高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法与流程

本发明涉及埋弧焊方法，更详细地说，是涉及高Cr系CSEF(Creep strength-Enhanced Ferritic：蠕变强度增强的铁素体)钢的单丝埋弧焊方法。

背景技术：

火力发电锅炉和汽轮机、脱硫和改质(重油分解)用的化学反应容器(反应器)因为在高温、高压下运转，所以作为材料，适用的是1.25Cr-0.5Mo钢、2.25Cr-1.0Mo钢、2.25Cr-1.0Mo-V钢等。近年来，在重油的有效利用和石油精炼中，要求进一步的高能效化，含有8质量％以上的Cr的高Cr系CSEF钢的应用得到研究。在高Cr系CSEF钢中，有ASTM(American Society for Testing and Materials：美国材料试验协会)规格和ASME(American Society of Mechanical Engineers：美国机械协会)规格所规定的SA387Gr.91、SA213Gr.T91等。

火力发电锅炉、汽轮机、反应器是将锻环、锻管和弯曲加工钢板适宜组合，经焊接而形成的。而且，锻环也会变成板厚150～450mm，最大外径不足7m，总长数～数10m。作为火力发电锅炉、汽轮机、反应器的焊接方法，可使用保护电弧焊、TIG(Tungsten Inert Gas：钨极惰性气体保护焊)焊、埋弧焊。另外，火力发电锅炉、汽轮机和反应器，在结构上因为焊接部分的比例大，所以强烈要求焊接材料的减少，焊接的高能效化。

一般来说，对于焊接材料的减少来说，具有使坡口宽度狭窄，并且，使用缩少了坡口角度的窄坡口的方法。另外，对于高能效化来说，埋弧焊与其他的焊接方法相比较由于能效更高，所以被广泛使用。但是，在高Cr系CSEF钢的埋弧焊中，对于焊接时的高温裂纹而言，均为不利的条件。作为抑制埋弧焊中的高温裂纹、实现焊接的高能效化的技术，公开有以下这样的技术。

例如，在专利文献1中，公开有一种改良9Cr-1Mo钢用焊丝，其含有规定量的C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb和N，并以规定量限制Mn和Ni的总量，并且以规定量限制P、S、Cu、Ti、Al、B、W、Co和O，余量由Fe和不可避免的杂质构成。而且，在专利文献1中，通过使C为0.070～0.150质量％，并且，将P、S均限制在0.010质量％以下，从而抑制高温裂纹。

另外，在专利文献2中，公开有一种9Cr-1Mo钢的埋弧焊方法，其是将如下焊丝和焊剂加以组合来进行焊接的方法，所述焊丝含有规定量的C、Mn、Cr、Mo、Ni、V、Nb、Al和N，并且，以规定量限定Si和O，所述焊剂含有规定量的CaF₂、CaO和MgO中的一种或两种，Al2₂O₃和ZrO₂中的一种或两种，以及Al，并且，以规定量限定SiO₂。而且，在专利文献2中，使C为0.01～0.15wt％、Al为0.005～1.5wt％、Si为0.05wt％以下的焊丝，和SiO₂为5wt％以下(实质上不含Si)、CaF₂为25～70wt％的焊剂加以组合，从而抑制高温裂纹。

另外，在专利文献3中，公开有一种以单层单道焊接规定形状的窄坡口(坡口宽度10～25mm，坡口角度15°以下)的窄间隙埋弧焊方法。而且，作为先行电极使用2.4～3.2mmφ的电极，作为后行电极使用4.0～4.8mmφ的电极，使电极间距离为50～150mm，此外使用特定成分组成的烧结型焊剂，由此一边确保焊接金属的健全性，一边使焊接能效提高，并且抑制高温裂纹。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4476018号公报

专利文献2：日本专利第2529843号公报

专利文献3：日本特公平4-45271号公报

发明要解决的课题

但是，在现有的技术中，高Cr系CSEF钢的埋弧焊存在以下的问题。

在专利文献1的改良9Cr-1Mo钢用焊丝中，因为焊丝直径是2.4mmφ的细径焊丝，所以电弧扩展不足而容易发生未熔合，有得不到健全的焊接部的情况。另外，若使焊丝直径粗径化至4.0mmφ而进行埋弧焊，则由于母材稀释造成的增碳，导致初层有发生高温裂纹的情况。

在专利文献2的9Cr-1Mo钢的埋弧焊方法中，因为焊丝和焊剂是低Si设计，所以如前所述，应用于板厚均为450mm的厚板且面向窄坡口的焊接时，焊接操作性、特别是焊道形状容易凸焊道化，作为结果是有引起未熔合和夹渣的情况。即，有焊接部的健全性降低的情况。

在专利文献3的窄间隙埋弧焊方法中，实施例所述的焊丝和母材是软钢。在此，高Cr系CSEF钢焊丝与软钢焊丝比较，因为焦耳发热大，所以熔敷量变大，有高温裂纹的敏感性提高的情况。即，仅以专利文献3所述的方法难以解决高Cr系CSEF钢的焊接中关于高温裂纹的课题。

另外，因为专利文献3是串联电弧焊，所以由先行的电极形成的熔渣也有可能没有由后行的电极充分熔融，不适合反应器这样的高精度的焊接。此外，在窄坡口的初层焊接中，母材金属造成的稀释大。特别是在埋弧焊的情况下，熔深很深，稀释率极高，因此受到母材成分(特别是C)的影响而容易发生高温裂纹。为了抑制该高温裂纹，可以极力减少母材的稀释，并且使焊接金属为薄壁。但是，若进行串联焊接，则熔敷金属量增加，焊接金属变厚，因此高温裂纹容易发生。

一般来说，通过提高焊接线能量，即，提高焊接电流、电弧电压，降低焊接速度，可以提高焊接能效。但是，若提高焊接线能量，则特别是在窄坡口的情况下，熔深形状容易成为梨形，高温裂纹的发生风险提高。在此成为问题的高温裂纹，是在熔敷金属中所含的P、S、Si、Nb形成的低熔点化合物凝固时，在枝晶间、奥氏体结晶晶界偏析，再加上焊接收缩应变而发生的所谓高温裂纹。因此，作为高温裂纹的抑制对策，有效的是焊接材料的化学成分调整，具体来说，以超高纯度(EHP：Extra High Purity)熔解将P、S等的杂质抑制在100ppm以下。但是，超高纯度熔解由于不得不使用电子束熔解和专用的特殊炉壁耐火材，所以经济上存在难点。因此，要求在一般的杂质水平下也能够抑制高温裂纹发生的技术。

此外，高Cr系CSEF钢的埋弧焊中，焊丝的主要成分也是引起高温裂纹的原因。即，由高Cr系CSEF钢同样材料构成的埋弧焊用实芯焊丝，与过去使用的由1.25Cr-0.5Mo、2.25Cr-1Mo、2.25Cr-1Mo-V钢同样材料所构成的各实芯焊丝比较，焦耳发热高。即，高Cr系CSEF钢同样材料构成的埋弧焊用实芯焊丝如果是以相同的焊接电流，则焊丝熔化而熔敷量多。此外，该熔敷金属的凝固收缩量比过去使用的由1.25Cr-0.5Mo、2.25Cr-1Mo、2.25Cr-1Mo-V钢同样材料所构成的实芯焊丝的大。这些都使高Cr系CSEF钢的埋弧焊的高温裂纹的抑制更加困难。

技术实现要素：

本发明鉴于上述情况而形成，其课题在于，提供一种在高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊中，焊接部的健全性和焊接操作性优异，并且能够抑制高温裂纹的焊接方法。

用于解决课题的手段

本发明人等潜心研究的结果发现，在高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊中，通过规定焊丝的送给速度、焊接速度，还规定由两者之比计算出的每单位长度的熔敷量，则能够抑制高温裂纹的发生。

即，本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法，其特征在于，以如下条件进行焊接：使焊丝送给速度(V)为50～120g/min，使焊接速度(v)为20～60cm/min，根据所述焊丝送给速度与所述焊接速度之比求得的每单位长度的熔敷量(V/v)为1.8～4.5g/cm。

根据这样的焊接方法，单丝埋弧焊方法中，夹渣、熔渣剥离性的恶化、未熔合、未焊透等的焊接部的不良得到抑制，焊道形状也良好。另外，焊接金属的高温裂纹被抑制。

另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊丝含有C：0.03～0.13质量％、Si：0.05～0.50质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.20～1.20质量％、V：0.05～0.45质量％、Nb：0.020～0.080质量％、N：0.02～0.08质量％，余量是Fe和不可避免的杂质。

根据这样的焊接方法，通过使焊丝中含有特定的元素，进一步改善韧性，另外可以使蠕变断裂强度提高等。

另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊丝还以Cu：1.70质量％以下、B：0.005质量％以下、W：2.0质量％以下、Co：3.0质量％以下的量含有Cu、B、W、Co中的任意一种以上，余量是Fe和不可避免的杂质。

根据这样的焊接方法，通过使焊丝中含有特定的元素，进一步改善韧性，另外可以使蠕变断裂强度提高等。

另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊剂由下式表示的碱度为1.0～3.3。

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

在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的含量(质量％)。

根据这样的焊接方法，能够抑制焊道外观、焊道形状和焊接金属的韧性的劣化等。

另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选喷嘴/母材间距离为20～40mm。

根据这样的焊接方法，能够更确实地抑制由喷嘴的电弧造成的熔损和熔敷量过剩。

另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，喷嘴角度中优选后倾角α为0°至60°的范围，前倾角β为0°至60°的范围。

根据这样的焊接方法，能够更确地使焊丝送给速度稳定化。

另外，在本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，喷嘴形状优选为直管状或弯头状。

根据这样的焊接方法，更确实地确保焊丝送给性和给电位置稳定化。

发明效果

本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法的焊接部的健全性和焊接操作性优异，并且能够抑制高温裂纹。另外，本发明的焊接方法在初层单丝埋弧焊中发挥着优异的效果，特别是在初层一层第一道的单丝埋弧焊中发挥着更优异的效果。

附图说明

图1是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图2是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图3是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图4是表示本发明的焊接方法的窄坡口的形状、焊接金属的层叠要领的剖面图。

图5是表示本发明的焊接方法的焊嘴的形状的正视图。

图6是图5所示的焊嘴的侧视图。

图7是图5所示的焊嘴的喷嘴前端部侧的端面图。

图8是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图9是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图10是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图11是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图12是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

图13是表示本发明的焊接方法的焊嘴的状态的正视图。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式详细地加以说明。

本发明的焊接方法是高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法。所谓单丝埋弧焊方法，例如图1～3所示，是对于高Cr系CSEF钢所构成的母材10，使用内插有焊丝12的1个焊嘴11和未图示的焊剂，以电弧焊进行焊接的方法。特别适用于图4所示这样的窄坡口的初层焊接，尤其是初层一层第一道的焊接。

本发明的焊接方法中，作为母材(被焊接材)，以高Cr系CSEF钢为对象。在高Cr系CSEF钢中有各种的规格，例如，ASTM规格和ASME规格所规定的SA387Gr.91、Gr.122、Gr.92、Gr.911和SA213Gr.T91，EN规格(European standards：欧洲规格)所规定的X10CrMoVNb9-1，以及社团法人火力原子力发电技术协会发电用火力设备的技术标准-火力设备的技术标准的解释[第10章焊接部]-所规定的火SFVAF28、火SFVAF29、火STBA28、火STPA28、火SCMV28。

作为优选的母材的化学成分中，含有规定量的C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N，余量是Fe和不可避免的杂质。或者也可以还含有规定量的Cu、B、W、Co(从这4种元素中选择的1种以上)。

具体来说，含有C：0.07～0.14质量％、Si：0.50质量％以下、Mn：0.70质量％以下、P：0.025质量％以下、S：0.015质量％以下、Ni：0.50质量％以下、Cr：8.00～11.50质量％、Mo：0.25～1.10质量％、V：0.15～0.35质量％、Nb：0.04～0.10质量％、N：0.03～0.10质量％，余量是Fe和不可避免的杂质。也可在还含有Cu：1.70质量％以下、B：0.060质量％以下、W：2.50质量％以下、Co：3.0质量％以下。还有，不可避免的杂质例如为Ti、Al等。

作为本发明的课题之一的抑制高温裂纹发生的手法之一，可采取限制线能量这样的手法。但是，焊接电流和电弧电压，根据工作的状态、通电点等的焊接环境不同，焊丝的熔融所消耗的能量有变动的倾向。即，即使以相同的线能量进行焊接，高温裂纹是否发生也会有所差异。因此，本发明人等要规定焊丝的送给速度、焊接速度、每单位长度的熔敷量。

即，本发明的焊接方法是高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法，其特征在于，以如下条件进行焊接：使焊丝送给速度(V)为50～120g/min，焊接速度(v)为20～60cm/min，根据所述焊丝送给速度与所述焊接速度之比求得的每单位长度的熔敷量(V/v)为1.8～4.5g/cm。以下对于各条件的数值限定理由进行说明。

<焊丝送给速度V：50～120g/min>

若焊丝送给速度低于50g/min，则焊接电流过低，电弧不稳定，未焊透发生。另一方面，若焊丝的送给速度高于120g/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，焊丝送给速度为50～120g/min。另外，从进一步抑制未焊透发生的观点出发，焊丝送给速度优选为55g/min以上，从进一步抑制高温裂纹的发生、熔渣剥离性劣化的观点出发，优选为115g/min以下。还有，例如通过调整焊接电流和电弧电压，焊丝送给速度可控制在适当范围。

<焊接速度v：20～60cm/min>

若焊接速度低于20cm/min，则熔敷量过多，高温裂纹发生。另一方面，若焊接速度高于60cm/min，则熔融金属的供给不及时，焊道形状不稳定，未熔合和夹渣发生。因此，焊接速度为20～60cm/min。另外，从进一步抑制高温裂纹发生的观点出发，焊接速度优选为25cm/min以上，从使焊道形状稳定而进一步抑制未熔合和夹渣的观点出发，优选为55cm/min以下。还有，如图1～3所示，所谓焊接速度是焊接机的焊嘴11在焊接方向上的移动速度。

<每单位长度的熔敷量V/v：1.8～4.5g/cm>

每单位长度的熔敷量根据焊丝的送给速度/焊接速度计算。本发明的要点在于，恰当地控制该每单位长度的熔敷量。若每单位长度的熔敷量低于1.8g/cm，则熔敷量过少，焊道形状不稳定，未熔合和夹渣发生。另一方面，若每单位长度的熔敷量高于4.5g/cm，则熔敷量过剩，因此焊接金属的凝固收缩量过大且熔深形状也成为梨形，因此凝固收缩发生的方向相对于最终凝固部为垂直，高温裂纹发生。因此，每单位长度的熔敷量为1.8～4.5g/cm。另外，从焊道形状稳定化和防止未熔合·夹渣的观点出发，每单位长度的熔敷量优选为2.0g/cm以上，从进一步抑制高温裂纹发生的观点出发，优选为4.3g/cm以下。

本发明的焊接方法，除了所述焊接条件的规定以外，优选将规定的焊丝和规定的焊剂组合使用。具体来说，焊丝以规定量含有C、Si、Mn、P、S、Ni、Cr、Mo、V、Nb、N，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有规定的丝径。另外，优选焊丝不受母材成分影响，但具有母材同等的机械性能。因此，焊丝中也可以适宜以规定量含有Cu、B、W、Co(从这4种元素中选择的1种以上)。另外，焊剂具有规定的碱度。以下，对于焊丝、焊剂进行说明。

<焊丝>

本发明中使用的焊丝以规定量含有C：0.03～0.13质量％、Si：0.05～0.50质量％、Mn：0.50～2.20质量％、P：0.015质量％以下、S：0.010质量％以下、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下、Cr：8.00～10.50质量％、Mo：0.20～1.20质量％、V：0.05～0.45质量％，Nb：0.020～0.080质量％，N：0.02～0.08质量％，还适宜以规定量含有Cu、B、W、Co(从这4种元素中选择的1种以上)，余量是Fe和不可避免的杂质，丝径优选为3～5mmφ。以下，对于各构成的数值限定理由进行说明。

(C：0.03～0.13质量％)

C和N一起与Cr、Mo、W、V、Nb及B结合而析出各种碳氮化物，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，若过剩地含有C，具体来说，若C含量高于0.13质量％，则有高温裂纹发生的情况。因此，焊丝的C含量为0.03～0.13质量％。从进一步提高所述效果的观点，C含量优选为0.04质量％以上。另外，从进一步抑制高温裂纹发生的观点出发，优选为0.12质量％以下。

(Si：0.05～0.50质量％)

Si作为脱氧剂起作用，具有减少熔敷金属中的氧量而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，若过剩地含有，具体来说，若Si含量高于0.50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含量是0.05～0.50质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Si含量优选为高于0.05质量％。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，则优选为0.48质量％以下，更优选为0.45质量％以下。

(Mn：0.50～2.20质量％、Ni：高于0.20质量％并在1.00质量％以下)

Mn作为脱氧剂起作用，具有减少熔敷金属中的氧量而改善韧性的效果。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-铁素体的残留造成的韧性劣化的效果。但是，Mn含量低于0.50质量％时或Ni在0.20质量％以下时，得不到这些效果，焊接金属的韧性劣化。另一方面，Mn含量高于2.20质量％时或Ni含量高于1.00质量％时，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含量高于0.20质量％并在1.00质量％以下。还有，Mn和Ni的总含量高于1.50质量％时，焊接金属的韧性劣化，并且熔敷金属的A_c1相变点降低，无法进行高温回火，不能进行组织的稳定化处理。因此，Mn和Ni的总含量优选为1.50质量％以下。

从进一步提高所述效果的观点出发，Mn含量优选为0.55质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为2.15质量％以下。

从进一步提高所述效果的观点出发，Ni含量优选为0.25质量％以上，更优选为0.30质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为低于0.95质量％。

(Cr：8.00～10.50质量％)

Cr是本发明使用的焊丝作为对象的高Cr系CSEF钢的主要元素，是用于确保耐氧化性、高温强度不可或缺的元素。但是，Cr含量低于8.00质量％时，耐氧化性和高温强度不充分。另一方面，Cr是铁素体生成元素，若过剩地含有，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8.05质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为10.45质量％以下。

(Mo：0.20～1.20质量％)

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0.20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，所以若过剩地含有，具体来说，若使Mo含量高于1.20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Mo含量为0.20～1.20质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，Mo含量优选为0.22质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为1.18质量％以下。

(V：0.05～0.45质量％)

V是析出强化元素，作为碳氮化物析出而具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，V含量低于0.05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，若过剩地含有，具体来说，若V含量高于0.45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0.05～0.45质量％。从进一步提高所述效果的观点出发，V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劣化的观点出发，优选为0.40质量％以下。

(Nb：0.020～0.080质量％)

Nb进行固溶强化和作为氮化物析出，是有助于蠕变断裂强度稳定化的元素。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，若过剩地含有，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0.022质量％以上。另外，从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，优选为0.078质量％以下。

(P：0.015质量％以下)

P是提高高温裂纹敏感性的元素。若P含量高于0.015质量％，则有高温裂纹发生的情况。因此，焊丝的P含量限制在0.015质量％以下。从进一步抑制高温裂纹发生的观点出发，P含量优选为0.010质量％以下。

(S：0.010质量％以下)

S是提高高温裂纹敏感性的元素。若S含量高于0.010质量％，则有高温裂纹发生的情况。因此，焊丝的S含量限制在0.010质量％以下。从进一步抑制高温裂纹发生的观点出发，S含量优选为0.009质量％以下。

(N：0.02～0.08质量％)

N和C一起与Cr、Mo、W、V、Nb及B结合而析出各种碳氮化物，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，N含量低于0.02质量％时，得不到充分的效果。另一方面，若过剩地含有N，具体来说，若N含量高于0.08质量％，则熔渣剥离性劣化。因此，焊丝的N含量为0.02～0.08质量％。从进一步提高蠕变断裂强度的观点出发，N含量优选为0.03质量％以上。另外，从熔渣剥离性提高的观点出发，优选为0.07质量％以下。

作为也可以适宜以规定量含有的成分，说明Cu、B、W、Co的数值限定理由。

(Cu：1.70质量％以下)

Cu是奥氏体生成元素，具有抑制焊接金属中的δ-铁素体的残留造成的韧性劣化的效果，因此也可以含有。另一方面，过剩的含有则有引起高温裂纹的情况。因此，Cu为1.70质量％以下。Cu的优选的上限是1.0质量％，更优选的上限是0.5质量％。Cu的含有方法，也可以向焊丝表面的镀敷。

(B：0.005质量％以下)

B通过微量含有而使碳化物分散·稳定化，具有提高蠕变断裂强度的效果，因此也可以含有。另一方面，过剩的含有则有引起高温裂纹的情况。因此，B为0.005质量％以下。B的优选的上限为0.003质量％，更优选的上限为0.0015质量％。

(W：2.0质量％以下)

W是通过基体的固溶强化和微细碳化物析出，有助于蠕变断裂强度的稳定化的元素，因此也可以含有。另一方面，由于W也是铁素体生成元素，所以过剩的含有，会引起δ-铁素体的残留造成的韧性劣化。因此，W为2.0质量％以下。W的优选的上限为1.8质量％，更优选的上限为1.7质量％。

(Co：3.0质量％以下)

Co是抑制δ铁素体的残留的元素，因此也可以含有。另一方面，若过剩含有，则降低A_c1点，因此无法实施高温回火，不能进行组织的稳定化处理。因此Co设为3.0质量％以下。Co的优选上限是2.0质量％，更优选的上限是1.8质量％。

(余量：Fe和不可避免的杂质)

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Ti、Al等。

(焊丝的丝径)

本发明中使用的丝径优选3～5mmφ。丝径低于3mmφ时，不能得到充分的熔敷量，会牺牲焊接能效。另一方面，若高于5mmφ，则即使实现所述的焊接条件的设计，因为熔敷量多，仍有不能抑制高温裂纹发生的情况。

<焊剂>

优选本发明中使用的焊剂的由下式表示的碱度为1.0～3.3。

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

在此，各化合物表示焊剂总质量中的各化合物的含量(质量％)。

焊剂的碱度低于1.0时，焊接金属中的氧量未充分降低而为低韧性。另一方面，若碱度高于3.3，则焊道外观和焊道形状劣化。因此，碱度为1.0～3.3的范围内。从进一步抑制焊接金属的韧性劣化的观点出发，碱度优选为1.3以上。另外，从进一步抑制焊道外观和焊道形状劣化的观点出发，优选为3.2以下。

还有，作为本发明所用的焊剂，如果碱度满足所述范围，则构成焊剂的化合物等的其他的条件没有特别规定。

本发明的焊接方法，除了所述焊接条件以外，优选规定喷嘴/母材间距离、喷嘴形状、喷嘴角度。

<喷嘴/母材间距离>

如前所述，与高Cr系CSEF钢为同样材料的埋弧焊用实芯焊丝，相比于与1.25Cr-0.5Mo、2.25Cr-1Mo、2.25Cr-1Mo-V钢为同样材料的实芯焊丝而言，电阻高，因此焦耳发热量大，熔敷量多。即，与高Cr系CSEF钢为同样材料的焊丝即使在相同的焊接电流下，熔敷量也多，高温裂纹容易发生。而且，图1～3、图8～10、图11～13所示的焊嘴11与母材10之间的距离越长，焦耳发热量越大。因此，为了进一步抑制高温裂纹的发生，优选将喷嘴/母材间距离L管理为20～40mm。喷嘴/母材间距离L低于20mm时，喷嘴前端部11a有被电弧熔损的危险性。若喷嘴/母材间距离L高于40mm，则熔敷量过剩。另外，从进一步抑制喷嘴前端部11a熔损的观点出发，喷嘴/母材间距离L优选为25mm以上，从进一步抑制熔敷量过剩的观点出发，优选为35mm以下。

在此，如图1～3、图8～13所示，喷嘴/母材间距离是焊丝12从喷嘴前端部11a露出的点与母材10之间的垂直距离L。

<喷嘴形状>

喷嘴形状是图1～3所示这样的直管状、图5～7所示这样的弯头状、或者日本特公昭62-58827公报的Fig.3b所示这样形状都可以，从确保焊丝送给性和给电位置稳定化的观点出发适宜选择。特别是图5～7所示这样的、在不阻碍焊丝送给的范围内喷嘴前端部11a弯曲的弯头状喷嘴，使给电位置稳定化，结果是焊丝送给速度稳定化。

<喷嘴角度>

如图1～3、图8～10、图11～13所示，喷嘴角度是相对于母材10的表面垂直的线、与焊丝12最终从焊嘴11突出的部分即喷嘴前端部11a的轴线构成的角度。而且，喷嘴角度影响焊接电弧对焊丝的加热程度，结果是使焊丝送给速度增减。具体来说，如果是相同的焊接电流、相同的喷嘴母材间距离L，则喷嘴角度为前倾角β(参照图2、图9、图12)的一方相比后倾角α(参照图1、图8、图11)，焊丝送给速度有所增加。

因此，喷嘴角度优选以后倾角α在60°为止的范围、前倾角β在60°为止的范围内管理，这是为了使焊丝送给速度稳定化。

所谓前倾角，如图2、图9和图12，就是从喷嘴前端部11a露出焊丝的点起引一条与焊接线垂直的线，相对于该垂直线，与焊接的行进方向相反地倾斜焊丝而焊接时的、焊丝与垂直线构成的角度。

所谓后倾角，如图1、图8和图11，就是从喷嘴前端部11a露出焊丝的点起引一条与焊接线垂直的线，相对于该垂直线，顺着焊接的行进方向倾斜焊丝而进行焊接时的、焊丝与垂直线构成的角度。

接下来，对于本发明的焊接方法的电源特性、电源极性、母材板厚、母材坡口形状进行说明。

电源特性是下降特性、恒压特性均可。在此，所谓下降特性，就是即使电弧长度变动，电流的变化也少，能够稳定焊接的电源的特性。具体来说，电弧长度长时，通过暂时地加快焊丝的送给速度，电弧长度短时，通过放慢焊丝的送给速度，从而保持不变地使电流稳定化。电源极性为DCEP(Direct Current Electrode Positive)、AC(Alternating Current)均可。

本发明的焊接方法以如前述以火力发电锅炉、汽轮机和反应器作为适合的焊接对象。因此，母材板厚优选为150～450mm。但是，本发明的焊接方法也可以面向母材板厚低于150mm的焊接应用。同样，本发明的焊接方法中，作为母材坡口形状，以图4所示这样的窄坡口作为适合的焊接对象。但是，本发明的焊接方法也可以适用于未图示的V坡口、X坡口。

本发明的焊接方法，是只以图4所示的初层21作为适合的焊接对象的初层单丝埋弧焊方法。但是，本发明的焊接方法在对于未图示的、但不仅仅只有初层21，而是在初层21上还层叠有焊接金属，直至最终层(最上层)进行焊接时，也可以适用。另外，本发明的焊接方法也可以适用于未图示的基于V形结线、斯科特结线的串联埋弧焊。

实施例

以下，对于纳入本发明的范围的实施例(No.1～8)、与其效果脱离本发明的范围的比较例(No.9～14)进行比较说明。

准备3种表1所示的化学成分的母材。对于该母材，如图4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4°的窄坡口作为试验体20。

另外，准备3种表2所示的化学成分的焊丝。丝径为4.0mmφ。表2所示的焊丝中包含的0.01质量％的Cu作为不可避免的杂质被含有。另外，使用3种表3所示的粒度、化学成分、碱度的焊剂。

[表1]

[表2]

[表3]

然后，在图4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，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。

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

(焊接条件)

丝径：4mmφ

焊嘴：图8～10所示的前端弯曲喷嘴(弯头状喷嘴)

电极特性：下降特性

电极极性：AC单极

焊接姿势：向下

层叠方法：初层单层单道

对于进行了该焊接的试验体20，评价焊接部的健全性、抗高温裂纹性。其结果显示在表4中。

(焊接部的健全性)

焊接结束后，目视、并且在除去焊缝的起始部和结束部(具体来说，分别是指距焊缝的端部100mm。以下相同。)以外的300mm的范围内每50mm的断面观察宏观组织，确认有无焊接缺陷(夹渣、熔渣剥离性、未熔合、未焊透等)。没有焊接缺陷的情况为○(良好)，有焊接缺陷的情况为×(不良)。还有，关于熔渣剥离性，用锤子对于附着在焊接结束后的焊道表面的焊剂敲打3次，熔渣容易剥离时判定为○(良好)，未剥离时判定为×(不良)。

焊接结束后，通过目视，也对于焊道形状进行确认。具体来说，在所述熔渣剥离性的评价中，通过目视确认剥离熔渣之后的表面外观，焊道形状稳定时判定为○(良好)，焊道形状不稳定时判定为×(不良)。

(抗高温裂纹性)

在除去焊缝的起始部和结束部之外的300mm的范围内，在每50mm的断面观察宏观组织。在共计5个断面中，没有发生高温裂纹时判定为○(良好)，发生高温裂纹时判定为×(不良)。

[表4]

如表4所示，No.1～8满足本发明的范围，焊接部的健全性、抗高温裂纹性优异。

No.9的焊丝送给速度超出本发明的下限。No.9中，因为焊接电流小，焊丝送给速度小，所以电弧不稳定，在坡口面与焊道的边界发生未焊透。No.9的焊接部的健全性差。

No.10的焊丝送给速度超出本发明的上限。No.10中，因为焊接电流大，焊丝送给速度大，所以熔敷量过多而高温裂纹发生，并且熔渣剥离性也降低。No.10的焊接部的健全性、抗高温裂纹性差。

No.11的焊接速度超出本发明的下限，每单位长度的熔敷量也超出本发明的上限。在No.11中，因为焊接速度慢，所以熔敷量过多而发生高温裂纹。No.11的抗高温裂纹性差。

No.12的焊接速度超出本发明的上限。在No.12中，焊丝的送给(焊接金属的供给)赶不上焊接速度，焊道形状不稳定，发生了未熔合和夹渣。No.12的焊接部的健全性差。

No.13的每单位长度的熔敷量超出本发明的下限。No.13的熔敷量过少，焊道形状不稳定而发生了未熔合和夹渣。No.13的焊接部的健全性差。

No.14的每单位长度的熔敷量超出本发明的上限。No.14中，熔敷量过剩，因此焊接金属的凝固收缩量过大且熔深形状也呈梨形，高温裂纹发生。No.14的抗高温裂纹性差。

以上，对于本发明展示实施方式和实施例进行了详细的说明，但本发明的主旨不受所述内容限定，其权利范围必须基于技术方案的范围的记述宽泛解释。还有，本发明的内容当然也可以基于前述记载进行广泛改变·变更等。

本申请伴随以申请日为2014年7月18日的日本国专利申请，专利申请第2014-147994号为基础申请的优选权主张，专利申请第2014-147994号通过参照而引入本说明书。

符号说明

10 母材(被焊接材)

11 焊嘴

12 焊丝

20 试验体

21 初层