JPS6234694A - 低温用鋼の大入熱サブマ−ジア−ク溶接法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は低温用鋼の大入熱サブマージアーク溶接法に関
するものであり、特に寒冷区域において用いられる石油
掘削用の海洋構造物、船舶等の低温用構造物の建造上用
いられる低温用銅厚板の大入熱多層盛サブマージアーク
溶接において、溶接金属全般にわたって優れた低温靭性
を得ることを可能としたサブマージアーク溶接法に係る
ものである。

（従来の技術） 近年、エネルギー資源の枯渇に伴ない、極地での石油探
索が盛んになり、これに伴って低温用鋼を用いた海洋構
造物が多数建造される実情にある。

又、これら資源を運搬するための砕氷輸送船等も検討さ
れている。

ところで、これらの低温用鋼を用いて、鉄鋼構造物を製
造するに際しては、高能率である利点により、サブマー
ジアーク溶接が多く用いられている。即ち、サブマージ
アーク溶接は、高電流を用いることが担来るため、従来
より高能率な溶接法として広く用いられている。

このようなサブマージアーク溶接法の適用に当っては低
温靭性、溶接作業性等の品質向上の検討が行なわれてい
るが、現状では、品質、能率共に満足し得る状態ではな
く、特に氷海域で用いられる砕氷船においては、７５ｍ
ｍに達する厚板が用いられ、これらを高能率に溶接し得
る方法の開発が重要な課題となっている。

即ち、溶接の高能率化のためには、大人熱で溶接を行な
うことが必要であるが、通常のサブマージアーク溶接材
料をそのま＼用いたのでは、溶接金属ミクロｍ織の粗大
化による低温靭性の劣化、ビード外観の乱れ、アーク不
安定化等の問題が起り、実用に耐えることは出来ない。

そこで、靭性の劣化防のために、従来より提案されてい
ることは、（−ｒ）溶接金属に微量のＴｉ　（５０〜２
５０　ｐｐｍ　）およびＢ　（１０〜７０　ｐｐｍ　）
を添加する。ＴｉはＴｉＯとして溶接金属内において、
結晶核生成サイトとして作用し、旧オーステナイト粒内
に微細なアシキュラー７エライトを生成せしめる。又、
一方、Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界の初析
フェライトの粗大化を防止する。即ち、Ｔｉ＋Ｈの添加
により、溶接金属の組織の微細化をはかることが出来る
。

←）　Ｍｎ　＋　Ｍｏの如き焼入性元素を添加する。即
ち、大入熱溶接においては、Ｔｉ＋Ｈの添加のみでは、
溶接金属の組織は完全には微細ではなく、さらに多量の
ＭｎおよびＭｏを添加して、組織の安定微細化をはかる
ことが必要である。

以上の如く、大入熱溶接においては、溶接金属を高Ｍｎ
−Ｔｉ−Ｂ系あるいはＭｎ　−Ｍｏ　−Ｔｉ　−Ｂ系と
することにより、優れた低温靭性を得ることが可能とな
る。

ところが、このような溶接金属においても、溶接金属全
般に亘って、満足出来る靭性が得られるものではなく、
高靭性が得られるのは、溶接金属の中で後層の溶接によ
り、熱影響を受けていない溶接のま２の部分に限定され
る。

ＲＤち、厚板の溶接を行なう場合には、多層溶接を行な
うことが必要であるが、この場合、後層の溶接で熱影響
を受けた前層溶接金属には１組織的な変化が起り、靭性
劣化の原因となる。即ち、Ｃ２Ｍｎ＋　Ｍｏ＋　Ｂのよ
うな焼入性元素を含有する溶接金属が、後層の溶接によ
り再加熱を受けると、凝固時に生成したデンドライト粒
界（この部分には、上記元素等の成分のある程度の凝固
偏析が存在する）において、再加熱における変態過程で
、さらに上記元素の濃縮が促進され、それにより、靭性
に対しての極めて有害なアッパーベイナイトおよび島状
マルテンサイト組織が生成することが判明した。この現
象は再熱脆化現象と呼ばれ、特に大入熱溶接において顕
著なものである。

即ち、従来までの靭性向上機構によれば、溶接のま＼の
部分では、優れた靭性が得られるが、再熱部での靭性は
満足することが出来ず、未だ完成されたものとは言えな
い。

特に最近では、溶接部に対して要求される靭性として、
従来から用いられているシャルピー衝撃値（吸収エネル
ギー）ばかりでなく、脆性破壊の発生に関与する靭性と
して、ＣＯＤ値（ＣｒａｃｋＯｐｅｎｉｎｇ　Ｄｉｓｐ
ｌａｃｅｍｅｎｔ　）が必要とされるようになったが、
このようなＣＯＤ値は、板厚全部にノツチを附与して行
なう全板厚試験であり、溶接金属部に、部分的に脆化部
があれば、たとえ他の部分が、優れていても、靭性値は
脆化部に支配され、優れた値を得ることは出来ない。

ところで、このような再熱脆化を防止するための溶接材
料あるいは溶接法としては、既に特開昭５９−１５０６
９３号公報に、潜弧溶接用フラックス、特開昭５９−１
５６５９９号公報に潜弧溶接法が開示されている。しか
るに、上記技術は、いずれも再熱脆化対策として、溶接
金属の低酸素化を主体とし、そのために多量のＣａＦ２
を添加するものである。

しかしながら、ＣａＦ２は融点の低い材料であり。

多量添加は耐火性を著しく低下させるもので、大入熱溶
接を行なうこと・が出来ないものである。又、溶接金属
中にＴｉ＋Ｈを添加しない技術に関するものであり、こ
れでは基本的に微細な溶接金属組織が得られ難く、溶接
としては極めて小人熱に限定したものであることが必要
であり、６０〜２００　　　　ＫＪ／ｃ！ＩＬのごとき
大入熱溶接を実施することは出来ない。

（発明が解決しようとする問題点） そこで、か＼る大入熱溶接において、再熱脆化を防止し
、溶接のま＼の部分および再熱部の両者について、均一
に優れた靭性を確保し、シャルピー衝撃値ばかりでなく
、ＣＯＤ値についても充分優れた値が得られ、かつ、と
−ド外観、アーク安定性等の作業性も改善された溶接法
を提供することが要望される。

（問題点を解決するための手段、作用）本発明の要旨は
、Ｃ０．０１〜０．１０　ｗｔ％、Ｍｎ０．５〜２．０
ｗｔ　％、Ｎｉ１．０〜８．５ｗｔ％を含有し、Ｐを０
．０１　ｗｔ％以下、Ｓを０．０１　ｗｔ％以下、Ｎを
０．００７０ｗｔ％以下に制限し、かつ、Ｍｏを実質的
に含有しないワイヤと、Ｔｉ０２３０　ｗｔ％以下及び
／又はＴｉ　２．０ｗｔ％以下、１３２０３１．０ｗｔ
％以下、ＭｇＯ１０〜５０ｗｔ％、Ａ１２０３３０　ｗ
ｔ％以下、ＳｉＯ２５〜２５ｗｔ％。

（’ａＦ２４〜１５ｗｔ％を含有する焼成形フラックス
とを組み合わせ、溶接入熱６０〜２００　ＫＪ／ｃｒｔ
ｔでサブマージアーク溶接を行なうことを特徴とする低
温用鋼の大入熱サブマージアーク溶接法にある。

以下本発明の詳細な説明する。

まず、本発明において低温用鋼とは、前述の如き用途に
供された鋼であって、ＪＩＳ　ＫＬ２４゜ＫＬ３３．Ｋ
Ｌ３７相当鋼あるいは造船規格でのＥＨ３６，ＥＨ３６
−０６０相当鋼等を示す。

次に本発明において、溶接入熱を６０〜２００ＫＪ／Ｃ
ｍに限定するのは、本発明は溶接の高能率化を目的とす
るものであり、溶接入熱が６０１ＣＪ／ａｎ未満では溶
着速度が小さく、能率として満足し得るものが得られな
いからであり、一方、２（ＩＯＫＪ、々雇を超えると溶
接入熱が過大となり、たとえ本発明で特定されたワイヤ
及び７ラツクスを用いても、満足すべき低温靭性を得る
ことが出来ないからである。

次に本発明に用いるワイヤであるが、まず、ｃ　ｏ、ｏ
　ｉ　、〜０．１０ｗｔ％を含有することが必要である
。

即ちＣは鋼ワイヤに対しては不可避成分として含有され
ているものであり、脱酸性元素および焼入性元素として
作用する。ワイヤ中のＣが０．０１ｗｔ％未満であると
、溶接金属の焼入性が不足し、溶接金属のミクロ組織が
粗大化すると共に、脱酸が不足する。この場合の過剰酸
素は、靭性向上に有効なりを酸化消耗させることとなり
、この点からも靭性劣化の原因となる。一方、Ｃが０．
１０ｗｔ％を超えると、溶接金属の焼入性が過大となり
、再熱部の島状マルテンサイトの生成を促進させ、靭性
を劣化せしめる。

次にワイヤ中のＭｎ量であるが０．５〜２．　０ｗｔ％
であることが必要である。Ｍｎは前述の如く、溶接金属
の焼入性を向上させ、低温靭性の向上に有効なものであ
る。ワイヤ中のＭｎが０．５　ｗｔ％未満では、その効
果が得られ難く、溶接のま＼の部分の靭性をも確保する
ことが出来ない。一方、２．０ｗｔ％を超えると、再熱
を受けた部分の靭性劣化原因となる。

又、本発明におけるワイヤはＮｉを１．０〜８．５ｗｔ
％含有する。Ｎｉの焼入性効果は大きくないが、マトリ
ックス中忙固溶することにより、マトリックス自体の靭
性を向上させる効果を有する。このことは、溶接金属の
靭性の組織依存性を緩和するものであり、溶接金属中に
多量のＭｎあるいはＭ。

を添加し、組織の完全微細化を達成しなくても、優れた
低温靭性の確保が可能となる。

即ち１本発明法は、　Ｍｎ量　Ｍｏの如き焼入性元素の
添加を抑制し、再熱脆性を防止することを要点の一つと
するものであり、このような溶接法においては、ワイヤ
へのＮｉの添加は必要不可欠である。溶接金属へのＮｉ
の添加は、フラックスからも行ない得るが、その場合は
溶接金属への移行量が、溶接条件等の影響を受けやすく
不安定になるので、ワイヤ中に添加しておくことが必要
である。

又、ワイヤへのＮｉの添加量は、鋼板の希釈量を勘案し
て決定することが必要であり、片面溶接あるいは、両面
１層溶接等の希釈率の大な場合においては、Ｎｉ１−を
多めとする。又、多層盛溶接においては少なめでよいが
、１．　０ｗｔ％未満ではその効果が得られない。一方
、Ｎｉは、耐高温割れ感受性を劣化せしめるものであり
、８．５ｗｔ％を超えると、特に初層において梨の実割
れが発生し易いので、８，５ｗｔ％以下としなければな
らない。

さらに本発明に用いるワイヤは、ＰおよびＳの′含有量
を、いずれも０．０１ｗＬ％以下に制限することが必要
である。ワイヤ中のＰ、Ｓは溶接金属中に移行し、溶接
金属の低温靭性を著しく低下するものであり、本発明に
おける如く、溶接金属微細。

化のための焼入性元素の量を制限した溶接法においては
、Ｐ、Ｓを０．０１ｗｔ％以下に可及的に低減する必要
がある。

又、ワイヤ中のＮは、　７０　ｐｐｍ以下に制限するこ
とが必要であり、７０　ｐｐｍを超えると、溶接金属の
低温靭性が著しく劣化する。Ｎは一般的には溶接金属中
で窒化物を生成し、溶接金属靭性を劣化させるものであ
るが、本発明においては、特にＴｉＮおよびＢＮを生成
することにより、ＴｉおよびＢを消耗し、Ｔｉによるフ
ェライト核生成作用、Ｂによる初析フェライト抑制作用
を阻害し、溶接金属靭性を著しく劣化せしめる結果とな
る。

ワイヤ中のＮはそのま＼溶接金属中に移行するものであ
り、ワイヤ中のＮ量の制限は、靭性劣化防止の観点から
必要不可欠であり、さらにワイヤに関する特定条件とし
ては、本発明ではＭｏを実質的に含有させないことが必
要である。

本来、Ｍｏは焼入性向上による結晶粒微細化に極めて有
効な元素であるが、一方では再熱部において、靭性に有
害な島状マルテンサイト、アラ・く−ベーナイトの生成
を大きく促進させるものである。このような再熱脆性の
傾向は、他の焼入性元素であるＣｒ　Ｍｎ＋　Ｂも有し
ているが、ＭＯの弊害が最も大きく、大入熱溶接におい
て著しいので、本発明法においてはＭｏを添加しないこ
とを要件とするものである。

なお、本発明におけるワイヤは、上記成分の他に、’　
Ｓｉのような通常のサブマージアーク溶接用ワイヤに含
有されている成分と共に、必要に応じて、Ｔｉ＋Ｂなど
も添加することが出来る。以上、本発明法に用いるワイ
ヤ成分について説明した。

次に本発明法に用いるフラックスの成分につ（・て説明
する。

まず、本発明法においては焼成形フラックスを用いる。

即ち、本発明法は大入熱溶接に関するものであり、その
ためにはフラックスが充分な耐火性を有することが必要
でありＭｇ　Ｏ＋　Ａｌ２Ｏ３ｒ　ＴｉＯ２＋ＣａＯ等
の高融点成分を多量に添加しなければならない。このよ
うな高融点物質を自由に添加するには、製造段階におい
て、溶融する必要のない焼成形フラックスを用いること
が必要である。

組成としては、まずＴｉＯ□３０　ｗｔ％以下及び／又
はＴｉ２．０ｗｔ％以下を含有することが必要である。

この第一の目的は、溶接金属にＴｉを添加することにあ
り、溶接金属中のＴｉの適正量は０．００５〜０．０３
ｗｔ％である。

Ｔｉは溶接金属中において、微細な酸化物又は窒化物の
形で析出しているが、Ｔｉ酸化物は溶接金属の冷却過程
におけるオーステナイト−フェライト変態において、フ
ェライト結晶の核となり、オーステナイト粒内に微細な
フェライトを形成させ、靭性の向上に極めて有効となる
。

Ｔｉの添加は、金属としてのＴｉであれば７ランクス中
から直接溶接金属中に移行し、ＴｉＯ２であれば、溶接
過程において一部が還元され、Ｔｉとして溶接金属中に
移行する。フラックス中のＴｉが２ｗｔ％を超えると、
溶接金属のＴｉが過剰となり、かえって靭性が低下する
。

一方、ＴｉＯ２を３　Ｑ　ｗｔ％を超えて添加すると、
フラックスの流動性が過大となり、ビード表面の凝固波
が荒く、かつ幅も不安定になるので、Ｔｉ０ｚは３Ｑｗ
ｔ％以下とすることが必要である。Ｔ］０２材料として
は、ルチール、チタンスラグ等のＴｉ酸化物を用いるが
、チタンスラグの場合は、Ｔｉ３Ｏ５のような低次酸化
物となっているので、この場合はＴ　ｉ　Ｏを相当量に
換算して添加量を決めるものとする。Ｔｉの添加は、金
属ＴｉあるいはＦｅ−Ｔｉの如きＴｉ合金を用いる。

一方、Ｂ２ｕｓは、一部が溶接過程に還元されて、Ｂと
して溶接金属中に移行する。溶接金属中の適正なり量と
しては、３０〜６０　ｐｐｍ程度であり、大部分はＢ２
Ｏ３あるいはＢＮとして析出しているが。

１’Ｏｐｐｍ程度は、固溶Ｂとして粒界に偏析し、粒界
におけるフェライトの析出および粗大化を抑制し、粒界
における結晶粒の微細化に有効である。

即ちＴｉとＢの共存は、粒界と粒内を同時に均−微細な
ものとし、溶接金属の低温靭性の確保には不可欠な要件
である。フラックス中のＢ２Ｏ３としては、Ｂ２Ｏ３換
算で１．０ｗｔ％以下が有効であり、１．０ｗｔ％を超
えて添加すると溶接金属中のＢが過剰となり、かえって
靭性を劣化させると共に、耐割れ性も低下するので好ま
しくない。

Ｂ２Ｏ３は、硼砂（Ｎａ２Ｂ４Ｏ７・Ｉ　０Ｈ２０）　
、溶融硼砂（Ｎａ２Ｂ４０．　）あるいはコンマナイト
（２ＣａＯ−３Ｂ２０３−５Ｈ２０）のようなり２０３
を含む複合酸化物あるいは硼砂ガラス、硼酸等により添
加する。

次にＭ　ｇ　Ｏであるが、ＭｇＯの溶融点は２８００℃
と極めて高く、フラックスの耐火性を向上させるのに有
効であり、大入熱溶接におけるビード外観　゛の改善お
よび均一化に寄与する。又、塩基性成分とで、溶接金属
中の酸素を低減し、靭性向上にも有効である。

全７ラツクス中のＭｇＯｉ−が１０ｗｔ％未満ではこの
ような効果が得られず、又５０　ｗｔ％を超えると、逆
に７シツクスの耐火性が過大になり、ビード中央に馬の
背状の突起物が生成するようになるので好ましくない。

ＭｇＯの材料としては、マグネシアクリンカ−１電融マ
グネシアのようなＭｇＯの単一原料、又はＭｇ　ＣＯｓ
　、ＣａＭｇ　（Ｃ０３）　２のようなＭｇＯを含有す
る炭酸塩、又はＭｇＯ・ＳｉＯ２　、　ＭｇＯ−Ａ１２
ｏｓのようなＭｇＯを含有する複合酸化物等を用いるも
のとする。

Ａｌ１２０ｓはＭｇＯと同様に、溶融点が高く、フラッ
クスの耐火性を向上させ、大入熱溶接でのビーと外観を
改善する。一方、多量に添加すると、ピード表面が平清
さを失い、形状も不安定になるので、３０　ｗｔ％以下
とすることが必要である。

ところで、５ｉｎ２はスラグの粘性を高め、ビード形状
を整えるのに有効な成分であり、５〜２５ｗＬ％添加す
ることが必要である。５　ｗｔ％未満ではその効果が得
られず、２５　ｗｔ％を超えて添加すると、溶接金属中
のＳｔおよび酸素を高め、低温靭性を劣化させる。なお
、水ガラス成分中に含有される５ｉＱ２も有効成分とし
て考慮するものである。

ＣａＦ２は、溶接金属中の酸素を低下させるのに有効で
あり、靭性向上に寄与する。又溶融点が低く、適正量の
添加はフラックスの溶融点を調整し、ビード形状の改善
に有効である。ＣａＦ２が４　ｗｔ％未満ではこのよう
な効果が得られず、又１５ｗｔ％を超えると、スラグの
流動性が過大となり、ピードの凝固波が荒く、ビード形
状が不安定となり、特に大入熱溶接ではこの弊害が著し
く、用いることが出来ない。以上フラックスの組成につ
いて述べた。

本発明におけるフラックスでは、目的の成分を添加する
ために、種々の原料を用いるものであるが、この場合の
添加量は目的成分への換算量にもとづいて決定するもの
とする。又、以上に述べた組成の他には、目的建応じて
、通常フラックス原料として用いられるＺｒＯ２ｒ　Ｍ
ｎＯのような酸化物、Ｃａ　ＣＯ３＝　Ｍ　ｇ　ＣＯ３
のような炭酸塩、ＮａＦのような弗化物等の材料からも
、適宜選択して添加することが出来る。

さらに本発明法は、通常の両面多層溶接ばかりでなく、
熱影響を受ける溶接金属部が存在する大入熱溶接であれ
ば、いずれも有効なものであり、バンキングパスがフイ
ニツシングバスによす、熱影響を受ける両側１層溶接、
最初に片面溶接を行ない、さらにその上に層を重ねる片
面多層溶接、あるいは先行極と後行極の極間を大とし、
入熱分散を意図する大極間片面ワンラン溶接等にも充分
有効である。なお、通常の大極間片面ワンラン溶接にお
いては、先行極溶接金属が、後行様溶接により熱影響を
受けて、靭性劣化現象が認められる。

以上、本発明について詳述したが、以下に本発明法の効
果をより明らかにするために、実施例について述べる。

（実施例） まず、第１表に示すようなＷ−１〜Ｗ−１５の１５種類
の組成のワイヤを溶解し、サブマージアーク溶接用ワイ
ヤを作製した。第１表の組成のうち、Ｗ−１〜Ｗ−６が
本発明法援用いられるワイヤであり、Ｗ−７〜Ｗ−１５
は本発明の効果を明らかにするための比較例に用いたワ
イヤ組成である。

次に第２表のＦ−１〜Ｆ’−１１に示す組成のサブマー
ジアーク溶接用フラックスを作製した。７ラツクスの仕
上り粒度は、１２〜１００メツシユで焼成温度は５００
℃とした。第２表のフラックスのうち、Ｆ−１〜Ｆ’−
５は本発明法に用いられるフラックス、Ｆ−７〜Ｆ−１
１は、本発明法の効果を明らかにするために行なった比
較例に用いたフラックスである。

第１表のワイヤおよび第２表のフラックスを組み合わせ
て、第３表、Ｓｌ、８２．Ｓ３に示す３種類の低温用鋼
、第４表Ｃ−１，Ｃ−２，Ｃ−３，Ｃ−４に示す４種の
溶接条件により、１８種の溶接を行なった。第５表左欄
に７１６１〜腐１８の溶接について、鋼板、ワイヤ、フ
ラックスおよび溶接条件の組み合わせを示す。

なお、第４表溶接条件のうち、Ｃ−１は厚板の大入熱多
層盛溶接、Ｃ−２は両面１ノ（ス溶接、Ｃ−３は大入熱
片面２層溶接、Ｃ−４は大極間片面１層溶接（Ｌ、−Ｔ
、極間が５００１ｔｒｘ）であり、片面溶接における裏
当法は、フラックス−銅バンキング法を用いた。

又開先形状は第１図（ａｌ、　（ｂｌおよび第４表に示
す通りである。

第５表右欄に実験結果を示す。検討項目としては、溶接
金属の衝撃値、ＣＯＤ値、溶接作業性（アーク安定性、
ビード外観）およびＵＳＴ検査であり、衝撃試験片（Ｊ
ＩＳ　Ｚ２２０２，４号）は、第２図（ａｌ、　（ｂｌ
、　（Ｃ１，ｆｄｌに示すように、熱影響を受けて再熱
脆化を起しやすい位置を、それぞれの溶接法について選
択して採取した。

第２図において、１．１は被溶接材、２は溶接金属、３
は衝撃試験片、４はノツチ、５は試験片３の中心線をそ
れぞれ示すものであり、該中心線５と被溶接材１，１と
の距離、即ち試験片の採取深さｅ＋　ｄ＋　ｅ＋　ｆは
、それぞれｃ＝１７．５１Ｈ１ｄ＝７、　Ｑ　ｍｔｔｔ
、　　ｅ　’　１７．５１１１、ｆ　＝　７．０　ｍｘ
である。

又、ＣＯＤ試験は、第３図に示す板厚ｔ＝７０龍の両面
多層溶接部について、英国規格Ｂ５−５７６２−１９７
０１Ｃもとづいて実施した。さらに同図に見られるよう
に、ノツチ４はサイドノツチとし、溶接金属中央部に附
与した。なお、ＣＯＤ試験片は。

板厚ｔ　＝　７０１１１１１全厚にわたって採取したも
のである。

又溶接部については、試験片採取前にＵＳＴ検査を実施
し、欠陥エコーの認められた部分については、マクロ断
面検査を実施し、欠陥の内容について検査した。

検討の結果については第５表右欄に示すが１本発明にお
ける４１−／１６６では、すべての項目において満足し
得る結果が得られた。一方、比較例／Ｉ６７〜腐１８に
おいては、第５表備考欄に示す如く、ワイヤ又は７ラツ
クス組成の不適正により、低靭性、アーク不安定、ビー
ド外観不良、割れ発生の如き問題が生じた。

（発明の効果） 本発明は、低温用鋼の大入熱溶接部において、発生しや
すい再熱脆化を防上することにより、溶接金属全般にわ
たってすぐれた低温靭性を得ることを可能とすると共に
、作業性においても、アーク安定性、優れたビード外観
を得ることが出来るものである。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａｌ　、、　（ｂｌは実施例に用いた開先形状
を説明すルタメノ正面図、第２図ｆａｔ　、　（ｂ）　
、　ｆｃ）　、　Ｉｄｌは実施例において衝撃試験片の
採堆位置を説明するための正面図、第３図はＣＯＤ試験
片におけるノツチ位置を示す正面図である。 １・・・被溶接材　　　　　２・・・溶接金属３・・・
衝撃試験片　　　　４・・・ノツチ５・・−試験片中心
線 第１図 （α） （ｂ） 第２図 （Ｑ）　　　　　　、＜ｂ、。 （Ｃ）　　　　　　　（ｄ）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ
   ％、Ｎｉ１．０〜８．５ｗｔ％を含有し、Ｐを０．０１
   ｗｔ％以下、Ｓを０．０１ｗｔ％以下、Ｎを０．００７
   ０ｗｔ％以下に制限し、かつ、Ｍｏを実質的に含有しな
   いワイヤと、ＴｉＯ＿２３０ｗｔ％以下及び／又はＴｉ
   ２．０ｗｔ％以下、Ｂ＿２Ｏ＿３１．０ｗｔ％以下、Ｍ
   ｇＯ１０〜５０ｗｔ％、Ａｌ＿２Ｏ＿３３０ｗｔ％以下
   、ＳｉＯ＿２５〜２５ｗｔ％、ＣａＦ＿２４〜１５ｗｔ
   ％を含有する焼成形フラックスとを組み合わせ、溶接入
   熱６０〜２００ＫＪ／ｃｍでサブマージアーク溶接を行
   なうことを特徴とする低温用鋼の大入熱サブマージアー
   ク溶接法。