JPH02220796A

JPH02220796A - 直流サブマージアーク溶接法

Info

Publication number: JPH02220796A
Application number: JP4165289A
Authority: JP
Inventors: Yozo Suzuki; 洋三鈴木; Ryuichi Motomatsu; 元松　隆一; Takashi Kato; 隆司加藤; Masakuni Wakabayashi; 若林　正邦
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-02-23
Filing date: 1989-02-23
Publication date: 1990-09-03

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野本発明は低温高靭性鋼を溶接するためのサラマージアー
ク溶接に関し、さらに詳しくは海洋構造物、船舶、タン
ク、ラインパイプ等の低温用構造物の鋼材を目的として
開発されたＴｉ脱ｌ！１ｗ４の溶接に通用するサブマー
ジアーク溶接法で、特に直流溶接を用いる溶接法に関す
るものである。従来の技術近年、石油掘削用の海洋構造物、運搬用の船舶あるいは
ラインパイプの建造あるいは敷設が活発であるが、石油
資源は北海あるいは北極溝など寒冷地に求められており
、上記構造物には厳しい低温靭性が求められている。即
ち、これらの低温用鋼の溶接部には、少くとも一４０℃
以下での低温靭性が必要とされ、鋼材としてはＣｎ、　
Ｍｇ、　Ｚｒ、　ＡβあるいはＲＥＭ等で脱酸を行った
いわゆるキルト鋼が用いられ、特に０．０３〜０．０８
％＾βを含有する鋼が一般的である。一方溶接金属に関しては、溶接金属に微量のＴｉとＢを
添加してミクロ組織をＷｉｔａ化する事により、低温靭
性を確保する事が行なわれている。このＴｉ　−Ｂ系溶接金属を生成する溶接材料を用いて
上記キルト鋼を溶接すると、鋼中に含有されたＡβ等の
強脱酸性元素は、母材希釈により溶接金属中に移行して
脱酸反応を行い、溶接金属中の酸素量を低減し、Ｔｉお
よびＢの効果を充分に発揮させ、良好な溶接金属の低温
靭性を得られる事が知られている。発明が解決しようとする課題ところが最近、母材の溶接熱影響部の低温靭性を改善す
る事を目的として、Ｔｉより脱酸力の強い元素を殆ど含
有しないＴｉ！ｆｔ酸綱が開発された。このＴｉＪＢｉ
Ｆｌｅｍの溶接に従来のＴｉ−Ｂ系溶接材料を用いると
、゛溶接金属の低温靭性が著しく劣化する事が朝明した
。即ち、Ｔｉ脱酸鋼はＣｎ、　Ｋｇ、　Ｚｒ、Ａｊ！およ
びＲＥＭを殆んど含有しないため、従来のキルド鋼に比
べ溶接金属の脱酸力が低下し、その影響により校内には
上部ベーナイト組織が、又粒界には粗大な粒界フェライ
トが生成し、低温靭性を劣化させるためである。直流溶接は交流溶接と比べ、溶接金属中の酸素量が著し
く増加する傾向がある事が一般的に知られている。そこ
で新しく開発されたＴｉ脱酸鋼を実用構造物に適用する
ため、直流ｆｆｉ源を用いてこの鋼の溶接に適合する溶
接法ならびにフラックスを開発する事が急務となった。本発明法において用いる溶接材料は、Ｔｉ−Ｂ系溶接金
属を生成するワイヤ、およびフラックスの組み合わせに
、さらにＴｉより脱酸力の強い元素を適正量添加したも
のであり、かつフラックス中のＣａＦｓを高めたもので
あるが、これと類似したフラックスが従来より特公昭５
２−４６５３５号公報、特公昭５２−１７５０７号公報
および特公昭４９−２０８８０号公報により開示されて
いる。しかしながら、これらフラックスは、いずれも、従来鋼
板との組み合わせが前提であり、Ｔｉ脱ｉ！ｔｍ板との
組み合わせにおいて、必ずしも良好な低温靭性が得ら４
るものではない。そこで本発明者らは先にこのＴｉ脱脱調鋼板溶接に関す
るものとして、特開昭６３−１８８４９１号公報で、ワ
イヤおよびフラックスから特定した式を満足するように
Ｔｌ源およびＢ源を含有させ、かつフラックスには更に
Ｃｎ、　！ｌＩｇ、　Ｚｒ、＾β、あるいはＲＥＭから
選択して特定量含有させた溶接材料を用いるサブマージ
アーク溶接法を提案したものである。しかしながらこの方法も直流電源を用いて溶接を行った
場合の溶接金属中の酸素量の増加に対しての対応が十分
なされていないため、均一微細なミクロ組織が得られず
、必ずしも良好な低温靭性が得られない欠点がある。本発明は、以上のようなＴｉ脱酸鋼を直流１！源を用い
て溶接しても、溶接金属中のＵ素置が増加することなく
、かつ均−ｍ細な組織が得られ、優れた低温靭性を有す
る溶接金属が得られるサブマージアーク溶接法を提供す
る事を目的としている。８１題を解決するための手段本発明の要旨とするところは、Ｃｎ、　Ｍｇ、　Ｚｒ、
　ＡβおよびＲＥＭからなる群から選択された１種又２
種以上の元素の合計が０．０１％（重量％）以下のＴｉ
脱酸鋼を直流溶接するためのサブマージアーク溶接法で
あって、下記（１）　、　（２１式を満足するワイヤと
同じく下記（１）　、（２）式を満足しかつ全重量に対
しＣｎ、Ｍｇ、　Ａ℃およびＲＥＶからなる群から選択
された１種又は２種以上の元素を合計で０．０５〜３％
含有し、かつＣａＦｓを２０〜４０％含有するフラック
スとを組み合わせて行うことを特徴とする直流サブマー
ジアーク溶接法である。０．０３≦００口ＩＸ　　（Ｔｉ（Ｉｓ）ｐ　　＋　０
．Ｉ　　Ｘ　　（Ｔｉ）ｐ　　＋　　３　　Ｆ　　Ｘ（
Ｔｉ）　ｗ≦０．４５・・・・−・・−（１）０．０１
≦０．１５ｘ　　（Ｂ＊０ｓ）ｐ　　＋　　６　ｘ　　
［Ｂ］　　ｗ３０、１０・・・・・・・・・（２）但し、（ＴｉＯｉ）ｙ　：フラックス中のＴｉｅｓ含有
量（％）（Ｔｉ）ｐ　：フラックス中のＴｉ含有量（％）（Ｂｍ
Ｏｓ）ｐ　：フラックス中のＢ、０．含有量（％）［Ｔｉ）　ｗ　：ワイヤ中のＴｉ含有量　（％）［Ｂ］
　ｗ：ワイヤ中のＢ含有ｆｆｉ　（％）作用本発明の対象とする鋼はＣｎ、　Ｍｇ、　Ｚｒ、Ａｊ２
　、およびＲＥＭからなる群から選択された１種又は２
！を以上の元素の合計が０．０１％以下のＴｉ１５ｔ　
ＦＩＧ　鋼であるが、Ｔｉはまず脱酸剤として作用し、
鋼中の酸素を低減し、鋼中においては、主にＴｉ酸化物
粒子あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物の複合体として存
在する。これら粒子は溶接冷却過程において、オーステナイト−
フェライト変態をコントリールし、オーステナイト校内
に微細なフェライトを生成させ、ｍ接熱影響部のミクロ
組織を微細化し、靭性劣化を防止する効果を有する。しかしながら鋼中のＣｎ、　Ｍｇ、　Ｚｒ、Ａβ、およ
びＲＥ！ＩＩからなる群から選択された１！！又は２種
以上の元素の合計が０．０１％を超えると、これら成分
が優先的に酸素と結合し、酸素量が不足するため、結晶
コントロールに有効なＴｉ酸化物粒子が充分でなく、溶
接熱影響部の靭性向上効果が得られない。なおＴｉ脱酸鋼においては、Ｔ１酸化物あるいはＴｉ酸
化物とＴｉ窒化物の複合体の粒子は、径が０．１〜３．
０μｍ、１１子数ハ５　Ｘ　１０”　−Ｉ　Ｘ　１０’
　Ｉｌｌ　／　ｏ”ｅある事が望ましいと認められてい
る。本発明はこのＴｉ脱酸鋼に適合するフラックスおよびワ
イヤを用いる事を特徴とする方法であるが、まずフラッ
クスおよびワイヤは以下の（１）　、　（２）式を満足
する事が必要である。０．０３≦０．０１Ｘ　（ｒｉｏａ）ｙ　＋　０．Ｉ　
Ｘ　（Ｔｉ）Ｆ　＋　３　Ｘ［Ｔｉ）　ＩＩ≦０．４５
・・・・・・・・・（１）０．０１≦０．１５Ｘ　（Ｂ
ｍＯｓ）Ｐ　＋　６　Ｘ　［Ｂ　］　Ｗ≦０．１０・・
・・・・・・・（２）但し、ｆＴｉｏ＊）ｒ　：フラックス中のＴｔＯａ含有
量（％）ｆＴｉ）ｐ　：フラックス中のＴｉ含有ｆｆ１（％）（
Ｂ−Ｏｓ）−：フラックス中のＢ、０．含有量（％）［Ｔｉ量　ｗ　：ワイヤ中のＴｉ含有ｆｆ１（％）［Ｂ
］ｗ：ワイヤ中のＢ含有ｆｆｉ　（％）上記条件は溶接
金回中にＴｉおよびＢを添加するためであり、これら元
素の添加は上記条件式（１）　、　（２）を満足すれは
、フラックス中の酸化物、金属、あるいはワイヤ中の金
属のいずれで行なってもよい。溶接金属中に添加されたＴｉは、殆んどはＴｉ酸化物と
して存在するが、このＴｉ１ｌ＊化物は溶接冷却過程に
おけるオーステナイト−フェライト変態においてフェラ
イト結晶の生成核となり、微細なフェライト粒（アシ５
キ具ラーフエライト）を形成させ、低温靭性を著しく改
善する。このようなＴｉの効果は溶接金属中で０．００
３％以上で得られるが、一方０．０４５％を超えるとＴ
ｉが過剰となり、溶接金属が硬化し、かえって靭性が劣
化する。一方、Ｂは固溶Ｂとして冷却過程におけるオーステナイ
ト粒界に偏析し１粒界に生成しやすい粗大なフェライト
粒の析出を抑制する。溶接金属中の適正なり量は０．００１〜０．０１０％で
あり、０．００１％未満では、上記効果が得られず、一
方０．０１０％を超えると溶接金属の焼入性が過大とな
り、脆弱な上部ベーナイト組織が生成すると共に＃割れ
性も劣化する。以上の如く、Ｔ１とＢの共存は、粒界と粒内を同時に均
一微細なものとし、溶接金属の低温靭性の向上には不可
欠な要件である。フラー２クス中のＴｉＯ２は溶接過程において還元され
、Ｔ１として溶融池に移行する。又フラックス中のＴｉ
およびワイヤ中のＴ１はそのまま溶融池に混入するが、
添加されたＴｉが全量溶接金属中に残留する訳でなく、
殆んどは酸化消耗し、有効なＴｉ量は限られた量である
。即ち溶接金属中への移行率（歩留率）は、フラックス中
のＴｉＯ２でほぼ０．１％、フラックス中のＴｉでほぼ
１％、又ワイヤ中の↑ｌは３０％程度である。従って、溶接金属中のＴｉは、前述　（１）式における
記号を用いれば、０．００１　Ｘ　（ｒｌｏｊ）Ｆ　＋
　ｆｌ、ｏＩＸ　（Ｔｔ）４０．３　ｘ　［Ｔｉｌで表
わされ、溶接金属中のＴｉの適正量が０．００３〜０．
０４５％である事から、０．０３≦０１口ｌｘ　　（Ｔ
ｉＯ＊）ｐ　　＋　０．Ｉ　　Ｘ　　（ＴｉｌＦ＋３　
Ｘ　［Ｔｉｌ　ｗ≦０．４５である事が必要である。一方、フラックス中のＢ、０．の移行率はほぼ１．５％
、ワイヤ中のＢは６０％である。従って、溶接金属中の
Ｂは、０．０１５　ｘ　（Ｂ、Ｏｓ＞＋０．６　ｘ　［
Ｂ］　”′Ｑ表わされ、溶接金属中のＢの適正量がｏ、
ｏｏｉ〜０．０１０である事から、０．０１≦０．１５
Ｘ　（ＢａＯｓ）ｐ　＋　６Ｘ　［Ｂ］　、≦０．ｌＯ
である事が必要である。なお、金ＨＢのフラックスへの添加は、偏析による溶接
金属特性の劣化が問題になるため、本発明法においては
用いない。なお、Ｔｉ０ｍをフラックスに添加する原料は、ルチー
ル、チタンスラグ、合成ルチール等のＴｉＯ＊又はＴｉ
Ｊａ　、　Ｔｉｍｅｓを主成分とする鉱石又は合成物質
を用いる。Ｔｉ５０ｇ　、Ｔｉｍｅｓ等の酸化物についてはＴｉ０
ｉ相当量に換算して添加量を決定する。Ｔｉは金ＢＴｉ
又はＦｅ−Ｔｉ等の合金で添加する。一方、Ｂ１０８は、硼砂（ＮａＪ４０．’ｌＯＨ＊ｏ　
）　、溶融硼砂（ＮａａＢＪｔ　）あるいはコレマナイ
ト（２ＣａＯ・３Ｂ、Ｏ，・５Ｈ，Ｏ）のようなり愈０
−のｍ含酸化物あるいは硼砂ガラス、ＴｌＡｕ等により
添加する。又マグネシアクリンカ−もＢ、０３を含有し
ているため、これによるＢｍＯｓ添加も有効である。さらに本発明法に用いるフラックスは、Ｃａ。Ｍｇ、　ＡβおよびＲＥＭからなる群から選択された１
種又は２種以上の元素を合計で０．０５〜３％含有し、
かつＣａＦ＊を２０〜４０％含有する事が必要である。これは以下の理由によるものである。但温靭性の改善に有効なアシキュラーフェライトの核と
なるＴｉ１ｔＪｔ化物の生成には、Ｔｉと結合する適正
量のフリー酸素を確保する事が必要であるが、一方酸装
置が過剰な場合は、核生成作用を持たない、Ｓｉ％Ｍｎ
あるいはＢの酸化物がＴｉの酸化に遅れて生成し、Ｔｉ
ｎ！！化物の核生成作用を低下させる事が判明した。こ
れを防止するためには、溶接金属中の酸素型をＴｉ酸化
物元素により溶接金属中の酸素量をＴｉ酸化物生成に必
要で、かつ十分な酸素型にコントロールする事が必要で
ある。このため交流溶接では、Ｔｉの酸化に優先して酸化する
元素、すなわち、Ｃｎ、　Ｍｚ、＾β、およびＲＩＪに
よって溶接金属の酸素量を適正にコントロールすること
が出来る。しかしながら直流溶接では、溶接金属の酸素ｍが交流溶
接に比べて著しく増加する状況にあるため、これら強脱
酸元素による脱酸作用のみでは十分な靭性向上の効果が
得られない。すなわち、そもそも１ｌｉｆ接部は、急熱急冷反応であ
るため、これら元素による脱酸反応が完全な平衡状態と
はならず、添加元素は、大部分脱酸反応によって酸化物
となりスラグ中に除去されるものの、一部金属あるいは
金属間化合物として溶接金属中に残存する。このため、フラックス中に強脱酸元素を多重に添加した
場合、脱酸によって溶接金属中の酸素ｍは低下するもの
の、金属あるいは金属間化合物として残留する量が増加
し、強度が過大となりかえって靭性の低下をきたす。従って、直流溶接において、良好な靭性を得るためには
、脱酸元素以外のフラックス組成によって溶接反応時の
酸素量を予め低く抑えることが必要である。このために
はＣａＦ２の添加が極めて有効であるが、これは溶接中
にＣａＦ２が下記反応をおこし、ＣａＦ２量　（０）　−＋ＣａＯ＋　２　（Ｆ）スラグ
中の還元反応によって生じた

〔０〕がＣａＦ２に捕捉さ
れ溶接金属中への移行が抑制されるためである。ＣａＦ２以外の弗化物として、ＮａＦ　＋　　Ｎａ５Ａ
　ｎ　Ｆａ　＋ＭｇＦ等が考えられるが、いずれも溶接
金属中の酸素量の低下に及ぼす効果や溶接作業性、機械
的性黛を考えるとＣａＦ２と比べいずれも劣っていた。従って本発明ではＣａＦ２と限定した。ＣａＦ２量が２０％未満では上記効果は認められず、４
０％を超えるとアークが極めて不安定となり、ビ−ド外
観を損うとともに悪臭を発生する様になるので、ＣａＦ
Ｊ！は２０〜４０％の範囲とした。以上の様にＣａＦｉを添加し、予め酸素ｍを低いレベル
に抑えた後、さらにＴｉの酸化に優先して酸化する元素
、すなわちＣｎ、　ｋｌｇ、八βおよびＲＥｉｌ等によ
り溶接金属中でアシ二キラーフェライトの核生成に必要
なＴｉｎ化物を有効に生成せしめるａ素気に調整するこ
とが必要である。又酸素量のコントロールはＢの酸化を防止する事を意味
しているが、これは粗大な粒界フェライトの抑制に必要
な固溶Ｂを確保する効果を有するものであり、この点か
らも必要不可欠な事である。なお、従来のキルド鋼においては、鋼中の強脱酸元素が
母材希釈により溶接金属中に移行し、酸素量コントロー
ル作用していた。フラックス中のＣｎ、　Ｍｇ、＾βおよびＲＥＭからな
る群から選択された１穫又は２種以上の元素の合３ｆが
０．０５％未満であると上記のような効果が得られず、
一方３％を超えると脱酸作用が過剰となりＴｉ酸化物の
生成に必要な酸素量が不足すると共に、固溶Ｂも過剰と
なって、溶接金属の組織が脆弱な上部ベーナイト組織と
化し、低温靭性が著しく劣化する。Ｃａ　、　Ｍｇ、ＡｕあるいはＲＥＭの効果は以上のよ
うであるが、この効果はＣａ　、　Ｍｇ　、　Ｚｒ、Ａ
４およびＲＥＩＩＩからなる群から選択された１種又は
２種以上の元素の合計が０．０１％以下のＴ１脱酸鋼の
溶接に適用して始めて得られるものであって、従来のギ
ルド鋼に用いると脱醸過剰となり、良好な低温靭性が得
られない。本発明で用いるフラックスに添加する上記脱酸剤は、単
体又は合金で添加するものであり、Ｍｇは金属Ｎｇ、Ａ
ｌｌ　−Ｍｇ等、　Ａｉは金属Ａ１．Ｆｅ−Ａ文、　Ｌ
ｌ−Ｍｇ等、ＣａはＣａ−５ｉ等で添加する。ＲＥＮは原子番号５７〜７１番のランタニド系の元素で
ランタン、セリウムが一般的であり、単体又はレアアー
スカルシウムシリコン（ランタン、セリウムを含有する
Ｃａ−Ｓｉ合金）等で添加する。以上１本発明法に用いるフラックスおよびワイヤの必須
成分について説明したが、フラックスのその他の成分は
、目的に応じて通常フラックス成分として用いられるＭ
ｇＯ，ＣａＯ，ＡＱ２ｆ）ａ、５ｉ０２等の金属酸化物
、ＣａＣＯ３、ＭｇＣＯ３のような金属炭酸塩、Ｓｉ、
Ｍｎの如き脱酸剤あるいは、Ｎｉ、Ｎｏ、Ｃｒのような
合金剤を適宜添加する。この場合にｇｏ　、　Ｃａｎは
高塩基性成分として溶接金属の低酸素化に有効であり、
フラックス全体に対しＭｇ０１０〜３５％、ＣａＯ５〜
２０％が適当である。Ａｕ、０３は高耐火性でビードの整形に作用し、かつス
ラグ剥離性にも有効であり、　１０〜３０％の範囲で添
加する。　５ｉｎ２はスラグの粘性を調整しビード形状
の改善、均一化に有効であり、８〜２５％添加する。ＣａＣＯ３、ＭｇＣＯ３のような金属炭酸塩は溶接過程
で分解し、アーク雰囲気中にＣＯガスを供給するため、
アーク雰囲気中の水素分圧を低下させ溶接金属中の水素
を低減する効果がある。金属炭酸塩の添加量はＣ０２相
当量で１〜８％が適当である。Ｓｉは脱酸剤としてばかりでなく、ビード表面のポック
マーク防止、表面の平滑化等にも有効で５％以下添加す
る。Ｍｎは脱酸作用と共に溶接金属の強度を向上させる
効果を有し、５％以下添加する。Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等も合金剤としてそれぞれ５％以下の
範囲で添加してもよい。なお、本発明におけるフラックスは焼成形フラックスで
ある事が必要であるが、これはフラックス中にＣｎ、　
Ｍｇ、　Ａ　Ｉ！あるいはＲＥＶのような脱酸剤を添加
するため、これらが製造過程において酸化消耗しないよ
う　６００℃以下の比較的低温で処理される焼成形フラ
ックスの形をとるためである。次に本発明に用いるワイヤのＴｉ１Ｂ以外の成分は、目
的に応じて適宜選択するものであるが、低温用材料であ
る事から、各成分の望ましい範囲としては、ＣＯ，１８
％以下、Ｓｉ０．８０％以下、ＭｎＯ，４〜２．５％、
ＰおよびＳ　Ｏ，０２０％以下、Ｎ　Ｏ，［１０７０％
以下、その他目的の強度、靭性に応してＮｉ５％、Ｃｒ
２．０％以下、Ｍｏ０．７％以下添加してもよい。実施例第１表に示すＦ−１〜Ｆ−１０の１０！！類の焼成形フ
ラックスを作製した。フラックスの原料粉を均一に混合した後、水ガラスで造
粒し、その後５００’ＣＸ　２　ｈｒの条件で焼成を行
いフラックスとした。フラックスの粒度は１２Ｘ　　１
００メツシユにｒａｍした。次に第２表に示すＷ−１〜Ｗ−７の７ｔｌ類の成分のワ
イヤを作製した。第２表に示す成分は銅メツキを施す前
の分析値である。ワイヤ径は４．８騰−φとした。以上のフラックスおよびワイヤを組み合わせて第５表に
示すＮｏ、　１〜Ｎｏ、　１４の１４種類の溶接を実施
した。この場合の供試鋼板、溶接条件、および開先形状
はそれぞれ第３表、第４表および第１図に示すものであ
り、これらの組み合わせは第５表左欄に示す。第５表左欄において、Ｎｏ、　１〜Ｎｏ、　８は本発明
例、Ｎｏ、　９〜Ｎｏ、　１４は本発明の効ＭＡを明ら
かにするための比較例である。第４表Ｃ−１条件のうちＣ−１は両面多層溶接、Ｃ−２
は２電極による両面１層溶接であり、Ｃ−１は直流（Ｅ
Ｐ）、Ｃ−２においてはＬ極は直流（ＥＰ）　、　Ｔ極
は交流を用いた。厚板のサブマージアーク溶接には能率向上のため２電極
以上の多電極を用いるのが一般的であるが、直流電源の
みを用いて溶接を行うとアークが相互干渉してしまいブ
ロホールやスラグ差込みの発生、さらにはビード外観を
損うため２電極の場合はＴ極に交流、という具合に多電
極のもの１極に交流を用いるのが通常である。又第５表の比較例は、Ｎｏ、１４は交流と直流溶接の違
いによる機械的性部を調査するためのもので、溶接条件
は第４表Ｃ−１で交流溶接を行った。これらの溶接にお
いて得られた溶接金属の衝撃値を第５表に右欄に示す、
衝撃試験は第２図に示すような位置（Ｃ，−１／４　　
ｔ）よりＶノツチシャルピー試験片（ＪＩＳ２３１１２
４号）を採取した。なお第２図においてｔは板厚を示す
。以上の結果、Ｎｏ、１−Ｎｏ、８は本発明効果に基き優
れた低温靭性の溶接金属が得られたが、Ｎｏ、９はフラ
ックス中のＣａＦｍが不足し、漕＃ｉｔ＊冥中の８２量
が増加し低温靭性が劣化した。Ｎｏ、　１０はフラックス中にＣｎ、　Ｍｔ、ｋ１２　
、　ＲＥＭのいずれも添加されておらず、又Ｂが過剰と
なったため粒内に上部ベーナイトが生成して、脆化した
。Ｎｏ、１１はフラックス中のＣａ＋Ｉｉｇ＋＾ＪＡＲ口
が過剰でＴｉ酸化物の生成が不足し、かっＴｉが過剰の
ためミクロ組織が脆い゛上部ベーナイトになった。Ｎｏ、　１２は溶接金属中のＢが不足し粗大な粒界フェ
ライトが生成した。Ｎｏ、　１３はフラックス中のＣａ＋　Ｍｇ＋　Ａ　１
２　＋　ＲＥＭが過剰であるとともに、溶接金属中のＴ
ｉが過剰となり脆化した。Ｎｏ、　１４は交流電源を用いたため、交流溶接用とし
てはＣａＦｍが多すぎ、溶接金属中でＴｉ酸化物を生成
するための酸素量が著しく不足し、脆い上部ベーナイト
が生成し、低温靭性が劣化した。発明の効果以上、実施例においても実証した如く、新しく開発され
たＣａ　、　Ｍｇ　、　Ｚｒ、Ａ見およびＲＥＭからな
る群から選択された１種又は２種以上の元素の合計が０
．０１％以下であるＴｉ脱酸鋼に対し、従来のＴｉ　−
Ｂ系溶接材料を適用すると著しく靭性が劣化するのに対
し１本発明法を用いれば優れた低温靭性の溶接金属を得
る事ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）　、　（ｂ）は本発明実施例に用いた開先
形状を示す正面図、第２図は本発明実施例において実施
した衝撃試験および引張試験に用いた試験片の裸地位置
を説明するための正面図である。１拳−φシャルピー試験片。

Claims

【特許請求の範囲】Ｃｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ａｌ、およびＲＥＭからなる群から
選択された１種又は２種以上の元素の合計が０．０１％
（以下％は重量％とする）以下のＴｉ脱酸鋼を直流溶接
するためのサブマージアーク溶接法であって、下記（１
）、（２）式を満足するワイヤと、同じく下記（１）、
（２）式を満足しかつフラックス全重量に対しＣａ、Ｍ
ｇ、ＡｌおよびＲＥＭからなる群から選択された１種又
は２種以上の元素を合計で０．０５％〜３％含有し、か
つＣａＦ＿２を２０〜４０％含有するフラックスとを組
み合わせて行うことを特徴とする直流サブマージアーク
溶接法。０．０３≦０．０１×（ＴｉＯ＿２）＿Ｆ＋０．１×（
Ｔｉ）＿Ｆ＋３×〔Ｔｉ〕＿Ｗ≦０．４５………（１）０．０１≦０．１５×（Ｂ＿２Ｏ＿３）＿Ｆ＋６×〔Ｂ
〕＿Ｗ≦０．１０………（２）但し、（ＴｉＯ＿２）＿Ｆ：フラックス中のＴｉＯ＿２
含有量（％）（Ｔｉ）＿Ｆ：フラックス中のＴｉ含有量（％）（Ｂ＿２Ｏ＿３）＿Ｆ：フラックス中のＢ＿２Ｏ＿３含
有量（％）〔Ｔｉ〕＿Ｗ：ワイヤ中のＴｉ含有量（％）〔Ｂ〕＿Ｗ：ワイヤ中のＢ含有量（％）