JPS6171196A - Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 - Google Patents
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法Info
- Publication number
- JPS6171196A JPS6171196A JP19066484A JP19066484A JPS6171196A JP S6171196 A JPS6171196 A JP S6171196A JP 19066484 A JP19066484 A JP 19066484A JP 19066484 A JP19066484 A JP 19066484A JP S6171196 A JPS6171196 A JP S6171196A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- welding
- toughness
- weld metal
- flux
- strength
- 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
- B23K35/24—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
- B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
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）
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアーク溶接方法に関
連して、この明細書で述べる技術内容は、溶接金属の高
温強度およびじん性改善を行い、圧力容器設備の高温・
高圧操業ないしは薄肉化・大型化に対処することを可能
ならしめようとするものである。
連して、この明細書で述べる技術内容は、溶接金属の高
温強度およびじん性改善を行い、圧力容器設備の高温・
高圧操業ないしは薄肉化・大型化に対処することを可能
ならしめようとするものである。
最近、石油製品の需要が軽質化の傾向にあり、一方産油
国の軽質油温存政策もあって、輸入原油が今後一段と重
質、高いおう化する動きがあられれ始めた。
国の軽質油温存政策もあって、輸入原油が今後一段と重
質、高いおう化する動きがあられれ始めた。
これにともない、重質油分解設備や脱硫設備の新設、増
設の必要が予測される。
設の必要が予測される。
ところでこれまでの石油精製、脱硫設備などの鋼材とし
ては、ＡＳＭＥ規格品の２−Ｃｒ−ＩＭｏ鋼が主流であ
った。しかし、最近材料の高強度化を図り、設備の高温
・高圧操業による効率化、または設計応力を高めて薄肉
化・大型化などの経済効果を得る目的で検討が加えられ
ているが、上記・の動向によって、高強度化の気運が一
役と強くなった。
ては、ＡＳＭＥ規格品の２−Ｃｒ−ＩＭｏ鋼が主流であ
った。しかし、最近材料の高強度化を図り、設備の高温
・高圧操業による効率化、または設計応力を高めて薄肉
化・大型化などの経済効果を得る目的で検討が加えられ
ているが、上記・の動向によって、高強度化の気運が一
役と強くなった。
（従来の技術）
発明者らは先にＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマージアー
ク溶接方法において、溶接金属の高じん性化を図るには
■添加または■十微量１゛」系が有効であることを見出
し特開昭５９−４９９４で提案した。
ク溶接方法において、溶接金属の高じん性化を図るには
■添加または■十微量１゛」系が有効であることを見出
し特開昭５９−４９９４で提案した。
この方法により、狭開先溶接法の１層１パス多層盛溶接
金属でも低温じん性にすぐれ、かつ使用中耐脆化特性も
非常に良好であることを示したが、しかし、高温強度は
ＡＳＭＥ規格４５４℃での引張り強さ４６．１ｋｇｆ／
ｍｍ” 以上を満足し得ても、新しく制定された規格
値５２．６ｋｇｆ／ ｍｍ” は一般に満たし辱ずして
たとえこの高温強度の新規格値を満足したとしてもじん
性低下を招いて、実用化に際して不安が残る。
金属でも低温じん性にすぐれ、かつ使用中耐脆化特性も
非常に良好であることを示したが、しかし、高温強度は
ＡＳＭＥ規格４５４℃での引張り強さ４６．１ｋｇｆ／
ｍｍ” 以上を満足し得ても、新しく制定された規格
値５２．６ｋｇｆ／ ｍｍ” は一般に満たし辱ずして
たとえこの高温強度の新規格値を満足したとしてもじん
性低下を招いて、実用化に際して不安が残る。
（発明が解決しようとする問題点）
発明者らはその後種々の研究を重ね、
常温引張り強さ：６６ｋｇ／ ｍｍ２以上４５４℃での
引張り強さ： ５２．６ｋｇ／ ｍｍ２以上溶接後熱処
理く以下ＰＷＨＴと記す）後のじん性： ｖＴｒ４０≦
−４０℃ 加速焼もどし脆化処理（以下５ｔｅｐ ｃｏｏｌｉｎｇ
と記す）後のじん性： ｖＴｒ４０ ’≦−３０℃をｉ
ｔａ足させる１ごは、Ｖ、Ｔｉのほかこれらととも（二
Ｎをさらに適正範囲に設定することの必要を見出すに至
った。
引張り強さ： ５２．６ｋｇ／ ｍｍ２以上溶接後熱処
理く以下ＰＷＨＴと記す）後のじん性： ｖＴｒ４０≦
−４０℃ 加速焼もどし脆化処理（以下５ｔｅｐ ｃｏｏｌｉｎｇ
と記す）後のじん性： ｖＴｒ４０ ’≦−３０℃をｉ
ｔａ足させる１ごは、Ｖ、Ｔｉのほかこれらととも（二
Ｎをさらに適正範囲に設定することの必要を見出すに至
った。
ところが、一般的にＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の引張り強さ
の向上とじん性改善は相反する挙動を示し、高強度材で
はじん性低下を、高じん外材では強度低下を招きやすく
、上述した要求性能を満足しうるサブマージアーク溶接
法はいまなお研究開発段階で実用化されていない。
の向上とじん性改善は相反する挙動を示し、高強度材で
はじん性低下を、高じん外材では強度低下を招きやすく
、上述した要求性能を満足しうるサブマージアーク溶接
法はいまなお研究開発段階で実用化されていない。
この発明は上掲の知見に基づいて、高強度でがつ低温じ
ん性および使用中耐脆化特性にすぐれた溶接金属を得る
ためのサブマージアーク溶接法を提案するものである。
ん性および使用中耐脆化特性にすぐれた溶接金属を得る
ためのサブマージアーク溶接法を提案するものである。
溶接金属の微量元素として、Ｃ，Ｔｉの添加で強度向上
を図るとき、ＴＩによるぜい化にっきＣ，Ｖ。
を図るとき、ＴＩによるぜい化にっきＣ，Ｖ。
Ｎを適当量添加し、微細な炭窒化物を多く均一に分散析
出させることにより抑制でき、この結果、高強度で安定
したしん性が得られることが判明したのであり、ここに
この発明の目的は、次の事項を骨子とする手順にて有利
に成就される。
出させることにより抑制でき、この結果、高強度で安定
したしん性が得られることが判明したのであり、ここに
この発明の目的は、次の事項を骨子とする手順にて有利
に成就される。
すなわちこの発明は溶接入熱量を１０〜５０ＫＪ／ｃｍ
の範囲とし、下記の式（１）にて表される塩基度ＢＬが
２．３〜４．５ のフラックスを用いて、溶接金属組成
につき、 Ｃ： ０．１０〜０．１８ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．１０
〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．４０〜１．２０ｗｔ
％、Ｃｒ ： ２．００〜３．５０ｗｔ％、Ｍｏ ：
０．９０〜Ｌ ８０ｗｔ％、Ｔｉ ： ０．００５〜０
．０３０ｗｔ ％、■；０．０９０〜０．３０ｗｔ％
およびＮ ： ０．００３０〜０．０３００ｗｔ％、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物である組成に調
整することを特徴とする、Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブ
マージアーク溶接方法 記 Ｂ Ｌ ＝ （Ｍｇ［］ ＋Ｂａ［］ ＋ＣａＯ＋Ｃ
ａＦｚ）／（ＳｉＯ□ ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ７＋Ｍｎ
Ｏ＋ＺｒＤ□） ”’（１）である。
の範囲とし、下記の式（１）にて表される塩基度ＢＬが
２．３〜４．５ のフラックスを用いて、溶接金属組成
につき、 Ｃ： ０．１０〜０．１８ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．１０
〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．４０〜１．２０ｗｔ
％、Ｃｒ ： ２．００〜３．５０ｗｔ％、Ｍｏ ：
０．９０〜Ｌ ８０ｗｔ％、Ｔｉ ： ０．００５〜０
．０３０ｗｔ ％、■；０．０９０〜０．３０ｗｔ％
およびＮ ： ０．００３０〜０．０３００ｗｔ％、残
部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物である組成に調
整することを特徴とする、Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブ
マージアーク溶接方法 記 Ｂ Ｌ ＝ （Ｍｇ［］ ＋Ｂａ［］ ＋ＣａＯ＋Ｃ
ａＦｚ）／（ＳｉＯ□ ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＴｉＯ７＋Ｍｎ
Ｏ＋ＺｒＤ□） ”’（１）である。
この発明のサブマージアーク溶接法によれば常温・高温
引張り強さを大幅に改善させ、かつ低温じん性、使用中
尉ぜい化特性を向上させ得る。
引張り強さを大幅に改善させ、かつ低温じん性、使用中
尉ぜい化特性を向上させ得る。
さてこの発明に使用するフラックスは金属酸化物、金属
弗化物を必ず含み、金属炭酸塩および金属粉については
添加、もしくは無添加の何れでもよい。
弗化物を必ず含み、金属炭酸塩および金属粉については
添加、もしくは無添加の何れでもよい。
まず金属酸化物は、スラブ形成剤として必須成分であり
、ビード形状を整えるために必要である。
、ビード形状を整えるために必要である。
この酸化物は、Ｍｇ［］、 Ｂａｄ、 Ｃａ（］、 Ｓ
ｉＬ、 ＡＩｚ［ｌｚ、 Ｔｉ［１２，！ＪｎＯ。
ｉＬ、 ＡＩｚ［ｌｚ、 Ｔｉ［１２，！ＪｎＯ。
ＺｒＯ２，Ｋ２ＯそしてＮａ２Ｏなどを用いることがで
きる。
きる。
次に金属炭酸塩は溶接金属中の拡散性水門量を抑制する
うえから有用であり、水素われの防止に対して効果を発
揮する。もちろん無添加でも予熱温度の高温化もしくは
中間ＰＷＨＴを実施することにより水素われは防止でき
る。この金属炭酸塩にはＣａＣ０ａ、 ＢａＣ０１，Ｍ
ｇＣＯ３，ＭｎＣ０：＋、 Ｌ ｌ ２ＣＯ３，および
Ｎａ２ＣＯ３などを用いることができる。
うえから有用であり、水素われの防止に対して効果を発
揮する。もちろん無添加でも予熱温度の高温化もしくは
中間ＰＷＨＴを実施することにより水素われは防止でき
る。この金属炭酸塩にはＣａＣ０ａ、 ＢａＣ０１，Ｍ
ｇＣＯ３，ＭｎＣ０：＋、 Ｌ ｌ ２ＣＯ３，および
Ｎａ２ＣＯ３などを用いることができる。
また金属弗化物は、溶接金属の低酸素化に対して有効で
ある。とくにＣｒ−Ｎｏ鋼では使用中ぜい化を軽減する
うえから、Ｓｉの低減が必要なのでそのために酸素の増
加を招いて、じん性は低下し、それ故にＳｉによる脱酸
反応がそれほど期待できないために、金属弗化物の添加
がとくに重要なのである。金属弗化物にはＣａＦ２．八
ｌＦ３． ＮａＦ、にＦおよびＢａＦ２などが適合する
。
ある。とくにＣｒ−Ｎｏ鋼では使用中ぜい化を軽減する
うえから、Ｓｉの低減が必要なのでそのために酸素の増
加を招いて、じん性は低下し、それ故にＳｉによる脱酸
反応がそれほど期待できないために、金属弗化物の添加
がとくに重要なのである。金属弗化物にはＣａＦ２．八
ｌＦ３． ＮａＦ、にＦおよびＢａＦ２などが適合する
。
一方金属粉については、脱酸反応による酸素量の低減、
合金元素の添加による強じん化の点から有効であるが、
場合によりワイヤ組成中にこれらの対策を盛り込めばフ
ラックスには必ずしも金属粉を添加せずとも十分実用し
うる。ここに金属粉のフラッグス中配合にて上記効果を
目指すとき、Ｓｉ、 Ｍｎ、 ＡＩ、 Ｔｉ、 Ｃａ、
Ｆｅ、 Ｃなどの単体もしくは複合体を用いることが
できる。
合金元素の添加による強じん化の点から有効であるが、
場合によりワイヤ組成中にこれらの対策を盛り込めばフ
ラックスには必ずしも金属粉を添加せずとも十分実用し
うる。ここに金属粉のフラッグス中配合にて上記効果を
目指すとき、Ｓｉ、 Ｍｎ、 ＡＩ、 Ｔｉ、 Ｃａ、
Ｆｅ、 Ｃなどの単体もしくは複合体を用いることが
できる。
以上述べたフラックスにつき、その塩基性成分と酸性成
分の比で表される塩基度ＢＬは次式の値で２．３〜４．
５ の範囲にしなければならない。
分の比で表される塩基度ＢＬは次式の値で２．３〜４．
５ の範囲にしなければならない。
ＢＬが２．３ よりも小さい場合には、ガラス質のスラ
ブになりやすく、スラブはく離は比較的良好であるが、
溶接金属中の酸素量が多くなって、溶接金属のしん性が
劣化する。一方、４．５よりも太き、くなると、スラブ
の融点が上昇し、ビード外観を悪化させるとともに、ス
ラブはく離性が悪くなり、溶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２．３〜４．５ の範囲
とする。
ブになりやすく、スラブはく離は比較的良好であるが、
溶接金属中の酸素量が多くなって、溶接金属のしん性が
劣化する。一方、４．５よりも太き、くなると、スラブ
の融点が上昇し、ビード外観を悪化させるとともに、ス
ラブはく離性が悪くなり、溶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２．３〜４．５ の範囲
とする。
フラックスにはすでにのべた、Ｓｉ、Ｍｎ、 ＡＩ、
Ｔｉ、 ＣａＦｅほかＣ２■などの単体もしくは複合に
て粉末添加をすることもできるが、これら成分の適正量
は溶接用ワイヤの成分系によって変化する。したがって
、フラックスとワイヤの組合わせによってできるサブマ
ージアーク溶接金属の成分影響の部分で説明する。
Ｔｉ、 ＣａＦｅほかＣ２■などの単体もしくは複合に
て粉末添加をすることもできるが、これら成分の適正量
は溶接用ワイヤの成分系によって変化する。したがって
、フラックスとワイヤの組合わせによってできるサブマ
ージアーク溶接金属の成分影響の部分で説明する。
次にこの発明で用いる溶接用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ため
、両者を一緒にし、この発明に従うサブマージアーク溶
接で所期する溶接金属の必須成分であるＣ 、 Ｓｉ、
Ｍｎ、［：ｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、 Ｖ 、 Ｎの効果につ
いてその限定理由にあわせ説明する。
いては溶接金属の化学成分範囲と密接な関係があるため
、両者を一緒にし、この発明に従うサブマージアーク溶
接で所期する溶接金属の必須成分であるＣ 、 Ｓｉ、
Ｍｎ、［：ｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、 Ｖ 、 Ｎの効果につ
いてその限定理由にあわせ説明する。
（作 用）
溶接金属中のＣが０．１０％よりも少なくなると４５４
℃での引張り強さ５２．６ｋｇｆ／ ｍｍ２ を確保す
ることが難しくなるとともにさらに炭化物の析出が少な
くなってじん性も低下する。
℃での引張り強さ５２．６ｋｇｆ／ ｍｍ２ を確保す
ることが難しくなるとともにさらに炭化物の析出が少な
くなってじん性も低下する。
また０、１８％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１１粒界
に粗大な炭化物が凝集してじん性および使用中耐脆化と
もに悪（なるとともに、延性が低下し、脆性破壊の危険
度が増す。
低温われを発生しやすく、さらに析出炭化物が１１粒界
に粗大な炭化物が凝集してじん性および使用中耐脆化と
もに悪（なるとともに、延性が低下し、脆性破壊の危険
度が増す。
なお、ワイヤ中のＣはワイヤ製造工程での加工性から０
１１０〜０．２０％程度が好ましく、この成分範囲でも
溶接金属中のＣが不足する場合にはフラ、ツクスにＣ＃
！、たとえばグラファイト、高炭素系合金粉末を添加で
きるのは、すでに触れた。
１１０〜０．２０％程度が好ましく、この成分範囲でも
溶接金属中のＣが不足する場合にはフラ、ツクスにＣ＃
！、たとえばグラファイト、高炭素系合金粉末を添加で
きるのは、すでに触れた。
上は溶接金属中の酸素を低減して、じん性および引張強
さを改善するうえから基本的に必要な成分である。
さを改善するうえから基本的に必要な成分である。
溶接金属中のＳｉが０．１０％よりも少なくなると酸素
量が増し、じん性が劣化するするとともに、引張強さも
低下する一方、０．３５％よりも多くなってもじん性お
よび延性が低下し、とくにさきにも触れた実操業中に使
用中ぜい化によって、ぜい性破壊を起こす危険性がある
ので、ワイヤ中の８１は０．４％以下にしておかないと
溶接金属中のＳｉ量が０．３５％よりも多くなることに
注意することが肝要である。
量が増し、じん性が劣化するするとともに、引張強さも
低下する一方、０．３５％よりも多くなってもじん性お
よび延性が低下し、とくにさきにも触れた実操業中に使
用中ぜい化によって、ぜい性破壊を起こす危険性がある
ので、ワイヤ中の８１は０．４％以下にしておかないと
溶接金属中のＳｉ量が０．３５％よりも多くなることに
注意することが肝要である。
鼾はじん性および引張強さを確保することから必要な成
分である。
分である。
溶接金属中のＭｎが０．４ ％よりも少ないとじん性の
劣化および強度不足となるので適当でなく、また１、２
０％よりも多いと強度対策には有効であっても、使用中
ぜい化が著しく、やはり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量の範囲にお
いて良好な特性を得るために、ワイヤ中のＭｎ量もまた
０、４０〜１．２０％の範囲にすべきである。
劣化および強度不足となるので適当でなく、また１、２
０％よりも多いと強度対策には有効であっても、使用中
ぜい化が著しく、やはり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量の範囲にお
いて良好な特性を得るために、ワイヤ中のＭｎ量もまた
０、４０〜１．２０％の範囲にすべきである。
Ｃ「は耐食性を向上させるために必要である。
溶接金属中のＣ「が２．０ ％よりも少ないと耐食性、
引張強度が十分に発揮されず、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量の範囲において良好な特性を得るためにワイヤ中
のＣｒ量は酸化による消費量を見込んで２．２５〜３．
７５％の範囲にする。
引張強度が十分に発揮されず、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量の範囲において良好な特性を得るためにワイヤ中
のＣｒ量は酸化による消費量を見込んで２．２５〜３．
７５％の範囲にする。
Ｍｏは溶接金属の引張強さの点から制限される。
溶接金属中のＭＯが０．９０％よりも少ないと高温強さ
が低下するので好ましくなく、１．８ ％よりも多くな
るとじん性および延性が劣化するため適当でない。
が低下するので好ましくなく、１．８ ％よりも多くな
るとじん性および延性が劣化するため適当でない。
ここにワイヤ中のＭＯも０．９０〜１．８０％が良い。
なお、以上のＣｒおよびＭｏ量は、圧力容器用鋼の鋼種
によって含有量制限があり、それ故、溶接適用鋼種に使
って決定すべきはいうまでもない。
によって含有量制限があり、それ故、溶接適用鋼種に使
って決定すべきはいうまでもない。
Ｔ１は溶接金属の常温、高温での引張強さを向上させる
うえから有益である。
うえから有益である。
溶接金属中のＴｉが０．００５ ％よりも少ないとじ
ん性は安定するが常温、高温強度が低下して目標値を達
成しえず、一方０．０３０ ％よりも多くなると延性低
下およびじん性劣化を招くため不適当である。
ん性は安定するが常温、高温強度が低下して目標値を達
成しえず、一方０．０３０ ％よりも多くなると延性低
下およびじん性劣化を招くため不適当である。
なお、上記範囲内においてすらＴｉ添加によって引張強
さは改善されるが、じん性は低下する傾向自体は否み難
い事実であり、これを抑制するには、Ｖ、Ｎ量の制御が
この発明の重要事項である。この点については後述する
。
さは改善されるが、じん性は低下する傾向自体は否み難
い事実であり、これを抑制するには、Ｖ、Ｎ量の制御が
この発明の重要事項である。この点については後述する
。
なお、Ｔｉ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できるが、フラックスからの添加
では歩留りが悪く効果的でなく、むしろワイヤからの添
加を可とするがその場合ワイヤ中のＴｉは０．０２０〜
０．１５％の範囲が適合する。
方あるいは両方に添加できるが、フラックスからの添加
では歩留りが悪く効果的でなく、むしろワイヤからの添
加を可とするがその場合ワイヤ中のＴｉは０．０２０〜
０．１５％の範囲が適合する。
−又は析出炭化物を均一に多く分布させて、じん性、使
用中尉ぜい化特性を改善するうえから必要である。
用中尉ぜい化特性を改善するうえから必要である。
溶接金属中の■が０．０９％よりも少ないとＴｉの悪影
響の回避、すなわちじん性の安定化が図れず、高じん性
が得られ難くなるが、０．３０％よりも多くなると固溶
■量が増加して却ってじん性および延性低下を招く。
響の回避、すなわちじん性の安定化が図れず、高じん性
が得られ難くなるが、０．３０％よりも多くなると固溶
■量が増加して却ってじん性および延性低下を招く。
ワイヤ中のｖ量は０．０９〜０．３０％の範囲がよく、
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。
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。
前述したようにＶ、Ｔｉは析出物を多く分布させるのに
有効な元素であって高強度で安定した低温じん性を得る
にはＴｉによって強度向上を■によってじん性改善を図
るのが有効であり、ここにＴＩは炭窒化物になりやす＜
、Ｔｌ窒化物はじん性にほとんど悪影響をおよぼさない
が、Ｔｉ炭化物の増加はじん性劣化を招く傾向にあり、
このためＴｉ窒化物を多く形成させるうえから溶接金属
中のＮ ｆｆｌの制御が必要となりまた、Ｔｉ炭化物の
析出を抑制するためにもＶ量を０．０９〜０．３０％に
制限して■炭化物の増加を図ることが必要である。
有効な元素であって高強度で安定した低温じん性を得る
にはＴｉによって強度向上を■によってじん性改善を図
るのが有効であり、ここにＴＩは炭窒化物になりやす＜
、Ｔｌ窒化物はじん性にほとんど悪影響をおよぼさない
が、Ｔｉ炭化物の増加はじん性劣化を招く傾向にあり、
このためＴｉ窒化物を多く形成させるうえから溶接金属
中のＮ ｆｆｌの制御が必要となりまた、Ｔｉ炭化物の
析出を抑制するためにもＶ量を０．０９〜０．３０％に
制限して■炭化物の増加を図ることが必要である。
Ｎは、上述のように、Ｔ１窒化物を形成させるため溶接
金属中の−Ｎ量を０．００３０％〜０．０３００％にす
る必要がある。
金属中の−Ｎ量を０．００３０％〜０．０３００％にす
る必要がある。
０、００３０％よりも少なくなるとＴｉ窒化物の析出量
が少なくなり、さらにＴｉ炭化物、固６Ｔｉなどが増加
してじん性劣化を招く。また０、 ０３００％よりも多
くなると窒化物の粗大化および固溶Ｎの増大を招いてじ
ん性劣化を生じ易く、さらに気孔の発生原因ともなるの
で適当でない。なお、Ｎの添加方法はフラックスに窒化
物を添加してもよく、またワイヤに添加しても良く、少
なくとも一方あるいは両方に添加することができる。
が少なくなり、さらにＴｉ炭化物、固６Ｔｉなどが増加
してじん性劣化を招く。また０、 ０３００％よりも多
くなると窒化物の粗大化および固溶Ｎの増大を招いてじ
ん性劣化を生じ易く、さらに気孔の発生原因ともなるの
で適当でない。なお、Ｎの添加方法はフラックスに窒化
物を添加してもよく、またワイヤに添加しても良く、少
なくとも一方あるいは両方に添加することができる。
ワイヤのＮ量は溶接金属同様０．００３０〜０．０３０
０％が好ましい。
０％が好ましい。
以上述べたようにこの発明による溶接金属は、上記した
必須金属元素以外は実質的にＦｅと不可避的不純物元素
から構成されるものであるが、以下述べるＮｉ、Ｂ、Ｎ
ｂそしてＣｕの如きを含有することがあり、溶接金属組
成の規定について、残部が実質的にと表現した所以であ
る。
必須金属元素以外は実質的にＦｅと不可避的不純物元素
から構成されるものであるが、以下述べるＮｉ、Ｂ、Ｎ
ｂそしてＣｕの如きを含有することがあり、溶接金属組
成の規定について、残部が実質的にと表現した所以であ
る。
Ｌは引張強さの改善のために、フラックスあるいはワイ
ヤに微量添加し得るけれども、やはり使用中ぜい化を促
進する傾向があり多量に添加できない。
ヤに微量添加し得るけれども、やはり使用中ぜい化を促
進する傾向があり多量に添加できない。
溶接金属中でＮｉが０．３０％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Ｎｉは０．３０％以下にする必要があ
る。
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Ｎｉは０．３０％以下にする必要があ
る。
次に已についても同様に、溶接金属中で０．００２％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
るだけ少ない方が良く、好ましくは０．００１０％以下
をより好適とする。
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
るだけ少ない方が良く、好ましくは０．００１０％以下
をより好適とする。
また−助についてはじん性、使用中ぜい化を悪くする傾
向があるので、せいぜい０．０２０ ％以下で、できる
だけ添加しないほうがよい。
向があるので、せいぜい０．０２０ ％以下で、できる
だけ添加しないほうがよい。
なお勘については、ワイヤ表面の酸化防止および通電性
の点から、ワイヤ表面にＣｕメッキを施すことから、溶
接金属中に混入しぜい化の原因となるため、できるだけ
薄めつきが好ましい。溶接金属中のＣｕはじん性および
使用中耐ぜい化特性の点から０．２０％以下にすべきで
ある。
の点から、ワイヤ表面にＣｕメッキを施すことから、溶
接金属中に混入しぜい化の原因となるため、できるだけ
薄めつきが好ましい。溶接金属中のＣｕはじん性および
使用中耐ぜい化特性の点から０．２０％以下にすべきで
ある。
この発明の溶接金属は不純物としてＰ 、 Ｓｎ、 Ａ
ｓ。
ｓ。
ｓｂを含むが何れも粒界ぜい化元素として働くため、で
きるだけ少なくしたほうが使用中耐ぜい化特性の改善に
対して好ましい。− 上に述べたところに従い構成されるフラックスおよび溶
接用ワイヤを組合わせて得られるＣｒ −Ｍｏ系耐熱低
合金鋼サブマージアーク溶接金属は、溶接入熱量１０〜
５０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍで溶接することにより、１層多
パス溶接は勿論のこと、１層１パス溶接にあっても健全
な溶接部が得られ、高引張強度で安定したしん性が両立
的に得られ、十分な低温じん性および使用中耐ぜい化特
性の改善が達成される。
きるだけ少なくしたほうが使用中耐ぜい化特性の改善に
対して好ましい。− 上に述べたところに従い構成されるフラックスおよび溶
接用ワイヤを組合わせて得られるＣｒ −Ｍｏ系耐熱低
合金鋼サブマージアーク溶接金属は、溶接入熱量１０〜
５０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍで溶接することにより、１層多
パス溶接は勿論のこと、１層１パス溶接にあっても健全
な溶接部が得られ、高引張強度で安定したしん性が両立
的に得られ、十分な低温じん性および使用中耐ぜい化特
性の改善が達成される。
ここに溶接入熱量がＬＯＫＪ／ ａｍよりも小さいと溶
接欠陥を発生しやすくなるとともに作業能率の低下を招
く。また５ ０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍよりも大きいとじん
性、使用中耐ぜい化特性が劣化し、高性能の溶接が得ら
れないことになる。
接欠陥を発生しやすくなるとともに作業能率の低下を招
く。また５ ０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍよりも大きいとじん
性、使用中耐ぜい化特性が劣化し、高性能の溶接が得ら
れないことになる。
なお、溶接方法は単電極もしくは複数電極によるサブマ
ージアーク溶接ができることは勿論である。
ージアーク溶接ができることは勿論である。
（実施例−）
以上述べたところに従い表１にまとめて示す供試焼成型
フラックスを用意し、これに表２で示した溶接用ワイヤ
を組合わせてサブマージアーク溶接を行い、以下に実施
例で述べる成績が得られた。
フラックスを用意し、これに表２で示した溶接用ワイヤ
を組合わせてサブマージアーク溶接を行い、以下に実施
例で述べる成績が得られた。
実施例１・ １
板厚１２０ｍｍの２−Ｃｒ−ＩＭＯ鋼板（０，１４％Ｃ
９０，０８％Ｓ【、０．００４ ％Ｐ、０．００５
％Ｓ、２．２４％Ｃｒ。
９０，０８％Ｓ【、０．００４ ％Ｐ、０．００５
％Ｓ、２．２４％Ｃｒ。
■、００％Ｍｏ）を第１図に示す開先形状に加工したの
ち、径４ ｍｍのワイヤＷ１と７ラヅクスＢＦ１，４゜
５をそれぞれ組合わせ、交流電流５５０八、 ２９Ｖ、
２５ｃｍ／ｍｉｎの条件で１層１パス積層の多層盛溶
接し、表３に示す溶接金属を得た。
ち、径４ ｍｍのワイヤＷ１と７ラヅクスＢＦ１，４゜
５をそれぞれ組合わせ、交流電流５５０八、 ２９Ｖ、
２５ｃｍ／ｍｉｎの条件で１層１パス積層の多層盛溶
接し、表３に示す溶接金属を得た。
この発明に従うフラックスＢＦＩは溶接作業性、衝撃値
ともに良好でスラブ巻込み、融合不良などの溶接欠陥は
皆無であった。しかし、ＢＬの過大なりＦ４は衝撃値は
良好であるが、溶接欠陥を発生し、実用上問題である。
ともに良好でスラブ巻込み、融合不良などの溶接欠陥は
皆無であった。しかし、ＢＬの過大なりＦ４は衝撃値は
良好であるが、溶接欠陥を発生し、実用上問題である。
またＢＬの過小なりＦ５は溶接欠陥は発生しなかったが
、スラブはく離性が悪く、衝撃値も悪い。
、スラブはく離性が悪く、衝撃値も悪い。
実施例２゜
実施例１で用いた鋼板を第１図に示す開先形状に加工し
たのち、径４．Ｏｍｍのワイヤおよびフラックスをそれ
ぞれ変化させて１層１パス積層法で多層盛溶接した。溶
接条件は５５０ Ａ 、 ２９ Ｖ 、 ２７ ａｍ／
ｍｉｎで予熱、パス間温度は１７５℃〜２００℃の範囲
で行った。溶接金属の化学成分を表５に、ＰＷＨＴ後の
衝撃試験結果と引張試験結果を表６に示す。
たのち、径４．Ｏｍｍのワイヤおよびフラックスをそれ
ぞれ変化させて１層１パス積層法で多層盛溶接した。溶
接条件は５５０ Ａ 、 ２９ Ｖ 、 ２７ ａｍ／
ｍｉｎで予熱、パス間温度は１７５℃〜２００℃の範囲
で行った。溶接金属の化学成分を表５に、ＰＷＨＴ後の
衝撃試験結果と引張試験結果を表６に示す。
溶接材料の組合わせＢＦＩＸＷ２．ＢＦ２ＸＷ３は極め
てすぐれた低温じん性と高温強度が得られたが、ＢＦ２
とＷ５．ＢＦ３ＸＷ７はじん性が劣り、高温強度も低か
った。
てすぐれた低温じん性と高温強度が得られたが、ＢＦ２
とＷ５．ＢＦ３ＸＷ７はじん性が劣り、高温強度も低か
った。
実施例３゜
実施例１で用いた板厚１２０ｍｍの２−Ｃｒ−ＩＭｏ鋼
板を第１図に示すような開先形状を加工したのち、５０
０ Ａ 、 ２８ Ｖ 、 ２５ ｃｍ／ｍｉｎ、
予熱、パス間温度１７５℃〜２００℃で１層１パス積層
で多層盛溶接した。その場合の溶接金属の化学成分を表
７に示す。
板を第１図に示すような開先形状を加工したのち、５０
０ Ａ 、 ２８ Ｖ 、 ２５ ｃｍ／ｍｉｎ、
予熱、パス間温度１７５℃〜２００℃で１層１パス積層
で多層盛溶接した。その場合の溶接金属の化学成分を表
７に示す。
溶接完了後６５０℃Ｘ１３Ｈｒ、 ６９０ｔ’Ｘ５Ｈ
ｒ。
ｒ。
６９０℃Ｘ ２８Ｈｒ、 ６９０℃Ｘ ５０Ｈｒ、
の条件でＰＷＨＴを行い、その後に第２図のステップ
クーリングを付加し、衝撃試験を行った。その結果を
第３図にまとめて示す。
の条件でＰＷＨＴを行い、その後に第２図のステップ
クーリングを付加し、衝撃試験を行った。その結果を
第３図にまとめて示す。
この発明に従うＢＦ２ＸＷ２の組合わせでは、ＰＷＨＴ
後およびステップ クーリング後とともにすぐれた低温
じん性が得られ、Ｔ、Ｐが変化しても良好なしん性が得
られることがわかる。しかし、比較例のＢＦ３ｘＷ７は
ＰＷＨＴ後およびステップ クーリング後ともに低じん
性である。
後およびステップ クーリング後とともにすぐれた低温
じん性が得られ、Ｔ、Ｐが変化しても良好なしん性が得
られることがわかる。しかし、比較例のＢＦ３ｘＷ７は
ＰＷＨＴ後およびステップ クーリング後ともに低じん
性である。
実施例４゜
鋼板および溶接条件は実施例１と同一にし、径４印のワ
イヤＷ２，３，６．７とフラックスＢＦ１をそれぞれ組
合わせて表８に示す溶接金属組成を１等だ。
イヤＷ２，３，６．７とフラックスＢＦ１をそれぞれ組
合わせて表８に示す溶接金属組成を１等だ。
６９０℃Ｘ ２６Ｈｒ、のＰＷＨＴ後と５ｔｅｐ ｃｏ
ｏｋｉｎｇ後のしん性を第４図に示す。溶接金属中のｖ
量が０．０９〜０．３０％で、かつＴｉ量が０．００５
〜０．０３０ ％の範囲内にあるワイヤＷ２，３とフラ
ックスＢＦＩによる組合わせで得た溶接金属は良好な低
温じん性を示した。
ｏｋｉｎｇ後のしん性を第４図に示す。溶接金属中のｖ
量が０．０９〜０．３０％で、かつＴｉ量が０．００５
〜０．０３０ ％の範囲内にあるワイヤＷ２，３とフラ
ックスＢＦＩによる組合わせで得た溶接金属は良好な低
温じん性を示した。
実施例５゜
板厚１５０ｍｍの３ Ｃｒ−ｌＭｏ鋼板（０，１２％Ｃ
，，０，１８％Ｓｉ、 ０．５３％Ｍｎ、 ０．００４
％Ｐ 、 ０．００４ ％Ｓ、３．０８％Ｃｒ、 １
．０３％Ｍｏ） を第１図に示すように開先加工し、
溶接条件５００ Ａ 、 ２８ Ｖ 、 ２５ ｃｍ／
ｍｉｎ、 予熱、バス間温度２００℃〜２２５℃で１
層１パス積層の多層盛溶接を実施した。溶接金属の化学
成分を表９に衝撃試験、を表１０に示す。
，，０，１８％Ｓｉ、 ０．５３％Ｍｎ、 ０．００４
％Ｐ 、 ０．００４ ％Ｓ、３．０８％Ｃｒ、 １
．０３％Ｍｏ） を第１図に示すように開先加工し、
溶接条件５００ Ａ 、 ２８ Ｖ 、 ２５ ｃｍ／
ｍｉｎ、 予熱、バス間温度２００℃〜２２５℃で１
層１パス積層の多層盛溶接を実施した。溶接金属の化学
成分を表９に衝撃試験、を表１０に示す。
この発明例であるＢＦＩＸＷ４の組合わせでは良好な低
温じん性が１尋られたが、比較例のＢＦ５ＸＷ４はじん
性は非常に悪い結果となった。
温じん性が１尋られたが、比較例のＢＦ５ＸＷ４はじん
性は非常に悪い結果となった。
実施例６゜
板厚２０Ｏｎ＋ｍの３ Ｃｒ −１，５Ｍａ鋼板（０，
１３％Ｃ５０，２０％Ｓｉ、 ０．５１％Ｍｎ、 ０．
００４ ％Ｐ 、 ０．００５ ％Ｓ。
１３％Ｃ５０，２０％Ｓｉ、 ０．５１％Ｍｎ、 ０．
００４ ％Ｐ 、 ０．００５ ％Ｓ。
３．０８％Ｃｒ、 １．５３％Ｍｏ）を第１図に示すよ
うに開先加工し、溶接条件４５０ Ａ 〜５５０ Ａ
、 ２６〜２８ Ｖ 、 ２５〜３５ ｃｍ／ｍ ｉ
ｎ、 予熱、パス間温度２００℃〜２５０℃で１層１
パスおよび１層２パス積層の多層盛溶接を実施した。溶
接金属の化学成分を表１１ 衝撃試験、引張および曲
げ試験結果を表１２に示す。
うに開先加工し、溶接条件４５０ Ａ 〜５５０ Ａ
、 ２６〜２８ Ｖ 、 ２５〜３５ ｃｍ／ｍ ｉ
ｎ、 予熱、パス間温度２００℃〜２５０℃で１層１
パスおよび１層２パス積層の多層盛溶接を実施した。溶
接金属の化学成分を表１１ 衝撃試験、引張および曲
げ試験結果を表１２に示す。
適合例のＢＦ３ＸＷ５の組合わせでは衝撃値、引張強度
および曲げ延性ともにすぐれた結果がｉ尋られた。しか
し、比較例では衝撃値および引張強度はすぐれているも
のの曲げ試験で欠陥を発生し、実用上問題であることが
わかった。
および曲げ延性ともにすぐれた結果がｉ尋られた。しか
し、比較例では衝撃値および引張強度はすぐれているも
のの曲げ試験で欠陥を発生し、実用上問題であることが
わかった。
（発明の効果）
この発明によればＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマージア
ーク溶接における溶接金属高温強度およびじん性改善の
両立的な実現が可能となる。
ーク溶接における溶接金属高温強度およびじん性改善の
両立的な実現が可能となる。
第１図は開先形状を示す断面図、
第２図はステップ クーリングの熱サイクル図、第３図
はＰＷＨＴ条件がじん性におよぼす影響のグラフである
、 第４図は溶接金属中のＶ、Ｔｉがじん性におよぼす影響
を示すグラフである。 第１図 第２図 ｂコ２．ｅ′ぐイ々ｒ Ｃ：２’ｌｆＪ ’Ｃ／Ｈｒ 第３図 ｘ５Ｈｒ、 Ｘ６Ｈｒ Ｘ２θＨ，、Ｘ５θＨ
ｒ。 第４・図 ３各縛全属中ａＶ量、２
はＰＷＨＴ条件がじん性におよぼす影響のグラフである
、 第４図は溶接金属中のＶ、Ｔｉがじん性におよぼす影響
を示すグラフである。 第１図 第２図 ｂコ２．ｅ′ぐイ々ｒ Ｃ：２’ｌｆＪ ’Ｃ／Ｈｒ 第３図 ｘ５Ｈｒ、 Ｘ６Ｈｒ Ｘ２θＨ，、Ｘ５θＨ
ｒ。 第４・図 ３各縛全属中ａＶ量、２
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、溶接入熱量を１０〜５０ＫＪ／ｃｍの範囲とし、下
記の式（１）にて表される塩基度ＢＬが２．３〜４．５
のフラックスを用いて、溶接金属組成につき、Ｃ：０．
１０〜０．１８ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｗｔ
％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０ｗｔ％、Ｃｒ：２．００
〜３．５０ｗｔ％、Ｍｏ：０．９０〜１．８０ｗｔ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０ｗｔ％、Ｖ：０．０９０
〜０．３０ｗｔ％およびＮ：０．００３０〜０．０３０
０ｗｔ％、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物で
ある組成に調整することを特徴とする、Ｃｒ−Ｍｏ系低
合金鋼のサブマージアーク溶接方法 記 ＢＬ＝（ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＯ＋ＣａＦ＿２）／（Ｓ
ｉＯ＿２＋Ａｌ＿２Ｏ＿３＋ＴｉＯ＿２＋ＭｎＯ＋Ｚｒ
Ｏ＿２）…（１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19066484A JPS6171196A (ja) | 1984-09-13 | 1984-09-13 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19066484A JPS6171196A (ja) | 1984-09-13 | 1984-09-13 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6171196A true JPS6171196A (ja) | 1986-04-12 |
Family
ID=16261843
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19066484A Pending JPS6171196A (ja) | 1984-09-13 | 1984-09-13 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6171196A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0228541U (ja) * | 1988-08-11 | 1990-02-23 | ||
| JPH0284293A (ja) * | 1988-06-14 | 1990-03-26 | Kobe Steel Ltd | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法 |
| FR2740063A1 (fr) * | 1995-10-18 | 1997-04-25 | Kobe Steel Ltd | Electrode de soudage a l'arc enrobee du type a faible teneur en hydrogene pour des aciers cr-mo a haute resistance |
| EP1693143A1 (en) | 2005-02-17 | 2006-08-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Weld metal of low temperature toughness and SR cracking resistance used for high-strength Cr-Mo steel |
| EP2610029A4 (en) * | 2010-11-24 | 2016-08-31 | Kobe Steel Ltd | WELD METAL AND UNDULPULSE WELDING PROCESS |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58391A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
| JPS5912529A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-23 | 田澤 誠 | 音のでない圧力スイツチの構造 |
| JPS5947071A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-03-16 | Kobe Steel Ltd | ＣｒーＭｏ鋼溶接用ソリッドワイヤ |
-
1984
- 1984-09-13 JP JP19066484A patent/JPS6171196A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58391A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
| JPS5912529A (ja) * | 1982-07-12 | 1984-01-23 | 田澤 誠 | 音のでない圧力スイツチの構造 |
| JPS5947071A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-03-16 | Kobe Steel Ltd | ＣｒーＭｏ鋼溶接用ソリッドワイヤ |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0284293A (ja) * | 1988-06-14 | 1990-03-26 | Kobe Steel Ltd | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼のサブマージアーク溶接方法 |
| JPH0479752B2 (ja) * | 1988-06-14 | 1992-12-16 | Kobe Steel Ltd | |
| JPH0228541U (ja) * | 1988-08-11 | 1990-02-23 | ||
| FR2740063A1 (fr) * | 1995-10-18 | 1997-04-25 | Kobe Steel Ltd | Electrode de soudage a l'arc enrobee du type a faible teneur en hydrogene pour des aciers cr-mo a haute resistance |
| EP1693143A1 (en) | 2005-02-17 | 2006-08-23 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Weld metal of low temperature toughness and SR cracking resistance used for high-strength Cr-Mo steel |
| EP2610029A4 (en) * | 2010-11-24 | 2016-08-31 | Kobe Steel Ltd | WELD METAL AND UNDULPULSE WELDING PROCESS |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4660315B2 (ja) | 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP4558780B2 (ja) | 低温用鋼のサブマージアーク溶接用フラックス入りワイヤ | |
| JP5627493B2 (ja) | サブマージアーク溶接方法 | |
| JP2010125509A (ja) | 低温用鋼のサブマージアーク溶接用フラックス入りワイヤおよび溶接方法。 | |
| JP5097499B2 (ja) | 低合金耐熱鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ | |
| JP5928726B2 (ja) | 被覆アーク溶接棒 | |
| CN108723636A (zh) | 具有低裂纹敏感性的焊丝药粉、药芯焊丝及制备与应用 | |
| KR102088179B1 (ko) | 서브머지드 아크 용접용 와이어 | |
| JP3871655B2 (ja) | 高張力鋼用の両面一層サブマージアーク溶接用ワイヤ | |
| JP2014198344A (ja) | 高強度鋼のサブマージアーク溶接方法 | |
| JPS6171196A (ja) | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 | |
| JP5229300B2 (ja) | 溶接部靱性に優れた高強度厚肉溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法 | |
| JP3258190B2 (ja) | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用サブマージアーク溶接方法及び溶接金属 | |
| JP5340014B2 (ja) | 低温用鋼のサブマージアーク溶接方法 | |
| JPH11291086A (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼用潜弧溶接方法 | |
| JPS62252695A (ja) | 低温用鋼の潜弧溶接方法 | |
| JP4309172B2 (ja) | 低合金耐熱鋼用低水素系被覆アーク溶接棒 | |
| WO2017038975A1 (ja) | サブマージアーク溶接用ワイヤ | |
| JPS58391A (ja) | 高温用鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 | |
| JP7267521B1 (ja) | サブマージアーク溶接方法 | |
| JP3550770B2 (ja) | サブマ−ジア−ク溶接用溶融型フラックス | |
| JPS6174797A (ja) | サブマ−ジア−ク溶接用焼成型フラックス | |
| JPS59125294A (ja) | 耐熱低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 | |
| JPH0314549B2 (ja) | ||
| JPS62220300A (ja) | 低水素系被覆ア−ク溶接棒 |