JP3713016B2

JP3713016B2 - Large heat input submerged arc welding method

Info

Publication number: JP3713016B2
Application number: JP2002369304A
Authority: JP
Inventors: 博志中澤; 繁男大山
Original assignee: 日鐵住金溶接工業株式会社
Priority date: 2002-12-20
Filing date: 2002-12-20
Publication date: 2005-11-02
Anticipated expiration: 2022-12-20
Also published as: JP2004195529A

Description

【０００１】
【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（ＪＩＳＺ２２４２４号）および鋼板表面下１０ｍｍを中心として引張試験片（ＪＩＳＺ２２０１Ａ１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[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high heat input submerged arc welding method for high-strength steel sheets of 490 to 590 MPa class, and in particular, when building various types of welded steel structures such as buildings, shipbuilding, bridges, and marine structures. The present invention relates to a high heat input submerged arc welding method capable of forming a weld metal having no sound and having a better toughness.
[0002]
[Prior art]
From the viewpoint of preventing brittle fracture of a structure during an earthquake, there is an extremely great social demand for a toughened weld metal. On the other hand, box columns with thicker plates are being manufactured with the increase in the size of building structures, but the construction method using one-pass welding with large heat input is superior in terms of efficiency, and welding in one-pass welding with large heat input. There is a demand for high toughness of metals.
[0003]
The large heat input submerged arc welding of box column corner joints has a large heat input of 400 kJ / cm or more in the case of 1-pass welding exceeding a plate thickness of 50 mm. For this reason, the cooling rate of the weld metal is slow, coarse proeutectoid ferrite (α) is likely to be generated from the austenite (γ) grain boundary during the cooling process, and it is difficult to obtain sufficient weld metal toughness.
[0004]
Regarding the toughness of large heat input submerged arc welding of box column corner joints, there is, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-170085 as a technique defining the composition of the welding material. The internal structure and grain boundary structure are not actively controlled, and it is difficult to obtain sufficient weld metal toughness.
[0005]
As another method, a method is known in which a Ti oxide is generated by adding Ti to the weld metal, and fine acicular ferrite is generated using this as a nucleus to make the weld metal tough. However, in high heat input submerged arc welding, the molten pool is maintained for a longer time than in general arc welding, so even if a considerable amount of Ti is added to the weld metal, Ti oxide migrates into the slag bath. Thus, there are many parts that are separated from the molten metal. For this reason, it does not function sufficiently as an effective nucleation site of acicular ferrite, and it is difficult to ensure sufficient toughness of the weld metal only by this method.
[0006]
In Japanese Patent Laid-Open No. 2002-283095, a large amount of alloy elements are added to the wire for submerged arc welding in order to improve the toughness of the weld metal. In particular, Ni, which is said to be effective in improving the toughness of the ferrite matrix, has been added, but this increases the tensile strength and hardness of the wire excessively, which deteriorates the wire feedability during welding and results in a sound solution. Indented shape and good bead appearance cannot be obtained.
[0007]
In Japanese Patent Laid-Open No. 2000-84672, when submerged arc welding is performed on a steel sheet having a thickness of about 60 mm in one pass, the distance between the groove bottoms of the steel sheet is widened and iron or iron alloy powder is dispersed and welded in the groove. It is carried out. With this, groove accuracy is important in assembling steel sheets, so it takes time to perform the construction. Also, when the groove accuracy is inferior or when the amount of iron or iron alloy sprayed in the groove is not uniform, it is stable. A penetration shape cannot be obtained, and a sound weld metal cannot be obtained.
[0008]
In addition, in Japanese Patent No. 2947731, when a steel plate having a thickness of 50 mm or more is subjected to large heat input submerged arc welding, the wire diameter of the leading electrode (first electrode) is adjusted and improved in order to obtain a sound penetration shape. I am trying. However, although this welding method has improved the penetration shape, it uses a flux and welding wire for submerged arc welding having general components. Therefore, in 1-pass large heat input submerged arc welding of a steel sheet having a thickness of more than 50 mm, the weld heat is increased to 400 kJ / cm or more, so that the hardenability of the weld metal is insufficient, and coarse proeutectoid ferrite is generated. The weld metal toughness is significantly deteriorated.
[0009]
[Cited document]
(A) Patent Document 1 (Japanese Patent Laid-Open No. 11-170085)
(B) Patent Document 2 (Japanese Patent Laid-Open No. 2002-283095)
(C) Patent Document 3 (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-84672)
(D) Patent Document 4 (Japanese Patent No. 2947731)
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above-mentioned problems of the prior art, the present invention has excellent weld metal toughness even when a high heat input steel of 490 to 590 MPa class is subjected to high heat input submerged arc welding with a heat input of 400 kJ / cm or more. An object of the present invention is to provide a high heat input submerged arc welding method capable of obtaining a sound penetration shape and a bead appearance without welding defects.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The present invention solves the above-mentioned problems, and the gist of the invention is as follows.
(1) By mass%, SiO ₂ : 12-25%, MgO: 6-20%, CaO: 5-13%, CaF ₂ : 1 to 6%, Al ₂ O _Three : 17-25%, TiO ₂ : 3-15%, Fe: 11-23%, B ₂ O _Three : Flux composed of 0.1 to 0.6%, Mo: 1.0 to 5.0%, Ni: 1.0 to 5.0%, C: 0.02 to 0.20%, Si: 0 0.02 to 1.2%, Mn: 1.16 to 2.3%, Mo: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1% or less, Ti: 0.005 to 0.025% N: 0.006% or less and the balance is welded using a wire composed of Fe and inevitable impurities, and a high heat input submerged arc welding method.
(2) One or more of Cr: 0.5% or less, Nb: 0.1% or less, and V: 0.5% or less are contained in the wire in an amount of 0.12 to 1.0% as Cr + 5Nb + V. (1) The large heat input submerged arc welding method according to (1).
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the technical idea of the present invention will be described in terms of the weld metal structure.
FIG. 1 schematically shows weld metal structures (a) and (b) in the prior art and weld metal structures (c) and (d) in the present invention. Here, FIGS. (B) and (d) are in an enlarged relationship with parts of FIGS. (A) and (c), respectively.
[0013]
In general, the structure of a weld metal transforms from a δ ferrite phase to an austenite phase in the cooling process after welding (melting) and solidification, and then transforms to an α ferrite phase to form a final structure. Conventionally, in high heat input submerged arc welding at 400 kJ / cm or higher, transformation occurs from a δ ferrite phase to an austenite phase at a high temperature range after solidification, and therefore, as shown in FIG. The particle size was coarsened. In the figure, 6 is coarse bainite or acicular ferrite. Further, as shown in FIG. 1B, in the transformation process from the austenite phase to the α ferrite phase, coarse proeutectoid (grain boundary) ferrite 4 harmful to toughness around the austenite grain boundary 5, and coarse grains in the austenite grain Bainite 7 and harmful coarse, hard and brittle coarse cementite 9 were produced, and the toughness of the weld metal was significantly reduced.
[0014]
Therefore, the present inventors have conducted intensive studies on welding metal component compositions for improving the above problems by welding experiments and the like. As a result, Si, Mo, Cr, Nb, and V are effective as elements that thermodynamically stabilize the δ ferrite phase after welding (melting) and solidification to a low temperature region. When these elements are contained in the weld metal, At the same time, the elements (C, Mn, Ni) that stabilize austenite were reduced. Thus, after solidification of the weld metal, the δ ferrite phase is maintained up to a relatively low temperature region, and the transformation to the austenite phase is performed in the low temperature region, so that a submerged arc having a large heat input as shown in FIG. It has been found that the coarsening of austenite grains in the weld metal during welding can be suppressed and the weld metal structure can be refined. In the figure, 10 is fine bainite or acicular ferrite.
[0015]
Further, in the process of transformation from the austenite phase to the α ferrite phase, as shown in FIG. 1 (d), fine bainite 11 or acicular ferrite 8 is formed in the austenite grains, and the brittleness is brittle. It is possible to finely disperse cementite, which is the starting point of cracks, as fine cementite 13 in the grains. It has been found that this makes it possible to greatly improve the toughness of the weld metal, together with the effect of fragmentation of fracture surface units during the development of brittle cracks due to the refinement of crystal grains. Thus, in order to produce fine bainite 11 or acicular ferrite 8 in the austenite grains, it has been found that the improvement of hardenability by adding appropriate amounts of Si, Mo, Cr, Nb and V is effective. It was. It has also been found that by adding Ti, a large number of fine Ti oxides 12 serving as nuclei for the formation of acicular ferrite can be dispersed to make the acicular ferrite finer.
[0016]
Further, the effect of improving the toughness brought about by the fine dispersion of fine cementite 13 utilizing the above-described refinement of crystal grains and the formation of fine bainite 11 or acicular ferrite 8 structure of intragranular structure is made more remarkable. In addition, addition of B is effective. That is, an effective method is to use the segregation effect of B on the austenite grain boundary 5 and suppress the formation of coarse proeutectoid (grain boundary) ferrite 4 at the austenite grain boundary 5 as the austenite grain is refined. I understood.
[0017]
Further, in addition to the above means, it is effective to add a suitable amount of Si having an action of suppressing C added to the weld metal or suppressing the formation of coarse cementite 9. This reduces the formation of coarse, hard and brittle coarse cementite 9 which is harmful to the toughness generated in the grains after the transformation process from the austenite phase to various ferrite phases or after the transformation is completed, and further improves the toughness of the weld metal. Clarified that you can.
[0018]
According to the present invention, as shown in FIGS. 1C and 1D, the bainite 11 or acicular ferrite 8 main structure in which the crystal grain of the weld metal structure is fine and the grain structure is fine is shown. The fine cementite 13 is finely dispersed, and a structure with few proeutectoid (grain boundaries) ferrite 4 and excellent toughness is obtained.
[0019]
The present invention has been made based on the above findings, and is an element that stabilizes the δ ferrite phase of the weld metal obtained by high heat input submerged arc welding and improves the hardenability, Si, Mo, further Cr, It is possible to improve the toughness of the weld metal by containing a predetermined amount of B containing Nb and V and having an effect of suppressing the formation of coarse proeutectoid (grain boundaries) ferrite 4 at the austenite grain boundaries 5. it can. Furthermore, in order to suppress the formation of coarse cementite 9 that impairs the toughness in the crystal grains, the toughness of the weld metal can be further improved by suppressing the C content in the welding wire and increasing Si. Is.
[0020]
Next, the technical idea of the present invention will be described from the viewpoint of welding workability.
The improvement in weld metal toughness could be improved from the structure, but the balance in the combination of the flux and wire for submerged arc welding is important to achieve good welding workability and a sound penetration shape and a beautiful bead appearance. . In designing the chemical composition of the weld metal, in consideration of the yield of stable alloy elements, alloy elements are often added to wires. However, excessive addition of alloying elements results in excessively high tensile strength and hardness of the wire, poor wire flexibility during welding, deteriorated wire feedability, unstable arc, bead appearance and penetration The penetration shape such as lack is worse.
[0021]
Therefore, by reducing the alloy elements in the wire as much as possible, the wire feedability was improved by giving appropriate tensile strength and bending characteristics, and the penetration shape and welding workability were improved by stabilizing the arc. In addition, alloy elements necessary for improving the toughness of the weld metal are supplemented by adding them to the flux, making it possible to achieve both welding workability and improved weld metal toughness.
[0022]
The reasons for limiting the flux and welding wire in the present invention will be described below. In addition, the following% shows the mass%.
Flux SiO ₂ Is the most important component for forming a good weld bead in high heat input submerged arc welding. However, if it is excessive, oxygen and Si in the weld metal increase and the toughness deteriorates. That is, if it is less than 12%, the fit of the bead end is poor, and if it exceeds 25%, the oxygen of the weld metal increases and the toughness deteriorates, so the content is made 12 to 25%.
[0023]
The flux MgO improves the fire resistance of the slag. In the high heat input submerged arc welding, it is necessary to increase the fire resistance of the slag, and if it is less than 6%, the bead becomes defective. On the other hand, if it exceeds 20%, protrusions are generated on the bead surface. Therefore, the content of MgO is set to 6 to 20%.
[0024]
The flux CaO is an important component for adjusting the melting point and fluidity of the slag. If it is less than 5%, the fit of the end of the bead heel is poor, and if it exceeds 13%, the slag fluidity becomes poor and the bead height becomes nonuniform, so the content is made 5 to 13%.
[0025]
Flux CaF ₂ Is effective in improving toughness, but if the amount is excessive due to the low melting point, the smoothness of the beads is impaired. If it is less than 1%, there is no effect of improving toughness, and if it exceeds 6%, the bead becomes defective, so its content is made 1 to 6%.
[0026]
Flux Al ₂ O _Three Has the effect of improving the slag peelability. If the content is less than 17%, the slag peelability deteriorates, and if it exceeds 25%, a convex bead is formed. Therefore, the content is set to 17 to 25%.
[0027]
Flux TiO ₂ Is effective in obtaining the smoothness of the bead surface and effective in improving toughness. If the content is less than 3%, there is no effect of improving the smoothness and toughness of the bead surface, and if it exceeds 15%, the rising angle of the bead collar end portion becomes large, so the content is made 3 to 15%.
[0028]
The flux Fe is effective in improving the welding efficiency and reducing the heat input of welding. If the content is less than 11%, no effect can be obtained in improving the welding efficiency and reducing the heat input of welding. If the content exceeds 23%, protrusions are generated on the bead surface, so the content is 11 to 23%. .
[0029]
Flux B ₂ O _Three , Is effective in improving toughness. If the content is less than 0.1%, the effect of improving toughness cannot be obtained. If the content exceeds 0.6%, the weld metal is hardened and the toughness is deteriorated. %.
[0030]
Mo in the flux is an important component as an element for increasing the hardenability of the weld metal. If the content is less than 1.0%, there is no effect in improving the toughness of the weld metal, and if it exceeds 5.0%, the hardenability of the weld metal becomes excessive, the hardness becomes excessive, and the toughness deteriorates. The content is set to 1.0 to 5.0%.
[0031]
Ni in the flux is an element necessary for improving the toughness of the ferrite matrix in the weld metal. If the content is less than 1.0%, there is no effect in improving the toughness of the weld metal, and if it exceeds 5.0%, it is also an austenite stabilizing element, so the austenite grain size is coarsened and the toughness deteriorates. Therefore, the Ni content is set to 1.0 to 5.0% in order to refine the austenite grain size.
[0032]
C of the wire is an important component for obtaining good toughness, and in order to obtain good toughness with a weld metal, its content needs to be 0.02% to 0.20%. If the content is less than 0.02%, deoxidation is insufficient, and toughness deteriorates. If it exceeds 0.20%, the hardness of the weld metal becomes excessive and the toughness deteriorates. Moreover, if C is contained excessively in the weld metal, coarse cementite (Fe _Three Since a large amount of C) is produced, the upper limit of the C content is preferably 0.15% in order to further improve the toughness of the weld metal.
[0033]
The Si in the wire is a deoxidizing element and reduces oxygen in the weld metal. If the content is less than 0.02%, the deoxidation effect cannot be obtained, and the toughness deteriorates. If it exceeds 1.2%, the hardness of the weld metal becomes excessive and the toughness deteriorates. Si is contained in the wire as an effective element for suppressing the coarsening of austenite as a stabilizing element of δ ferrite and miniaturizing the austenite grain size. In addition to the effect of refining the austenite grain size, coarse cementite (Fe _Three There is an effect of suppressing the formation of C), and in order to obtain the effect, the lower limit of the Si content is preferably set to 0.1%.
[0034]
Mn of the wire is an important component for improving the strength of the weld metal and as a deoxidizing effect element. If the content is less than 1.16%, sufficient strength of the weld metal cannot be obtained, and the oxygen content of the weld metal increases and the toughness deteriorates. If it exceeds 2.3%, the hardness of the weld metal becomes excessive and the toughness deteriorates, so the content is made 1.16 to 2.3%.
[0035]
Mo of the wire is an important component as an element for increasing the hardenability of the weld metal. If its content is less than 0.1%, there is no effect in improving the toughness of the weld metal, and if it exceeds 1.0%, the tensile strength and hardness of the wire become excessively high, and the wire feedability during welding deteriorates. This makes welding workability worse. Moreover, the hardenability of the weld metal becomes excessive, the hardness becomes excessive, and the toughness deteriorates.
[0036]
Ni in the wire is an element that improves the toughness of the ferrite matrix in the weld metal, but it is also an austenite stabilizing element, and if contained excessively, the austenite grain size is coarsened, so the toughness deteriorates. Moreover, since the tensile strength and hardness of the wire are remarkably improved, the wire feedability at the time of welding is deteriorated and the welding workability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the Ni content is set to 0.1% in order to refine the austenite grain size and improve the welding workability. The lower limit of Ni is not particularly limited, but is particularly preferably 0.003% or more for improving toughness.
[0037]
The Ti of the wire generates Ti oxide, etc., even in a small amount in the weld metal, and becomes a nucleation site for generating acicular ferrite with fine crystal grains effective in improving strength and toughness. Therefore, the lower limit of the content in the wire was set to 0.005%. However, if it exceeds 0.025% and contained in the wire, Ti that has not been fixed as an oxide or nitride is dissolved in the ferrite matrix and deteriorates the toughness, so the upper limit of the content is 0. 0.025%.
[0038]
N of the wire is an element that deteriorates toughness. Therefore, it should be as low as possible.
[0039]
As a component of the wire used in the present invention, one or more of Cr of 0.5% or less, Nb of 0.1% or less and V of 0.5% or less of Cr + 5Nb + V is 0.12-1.0. By containing%, the hardenability of the weld metal can be increased and the toughness can be improved. When Cr + 5Nb + V is less than 0.12%, there is no effect in improving the toughness of the weld metal. Also, if Cr + 5Nb + V is more than 1.0%, Cr is more than 0.5%, Nb is more than 0.1% and V is more than 0.5%, the hardenability of the weld metal becomes excessive and the hardness is excessive. As a result, the toughness deteriorates, the tensile strength and hardness of the wire become excessively high, the wire feedability during welding deteriorates, and the welding workability deteriorates.
[0040]
【Example】
Hereinafter, the effects of the present invention will be described in detail by way of examples.
A steel plate having a chemical composition shown in Table 1 and a thickness of 60 mm is used, and the corner joint groove shown in FIG. 2 is used. The wires shown in Tables 2 and 3 and the fired fluxes shown in Tables 4 and 5 are used. In various combinations, corner joint welding by submerged arc welding was performed under the welding conditions shown in Table 6. In FIG. 2, 1 is a flange, 2 is a web, and 3 is a back plate.
[0041]
[Table 1]

[0042]
[Table 2]

[0043]
[Table 3]

[0044]
[Table 4]

[0045]
[Table 5]

[0046]
[Table 6]

[0047]
A Charpy impact test piece (JISZ22424) centered at 7 mm below the steel plate surface and a tensile test piece (JIS Z2201 A1) centered at 10 mm below the steel plate surface were collected from the weld metal part and subjected to a mechanical test. The toughness was evaluated by a Charpy impact test at 0 ° C., and the average of three repetitions was evaluated. The tensile strength was 490 MPa and the Charpy absorbed energy was 100 J or more.
[0048]
Welding workability was evaluated by examining arc stability, slag peelability, bead appearance, weld defects, and penetration shape. Regarding the arc stability, there was no fluctuation in current and voltage, and it was judged as good if it was a stable wire feed, and marked as bad if it was unstable. The slag peelability was evaluated as “good” if the slag was easily peeled off with a hammer or a chisel to easily peel off the slag, and “poor” if the slag did not peel off with a light hit. The bead appearance was good if the wavy surface of the bead surface was fine, uniform and beautiful, and the result was ◯. Regarding the weld defect evaluation, it was judged as good if there were no weld defects such as undercuts and blowholes. For the penetration shape evaluation, the inside of the groove had no penetration deficiency and poor fusion, and the sound penetration shape was good.
[0049]
[Table 7]

[0050]
[Table 8]

[0051]
Tables 7 and 8 summarize these test results. As is clear from Tables 7 and 8, the test symbols W1 to W10, which are examples of the present invention, indicate that the combined fluxes F1, F2, F3, and F4 and the wires a, b, c, and s satisfy the configuration requirements of the present invention. Satisfactory values were obtained for the tensile strength and Charpy absorbed energy of the weld metal. In addition, the arc stability and slag peelability were excellent, and a beautiful bead appearance and a sound penetration shape without welding defects such as undercut could be obtained. In addition, since the Cr + 5Nb + V of the combined wire s is slightly low, the Charpy absorbed energy is 100 J, which is just below the target value.
[0052]
On the other hand, since the Mn of the combined wire i is high in the test symbol W11 which is a comparative example, the hardness of the weld metal is excessive and the Charpy absorbed energy is low. Moreover, SiO of the combined flux F5 ₂ Therefore, the familiarity of the end of the bead heel deteriorated, the slag peelability deteriorated, and undercut occurred.
[0053]
In the test symbol W12, since the Mn of the combined wire h was low, deoxidation was insufficient, oxygen in the weld metal increased, and Charpy absorbed energy was reduced.
In the test symbol W13, since the C of the combined wire d was low, deoxidation was insufficient, oxygen in the weld metal increased, and Charpy absorbed energy decreased. Moreover, since MgO of the combined flux F7 was low, the bead shape became non-uniform.
[0054]
In the test symbol W14, since the C of the combined wire e is high, the hardness of the weld metal is excessive and the Charpy absorbed energy is low. Moreover, since MgO of the combined flux F8 was high, protrusions were generated on the bead surface, and the slag peelability and the bead appearance deteriorated.
[0055]
In the test symbol W15, since the Si of the combined wire f was low, deoxidation was insufficient, oxygen in the weld metal increased, and Charpy absorbed energy was reduced. In addition, since the CaO of the combined flux F9 was low, the familiarity of the bead edge became worse, the bead appearance was deteriorated, and undercut was also generated.
[0056]
In the test symbol W16, since the Si of the combined wire g is high, the hardness of the weld metal is excessive and the Charpy absorbed energy is low. Moreover, since CaO of the combined flux F10 was high, the slag fluidity was poor, the bead height was uneven, and the bead appearance and slag peelability were deteriorated.
[0057]
In the test symbol W17, since Ti of the combined wire m is low, a nucleation site for generating fine acicular ferrite effective for improving the toughness of the weld metal cannot be formed, and Charpy absorbed energy is low.
[0058]
In the test symbol W18, Ti of the combined wire n was high, so Ti that was not fixed as an oxide or nitride in the weld metal was dissolved in the ferrite matrix, and Charpy absorbed energy was low. Moreover, CaF of the combined flux F12 ₂ Therefore, the smoothness of the bead was impaired, and the bead appearance was deteriorated.
[0059]
In the test symbol W19, since the N of the combined wire o is high, the Charpy absorbed energy is low. Also, combined flux F13 Al ₂ O _Three , Slag peelability deteriorated and undercut occurred.
[0060]
In the test symbol W20, since the Cr of the combined wire p is high, the hardenability of the weld metal is excessive, the hardness is excessive, and the Charpy absorbed energy is low. Moreover, since the tensile strength and hardness of the wire were excessively high, the wire feedability at the time of welding deteriorated, the arc became unstable, and the bead appearance and penetration shape became poor. Furthermore, the combined flux F14 Al ₂ O _Three Therefore, it became a convex bead and the slag peelability was also deteriorated.
[0061]
In the test symbol W21, since the Nb of the combined wire q is high, the hardenability of the weld metal is excessive, the hardness is excessive, and the Charpy absorbed energy is low. Moreover, since the tensile strength and hardness of the wire were excessively high, the wire feedability at the time of welding deteriorated, the arc became unstable, and the bead appearance and penetration shape became poor. In addition, the combined flux F15 TiO ₂ , The bead surface smoothness deteriorated.
[0062]
In the test symbol W22, since the V of the combined wire r was high, the hardenability of the weld metal was excessive, the hardness was excessive, and the Charpy absorbed energy was low. Moreover, since the tensile strength and hardness of the wire were excessively high, the wire feedability at the time of welding deteriorated, the arc became unstable, and the bead appearance and penetration shape became poor. In addition, the combined flux F16 TiO ₂ , The rising angle of the end of the bead collar increased, and the slag peelability deteriorated.
[0063]
In the test symbol W23, since the Mo of the combined wire j is low, the Charpy absorbed energy is low. Since the Fe of the combined flux F17 was low, the amount of welding was insufficient.
[0064]
Test symbol W24 is the combined flux F6 SiO ₂ Therefore, the amount of oxygen in the weld metal increased and the Charpy absorbed energy decreased.
Test symbol W25 indicates that the combined flux F11 is CaF ₂ Since it does not contain, Charpy absorbed energy was lowered.
[0065]
Test symbol W26 indicates that the combined flux F19 is B ₂ O _Three Since it does not contain, Charpy absorbed energy was lowered.
Test symbol W27 is B of the combined flux F20 ₂ O _Three , The hardness is excessive and the Charpy absorbed energy is low.
[0066]
For test symbol W28, the combined wire k has high Mo, so that the tensile strength and hardness of the wire become excessively high, the wire feedability during welding deteriorates, the arc becomes unstable, the bead appearance and the penetration The shape was also poor. Moreover, since Ni of the combined flux F23 was low, Charpy absorbed energy was low.
[0067]
In the test symbol W29, since the Mo of the combined flux F22 is high, the hardenability of the weld metal becomes excessive, the hardness becomes excessive, and the Charpy absorbed energy decreases.
[0068]
For test symbol W30, since the Ni of the combined wire l is high, the tensile strength and hardness of the wire become excessively high, the wire feedability during welding deteriorates, the arc becomes unstable, the bead appearance and the penetration The shape became defective. Moreover, since Mo of the combined flux F21 was low, Charpy absorbed energy was low.
[0069]
In the test symbol W31, since the Ni of the combined flux F24 is high, the hardenability of the weld metal is excessive, the hardness is excessive, and the Charpy absorbed energy is low.
[0070]
In the test symbol W32, since the Cr + 5Nb + V of the combined wire t is high, the hardenability of the weld metal is excessive, the hardness is excessive, and the Charpy absorbed energy is low. Moreover, since the tensile strength and hardness of the wire were excessively high, the wire feedability at the time of welding deteriorated, the arc became unstable, and the bead appearance and penetration shape also became poor. Furthermore, since the Fe of the combined flux F18 was high, protrusions were generated on the bead surface and the slag peelability was also deteriorated.
[0071]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the large heat input submerged arc welding method of the present invention, the weld metal performance is excellent and the welding workability is good even in the large heat input submerged arc welding with a heat input of 400 kJ / cm or more. Thus, the safety of the building structure can be remarkably increased, and at the same time, the welding efficiency can be remarkably increased.
[Brief description of the drawings]
FIGS. 1 (a), (b), (c) and (d) are conceptual diagrams of a weld metal structure, and (b) and (d) are enlarged views of (a) and (c), respectively.
FIG. 2 is a diagram showing a weld groove shape used in an example of the present invention.
[Explanation of symbols]
1 Flange plate
2 Web board
3 Back plate
4 Proeutectoid (grain boundary) ferrite
5 Austenite grain boundaries
6 Coarse bainite or acicular ferrite
7 Coarse grained bainite
8 Acicular ferrite
9 Coarse grain cementite
10 Fine bainite or acicular ferrite
11 Fine bainite
12 Oxide
13 Fine cementite

Claims

By _{mass%, SiO 2: 12~25%,} MgO: 6~20%, CaO: 5~13%, CaF 2: 1~6%, Al 2 O 3: 17~25%, TiO 2: 3~15 %, Fe: 11 to 23%, B ₂ O ₃ : 0.1 to 0.6%, Mo: 1.0 to 5.0%, Ni: 1.0 to 5.0%, and C : 0.02 to 0.20%, Si: 0.02 to 1.2%, Mn: 1.16 to 2.3%, Mo: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1% or less , Ti: 0.005 to 0.025%, N: 0.006% or less, and the remainder is welded using a wire composed of Fe and inevitable impurities.

One or more of Cr: 0.5% or less, Nb: 0.1% or less, and V: 0.5% or less are contained in the wire, and Cr + 5Nb + V is 0.12-1.0%. The large heat input submerged arc welding method according to claim 1.