JP4701619B2 - Large heat input electroslag welding method - Google Patents
Large heat input electroslag welding method Download PDFInfo
- Publication number
- JP4701619B2 JP4701619B2 JP2004057161A JP2004057161A JP4701619B2 JP 4701619 B2 JP4701619 B2 JP 4701619B2 JP 2004057161 A JP2004057161 A JP 2004057161A JP 2004057161 A JP2004057161 A JP 2004057161A JP 4701619 B2 JP4701619 B2 JP 4701619B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- weld metal
- welding
- toughness
- heat input
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 238000003466 welding Methods 0.000 title claims description 96
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 28
- 230000004907 flux Effects 0.000 claims description 31
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 18
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 9
- 229910004261 CaF 2 Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910010413 TiO 2 Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N magnesium oxide Inorganic materials [Mg]=O CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- VASIZKWUTCETSD-UHFFFAOYSA-N manganese(II) oxide Inorganic materials [Mn]=O VASIZKWUTCETSD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 claims description 3
- KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-M Fluoride anion Chemical compound [F-] KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-M 0.000 claims description 3
- ODINCKMPIJJUCX-UHFFFAOYSA-N calcium oxide Inorganic materials [Ca]=O ODINCKMPIJJUCX-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 2
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N iron oxide Inorganic materials [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 108
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 108
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 16
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 16
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 13
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 12
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 11
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 11
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 6
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 5
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000010790 dilution Methods 0.000 description 1
- 239000012895 dilution Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N gold Chemical compound [Au] PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010931 gold Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000007873 sieving Methods 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
本発明は、300 kJ／cm以上の大入熱エレクトロスラグ溶接方法に関し、とくに靭性に優れた溶接継手（溶接金属）を得るための方法を提案するものである。 The present invention relates to a high heat input electroslag welding method of 300 kJ / cm or more, and particularly proposes a method for obtaining a welded joint (welded metal) having excellent toughness.
近年、建築物等の鋼構造物については、地震発生時の脆性破壊防止の観点から、溶接部の高靭性化の要求が高まっている。一般に、鉄骨構造に用いられる溶接法としては、ガスシ−ルドアーク溶接、サブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接等が挙げられる。中でも、エレクトロスラグ溶接は、他の溶接法よりも大きな入熱で高能率の溶接ができることから、鉄骨ダイアフラムや仕口部の立向き溶接法として用いられている。例えば、ダイアフラムの板厚が60 mm程度の鋼材を、１パスでエレクトロスラグ溶接する場合、溶接入熱は1,000 kJ／cm程度と非常に高くなる。ただし、このような大入熱の溶接では、溶接時の溶接金属の冷却速度が小さくなり、溶接金属の焼入れ性が低下してミクロ組織が粗大となり、溶接金属の靭性が低下するという問題がある。 In recent years, with respect to steel structures such as buildings, there has been an increasing demand for higher toughness of welds from the viewpoint of preventing brittle fracture when an earthquake occurs. Generally, as a welding method used for a steel structure, gas shielded arc welding, submerged arc welding, electroslag welding, and the like can be given. Among them, electroslag welding is used as a vertical welding method for steel diaphragms and joints because it can perform highly efficient welding with a larger heat input than other welding methods. For example, when a steel plate having a diaphragm thickness of about 60 mm is electroslag welded in one pass, the welding heat input is as high as about 1,000 kJ / cm. However, in such high heat input welding, there is a problem that the cooling rate of the weld metal at the time of welding decreases, the hardenability of the weld metal decreases, the microstructure becomes coarse, and the toughness of the weld metal decreases. .
この間題を解決する方法として、従来、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、MoおよびＶの各含有量を適正範囲内とし、かつＴＳＥ値（＝41Ｃ＋５Si＋８Mn＋28 Cu＋５Ni＋２Cr＋７Mo＋32Ｖ）が28以上となるように成分調整した、いわゆる極厚低合金高張力鋼板用エレクトロスラグ溶接用ワイヤが提案されている（特許文献１参照）。そして、この特許文献１に開示の技術では、極厚鋼板のエレクトロスラグ溶接時に、53 kg／mm2（519ＭＰａ）以上の引張強さと−20℃での吸収エネルギーが３kgf・ｍ（29.4Ｊ）以上を有するエレクトロスラグ溶接金属が得られるとしている。
As a method for solving this problem, conventionally, each content of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V is within an appropriate range, and the TSE value (= 41C + 5Si + 8Mn + 28 Cu + 5Ni + 2Cr + 7Mo + 32V) is 28 or more. An electroslag welding wire for so-called ultra-thick low alloy high-strength steel sheets with adjusted components has been proposed (see Patent Document 1). In the technique disclosed in
また、上記の問題を解決する方法としては、エレクトロスラグ溶接時に、母材とワイヤと当金との溶融で形成される溶接金属の珪素含有量が0.16〜0.20 mass％の範囲内となるように、Si含有量の少ない材質のワイヤを使用するとともに、当金のSi含有量を、母材とワイヤのSi含有量とに対応させて調整するエレクトロスラグ溶接金属のSi調整方法についての提案もある（特許文献２参照）。 Further, as a method for solving the above-mentioned problem, at the time of electroslag welding, the silicon content of the weld metal formed by melting the base material, the wire and the metal is in the range of 0.16 to 0.20 mass%. In addition to using a wire made of a material with low Si content, there is also a proposal for a Si adjustment method for electroslag weld metal that adjusts the Si content of the gold according to the Si content of the base metal and the wire. (See Patent Document 2).
さらに、その他の方法として、エレクトロスラグ溶接に当たり、Ｃ、Si、Mn、Ｏ、ＳおよびTiを適正範囲内で含み、かつMnがMn≧３（Ｃ＋Si＋Mo＋Ti）を満足する非消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接用ワイヤを用いる方法についての提案もある（特許文献３参照）。 Furthermore, as another method, for electroslag welding, for non-consumable nozzle type electroslag welding that contains C, Si, Mn, O, S, and Ti within an appropriate range, and Mn satisfies Mn ≧ 3 (C + Si + Mo + Ti). There is also a proposal about a method using a wire (refer to patent documents 3).
しかし、上記各特許文献１、２、３に記載された技術の下で得られる溶接金属は、シャルピー吸収エネルギーが試験温度０℃ないし−20℃で30Ｊ程度と、十分な靭性を有しているとは言い難いのが実情である。
このような問題に対する解決手段として、従来、Ｎ、Ｏ含有量を低減した大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤが提案されている（特許文献４参照）。この文献に記載された技術は、溶接ワイヤの化学成分を調整することにより、溶接金属のオーステナイト粒径を制御し、Ｂのオーステナイト粒界への偏析作用を利用して、溶接金属の靭性を向上させようというものである。
しかしながら、大入熱エレクトロスラグ溶接では、母材希釈率が高く、また種々の組成の鋼材を使用するため、鋼材の組合せと溶接条件によっては、上述した溶接ワイヤの化学成分を調整するだけでは、設計どおりの溶接金属特性が得られない場合があり、とくに高靭性の溶接金属を安定して得るまでに至ってはいない。
As a solution to such a problem, a high heat input electroslag welding wire with a reduced N and O content has been proposed (see Patent Document 4). The technique described in this document controls the austenite grain size of the weld metal by adjusting the chemical composition of the welding wire, and improves the toughness of the weld metal by utilizing the segregation effect of B on the austenite grain boundary. Let's make it happen.
However, in high heat input electroslag welding, the base material dilution rate is high, and because steel materials of various compositions are used, depending on the combination of steel materials and welding conditions, just adjusting the chemical composition of the welding wire described above, The weld metal characteristics as designed may not be obtained, and in particular, a high toughness weld metal has not been obtained stably.
ところで、大入熱エレクトロスラグ溶接において、特に溶接金属の靭性が低下する原因となるのは、溶接金属中の旧オーステナイト粒界に生成する粗大なフェライト組織の存在であると考えられる。即ち、溶接入熱が増加し溶接時の冷却速度が低下すると、溶接金属の焼入れ性が不足し、旧オーステナイト粒界において高温で変態する粗大な粒界フェライト組織が生成する。そして、このような粗大な粒界フェライトは、破壊の起点となり、破壊伝播の経路となるため、溶接金属の靭性が低下するのである。しかも、溶接入熱の増大によって溶接金属中の粒界フェライト量が増加すると、それだけ破壊の起点・伝播が起こりやすい組織が増加することになるため、粒界フェライト組織率の増加に伴って溶接金属の靭性が低下するのである。 By the way, in high heat input electroslag welding, it is thought that it is existence of the coarse ferrite structure | tissue produced | generated in the prior austenite grain boundary in a weld metal that causes the toughness of a weld metal to fall especially. That is, when the welding heat input increases and the cooling rate during welding decreases, the hardenability of the weld metal becomes insufficient, and a coarse grain boundary ferrite structure that transforms at a high temperature in the prior austenite grain boundaries is generated. And such a coarse grain boundary ferrite becomes a starting point of fracture and becomes a path of fracture propagation, so that the toughness of the weld metal is lowered. Moreover, as the amount of intergranular ferrite in the weld metal increases due to an increase in welding heat input, the number of structures that are likely to start and propagate fracture increases. This reduces the toughness of the steel.
溶接金属の靭性低下の他の要因としては、溶接金属中の介在物が挙げられる。溶接金属は、鋼材（母材）に比べて一般的に酸素量が高く、溶接金属中には多くの酸化物系介在物が存在するが、これら介在物はシャルピー衝撃試験等の靭性評価において延性破壊の起点となり、介在物量の増加によって試験時の吸収エネルギーが低下するという問題がある。
この点、上述した従来の大入熱エレクトロスラグ溶接技術（特許文献１〜４）では、上述した問題点があるため、靭性に優れた溶接金属（溶接継手）を得ることは困難であった。
Another factor causing a decrease in the toughness of the weld metal is an inclusion in the weld metal. Weld metal generally has a higher oxygen content than steel (base metal), and there are many oxide inclusions in the weld metal, but these inclusions are ductile in toughness evaluations such as Charpy impact tests. There is a problem that the absorbed energy at the time of the test decreases due to an increase in the amount of inclusions as a starting point of destruction.
In this regard, the above-described conventional high heat input electroslag welding technology (
そこで、本発明の目的は、従来技術が抱えている上述した問題が解消でき、溶接入熱が300 kJ／cm以上の非消耗ノズル式大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接した際に、靭性の優れた溶接金属（溶接継手）を得ることができる溶接方法を提案することにある。 Therefore, the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art and toughness when welding steel sheets by non-consumable nozzle type high heat input electroslag welding with a welding heat input of 300 kJ / cm or more. It is to propose a welding method capable of obtaining an excellent weld metal (welded joint).
発明者らは、溶接入熱300 kJ／cm以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接するときに得られる溶接金属（溶接継手）の靭性向上について鋭意研究を重ねた結果、下記の知見を得るに至った。
一般に、溶接金属中には粒界フェライトが含まれており、この粒界フェライトは、破壊の起点、伝播経路となりやすく、そのため、その粒界フェライトが粗大化して増加し、靭性の低下を招くのである。従って、溶接金属部の靭性を向上させるためには、溶接金属中の粒界フェライト組織の存在比率を低減させることが有効であると考えられる。
The inventors have conducted extensive research on improving the toughness of weld metal (welded joints) obtained when welding steel sheets by high heat input electroslag welding with a heat input of 300 kJ / cm or higher. I came to get.
In general, the weld metal contains intergranular ferrite, and this intergranular ferrite tends to be a starting point of fracture and a propagation path. Therefore, the intergranular ferrite is coarsened and increased, leading to a decrease in toughness. is there. Therefore, in order to improve the toughness of the weld metal part, it is considered effective to reduce the abundance ratio of the grain boundary ferrite structure in the weld metal.
そして、上記粒界フェライト組織の低減のためには、適切な合金元素の添加による溶接金属の焼入れ性の調整に加え、溶接金属組織の旧オーステナイト粒径を大きくすることが効果的であると考えられる。その理由は、オーステナイト粒径が大きくなると、溶接金属中のオーステナイト粒界面積が低減し、粒界フェライトが生成しにくくなるとともに、旧オーステナイト粒界でフェライトが生成してもその体積率が粒径を小さくした場合よりも低くなり、粒界フェライトが原因となる溶接金属の靭性低下がある程度抑制されるからである。 In order to reduce the grain boundary ferrite structure, it is considered effective to increase the prior austenite grain size of the weld metal structure in addition to adjusting the hardenability of the weld metal by adding an appropriate alloy element. It is done. The reason for this is that as the austenite grain size increases, the austenite grain interfacial area in the weld metal decreases, making it difficult for grain boundary ferrite to form. This is because it is lower than that in the case of reducing the toughness, and toughness reduction of the weld metal caused by the grain boundary ferrite is suppressed to some extent.
発明者らの研究によると、上述した旧オーステナイト粒径を大きくするには、Niの添加が有効である。それは、Niは、鋼のフェライト＝オーステナイト変態温度を低下させる働きがあり、溶接時の冷却過程において溶接金属中のオーステナイト変態時間を増加させ、オーステナイト粒の成長を促進して、該オーステナイト粒径を粗大化させる傾向を示すためである。即ち、Niの添加によって、粒界面積低減による粒界フェライト生成率低減の効果が得られ、ひいては大入熱溶接条件における溶接金属の靭性低下を抑制することができるのである。 According to the inventors' research, the addition of Ni is effective for increasing the above-mentioned prior austenite grain size. Ni has the function of lowering the ferrite = austenite transformation temperature of the steel, increasing the austenite transformation time in the weld metal during the cooling process during welding, promoting the growth of austenite grains, and reducing the austenite grain size. It is for showing the tendency to make it coarse. That is, by adding Ni, an effect of reducing the grain boundary ferrite generation rate by reducing the grain boundary area can be obtained, and as a result, a decrease in the toughness of the weld metal under high heat input welding conditions can be suppressed.
一方、溶接金属中の介在物の低減には、溶接金属中で酸化物を形成する脱酸元素を低減するとともに、溶接金属中の酸素量を低減することが効果的である。その脱酸元素としては、Si、Mn、AlおよびTi等が挙げられるが、溶接金属中で酸化物を形成する元素としては、脱酸力が強く安定な酸化物を形成しやすいAl、Tiが有効ある。なお、エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属中へのAl、Tiの添加は主に溶接ワイヤから行われるため、溶接ワイヤ中のAl、Ti添加量を調整することが重要になる。 On the other hand, in order to reduce the inclusions in the weld metal, it is effective to reduce the deoxidizing elements that form oxides in the weld metal and to reduce the amount of oxygen in the weld metal. Examples of the deoxidizing element include Si, Mn, Al, and Ti. Elements that form oxides in the weld metal include Al and Ti that have a strong deoxidizing power and can easily form stable oxides. It is effective. In addition, in electroslag welding, since addition of Al and Ti into the weld metal is mainly performed from the welding wire, it is important to adjust the amount of addition of Al and Ti in the welding wire.
また、溶接金属中の酸素量低減については、フラックス組成の適正化が有効である。サブマージアーク溶接においては、溶接フラックスの塩基度と溶接金属中の酸素量との相関が知られているが、発明者らは、エレクトロスラグ溶接においても、溶接ワイヤからAl、Ti等の脱酸元素を添加した場合に、溶接フラックスの塩基度と溶接金属中酸素量との間に強い相関があることをつきとめた。すなわち、溶接ワイヤからのAl、Ti量を制限するとともに、高塩基度のフラックスを使用することにより、溶接金属中の酸素量および酸化物量を低減させることができる。
このような方法によって、吸収エネルギー低下の原因となる溶接金属中の酸化物量を低減させることが可能となり、溶接金属、即ち溶接継手の靭性を向上させることができるようになる。
In addition, optimization of the flux composition is effective for reducing the amount of oxygen in the weld metal. In submerged arc welding, the correlation between the basicity of the welding flux and the amount of oxygen in the weld metal is known, but the inventors have also used deoxidizing elements such as Al and Ti from the welding wire in electroslag welding. It was found that there is a strong correlation between the basicity of the welding flux and the amount of oxygen in the weld metal. That is, the amount of oxygen and oxide in the weld metal can be reduced by limiting the amount of Al and Ti from the welding wire and using a high basicity flux.
Such a method makes it possible to reduce the amount of oxide in the weld metal that causes a decrease in absorbed energy, and to improve the toughness of the weld metal, that is, the welded joint.
本発明は、上記の知見に基づいて開発したものであって、鋼板をエレクトロスラグ溶接する方法において、Ｃ：0.02〜0.30mass％、Si：0.05〜1.80mass％、Mn：0.5〜3.5mass％、Al：0.005〜0.035mass％、Ni：1.0〜5.0mass％、Mo：0.05〜2.5mass％、Ti：0.05mass％以下、Ｎ：0.010mass％以下、Ｏ：0.010mass％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する溶接ワイヤと、ＣａＯ、ＳｉＯ ２ 、ＴｉＯ ２ 、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｎＯ、ＭｇＯおよびＦｅＯからなる酸化物とＣａＦ ２ からなる弗化物とで構成され、かつ下記（１）式で表される塩基度ＢＬＫが０．５超である溶接フラックスを用いて溶接することを特徴とするエレクトロスラグ溶接方法である。
ＢＬＫ＝6.05［CaＯ＊］＋6.05［CaＦ2 ＊］−6.31［SiＯ2 ＊］
−4.97［TiＯ2 ＊］−0.2［A12Ｏ3 ＊］＋4.8［MnＯ＊］
＋４［MgＯ＊］＋3.4［FeＯ＊］ …（１）
＊−溶接フラックス中のそれぞれの化合物のモル分率
The present invention was developed based on the above knowledge, and in a method of electroslag welding a steel plate, C: 0.02 to 0.30 mass%, Si: 0.05 to 1.80 mass%, Mn: 0.5 to 3.5 mass%, Al: 0.005 to 0.035 mass%, Ni: 1.0 to 5.0 mass%, Mo: 0.05 to 2.5 mass%, Ti: 0.05 mass% or less, N: 0.010 mass% or less, O: 0.010 mass% or less, the balance being A welding wire having a composition composed of iron and inevitable impurities, an oxide composed of CaO, SiO 2 , TiO 2 , Al 2 O 3 , MnO, MgO and FeO and a fluoride composed of CaF 2 , and It is an electroslag welding method characterized by welding using the welding flux whose basicity BLK represented by (1) Formula is more than 0.5.
B LK = 6.05 [CaO * ] + 6.05 [CaF 2 * ] − 6.31 [SiO 2 * ]
-4.97 [TiO 2 * ] -0.2 [A1 2 O 3 * ] + 4.8 [MnO * ]
+4 [MgO * ] + 3.4 [FeO * ] (1)
* -Mole fraction of each compound in welding flux
なお、本発明においては、前記溶接ワイヤは、上記の化学成分に加えて、Ｂ：0.003〜0.018 mass％を添加したものを用いることができる。 In addition, in this invention, in addition to said chemical component, the said welding wire can use what added B: 0.003-0.018 mass%.
また前記溶接ワイヤはさらに、Ｖ：0.005〜0.5mass％、Nb：0.005〜0.5mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を添加したものを用いることができる。 Moreover, what added any 1 type or 2 types chosen from V : 0.005-0.5 mass% and Nb: 0.005-0.5 mass% can be used for the said welding wire.
本発明方法に従い、300 kJ／cm以上の大入熱エレクトロスラグ溶接して得られる鋼板の溶接金属部は、靭性が良好で、溶接構造物自体の安全性を高めるだけでなく、溶接施工効率の向上にも効果を奏する。 In accordance with the method of the present invention, the weld metal part of the steel plate obtained by electroslag welding with a high heat input of 300 kJ / cm or more has good toughness and not only improves the safety of the welded structure itself, but also improves the welding work efficiency. It also has an effect on improvement.
本発明方法の説明に当たり、まず使用する溶接ワイヤについて、その化学成分を規定した理由を説明する。
Ｃ：0.02〜0.30 mass％
Ｃは、溶接金属の強度を上げ、かつ焼入れ性を向上させる元素であるが、その含有量が0.02 mass％未満では十分な焼入れ性が得られない。一方、0.30 mass％を超えると、溶接金属の高温割れが発生することがあるだけでなく、過剰な硬化や島状マルテンサイトの生成を促して溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｃの含有量は、0.02〜0.30 mass％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.02〜0.15 mass％の範囲である。
In the description of the method of the present invention, the reason why the chemical composition of the welding wire to be used is specified will be described first.
C: 0.02-0.30 mass%
C is an element that increases the strength of the weld metal and improves the hardenability, but if the content is less than 0.02 mass%, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.30 mass%, not only hot cracking of the weld metal may occur, but excessive hardening and generation of island martensite are promoted to deteriorate the toughness of the weld metal. For this reason, the C content is limited to a range of 0.02 to 0.30 mass%. In addition, Preferably, it is the range of 0.02-0.15 mass%.
Si：0.05〜1.80 mass％
Siは、脱酸作用を有するとともに溶接金属の強度を向上させ、さらには溶接金属の湯流れ性を向上させる元素である。このような作用は、0.05 mass％以上の含有で認められる。一方、1.80 mass％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があるほか、島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Siの含有量は、0.05〜1.80 mass％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.15〜1.50 mass％の範囲である。
Si: 0.05-1.80 mass%
Si is an element that has a deoxidizing action, improves the strength of the weld metal, and further improves the hot metal flowability of the weld metal. Such an effect is recognized when the content is 0.05 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 1.80 mass%, hot cracking of the weld metal may occur, and the formation of island martensite is promoted and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, the Si content is limited to a range of 0.05 to 1.80 mass%. In addition, Preferably, it is the range of 0.15-1.50 mass%.
Mn：0.5〜3.5 mass％
Mnは、溶接金属の強度を確保し、溶接金属の焼入れ性を向上させる元素である。このMn含有量が0.5 mass％未満では、十分な焼入れ性が得られない。一方、3.5 mass％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するだけでなく、上部ベイナイト相あるいはマルテンサイト相を生成して溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Mnの含有量は、0.5〜3.5 mass％の範囲に限定した。なお、好ましくは、1.2〜3.0 mass％の範囲である。
Mn: 0.5-3.5 mass%
Mn is an element that ensures the strength of the weld metal and improves the hardenability of the weld metal. If the Mn content is less than 0.5 mass%, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 3.5 mass%, not only hot cracking of the weld metal occurs, but also an upper bainite phase or a martensite phase is generated to deteriorate the toughness of the weld metal. For this reason, the Mn content is limited to a range of 0.5 to 3.5 mass%. In addition, Preferably, it is the range of 1.2-3.0 mass%.
Al：0.005〜0.035 mass％
Alは、強脱酸元素であり、溶接金属中での脱酸作用を促進させるためにワイヤ中に含有させる。それは、溶接金属の脱酸反応が不十分だと、溶接金属中の酸素量が増加し、固溶状態で含有されるべき元素であるSi、Mn、Ｂ等が酸化物となり、溶接金属の焼入れ性の低下、靭性の劣化が生じるからである。このため、本発明では、Alを0.005 mass％以上含有させる。しかし、Al含有量が0.035 mass％を超えると、溶接金属中の酸素と結合して多量のA12Ｏ3を形成し、介在物の増加による溶接金属の靭性低下が起こる。そのため、Alの含有量は、0.005〜0.035 mass％の範囲に限定した。
Al: 0.005-0.035 mass%
Al is a strong deoxidizing element and is contained in the wire in order to promote the deoxidizing action in the weld metal. If the deoxidation reaction of the weld metal is inadequate, the amount of oxygen in the weld metal increases, and elements such as Si, Mn, and B that should be contained in the solid solution become oxides, and the weld metal is quenched. This is because deterioration in toughness and toughness deteriorate. For this reason, in this invention, Al is contained 0.005 mass% or more. However, if the Al content exceeds 0.035 mass%, it combines with oxygen in the weld metal to form a large amount of A1 2 O 3 , resulting in a decrease in the toughness of the weld metal due to an increase in inclusions. Therefore, the Al content is limited to a range of 0.005 to 0.035 mass%.
Ni：1.0〜5.0 mass％
Niは、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素であり、とくに本発明においては、溶接金属のフェライト＝オーステナイト変態温度を低下させ、溶接金属のオーステナイト粒径を大きくすることによって粒界フェライト体積率を低減させるために重要な役割を担う元素である。このような作用効果は、1.0 mass％以上の含有で認められる。一方、このNi含有量が5.0 mass％を超えると、溶接金属の高温割れ感受性の増大が問題となるほか、上部ベイナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Niの含有量は、5.0 mass％以下に限定する。なお、好ましくは1.5〜4.0 mass％の範囲である。
Ni: 1.0-5.0 mass%
Ni is an element that improves the strength and toughness of the weld metal. In particular, in the present invention, the ferrite-austenite transformation temperature of the weld metal is lowered, and the grain boundary ferrite volume fraction is increased by increasing the austenite grain size of the weld metal. It is an element that plays an important role in reducing the amount of hydrogen. Such an effect is recognized when the content is 1.0 mass% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 5.0 mass%, an increase in the hot cracking susceptibility of the weld metal becomes a problem, and an upper bainite phase or a martensite phase is generated to deteriorate the toughness of the weld metal. For this reason, the Ni content is limited to 5.0 mass% or less. In addition, Preferably it is the range of 1.5-4.0 mass%.
Mo：0.05〜2.5 mass％
Moは、溶接金属の強度を向上させ、かつ溶接金属の焼入れ性を増加させる元素である。このような作用効果を得るためには、0.05 mass％以上の含有を必要とする。一方、このMoの含有量が2.5 mass％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があるほか、過剰な硬化を生じて溶接金属の靭性劣化を招く。このため、Moの含有量は、0.05〜2.5 mass％の範囲内とする。
Mo: 0.05-2.5 mass%
Mo is an element that improves the strength of the weld metal and increases the hardenability of the weld metal. In order to obtain such effects, 0.05 mass% or more is required. On the other hand, if the Mo content exceeds 2.5 mass%, hot cracking of the weld metal may occur, and excessive hardening will occur, leading to deterioration of the toughness of the weld metal. For this reason, content of Mo shall be in the range of 0.05-2.5 mass%.
Ti：0.05 mass％以下
Tiは、Alと同様に溶接金属中で脱酸反応を促進させるが、あまり多量に添加すると介在物の増加による溶接金属の靭性低下を招く。そのため、Tiの含有量は、0.05 mass％以下の範囲に限定する。
Ti: 0.05 mass% or less
Ti, like Al, promotes the deoxidation reaction in the weld metal, but if added too much, the toughness of the weld metal is reduced due to the increase in inclusions. Therefore, the Ti content is limited to a range of 0.05 mass% or less.
Ｎ：0.010 mass％以下
Ｎは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが好ましい。そのため、Ｎの含有量は、0.010 mass％以下とする。
N: 0.010 mass% or less N is an element that dissolves in the weld metal and degrades the toughness of the weld metal, and is preferably reduced as much as possible. Therefore, the N content is set to 0.010 mass% or less.
Ｏ：0.010 mass％以下
Ｏは、この量が多いと、溶接金属中のＯが過剰となり溶接金属の焼入れ性を低下させるほか、溶接金属中の介在物生成を促進し、溶接金属靭性低下の原因となる。そのため、Ｏの含有量は、0.010 mass％以下の範囲に限定する。
O: 0.010 mass% or less If this amount is large, O in the weld metal becomes excessive, which decreases the hardenability of the weld metal and promotes the formation of inclusions in the weld metal, causing a decrease in weld metal toughness. It becomes. Therefore, the content of O is limited to a range of 0.010 mass% or less.
さらに、本発明において、上記溶接ワイヤは、上記した成分に加えて、Ｂ：0.003〜0.018mass％を含有することができる他、さらに、Ｖ：0.005〜0.5mass％およびNb：0.005〜0.5mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含有することができる。Ｂは、大入熱溶接において、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界フェライトの生成を抑制する効果が高く、靭性のさらなる向上を目的として含有させるものである。また、ＶおよびNbはいずれも大入熱溶接において、溶接金属の強度、靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させるものである。 Furthermore, in the present invention, in addition to the above components, the welding wire can contain B: 0.003 to 0.018 mass% , and V : 0.005 to 0.5 mass% and Nb: 0.005 to 0.5 mass%. Any 1 type or 2 types chosen from among these can be contained. B is highly effective in suppressing the formation of grain boundary ferrite by segregating at the prior austenite grain boundaries in high heat input welding, and is included for the purpose of further improving toughness. V and Nb are both elements that improve the strength and toughness of the weld metal in high heat input welding, and are contained as necessary.
Ｂ：0.003〜0．018 mass％
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の靭性を向上させる元素である。また、Ｂは、溶接金属中でＮをＢＮとして固定し、固溶Ｎによる溶接金属の靭性劣化を防止する効果がある。しかもＢは、旧オーステナイト粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの生成を抑制する作用を有し、溶接金属の靭性をより一層向上させる効果も有する。このようなＢの作用効果を得るには、溶接金属中で酸化物あるいは窒化物として固定されないフリーＢを適正量安定して確保する必要があり、溶接ワイヤ中に0.003 mass％以上含有させる。一方、このＢの含有量が0.018 mass％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰になり、高温割れが発生しやすくなるばかりでなく、マルテンサイト相が生成して溶接金属の靭性劣化を招く。このため、Ｂの含有量は、0．003〜0．018 mass％の範囲に限定する。
B: 0.003 ~ 0.018 mass%
B is an element that improves the hardenability of the weld metal and improves the toughness of the weld metal. B has the effect of fixing N as BN in the weld metal and preventing toughness deterioration of the weld metal due to solute N. Moreover, B segregates at the prior austenite grain boundaries, has the effect of suppressing the formation of coarse grain boundary ferrite, and has the effect of further improving the toughness of the weld metal. In order to obtain such an effect of B, it is necessary to stably secure an appropriate amount of free B that is not fixed as an oxide or nitride in the weld metal, and 0.003 mass% or more is contained in the welding wire. On the other hand, if the B content exceeds 0.018 mass%, the hardenability of the weld metal becomes excessive and hot cracking is likely to occur, and a martensite phase is generated and the toughness of the weld metal is deteriorated. . For this reason, the content of B is limited to a range of 0.003 to 0.018 mass%.
Ｖ：0.005〜0.5 mass％
Ｖは、Crと同様に、大入熱溶接において溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような作用効果を得るためには、Ｖは0.005 mass％以上含有することが好ましい。一方、0.5 mass％を超えて含有すると、溶接金属の硬化により靭性が劣化する。このため、Ｖの含有量は0.005〜0.5 mass％の範囲に限定することが好ましい。
V: 0.005-0.5 mass%
V, like Cr, improves the strength of the weld metal in high heat input welding, refines the structure, and improves toughness. In order to obtain such an effect, V is preferably contained in an amount of 0.005 mass% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5 mass%, the toughness deteriorates due to hardening of the weld metal. For this reason, the V content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.5 mass%.
Nb：0.005〜0.5 mass％
Nbは、Cr、Ｖと同様に、大入熱溶接において溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、0.005 mass％以上含有することが好ましい。一方、0.5 mass％を超えて含有すると、溶接金属の硬化により靭性が劣化する。このため、Nbの含有量は、0.005〜0.5 mass％の範囲に限定することが好ましい。
Nb: 0.005-0.5 mass%
Nb, like Cr and V, improves the strength of weld metal in high heat input welding, refines the structure and improves toughness. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.005 mass% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5 mass%, the toughness deteriorates due to hardening of the weld metal. For this reason, the Nb content is preferably limited to a range of 0.005 to 0.5 mass%.
なお、上述した成分は、溶接ワイヤ（ソリッドワイヤ）中の含有量として規定したが、フラックス入りワイヤを用いてエレクトロスラグ溶接を行う場合には、そのフラックスから添加を行うようしてもよい。 In addition, although the component mentioned above was prescribed | regulated as content in a welding wire (solid wire), when performing electroslag welding using a flux cored wire, you may make it add from the flux.
次に、本発明に係る溶接方法において用いるフラックスについて、とくに塩基度を限定した理由を中心として説明する。
フラックス塩基度（ＢＬＫ）：0.5超
本発明において用いるエレクトロスラグ溶接用フラックスは、主としてCaＯ、SiＯ2、TiＯ2、Al2Ｏ3、MnＯ、MgＯ、FeＯの如き酸化物と、CaＦ2の如き弗化物で構成されており、スラグの粘性、融点、流動性、電気抵抗などの特性を考慮してその組成が決定される。本発明では、溶接金属中の酸化物系介在物を低減させるため、溶接金属酸素量を決定する塩基度を指標としてフラックス組成を規定するようにしたものである。すなわち、モル分率をもって表される下記式に示す塩基度ＢＬＫが0.5以下になると、溶接時の溶融メタル中への酸素供給が多くなり、ワイヤからAl、Ti、Si、Mn等の脱酸元素が酸素と結合しやすくなり、溶接金属中に酸化物系介在物を多く含有することになる。そのため、前記フラックスの成分調整に当っては、その塩基度ＢＬＫを0.5超にする必要がある。
ＢＬＫ＝6.05［CaＯ］＋6.05［CaＦ2］−6.31［SiＯ2］
−4.97［TiＯ2］−0.2［A12Ｏ3］＋4.8［MnＯ］
＋４［MgＯ］＋3.4［FeＯ］ …（１）
［CaＯ］：溶接用フラックス中のCaＯモル分率
［CaＦ2］：溶接用フラックス中のCaＦ2モル分率
［SiＯ2］：溶接用フラックス中のSiＯ2モル分率
［TiＯ2］：溶接用フラックス中のTiＯ2モル分率
［A12Ｏ3］：溶接用フラックス中のA12Ｏ3モル分率
［MnＯ］：溶接用フラックス中のMnＯモル分率
［MgＯ］：溶接用フラックス中のMgＯモル分率
［FeＯ］：溶接用フラックス中のFeＯモル分率
なお、エレクトロスラグ溶接に使用されるフラックスは、一般的に溶融型フラックスであり、ここでの塩基度は、溶融・粉砕・ふるい後のフラックス組成によって規定されるものである。
Next, the flux used in the welding method according to the present invention will be described with a particular focus on the reason for limiting the basicity.
Flux basicity (B LK ): more than 0.5 The electroslag welding flux used in the present invention is mainly composed of oxides such as CaO, SiO 2 , TiO 2 , Al 2 O 3 , MnO, MgO and FeO, and CaF 2 . It is composed of fluoride, and its composition is determined in consideration of characteristics such as viscosity, melting point, fluidity, and electrical resistance of slag. In the present invention, in order to reduce oxide inclusions in the weld metal, the flux composition is defined using the basicity that determines the amount of oxygen in the weld metal as an index. That is, when the basicity BLK represented by the following formula represented by the mole fraction is 0.5 or less, oxygen supply to the molten metal during welding increases, and deoxidation of Al, Ti, Si, Mn, etc. from the wire The element easily binds to oxygen, and the weld metal contains a large amount of oxide inclusions. Therefore, in adjusting the flux components, the basicity BLK needs to be more than 0.5.
B LK = 6.05 [CaO] +6.05 [CaF 2 ] −6.31 [SiO 2 ]
-4.97 [TiO 2 ] -0.2 [A1 2 O 3 ] + 4.8 [MnO]
+4 [MgO] +3.4 [FeO] (1)
[CaO]: CaO mole fraction in welding flux [CaF 2 ]: CaF 2 mole fraction in welding flux [SiO 2 ]: SiO 2 mole fraction in welding flux [TiO 2 ]: For welding TiO 2 mole fraction in flux [A1 2 O 3 ]: A1 2 O 3 mole fraction in welding flux [MnO]: MnO mole fraction in welding flux [MgO]: MgO in welding flux Mole fraction [FeO]: FeO mole fraction in welding flux Note that the flux used for electroslag welding is generally a melt-type flux, and the basicity here is after melting, grinding, and sieving. It is prescribed by the flux composition.
以下に、本発明の効果を実施例に基づいて説明する。
表1に示す化学成分の厚鋼板（板厚：60mm）をスキンプレート１、ダイアフラム２に用い、図1に示すような溶接長800mmの溶接継手を仮組みし、表４−１、表４−２に示す組成の溶接ワイヤ（線径：1.6mm）と表２に示す化学成分の溶接フラックスを用い、表３に示す条件でエレクトロスラグ溶接を行った。なお、側板３はＪＩＳ−ＳＮ４９０相当のフラットバーを使用し、溶接フラックスの添加量は、溶接開始時に140ｇとし、溶接途中に適宜少量の追加添加を行った。
Below, the effect of the present invention is explained based on an example.
Thick steel plates with the chemical composition shown in Table 1 (plate thickness: 60 mm) are used for the
溶接終了後、図２に示すように、溶接継手の溶接金属部４から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠した２mm−Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して衝撃試験を実施し、溶接金属の靭性評価を行った。なお、衝撃試験片のノッチ位置５は、スキンプレート板厚方向で溶接金属幅が最大となる部位の溶接金属中心部とした。また、溶接金属の靭性評価は、試験温度０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ0により行い、各々の継手から３本ずつのシャルピー試験片を採取し試験を行った結果の平均値で評価した。また、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ0が70Ｊ以上である場合を靭性良好と判定した。得られた結果をワイヤ組成、フラックス組合せとともに表４−１、表４−２に示す。
After the welding is finished, as shown in FIG. 2, a 2 mm-V notch Charpy impact test piece conforming to JIS Z 2202 is taken from the
本発明例（表４−１の実施例、記号１〜１２）は、いずれもｖＥ0≧70Ｊとなる良好な靭性を有する溶接金属が得られた。一方、本発明の範囲を外れる化学成分のワイヤおよびフラックスを使用した比較例（表４−２の比較例、記号１〜２０）では、いずれもｖＥ0＜70Ｊとなり、溶接金属は十分な靭性が得られていないことがわかった。
このように、本発明方法に適合する条件の溶接ワイヤおよび溶接フラックスを使用した大入熱エレクトロスラグ溶接継手では、良好な靭性を有する溶接金属が得られることが確認できた。
In the inventive examples (Examples in Table 4-1,
As described above, it was confirmed that a weld metal having good toughness can be obtained with a high heat input electroslag welded joint using a welding wire and a welding flux having conditions suitable for the method of the present invention.
本発明は、建築、造船、橋梁、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物を建造する際の大入熱エレクトロスラグ溶接の分野において利用される技術である。 The present invention is a technique used in the field of high heat input electroslag welding when building various types of welded steel structures such as buildings, shipbuilding, bridges, offshore structures, tanks and the like.
１ スキンプレート
２ ダイアフラム
３ 側板
４ 溶接金属部
５ 衝撃試験片のノッチ位置
1
Claims (3)
Ｃ：0.02〜0.30mass％、Si：0.05〜1.80mass％、Mn：0.5〜3.5mass％、Al：0.005〜0.035mass％、Ni：1.0〜5.0mass％、Mo：0.05〜2.5mass％、Ti：0.05mass％以下、Ｎ：0.010mass％以下、Ｏ：0.010mass％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する溶接ワイヤと、ＣａＯ、ＳｉＯ ２ 、ＴｉＯ ２ 、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｎＯ、ＭｇＯおよびＦｅＯからなる酸化物とＣａＦ ２ からなる弗化物とで構成され、かつ下記（１）式で表される塩基度ＢＬＫが０．５超である溶接フラックスを用いて溶接することを特徴とする大入熱エレクトロスラグ溶接方法。
ＢＬＫ＝6.05［CaＯ＊］＋6.05［CaＦ2 ＊］−6.31［SiＯ2 ＊］
−4.97［TiＯ2 ＊］−0.2［A12Ｏ3 ＊］＋4.8［MnＯ＊］
＋４［MgＯ＊］＋3.4［FeＯ＊］ …（１）
＊−溶接フラックス中のそれぞれの化合物のモル分率 In the method of electroslag welding a steel plate,
C: 0.02 to 0.30 mass%, Si: 0.05 to 1.80 mass%, Mn: 0.5 to 3.5 mass%, Al: 0.005 to 0.035 mass%, Ni: 1.0 to 5.0 mass%, Mo: 0.05 to 2.5 mass%, Ti: A welding wire containing 0.05 mass% or less, N: 0.010 mass% or less, O: 0.010 mass% or less, the balance being composed of iron and unavoidable impurities, and CaO, SiO 2 , TiO 2 , Al 2 O 3 , MnO, MgO and FeO oxide and CaF 2 fluoride, and welding is performed using a welding flux having a basicity BLK expressed by the following formula (1) of more than 0.5. A high heat input electroslag welding method characterized by the above.
B LK = 6.05 [CaO * ] + 6.05 [CaF 2 * ] − 6.31 [SiO 2 * ]
-4.97 [TiO 2 * ] -0.2 [A1 2 O 3 * ] + 4.8 [MnO * ]
+4 [MgO * ] + 3.4 [FeO * ] (1)
* -Mole fraction of each compound in welding flux
mass％、Nb：0.005〜0.5 mass％のうちから選ばれるいずれか１種または２種を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載の大入熱エレクトロスラグ溶接方法。 In addition to the chemical component, the welding wire may further include V : 0.005 to 0.5.
mass%, Nb: 0.005 to 0.5 large heat input electroslag welding method according to claim 1, wherein the chosen from among the mass% are those containing either one or two.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004057161A JP4701619B2 (en) | 2004-03-02 | 2004-03-02 | Large heat input electroslag welding method |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004057161A JP4701619B2 (en) | 2004-03-02 | 2004-03-02 | Large heat input electroslag welding method |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2005246398A JP2005246398A (en) | 2005-09-15 |
| JP4701619B2 true JP4701619B2 (en) | 2011-06-15 |
Family
ID=35027382
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004057161A Expired - Lifetime JP4701619B2 (en) | 2004-03-02 | 2004-03-02 | Large heat input electroslag welding method |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4701619B2 (en) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009045671A (en) * | 2007-07-23 | 2009-03-05 | Jfe Steel Kk | Wire for high-heat input electroslag welding |
| CN103266267B (en) * | 2013-05-21 | 2015-10-28 | 首钢总公司 | A kind of manufacture method of low-temperature (low temperature) vessel 08Ni3DR steel thick plate |
| JP7294979B2 (en) * | 2019-10-08 | 2023-06-20 | 株式会社神戸製鋼所 | Welding material, weld metal and electroslag welding method |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4988735A (en) * | 1972-12-27 | 1974-08-24 | ||
| JPS50146538A (en) * | 1974-05-17 | 1975-11-25 | ||
| JPS5823568A (en) * | 1981-08-06 | 1983-02-12 | Kobe Steel Ltd | Build-up welding method for high alloy steel to low alloy steel |
| JPS6061195A (en) * | 1983-08-04 | 1985-04-08 | Kobe Steel Ltd | Flux for electroslag build-up welding |
| JP2003340592A (en) * | 2002-05-27 | 2003-12-02 | Jfe Steel Kk | Wire for large heat input electroslag welding |
| JP2004058142A (en) * | 2002-07-31 | 2004-02-26 | Jfe Steel Kk | Steel wire for electroslag welding |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4924778B1 (en) * | 1970-04-08 | 1974-06-25 |
-
2004
- 2004-03-02 JP JP2004057161A patent/JP4701619B2/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4988735A (en) * | 1972-12-27 | 1974-08-24 | ||
| JPS50146538A (en) * | 1974-05-17 | 1975-11-25 | ||
| JPS5823568A (en) * | 1981-08-06 | 1983-02-12 | Kobe Steel Ltd | Build-up welding method for high alloy steel to low alloy steel |
| JPS6061195A (en) * | 1983-08-04 | 1985-04-08 | Kobe Steel Ltd | Flux for electroslag build-up welding |
| JP2003340592A (en) * | 2002-05-27 | 2003-12-02 | Jfe Steel Kk | Wire for large heat input electroslag welding |
| JP2004058142A (en) * | 2002-07-31 | 2004-02-26 | Jfe Steel Kk | Steel wire for electroslag welding |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2005246398A (en) | 2005-09-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100920549B1 (en) | Flux-cored wire for gas shielded arc welding | |
| JP5097499B2 (en) | Flux-cored wire for gas shielded arc welding for low alloy heat resistant steel | |
| JP6642282B2 (en) | Manufacturing method of austenitic stainless steel welded joint | |
| JP3891039B2 (en) | High heat input electroslag welding wire | |
| JP4427416B2 (en) | Large heat input submerged arc welding method with excellent weld metal toughness. | |
| JP4891836B2 (en) | Steel plate with excellent toughness of weld heat affected zone in high heat input welding | |
| JP2009202213A (en) | High heat input electroslag welding process | |
| JP4486529B2 (en) | Electrogas welding joint with excellent toughness | |
| JP2009045671A (en) | Wire for high-heat input electroslag welding | |
| JP4954123B2 (en) | Electroslag welding method with excellent weld metal toughness | |
| CN105750760A (en) | Steel Material For Welding | |
| JP4341395B2 (en) | High strength steel and weld metal for high heat input welding | |
| CN112621016B (en) | Welding material, weld metal, and electroslag welding method | |
| JP4949210B2 (en) | Steel excellent in toughness of weld heat-affected zone and method for producing the same | |
| JP3800330B2 (en) | Large heat input electroslag welding method | |
| JP2000319750A (en) | High tensile strength steel for large heat input welding excellent in toughness of heat-affected zone | |
| JP4486528B2 (en) | Electrogas arc welding method with excellent brittle fracture resistance of welds | |
| JP4701619B2 (en) | Large heat input electroslag welding method | |
| JP4901262B2 (en) | Thick steel plate with excellent toughness of heat affected zone | |
| JP2011224612A (en) | Electroslag welded joint with excellent toughness | |
| KR20160119243A (en) | Weld joint | |
| JP5509945B2 (en) | Steel sheet with excellent toughness of weld heat affected zone | |
| JP2020204091A (en) | High strength steel sheet for high heat input welding | |
| JP4622267B2 (en) | Electroslag welding method | |
| JP7279870B1 (en) | Manufacturing method of laser-arc hybrid welded joint |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070125 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20101005 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20101201 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110208 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110221 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4701619 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |