する円筒形の試験材１０を採取した。採取した円筒形の試験材１０は、図３（ａ）に示すように、内径５ｍｍ、外形１０ｍｍ、長さは１５ｍｍとした。また、試験材１０のスリット１１は、円筒の空洞部に至る幅０．５ｍｍのスリットであって、このスリット１１の反対側の外周面には試験材１０の長手方向にノッチ１２を有している。ノッチ１２は、図３（ｃ）に示すように、深さが０．５ｍｍ、幅が０．４ｍｍ、底部の曲率半径が０．２ｍｍであるＵ字型の溝となっている。図４に示すように、試験材１０は、溶接金属４の表面から深さが０．５ｍｍ位置である原質部上方にＵノッチ１２が位置し、スリット１１が下方に位置するようにして、一部母材の開先部分に重なるように採取した。ＳＲ割れの試験材１０は溶接ままの状態の溶接金属４から採取した。そして、図５に示すように、矢印で示す方向に試験片１０に曲げ応力を印加してＵノッチ１２の反対側の位置に設けた０．５ｍｍ幅の間隙を有するスリット１１を０．０５ｍｍまで狭め、この狭めたスリット１１をＴＩＧ電極で走査した（ノンフィラーのなめ付け溶接）。この調整により、溶接金属原質部であったＵノッチ底部には引張残留応力１３が加わることになる。その後、試験材１０に７１５℃で、１０時間のＳＲを施し、冷却した。そして、図６に示すように、試験材１０の長手方向（ＴＩＧ溶接方向）に対して直交する方向に、長さ５ｍｍずつ、３つに切断し、試験材１０の円筒の一方の端面、及び２つの切断面の３断面Ａ乃至Ｃを観察することでＳＲ割れの有無を評価した。また、なお、ＳＲ割れが発生した供試材のソリッドワイヤは使用不可と判断して、クリープ試験を実施しなかった。また、引張試験、シャルピー衝撃試験、クリープ破断試験の試験材は、試験片の中心が全て母材１の板厚中央にくるようにし、溶接金属４の中央位置から採取した。なお、引張試験片及びクリープ破断試験片は、各溶接母材につき１つ採取し試験した。また、シャルピー衝撃試験用の試験片は、各溶接母材につき３つ採取し試験し、その平均値を求めた。以上の各種試験結果を下記表７及び表８に示す。
【００３０】
【表１】

【００３１】
【表２】

【００３２】
【表３】

【００３３】
【表４】

【００３４】
【表５】

【００３５】
【表６】

Ｂａｌ．は残部を示す。
【００３６】
【表７】

【００３７】
【表８】

【００３８】
実施例１乃至９は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＮｉの含有量がいずれも本発明範囲内であり、且つ２０×Ｃ＋Ｍｎが２．１質量％未満であるため、裏波ビートの形状、耐ＳＲ割れ性、室温及び高温強度、靱性、クリープ破断強度がいずれも所定の性能を満足した。また、実施例２乃至９は、Ｓの含有量が本発明の好ましい範囲内であり、実施例３乃至９は、Ｓに加えて更にＷ及びＢの含有量も本発明の好ましい範囲内であり、靱性及びクリープ破断強度が更に優れていた。
【００３９】
比較例１は、Ｃの含有量が本発明範囲の下限（０．０２０質量％）未満であったため、室温及び高温での引張試験強度が不足した。また、Ｎｉ含有量が本発明の上限（０．２０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。
【００４０】
比較例２は、Ｃの含有量が本発明範囲の上限（０．００９０質量％）を超えたため、室温強度が過大となり、靱性も劣化した。また、Ｃ、Ｍｎ、及びＮｉの含有量が夫々本発明範囲の上限（夫々、０．０９０質量％、０．５０質量％、及び０．２０質量％）を超え、更に、２０×Ｃ＋Ｍｎが本発明範囲の上限（２．１質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。
【００４１】
比較例３は、Ｓｉの含有量が本発明範囲の下限（０．０５質量％）未満であったため、裏波ビートの形状が不良となった。また、Ｍｎ及びＮｉの含有量が夫々本発明範囲の上限（０．５０質量％及び０．２０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。
【００４２】
比較例４は、Ｓｉの含有量が本発明範囲の上限（０．７０質量％）を超えたため、ＳＲによって溶接金属が脆化して靱性が劣化した。また、Ｍｎ及びＮｉの含有量が夫々本発明範囲の上限（０．５０質量％及び０．２０質量％）を超え、２０×Ｃ＋Ｍｎが２．１質量％を超えたため、ＳＲ割れが発生した。
【００４３】
比較例５は、Ｎｉの含有量が本発明範囲の上限（０．２０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。また、Ｖの含有量が本発明範囲の上限（０．８００質量％）を超えたため、室温強度が過大となり、靱性も劣化した。また、この靱性の劣化は、Ｍｎの含有量が本発明範囲の下限（０．０１）未満であったことにもよる。
【００４４】
比較例６は、Ｍｎの含有量が本発明範囲の上限（０．５０質量％）を超え、Ｎｉの含有量が本発明範囲の上限（０．２０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。また、Ｖの含有量が本発明範囲の下限（０．０１０質量％）未満であったため、室温及び高温強度が低下した。
【００４５】
比較例７は、Ｍｎ及びＮｉの含有量が夫々本発明範囲の上限（０．５０質量％及び０．２０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。また、Ｎｂが本発明範囲の下限（０．１０質量％）未満であったため、室温及び高温強度が不足した。
【００４６】
比較例８は、Ｍｎの含有量が本発明範囲の上限（０．５０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。また、Ｎｂの含有量が本発明範囲の上限（０．０８０質量％）を超えたため、室温強度が過大となり靱性も劣化した。
【００４７】
比較例９は、Ｍｏの含有量が本発明範囲の上限（０．９０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生し、靱性も劣化した。
【００４８】
比較例１０は、２０×Ｃ＋Ｍｎが本発明の上限（２．１質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。
【００４９】
比較例１１は、Ｍｎが本発明範囲の上限（０．４０質量％）を超えたため、ＳＲ割れが発生した。
【００５０】
第２実施例
表２に示すソリッドワイヤのうち、Ｎｏ．１４のワイヤを直径１．２ｍｍに調節して、ＭＩＧ溶接を行い、各評価用試験材を作製した。下記表９にＭＩＧ溶接条件を示す。なお。開先形状は図１とし、各種試験要領及び使用鋼板等は第１実施例と同様とした。下記表１０にその結果を示す。
【００５１】
【表９】

【００５２】
【表１０】

【００５３】
本発明の溶接ワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＮｉの含有量がいずれも本発明範囲内であり、且つ２０×Ｃ＋Ｍｎが２．１質量％未満であるため、耐ＳＲ割れ性、室温及び高温強度、靱性、クリープ破断強度がいずれも所定の性能を満足した。また、Ｓの含有量が本発明範囲内であるため、ビードのなじみ性が良好であった。
【００５４】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＮｉの含有量及び２０×Ｃ＋Ｍｎ値を適切な値に規制することにより、高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のＭＩＧ溶接又はＴＩＧ溶接用ワイヤとして必要な特性を具備しつつ耐ＳＲ割れ性が優れた溶接ワイヤを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接母材の形状を示す断面図である。
【図２】溶接母材の形状を示す断面図である。
【図３】ＳＲ割れ試験片の形状を示す図であって、（ａ）は側面図、（ｂ）は試験片長手方向に対する直行断面図、（ｃ）は（ｂ）のノッチ部分を拡大して示す断面図である。
【図４】採取位置の模式的断面図である。
【図５】試験片の調整要領を示す断面図である。
【図６】ＳＲ割れの観察位置を示す模式的斜視図である。
【符号の説明】
１、３；溶接母材
２；裏当金
３；溶接母材
４；溶接金属
４ａ；最終ビート
１０；試験材
１１；スリット
１２；ノッチ[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to MIG (metal inert gas) of high-strength Cr-Mo steel shown in thermal power technical standards: fire STBA24J1 (fire: standard defined by a ministerial ordinance (Ministry of International Trade and Industry) defining technical standards related to power generation thermal power equipment). ) For welding or TIG (tungsten inert gas) welding wire, especially high strength Cr-Mo steel with excellent room temperature and high temperature strength after SR (stress relief), high temperature strength, toughness, creep strength and excellent SR cracking resistance. The present invention relates to a wire for MIG welding or TIG welding.
[0002]
[Prior art]
Since 2.25 to 3 mass% Cr-1 mass% Mo steel is excellent in high temperature characteristics, it has been widely applied as a material used in high temperature and high pressure environments such as boilers and chemical reaction vessels. In recent years, in order to achieve high-efficiency operation of facilities, the use environment of these structures tends to be further increased in temperature and pressure, and the welded structures are increased in thickness and thickness, or as steel materials, such as V or Nb Various measures for increasing the strength are being promoted, such as using high-strength Cr-Mo steel to which is added. As for the welding material, high-strength Cr-Mo steel welding wires containing N or V in addition to V or V are disclosed (Japanese Patent No. 2622516, Japanese Patent No. 2742201, and Japanese Patent Laid-Open No. Hei. 10-128576 and JP-A-10-272592). In addition, as a welding method, there exist covering arc welding, submerged arc welding, MIG welding, and TIG welding. Submerged arc welding is frequently used from the viewpoint of efficiency, but application of TIG welding is indispensable for welding of the first layer or piping. MIG welding is also an effective welding method because it has a higher efficiency than coated arc welding. On the other hand, residual stresses of tensile components exist in these welds as they are, and it is necessary to perform SR (stress relief annealing) treatment to release them. Therefore, the welding material has various properties in consideration of the use environment of the welded structure exposed to high temperature and high pressure for a long time, that is, not only creep strength or temper embrittlement property but also resistance to SR treatment. Required.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
However, it has been pointed out that high strength Cr—Mo steel wires that have been proposed conventionally cause so-called SR cracks, which are grain boundary cracks due to precipitation aging, by SR treatment. Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-128576 discloses a technique for suppressing SR cracking by adjusting the contents of C, N, and V of the wire, but its effect is insufficient. . As a result of various investigations by the inventors of the present application, the SR crack is different from the hot crack generated at the time of welding or the cold crack caused by hydrogen, and is formed in the original part of the deposited metal, in particular, long and linear. It has been found that the former austenite grain boundary occurs in an open mold. As countermeasures for this, the original part of the weld metal is removed by dressing with a grinder or the like, or the original part of the weld metal is reheated by a temper beat and the structure is refined (grain interfacial area of old austenite grains). However, all of these techniques increase the number of work steps and significantly impair productivity. From such a background, a solution of the welding wire itself against the SR crack is strongly desired.
[0004]
The present invention has been made in view of such problems, and is a high-strength Cr—Mo steel having excellent room temperature and high-temperature strength, toughness, and creep strength after SR treatment and excellent SR cracking resistance. It aims at providing the wire for MIG welding or TIG welding.
[0005]
[Means for Solving the Problems]
The wire for MIG welding or TIG welding of high-strength Cr—Mo steel according to the first invention of the present application is Si: 0.05 to 0.70 mass%, Cr: 2.00 to 3.25 mass%, Mo: 0.00. 01 to 0.90 mass%, V: 0.010 to 0.800 mass%, Nb: 0.010 to 0.080 mass%, C: 0.020 to 0.090 mass%, and Mn: 0.01 To 0.40% by mass, 20 × C + Mn is 2.1% by mass or less, Ni is limited to 0.20% by mass or less, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities. Features.
[0006]
The wire for MIG welding or TIG welding of high-strength Cr—Mo steel according to the second invention of the present application is Si: 0.05 to 0.70 mass%, Cr: 2.00 to 3.25 mass%, Mo: 0.00. 01 to 0.90 mass%, V: 0.010 to 0.800 mass%, Nb: 0.010 to 0.080 mass%, C: 0.020 to 0.090 mass%, Mn: 0.01 to 0.40% by mass, W: 0.005 to 2.50% by mass, and S: 0.002 to 0.015% by mass, and 20 × C + Mn is 2.1% by mass or less, Ni: It is limited to 0.20% by mass or less, and the remainder has a composition composed of Fe and inevitable impurities.
[0007]
Furthermore, it is preferable to contain B: 0.0002 to 0.0050 mass%.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in more detail. In the prior art, for the purpose of improving the temper embrittlement characteristics when exposed to a high temperature for a long time, there are many that limit the content of inevitable impurities. As a result of various experimental studies conducted by the inventors of the present application, it has been found that unavoidable impurities should be restricted even for SR cracking. However, restriction of inevitable impurities is a great disadvantage in terms of cost, and it is difficult to suppress SR cracking alone. On the other hand, as a result of intensive experiment research conducted by the inventors of the present application, the amount of grain boundary precipitates has an effect on SR cracking. Further, the grain boundary precipitates have a higher C and Mo content. It was found that the amount of precipitates increased and SR cracking occurred. Moreover, as a result of paying attention not only to the content of inevitable impurities but also to segregation behavior, it has been found that Mn and Ni promote grain boundary segregation of inevitable impurities and cause SR cracking. Furthermore, it has been found that C has an extremely large influence on the segregation behavior of inevitable impurities and causes the occurrence of SR cracks with respect to the amount of grain boundary precipitates. The present invention has been made based on these three findings.
[0009]
That is, the first invention of the present application adjusts the contents of C, Si, Cr, Mo, V, and Nb contained in the wire, and optimizes the contents of C and Mo, Ni and Mn among these components. By optimizing the content and further restricting the C and Mn content, it has the necessary properties (various strength, toughness, etc.) as a welding material for high-strength Cr-Mo steel and suppresses SR cracking It is. However, if any one of the above requirements is missing, it is possible to obtain a high strength Cr-Mo steel welding wire having excellent room temperature and high temperature strength, toughness and creep strength after SR treatment and good SR cracking resistance. Can not.
[0010]
The second invention of the present application further improves the creep strength and welding workability by further defining the contents of W and S. Furthermore, by specifying the B content, the creep strength and toughness can be further improved.
[0011]
Hereinafter, the reasons for limiting the numerical values of the chemical compositions of the first and second inventions of the present application will be described.
[0012]
Si: 0.05 to 0.70 mass%
Si has the effect of increasing the viscosity of the molten metal and adjusting the bead shape. If Si is less than 0.05, this effect cannot be obtained, and the viscosity of the molten metal is insufficient, and the bead shape is significantly lowered, for example, the back layer bead of the first layer becomes convex. On the other hand, when Si exceeds 0.70 mass%, slag is generated to cause slag entrainment, and the weld metal is embrittled by SR treatment, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the Si content is 0.05 to 0.70 mass%.
[0013]
Cr: 2.00 to 3.25% by mass
Cr is added to ensure corrosion resistance and room temperature and high temperature strength, and is an essential component in the present invention. However, if Cr is less than 2.00% by mass, sufficient corrosion resistance, room temperature and high temperature strength cannot be obtained. On the other hand, when Cr exceeds 3.25 mass%, toughness will fall. Therefore, the Cr content is 2.00 to 3.25% by mass.
[0014]
Mo: 0.01 to 0.90 mass%
Mo is added to ensure corrosion resistance, room temperature, and high-temperature strength in the same manner as Cr, and is an essential component of the present invention. Furthermore, Mo is one of the important constituent requirements of the present invention together with C, Mn, Ni, and 20 × C + Mn. If the Mo content exceeds 0.90% by mass, the toughness is reduced, and the amount of grain boundary precipitates becomes excessive, so that SR crack resistance can be achieved even if C, Mn, Ni, and 20 × C + Mn are within the scope of the present invention. It will be seriously damaged. On the other hand, if it is less than 0.1% by mass, sufficient corrosion resistance and room temperature and high temperature strength cannot be obtained. Therefore, the Mo content is set to 0.01 to 0.90 mass%.
[0015]
V: 0.010 to 0.800 mass%, preferably 0.010 to 0.60 mass%
Nb: 0.010 to 0.080 mass%, preferably 0.010 to 0.060 mass%
V and Nb are both precipitation hardening elements and are added to ensure room temperature and high temperature strength. However, when V is less than 0.010 mass% and Nb is less than 0.010 mass%, sufficient room temperature and high temperature strength cannot be obtained. On the other hand, when V exceeds 0.800 mass% and Nb exceeds 0.080 mass%, the strength becomes excessively high and causes a decrease in toughness. Accordingly, the V content is 0.010 to 0.800 mass%, more preferably 0.010 to 0.60 mass%, and the Nb content is 0.010 to 0.080 mass%, more preferably 0. .010 to 0.060 mass%.
[0016]
C: 0.020 to 0.090 mass%
C is one of the important constituents of the present invention together with Mn, Ni, Mo, and 20 × C + Mn. C has a great influence on quench hardenability, and is an important element for securing room temperature and high temperature strength, creep strength and toughness. When C is less than 0.020% by mass, the hardenability is insufficient and the room temperature strength is insufficient, and the precipitation of carbide is insufficient, resulting in insufficient high-temperature strength and creep strength. On the other hand, if C exceeds 0.090 mass%, the room temperature strength becomes excessively high and the toughness is lowered, and the amount of grain boundary precipitates is increased, so that Mn, Ni, Mo, and 20 × C + Mn are present in the present invention. The SR resistance also deteriorates as a range. Therefore, the C content is 0.020 to 0.090 mass%.
[0017]
Mn: 0.01 to 0.40 mass%
Mn, together with C, Ni, Mo, and 20 × C + Mn, is one of the important constituents of the present invention. Conventionally, for the purpose of improving the temper embrittlement characteristics, a technique for limiting the inevitable impurity content of the welding wire has been disclosed. However, there is a limit in terms of cost, and the suppression of SR cracking is insufficient. It was. The present invention has been made because it has been found that, unlike such a conventional technique, SR cracking can be suppressed by adjusting the amount of grain boundary precipitates and adjusting elements that promote segregation. As a result of investigating the relationship with SR cracking for components other than unavoidable impurities, it was found that Mn and Ni are components that promote grain boundary segregation of unavoidable impurities and impair SR cracking resistance. For this reason, when Mn exceeds 0.4 mass%, it is difficult to suppress SR cracking even if C, Ni, Mo, and 20 × C + Mn are adjusted within the scope of the present invention. On the other hand, Mn has an effect of improving toughness, but if it is less than 0.01% by mass, this effect cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 0.01 to 0.40 mass%.
[0018]
20 × C + Mn: 2.1% by mass or less In order to improve the SR cracking resistance, which is the object of the present invention, it is extremely important to reduce the amount of grain boundary precipitates and to suppress grain boundary segregation of inevitable impurities. From the research results of the inventors of the present application, it has been found that C has a great influence on the amount of grain boundary precipitates, and Mn has a great influence on the grain boundary segregation of inevitable impurities. And even if C, Mn, Ni, and Mo were made into this invention range, when 20 * C + Mn exceeded 2.1 mass%, it turned out that SR cracking resistance deteriorates. Accordingly, 20 × C + Mn is 2.1% by mass or less.
[0019]
Ni: 0.20% by mass or less Ni has a defect that promotes grain boundary segregation of inevitable impurities together with Mn and impairs SR cracking resistance, so C, Mn, Mo, and 20 × C + Mn At the same time, it is one of the important constituent elements of the present invention. When Ni exceeds 0.20 mass%, it becomes difficult to suppress SR cracking even if C, Mn, Mo, and 20 × C + M are within the scope of the present invention. Therefore, the Ni content is 0.20 mass% or less.
[0020]
The above are the main constituent requirements that form the basis of the present invention. By satisfying all of these requirements, high strength Cr-Mo steel having room temperature strength, high temperature strength, creep strength, toughness, and excellent SR crack resistance is used. A wire for MIG welding or TIG welding can be obtained. In addition to these constituent requirements, the above-described various properties can be obtained by defining the following components.
[0021]
W: 0.005 to 2.50 mass%
W strengthens the matrix by solid solution and precipitates as fine carbides to strengthen precipitation, thereby contributing to the improvement of creep strength. It also contributes to the improvement of SR cracking resistance. However, when W is less than 0.005% by mass, this effect cannot be obtained. On the other hand, even if it exceeds 2.50% by mass, no particular creep strength improving effect is observed. Therefore, in the case of the second invention of the present invention containing W, the content is set to 0.005 to 2.50 mass%.
[0022]
S: 0.002 to 0.015 mass%
Since S is a component that promotes SR cracking, it is an unavoidable impurity that is not actively added in the first invention of the present application. However, S is an element that improves the fluidity of the molten metal, and improves the compatibility with the weld metal of the base metal groove surface or the front layer and the front pass, thereby suppressing the occurrence of welding defects such as poor fusion. Has an effect. For this reason, in 2nd invention of this application, S is contained 0.002 mass% or more. However, if S is less than 0.002% by mass, this effect cannot be obtained. On the other hand, if S exceeds 0.015% by mass, no special fusion defect improving effect is observed, and SR cracking is caused. Therefore, in the case of the second invention of the present application containing S, the content is made 0.002 to 0.015 mass%.
[0023]
B: 0.0002 to 0.0050 mass%
B has an effect of improving toughness since carbides are dispersed and precipitated. Furthermore, the carbide is excellent in stability at high temperatures, and is effective in further improving the creep strength. However, this effect cannot be obtained when the B content is less than 0.0002 mass%. On the other hand, when the content of B exceeds 0.0050 mass%, the SR cracking resistance deteriorates. Therefore, when B is contained, the content is set to 0.0002 to 0.005 mass%.
[0024]
Inevitable impurities in the present invention include P, S, Cu, Sn, As, Sb, Ta, Al, Ti, N, O, and the like. The maximum allowable contents of P and S are each 0.015% by mass, and the maximum allowable contents of Sn, As, and Sb are 0.005% by mass, respectively. Moreover, it is not necessary to give Cu plating as a wire surface treatment. In addition, when performing Cu plating, Cu plating amount shall be 0.30 mass% at the maximum with respect to the total mass of a wire. The maximum allowable amount of Al, Ti, O, and N is 0.04% by mass. The maximum allowable content of Ta is 0.03% by mass.
[0025]
Needless to say, the present invention is a wire for MIG welding or TIG welding, and can be applied to any welding method. TIG welding includes a manual construction method using a TIG cutting line and an automatic construction method, but the wire of the present invention can be used in any construction method. The shielding gas is not particularly limited. In the case of TIG welding, Ar or Ar + He, and in the case of MIG welding, shielding gases having various compositions such as Ar + CO ₂ , Ar + O ₂ , or Ar + CO ₂ + O ₂ can be used. There is no particular restriction on the wire diameter, and any diameter such as 0.8 to 2.4 mm can be used.
[0026]
【Example】
Hereinafter, the effect of the MIG welding or TIG welding wire of the high-strength Cr—Mo steel of the present invention will be described in comparison with a comparative example that is out of the scope of the present invention.
[0027]
First Example Solid wires (wire diameter 1.6 mm) having chemical components shown in Tables 1 and 2 below were prepared, and TIG welding was performed to prepare various evaluations and test materials. In addition to the chemical components shown in Tables 1 and 2 below, the solid wire includes Sn of less than 0.005 mass%, Sb of less than 0.005 mass%, As of less than 0.005 mass%, and Ta of 0. Contained less than 0.03 mass%. The evaluation was performed by evaluating the shape of the back bead, the conformability of the bead, and the SR crack, and the tensile test, the Charpy impact test, and the creep rupture test. FIG.1 and FIG.2 is sectional drawing which shows the groove shape of the welding base material used in a present Example. Tables 3 and 4 below show the TIG welding conditions. The nozzle used in the present embodiment has a double structure, and shield gases having different flow rates are supplied from nozzles formed inside and outside. Table 5 below shows various test procedures (evaluation criteria, test piece shape and sampling position). In Table 5, AC indicates air cooling, and FC indicates furnace cooling. 3 and 4 show the shape and sampling position of the SR crack specimen, respectively. FIG. 5 and FIG. 6 are a cross-sectional view showing a procedure for adjusting the SR crack specimen and a schematic perspective view showing the observation position of the SR crack, respectively. Table 6 below shows the chemical components of the steel sheet used as the base material.
[0028]
As shown in FIG. 1, the weld base material 1 has a V-shaped groove, and a backing metal 2 having the same chemical composition as the weld base material 1 is disposed on the back surface of the V-shaped groove portion. Has been. In this example, the groove angle of the V shape was 45 °, and the root interval of the portion where the backing metal was disposed was 6 mm. The plate thickness of the weld base material 1 was 12 mm. Further, as shown in FIG. 2, the weld base material 3 has a U-shaped groove, the root interval is 2.0 mm, the U-shaped groove angle is 10 °, and the plate thickness of the weld base material 3 is 12 mm. did. The bead conformability was evaluated using the groove-shaped base material shown in FIG. In addition, the back bead was evaluated using a groove-shaped base material shown in FIG.
[0029]
3 and 4 are views showing the shape and sampling position of the SR crack specimen, respectively, FIG. 3 (a) is a side view, FIG. 3 (b) is an orthogonal cross-sectional view with respect to the longitudinal direction of the specimen, and FIG. c) is an enlarged cross-sectional view of the notch portion of FIG. 3 (b), and FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of the sampling position. In the weld metal 4 formed by performing TIG welding under the conditions shown in Table 3 below using a solid wire of the test material for the groove of the base material 1 shown in FIG. 1, this welding is performed as shown in FIG. A cylindrical test material 10 having a notch 12 and a slit 11 so as to include the final beat 4a of the metal 4 was collected. As shown in FIG. 3A, the collected cylindrical test material 10 had an inner diameter of 5 mm, an outer diameter of 10 mm, and a length of 15 mm. Moreover, the slit 11 of the test material 10 is a slit having a width of 0.5 mm reaching the hollow portion of the cylinder, and the outer peripheral surface on the opposite side of the slit 11 has a notch 12 in the longitudinal direction of the test material 10. Yes. As shown in FIG. 3C, the notch 12 is a U-shaped groove having a depth of 0.5 mm, a width of 0.4 mm, and a curvature radius of 0.2 mm at the bottom. As shown in FIG. 4, the test material 10 has a U notch 12 located above the original part having a depth of 0.5 mm from the surface of the weld metal 4 and a slit 11 located below, A portion of the base material was collected so as to overlap the groove portion. The SR crack test material 10 was taken from the weld metal 4 in a welded state. Then, as shown in FIG. 5, bending stress is applied to the test piece 10 in the direction indicated by the arrow, and the slit 11 having a gap of 0.5 mm provided at a position opposite to the U notch 12 is increased to 0.05 mm. The narrowed slit 11 was scanned with a TIG electrode (non-filler tanning welding). By this adjustment, the tensile residual stress 13 is applied to the bottom portion of the U notch that was the weld metal base portion. Then, SR for 10 hours was given to the test material 10 at 715 degreeC, and it cooled. And as shown in FIG. 6, in the direction orthogonal to the longitudinal direction (TIG welding direction) of the test material 10, it cut | disconnects into three by 5 mm in length, one end surface of the cylinder of the test material 10, and The presence or absence of SR cracks was evaluated by observing the three cross sections A to C of the two cut surfaces. In addition, it was judged that the solid wire of the test material in which the SR crack occurred was not usable, and the creep test was not performed. The test materials for the tensile test, Charpy impact test, and creep rupture test were collected from the center position of the weld metal 4 so that the center of the test piece was all in the center of the thickness of the base material 1. In addition, one tensile test piece and creep rupture test piece were sampled for each weld base material and tested. Further, three test pieces for Charpy impact test were sampled for each weld base material and tested, and the average value was obtained. The above various test results are shown in Table 7 and Table 8 below.
[0030]
[Table 1]

[0031]
[Table 2]

[0032]
[Table 3]

[0033]
[Table 4]

[0034]
[Table 5]

[0035]
[Table 6]

Bal. Indicates the remainder.
[0036]
[Table 7]

[0037]
[Table 8]

[0038]
In Examples 1 to 9, since the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo, Nb, V, and Ni are all within the scope of the present invention, and 20 × C + Mn is less than 2.1% by mass, The back beat shape, SR cracking resistance, room temperature and high temperature strength, toughness, and creep rupture strength all satisfied predetermined performance. In Examples 2 to 9, the S content is within the preferable range of the present invention, and in Examples 3 to 9, the W and B contents are also within the preferable range of the present invention in addition to S. Further, the toughness and the creep rupture strength were further excellent.
[0039]
In Comparative Example 1, since the C content was less than the lower limit (0.020% by mass) of the present invention range, the tensile test strength at room temperature and high temperature was insufficient. Moreover, since Ni content exceeded the upper limit (0.20 mass%) of this invention, SR crack generate | occur | produced.
[0040]
In Comparative Example 2, the C content exceeded the upper limit (0.0090% by mass) of the range of the present invention, so the room temperature strength was excessive and the toughness was also deteriorated. In addition, the contents of C, Mn, and Ni exceed the upper limits of the present invention range (0.090% by mass, 0.50% by mass, and 0.20% by mass, respectively), and further 20 × C + Mn is present. Since the upper limit (2.1% by mass) of the invention range was exceeded, SR cracking occurred.
[0041]
In Comparative Example 3, since the Si content was less than the lower limit (0.05% by mass) of the range of the present invention, the shape of the back beat became poor. Moreover, since the contents of Mn and Ni exceeded the upper limits (0.50 mass% and 0.20 mass%) of the present invention range, SR cracking occurred.
[0042]
In Comparative Example 4, since the Si content exceeded the upper limit (0.70% by mass) of the range of the present invention, the weld metal was embrittled by SR and the toughness deteriorated. Moreover, since content of Mn and Ni exceeded the upper limit (0.50 mass% and 0.20 mass%) of this invention, respectively, and 20 * C + Mn exceeded 2.1 mass%, SR crack generate | occur | produced.
[0043]
In Comparative Example 5, since the Ni content exceeded the upper limit (0.20 mass%) of the present invention range, SR cracking occurred. Moreover, since the V content exceeded the upper limit (0.800% by mass) of the range of the present invention, the room temperature strength was excessive and the toughness was also deteriorated. The deterioration of toughness is also due to the fact that the Mn content was less than the lower limit (0.01) of the present invention range.
[0044]
In Comparative Example 6, since the Mn content exceeded the upper limit (0.50% by mass) of the present invention range and the Ni content exceeded the upper limit (0.20% by mass) of the present invention range, SR cracking occurred. did. Moreover, since content of V was less than the minimum (0.010 mass%) of the range of this invention, room temperature and high temperature strength fell.
[0045]
In Comparative Example 7, since the contents of Mn and Ni exceeded the upper limits (0.50% by mass and 0.20% by mass) of the present invention range, SR cracking occurred. Moreover, since Nb was less than the lower limit (0.10 mass%) of the range of the present invention, room temperature and high temperature strength were insufficient.
[0046]
In Comparative Example 8, since the Mn content exceeded the upper limit (0.50% by mass) of the present invention range, SR cracking occurred. Moreover, since the content of Nb exceeded the upper limit (0.080% by mass) of the range of the present invention, the room temperature strength became excessive and the toughness deteriorated.
[0047]
In Comparative Example 9, since the Mo content exceeded the upper limit (0.90% by mass) of the present invention range, SR cracking occurred and toughness deteriorated.
[0048]
In Comparative Example 10, SR cracking occurred because 20 × C + Mn exceeded the upper limit (2.1% by mass) of the present invention.
[0049]
In Comparative Example 11, SR cracking occurred because Mn exceeded the upper limit (0.40% by mass) of the present invention range.
[0050]
Second Embodiment Of the solid wires shown in Table 2, No. 2 was used. The 14 wires were adjusted to a diameter of 1.2 mm, MIG welding was performed, and each test material for evaluation was produced. Table 9 below shows the MIG welding conditions. Note that. The groove shape was as shown in FIG. 1, and various test procedures and steel plates used were the same as in the first example. The results are shown in Table 10 below.
[0051]
[Table 9]

[0052]
[Table 10]

[0053]
In the welding wire of the present invention, the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo, Nb, V and Ni are all within the scope of the present invention, and 20 × C + Mn is less than 2.1% by mass. SR cracking resistance, room temperature and high temperature strength, toughness, and creep rupture strength all satisfied predetermined performance. Moreover, since the content of S is within the range of the present invention, the conformability of the beads was good.
[0054]
【The invention's effect】
As described in detail above, according to the present invention, by controlling the content of C, Si, Mn, Cr, Mo, Nb, V and Ni and the 20 × C + Mn value to appropriate values, high strength Cr− It is possible to obtain a welding wire having excellent SR cracking resistance while having characteristics necessary for a MIG welding or TIG welding wire of Mo steel.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing the shape of a weld base material.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing the shape of a weld base material.
FIGS. 3A and 3B are diagrams showing the shape of an SR crack specimen, wherein FIG. 3A is a side view, FIG. 3B is a cross-sectional view orthogonal to the longitudinal direction of the specimen, and FIG. FIG.
FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of a sampling position.
FIG. 5 is a cross-sectional view showing a procedure for adjusting a test piece.
FIG. 6 is a schematic perspective view showing an observation position of an SR crack.
[Explanation of symbols]
1, 3; Welding base material 2; Back metal 3; Welding base material 4; Weld metal 4a; Final beat 10; Test material 11; Slit 12;

Claims

Si: 0.05 to 0.70 mass%, Cr: 2.00 to 3.25 mass%, Mo: 0.01 to 0.90 mass%, V: 0.010 to 0.800 mass%, Nb: 0.010 to 0.080 mass%, C: 0.020 to 0.090 mass%, and Mn: 0.01 to 0.40 mass%, and 20 × C + Mn is 2.1 mass% or less Yes: Ni: Wire for MIG welding or TIG welding of high-strength Cr-Mo steel, which is limited to 0.20% by mass or less, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities

Si: 0.05 to 0.70 mass%, Cr: 2.00 to 3.25 mass%, Mo: 0.01 to 0.90 mass%, V: 0.010 to 0.800 mass%, Nb: 0.010 to 0.080 mass%, C: 0.020 to 0.090 mass%, Mn: 0.01 to 0.40 mass%, W: 0.005 to 2.50 mass%, and S: 0 0.002 to 0.015% by mass, 20 × C + Mn is 2.1% by mass or less, Ni is limited to 0.20% by mass or less, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities. A wire for MIG welding or TIG welding of high-strength Cr-Mo steel characterized by the above.

Furthermore, B: 0.0002 thru | or 0.0050 mass% is contained, The wire for MIG welding or TIG welding of the high strength Cr-Mo steel of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.