JP2014198344A

JP2014198344A - 高強度鋼のサブマージアーク溶接方法

Info

Publication number: JP2014198344A
Application number: JP2013074200A
Authority: JP
Inventors: 陽一郎鈴木; Yoichiro Suzuki; 中澤　博志; Hiroshi Nakazawa; 博志中澤; 友美横尾; Tomomi Yokoo
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Welding Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Welding and Engineering Co Ltd
Priority date: 2013-03-29
Filing date: 2013-03-29
Publication date: 2014-10-23

Abstract

【課題】高速度の溶接条件においても溶接作業性が良好で、優れた機械性能の溶接金属が得られる高強度鋼用サブマージアーク溶接方法を提供する。【解決方法】質量％で、ＳｉＯ2：１０〜２０％、ＣａＯ：５〜１５％、Ａｌ2Ｏ3：３０〜４０％、ＭｇＯ：１〜８％、ＭｎＯ：１〜１１％、ＣａＦ2：３０〜４０％、Ｋ2Ｏ：０．１〜１．５％を含有し、その他はＦｅＯ及び不可避不純物からなるサブマージアーク溶接用溶融型フラックスと、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜１．２％、Ｍｎ：１．３〜２．４％、Ｎｉ：２．１〜３％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部が不可避不純物からなるソリッドワイヤを組み合わせたことを特徴とする高強度鋼用サブージアーク溶接方法。【選択図】なし

Description

本発明は、石油、天然ガスの輸送に使われるパイプライン、貯蔵に使われる圧力容器などの溶接に使用される６２０ＭＰａ以上の高強度鋼のサブマージアーク溶接方法に関し、特に高速度の溶接条件においても優れた機械性能の溶接金属、良好なビード形状が得られ、溶接作業性も優れた高強度鋼のサブマージアーク溶接方法に関する。

サブマージアーク溶接は、予め粒状のフラックスを溶接線に沿って散布しておき、その中に電極ワイヤを連続的に供給し、この電極ワイヤの先端と母材との間でアークを発生させて溶接を連続的に行う方法である。このサブマージアーク溶接方法によれば、高能率で安定した溶接作業性及び優れた機械性能を有する溶接金属が得られることから、造船、鉄骨、造管、橋梁、車両など幅広い分野で適用されている。

近年、エネルギー産業の発展に伴い、鋼材の高強度化及び高靭性化、また構造物の大型化に伴う板厚の極厚化などが検討されており、品質及び生産性の面からサブマージアーク溶接の適用比率が年々増加している。このような高強度鋼のサブマージアーク溶接では、溶接施工における生産性の向上や安全性、耐久性の確保のため、更なる品質向上が求められており、その中でも溶接の高能率化と、鋼材に見合った溶接金属の高強度化及び高靭性化に関する要望が極めて大きい。

高強度鋼のサブマージアーク溶接における高速溶接では、鋼材に見合った溶接金属の強度及び靭性の確保、溶接の高能率化、安定した品質確保の観点から、吸湿性が低く、取り扱いが容易で高速溶接性に優れた溶融型フラックスを適用することが多い。しかし、溶融型フラックスは、フラックス中に合金成分を添加できないので、溶接金属の化学成分を自由に調整することが困難である。このため、鋼材に見合った強度及び靭性を得るためには、この溶融型フラックスの塩基度を高め、溶接金属の酸素量を低くする必要がある。但し、この溶融型フラックスによるサブマージアーク溶接では、単に塩基度を高めるだけでは溶接金属の高強度化及び高靭性化を実現することはできない。そのため、溶接金属について適正な強度及び靭性を得るためには、組み合わせるソリッドワイヤにＳｉ、Ｍｎ等の合金成分を含有させるとともに、溶融型フラックス及びソリッドワイヤそれぞれの化学成分を併せて考慮し、最適な組み合わせを選定する必要がある。

これらの点を考慮し、高速度のサブマージアーク溶接で、良好な溶接金属、機械性能及び溶接作業性が得られるサブマージアーク溶接方法の開発が試みられている。

例えば、特許文献１には、高速サブマージアーク溶接における溶接ビード形状の改善及びスラグ剥離性の向上を目的に、フラックス組成中のＴｉＯ₂及びＺｒＯ₂を限定し、溶接作業性を改善する技術が開示されている。一般的に、ＴｉＯ₂及びＺｒＯ₂はアーク安定剤として知られており、サブマージアーク溶接用溶融型フラックスにも適用されることが多いが、ＺｒＯ₂は融点が高く、フラックスの融点あるいは軟化溶融点を上げるので、高速溶接には不向きであり、良好な溶接作業性は得られない。

特許文献２には、フラックスの成分、融点及び粘度を限定して高速サブマージアーク溶接における溶接作業性を改善する技術が開示されている。フラックスの塩基度と溶接作業性の影響調査を行い、さらにフラックスの融点及び粘度を指標化して高速溶接における作業性改善を図っているが、ＳｉＯ₂、ＣａＯ、ＣａＦ₂の組成範囲が非常に広く、ＳｉＯ₂、ＣａＯ、ＣａＦ₂は、それぞれ全く異なる作用効果を呈することから、これらの組成範囲では、安定した溶接作業性は得られない。

特許文献３には、高速度のサブマージアーク溶接における溶接作業性と低温靭性を改善する溶融型フラックスが開示されている。しかし、ＳｉＯ₂の濃度が高いので溶接金属の酸素量が高くなり、高靭性化の要求に対しては不十分なものとなる。また、ＭｇＯの濃度が高いのでフラックスの軟化溶融点が高くなり、ビード表面に突起物の発生や波目が粗くなり、スラグ剥離性及びビード外観が不良となる。

特許文献４には、フラックスの粒度調整による溶接作業性改善や溶接金属の酸素量低減による靭性向上を図った溶融型フラックスが開示されている。しかし、Ａｌ₂Ｏ₃が少量しか添加されていないため、良好なスラグ剥離性及びビード外観を得ることはできない。Ａｌ₂Ｏ₃は良好なスラグ剥離性及びビード外観を得るためには極めて重要な成分であり、またアーク安定性を良好にする効果もあるため、特許文献４に記載のＡｌ₂Ｏ₃量ではその効果が得られない。

また、特許文献１〜特許文献４に開示されている技術は、４９０ＭＰａ級の高張力鋼を対象としたもので、さらに高強度の鋼板を溶接した場合には目標とする機械的性能は得られない。

一方、特許文献５には、８００〜１２００ＭＰａ級高張力鋼の高速度溶接用溶融型フラックスに関する技術の開示がある。しかし、特許文献５の記載の溶融型フラックスでは、Ａｌ₂Ｏ₃が少ないので、前述のようにアークが不安定でスラグ剥離性が悪くなる。また、組み合わせたソリッドワイヤ成分では満足な靭性が得られないという問題があった。

特開昭５９−１０４９６号公報特開平４−２３８６９４号公報特開平６−２８５６７９号公報特開平８−１８７５９３号公報特許第４９０３９１２号公報

そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、６２０ＭＰａ以上の高強度鋼のサブマージアーク溶接において、高速度の溶接条件においても溶接作業性が良好で、良好なビード形状や、優れた機械性能の溶接金属が得られる高強度鋼用サブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記課題を解決するために、溶融型フラックスの化学組成及び組み合わせるソリッドワイヤの化学成分について種々試作して検討した。その結果、溶融型フラックスの化学組成さらに粒度を限定し、組み合わせるソリッドワイヤの化学成分も限定することにより、高強度鋼の高速度の溶接条件においても良好な溶接作業性及びビード形状が得られ、高強度で高靭性の溶接金属を得ることができ、溶接欠陥の無い高品質の溶接部が得られることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明の要旨は、質量％で、ＳｉＯ₂：１０〜２０％、ＣａＯ：５〜１５％、Ａｌ₂Ｏ₃：３０〜４０％、ＭｇＯ：１〜８％、ＭｎＯ：１〜１１％、ＣａＦ₂：３０〜４０％、Ｋ₂Ｏ：０．１〜１．５％を含有し、残部がＦｅＯ及び不可避不純物からなる溶融型フラックスと、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．４〜１．２％、Ｍｎ：１．３〜２．４％、Ｎｉ：２．１〜３％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるソリッドワイヤとを組み合わせて溶接することを特徴とする高強度鋼のサブマージアーク溶接方法にある。

また、５００μｍを超える粗粒が１０質量％以下である前記溶融型フラックスを用いることも特徴とする高強度鋼のサブマージアーク溶接方法にある。

本発明を適用した高強度鋼のサブマージアーク溶接方法によれば、６２０ＭＰａ以上の高強度鋼を高速度の溶接条件で溶接しても良好な溶接作業性やビード形状、優れた機械性能を有する溶接金属を得ることができ、溶接欠陥の無い高品質な溶接部が得られる。

本発明の実施例における開先形状を示す図である。

本発明者らは、高強度鋼の高速サブマージアーク溶接において、良好な溶接作業性を維持し、溶接金属の強度と靭性を向上するために最適な溶融型フラックスの化学組成と粒度構成及び組み合わせるソリッドワイヤの化学成分などについて検討を行った。

その結果、高速溶接時のアークの安定性には、溶融型フラックスのＡｌ₂Ｏ₃、Ｋ₂Ｏ及び溶融型フラックスの粒度の適量化、ビード外観・形状には、ＳｉＯ₂、ＣａＯ、ＭｎＯ、ＣａＦ₂及び溶融型フラックスの粒度の適量化、さらにスラグ剥離性には、Ａｌ₂Ｏ₃及びＭｎＯを適量含有することによってこれらの溶接作業性が良好になることを見出した。

また、溶接金属の靭性の向上には、溶融型フラックスのＭｇＯ、ＣａＦ₂及び溶融型フラックスの粒度の適量化、ソリッドワイヤのＣ、Ｓｉ、Ｎｉ及びＴｉを適量含有することで効果があることを知見した。

さらに、溶接金属の強度の確保は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＭｏを適量含有することで効果があることを知見した。

まず、以下に本発明に用いる溶融型フラックス成分組成の限定理由について説明する。各成分の含有量は、溶融型フラックス全質量に対する質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と記載して表すこととする。

［ＳｉＯ₂：１０〜２０％］
ＳｉＯ₂は、良好な溶接ビードを形成するための重要な成分であるが、過多になると溶接金属中の酸素量が増加して靭性が劣化する。ＳｉＯ₂が１０％未満では、ビード趾端部のなじみが悪くなり、スラグ剥離性が劣化し、また特に高速度の溶接においてはアンダーカットも生じる。一方、ＳｉＯ₂が２０％を超えると、溶接金属の酸素量が増加して靭性が劣化する。したがって、ＳｉＯ₂の含有量は１０〜２０％とする。

［ＣａＯ：５〜１５％］
ＣａＯは、スラグの融点及び流動性を調整するために重要な成分である。ＣａＯが５％未満では、ビード趾端部のなじみが悪くビード外観が不良となり、高速度の溶接ではアンダーカットも生じる。一方、ＣａＯが１５％を超えると、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一でスラグ剥離性も不良になる。したがって、ＣａＯの含有量は５〜１５％とする。

［Ａｌ₂Ｏ₃：３０〜４０％］
Ａｌ₂Ｏ₃は、高速度の溶接で良好なスラグ剥離性及びビード外観を得るためには極めて重要な成分である。また、アーク安定性を良好にする効果もある。Ａｌ₂Ｏ₃が３０％未満では、アークが不安定で、スラグ剥離性及びビード外観が不良となる。一方、Ａｌ₂Ｏ₃が４０％を超えると、凸ビードとなりスラグ剥離性も不良になる。したがって、Ａｌ₂Ｏ₃の含有量は３０〜４０％とする。なお、このＡｌ₂Ｏ₃の下限は３０％超とされていてもよい。

［ＭｇＯ：１〜８％］
ＭｇＯは、スラグの耐火性及び塩基度を向上させる効果がある。ＭｇＯが１％未満では、フラックスの塩基度が低くなり、溶接金属中の酸素量が増加して靭性が劣化する。一方、ＭｇＯが８％を超えるとフラックスの軟化溶融点が高くなり、ビード表面に突起物の発生や波目が粗くなり、スラグ剥離性及びビード外観が不良となる。したがって、ＭｇＯの含有量は１〜８％とする。

［ＭｎＯ：１〜１１％］
ＭｎＯは、スラグの粘性、流動性及び融点の調整をするのに有効な成分である。ＭｎＯが１％未満では、スラグの粘度が低下して流動性が劣化し、特に高速度の溶接においてはビード蛇行及びアンダーカットが生じる。一方、ＭｎＯが１１％を超えると、スラグの粘度が高くなりすぎてスラグ巻き込み、焼き付きが発生してスラグ剥離性が劣化する。したがって、ＭｎＯの含有量は１〜１１％とする。

［ＣａＦ₂：３０〜４０％］
ＣａＦ₂は、靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多になるとビードの平滑性が損なわれる。ＣａＦ₂が３０％未満では、靭性改善の効果がない。一方、ＣａＦ₂が４０％を超えると、ビード外観が不良となる。したがって、ＣａＦ₂の含有量は３０〜４０％とする。

［Ｋ₂Ｏ：０．１〜１．５％］
Ｋ₂Ｏは、高速度の溶接において安定したアーク状態を得るためには極めて重要な成分である。Ｋ₂Ｏが０．１％未満では、アークが不安定となる。一方、Ｋ₂Ｏが１．５％を超えると、ビード表面の光沢が失われ外観が劣化し、さらに溶接ヒュームの発生量が著しく増加する。したがって、Ｋ₂Ｏの含有量は０．１〜１．５％とする。

溶融型フラックスの化学組成の残部は、酸化鉄（ＦｅＯ等）及びＰ、Ｓ等の不可避不純物であり、Ｐ及びＳは共に低融点の化合物を生成して靭性を低下させるので、できるだけ低いことが好ましい。

［溶融型フラックスの粒度：５００μｍを超える粗粒が１０質量％以下］
溶融型フラックスの粒度は、溶融金属の大気とのシールド性、アークの安定性及びビード外観・形状に影響する。溶融型フラックス中の５００μｍを超える粗粒が溶融型フラックス全質量に対して１０質量％を超えると、溶接金属の大気とのシールド性が悪く溶接金属に窒素が混入して靭性が低下する。また、アークが不安定となりビード外観・形状が不良となる。

なお、粒度が５００μｍ以下の粒子における好ましい含有率は、３００μｍ超〜５００μｍ以下は、高速溶接でのガス抜け不足によるピット及びポックマーク防止などの溶接欠陥防止の観点から１０〜３５％、２１２μｍ超〜３００μｍ以下は、高速溶接でのアーク集中性低下によるビード蛇行及びアンダーカット防止の観点から１０〜４５％、１５０μｍ超〜２１２μｍ以下は、高速溶接でのビード幅変動によるビード形状不良及びアンダーカット防止の観点から５〜４０％、７５μｍ超〜１５０μｍ以下は、高速溶接でのビード幅変動によるビード形状不良及びアンダーカット防止の観点から５〜４５％、７５μｍ以下は、高速溶接でのアーク安定性低下およびガス抜け不足によるビード形状不良防止の観点から５〜２０％とすることによって高速度の溶接においても良好なビード外観・形状を得ることができる。

次に、前記溶融型フラックスと組み合わせるソリッドワイヤの成分について述べる。このソリッドワイヤにおける各成分の含有量は、ソリッドワイヤ全質量に対する質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と記載して表すこととする。

［Ｃ：０．０３〜０．１５％］
Ｃは、固溶強化により溶接金属の強度を確保する重要な元素であると共に、アーク中の酸素と反応しアーク雰囲気及び溶接金属の酸素量を低減する効果がある。Ｃが０．０３％未満では、前記脱酸及び強度確保の効果が不十分であり、靭性も低下する。一方、Ｃが０．１５％を超えると、溶接金属のＣが高くなるためマルテンサイト主体の組織となり、強度が高く靭性が低下する。したがって、Ｃの含有量は０．０３〜０．１５％とする。

［Ｓｉ：０．４〜１．２％］
Ｓｉは、溶接金属の強度及び靭性向上に重要な元素であり、溶接中に酸素と結合しスラグ成分となるため、溶接金属の酸素量を低減する効果がある。Ｓｉが０．４％未満であると、靭性が低下する。一方、Ｓｉが１．２％を超えると、溶接金属のマトリックスを固溶強化するが、フェライト結晶粒を粗大化させるため著しく靭性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．４〜１．２％とする。

［Ｍｎ：１．３〜２．４％］
Ｍｎは、焼き入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な成分である。Ｍｎが１．３％未満では、焼き入れ性が不足して強度が低くなる。一方、Ｍｎが２．４％を超えると、焼き入れ性が過多となり、溶接金属の強度が高くなり靭性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は１．３〜２．４％とする。

［Ｎｉ：２．１〜３％］
Ｎｉは、溶接金属の強度及び靭性確保を目的として添加される。Ｎｉが２．１％未満では、溶接金属の強度及び靭性が低下する。一方、Ｎｉが３％を超えると、オーステナイト分率が過大になり、溶接金属の強度が低下し、靭性を向上する効果も飽和する上に、溶接時に高温割れが発生する。したがって、Ｎｉの含有量は２．１〜３％とする。

［Ｍｏ：０．１〜１％］
Ｍｏは、溶接金属の耐力及び強度確保を目的として添加される。Ｍｏが０．１％未満では、溶接金属の強度が低くなる。一方、Ｍｏが１％を超えると、溶接金属中に金属間化合物を生成して溶接金属を著しく硬化し、靭性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量は０．１〜１％とする。

［Ｔｉ：０．０５〜０．２５％］
Ｔｉは、溶接金属組織中にＴｉ酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させて結晶粒組織を微細化する。Ｔｉが０．０５％未満であると、結晶粒組織が粗大化して靭性が低下する。一方、Ｔｉが０．２５％を超えると、焼き入れ性が過多となり、溶接金属の強度が高くなり靭性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．０５〜０．２５％とする。

ソリッドワイヤの成分組成の残部は、Ｆｅ、ワイヤ表面の銅めっきからのＣｕやＰ、Ｓ等の不可避不純物であり、不可避不純物としてのＰ及びＳは、共に低融点の化合物を生成して、靭性を低下させるため、できるだけ低いことが望ましい。

本発明の高強度鋼のサブマージアーク溶接方法は、安定したアーク、ワイヤ送給性、溶着効率向上を可能とした溶接をするために、組み合わせるワイヤ径は２．０〜４．８ｍｍとすることが望ましい。

以下、実施例により本発明の効果をさらに詳細に説明する。

表１に示す各種成分のフラックスと表２に示す各種ソリッドワイヤを試作し、これらを組み合わせて溶接金属機械性能評価及び溶接作業性評価をするため、表３に示す板厚３２ｍｍの鋼板を図１に示すように、表側の開先角度を６０°、開先深さを１４．５ｍｍ、裏側の開先角度を６０°、開先深さを１１．５ｍｍ、ルートフェースを６ｍｍのＸ開先形状に鋼板を加工し、表４に示す高速度の多電極溶接条件で両面１層の溶接試験を実施した。

なお、表１に示すフラックスは、各種鉱物原材料を溶融し、冷却後粉末状に粉砕して５００μｍ以下の粒度を表５に示す粒度に整粒したものを用いた。

また、表２に示すソリッドワイヤは各種化学成分に調整した原線を縮径、焼鈍、酸洗、メッキして素線とした。さらに、それらの素線を４．０ｍｍ及び４．８ｍｍ径まで伸線して用いた。

溶接作業性の評価は、Ｘ開先両面多電極１パスサブマージアーク溶接時のアーク安定性、ビード外観・形状、スラグ剥離性、アンダーカット、Ｘ線透過試験による溶接欠陥の有無を調査した。

溶接金属の機械性能の評価は、溶接試験体の鋼板厚板の中央を中心からシャルピー試験片（ＪＩＳＺ２２０２４号）を採取し、−４０℃にてシャルピー衝撃試験を行い、各々繰り返し数３本の吸収エネルギーｖＥ（Ｊ）の平均値が１００Ｊ以上を良好した。また、溶接試験体の表側ビードから鋼板表面下５ｍｍを中心に引張試験片（ＪＩＳＺ３１１１に準じたＡ２号）を採取して引張試験を行い、引張強度が６２０〜９００ＭＰａを良好とした。これらの結果を表５に示す。

表５中試験Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０が本発明例、試験Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．２４は比較例である。本発明例である試験Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８及びＮｏ．１０は、フラックスの成分組成及び粒度５００μｍ超の粗粒の含有率、組み合わせるソリッドワイヤの成分が適正であるので、溶接作業性が良好で、溶接部に欠陥が無く、溶接金属の引張強さ及び吸収エネルギーも良好であり、極めて満足な結果であった。なお、試験Ｎｏ．６及びＮｏ．９は、フラックス記号ＭＦ６及びＭＦ５の粒度５００μｍ超の粗粒の含有率が高いので、アークがやや不安定でビード外観・形状がやや不良となり、吸収エネルギーもやや低値であった。

比較例中試験Ｎｏ．１１は、フラックス記号ＭＦ８のＳｉＯ₂が少ないので、ビード外観・形状及びスラグ剥離性が不良で、アンダーカットも生じた。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ９のＣが少ないので、引張強さ及び吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１２は、フラックス記号ＭＦ９のＳｉＯ₂が多いので、吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１３は、フラックス記号ＭＦ１の粒度５００μｍ超の粗粒の含有率が高いので、アークが不安定でビード外観・形状が不良となり、吸収エネルギーも低値であった。また、ワイヤ記号Ｗ１０のＭｎが少ないので、引張強さが低値であった。

試験Ｎｏ．１４は、フラックス記号ＭＦ１０のＣａＯが少ないので、ビード外観・形状が不良で、アンダーカットも生じた。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１１のＣが多いので、引張強さが高く吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１５は、フラックス記号ＭＦ１１のＣａＯが多いので、ビード外観・形状及びスラグ剥離性が不良であった。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１２のＳｉが少ないので、吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１６は、フラックス記号ＭＦ１２のＡｌ₂Ｏ₃が少ないので、アークが不安定で、ビード外観・形状及びスラグ剥離性が不良であった。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１３のＳｉが多いので、吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１７は、フラックス記号ＭＦ１３のＡｌ₂Ｏ₃が多いので、ビード外観・形状及びスラグ剥離性が不良であった。また、組み合わせたワイヤＷ１４のＭｎが多いので、引張強さが高く吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１８は、フラックス記号ＭＦ１４のＭｇＯが少ないので、吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１９は、フラックス記号ＭＦ１５のＭｇＯが多いので、ビード外観・形状及びスラグ剥離性が不良であった。また、組み合わせたワイヤＷ１５のＮｉが少ないので、引張強さ及び吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．２０は、フラックス記号ＭＦ１６のＭｎＯが少ないので、ビード外観・形状が不良で、アンダーカットも生じた。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１６のＮｉが多いので、引張強さ及び吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．２１は、フラックス記号ＭＦ１７のＭｎＯが多いので、スラグ剥離性が不良で、スラグ巻き込み欠陥も生じた。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１７のＭｏが少ないので、引張強さが低値であった。さらに、Ｔｉが少ないので、吸収エネルギーも低値であった。

試験Ｎｏ．２２は、フラックス記号ＭＦ１８のＫ₂Ｏが多いので、ビード外観・形状が不良であった。また、ＣａＦ₂が少ないので、吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．２３は、フラックス記号ＭＦ１９のＣａＦ₂が多いので、ビード外観・形状が不良であった。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１８のＭｏが多いので、引張強さが高く吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．２４は、フラックス記号ＭＦ２０のＫ₂Ｏが少ないので、アークが不安定であった。また、組み合わせたワイヤ記号Ｗ１９のＴｉが多いので、引張強さが高く吸収エネルギーが低値であった。

Claims

質量％で、
ＳｉＯ₂：１０〜２０％、
ＣａＯ：５〜１５％、
Ａｌ₂Ｏ₃：３０〜４０％、
ＭｇＯ：１〜８％、
ＭｎＯ：１〜１１％、
ＣａＦ₂：３０〜４０％、
Ｋ₂Ｏ：０．１〜１．５％を含有し、残部がＦｅＯ及び不可避不純物からなる溶融型フラックスと、
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．４〜１．２％、
Ｍｎ：１．３〜２．４％、
Ｎｉ：２．１〜３％、
Ｍｏ：０．１〜１％、
Ｔｉ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるソリッドワイヤとを組み合わせて溶接することを特徴とする高強度鋼のサブマージアーク溶接方法。
５００μｍを超える粗粒が１０質量％以下である前記溶融型フラックスを用いることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼のサブマージアーク溶接方法。