JP2004195529A - 大入熱サブマージアーク溶接方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、SiO2 :12〜25%、MgO:6〜20%、CaO:5〜13%、CaF2 :1〜6%、Al2 O3 :17〜25%、TiO2 :3〜15%、Fe:11〜23%、B2O3:0.1〜0.6%、Mo:1.0〜5.0%、Ni:1.0〜5.0%からなるフラックスと、C:0.02〜0.20%、Si:0.02〜1.2%、Mn:1.16〜2.3%、Mo:0.1〜1.0%、Ni:0.1%以下、Ti:0.005〜0.025%、N:0.006%以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする大入熱サブマージアーク溶接方法。
【選択図】 なし
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、490〜590MPa級の高張力鋼板の大入熱サブマージアーク溶接方法に係り、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの各種溶接鋼構造物を建造する際に、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、さらに良好な靭性を有する溶接金属を得ることができる大入熱サブマージアーク溶接方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
建築構造物は、地震時の構造物の脆性破壊を防止する観点から、特に溶接金属の高靭性化の社会的要請が極めて大きい。一方、建築構造物の大型化に伴い、板厚の厚いボックス柱が製造されているが、大入熱の1パス溶接による施工法が能率面から優位であり、大入熱1パス溶接における溶接金属の高靱性化が求められている。
【0003】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接は、板厚50mmを越える1パス溶接の場合、溶接入熱が400kJ/cm以上と大きい。このため溶接金属の冷却速度が遅く、冷却過程でオーステナイト(γ)粒界から粗大な初析フェライト(α)が生成しやすく、十分な溶接金属の靭性が得られ難い。
【0004】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接の高靱性化については、溶接材料の成分組成を規定した技術として、例えば、特開平11−170085号公報があるが、溶接金属の組織粒径、粒内組織および粒界組織を積極的にコントロールするものではなく、十分な溶接金属の靭性を得るのは難しい。
【0005】
この他の方法として、溶接金属にTiを添加することによりTi酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭化させる方法が知られている。しかしながら、大入熱サブマージアーク溶接では、一般のアーク溶接に比べて、溶融プールが長時間維持されるので、溶接金属中にTiを相当量添加しても、Ti酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまう部分が多い。このためアシキュラーフェライトの有効な核生成サイトとして十分に機能せず、この方法のみでは溶接金属の充分な靭性を確保することが困難である。
【0006】
特開2002−283095号公報では、溶接金属の靭性を向上させるために、サブマージアーク溶接用ワイヤに多量の合金元素を添加している。特に、フェライトマトリックスの靭性を向上させる効果があるといわれるNiを添加しているが、これではワイヤの引張強度および硬さが過剰に高くなり、溶接時にワイヤ送給性が劣化し、健全な溶込み形状および良好なビード外観が得られない。
【0007】
特開2000−84672号公報では、板厚60mm程度の鋼板を1パスでサブマージアーク溶接を行う際に、鋼板の開先底部の間隔を広げ開先内に鉄または鉄合金の粉末を散布し溶接を行っている。これでは鋼板の組立において開先精度が重要となるため施工に時間がかかり、また開先精度が劣っている場合や開先内に散布する鉄または鉄合金の散布量が均一でない場合、安定した溶込み形状が得られず、健全な溶接金属は得られない。
【0008】
また、特許第2947731号公報では、板厚50mm以上の鋼板を大入熱サブマージアーク溶接する際に、健全な溶込み形状を得るために先行極(1電極目)のワイヤ径を調整し、改善を図っている。しかし、この溶接方法は溶込み形状については改善が図られているが、一般的な成分を有するサブマージアーク溶接用フラックスおよび溶接ワイヤを用いている。したがって、板厚50mmを超える鋼板の1パス大入熱サブマージアーク溶接においては、溶接入熱が400kJ/cm以上と大きくなるため溶接金属の焼入れ性が足りなくなり、粗大な初析フェライトが生成し、溶接金属靭性を著しく劣化させてしまう。
【0009】
【引用文献】
(a)特許文献1(特開平11−170085号公報)
(b)特許文献2(特開2002−283095号公報)
(c)特許文献3(特開2000−84672号公報)
(d)特許文献4(特許第2947731号公報)
【0010】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、490〜590MPa級の高張力鋼を溶接入熱400kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接した場合においても、溶接金属の靭性が優れ、溶接欠陥の無い健全な溶込み形状とビード外観が得られる大入熱サブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。
【0011】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
(1)質量%で、SiO2 :12〜25%、MgO:6〜20%、CaO:5〜13%、CaF2 :1〜6%、Al2 O3 :17〜25%、TiO2 :3〜15%、Fe:11〜23%、B2 O3 :0.1〜0.6%、Mo:1.0〜5.0%、Ni:1.0〜5.0%からなるフラックスと、C:0.02〜0.20%、Si:0.02〜1.2%、Mn:1.16〜2.3%、Mo:0.1〜1.0%、Ni:0.1%以下、Ti:0.005〜0.025%を含有し、N:0.006%以下で残部がFeおよび不可避不純物からなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする大入熱サブマージアーク溶接方法。
(2)ワイヤに、Cr:0.5%以下、Nb:0.1%以下およびV:0.5%以下の1種または2種以上をCr+5Nb+Vで0.12〜1.0%含有することを特徴とする(1)記載の大入熱サブマージアーク溶接方法。
【0012】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の技術思想について、溶接金属組織の点から説明する。
図1に従来技術における溶接金属組織(a)、(b)と本発明における溶接金属組織(c)、(d)を模式的に示す。ここにおいて(b)図と(d)図はそれぞれ(a)図と(c)図の一部分を拡大した関係にある。
【0013】
一般に溶接金属の組織は、溶接(溶融)、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態して最終組織が形成される。従来、400kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接においては、凝固後の高い温度域でδフェライト相からオーステナイト相へ変態するため、図1(a)に示すようにオーステナイト粒界5の成長によりその粒径が粗大化していた。図中6は粗大なベイナイトあるいはアシキュラーフェライトである。さらに図1(b)に示すようにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒界5の周囲に靱性に有害な粗大な初析(粒界)フェライト4、オーステナイト粒内に粗粒なベイナイト7や有害な粗大で硬くて脆い粗粒なセメンタイト9が生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。
【0014】
そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接金属成分組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。その結果、溶接(溶融)、凝固後のδフェライト相を低温領域まで熱力学的に安定させる元素としてSi、Mo、Cr、NbおよびVが有効であり、これらの元素を溶接金属に含有させると同時にオーステナイトを安定化させる元素(C、Mn、Ni)を低減させることとした。これにより、溶接金属凝固後、比較的低温の領域までδフェライト相を維持し、オーステナイト相への変態を低温領域で行わせることで、図1(c)のように、大入熱のサブマージアーク溶接における溶接金属中のオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、溶接金属組織を微細化できることを見出した。図中10は細粒なベイナイトあるいはアシキュラーフェライトである。
【0015】
また、オーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、図1(d)に示すようにオーステナイト粒内に細粒なベイナイト11またはアシキュラーフェライト8を生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に細粒なセメンタイト13として微細分散させることができる。これにより上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時における破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。このようにオーステナイト粒内に細粒なベイナイト11またはアシキュラーフェライト8を生成させるためには、Si、Mo、Cr、NbおよびVの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを見出した。またTiの添加により、アシキュラーフェライト生成の核となる微細なTi酸化物12を多数分散させ、アシキュラーフェライトを微細化できることも判明した。
【0016】
また、上記の結晶粒の微細化および粒内組織の細粒なベイナイト11またはアシキュラーフェライト8組織の生成を利用した細粒なセメンタイト13の微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著にするのに、Bの添加が効果的である。すなわちBのオーステナイト粒界5への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴ってオーステナイト粒界5での粗大な初析(粒界)フェライト4の生成を抑制する方法が有効であることが判った。
【0017】
さらに、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するCを抑制したり、粗粒なセメンタイト9の生成を抑制する作用を有するSiを適量添加することが有効である。これによりオーステナイト相から各種フェライト相への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靱性に有害な粗大で硬くて脆い粗粒なセメンタイト9の生成を低減し、溶接金属の靱性をより向上させることができることを明らかにした。
【0018】
なお、本発明によれば、図1の(c)、(d)に示すように溶接金属組織の結晶粒が微細であり、粒内組織が細粒なベイナイト11またはアシキュラーフェライト8主体組織で細粒なセメンタイト13が微細分散されているとともに、初析(粒界)フェライト4が少なく靱性に優れた組織が得られる。
【0019】
本発明は、以上の知見からなされたものであり、大入熱サブマージアーク溶接によって得られた溶接金属のδフェライト相を安定させるとともに焼入性を向上させる元素であるSi、Mo、さらにCr、NbおよびVを所定量含有し、かつオーステナイト粒界5での粗大な初析(粒界)フェライト4の生成を抑制する効果のあるBを所定量含有して溶接金属の靱性を向上することができる。さらに、結晶粒内の靱性を害する粗粒なセメンタイト9の生成を抑制するために、溶接ワイヤ中のCの含有量を抑制し、Siを増加させることにより、さらに、溶接金属の靱性を向上できるものである。
【0020】
次に本発明の技術思想について、溶接作業性の点から説明する。
溶接金属の靱性向上は、組織から改善できたが、溶接作業性が良好で、健全な溶込み形状と美しいビード外観を得るためにはサブマージアーク溶接用フラックスとワイヤの組合せにおけるバランスが重要である。溶接金属の化学成分設計において、安定した合金元素の歩留を考慮すると、ワイヤに合金元素を添加することが多い。しかし、合金元素を過剰添加するとワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時にワイヤの屈曲性が劣って、ワイヤ送給性を劣化させ、アークが不安定になり、ビード外観および溶け込み不足などの溶け込み形状が悪くなる。
【0021】
そこで、ワイヤ中の合金元素を極力減少することによって、適度な引張強度と曲げ特性を持たせてワイヤ送給性を向上させ、アークを安定にすることにより溶け込み形状と溶接作業性を改善した。また溶接金属の靭性を向上させるために必要な合金元素についてはフラックス中に添加することによって補い、溶接作業性と溶接金属靭性向上の両立を可能とした。
【0022】
以下に本発明におけるフラックスおよび溶接ワイヤの限定理由について説明する。なお、以下の%は、質量%を示す。
フラックスのSiO2 は、大入熱サブマージアーク溶接において、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であるが、過多になると溶接金属中の酸素やSiが増加し、靭性が劣化する。すなわち、12%未満ではビード趾端部のなじみが悪く、25%を超えると溶接金属の酸素が増加して靭性が劣化するため、その含有量を12〜25%とする。
【0023】
フラックスのMgOは、スラグの耐火性を向上させる。大入熱サブマージアーク溶接ではスラグの耐火性を高くする必要があり、6%未満ではビードが不良となる。一方、20%を超えるとビード表面に突起物が発生する。したがって、MgOの含有量を6〜20%とする。
【0024】
フラックスのCaOは、スラグの融点および流動性を調整するために重要な成分である。5%未満ではビード趾端部のなじみが悪く、13%を超えるとスラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一になるため、その含有量を5〜13%とする。
【0025】
フラックスのCaF2 は、靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多になるとビードの平滑性が損なわれる。1%未満では靭性改善の効果がなく、6%を超えるとビードが不良となるため、その含有量を1〜6%とする。
【0026】
フラックスのAl2 O3 は、スラグ剥離性を良好にする効果がある。その含有量が17%未満ではスラグ剥離性が劣化し、25%を超えると凸ビードになるため、その含有量を17〜25%とする。
【0027】
フラックスのTiO2 は、ビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。その含有量が3%未満ではビード表面の平滑性および靭性の向上の効果がなく、15%を超えるとビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなるため、その含有量を3〜15%とする。
【0028】
フラックスのFeは、溶着効率の向上および溶接入熱量の低減に効果がある。その含有量が11%未満では溶着効率の向上および溶接入熱量の低減に効果が得られず、23%を超えるとビード表面に突起物が発生するため、その含有量を11〜23%とする。
【0029】
フラックスのB2 O3 、は靭性向上に効果がある。その含有量が0.1%未満では靭性向上の効果が得られず、0.6%を超えると溶接金属が硬化し、かえって靭性が劣化するため、その含有量を0.1〜0.6%とする。
【0030】
フラックスのMoは、溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が1.0%未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、5.0%を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を1.0〜5.0%とする。
【0031】
フラックスのNiは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させるために必要な元素である。その含有量が1.0%未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、5.0%を超えるとオーステナイト安定化元素でもあるため、オーステナイト粒径を粗大化させ靭性が劣化する。よってオーステナイト粒径の微細化のためにNiの含有量を1.0〜5.0%とする。
【0032】
ワイヤのCは、良好な靭性を得るための重要な成分であり、溶接金属で良好な靭性を得るためにはその含有量を0.02%〜0.20%にする必要がある。その含有量が0.02%未満であると脱酸不足となり、靭性が劣化する。0.20%を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。また、溶接金属にCを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大セメンタイト(Fe3 C)が多く生成するため、Cの含有量の上限を0.15%とすることが、より溶接金属の靭性を向上させるために好ましい。
【0033】
ワイヤのSiは、脱酸元素であり、溶接金属の酸素を低減する。その含有量が0.02%未満では脱酸効果が得られず、靭性が劣化する。1.2%を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。またSiは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素としてワイヤ中に含有させている。さらにこのオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大セメンタイト(Fe3 C)の生成を抑制する効果があり、その効果を得るためには、Siの含有量の下限を0.1%にすることが好ましい。
【0034】
ワイヤのMnは、溶接金属の強度の向上および脱酸効果元素として重要な成分である。その含有量が1.16%未満では溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり靭性が劣化する。2.3%を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を1.16〜2.3%とする。
【0035】
ワイヤのMoは、溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が0.1%未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、1.0%を超えるとワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化して溶接作業性が悪くなる。また、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化する。
【0036】
ワイヤのNiは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させる元素であるが、オーステナイトの安定化元素でもあり、過剰に含有されるとオーステナイト粒径を粗大化させるため、靭性が劣化する。また、ワイヤの引張強度、硬さを著しく向上させるため、溶接時のワイヤ送給性が劣化して溶接作業性が悪くなる。よってオーステナイト粒径の微細化および溶接作業性向上のためにNiの含有量の上限を0.1%とした。Niの下限は特に限定するものではないが、特に靭性の向上のためには0.003%以上とすることが好ましい。
【0037】
ワイヤのTiは、溶接金属中で微量でもTi酸化物等を生成して、強度および靭性の向上に有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その十分な効果を得るためにワイヤ中の含有量の下限を0.005%とした。しかしながら、0.025%を超えてワイヤ中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったTiがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を0.025%とした。
【0038】
ワイヤのNは、靭性を劣化させる元素である。そこで、できるだけ低い方が良く0.006%以下とした。
【0039】
本発明に用いるワイヤの成分として、さらにCrを0.5%以下、Nbを0.1%以下およびVを0.5%以下の1種または2種以上をCr+5Nb+Vで0.12〜1.0%含むことにより、溶接金属の焼入れ性を増大して靱性を向上させることができる。Cr+5Nb+Vが0.12%未満であると、溶接金属の靭性向上に効果がない。また、Cr+5Nb+Vが1.0%超、Crが0.5%超、Nbが0.1%超およびVが0.5%超であると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化し、またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化して溶接作業性が悪くなる。
【0040】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を詳細に説明する。
表1に示す化学組成の板厚60mmの鋼板を用い、図2に示す角継手開先とし、表2および表3に示す成分のワイヤ、表4および表5に示す成分組成の焼成型フラックスを各種組み合わせて、表6に示す溶接条件でサブマージアーク溶接による角継手溶接を行った。図2中、1はフランジ、2はウェブ、3は裏板である。
【0041】
【表1】
【0042】
【表2】
【0043】
【表3】
【0044】
【表4】
【0045】
【表5】
【0046】
【表6】
【0047】
溶接金属部から鋼板表面下7mmを中心としてシャルピー衝撃試験片(JISZ2242 4号)および鋼板表面下10mmを中心として引張試験片(JIS Z2201 A1号)を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は0℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数3本の平均により評価した。なお、引張強度は490MPa、シャルピー吸収エネルギーは100J以上を良好とした。
【0048】
溶接作業性の評価は、アーク安定性、スラグ剥離性、ビード外観、溶接欠陥の有無、溶込み形状を調査した。アーク安定性については、電流および電圧の変動がなく、安定したワイヤ送給であれば良好とし○、不安定であれば×とした。スラグ剥離性については、ハンマーまたはタガネを用いてスラグを軽打して簡単にスラグが剥離すれば良好とし○、軽打でスラグが剥離しなければ劣るとし×とした。ビード外観については、ビード表面の波目が細かく、均一で美しいビード形状であれば良好とし○、1つでも劣るものについては×とした。溶接欠陥評価については、アンダカットやブローホールなどの溶接欠陥が全くなければ良好とし○、1つでも欠陥がある場合は劣るとし×とした。溶込み形状評価については、開先内部に溶込み不足、融合不良がなく、健全な溶込み形状であれば良好とし○、溶込み不足または融合不良がある場合は劣るとし×とした。
【0049】
【表7】
【0050】
【表8】
【0051】
表7および表8にこれらの試験結果をまとめて示す。表7および表8から明らかなように、本発明例である試験記号W1〜W10は、組み合わせたフラックスF1、F2、F3、F4およびワイヤa、b、c、sが、本発明の構成要件を満足するので溶接金属の引張強さおよびシャルピー吸収エネルギーは良好な値が得られた。また、アーク安定性およびスラグ剥離性が優れ、アンダカットなどの溶接欠陥のない美しいビード外観と健全な溶込み形状を得ることができ、極めて満足な結果であった。なお、試験記号W10は、組み合わせたワイヤsのCr+5Nb+Vがやや低いので、シャルピー吸収エネルギーは100Jと目標値ぎりぎりであった。
【0052】
これに対し、比較例である試験記号W11は、組み合わせたワイヤiのMnが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低かった。また、組み合わせたフラックスF5のSiO2 が低いため、ビード趾端部のなじみが悪くなり、スラグ剥離性が劣化し、またアンダカットが発生した。
【0053】
試験記号W12は、組み合わせたワイヤhのMnが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中の酸素が増加してシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
試験記号W13は、組み合わせたワイヤdのCが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中の酸素が増加してシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスF7のMgOが低いため、ビード形状が不均一になった。
【0054】
試験記号W14は、組み合わせたワイヤeのCが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスF8のMgOが高いため、ビード表面に突起物が発生し、スラグ剥離性およびビード外観が劣化した。
【0055】
試験記号W15は、組み合わせたワイヤfのSiが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中の酸素が増加してシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスF9のCaOが低いため、ビード趾端部のなじみが悪くなり、ビード外観が劣化し、アンダカットも発生した。
【0056】
試験記号W16は、組み合わせたワイヤgのSiが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスF10のCaOが高いため、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一となり、ビード外観およびスラグ剥離性が劣化した。
【0057】
試験記号W17は、組み合わせたワイヤmのTiが低いため、溶接金属の靭性向上に有効な微細なアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトを形成できず、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0058】
試験記号W18は、組み合わせたワイヤnのTiが高いため、溶接金属中の酸化物あるいは窒化物として固定されなかったTiがフェライトマトリックス中に固溶し、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスF12のCaF2 が高いため、ビードの平滑性が損なわれてビード外観が劣化した。
【0059】
試験記号W19は、組み合わせたワイヤoのNが高いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスF13のAl2 O3 が低いため、スラグ剥離性が劣化し、またアンダカットが発生した。
【0060】
試験記号W20は、組み合わせたワイヤpのCrが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。さらに、組み合わせたフラックスF14のAl2 O3 が高いため、凸ビードとなってスラグ剥離性も劣化した。
【0061】
試験記号W21は、組み合わせたワイヤqのNbが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。さらに、組み合わせたフラックスF15のTiO2 が低いため、ビード表面の平滑性が劣化した。
【0062】
試験記号W22は、組み合わせたワイヤrのVが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。さらに、組み合わせたフラックスF16のTiO2 が高いため、ビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなり、スラグ剥離性も劣化した。
【0063】
試験記号W23は、組み合わせたワイヤjのMoが低いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。組み合わせたフラックスF17のFeが低いため、溶着量が不足した。
【0064】
試験記号W24は、組み合わせたフラックスF6のSiO2 が高いため、溶接金属の酸素が多くなってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
試験記号W25は、組み合わせたフラックスF11がCaF2 を含有していないため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0065】
試験記号W26は、組み合わせたフラックスF19がB2 O3 を含有していないため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
試験記号W27は、組み合わせたフラックスF20のB2 O3 が高いため、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0066】
試験記号W28は、組み合わせたワイヤkのMoが高いため、ワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状も不良となった。また、組み合わせたフラックスF23のNiが低いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0067】
試験記号W29は、組み合わせたフラックスF22のMoが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0068】
試験記号W30は、組み合わせたワイヤlのNiが高いため、ワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。また、組み合わせたフラックスF21のMoが低いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0069】
試験記号W31は、組み合わせたフラックスF24のNiが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【0070】
試験記号W32は、組み合わせたワイヤtのCr+5Nb+Vが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状も不良となった。さらに、組み合わせたフラックスF18のFeが高いため、ビード表面に突起物が発生してスラグ剥離性も劣化した。
【0071】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明の大入熱サブマージアーク溶接方法によれば、溶接入熱400kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接においても、溶接金属性能が優れるとともに、良好な溶接作業性が得られ、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に溶接効率を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】(a)、(b)、(c)、(d)は溶接金属組織の概念図であって、(b)および(d)はそれぞれ(a)と(c)の拡大図
【図2】本発明の実施例に用いた溶接開先形状を示す図
【符号の説明】
1 フランジ板
2 ウェブ板
3 裏板
4 初析(粒界)フェライト
5 オーステナイト粒界
6 粗大なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
7 粗粒なベイナイト
8 アシキュラーフェライト
9 粗粒なセメンタイト
10 細粒なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
11 細粒なベイナイト
12 酸化物
13 細粒なセメンタイト
Claims (2)
- 質量%で、SiO2 :12〜25%、MgO:6〜20%、CaO:5〜13%、CaF2 :1〜6%、Al2 O3 :17〜25%、TiO2 :3〜15%、Fe:11〜23%、B2 O3 :0.1〜0.6%、Mo:1.0〜5.0%、Ni:1.0〜5.0%からなるフラックスと、C:0.02〜0.20%、Si:0.02〜1.2%、Mn:1.16〜2.3%、Mo:0.1〜1.0%、Ni:0.1%以下、Ti:0.005〜0.025%を含有し、N:0.006%以下で残部がFeおよび不可避不純物からなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする大入熱サブマージアーク溶接方法。
- ワイヤに、Cr:0.5%以下、Nb:0.1%以下およびV:0.5%以下の1種または2種以上をCr+5Nb+Vで0.12〜1.0%含有することを特徴とする請求項1記載の大入熱サブマージアーク溶接方法。
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