JP4954122B2 - 大入熱エレクトロスラグ溶接方法 - Google Patents

Description

本発明は溶接入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接方法に関し、特に、４９０〜７４０ＭＰａ級の厚板（厚さ４０ｍｍ以上）の高張力鋼板を溶接する際の溶接継手方向の各部で良好な靱性値を得ることを可能にする大入熱エレクトロスラグ溶接方法に関する。

エレクトロスラグ溶接方法は、主として、鉄骨の４面ＢＯＸ柱における内ダイアフラムの立向溶接に使用されており、一般に高能率溶接が実現されるサブマージアーク溶接と比べてもエレクトロスラグ溶接方法は高能率であり、大入熱１パス溶接が可能な溶接方法である。

ところでエレクトロスラグ溶接が適用される建築物の部材及び骨組に関して、近年、地震時の塑性変形能力の確保及び長寿命化の観点から、溶接金属部にも高靱性値が要求されている。しかし、エレクトロスラグ溶接は他のアーク溶接と比べて厚板になると溶接入熱が８００ｋＪ／ｃｍ程度と大きいため、溶接金属の冷却速度が小さくなり、組織が粗大化する結果、溶接金属の靱性が低下するという問題がある。

このような溶接金属の靱性改善のために溶接金属に微量のＴｉとＢを添加することにより、溶接金属組織を微細化し、靭性を改善する方法が公知である。ところが、エレクトロスラグ溶接においては、溶接線方向での靱性値にばらつきが大きく、試験片採取箇所によっては満足な靱性値が得られないという問題点が残存している。

エレクトロスラグ溶接における靭性確保の従来技術としては、特許文献１乃至４が開示されている。

特許文献１及び特許文献２においては、溶接用ワイヤに、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｔｉ等を積極添加すると共に、塩基度の低いフラックスを使用することにより、溶接金属におけるアシキュラフェライト生成の核となるＴｉＯ_２系酸化物を微細分散させ、なおかつ、粒界フェライトの成長を抑制するＢの添加によって靱性を確保する技術が開示されている。

また、特許文献３には、溶接ワイヤに、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｏ等を添加し、旧オーステナイト粒界から偏析する粒界フェライトの抑制のため、適正Ｂ量を添加し、更に、微細なアシキュラフェライトの生成核となる酸化物形成のため、Ｔｉを適正量含有することにより、靱性を確保している。また、特許文献４においては、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｂ等を夫々適正な範囲で添加させ、Ｎ量を抑制させたエレクトロスラグ溶接用ワイヤが提案されている。

特開２００５−２４６３９９号公報 特開２００４−１１４０５３号公報 特開２００３−３４０５９２号公報 特開２００２−７９３９６号公報

しかしながら、特許文献３及び４においては、フラックス成分が規定されていないと共に、靱性に大きく左右する溶接金属の酸素量については考慮されていない。

また、特許文献１及び特許文献２においては、フラックスの塩基度は規定しているものの、溶接金属の酸素量については何ら開示されておらず、溶接金属の適正なＢ量は酸素量で異なるため、塩基度を規定しただけの特許文献１及び２においては、溶接金属の靱性を確実に向上させているとはいえない。これでは、溶接継手方向で安定した靱性を確保することが困難である。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱エレクトロスラグ溶接においても、溶接継手方向で安定した靱性を確保することができ、特に、４９０〜７４０ＭＰａ級の厚板（厚さ４０ｍｍ以上）の高張力鋼板を溶接する際に溶接継手方向で良好な靱性値を得ることができる大入熱エレクトロスラグ溶接方法を提供することを目的とする。

本発明に係る大入熱エレクトロスラグ溶接方法は、溶接ワイヤ及び溶接フラックスを使用する大入熱エレクトロスラグ溶接方法において、
前記溶接ワイヤは、ワイヤ全質量当たり、Ｃ：０．０２乃至０．２５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．８０質量％、Ｍｎ：０．５０乃至３．５０質量％、Ｎｉ：３．００質量％以下、Ｍｏ：０．０５乃至２．００質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．３５質量％、Ｂ：０．００３乃至０．０１８質量％、Ｃｒ：０．３０質量％以下、Ｖ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下、Ｎ：０．０１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
前記溶接フラックスは、フラックス全質量当たり、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ_２Ｏ_３：１．５質量％以下を含有し、
前記フラックスのＳｉＯ_２含有量（質量％）を［ＳｉＯ_２］、ＣａＯ含有量（質量％）を［ＣａＯ］、Ａｌ_２Ｏ_３含有量（質量％）を［Ａｌ_２Ｏ_３］、ＣａＦ_２含有量（質量％）を［ＣａＦ_２］、ＭｇＯ含有量（質量％）を［ＭｇＯ］、ＭｎＯ含有量（質量％）を［ＭｎＯ］、ＴｉＯ_２含有量（質量％）を［ＴｉＯ_２］、ＦｅＯ含有量（質量％）を［ＦｅＯ］としたとき、下記数式（１）で与えられる塩基度ＢＬの値を０．５乃至１．５とし、
前記溶接ワイヤ中のＢ含有量を（Ｂ）としたとき、塩基度ＢＬと溶接ワイヤ中のＢ量（Ｂ）から下記数式（２）で与えられる変数（Ｘ）が９．８乃至２０．８を満足することを特徴とする。

この大入熱エレクトロスラグ溶接方法において、前記溶接ワイヤのＮｉ含有量は、ワイヤ全質量当たり、Ｎｉ：０．５０乃至３．００質量％であることが好ましい。特に好ましくは、前記溶接ワイヤのＮｉ含有量は、Ｎｉ：０．５０乃至２．００質量％である。

本発明によれば、４９０〜７４０ＭＰａ級の厚板（厚さ４０ｍｍ以上）の高張力鋼板の溶接のように、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接継手方向で安定した靱性を確保することができる。

本発明者等は、入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱エレクトロスラグ溶接においても、溶接継手方向で安定した靱性を確保するためには、主として溶接金属Ｂ量と溶接金属酸素量を適切に規定することが必要であるとの知見を得、本発明を完成させたものである。

以下、本発明について更に詳細に説明する。先ず、本発明にて使用する溶接ワイヤの組成及びその成分限定理由について説明する。

「Ｃ：０．０２乃至０．２５質量％」
Ｃは溶接金属の強度と靱性を確保するために有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．０２質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．２５質量％を超えると、溶接金属の靱性が低下すると共に高温割れ発生の懸念がある。よって、Ｃ含有量は０．０２乃至０．２５質量％とする。

「Ｓｉ：０．０５乃至１．８０質量％」
Ｓｉは溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５質量％未満ではこの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．８０質量％を超えると、高温割れ発生が懸念され、かつ、溶接金属部の硬化により靱性が劣化する。よって、Ｓｉ含有量は０．０５乃至１．８０質量％とする。

「Ｍｎ：０．５０乃至３．５０質量％」
Ｍｎは脱酸剤として作用すると共に、溶接金属の焼入れ性を向上させる元素であり、溶接金属の靱性安定化のために必要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．５０質量％未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、Ｍｎが３．５０質量％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靱性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５０乃至３．５０質量％とする。

「Ｎｉ：３．００質量％以下」
本願第１発明においては，Ｎｉ含有量は３．００質量％以下である。Ｎｉは一般的には溶接ワイヤに添加することにより、マトリックスを強化し、靱性を向上させる効果があるが、本願第１発明では靭性向上効果はＭｏの添加で補っている。しかし、Ｎｉ含有量が３．００質量％を超えると、Ａ３変態点の低下により、固液共存域を増加させ、結果として耐高温割れ性が劣化する。よって、Ｎｉ含有量は３．００％以下とする。

「Ｎｉ：０．５０乃至３．００質量％」
また、本願第２発明においては、Ｎｉ含有量は０．５０乃至３．００質量％である。更に一層、靭性を向上させようとする場合は、Ｎｉを０．５０質量％以上と、積極的に添加してもよい。靱性向上の効果を得るためにはＮｉを０．５０質量％以上添加する必要がある。よって、Ｎｉ積極添加の際のＮｉ含有量は、０．５０乃至３．００質量％とする。なお、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量が２．００質量％を超えると、溶接金属の靭性向上効果は飽和する一方で、溶接ワイヤの製造コストが上昇するため、好ましくは、Ｎｉ含有量を０．５０乃至２．００質量％とする。

「Ｍｏ：０．０５乃至２．００質量％」
Ｍｏは溶接金属の焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靱性の向上に大きな効果があるが、Ｍｏ含有量が０．０５質量％未満であると、上記効果が期待できない。一方、Ｍｏ含有量が２．００質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靱性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は０．０５乃至２．００質量％とする。

「Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％」
Ａｌは溶接金属の脱酸効果のために含有される元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．００５質量％未満の場合、その効果が発揮されず、溶接金属の焼入れ性低下、及び靱性劣化が生じる。一方、Ａｌ含有量が０．０８０質量％を超えると、Ａｌ酸化物が多量に形成され、アシキュラフェライト生成の核となるＴｉ酸化物の生成を阻害するため、靭性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．００５乃至０．０８０質量％とする。

「Ｔｉ：０．０５乃至０．３５質量％」
ＴｉはＴｉ酸化物としてアシキュラフェライトを生成する核となるので、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５質量％未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靱性向上が得られない。一方、Ｔｉが０．３５質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ析出物が多くなりすぎて、靱性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０５乃至０．３５質量％とする。

「Ｂ：０．００３乃至０．０１８質量％」
Ｂは溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靱性を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００３質量％未満の場合、上記効果が期待できない。一方、Ｂ含有量が０．０１８質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となり、高温割れが発生し易くなると共に、マルテンサイト相の生成により溶接金属の靱性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．００３乃至０．０１８質量％とする。

「Ｃｒ：０．３０質量％以下」
Ｃｒは一般的には強度と靱性を向上させる元素であるが、本願第１発明及び第２発明では、強度及び靭性の向上は主として、Ｍｏの添加により得ており、一方で、Ｃｒの含有量が０．３０質量％を超えると、高温割れが発生したり、溶接金属の硬化により靱性が劣化する。よって、Ｃｒ含有量は０．３０質量％以下とする。

「Ｖ：０．０３０質量％以下」
Ｖは一般的には溶接金属の強度を向上させるが、前述の如く、本発明ではＭｏ等の他の元素の添加で強度を確保しており、一方で、Ｖの含有量が０．０３０質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、Ｖ含有量は０．０３０質量％以下とする。

「Ｎｂ：０．０３０質量％以下」
Ｎｂは一般的にはＶと同様に溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではＭｏ等の他の元素の添加で強度を確保しており、一方で、Ｎｂの含有量が０．０３０質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、Ｎｂ含有量は０．０３０質量％以下とする。

「Ｎ：０．０１２質量％以下」
Ｎは溶接金属の靭性を低下させる元素であるため、その含有量は可及的に少なくすることが好ましい。Ｎ含有量が０．０１２質量％を超えると、靱性の劣化が著しい。よってＮ含有量は０．０１２質量％以下とする。

次に、本発明における溶接フラックスの組成であるＦｅＯ、及びＢ_２Ｏ_３の成分限定理由について説明する。

「ＦｅＯ：４．５質量％以下」
ＦｅＯが４．５質量％を超えると溶接安定性が劣化し、場合によっては溶接停止が発生すると共に、溶接金属中の酸素が高くなり、溶接金属中のＢ量と酸素量とのバランスが崩れて、良好な靱性が得られなくなるため、ＦｅＯは４．５質量％以下に規制する。

「Ｂ_２Ｏ_３：１．５質量％以下」
本発明においては溶接金属中へのＢの供給はワイヤにより行っているため、基本的にはＢ_２Ｏ_３は添加する必要がない。一方、Ｂ_２Ｏ_３量が１．５質量％を超えると、溶接金属中のＢ量が過大となり、マルテンサイト相の生成により溶接金属の靱性が劣化し、高温割れが発生し易くなる。よって、Ｂ_２Ｏ_３含有量は１．５質量％以下に規制する。

次に、本発明における溶接用フラックスの塩基度ＢＬの数値限定理由について説明する。溶接用フラックスは、スラグの融点、流動性及び粘性等の特性を考慮して、その組成が決められており、酸化物と弗化物から構成されている。本発明では溶接金属中の酸素量を決める指標として塩基度ＢＬを使用し、この塩基度ＢＬの範囲を適切にすることにより、溶接金属中の酸素量を適切な範囲に調整した。なお、塩基度ＢＬは前記数式１で算出される値である。

「塩基度ＢＬ：０．５乃至１．５」
塩基度ＢＬが０．５未満の場合、溶接金属中の酸素量が過剰になり、靱性の向上が期待できない。一方、塩基度ＢＬが１．５を超えると、スラグの融点が高くなり過ぎて、溶接中に停止が発生する。なお、溶接停止とは、スラグ浴の融点が高く、粘性が過大になりすぎて、ワイヤ−スラグ間の通電が悪くなり、溶接中に通電が停止し、溶接が停止する現象である。よって、塩基度ＢＬは０．５乃至１．５とする。

「変数（Ｘ）：９．８乃至２０．８」
次に、溶接フラックスの塩基度ＢＬと溶接用ワイヤのＢ量の関係について説明する。上述の如く、溶接フラックスの塩基度ＢＬは溶接金属中の酸素量と相関する値である。一方、溶接ワイヤ中のＢ量は適正な固溶Ｂの生成により初析フェライト相の成長を抑制するため、靱性に極めて有効である。このような固溶Ｂの生成にはＢの酸化物及び窒化物として固定されないだけのＢの添加が必要である。エレクトロスラグ溶接のように安定した靱性を得難い場合には、溶接金属のＢ量と溶接金属の酸素量を制御することにより固溶Ｂを生成させ、溶接線方向で安定した靱性を得ることが可能である。そのときは、溶接ワイヤ中のＢ含有量（Ｂ）と、塩基度ＢＬから得られる数式２の値（変数（Ｘ））を、９．８乃至２０．８にする。（Ｘ）が９．８未満である場合は、溶接フラックスの塩基度ＢＬに対して溶接ワイヤのＢ量が低すぎるため、固溶Ｂが生成されず、安定した靭性が得られない。一方、（Ｘ）が２０．８を超えると、溶接フラックスの塩基度ＢＬに対して溶接ワイヤのＢ量が高すぎるため、固溶Ｂ量が過剰となり、溶接金属が硬化し、靱性が劣化し、高温割れが発生する場合がある。よって、（Ｘ）の範囲は９．８乃至２０．８とする。

なお、溶接フラックスの成分組成は、例えば、以下のとおりである。
ＳｉＯ_２：２５乃至５０質量％
ＣａＯ：５乃至２５質量％
Ａｌ_２Ｏ_３：１５質量％以下
ＣａＦ_２：２０質量％以下
ＭｇＯ：１６質量％以下
ＭｎＯ：２５質量％以下
ＴｉＯ_２：１０質量％以下

次に、本発明の実施例について本発明の範囲から外れる比較例と比較して本発明の効果について説明する。図１は溶接試験にて使用した溶接継手であり、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０に規定されたフラットバーを側板ｃとして使用したものである。図中の数値は、各部材の寸法であり、溶接長は、８００ｍｍである。スキンプレートａ、ダイアフラムｂは厚さが６０ｍｍの厚板である。

下記表１はスキンプレートａ及びダイアフラムｂの組成(質量％)を示す。但し、表１における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。そして、下記表２に示す溶接条件でエレクトロスラグ溶接を実施した。なお、溶接フラックス投入量は１２０ｇで行った。溶接ワイヤの組成を下記表３−１、表３−２、表３−３、表３-４に示す。また、溶接フラックスの塩基度ＢＬ、変数（Ｘ）の値及び組成を、前記表３−１〜３−４に合わせて示す。この表３−１〜３−４において、フラックスの種類Ｆ１〜Ｆ６の組成は、下記表４に示すとおりである。

溶接終了後、超音波探査試験で高温割れの有無を確認し、図２に示す採取位置から、引張試験片ｄ及びシャルピー衝撃試験片ｅを採取し、溶接金属の機械的性質を調査した。引張試験片は、３００ｍｍの箇所のみ採取し、引張試験を実施した。衝撃試験片は、溶接線方向の２００ｍｍ、４００ｍｍ、６００ｍｍの箇所で採取し、試験温度は０℃で実施した（ｎ＝３、平均値）。試験結果を下記表５−１，５−２に示す。

表５−１及び表５−２に示すように、本発明の実施例Ｎｏ．１〜１９においては、溶接ワイヤの化学組成、溶接フラックスの塩基度ＢＬ、数式２の値（Ｘ）について、本発明の範囲を満足するため、良好な引張性能及び溶接線方向においての良好な衝撃性能が得られた。

一方、比較例Ｎｏ．２０については、Ｃ量が規定範囲より低いため、引張強度が低く、靭性が低かった。比較例Ｎｏ．２１については、Ｃ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．２２については、Ｓｉ量が規定範囲より低いため、溶接金属の焼入れ性が不十分となり、引張強度及び靱性が低かった。比較例Ｎｏ．２３については、Ｓｉ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．２４については、Ｍｎ量が規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分で、引張強度と靱性が低値であった。比較例Ｎｏ．２５については、Ｍｎ量が規定範囲より高いため、焼入れ性が過大で割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．２６については、Ｎｉ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．２７については、Ｍｏ量が規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分で、引張強度と靱性が低かった。比較例Ｎｏ．２８については、Ｍｏ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．２９については、Ａｌ量が規定範囲より低いため、脱酸効果が十分でなく、靱性値が低かった。比較例Ｎｏ．３０については、Ａｌ量が規定範囲より高いため、Ａｌ酸化物の多量生成により、靱性が劣化した。比較例Ｎｏ．３１については、Ｔｉ量が規定範囲より低いため、アシキュラフェライト相の生成が十分でなく、靱性値が低かった。比較例ＮＯ．３２については、Ｔｉ量が規定範囲より高いため、溶接金属のＴｉ析出物が過大となり、靱性が劣化した。比較例Ｎｏ．３３については、Ｂ量が規定範囲より低いため、初析フェライトの成長抑制効果が十分でなく、また、数式２の値（Ｘ）が規定範囲より低いため、固溶Ｂが生成されず、これに伴い初折フェライト抑制効果が不十分となり、靱性値が低かった。比較例Ｎｏ．３４については、Ｂ量が規定範囲より高いため、また、数式２の値（Ｘ）が規定範囲より高いため、固溶Ｂが過剰で、溶接金属の硬化により高温割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．３５については、Ｃｒ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、試験を中止した。比較例Ｎｏ．３６については、Ｖ量が規定範囲より高いため、靭性が劣化した。比較例Ｎｏ．３７については、Ｎｂ量が規定範囲より高いため、靭性が劣化した。比較例Ｎｏ．３８については、Ｎ量が規定範囲より高いため、靱性が劣化した。比較例Ｎｏ．３９については、溶接用フラックスの塩基度ＢＬが規定範囲より低いため、溶接金属の酸素量が過大となり、靱性値が低かった。比較例Ｎｏ．４０については、ＢＬが規定範囲より高いため、スラグの融点が高く、溶接が停止したため、中止した。比較例Ｎｏ．４１、４２については、数式２の値（Ｘ）が規定範囲より低いため、固溶Ｂが生成されず、これに伴い初折フェライト抑制効果が不十分となり、靱性が劣化した。比較例Ｎｏ．４３、４４、４５については、数式２の値（Ｘ）が規定範囲より高いため、固溶Ｂ量が過剰で、溶接金属の硬化により、靭性が劣化した。比較例Ｎｏ．４６については、ＦｅＯ量が規定範囲より高いため、溶接が安定せず、溶接試験を中止した。比較例Ｎｏ．４７についてはＢ_２Ｏ_３量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、試験を中止した。

なお、溶接金属Ｂ量−塩基度と吸収エネルギーの関係を図３に示す。この図３は表５−１，５−２の値をワイヤ中のＢ量（Ｂ）と、塩基度ＢＬの値で整理したものである。図３中、○は靭性値が良好な場合（採取位置３カ所全てで１００Ｊを超える場合）、×は靭性値が低い場合(採取位置３カ所のうち、１つでも１００Ｊを満足しない場合)を示す。この図３に示すように、塩基度ＢＬが０．５乃至１．５であり、数式２の値（Ｘ）がワイヤ中のＢ量（Ｂ）及び塩基度ＢＬとの関係で、図３中実線にて示す範囲にある場合は、靭性値が高く、この範囲から外れる場合は、靭性値が低い。

溶接試験に供した溶接継手を示す模式図である。 試験片の採取位置を示す模式図である。 横軸に溶接ワイヤ中のＢ量をとり、縦軸に塩基度ＢＬをとって、靭性値が高い範囲を示すグラフ図である。

符号の説明

ａ：スキンプレート
ｂ：ダイアフラム
ｃ：側板
ｄ：引張試験片
ｅ：シャルピー衝撃試験片

Claims (3)

1. 溶接ワイヤ及び溶接フラックスを使用する大入熱エレクトロスラグ溶接方法において、
   前記溶接ワイヤは、ワイヤ全質量当たり、Ｃ：０．０２乃至０．２５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．８０質量％、Ｍｎ：０．５０乃至３．５０質量％、Ｎｉ：３．００質量％以下、Ｍｏ：０．０５乃至２．００質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．３５質量％、Ｂ：０．００３乃至０．０１８質量％、Ｃｒ：０．３０質量％以下、Ｖ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下、Ｎ：０．０１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   前記溶接フラックスは、フラックス全質量当たり、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ_２Ｏ_３：１．５質量％以下を含有し、
   前記フラックスのＳｉＯ_２含有量（質量％）を［ＳｉＯ_２］、ＣａＯ含有量（質量％）を［ＣａＯ］、Ａｌ_２Ｏ_３含有量（質量％）を［Ａｌ_２Ｏ_３］、ＣａＦ_２含有量（質量％）を［ＣａＦ_２］、ＭｇＯ含有量（質量％）を［ＭｇＯ］、ＭｎＯ含有量（質量％）を［ＭｎＯ］、ＴｉＯ_２含有量（質量％）を［ＴｉＯ_２］、ＦｅＯ含有量（質量％）を［ＦｅＯ］としたとき、下記数式（１）で与えられる塩基度ＢＬの値を０．５乃至１．５とし、
   前記溶接ワイヤ中のＢ含有量を（Ｂ）としたとき、塩基度ＢＬと溶接ワイヤ中のＢ量（Ｂ）から下記数式（２）で与えられる変数（Ｘ）が９．８乃至２０．８を満足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。
   

   

   ・・・（１）
   （Ｘ）＝１０００×（Ｂ）＋５．１×ＢＬ ・・・（２）
2. 前記溶接ワイヤのＮｉ含有量は、ワイヤ全質量当たり、Ｎｉ：０．５０乃至３．００質量％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。
3. 前記溶接ワイヤのＮｉ含有量は、ワイヤ全質量当たり、Ｎｉ：０．５０乃至２．００質量％であることを特徴とする請求項２に記載の大入熱エレクトロスラグ溶接方法。

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