JPH0378197B2 - - Google Patents
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- JPH0378197B2 JPH0378197B2 JP61197846A JP19784686A JPH0378197B2 JP H0378197 B2 JPH0378197 B2 JP H0378197B2 JP 61197846 A JP61197846 A JP 61197846A JP 19784686 A JP19784686 A JP 19784686A JP H0378197 B2 JPH0378197 B2 JP H0378197B2
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- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明はシヤルピー衝撃性能及びCOD性能の
両特性を満足する高靭性溶接金属を得ることので
きる横向サブマージアーク溶接方法に関するもの
である。 ［従来の技術］ 大型のLPG貯蔵用低温タンクは低温用アルミ
キルド鋼を溶接して建造されるが、他の溶接構造
物と大きく異なる点は、現場溶接であることと、
横向突合せ継手の占める割合が大きいことであ
る。 LPG貯蔵用低温タンクの溶接継手に対する靭
性要求値は、最低使用温度−45〜−50℃における
シヤルピー衝撃値が2.8Kgｆ・ｍ以上というのが
一般的であり、横向継手の多くは溶融型フラツク
スとＣ−Mn−Mo系ワイヤの組合せによるサブ
マージアーク溶接によつて施工されている。 ［発明が解決しようする問題点］ ところが近年、安全に対する考え方から要求衝
撃値のレベルアツプ、更には溶接継手の新しい評
価基準であるCOD性能の要求などの動きがみら
れ、従来の横向サブマージアーク溶接材料では対
応が困難となつてきている。 また横向サブマージアーク溶接は重力の法則に
逆らつている面もあるので、通常の下向溶接に比
較して制約が多く、たとえばスラグ巻きなどの溶
接欠陥が発生しやすいなどの問題も多い。 一方焼成型フラツクスは溶融型フラツクスに比
べて一般的に脱酸剤や合金成分の添加調整が容易
である為、アークの安定性や作業性が良好であ
り、フラツクスの消費量が少ないなどの特徴を有
する。 本発明はこの様な背景のもとに検討されたもの
であり、本発明の目的は鋼の突合せ溶接に際して
後述するようなワイヤおよび焼成型フラツクスを
使用してサブマージアーク溶接することによつ
て、シヤルピー衝撃性能、COD性能ともにすぐ
れた高靭性溶接金属を得ることのできる横向サブ
マージアーク溶接方法、特に直流電源による横向
サブマージアーク溶接方法を提供する点にある。 ［問題点を解決するための手段］ 上記問題点を解決することのできた本発明とは
鋼の突合せ多層溶接に際し、 Ｃ：0.1〜0.16％（重量％の意味、以下同じ） Si：0.01〜0.2％ Mn：1.6〜2.1％ Ti：0.07〜0.19％ 残部Feおよび不可避不純物からなり特にＮを
0.007％以下に抑制してなる鋼ワイヤを使用する
とともに、 20メツシユのふるいを通過するものが80％以上
となるように粒度調製した粉粒状焼成型フラツク
スであり、 CaF2：５〜12％ MgO：20〜35％ Al2O3：18〜28％ Na2O、K2OおよびLi2Oの内１種以上の合計：２
〜６％ 炭酸塩の形で含まれるCO2：1.5〜５％ SiおよびTiの１種あるいは２種の合計：0.5〜3.0
％ 酸化物あるいは合金の形で含まれるＢ：0.03〜
0.3％を夫々含み、更に 2.0≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 を満足するCaO及びBaOの１種以上、並びに
SiO2を含有し、且つTiO2を2.5％以下に抑えてな
る焼成型フラツクスを使用することを構成要旨と
するものである。 ［作用］ 本発明は溶接用ワイヤおよび焼成型フラツクス
について種々検討した結果、鋼の突合せ多層溶接
に際し、後述するようなワイヤおよびフラツクス
を使用して横向サブマージアーク溶接を行なうと
シヤルピー衝撃性能、COD性能ともにすぐれた
高靭性溶接金属が得られるという知見を得てなさ
れたものであり、次に本発明方法で使用するワイ
ヤおよび焼成型フラツクスについて詳述する。 ワイヤについて、 Ｃ：0.1〜0.16％ Ｃは溶接金属の焼入れ性の確保に必要な元素で
あり、0.1％未満ではその効果がなく、0.16％を
超えると硬化しすぎて特にCOD性能が低下する。 Si：0.01〜0.2％ Siは脱酸作用があるが、0.01％ではその効果が
なく0.2％を超えると溶接金属のSi含有量が増え
て靭性が低下する。 Mn：1.6〜2.1％ Mnはフエライト組織の強靭化に必要な元素で
あり、1.6％未満では強度、靭性とも低下する。
2.1％を超えると硬化しすぎて靭性特にCOD性能
が低下する。 Ti：0.07〜0.19％ Tiは本発明で使用するワイヤの特に特徴的な
要素であり溶接金属のミクロ組織を微細化するの
で、低温靭性の向上に非常に有効である。横向サ
ブマージアーク溶接における溶接金属のTi含有
量と低温靭性の関係は、第１図および第２図に示
すように溶接金属の酸素量レベルで異なる（シヤ
ルピー衝撃性能とCOD性能では若干異なる）。一
般に横向サブマージアーク溶接の場合、溶接金属
の酸素量レベルを250ppm未満にすることは溶接
作業性の著しい低下をきたし実用的とは言えな
い。また550ppm以上とした場合には溶接作業性
の維持は容易であるが、良好なCOD性能を得る
ことはできない。 従つて溶接金属の酸素量レベルを300〜500ppm
とし、また目標性能を−60℃でのシヤルピー衝撃
値が５Kgｆ・ｍ以上、−50℃でのCOD値が0.5mm以
上として成分設計を行なうこととすると、溶接金
属のTi含有量は第１図および第２図から0.017〜
0.05％が目標の値となる。また第３図はワイヤの
Ti含有量と溶接金属のTi含有量の関係を示すも
の（斜線部分）であるがこの図から酸素量が300
〜500ppmでの高靭性溶接金属領域（0.017〜0.05
％）をとると、ワイヤのTi含有量は0.08〜0.18％
と決定される。実際本発明者らの実験結果による
と0.07〜0.19％が可能であつたので本発明の範囲
を0.07〜0.19％とした。 残部は実質的にFe及び不可避不純物からなる
が、不純物のうち特にＮは溶接金属の靭性面で好
ましい元素ではなく0.007％を超えると靭性が低
下するのでＮを0.007％以下に抑える必要がある。
その他不可避不純物は、Cr、Ni、Mo、Al、Ｐ、
Ｓ等が原料製鋼上の不純物として混入されること
があり、また表面めつきのCuが含まれる可能性
がある。なお意識的にNi、Moを溶接金属の強度
向上のために添加することもある。 次に本発明で使用する焼成型フラツクスについ
て述べる。 焼成型フラツクスの粒度構成はアークの安定性
やビード外観に影響を与えるものであり、20メツ
シユより粗いものが20％を超えるとアークの安定
性が悪くなり、またスラグ巻欠陥が発生しやすく
なつてビード表面に小さなポツクマークを発生し
やすくなる。 次にフラツクスの成分組成について述べる。 CaF2：５〜12％ フラツクス中のCaF2は溶融スラグ中で塩基性
物質として作用し溶接金属中の酸素量を低減し
て、溶接金属の機械的性能を良好にする働きがあ
るが、５％未満ではその効果が認められない。一
方12％を超えるとアークの安定性が悪くなつてス
ラグ巻欠陥を発生しやすくなる。 MgO：20〜35％ MgOはスラグの塩基度を上げるので、前述の
CaF2及び後述するTiやSiの脱酸作用とともに溶
接金属中の酸素量を低減して溶接金属の機械的性
能を良好にする効果があるが、20％未満ではその
効果が認められない。一方35％を超えるとスラグ
の流動性が悪くなつてビード外観が悪くなり、ま
たスラグ巻欠陥も発生しやすくなる。 Al2O3：18〜28％ Al2O3はビード外観の他、スラグ剥離性等の溶
接作業性の維持に必要な成分であるが、18％未満
および28％を超えるとそれらの効果が認められ
ず、ビード外観及びスラグの剥離性が悪くなる。 Na2O、K2OおよびLi2Oの内１種以上の合計：２
〜６％ Na2O、K2OおよびLi2Oのアルカリ成分は特に
アークの安定性に有効であり、微小なスラグ巻欠
陥の発生率を低減させる上で効果がある。しかし
これらのうち１種以上の合計が２％未満ではその
効果が認められず、６％を超えると逆にアークは
不安定となる。 炭酸塩の形で含まれるCO2：1.5〜５％ CO2は炭酸塩の形で含有され、溶接中に熱分解
を受けてCO2となり、アーク雰囲気をシールドし
溶接金属中の窒素量の上昇を防止して、溶接金属
の機械性能の低下を防ぐ働きがある。しかし1.5
％未満ではその効果が認められず５％を超えると
アークが不安定となりまた発生ガス量が多くなつ
てビード表面にポツクマークが発生しやすくな
る。 SiおよびTiの１種あるいは２種の合計：0.5〜3.0
％ SiおよびTiは合金鉄等の合金の形で含有され、
脱酸剤としての作用を有するが、その１種または
２種の合計が0.5％未満ではその効果が認められ
ず、3.0％を超えるとスラグが焼付いて剥離性が
著しく悪くなる。またSiやTiは合金成分でもあ
り、このような合金成分をフラツクス中に含有さ
せることは溶接金属性能を予期しない程度に改変
するので継手性能の安定性の面で好ましくない。 酸化物あるいは合金の形で含まれるＢ：0.03〜
0.3％ Ｂは微量添加で溶接金属の焼入れ性を高め、切
欠き靭性を向上させる働きがあり、LPGタンク
など低温靭性が特に要求される場合には有効であ
る。Ｂは酸化物あるいは合金鉄などの合金の形で
含有され、その量が0.03％未満では効果が認めら
れず、0.3％を超えると溶融金属の耐割れ性が悪
くなり、靭性も逆に低下する。 2.0≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 SiO2、CaO、BaO等は造さい剤であり、SiO2
はビード外観、スラグの剥離性等の作業性の維持
のために必要な成分であり、CaOやBaOはスラ
グの流動性の調整に効果がある。尚CaO及び
BaOは単独であつても有効であり、いずれか一
方しか配合しないものも本発明に含まれる。ここ
で 2.5≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 と限定したのは本発明者等が種々検討した結果こ
の比が溶接金属中の酸素量に影響し、微小なスラ
グ巻欠陥の発生率に関係があるという知見を得た
ためである。即ちこの比が2.0未満あるいは3.5超
の領域においてはスラグ巻欠陥の発生率が高くな
る傾向にある。さらに同比が2.0未満では溶接金
属中の酸素量が高くなり、溶接金属の機械的性能
が悪くなる。 また焼成型フラツクスの場合、TiO2はスラグ
の焼付きを促進し、2.5％を超えて含有している
とスラグの剥離性が極端に悪くなるのでその含有
量を2.5％以下に抑える必要がある。 以上のような組成の焼成型フラツクスをサブマ
ージアーク溶接に使用すると、溶接作業性が良
く、スラグ巻欠陥の発生も少なく、溶接金属性能
の良好な溶接が可能となる。 以上のように規制したワイヤおよび焼成型フラ
ツクスを使用してサブマージアーク溶接を行なう
と、円筒型LPG貯蔵用低温タンク等の横向溶接
を、良好な溶接作業性、耐溶接欠陥性のもとに施
工することが可能で、シヤルピー衝撃性能、
COD性能ともにすぐれた高靭性溶接金属を得る
ことができる。従つて、LPGタンクの分野にお
いて今後予想される要求靭性値のレベルアツプ、
COD性能要求に対しても十分対応できるもので
あり、その工業的価値は大といえる。 なお、当然のことながら本発明方法を下向サブ
マージアーク溶接に適用しても良好な結果が得ら
れる。 ［実施例］ 第１表に示すワイヤおよび第４表に示すフラツ
クスを使用し、第２表に示す鋼を第３表に示す溶
接条件にて第４図に示すように突合せ多層溶接し
て溶接金属のシヤルピー衝撃性能、COD性能、
溶接作業性および耐溶接欠陥性能を比較した。
COD試験はBS5762規格に従い、溶接欠陥の検査
はＸ線検査、磁粉探傷検査を併用して行なつた。
結果を第５表に示す。
両特性を満足する高靭性溶接金属を得ることので
きる横向サブマージアーク溶接方法に関するもの
である。 ［従来の技術］ 大型のLPG貯蔵用低温タンクは低温用アルミ
キルド鋼を溶接して建造されるが、他の溶接構造
物と大きく異なる点は、現場溶接であることと、
横向突合せ継手の占める割合が大きいことであ
る。 LPG貯蔵用低温タンクの溶接継手に対する靭
性要求値は、最低使用温度−45〜−50℃における
シヤルピー衝撃値が2.8Kgｆ・ｍ以上というのが
一般的であり、横向継手の多くは溶融型フラツク
スとＣ−Mn−Mo系ワイヤの組合せによるサブ
マージアーク溶接によつて施工されている。 ［発明が解決しようする問題点］ ところが近年、安全に対する考え方から要求衝
撃値のレベルアツプ、更には溶接継手の新しい評
価基準であるCOD性能の要求などの動きがみら
れ、従来の横向サブマージアーク溶接材料では対
応が困難となつてきている。 また横向サブマージアーク溶接は重力の法則に
逆らつている面もあるので、通常の下向溶接に比
較して制約が多く、たとえばスラグ巻きなどの溶
接欠陥が発生しやすいなどの問題も多い。 一方焼成型フラツクスは溶融型フラツクスに比
べて一般的に脱酸剤や合金成分の添加調整が容易
である為、アークの安定性や作業性が良好であ
り、フラツクスの消費量が少ないなどの特徴を有
する。 本発明はこの様な背景のもとに検討されたもの
であり、本発明の目的は鋼の突合せ溶接に際して
後述するようなワイヤおよび焼成型フラツクスを
使用してサブマージアーク溶接することによつ
て、シヤルピー衝撃性能、COD性能ともにすぐ
れた高靭性溶接金属を得ることのできる横向サブ
マージアーク溶接方法、特に直流電源による横向
サブマージアーク溶接方法を提供する点にある。 ［問題点を解決するための手段］ 上記問題点を解決することのできた本発明とは
鋼の突合せ多層溶接に際し、 Ｃ：0.1〜0.16％（重量％の意味、以下同じ） Si：0.01〜0.2％ Mn：1.6〜2.1％ Ti：0.07〜0.19％ 残部Feおよび不可避不純物からなり特にＮを
0.007％以下に抑制してなる鋼ワイヤを使用する
とともに、 20メツシユのふるいを通過するものが80％以上
となるように粒度調製した粉粒状焼成型フラツク
スであり、 CaF2：５〜12％ MgO：20〜35％ Al2O3：18〜28％ Na2O、K2OおよびLi2Oの内１種以上の合計：２
〜６％ 炭酸塩の形で含まれるCO2：1.5〜５％ SiおよびTiの１種あるいは２種の合計：0.5〜3.0
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0.3％を夫々含み、更に 2.0≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 を満足するCaO及びBaOの１種以上、並びに
SiO2を含有し、且つTiO2を2.5％以下に抑えてな
る焼成型フラツクスを使用することを構成要旨と
するものである。 ［作用］ 本発明は溶接用ワイヤおよび焼成型フラツクス
について種々検討した結果、鋼の突合せ多層溶接
に際し、後述するようなワイヤおよびフラツクス
を使用して横向サブマージアーク溶接を行なうと
シヤルピー衝撃性能、COD性能ともにすぐれた
高靭性溶接金属が得られるという知見を得てなさ
れたものであり、次に本発明方法で使用するワイ
ヤおよび焼成型フラツクスについて詳述する。 ワイヤについて、 Ｃ：0.1〜0.16％ Ｃは溶接金属の焼入れ性の確保に必要な元素で
あり、0.1％未満ではその効果がなく、0.16％を
超えると硬化しすぎて特にCOD性能が低下する。 Si：0.01〜0.2％ Siは脱酸作用があるが、0.01％ではその効果が
なく0.2％を超えると溶接金属のSi含有量が増え
て靭性が低下する。 Mn：1.6〜2.1％ Mnはフエライト組織の強靭化に必要な元素で
あり、1.6％未満では強度、靭性とも低下する。
2.1％を超えると硬化しすぎて靭性特にCOD性能
が低下する。 Ti：0.07〜0.19％ Tiは本発明で使用するワイヤの特に特徴的な
要素であり溶接金属のミクロ組織を微細化するの
で、低温靭性の向上に非常に有効である。横向サ
ブマージアーク溶接における溶接金属のTi含有
量と低温靭性の関係は、第１図および第２図に示
すように溶接金属の酸素量レベルで異なる（シヤ
ルピー衝撃性能とCOD性能では若干異なる）。一
般に横向サブマージアーク溶接の場合、溶接金属
の酸素量レベルを250ppm未満にすることは溶接
作業性の著しい低下をきたし実用的とは言えな
い。また550ppm以上とした場合には溶接作業性
の維持は容易であるが、良好なCOD性能を得る
ことはできない。 従つて溶接金属の酸素量レベルを300〜500ppm
とし、また目標性能を−60℃でのシヤルピー衝撃
値が５Kgｆ・ｍ以上、−50℃でのCOD値が0.5mm以
上として成分設計を行なうこととすると、溶接金
属のTi含有量は第１図および第２図から0.017〜
0.05％が目標の値となる。また第３図はワイヤの
Ti含有量と溶接金属のTi含有量の関係を示すも
の（斜線部分）であるがこの図から酸素量が300
〜500ppmでの高靭性溶接金属領域（0.017〜0.05
％）をとると、ワイヤのTi含有量は0.08〜0.18％
と決定される。実際本発明者らの実験結果による
と0.07〜0.19％が可能であつたので本発明の範囲
を0.07〜0.19％とした。 残部は実質的にFe及び不可避不純物からなる
が、不純物のうち特にＮは溶接金属の靭性面で好
ましい元素ではなく0.007％を超えると靭性が低
下するのでＮを0.007％以下に抑える必要がある。
その他不可避不純物は、Cr、Ni、Mo、Al、Ｐ、
Ｓ等が原料製鋼上の不純物として混入されること
があり、また表面めつきのCuが含まれる可能性
がある。なお意識的にNi、Moを溶接金属の強度
向上のために添加することもある。 次に本発明で使用する焼成型フラツクスについ
て述べる。 焼成型フラツクスの粒度構成はアークの安定性
やビード外観に影響を与えるものであり、20メツ
シユより粗いものが20％を超えるとアークの安定
性が悪くなり、またスラグ巻欠陥が発生しやすく
なつてビード表面に小さなポツクマークを発生し
やすくなる。 次にフラツクスの成分組成について述べる。 CaF2：５〜12％ フラツクス中のCaF2は溶融スラグ中で塩基性
物質として作用し溶接金属中の酸素量を低減し
て、溶接金属の機械的性能を良好にする働きがあ
るが、５％未満ではその効果が認められない。一
方12％を超えるとアークの安定性が悪くなつてス
ラグ巻欠陥を発生しやすくなる。 MgO：20〜35％ MgOはスラグの塩基度を上げるので、前述の
CaF2及び後述するTiやSiの脱酸作用とともに溶
接金属中の酸素量を低減して溶接金属の機械的性
能を良好にする効果があるが、20％未満ではその
効果が認められない。一方35％を超えるとスラグ
の流動性が悪くなつてビード外観が悪くなり、ま
たスラグ巻欠陥も発生しやすくなる。 Al2O3：18〜28％ Al2O3はビード外観の他、スラグ剥離性等の溶
接作業性の維持に必要な成分であるが、18％未満
および28％を超えるとそれらの効果が認められ
ず、ビード外観及びスラグの剥離性が悪くなる。 Na2O、K2OおよびLi2Oの内１種以上の合計：２
〜６％ Na2O、K2OおよびLi2Oのアルカリ成分は特に
アークの安定性に有効であり、微小なスラグ巻欠
陥の発生率を低減させる上で効果がある。しかし
これらのうち１種以上の合計が２％未満ではその
効果が認められず、６％を超えると逆にアークは
不安定となる。 炭酸塩の形で含まれるCO2：1.5〜５％ CO2は炭酸塩の形で含有され、溶接中に熱分解
を受けてCO2となり、アーク雰囲気をシールドし
溶接金属中の窒素量の上昇を防止して、溶接金属
の機械性能の低下を防ぐ働きがある。しかし1.5
％未満ではその効果が認められず５％を超えると
アークが不安定となりまた発生ガス量が多くなつ
てビード表面にポツクマークが発生しやすくな
る。 SiおよびTiの１種あるいは２種の合計：0.5〜3.0
％ SiおよびTiは合金鉄等の合金の形で含有され、
脱酸剤としての作用を有するが、その１種または
２種の合計が0.5％未満ではその効果が認められ
ず、3.0％を超えるとスラグが焼付いて剥離性が
著しく悪くなる。またSiやTiは合金成分でもあ
り、このような合金成分をフラツクス中に含有さ
せることは溶接金属性能を予期しない程度に改変
するので継手性能の安定性の面で好ましくない。 酸化物あるいは合金の形で含まれるＢ：0.03〜
0.3％ Ｂは微量添加で溶接金属の焼入れ性を高め、切
欠き靭性を向上させる働きがあり、LPGタンク
など低温靭性が特に要求される場合には有効であ
る。Ｂは酸化物あるいは合金鉄などの合金の形で
含有され、その量が0.03％未満では効果が認めら
れず、0.3％を超えると溶融金属の耐割れ性が悪
くなり、靭性も逆に低下する。 2.0≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 SiO2、CaO、BaO等は造さい剤であり、SiO2
はビード外観、スラグの剥離性等の作業性の維持
のために必要な成分であり、CaOやBaOはスラ
グの流動性の調整に効果がある。尚CaO及び
BaOは単独であつても有効であり、いずれか一
方しか配合しないものも本発明に含まれる。ここ
で 2.5≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 と限定したのは本発明者等が種々検討した結果こ
の比が溶接金属中の酸素量に影響し、微小なスラ
グ巻欠陥の発生率に関係があるという知見を得た
ためである。即ちこの比が2.0未満あるいは3.5超
の領域においてはスラグ巻欠陥の発生率が高くな
る傾向にある。さらに同比が2.0未満では溶接金
属中の酸素量が高くなり、溶接金属の機械的性能
が悪くなる。 また焼成型フラツクスの場合、TiO2はスラグ
の焼付きを促進し、2.5％を超えて含有している
とスラグの剥離性が極端に悪くなるのでその含有
量を2.5％以下に抑える必要がある。 以上のような組成の焼成型フラツクスをサブマ
ージアーク溶接に使用すると、溶接作業性が良
く、スラグ巻欠陥の発生も少なく、溶接金属性能
の良好な溶接が可能となる。 以上のように規制したワイヤおよび焼成型フラ
ツクスを使用してサブマージアーク溶接を行なう
と、円筒型LPG貯蔵用低温タンク等の横向溶接
を、良好な溶接作業性、耐溶接欠陥性のもとに施
工することが可能で、シヤルピー衝撃性能、
COD性能ともにすぐれた高靭性溶接金属を得る
ことができる。従つて、LPGタンクの分野にお
いて今後予想される要求靭性値のレベルアツプ、
COD性能要求に対しても十分対応できるもので
あり、その工業的価値は大といえる。 なお、当然のことながら本発明方法を下向サブ
マージアーク溶接に適用しても良好な結果が得ら
れる。 ［実施例］ 第１表に示すワイヤおよび第４表に示すフラツ
クスを使用し、第２表に示す鋼を第３表に示す溶
接条件にて第４図に示すように突合せ多層溶接し
て溶接金属のシヤルピー衝撃性能、COD性能、
溶接作業性および耐溶接欠陥性能を比較した。
COD試験はBS5762規格に従い、溶接欠陥の検査
はＸ線検査、磁粉探傷検査を併用して行なつた。
結果を第５表に示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
（結 果）
試験No.１〜７が従来例および比較例であり、No.
８〜17が本発明例である。 No.１は従来型の溶融型フラツクスとＣ−Mn−
Mo系ワイヤの組合せであり、溶接作業性は良好
であるが高靭性は得られない。 No.２はワイヤがＣ−Mn−Mo系であり、Tiが
含有されないために良好な低温靭性が得られてい
ない。 No.３はTi含有量が低すぎるために十分な低温
靭性が得られていない。No.４はワイヤのTi含有
量が高すぎて溶接金属が硬化し、靭性特にCOD
値が低い。 No.５はフラツクスの粒度が粗いためアークが不
安定となり溶接作業性、耐溶接欠陥性が不良とな
つている。 No.６はCaF2含有量が低すぎ、またMgO、
CaO、BaOの合計とSiO2の比が小さいために溶
接金属の酸素量が高くなつて靭性が低くなつてい
る。 No.７はCaF2、CO2およびSiとTiの合計が高す
ぎるために溶接作業性が不良となつており、耐溶
接欠陥性も不良となつている。 No.８〜17は本発明例であり、溶接金属の低温靭
性、溶接作業性、耐溶接欠陥性ともに良好な結果
が得られている。 ［発明の効果］ 以上のように本発明方法によれば良好な作業性
のもとで、耐溶接欠陥性、シヤルピー衝撃性能お
よびCOD性能ともにすぐれた高靭性溶接金属を
得ることができる。
８〜17が本発明例である。 No.１は従来型の溶融型フラツクスとＣ−Mn−
Mo系ワイヤの組合せであり、溶接作業性は良好
であるが高靭性は得られない。 No.２はワイヤがＣ−Mn−Mo系であり、Tiが
含有されないために良好な低温靭性が得られてい
ない。 No.３はTi含有量が低すぎるために十分な低温
靭性が得られていない。No.４はワイヤのTi含有
量が高すぎて溶接金属が硬化し、靭性特にCOD
値が低い。 No.５はフラツクスの粒度が粗いためアークが不
安定となり溶接作業性、耐溶接欠陥性が不良とな
つている。 No.６はCaF2含有量が低すぎ、またMgO、
CaO、BaOの合計とSiO2の比が小さいために溶
接金属の酸素量が高くなつて靭性が低くなつてい
る。 No.７はCaF2、CO2およびSiとTiの合計が高す
ぎるために溶接作業性が不良となつており、耐溶
接欠陥性も不良となつている。 No.８〜17は本発明例であり、溶接金属の低温靭
性、溶接作業性、耐溶接欠陥性ともに良好な結果
が得られている。 ［発明の効果］ 以上のように本発明方法によれば良好な作業性
のもとで、耐溶接欠陥性、シヤルピー衝撃性能お
よびCOD性能ともにすぐれた高靭性溶接金属を
得ることができる。
第１図は溶接金属のTi含有量と−60℃におけ
るシヤルピー衝撃値との関係図、第２図は溶接金
属のTi含有量と−50℃におけるCOD値との関係
図、第３図は溶接金属のTi含有量とワイヤのTi
含有量との関係図、第４図は実施例の多層溶接の
図である。
るシヤルピー衝撃値との関係図、第２図は溶接金
属のTi含有量と−50℃におけるCOD値との関係
図、第３図は溶接金属のTi含有量とワイヤのTi
含有量との関係図、第４図は実施例の多層溶接の
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 鋼の突合せ多層溶接に際し、 Ｃ：0.1〜0.16％（重量％の意味、以下同じ） Si：0.01〜0.2％ Mn：1.6〜2.1％ Ti：0.07〜0.19％ 残部Feおよび不可避不純物からなり特にＮを
0.007％以下に抑制してなる鋼ワイヤを使用する
とともに、 20メツシユのふるいを通過するものが80％以上
となるように粒度調製した粉粒状焼成型フラツク
スであり、 CaF2：５〜12％ MgO：20〜35％ Al2O3：18〜28％ Na2O、K2OおよびLi2Oの内１種以上の合計：２
〜６％ 炭酸塩の形で含まれるCO2：1.5〜５％ SiおよびTiの１種あるいは２種の合計：0.5〜3.0
％ 酸化物あるいは合金の形で含まれるＢ：0.03〜
0.3％を夫々含み、更に 2.0≦MgO（％）＋CaO（％）＋BaO（％）／SiO2（％）≦
3.5 を満足するCaO及びBaOの１種以上、並びに
SiO2を含有し、且つTiO2を2.5％以下に抑えてな
る焼成型フラツクスを使用することを特徴とする
横向サブマージアーク溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19784686A JPS6356396A (ja) | 1986-08-23 | 1986-08-23 | 横向サブマージアーク溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19784686A JPS6356396A (ja) | 1986-08-23 | 1986-08-23 | 横向サブマージアーク溶接方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6356396A JPS6356396A (ja) | 1988-03-10 |
| JPH0378197B2 true JPH0378197B2 (ja) | 1991-12-12 |
Family
ID=16381310
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19784686A Granted JPS6356396A (ja) | 1986-08-23 | 1986-08-23 | 横向サブマージアーク溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6356396A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3796158B2 (ja) * | 2001-10-23 | 2006-07-12 | 日本ウエルディング・ロッド株式会社 | 溶接方法 |
| JP4489009B2 (ja) * | 2005-11-18 | 2010-06-23 | 株式会社神戸製鋼所 | サブマージアーク溶接用ボンドフラックス |
| JP5179114B2 (ja) * | 2007-08-09 | 2013-04-10 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 低温用鋼のサブマージアーク溶接用フラックスおよびその溶接方法 |
| JP5744816B2 (ja) * | 2012-11-01 | 2015-07-08 | 株式会社神戸製鋼所 | サブマージアーク溶接用ボンドフラックス |
| JP6054286B2 (ja) * | 2013-12-20 | 2016-12-27 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | ７８０ＭＰａ級高張力鋼のサブマージアーク溶接方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4940251A (ja) * | 1972-08-28 | 1974-04-15 | ||
| JPS49123137A (ja) * | 1973-03-31 | 1974-11-25 | ||
| JPS5458643A (en) * | 1977-10-19 | 1979-05-11 | Kawasaki Steel Co | Multiilayer submerged arc welding of low temperature steel |
| JPS6163396A (ja) * | 1984-09-04 | 1986-04-01 | Nippon Steel Corp | サブマ−ジア−ク溶接法 |
| JPS61159298A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-18 | Kawasaki Steel Corp | サブマ−ジア−ク溶接方法 |
-
1986
- 1986-08-23 JP JP19784686A patent/JPS6356396A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4940251A (ja) * | 1972-08-28 | 1974-04-15 | ||
| JPS49123137A (ja) * | 1973-03-31 | 1974-11-25 | ||
| JPS5458643A (en) * | 1977-10-19 | 1979-05-11 | Kawasaki Steel Co | Multiilayer submerged arc welding of low temperature steel |
| JPS6163396A (ja) * | 1984-09-04 | 1986-04-01 | Nippon Steel Corp | サブマ−ジア−ク溶接法 |
| JPS61159298A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-18 | Kawasaki Steel Corp | サブマ−ジア−ク溶接方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6356396A (ja) | 1988-03-10 |
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