JP2017064740A - 低水素系被覆アーク溶接棒 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接作業性が良好で、かつ、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の強度及び低温での靱性が優れる５９０ＭＰａ級高張力鋼用の低水素系被覆アーク溶接棒を提供する。【解決手段】被覆剤全質量に対する質量％で、金属炭酸塩：４０〜５８％、金属弗化物：１０〜２０％、ＳｉＯ2換算値：４〜１０％、ＴｉＯ2換算値：２〜６％、Ｓｉ：２〜５％、Ｍｎ：２〜６％、Ｎｉ：４〜８％、Ｔｉ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ａｌ：０．６〜１．６％、Ｍｇ：０．４〜１．４％、Ｂ換算値の合計：０．０５〜０．３５％、Ｎａ2Ｏ換算値とＫ2Ｏ換算値の合計：２〜５％を含有し、２８〜４０％の被覆率で被覆することを特徴とする。【選択図】 なし

Description

本発明は、低水素系被覆アーク溶接棒に関し、特に直流電源を用いた多層盛溶接において、溶接作業性が良好であり、溶接のまま（以下、ＡＷという。）及び溶接後熱処理（溶接熱影響部の軟化、溶接部の靱性改善及び溶接残留応力の除去を目的に行われる熱処理：以下、ＰＷＨＴという。）後の溶接金属の強度に優れ、低温での靱性も優れる低水素系被覆アーク溶接棒に関するものである。

低水素系被覆アーク溶接棒は、耐割れ性や低温靱性が優れていることから、拘束が強い箇所や高張力鋼の溶接に広く使用されている。一方、最近の溶接構造物の大型化にともない、使用鋼材の高強度化が要望されている。また、天然資源の開発を目的とした大型海洋構造物や球形タンク等では、安全性の確保のため、低温での靱性値の更なる向上や、ＰＷＨＴ後の機械的性能確保が重要となる。しかし、一般に溶接金属の強度増加と低温靱性確保は相反する傾向を示すため、高強度化とともに低温靱性を向上させる新たな手法が必要とされている。

また、低水素系被覆アーク溶接棒の溶接電源は、交流電源と直流電源に分類されるが、球形タンクや海洋構造物の現場溶接では、直流電源が使用されることが多い。この直流電源用の被覆アーク溶接棒は、その溶接環境から溶接金属中に窒素や酸素などを巻き込みやすいので、溶接欠陥が発生することがあり、所望の機械性能を満足できないという問題がある。即ち、直流電源用の被覆アーク溶接棒においては、従来より溶接金属の性能に関する要望が強い。

このような低水素系被覆アーク溶接棒をめぐる状況の中で、溶接金属の低温での機械的性能の向上として、例えば特許文献１には、低温靱性と破壊靱性（以下、ＣＴＯＤという。）値が優れた溶接金属を得ることを目的とした低水素系被覆アーク溶接棒に関する技術の開示がある。しかし、特許文献１に記載の技術は、交流電源を用いた溶接を前提としており、また、直流電源を用いた場合には溶接金属が５９０ＭＰａ以上の強度を満足しない。

また、特許文献２の開示技術には、被覆剤中のＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ等の各成分の含有比率を適量とすることで、直流電源を用いた溶接においてＣＴＯＤ値が優れた溶接金属を得ることができる被覆アーク溶接棒の技術の開示がある。しかし、特許文献２に記載の技術は、ＰＷＨＴ後において優れた溶接金属の強度及び低温靭性を得ることができないという問題点がある。

一方、特許文献３には、Ｎｉを添加し、かつ、ＭｎとＮｉの合計を限定することによって、低温靱性を向上させる被覆アーク溶接棒の技術が開示されている。しかし、直流電源の使用時の溶接作業性やＰＷＨＴ後における溶接金属の機械的性能については特段考慮されていない。

特開２０１４−１８８５４０号公報 特開２０１０−２２７９６８号公報 特開昭６２−１９９２９４号公報

本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであって、直流電源を用いた多層盛溶接において、溶接作業性が良好であり、かつ、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の強度及び低温での靱性が優れる５９０ＭＰａ級高張力鋼用の低水素系被覆アーク溶接棒を提供することを目的とする。

本発明者らは、低水素系被覆アーク溶接棒を使用し、直流電源を用いた５９０ＭＰａ級高張力鋼の溶接において、溶接作業性が良好で、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の強度及び低温靱性に優れる溶接金属が得られ、かつ、ＰＷＨＴ後の強度の低下を抑えることが可能な低水素系被覆アーク溶接棒の成分組成について種々検討した。

その結果、溶接棒中のＡｌ及びＭｇを適正量とすることで、強脱酸剤として作用させるとともに、金属炭酸塩を適正量とすることで、溶接金属中の酸素を低減し、溶接金属の低温靱性を向上させることができることを突き止めた。

また、溶接棒中のＭｎ及びＭｏを適正量とすることで、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の強度を確保し、かつ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＢを適正量とすることで溶接金属の低温靭性を向上させることができることを突き止めた。

さらに、金属炭酸塩、金属弗化物、Ｓｉ酸化物及びＴｉ酸化物を適正量とすることで、スラグ被包性、スラグ剥離性及びビード形状を良好にするとともに、Ｓｉ、Ｎａ化合物及びＫ化合物を適正量とし、軟鋼心線への被覆剤の被覆率を適正とすることで、アーク状態を良好にできることを突き止めた。

すなわち、本発明の要旨は、軟鋼心線に被覆剤が塗布されている低水素系被覆アーク溶接棒において、被覆剤全質量に対する質量％で、金属炭酸塩の１種または２種以上の合計：４０〜５８％、金属弗化物の１種または２種以上の合計：１０〜２０％、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ₂換算値：４〜１０％、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ₂換算値：２〜６％、Ｓｉ：２〜５％、Ｍｎ：２〜６％、Ｎｉ：４〜８％、Ｔｉ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ａｌ：０．６〜１．６％、Ｍｇ：０．４〜１．４％、Ｂ合金及びＢ化合物のＢ換算値の１種または２種以上の合計：０．０５〜０．３５％、Ｎａ化合物のＮａ₂Ｏ換算値とＫ化合物のＫ₂Ｏ換算値の合計：２〜５％を含有し、残部はスラグ形成剤、塗装剤、鉄粉、鉄合金からのＦｅ分及び不可避不純物からなる被覆剤を前記軟鋼心線の外周に当該低水素系被覆アーク溶接棒全質量に対する質量％で２８〜４０％の被覆率で塗布したことを特徴とする低水素系被覆アーク溶接棒にある。

本発明を適用した低水素系被覆アーク溶接棒によれば、直流電源を用いた多層盛溶接において、溶接作業性が良好であり、ＡＷ及びＰＷＨＴ後においても高強度の溶接金属が得られると共に低温での安定した靱性が得られる。したがって、各種鋼構造物に対する溶接継手の信頼性を大幅に向上させることができる。

以下、本発明における低水素系被覆アーク溶接棒について詳細に説明をする。本発明を適用した低水素系被覆アーク溶接棒軟鋼心線に被覆剤を塗布させてなるものである。この被覆剤中の各成分組成の限定理由について詳細に説明する。なお、低水素系被覆アーク溶接棒の各成分組成における含有率は、被覆剤全質量に対する質量％で表すこととし、以下では単に％と記載する。

［金属炭酸塩の１種または２種以上の合計：４０〜５８％］
金属炭酸塩は、ＣａＣＯ₃、ＭｇＣＯ₃、ＢａＣＯ₃などを指し、アークの熱で分解してＣＯ₂ガスを発生し、溶接金属を大気から保護するシールド効果としての働きがある。金属炭酸塩の１種または２種以上の合計が４０％未満では、上述したシールド効果が不足し、ブローホールが発生してしまう。また、溶接金属中に大気中の窒素が混入し、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の低温靱性が低下する。一方、金属炭酸塩の１種または２種以上の合計が５８％を超えると、アークが不安定でビード形状が凸状になり、スラグ剥離性も悪くなる。従って、金属炭酸塩の１種または２種以上の合計は４０〜５８％とする。

［金属弗化物の１種または２種以上の合計：１０〜２０％］
金属弗化物は、ＣａＦ₂、ＭｇＦ₂、ＡｌＦ₃などを指し、溶融スラグの流動性を調整してスラグ被包性を改善してビード外観を良好にするために添加する。金属弗化物の１種または２種以上の合計が１０％未満では、溶融スラグの流動性が悪いため、スラグ被包性が悪く、ビード外観が不良になる。一方、金属弗化物の１種または２種以上の合計が２０％を超えると、被覆筒の形状が不完全となって片溶け状態となり、アークが不安定となる。従って、金属弗化物の１種または２種以上の合計は１０〜２０％とする。

［Ｓｉ酸化物のＳｉＯ₂換算値：４〜１０％］
Ｓｉ酸化物を構成するＳｉＯ₂は、珪砂、長石、水ガラス等から添加され、溶融スラグの粘性を高め、適切な粘性のスラグを確保してビード形状を良好にし、溶接作業性を改善する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ₂換算値が４％未満では、スラグの粘性が低くなり、ビード形状が不良となる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ₂換算が１０％を超えると、スラグがガラス状になり、スラグ剥離性が不良になる。従って、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ₂換算値は４~１０％とする。

［Ｔｉ酸化物のＴｉＯ₂換算値：２〜６％］
Ｔｉ酸化物を構成するＴｉＯ₂は、ルチール、酸化チタン、チタン酸ソーダ、チタンスラグ等から添加され、アークを安定にし、スラグの粘性を調整してビード形状を良好にする。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ₂換算値が２％未満であると、アークが不安定となり、良好なビードを得られない。一方、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ₂換算値が６％を超えると、溶融スラグの粘性が高くなってスラグの流動性が悪くなるので、ビード形状が凸状となる。従って、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ₂換算値は２~６％とする。

［Ｓｉ：２〜５％］
Ｓｉは、金属Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等から添加され、溶接金属の脱酸を目的として使用されるとともに、溶接作業性の確保の面からも必要である。Ｓｉが２％未満では、脱酸不足で溶接金属中にブローホールなどの気孔が発生しやすく、また、アークが不安定となる。一方、Ｓｉが５％を超えると、粒界に低融点酸化物を析出させ、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靱性が低下する。従って、Ｓｉは２〜５％とする。

［Ｍｎ：２〜６％］
Ｍｎは、金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等から添加され、Ｓｉと同様に脱酸剤として重要であり、溶接金属組織を微細化させ、溶接金属の低温靱性及び強度を高める。またＭｎは、焼入れ性が強いことから、ＰＷＨＴ後の強度確保にも有効である。Ｍｎが２％未満では、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の強度及び低温靭性が低下する。またＭｎが２％未満では、脱酸不足となって溶接金属中にブローホールが発生しやすくなる。一方、Ｍｎが６％を超えると、溶接金属の強度が過剰に高くなり、低温靭性が低下する。またＭｎが６％を超えると、焼入れ性が強く作用し、ＰＷＨＴ後の溶接金属の強度が高くなって靱性が低下する。従って、Ｍｎは２〜６％とする。

［Ｎｉ：４〜８％］
Ｎｉは、金属Ｎｉから添加され、溶接金属の強度及び低温靭性を向上させる元素である。Ｎｉが４％未満では、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の必要な溶接金属の強度及び低温靭性を確保することができない。一方、Ｎｉが８％を超えると、溶接金属の強度が過剰に高くなり、ＡＷにおける低温靭性が低下する。また、ＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靭性も低下する。従って、Ｎｉは４〜８％とする。

［Ｔｉ：０．５〜２．５％］
Ｔｉは、金属Ｔｉ、Ｆｅ−Ｔｉ等から添加され、脱酸剤として有効であると同時に、アークの電位傾度を低下させてアークを安定化させる。またＴｉは、溶接金属のミクロ組織を微細化して低温靭性を向上させる働きがある。Ｔｉが０．５％未満では、アークが不安定となり、アーク長が伸びて大気中の酸素を取り込みやすくなるので、溶接金属中に酸素量が多くなるとともに、溶接金属のミクロ組織が微細化されず、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｔｉが２．５％を超えると、溶接金属中のＴｉ酸化物の析出が増加し、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靱性が低下する。従って、Ｔｉは０．５〜２．５％とする。

［Ｍｏ：０．２〜０．８％］
Ｍｏは、金属Ｍｏ、Ｆｅ−Ｍｏ等から添加され、溶接金属の強度を向上させる元素である。またＭｏは、焼入れ性が強いことから、ＰＷＨＴ後の強度確保にも有効である。Ｍｏが０．２％未満では、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の必要な溶接金属の強度を確保することができない。一方、Ｍｏが０．８％を超えると、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の強度が過剰に高くなり、低温靭性が低下する。従って、Ｍｏは０．２〜０．８％とする。

［Ａｌ：０．６〜１．６％］
Ａｌは、金属Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ、Ａｌ−Ｍｇ等から添加され、溶接金属の脱酸を目的として使用される。Ａｌが０．６％未満では、脱酸不足で溶接金属中にブローホールなどの気孔が発生しやすくなる。一方、Ａｌが１．６％を超えると、脱酸生成物のＡｌ₂Ｏ₃が溶接金属中に残存して酸素量を増加させるので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靱性が低下する。従って、Ａｌは０．６〜１．６％とする。

［Ｍｇ：０．４〜１．４％］
Ｍｇは、金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ等から添加され、他の合金成分よりも脱酸効果が高く、溶接金属中の酸素量を低減させることができる。Ｍｇが０．４％未満であると、溶接金属の酸素量が多くなって、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靱性が低下する。一方、Ｍｇが１．４％を超えると、アークの広がりが劣化して不安定となり、ビード形状が不良になる。従って、Ｍｇは０．４〜１．４％とする。

［Ｂ合金及びＢ化合物のＢ換算値の１種または２種以上の合計：０．０５〜０．３５％］
Ｂは、金属Ｂ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｂ、硼砂、硼酸ナトリウム等のＢ合金やＢ化合物から添加され、極微量で焼入れ性を向上させて粒界フェライトの生成抑制に有効な元素で、溶接金属の低温靭性の向上に有効である。Ｂ合金及びＢ化合物のＢ換算値の１種または２種以上の合計が０．０５％未満では、Ｂによる粒界フェライトの抑制効果が働かず、フェライト粒が粗大になりやすく、溶接金属の金属組織が粗くなり、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靱性が低下する。一方、Ｂ合金及びＢ化合物のＢ換算値の１種または２種以上の合計が０．３５％を超えると、溶接金属が粗大なラス状組織になり、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の低温靭性が低下する。従って、Ｂ合金及びＢ化合物のＢ換算値の１種または２種以上の合計は０．０５〜０．３５％とする。

［Ｎａ化合物のＮａ₂Ｏ換算値とＫ化合物のＫ₂Ｏ換算値の合計：２〜５％］
Ｎａ₂Ｏ及びＫ₂Ｏは、珪酸ソーダや珪酸カリウム等の水ガラスから主に添加され、溶接棒製造時の塗装性及び溶接時のアークの安定性を向上する効果がある。また、カリ長石、弗化ソーダ、硼酸ナトリウムからも添加され、溶接作業性確保の上からも必要である。Ｎａ化合物のＮａ₂Ｏ換算値とＫ化合物のＫ₂Ｏ換算値の合計が２％未満では、アークが不安定になる。また、生産時の塗装性が劣化し、溶接棒製造時に被覆剤表面に割れが生じやすくなり、溶接棒の生産性が低下する。一方、Ｎａ化合物のＮａ₂Ｏ換算値とＫ化合物のＫ₂Ｏ換算値の合計が５％を超えると、アークの吹き付けが強くなり、スパッタ発生量が多くなる。従って、Ｎａ化合物のＮａ₂Ｏ換算値とＫ化合物のＫ₂Ｏ換算値の合計は２〜５％とする。

なお、本発明の低水素系被覆アーク溶接棒の被覆剤の残部は、スラグ形成剤、塗装剤、鉄粉、鉄合金からのＦｅ分及び不可避不純物である。スラグ形成剤は、酸化マグネシウム等が用いられ、１種以上の合計で７％以下が好ましい。塗装剤は、アルギン酸ソーダ、マイカ等が用いられ、１種以上を合計で５％以下が好ましい。不可避不純物は特に限定しないが、耐割れ性の観点から、Ｐは０．０１０％以下、Ｓは０．０１０％以下が好ましい。

[被覆剤の軟鋼心線の外周への被覆率:低水素系被覆アーク溶接棒全質量に対する質量％で２８〜４０％]
被覆剤の軟鋼心線の外周への被覆率は、被覆剤の片溶けや、スラグ状態に大きく影響する。被覆剤の被覆率が低水素家被覆アーク溶接棒全質量に対する質量％（以下、単に％という。）で２８％未満では、軟鋼心線の周囲に塗装された被覆自体が脆くなるため、片溶けが発生しやすくなる。一方、被覆剤の被覆率が４０％を超えると、スラグ量が過多となり、アークが不安定になる。したがって、軟鋼心線の軟鋼心線への被覆率は２８〜４０％とする。

使用する軟鋼心線は、ＪＩＳ Ｇ３５２３ ＳＷＹ１１を用いることが好ましいが、軟鋼心線中のＣの含有量は、軟鋼心線の全質量に対する質量％で０．０５〜０．０８％が好ましい。このＣの含有量は、強度を調整するために被覆剤からも適正に調整できる。軟鋼心線のＰは靭性を劣化するので軟鋼心線の全質量に対する質量％で０．０１０％以下、Ｓはスラグの流動性を悪化させるので軟鋼心線の全質量に対する質量％で０．０１０％以下、ＮはＢとの結合力が強く焼き入れ性を劣化させるので軟鋼心線の全質量に対する質量％で０．００５％以下であることが好ましい。

以下、本発明を適用した低水素系被覆アーク溶接棒の実施例について具体的に説明する。

直径４．０ｍｍ、長さ４００ｍｍのＪＩＳ Ｇ３５２３ ＳＷＹ１１の軟鋼心線（Ｃ:０．０８質量％、Ｓｉ:０．０１質量％、Ｍｎ:０．４８質量％、Ｐ:０．００９質量％、Ｓ:０．００５質量％、Ｎ：０．００２３質量％）の外周に、表１に示す成分組成の被覆剤を表１に示す被覆率で塗装した後、乾燥させて各種低水素系被覆アーク溶接棒を試作した。

上記の各種試作溶接棒を用い、表２に示す成分の板厚４８ｍｍの鋼板をＸ開先（表側：３０ｍｍ深さ、開先角度：５０°、ギャップ２ｍｍ、ルート部：２ｍｍ、裏側：２５ｍｍ深さまで裏はつり、開先角度６０°）とし、アーク溶接を行った。電源は直流電源を使用し、溶接電流１４０Ａ、溶接入熱２５ｋＪ／ｃｍ、予熱・パス間温度１００〜１５０℃、立向姿勢で溶接継手を作製した。

上記溶接の際、各溶接棒の溶接作業性を調査した。溶接終了後、ＪＩＳＺ ３１０４に準じてＸ線透過試験を行い、溶接欠陥の有無を調査した。また、溶接金属試験は、ＡＷの溶接金属及びＰＷＨＴ後の溶接金属を評価対象とした。ＰＷＨＴは、温度５８０℃、保持時間が４．５時間の条件で行った。各試験板の表側２ｍｍ下の溶接金属よりＪＩＳ Ｚ２２４２ Ｖノッチ衝撃試験片、１５ｍｍ下の溶接金属よりＪＩＳ Ｚ２２４１ １０号引張試験片を採取した。引張試験は、引張強さが６１０〜７３０ＭＰａを良好、靱性の評価は、試験温度−５０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーの３回の平均値が７０Ｊ以上を良好とした。それらの試験結果を表３にまとめて示す。

表１及び表３中溶接棒Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０が本発明例、溶接棒Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．２３は比較例である。本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．１０は、被覆剤の金属炭酸塩の合計、金属弗化物の合計、ＳｉＯ₂換算値、ＴｉＯ₂換算値、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｂ及びＢ換算値の合計、Ｎａ₂Ｏ換算値とＫ₂Ｏ換算値の合計、被覆率がいずれも本発明において規定した範囲内にあるので、溶接作業性が良好で、溶接欠陥も無く、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の引張強さ及び吸収エネルギーが共に良好であり、極めて満足な結果であった。

比較例中溶接棒Ｎｏ．１１は、金属弗化物が少ないので、スラグ被包性が不良で、ビード外観も不良であった。また、Ｓｉが多いので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。

溶接棒Ｎｏ．１２は、ＳｉＯ₂換算値が少ないので、ビード形状が不良であった。また、Ｍｎが多いので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の引張強さが高く、吸収エネルギーが低かった。

溶接棒Ｎｏ．１３は、ＴｉＯ₂換算値が少ないので、アークが不安定となり、ビード形状が不良であった。また、Ｎｉが多いので、ＡＷの溶接金属の引張強さが高く、またＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。さらに、Ａｌが少ないので、溶接金属中にブローホールが発生した。

溶接棒Ｎｏ．１４は、Ｔｉが多いので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｎａ₂Ｏ換算値とＫ₂Ｏ換算値の合計が多いので、アークの吹き付けが強く、スパッタ発生量が多かった。

溶接棒Ｎｏ．１５は、ＴｉＯ₂換算値が多いので、ビード形状が凸状で不良であった。また、Ｍｏが多いので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の引張強さが高く、吸収エネルギーが低かった。さらに、被覆率が高いので、アークが不安定であった。

溶接棒Ｎｏ．１６は、ＳｉＯ₂換算値が多いので、スラグ剥離性が不良であった。また、Ａｌが多いので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。

溶接棒Ｎｏ．１７は、Ｎｉが少ないので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の引張強さ及び吸収エネルギーが低かった。また、Ｍｇが多いので、アークの広がりが少なく不安定で、ビード形状が不良となった。

溶接棒Ｎｏ．１８は、Ｓｉが少ないので、アークが不安定で、溶接金属中にブローホールが発生した。また、Ｂ及びＢ換算値の合計が多いので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。

溶接棒Ｎｏ．１９は、Ｍｎが少ないので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の引張強さ及び吸収エネルギーが低かった。また、溶接金属中にブローホールが発生した。さらに、Ｎａ₂Ｏ換算値とＫ₂Ｏ換算値の合計が少ないので、アークが不安定であった。

溶接棒Ｎｏ．２０は、Ｔｉが少ないので、アークが不安定で、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｍｏが少ないので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の引張強さが低かった。

溶接棒Ｎｏ．２１は、金属弗化物が多いので、アークが不安定で、被覆筒が片溶け状態であった。また、Ｂ及びＢ換算値の合計が少ないので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。

溶接棒Ｎｏ．２２は、金属炭酸塩が多いので、アークが不安定で、ビード形状が凸状になり、スラグ剥離性も不良であった。また、Ｍｇが少ないので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。

溶接棒Ｎｏ．２３は、金属炭酸塩が少ないので、ＡＷ及びＰＷＨＴ後の溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、溶接金属中にブローホールが発生した。さらに、被覆率が低いので、被覆筒が片溶け状態であった。

Claims (1)

1. 軟鋼心線に被覆剤が塗布されている低水素系被覆アーク溶接棒において、
   被覆剤全質量に対する質量％で、
   金属炭酸塩の１種または２種以上の合計：４０〜５８％、
   金属弗化物の１種または２種以上の合計：１０〜２０％、
   Ｓｉ酸化物のＳｉＯ₂換算値：４〜１０％、
   Ｔｉ酸化物のＴｉＯ₂換算値：２〜６％、
   Ｓｉ：２〜５％、
   Ｍｎ：２〜６％、
   Ｎｉ：４〜８％、
   Ｔｉ：０．５〜２．５％、
   Ｍｏ：０．２〜０．８％、
   Ａｌ：０．６〜１．６％、
   Ｍｇ：０．４〜１．４％、
   Ｂ合金及びＢ化合物のＢ換算値の１種または２種以上の合計：０．０５〜０．３５％、
   Ｎａ化合物のＮａ₂Ｏ換算値とＫ化合物のＫ₂Ｏ換算値の合計：２〜５％を含有し、
   残部はスラグ形成剤、塗装剤、鉄粉、鉄合金からのＦｅ分及び不可避不純物からなる被覆剤を前記軟鋼心線の外周に当該低水素系被覆アーク溶接棒全質量に対する質量％で２８〜４０％の被覆率で塗布したことを特徴とする低水素系被覆アーク溶接棒。