JPS59125294A - 耐熱低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 - Google Patents

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】 （技術分野） この発明は、耐熱低合金鋼のサブマージアーク溶接方法
に関し、とくに該溶接によって得られる溶接金属中のＳ
ｉｉの制限と酸素量の低減とを図り、じん住改善を目脂
した耐熱低合金鋼のサブマージアーク溶接方法を提案し
ようとするものである。

（問題点） 高温、高圧下で使用される圧力容器を長時間連ツブ時又
は耐圧試験時に、ぜい性破壊の危険性が増し、とくに寒
冷地での操業が問題になっている。

これらの背景から最近低温じん性および使用中ぜい化に
すぐれたこの種容器の溶接材料および溶接方法が強く要
望されている。

耐熱低合金鋼のサブマージアーク溶接方法を従来例につ
いで２層１図に示すように、比較的広い開先を１層多パ
ス方式で積層されることが多い。この方式によると第ｎ
パス目の溶接金属は、次パスつまりｎ＋１パスロおよび
ｎ＋２パス目の溶接熱影響Ｈｎ＋０．Ｈｎ＋２によって
それらの各溶接金属の柱状組織の一部であるＤｎが再粒
化されて、大部分が微細化組織を呈するようになる。

この現象が溶接パスの積層とともに繰り返され、開先面
間距離Ｗの４を開先面から隔てる位置に相当する溶接金
属部Ｃ２よりも開先面間距離Ｗの中心部に相当する溶接
金属部Ｃ□の方でより微細拳 化組織が増し、一般的にＣ０位置はじん性にすぐれるが
Ｃ２位置は低いじん性を示す。

これまでに＠１図に示したＩ　Ｍ多パスの積層方式で耐
熱低合金鋼のサブマージアーク溶接による溶接金属中に
Ｔｉを０．０２０〜ｏ、ｏａｏ重量％（以下単に％で示
す）程度で添加含有させることが提案されているが、じ
ん性のばらつきが不可避で、とくにＣ２位置では依然と
して局部的に低じん性となりやすく、十分な改善にはな
り得ない。すなわち、Ｃ□位置でいくら高いじん性が得
られたとしても、Ｃ２位置でじん性をさらに改善しない
限り、本質的なしん性向上にはならないことが明りかで
ある。

一方圧力容器に使用されるほとんどの鋼材は、極厚肉材
であって、溶接コストを低減する目的から、狭開先溶接
法が指向され、その１例を第２図に示すように、第ｎパ
ス目の溶接金属は、次パスの第ｎ＋１パスの溶接熱影響
Ｈｎ＋□によって該パスの溶接金属の柱状組織の一部で
あるＤｎが再粒化され、微細化組織を呈するが、第１図
について述べた場合と比べて再粒化に役立つ溶接熱影響
を受ける回数がより少くその面積も狭いので１層多バス
方式積層の溶接方法よりも低じん性を示す傾向妊ある。

すなわち、従来１層１パス積層方式の溶接方法で低温じ
ん性および使用中ぜい化にすぐれる溶接材料、溶接方法
はまだ開発されていない。

（発明の目的） 以上のことから、この発明は１層多パス溶接方法はもち
ろんのこと、ｌ　／ｉ　１パス溶接法でもじん性のばら
つキが少なく、かつ低温じん性および使用中針ぜい化性
にすぐれたサブマージアーク溶接方法を新規に提案しよ
うとするものである。

（発明の動を侵） 多）曽盛りの継手溶接金属は複雑な溶接熱影響を受ける
ために一般に正確なじん性比較かで剖ない。

そこで溶接金属成分組成を変えた１バス溶接金属に栴加
熱７１ｍ度を種々変化させた再現熱サイクルを付加して
定ｈト的に比較検討した結果、とくにフラックス組成中
にＳｉＣを添加して低酸素化を図ることが有利であり、
ことに溶着金属をＶ系組成とする場合じん性および使用
中針ぜい化特性改善に対して著しく有効であることを見
いだした。

この発明は、Ｂａ又は／及びＣａ　Ｉ　Ｍｇの炭酸塩を
、Ｍ、ｌ＋　Ｂａ　＋　Ｃａ　＋　ＳｘおよびＡｔの酸
化物ならびにＣａＦ　２とともに、それぞれガス発生剤
成分、スラグ形成成分として含み、かつＶ　、　Ｔｉ　
、　ＳｉおよびＭｎのうち少くとも１種の金属粉を含有
する組成において、塩基性成分の重量％の総和と酸性成
分の重量％の総和との比であられされる塩基度を、２．
８〜４．５の範囲に調整したフラックスを、溶接用鋼ワ
イヤと組合わせ用いて、Ｃ：　０．０８〜０．１５％、
　Ｓｉ　：　０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜０
．９％、　Ｃｒ　：　０．９〜３．５％、　Ｍｏ　：　
０．４０〜１．２０％、　ｖ　：　ｏ、ｏａ　〜ｏ、ｏ
ｓ％、　Ｎｉ　：　Ｏ，’ａ％以下を含有する組成の溶
接音、属を得るに際し、上記フラックスに、その全量中
で０．５〜５．０％を占める量のＳｉＣ粉を配合添〃Ｄ
することを、耐熱低合金鋼のサブマージアーク靜接方法
における問題点の解決手段とし、ここに７ラツクスが、
その全量中に今風炭酸塩をＣＯ２に換算して２〜１５％
を占めるガス発生剤成分を含有し、また溶接金属中のＶ
が少くとも１部につぎ、フラックス中に配合したＶの金
属粉に由来するものとすることが望ましい。この発明の
サブマージアーク溶接方法によれば第１図のごとき１層
多パス溶接金属に生じ勝ちなじん性のばらつきはもちろ
んのこと、第２図のように１層ｌパス溶接金属について
も著しいじん性の改善をもたらし、低温じん性および使
用中針ぜい化特性を向上させ得る。とくに開先面間距離
Ｗが２０順以下までは１１傅１バス溶接してもじん性、
使用中針ぜい化特性を損うことなく、健全な溶接部が得
られる。

つぎにこの発明に好適な７ラツクス、ワイヤおよび溶接
金属の組成について詳細に説明する。

（フラックス組成） この発明においては、ＳｉＣを＼フラックス全重量に対
して０．５〜５．０％を添加し、これにより溶接金属中
の酸素量が著しく低減されてじん住改善に有効である。

これはＳｉＣが高温にさらされても、その粒子表面のみ
が８１０２となりｔ内部はＳｉＣとして維持され、溶融
池内で有効に反応することによるものと推定される。

ＳｉＣが０．５％よりも少ないと脱酸反応が十分に行な
われず、酸素量の低減およびじん性向上は達成されない
。また５％よりも多くなると溶接金属中のＣが過剰にな
り、高温われおよびじん住方化の原因となる。

仄にこの発明に使用する焼成型フラックスは金属炭酸塩
をＣｏ２＋ｃ換算した重量％で２．０〜１５％の範囲で
含有することが好ましい。これが２％よりも少なくなる
と溶接金属中の拡散性水素ｔの増加傾向でとくに極厚肉
鋼材を多層盛溶接するとき、この水素が集積して水素割
れを発生しゃすくなるためである。また１５％よりも多
くなるとアークが不安定になってスラグ巻込み、アンダ
ヵット、鵬合不良などの溶接欠陥が生じゃすくなる。金
属炭酸塩にはＣａＣＯ２，ＢａＣ０ａ　、　Ｍ、Ｃｏ８
のほか、ときにはＭｎＣ０ａ　、Ｔ−１ｗｃ○８χよび
Ｎａ２Ｃｏ８なども用いることができる。

■によるしん件の向上は、溶接金属中にＯ，Ｏａ〜０．
０８％で含有させることにより有効であるが、これをフ
ラックスにＶ粉を配合することにより実施するとき１．
０％以下にとどめる。１．０％よりも多いと溶接金属中
のＶが０．０８％よりも多くなるおそれがあり、じん性
が低下する。なおＶとしては金属バナジュームあるいは
フエロバナジュームなどのバナジューム合金の粉末が使
用でき、ここでＶＶＣ麟、５↓した正１，１％が１．０
％以下であればよい。

この発明ではフラックスにつき、その塩基性成分と酸性
成分の比で表わされる塩基度は次式の１直で２．３〜４
．５の範囲にしなげればならない。

ＢＬが２．３よりも小さい専＠には、ガラス質のスラグ
１．でなりやすく、スラグはく離性叫比叙的良好である
が、７容接金属中のｉ愼累着が多くなって、溶接金属の
しん性が劣化し、一方４．５よりも大きくなると、スラ
グの浩；点が上昇し、ピード外観を悪化させるとともに
、スラグはく離性が悪くなり、浴接欠陥が発生しやすく
なるので、これらの難点を生じない２．８〜４．５の範
囲とする。

（浴ｊ用’ｊ１．１ワイヤおよび溶接金属）次にこの発
明で用いる溶接用鋼ワイヤの化学成分範囲については、
溶接金属の化学成分範囲と密接な関係があるので、両者
を一緒にして詳細に説明する。

溶接金属中のＣが０．０８％よりも少なくなると常温強
度のみならず、４５０°Ｃ程度の高温強度を確保するこ
とが難しく、さらにじん性も悪い。また、０．１５％よ
りも多くなると溶接金属に高温われ、低温われを発生し
やすく、さらに析出炭化物が多く生成しやすくなり、旧
γ粒界に粗大な炭化物が凝集してじん性および使用中ぜ
い化ともに悪くする。ワイヤ中のＣが０．１８％よりも
多くなると溶接金属中でＣが０．１５％をこえるので好
ましくない。いっぽう、０．０４％よりも少くするには
ワイヤを製造するための原料の選別が難しくなり、製造
コストを上昇させるので適当でない。

Ｓｌは溶接金属中の酸素を低減して、じん住改善を図る
うえから基本的に必要な成分である。溶接金属中の８１
が０．１０％よりも少なくなると酸素量が増し、じん性
が劣化する。また０、５０％よりも多くなってもじん性
および延性が低下し、さらに実操業中に使用中ぜい化を
生じやすくなって、ぜい性破壊を起す危険性がある。こ
のために、ワイヤ中の８１は０．６０％以下にしておか
ないと溶接金檎中のＳｌ−が０．５％よりも多くなって
前記のような問題点が発生する。なおＳｌは、溶接金属
成分に対し、０．１％程度高目のワイヤを用いることが
できこれは脱１ｖＩ反応で消費されるからである。

Ｍｎは常温強度および高温強度を確保することから必要
である。溶接金属中のＭｎが０．８０％よりも少ないと
強度不足となるので適当でない。いっぽう、０．９０％
よりも多いと使用中ぜい化が著しく、ぜい性破壊の危険
性があるので好ましくない。これらの溶接金属中のＭｎ
量の範４曲において良好な特性を得るために、ワイヤ中
のＭｎ量もまた０、８０〜０．９０％の範囲にする。

Ｃｒは耐食性を同上させるために必要である。

溶接金属中のＣｒが０！９θ％よりも少ないと耐食性が
十分に発揮されない。また３、５％よりも多いと使用中
ぜい化が著しくなる。これらの溶接金属中のＣｒ’ｔの
範囲において良好な特性を得るためにワイヤ中のＣｒ量
もまた０、９〜８．５％の範囲にする。

Ｍｏは溶接金属の高温強度とじＡ７性、使用中ぜい化の
点から制限される。浴接金属中のＭｏが０．４０％より
も少ないと高温強度が低下するので好ましくない。１．
２０％よりも多くなるとじん性が劣化し、さらに・使用
中ぜい比が著しくなるのでコ産当でない。

なお、Ｃｒ　、　Ｍｏ量は圧力容器用鋼の鋼種によって
制限することが必要である。

■はすでにのべたように、じん注、使用中ぜい化を改善
するうえから必要である。溶接金属中のＶが０゜０８％
よりも少ないと、じん性のバラツキが大きく、かつじん
性低下を招き、さらに使用中ぜい化に対しても良くない
。０．０８％よりも多くてもじん性低下、使用中ぜい化
の促進を招き、かつ延性も不十分となる。これらの溶接
金属中のＶ量の範囲において良好な特性を得るた、め、
これをワイヤからの移行に依存すると但ワイヤ甲のＶを
０．０８％以下の範囲にする。このＶについては、フラ
ックスもしくはワイヤの少なくとも一方あるいは両方に
添加することができる。

Ｎ１は使用中ぜい化を促進するために多量に添加できな
い。溶接金属中でＮｉが０．８０％よりも多くなると使
用中ぜい化が著しくなり、ぜい性破壊の危険性が増す。

このためにワイヤ中のＮ１は０．８０％以下に−１−る
必要がある。

Ｔ１を溶接金属中に含有させるときにしん件のばらつき
を少なくし、かつ高じん性を得るために１ｉｌｌｌ限を
受ける。浴接釡属甲のＴ１が０．００８％よりも少ない
場合にもじん住改善にを与するが高温強度にあまり役立
たないこともある。いっぽう、０．０１２％よりも多く
なるとじん性のばらつきが犬キくなり、安定したしん性
が得られなくなる。このように晶いじん性を安定して得
るうえからワイヤ中のＴ１は０．０６％以下にしなけれ
ばならない。

なおＴ１についてもフラックスもしくはワイヤの少くと
も一方あるいは両方に添加することができる。

以上述べたようにこの発明による溶接金属は、上記の金
属元素以外は、基本的にＦｅと不純物元素から構成され
るものであるが、その他にｋｌはフラックスあるいはワ
イヤに微量添加しても溶接作業性およびじん性ともにさ
ほど影響を受けないので、溶接金に甲で０．０１５％以
内なら含有してもよいがこの限度をこえるとじん性が低
下することもある。

またＢについても同様に、溶接金属中でｏ、ｏｏａｏ％
以内なら含有してもよく、これよりも多くなると高温わ
れが発生しやすく、さらにじん性、使用中ぜい化に対し
て好ましくない。したがってＢを含有させるときでもで
きるだけ少ないほうが良く、好ましくは０．００１０％
以下がよし１゜さらにＮｂについてはじん性、使用中ぜ
い化を悪くする傾向があるのでさようなおそれのない０
．０２０％以下なら含有させてもよい。

この発明の浴接金属は不純物としてＰ　＋　Ｓｎ　＋Ａ
ｓ　＋　Ｓｂを含むが何れも粒界ぜい化元素とし７て働
くため、できるだけ少すくシたほうが使用中針ぜい化特
性の改善に対して好ましい。

なおフラックスには脱酸剤としてＦｅ−８ｉ。

Ｆｅ−Ｍｎ、金属Ｍｎ　、　Ｆｅ　”Ａｔ、　Ｆｅ　−
Ｔｉ　、グラファイトなどを添加することができる。

上記から構成される焼成型フラックスおよび溶接用鋼ワ
イヤを組合せてサブマージアーク溶接する場合、ＩＪ−
多パス溶接金属はもちろんのこと、１１〆１　ハス溶接
金属にあってもじん性のばらつきが少なく、かつ十分な
低温じん性および使用中針ぜい化特性改善が得られる。

とくに開先面間距離Ｗが２０關までは１）４１バス溶接
ができるが、それよりも広い開先幅になるとスラグ巻込
み、融合不良などの溶接欠陥を発生しやすくなり、との
赳接欠陥発生を防止するには、溶接人熱遺を大きくする
ことによって一応解決できるが、じん性低下を招くので
好ましくなく、したがって、開先面間距離Ｗが２０訂よ
りも大きくなると１層多パス溶接に〆史したほうがじん
性、溶接欠陥発生の点からもすぐれている。

さて以上述べたところに従いｆｉｌにまとめて示す供試
フラックスを用意し、これに表２で示した溶接用鋼ワイ
ヤを組合わせてサブマージアーク溶接を行い、以下如実
施例で述べる成績が得られた。

実施例　１ 板厚７５朋の２　’／　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ鋼板（０，１
５％Ｃ。

０．２０％Ｓｉ　、　０．５９％Ｍｎ　、　０．００５
％Ｐ　、　０．００４％３　、２．２８％Ｃｒ　、　１
．０１％１ｖｆｏ　）を第８図に示す開先形状に加工し
たのち、径４朋のワイヤＷ４と７ラツクスＦｌ、２，８
，１０．１１をそれぞれ組合せ、交流電流５００　Ａ　
、　２８　Ｖ　、　２５　ｃＩｎ／ｍｊ−Ｈの条注でＩ
Ｊ鍔１パス積層の多Ｊｆ！Ｉ盛浴接し、表８−１に示す
溶接金属を得た。

溶接作業性は表８−２のとおりであり、溶接完了後に超
音波非破壊検食を行った結果も表３−２に示した。

表８−２ 同表に示すように、この発明範囲のフラックスＦ　１　
、２．８は溶接作業性も良好でスラグ巻込み、融合不良
などの溶接欠陥は皆無であった。しかしＣＯ２前の過多
なＦｌｏとＴｉ量が過大なＦｉｌはスラグはく離性、ア
ーク安定性、アンダカットなどが起因して溶接欠陥を多
斂発生した。

実施例　２ 板厚１００　ｒ＝ｘの２　’／４　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍｏ　
％４板（０，１４％Ｃ２０．２４％Ｓｉ　　、０．５３
　％Ｍｎ　　、０．０Ｍ　％Ｐ　　、０．００４％Ｓ　
、　２．２６％Ｃｒ　、　１．０２％Ｍｏ　、　０．１
４％Ｎｉ　）からなる第４図のような拘束割れ試験体に
つき、１層１パス積層による多層審溶接を行った。この
場合に用いたワイヤは径４．０朋のＷ４である。フラッ
クスはＦｌ、２，３．（ｌの４種類で、室温３０°Ｃ１
混１１８０％の昼閉気で１２時間吸湿させたのちに使用
した。な２、溶接条件は５０ＯＡ、２７Ｖ。

２２　Ｃｍ／ｍｉｎで予納、パス間Ｆｎ　度１５０　”
Ｃとした。

溶接部りｉ＊ＪＪ成（・１表’／　−１に示し、また溶
接児了後４８時閣のちＩｔＣ超音波ｉ朶鴎による非破壊
検査および４ｉ袖断面マクロ試験片で割れの有蕪を調べ
た。

その結果を表４−２に掲げた。

この発明の７ラツクスＦｌ、Ｆ２．Ｆ８では割れは全く
認められず、健全な溶接部であったが、Ｆ９は多数の横
′刺れを発生していた。

実施例　８ 板厚７５　Ｉ＋ｍ　ｌ　′／４Ｃｒ　−’／２　Ｍｏ鋼
板（０，１５％Ｃ１０，５２％Ｓｉ　、　０．５７％Ｍ
ｌｌｌ　、　０．００４％Ｐ　、　０．００５％Ｓ　、
　１．３層％Ｃｒ　、　０．５２％Ｍｏ　）を第３図に
示す開先形状に加工したのち、ワイヤおよび７ラツクス
をそれぞれ変化させて１層１バス槓層法で多層盛浴接し
た。浴接条件は５５０Ａ、２９Ｖ、２７Ｃｍ／ｍ１ｎで
予熱、バス間温度は１２０’Ｃ〜１７５’Ｃの範囲で行
った。溶接金属の化学成分を表５−１に、衝撃試悄結呆
を表５−２に示す。

溶接材料の組合せＷＩＸＦ６　、Ｗ２ＸＦ５は極めてす
ぐれた低温じん性が得られたが、Ｗ２ＸＦ７では溶接金
属の■過量、Ｗ８〆Ｆ９はＴｉＡ量のため悪い結果を生
じた。

実施例　４ 実施例１で用いた板厚７５關の２１７　Ｃｒ−ｌＭｏ鋼
板に第５図に示すようなＶ溝を加工し、この中を５５　
ＯＡ　、　２５　Ｖ　、　１７　ｃｍ／ｍｉｎの条件で
ｌパｙ、ｆｆ。

接した。これより１１関０の再現熱サイクル試験片５を
採取し、第６図に示すような熱サイクルを付加し、衝１
謎試１険片６をυＤ工した。フラックスＦ２とワイヤＷ
４　、Ｗ９を組合せて浴接した。１パス溶接金属の化学
成分ン社６に、各再加熱温度でのしん注を第７し１に示
す。

Ｗ４ＸＦ２の組合せでは各再加熱温度でのばらつ錬が小
さく、かつ高じん性を示している。さら（（溶接のまま
の溶接金属、すなわち柱状組織部と１０００　’Ｃ−１
２００°ＣＭ加熱され７粒が細粒化した組織部および１
３５０“Ｃに加熱され７粒が粗大化した組織部でもほと
んど変わらないじん性が得られている。これにより１層
１バス多層盛溶接金妃でも高じん性で、かつばらつきの
小さいものが得られる。いっぽう、Ｔ１を多く含有した
Ｗ９ＸＦ２の組合せでは、各７１［］熱温度でのしん件
のばらつきが惟め−Ｃ大ヂく、さらに、溶接のまま、７
００゛Ｃ〜９００”Ｃ，１１５０”Ｃ再加熱したもので
低じん性を示している。

実施例 実施例４で用いた鋼析および溶接材料を用いて、萬３ｉ
）２Ｉの開先形状ケ５０ＯＡ、２９Ｖ、２５６１ｎ／ｍ
ｉｎ　、予熱、バス間温［１５０℃〜２００℃で１層ｌ
パス績層で多；シ４盛溶従した。その娶合の溶接金属の
しん性を辰７に示すが、実施例４での結果と同じように
Ｗ４　Ｘ　Ｆ２の溶接材料の組合せでは。

低温じん性および使用中ぜい化ともに極めてすぐ□れた
値が得られた。しかし、Ｔ１を多く含んだＷ９　ＸＦ２
の組合せでは低じん性である。

表７　実施例５での溶接金属のしん性 実施例 実姉例２で用いた板厚１００耶のＺ　’／　Ｃｒ−Ｉ　
Ｍ。

鋼板に第８図に示す開先ノヒ状をＩＪ日工し、溶接材料
Ｗ３ＸＦ７　、Ｗ４ＸＦ５　、Ｗ５ＸＦ８　、Ｗ５ＸＦ
９の組合せで１層ｌパス績層の多層盛溶接を行った。

溶接条件は５５０　Ａ　、　２９　Ｖ　、　２８　ｃｍ
／ｍｉｎ　、予熱バス間温度は１５０”ｃ〜２００　”
Ｃである。ｄ接金鴇の化学成分を表８−１に、機械的性
能を表８−２に示す。

表　８−２ 同表にて、ＷっＸＦ８の組合では俗ｉ渉ビードに高福割
れを多く発生し、性能試験は行えなかった。

Ｗ３ＸＦ７の組合せではじん牛主、引張強さ、伸びとも
に良好な値を示すが過剰なり含有量であるｗ４×Ｆ５の
胡合せの場合、０が多いｗ５ｘＦ９の絹合せの場合にじ
ん性は勿橢のこと伸びも低ドしている。

央悔例　７ ［厚１５０　ｌｌ１ｍの８　Ｃｒ−Ｉ　Ｍｏ　ＰＡ板（
Ｏ，ｔａ％Ｃ９０，２４％Ｓｉ　、　０．５０％Ｍｎ　
、　０．００３％Ｐ　、　０．００８％Ｓ　、　３．１
０％Ｃｒ　、　１．０６％Ｍｏ　）を第３図に示すよっ
て開先加工し、溶接条件５５０Ａ、２８Ｖ。

２８　ｃｍ／ｍｉｎ　、予熱、パス間温度２００°Ｃ〜
２．５０℃で１層１バス積層の多層盛溶接を実廁した。

溶十が金鋼の化学ｔｉ分を表９−１に、衝撃試験結果を
表９−２に示す。

溶接材料の組合せＷ６ＸＦ４　、Ｗ７ＸＦ１３はじん性
。

および使用中針ぜい化特性ともにすぐれているが、Ｖ量
が多ずぎるＷ１０ＸＦ５はじん性および使用中ぜい化と
もに悪い。

以上のようにこの発明によると、耐熱イ氏合金鋼溶接金
稙のじん廿および匣ノ目中針ぜい化特性改善を右Ａ・１
１に図ることかで式だ。

４区１而の１イＪ４Ｌな説萌 、Ａ１図は、従来の１層多バス積層方式を示す模式図、 第２図は、この先例による１ｒ￥ｊ　ｌバスの積層方法
を示す・漠式しＩ−Ｃあり、 第８し１は、開先形状を示す断面図、 第４し１は、拘束む１ｊれシ（２庚片の外観図、第５１
メｊは、試訣片の採取位置を示す説明図であり、 第６しｊは、丹現熱サイクルにおける温度履歴線図、　
　　　　　　　− ＠７図（ま再現餡、サイクルにおける最高加熱幅ぼとじ
ん性との関し１１図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｌ　　Ｂａ又は／及びＣａ　、　Ｍｙの炭酸塩を、Ｍｙ
   　。 Ｂａ　、　Ｃａ　、　ＳｉおよびＡＩの酸化物ならびに
   ＣａＦ　ｚとともに、それぞれガス発生剤成分、スラグ
   形成成分として含み、かつＶ　、　Ｔｉ　。 ＳｌおよびＭｎのうち少くとも１種の金属粉を含有する
   組成において、塩基性成分の重量％の総和と酸性成分の
   重量％の総和との比であられされる塩基度を、２．８〜
   ４．５の範囲に調整したフラックスを、浴接用鋼ワイヤ
   と組合わせ用いて、Ｃ：　０．０８〜０．１５重ψ％。 Ｓｉ　：　０．１０〜０．５０重量％、　Ｍｎ　：　０
   ．８〜０．９　・Ｍ量％、　Ｃｒ　：　０．９〜８．５
   　ｇ量％、　Ｍｏ　：　０．４０〜１．２０を戒％、　
   Ｖ　：　０．０１３〜０．０８　重量％　。 Ｎｉ　：　０．８重量％以下を含有する組成の溶接金属
   を得るに１祭し、上記フラックスに、七の粉を配合添加
   することを特徴とする耐熱低合金鋼のサブマージアーク
   溶接方法。 ２．７ラツクスが、その全量中に金属炭酸塩をＣｏ２に
   換算して２〜１５重葉％を占めるガス発生剤成分を含有
   するものとした、１記載の方法。 ＆　溶接金属中のＶがそれらの少くとも１部につき、フ
   ラックス中に配合したＶの金属粉に由来するものとした
   ｌ又は２記載の方法。