JPS6016878B2 - 極低炭素鋼の潜弧溶接法 - Google Patents
極低炭素鋼の潜弧溶接法Info
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- JPS6016878B2 JPS6016878B2 JP55131578A JP13157880A JPS6016878B2 JP S6016878 B2 JPS6016878 B2 JP S6016878B2 JP 55131578 A JP55131578 A JP 55131578A JP 13157880 A JP13157880 A JP 13157880A JP S6016878 B2 JPS6016878 B2 JP S6016878B2
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Description
本発明は高強度、高鞠性が要求されるラインパイプその
他低温での高使用性能が要求される極低炭素鋼の潜弧溶
接法に関するものである。 近年寒冷地パイプライン鋼の開発過程に見られるように
、低合金高張力鋼は溶接性、低温靭性確保の点から低Ｃ
ｅｑ化、特に極低炭素化が進んでおり、制御圧延技術の
発達に伴って、０．１重量％（以下％と略記する）Ｃ程
度の通常のＣ含有量の鋼に比べ、Ｃ含有量の低い０．０
６％のＣを含有する鋼が種々開発これ実用化の懐向にあ
る。 現在低合金高張力ラインパイプ鋼の造管溶接においては
、低温靭性を良好にするためにＴｉ、Ｂ添加が可能なフ
ラックスと、以下に示す溶接ワイヤ、すなわちＪＩＳに
おいてはＳＡＷ３２（Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ：０．０５
〜０‐２５％、Ｍｎ：１．３０〜１．８０％）もしくは
ＳＡＷ４１（Ｃ≦○‐１７％、Ｓｉ≦○‐０５％、Ｍｎ
：１．８０〜２．２０％）にＭｏ、Ｎｉ等を添加したも
の、あるいはＡＷＳ規格においてはＥＡ３（Ｃ：０．１
０〜０．１８％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ：１．７０〜
２．４０％、Ｍｏ：０．４５〜０．６５％）もしくはＥ
Ｈ１４（Ｃ：０．１０〜０‐１８％、Ｓｊ：０．０５〜
０．３０％、Ｍｎ：１．７５〜２．２５％）を祖合せた
潜弧溶接法が採用されており、ＵＯＥ、スパイラル、ペ
ンディングロール等の製造工程で造督されている。 ところでＣ含有量が０．０５％という極低Ｃ鋼を毅御圧
延法により圧延して鋼板とし、管状に成形後、ＡＷＳ規
格ＥＡ３に相当する０．１Ｃ−創価一０．９Ｍｏワイヤ
とＴｉ０２、Ｂ２０３系〆ルトフラツクスを組合せて潜
弧溶接を行い、得られた溶接金属の諸特性を第１表に示
す。 第１表に明らかなように、溶接金属の高温延性の低下が
認められ、造管溶接のように溶接中に変形が生じる状況
下では、溶接金属中の欠陥発生をうながしやすく、また
そのために低温靭性のバラツキも通常のＣ含有量の鋼の
溶接金属に比べて大きくなることが見出された。一方Ｃ
含有量が０．０９％と通常の含有量の鞠を、上記方法で
溶接する場合には、高温瓢性の低下はなく、したがって
低温級性のバラツキも小さいことが種々の検討から確認
されトこの現象が通常のＣＳを含有するワイヤと、極低
Ｃ鋼を細合せて得られる溶接金属に固有なものであるこ
とが判明している。 第１表 本発明者らは、かかる極低Ｃ鋼の溶接金属における高温
延性の低下によって生じる欠陥を防止し「かつ良好な低
温籾性を保証するような潜弧溶接を行う方法を提供する
ことを試み、まず高温延性の低下が溶接金属中のＣ、Ｂ
塁と密接に関係している点に着目した。 第１図は、本発明者らが溶融・凝固熱ヤィクル再現試験
（装置、方法等の詳細はＷｅｌｄｉ増ＪｏｍＭＩ＄巻９
号２７お頁参照）による各種凝固金属の凝固直後の延性
の温度依存性を示す。 同試験のための試験片は、第２図に示すように、実際の
潜弧溶接継手から採取したＩＱ岬ぐの丸榛試験片１１で
あり、被試験部１２の化学成分は、第１表に示す通りで
ある。 被試験部は、約６肋の幅にわたって再現試験装置により
潜弧溶接をシミュレィトした熱サイクルで加熱、溶融、
冷却され、その冷却途上で外力が付加されて被試験部は
破断される。 破断時の延性は、通常断面収縮率（％）（〔凝固ままの
断面積一破断後の断面積／凝固ままの断面鏡〕×１００
）で表示されるが、断面収縮率が凝固点直下で亥から急
速に向上した後、１３００午０から１０００ｑｏの間に
おいて、それが５０％ら〆上の値に到達していれば、造
管溶接の如く過渡的な変形が生じ易い場合でも「欠陥発
生の問題は生じない。従釆から、Ｃが０．１３％より多
い場合に発生する凝固割れは知られていたが、こ）に述
べる欠陥とは、従来判明していなかったＣ：０．０３〜
００６％の範囲で発生する高温における延生低下に起因
する微細高温割れを言う。 而して従釆から、低Ｃになると低合金鋼溶接金属の高温
延性が向上することが知られており、それは第１図に示
すように、Ｂを含有しない系ではある程度、低Ｃになる
と良好な引張高温延性が得られることと対応している。 一方Ｂを含有する銅の凝固金属においては、この概念が
まったくあてはまらず、０．０６％以下および０．１４
％以上のＣを含有すると、これらの範囲で高温延性が箸
るしく低下することも同図は示している。すなわち、第
１図中のＭ．１〜８は、第２表にその化学成分を示す凝
固金属の高温延性を示したものである。第２表 （重量％） Ｂを含有しない系柚．１、４、６においては、０．１２
％のＣを含むＭ．６がいく分低い値を示しているものの
、１３０び０から１００ぴ０にかけての延性がいずれも
５０％以上あり、高拘束下で溶接金属中に欠陥は生じな
い。 それに対し、Ｍ．２はＭ．１と同じ０．０３％のＣの他
に、Ｂを０．００４５％を含有するが、舷．１に比較し
て凝固点直下における延性の回復が少ないばかりでなく
、１３０ぴ○以下の延性力約３０％以下と極端に低い。 この煩向は０．０６％Ｃ、０．００５１％Ｂを含有する
Ｍ．３においても同様であり、これらＭ．２、３の凝固
金属には大きな変形が付加されると、ビード曲げ試験で
割れと判定される欠陥が発生する可館性がある。次にＭ
．５は０．０７％Ｃ、０．００３９％Ｂを含有するが、
同じ０．０７％のＣを含有し、Ｂは含有しないＭ．４に
比べて延性はいく分低いものの、凝固点直下の延性回復
は速やかであり、かつ１３０ぴ○以下で８０％以上の延
性を有していて欠陥は発生しない。 また地．７は０．１３％Ｃ、０．００４４％Ｂを含有し
、舷．５より延性はさらに低いものの１３０ぴ○以下の
延性はほぼ７０％あり、これも欠陥発生の恐れはない。
舷．８は０．１４％Ｃ、０．００４７％Ｂを含有するが
、Ｍ．２、３と同様凝固後の延性回復が少ないばかりで
なく、１３００℃以下での延性も１２００℃で５０％程
度になるものの、他温度では４０％程度の値であり、や
はり高拘束下では欠陥発生の恐れがある。一方第３図に
示すように溶融・凝固熱サイクル再現試験片と同じ位贋
から採取したシヤルピ−試験片１３に／ツチ１４を図の
ように入れて、−５０℃で衝撃試験を行った結果を第２
表にあわせ示す。 良好な低温級性を有する地．３、５およびＭ．７とそう
でないＭ．４およびＭ．６との比較から明らかなように
、Ｍ．３、５およびＭ．７の如く、ＴｉとＢが共存しな
いと十分な低温級性が得られぬことがわかる。 またＭ．２とＭ．３、５および肺．７との比較から明ら
かなように、Ｔｉ、Ｂを添加しても溶接金属のＣが極端
に少ないと充分な低温靭性は得られない。 またＭ．８の場合のように０．１４％Ｃ以上でも低温級
性は低下する。 ところで鋼溶接金属の高温割れ感受性に及ぼすＣ量の影
響を述べるにあたり、まず割れ挙動と大きな関係のある
鋼溶接金属の凝固過程について説明する。 第５図ａは高温城のＦｅ‐Ｃ二次元系状態図、第５図ｂ
は溶接の如き非平衡条件下でのＦｅ−Ｃ合金の凝固過程
を湊式的に示す。 非平衡条件下の凝固においては、固相の成長速度が速い
ため、凝固界面前面の液相中に排出される溶質元素（こ
の場合Ｃ）が均一拡散する時間的余裕がないことから、
液相中にＣが濃縮されるような状況で凝固が進行する。
換言すれば、凝固初期の固相のＣ濃度は、合金の平衡濃
度よりズＭ厚‘こ低く、凝固終期のそれは平均濃度より
大幅に高くなる。 第５図の合金１は、このような条件下でも初晶が６相で
、そのまま凝固が完了し、固相変態によりｙ相となる場
合である。 合金２および３は、合金１と同様凝固初晶は６であるが
、Ｃの濃縮が進むため途中でｙ凝固を行う。Ｃ含有量が
より少ない合金２の場合は、凝固終期において、液相Ｌ
が６、ｙ相の両方に接するような状況で凝固が終了する
。一方合金３においては、液相はｒ相とのみ接する。合
金４は完全なｙ凝固を行う場合である。次に鋼溶接金属
に発生する高温割れとＣ塁の関係を第６図に示す。 領域１の割れは従釆から報告されている溶接高温割れに
あたるもので、よく知られているように、Ｃ量の増加と
ともに割れ感受性が増大する。 領域０の割れは、本発明において述べた微細割れであり
、６→ｙ変態の収縮歪に謎起された高温延性の低下が原
因で発生するものと推察される。Ｃ含有量が０．００５
〜０．０５％の鋼板を、０．０８〜０．１５％程度の通
常のＣ含有ワイヤにて港弧溶接を行うと発生し易い。領
域１の割れは第５図の合金３および４の凝固モードに対
応して発生するもので、Ｃ量の増加につれて割れ感受性
が増すのは、６相に比べｙ相がＰ、Ｓといった高温割れ
を助長する不純物元素の溶解度が低いので、ｙ凝固が促
進される程、凝固銭液にこれら元素が濃縮され易くなり
、かつ第５図−ａの状態図からも明らかなように、Ｃ量
の増加とともに固液共存城の幅が大きくなるためと推察
される。 領域０の割れは、第５図の合金１の凝固モードに対応し
て発生するもので、８凝固のまま凝固が完了すると、６
→ｙ変態が完全固相内で生じる結果、８→ｙ変態の収縮
歪が直接固相間に残存する液膜に作用して、微細な高温
割れの発生を促すもので、従来このような割れの発生は
知られてし、なかつた。 第６図における領域１と０の間のＣ量で、高温割れが発
生しないのは、第５図の合金２の如く「最終凝固が６十
ｙ２相で完了する結果、６→ｙ変態収縮歪が緩和される
ためと考えられる。 本発明者らはこれらの知見に基づいて本発明を完成した
。以上詳細に述べたように、本発明は従来明らかにされ
ていなかった領域ロの微細割れの発生防止を目的として
おり、そのために、従来のＡＷＳの規格にもないような
、０．１９〜０．５５％Ｃという高Ｃワイヤを用いて、
０．００５〜０．０５％Ｃ髄を潜弧溶接し、溶接金属の
凝固モードが６十ｙ２相共存となるように、すなわち当
該溶接金属のＣ量が、０．０７〜０．１３％となるよう
に制御する方法を提案している。 まず炭素含有量が０．００５〜０．０５％の鋼を港弧溶
接するためには、溶接ワイヤのＣ草を０．１９〜０．５
５％とすべきである。 その理由は次の通りである。すなわちＢを含有する溶接
金属において、十分な高温延性を確保して、欠陥の発生
を防止するためには、第１図に関する説明の部分で述べ
たように、溶接金属中のＣ量を０．０７％から０．１３
％の間にとどめる必要があるわけであるが、０．００５
％のＣを含有する鋼を潜弧溶接するにあたっては、溶接
ワイヤ中のＣを、０．３０から０．５５％の範囲にする
場合に、溶接金属のＣ含有量が前記の範囲に入る。また
０．０６％のＣを含有する鋼を溶弧溶接するにあたって
は、溶接ワイヤ中のＣを０．１９％から０．３３％とす
ると、溶接金属のＣ含有量が前記範囲に入る。以上の点
から０．００５〜０．０５％のＣを含有する鋼を潜弧溶
接するための溶接ワイヤのＣ範囲を、０．１９〜０．５
５％とした。 またこのようなＣの範囲に入っていれば、溶接金属の低
温轍性も良好となる。さらに本発明法における重要な骨
子の一つは、Ｔｉ、８の複合添加が行なわれるように、
ワイヤ及びフラックスの溶接材料に、ＴｉおよびＢを合
０有させることである。 即ち、ＴｉはＢと共存してミクロ組織を微細化させ、低
温鞠性を向上させるに有効な元素であり、本発明の目的
とする低温軸性のバラッキを少なくして、良好な低温靭
性を確保するためには、タワィャ及びフラツクスのいず
れか一方又は両方からこれらの元素を複合添加すること
を必須とするものである。 この場合Ｔｉ、Ｂの添加量としては、溶接金属中の含有
量として、それぞれ０．００４〜０．０３５％のＴｉな
らびに０．００１〜０．００５％のＢを添加するのがよ
い。 Ｔｉの添加基の合計が、溶接金属中の含有量として０．
００４％未満では十分な低温級性が得られず、０．０３
５％超では溶接金属再熱部の靭性を劣化させるので好ま
しくない。 なおＴｉをワイヤから添加する場合は、ワイヤがソリツ
ドワィャであればその合金成分として添加するが、実験
によると、後述するようにＴｉ：０．１２％以下、少く
とも０．０３％とする。また複合ワイヤであれば、フェ
ロチタンの形で充填剤として添加す子・か、又はフラツ
クスから添加する場合には、ルチル、チタンスラグ又は
フェロチタンとして添加するかいずれでも良い。 なおルチル又はチタンスラグの形もしくはフェロチタン
の形でフラツクスからＴｉを添加する場合は、夫々Ｔｉ
０２換算で５〜３０％、フェロチタン換算（Ｔｉ量５０
％）で０．５〜５％添加すれば、溶接金属中の含有量と
して０．００４〜０．０３５％の添加に相当することに
なるものである。また８の場合、その添加量の合計が熔
接金属中の含有量として０．００１％未満では十分な低
温鰯性が得られず、０．００５％超では高温割れ感受性
を増大させるので好ましくない。 なおＢをワイヤから添加する場合は、ワイヤがソリッド
ワィャであればその合金成分として添加するが、実験に
よると、後述するように、Ｂ：０．００６％以下、少く
とも０．００３％とする。 また複合ワイヤであれば、フェロボロンの形で充填剤と
して添加するか、又はフラックスから棚酸、棚酸塩ある
いは棚砂の如き含Ｂアルカリ金属塩等、又はフェロボロ
ンとして添加するかいずれでもよい。棚酸、棚酸塩、棚
砂等の形もしくはフェロボロンの形でフラックスからＢ
を添加する場合は、夫々Ｂ２０３換算で０．０５〜１．
０％、フェロボロン換算（Ｂ量２０％）で０．０７〜１
．７％添加すれば、溶接金属中の含有量として０．００
１〜０．００５％の添加に相当することになるものであ
る。なおルチル、チタンスラグ、棚酸、棚酸塩、棚砂等
はポンドフラツクス、メルトフラツクスにかかわらず使
用してもその効果は同じである。 なお使用されるワイヤの基本成分系としては、０．０１
〜０．５％のＳｉ、０．９〜３．５％のＭｎを含有する
こ＊とが好ましい。即ち使用されるワイヤ中のＳｉは脱
酸元素として有効な元素であるから０．０１〜０．５％
とするのが良い。０．５％超では溶接金属の耐割れ性を
低下させるし、０．０１％未満では脱酸効果が充分でな
い。 また使用されるワイヤ中のＭｎは溶接金属のミクロ劉機
を針状フェライトにして低温轍性を向上させるのに有効
な元素なので、０．９〜３５％含有することが望ましい
。 ０．９％禾満のＭｎでは十分な抵温級性が得られず、３
５％超ではかえって低温轍性が劣化するとともに、ワイ
ヤ仲線が困難となるので好ましくない。 なお本発既において使用されるワイヤは、ワイヤ全体と
してのＣの分析値が所定の範囲に入るものであれば、い
わゆるソリツドワイヤであっても、又合金成分の一部を
金属粉、合金粉として管状ワイヤに充填したいわゆる複
合ワイヤであっても、いずれも本発明の主旨を些かも変
更するものではない。 また本発明において使用されるワイヤは前記元素の他に
０．６％以下のＭｏ、３．５％以下のＮｉの一方又は両
方を添加することができる。 その場合Ｍｏは溶接金属の強度を向上させるので、０．
６％までの添加が有効である。 ０．６％を超えると低温籾性の劣化が箸るしくなる。 またＮｉは低温数性の向上に有効な元素であり、３．５
％まで添加できる。３．５％を超えると低温籾性の低下
が顕著となる。 また本発明においては前述の如く、溶接金属のＣ量を０
．０７〜０．１３％にして、Ｂに起因する高温延性低下
を防止することが目的であるから、多電極溶接法を行な
うに際しては、必ずしもすべての電極に前記のような範
囲のワイヤを用いなければならない事はなく、所期の目
的が蓮せられる限り、適宜通常のワイヤを前記成分範囲
のワイヤ、フラツクスと絹合せて用いることができる。 さらに使用される溶接フラツクスの塩基度は、１１Ｗ表
示法準拠ので、０．５〜２．５の範囲にあれば良好な作
業性を与える。 塩基度が０．５末満になると溶接金属中の酸素量が極端
に増加して低温級性を劣化させる。 また２．５超では良好な作業性を維持することが困難と
なる。以下本発明の効果を実施例によりさらに具体的に
示す。 実施例に用いた溶接ワイヤ、フラックス、鋼板の化学成
分および溶接条件の一覧表を第３表に示す。ここでＡ，
Ｃ，Ｅ，Ｇは比較例、Ｂ，Ｄ，Ｆ，日，１，Ｊ，Ｋ，Ｌ
は本発明例である。各継手からは第３図に示す要領でシ
ャルピー衝撃試験片を採取するとともに、同じ位直から
縦ビード曲げ謙鹸片を採取した。船 藤 もぎ。 員も雪疎通 雪雲鮪皇室 真賃員雫 ｌｌ ぶ き工ぶ 員 戦雲毒 ン３ ｌｌ 髪暮 誰雲 薄幸章 難産 薫き葦… 導き墨雲量雲 ｂｄｅｅＮ。 旨旨角。 支ヌ支ヌヌ軍雪雲雷雪 ＤＸ
他低温での高使用性能が要求される極低炭素鋼の潜弧溶
接法に関するものである。 近年寒冷地パイプライン鋼の開発過程に見られるように
、低合金高張力鋼は溶接性、低温靭性確保の点から低Ｃ
ｅｑ化、特に極低炭素化が進んでおり、制御圧延技術の
発達に伴って、０．１重量％（以下％と略記する）Ｃ程
度の通常のＣ含有量の鋼に比べ、Ｃ含有量の低い０．０
６％のＣを含有する鋼が種々開発これ実用化の懐向にあ
る。 現在低合金高張力ラインパイプ鋼の造管溶接においては
、低温靭性を良好にするためにＴｉ、Ｂ添加が可能なフ
ラックスと、以下に示す溶接ワイヤ、すなわちＪＩＳに
おいてはＳＡＷ３２（Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ：０．０５
〜０‐２５％、Ｍｎ：１．３０〜１．８０％）もしくは
ＳＡＷ４１（Ｃ≦○‐１７％、Ｓｉ≦○‐０５％、Ｍｎ
：１．８０〜２．２０％）にＭｏ、Ｎｉ等を添加したも
の、あるいはＡＷＳ規格においてはＥＡ３（Ｃ：０．１
０〜０．１８％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍｎ：１．７０〜
２．４０％、Ｍｏ：０．４５〜０．６５％）もしくはＥ
Ｈ１４（Ｃ：０．１０〜０‐１８％、Ｓｊ：０．０５〜
０．３０％、Ｍｎ：１．７５〜２．２５％）を祖合せた
潜弧溶接法が採用されており、ＵＯＥ、スパイラル、ペ
ンディングロール等の製造工程で造督されている。 ところでＣ含有量が０．０５％という極低Ｃ鋼を毅御圧
延法により圧延して鋼板とし、管状に成形後、ＡＷＳ規
格ＥＡ３に相当する０．１Ｃ−創価一０．９Ｍｏワイヤ
とＴｉ０２、Ｂ２０３系〆ルトフラツクスを組合せて潜
弧溶接を行い、得られた溶接金属の諸特性を第１表に示
す。 第１表に明らかなように、溶接金属の高温延性の低下が
認められ、造管溶接のように溶接中に変形が生じる状況
下では、溶接金属中の欠陥発生をうながしやすく、また
そのために低温靭性のバラツキも通常のＣ含有量の鋼の
溶接金属に比べて大きくなることが見出された。一方Ｃ
含有量が０．０９％と通常の含有量の鞠を、上記方法で
溶接する場合には、高温瓢性の低下はなく、したがって
低温級性のバラツキも小さいことが種々の検討から確認
されトこの現象が通常のＣＳを含有するワイヤと、極低
Ｃ鋼を細合せて得られる溶接金属に固有なものであるこ
とが判明している。 第１表 本発明者らは、かかる極低Ｃ鋼の溶接金属における高温
延性の低下によって生じる欠陥を防止し「かつ良好な低
温籾性を保証するような潜弧溶接を行う方法を提供する
ことを試み、まず高温延性の低下が溶接金属中のＣ、Ｂ
塁と密接に関係している点に着目した。 第１図は、本発明者らが溶融・凝固熱ヤィクル再現試験
（装置、方法等の詳細はＷｅｌｄｉ増ＪｏｍＭＩ＄巻９
号２７お頁参照）による各種凝固金属の凝固直後の延性
の温度依存性を示す。 同試験のための試験片は、第２図に示すように、実際の
潜弧溶接継手から採取したＩＱ岬ぐの丸榛試験片１１で
あり、被試験部１２の化学成分は、第１表に示す通りで
ある。 被試験部は、約６肋の幅にわたって再現試験装置により
潜弧溶接をシミュレィトした熱サイクルで加熱、溶融、
冷却され、その冷却途上で外力が付加されて被試験部は
破断される。 破断時の延性は、通常断面収縮率（％）（〔凝固ままの
断面積一破断後の断面積／凝固ままの断面鏡〕×１００
）で表示されるが、断面収縮率が凝固点直下で亥から急
速に向上した後、１３００午０から１０００ｑｏの間に
おいて、それが５０％ら〆上の値に到達していれば、造
管溶接の如く過渡的な変形が生じ易い場合でも「欠陥発
生の問題は生じない。従釆から、Ｃが０．１３％より多
い場合に発生する凝固割れは知られていたが、こ）に述
べる欠陥とは、従来判明していなかったＣ：０．０３〜
００６％の範囲で発生する高温における延生低下に起因
する微細高温割れを言う。 而して従釆から、低Ｃになると低合金鋼溶接金属の高温
延性が向上することが知られており、それは第１図に示
すように、Ｂを含有しない系ではある程度、低Ｃになる
と良好な引張高温延性が得られることと対応している。 一方Ｂを含有する銅の凝固金属においては、この概念が
まったくあてはまらず、０．０６％以下および０．１４
％以上のＣを含有すると、これらの範囲で高温延性が箸
るしく低下することも同図は示している。すなわち、第
１図中のＭ．１〜８は、第２表にその化学成分を示す凝
固金属の高温延性を示したものである。第２表 （重量％） Ｂを含有しない系柚．１、４、６においては、０．１２
％のＣを含むＭ．６がいく分低い値を示しているものの
、１３０び０から１００ぴ０にかけての延性がいずれも
５０％以上あり、高拘束下で溶接金属中に欠陥は生じな
い。 それに対し、Ｍ．２はＭ．１と同じ０．０３％のＣの他
に、Ｂを０．００４５％を含有するが、舷．１に比較し
て凝固点直下における延性の回復が少ないばかりでなく
、１３０ぴ○以下の延性力約３０％以下と極端に低い。 この煩向は０．０６％Ｃ、０．００５１％Ｂを含有する
Ｍ．３においても同様であり、これらＭ．２、３の凝固
金属には大きな変形が付加されると、ビード曲げ試験で
割れと判定される欠陥が発生する可館性がある。次にＭ
．５は０．０７％Ｃ、０．００３９％Ｂを含有するが、
同じ０．０７％のＣを含有し、Ｂは含有しないＭ．４に
比べて延性はいく分低いものの、凝固点直下の延性回復
は速やかであり、かつ１３０ぴ○以下で８０％以上の延
性を有していて欠陥は発生しない。 また地．７は０．１３％Ｃ、０．００４４％Ｂを含有し
、舷．５より延性はさらに低いものの１３０ぴ○以下の
延性はほぼ７０％あり、これも欠陥発生の恐れはない。
舷．８は０．１４％Ｃ、０．００４７％Ｂを含有するが
、Ｍ．２、３と同様凝固後の延性回復が少ないばかりで
なく、１３００℃以下での延性も１２００℃で５０％程
度になるものの、他温度では４０％程度の値であり、や
はり高拘束下では欠陥発生の恐れがある。一方第３図に
示すように溶融・凝固熱サイクル再現試験片と同じ位贋
から採取したシヤルピ−試験片１３に／ツチ１４を図の
ように入れて、−５０℃で衝撃試験を行った結果を第２
表にあわせ示す。 良好な低温級性を有する地．３、５およびＭ．７とそう
でないＭ．４およびＭ．６との比較から明らかなように
、Ｍ．３、５およびＭ．７の如く、ＴｉとＢが共存しな
いと十分な低温級性が得られぬことがわかる。 またＭ．２とＭ．３、５および肺．７との比較から明ら
かなように、Ｔｉ、Ｂを添加しても溶接金属のＣが極端
に少ないと充分な低温靭性は得られない。 またＭ．８の場合のように０．１４％Ｃ以上でも低温級
性は低下する。 ところで鋼溶接金属の高温割れ感受性に及ぼすＣ量の影
響を述べるにあたり、まず割れ挙動と大きな関係のある
鋼溶接金属の凝固過程について説明する。 第５図ａは高温城のＦｅ‐Ｃ二次元系状態図、第５図ｂ
は溶接の如き非平衡条件下でのＦｅ−Ｃ合金の凝固過程
を湊式的に示す。 非平衡条件下の凝固においては、固相の成長速度が速い
ため、凝固界面前面の液相中に排出される溶質元素（こ
の場合Ｃ）が均一拡散する時間的余裕がないことから、
液相中にＣが濃縮されるような状況で凝固が進行する。
換言すれば、凝固初期の固相のＣ濃度は、合金の平衡濃
度よりズＭ厚‘こ低く、凝固終期のそれは平均濃度より
大幅に高くなる。 第５図の合金１は、このような条件下でも初晶が６相で
、そのまま凝固が完了し、固相変態によりｙ相となる場
合である。 合金２および３は、合金１と同様凝固初晶は６であるが
、Ｃの濃縮が進むため途中でｙ凝固を行う。Ｃ含有量が
より少ない合金２の場合は、凝固終期において、液相Ｌ
が６、ｙ相の両方に接するような状況で凝固が終了する
。一方合金３においては、液相はｒ相とのみ接する。合
金４は完全なｙ凝固を行う場合である。次に鋼溶接金属
に発生する高温割れとＣ塁の関係を第６図に示す。 領域１の割れは従釆から報告されている溶接高温割れに
あたるもので、よく知られているように、Ｃ量の増加と
ともに割れ感受性が増大する。 領域０の割れは、本発明において述べた微細割れであり
、６→ｙ変態の収縮歪に謎起された高温延性の低下が原
因で発生するものと推察される。Ｃ含有量が０．００５
〜０．０５％の鋼板を、０．０８〜０．１５％程度の通
常のＣ含有ワイヤにて港弧溶接を行うと発生し易い。領
域１の割れは第５図の合金３および４の凝固モードに対
応して発生するもので、Ｃ量の増加につれて割れ感受性
が増すのは、６相に比べｙ相がＰ、Ｓといった高温割れ
を助長する不純物元素の溶解度が低いので、ｙ凝固が促
進される程、凝固銭液にこれら元素が濃縮され易くなり
、かつ第５図−ａの状態図からも明らかなように、Ｃ量
の増加とともに固液共存城の幅が大きくなるためと推察
される。 領域０の割れは、第５図の合金１の凝固モードに対応し
て発生するもので、８凝固のまま凝固が完了すると、６
→ｙ変態が完全固相内で生じる結果、８→ｙ変態の収縮
歪が直接固相間に残存する液膜に作用して、微細な高温
割れの発生を促すもので、従来このような割れの発生は
知られてし、なかつた。 第６図における領域１と０の間のＣ量で、高温割れが発
生しないのは、第５図の合金２の如く「最終凝固が６十
ｙ２相で完了する結果、６→ｙ変態収縮歪が緩和される
ためと考えられる。 本発明者らはこれらの知見に基づいて本発明を完成した
。以上詳細に述べたように、本発明は従来明らかにされ
ていなかった領域ロの微細割れの発生防止を目的として
おり、そのために、従来のＡＷＳの規格にもないような
、０．１９〜０．５５％Ｃという高Ｃワイヤを用いて、
０．００５〜０．０５％Ｃ髄を潜弧溶接し、溶接金属の
凝固モードが６十ｙ２相共存となるように、すなわち当
該溶接金属のＣ量が、０．０７〜０．１３％となるよう
に制御する方法を提案している。 まず炭素含有量が０．００５〜０．０５％の鋼を港弧溶
接するためには、溶接ワイヤのＣ草を０．１９〜０．５
５％とすべきである。 その理由は次の通りである。すなわちＢを含有する溶接
金属において、十分な高温延性を確保して、欠陥の発生
を防止するためには、第１図に関する説明の部分で述べ
たように、溶接金属中のＣ量を０．０７％から０．１３
％の間にとどめる必要があるわけであるが、０．００５
％のＣを含有する鋼を潜弧溶接するにあたっては、溶接
ワイヤ中のＣを、０．３０から０．５５％の範囲にする
場合に、溶接金属のＣ含有量が前記の範囲に入る。また
０．０６％のＣを含有する鋼を溶弧溶接するにあたって
は、溶接ワイヤ中のＣを０．１９％から０．３３％とす
ると、溶接金属のＣ含有量が前記範囲に入る。以上の点
から０．００５〜０．０５％のＣを含有する鋼を潜弧溶
接するための溶接ワイヤのＣ範囲を、０．１９〜０．５
５％とした。 またこのようなＣの範囲に入っていれば、溶接金属の低
温轍性も良好となる。さらに本発明法における重要な骨
子の一つは、Ｔｉ、８の複合添加が行なわれるように、
ワイヤ及びフラックスの溶接材料に、ＴｉおよびＢを合
０有させることである。 即ち、ＴｉはＢと共存してミクロ組織を微細化させ、低
温鞠性を向上させるに有効な元素であり、本発明の目的
とする低温軸性のバラッキを少なくして、良好な低温靭
性を確保するためには、タワィャ及びフラツクスのいず
れか一方又は両方からこれらの元素を複合添加すること
を必須とするものである。 この場合Ｔｉ、Ｂの添加量としては、溶接金属中の含有
量として、それぞれ０．００４〜０．０３５％のＴｉな
らびに０．００１〜０．００５％のＢを添加するのがよ
い。 Ｔｉの添加基の合計が、溶接金属中の含有量として０．
００４％未満では十分な低温級性が得られず、０．０３
５％超では溶接金属再熱部の靭性を劣化させるので好ま
しくない。 なおＴｉをワイヤから添加する場合は、ワイヤがソリツ
ドワィャであればその合金成分として添加するが、実験
によると、後述するようにＴｉ：０．１２％以下、少く
とも０．０３％とする。また複合ワイヤであれば、フェ
ロチタンの形で充填剤として添加す子・か、又はフラツ
クスから添加する場合には、ルチル、チタンスラグ又は
フェロチタンとして添加するかいずれでも良い。 なおルチル又はチタンスラグの形もしくはフェロチタン
の形でフラツクスからＴｉを添加する場合は、夫々Ｔｉ
０２換算で５〜３０％、フェロチタン換算（Ｔｉ量５０
％）で０．５〜５％添加すれば、溶接金属中の含有量と
して０．００４〜０．０３５％の添加に相当することに
なるものである。また８の場合、その添加量の合計が熔
接金属中の含有量として０．００１％未満では十分な低
温鰯性が得られず、０．００５％超では高温割れ感受性
を増大させるので好ましくない。 なおＢをワイヤから添加する場合は、ワイヤがソリッド
ワィャであればその合金成分として添加するが、実験に
よると、後述するように、Ｂ：０．００６％以下、少く
とも０．００３％とする。 また複合ワイヤであれば、フェロボロンの形で充填剤と
して添加するか、又はフラックスから棚酸、棚酸塩ある
いは棚砂の如き含Ｂアルカリ金属塩等、又はフェロボロ
ンとして添加するかいずれでもよい。棚酸、棚酸塩、棚
砂等の形もしくはフェロボロンの形でフラックスからＢ
を添加する場合は、夫々Ｂ２０３換算で０．０５〜１．
０％、フェロボロン換算（Ｂ量２０％）で０．０７〜１
．７％添加すれば、溶接金属中の含有量として０．００
１〜０．００５％の添加に相当することになるものであ
る。なおルチル、チタンスラグ、棚酸、棚酸塩、棚砂等
はポンドフラツクス、メルトフラツクスにかかわらず使
用してもその効果は同じである。 なお使用されるワイヤの基本成分系としては、０．０１
〜０．５％のＳｉ、０．９〜３．５％のＭｎを含有する
こ＊とが好ましい。即ち使用されるワイヤ中のＳｉは脱
酸元素として有効な元素であるから０．０１〜０．５％
とするのが良い。０．５％超では溶接金属の耐割れ性を
低下させるし、０．０１％未満では脱酸効果が充分でな
い。 また使用されるワイヤ中のＭｎは溶接金属のミクロ劉機
を針状フェライトにして低温轍性を向上させるのに有効
な元素なので、０．９〜３５％含有することが望ましい
。 ０．９％禾満のＭｎでは十分な抵温級性が得られず、３
５％超ではかえって低温轍性が劣化するとともに、ワイ
ヤ仲線が困難となるので好ましくない。 なお本発既において使用されるワイヤは、ワイヤ全体と
してのＣの分析値が所定の範囲に入るものであれば、い
わゆるソリツドワイヤであっても、又合金成分の一部を
金属粉、合金粉として管状ワイヤに充填したいわゆる複
合ワイヤであっても、いずれも本発明の主旨を些かも変
更するものではない。 また本発明において使用されるワイヤは前記元素の他に
０．６％以下のＭｏ、３．５％以下のＮｉの一方又は両
方を添加することができる。 その場合Ｍｏは溶接金属の強度を向上させるので、０．
６％までの添加が有効である。 ０．６％を超えると低温籾性の劣化が箸るしくなる。 またＮｉは低温数性の向上に有効な元素であり、３．５
％まで添加できる。３．５％を超えると低温籾性の低下
が顕著となる。 また本発明においては前述の如く、溶接金属のＣ量を０
．０７〜０．１３％にして、Ｂに起因する高温延性低下
を防止することが目的であるから、多電極溶接法を行な
うに際しては、必ずしもすべての電極に前記のような範
囲のワイヤを用いなければならない事はなく、所期の目
的が蓮せられる限り、適宜通常のワイヤを前記成分範囲
のワイヤ、フラツクスと絹合せて用いることができる。 さらに使用される溶接フラツクスの塩基度は、１１Ｗ表
示法準拠ので、０．５〜２．５の範囲にあれば良好な作
業性を与える。 塩基度が０．５末満になると溶接金属中の酸素量が極端
に増加して低温級性を劣化させる。 また２．５超では良好な作業性を維持することが困難と
なる。以下本発明の効果を実施例によりさらに具体的に
示す。 実施例に用いた溶接ワイヤ、フラックス、鋼板の化学成
分および溶接条件の一覧表を第３表に示す。ここでＡ，
Ｃ，Ｅ，Ｇは比較例、Ｂ，Ｄ，Ｆ，日，１，Ｊ，Ｋ，Ｌ
は本発明例である。各継手からは第３図に示す要領でシ
ャルピー衝撃試験片を採取するとともに、同じ位直から
縦ビード曲げ謙鹸片を採取した。船 藤 もぎ。 員も雪疎通 雪雲鮪皇室 真賃員雫 ｌｌ ぶ き工ぶ 員 戦雲毒 ン３ ｌｌ 髪暮 誰雲 薄幸章 難産 薫き葦… 導き墨雲量雲 ｂｄｅｅＮ。 旨旨角。 支ヌ支ヌヌ軍雪雲雷雪 ＤＸ
【〇の○い
巷雪雲主違憲車
菱の辞総ポ牡総
鎌】日日
＊
実施例の検討結果を第４表に示すが、本発明に使用され
る成分系のワイヤを適用するならば、溶接金属中のＣ、
Ｔｊ、ＢはいずれもＣは０．０７〜０．１３％、Ｔｉは
０．００４〜０．０３５％、Ｂは０．００１〜０．００
５％の範囲に入り、同表中Ｂ，Ｄ，Ｆ，日，１，Ｊ’Ｋ
，Ｌに示すように縦ビード曲げ試験における割れの発生
は皆無となり、６ぴ０におけるｖＥ値も良＊好なことが
理解できるよう。 一方従来のワイヤおよび本発鰯に使用される以上のＣを
含有する場合は、Ｃが０．０６％未満、もしくは０．２
０％にもなって、縦ピード曲げ試験で微細な割れの発生
が認められ、また場合によっては６ぴ０におけるｖＥが
３．０ｋ９一肌を下まわることがあることがわかる。第
４表※ 縦ピード曲げ試験中の割れ個数を示す。
る成分系のワイヤを適用するならば、溶接金属中のＣ、
Ｔｊ、ＢはいずれもＣは０．０７〜０．１３％、Ｔｉは
０．００４〜０．０３５％、Ｂは０．００１〜０．００
５％の範囲に入り、同表中Ｂ，Ｄ，Ｆ，日，１，Ｊ’Ｋ
，Ｌに示すように縦ビード曲げ試験における割れの発生
は皆無となり、６ぴ０におけるｖＥ値も良＊好なことが
理解できるよう。 一方従来のワイヤおよび本発鰯に使用される以上のＣを
含有する場合は、Ｃが０．０６％未満、もしくは０．２
０％にもなって、縦ピード曲げ試験で微細な割れの発生
が認められ、また場合によっては６ぴ０におけるｖＥが
３．０ｋ９一肌を下まわることがあることがわかる。第
４表※ 縦ピード曲げ試験中の割れ個数を示す。
第１図は溶融・凝固熱サイクル再現試験菱鷹を用いて検
討した各種凝固金属の高温延性を示すグラフ、第２図は
溶融・凝固熱サイクル再現試験片の採取位置を示す複式
図、第３図はシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す模
式図、第４図は実施例において用いた関先形状を示す図
、第５図ａはＦｅ−Ｃ二元系状態図、ｂはＦｅ−Ｃ合金
の凝固過程の穣式図、第６図は溶接金属Ｃ量と割れ率の
図表である。 １１は溶融・凝固熱サイクル試験体、１２・・・同被試
験部、１３・・・シャルピー衝撃試験片、１４・・・同
ノツチ位贋。 第２図 第３図 第４図 第１図 第５図 第５図 第６図
討した各種凝固金属の高温延性を示すグラフ、第２図は
溶融・凝固熱サイクル再現試験片の採取位置を示す複式
図、第３図はシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す模
式図、第４図は実施例において用いた関先形状を示す図
、第５図ａはＦｅ−Ｃ二元系状態図、ｂはＦｅ−Ｃ合金
の凝固過程の穣式図、第６図は溶接金属Ｃ量と割れ率の
図表である。 １１は溶融・凝固熱サイクル試験体、１２・・・同被試
験部、１３・・・シャルピー衝撃試験片、１４・・・同
ノツチ位贋。 第２図 第３図 第４図 第１図 第５図 第５図 第６図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 基本成分として、Ｃ：０．１９〜０．５５重量％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．９〜３．５
重量％を含有する溶接ワイヤ及びＴｉＯ＿２換算で、５
−３０重量％含有するルチン及び／又はチタンスラグ、
Ｂ＿２Ｏ＿３換算で０．０５−１．０重量％を含有する
硼酸、硼酸塩、硼砂の１種以上を添加した塩基性フラツ
クスを用いて、０．００５〜０．０５重量％のＣを含有
する鋼を溶接し、Ｃ：０．０７〜０．１３重量％、Ｔｉ
及びＢを含有し、耐微細高温割れの溶着金属をうること
を特徴とする極抵炭素鋼の潜弧溶接法。 ２ フエロチタン（Ｔｉ量５０重量％）０．５−５重量
％、フエロボロン（Ｂ量２０重量％）０．０７−１．７
重量％を添加した塩基性フラツクスを用いる特許請求の
範囲第１項記載の極低炭素鋼の潜弧溶接法。 ３ 基本成分として、Ｃ：０．１９〜０．５５重量％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５重量％、Ｍｎ：０．９〜３．５
重量％、Ｔｉ：０．１２重量％以下、Ｂ：０．００６重
量％以下を含有する溶接ワイヤを用いて、０．００５〜
０．０５重量％のＣを含有する鋼を潜弧溶接し、Ｃ：０
．０７〜０．１３重量％、Ｔｉ及びＢを含有し、耐微細
高温割れの溶着金属をうけることを特徴とする極低炭素
鋼の潜孤溶弧法。 ４ フエロチタン（Ｔｉ量５０％）０．５−５重量％、
フエロボロン（Ｂ量２０重量％）０．０７−１．７重量
％を添加した塩基性充填剤を有する複合ワイヤを用いる
特許請求の範囲第３項記載の極低炭素鋼の潜弧溶接法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55131578A JPS6016878B2 (ja) | 1980-09-24 | 1980-09-24 | 極低炭素鋼の潜弧溶接法 |
| US06/302,357 US4430545A (en) | 1980-09-24 | 1981-09-15 | Method for submerged-arc welding a very low carbon steel |
| GB8128595A GB2084501A (en) | 1980-09-24 | 1981-09-22 | Method for submerged-arc welding a very low carbon steel |
| CA000386483A CA1181667A (en) | 1980-09-24 | 1981-09-23 | Method for submerged-arc welding a very low carbon steel |
| AU75588/81A AU533031B2 (en) | 1980-09-24 | 1981-09-23 | Submerged-arc welding |
| FR8117901A FR2490521A1 (fr) | 1980-09-24 | 1981-09-23 | Procede de soudage a l'arc immerge d'un acier presentant une tres faible teneur en carbone |
| IT24112/81A IT1138237B (it) | 1980-09-24 | 1981-09-24 | Procedimento per saldare in arco sommerso un acciaio con un tenore di carbonio molto basso |
| DE3138084A DE3138084C2 (de) | 1980-09-24 | 1981-09-24 | Verdecktes Lichtbogenschweißverfahren für niedriggekohlten Stahl |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55131578A JPS6016878B2 (ja) | 1980-09-24 | 1980-09-24 | 極低炭素鋼の潜弧溶接法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5768295A JPS5768295A (en) | 1982-04-26 |
| JPS6016878B2 true JPS6016878B2 (ja) | 1985-04-27 |
Family
ID=15061320
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55131578A Expired JPS6016878B2 (ja) | 1980-09-24 | 1980-09-24 | 極低炭素鋼の潜弧溶接法 |
Country Status (8)
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|---|---|
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| JP (1) | JPS6016878B2 (ja) |
| AU (1) | AU533031B2 (ja) |
| CA (1) | CA1181667A (ja) |
| DE (1) | DE3138084C2 (ja) |
| FR (1) | FR2490521A1 (ja) |
| GB (1) | GB2084501A (ja) |
| IT (1) | IT1138237B (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| US4593174A (en) * | 1982-04-23 | 1986-06-03 | Nippon Steel Corporation | Method for welding very low carbon steel |
| EP0116664A1 (de) * | 1983-02-19 | 1984-08-29 | Schweissindustrie Oerlikon Bührle AG | Verfahren zur Unterpulverschweissung im Mehrdrahtsystem |
| US4675056A (en) * | 1986-08-01 | 1987-06-23 | The Lincoln Electric Company | Submerged arc welding flux |
| FR2764221B1 (fr) | 1997-06-09 | 1999-07-16 | Soudure Autogene Francaise | Fil fourre basse teneur azote |
| US6110301A (en) * | 1998-07-21 | 2000-08-29 | Stoody Company | Low alloy build up material |
| US8153934B2 (en) * | 2006-09-15 | 2012-04-10 | Lincoln Global, Inc. | Saw flux system for improved as-cast weld metal toughness |
| US9029733B2 (en) * | 2012-04-13 | 2015-05-12 | Hobart Brothers Company | Systems and methods for tubular welding wire |
| CN104942469A (zh) * | 2015-07-01 | 2015-09-30 | 宝鸡石油钢管有限责任公司 | 一种适用于低强度耐h2s腐蚀管线钢埋弧焊接用焊丝 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NO131582C (ja) | 1969-12-27 | 1975-06-25 | Kobe Steel Ltd | |
| US3924091A (en) | 1970-08-12 | 1975-12-02 | Nippon Steel Corp | Welding method and materials |
| JPS5436583B2 (ja) | 1972-09-29 | 1979-11-09 | ||
| US4029934A (en) | 1973-08-20 | 1977-06-14 | British Steel Corporation | Welding, and a steel suitable for use therein |
| GB1532217A (en) * | 1974-12-12 | 1978-11-15 | British Steel Corp | Welding and a steel suitable for use therein |
| FR2391807A1 (fr) * | 1977-05-25 | 1978-12-22 | Soudure Autogene Francaise | Couple fil-flux pour le soudage a l'arc submerge |
| JPS605397B2 (ja) | 1978-02-25 | 1985-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 低水素系被覆ア−ク溶接棒 |
| US4282420A (en) | 1980-02-11 | 1981-08-04 | Chemetron Corporation | Welding electrode |
-
1980
- 1980-09-24 JP JP55131578A patent/JPS6016878B2/ja not_active Expired
-
1981
- 1981-09-15 US US06/302,357 patent/US4430545A/en not_active Expired - Lifetime
- 1981-09-22 GB GB8128595A patent/GB2084501A/en not_active Withdrawn
- 1981-09-23 CA CA000386483A patent/CA1181667A/en not_active Expired
- 1981-09-23 AU AU75588/81A patent/AU533031B2/en not_active Ceased
- 1981-09-23 FR FR8117901A patent/FR2490521A1/fr active Granted
- 1981-09-24 DE DE3138084A patent/DE3138084C2/de not_active Expired
- 1981-09-24 IT IT24112/81A patent/IT1138237B/it active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE3138084C2 (de) | 1984-11-08 |
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| IT1138237B (it) | 1986-09-17 |
| AU7558881A (en) | 1982-04-01 |
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| IT8124112A0 (it) | 1981-09-24 |
| US4430545A (en) | 1984-02-07 |
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| CA1181667A (en) | 1985-01-29 |
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