窄坡口双丝串列埋弧焊方法

摘要

提供一种在改良9Cr‑1Mo钢的窄坡口双丝串列埋弧焊中，焊接效率优异，并且熔渣剥离性和焊道的状态良好，能够抑制焊接金属的高温裂纹的发生的焊接方法。该方法 以既定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Al、Ti、Zr、N，余量为Fe和不可避免的杂质的改良9Cr‑1Mo钢作为母材，使用既定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N、O，余量是Fe和不可避免的杂质，丝径为φ 4.0mm的焊丝，利用所述焊丝与既定的碱度的焊剂的组合，使用显示下降特性的交流电源，以使先行极的焊丝送给速度VL、后行极的焊丝送给速度VT、焊接速度v、每单位长度的熔敷量既定的条件进行焊接。

权利要求

1.一种窄坡口双丝串列埋弧焊方法，其特征在于，以改良9Cr-1Mo钢作为母材，其中含有C：0.08～0.12质量％、Si：0.20～0.50质量％、Mn：0.30～0.60质量％、P：0.020质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：0.40质量％以下、Cr：8.00～9.50质量％、Mo：0.85～1.05质量％、V：0.18～0.25质量％、Nb：0.06～0.10质量％、Al：0.02质量％以下、Ti：0.01质量％以下、Zr：0.01质量％以下、N：0.030～0.070质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，使用丝径为φ 4.0mm的焊丝，其中含有C：0.03～0.08质量％、Si：0.05～0.30质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：0.30～1.00质量％、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.80～1.20质量％、V：0.10～0.40质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：0.016～0.055质量％、O：0.03质量％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，利用所述焊丝与下述式(1)所示的碱度为2.3～2.7的焊剂的组合，使用显示下降特性的交流电源，以先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min，焊接速度v为30～55cm/min，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm的条件进行焊接，碱度＝(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))……(1)

在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的质量百分比含量。

说明书

窄坡口双丝串列埋弧焊方法

技术领域

[0001] 本发明涉及埋弧焊法，更详细地说，是涉及关于改良9Cr-1Mo钢的窄坡口内的双丝串列埋弧焊方法。

背景技术

[0002] 进行脱硫、重油分解的化学反应容器(反应器)，是用于重油的有效利用、石油精炼的效率化的压力容器。因为反应器在高温、高压下运转，所以作为材料适用的是1.25Cr-0.5Mo、2.25Cr-1.0Mo、2.25Cr-1.0Mo-V钢等铁素体系耐热钢。目前，2.25Cr-1.0Mo-V钢为主要材料，其设计温度一般截止到454℃。近年来，在重油的有效利用和石油精炼中，要求进一步高效率化，认为可以在设计温度500℃左右下的运转的、改良9Cr-1Mo钢制的反应器的研究开发积极地推进。

[0003] 改良9Cr-1Mo钢是在9Cr-1Mo钢中添加Nb和V，以实现高温强度的提高的钢。例如，有ASTM(American Society for Testing and Materials：美国材料试验协会)或ASME(American Society  of Mechanical Engineers：美国机械协会)规格所规定的SA335Gr.P91和SA213Gr.T91等。改良9Cr-1Mo钢的大部分是在火力发电用的锅炉领域具有实际功绩。

[0004] 反应器是板厚50mm以上，内径3～5m，全长数十m，重量数百吨的纵型圆筒状的压力容器。反应器的主体是通过对于由卷板焊接的环或锻造环的端部进行机械加工，将环彼此进行环焊而制造。因此，在结构上，压力容器所占的焊接部的比例变大，所以强烈要求焊接材料的减少、焊接的高效率化。一般来说，对于焊接材料的减少，有通过使坡口宽度狭窄且减小坡口角度，来减少焊接部的方法。另外，对于高效率化，有对于从初层至最终层以串列电极进行埋弧焊的方法。但是，对于焊接时的高温裂纹均构成不利的条件，因此以前研究的是其抑制技术的开发。

[0005] 例如，在专利文献1中公开有一种窄间隙埋弧焊方法，其特征在于，对于坡口宽度为10～25mm，坡口角度为15度以下的窄坡口，通过埋弧焊进行每层单道焊接时，作为先行电极使用1.6～3.2mmφ的电极，另外作为后行电极使用4.0～4.8mmφ的电极，并且使电极间距离为50～150mm，使用烧结型焊剂进行焊接。

[0006] 在此焊接方法中，利用串列焊接使电极间距离为50～150mm，可抑制焊道形状比(焊道深度H/焊道宽度W)。这时，使先行电极的丝径为1.6～3.2mmφ，后行电极的丝径为4.0～4.8mmφ。由此，可抑制高温裂纹的发生。

[0007] 现有技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1：日本特开昭60-177966号公报

[0010] 发明要解决的课题

[0011] 但是，现有的技术中存在以下的问题。

[0012] 在专利文献1中，实施例所述的焊接用实芯焊丝是软钢。在此，由改良9Cr-1Mo钢和共材(日文：共材)构成的焊接用实芯焊丝与软钢和共材构成的焊接用实芯焊丝相比，因为焦耳发热大，所以熔敷量变大，高温裂纹的敏感性提高。就是说，仅通过专利文献1所述的方法，难以解决改良9Cr-1Mo钢的焊接中关于高温裂纹的课题。另外，存在由先行的电极形成的熔渣无法由后行的电极充分熔融的风险，不适于用在反应器的环焊这样要求高品质的地方。

[0013] 另外，为了高效率焊接厚板，有效的是提高焊接线能量，即，提高焊接电流、电弧电压，使焊接速度低一些。但是，若提高焊接线能量，则特别是在窄坡口时容易使焊道形状成为梨形，高温裂纹的发生风险提高。这里构成问题的高温裂纹，是焊接金属中所含的P、S、Si、Nb等的低熔点化合物凝固时在枝晶间、奥氏体结晶晶界偏析，加上焊接收缩应变而发生的所谓凝固裂纹。

[0014] 因此，作为高温裂纹的抑制对策，将焊丝的成分，具体来说就是将P、S等杂质经超高纯度(Extra High Purity)熔解而抑制在100ppm以下也有效。但是，超高纯度熔解不得不使用电子束熔解专用的特殊炉壁耐火材，由此经济性上存在难点。因此，就要求有一种即使在一般的杂质水平下，也能够抑制高温裂纹的发生的技术。

[0015] 另外，本发明中作为对象的由改良9Cr-1Mo钢和共材构成的焊接用实芯焊丝，与1.25Cr-0.5Mo、2.25Cr-1.0Mo、2.25Cr-1.0Mo-V钢和共材构成的各焊接用实芯焊丝相比，因为焦耳发热高，熔敷量大，所以高温裂纹敏感性更高。因此，要求一种对于改良9Cr-1Mo钢能够抑制高温裂纹的发生的技术。

[0016] 另外，在双丝串列埋弧焊中，除了焊接效率的提高以外，还要求有良好的熔渣剥离性、焊道的状态良好。

发明内容

[0017] 本发明鉴于上述情况而形成，其课题在于，提供一种在改良9Cr-1Mo钢的窄坡口双丝串列埋弧焊中，焊接效率优异，且熔渣剥离性和焊道的状态良好，能够抑制焊接金属的高温裂纹的发生的焊接方法。

[0018] 用于解决课题的手段

[0019] 本发明人等进行潜心研究的结果是，发现了以下的事项。

[0020] 对于窄坡口串列焊接反复潜心研究的结果可知，通过使用本发明所规定的成分的母材、焊丝、焊剂，并规定先行极和后行极的焊丝的送给速度、焊接速度、以两者的比计算出的每单位长度的熔敷量，能够抑制高温裂纹的发生。

[0021] 即，本发明的窄坡口双丝串列埋弧焊方法的特征在于，以改良9Cr-1Mo钢作为母材其中含有C：0.08～0.12质量％、Si：0.20～0.50质量％、Mn：0.30～0.60质量％、P：0.020质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：0.40质量％以下、Cr：8.00～9.50质量％、Mo：0.85～1.05质量％、V：0.18～0.25质量％、Nb：0.06～0.10质量％、Al：0.02质量％以下、Ti：0.01质量％以下、Zr：0.01质量％以下、N：0.030～0.070质量％，余量是Fe和不可避免的杂质，并使用丝径为4.0mmφ的焊丝，其中含有C：0.03～0.08质量％、Si：0.05～0.30质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：0.30～1.00质量％、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.80～1.20质量％、V：0.10～0.40质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：
0.016～0.055质量％、O：0.03质量％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，利用所述焊丝与下述式(1)所示的碱度为2.3～2.7的焊剂的组合，使用显示下降特性的交流电源，以先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min，焊接速度v为30～55cm/min，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm的条件进行焊接。

[0022] 碱度＝(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))……(1)

[0023] 在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的含量(质量％)。

[0024] 根据这一焊接方法，以改良9Cr-1Mo钢为母材的窄坡口双丝串列埋弧焊方法(以下，适当称为埋弧焊方法或仅称为焊接方法)，通过规定焊丝成分，焊接金属的蠕变断裂强度、韧性、耐氧化性、高温强度提高，并且焊接金属的高温裂纹敏感性降低。另外，通过规定丝径，熔敷量变得适度，焊接效率提高，并且焊接金属的高温裂纹、韧性的劣化得到抑制。

[0025] 另外，通过规定焊剂的碱度，焊接金属的韧性提高，并且焊道外观、焊道形状良好。另外，通过使用显示下降特性的交流电源，能够进行稳定的焊接。此外，通过规定焊丝的送给速度、焊接速度、每单位长度的熔敷量，焊接效率、焊道的状态和熔渣剥离性提高，并且焊接金属的高温裂纹的发生得到抑制。

[0026] 发明效果

[0027] 本发明的窄坡口双丝串列埋弧焊方法，在改良9Cr-1Mo钢的焊接中，焊接效率优异并且焊道的状态良好，能够得到熔渣剥离性、耐高温裂纹性优异的焊接金属。

附图说明

[0028] 图1是表示本发明的焊接方法中的先行极和后行极的状态的正视图。

[0029] 图2是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的正视图。

[0030] 图3是图2所示的焊嘴的侧视图。

[0031] 图4是图2所示的焊嘴的焊嘴前端部侧的端面图。

[0032] 图5是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的状态的正视图。

[0033] 图6是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的状态的正视图。

[0034] 图7是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的状态的正视图。

[0035] 图8是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的状态的正视图。

[0036] 图9是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的状态的正视图。

[0037] 图10是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的状态的正视图。

[0038] 图11是表示实施例中使用的试验体和焊接金属的层叠状态的剖面图。

具体实施方式

[0039] 以下，对于本发明的实施方式详细地进行说明。

[0040] 本发明的焊接方法，是以窄坡口的焊接为对象的窄坡口双丝串列埋弧焊方法。所谓双丝串列埋弧焊方法，例如像图1所示这样，就是对于由改良9Cr-1Mo钢所构成的母材10，使用分别内插有焊丝12a、12b的焊嘴11a、11b和未图示的焊剂，通过电弧焊进行焊接的方法。即，本发明的焊接方法如图1所示，以先行极15a和后行极15b的2个电极进行焊接。在此，在本发明中，母材10的窄坡口定义为板厚t为50mm以上、坡口角度θ为0～5°的坡口(参照图11)。例如，在后述的实施例中使用的图11的试验体20中，板厚t为250mm，坡口角度θ为2°+2°的4°。

[0041] 另外，焊嘴形状是图1所示这样的直管状、图2～4所示这样的折弯块状、或日本特公昭62-58827公报的Fig.3b所示这样的形状都无妨，可从确保焊丝送给性和供电位置稳定化的观点出发适当选择。特别是图2～4所示这样的、在不阻碍焊丝送给的范围内焊嘴前端部30a被弯曲的折弯块状焊嘴中，供电位置稳定化，结果是焊丝送给速度稳定化。还有，图2～10表示先行极或后行极，为了方便，将其一并图示。

[0042] 在此，如图1、图5～7、图8～10所示，焊嘴/母材间距离是焊丝12a、12b、40最终从焊嘴11a、11b、30突出的部分、即焊嘴前端部13a、13b、30a与母材10之间的垂直的距离L。

[0043] 如图1、图5～7、图8～10所示，焊嘴角度是相对于母材10的表面垂直的线，与焊丝12a、12b、40最终从焊嘴11a、11b、30突出的部分、即焊嘴前端部13a、13b、30a的轴线形成的角度。

[0044] 还有，符号α是焊嘴角度的后退角，符号β是焊嘴角度的前进角。

[0045] 如图1所示，电极间距离是先行极15a的焊丝12a的前端和后行极15b的焊丝12b的前端的水平的距离W。

[0046] 本发明的窄坡口双丝串列埋弧焊方法，以既定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Al、Ti、Zr、N，余量是Fe和不可避免的杂质的改良9Cr-1Mo钢作为母材，使用既定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N、O，余量是Fe和不可避免的杂质，丝径为4.0mmφ的焊丝。

[0047] 而且，埋弧焊方法中，利用所述焊丝与既定的碱度的焊剂的组合，使用显示出下降特性的交流电源，以先行极的焊丝送给速度VL、后行极的焊丝送给速度VT、焊接速度v、每单位长度的熔敷量为既定的条件进行焊接的方法。

[0048] 以下，对于母材和焊丝的成分限定理由、焊接条件等进行说明。还有，以下说明的母材的各成分含量是相对于母材总体的含量，焊丝的各成分含量是相对于焊丝总体的含量。

[0049] [母材的化学成分]

[0050] 母材是改良9Cr-1Mo钢，其化学成分含有C：0.08～0.12质量％、Si：0.20～0.50质量％、Mn：0.30～0.60质量％、P：0.020质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：0.40质量％以下、Cr：8.00～9.50质量％、Mo：0.85～1.05质量％、V：0.18～0.25质量％、Nb：0.06～0.10质量％、Al：0.02质量％以下、Ti：0.01质量％以下、Zr：0.01质量％以下、N：0.030～0.070质量％，余量是Fe和不可避免的杂质。

[0051] 本发明作为被焊接材(母材)以改良9Cr-1Mo钢为对象。其中包括各种的规格，改良9Cr-1Mo钢(以下，也称为Mod.9Cr-1Mo钢)是在9Cr-1Mo钢中添加有Nb和V的钢，例如，ASTM规格或ASME规格所规定的SA335Gr.P91和SA213Gr.T91，EN规格(European standards：欧洲规格)所规定的X10CrMoVNb9-1，以及火力技术规范所规定的火STBA28、火STPA28、火SCMV28及火SFVAF28。

[0052] 本发明所规定的母材的成分是满足这些规格的范围。

[0053] [焊丝的化学成分和尺寸]

[0054]

[0055] C与Cr、Mo、V和Nb结合而析出各种碳化物，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，C含量低于0.03质量％时，得不到充分的效果。另一方面，若过剩地添加C，具体来说，若C含量高于0.08质量％，则耐高温裂纹性劣化。因此，焊丝的C含量为0.03～0.08质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，C含量优选为0.04质量％以上，更优选为0.045质量％以上。另外，从进一步提高耐高温裂纹性的观点出发，优选为0.07质量％以下，更优选为0.065质量％以下。

[0056]

[0057] Si作为脱氧剂起作用，具有减少焊接金属中的氧量，改善焊接金属的韧性的效果。但是，Si含量低于0.05质量％时，得不到充分的效果。另一方面，Si是铁素体生成元素，若过剩地添加，具体来说，若Si含量高于0.30质量％，则引起焊接金属中的δ-铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Si含量为0.05～0.30质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Si含量优选为0.10质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为0.25质量％以下。

[0058]

[0059] Mn作为脱氧剂起作用，具有减少焊接金属中的氧量，改善韧性的效果。另外，Mn和Ni是奥氏体生成元素，均具有抑制焊接金属中的δ-铁素体的残留带来的韧性劣化的效果。但是，Mn含量低于0.50质量％时或Ni含量低于0.30质量％时，得不到这些效果，焊接金属的韧性劣化。另一方面，如果Mn含量高于2.20质量％时或Ni含量高于1.00质量％时，则焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Mn含量为0.50～2.20质量％，焊丝的Ni含量为0.30～1.00质量％。

[0060] 从进一步提高所述效果的观点出发，Mn含量优选为0.80质量％以上，更优选为1.10质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为1.90质量％以下，更优选为1.60质量％以下。

[0061] 从进一步提高所述效果的观点出发，Ni含量优选为0.40质量％以上，更优选为0.50质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为0.90质量％以下，更优选为0.80质量％以下。

[0062]

[0063] Cr是本发明中使用的焊丝作为对象的Mod.9Cr-1Mo钢的主要元素，是用于确保耐氧化性、高温强度所不可欠缺的元素。但是，Cr含量低于8.00质量％时，耐氧化性和高温强度变得不充分。另一方面，Cr是铁素体生成元素，若过剩地添加，具体来说，若Cr含量高于10.50质量％，则引起δ-铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Cr含量为8.00～
10.50质量％。由此，能够得到优异的耐氧化性和高温强度。从进一步提高所述效果的观点出发，Cr含量优选为8.40质量％以上，更优选为8.60质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为9.40质量％以下，更优选为9.20质量％以下。

[0064]

[0065] Mo是固溶强化元素，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，Mo含量低于0.80质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，因为Mo是铁素体生成元素，所以若过剩地添加，具体来说，若Mo含量高于1.20质量％，则引起焊接金属的δ-铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Mo含量为0.80～1.20质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Mo含量优选为0.90质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为1.10质量％以下。

[0066]

[0067] V是析出强化元素，作为碳氮化物析出，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，V含量低于0.10质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，V也是铁素体生成元素，若过剩地添加，具体来说，若V含量高于0.40质量％，则引起焊接金属中的δ-铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的V含量为0.10～0.40质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，V含量优选为0.15质量％以上，更优选为0.20质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为0.35质量％以下，更优选为0.30质量％以下。

[0068]

[0069] Nb作为固溶强化和氮化物析出，是有助于蠕变断裂强度的稳定化的元素。但是，Nb含量低于0.020质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，Nb也是铁素体生成元素，若过剩地添加，具体来说，若Nb含量高于0.080质量％，则引起焊接金属中的δ-铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的Nb含量为0.020～0.080质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Nb含量优选为0.030质量％以上，更优选为0.035质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，优选为0.070质量％以下，更优选为0.065质量％以下。

[0070]

[0071] P是提高高温裂纹敏感性的元素。若P含量高于0.015质量％，则耐高温裂纹性劣化。因此，焊丝的P含量限制在0.015质量％以下。从进一步抑制耐高温裂纹性的劣化的观点出发，P含量优选为0.010质量％以下，更优选为0.005质量％以下。还有，P含量虽然优选为0质量％，但实质上，0.003质量％为下限值。

[0072]

[0073] S是提高高温裂纹敏感性的元素。若S含量高于0.010质量％，则耐高温裂纹性劣化。因此，焊丝的S含量限制在0.010质量％以下。从进一步抑制耐高温裂纹性的劣化的观点出发，S含量优选为0.008质量％以下，更优选为0.005质量％以下。还有，虽然S含量优选为0质量％，但实质上，0.003质量％为下限值。

[0074]

[0075] N作为固溶强化和氮化物析出，是有助于蠕变断裂强度的稳定化的元素。但是，N含量低于0.016质量％时，得不到充分的蠕变断裂强度。另一方面，若过剩地添加N，具体来说，若N含量高于0.055质量％，则气孔发生。因此，焊丝的N含量为0.016～0.055质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，N含量优选为0.025质量％以上。另外，从进一步抑制气孔的发生的观点出发，优选为0.045质量％以下。

[0076]

[0077] O在焊接金属中作为氧化物残存而使焊接金属的韧性劣化。具体来说，若O含量高于0.03质量％，则残存氧化物增加，焊接金属的韧性劣化。因此，焊丝的O含量限制在0.03质量％以下。从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，O含量优选为0.02质量％以下，更优选为0.015质量％以下。还有，O含量虽然优选为0质量％，但实质上0.002质量％为下限值。

[0078] <余量：Fe和不可避免的杂质>

[0079] 焊丝的成分的余量是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可列举Cu、As、Sb、Sn等。Cu根据焊丝表面镀铜的情况含有。

[0080] <焊丝的丝径>

[0081] 本发明所用的丝径必须是4.0mmφ。在本发明中，丝径无论是先行极、后行极都使用4.0mmφ。丝径为3.2mmφ时，不能获得充分的熔敷量，焊接效率牺牲。另一方面，为4.8φmm时，熔敷量多，因此抑制高温裂纹的熔敷量的控制变得困难。另外，为4.8mmφ时，因为层厚变大，所以也有焊接金属的韧性劣化问题。因此，丝径无论先行极、后行极均为4.0mmφ。

[0082] <焊剂的碱度>

[0083] 本发明中使用的埋弧焊用焊剂，必须碱度为2.3～2.7。碱度低于2.3时，焊接金属中的氧量未充分下降而变得低韧性。另一方面，若碱度高于2.7，则焊道外观、焊道形状劣化。因此，碱度为2.3～2.7的范围内。从进一步抑制焊接金属的韧性的劣化的观点出发，碱度优选为2.4质量％以上。另外，从进一步抑制焊道外观、焊道形状的劣化的观点出发，优选为2.6质量％以下。

[0084] 还有，本发明中的碱度由下述式(1)求得。

[0085] 碱度＝(CaF2+CaO+MgO+SrO+Na2O+Li2O+1/2(MnO+FeO))/(SiO2+1/2(Al2O3+TiO2+ZrO2))……(1)

[0086] 在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的含量(质量％)。

[0087] 还有，作为本发明中使用的焊剂，如果碱度满足所述范围，则成分等的其他条件没有特别规定。

[0088] [焊接条件]

[0089] 作为抑制高温裂纹的发生的手法之一，可以采用限制线能量这样的手法。但是，根据焊接电流、电弧电压、工作的状态和通电点等的焊接环境，焊丝的熔融所使用的能量有变化的倾向。即，即使以相同的线能量焊接，仍有高温裂纹是否发生出现差异的可能性。因此，本发明人等通过规定焊丝的送给速度、焊接速度、每单位长度的熔敷量，来解决这一课题。

[0090] <焊丝的送给速度：先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min>

[0091] 先行极的焊丝的送给速度低于45g/min或后行极的焊丝送给速度低于60g/min时，焊接电流过小，电弧不稳定，未焊透发生。另一方面，若先行极的焊丝的送给速度高于90g/min或后行极的焊丝送给速度高于110g/min，则熔敷量过多，高温裂纹发生，并且熔渣剥离性也劣化。因此，焊丝送给速度中，先行极的焊丝送给速度VL为45～90g/min，后行极的焊丝送给速度VT为60～110g/min。

[0092] 从进一步抑制未焊透的发生的观点出发，先行极的焊丝送给速度优选为50g/min以上，更优选为55g/min以上。另外，从进一步抑制高温裂纹的发生、熔渣剥离性的劣化的观点出发，优选为85g/min以下，更优选为80g/min以下。从进一步抑制未焊透的发生的观点出发，后行极的焊丝送给速度优选为65g/min以上，更优选为70g/min以上。另外，从进一步抑制高温裂纹的发生、熔渣剥离性的劣化的观点出发，优选为105g/min以下，更优选为100g/min以下。

[0093] 关于焊丝的送给速度，若将先行极的焊丝送给速度的范围和后行极的焊丝送给速度的范围进行比较，则先行极的焊丝送给速度的范围小一些。在此，对于由先行极形成的焊接金属量与由后行极形成的焊接金属量而言，相比于由先行极形成的金属量和后行极形成的金属量等分，通过使由先行极形成的焊接金属量少一些，能够减小焊道深度，增大焊道宽度。因此，对于高温裂纹有利。因此，焊丝的送给速度优选为“先行极VL<后行极V“T 。

[0094] <焊接速度v：30～55cm/min>

[0095] 焊接速度低于30cm/min时，熔敷量过多而高温裂纹发生。另一方面，若焊接速度高于55cm/min，则熔融金属的供给来不及，焊道形状不稳定，未熔合、夹渣发生。因此，焊接速度v为30～55cm/min。从进一步抑制高温裂纹的发生的观点，焊接速度优选为35cm/min以上。另外，从焊道形状稳定化和防止未熔合、夹渣的观点出发，优选为50cm/min以下。还有，所谓焊接速度，如图1所示，是焊接机的焊嘴11a、11b朝焊接方向的移动速度。

[0096] <每单位长度的熔敷量：2.8～3.8g/cm>

[0097] 每单位长度的熔敷量根据“焊丝的送给速度/焊接速度”计算。即，每单位长度的熔敷量以焊丝的送给速度与焊接速度的比求得。还有，焊丝的送给速度，是先行极的焊丝送给速度和后行极的焊丝送给速度的合计。

[0098] 本发明的要点是适当地控制该每单位长度的熔敷量。每单位长度的熔敷量低于2.8g/cm时，熔敷量过少，焊接效率恶化。另一方面，若每单位长度的熔敷量高于3.8g/cm，则伴随收缩的力变大。另外，焊道的形状接近梨形，因此焊接金属的凝固方向朝向焊道中央而变得水平，收缩力施加的方向相对于最终凝固部垂直。因此，容易发生高温裂纹。因此，每单位长度的熔敷量为2.8～3.8g/cm。从进一步提高焊接效率的观点出发，每单位长度的熔敷量优选为2.9g/cm以上，更优选为3.0g/cm以上。另外，从进一步抑制高温裂纹的发生的观点出发，优选为3.7g/cm以下，更优选为3.6g/cm以下。

[0099] <显示下降特性的交流焊接机>

[0100] 焊接电流和电弧电压被作为将上述焊丝送给速度控制在适正范围的一个手段而进行调整。

[0101] 本发明中使用的焊接机是显示下降特性的交流焊接机。所谓下降特性，就是即使弧长变动，电流的变化也少而能够进行稳定的焊接的电源的特性。具体来说，弧长变长时，焊丝的送给速度临时性地变快，弧长变短时焊丝的送给速度为变慢。即，因为电源特性对焊丝送给速度造成影响，所以焊丝送给速度需要在本发明的范围进行管理。一般来说，施工条件由焊接电流、电弧电压决定，但其并不充分，在本发明中需要以焊丝送给速度进行管理。即使焊接电流一定，由于电弧的状态、焊丝的角度等发生变化，因此需要将焊丝送给速度作为参数。

[0102] 于是在本发明中，使用显示出下降特性的交流电源。

[0103] 按照以上，本发明适用于在进行脱硫、重油分解的化学反应容器(反应器)中所使用的改良9Cr-1Mo钢的埋弧焊。

[0104] 【实施例】

[0105] 以下，将对于纳入本发明的范围的实施例，与其效果脱离本发明的范围的比较例进行比较并说明。

[0106] 使用表1所示的化学成分的母材，准备3种与ASTM SA335Gr.P91的化学成分一致的改良9Cr-1Mo钢。关于该改良9Cr-1Mo钢，如图11所示，通过机械加工形成板厚t为250mm，槽底的曲率半径R为10mm，坡口角度θ为2°+2°的4°的窄坡口，作为改良9Cr钢的试验体20。

[0107] 另外，使用3种表2所示的化学成分的焊丝。丝径是4.0mmφ。另外，使用3种表3所示的粒度、化学成分、碱度的焊剂。

[0108] 【表1】

[0109]

[0110] 【表2】

[0111]

[0112] 【表3】

[0113]

[0114] 然后，在图11所示的试验体20的窄坡口内，使用表2所述的焊丝和表3所述的焊剂，使焊丝送给速度和焊接速度变化而实施埋弧焊。焊丝送给速度通过使焊接电流、焊接速度变化来进行控制。还有，在本焊接中，焊接金属21沿图中的箭头方向层叠。

[0115] 焊接条件如下。另外，其他的条件显示在表4中。还有，在表中，不满足本发明的范围的数值，对数值引下划线表示。

[0116] <焊接条件>

[0117] 焊嘴/母材间距离：先行极25mm，后行极30mm

[0118] 焊嘴角度：先行极；-5°(后退角5°)，后行极；40°(前进角40°)

[0119] 电极间距离：20mm

[0120] 极性：AC-AC双丝串列

[0121] 电源特性：下降特性

[0122] 焊接姿势：向下

[0123] 层叠方法：初层单焊道，之后每层双焊道

[0124] 对于进行了该焊接的试验体20，评价熔渣剥离性、焊道的状态、焊接效率、耐高温裂纹性。

[0125] <熔渣剥离性的评价>

[0126] 焊接结束后，用锤子击打3次附着在焊道表面的焊剂，容易剥离的条件判定为○，未剥离的条件判定为×。

[0127] <焊道的状态的评价>

[0128] 在所述熔渣剥离性的评价中，目测确认熔渣剥离后的表面外观，如果没有焊接缺陷、焊道形状良好则判定为○，发生焊接缺陷的情况或焊道形状不稳定的情况判定为×。

[0129] <焊接效率的评价>

[0130] 对于焊接效率而言，如果层叠方法中能够以每一层双焊道进行焊接，则评价为○，如果熔敷量减少，需要每一层三焊道以上进行焊接时，评价为×。

[0131] <耐高温裂纹性的评价>

[0132] 在除去焊接焊道的起点、终点部的300mm的范围，在每50mm的截面观察显微组织。在共计5个截面的全部中，未发生裂纹的条件判定为○，发生了裂纹的条件判定为×。

[0133] 这些结果显示在表4中。还有，表中，“-”是没有进行评价。

[0134] 【表4】

[0135]

[0136] 如表4所示，No.1～7满足本发明的范围，熔渣剥离性、焊道的状态、焊接效率没有问题，高温裂纹未发生。

[0137] No.8的先行极和后行极的焊丝的送给速度脱离本发明的下限。在No.8中，因为焊接电流小，焊丝的送给速度少，所以电弧不稳定，在坡口面和焊道的边界发生未焊透。另外，每单位长度的熔敷量脱离本发明的下限。还有，焊道的状态不良，因此未进行焊接效率和耐高温裂纹性的评价。

[0138] No.9的先行极和后行极的焊丝的送给速度脱离本发明的上限。因为焊接电流大，焊丝的送给速度大，所以熔敷量过多，高温裂纹发生，并且熔渣剥离性也降低。另外，每单位长度的熔敷量脱离本发明的上限，高温裂纹发生。还有，因为熔渣剥离性不良，所以未进行焊道的状态和焊接效率的评价。

[0139] No.10的焊接速度脱离本发明的下限。因为焊接速度慢，所以熔敷量过多，高温裂纹发生。另外，每单位长度的熔敷量脱离本发明的上限，高温裂纹发生。

[0140] No.11的焊接速度脱离本发明的上限。因此，焊丝的送给相对于焊接速度来不及，焊道宽度不稳定。还有，因为焊道的状态不良，所以未进行焊接效率和耐高温裂纹性的评价。

[0141] No.12、14、15的每单位长度的熔敷量脱离本发明的上限。因此，焊道形状接近梨形，高温裂纹发生。

[0142] No.13的每单位长度的熔敷量脱离本发明的下限。由此，熔敷量小，所以坡口内部的焊接次数增加，焊接效率降低。还有，因为焊接效率不良，所以未进行耐高温裂纹性的评价。

[0143] 还有，本发明具有的特征在于，规定先行极和后行极的焊丝送给速度、焊接速度、每单位长度的熔敷量，因此省略焊丝成分等其他的要件的比较例。焊丝成分等其他的要件的限定理由，如本说明书所述。

[0144] 以上，展示实施方式和实施例，对于本发明详细地进行了说明，本发明的主旨不受所述内容限定，其权利范围必须基于专利技术方案的范围所述进行广义地解释。还有，本发明的内容当然可以基于上述记载宽广地改变、变更等。

[0145] 符号说明

[0146] 10 母材(被焊接材)

[0147] 11a、11b、30 焊嘴

[0148] 12a、12b、40 焊丝

[0149] 13a、13b、30a 焊嘴前端部

[0150] 15a 先行极

[0151] 15b 后行极

[0152] 20 试验体