高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法与流程

本发明涉及高Cr系CSEF(Creep Strength-Enhanced Ferritic：蠕变强度增强铁素体)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)标准、ASME(American Society of Mechanical Engineers：美国机械协会)标准所规定的SA387Gr.91、SA213Gr.T91等。

火力发电锅炉、汽轮机、反应器是将锻环、锻管、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、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。

通常对于焊接材料的减少来说，具有使坡口宽度狭窄，并且，使用缩小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，使坡口宽度狭窄、或缩小坡口角度的方法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，Al₂O₃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。

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

技术实现要素：

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而进行埋弧焊，则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，所以有初层的焊道形状、熔合性劣化，引起在层叠焊接部未熔合和夹渣的情况。即，有焊接部的健全性降低的情况。

一般来说，为了提高焊接能效，能通过提高焊接线能量，即提高焊接电流、电弧电压，降低焊接速度来进行。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，有效的是以超高纯度(EHP：Extra High Purity)熔解将P、S等杂质抑制在100ppm以下。但是，超高纯度熔解由于不得不使用电子束熔解、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。

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，能够抑制初层的高温裂纹的焊接方法。

解决课题的方法

本发明人等对于高Cr系CSEF钢的初层埋弧焊金属的高温裂纹进行了潜心研究。其结果是，彻底查明了高Cr系CSEF钢的初层埋弧焊金属的高温裂纹的发生原因：由高Cr系CSEF钢母材稀释造成对焊接金属增碳，由此熔融金属的熔点降低而发生高温裂纹。顺便说一下，高Cr系CSEF钢的C含量依据ASTM A182 Gr.F91为0.08～0.12质量％、Gr.F92为0.07～0.13质量％、Gr.F122为0.07～0.14质量％，Gr.F911为0.09～0.13质量％。

进一步进行潜心研究，结果发现，通过将如下焊丝和焊剂加以组合来进行埋弧焊，在确保焊接线能量、焊接部的健全性后，可以抑制初层的高温裂纹，上述焊丝含有C：低于0.05质量％、N：0.055质量％以下、Si：超过0.05质量％且为0.30质量％以下，上述焊剂含有CaF₂：2～30质量％、CaO：2～20质量％、MgO：20～40质量％、Al₂O₃：5～25质量％、Si和SiO₂的合计：5～25质量％(SiO₂换算)，限制为BaO：25质量％以下、ZrO₂：10质量％以下、TiO₂：低于5质量％。

需要说明的是，在同一研究中，特别是关于焊丝，也研究了308L、309L之类的奥氏体系不锈钢、铬镍铁合金625、铬镍铁合金82、哈氏合金之类的Ni基的成分体系的焊丝。作为结论，判断这样的成分体系的焊丝由于层叠于初层的焊接金属为高Ni组成，因此不能适用于高Cr系CSEF钢焊接接头。

因此，本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法的特征在于，将如下焊丝和焊剂加以组合来使用，其中，上述焊丝含有C：低于0.05质量％、N：0.055质量％以下、Si：超过0.05质量％且为0.30质量％以下，余量是Fe和不可避免的杂质，上述焊剂含有CaF₂：2～30质量％、CaO：2～20质量％、MgO：20～40质量％、Al₂O₃：5～25质量％、Si和SiO₂的合计：5～25质量％(SiO₂换算)，限制为BaO：25质量％以下、ZrO₂：10质量％以下、TiO₂：低于5质量％。

利用该焊接方法，通过将具有特定的组成的焊丝和具有特定的组成的焊剂加以组合来进行单丝埋弧焊，由此能抑制由母材引起的增碳导致的初层的高温裂纹。

另外，本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法优选焊丝进一步含有选自Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、W、Co、B中的1种以上，此时，Mn：2.20质量％以下、Ni：1.00质量％以下、Cr：10.50质量％以下、Mo：1.20质量％以下、V：0.45质量％以下、Nb：0.080质量％以下、W：2.0质量％以下、Co：3.0质量％以下、B：0.005质量％以下。

利用该焊接方法，通过在焊丝中含有特定的元素，能进一步改善韧性、并且使蠕变断裂强度提高等。

另外，本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法优选在将焊丝送给速度(V)设为50～120g/min、将焊接速度(v)设为20～60cm/min、将由焊丝送给速度与焊接速度之比求出的每单位长度的熔敷量(V/v)设为1.8～4.5g/cm的条件下进行焊接。

利用该焊接方法，通过将焊丝送给速度(V)、焊接速度(v)和每单位长度的熔敷量(V/v)限制在规定的优选范围，更可靠地抑制高温裂纹、未熔合和夹渣，可以得到高焊接效率。

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

利用该焊接方法，可以可靠地抑制焊嘴的电弧引起的熔损和熔敷量过剩。

另外，本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，焊嘴角度中，优选后倾角α为60°以下的范围、前倾角β为60°以下的范围。

利用该焊接方法，可以将焊丝送给速度更可靠地稳定化。

另外，本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法中，优选焊嘴形状为直管状或弯头方管状。

利用该焊接方法，可以更可靠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可以抑制初层的高温裂纹、即最初的一层第一道的高温裂纹。

附图说明

[图1]是表示本发明的焊接方法中的狭坡口的形状、焊接金属的初层的形态的剖面图。

[图2]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴(焊接焊嘴)的形状的主视图。

[图3]是图2所示的焊嘴的侧视图。

[图4]是图2所示的焊嘴的焊嘴前端部侧的端面图。

[图5]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的主视图。

[图6]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的主视图。

[图7]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的主视图。

[图8]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的主视图。

[图9]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的主视图。

[图10]是表示本发明的焊接方法中的焊嘴的形状的主视图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式详细地加以说明。此外，本发明不限于以下说明的实施方式。

本发明的焊接方法是高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法。特别是适合用于图1所示那样的狭坡口中的初层焊接、特别是一层第一道的焊接。

<母材>

本发明的单丝埋弧焊方法中，作为母材(被焊接材)，以高Cr系CSEF钢为对象。此处，高Cr系CSEF钢是指含有8质量％以上的Cr的CSEF钢。在高Cr系CSEF钢中有各种的标准。例如，ASTM标准和ASME标准所规定的SA387Gr.91、Gr.122、Gr.92、Gr.911和SA213Gr.T91，EN标准(European standards：欧洲标准)所规定的X10CrMoVNb9－1，以及火力技术基准所规定的火SFVAF28、火SFVAF29、火STBA28、火STPA28、火SCMV28等。

作为优选的母材的化学成分，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。

<焊丝>

本发明的单丝埋弧焊方法中使用的焊丝含有C：低于0.05质量％、N：0.055质量％以下、Si：超过0.05质量％且0.50质量％以下、余量是Fe和不可避免的杂质。以下，对各构成的数值限定理由进行说明。

(焊丝的C：低于0.05质量％)

母材稀释导致熔融金属的C过剩，熔融金属的熔点降低，由此引起初层的高温裂纹。本发明的对象的高Cr系CSEF钢为了确保蠕变强度而设计为高C含有率。调査的结果是，明确了初层埋弧焊的母材稀释率为50％左右。利用焊接条件调整的母材稀释的减少在某种程度上是可能的，但还必须考虑到施工偏差来进行焊接材料的成分设计。出于以上的理由，将焊丝的C含量设为低于0.05质量％。

(焊丝的N：0.055质量％以下)

N(氮)作为在高Cr系CSEF钢及其焊接金属中对于蠕变强度提高起有效作用的元素被广泛公知。然而，若超过0.055质量％而过剩地含有，则发生熔渣咬粘。因此，将焊丝的N含量设为0.055质量％以下。焊丝的N含量的优选上限为0.05质量％。

(焊丝的Si：超过0.05质量％且0.50质量％以下)

Si具有调整熔融金属的粘性而整理焊道形状的作用。但是，若Si含量为0.05质量％以下，则得不到其效果，熔合性劣化，焊道形状变得不良。另一方面，若Si含量超过0.50质量％，则发生熔渣咬粘，熔渣除去变困难。因此，将焊丝的Si含量设为超过0.05质量％且0.50质量％以下。焊丝的Si含量的优选上限为0.48质量％以下，更优选上限为0.45质量％以下。

以上说明的C、N、Si是焊丝的组成的必须的规定。作为其他成分，可以含有选自Mn、Ni、Cr、Mo、V、Nb、W、Co、B中的1种以上。此时，含有各元素时，优选在以下说明的范围内含有。

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。但是，若焊丝的Mn含量超过2.20质量％，则焊接金属的韧性劣化。因此，为了充分得到上述的效果，焊丝的Mn含量优选2.20质量％以下，更优选2.15质量％以下。

Ni与Mn同样为奥氏体生成元素，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。但是，若焊丝的Ni含量超过1.00质量％，则焊接金属的韧性劣化。因此，为了充分得到上述的效果，焊丝的Ni含量优选1.00质量％以下，更优选0.95质量％以下。

Cr是作为本发明所涉及的焊接方法的母材的高Cr系CSEF钢的主要元素，是对母材赋予耐氧化性和高温强度不可或缺的元素，优选在焊丝中也含有。但是，Cr是铁素体生成元素，若超过10.50质量％过剩地含有，则引起δ－铁素体的残留，焊接金属的韧性劣化。因此，为了充分得到上述的效果，焊丝的Cr含量优选10.50质量％以下，更优选10.45质量％以下。

Mo是固溶强化元素，具有使蠕变断裂强度提高的效果。但是，因为Mo是铁素体生成元素，所以若超过1.20质量％而过剩地含有，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，为了充分得到上述的效果，焊丝的Mo含量优选1.20质量％以下，更优选1.18质量％以下。

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也是铁素体生成元素，若超过0.45质量％而过剩地含有，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，为了充分得到上述的效果，焊丝的V含量优选0.45质量％以下，更优选0.40质量％以下。

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的稳定化的元素。但是，Nb也是铁素体生成元素，若超过0.080质量％而过剩地含有，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，为了充分得到上述的效果，焊丝的Nb含量优选0.080质量％以下，更优选0.078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。但是，由于W也是铁素体生成元素，所以若超过2.0质量％而过剩的含有，会引起焊接金属中的δ－铁素体的残留而焊接金属的韧性劣化。因此，为了充分得到上述的效果，焊丝的W含量优选2.0质量％以下，更优选1.8质量％以下，进一步优选1.7质量％以下。

Co是抑制δ铁素体的残留的元素。另一方面，若超过3.0质量％而过剩地含有Co，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，为了充分得到上述的效果，焊丝的Co含量优选3.0质量％以下。更优选2.0质量％以下，进一步优选1.8质量％以下。

B通过微量含有便可使碳化物分散·稳定化，具有提高蠕变断裂强度的效果。但是，若超过0.005质量％而过剩地含有B，则引起高温裂纹。因此，为了充分得到上述的效果，焊丝的B含量优选0.005质量％以下，更优选0.003质量％以下，进一步优选0.0015质量％以下。

P和S分别是提高高温裂纹敏感性的元素。P含量超过0.015质量％时，或S含量超过0.010质量％时，耐高温裂纹性劣化。因此，焊丝的P含量优选限制为0.015质量％以下，更优选0.010质量％以下。另外，焊丝的S含量优选限制为0.010质量％以下，更优选0.009质量％以下。

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。

<焊剂>

本发明的单丝埋弧焊方法中使用的焊剂含有CaF₂：2～30质量％、CaO：2～20质量％、MgO：20～40质量％、Al₂O₃：5～25质量％、Si和SiO₂的合计：5～25质量％(SiO₂换算)，限制为BaO：25质量％以下、ZrO₂：10质量％以下、TiO₂：低于5质量％。以下，对各构成的数值限定理由加以说明。

(焊剂的CaF₂：2～30质量％)

CaF₂具有降低熔渣的熔点而提高流动性、整理焊道形状的效果。但是，若焊剂中的CaF₂含量低于2质量％，则不能得到充分的效果，发生焊道形状不良。另一方面，若焊剂中的CaF₂含量超过30质量％，则电弧不稳定，在焊道表面发生被称为凹坑(pockmark)的圆形的凹陷，表面性状劣化。本发明的对象的高Cr系CSEF钢的初层焊道中，该倾向特别显著，这些焊道形状不良、焊道表面性状不良对层叠的焊道带来极大的不良影响。因此，焊剂的CaF₂的含量为2～30质量％。焊剂的CaF₂的含量的优选下限为3质量％，优选上限为29质量％。

(焊剂的CaO：2～20质量％)

CaO具有调整熔渣的粘性、整理焊道形状的效果。CaO与后述的MgO、BaO同样，为耐火性高的成分，含有使熔渣的熔点降低的CaF₂的本发明那样的焊剂对于调整熔融特性而整理焊道形状极为有效。但是，若焊剂中的CaO的含量低于2质量％则不能得到该效果而焊道形状不良。另一方面，若焊剂中的CaO的含量超过20质量％，则焊剂的耐火性提高而难以溶解，因此焊道表面性状劣化。因此，焊剂的CaO的含量设为2～20质量％。焊剂的CaO的含量的优选下限为5质量％，优选上限为17质量％。

(焊剂的MgO：20～40质量％)

MgO也具有调整熔渣的粘性、整理焊道形状的效果。对于使熔渣剥离性提高有效。另外，与CaO、BaO同样，MgO为耐火性高的成分，大量含有使熔渣的熔点降低的CaF₂的本发明的焊剂对于调整熔融特性而整理焊道形状极为有效。但是，若焊剂的MgO的含量低于20质量％，则不能得到该效果，焊道形状不良。另一方面，若MgO的含量超过40质量％，则焊剂的耐火性提高而难以溶解，因此焊道表面性状劣化。因此，焊剂的MgO的含量设为20～40质量％。焊剂的MgO的含量的优选上限优选为35质量％。

(焊剂的Al₂O₃：5～25质量％)

Al₂O₃在提高电弧的集中性和稳定性的同时，与CaO相反，具有提高熔渣的熔点而调整流动性、整理焊道形状的效果。但是，若焊剂的Al₂O₃的含量低于5质量％，则不能得到该效果，电弧不稳定而溅射增加，同时焊道形状和焊道表面性状劣化。另一方面，焊剂的Al₂O₃的含量超过25质量％，则发生熔渣的咬粘。从防止本发明的对象的高Cr系CSEF钢延迟裂纹的观点考虑，与软钢、2.25Cr-1Mo钢那样的低合金耐热钢相比，必需提高预热·道次间温度。因此，特别是处于熔渣容易咬粘的倾向。熔渣的咬粘对于层叠的焊道带来极大的不良影响。因此，焊剂的Al₂O₃的含量设为5～25质量％。焊剂的Al₂O₃的含量的优选下限为8质量％，优选上限为22质量％。

(焊剂的Si和SiO₂的合计：5～25质量％(SiO₂换算))

SiO₂使熔渣的粘性增加，特别是改善焊道缝边部的熔合性。另一方面，若过剩地添加，则熔渣的熔点降低而焊道表面性状劣化，同时熔渣变得过脆，不能进行连续的均匀剥离，在焊道表面部分引起牢固的熔渣咬粘。这些与在焊剂中作为脱氧剂适当添加的Si、在焊剂造粒时作为固着剂使用的水玻璃中的SiO₂也同样。因此，需要含有这些而限制焊剂中的Si和SiO₂的含量。因此，焊剂的Si和SiO₂的合计的含量以SiO₂换算设为5～25质量％。焊剂的Si和SiO₂的合计的含量的优选上限为20质量％。

根据以上说明的宗旨，在本说明书中所谓“Si和SiO₂的合计”，意思是SiO₂的形态的Si，与SiO₂以外的形态的Si的合计量。该“Si和SiO₂的合计”为“(SiO₂换算)”的记载时，关于SiO₂的形态的Si求得SiO₂的量，关于SiO₂以外的Si，将其量换算成SiO₂并求其量，将这2个量进行合计。

(焊剂的BaO：25质量％以下)

BaO与CaO同样，具有调整熔渣的粘性、整理焊道形状的效果。进一步，具有改善熔渣本身的脆性的效果，结果抑制熔渣咬粘。但是，若过剩地含有则焊剂的耐火性提高，难以溶解，焊道表面性状劣化。因此，焊剂的BaO的含量设为25质量％以下。焊剂的BaO的含量的优选上限为22质量％。

(焊剂的ZrO₂：10质量％以下)

ZrO₂也与Al₂O₃同样，具有提高熔渣的熔点而调整流动性并整理焊道形状的效果。但是，若过剩地含有则焊剂的耐火性提高，难以熔解，因此焊道表面性状劣化。因此，焊剂的ZrO₂的含量设为10质量％以下。

(焊剂的TiO₂：低于5质量％)

TiO₂具有提高对熔渣的焊道的被覆性的作用。但是若过剩地含有则引起熔渣咬粘。因此，焊剂的TiO₂的含量设为低于5质量％。

以上为焊剂的组成的必须的规定。这些成分可以以单独物质、含有这些成分的化合物、矿石和熔融焊剂的形态添加。例如CaF₂可以以荧石、CaO可以以石灰和熔融焊剂、MgO可以以镁熔块和熔融焊剂、Al₂O₃可以以氧化铝和熔融焊剂、SiO₂可以以钾长石、钠长石和熔融焊剂等形式添加。另外在焊剂中除了上述成分以外，为了调整合金成分和焊接操作性，还可以适当添加合金粉末、氧化物和氟化物。

本发明的高Cr系CSEF钢的单丝埋弧焊方法除了上述的焊丝和焊剂的组成的规定以外，优选将焊丝的送给速度、焊接速度、每单位焊接长度的熔敷量设为规定的值。以下，对焊接方法中的各种焊接条件加以说明。

(焊丝的送给速度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，有可能发生未焊透。另一方面，若焊丝的送给速度高于120g/min，则熔敷量过多，有可能发生高温裂纹。因此，焊丝的送给速度V优选为50～120g/min。

(焊接速度v：20～60cm/min)

若焊接速度低于20cm/min，则熔敷量过多，有可能发生高温裂纹。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，有可能发生未熔合和夹渣。因此，焊接速度优选为20～60cm/min。

(每单位焊接长度的熔敷量：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。若每单位长度的熔敷量低于1.8g/cm，则熔敷量过少，有可能焊接效率劣化。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，因此凝固收缩的该方向相对于最终凝固部为垂直，有可能发生高温裂纹。因此，每单位长度的熔敷量优选为1.8～4.5g/cm。作为将上述焊丝送给速度控制在适当范围的一个手段调整焊接电流和电弧电压。

此处对焊嘴/母材间距离、焊嘴形状、焊嘴角度加以说明。

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1.25Cr－0.5Mo钢、2.25Cr－1Mo钢、2.25Cr－1Mo－V钢用实芯焊丝，电阻高，因此焦耳放热量大，熔敷量多。即，即使为相同的焊接电流，熔敷量也多。焊嘴/母材间距离越大焦耳放热量越大。焊嘴/母材间距离低于20mm时，有可能焊嘴前端被电弧熔损。若焊嘴/母材间距离高于40mm，则有可能熔敷量过剩。因此优选将焊嘴/母材间距离管理为20～40mm，更优选管理为25～35mm。

焊嘴形状是直管状或弯头方管状、或日本特公昭62－58827公报的Fig.3b所示那样的形状均可，从确保焊丝送给性和给电位置稳定化的观点出发适当选择。图2～4中示出弯头方管状的焊嘴的一例。在不阻碍焊丝送给的范围，将焊嘴30弯曲可以使给电位置稳定化，结果是将焊丝送给速度稳定化。

如图5～图7、图8～图10所示，焊嘴角度是相对于母材10的表面垂直的线、与焊丝40最终从焊嘴30突出的部分即焊嘴前端部30a的轴线构成的角度。而且，焊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、相同的焊嘴母材间距离L，则焊嘴角度为前倾角β(参照图6、图9)的情形相比后倾角α(参照图5、图8)的情形，焊丝送给速度增加。因此，焊嘴角度优选以后倾角α在60°以下的范围、前倾角β在60°以下的范围内管理，这是为了使焊丝送给速度稳定化。

进一步对丝径、电源特性、极性、板厚、坡口形状加以说明。

丝径优选从中适当选择。若低于则有可能施工能效受损。若超过则即使实现本发明的工夫也有可能不能抑制高温裂纹。电源特性可以为下垂特性、定电压特性中任一种。极性可以为DCEP(Direct Current Electrode Positive)、AC(Alternating Current)中任一种。

本发明的焊接方法如上所述以火力发电锅炉、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1所示这样的窄坡口(I坡口)作为适合的焊接对象。但是，本发明的焊接方法也不排除向未图示的V接线、基于斯科特接线的串联焊接、V坡口、X坡口的应用、坡口填充剂的使用。

对初层、或者初层和层叠于其上的堆层的除去加以说明。

本发明的焊接方法是仅以图1所示的初层21作为适宜的焊接对象的初层单丝埋弧焊方法。然而，对于本发明的焊接方法，虽然未图示，但不仅初层21，对于在初层21进一步层叠焊接金属而焊接的情况也能适用。

初层、或者初层和层叠于其上的堆层(具体地，以初层为第1层时的第2层、第3层等)根据所要求的接头性能，可以通过熔刮、机械加工等除去。

实施例

以下，对于纳入本发明的范围的实施例(No.1～14)、与其效果脱离本发明的范围的比较例(No.15～48)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1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17种表2所示的化学成分的焊丝。丝径为4.0mmφ。另外，使用27种表3所示的粒度、化学成分的焊剂。此外，表2、表3中，在数值下划线示出不满足本发明的规定的情况。

[表1]

[表2]

[表3]

对于图1所示的试验体20的窄坡口，使用表2中记载的焊丝和表3中记载的焊剂，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。

(焊接条件)

焊嘴：图2～图4所示的前端弯曲焊嘴(弯头方管状焊嘴)

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

[表4]

(评价方法)

对进行了该焊接的试验体20，焊接结束后，目视评价高温裂纹、熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑。高温裂纹、熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑的各评价方法如下。

(1)高温裂纹

在除去了焊接焊道的开始、结束部后的300mm的范围内，以各50mm的截面观察宏观结构。将以共5个截面全部未发生裂纹的情况判定为○(良好)，将发生裂纹的情况判定为×(不良)。

(2)熔合性

在除去了焊接焊道的开始、结束部后的300mm的范围内，以各50mm的截面观察宏观结构。将以共5个截面全部焊道缝边形状平滑的情况判定为良好(○)，将其以外判定为不良(×)。

对于焊道形状的评价，目视观察焊丝方向的焊道堆高，将形成平滑的焊道的情况判定为良好(○)，将形成的焊道粗糙、焊丝方向凹凸大的情况判定为不良(×)。

(4)焊道表面性状

在除去了焊接焊道的开始、结束部后的300mm的范围内，目视观察焊丝方向的波纹(焊波)的粗密有无，将无粗密的情况判定为良好(○)，将有粗密的情况判定为(×)。

(5)熔渣咬粘

用锤子敲击3次附着于焊接结束后的焊道表面的焊剂，将熔渣容易剥离的情况判定为良好(○)，将不剥离的情况判定为不良(×)。

(6)凹坑

在除去了焊接焊道的开始、结束部后的300mm的范围内，目视计测焊道表面的凹坑发生个数，将凹坑为5个以下判定为良好(○)，将6个以上判定为不良(×)。

表5、表6中示出各实施例、比较例的高温裂纹、熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑的评价结果。此外，表6中，用下划线示出不满足本发明的规定的情况。

[表5]

[表6]

如表5所示，实施例1～14满足本发明的范围，高温裂纹、熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑都优异。与此相对，比较例15～48不满足本发明的范围，因此高温裂纹、熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑的中任意一个以上出现了性能差的情况。

比较例15～23的焊丝的化学组成脱离本发明，高温裂纹、熔合性、焊道形状、熔渣咬粘中的任意一个以上性能差。比较例24～36的焊剂的化学组成脱离本发明，熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑中的任意一个性能差。比较例37～48的焊丝的化学组成和焊剂的化学组成脱离本发明，高温裂纹、熔合性、焊道形状、焊道表面性状、熔渣咬粘、凹坑的任意一个性能差。

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上述内容限定，其权利范围必须基于权利要求的范围的记载宽泛解释。还有，本发明的内容当然也可以基于上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2014－147995号为基础申请的优选权主张。专利申请第2014－147995号通过参照而引入本说明书。

符号说明

10 母材(被焊接材)

20 试验体

21 初层

30 焊嘴

30a 焊嘴前端部

40 焊丝