JPS61115694A - 高張力鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 - Google Patents
高張力鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法Info
- Publication number
- JPS61115694A JPS61115694A JP23627584A JP23627584A JPS61115694A JP S61115694 A JPS61115694 A JP S61115694A JP 23627584 A JP23627584 A JP 23627584A JP 23627584 A JP23627584 A JP 23627584A JP S61115694 A JPS61115694 A JP S61115694A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- flux
- less
- weld metal
- submerged arc
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
- B23K35/3601—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest with inorganic compounds as principal constituents
- B23K35/3602—Carbonates, basic oxides or hydroxides
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
- B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
- B23K35/3053—Fe as the principal constituent
- B23K35/3073—Fe as the principal constituent with Mn as next major constituent
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、 ６０〜８０ ｋ ｇ ｆ１ｍｒｒｆ級？１
１１４力鋼のサブマージアーク溶接方法に関する。
１１４力鋼のサブマージアーク溶接方法に関する。
従来、水素による低温割れを発生しやすい高張力鋼、主
として６０〜８０ｋｇｆ／ｍｎｆ級鋼のサブマージアー
ク溶接には、吸湿性の少ない溶融型フラックスが使用さ
れていた。しかし、溶融型フラックスはその製造時に大
気中水分を一０ＨＴｉとして吸蔵し、これが溶接時に水
素源として作用するため、溶接金属中拡散性水素量は必
ずしも低くはならず、溶接時の予熱バス間温度を高める
こと（２００〜２５０℃）によって辛うじて割れの発生
を防止していた。しかし、予熱温度を２００℃以上にす
る９とは溶接施工能率を著しく減じるものであり、ｆＩ
低水素の溶接金属を作製しうるフラックスの開発が望ま
れていた。上述の如く溶融型フラックスでは極低水素化
が困難であるのに対して、従来吸湿性大なる故に高張力
鋼の溶接には適さないとされていた焼成型スラックスが
、（ｉ）溶接時にＣＯ２ガスを発生する炭酸塩を惰加で
きる。
として６０〜８０ｋｇｆ／ｍｎｆ級鋼のサブマージアー
ク溶接には、吸湿性の少ない溶融型フラックスが使用さ
れていた。しかし、溶融型フラックスはその製造時に大
気中水分を一０ＨＴｉとして吸蔵し、これが溶接時に水
素源として作用するため、溶接金属中拡散性水素量は必
ずしも低くはならず、溶接時の予熱バス間温度を高める
こと（２００〜２５０℃）によって辛うじて割れの発生
を防止していた。しかし、予熱温度を２００℃以上にす
る９とは溶接施工能率を著しく減じるものであり、ｆＩ
低水素の溶接金属を作製しうるフラックスの開発が望ま
れていた。上述の如く溶融型フラックスでは極低水素化
が困難であるのに対して、従来吸湿性大なる故に高張力
鋼の溶接には適さないとされていた焼成型スラックスが
、（ｉ）溶接時にＣＯ２ガスを発生する炭酸塩を惰加で
きる。
（ｉｉ）溶゛融金属からスラグに移行する水素量をスラ
グ１ｊ！基度を溶融型では不可能な程度迄高めることに
よって増大し得る。
グ１ｊ！基度を溶融型では不可能な程度迄高めることに
よって増大し得る。
等の特徴を有していることに着目して、極低水素の溶接
金属を作製しうる高塩基性焼成型フラックスが開発され
、現在広範に使用されている（登録８３９０７５号特許
）。
金属を作製しうる高塩基性焼成型フラックスが開発され
、現在広範に使用されている（登録８３９０７５号特許
）。
この種の７ラツクスには溶接金属中での合金成分偏析を
回避する目的でτ全溶接金属中Ｓｉ、Ｍｎがワイヤ中Ｓ
ｉ、Ｍｎより低くなるように設計されている。しかし、
フラックス中にはワイヤ中Ｓｉ、Ｍｎ量を制御する目的
で微量のＳｉ、Ｍｎが添加されている。
回避する目的でτ全溶接金属中Ｓｉ、Ｍｎがワイヤ中Ｓ
ｉ、Ｍｎより低くなるように設計されている。しかし、
フラックス中にはワイヤ中Ｓｉ、Ｍｎ量を制御する目的
で微量のＳｉ、Ｍｎが添加されている。
近年の非破壊検査技術の向上によって６０〜８０ｋｇｆ
／ｍｒｎ’級多暦サブマージ７−り溶接金属最終ビード
の表面近傍に従来では認められなかった数ｍｍ長の微細
な割れ状の欠陥が検出された。第１図（Ｃ）は高張力鋼
板を（）１）図のように溶接し、その溶接金属２の表面
部４（（ｄ）図参照）を切削した部分に見られる微少欠
陥５を示したものである。この欠陥の発生原因を調べた
結果、第２図に示すようにＭｎの異常偏析が認められ、
これが局部的硬化をもたらし、水素量の多い場合には微
小割れを誘発することが明らかとなった。第２図は微小
欠陥５の部分のＥＰＭＡ分析欠陥を示すもので明らかに
Ｍｎが異常を示している。この偏析に基づく異常組織（
高硬さ）や微小割れが非破壊検査で欠陥として検出され
ることが知見された０本発明はかかる問題を解決する目
的でワイヤ中のＭｎを高め、可能な限りフラックス中の
Ｍｎ量を減じることによって、溶接金届表層部のＭｎ偏
析量を低減したものであり、これによって高靭性かつ良
好な耐割れ性を有する６０〜８０ｋｇｆ／ｆｎｄ級サブ
マージアーク溶接金属を得ることを可能ならしめたもの
である。
／ｍｒｎ’級多暦サブマージ７−り溶接金属最終ビード
の表面近傍に従来では認められなかった数ｍｍ長の微細
な割れ状の欠陥が検出された。第１図（Ｃ）は高張力鋼
板を（）１）図のように溶接し、その溶接金属２の表面
部４（（ｄ）図参照）を切削した部分に見られる微少欠
陥５を示したものである。この欠陥の発生原因を調べた
結果、第２図に示すようにＭｎの異常偏析が認められ、
これが局部的硬化をもたらし、水素量の多い場合には微
小割れを誘発することが明らかとなった。第２図は微小
欠陥５の部分のＥＰＭＡ分析欠陥を示すもので明らかに
Ｍｎが異常を示している。この偏析に基づく異常組織（
高硬さ）や微小割れが非破壊検査で欠陥として検出され
ることが知見された０本発明はかかる問題を解決する目
的でワイヤ中のＭｎを高め、可能な限りフラックス中の
Ｍｎ量を減じることによって、溶接金届表層部のＭｎ偏
析量を低減したものであり、これによって高靭性かつ良
好な耐割れ性を有する６０〜８０ｋｇｆ／ｆｎｄ級サブ
マージアーク溶接金属を得ることを可能ならしめたもの
である。
上記目的を達成するため１本発明は合計量４０重量％以
下でかつ少なくとも１０重量％のＣ０２を含むＣａＣＯ
３およびまたはＭｇＣＯ３，６〜１８重量％の５ｉ０２
および１０〜２８重量％のＡｌ１０３と、残部主として
ＣａＯおよびまたはＭｇＯと５〜１５％のＣａＦ２．！
：を含有し、０．２〜１．２０．Ｆ［％のＭｎと、塩基
度ＢＬ＝１．６０以上である焼成型フラックスを用いる
と共に、Ｓ ｉ ： ０．２５〜０．８０重量％Ｍｎ
： １．８０〜２．５ｆ重量％Ｍｏ ： ０．２５〜１
．２０重量％Ｃ ｒ：０．ｌＯ〜１．５０１量％Ｎ ｉ：Ｏ，ｌＯ〜３．６重量％ Ｔｉ：０．０２〜０．２４重敬％ を必須成分として、残部実質的にＦｅの組成になるワイ
ヤを、上記フラックスと組み合わせて用いることを特徴
とするサブマージアーク溶接方法である。
下でかつ少なくとも１０重量％のＣ０２を含むＣａＣＯ
３およびまたはＭｇＣＯ３，６〜１８重量％の５ｉ０２
および１０〜２８重量％のＡｌ１０３と、残部主として
ＣａＯおよびまたはＭｇＯと５〜１５％のＣａＦ２．！
：を含有し、０．２〜１．２０．Ｆ［％のＭｎと、塩基
度ＢＬ＝１．６０以上である焼成型フラックスを用いる
と共に、Ｓ ｉ ： ０．２５〜０．８０重量％Ｍｎ
： １．８０〜２．５ｆ重量％Ｍｏ ： ０．２５〜１
．２０重量％Ｃ ｒ：０．ｌＯ〜１．５０１量％Ｎ ｉ：Ｏ，ｌＯ〜３．６重量％ Ｔｉ：０．０２〜０．２４重敬％ を必須成分として、残部実質的にＦｅの組成になるワイ
ヤを、上記フラックスと組み合わせて用いることを特徴
とするサブマージアーク溶接方法である。
また上記成分を必須成分として、かつ
Ｃｕ：０．４重量％以下
Ａｉ：０．０８重量％以下
■ ・０．０６重量％以下
Ｎｂ：０．１０重量％以下
の少なくとも一種を補助成分として含有し、残部実質的
にＦｅの組成になるワイヤを上記フラックスと組み合わ
せて用いることを特徴とする。
にＦｅの組成になるワイヤを上記フラックスと組み合わ
せて用いることを特徴とする。
高張力鋼、特に６０〜８０ｋｇｆ／ｍｒｎ’級鋼をサブ
マージアーク溶接する場合、その溶接金属の健全性を決
定する因子として、溶接金属の切欠き靭性と耐低温割れ
性が挙げられる。前者に対しては溶接金属の化学組成が
同一の場合、その酸素含有量を２００〜２５０ｐｐｍの
範囲に制御することが必要である。後者に対しては溶接
金属中の拡散性水素量を極微量化することが必要であり
、８０ｋｇｆ／ｍｒｎ’級高張力鋼を１００℃以下の予
熱温度で溶接しようとする場合には、水素量を０、５
ｍ ｆＬ ／ １００ ｇ以下にする必要がある。酸素
量の低減にはフラックス塩基度の上昇が効果的であるこ
とは周知の通りで、これを実現するためには、ガラス化
の条件より高塩基性化に限界のある溶融型フラックスよ
りも、原料を５００〜６００°Ｃで焼成して作製する焼
成型フラックスの方が有利である。一方、水素量の低減
に対しても溶融型フラックスは製造時に大気中水分を一
〇Ｈ基として構造的にとらえて、これが溶接時に水素源
として働らくこと、および炭酸塩は１０００℃以下の温
度で分解するので炭酸塩を添加しても製造上溶接時の炭
酸ガス発生源として使用出来ないことなどから、溶融型
フラックスによって溶接金属中杭散性水素量を０．５ｍ
ｌ／１００ｒ以下とすることは不可能である。
マージアーク溶接する場合、その溶接金属の健全性を決
定する因子として、溶接金属の切欠き靭性と耐低温割れ
性が挙げられる。前者に対しては溶接金属の化学組成が
同一の場合、その酸素含有量を２００〜２５０ｐｐｍの
範囲に制御することが必要である。後者に対しては溶接
金属中の拡散性水素量を極微量化することが必要であり
、８０ｋｇｆ／ｍｒｎ’級高張力鋼を１００℃以下の予
熱温度で溶接しようとする場合には、水素量を０、５
ｍ ｆＬ ／ １００ ｇ以下にする必要がある。酸素
量の低減にはフラックス塩基度の上昇が効果的であるこ
とは周知の通りで、これを実現するためには、ガラス化
の条件より高塩基性化に限界のある溶融型フラックスよ
りも、原料を５００〜６００°Ｃで焼成して作製する焼
成型フラックスの方が有利である。一方、水素量の低減
に対しても溶融型フラックスは製造時に大気中水分を一
〇Ｈ基として構造的にとらえて、これが溶接時に水素源
として働らくこと、および炭酸塩は１０００℃以下の温
度で分解するので炭酸塩を添加しても製造上溶接時の炭
酸ガス発生源として使用出来ないことなどから、溶融型
フラックスによって溶接金属中杭散性水素量を０．５ｍ
ｌ／１００ｒ以下とすることは不可能である。
これに対して焼成型フラックスは前述の如く。
（＋）高塩基性化によって溶接金属中酸素量低減が
□可能である。
□可能である。
（目）適量の炭酸塩添加によって溶接時に発生するＣｏ
２ガスで大気を効果的にシールド出来る、 （１ｉｉ）溶接時に溶融金属に溶解した水素の一部はス
ラブ中に移行するが、その度合はスラグ塩基度が高い程
大きく、フラックスへの適量弗化物添加がその度合をさ
らに増加させる、 などの特性がある。従って適量の弗化物および炭酸塩を
含有する高塩基性フラックスを合金ワイヤと組み合わせ
ることによって、高靭性で耐低温割れ性に優れた高張力
鋼用サブマージアーク溶接金属を得ることが出来る。近
年非破壊検査技術の進歩によって多層サブマージアーク
溶接金属最終層の表層部に第１図に示した微細欠陥が検
出され、その原因について種々検討した結果、これはワ
イヤ中Ｍｎ量を制御する目的でフラックス中に添加され
ているＭｎの偏析に基づくもので、第１表に示すように
フラックス中Ｍｎ量が１．２０重量％を第 １ 表
多層溶接金属最終層おけるＭｎ偏祈とフラックス中Ｍｎ
量の関係 超えると偏析が生じ、この場合拡散性水素量が０．４
ｍ ｆＬ ／ ｌ ＯＯｇを超えると劃れに発展するこ
とが明らかとなった。
２ガスで大気を効果的にシールド出来る、 （１ｉｉ）溶接時に溶融金属に溶解した水素の一部はス
ラブ中に移行するが、その度合はスラグ塩基度が高い程
大きく、フラックスへの適量弗化物添加がその度合をさ
らに増加させる、 などの特性がある。従って適量の弗化物および炭酸塩を
含有する高塩基性フラックスを合金ワイヤと組み合わせ
ることによって、高靭性で耐低温割れ性に優れた高張力
鋼用サブマージアーク溶接金属を得ることが出来る。近
年非破壊検査技術の進歩によって多層サブマージアーク
溶接金属最終層の表層部に第１図に示した微細欠陥が検
出され、その原因について種々検討した結果、これはワ
イヤ中Ｍｎ量を制御する目的でフラックス中に添加され
ているＭｎの偏析に基づくもので、第１表に示すように
フラックス中Ｍｎ量が１．２０重量％を第 １ 表
多層溶接金属最終層おけるＭｎ偏祈とフラックス中Ｍｎ
量の関係 超えると偏析が生じ、この場合拡散性水素量が０．４
ｍ ｆＬ ／ ｌ ＯＯｇを超えると劃れに発展するこ
とが明らかとなった。
従って、上述のＭｎ偏析に基づく微細欠陥を防止するに
は、 （１１フラックス中Ｍ ｎ ！ｋを低減すること■拡散
性水素量を低減すること が必要不可欠である。かかる目的を達成することができ
る本発明に用いる焼成型フラックスは基本的に、４０重
量％以下かつ少くとも１０重量％のＣＯ２を含むＣａＣ
Ｏ３およびまたはＣａＯおよびまたはＭｇＯと５〜１５
％のＣａＦ２とを含有し、０．２〜１．２０重量％のＭ
ｎを含む、塩基度ＢＬが１．６０以上の組成であること
を必須とする。
は、 （１１フラックス中Ｍ ｎ ！ｋを低減すること■拡散
性水素量を低減すること が必要不可欠である。かかる目的を達成することができ
る本発明に用いる焼成型フラックスは基本的に、４０重
量％以下かつ少くとも１０重量％のＣＯ２を含むＣａＣ
Ｏ３およびまたはＣａＯおよびまたはＭｇＯと５〜１５
％のＣａＦ２とを含有し、０．２〜１．２０重量％のＭ
ｎを含む、塩基度ＢＬが１．６０以上の組成であること
を必須とする。
ここに塩基度ＢＬは次式で示される。
但し、
Ｎ （ｉ）＝ｉ酸化物のモル分率
ａ（ｉ）＝次に示す常数
ａ （Ｃａｂ）＝６．０５
ａ （Ｓ ｉ０２ ） ＝−６，３１
ａ （ＴｉＯ２）ｗ−４，９７
ａ （Ａｌ１０３ ） ＝−０．２
ａ （ＭｎＯ） −４，８
ａ （ＭｇＯ） −４，Ｏ
ａ （Ｆｅｄ） −３，４
ここにＣａＣＯ３およびまたはｌＶＩｇｃＯ３４ｔ。
スラグの塩基度保持と溶接中のＣＯ２ガス発生源であり
、その上限値４０重量％は、この量を超えた場合に懸念
される作業性の阻害がなく、有効量のＣＯ２の発生によ
る溶解水素の低減を図るべく規制される。
、その上限値４０重量％は、この量を超えた場合に懸念
される作業性の阻害がなく、有効量のＣＯ２の発生によ
る溶解水素の低減を図るべく規制される。
５ｉ０２は溶接作業性を良好に保持するために配合し、
６重量％未満では効果が無く、１Ｂ！重量％よりも適量
に用いると塩基度不足の原因となる。
６重量％未満では効果が無く、１Ｂ！重量％よりも適量
に用いると塩基度不足の原因となる。
Ａ１２０３は１０重量％に満たないとスラグの剥離性が
悪く、２８重量％よりも多いと作業性が劣化する。
悪く、２８重量％よりも多いと作業性が劣化する。
ＣａＦ２は５％より少ないとフラックスの融点を高め、
また１５％を超えると融点を低下させて作業性を害する
。
また１５％を超えると融点を低下させて作業性を害する
。
そして溶接時のＣＯ２ガス発生源として作用する炭酸塩
はＣｏ２として１０重量％以上含まれていることが肝要
で、これより少ないと拡散性水素量を０．４ ｍ ｌ
／ ｌ ００ ｇ以下にすることは不可能である。なお
、ｃｏｚ源としてはＣａ ＣＯ３、ＭｇＣ０．のほかに
ＢａＣＯ３、Ｎａ２ ＣＯ３およびＭｎＣＯ３なども補
助的に使用することができる。
はＣｏ２として１０重量％以上含まれていることが肝要
で、これより少ないと拡散性水素量を０．４ ｍ ｌ
／ ｌ ００ ｇ以下にすることは不可能である。なお
、ｃｏｚ源としてはＣａ ＣＯ３、ＭｇＣ０．のほかに
ＢａＣＯ３、Ｎａ２ ＣＯ３およびＭｎＣＯ３なども補
助的に使用することができる。
また、フラックス組成はそれによって形成されるスラグ
の塩基度を１．６０以上とすることが本発明の枢要事項
であり、これよりも塩基度が低いと溶接金属組成素およ
び拡散性水素量の増加を生じ、所期した実効が得られな
い。
の塩基度を１．６０以上とすることが本発明の枢要事項
であり、これよりも塩基度が低いと溶接金属組成素およ
び拡散性水素量の増加を生じ、所期した実効が得られな
い。
Ｍｎは０．２ 重量％より少ないと溶接金属の強度保持
のためにワイヤ中Ｍｎが必要以上に高くなり、ワイヤ製
造上好ましくなく、１．２０重量％を超えると前述の溶
接欠陥を誘発する。
のためにワイヤ中Ｍｎが必要以上に高くなり、ワイヤ製
造上好ましくなく、１．２０重量％を超えると前述の溶
接欠陥を誘発する。
次に溶接金属に優れた靭性と十分な強度を付与するには
その化学組成が重要であり、本発明においては、 Ｃ：０．０３〜０．０７重量％ Ｓｉ：０．２０〜０．６５重量％ Ｍｎ ： １．３５〜１．９５ｊ重量％Ｍｏ ： ０．
２０〜０．７０重量％ Ｃｒ：０．ｌＯ〜１．２０重量％ Ｎｔ：Ｏ，ｌＯ〜３．３重量％ Ｔｉ：０．００６〜０．０７重量％の 範囲におさまる溶接金属組成を得ることを目標とする。
その化学組成が重要であり、本発明においては、 Ｃ：０．０３〜０．０７重量％ Ｓｉ：０．２０〜０．６５重量％ Ｍｎ ： １．３５〜１．９５ｊ重量％Ｍｏ ： ０．
２０〜０．７０重量％ Ｃｒ：０．ｌＯ〜１．２０重量％ Ｎｔ：Ｏ，ｌＯ〜３．３重量％ Ｔｉ：０．００６〜０．０７重量％の 範囲におさまる溶接金属組成を得ることを目標とする。
Ｃは０．０３ 重量％未満では延性が低下し。
０、０７重量％を超えると脆化する。
Ｓｉは０．２０ｉｉ％未満では脱酸不足による酸素量増
加をもたらし、０．６５ ｆＬ量％を超えると脆化する
。
加をもたらし、０．６５ ｆＬ量％を超えると脆化する
。
Ｍｎは１．３ｓ１１％未満では強度不足を生じ、１．９
５重量％を超えると脆化する。
５重量％を超えると脆化する。
ＭＯは０．２０重に％未満では靭性改善効果が得られず
、０．７ＯｆＥｉ％超では著しい脆化を生じる。
、０．７ＯｆＥｉ％超では著しい脆化を生じる。
Ｃｒは０．ｌＯ９量％に達しないと合金成分としての効
果がほとんどなく、１．２０９ｉ１１％を超えると脆化
する。
果がほとんどなく、１．２０９ｉ１１％を超えると脆化
する。
Ｎｉは０．１０重量％に満たないと靭性改善が生じず、
３．３重量％を超えると高温割れの原因となる。
３．３重量％を超えると高温割れの原因となる。
本発明においてはこれらの合金成分は主としてワイヤか
ら供給する。そのため、ワイヤはＳｉ：０．２５〜０．
６０１量％ Ｍｎ ： １８０〜２．５Ｊ［（Ｊｉ％Ｍｏ：０．２５
〜１．２０ｉｉ景％ Ｃｒ：０．ｌＯ〜ｌ。５０重量％ Ｎｉ：０．ｌＯ〜３．６重量％ Ｔｉ：０．０２〜０．２４重量％ を必須成分として残部主としてＦｅの組成になることを
基本とする。
ら供給する。そのため、ワイヤはＳｉ：０．２５〜０．
６０１量％ Ｍｎ ： １８０〜２．５Ｊ［（Ｊｉ％Ｍｏ：０．２５
〜１．２０ｉｉ景％ Ｃｒ：０．ｌＯ〜ｌ。５０重量％ Ｎｉ：０．ｌＯ〜３．６重量％ Ｔｉ：０．０２〜０．２４重量％ を必須成分として残部主としてＦｅの組成になることを
基本とする。
なお、Ｎｉについては母材成分の如何によって母材から
の補給が期待されるが、それとともに、または別個に、
溶接金属の合金成分としてＮｉのほか、Ｃｕ 、 Ａｉ
、 Ｖ 、 Ｎ ｂｅとヲ、４合ニＪ： ’Ｊワイヤ
に配合することが必要とされる。かかるワイヤ補助成分
としては、 Ｃｕ：０．４重量％以下 Ａｌ：０．０ａｉ重量％以下 Ｖ：０．０６重量％以下 Ｎ Ｉｔ ： ０．１０重量％以下 の一種以上を選択して用いられる。
の補給が期待されるが、それとともに、または別個に、
溶接金属の合金成分としてＮｉのほか、Ｃｕ 、 Ａｉ
、 Ｖ 、 Ｎ ｂｅとヲ、４合ニＪ： ’Ｊワイヤ
に配合することが必要とされる。かかるワイヤ補助成分
としては、 Ｃｕ：０．４重量％以下 Ａｌ：０．０ａｉ重量％以下 Ｖ：０．０６重量％以下 Ｎ Ｉｔ ： ０．１０重量％以下 の一種以上を選択して用いられる。
以下に実施例を比較例とともに詳しく説明する。
第２表に示す７ラツクス・
本発明に使われるもの：ＦＡ
従来法で使われたちの：ＦＢ
及び比較剤：ＦＣ
と、第３表に示すワイヤ
本発明に使われるもの：ＷＡ
従来法で使われるもの：ＷＢ
第 ２ 表 フラックスの組成 （ｗｔ％）とを組
み合わせて、第４表に示す溶接条件で多層サブマージア
ーク溶接金属の拘束割れ試験およびその機械的性能試験
を行った。
み合わせて、第４表に示す溶接条件で多層サブマージア
ーク溶接金属の拘束割れ試験およびその機械的性能試験
を行った。
その結果を第５表および第６表に示す。
本発明による溶接法（ＦＡ、ＷＡ）では高靭性で微小欠
陥の皆無の良好な溶接金属が得られた。
陥の皆無の良好な溶接金属が得られた。
本発明によるフラックスＦＡと従来使用ワイヤＷＢを組
み合わせた場合には微小欠陥は生じないが、Ｓｉおよび
Ｍｎが低く靭性が不足する。従来使用フラックスＦＢと
本発明ワイヤＷＡを組み合わせた場合にはＭｎの偏析が
多数認められ、そのうち約属が微小欠陥に発展している
のが認められた。塩基度、炭酸塩含有量が本発明範囲よ
り低い比較フラックスＦ Ｃ＠ＷＡと組み合わせた場合
には、偏析は認められなかったが水素による横割れが発
生し、靭性も低い値を示した。
み合わせた場合には微小欠陥は生じないが、Ｓｉおよび
Ｍｎが低く靭性が不足する。従来使用フラックスＦＢと
本発明ワイヤＷＡを組み合わせた場合にはＭｎの偏析が
多数認められ、そのうち約属が微小欠陥に発展している
のが認められた。塩基度、炭酸塩含有量が本発明範囲よ
り低い比較フラックスＦ Ｃ＠ＷＡと組み合わせた場合
には、偏析は認められなかったが水素による横割れが発
生し、靭性も低い値を示した。
第１図は８０ｋｇｆ／ｍｒｎ’級強度の多層サブマージ
アーク溶接金属最終層の表層部に認められた微小欠陥の
例の説明図であり、（ａ）は溶接に用いた鋼板の側面図
、（ｂ）は正面図、（ｃ）は溶接金属の表面を削りとっ
た平面図、（ｄ）は（Ｃ）のＡ−Ａ矢視図、第２図は微
小欠陥の認められた部分のＥＰＭＡ分析欠陥を示すグラ
フである。
アーク溶接金属最終層の表層部に認められた微小欠陥の
例の説明図であり、（ａ）は溶接に用いた鋼板の側面図
、（ｂ）は正面図、（ｃ）は溶接金属の表面を削りとっ
た平面図、（ｄ）は（Ｃ）のＡ−Ａ矢視図、第２図は微
小欠陥の認められた部分のＥＰＭＡ分析欠陥を示すグラ
フである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 合計４０重量％以下でかつ少なくとも １０重量％のＣＯ＿２を含むＣａＣＯ＿３およびまたは
ＭｇＣＯ＿３、６〜１８重量％のＳｉＯ＿２および１０
〜２８重量％のＡｌ＿２Ｏ＿３と、残部主としてＣａＯ
およびまたはＭｇＯと、５〜１５％ＣａＦ＿２とを含有
し、０．２〜１．２０重量％のＭｎを含む塩基度が１．
６０以上である焼成型フラックスを用いると共に、Ｓｉ
：０．２５〜０．６０重量％ Ｍｎ：１．８０〜２．５重量％ Ｍｏ：０．２５〜１．２０重量％ Ｃｒ：０．１０〜１．５０重量％ Ｎｉ：０．１０〜３．６重量％ Ｔｉ：０．０２〜０．２４重量％ を必須成分として、残部実質的にＦｅの組成になるワイ
ヤを、上記フラックスと組み合わせて用いることを特徴
とするサブマージアーク溶接方法。 ２ 合計量４０重量％以下でかつ少なくとも１０重量％
のＣＯ＿２を含むＣａＣＯ＿３およびまたはＭｇＣＯ＿
３、６〜１８重量％のＳｉＯ＿２および１０〜２８重量
％のＡｌ＿２Ｏ＿３と、残部主としてＣａＯおよびまた
はＭｇＯと、５〜１５％のＣａＦ＿２とを含有し、０．
２〜１．２０重量％のＭｎを含む塩基度が１．６０以上
である焼成型フラックスを用いると共にＳｉ：０．２５
〜０．６０重量％ Ｍｎ：１．８０〜２．５重量％ Ｍｏ：０．２５〜１．２０重量％ Ｃｒ：０．１０〜１．５０重量％ Ｎｉ：０．１０〜３．６重量％ Ｔｉ：０．０２〜０．２４重量％ を必須成分とし、かつ Ｃｕ：０．４重量％以下 Ａｌ：０．０８重量％以下 Ｖ：０．０６重量％以下 Ｎｂ：０．１０重量％以下 の少なくとも一種を補助成分として含有し、残部実質的
にＦｅの組成になるワイヤを、上記フラックスと組み合
わせて用いることを特徴とするサブマージアーク溶接方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23627584A JPS61115694A (ja) | 1984-11-09 | 1984-11-09 | 高張力鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23627584A JPS61115694A (ja) | 1984-11-09 | 1984-11-09 | 高張力鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61115694A true JPS61115694A (ja) | 1986-06-03 |
Family
ID=16998367
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23627584A Pending JPS61115694A (ja) | 1984-11-09 | 1984-11-09 | 高張力鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61115694A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1500457A1 (en) * | 2003-07-25 | 2005-01-26 | Nippon Steel Corporation | Method for producing an ultrahigh strength welded steel pipe excellent in cold cracking resistance of weld metal |
| JP2008068523A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Zebra Pen Corp | 筆記具 |
| CN102922171A (zh) * | 2012-11-30 | 2013-02-13 | 江苏天业合金材料有限公司 | 一种不预热、不镀铜船舶用低合金钢自动焊丝及生产工艺 |
| CN104128715A (zh) * | 2014-08-05 | 2014-11-05 | 四川大西洋焊接材料股份有限公司 | 一种用于核电用钢安全壳的气体保护焊丝 |
| CN104526182A (zh) * | 2012-11-30 | 2015-04-22 | 江苏天业合金材料有限公司 | 船舶用低合金钢自动焊丝 |
| CN104526183A (zh) * | 2012-11-30 | 2015-04-22 | 江苏天业合金材料有限公司 | 不镀铜船舶用低合金钢自动焊丝的生产工艺 |
| CN104526184A (zh) * | 2012-11-30 | 2015-04-22 | 江苏天业合金材料有限公司 | 不预热、不镀铜船舶用低合金高强高韧钢自动焊丝的生产工艺 |
| CN104722954A (zh) * | 2015-03-24 | 2015-06-24 | 天津重型装备工程研究有限公司 | 一种核级强辐照区用埋弧自动焊接用焊丝 |
| CN107009049A (zh) * | 2017-05-24 | 2017-08-04 | 中国石油天然气集团公司 | 一种适用于l360/x52以下低级别管线钢埋弧焊接用焊丝 |
-
1984
- 1984-11-09 JP JP23627584A patent/JPS61115694A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1500457A1 (en) * | 2003-07-25 | 2005-01-26 | Nippon Steel Corporation | Method for producing an ultrahigh strength welded steel pipe excellent in cold cracking resistance of weld metal |
| JP2008068523A (ja) * | 2006-09-14 | 2008-03-27 | Zebra Pen Corp | 筆記具 |
| CN102922171A (zh) * | 2012-11-30 | 2013-02-13 | 江苏天业合金材料有限公司 | 一种不预热、不镀铜船舶用低合金钢自动焊丝及生产工艺 |
| CN104526182A (zh) * | 2012-11-30 | 2015-04-22 | 江苏天业合金材料有限公司 | 船舶用低合金钢自动焊丝 |
| CN104526183A (zh) * | 2012-11-30 | 2015-04-22 | 江苏天业合金材料有限公司 | 不镀铜船舶用低合金钢自动焊丝的生产工艺 |
| CN104526184A (zh) * | 2012-11-30 | 2015-04-22 | 江苏天业合金材料有限公司 | 不预热、不镀铜船舶用低合金高强高韧钢自动焊丝的生产工艺 |
| CN104128715A (zh) * | 2014-08-05 | 2014-11-05 | 四川大西洋焊接材料股份有限公司 | 一种用于核电用钢安全壳的气体保护焊丝 |
| CN104722954A (zh) * | 2015-03-24 | 2015-06-24 | 天津重型装备工程研究有限公司 | 一种核级强辐照区用埋弧自动焊接用焊丝 |
| CN107009049A (zh) * | 2017-05-24 | 2017-08-04 | 中国石油天然气集团公司 | 一种适用于l360/x52以下低级别管线钢埋弧焊接用焊丝 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR970010882B1 (ko) | 고강도 Cr-Mo강용 서브머지드아아크 용접방법 | |
| JPS61115694A (ja) | 高張力鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 | |
| DE112013007705T5 (de) | Schweißmaterial für hitzebeständigen Stahl | |
| CN110446582B (zh) | 埋弧焊用Ni基合金丝以及焊接接头的制造方法 | |
| KR100252413B1 (ko) | 고강도 cr-mo강용 저수소계 피복 아크 용접봉 | |
| GB2259040A (en) | Pipe welding process and electrode therefor | |
| DE2850970C2 (de) | Pulver zum UP-Lichtbogenschweissen | |
| CA1181667A (en) | Method for submerged-arc welding a very low carbon steel | |
| JPS6336879B2 (ja) | ||
| NO158155B (no) | Fakkel. | |
| US4057706A (en) | Coating composition and a coated electrode for arc welding | |
| JP7179639B2 (ja) | 高張力鋼用のサブマージアーク溶接用焼成型フラックス | |
| JPH0457438B2 (ja) | ||
| JPH0378197B2 (ja) | ||
| JPH07256489A (ja) | サブマージアーク溶接用ボンドフラックス | |
| JPH11192555A (ja) | サブマージアーク溶接方法 | |
| JP3163838B2 (ja) | サブマージアーク溶接用ボンドフラックス | |
| JP3644369B2 (ja) | 高エネルギービーム溶接用鋼材 | |
| JPH0829431B2 (ja) | 低水素系被覆アーク溶接棒 | |
| JPS6335355B2 (ja) | ||
| JPS6352794A (ja) | サブマ−ジア−ク溶接用焼成型フラツクス | |
| JPS62220300A (ja) | 低水素系被覆ア−ク溶接棒 | |
| JPS62130793A (ja) | サブマ−ジア−ク溶接用焼成型フラツクス | |
| SU1797550A3 (en) | Ceramic flux for steel welding | |
| JPS61232089A (ja) | Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |