JPH05157B2 - - Google Patents
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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- Mechanical Engineering (AREA)
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Description
(産業上の利用分野)
本発明は軟鋼、低合金鋼を溶接するための消耗
ノズル消式エレクトロスラグ溶接法に関し、更に
詳しくは、フラツクス入りワイヤを用い造船、鉄
骨、橋梁などの構造物用のTi含有鋼の溶接に適
用する消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法に関
するものである。 (従来の技術) エレクトロスラグ溶接法には大別して、ノズル
が溶接の進行に伴つて上昇し消耗されない非消耗
ノズル式とノズルが溶融消耗する消耗ノズル式の
2法がある。このうち装置が比較的簡便であるこ
と、溶接時のスラグ量の調整が比較的容易であ
り、安定して溶接が出来ることから消耗ノズル式
エレクトロスラグ法が広く利用されている。 消耗式エレクトロスラグ法は、100mmを超える
厚板まで1ラン溶接が可能であり、高能率性とい
う観点から適用範囲の拡大の要望が強い。 しかしながら例えば板厚50mmでは900kJ/cm程
度の大入熱溶接になるため、溶接金属ならびに鋼
板の溶接熱影響部において、ミクロ組織が粗大と
なり、靭性の劣化あるいは耐割れ性の劣化などの
問題があり、靭性葉求のある場合にはせいぜい−
10℃程度までの利用に限られており、又、耐割れ
性から強度的にも適用鋼種は軟鋼50キロHT鋼に
限られて実用化されているのが現状である。 ところが、最近鋼板においては、耐大入熱性の
研究がなされ、このような大入溶接においても継
手性能が改善された鋼板が開発され、従前より更
に低温仕様あるいはYP40キロ鋼、YP42キロ鋼等
の強度の高い鋼への適用研究がなされる段階にあ
る。これに伴つて、溶接金属においても更に低温
靭性の改善ならびに耐割れ性の改善が要望されて
いる。 (発明が解決しようとする課題) 従来よりエレクトロスラグ溶接において、高靭
化対策および耐割れ性対策として、用いるワイ
ヤ、ノズル、ノズルの被覆剤あるいは添加フラツ
クスの化学組成について多くの検討がなされてい
るが未だ十分な効果が得られなく実用化に至つて
いない。 溶接金属を高靭化する方法としては、サブマー
ジアーク溶接、被覆アーク溶接棒の溶接あるいは
MIG溶接等のアーク溶接法においては、溶接金
属中にTiおよびBを複合添加し、ミクロ組織を
均一別細にする方法が一般的に用いられている。 すなわち、溶接金属中にTiを添加することに
より、そのミクロ組織において、オーステナイト
→フエライト変態時にオーステナイト粒内にTi
酸化物を核として、微細なフエライトを生成させ
て、組織を微細化し、更に、Bを添加することに
より、オーステナイト粒界に生成する粗大フエラ
イトを抑制し均一な組織にする。このTiとBの
複合添加によつて初めてミクロ組織が均一微細と
なり高靭性が得られるものであり、TiとBの複
合添加が不可欠な要件である。又、溶接金属を
Ti−B化することは、他の焼入性の高い元素例
えばMo、Mn等を添加してミクロ組織を改善す
る場合に比し、強度が低くても均一別細なミクロ
組織を得ることが出来るので曲げ試験における割
れ対策としても有効な手段となる。 さて、エレクトロスラグ溶接においても溶接金
属をTi−B化する方法が従来から試みられてお
り、例えば特公昭51−30020号公報には物粒状ボ
ロン合金およびTiを含有させた複合ワイヤ(フ
ラツクス入りワイヤ)を用いるエレクトロスラグ
溶接法、又、特開昭52−70955号公報には、軟鋼、
低合金鋼のエレクトロスラグ溶接において溶接金
属組成を電極、フラツクスその他母材等から入つ
てくる成分を含め重量%でTi0.002〜0.08%、B
0.0004〜0.004%にする溶接法として、その実
施例において(1)ソリツドワイヤ、(2)フラツクス内
包ワイヤ(フラツクス入りワイヤ)(3)消耗ノズル
にTiおよびBを含有させる方法が開示されてい
るが、いずれの場合にも溶接金属中にTiおよび
Bが安定して添加出来ずTiおよびBの複合添加
による効果が十分発揮されておらず実用に至つて
ないのが現状である。 そこでこれらの原因について検討したところ、
アーク溶接法の場合、TiおよびBはアークによ
り元素に解離した後溶接金属に移行するのに対
し、エレクトロスラグ溶接法の場合には、溶融ス
ラグの抵抗発熱によつて溶融池を形成して溶接を
行うため、Ti、Bはまずスラグ浴中に酸化物の
形で存在し、スラグと溶融金属間の反応で溶接金
属中に移行するため、歩留りが不安定となり、
Ti−B化の効果が十分に得られず実用に至つて
ないものである。すなわち、TiはO(酸素)との
親和力が大きく酸化消耗されやすく、エレクトロ
スラグ溶接において、ソリツドワイヤ、フラツク
ス入りワイヤ、被覆消耗ノズルあるいは添加フラ
ツクスに含有させた場合のいずれでも、スラグ浴
中で酸化され、溶接金属中への移行は極めて困難
であり、酸化物としてのスラグ中に大部分留ま
る。又たとえ、少量移行したとしても、微細なフ
エライトを生成するための核として働かずミクロ
組織の改善がなされず靭性の向上が図れない。 また、BはTiに比して酸素との親和力は小さ
くエレクトロスラグ溶接においても溶接金属へ比
較的移行し易い。しかしながら、Bの適正添加範
囲は狭く、かつ厳密にコントロールすることが必
要であるためにBの添加方法によつて有効となら
ない場合がある。すなわち、Bを消耗ノズル、消
耗ノズルの被覆あるいは添加フラツクスに含有さ
せた場合、溶接に際し、これらが高温のスラグ浴
に接触した場合、Bは酸化物としてスラグ浴中に
存在し、Tiに比べて還元され易いのでスラグ−
メタル間反応で溶接金属中へ移行し易い。しかし
ながらこの方法においては板厚が違つたりあるい
は条件の変動によつて、溶融池の大きさが変化し
てくると、溶融池とスラグ浴界面の接触面積比が
変わるため、溶接金属中でのBの濃度が変化す
る。従つて溶接金属中のB量を微量な適正範囲に
制御するためには、板厚毎に被覆ノズルにおいて
は被覆の厚さあるいはBの含有量を変える事が必
要となり、又、添加フラツクスにおいてもフラツ
クス添加量あるいはBの含有量を変える事が必要
となり、実用的ではない。 又、ソリツドワイヤから添加する場合には、B
はスラグ浴の比較的内部まで供給されるがスラグ
浴中で溶融酸化され、酸化物としてスラグ中に存
在し、スラグ−メタル界面反応で溶接金属中に供
給されるが、被覆ノズルに含有させた場合と同様
の理由で実用的でない。 一方、フラツクス入りワイヤに含有させた場
合、スラグ浴中でワイヤの外皮がまず高温のスラ
グと接触し、高温となるが、ワイヤの内蔵フラツ
クスは外皮からの熱伝導が良好でなくソリツドワ
イヤの場合に比し比較的低温のままスラグ浴底部
に供給される。したがつて内蔵フラツクス中のB
は酸化度が小さく有効な形で溶融金属中に移行し
やすく、また、条件変動あるいは板厚の差による
変動に影響されにくく微量の適正範囲にコントロ
ールすることが可能となる。 以上の様にエレクトロスラグ溶接において、溶
接金属中にTiおよびBを複合添加して高靭性を
得ようとする場合に、特公昭51−30020号公報に
開示された方法ではTiが溶接金属中へ有効な形
態で移行せず、B添加による効果はあるとはい
え、Ti−Bの相乗効果が十分得られず、靭性お
よび耐割れ性の改善が必ずしも十分でなく、実用
に至つていない。又、特開昭52−70955号公報に
開示された方法では、Tiが有効な形態で溶接金
属中に移行しないことに加えて、Bもその添加方
法によつては微量の適正範囲にコントロールする
ことが困難であることから同様に実用化に至つて
いない。 本発明者らは以上の様なエレクトロスラグ溶接
における問題点を十分考慮しつつ、靭性の改善、
および耐割れ性を改善するために、エレクトロス
ラグ溶接における溶接金属のTi−B化を種々検
討し、これらの問題点を解決した消耗ノズル式エ
レクトロスラグ溶接法を提供するものである。 (課題を解決するための手段) すなわち、大入熱溶接においても良好な継手性
能を得るために改善された鋼板のうち、成分的に
Tiを含有させ製造したいわゆるTMCP(制御熱処
理圧延)鋼の溶接においては溶接金属をTi−B
化するに当りTiを添加する方法としては、鋼板
の希釈によつて移行するTiのみで十分であり、
ワイヤ、消耗ノズル、添加フラツクスからのTi
の添加はTiの制御が困難であり、かつ効果のな
いTi酸化物を生成することから靭性および耐割
れ性の改善に対してむしろ阻害要因となる。又、
Bの添加方法としては、フラツクス入りワイヤ中
にBの合金粉あるいは酸化物を含有させることが
必要であり、これにより適量範囲にコントロール
することが可能となり、この両者によつて、初め
て靭性および耐割れ性の改善をなし得るとの結論
に至つた。これらの結論に基づき、溶接金属にお
いて、高靭性および良好な耐割れ性が得られるエ
レクトロスラグ溶接法として、C 0.05〜0.18重
量%、Ti 0.005〜0.030重量%、N 0.0060重量%
以下を含有する鋼をワイヤ全重量に対してC
0.20重量%以下、B 0.0005〜0.020重量%、N
0.0060重量%以下を含有するフラツクス入りワイ
ヤを用いて消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接を
行なう方法を提案するものである。なお、このフ
ラツクス入りワイヤとは管状ワイヤ中にスラグ生
成剤、脱酸剤、合金剤等からなるフラツクスを充
填して構成したワイヤを意味する。 (作 用) エレクトロスラグ溶接法においては、溶接金属
中の酸素量を100ppm程度と通常のサブマージア
ーク溶接法、あるいは被覆棒アーク溶接法に比
し、低くすることが出来るので、ミクロ組織の改
善のために必要なTi量は0.002〜0.02%程度と少
量であり、これ以上の添加は溶接金属が硬化し、
靭性および耐割れ性が劣化する。エレクトロスラ
グ溶接法においては、母材希釈率は20〜60%程度
であり、又、溶接金属中へは鋼板Tiの15〜50%
程度移行するので、消耗ノズル、添加フラツクス
からの添加は不安定要因となるので溶接金属への
Ti添加を全て鋼板からの希釈からのみ入れるこ
とが必要で、このためには、鋼板のTi含有量は、
0.005〜0.030重量%であることが必要である。す
なわち、鋼板のTi量が0.005重量%未満であると
ミクロ組織が微細化されず、又0.030重量%を超
えるとTi過剰となり溶接金属が硬化し、靭性お
よび耐割れ性が劣化する。 次にBは、フラツクス入りワイヤの内蔵フラツ
クスに含有させることにより微量で適量範囲にコ
ントロールすることが出来、これにより、ミクロ
組織の改善がはじめて可能になり、そのために
は、内蔵フラツクス中にBの金属粉又は酸化物を
B量に換算して0.0005〜0.020重量%含有させな
ければならない。 すなわち、0.0005重量%未満では溶接金属のミ
クロ組織において、オーステナイト→フエライト
変態時オーステナイト粒界の粗大フエライトの生
成が抑制出来ず、高勒性および耐割れ性の改善に
効果がない。又、0.020重量%を超えると、粗大
フエライトの生成は抑制されるが、B過剰とな
り、溶接金属が硬化し、高靭性が得られなくな
り、かつ耐割れ性も劣化する。 このように鋼板からTi、フラツクス入りワイ
ヤからBを適量コントロールして添加しても更に
溶接金属中のN量およびC量を制限することが必
要である。 NはTi−B系溶接金属においては、靭性を劣
化させる元素である。すなわち、溶接金属の凝固
過程でBと結合してBNを生成しデンドライト樹
間に析出する。このため、粒界制限に必要なB量
が不足し、粗大なフエライトが生成し、ミクロ組
織の均一性が損なわれるため靭性が劣化する。
又、N量が更に増加すると、フリーのN量が増加
し、靭性は更に劣化する。このため溶接金属中の
N量は0.006重量%程度以下に抑えることが必要
であり、エレクトロスラグ溶接においては、溶接
金属への寄与率の大きい鋼板およびワイヤのN量
を制限する必要がある。 すなわち、鋼板のN量は0.0060重量%以下、フ
ラツクス入りワイヤのN量は0.0060重量%以下に
することが必要である。鋼板のN量が0.0060重量
%を超えると溶接金属の組織において均一性が損
なわれ、靭性が劣化する。又、ワイヤのN量が
0.0060重量%を超えると鋼板の場合と同様に高靭
性が得られなくなる。又、ワイヤにおいてN量は
外皮および内蔵フラツクス中の金属粉等のN量の
合計である。 Cは溶接金属の強度を増加する成分で過剰にな
ると、強度が過大となり、靭性および耐割れ性が
劣化する。 このためには、エレクトロスラグ溶接におい
て、溶接金属への寄与率の大きい鋼板およびワイ
ヤのC量を制限する必要がある。すなわち、鋼板
のC量は0.05〜0.18重量%、フラツクス入りワイ
ヤのC量は、0.20重量%以下にすることが必要で
ある。 鋼板のC量が0.18重量%を超えると溶接金属が
硬化し高靭性が得られず、又、耐割れ性が劣化す
る。又、0.05重量%未満になると粒界の強度が得
られず耐割れ性が劣化する。 又、ワイヤのC量が0.20重量%を超えると、鋼
板の場合と同様に高靭性が得られなくなり、耐割
れ性も劣化する。又、ワイヤにおいてCは内蔵フ
ラツクスおよび外皮等のCの合計であるが通常下
限は0.02重量%程度であるが、鋼板のC量が上記
範囲内であれば特に制限する必要はない。又、本
発明において使用するTi含有鋼としては、Ca、
Mg、Zr、AlあるいはREM等で脱酸を行つたキ
ルド鋼で、Tiを添加したTiN系、TiB系の鋼板、
あるいはTiで脱酸を行つたTiO系の鋼板等であ
る。 又、本発明は、消耗ノズル式エレクトロスラグ
溶接法に限定するものであるが、その理由は、エ
レクトロスラグ溶接において溶接を安定させるた
めには、スラグ浴の大きさをコントロールするこ
とが肝要であり、このためには、溶接中にスラグ
剤を連続的に適量供給することが必要であり、被
覆ノズルおよびフラツクス入りワイヤの両者から
添加することが必要であるためである。 なお本発明において、C、B、Ti以外の合金
元素あるいは脱酸元素、例えばSi、Mn、Mo、
Ni、Al等を必要に応じて適宜添加することが出
来る。この場合これらの元素は、ワイヤから添加
することが好ましい。 又、フラツクス入りワイヤにおいて外皮は通常
用いられる軟鋼の帯鋼でよいが必要に応じて例え
ばNi、Mo、Al、Mn等を特別に含有させた帯鋼
を用いてもよい。又、内蔵フラツクスのB以外の
組成は通常用いられる組成のものでもよく、例え
ば、スラグ剤のほか鉄粉、合金粉、脱酸剤等であ
る。またこの場合、フラツクスの充填率は通常用
いられる範囲でよいがワイヤ製造上の理由から5
〜20%が望ましい。 又、フラツクス入りワイヤの断面形状は特に限
定する必要はない。 (実施例) 本発明の効果をより明確にするために以下に実
施例にて詳細に説明する。 まず第1表に示すW1〜W8の8種類のフラツ
クス入りワイヤを作成した。内蔵フラツクスの原
料粉を均一に混合し、帯鋼ケーシング(外皮)内
に充填し、成型、伸線後、焼鈍を行ないフラツク
ス入りワイヤとした。フラツクスの充填率は10%
を目標とし、ワイヤ径は2.8mmφである。限定成
分のうちCは外皮及び内蔵フラツクス中の原材料
から、Bは内蔵フラツクス中にボロン合金また
は、ボロン酸化物で含有させた。W1〜W3、W
5およびW8はBを2%含有したフエロボロン、
W4およびW6は溶融硼砂Na2O・2B2O3を用い
た。W1〜W4は本発明方法例に用いるワイヤ、
W5〜W8は比較例用ワイヤでW5はB過剰、W
6はC過剰、W7はB不足、W8はN過剰のもの
である。 第2表は供試鋼板の化学組成を示したもので、
P1〜P6が本発明方法例のためのTi含有鋼で
あり、P7〜P11は比較例用の鋼板であり、P
7はTiを含有しない例、P8はTiを含有せずか
つCが過剰剰な例、P9はTiが過剰な例、P1
0はCが不足な例、P11はNが過剰な例であ
る。 以上のフラツクス入りワイヤおよび鋼板を組み
合わせて第4表に示す18種類の溶接を実施した。 この場合の溶接条件および開先形状は、それぞ
れ第第3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4表左欄に示す、又、溶接要
領は第2図に示すとおりで、被溶接鋼板3a,3
bを所定の開先ギヤツプgをつけたI形の開先と
し、銅当金4a,4bを表、裏両面に当て、開先
中央部に中空の被覆ノズル2を配し、その中空に
フラツクス入りワイヤ1を連続的に供給し溶接を
行つた。被覆ノズルは外径10mφの軟鋼製パイプ
にSiO2−CaF2−MgO−CaO系フラツクスを水ガ
ラスで混合し、厚み1mmで塗布し焼成したものを
用いた。又、溶接のスタート時には、スラグ浴を
安定させるため、SiO2−CaF2−MgO−CaO系の
専用フラツクスを用いた。 第4表において、No.1〜No.9は本発明例、No.10
〜No.18は本発明の効果を明らかにするための比較
例である。 これらの溶接において得られた溶接金属につい
て衝撃試験および側曲げ試験を実施し、その結果
を第4表右欄に示す。 衝撃試験片は、第3図aに示す位置(c=1/2
t)より2mmのVノツチシヤルピー試験片5(JIS
Z 3112、4号)を各々3本採取した。又、側曲
げ試験片は第3図bに示す如くビード方向に垂直
にJIS Z 3146に基いて試験片6を採取し、曲げ
試験は曲げ半径119mmで180度曲げを実施した。 以上の結果、No.1〜No.9は本発明の効果に基
き、優れた靭性ならびに良好な曲げ試結果が得ら
れたが、No.10〜No.18の比較例は、第4表の問題点
発生理由欄に示した理由により、靭性あるいは耐
割れ性が劣化した。
ノズル消式エレクトロスラグ溶接法に関し、更に
詳しくは、フラツクス入りワイヤを用い造船、鉄
骨、橋梁などの構造物用のTi含有鋼の溶接に適
用する消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法に関
するものである。 (従来の技術) エレクトロスラグ溶接法には大別して、ノズル
が溶接の進行に伴つて上昇し消耗されない非消耗
ノズル式とノズルが溶融消耗する消耗ノズル式の
2法がある。このうち装置が比較的簡便であるこ
と、溶接時のスラグ量の調整が比較的容易であ
り、安定して溶接が出来ることから消耗ノズル式
エレクトロスラグ法が広く利用されている。 消耗式エレクトロスラグ法は、100mmを超える
厚板まで1ラン溶接が可能であり、高能率性とい
う観点から適用範囲の拡大の要望が強い。 しかしながら例えば板厚50mmでは900kJ/cm程
度の大入熱溶接になるため、溶接金属ならびに鋼
板の溶接熱影響部において、ミクロ組織が粗大と
なり、靭性の劣化あるいは耐割れ性の劣化などの
問題があり、靭性葉求のある場合にはせいぜい−
10℃程度までの利用に限られており、又、耐割れ
性から強度的にも適用鋼種は軟鋼50キロHT鋼に
限られて実用化されているのが現状である。 ところが、最近鋼板においては、耐大入熱性の
研究がなされ、このような大入溶接においても継
手性能が改善された鋼板が開発され、従前より更
に低温仕様あるいはYP40キロ鋼、YP42キロ鋼等
の強度の高い鋼への適用研究がなされる段階にあ
る。これに伴つて、溶接金属においても更に低温
靭性の改善ならびに耐割れ性の改善が要望されて
いる。 (発明が解決しようとする課題) 従来よりエレクトロスラグ溶接において、高靭
化対策および耐割れ性対策として、用いるワイ
ヤ、ノズル、ノズルの被覆剤あるいは添加フラツ
クスの化学組成について多くの検討がなされてい
るが未だ十分な効果が得られなく実用化に至つて
いない。 溶接金属を高靭化する方法としては、サブマー
ジアーク溶接、被覆アーク溶接棒の溶接あるいは
MIG溶接等のアーク溶接法においては、溶接金
属中にTiおよびBを複合添加し、ミクロ組織を
均一別細にする方法が一般的に用いられている。 すなわち、溶接金属中にTiを添加することに
より、そのミクロ組織において、オーステナイト
→フエライト変態時にオーステナイト粒内にTi
酸化物を核として、微細なフエライトを生成させ
て、組織を微細化し、更に、Bを添加することに
より、オーステナイト粒界に生成する粗大フエラ
イトを抑制し均一な組織にする。このTiとBの
複合添加によつて初めてミクロ組織が均一微細と
なり高靭性が得られるものであり、TiとBの複
合添加が不可欠な要件である。又、溶接金属を
Ti−B化することは、他の焼入性の高い元素例
えばMo、Mn等を添加してミクロ組織を改善す
る場合に比し、強度が低くても均一別細なミクロ
組織を得ることが出来るので曲げ試験における割
れ対策としても有効な手段となる。 さて、エレクトロスラグ溶接においても溶接金
属をTi−B化する方法が従来から試みられてお
り、例えば特公昭51−30020号公報には物粒状ボ
ロン合金およびTiを含有させた複合ワイヤ(フ
ラツクス入りワイヤ)を用いるエレクトロスラグ
溶接法、又、特開昭52−70955号公報には、軟鋼、
低合金鋼のエレクトロスラグ溶接において溶接金
属組成を電極、フラツクスその他母材等から入つ
てくる成分を含め重量%でTi0.002〜0.08%、B
0.0004〜0.004%にする溶接法として、その実
施例において(1)ソリツドワイヤ、(2)フラツクス内
包ワイヤ(フラツクス入りワイヤ)(3)消耗ノズル
にTiおよびBを含有させる方法が開示されてい
るが、いずれの場合にも溶接金属中にTiおよび
Bが安定して添加出来ずTiおよびBの複合添加
による効果が十分発揮されておらず実用に至つて
ないのが現状である。 そこでこれらの原因について検討したところ、
アーク溶接法の場合、TiおよびBはアークによ
り元素に解離した後溶接金属に移行するのに対
し、エレクトロスラグ溶接法の場合には、溶融ス
ラグの抵抗発熱によつて溶融池を形成して溶接を
行うため、Ti、Bはまずスラグ浴中に酸化物の
形で存在し、スラグと溶融金属間の反応で溶接金
属中に移行するため、歩留りが不安定となり、
Ti−B化の効果が十分に得られず実用に至つて
ないものである。すなわち、TiはO(酸素)との
親和力が大きく酸化消耗されやすく、エレクトロ
スラグ溶接において、ソリツドワイヤ、フラツク
ス入りワイヤ、被覆消耗ノズルあるいは添加フラ
ツクスに含有させた場合のいずれでも、スラグ浴
中で酸化され、溶接金属中への移行は極めて困難
であり、酸化物としてのスラグ中に大部分留ま
る。又たとえ、少量移行したとしても、微細なフ
エライトを生成するための核として働かずミクロ
組織の改善がなされず靭性の向上が図れない。 また、BはTiに比して酸素との親和力は小さ
くエレクトロスラグ溶接においても溶接金属へ比
較的移行し易い。しかしながら、Bの適正添加範
囲は狭く、かつ厳密にコントロールすることが必
要であるためにBの添加方法によつて有効となら
ない場合がある。すなわち、Bを消耗ノズル、消
耗ノズルの被覆あるいは添加フラツクスに含有さ
せた場合、溶接に際し、これらが高温のスラグ浴
に接触した場合、Bは酸化物としてスラグ浴中に
存在し、Tiに比べて還元され易いのでスラグ−
メタル間反応で溶接金属中へ移行し易い。しかし
ながらこの方法においては板厚が違つたりあるい
は条件の変動によつて、溶融池の大きさが変化し
てくると、溶融池とスラグ浴界面の接触面積比が
変わるため、溶接金属中でのBの濃度が変化す
る。従つて溶接金属中のB量を微量な適正範囲に
制御するためには、板厚毎に被覆ノズルにおいて
は被覆の厚さあるいはBの含有量を変える事が必
要となり、又、添加フラツクスにおいてもフラツ
クス添加量あるいはBの含有量を変える事が必要
となり、実用的ではない。 又、ソリツドワイヤから添加する場合には、B
はスラグ浴の比較的内部まで供給されるがスラグ
浴中で溶融酸化され、酸化物としてスラグ中に存
在し、スラグ−メタル界面反応で溶接金属中に供
給されるが、被覆ノズルに含有させた場合と同様
の理由で実用的でない。 一方、フラツクス入りワイヤに含有させた場
合、スラグ浴中でワイヤの外皮がまず高温のスラ
グと接触し、高温となるが、ワイヤの内蔵フラツ
クスは外皮からの熱伝導が良好でなくソリツドワ
イヤの場合に比し比較的低温のままスラグ浴底部
に供給される。したがつて内蔵フラツクス中のB
は酸化度が小さく有効な形で溶融金属中に移行し
やすく、また、条件変動あるいは板厚の差による
変動に影響されにくく微量の適正範囲にコントロ
ールすることが可能となる。 以上の様にエレクトロスラグ溶接において、溶
接金属中にTiおよびBを複合添加して高靭性を
得ようとする場合に、特公昭51−30020号公報に
開示された方法ではTiが溶接金属中へ有効な形
態で移行せず、B添加による効果はあるとはい
え、Ti−Bの相乗効果が十分得られず、靭性お
よび耐割れ性の改善が必ずしも十分でなく、実用
に至つていない。又、特開昭52−70955号公報に
開示された方法では、Tiが有効な形態で溶接金
属中に移行しないことに加えて、Bもその添加方
法によつては微量の適正範囲にコントロールする
ことが困難であることから同様に実用化に至つて
いない。 本発明者らは以上の様なエレクトロスラグ溶接
における問題点を十分考慮しつつ、靭性の改善、
および耐割れ性を改善するために、エレクトロス
ラグ溶接における溶接金属のTi−B化を種々検
討し、これらの問題点を解決した消耗ノズル式エ
レクトロスラグ溶接法を提供するものである。 (課題を解決するための手段) すなわち、大入熱溶接においても良好な継手性
能を得るために改善された鋼板のうち、成分的に
Tiを含有させ製造したいわゆるTMCP(制御熱処
理圧延)鋼の溶接においては溶接金属をTi−B
化するに当りTiを添加する方法としては、鋼板
の希釈によつて移行するTiのみで十分であり、
ワイヤ、消耗ノズル、添加フラツクスからのTi
の添加はTiの制御が困難であり、かつ効果のな
いTi酸化物を生成することから靭性および耐割
れ性の改善に対してむしろ阻害要因となる。又、
Bの添加方法としては、フラツクス入りワイヤ中
にBの合金粉あるいは酸化物を含有させることが
必要であり、これにより適量範囲にコントロール
することが可能となり、この両者によつて、初め
て靭性および耐割れ性の改善をなし得るとの結論
に至つた。これらの結論に基づき、溶接金属にお
いて、高靭性および良好な耐割れ性が得られるエ
レクトロスラグ溶接法として、C 0.05〜0.18重
量%、Ti 0.005〜0.030重量%、N 0.0060重量%
以下を含有する鋼をワイヤ全重量に対してC
0.20重量%以下、B 0.0005〜0.020重量%、N
0.0060重量%以下を含有するフラツクス入りワイ
ヤを用いて消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接を
行なう方法を提案するものである。なお、このフ
ラツクス入りワイヤとは管状ワイヤ中にスラグ生
成剤、脱酸剤、合金剤等からなるフラツクスを充
填して構成したワイヤを意味する。 (作 用) エレクトロスラグ溶接法においては、溶接金属
中の酸素量を100ppm程度と通常のサブマージア
ーク溶接法、あるいは被覆棒アーク溶接法に比
し、低くすることが出来るので、ミクロ組織の改
善のために必要なTi量は0.002〜0.02%程度と少
量であり、これ以上の添加は溶接金属が硬化し、
靭性および耐割れ性が劣化する。エレクトロスラ
グ溶接法においては、母材希釈率は20〜60%程度
であり、又、溶接金属中へは鋼板Tiの15〜50%
程度移行するので、消耗ノズル、添加フラツクス
からの添加は不安定要因となるので溶接金属への
Ti添加を全て鋼板からの希釈からのみ入れるこ
とが必要で、このためには、鋼板のTi含有量は、
0.005〜0.030重量%であることが必要である。す
なわち、鋼板のTi量が0.005重量%未満であると
ミクロ組織が微細化されず、又0.030重量%を超
えるとTi過剰となり溶接金属が硬化し、靭性お
よび耐割れ性が劣化する。 次にBは、フラツクス入りワイヤの内蔵フラツ
クスに含有させることにより微量で適量範囲にコ
ントロールすることが出来、これにより、ミクロ
組織の改善がはじめて可能になり、そのために
は、内蔵フラツクス中にBの金属粉又は酸化物を
B量に換算して0.0005〜0.020重量%含有させな
ければならない。 すなわち、0.0005重量%未満では溶接金属のミ
クロ組織において、オーステナイト→フエライト
変態時オーステナイト粒界の粗大フエライトの生
成が抑制出来ず、高勒性および耐割れ性の改善に
効果がない。又、0.020重量%を超えると、粗大
フエライトの生成は抑制されるが、B過剰とな
り、溶接金属が硬化し、高靭性が得られなくな
り、かつ耐割れ性も劣化する。 このように鋼板からTi、フラツクス入りワイ
ヤからBを適量コントロールして添加しても更に
溶接金属中のN量およびC量を制限することが必
要である。 NはTi−B系溶接金属においては、靭性を劣
化させる元素である。すなわち、溶接金属の凝固
過程でBと結合してBNを生成しデンドライト樹
間に析出する。このため、粒界制限に必要なB量
が不足し、粗大なフエライトが生成し、ミクロ組
織の均一性が損なわれるため靭性が劣化する。
又、N量が更に増加すると、フリーのN量が増加
し、靭性は更に劣化する。このため溶接金属中の
N量は0.006重量%程度以下に抑えることが必要
であり、エレクトロスラグ溶接においては、溶接
金属への寄与率の大きい鋼板およびワイヤのN量
を制限する必要がある。 すなわち、鋼板のN量は0.0060重量%以下、フ
ラツクス入りワイヤのN量は0.0060重量%以下に
することが必要である。鋼板のN量が0.0060重量
%を超えると溶接金属の組織において均一性が損
なわれ、靭性が劣化する。又、ワイヤのN量が
0.0060重量%を超えると鋼板の場合と同様に高靭
性が得られなくなる。又、ワイヤにおいてN量は
外皮および内蔵フラツクス中の金属粉等のN量の
合計である。 Cは溶接金属の強度を増加する成分で過剰にな
ると、強度が過大となり、靭性および耐割れ性が
劣化する。 このためには、エレクトロスラグ溶接におい
て、溶接金属への寄与率の大きい鋼板およびワイ
ヤのC量を制限する必要がある。すなわち、鋼板
のC量は0.05〜0.18重量%、フラツクス入りワイ
ヤのC量は、0.20重量%以下にすることが必要で
ある。 鋼板のC量が0.18重量%を超えると溶接金属が
硬化し高靭性が得られず、又、耐割れ性が劣化す
る。又、0.05重量%未満になると粒界の強度が得
られず耐割れ性が劣化する。 又、ワイヤのC量が0.20重量%を超えると、鋼
板の場合と同様に高靭性が得られなくなり、耐割
れ性も劣化する。又、ワイヤにおいてCは内蔵フ
ラツクスおよび外皮等のCの合計であるが通常下
限は0.02重量%程度であるが、鋼板のC量が上記
範囲内であれば特に制限する必要はない。又、本
発明において使用するTi含有鋼としては、Ca、
Mg、Zr、AlあるいはREM等で脱酸を行つたキ
ルド鋼で、Tiを添加したTiN系、TiB系の鋼板、
あるいはTiで脱酸を行つたTiO系の鋼板等であ
る。 又、本発明は、消耗ノズル式エレクトロスラグ
溶接法に限定するものであるが、その理由は、エ
レクトロスラグ溶接において溶接を安定させるた
めには、スラグ浴の大きさをコントロールするこ
とが肝要であり、このためには、溶接中にスラグ
剤を連続的に適量供給することが必要であり、被
覆ノズルおよびフラツクス入りワイヤの両者から
添加することが必要であるためである。 なお本発明において、C、B、Ti以外の合金
元素あるいは脱酸元素、例えばSi、Mn、Mo、
Ni、Al等を必要に応じて適宜添加することが出
来る。この場合これらの元素は、ワイヤから添加
することが好ましい。 又、フラツクス入りワイヤにおいて外皮は通常
用いられる軟鋼の帯鋼でよいが必要に応じて例え
ばNi、Mo、Al、Mn等を特別に含有させた帯鋼
を用いてもよい。又、内蔵フラツクスのB以外の
組成は通常用いられる組成のものでもよく、例え
ば、スラグ剤のほか鉄粉、合金粉、脱酸剤等であ
る。またこの場合、フラツクスの充填率は通常用
いられる範囲でよいがワイヤ製造上の理由から5
〜20%が望ましい。 又、フラツクス入りワイヤの断面形状は特に限
定する必要はない。 (実施例) 本発明の効果をより明確にするために以下に実
施例にて詳細に説明する。 まず第1表に示すW1〜W8の8種類のフラツ
クス入りワイヤを作成した。内蔵フラツクスの原
料粉を均一に混合し、帯鋼ケーシング(外皮)内
に充填し、成型、伸線後、焼鈍を行ないフラツク
ス入りワイヤとした。フラツクスの充填率は10%
を目標とし、ワイヤ径は2.8mmφである。限定成
分のうちCは外皮及び内蔵フラツクス中の原材料
から、Bは内蔵フラツクス中にボロン合金また
は、ボロン酸化物で含有させた。W1〜W3、W
5およびW8はBを2%含有したフエロボロン、
W4およびW6は溶融硼砂Na2O・2B2O3を用い
た。W1〜W4は本発明方法例に用いるワイヤ、
W5〜W8は比較例用ワイヤでW5はB過剰、W
6はC過剰、W7はB不足、W8はN過剰のもの
である。 第2表は供試鋼板の化学組成を示したもので、
P1〜P6が本発明方法例のためのTi含有鋼で
あり、P7〜P11は比較例用の鋼板であり、P
7はTiを含有しない例、P8はTiを含有せずか
つCが過剰剰な例、P9はTiが過剰な例、P1
0はCが不足な例、P11はNが過剰な例であ
る。 以上のフラツクス入りワイヤおよび鋼板を組み
合わせて第4表に示す18種類の溶接を実施した。 この場合の溶接条件および開先形状は、それぞ
れ第第3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4表左欄に示す、又、溶接要
領は第2図に示すとおりで、被溶接鋼板3a,3
bを所定の開先ギヤツプgをつけたI形の開先と
し、銅当金4a,4bを表、裏両面に当て、開先
中央部に中空の被覆ノズル2を配し、その中空に
フラツクス入りワイヤ1を連続的に供給し溶接を
行つた。被覆ノズルは外径10mφの軟鋼製パイプ
にSiO2−CaF2−MgO−CaO系フラツクスを水ガ
ラスで混合し、厚み1mmで塗布し焼成したものを
用いた。又、溶接のスタート時には、スラグ浴を
安定させるため、SiO2−CaF2−MgO−CaO系の
専用フラツクスを用いた。 第4表において、No.1〜No.9は本発明例、No.10
〜No.18は本発明の効果を明らかにするための比較
例である。 これらの溶接において得られた溶接金属につい
て衝撃試験および側曲げ試験を実施し、その結果
を第4表右欄に示す。 衝撃試験片は、第3図aに示す位置(c=1/2
t)より2mmのVノツチシヤルピー試験片5(JIS
Z 3112、4号)を各々3本採取した。又、側曲
げ試験片は第3図bに示す如くビード方向に垂直
にJIS Z 3146に基いて試験片6を採取し、曲げ
試験は曲げ半径119mmで180度曲げを実施した。 以上の結果、No.1〜No.9は本発明の効果に基
き、優れた靭性ならびに良好な曲げ試結果が得ら
れたが、No.10〜No.18の比較例は、第4表の問題点
発生理由欄に示した理由により、靭性あるいは耐
割れ性が劣化した。
【表】
【表】
表中−印は添加なし。
【表】
表中−印は添加なし。
【表】
【表】
【表】
(発明の効果)
以上実施例において実証した如く、Cおよび
Tiを夫々適正量含有した鋼板に対し、Cおよび
Bを夫々適正量含有したフラツクス入りワイヤを
用い消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接を行う本
発明法を用いれば優れた低温靭性および耐割れ性
の溶接金属を得る事ができる。
Tiを夫々適正量含有した鋼板に対し、Cおよび
Bを夫々適正量含有したフラツクス入りワイヤを
用い消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接を行う本
発明法を用いれば優れた低温靭性および耐割れ性
の溶接金属を得る事ができる。
第1図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用いた溶接要領
を説明するための正面図、第3図a,bは本発明
実施例において実施した衝撃試験ならびに側曲げ
試験片に用いた試験片の採取位置を説明するため
の正面図である。 1…フラツクス入りワイヤ、2…被覆消耗ノズ
ル、3a,3b…鋼板、4a,4b…銅合金、5
…シヤルピー試験片、6…側曲げ試験片。
正面図、第2図は本発明実施例に用いた溶接要領
を説明するための正面図、第3図a,bは本発明
実施例において実施した衝撃試験ならびに側曲げ
試験片に用いた試験片の採取位置を説明するため
の正面図である。 1…フラツクス入りワイヤ、2…被覆消耗ノズ
ル、3a,3b…鋼板、4a,4b…銅合金、5
…シヤルピー試験片、6…側曲げ試験片。
Claims (1)
- 1 C 0.05〜0.18重量%、Ti 0.005〜0.030重量
%、N 0.0060重量%以下を含有する鋼を、ワイ
ヤ全重量に対しC 0.20重量%以下、B 0.0005
〜0.020重量%、N 0.0060重量%以下含有する
フラツクス入りワイヤを用いて溶接することを特
徴とする消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2176788A JPH01197096A (ja) | 1988-02-01 | 1988-02-01 | 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2176788A JPH01197096A (ja) | 1988-02-01 | 1988-02-01 | 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01197096A JPH01197096A (ja) | 1989-08-08 |
JPH05157B2 true JPH05157B2 (ja) | 1993-01-05 |
Family
ID=12064221
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2176788A Granted JPH01197096A (ja) | 1988-02-01 | 1988-02-01 | 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01197096A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9101417B2 (en) | 2009-01-16 | 2015-08-11 | Carbofix Orthopedics Ltd. | Composite material bone implant |
-
1988
- 1988-02-01 JP JP2176788A patent/JPH01197096A/ja active Granted
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9101417B2 (en) | 2009-01-16 | 2015-08-11 | Carbofix Orthopedics Ltd. | Composite material bone implant |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH01197096A (ja) | 1989-08-08 |
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