JPH03221294A - 高張力鋼用ｍｉｇワイヤ - Google Patents
高張力鋼用ｍｉｇワイヤInfo
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- JPH03221294A JPH03221294A JP1426590A JP1426590A JPH03221294A JP H03221294 A JPH03221294 A JP H03221294A JP 1426590 A JP1426590 A JP 1426590A JP 1426590 A JP1426590 A JP 1426590A JP H03221294 A JPH03221294 A JP H03221294A
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- Arc Welding In General (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、溶接後熱処理後においても良好な破壊靭性と
シャルピー衝撃特性が得られる７０キロ及び８０キロ級
高張力鋼用ＭＩＧワイヤに関するものである。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年において
、鋼構造物、特に高圧タンク、圧力容器、ペンストック
等の安全性を確保するための弾塑性破壊力学の導入及び
それに伴う溶接部へのより高い破壊靭性値の要求が設計
思想面での動向として特筆される。 要求特性値としては、脆性破壊発生温度と関連を有する
シャルピー衝撃試験での破面遷移温度（νＴｒｓ）、設
計温度での破壊靭性値（Ｋｉｃ）等が代表的なものであ
る。 従来、これらの構造物、特に高圧タンクや圧力容器等で
は、溶接部の靭性の確保が困難なことから、低強度の材
料で製作されることが殆どであるが、許容応力を高くし
得る高張力鋼化への要望はより高まりつつある。 そのためには、この高張力鋼化に対処し？１？る溶接材
料の開発が必須であるが、従来より若干の提案がなされ
ている。例えば、特公昭５３−２７２１６号公報では、
７０キロ、８０キロ級高張力鋼用のＭＩＧワイヤとして
、高Ｓｉ、Ｔｉ系のワイヤをＡｒ−Ｃ０−混合ガス（Ｃ
Ｏ２混合比：５−７５％）を用いて溶接するものが提案
されている。しかし、破壊靭性観点からは検討されてい
ないので、鋼構造物の安全性に問題なしとは云えない。 本発明は、上記要望に応えるへくなされたものであって
、溶接後熱処理後においても良？ｆな破壊靭性とシャル
ピー衝撃特性が得られる７０キロ及び８０キロ級高張力
鋼用ＭＩＧワイヤを提供することを目的とするものであ
る。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、高強度溶接金属
の特異点並びに新たな観点（特に破壊靭性値に１ｃ）に
着目し、溶接のまま及び後熱処理後の状態において、良
好な破壊靭性が得られる７０キロ及び８０キロ級高張力
鋼用ＭＩＧワイヤについて鋭意研究を重ねた。 その結果、特定の化学成分に調整すると共にシールドガ
ス組成を規制することによって、焼入れ性を阻害する酸
素量を少なく保持できること、靭性に有害な固溶Ｎを少
なくできること、靭性に有害な過剰Ｔｉを少なく保てる
こと、特にＭｎ、Ｎｉ及びＴ１によって結晶粒を微細化
し得ること、Ｃｕ、Ｍｎ及びＮｉを適量とすることによ
って粒界を安定化し得ること、焼戻し脆化元素であるＳ
ｂ、Ａｓ及びＳｎの制限によって安定した破壊靭性値を
有する高強度溶接金属が得られることを見い出し、ここ
に本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、７０キロ、８０キロ級高張力鋼を
Ａｒ−ＣＯ２混合ガス（ＣＯ２混合比＝１５〜２５％）
を用いて溶接するＭＩＧワイヤであって、Ｃ：０．０３
〜０．０９％、Ｓｉ：０．３０−０゜５５％、Ｍｎ：
１．ＯＯ〜１．８０％、Ｐ ： ０．０１０％以下、ｓ
： ｏ、ｏ ｉ ｏ％以下、Ｃｕ：０．０７〜０．３
０％、Ｎｉ：２．４０〜３．００％、ＭＯ＝０．２０〜
０．５０％、Ｃｒ： ０．２０〜０．９０％、Ｔｉ：０
．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．００３〜０．０２
０％、Ｂ：Ｏ，０．０００５％以下、Ｎｅｏ。 ｏｏｓｏ％以下、Ｓｂ： ０．００５％以下、ＡＳ：０
．００５％以下、Ｓｎ：０．００５％以下、但し。 Ｔｉ／Ｎの比＝１６０以上、残部二ＦＣと不可避的不純
物からなることを特徴とする高張力鋼用ＭＩＧワイヤを
要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。 Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｃは一般に強度を確保する元素として知られているが、
本発明者の研究によれば、Ｃは脱酸剤としても作用し、
低すぎると酸Ｍ量が増加して焼入れ性が低下し、靭性が
劣化することが判明した（第１図参照）、したがって、
少なくとも０．０３％は必要である５しかし、多すぎる
と高炭素マルテンサイトを生成してＫｉＣが劣化するの
で、上限値を０．０９％とする。 ｓｉ： ０．３０−０．５５％ Ｓｉは作業性を維持するために不可欠の元素であり、少
なくとも０．３０％が必要である。しかし、多すぎると
結晶粒内に脆化が生し、ＫＩＣが劣化するので、上限値
を０．５５％とする。 Ｍｎ： １．ＯＯ〜１．８０％ Ｍｎは結晶粒微細化と共に脱酸剤としても作用し、１．
００％よりも低すぎると結晶粒の粗大化と酸素量の増加
を伴って靭性が劣化する。しかし。 多すぎる場合には一次品粒界が発達して粒界破壊を生し
るようになり、ＫＩＣが著しく劣化するので、上限値を
１．８０％とする。 Ｐ、Ｓ：０．０１０％以下、 ＰとＳは不純物であり、できるだけ少ない方が望ましく
、それぞれ０．０１０％以下に規制する。 Ｃｕ： ０．０７−０．３０％ Ｃｕは結晶粒界の安定化に有効で、ｖＴｒｓは大きく変
化しないが、Ｋ、ｃを改善する作用がある。そのために
は０．０７％以上が必要である。しかし、多すぎる場合
には溶接凝固割れが生じ易くなるので、上限値を０．３
０％とする。 Ｎｉ： ２．４０〜３．００％ Ｎｉは結晶粒微細化能を有し、靭性安定化元素である。 そのためには２．４０％以上が必要である。しかし、多
すぎると一次品粒界が発達するようになり、ｖＴｒｓは
大きく変化しないかに、ｃが著しく劣化するので、上限
値を３．００％とする。 Ｍｏ： ０．２０−０．５０％ ＭｏはＣｒと同様、強度の向上に有効であり、０゜２０
％以上が必要である。しかし、析出硬化による靭性の劣
化を防止するために、上限値を０．５０％とする。 Ｃｒ：０．２０〜０．９０％ Ｃｒは強度の向上に有効な元素であり、０．２０％以上
が必要である。しかし、多すぎると熱処理による析出硬
化がひどくなり、靭性が劣化するので、上限値を０．９
０％とする。 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ ＴｉはＮと反応してＴｉＮを形威し、固溶Ｎを低減して
靭性を改善する効果がある（第２図参照）。 また、脱酸剤としても作用し、少なすぎると酸素量が増
加し、固溶Ｎが増加して靭性が低下する（第１図参照）
。そのため、少なくとも０．００５％以上が必要である
。しかし、多すぎると、固溶Ｔｉ及びＴｉ炭化物を生成
するようになり、ｖＴｒｓは大きく変化しないが、Ｋｌ
ｃが著しく劣化するので、上限値を０．０５０％とする
。 Ａｌ：０．００３〜０．０２０％ Ａｌは少量で脱酸剤として作用するが、多すぎると脱酸
生成物のＡｌ２０．が溶接金属中に多く残存するように
なるため、脱酸効果が消失する。その限度は０．０２０
％であるが、脱酸を期待し得る範囲としては、０．００
３〜０．０２０％が好ましい（第１図参照）。 Ｂ：Ｏ，０．０００５％以下 Ｂは焼入れ性を向上し、強度の確保に有効な元素である
が、多すぎるとミクロ組織がラス状化或いは針状化して
に、ｃが劣化するので、ｏ、ｏ ｏ 。 ５％以下とする。 Ｎ：０．００８０％以下 Ｎは靭性面で有害な元素で、少ない方が望ましい。多す
ぎると、固溶Ｎによる内部歪みの増加によって強度が高
くなりすぎ、靭性が劣化するので（第２図）、０．００
８０％以下とする。 Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ： ０．００５％以下Ｓｂ、Ａｓ＝
Ｓｎは、いずれも焼戻し脆化を示す元素であり、ｖＴｒ
ｓに及ぼす影響はそれ程大きくないものの、切欠の鋭い
破壊靭性試験でのに、ｃを著しく劣化させるので、それ
ぞれ０．００５％以下とする。 Ｔｉ／Ｎの比：１．０以上 Ｔｉ／Ｎは、固溶Ｎを抑制するために必要な比である。 この比が１．０未満になると、固溶Ｎが増加し、に１ｃ
が劣化するので、１．０以上とする。 次に、シールドガスについて説明する。 シールドガス： Ａｒ＋（１５〜２５％）ＣＯ２シール
ドガスとしては、Ａｒ−Ｃｏ２混合ガスを使用するが、
溶接金属の酸素量を固定すると共に、作業性を維持する
ために、その混合比を規制する必要がある。すなわち、
ＣＯ□混合比が２５％より多くなると、ワイヤ成分を適
正に調整しても酸素量が０．０３％を超えるようになり
、性能が劣化する。一方、Ｃ○２混合比が１５％より少
ないとアークの安定性が劣化し、耐ブローホール性が劣
化するので、ＧＯ□混合割合は１５〜２５％の範囲とす
る。 なお、他のＭＩＧ溶接条件は特に制限されないことは云
うまでもなく、母材も各種の７０キロ及び８０キロ級高
張力鋼を対象とすることができる。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第↓表に示す化学成分を有する１、２ｍｍφのワイヤを
準備した。 母材鋼板として、板厚５０ｕ＋の７０キロ級高張力鋼に
Ｘ開先を取り、パルス電源により、１３０Ａ（ＤＣ）、
３０ＫＪ／ｃｍの入熱でＭＩＧ溶接を行った。なお、シ
ールドガスは、Ａｒ＋２０％ＣＯ２を用いた。 溶接後、溶接金属から、引張試験片、シャルピー衝撃試
験片（２ｍｍＶノツチ）及び破壊靭性試験片（ＡＳＴＭ
Ｅ８１３に従う２ＴＣＴ試験片）を採取して試験を実施
し、機械的性質を調べた。また溶接金属の酸素量も調へ
た。それらの結果を第２表に示す。 第２表より、以下の如く考察される。 Ａ１〜Ａ８の本発明例ワイヤは、いずれも作業性が良好
であり、更には、ｖＴｒｓは全て一５０℃以下で、−２
０’Ｃでの破壊靭性値（Ｋ工Ｃ）も５００ｋｇｆ／ｍｍ
”以上の良好な結果を示した。 一方、Ｂ９〜Ｂ２８は比較例ワイヤの場合であり、まず
、比較例ワイヤＢ９は、ＣがＯ９Ｏ↓％と少なすぎるた
めに溶接金属の酸素量が増加して低靭性を示した。ＢＩ
Ｏでは、Ｃが０．１２％と多すぎるためにに工Ｃが低値
を示した。 Ｂｌｌは、Ｓｉが０．２３％と少なすぎるために作業性
が悪く、その後の試験を中止した。Ｂ１２は、Ｓｉが０
．７２％と多すぎるためにに工Ｃが低値を示した。 Ｂ１３は、Ｍｎが０．８７％と少ないために酸素量が増
加し、結晶粒が粗大化して低靭性を示した。 Ｂ１４は、Ｍｎが１．９６％と多すぎるために粒界破壊
を生してに１ｃが低値を示した。 Ｂ１５は、Ｃｕが０．０１％と少ないためにに１Ｃが低
値を示した。Ｂ１６は、Ｃｕが０．３９％と多すぎるた
めに溶接時に凝固割れを生じたので、試験を中止した。 Ｂ１７は、Ｎｉが２．１２％と低すぎるために靭性が低
く、Ｂ１８は、Ｎｉが３．２８％と多すぎるために粒界
破壊を生じてＫｉＣが低値を示した。 Ｂ１９は、ＣｒとＭＯの量が少なすぎるために強度が低
く、７０〜８０キロ級高張力鋼用としては不適当である
。Ｂ２０は、Ｃｒが１．１０％と多すぎるために、また
Ｂ２１は、ＭＯが０．６１％と多すぎるために、それぞ
れ析出硬化＠象がひどくなって靭性が低下した。 Ｂ２２は、Ｔｉが０．００２％で、Ａｌが０．００１％
以下とそれぞれが少なすぎるために酸素量が増加し、固
溶Ｎの増加、結晶粒の粗大化を生じて低靭性を示した。 Ｂ２３は、Ｔｉが０．０６８％と多いために、ｖＴｒｓ
は良好であったが、Ｋ、ｃ力１低値を示した。 Ｂ２４は、Ｔｉ／Ｈの比が０．８と小さいために固溶Ｎ
の増加を生してに１ｃが低値を示した。 Ｂ２５は、Ａｌが０．０３７％と多すぎるため、酸素量
の増加を生じて低靭性を示した。 Ｂ２６は、Ｎが０．００９７％と多すぎるために、固溶
Ｎの増加を生じて靭性が劣化した。 Ｂ２７は、Ｂが０．０００９％と多いために、針状マル
テンサイトを生成してに工Ｃが低値を示した。 Ｂ２８は、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎをそれぞれ多く含有する例
で、ｖＴｒｓは比較的良好であるが、Ｋ ｉ、 ｒ、
ｌよ著しく劣化した。 なお、上記実験例は全て、溶接後、５８０℃で４ ｈｒ
ｓの熱処理を施し、その後、各種機械試験を実施した結
果であるが、溶接のままの状態においても、本発明例ワ
イヤは良好な結果を示すことが確認された。
シャルピー衝撃特性が得られる７０キロ及び８０キロ級
高張力鋼用ＭＩＧワイヤに関するものである。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年において
、鋼構造物、特に高圧タンク、圧力容器、ペンストック
等の安全性を確保するための弾塑性破壊力学の導入及び
それに伴う溶接部へのより高い破壊靭性値の要求が設計
思想面での動向として特筆される。 要求特性値としては、脆性破壊発生温度と関連を有する
シャルピー衝撃試験での破面遷移温度（νＴｒｓ）、設
計温度での破壊靭性値（Ｋｉｃ）等が代表的なものであ
る。 従来、これらの構造物、特に高圧タンクや圧力容器等で
は、溶接部の靭性の確保が困難なことから、低強度の材
料で製作されることが殆どであるが、許容応力を高くし
得る高張力鋼化への要望はより高まりつつある。 そのためには、この高張力鋼化に対処し？１？る溶接材
料の開発が必須であるが、従来より若干の提案がなされ
ている。例えば、特公昭５３−２７２１６号公報では、
７０キロ、８０キロ級高張力鋼用のＭＩＧワイヤとして
、高Ｓｉ、Ｔｉ系のワイヤをＡｒ−Ｃ０−混合ガス（Ｃ
Ｏ２混合比：５−７５％）を用いて溶接するものが提案
されている。しかし、破壊靭性観点からは検討されてい
ないので、鋼構造物の安全性に問題なしとは云えない。 本発明は、上記要望に応えるへくなされたものであって
、溶接後熱処理後においても良？ｆな破壊靭性とシャル
ピー衝撃特性が得られる７０キロ及び８０キロ級高張力
鋼用ＭＩＧワイヤを提供することを目的とするものであ
る。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明者は、高強度溶接金属
の特異点並びに新たな観点（特に破壊靭性値に１ｃ）に
着目し、溶接のまま及び後熱処理後の状態において、良
好な破壊靭性が得られる７０キロ及び８０キロ級高張力
鋼用ＭＩＧワイヤについて鋭意研究を重ねた。 その結果、特定の化学成分に調整すると共にシールドガ
ス組成を規制することによって、焼入れ性を阻害する酸
素量を少なく保持できること、靭性に有害な固溶Ｎを少
なくできること、靭性に有害な過剰Ｔｉを少なく保てる
こと、特にＭｎ、Ｎｉ及びＴ１によって結晶粒を微細化
し得ること、Ｃｕ、Ｍｎ及びＮｉを適量とすることによ
って粒界を安定化し得ること、焼戻し脆化元素であるＳ
ｂ、Ａｓ及びＳｎの制限によって安定した破壊靭性値を
有する高強度溶接金属が得られることを見い出し、ここ
に本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、７０キロ、８０キロ級高張力鋼を
Ａｒ−ＣＯ２混合ガス（ＣＯ２混合比＝１５〜２５％）
を用いて溶接するＭＩＧワイヤであって、Ｃ：０．０３
〜０．０９％、Ｓｉ：０．３０−０゜５５％、Ｍｎ：
１．ＯＯ〜１．８０％、Ｐ ： ０．０１０％以下、ｓ
： ｏ、ｏ ｉ ｏ％以下、Ｃｕ：０．０７〜０．３
０％、Ｎｉ：２．４０〜３．００％、ＭＯ＝０．２０〜
０．５０％、Ｃｒ： ０．２０〜０．９０％、Ｔｉ：０
．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．００３〜０．０２
０％、Ｂ：Ｏ，０．０００５％以下、Ｎｅｏ。 ｏｏｓｏ％以下、Ｓｂ： ０．００５％以下、ＡＳ：０
．００５％以下、Ｓｎ：０．００５％以下、但し。 Ｔｉ／Ｎの比＝１６０以上、残部二ＦＣと不可避的不純
物からなることを特徴とする高張力鋼用ＭＩＧワイヤを
要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳述する。 （作用） まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。 Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｃは一般に強度を確保する元素として知られているが、
本発明者の研究によれば、Ｃは脱酸剤としても作用し、
低すぎると酸Ｍ量が増加して焼入れ性が低下し、靭性が
劣化することが判明した（第１図参照）、したがって、
少なくとも０．０３％は必要である５しかし、多すぎる
と高炭素マルテンサイトを生成してＫｉＣが劣化するの
で、上限値を０．０９％とする。 ｓｉ： ０．３０−０．５５％ Ｓｉは作業性を維持するために不可欠の元素であり、少
なくとも０．３０％が必要である。しかし、多すぎると
結晶粒内に脆化が生し、ＫＩＣが劣化するので、上限値
を０．５５％とする。 Ｍｎ： １．ＯＯ〜１．８０％ Ｍｎは結晶粒微細化と共に脱酸剤としても作用し、１．
００％よりも低すぎると結晶粒の粗大化と酸素量の増加
を伴って靭性が劣化する。しかし。 多すぎる場合には一次品粒界が発達して粒界破壊を生し
るようになり、ＫＩＣが著しく劣化するので、上限値を
１．８０％とする。 Ｐ、Ｓ：０．０１０％以下、 ＰとＳは不純物であり、できるだけ少ない方が望ましく
、それぞれ０．０１０％以下に規制する。 Ｃｕ： ０．０７−０．３０％ Ｃｕは結晶粒界の安定化に有効で、ｖＴｒｓは大きく変
化しないが、Ｋ、ｃを改善する作用がある。そのために
は０．０７％以上が必要である。しかし、多すぎる場合
には溶接凝固割れが生じ易くなるので、上限値を０．３
０％とする。 Ｎｉ： ２．４０〜３．００％ Ｎｉは結晶粒微細化能を有し、靭性安定化元素である。 そのためには２．４０％以上が必要である。しかし、多
すぎると一次品粒界が発達するようになり、ｖＴｒｓは
大きく変化しないかに、ｃが著しく劣化するので、上限
値を３．００％とする。 Ｍｏ： ０．２０−０．５０％ ＭｏはＣｒと同様、強度の向上に有効であり、０゜２０
％以上が必要である。しかし、析出硬化による靭性の劣
化を防止するために、上限値を０．５０％とする。 Ｃｒ：０．２０〜０．９０％ Ｃｒは強度の向上に有効な元素であり、０．２０％以上
が必要である。しかし、多すぎると熱処理による析出硬
化がひどくなり、靭性が劣化するので、上限値を０．９
０％とする。 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ ＴｉはＮと反応してＴｉＮを形威し、固溶Ｎを低減して
靭性を改善する効果がある（第２図参照）。 また、脱酸剤としても作用し、少なすぎると酸素量が増
加し、固溶Ｎが増加して靭性が低下する（第１図参照）
。そのため、少なくとも０．００５％以上が必要である
。しかし、多すぎると、固溶Ｔｉ及びＴｉ炭化物を生成
するようになり、ｖＴｒｓは大きく変化しないが、Ｋｌ
ｃが著しく劣化するので、上限値を０．０５０％とする
。 Ａｌ：０．００３〜０．０２０％ Ａｌは少量で脱酸剤として作用するが、多すぎると脱酸
生成物のＡｌ２０．が溶接金属中に多く残存するように
なるため、脱酸効果が消失する。その限度は０．０２０
％であるが、脱酸を期待し得る範囲としては、０．００
３〜０．０２０％が好ましい（第１図参照）。 Ｂ：Ｏ，０．０００５％以下 Ｂは焼入れ性を向上し、強度の確保に有効な元素である
が、多すぎるとミクロ組織がラス状化或いは針状化して
に、ｃが劣化するので、ｏ、ｏ ｏ 。 ５％以下とする。 Ｎ：０．００８０％以下 Ｎは靭性面で有害な元素で、少ない方が望ましい。多す
ぎると、固溶Ｎによる内部歪みの増加によって強度が高
くなりすぎ、靭性が劣化するので（第２図）、０．００
８０％以下とする。 Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎ： ０．００５％以下Ｓｂ、Ａｓ＝
Ｓｎは、いずれも焼戻し脆化を示す元素であり、ｖＴｒ
ｓに及ぼす影響はそれ程大きくないものの、切欠の鋭い
破壊靭性試験でのに、ｃを著しく劣化させるので、それ
ぞれ０．００５％以下とする。 Ｔｉ／Ｎの比：１．０以上 Ｔｉ／Ｎは、固溶Ｎを抑制するために必要な比である。 この比が１．０未満になると、固溶Ｎが増加し、に１ｃ
が劣化するので、１．０以上とする。 次に、シールドガスについて説明する。 シールドガス： Ａｒ＋（１５〜２５％）ＣＯ２シール
ドガスとしては、Ａｒ−Ｃｏ２混合ガスを使用するが、
溶接金属の酸素量を固定すると共に、作業性を維持する
ために、その混合比を規制する必要がある。すなわち、
ＣＯ□混合比が２５％より多くなると、ワイヤ成分を適
正に調整しても酸素量が０．０３％を超えるようになり
、性能が劣化する。一方、Ｃ○２混合比が１５％より少
ないとアークの安定性が劣化し、耐ブローホール性が劣
化するので、ＧＯ□混合割合は１５〜２５％の範囲とす
る。 なお、他のＭＩＧ溶接条件は特に制限されないことは云
うまでもなく、母材も各種の７０キロ及び８０キロ級高
張力鋼を対象とすることができる。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第↓表に示す化学成分を有する１、２ｍｍφのワイヤを
準備した。 母材鋼板として、板厚５０ｕ＋の７０キロ級高張力鋼に
Ｘ開先を取り、パルス電源により、１３０Ａ（ＤＣ）、
３０ＫＪ／ｃｍの入熱でＭＩＧ溶接を行った。なお、シ
ールドガスは、Ａｒ＋２０％ＣＯ２を用いた。 溶接後、溶接金属から、引張試験片、シャルピー衝撃試
験片（２ｍｍＶノツチ）及び破壊靭性試験片（ＡＳＴＭ
Ｅ８１３に従う２ＴＣＴ試験片）を採取して試験を実施
し、機械的性質を調べた。また溶接金属の酸素量も調へ
た。それらの結果を第２表に示す。 第２表より、以下の如く考察される。 Ａ１〜Ａ８の本発明例ワイヤは、いずれも作業性が良好
であり、更には、ｖＴｒｓは全て一５０℃以下で、−２
０’Ｃでの破壊靭性値（Ｋ工Ｃ）も５００ｋｇｆ／ｍｍ
”以上の良好な結果を示した。 一方、Ｂ９〜Ｂ２８は比較例ワイヤの場合であり、まず
、比較例ワイヤＢ９は、ＣがＯ９Ｏ↓％と少なすぎるた
めに溶接金属の酸素量が増加して低靭性を示した。ＢＩ
Ｏでは、Ｃが０．１２％と多すぎるためにに工Ｃが低値
を示した。 Ｂｌｌは、Ｓｉが０．２３％と少なすぎるために作業性
が悪く、その後の試験を中止した。Ｂ１２は、Ｓｉが０
．７２％と多すぎるためにに工Ｃが低値を示した。 Ｂ１３は、Ｍｎが０．８７％と少ないために酸素量が増
加し、結晶粒が粗大化して低靭性を示した。 Ｂ１４は、Ｍｎが１．９６％と多すぎるために粒界破壊
を生してに１ｃが低値を示した。 Ｂ１５は、Ｃｕが０．０１％と少ないためにに１Ｃが低
値を示した。Ｂ１６は、Ｃｕが０．３９％と多すぎるた
めに溶接時に凝固割れを生じたので、試験を中止した。 Ｂ１７は、Ｎｉが２．１２％と低すぎるために靭性が低
く、Ｂ１８は、Ｎｉが３．２８％と多すぎるために粒界
破壊を生じてＫｉＣが低値を示した。 Ｂ１９は、ＣｒとＭＯの量が少なすぎるために強度が低
く、７０〜８０キロ級高張力鋼用としては不適当である
。Ｂ２０は、Ｃｒが１．１０％と多すぎるために、また
Ｂ２１は、ＭＯが０．６１％と多すぎるために、それぞ
れ析出硬化＠象がひどくなって靭性が低下した。 Ｂ２２は、Ｔｉが０．００２％で、Ａｌが０．００１％
以下とそれぞれが少なすぎるために酸素量が増加し、固
溶Ｎの増加、結晶粒の粗大化を生じて低靭性を示した。 Ｂ２３は、Ｔｉが０．０６８％と多いために、ｖＴｒｓ
は良好であったが、Ｋ、ｃ力１低値を示した。 Ｂ２４は、Ｔｉ／Ｈの比が０．８と小さいために固溶Ｎ
の増加を生してに１ｃが低値を示した。 Ｂ２５は、Ａｌが０．０３７％と多すぎるため、酸素量
の増加を生じて低靭性を示した。 Ｂ２６は、Ｎが０．００９７％と多すぎるために、固溶
Ｎの増加を生じて靭性が劣化した。 Ｂ２７は、Ｂが０．０００９％と多いために、針状マル
テンサイトを生成してに工Ｃが低値を示した。 Ｂ２８は、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎをそれぞれ多く含有する例
で、ｖＴｒｓは比較的良好であるが、Ｋ ｉ、 ｒ、
ｌよ著しく劣化した。 なお、上記実験例は全て、溶接後、５８０℃で４ ｈｒ
ｓの熱処理を施し、その後、各種機械試験を実施した結
果であるが、溶接のままの状態においても、本発明例ワ
イヤは良好な結果を示すことが確認された。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、溶接のままは勿
論のこと、溶接後熱処理後においても、特に良好な破壊
靭性が得られると共にシャルピー衝撃特性も良好である
ので、７０キロ及び８０キロ級高張力鋼のＭＩＧ用とし
て好適であり、鋼構造物の安全性を充分確保でき、産業
の発展に大きく貢献する効果は顕著である。
論のこと、溶接後熱処理後においても、特に良好な破壊
靭性が得られると共にシャルピー衝撃特性も良好である
ので、７０キロ及び８０キロ級高張力鋼のＭＩＧ用とし
て好適であり、鋼構造物の安全性を充分確保でき、産業
の発展に大きく貢献する効果は顕著である。
第１図はＣ，Ｔｉ、Ａｌ量と溶接金属の酸素量の関係を
示す図、第２図はワイヤ中のＮ量と溶接金属の固溶ＮＪ
ｉの関係を示す図である。
示す図、第２図はワイヤ中のＮ量と溶接金属の固溶ＮＪ
ｉの関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ７０キロ、８０キロ級高張力鋼をＡｒ−ＣＯ＿２混合ガ
ス（ＣＯ＿２混合比：１５〜２５％）を用いて溶接する
ＭＩＧワイヤであって、重量％で（以下、同じ）、 Ｃ：０．０３〜０．０９％、 Ｓｉ：０．３０〜０．５５％、 Ｍｎ：１．００〜１．８０％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｃｕ：０．０７〜０．３０％、 Ｎｉ：２．４０〜３．００％、 Ｍｏ：０．２０〜０．５０％、 Ｃｒ：０．２０〜０．９０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ａｌ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ：０．０００５％以下、 Ｎ：０．００８０％以下、 Ｓｂ：０．００５％以下、 Ａｓ：０．００５％以下、 Ｓｎ：０．００５％以下、 但し、Ｔｉ／Ｎの比：１．０以上、 残部：Ｆｅと不可避的不純物からなる、 ことを特徴とする高張力鋼用ＭＩＧワイヤ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1426590A JP2854650B2 (ja) | 1990-01-23 | 1990-01-23 | 高張力鋼用ｍｉｇワイヤ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1426590A JP2854650B2 (ja) | 1990-01-23 | 1990-01-23 | 高張力鋼用ｍｉｇワイヤ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03221294A true JPH03221294A (ja) | 1991-09-30 |
| JP2854650B2 JP2854650B2 (ja) | 1999-02-03 |
Family
ID=11856264
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1426590A Expired - Fee Related JP2854650B2 (ja) | 1990-01-23 | 1990-01-23 | 高張力鋼用ｍｉｇワイヤ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2854650B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0557478A (ja) * | 1991-09-02 | 1993-03-09 | Kobe Steel Ltd | パイプのガスシールドアーク溶接ワイヤ |
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| CN100445021C (zh) * | 2006-09-25 | 2008-12-24 | 董运生 | 特种钢的焊修方法及其焊丝 |
| CN102114581A (zh) * | 2011-04-06 | 2011-07-06 | 钢铁研究总院 | 用于油船货油舱的气体保护焊丝 |
| WO2011126121A1 (ja) | 2010-04-09 | 2011-10-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靭性および落重特性に優れた溶接金属 |
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| CN104227264A (zh) * | 2013-06-21 | 2014-12-24 | 日铁住金溶接工业株式会社 | 高强度钢的气体保护电弧焊用实芯焊丝 |
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| US9550254B2 (en) | 2008-04-16 | 2017-01-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Pure Ar gas shielded welding MIG flux-cored wire and MIG arc welding method |
| WO2021078136A1 (zh) * | 2019-10-21 | 2021-04-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种气体保护焊丝用盘条及焊丝 |
-
1990
- 1990-01-23 JP JP1426590A patent/JP2854650B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2015051441A (ja) * | 2013-09-05 | 2015-03-19 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 高張力鋼のエレクトロスラグ溶接用ワイヤ |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2854650B2 (ja) | 1999-02-03 |
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