JPS63238978A - Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法 - 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】 ［産業上の利用分野］ 本発明はＯｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法に関し、
詳しくは長時間の応力除去焼鈍（以下ＳＲ２という）を
行った後も優れた高温強度が得られ、かつ短時間の応力
除去焼鈍（以下Ｓｔ＜ｔという）の後でも高い靭性を有
するとともに、高温で長時間構造物が使用される場合に
おける脆化（以下使用中脆化という）の程度が極めて少
ない溶接金属を得るルの出来る潜弧溶接方法に関するも
のである。

［従来の技術］ ここにいうＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼とは、石油化学工業等
に用いられる中高温圧力容器用鋼材を意味するもので基
体的には２１／４Ｃｒ−ＩＭｏ鋼あるいは：ｌＣｒ−ｌ
Ｍｏ鋼等の私である。

近年の溶接構造物の大型化や使用条件の苛酷化により使
用鋼板が極厚化し、その上高強度化の方向にある。その
ため溶接金属に対しても優れた高温強度および高い靭性
が必要とされ、さらには使用中脆化の極めて少ないもの
であることが要求され、その傾向は益々厳しくなってき
ている。

ところで、溶接金属の高温強度、靭性および使用中脆化
特性に影響する大きな要因として溶接金属の特性ととも
にＳ　Ｒ条件がある。

即ち、ＳＩりは溶接によって生じた溶接部の残留応力を
除去するとともに溶接部の靭性を向上するものであるが
、長時間にＫると高温強度の低下をきたす問題がある。

板厚＋＋１０ｍｍを超える極厚のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼
は。

一般的に６９０“（：±２０℃の湿度で１〜３回のＳＲ
がなされ、そのＳ　１＜時間の合計は４〜：１０時間の
広範囲にわたる、ＳＲにおいては、温度が高い程、また
同じ温度でも時間が長い程焼なましの効果は大きく、そ
の程度を示す値として次式に示す焼もどしパラメータ［
１）］が広く用いられている。

［ｌ’ｌ＝’ｌ”（２０−Ｈｏｇ（ｔ））ＸＩＯ−”゛
ｌ゛＝温度（”　ＫＬ　ｔ　＝時ｌ１ｌ（ｈｒ）一般に
、板厚１（１０〜３００ｕ＋ａ＋の極厚Ｃｒ−Ｍｏ系低
合金鋼の溶接施工における［Ｐ］の範囲は１９．５〜２
１．０にある。

従来、Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼における高温、高強度化お
よび靭性改善、さらに使用中脆化特性の改善手段として
は、特開昭５３−ｆ１５１４６号公報や特開昭５８−３
０１号公報に開示されているごとく、低５ｉ−ｖ−１％
系ワイヤや、低Ｓ　ｊ−Ｖ　−Ｔｘ系ワイヤと高塩基性
フラックスとを組合せることが知られている。

しかし、これらはいずれも［Ｐ　］がｚＯ０７〜２０．
９と焼なましが大きく進行した後での強度および靭性の
改？？　＊　Ｌ＋的としたものであり、短時間Ｓ　Ｒ条
件下。

つまり［ｌ）］の小さい所での靭性確保は困・難であり
。

従って短時間から長時間での靭性を同時に満足すること
はできない。

さらに、前述の特開昭５８−３９１号公報で開示されて
いるＶ　−’１’　ｉ系、また特開昭５０−２２７３６
号公報で開示されているＶ　−Ｎ　ｂ−１３系など一般
に高温高強度を得るために炭化物生成元素であるＶ、Ｔ
ｉ、Ｎｂを添加しているが１本発明者らの実験によると
、これら成分の内’ｌ’　ｉおよびＮｂを溶接金属中に
含有させると高温強度の改善効果は認められたが、特に
Ｓ　ＲＩ後の低温靭性および使用中脆化特性が機敏でも
非常に低ｌ：することを見い出した。

［発明が解決しようとする問題点］ このように、従来技術では最近の短時間ＳＲから長時間
Ｓ！くの条件下での高い靭性を保有しつつ高温での強度
が優れ、さらに使用中脆化の極めて少ない溶接金属を確
保するという厳しい要求に応じえられろものではない。

本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のＷＩｇＡ溶接方法に
おいて、Ｆ　Ｍ＋：の如き従来法の欠点である短時間Ｓ
　Ｌ＜後の靭性を１６目−し、かつ長時間ＳＲ後の高温
強度を保有するとともに、使用中脆化の極めて少ない、
良質の溶接部を得る溶接方法を提供することを１１的と
している。

［問題点を解決するための手段］ 本発明者らは、前記問題点を解決するため溶接ワイヤお
よびフラックス両面から検討した結果、短時間Ｓ　１＜
から長時間Ｓ　Ｒ後において靭性が良好で使用中脆化が
極めて少なく、高温高強度の溶接金属が得られる潜弧溶
接方法を見い出した。

すなオ】ち、本発明の要旨はＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜
弧溶接方法において、主成分としてＣｒ：１．８０〜３
．８（１％、　Ｍｏ　：　０．８０〜１．３０％を含有
し、ＴｉおよびＮｂを実質的に含有しないワイヤおよび
ＣａＦ、：１０〜２０％金属炭酸塩をＣＯａに換算して
２．５〜１０％を含みかつｔ’ｔおよび１゛ｉ酸化物、
ＮｂおよびＮｂ酸化物を実質的に含まない焼成型フラッ
クスを用いさらに、ワイヤ又はフラックスのいずれが一
方又は両者に（１）　〜（６）式を満足するようＣ，Ｓ
ｉ、Ｍｎ。

■（又はｖａｏｂＬ　ｎ（ＨはＩＩ、（１，）を添加シ
テオコナウことを特徴とするＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜
弧溶接方法にある。

Ｃ：　　Ｗｃ＋１／１０　１’ｃ　＝０．１０〜０．１
８−　・−・１１）　式Ｓｉ　：　Ｗｃ＋１／１０　Ｆ
ＳＬ＝０．１５〜０．２５・・・・・・（２）式Ｍｎ　
：　Ｗｃ＋１／１０　ＦＭｎ＝０．７０〜１．２Ｏ−−
（３）式１０Ｃ＋Ｓ　Ｌ＋　Ｍｎ＝　２．００〜３．０
０−−−　＝　（４）式Ｖ　：　ＷＶ＋１１５　　［”
Ｖｌ１１５０　ＦＶ、０．＝０．０３〜０．２０・・・
・・・・・・（５）式 ％式％ ０．０１００・・・・・・（６）式 ＷＣ，ＷＳｉ、　ＷＭｎ、　ＷＶ、　Ｗ１３　：ワイヤ
中のＣ９５３９Ｍｎ、　Ｖｅ　Ｂ量（％） １＋’Ｃ，Ｉ／Ｓｊ、Ｆ？喧ｎ、ＦＶ、ｌ’ｖ、０ｓｔ
ＦＢ、Ｆｉｔ、Ｏ，：フラックス中（７）　Ｃ＠　Ｓ　
ｉ＠　Ｍｎ、　Ｖ　＃　ＶｅＯｓ＊　Ｂ　＊Ｂ、　０３
量（％） 以下に本発明の詳細な説明する。

［作用］ まず１本発明はＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼を対象とするもの
であるから、耐クリープ性、耐酸化性を確保するため１
す材に相当するＣｒおよびＭｏを溶接金属に含有する必
要がある。即ち、ワイヤ中の成分がにｒ　１．８０％未
満およびＭｏ０．８０％未満のいずれか又は両者である
と長時間ＳＲ後の高温（４５４℃）での強度（以下’１
’８４５４℃という）の向上効果が得られ難く又Ｃｒ　
３．８０％超およびＭｏ１．３０％超のいずれか又は両
者であると溶接金属の硬化性が大となり、溶接割れが発
生しやすくなると共に短時間Ｓ　Ｒ後の靭性（以下ＶＥ
Ｓ旧という）および加速脆化処理（以下ステップクーリ
ングという）後の靭性（以下、ＶＩ！：Ｓ旧十ＳＣとい
う）が低下する。従ってワイヤ中の（：「およびＭｏは
それぞれ１．８０〜３．８０％。

（１，８０〜１．３０％である事が必要である。

次にＴｉおよびＮｂは’ｌ’８４５４℃を向上する効果
が極めて人であるが、一方ではＶＥＳＲＩおよびＶＥＳ
旧＋ＳＣを著しく劣化せしめる。その傾向はワイヤ中の
′１゛ｉおよびＮｂが微量でも表れるため本発明にｔ？
いては、これら元素を不純物として混入する以外は実質
的に添加しないものとする。

次に本発明においては組合せフラックスのＣａＦｉ　：
ｂｉが１０〜２０％である必要がある。

Ｃ計°４社の特定は溶接金属中の酸素量の低減を目的と
するものであるが、溶接金属中の＃＊量の低減は溶接金
属の基本的靭性の向上に極めて重要であり、不＋ｉ（欠
な事項である。即ち酸素量の低減はＶ　１４：　Ｓ旧、
Ｖｌ＜Ｓ旧＋ＳＣばかりでなく、長時間ＳＲ後の靭性（
以下、ＶＥＳＲ２という）および長時間ＳＲ後のステッ
プクーリング後の靭性（以下、Ｖ　Ｅ　ＳＲ２＋ＳＣと
いう）のいずれも改善するものである。これらの特性を
満足させるには、溶接金属中の酸素量としてはほぼ３５
０ｐｐｍ以下である事が必要であるが。

Ｃａ？’、が１０％未満であると酸索破が多くなりＶＥ
ＳＲＩおよびＶ　Ｉ＜　Ｓｌ十ＳＣが低下する。一方２
０％超になると酸素には低くなるものの溶接中にアーク
が不安定となり、ポックマークが生じビード形状が不良
となるｅ　Ｃａｌ’□が１０〜２０％である事と後述す
る如く。

脱酸剤として添加するＣおよびＳｉとの組合妊により満
足な溶接金属の酸素酸を得ることが可能となる。

次に、組合せフラックスはＣａＣ０，、ＲａＣＯ３など
の金属炭酸塩をＣＯ□に換算し２．５〜１０％含有する
焼成型フラックスである必要がある。即ち、金属炭酸塩
は溶接過程中にアーク空胴中でＣＯ２ガスに解離し、ア
ーク空胴中における水素分圧を下げ溶接金属中の拡散性
水素を低下せしめる効果を有するためである。

ＣＯ３換算値が２．５％未満であると溶接金属中の拡散
性水素績が減少せず水素による低温割れが生じやすくな
る。

一方、　１０％を超えるとガス発生址が過剰となりアー
クが吹上げビード形状が不良となり、ＣＯ２換算には１
０％以下である必要がある。

ところで、前述のごとく、Ｔ１およびＮｂが微量でも溶
接金属中に添加されると、ＶＥＳＲＩおよびＶｌ：ＳＲ
１＋ＳＣが著しく低下する事が判明した。

従って本発明においてはこれら元素をワイヤばかりでな
く、フラックスからも溶接金属中に移行しないよう、フ
ラックスには実質的に金属としての１゛ｉおよび′［゛
ｉ酸酸化物金金属してのＮｂおよびＮｂ酸化物のいずれ
をも不可避不純物以外には添加しないことが必要である
。

なお１本発明に用いるフラックスは焼成型フラックスで
ある４１が必要であるが、これは本発明）ラックス中に
は金属炭酸塩あるいは、ＳＬ、　Ｍｎ。

Ｖ等の金属粉を添加することから、製造中に高温焼成す
るシンターフラックスあるいは溶解するメルトフラック
スでは、上記成分の分解あるいは酸化消耗が起り品質確
保が困難であるためで、この点から低温焼成（５５０℃
以下）の焼成型フラックスである事が必要である。

次に本発明におけるワイヤおよびフラックスはＣ”、、
　Ｓｉ、　Ｍｎ、　Ｖおよび１３についても特定する事
が必要であり、その理由について以下に述べる。

（１）ＣはＷ　ｃ　（ワイヤ中のｃＩｔ、％）およびＦ
ｃ（フラックス中の０斌１％）で次式を満足する事が必
要である。

に＝Ｗｃ　＋１／１０？’ｃ＝０．１０〜０．１８即ち
、ワイヤおよびフラックスのいずれか又は両各への添加
は溶接金属中のｃｍを増し、７８４５４℃の向■−に有
効であるが、さらにＶＥＳＲＬ、　ＶＥＳＲ２゜ＶＥＳ
１１１＋ＳＣおよびＶＥＳＲ２＋ＳＣのいずれをも改善
せしめることが″判明した。

’Ｉ’８４５４℃の向、ＩＺは、炭化物の析出によるも
のであるが、靭性の向上は、Ｃの脱酸反応によるもので
ある。即ちＣは溶融金属中において酸素と反応してＣＯ
ガスとなるが、この反応が溶接金属の脱酸反応に極めて
有効であり、この効果を得るにはＷｃ＋　１／１０１’
ｃが０．１０％以上である事が必要である。

ワイヤ中のＣはすべてが脱酸反応に関与するが。

フラックス中の０はアーク空胴中で酸化消耗するため、
脱酸に効果があるのはフラックス中のＣ量の１／１０で
ある。

ところで、Ｗｃ＋１／１０Ｆｃが０．１８％を超えると
、溶接金属中のｃｔｔが過多となり高温割れが生じるよ
うになる。

なお、フラックス中のＣの形態はグラファイトのような
Ｃ粉以外にｔ’ｓ−Ｍｎなどの金属粉に含有されるＣあ
るいはＳｉＣの如き炭化物等でも添加することが出来る
。

（２）次にＳｉは、ＷＳｉ（ワイヤ中のＳｉ菫、％）お
よびＬ’Ｓｉ（フラックス中の５ｉｌｉｔ、％）で以下
の式を満足する事が必要である。

５ｉ＝ＷＳｉ＋１／１０ｆ’５Ｌ＝０．１５〜０．２５
即ち、ＳｉはＣと共に重要な脱酸剤として作用するが、
ワイヤ中のＳｉは殆ど溶融金属での脱酸反応に関１ｊ−
するが、フラックス中のＳｉはアーク空胴中で酸化消耗
する址が多く脱酸に効果があるのはフラックスへの添加
量の１／１０である。

ＷＳｉ＋　１／１０１’Ｓｉが０．１５％未満ではＳｉ
の脱酸効果が小さくＶｌ！：５ｌｌｌ、　ＶＥＳｌｔ２
．　ＶＥＳＲ１＋ＳＣおよびＶＥＳＲ２＋ＳＣを向】二
する事ができない、一方０．２５％を超えるとＶＨ８ｌ
＋１＋ＳＣおよびＶＥＳ１１２＋ＳＣが低下する。

なお、フラックス中へのＳｉの形態は、　Ｆｅ−３ｉ。

Ｃａ−５ｉ、　ＳｊＣなどの金属粉で添加する。

（３）Ｍｎは、ＷＭｎ（ワイヤ中のＭ　ｎ　ｔ　、％）
およびＦＭｎ（フラックス中のＭ　ｎ　ｋ４．％）で以
下の式を満足することが必要である。

Ｍｎ量　ＷＭｎ＋　１／１０　ＦＭｎ＝０．７０〜１．
２０Ｍｎは溶接金属の焼入れを向上し、靭性を改善する
ことが出来る。又溶接金属中に歩留まるＭ　ｎ　ＪＩｔ
としてフラックス中のＭｎｔはワイヤ中のＭｎ量に比べ
ｌ／１０の歩留りである。従ってＭｎはＷＭｎ＋１／１
０　Ｆ　Ｍｎで表オ）されるが、これが０．７０未満で
はＶＥＳ■およびＶＥＳＲ２の向上効果が得られず、又
１．２０％を超えるとＶｌミＳ旧＋ＳＣおよびＶＥＳＲ
２＋ＳＣを低下せしめるので好ましくない、なお、フラ
ックス中へのＭｎの形態は金属Ｍｎ、　Ｆｅ−Ｍｎなど
の金属粉で添加する。

（４）（：、ＳｔおよびＭｎは各々前記範囲でかつ、１
０Ｃ＋ＳＬ＋Ｍｎの式で２．００〜３．００％を満足す
る必要がある。２．００％未満であるとＶＥＳ旧が低下
する。一方３．００％を超えるとＶＥＳＲ１＋ＳＣが低
下する。

（５）次に■はＷＶ（ワイヤ中のＶ址１％）とＦＶ（フ
ラックス中の■駄９％）およびＦｖｚｏｓ（フラックス
中のＶＪｓ）で以下の式を満足する事が必要である。

Ｖ＝ＷＶ＋１／＋０１”Ｖ＋１１５０ＦＶ、０．＝０．
０３〜０．２０即ち、溶接金属中の■は炭化物を生成し
、７８４５４℃を向１−する効果がある。

一方、溶接金属への■添加はワイヤへのＶ添加、フラッ
クスへの金属Ｖ、あるいはＶの酸化物（Ｖ□０．）を添
加することによって行う事ができるが、溶接金属への■
の歩留りはそれぞれ異なるものであり、その歩留り率を
考慮するとＶはほぼＷＶ＋１１５ＦＶ＋１１５０ＦＶ、
０．で表わすことができる。

０．０３％未満であると１°５４５４℃を向上する効果
が得られず、一方、０．２０％を超えるとＴＳ４５４℃
は向上するものの、ＳＲ後および脆化処理後の靭性（Ｖ
ＥＳ旧、ＶＩＸ、Ｓ旧＋ＳＣ，ＶＥＳＲ２およびＶＥＳ
ｒ１２＋ＳＣ）が低下するためＷＶ＋１１５ＦＶ＋１１
５０１”Ｖ、０．は０．２０％以下である嘔が必要であ
る。

（６）ＢはＷＢＣワイヤ中のＢ敏、％）、　１”Ｂ（フ
ラックス中のＩＩ　ｌｄ　、％）およびＦ”　１１２０
．　（フラックス中のｎ、ｏａ鼠、％）で以下の式を満
足する事が必要である。

Ｈ＝Ｗ［１＋１／ＩＯト’Ｈ＋１／７０１”ＩＩ□ｏ、
＝ｏ、ｏｏｔｏ〜０．０１００ １３の溶接金属への添加はワイヤ中のＢ、フラックス中
の１１およびスラックス中のＢ２Ｏ３により行うことが
でき、溶接金属への歩留りを考慮すると、Ｂは　Ｗｌｌ
＋Ｉ／Ｉ＋ｌ　ｌｉ’［ＩＩ　１／７０１３．Ｏｊで表
わすことができる。　０．００１０％未満であるとＶＥ
ＳＲＩ、　ＶＥＳＲ１＋ＳＣ。

Ｖ　ｌ！：　ＳＲ２ｒ；よびＶｌ！：５１１２＋ＳＣが
低く　、０．０１００％を超えると溶接時に高温割れが
生ずるようになる。

なお、スラックス中へのＢの形態はＦｅ−Ｂなどの金属
粉又は、ＩＩｊＯＪ等の酸化物で添加するものとする。

以上、本発明に用いるワイヤおよびフラックスの組成に
ついて詳述したが、上記成分の添加方法はワイヤおよび
スラックスのいずれか一方又は双方で、又■およびＢの
場合は金属か酸化物かの選択は、適宜行えばよい。

又、Ｌ記組成以外の成分中ワイヤの微址成分としては以
下の範囲で許容できる。

Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０２０％、ＡＱ≦０．０５
％。

Ｎｉ≦０．４０％、Ｃｕ≦０．２０％ さらにＡｓ、ｓｂ、Ｓｎはできるだけ少ないのが好まし
い。

フラックス組成としては通常用いられる成分であればい
ずれでもよい。

以下実施例により本発明の効果を明確にする。

［実施例］ 第１表に示す組成の板厚８０ｍａ＋の２１／４Ｃｒ−Ｉ
Ｍｏ鋼を第１図に示すＶ溝開先とし、第２表に示す組成
のワイヤと第３表に示す組成のフラックスとを種々組合
せ、２電極で溶接電流先行型＋４！６００Ａ、後行電極
６００Ａ、溶接電圧先行電極３０Ｖ、後行電極３０Ｖ、
溶接速度（ｉｔｅｍ／ｍｉｎの条件で溶接した。

尚、第１図中、１１　：　８０ｍｍ、　ｈ、　：　１０
＋＋ｕａ、　ｈ、　：　７０１１１１＃Ｒ：　ＩｏＩｌ
ｍ、　０　：　２”である。

溶接終了後、短時間Ｓ　Ｒとして保持温度６８０℃。

保時時間６ｈｒ、　［ｌ’１＝１０．８０（以下ＳＲＩ
という）、また長時間Ｓ　Ｒとして保持温度７００℃、
保時時間２６ｈｒ、　［Ｐ］＝２（１，８４（以下ＳＲ
２という）の２条件のＳＲを行い、板厚の！／４の部分
の溶接金属部から直径１（ｌａｖａφの高温引張試験片
、また同じく板厚１／４の部分からＪＩＳ　Ｊ号シャル
ピー試験片を採取し、各試験に供した。

また、Ｓ　ｌｃ後の溶接試験片の一部に第２図に条件を
示すステップクーリングを行い、それよりＳＲしたまま
のものと同様、板厚１／４の部分よりＪＩＳ４号シャル
ピー試験片を採取し、試験を行った。

なお、このステップクーリングとは耐使用中脆化を短時
間（約ｌｌｒ、ｌ　ｔｉｌｌ　）で調べる目的で行われ
ている加速脆化処理である。

試験を行った溶接金属の各種性能を第４表に示した。

第４表にはＳＲＺ後の短時間高温引張強さをＴＳ４５４
’Ｃ（ｋｇｆ／ａｍ”　）　Ｔ：、ＳＲ１およびＳＲ２
後ノｗＩ撃値を一４０℃での吸収エネルギー（ｋｇｆ−
ｍ　）で、さらにそれぞれのステップクーリング後の衝
撃値を一４０℃での吸収エネルギー（ｋｇｆ／＋ｕｏ”
　）で示した。

これらの結果本発明の要件を満足するワイヤおよびフラ
ックスの組合せの試験例１〜８は高温強度が高く、一般
に要求される４６ｋｇｆ／＋＋ｍ”以上を満足し。

カー）Ｖ　Ｉ＜　５ｉｌｌ　、　Ｖ　ＩＩ：　Ｓ旧＋Ｓ
Ｃ，ＶＥＳＲ２，ＶＥＳＲ２＋ＳＣの値も良好な値を示
した。

比較例中、試験例９は、Ｃが低いため高温強度が低く、
さらに溶接金属中の酸素量が多くなったためｖｒ＊：ｓ
旧、ＶＥＳ旧＋ＳＣ，Ｖｌ！：ＳＲ２およびＶＥＳＲ２
＋ＳＣのいずれも低い。

試験例１０はＣが高すぎ高温割れが生じたため溶接を中
１ヒした。

試験例１１はｓｉが低いため、ＶＥＳＲＩ、　ＶＥＳＲ
１＋ＳＣ。

ＶＥＳ）＋２およびＶＥＳＲ２＋５Ｃ（７）イずモ低イ
。

試験例１２はＳｌが高すぎｖ　Ｅｓｌ＋ＳＣおよびＶＢ
ＳＲ２＋ＳＣが悪い 試験例１：％はＭｎが低いため、特にＶＥＳｌおよびＶ
ＥＳｌ（２が悪い。

試験例１４はへＩｎが高すぎるため、ＶＥＳＲ１＋ＳＣ
およびＶＥＳ１１２＋ＳＣが悪い。

試験例１５はＩＯＣ＋Ｓｊ＋Ｍｎが低いためＶＥＳＲＩ
が悪ｔ１゜ 試験例１６は１０（：＋Ｓｉ＋Ｍｎが高いためＶＥＳＲ
１＋ＳＣが悪い。

試験例１７はＶが低いため’ｌ”８４５４℃が低い。

試験例１８はＶが高すぎるたａ／）ＶＥＳｌ、　ＶＥＳ
Ｒ１＋ＳＣ。

Ｖｒ（８１１２およびＶＩＣ３Ｒ２＋ＳＣが悪い。

試験例１９は１３が入ッテイないため、ＶＥＳＲＩ、　
ＶＥＳｌｔｌ＋ｓｃ、　ＶＥＳｌ１２およびｌ：ｓＲ２
＋ｓｃが悪い。

試験例２０は１３が高すぎ高温割れが生じたため溶接を
中１１−シた。

試験例２１は組合せフラックスＦ７のＣａＦ、が低いた
め溶接金属中のＩｌｌ閂が多くなりＶＥＳＲＩ、　ＶＥ
Ｓｌ１　＋　ＳＣ，、Ｖ　Ｅ　５１１２およびＶ　）ン
５１１２　＋ＳＣが悪い。

試験例２２は組合せフラックスＦ８のＣａ　Ｆ　ｚが多
すぎるため溶接時アークが不安定となリピート形状が不
良となったため溶接を中＋ｌ：　した。

試験例２：３は組合せフラックスＦ９のＣＯ２が低いた
め、溶接金属中の拡散性水素菫が多くなり溶接終了後低
温割れが生じた。

試験例２４は組合せフラックス１？１０のＣＯ□が多す
ぎ、溶接中アークが吹き２１−げビード形状が不良とな
ったため溶接を中止した。

試験例２５は組合せワイヤＷ９にＮｂが、試験例２６は
組合せワイヤＷ１０にＴＬが、試験例２７は組合せフラ
ッフスト’ｌｌに１’ｉ０．が、試験例２８は組合せフ
ラックス）ｉ’＋２にＮｂがそれぞれ入っているためＶ
ＥＳＲＩおよびＶｌりＳｌｌ　Ｉ　＋　ＳＣが悪い。

［発明の効果］ 以１−１実施例にも示されているように、Ｃｒ　−Ｍｏ
系低合金鋼の潜弧溶接において本発明法によれば、溶接
作業性が良好で、かつ短時間ＳＲから長時間ｓｎ後にお
いて靭性が良好で、使用中脆化が極めて少なく、高温高
強度の溶接部が得られ、本発明の−１−業的価値は極め
て高い。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の実施例に使用した鋼板のＨ１先形状を
示す断面図、第２図は本発明の実施例における加速脆化
熱処理を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼の潜弧溶接方法において、主成分
   として重量％で（以下％で示す）Ｃｒ：１．８０〜３．
   ８０％、Ｍｏ：０．８０〜１．３０％を含有し、Ｔｉお
   よびＮｂを実質的に含有しないワイヤおよびＣａＦ＿２
   ：１０〜２０％、金属炭酸塩をＣＯ＿２に換算して２．
   ５〜１０％を含みかつＴｉおよびＴｉ酸化物、Ｎｂおよ
   びＮｂ酸化物を実質的に含まない焼成型フラックスを用
   い、さらに、ワイヤ又はフラックスのいずれか一方又は
   両者に（１）〜（６）式を満足するようＣ、Ｓｉ、Ｍｎ
   、Ｖ（又はＶ＿２Ｏ＿５）、Ｂ（又はＢ＿２Ｏ＿３）を
   添加しておこなうことを特徴とするＣｒ−Ｍｏ系低合金
   鋼の潜弧溶接方法。 Ｃ：Ｗｃ＋１／１０Ｆｃ＝０．１０〜０．１８………（
   １）式 Ｓｉ：ＷＳｉ＋１／１０ＦＳｉ＝０．１５〜０．２５…
   …（２）式 Ｍｎ：ＷＭｎ＋１／１０ＦＭｎ＝０．７０〜１．２０…
   …（３）式 １０Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．００〜３．００…………（４
   ）式 Ｖ：ＷＶ＋１／５ＦＶ＋１／５０ＦＶ＿２Ｏ＿５＝０．
   ０３〜０．２０……（５）式 Ｂ：ＷＢ＋１／１０ＦＢ＋１／７０ＦＢ＿２Ｏ＿３＝０
   ．００１０〜０．０１００…………（６）式 但しＷＣ、ＷＳｉ、ＷＭｎ、ＷＶ、ＷＢ：ワイヤ中のＣ
   、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｂ量（％） ＦＣ、ＦＳｉ、ＦＭｎ、ＦＶ、ＦＶ＿２Ｏ＿５、ＦＢ、
   ＦＢ＿２Ｏ＿３：フラックスＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｖ＿
   ２Ｏ＿５、Ｂ、Ｂ＿２Ｏ＿３量（％）