JP4958872B2 - 大入熱エレクトロスラグ溶接方法 - Google Patents
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Description
本発明は溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上１０００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱エレクトロスラグ溶接方法に関し、特に４９０乃至７４０ＭＰａ級の厚板（４０ｍｍ以上）高張力鋼板を使用した際、溶接継手方向の各部で良好な靭性値を得ることを可能と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は、大入熱の１パス溶接による高能率な溶接が可能であるため、鉄骨の四面ＢＯＸ柱における内ダイアフラムの立向溶接に多く用いられている溶接方法である。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、溶接金属部にも高靭性値が要求される場合がある。
しかしながら、エレクトロスラグ溶接は他のアーク溶接と比べて溶接入熱が極めて大きいため、溶接金属の冷却速度が小さくなり、組織が粗大化する傾向にある。その結果、溶接金属の靭性が低下するという問題点が生じる。
これに対して、溶接金属に微量のＴｉとＢを添加させることにより、溶接金属の組織を微細化し、溶接金属の靭性を改善する方法がある。ところが、エレクトロスラグ溶接においては、溶接線方向での靭性値のばらつきが大きく、試験片採取箇所によっては満足な靭性値が得られないという問題点が残っている。
そこで、エレクトロスラグ溶接における靭性確保を目的とした技術が、特許文献１乃至４に開示されている。特許文献１は、溶接ワイヤ中にδフェライト相を安定させると共に、焼入れ性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有する技術である。更に、特許文献１は、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するＣの含有量を抑制し、Ｓｉの含有量を増加させることにより、大入熱エレクトロスラグ溶接時の溶接金属の靭性を向上させるものである。
また、特許文献２は、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加するとともに、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を、溶融メタル中に十分な量で分散させることが可能となり、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようになる。また、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属の冷却速度が極めて遅く、溶接金属の靭性が劣化するため、溶接金属の焼入れ性を調整するか、又は旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライト組織の生成を抑制するＢを添加するものである。
特許文献３では、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を、溶融メタル中に十分な量で分散させることを可能とし、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようにしたものである。また、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライト組織の生成を抑制する作用のあるＢを適量添加する必要があるが、脱酸反応によってスラグアウトされるＢを安定して溶接金属中に歩留らせるため、エレクトロスラグ溶接に所定量のＢを含有する溶接ワイヤと一定量以上のＢ２Ｏ３を予め添加したフラックスを使用するものである。
特許文献４では、フラックス入りワイヤを使用することにより、溶接時の矯正が容易で非消耗ノズル部及び矯正ローラ部での送給抵抗を小さくすることが可能となると開示されている。また、特許文献４の技術は、溶接ワイヤ中に、焼入れ性を向上させ、オーステナイト粒径及びセメンタイト（ＦｅＣ３）の生成に影響を及ぼすＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉの含有量を規制し、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライトを抑制するＢ量を規制することにより高性能な溶接金属を得るものである。
しかしながら、特許文献１及び４に記載の技術では、溶接金属の酸素量に大きく影響するフラックス成分については何ら考慮されておらず、溶接線方向での安定した靭性値を得ることができるとはいえない。
また、特許文献２に記載の技術では、その実施例及び比較例とも、高靭性値が得られているとはいえない。また、フラックス成分を規定しているが、Ｂ２Ｏ３量が含まれておらず、溶接線方向での安定したＢ量の歩留りが得られず、溶接線方向での安定した靭性値を得られるとはいえない。
更に、特許文献３においては、フラックス中のＢ２Ｏ３量が規定されているが、その殆どの実施例及び比較例において、Ｂ２Ｏ３量の量が１．５質量％より多くて、過剰であり、溶接スタート側でのＢの歩留りが過大となり、スタート側での靭性が低下し、場合によっては割れが発生する恐れがある。
更にまた、特許文献１乃至３に記載の技術では、溶接ワイヤの形態としてはソリッドワイヤを前提としている。ソリッドワイヤは、必要な合金元素を添加して所定の成分に溶製した鋼を圧延・伸線し、製品径のワイヤに仕上げたものであるが、溶製時のＢ量のばらつきが大きく、高精度に制御するためには製造コストが高くなる。
特許文献４では、溶接用ワイヤの形態としてフラックス入りワイヤを前提としている。鋼製外皮に充填されるフラックスの充填率によっては、ワイヤ送給性に支障が生じたり、製造時に断線が発生するといった問題点がある。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、安定して靭性値が高い溶接金属を得ることか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、フラックス入りワイヤとフラックスを使用して溶接する大入熱エレクトロスラグ溶接方法において、
前記フラックス入りワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ成分が、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０１０乃至０．１５０質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．１０乃至２．００質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４０質量％、Ｂ：０．０１１０乃至０．０２７０質量％、Ｎｉ：３．００質量％以下、Ｃｕ：３．００質量％以下、Ｃｒ：０．３０質量％以下、Ｖ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する
メタル系フラックス入りワイヤであり、
前記フラックスの成分が、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有し、前記フラックスのＳｉＯ２含有量を［ＳｉＯ２］、ＣａＯ含有量を［ＣａＯ］、Ａｌ２Ｏ３含有量を［Ａｌ２Ｏ３］、ＣａＦ２含有量を［ＣａＦ２］、ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、ＭｎＯ含有量を［ＭｎＯ］、ＴｉＯ２含有量を［ＴｉＯ２］、ＦｅＯ含有量を［ＦｅＯ］、Ｂ２Ｏ３含有量を［Ｂ２Ｏ３］としたとき、下記数式（１）で表されるフラックスの塩基度ＢＬが０．５乃至１．５であり、
前記フラックス入りワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（２）の値αが−０．２乃至０．２を満たすようにして、
前記フラックス入りワイヤと前記フラックスとの組み合わせで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。
前記フラックス入りワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ成分が、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０１０乃至０．１５０質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．１０乃至２．００質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４０質量％、Ｂ：０．０１１０乃至０．０２７０質量％、Ｎｉ：３．００質量％以下、Ｃｕ：３．００質量％以下、Ｃｒ：０．３０質量％以下、Ｖ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する
メタル系フラックス入りワイヤであり、
前記フラックスの成分が、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有し、前記フラックスのＳｉＯ２含有量を［ＳｉＯ２］、ＣａＯ含有量を［ＣａＯ］、Ａｌ２Ｏ３含有量を［Ａｌ２Ｏ３］、ＣａＦ２含有量を［ＣａＦ２］、ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、ＭｎＯ含有量を［ＭｎＯ］、ＴｉＯ２含有量を［ＴｉＯ２］、ＦｅＯ含有量を［ＦｅＯ］、Ｂ２Ｏ３含有量を［Ｂ２Ｏ３］としたとき、下記数式（１）で表されるフラックスの塩基度ＢＬが０．５乃至１．５であり、
前記フラックス入りワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（２）の値αが−０．２乃至０．２を満たすようにして、
前記フラックス入りワイヤと前記フラックスとの組み合わせで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。
この場合に、前記フラックス入りワイヤは、希土類化合物の１種又は２種以上を、希土類元素換算値で０．０５０質量％以下を含有することもできる。
本発明によれば、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靭性を確保することができるという効果を奏する。
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靭性を確保することができる方法を開発すべく、鋭意実験研究を行った。その結果、エレクトロスラグ溶接ワイヤのＢ量とエレクトロスラグ溶接フラックスのＢ２Ｏ３量を所定範囲に規定することにより、溶接線方向に均一にＢ量を確保することが、安定した靭性確保に必須であることを見出した。
更に、溶接ワイヤの形態を、鋼製外皮の内部にフラックスを充填してなるメタル系フラックス入りワイヤとすることで、従来のソリッドワイヤよりも溶接ワイヤのＢ含有量を高精度に制御することが可能となり、その結果、溶接金属の靭性を安定化するのに有利であることを見出し、本発明を完成させた。
以下に、本発明について詳細に説明する。
先ず、本発明の大入熱エレクトロスラグ溶接方法にて使用する溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤについて、説明する。このメタル系フラックス入りワイヤの鋼製外皮の組成限定理由について説明する。
「Ｃ：０．０５質量％以下」
Ｃは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、Ｃ含有量は０．０５質量％以下とする。
Ｃは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０５質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、Ｃ含有量は０．０５質量％以下とする。
「Ｓｉ：０．２質量％以下」
Ｓｉは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、Ｓｉ含有量は０．２質量％以下とする。
Ｓｉは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．２質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、Ｓｉ含有量は０．２質量％以下とする。
「Ｍｎ：０．６質量％以下」
Ｍｎは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．６質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、Ｍｎ含有量は０．６質量％以下とする。
Ｍｎは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．６質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、Ｍｎ含有量は０．６質量％以下とする。
上記した鋼製外皮の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
次に、上記メタル系フラックス入りワイヤの成分組成（即ち、鋼製外皮とその内部に充填した金属粉末とを総合した成分の組成）の限定理由について説明する。
「Ｃ：０．０１０乃至０．１５０質量％」
Ｃは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．０１０質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５０質量％を超えると溶接金属の硬さが過剰となり、靭性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０１０乃至０．１５０質量％とする。Ｃ源としては、鋼製外皮、グラファイト、鉄粉、Ｆｅ−Ｍｎ等の金属粉、合金粉を用いる。なお、より好ましい範囲としては、Ｃ：０．０１０乃至０．０５０質量％である。
Ｃは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．０１０質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５０質量％を超えると溶接金属の硬さが過剰となり、靭性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０１０乃至０．１５０質量％とする。Ｃ源としては、鋼製外皮、グラファイト、鉄粉、Ｆｅ−Ｍｎ等の金属粉、合金粉を用いる。なお、より好ましい範囲としては、Ｃ：０．０１０乃至０．０５０質量％である。
「Ｓｉ：１．０質量％以下」
Ｓｉは、Ｓｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、更に島状マルテンサイトという低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よって、Ｓｉ含有量は１．０質量％以下とする。Ｓｉ源としては、鋼製外皮、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉を用いる。
Ｓｉは、Ｓｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、更に島状マルテンサイトという低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よって、Ｓｉ含有量は１．０質量％以下とする。Ｓｉ源としては、鋼製外皮、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉を用いる。
「Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％」
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満の場合、十分な焼入れ性、靭性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．５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、靭性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５乃至３．５質量％とする。Ｍｎ源としては、外皮金属、金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の金属粉、合金粉を用いる。
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満の場合、十分な焼入れ性、靭性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．５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、靭性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５乃至３．５質量％とする。Ｍｎ源としては、外皮金属、金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の金属粉、合金粉を用いる。
「Ｍｏ：０．１０乃至２．００質量％」
Ｍｏは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、Ｍｏ含有量が０．１０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靭性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は０．１０乃至２．００質量％とする。Ｍｏ源としては、Ｆｅ−Ｍｏ等合金粉を用いる。
Ｍｏは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、Ｍｏ含有量が０．１０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靭性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は０．１０乃至２．００質量％とする。Ｍｏ源としては、Ｆｅ−Ｍｏ等合金粉を用いる。
「Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％」
Ａｌは、溶接金属の脱酸効果のため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が低下し、靭性の劣化が生じる。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、アシキュラーフェライトの生成核となる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。Ａｌ源としては、金属Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ等の金属粉及び合金粉を用いる。
Ａｌは、溶接金属の脱酸効果のため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が低下し、靭性の劣化が生じる。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、アシキュラーフェライトの生成核となる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。Ａｌ源としては、金属Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ等の金属粉及び合金粉を用いる。
「Ｔｉ：０．０５乃至０．４０質量％」
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、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、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．４０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、靭性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０５乃至０．４０質量％とする。Ｔｉ源としては、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉を用いる。
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、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、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．４０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、靭性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０５乃至０．４０質量％とする。Ｔｉ源としては、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉を用いる。
「Ｂ：０．０１１０乃至０．０２７０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、靭性を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１１０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０．０２７０質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなるとともに、マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０１１０乃至０．０２７０質量％とする。なお、より好ましい範囲としては、Ｂ：０．０１３０乃至０．０２００質量％である。Ｂ源としてはＦｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ等の合金粉、特殊ガラス等の複合酸化物を用いる。
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、靭性を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１１０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０．０２７０質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなるとともに、マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．０１１０乃至０．０２７０質量％とする。なお、より好ましい範囲としては、Ｂ：０．０１３０乃至０．０２００質量％である。Ｂ源としてはＦｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ等の合金粉、特殊ガラス等の複合酸化物を用いる。
「Ｎｉ：３．００質量％以下」
Ｎｉは、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質量％以下とする。Ｎｉ源としては、金属Ｎｉ、Ｎｉ−Ｍｇ等の金属粉、合金粉を用いる。
Ｎｉは、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質量％以下とする。Ｎｉ源としては、金属Ｎｉ、Ｎｉ−Ｍｇ等の金属粉、合金粉を用いる。
「Ｃｕ：３．００質量％以下」
Ｃｕは、Ｃｕ含有量が３．００質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｃｕ含有量は３．００質量％以下とする。Ｃｕ源としては、フラックス入りワイヤの表面へのＣｕ鍍金又はＣｕ粉を用いる。
Ｃｕは、Ｃｕ含有量が３．００質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｃｕ含有量は３．００質量％以下とする。Ｃｕ源としては、フラックス入りワイヤの表面へのＣｕ鍍金又はＣｕ粉を用いる。
「Ｃｒ：０．３０質量％以下」
Ｃｒは、Ｃｒ含有量が０．３０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、Ｃｒ含有量は０．３０質量％以下とする。Ｃｒ源としては、金属Ｃｒ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ等の金属粉、合金粉を用いる。
Ｃｒは、Ｃｒ含有量が０．３０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、Ｃｒ含有量は０．３０質量％以下とする。Ｃｒ源としては、金属Ｃｒ、Ｆｅ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｒ等の金属粉、合金粉を用いる。
「Ｖ：０．０３０質量％以下」
Ｖは、Ｖ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。Ｖ源としては、Ｆｅ−Ｖ等の合金粉を用いる。
Ｖは、Ｖ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。Ｖ源としては、Ｆｅ−Ｖ等の合金粉を用いる。
「Ｎｂ：０．０３０質量％以下」
Ｎｂは、Ｎｂ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。Ｎｂ源としては、Ｆｅ−Ｎｂ等の合金粉を用いる。
Ｎｂは、Ｎｂ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。Ｎｂ源としては、Ｆｅ−Ｎｂ等の合金粉を用いる。
「希土類元素の１種又は２種（希土類元素換算値）：０．０５０質量％以下」
本発明の溶接ワイヤであるフラックス入りワイヤでは、上記の成分に加えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０５０質量％以下を含有してもよい。
本発明の溶接ワイヤであるフラックス入りワイヤでは、上記の成分に加えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０５０質量％以下を含有してもよい。
希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を生成することによってＳを固定し、Ｓに起因する溶接金属の靭性向上作用を有する。また、強脱酸剤でもあり、靭性向上効果作用を有する。ＲＥＭ含有量が０．０５０質量％を超えると、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ等の脱酸剤の歩留まりが大きくなり、強度が高くなり、靭性向上効果が小さくなることから、ＲＥＭを添加する場合は０．０５０質量％以下とする。ここでいう、希土類元素とは、周期律表の３族（Ｓｃ、Ｙ及び原子番号５７（Ｌａ）乃至７１（Ｌｕ））に属する元素である。また、希土類化合物とは、希土類元素の酸化物（Ｎｄ２Ｏ３，Ｌａ２Ｏ３，Ｙ２Ｏ３，ＣｅＯ３，Ｃｅ２Ｏ３、Ｓｃ２Ｏ３等の単体の酸化物及びこれらの複合酸化物並びにモナザイト、バストネサイト、アラナイト、セライト、ゼノタイム、ガドリナイト等の希土類酸化物の鉱石を含む）、弗化物（ＣｅＦ３，ＬｎＦ３，ＰｍＦ３，ＳｍＦ３，ＧｄＦ３，ＴｂＦ３等）及び合金（希土類元素−Ｆｅ、希土類元素−Ｆｅ−Ｂ，希土類元素−Ｆｅ−Ｃｏ、希土類元素−Ｆｅ−Ｓｉ、希土類元素−Ｃａ−Ｓｉ等）をいう。
なお、本発明の溶接ワイヤであるフラックス入りワイヤの形態としては、合わせ目有りのシームタイプ、又は合わせ目無しシームレスタイプのいずれのタイプも適用できる。また、本発明のフラックス入りワイヤに充填されるフラックスの充填率は、５乃至３０質量％である。フラックス充填率が５質量％未満では、フラックス入りワイヤの剛性が高いために溶接ワイヤの矯正が不十分となり、フラックス入りワイヤの送給性が不十分となる。また、充填率が３０質量％超では、フラックス入りワイヤの製造中に断線が多発したり、溶接ワイヤの矯正ローラ部で座屈したりする。また、スラグ形成剤は実質充填しないが、溶接時に銅当て金を使用する場合は銅当て金にフラックスが付着してスラグを消費して溶融スラグ浴深さが変化するので、スラグ形成剤は、２．０質量％以下の範囲で添加することが可能である。
本発明の溶接ワイヤであるフラックス入りワイヤの不可避不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｓｎが挙げられ、夫々各不純物は０．０３０質量％以下に規制される。
次に、本発明にて使用する溶接フラックスの成分組成の限定理由について説明する。
「ＦｅＯ：４．５質量％以下」
ＦｅＯは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る。それと共に、本発明では溶接線方向でのＢ量を安定させるため、Ｂ２Ｏ３を添加しており、Ｂ２Ｏ３からＢへの還元反応により溶接金属酸素量が高くなる。このため、溶接金属Ｂ量と酸素量とのバランスが崩れて、良好な靭性が得られなくなる。よって、ＦｅＯ含有量は４．５質量％以下とする。
ＦｅＯは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る。それと共に、本発明では溶接線方向でのＢ量を安定させるため、Ｂ２Ｏ３を添加しており、Ｂ２Ｏ３からＢへの還元反応により溶接金属酸素量が高くなる。このため、溶接金属Ｂ量と酸素量とのバランスが崩れて、良好な靭性が得られなくなる。よって、ＦｅＯ含有量は４．５質量％以下とする。
「Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下」
Ｂ２Ｏ３は、本発明においては溶接金属中への安定したＢを供給するために補助的に必要な成分であり、エレクトロスラグ溶接ワイヤ中のＢ量が０．００４質量％以下と少ないときには、フラックスからのＢ２Ｏ３添加は不要となる。一方、Ｂ２Ｏ３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、高温割れが発生しやすくなると共に、マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｂ２Ｏ３含有量は１．５質量％以下とする。
Ｂ２Ｏ３は、本発明においては溶接金属中への安定したＢを供給するために補助的に必要な成分であり、エレクトロスラグ溶接ワイヤ中のＢ量が０．００４質量％以下と少ないときには、フラックスからのＢ２Ｏ３添加は不要となる。一方、Ｂ２Ｏ３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、高温割れが発生しやすくなると共に、マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｂ２Ｏ３含有量は１．５質量％以下とする。
次に、本発明における溶接フラックスの塩基度ＢＬを限定した理由を説明する。
「塩基度ＢＬ：０．５乃至１．５」
溶接フラックスは、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を使用する。この塩基度ＢＬは前述の数式１で算出される値である。塩基度ＢＬが０．５未満の場合、溶接金属酸素量が過剰になり、靭性の向上が得られない。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、溶接停止が発生しやすくなる。よって、塩基度ＢＬは０．５乃至１．５とすることが必要である。
溶接フラックスは、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を使用する。この塩基度ＢＬは前述の数式１で算出される値である。塩基度ＢＬが０．５未満の場合、溶接金属酸素量が過剰になり、靭性の向上が得られない。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、溶接停止が発生しやすくなる。よって、塩基度ＢＬは０．５乃至１．５とすることが必要である。
次に、ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量との関係について説明する。
「ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量との関係（数式２）の値α：−０．２乃至０．２」
上述のごとく、溶接フラックスの塩基度ＢＬは溶接金属中の酸素量を規定する値である。一方、溶接ワイヤの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させて、靭性を向上させるのに極めて有効である。このような固溶Ｂを適正量生成させるには、酸化物又は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靭性を得にくい場合には、溶接線方向で溶接金属のＢ量と溶接金属の酸素量を一定に制御することで固溶Ｂを適正量生成させて、溶接線方向で安定した靭性を得ることが可能となる。溶接線方向で溶接金属Ｂ量が一定でないと、溶接金属酸素量とのバランスが崩れ、靭性が劣化する。このためには、ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量の関係を表した数式２の値αが、−０．２乃至０．２を満たす必要がある。
上述のごとく、溶接フラックスの塩基度ＢＬは溶接金属中の酸素量を規定する値である。一方、溶接ワイヤの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させて、靭性を向上させるのに極めて有効である。このような固溶Ｂを適正量生成させるには、酸化物又は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靭性を得にくい場合には、溶接線方向で溶接金属のＢ量と溶接金属の酸素量を一定に制御することで固溶Ｂを適正量生成させて、溶接線方向で安定した靭性を得ることが可能となる。溶接線方向で溶接金属Ｂ量が一定でないと、溶接金属酸素量とのバランスが崩れ、靭性が劣化する。このためには、ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量の関係を表した数式２の値αが、−０．２乃至０．２を満たす必要がある。
ワイヤＢ量に対してフラックスＢ２Ｏ３量が過剰であると、即ち、数式２の値α＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］が−０．２未満であると、溶接金属Ｂ量も過大となり、固溶Ｂ量が過剰となり、溶接金属が硬化し、靭性が劣化する。一方、フラックスＢ２Ｏ３量が不足すると、即ち、数式２の値α＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］が０．２を超えると、溶接開始近傍で固溶Ｂが生成されず、安定した靭性が得られない。よって、数式２の値α＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］は、−０．２乃至０．２とする。
「溶接フラックスの成分組成の一例」
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。
ＳｉＯ２：２５乃至５０質量％
ＣａＯ：５乃至２５質量％
Ａｌ２Ｏ３：１５質量％以下
ＣａＦ２：２０質量％以下
ＭｇＯ：１６質量％以下
ＭｎＯ：２５質量％以下
ＴｉＯ２：１０質量％以下
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。
ＳｉＯ２：２５乃至５０質量％
ＣａＯ：５乃至２５質量％
Ａｌ２Ｏ３：１５質量％以下
ＣａＦ２：２０質量％以下
ＭｇＯ：１６質量％以下
ＭｎＯ：２５質量％以下
ＴｉＯ２：１０質量％以下
この溶接フラックスは、溶融金属の上方にスラグ浴を形成することを目的として散布（投入）される。この場合に、スラグ浴の深さ（体積）は、溶接対象のダイヤフラム（図１の符号ｂ）の厚さ及びギャップが決まれば、必然的に決まるので、必要な溶融フラックスの投入量が決まる。例えば、ダイアフラムの厚さにより溶接電流（＝ワイヤ送給速度）が変わるが、溶接入熱が４００乃至１０００ｋＪ／ｃｍでは溶接電流はほぼ一定である。このため、一例として、ダイアフラムの厚さが６０ｍｍの場合、表２の溶接条件では、投入フラックス量は１１０ｇであり、ダイアフラムの厚さが４０ｍｍの場合は投入フラックス量は７５ｇである。
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説明する。溶接試験は以下のようにして行った。図１に示すように、板厚６０ｍｍのスキンプレートａ上に、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０に規定されたフラットバーを１対の側板ｃとして立設し、この側板ｃ間に６０ｍｍ厚のダイアフラムｂを挟んだ溶接継手を作製した（溶接長８００ｍｍ）。この溶接継手における溶接箇所は、ダイアフラムｂと、側板ｃと、スキンプレートａに囲まれた空間である。各部材の寸法は図１に示すとおりである。また、下記表１はスキンプレートａ、ダイアフラムｂ、側板ｃの化学組成（質量％）を示す。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、フラックス投入量は１１０ｇとした。
溶接ワイヤとして用いたメタル系フラックス入りワイヤの成分（すなわち鋼製外皮と充填した金属粉末との総合成分）を下記表３−１乃至表３−６に示す。また、溶接フラックスの塩基度ＢＬ、数式２で求まる変数αの値も、前記表３−１乃至表３−６に合わせて示す。この表において、メタル系フラックス入りワイヤの鋼製外皮Ｇ１乃至Ｇ６の成分を下記表４に、溶接フラックスＦ１乃至Ｆ１２の成分を下記表５に示す。
溶接終了後、ＵＴ（超音波探傷試験）により高温割れ等の欠陥の有無を確認し、図２に示す採取位置でＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ３１１１のＡ２号）の引張試験片ｄ、及びＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｚ３１１１のＶノッチ試験片）の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、図２の下端から溶接線方向に２５０乃至４００ｍｍの部分から１本採取し、引張試験を実施した。衝撃試験片については、図２の下端から溶接線方向で２００乃至２５０ｍｍ、４００乃至４５０ｍｍ、６００乃至６５０ｍｍの箇所で夫々３本採取した。即ち，下端から２００乃至２５０ｍｍの部分で３本（断面高さ１０ｍｍ）の衝撃試験片を採取し，４００乃至４５０ｍｍの部分で３本の試験片を採取し，６００乃至６５０ｍｍの部分で３本の試験片を採取した。この合計９本の試験片につき、０℃の試験温度で衝撃試験を実施した。試験結果を下記表６−１及び表６−２に示す。なお、衝撃吸収エネルギは、各箇所３本の試験片の衝撃値の平均値である。
本発明は、前述のごとく、４９０乃至７４０ＭＰａ級の高張力鋼板に適用し、その溶接部の靭性値向上を可能とするものであるが、この４９０ＭＰａ級鋼材に加えて、建築構造用高性能５９０ＭＰａ級鋼材にも適用可能とするため、本試験においては、引張り強さが５９０乃至７４０ＭＰａを満足した場合に、合格と判断した。また、衝撃特性については、通常、０℃吸収エネルギが２７Ｊ以上又は４７Ｊ以上が合格の基準になるが、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及び長寿化の観点から、溶接金属部にも高靱性値が要求される場合がある。このため、この種の用途への適用のため、０℃吸収エネルギが、７０Ｊ以上である場合に、合格とした。
前記表６−１及び表６−２に示すように、本発明の実施例１乃至２４においては、溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤの鋼製外皮の成分組成、溶接開始時に溶接継手内に散布されるフラックスの成分組成及び塩基度ＢＬ、更には数式２で求まる変数αの値が、本発明の規定範囲を満足するため、引張り強さが要求性能の５９０乃至７４０ＭＰａの範囲に入る良好な引張性能を有し、溶接線方向において０℃吸収エネルギが要求性能の７０Ｊ以上の条件を満たす良好な衝撃特性が得られた。
一方、比較例２５乃至２７は、溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤの鋼製外皮の成分が規定範囲を外れているため、エレクトロスラグ溶接時に溶接ワイヤの送給性が不良となり、溶接金属の片溶けが発生して試験を中止した。比較例２８は、溶接ワイヤのＣ量が規定範囲より低いため、引張強度及び靭性が低値であった。比較例２９は、溶接ワイヤのＣ量が規定範囲より高いため、硬さが過剰となり、引張強度過多及び靭性が低値であった。比較例３０は、溶接ワイヤのＳｉ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生し、靭性が低値であった。
比較例３１は、溶接ワイヤのＭｎ量が規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分で、引張強度と靭性が低値であった。比較例３２はＭｎ量が規定範囲より高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度過多となり靭性が低値であった。比較例３３は、溶接ワイヤのＭｏ量が規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分で、引張強度と靭性が低値であった。比較例３４は、溶接ワイヤのＭｏ量が規定範囲より高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度過多となり、靭性が低値であった。
比較例３５は、溶接ワイヤのＡｌ量が規定範囲より低いため、脱酸効果が低く、靭性が低値であった。比較例３６は、溶接ワイヤの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、靭性が低値であった。比較例３７は、溶接ワイヤのＴｉ量が規定範囲より低いため、アシキュラーフェライト相の生成が不十分であり、靭性が低値であった。比較例３８は、溶接ワイヤの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、靭性が低値であった。
比較例３９は、溶接ワイヤの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不十分であり、靭性が低値であった。比較例４０は、溶接ワイヤのＢ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生した。また、マルテンサイト相の生成により、靭性が低値であった。
比較例４１は、溶接ワイヤのＮｉ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生した。比較例４２は、溶接ワイヤのＣｕ量が規定範囲より高いため、高温割れが発生した。また、引張強度が高く、靭性が低値であった。比較例４３は、溶接ワイヤのＣｒ量が規定範囲より高いため、引張強度が高く、靭性が低値であった。比較例４４は、溶接ワイヤのＶ量が規定範囲より高いため、引張強度が高く、靭性が低値であった。比較例４５は、溶接ワイヤのＮｂ量が規定範囲より高いため、引張強度が高く、靭性が低値であった。
比較例４６は、溶接フラックスのＦｅＯ量が規定範囲より高いため、溶接が不安定となり、溶接停止が発生した。また、溶接金属Ｂ量と酸素量のバランスが崩れ、靭性が低値であった。比較例４７は、溶接フラックスのＢ２Ｏ３量が規定範囲より高く、数式２のα値が低いため、高温割れが溶接全線に発生し、試験を中止した。
比較例４８は、溶接フラックスの塩基度ＢＬが規定範囲より高いため、スラグの融点が高く、溶接停止が頻発したため、溶接を中止した。比較例４９は、溶接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、靭性が低値であった。
比較例５０は、数式２のα値が規定範囲より低いため、固溶Ｂが生成されず、初析フェライトの成長抑制効果が不十分となり、靭性が低値であった。比較例５１及び５２は、数式２のα値が規定範囲より高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Ｂが不安定となり、その結果、溶接開始２００ｍｍでの靭性値が低かった。
比較例５３は、溶接ワイヤ中のフラックス充填率が規定範囲より低いため、ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となり、溶接を中止した。比較例５４は、溶接ワイヤ中のフラックス充填率が規定範囲より高いため、溶接ワイヤの製造中に断線が多発した。また、溶接中に溶接ワイヤの矯正ローラや送給ローラ部で座屈が多発したため溶接を中止した。
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 (2)
- フラックス入りワイヤとフラックスを使用して溶接する大入熱エレクトロスラグ溶接方法において、
前記フラックス入りワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ成分が、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０１０乃至０．１５０質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．１０乃至２．００質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０８０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４０質量％、Ｂ：０．０１１０乃至０．０２７０質量％、Ｎｉ：３．００質量％以下、Ｃｕ：３．００質量％以下、Ｃｒ：０．３０質量％以下、Ｖ：０．０３０質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する
メタル系フラックス入りワイヤであり、
前記フラックスの成分が、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有し、前記フラックスのＳｉＯ２含有量を［ＳｉＯ２］、ＣａＯ含有量を［ＣａＯ］、Ａｌ２Ｏ３含有量を［Ａｌ２Ｏ３］、ＣａＦ２含有量を［ＣａＦ２］、ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、ＭｎＯ含有量を［ＭｎＯ］、ＴｉＯ２含有量を［ＴｉＯ２］、ＦｅＯ含有量を［ＦｅＯ］、Ｂ２Ｏ３含有量を［Ｂ２Ｏ３］としたとき、下記数式（１）で表されるフラックスの塩基度ＢＬが０．５乃至１．５であり、
前記フラックス入りワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（２）の値αが−０．２乃至０．２を満たすようにして、
前記フラックス入りワイヤと前記フラックスとの組み合わせで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。
ＢＬ＝｛［ＣａＯ］＋［ＣａＦ２］＋［ＭｇＯ］＋０．５×（［ＭｎＯ］＋［ＦｅＯ］）｝／｛［ＳｉＯ２］＋０．５×（［ＴｉＯ２］＋［Ａｌ２Ｏ３］）｝・・（１）
α＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］・・（２） - 前記フラックス入りワイヤは、希土類化合物の１種又は２種以上を、希土類元素換算値で０．０５０質量％以下を含有す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。
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