JPS5828028B2 - 大電流ｍｉｇ溶接方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は大電流ＭＩＧ溶接用鋼の創案に係り、特に溶接
によって得られる溶接熱影響部の最も脆化した部分（所
謂ボンド部）でも低温において良好な衝撃特性を有する
鋼を提供しようとするものである。

周知の如く造船組立て工程に耘ける外板の大板継ぎ、そ
の他の分野において片面溶接法及び高能率溶接法が汎用
されている。

これらの溶接法は生産性の向上を第１の目的として開発
されたものであるため、多くの場合タンデム式もしくは
三電極サブマージアーク溶接法（ＳＡＷ法）にて一層一
ランで溶接を完了させる、いわゆる大入熱溶接が行なわ
れている。

下記第１表はその溶接条件の一例を掲げたものである。

この表からも明らかなように、かかる大入熱溶接を行な
うと溶接部の冷却速度が著しく遅くなり、例えば８００
℃より５０００Ｃ１での冷却時間が１４５〜２００秒と
いうように非常に長い時間となる。

このような溶接熱履歴を付与された溶接熱影響部、殊に
一般にボンドと呼ばれる融合ライン近傍の溶接熱影響部
ではオーステナイト粒の著しい粗大化、粗大な初析フェ
ライトの形成及び中間段階組織の発達が生じ、該部分の
靭性が母材に比して著しく劣化するという問題がある。

このことは最近大きな問題としてとりあげられ、各方面
でその解決のための研究がなされている。

溶接熱影響部靭性改善に関しては大別して２つの観点か
ら研究が行なわれている。

１つは冶金学的見地に立った改善策であり、すなわち鋼
中にＴｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、稀土類元素を添加し、高温
でも安定な第二相を析出させ、オーステナイト粒の粗大
化及び粗大な初析フェライトの生成を防止し靭性の向上
を図るものである。

しかし、この方法は製鋼上かなりの技術と費用を要し、
しかも第二相析出形態いかんによって鋼材の溶接熱影響
部の材質に大きなバラつきが生ずる事等の難点があり、
安定して良好な溶接部を得ることは困難である。

他の改善策としては本発明者が先に特開昭５１６１４５
２号、特開昭５１−６１４５３号で提案した大電流ＭＩ
Ｇ溶接法の如く、従来の大入熱溶接法とほぼ同等の溶接
能率を保ちながらも、溶接入熱の絶対的減少をはかり組
織を微細化させ、さらには溶接熱影響部に付与される溶
接熱履歴をコントロールする方法である。

すなわち、この発明は不活性ガスを主体とする混合ガス
または炭酸ガスをシールドガスとする給流量５０〜２０
０１／ ｍ１ｙｉのシールドガス雰囲気下で直径３．４
〜６．４朋の大径ソリッドワイヤーを消耗型電極とし溶
接電流６００〜２０００Ａ１アーク電圧３２〜４５Ｖの
範囲にて溶接速度３００〜１５００ｍｍ／ｍｉｎで溶接
することをその基本的な特徴とするものである。

かかる大電流ＭＩＧ溶接法の提案により、従来法に比較
して良好な靭性を有する溶接部を得ることができたが、
その後の研究によればこの溶接法にも１つの難点を有し
ていることが解った。

すなわち実験によれば、この溶接法はいずれの鋼種にお
いても安定して高い靭性値が得られず、従来製造を行な
っている成分範囲での鋼に釦いては、必ずしも期待した
結果が得られないこと（特に−２０°Ｃ以下の低温域に
むいて）が多かった。

このことは主として以下に述べる理由によるものと考え
られる。

一般に一２０℃以下の低温域において使用される鋼板は
靭性確保の面からできるだけ微細なフェライト、パーラ
イトあるいはベーナイトマルテンサイト組織とすること
が望１れる。

したがってこれら組織への変態前段階組織であるオース
テナイト粒度も出来るだけ細かなものとする必要がある
。

このオーステナイトの微細化をはかるためにはＡＩＮ等
の微細な窒化物を地組織中に細かく分散析出せしめ、こ
の析出物によってオーステナイト粒界をピンニングし、
粒の粗大化を防止するのが最も一般的であり、かつ効果
的な方法であるとされている。

例えば実用鋼としては低温用細粒アルミキルド鋼、ＩＮ
鋼等がその好例である。

ところが、これらの鋼は窒化物を析出せしめる関係上鋼
中の窒素含量が８０ ｐｐｍ程度あるいはそれ以上と比
較的高いのが通例であり、溶接用鋼としてはきわめて不
都合なものと云わねばならない。

すなわち、溶接時に付与される熱履歴により窒化物が地
組織中に一部固溶し地組織を著しく脆化させるという現
象が生じるためである。

さらに母材靭性を向上させるためには窒化物を細かく、
例えば０．１μ以下の大きさに析出せしめることが望ま
しいが、析出物が細かければ細かい程溶接熱履歴による
地組織中への固溶が促進されることになり、母材靭性と
溶接部靭性の格差が著しいものとなる。

これを防止するためには溶接熱影響部が高温（例えばＡ
ＩＮの固溶温度である１０５０℃以上）に保持される時
間を出来るだけ短く保つ目的から入熱制限を行なうのが
普通であり、一般的に２０ＫＪ／の以下の入熱で溶接を
行うのが通例であった。

ところが、上記した大電流ＭＩＧ溶接法を片面自動溶接
に適用する場合、裏波ビードの健全性を保証する観点か
らすれば２０ＫＪ／ｍ以下の入熱にて溶接を行うことは
難しく、どうしても２５ＫＪ／ｃｍもしくは３０ＫＪ／
ｍ程度の入熱にて溶接を行なわなければならない。

また２５闘程度の厚板を溶接する場合には両面溶接も含
めて、大電流ＭＩＧ溶接法のもつ高能率性を十分に生か
すため、これも２０ＫＪ／ｃｒｒＬを超える入熱が必要
となる。

このようなことから、従来鋼を上記大電流ＭＩＧ溶接法
で溶接する場合、前記した如き窒化物の地組織中への固
溶による溶接熱影響部の著しい靭性劣化は不可避とされ
ていた。

これを防止するためには溶接熱影響部が高温（例えばＡ
ＩＮの固溶温度である１０５０′Ｃ以上）に保持される
時間を短かく保つ目的から入熱制限を行なうのが普通で
あるが、その入熱量は使用鋼種、設計温度によってそれ
ぞれ異なるものである。

一例として低温用細粒アルミ・キルド鋼を挙げれば、溶
接部が８００℃から５００’Ｃへ冷却される時間が約３
０秒以下となるように入熱を制限するのが通例となって
いる。

ところが、上記大電流ＭＩＧ溶接法のもつ高能率性を最
大限に生かそうとする場合にはかうおうにして多電極溶
接を行なうことがあり、こうした場合には上記の如く８
０００Ｃから５００’Ｃ４での冷却時間を所定時間以内
におさえることはきわめて難しくなる。

これは先行ビードの予熱効果のために後行ビードの冷却
速度がきわめて遅くなることに起因する。

例えば、下記第２表に示す如き溶接条件にて低温用細粒
アル□・キルド鋼の片面自動溶接を行なった場合、第１
電極による溶接部の８００°Ｃから５００℃への冷却時
間は、アルミ・キルド鋼の限界冷却時間である３０秒以
内に抑えることができるが、第２もしくは第３電極によ
る溶接部は限界冷却時間をはるかに超えてし１う。

したがって第１−イ図に示す如く板厚中央部よりシャル
ピー試験片４を採取する場合は第１電極ビード１、第２
電極ビード２、第３電極ビード３のうち第１電極によっ
て形成される溶接熱影響部より粗粒域に切欠を付与する
ことになるので、発明者等が既に発表した論文（溶接学
会講演概要第１６集１７２〜１７３頁、同第１７集１４
４〜１４Ｅ頁、Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｉ ｎ５ｔｉｔｕｔｅ
Ｒｅｐｏｒｔ １１７〜１３０頁）に述べられている
ように良好な衝撃特性を示すものの、第１−口図に示す
ように最終層側表面近傍より試験片４ａを採取した場合
には、第２もしくは第３電極によって形成される溶接熱
影響部に切欠部を付与することになり、低い靭性を示す
ことになる。

このようなことは、単に片面溶接法に限らず、両面溶接
法においても生起されている問題である。

以上説明したように、今日知られている溶接用鋼の中に
は発明者等が先に提案した大電流ＭＩＧ溶接法の特性を
十分有効に生かしきれるものがないのが現状である。

また、古くから鋼の靭性向上に最も有効な元素として利
用されているＮｉの添加は、Ｎｉが高価な元素であるた
め比較的低い範囲に抑えられているのが通常であり、上
記したように固溶Ｎ量の増大で靭性向上（特に−６０℃
以下の低温域にむける）を図ることは困難であった本発
明はかかる現状に鑑みてさらに研究と実験を重ねた結果
開発されたものであり、特に冶金学的研究と溶接法的観
点からの研究とを組合せることによって入熱２００００
〜７００００Ｊ／ｃｒｒＬの入熱範囲で一６０℃以下の
低温域にち・いて良好なる靭性を有する溶接熱影響部を
得ることができる高速、高能率な大電流ＭＩＧ溶接方法
を提供することにあり、このため本発明で使用される溶
接用鋼の基本的成分を、 Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０
％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０
％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、Ａｌ （酸可
溶ＡＩ）：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００４５
％以下、残部をＦｅ及び不可避的不純物となるように調
整したものである。

渣た、本発明の第２の特徴は上記成分に０．１０％以下
のＮｂを添加することにより低温靭性をさらに高めるこ
とである。

さらに第３の特徴として不純物窒素の固定及び介在物形
状のコントロール等母材性能の向上を目的として上記第
１及び第２発明に述べられている成分範囲に加え、微量
活性元素を添加する場合には以下に示す範囲内に添加量
を抑えることである。

すなわち、 Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｖ二０
．０８％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０
５％以下、ＣａまたはＭｇ：０．０１％以下の成分範囲
としなければならない。

さらにまた本発明の第４の特徴としては、母材の高張力
化、高靭性化を目的として上記第１、第２、第３発明に
述べた成分範囲に加えて合金元素をも添加する必要が生
じた場合、その合金元素成分範囲を、 Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．
８％以下、Ｍｏ及び／またはＷ：１．０％以下とし、こ
れら合金元素を添加した時の炭素当量０ｅｑ−Ｃ％＋
１ ／ ６ Ｍ ｎ ％＋ １ ／ ２４ Ｓ ｉ （
’％）＋ １ ／ ５Ｃｒ％＋１／４Ｍｏｅ４＋１／４
ＯＮｉ％＜ｏ、６５に調整し、溶接部の最高硬さがＨｖ
、１０ｋｇで４２０以下となるような成分範囲とするも
のである。

このような成分系とすることにより、−ｓｏ’ｃ（これ
以上の温度でもさらに良好な値をとることは云う１でも
ない）にかいて、溶接部の最も脆化した位置の靭性がシ
ャルピー試験でＬ方向４．２ｋｇ−ｍ以上、Ｃ方向２．
８ｋｇ−ｍ以上、かつＣＯＤ試験における限界ＣＯＤ値
が０．１０１ｍ以上となる様な性能を有する溶接部が得
られる。

次にこれら本発明法で使用される鋼の成分範囲に関し、
その限定理由を具体的に説明する。

１ず最初に、第１発明の重要なポイントとなる窒素含有
量について説明すると、すでに述べた如く、ＡＩＮ等の
窒化物を母材地組織中に細かく分散析出せしめ、微細な
フェライト、パーライト組織として母材靭性を向上する
方法は、溶接の立場で考えると、固溶Ｎの増大を招くこ
とからきわめて有害である。

したがって、本発明に釦いては、この弊害を無くするた
めに、母材中の窒素含有量※※を従来鋼よりも低目に抑
えることを大きな特徴とするものである。

かくすれば、大電流ＭＩＧ溶接法による入熱（２０ＫＪ
／ｃｒｒＬ〜７０ＫＪ／ｃｒｒＬ）の如きある程度大き
な入熱でも一６０℃以下という低い温度域にむいても良
好な靭性を有する溶接熱影響部を得ることができるもの
である。

すなわち、本発明者等は鋼中の窒素含有量を系統的に変
化させ、窒素含有量が上記大電流ＭＩＧ溶接継手の靭性
にいかなる影響を及ぼすかについて調査を行ない、第２
図に示す如き結果を得た。

な釦、この場合の溶接条件は前掲第２表により、筐た母
材の基本成分は下記第４表によった。

この第２図についてみるに窒素含有量が４５ ｐｐｍ以
下の領域では窒素含有量が増加しても溶接部靭性はあ１
り大きな変化を示さないが、５０ ｐｐｍを超えると急
激に劣化し、特に１００ ｐｐｍを超えるときわめて低
い値となっている。

このような結果から、本発明においては、４５ ｐｐｍ
（０，００４５％）以下とすべきである。

次に他の合金成分の影響についても上記と同様な調査を
行ない、第３図〜第６図に示す如き結果を得た。

壕ず、Ｃについて述べると、第３図に示す如く、０．０
５％付近に最も高靭性を示す領域が存在し、Ｃ含有量が
これより低くなっても高くなっても靭性が劣化する。

このためＣ含有量は０．０１％〜０．１８％の範囲に抑
える必要がある。

さらに、Ｍｎに関しては第４図に示す如く、多少のバラ
つきがあるものの、含有量が２％を超えると急激に靭性
が劣化する傾向にあり、このため上限を１．８％とすべ
きである。

筐たＭｎは脱酸性元素、母材の強度確保、靭性確保のた
めに欠くことのできない元素であるから、その下限値は
０．１％とする。

一方、不純物元素であるＰ、Ｓに関しては、靭性劣化傾
向の強い元素であり、本発明者専の実験によってもいず
れも含有量が増加すると靭性が劣化する傾向にあった。

すなわち、Ｐは第５図に示す如く、０．０１５％以内の
範囲にむいては、その含有量に関係なく、はぼ同一の衝
撃値を得ているが、０．０２０％にてやや低下の傾向を
示し、０．０３０％では大きく劣化している。

このためＰの含有量は０．０２０％以下に抑えるべきで
あり、好１しくは０．０１５％以下とすべきである。

またＳに関しては第６図に示す如く、含有量の増加につ
れてほぼ一様に靭性が劣化するため、その含有量を０．
０１５％以下、好１しくはｏ、ｏｏｓ％以下に抑えるべ
きである。

さらに、Ｓｉ及びＡ１は製鋼時の脱酸のために必要な元
素であるが、必要以上の添加は靭性劣化を招くので、Ｓ
ｉに関しては０．０１〜０．５０％、５ｏｌＡｌ （酸
可溶Ａｌ）に関しては０．００１〜０．１０％の範囲と
すべきである。

次に、本発明の第２の特徴であるＮｂの添加について説
明すると、一般的にＮｂの微量添加は母材靭性の向上に
有利であり、これは以下に述べる２つの理由によるもの
とされている。

すなわち、Ｎｂを添加することにより、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）
が鋼中に微細に分散析出し、前述した如きＡＩＮ等微細
に析出した窒化物と同様に、組織の微細化効果をもたら
すこと、及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出により、マトリック
ス中のＣ含有量、Ｎ含有量が減少し、マ） ＩＪラック
ス体の靭性が向上するためであるためであると考えられ
る。

ところで、溶接熱履歴を付与した場合のＮｂ（Ｃ，Ｎ）
の挙動をＡＩＮと比較して考えると、以下の如きものと
なることが推察される。

すなわちＮｂ（Ｃ，Ｎ）、ＡＩＮとも溶接熱が付与され
ると一部マトリックス中に固溶されることになる３とこ
ろが、冷却過程にむいてはＡＩＮは析出速度が小である
ため、溶接熱履歴の如き非常に早い冷却速度においては
ほとんど析出されず、固溶Ａｌ。

固溶Ｎの形で存在する。

これに対しＮｂ（Ｃ，Ｎ）は析出速度が大であり、一部
Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）となるために固溶Ｃ１固溶Ｎは減少し、
Ｎｂ無添加の場合に比較して靭性は向上するものと考え
られる。

このことは、母材組織が完全に破壊されないような大電
流ＭＩＧ溶接法の入熱範囲にて特に有効であると考えら
れる。

これが本発明の第２の特徴をなす着眼点である。

このことを実証するために本発明者等は鋼中にＮｂを添
加し、その含有量を系統的に変化させＮｂ添加が大電流
ＭＩＧ溶接溶接継手鞠性にいかなる影響を及ぼすかにつ
いて調査を行なった。

その結果が第７図である。

この図からも明らかなように、本発明者等が予測した通
り、微量のＮｂ添加は溶接部の靭性を向上させることが
確認された。

すなわち、Ｎｂ無添加の場合の溶接部吸収エネルギー（
Ｃ方向）は７．５ｋｇ−ｍであったのに対し、０．０１
％の添加により１３． Ｏｋｙ−ｍ、 ｉた０、０２％
の添加により１３．５ｋｇ−ｍと向上し、はぼ２倍の吸
収エネルギーを得ることができた。

このようなことがらＮｂ添加は０．０５％程度１では靭
性を著しく向上させることができ、またそれ以上の添加
でも靭性がある程度劣る傾向にあるものの、０．１０％
１でのＮｂ含有量では、母材の強度が向上するというメ
リットを考慮するときわめて有効である。

これが上記した第１の特徴をなす発明に添加されるＮｂ
の含有量を０．１０％以上とした理由である。

次に本発明における上記第３の特徴について詳述すると
、一般に不純物窒素の固定、介在物の形状コントロール
、焼き入れ性向上及び強度向上等母材性能を向上させる
目的で微量活性元素の添加が行なわれているが、これら
微量活性元素はいずれも微量添加にお−いてその効果を
発揮するものであり、多量添加した場合には母材性能を
むしろ低下させるものである。

一方溶接部性能に関しては溶接法及び溶接条件によって
溶接熱影響部中での微量活性元素の挙動が異なり、適正
成分範囲が変動するものである。

このようなことから、第３の発明においては、前記第１
または第２発明の成分範囲に微量活性元素を添加する場
合、上記大電流ＭＩＧ溶接法に適した微量活性元素の有
効範囲を検討したものである。

すなわち、本発明者等はＴｉ、Ｂ、■、Ｚｒ、ＲＥＭ、
Ｃａ、Ｍｇの７元素に関し、系統的にその含有量を変化
させて大電流ＭＩＧ溶接継手の靭性に及ぼす影響を調べ
、その適正成分範囲を明らかにした。

その結果Ｔｉに関しては０．０３％、Ｂに関しては０．
００３％、■に関しては０．０８％、Ｚｒに関しては０
．０４％、ＲＥＭに関しては０．０５％、ＣａｔたはＭ
ｇに関してはいずれも０．０１％を超えると、いずれの
場合でも大電流ＭＩＧ溶接法として満足し得る効果が得
られなかった。

これが本発明にむける第３の特徴をなす成分範囲の限定
理由である。

次に、本発明における上記第４の特徴は、母材地組織の
強度上昇、靭性向上等積種の目的に応じて、前記第１発
明または第２発明著しくは第３発明の合金成分以外の元
素を添加する場合に、このような合金元素の有効な添加
範囲を定めたものであり、その限定理由を述べると次の
如くである。

Ｃｕの添加は靭性を損うことなしに強度の増大、焼き入
れ性の向上を果すことが可能である。

しかし必要以上の添加は圧延時でのＣｕ割れ等製造上の
問題が生ずるため上限を０．５％とする。

Ｎｉは前述のように古くから靭性向上に最も有効な元素
として利用されているが、Ｎ含有量を少なくすることで
靭性が向上するため本発明の構成に釦いてはＮｉを高く
する必要がなくなること、及び高価な元素であるために
多量の添加はコストの面から不利であること等から、本
発明の目的とする温度範囲から判断して上限を１．０％
とする。

Ｃｒ、Ｍｏはいずれも焼入れ性向上及び強度向上に効果
的な元素であるが、必要以上の添加は著しい強度上昇を
招き、靭性に悪影響を与え、かつ溶接熱影響部の最高硬
さを著しく上昇させる。

またＣｒはＮｉ含有鋼で特徴的な焼戻脆化を促進させ、
またＭｏの多量添加も焼戻脆化を促進するものである。

以上のことを考慮して、Ｃｒの上限を１．８％、Ｍｏの
上限を１．０％とした。

なお、ＷはＭｏと同様の効果を有するため、その一部又
は全量をＷと置換することができる。

このように、合金元素添加量はそれぞれ上述のように限
定されるものであるが、この第４発明に３いてＣｒ、Ｎ
ｉ、Ｍｏなどを複合添加する場合、必要以上の添加は溶
接熱影響部の著しい硬化を招くことになり、その結果、
低温割れ感受性が増大するのみならず、応力腐食にも悪
影響を及ぼすことになる。

このようなことから、本発明者がさらに検討を加えた結
果、前記合金元素を添加した時の炭素当量Ｃｅｑ＝Ｃ％
＋１ ／ ６ Ｍ ｎ ％＋ １／ ２４Ｓｉｅ４＋１
１５ＣｒＨ＋１／４ＭｏＨ＋１／４ＯＮｉ（イ）を０．
６５以下とすれば、最高硬さを４２０ＨｖｌＯｋｇ以下
に抑えることが可能となり、特別な問題は生じないこと
が明らかになった。

以上詳述した合金元素は、目標とする母材性能、溶性部
性能を得るように、上記成分範囲内で適宜選択し添加す
ればよい。

なお、母材の製造法に関しては特に限定されるべきもの
はなく、従来から知られているプロセスで十分である。

例えば、溶解法は転炉、電気炉、平炉、さらに必要に応
じて各種の脱ガス炉による処理などを行ない、また鋳造
法は普通造塊法、連結鋳造法、さらに必要に応じて各種
の特殊造塊法が用いられ、圧延、熱処理としては普通圧
延、コンドロールド・ローリング、焼き入れ、焼き戻し
、焼きならし、その他の特殊な圧延法、熱処理法等あら
ゆる製造プロセスが本発明鋼に適用し得るものである。

しかして、本発明鋼を用いて溶接するに際しては、発明
者等が先に提案した特開昭５１−６１４５２号及び特開
昭５１−６１４５３号による大電流ＩＶ［ＩＧ溶接法が
適用され、すなわち、不活性ガスを主体とする混合ガス
又は炭素ガスをシールドガスとする総流量５０〜２００
１／ｍｖｔのシールドガス雰囲気下で直径３．０〜６．
４關〆の大径ソリッドワイヤを消耗型電極とし、溶接電
流６００〜２０００Ａ、アーク電圧２３〜４５Ｖの範囲
にて溶接速度３００〜１５００ｍｍ／ｒｒｉｎで溶接す
るものである。

次に、本発明鋼を用い具体的に実験を行なって母材及び
溶接部の機械的性質を調べ、比較鋼におけるそれとの差
異を明らかにした。

その結果が下記第５表である。

同表に耘ける母材の機械的性質は板厚中心部での値が示
されており、溶接部に関しては、硬さが最も硬化してい
ると考えられる最終層側表面より２ｒＩＬｍ下のボンド
部にて測定した値を示している。

そして衝撃試験片は板厚が１２ｍ７ＩＬ以下のものにつ
いては板厚中心部、それ以上のものは最終層側ｔ／４を
中心として衝撃試験片を採取し、前記後行ビード部（最
も脆化がはげしい）にシャルピー試験片ノツチがかかる
ように採取した。

すなわち、溶接によって最も脆化する部分はボンド近傍
といわれているため、ボンド及びボンドから１ｍｖｔ熱
影響部へ入ったところにシャルピー試験片のノツチ位置
がくるように考慮すると共に、前述の如く、最終層側表
面近傍にもノツチが位置するように試験片を採取したも
のである。

な耘、溶接条件は前掲第２表に従い、板厚が同一の鋼の
溶接条件は全て同一とした。

この表からも明らかなように、比較鋼を用いて得られる
溶接部シャルピー特性は一６０℃に釦いてすでに本発明
の目標とする吸収エネルギー（Ｌ方向４．２１＜ｇ−ｍ
以上、Ｃ方向２．８ｋｙ−ｍ以上）を大幅に下１わるの
に対し、本発明鋼においては母材の機械的性質を比較鋼
とほぼ同様に保ちつつ、雉※良好な靭性が得られた。

一方、前記第５表に示した本発明のうち、１．３．５及
び１３．１４．１５をピックアップし、その溶接部を一
８０℃の温度条件で衝撃特性を調べてみた。

その結果が下記第６表である。

この表からも明らかなように、本発明鋼での溶接部にお
いては、−８０℃の温度でも十二分に余裕のある衝撃特
性が得られることを示している。

これらの実温例からも理解し得るように、本発明法によ
れば、溶接熱影響部において最も脆化した部分でも一６
０℃以下の低温域に耘いて良好な衝撃特性が得られ、特
に上記大電流ＭＩＧ溶接法にきわめて有効な溶接用鋼を
提供し得るものであり、工業上その技術的効果の優れた
発明である。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼材よりシャルピー試験片を採取する際の採取
位置を示す説明図、第２図は鋼中の窒素含有量と大電流
ＭＩＧ溶接継手の靭性との関係を示すグラフ、第３図は
同じく炭素との関係を示すグラフ、第４図は同じくマン
ガンとの関係を示すグラフ、第５図は同じくリンとの関
係を示すグラフ、第６図は同じくイオンとの関係を示す
グラフ、第７図は同じくニオブとの関係を示すグラフで
ある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０
   ．５０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．
   ０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、Ａｌ（
   酸可溶Ａｌ）：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００
   ４５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物に調整された
   鋼を、総流量５０〜２００７１／ｍ１ｙｒの不活性ガス
   を主体とした混合ガス又は炭酸ガスをシールドガスとし
   た雰囲気下で、直径３．０〜６．４ｍｍの大径ソリッド
   ワイヤーを消耗電極とし、６００〜２０００Ａの溶接電
   流、２３〜４５Ｖのアーク電圧及び３００〜１５００ｍ
   ｍ／ ｍｉｎの溶接速度、入熱量２００００〜７０００
   ０Ｊ／ｃｒｒＬの条件で溶接し、−６０℃以下の低温域
   での溶接熱影響部の衝撃特性を改善することを特徴とす
   る大電流ＭＩＧ溶接方法。 ２Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
   ０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．０２
   ０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、ＡＩ （酸
   可溶Ａｌ）：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００４
   ５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、残部Ｆｅ及び不可避
   的不純物に調整された鋼を、総流量５０〜２００７１
   ／ ｍｉｎの不活性ガスを主体とした混合ガス又は炭酸
   ガスをシールドガスとした雰囲気下で、直径３．０〜６
   ．４關の大径ソリッドワイヤーを消耗電極とし、６００
   〜２０００Ａの溶接電流、２３〜４５ｖのアーク電圧及
   び３００〜１５００ｍｍ／ｍｖｒの溶接速度、入熱量２
   ００００〜７００００Ｊ／ｃｒｒＬの条件で溶接し、−
   ６０℃以下の低温域での溶接熱影響部の衝撃特性を改善
   することを特徴とする大電流ＭＩＧ溶接方法。 ３Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
   ０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．０２
   ０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、ＡＩ （酸
   可溶Ａｌ）：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００４
   ５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さら
   にＴｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３％以下、ｖ：
   ｏ、ｏｓ％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、ＲｅＭ：０．
   ０５％以下、ＣａｔたはＭｇ ： ０．０１％以下の１
   種または２種以上を添加してなる鋼を、総流量５０〜２
   ００１／ｍｍの不活性ガスを主体とした混合ガス又は炭
   酸ガスをシールドガスとした雰囲気下で、直径３．０〜
   ６．４ｍｍの大径ソリッドワイヤーを消耗電極とし、６
   ００〜２０００Ａの溶接電流、２３〜４５■のアーク電
   圧及び３００〜１５ｏ。 ｍｍ／ｍｉ！Ｌの溶接速度、入熱量２００００〜７００
   ００Ｊ／ｃｍの条件で溶接し、−６０℃以下の低温域で
   の溶接熱影響部の衝撃特性を改善することを特徴とする
   大電流ＭＩＧ溶接方法。 ４Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
   ０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．０２
   ０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、ＡＩ（酸可
   溶ＡＩ）：０．００１〜ｏ、ｉｏ％、Ｎ：０．００４５
   ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、残部Ｆｅ及び不可避的
   不純物からなり、さらにＴｉ：０．０３％以下、Ｂ：０
   ．００３％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｚｒ：０．０４
   ％以下、ＲｅＭ：０．０５％以下、Ｃａ又はＭｇ：０．
   ０１％以下の１種又は２種以上を添加してなる鋼を、総
   流量５０〜２００１／ｍｉ！ｔの不活性ガスを主体とし
   た混合ガス又は炭酸ガスをシールドガスとした雰囲気下
   で、直径３．０〜６．４ ｍｍの大径ソリッドワイヤー
   を消耗電極とし、６００〜２０００Ａの溶接電流、２３
   〜４５Ｖのアーク電圧及び３００〜１５００ｍｍ／ｍｉ
   ！ｔの溶接速度、入熱量２００００〜７００００Ｊ／Ｃ
   ｒｆＬの条件で溶接し、６０℃以下の低温域での溶接熱
   影響部の衝撃特性を改善することを特徴とする大電流Ｍ
   ＩＧ溶接方法。 ｓｃ：ｏ、ｏｉ〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
   ０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．０２
   ０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、Ａ１ （酸
   可溶Ａｌ）：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００４
   ５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さら
   にＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１
   ．８％以下、Ｍｏ及び／又はＷ：１．０％以下の１種又
   は２種以上を添加し、しかも、その炭素当量（Ｃｅｑ）
   がＣｅＡ＋ １ ／ ６ Ｍ ｎ（３ｅ＋ １ ／ ２
   ４ Ｓ ｉ＆’９＋ １ ／ ５ Ｃｒ ｅｅ＋ １
   ／ ４ Ｍ ｏ ％＋ １ ／ ４０ Ｎ ｉ（ト）＜
   ０．６５に調整された鋼を、総流量５０〜２００１７ｍ
   ｍの不活性ガスを主体とした混合ガス又は炭酸ガスをシ
   ールドガスとした雰囲気下で、直径３．０〜６．４ｍｍ
   の大径ソリッドワイヤーを消耗電極とし、６００〜２０
   ００Ａの溶接電流、２３〜４５■のアーク電圧及び３０
   ０〜１５００ｍｍ／ ｍｉｎの溶接速度、入熱量２００
   ００〜７００００Ｊ／ｃｍ、の条件で溶接し、−６０℃
   以下の低温域での溶接熱影響部の衝撃特性を改善するこ
   とを特徴とする大電流ＭＩＧ溶接方法。 ６ Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓ ｉ ： ０．０
   １〜０．５０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ
   ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、
   ＡＩ（酸可溶ＡＩ ） ： ０．００１〜０．１０％、
   Ｎ：０．００４５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、残部
   Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さらにＣｕ：０．５
   ％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．８％以下、Ｍ
   ｏ及び／又はＷ：１．０％以下の１種又は２種以上を添
   加し、しかも、その炭素当量（Ｃｅｑ）がＣ％＋ １
   ／ ６Ｍｎｅ＠＋１／２４Ｓｉｅ＠＋１１５Ｃｒ％＋１
   ／４Ｍ。 （イ）＋１ ／ ４０ Ｎ ｉ（資）＜０．６５に調整
   された鋼を、総流量５０〜２００１７ｍｌ７！の不活性
   ガスを主体とした混合ガス又は炭素ガスをシールドガス
   とした雰囲気下で、直径３．０〜６．４ｍｍの大径ソリ
   ッドワイヤーを消耗電極とし、６００〜２０００Ａの溶
   接電流、２３〜４５Ｖのアーク電圧及び３００〜１５０
   ０ｍｍ／ｍｉｎの溶接速度、入熱量２００００〜７００
   ００Ｊ／ｃｒｒＬの条件で溶接し、−６０℃以下の低温
   域での溶接熱影響部の衝撃特性を改善することを特徴と
   する大電流ＭＩＧ溶接方法。 ７Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５
   ０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：０．０２
   ０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、ＡＩ （酸
   可溶Ａｌ）：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００４
   ５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さら
   にＴｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３％以下、ｖ：
   ｏ、ｏｓ％以下、Ｚｒ：０．０４％以下、ＲｅＭ：０．
   ０５％以下、Ｃａ又はＭｇ：０．０１％以下、Ｃｕ：０
   ．５％以下、Ｎｉ二１．０％以下、Ｃｒ：１．８％以下
   、Ｍｏ及び／又はＷ：１．０％以下の１種又は２種を添
   加してなり、しかも、その炭素当量（Ｃｅｑ）がＣ％＋
   １／ ６Ｍｎ（□＋ １／ ２４Ｓｉ％＋ １ ／
   ５ Ｃｒ ｅＡ＋ １ ／ ４ Ｍ ｏ ｆ３ｅ＋ １
   ／ ４０ Ｎ ｉ（資）＜０．６５に調整された鋼を
   、総流量５０〜２００１ ／ ｍｉｎの不活性ガスを主
   体とした混合ガス又は炭酸ガスをシールドガスとした雰
   囲気下で、直径３．０〜６．４籠の大径ソリッドワイヤ
   ーを消耗電極とし、６００〜２０００Ａの溶接電流、２
   ３〜４５■のアーク電圧及び３００〜１５００ｍ７ＩＬ
   ／ｍｖＬの溶接速度、入熱量２００００〜７００００Ｊ
   ／ＣｒｒＬの条件で溶接し、−６０℃以下の低温域での
   溶接熱影響部の衝撃特性を改善することを特徴とする大
   電流ＭＩＧ溶接方法。 ８ Ｃ二 ０．０１〜０．１８％、 Ｓｉ：０．０１
   〜０．５０％、Ｍｎ ： ０．１０〜１．８０％、Ｐ：
   ０．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ、
   Ａｌ （酸可溶ＡＩ）：０．００１〜０，１０％、Ｎ：
   ０．００４５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、残部Ｆｅ
   及び不可避的不純物からなり、さらにＴｉ：０．０３％
   以下、Ｂ：０．００３％以下、ｖ：ｏ、ｏｓ％以下、Ｚ
   ｒ：０．０４％以下、ＲｅＭ：０．０５％以下、Ｃａ又
   はＭｇ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：
   １．０％以下、Ｃｒ二１．８％以下、Ｍｏ及び／又はＷ
   ：１．０％以下の１種又は２種以上を添加してなり、し
   かも、その炭素当量（Ｃｅｑ）がＣ（３）＋１／６Ｍｎ
   ％＋１／２４ＳｉＨ＋１１５Ｃｒ％＋１／４Ｍｏ％＋１
   ／４ＯＮｉ％＜０．６５に調整された鋼を、総流量５０
   〜２００１／１ｒｕｊＬの不活性ガスを主体とした混合
   ガス又は炭酸ガスをシールドガスとした雰囲気下で、直
   径３．０〜６．４ｍｍの大径ソリッドワイヤーを消耗電
   極とし、６００〜２０００Ａの溶接電流、２３〜４５Ｖ
   のアーク電圧及び３００〜１５００ｍｒｎ／ｍ１ｙｔの
   溶接速度、入熱量２００００〜７００００Ｊ／ｃｒｆＬ
   の条件で溶接し、−６０℃以下の低温域での溶接熱影響
   部の衝撃特性を改善することを特徴とする大電流ＭＩＧ
   溶接方法。