JPH02220795A - 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 - Google Patents
消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法Info
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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
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (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]
本発明は低温高靭性鋼を溶接するための消耗ノズル式エ
レクトロスラグ溶接法に関し、更に詳しくはフラックス
入すワイヤを用い、造船などの構造物で特に低温靭性が
要求される部材に適用するTi脱酸鋼の溶接に使用する
消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法に関するものであ
る。
レクトロスラグ溶接法に関し、更に詳しくはフラックス
入すワイヤを用い、造船などの構造物で特に低温靭性が
要求される部材に適用するTi脱酸鋼の溶接に使用する
消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法に関するものであ
る。
[従来の技術]
消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接は、100mmを超
える厚板まで1ラン溶接が可能な高能率溶接として適用
範囲の拡大の要望が強い。
える厚板まで1ラン溶接が可能な高能率溶接として適用
範囲の拡大の要望が強い。
しかしながら例えば板厚50mmでは800kJ/cm
程度の大入熱溶接になるため、ミクロ組織が粗大化し靭
性の劣化あるいは耐割れ性の劣化などの問題があり靭性
レベルとしてはせいぜい一10℃程度までの利用に限ら
れており、また、耐割れ性から強度的にも適用鋼種は軟
鋼、50HT鋼に限られて実用化されている。
程度の大入熱溶接になるため、ミクロ組織が粗大化し靭
性の劣化あるいは耐割れ性の劣化などの問題があり靭性
レベルとしてはせいぜい一10℃程度までの利用に限ら
れており、また、耐割れ性から強度的にも適用鋼種は軟
鋼、50HT鋼に限られて実用化されている。
これらのニーズに対応するために鋼板においては耐大入
熱性の研究がなされ、このような大入熱においても継手
性能が改善された鋼板が開発され、従前よりも更に低温
仕様あるいはYP40キロ鋼、YP42キロ鋼等の強度
の高い鋼への適用研究がなされる段階にあり、成分的に
Tiを含有させ製造したいわゆるTMCP(制御熱処理
圧延)鋼が適用されている。
熱性の研究がなされ、このような大入熱においても継手
性能が改善された鋼板が開発され、従前よりも更に低温
仕様あるいはYP40キロ鋼、YP42キロ鋼等の強度
の高い鋼への適用研究がなされる段階にあり、成分的に
Tiを含有させ製造したいわゆるTMCP(制御熱処理
圧延)鋼が適用されている。
これに伴って溶接金属にも低温靭性の改善並びに耐割れ
性の改善が要望されている。
性の改善が要望されている。
溶接金属の高靭化方法としてTi−B化する方法が多数
提案されている。
提案されている。
例えば特公昭51−30020号公報には粉粒状ボロン
合金およびTiを含有させた複合ワイヤ(フラックス入
りワイヤ)を用いるエレクトロスラグ溶接法が、又、特
開昭52−70955号公報には、軟鋼、低合金鋼のエ
レクトロスラグ溶接において溶接金属組成を電極、フラ
ックスその伯母材等から入ってくる成分を含め重量%で
Ti : 0.002〜0.08%、B:0.0004
〜0.004%にする溶接法として、その実施例におい
て(1)ソリッドワイヤ、(2)フランクス内包ワイヤ
(フラックス入すワイヤ)(3)消耗ノズルにTiおよ
びBを含有させる方法が開示されているが、いずれの場
合にも溶接金属中にTiおよびBが安定して添加出来ず
TiおよびBの複合添加による効果が十分発揮されてお
らず実用に至ってないのが現状である。
合金およびTiを含有させた複合ワイヤ(フラックス入
りワイヤ)を用いるエレクトロスラグ溶接法が、又、特
開昭52−70955号公報には、軟鋼、低合金鋼のエ
レクトロスラグ溶接において溶接金属組成を電極、フラ
ックスその伯母材等から入ってくる成分を含め重量%で
Ti : 0.002〜0.08%、B:0.0004
〜0.004%にする溶接法として、その実施例におい
て(1)ソリッドワイヤ、(2)フランクス内包ワイヤ
(フラックス入すワイヤ)(3)消耗ノズルにTiおよ
びBを含有させる方法が開示されているが、いずれの場
合にも溶接金属中にTiおよびBが安定して添加出来ず
TiおよびBの複合添加による効果が十分発揮されてお
らず実用に至ってないのが現状である。
これに対して1本発明者らは先に特願昭63−2176
7号において、大入熱対策を施したTi含有鋼の溶接に
おいて靭性特性の良好な溶接金属を得る事ができる溶接
方法としてC量、Ti量およびN量の含有範囲を特定し
た鋼板とC量、B量およびN量を特定したフラックス入
りワイヤを用いて溶接することを特徴とする消耗ノズル
式エレクトロスラブ溶接法を提案している。これは鋼板
およびフラックス入すワイヤより溶接金属中へ移行する
C量を適正範囲に調整することによって耐割れ性を良好
な範囲に確保し、かつ、母材稀釈により鋼板から溶接金
属中に移行するTiとフラックス入りワイヤから溶接金
属中に移行するBとによって溶接金属をTi−B化し、
更に鋼板およびフラックス入りワイヤより溶接金属中へ
移行するN量を制限することによって大入熱溶接におい
ても優れた低温靭性特性が得られるものである。この場
合。
7号において、大入熱対策を施したTi含有鋼の溶接に
おいて靭性特性の良好な溶接金属を得る事ができる溶接
方法としてC量、Ti量およびN量の含有範囲を特定し
た鋼板とC量、B量およびN量を特定したフラックス入
りワイヤを用いて溶接することを特徴とする消耗ノズル
式エレクトロスラブ溶接法を提案している。これは鋼板
およびフラックス入すワイヤより溶接金属中へ移行する
C量を適正範囲に調整することによって耐割れ性を良好
な範囲に確保し、かつ、母材稀釈により鋼板から溶接金
属中に移行するTiとフラックス入りワイヤから溶接金
属中に移行するBとによって溶接金属をTi−B化し、
更に鋼板およびフラックス入りワイヤより溶接金属中へ
移行するN量を制限することによって大入熱溶接におい
ても優れた低温靭性特性が得られるものである。この場
合。
Tiは鋼板からの稀釈、Bはフラックス入りワイヤから
溶接金属に添加してはじめてその効果を発揮するもので
ある。
溶接金属に添加してはじめてその効果を発揮するもので
ある。
〔発明が解決しようとする課M]
本発明者らは、その後も、消耗ノズル式エレクトロスラ
グ溶接において、靭性向上の研究を重ねたところ、Ti
含有鋼のうちTiで脱酸を行ったTi脱酸鋼の溶接にお
いては板厚が50mmを超えるような大入熱溶接になる
と溶接金属の靭性値は劣化する事があり1種々検討した
ところミクロ組織において粒内には上部ベーナイト組織
が又、粒界には粗大な粒界フェライトが生成し、靭性劣
化はこれに起因する事が判明した。
グ溶接において、靭性向上の研究を重ねたところ、Ti
含有鋼のうちTiで脱酸を行ったTi脱酸鋼の溶接にお
いては板厚が50mmを超えるような大入熱溶接になる
と溶接金属の靭性値は劣化する事があり1種々検討した
ところミクロ組織において粒内には上部ベーナイト組織
が又、粒界には粗大な粒界フェライトが生成し、靭性劣
化はこれに起因する事が判明した。
即ち、Ti含有鋼にはその製造時の脱酸形態から2種類
に分けられ、その1はCa、Mg、 Zr。
に分けられ、その1はCa、Mg、 Zr。
AlあるいはREM等で脱酸を行ったいわゆるキルド鋼
で、特に0.03〜0.08%AI2を含有する鋼であ
り、他の1つはCa、 Mg、 Zr、 A Qおよび
REVからなる群から選択された1種又は2種以上の元
素の合計が0.01%以下のTi脱酸鋼である。
で、特に0.03〜0.08%AI2を含有する鋼であ
り、他の1つはCa、 Mg、 Zr、 A Qおよび
REVからなる群から選択された1種又は2種以上の元
素の合計が0.01%以下のTi脱酸鋼である。
前者の場合には、上記厚板の溶接においても靭性の劣化
は特に認められないが、後者の場合にはTiより脱酸力
の強い元素を殆ど含有しないため、溶接金属の脱酸力が
低下する状況にあり板厚が5011III+を超えるよ
うな大入熱溶接になるとその影響が顕著になりミクロ組
織が粗大化し靭性が劣化する。
は特に認められないが、後者の場合にはTiより脱酸力
の強い元素を殆ど含有しないため、溶接金属の脱酸力が
低下する状況にあり板厚が5011III+を超えるよ
うな大入熱溶接になるとその影響が顕著になりミクロ組
織が粗大化し靭性が劣化する。
本発明は以上のようなTi脱酸鋼の溶接においても均一
微細な組織が得られ優れた低温靭性特性を有する溶接金
属が得られる消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法を提
供する事を目的としている。
微細な組織が得られ優れた低温靭性特性を有する溶接金
属が得られる消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法を提
供する事を目的としている。
[課題を解決するための手段]
本発明の要旨とするところは重量%でc : o、os
〜0.15%、 Ti : 0.005〜0.030%
、 N : 0.0060%以下でかつ、(:a、 M
g、 Zr、 A QおよびREMからなる群から選択
された1種又は2種以上の元素の合計が0.01%以下
のTi脱酸鋼を溶接するための消耗ノズル式エレクトロ
スラグ溶接法であって、重量%でC: 0.20%以下
、B : 0.0005〜0.020%、 N : 0
.0060%以下でかつ、Ca、 Mg、 A Qおよ
びREMからなる群から選択された1種又は2種以上の
元素の合計が0.01〜1%含有するフラックス入りワ
イヤを用いて溶接することを特徴とする消耗ノズル式エ
レクトロスラグ溶接法にある。
〜0.15%、 Ti : 0.005〜0.030%
、 N : 0.0060%以下でかつ、(:a、 M
g、 Zr、 A QおよびREMからなる群から選択
された1種又は2種以上の元素の合計が0.01%以下
のTi脱酸鋼を溶接するための消耗ノズル式エレクトロ
スラグ溶接法であって、重量%でC: 0.20%以下
、B : 0.0005〜0.020%、 N : 0
.0060%以下でかつ、Ca、 Mg、 A Qおよ
びREMからなる群から選択された1種又は2種以上の
元素の合計が0.01〜1%含有するフラックス入りワ
イヤを用いて溶接することを特徴とする消耗ノズル式エ
レクトロスラグ溶接法にある。
なお、ここでいうフラックス入りワイヤとは管状ワイヤ
にスラグ生成剤、脱酸剤、合金剤等からなるフラックス
を充填して構成したワイヤを意味する。
にスラグ生成剤、脱酸剤、合金剤等からなるフラックス
を充填して構成したワイヤを意味する。
[作用]
まず、本発明の対象とする鋼は(::a、 Mgt Z
r。
r。
AlおよびREMからなる群から選択された1種又は2
種以上の元素の合計が0.01%以下のTi脱酸鋼であ
るが、Tiはまず脱酸剤として作用し、鋼中の酸素を低
減し、鋼中においては主にTi酸化物粒子あるいはTi
酸化物とTi窒化物の複合体として存在する。これらの
粒子は溶接冷却過程においてオーステナイトリフエライ
ト変態をコントロールし、オーステナイト粒内に微細な
フェライトを生成させ、溶接熱影響部のミクロ組織を微
細化し、靭性劣化を防止する効果を有する。しかしなが
ら鋼中のCa、 Mg、 Zr、 A QおよびREM
からなる群から選択された1種又は2種以上の元素の合
計が0.01%を超えるとこれら成分が優先的に酸責と
結合し、酸素量が不足するため、結晶コントロールに有
効なTi酸化物粒子が充分でなく、溶接熱影響部の靭性
向上効果が得られない。なお、Ti脱酸鋼においては、
Ti酸化物あるいはTi酸化物のTi窒化物の複合体の
粒子は径が0.1〜3.0μ醜1粒子数は5X10’〜
1×107個/mである事が望ましいと認められている
。
種以上の元素の合計が0.01%以下のTi脱酸鋼であ
るが、Tiはまず脱酸剤として作用し、鋼中の酸素を低
減し、鋼中においては主にTi酸化物粒子あるいはTi
酸化物とTi窒化物の複合体として存在する。これらの
粒子は溶接冷却過程においてオーステナイトリフエライ
ト変態をコントロールし、オーステナイト粒内に微細な
フェライトを生成させ、溶接熱影響部のミクロ組織を微
細化し、靭性劣化を防止する効果を有する。しかしなが
ら鋼中のCa、 Mg、 Zr、 A QおよびREM
からなる群から選択された1種又は2種以上の元素の合
計が0.01%を超えるとこれら成分が優先的に酸責と
結合し、酸素量が不足するため、結晶コントロールに有
効なTi酸化物粒子が充分でなく、溶接熱影響部の靭性
向上効果が得られない。なお、Ti脱酸鋼においては、
Ti酸化物あるいはTi酸化物のTi窒化物の複合体の
粒子は径が0.1〜3.0μ醜1粒子数は5X10’〜
1×107個/mである事が望ましいと認められている
。
本発明はこのTi脱酸鋼において低温靭性を満足する消
耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法であるが、まずTi
を0.005〜0.030%含有する鋼板とBをo、o
oos〜0.020%含有するフラックス入すワイヤを
用いることが必要である。これは溶接金属をTi−B化
するためである。
耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法であるが、まずTi
を0.005〜0.030%含有する鋼板とBをo、o
oos〜0.020%含有するフラックス入すワイヤを
用いることが必要である。これは溶接金属をTi−B化
するためである。
溶接金属中に添加されたTiは殆どTi酸化物として存
在するが、このTi酸化物は溶接冷却過程におけるオー
ステナイトリフエライト変態においてフェライト結晶の
生成核となり、微細なフェライト粒(アシキュラーフェ
ライト)を形成させ、低温靭性を著しく改善する。この
ようなTiの効果は鋼板中のTi量がo、oos%以上
で得られるが、0.030%を超えるとTiが過剰にな
り、溶接金属が硬化し、かえって靭性が劣化する。
在するが、このTi酸化物は溶接冷却過程におけるオー
ステナイトリフエライト変態においてフェライト結晶の
生成核となり、微細なフェライト粒(アシキュラーフェ
ライト)を形成させ、低温靭性を著しく改善する。この
ようなTiの効果は鋼板中のTi量がo、oos%以上
で得られるが、0.030%を超えるとTiが過剰にな
り、溶接金属が硬化し、かえって靭性が劣化する。
一方、Bは固溶Bとして冷却過程におけるオーステナイ
ト粒界に偏析し、粒界に生成しやすい粗大なフェライト
粒の析出を抑制する。このようなりの効果はフラックス
入りワイヤ中のBが0.0005%以上で得られるが、
0.020%を超えると溶接金属の焼入れ性が過大とな
り脆弱な上部ベイナイト組織が生成するとともに耐割れ
性も劣化する。
ト粒界に偏析し、粒界に生成しやすい粗大なフェライト
粒の析出を抑制する。このようなりの効果はフラックス
入りワイヤ中のBが0.0005%以上で得られるが、
0.020%を超えると溶接金属の焼入れ性が過大とな
り脆弱な上部ベイナイト組織が生成するとともに耐割れ
性も劣化する。
以上のようにTiとBの共存は、粒界と粒内を同時に均
一微細なものとし、溶接金属の低温靭性の向上には不可
欠な要件である。
一微細なものとし、溶接金属の低温靭性の向上には不可
欠な要件である。
本発明法の場合、Tiを鋼板に含有されるTiのみから
、Bをフラックス入りワイヤに含有されるBのみから添
加することに限定した理由は以下の通りである。即ち1
本発明は消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法であるが
、該溶接法は溶融スラグの抵抗熱によって溶融池を形成
して溶接を行うため母材の稀釈以外の方法、即ち、フラ
ックス入りワイヤ、被覆ノズルおよびフラックスからの
添加ではTiは酸化されやすく溶接金属中に移行する歩
留まりが安定しないためである。また、Bも同様にフラ
ックス入りワイヤ以外の被覆ノズルあるいは添加フラッ
クスからの添加では板厚の変化あるいは条件変動によっ
て歩留まりが変化するため微量の適正範囲に正確にコン
トロールすることが困難であるためである。
、Bをフラックス入りワイヤに含有されるBのみから添
加することに限定した理由は以下の通りである。即ち1
本発明は消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法であるが
、該溶接法は溶融スラグの抵抗熱によって溶融池を形成
して溶接を行うため母材の稀釈以外の方法、即ち、フラ
ックス入りワイヤ、被覆ノズルおよびフラックスからの
添加ではTiは酸化されやすく溶接金属中に移行する歩
留まりが安定しないためである。また、Bも同様にフラ
ックス入りワイヤ以外の被覆ノズルあるいは添加フラッ
クスからの添加では板厚の変化あるいは条件変動によっ
て歩留まりが変化するため微量の適正範囲に正確にコン
トロールすることが困難であるためである。
この場合、Bはフラックス入りワイヤの内蔵フラックス
中に金属粉又は酸化物の形でB量に換算してo、ooo
s〜O,020%含有させなければならない。
中に金属粉又は酸化物の形でB量に換算してo、ooo
s〜O,020%含有させなければならない。
さらに本発明法においてはフラックス入りワイヤにはC
a、 Mg、 A QおよびREMからなる群から選択
された1種又は2種以上の元素を合計で0.01〜1%
含有することが必要である。これは以下の理由によるも
のである。
a、 Mg、 A QおよびREMからなる群から選択
された1種又は2種以上の元素を合計で0.01〜1%
含有することが必要である。これは以下の理由によるも
のである。
即ち、低温靭性の改善に有効なアシキュラーフェライト
の核となるTi酸化物の生成にはTiと結合する適正量
のフリー酸素を確保する事が必要であるが、一方濫素量
が過剰な場合には、核生成作用を持たないSi、Mnあ
るいはBの酸化物がTiの酸化に遅れて生成し、Ti酸
化物の核生成作用を低下させる事が判明した。これを防
止するためにはTiの酸化に優先して酸化する元素によ
り溶接金属の酸素量をTi酸化物生成に必要でかつ十分
な酸素量にコントロールする事が必要である。
の核となるTi酸化物の生成にはTiと結合する適正量
のフリー酸素を確保する事が必要であるが、一方濫素量
が過剰な場合には、核生成作用を持たないSi、Mnあ
るいはBの酸化物がTiの酸化に遅れて生成し、Ti酸
化物の核生成作用を低下させる事が判明した。これを防
止するためにはTiの酸化に優先して酸化する元素によ
り溶接金属の酸素量をTi酸化物生成に必要でかつ十分
な酸素量にコントロールする事が必要である。
即ち、Ca、 Mg、 A (lおよびREMはいずれ
もTiより酸素との親和力の強い元素であり、酸素量の
適正なコントロールに十分有効な成分である。
もTiより酸素との親和力の強い元素であり、酸素量の
適正なコントロールに十分有効な成分である。
また、酸素量のコントロールはBの酸化を防止する事も
意味するが、これは粗大な粒界フェライトの抑制に必要
な固溶Bを確保する効果を有するものであり、この点か
らも必要不可欠な要件である。
意味するが、これは粗大な粒界フェライトの抑制に必要
な固溶Bを確保する効果を有するものであり、この点か
らも必要不可欠な要件である。
なお、従来のキルド鋼においては、鋼中の強脱酸元素が
、母材稀釈により溶接金属中に移行し酸素量のコントロ
ール作用をしていた。
、母材稀釈により溶接金属中に移行し酸素量のコントロ
ール作用をしていた。
フラックス入りワイヤ中のCa、 Mg、 A Qおよ
びREMからなる群から選ばれた1種又は2種以上の元
素の合計が0.01%未満であると上記のような効果は
得られず、1%を超えると脱酸作用が過剰となり、Ti
酸化物の生成に必要な酸素量が不足すると共に固溶Bも
過剰となって、溶接金属の組織が脆弱な上部ベイナイト
組織となって、低温靭性が著しく劣化する。
びREMからなる群から選ばれた1種又は2種以上の元
素の合計が0.01%未満であると上記のような効果は
得られず、1%を超えると脱酸作用が過剰となり、Ti
酸化物の生成に必要な酸素量が不足すると共に固溶Bも
過剰となって、溶接金属の組織が脆弱な上部ベイナイト
組織となって、低温靭性が著しく劣化する。
Ca、 Mg、 A QおよびREMの効果は以上のよ
うであるが、この効果はCa、Mg、Zr、Alおよび
REMからなる群より選択された1種又は2種以上の元
素の合計が0.01%以下のTi脱酸鋼の溶接に適用し
て初めて得られるもので、従来のギルド鋼に用いると脱
酸過剰となり、良好な低温靭性が得られない。
うであるが、この効果はCa、Mg、Zr、Alおよび
REMからなる群より選択された1種又は2種以上の元
素の合計が0.01%以下のTi脱酸鋼の溶接に適用し
て初めて得られるもので、従来のギルド鋼に用いると脱
酸過剰となり、良好な低温靭性が得られない。
また、本発明法ではCa、Mg、AlおよびREMはフ
ラックス入りワイヤから添加する事が必要である。この
理由は、これらの元素は酸化しやすいため被覆ノズルあ
るいはフラックスに含有させた場合、消耗ノズル式エレ
クトロスラブ溶接では溶融スラブ浴中で消耗するため溶
接金属の酸素量のコントロールに有効に働かないためで
あるにれに対して、フラックス入りワイヤに含有させた
場合には、溶融スラグ浴底部に供給されるため酸化消耗
が少なく溶接金属中で酸素量のコントロールに有効に働
くためである。
ラックス入りワイヤから添加する事が必要である。この
理由は、これらの元素は酸化しやすいため被覆ノズルあ
るいはフラックスに含有させた場合、消耗ノズル式エレ
クトロスラブ溶接では溶融スラブ浴中で消耗するため溶
接金属の酸素量のコントロールに有効に働かないためで
あるにれに対して、フラックス入りワイヤに含有させた
場合には、溶融スラグ浴底部に供給されるため酸化消耗
が少なく溶接金属中で酸素量のコントロールに有効に働
くためである。
このように鋼板からTi、フラックス入りワイヤからB
、Ca、Mg、AlあるいはREMを適量コントロール
して添加しても、更に溶接金属中のN量およびC量を制
御することが必要である。
、Ca、Mg、AlあるいはREMを適量コントロール
して添加しても、更に溶接金属中のN量およびC量を制
御することが必要である。
NはTi−B系溶接金属においては、靭性を劣化させる
元素である。すなわち、溶接金属の凝固過程でBと結合
してBNを生成しデンドライト樹間に析出する。このた
め、粒界制限に必要なり量が不足し、粗大なフェライト
が生成し、ミクロ組織の均一性が損なわれるため靭性が
劣化する。
元素である。すなわち、溶接金属の凝固過程でBと結合
してBNを生成しデンドライト樹間に析出する。このた
め、粒界制限に必要なり量が不足し、粗大なフェライト
が生成し、ミクロ組織の均一性が損なわれるため靭性が
劣化する。
又、N量が更に増加すると、フリーのN量が増加し、靭
性は更に劣化する。このため溶接金属中のN量は0.0
060重量%程度以下に抑えることが必要であり、エレ
クトロスラグ溶接においては、溶接金属への寄与率の大
きい鋼板およびワイヤのN量を制限する必要である。
性は更に劣化する。このため溶接金属中のN量は0.0
060重量%程度以下に抑えることが必要であり、エレ
クトロスラグ溶接においては、溶接金属への寄与率の大
きい鋼板およびワイヤのN量を制限する必要である。
すなわち、鋼板のN量は0.0060重量%以下、フラ
ックス入りワイヤのN量は0.0060重量%以下にす
ることが必要である。鋼板のN量が0.0060重量%
を超えると溶接金属の組織において均一性が損なわれ、
靭性が劣化する。又、ワイヤのN量が0゜0060重景
%を超えると鋼板の場合と同様に高靭性が得られなくな
る。又、ワイヤにおいてN量は外皮および内蔵フラック
ス中の金属粉等のN−ff1の合計である。
ックス入りワイヤのN量は0.0060重量%以下にす
ることが必要である。鋼板のN量が0.0060重量%
を超えると溶接金属の組織において均一性が損なわれ、
靭性が劣化する。又、ワイヤのN量が0゜0060重景
%を超えると鋼板の場合と同様に高靭性が得られなくな
る。又、ワイヤにおいてN量は外皮および内蔵フラック
ス中の金属粉等のN−ff1の合計である。
Cは溶接金屑の強度を増加する成分で過剰になると、強
度が過大となり、靭性および耐割れ性が劣化する。
度が過大となり、靭性および耐割れ性が劣化する。
このためには、エレクトロスラブ溶接において、溶接金
属への寄与率の大きい鋼板およびワイヤのC量を制限す
る必要がある。すなわち、鋼板のC量は0.05〜0.
15重量%、フラックス入すワイヤのC量は、 0.2
0重量%以下にすることが必要である。
属への寄与率の大きい鋼板およびワイヤのC量を制限す
る必要がある。すなわち、鋼板のC量は0.05〜0.
15重量%、フラックス入すワイヤのC量は、 0.2
0重量%以下にすることが必要である。
鋼板のC量が0.15重量%を超えると溶接金属が硬化
し高靭性が得られず、又、耐割れ性が劣化する。又、0
.05重量%未満になると粒界の強度が得られず耐割れ
性が劣化する。
し高靭性が得られず、又、耐割れ性が劣化する。又、0
.05重量%未満になると粒界の強度が得られず耐割れ
性が劣化する。
又、ワイヤのC量が0.20重量%を超えると、鋼板の
場合と同様に高靭性が得られなくなり、耐割れ性も劣化
する。又、ワイヤにおいてCは内蔵フラックスおよび外
皮等のCの合計であるが通常下限は0.02重量%程度
であるが、鋼板のC量が上記範囲内であれば特に制限す
る必要はない。
場合と同様に高靭性が得られなくなり、耐割れ性も劣化
する。又、ワイヤにおいてCは内蔵フラックスおよび外
皮等のCの合計であるが通常下限は0.02重量%程度
であるが、鋼板のC量が上記範囲内であれば特に制限す
る必要はない。
又、本発明は、消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法に
限定するものであるが、その理由は、エレクトロスラグ
溶接において溶接を安定させるためには、スラグ浴の大
きさをコントロールすることが肝要であり、このために
は、溶接中にスラブ剤を連続的に適量供給することが必
要であり、被覆ノズルおよびフラックス入りワイヤの両
者から添加することが必要であるためである。
限定するものであるが、その理由は、エレクトロスラグ
溶接において溶接を安定させるためには、スラグ浴の大
きさをコントロールすることが肝要であり、このために
は、溶接中にスラブ剤を連続的に適量供給することが必
要であり、被覆ノズルおよびフラックス入りワイヤの両
者から添加することが必要であるためである。
なお本発明において、Ti、B、Ca、Mg。
AflおよびREM以外の合金元素あるいは脱酸元素、
例えばS i、 Mn、 Mo、 Ni等を必要に応じ
て適宜添加することが出来る。この場合これらの元素は
、ワイヤから添加することが好ましい。
例えばS i、 Mn、 Mo、 Ni等を必要に応じ
て適宜添加することが出来る。この場合これらの元素は
、ワイヤから添加することが好ましい。
又、フラックス入りワイヤにおいて外皮は通常用いられ
る軟鋼の帯鋼でよいが必要に応じて例えばNi、Mo、
A Q 、Mn等を特別に含有させた帯鋼を用いてもよ
い。又内蔵フラックスのB以外の組成は通常用いられる
組成のものでよく、例えば、スラグ剤のほか鉄粉1合金
粉、脱酸剤等である。
る軟鋼の帯鋼でよいが必要に応じて例えばNi、Mo、
A Q 、Mn等を特別に含有させた帯鋼を用いてもよ
い。又内蔵フラックスのB以外の組成は通常用いられる
組成のものでよく、例えば、スラグ剤のほか鉄粉1合金
粉、脱酸剤等である。
またこの場合、フラックスの充填率は通常用いられる範
囲でよいがワイヤ製造上の理由から5〜20%が望まし
い。
囲でよいがワイヤ製造上の理由から5〜20%が望まし
い。
又、フラックス入りワイヤの断面形状は特に限定する必
要はない。
要はない。
[実施例]
本発明の効果をより明確にするために以下の実施例にて
詳細に説明する。
詳細に説明する。
まず、第1表に示すW1〜W12の12種類のフランク
ス入すワイヤを作製した。内蔵フラックスの原料粉を均
一に混合し、帯鋼ケーシング(外皮)内に充填し、成型
、伸線後、焼鈍を行いフラックス入りワイヤとした。フ
ラックスの充填率は10%を目標とし、ワイヤ径は2.
8n+mφである。限定成分のうちCは外皮および内蔵
フラックスの原材料から。
ス入すワイヤを作製した。内蔵フラックスの原料粉を均
一に混合し、帯鋼ケーシング(外皮)内に充填し、成型
、伸線後、焼鈍を行いフラックス入りワイヤとした。フ
ラックスの充填率は10%を目標とし、ワイヤ径は2.
8n+mφである。限定成分のうちCは外皮および内蔵
フラックスの原材料から。
Bは内蔵フラックス中にボロン合金または、ボロン酸化
物で含有させた。W1〜W4およびW6〜W11はBを
2%含有したフェロボロン、W5およびWllは溶融は
う砂(Na、O・B20.)を用いた。Ca 、 M
g 。
物で含有させた。W1〜W4およびW6〜W11はBを
2%含有したフェロボロン、W5およびWllは溶融は
う砂(Na、O・B20.)を用いた。Ca 、 M
g 。
AlおよびREMは内蔵フラックス中に金属粉で含有さ
せた。
せた。
W1〜W6は本発明方法例に用いるワイヤ、W7−Wl
lは比較例用ワイヤで、W7はCa+Mg+Alおよび
REMが不足、W8はB不足、W9はN過剰、WIOは
C過剰、WllはB過剰、WllはCa HM g +
AlおよびREMの合計量が過剰な例である。
lは比較例用ワイヤで、W7はCa+Mg+Alおよび
REMが不足、W8はB不足、W9はN過剰、WIOは
C過剰、WllはB過剰、WllはCa HM g +
AlおよびREMの合計量が過剰な例である。
第2表は供試鋼板の化学成分を示したもので、P1〜P
4が本発明方法例のためのTi脱酸鋼であり、P5〜P
8は比較例の鋼板であり、B5は従来のキルド鋼、B6
はC過剰、B7はN過剰、B8はCが不足の例である。
4が本発明方法例のためのTi脱酸鋼であり、P5〜P
8は比較例の鋼板であり、B5は従来のキルド鋼、B6
はC過剰、B7はN過剰、B8はCが不足の例である。
以上のフラックス入りワイヤおよび鋼板を組合せて第4
表に示す17種類の溶接を実施した。この場合の、溶接
条件および開先形状は、それぞれ第3表および第1図に
示すものであり、これらの組合せは第4表左欄に示す。
表に示す17種類の溶接を実施した。この場合の、溶接
条件および開先形状は、それぞれ第3表および第1図に
示すものであり、これらの組合せは第4表左欄に示す。
また、溶接要領は第1図及び第2図に示す通りで、被溶
接鋼板3a、、3bを所定の開先ギャップgをつけたI
形の開先とし、銅当て金4a、 4bを表、裏画面に当
て、開先中央部に中空の被覆ノズル2を配し、その中空
部にフラックス入りワイヤlを連続的に供給し溶接を行
った。被覆ノズルは10m+oφの軟鋼製パイプに5i
n2−CaF2− MgO−CaO系フラックスを水ガ
ラスで混練し、厚み1+amで塗布し焼成したものを用
いた。
接鋼板3a、、3bを所定の開先ギャップgをつけたI
形の開先とし、銅当て金4a、 4bを表、裏画面に当
て、開先中央部に中空の被覆ノズル2を配し、その中空
部にフラックス入りワイヤlを連続的に供給し溶接を行
った。被覆ノズルは10m+oφの軟鋼製パイプに5i
n2−CaF2− MgO−CaO系フラックスを水ガ
ラスで混練し、厚み1+amで塗布し焼成したものを用
いた。
また、溶接のスタート時にはSin、 −CaF2−
Mg0−CaO系専用フラックスを用いた。
Mg0−CaO系専用フラックスを用いた。
第4表において、No、1−No、7は本発明例、No
、8〜No、17は本発明の効果を明らかにするための
比較例である。
、8〜No、17は本発明の効果を明らかにするための
比較例である。
これらの溶接において得られた溶接金属について衝撃試
験および側曲げ試験を実施し、その結果を第4表右欄に
示す。
験および側曲げ試験を実施し、その結果を第4表右欄に
示す。
衝撃試験片は、第3図(a)示す位置(C=t/2)よ
り2mm(7) V / ッチシャルピー試験片5(J
IS 23112゜4号)を各々3本採取した。また、
側曲げ試験片は第3図(b)に示すととくビード方向に
垂直にJIS Z3146に基づいて試験片6を採取し
、曲げ試験は曲げ半径は19mmで180度曲げを実施
した。
り2mm(7) V / ッチシャルピー試験片5(J
IS 23112゜4号)を各々3本採取した。また、
側曲げ試験片は第3図(b)に示すととくビード方向に
垂直にJIS Z3146に基づいて試験片6を採取し
、曲げ試験は曲げ半径は19mmで180度曲げを実施
した。
以上の結果、N011〜N007は本発明の効果に基づ
き、優れた靭性並びに良好な曲げ試験結果が得られたが
、No、8〜No、17の比較例は、第4表の問題点発
生理由欄に示した理由により、靭性あるいは耐割れ性が
劣化した。
き、優れた靭性並びに良好な曲げ試験結果が得られたが
、No、8〜No、17の比較例は、第4表の問題点発
生理由欄に示した理由により、靭性あるいは耐割れ性が
劣化した。
[発明の効果]
以上実施例において実証したごとく、C,TiおよびN
をそれぞれ適量含有したTi脱酸鋼に対して、C,B、
NおよびCa、 Mg+ A 12およびREMをそれ
ぞれ適正量含有したフラックス入り→イヤを用いる消耗
ノズル式エレクトロスラグ溶接法を使用すれば、優れた
低温靭性および耐割れ性の溶接金属を得る事ができる。
をそれぞれ適量含有したTi脱酸鋼に対して、C,B、
NおよびCa、 Mg+ A 12およびREMをそれ
ぞれ適正量含有したフラックス入り→イヤを用いる消耗
ノズル式エレクトロスラグ溶接法を使用すれば、優れた
低温靭性および耐割れ性の溶接金属を得る事ができる。
第1図は本発明実施例に用いた開先形状を示す正面図、
第2図は本発明実施例に用いた溶接要領を説明するため
の平面図、 第3図(a)、 (b)は本発明実施例において実施し
た衝撃試験ならびに側曲げ試験に用いた試験片の採取位
置を説明するための正面図、 である。 1:フラックス入りワイヤ、 2:被覆消耗ノズル、
3a、3b:鋼板、 4a、4b:銅当金、 5:シャ
ルピー試験片、 6:側曲げ試験片。 特許出願人 新日本裂鐵株式会社
の平面図、 第3図(a)、 (b)は本発明実施例において実施し
た衝撃試験ならびに側曲げ試験に用いた試験片の採取位
置を説明するための正面図、 である。 1:フラックス入りワイヤ、 2:被覆消耗ノズル、
3a、3b:鋼板、 4a、4b:銅当金、 5:シャ
ルピー試験片、 6:側曲げ試験片。 特許出願人 新日本裂鐵株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量%で、 C:0.05〜0.15%、Ti:0.005〜0.0
30%、N:0.0060%以下でかつ Ca、Mg、Zr、AlおよびREMからなる群から選
択された1種又は2種以上の元素の合計が0.01%以
下のTi脱酸鋼を、ワイヤ全重量に対してC:0.20
%以下、B:0.0005〜0.020%、N:0.0
060%以下でかつ Ca、Mg、AlおよびREMからなる群から選択され
た1種又は2種以上の元素の合計が0.01〜1%を含
有するフラックス入りワイヤを用いて溶接することを特
徴とする消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4172589A JPH02220795A (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4172589A JPH02220795A (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02220795A true JPH02220795A (ja) | 1990-09-03 |
Family
ID=12616398
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4172589A Pending JPH02220795A (ja) | 1989-02-23 | 1989-02-23 | 消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02220795A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005305471A (ja) * | 2004-04-19 | 2005-11-04 | Nippon Steel Corp | 溶接金属の靭性に優れたエレクトロスラグ溶接方法。 |
JP2010089100A (ja) * | 2008-10-03 | 2010-04-22 | Jfe Steel Corp | 大入熱エレクトロスラグ溶接方法 |
WO2018051823A1 (ja) * | 2016-09-13 | 2018-03-22 | 株式会社神戸製鋼所 | エレクトロスラグ溶接用ワイヤ、エレクトロスラグ溶接用フラックス及び溶接継手 |
JP2018043288A (ja) * | 2016-09-13 | 2018-03-22 | 株式会社神戸製鋼所 | エレクトロスラグ溶接用ワイヤ、エレクトロスラグ溶接用フラックス及び溶接継手 |
-
1989
- 1989-02-23 JP JP4172589A patent/JPH02220795A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2005305471A (ja) * | 2004-04-19 | 2005-11-04 | Nippon Steel Corp | 溶接金属の靭性に優れたエレクトロスラグ溶接方法。 |
JP4629995B2 (ja) * | 2004-04-19 | 2011-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接金属の靭性に優れたエレクトロスラグ溶接方法。 |
JP2010089100A (ja) * | 2008-10-03 | 2010-04-22 | Jfe Steel Corp | 大入熱エレクトロスラグ溶接方法 |
WO2018051823A1 (ja) * | 2016-09-13 | 2018-03-22 | 株式会社神戸製鋼所 | エレクトロスラグ溶接用ワイヤ、エレクトロスラグ溶接用フラックス及び溶接継手 |
JP2018043288A (ja) * | 2016-09-13 | 2018-03-22 | 株式会社神戸製鋼所 | エレクトロスラグ溶接用ワイヤ、エレクトロスラグ溶接用フラックス及び溶接継手 |
CN109789519A (zh) * | 2016-09-13 | 2019-05-21 | 株式会社神户制钢所 | 电渣焊用焊丝、电渣焊用焊剂和焊接接头 |
US11577346B2 (en) | 2016-09-13 | 2023-02-14 | Kobe Steel, Ltd. | Wire for electroslag welding, flux for electroslag welding and welded joint |
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