JPS6020118B2 - 高張力鋼のtig溶接用鋼ワイヤ - Google Patents
高張力鋼のtig溶接用鋼ワイヤInfo
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- JPS6020118B2 JPS6020118B2 JP51046512A JP4651276A JPS6020118B2 JP S6020118 B2 JPS6020118 B2 JP S6020118B2 JP 51046512 A JP51046512 A JP 51046512A JP 4651276 A JP4651276 A JP 4651276A JP S6020118 B2 JPS6020118 B2 JP S6020118B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、高張力鋼のTIG溶接用鋼ワイヤに関するも
のである。
のである。
近年の鋼構造物の大型化、高級化に伴なつて、高張力鋼
、特に60k9/桝級以上の高強度を有する鋼が種々の
構造物に適用されている。
、特に60k9/桝級以上の高強度を有する鋼が種々の
構造物に適用されている。
これらの鋼の溶接に当っては、現在、サブマージアーク
溶接法、被覆アーク溶接法、ガスシールドアーク溶接法
等が実用化されている。これらの溶接法のうちで、サブ
マージアーク溶接法、被覆アーク溶接法は、フラックス
を使用するためフラツクスが吸湿したり、フラックス中
に水分を有したりしており、この水素に起因する低温割
れ等の点で問題がある。
溶接法、被覆アーク溶接法、ガスシールドアーク溶接法
等が実用化されている。これらの溶接法のうちで、サブ
マージアーク溶接法、被覆アーク溶接法は、フラックス
を使用するためフラツクスが吸湿したり、フラックス中
に水分を有したりしており、この水素に起因する低温割
れ等の点で問題がある。
しかし、これに比較して、ガスシールドアーク溶接法は
、高純度溶接用ガスとソリッドワィャを使用して溶接を
するため溶接材料の水素源が本質的に極めて少なく、溶
接を行なった場合、溶接金属の拡散性水素が、その主要
因とされている高張力鋼特有の低温割れに対して極めて
安定した耐割れ性を示す。このため、最近、高張力鋼を
用いる礎造物にガスシールドアーク溶接を適用する場合
が増えてきているが、一方、これらの構造物は大型化し
ている場合が多く溶接性もさることながら高能率溶接法
が開発検討されている。従来、ガスシールドアーク溶接
の中で、シールドガスとして純Ar、He等の不活性ガ
ス雰囲気下で溶接するTIG溶接は、溶接金属の酸化、
窒化が皆無であり、現在実用化されているアーク溶接の
中で最も優れた機械的性質を付与する溶接法であり、高
強度下でも優れた靭性と強度を有する溶接金属が比較的
容易に得られるものである。
、高純度溶接用ガスとソリッドワィャを使用して溶接を
するため溶接材料の水素源が本質的に極めて少なく、溶
接を行なった場合、溶接金属の拡散性水素が、その主要
因とされている高張力鋼特有の低温割れに対して極めて
安定した耐割れ性を示す。このため、最近、高張力鋼を
用いる礎造物にガスシールドアーク溶接を適用する場合
が増えてきているが、一方、これらの構造物は大型化し
ている場合が多く溶接性もさることながら高能率溶接法
が開発検討されている。従来、ガスシールドアーク溶接
の中で、シールドガスとして純Ar、He等の不活性ガ
ス雰囲気下で溶接するTIG溶接は、溶接金属の酸化、
窒化が皆無であり、現在実用化されているアーク溶接の
中で最も優れた機械的性質を付与する溶接法であり、高
強度下でも優れた靭性と強度を有する溶接金属が比較的
容易に得られるものである。
しかしながら、最近の高能率溶接法は、溶接能率を上げ
るため高電流化或いは高入熱化が計られており、これら
の溶接法に、従来の不活性ガスシールドアーク溶接材料
を高張力鋼の溶接に適用すると溶接金属内にアンバラン
スなミクロ組織を生成させることが判明した。
るため高電流化或いは高入熱化が計られており、これら
の溶接法に、従来の不活性ガスシールドアーク溶接材料
を高張力鋼の溶接に適用すると溶接金属内にアンバラン
スなミクロ組織を生成させることが判明した。
そして、ここにいうアンバランスなミクロ組織とは、高
入熱溶接による結晶粒の粗大化とともに、この粒界に粗
大化した初析フェライトが析出して、粒界と粒内の強度
的、組織的なアンバランスが生成するということであり
、このアンバランスなミクロ組織により曲げ延性の著し
い劣化及び溶接金属の鞠性の著しいばらつきを生じるも
のである。本発明に係る高張力鋼のTIG溶接用鋼ワイ
ヤは、上記に説明したような従来の溶接材料の欠点や問
題点を解決したものであって、即ち、0.2%以下のC
、3%以下のMn、0.05%以下のTiを必須成分と
して含有し、さらに6%以下のNi、2%以下のCrお
よび2%以下のMoのうちの1種以上を含有するととも
に、Si含有量を実質的に零に、Bを0.003%以下
に押え残部はFeから成ることを特徴とする高張力鋼の
TIC溶接用鋼ワイヤである。
入熱溶接による結晶粒の粗大化とともに、この粒界に粗
大化した初析フェライトが析出して、粒界と粒内の強度
的、組織的なアンバランスが生成するということであり
、このアンバランスなミクロ組織により曲げ延性の著し
い劣化及び溶接金属の鞠性の著しいばらつきを生じるも
のである。本発明に係る高張力鋼のTIG溶接用鋼ワイ
ヤは、上記に説明したような従来の溶接材料の欠点や問
題点を解決したものであって、即ち、0.2%以下のC
、3%以下のMn、0.05%以下のTiを必須成分と
して含有し、さらに6%以下のNi、2%以下のCrお
よび2%以下のMoのうちの1種以上を含有するととも
に、Si含有量を実質的に零に、Bを0.003%以下
に押え残部はFeから成ることを特徴とする高張力鋼の
TIC溶接用鋼ワイヤである。
以下、本発明に係る高張力鋼のTIC溶接用鋼ワイヤに
ついて具体的に説明する。
ついて具体的に説明する。
先ず、本発明に係る高張力鋼のTIG溶接用鋼ワイヤの
各含有成分及び含有割合について説明する。
各含有成分及び含有割合について説明する。
Cは、高張力鋼用として溶接金属強度を保つための必須
成分であるが、Cが0.2%を超えると高温割れ感受性
が高くなるので、0.2%以下に押える必要があるので
ある。
成分であるが、Cが0.2%を超えると高温割れ感受性
が高くなるので、0.2%以下に押える必要があるので
ある。
Mnは、主に脱酸剤及び高強度、高靭性を得るために或
程度含有させる必要があるが、Mnが3%を超えると、
Mnは高入熱溶接を行なう場合、溶融プールの母材への
なじみ性を極端に劣化させて溶接作業を困難となし、特
に、溶接姿勢が立向、上向姿勢になると顕著にこの影響
が現われるので、Mnは3%以下とする必要がある。
程度含有させる必要があるが、Mnが3%を超えると、
Mnは高入熱溶接を行なう場合、溶融プールの母材への
なじみ性を極端に劣化させて溶接作業を困難となし、特
に、溶接姿勢が立向、上向姿勢になると顕著にこの影響
が現われるので、Mnは3%以下とする必要がある。
Tiは、溶接金属の結晶粒の粗大化を阻止し、且つ、強
度上昇を計るために必須な成分であるが、Tiが0.0
5%を超えると極端に靭性の劣化が現われるとともに、
Ti02の高融点化合物がビード*表面に生成し、スラ
グ巻込み、融合不良等の欠陥を生じ易くなるので、Ti
は0.05%以下とする必要がある。
度上昇を計るために必須な成分であるが、Tiが0.0
5%を超えると極端に靭性の劣化が現われるとともに、
Ti02の高融点化合物がビード*表面に生成し、スラ
グ巻込み、融合不良等の欠陥を生じ易くなるので、Ti
は0.05%以下とする必要がある。
さらに、高張力鋼用溶接材料として、強度、鞠性を保持
するために、6%以下のNi、2%以下のCr、2%以
下のMoの1種以上を含有させなければならない。
するために、6%以下のNi、2%以下のCr、2%以
下のMoの1種以上を含有させなければならない。
この時、Niは溶接金属の強度、籾性を確保するために
有効であるが、6%を超えて含有させると実施例7にみ
られるように、耐高温割れ性が劣化するために、6%以
下に押える必要がある。
有効であるが、6%を超えて含有させると実施例7にみ
られるように、耐高温割れ性が劣化するために、6%以
下に押える必要がある。
また、Cr、Moは溶接金属の強度を確保するに有効な
成分であるが、何れも2%を超えて含有すると鋤性の劣
化がおこるため2%以下に押さえる必要がある。また、
より高強度の高張力鋼を高入熱の溶接を行なう場合には
、強度、轍性、耐割れ性を確保するためには、Ni、C
r、Mo等の何れか2種以上含有させることが望ましい
のである。
成分であるが、何れも2%を超えて含有すると鋤性の劣
化がおこるため2%以下に押さえる必要がある。また、
より高強度の高張力鋼を高入熱の溶接を行なう場合には
、強度、轍性、耐割れ性を確保するためには、Ni、C
r、Mo等の何れか2種以上含有させることが望ましい
のである。
以上説明したような成分を含有する溶接材料により高張
力鋼を溶接すると、第5表の1、0の番号1に示すよう
に、比較的低入熱(または低電流)で溶接を行なった場
合は、強度、級性、曲げ延性は確保することができるも
のの、比較的高入熱で溶接を行なうと、第5表の1、0
の番号2に示すように轍性、曲げ延性を充分確保するこ
とはできないことが判明した。
力鋼を溶接すると、第5表の1、0の番号1に示すよう
に、比較的低入熱(または低電流)で溶接を行なった場
合は、強度、級性、曲げ延性は確保することができるも
のの、比較的高入熱で溶接を行なうと、第5表の1、0
の番号2に示すように轍性、曲げ延性を充分確保するこ
とはできないことが判明した。
この点につき、本発明者等は、鋭意試験研究等を繰り返
した結果、靭性、曲げ延性に、溶接ワイヤ中に含まれる
Siの含有量が大きく影響することを知見した。以下に
、このことを第1図及び第2図を用いて説明する。第1
図はSi含有量の曲げ延性に及ぼす影響を示したもので
あり、試験に当っては被溶接材としてHT.80(板厚
25物)を用い溶接ワイヤは、第1表に示した成分のも
のを用いて行なったものである。第1表 ワイヤ蓬:1.2中、溶接姿勢:立向 開先形状:45o V関先 溶接電流、函圧、速度:30M‐11V−心pm試験方
法:JISZ3122によるサイドベンド試験片に現わ
れた微小クラック数により行なつた。
した結果、靭性、曲げ延性に、溶接ワイヤ中に含まれる
Siの含有量が大きく影響することを知見した。以下に
、このことを第1図及び第2図を用いて説明する。第1
図はSi含有量の曲げ延性に及ぼす影響を示したもので
あり、試験に当っては被溶接材としてHT.80(板厚
25物)を用い溶接ワイヤは、第1表に示した成分のも
のを用いて行なったものである。第1表 ワイヤ蓬:1.2中、溶接姿勢:立向 開先形状:45o V関先 溶接電流、函圧、速度:30M‐11V−心pm試験方
法:JISZ3122によるサイドベンド試験片に現わ
れた微小クラック数により行なつた。
この第1図に示すワイヤ中のSi含有量の微小クラック
の影響については、図から明らかなようにSi含有量を
極力低く、即ち、0.07%以下の実質的に零にするの
がよい。
の影響については、図から明らかなようにSi含有量を
極力低く、即ち、0.07%以下の実質的に零にするの
がよい。
また、Siについては上記し*た曲げ延性とは別に、溶
接金属の靭性にも大きな影響を与えるものであり、これ
を第2図により説明する。第2図はワイヤ中のSi含有
量と入熱量の溶接金属に対する鋤性値に与える影響を示
したもので、被溶接材として、HT.80(板厚25肋
)を用いて、第2表に示す成分のワイヤを用いて試験を
行なつた。第2表 第2図において、高入熱溶接試験の場合は、第1図の説
明と同じ条件により行なったが、低入熱溶接試験の場合
は、溶接電流、電圧、速度を、15M‐13V−7cp
mとした以外は高入熱熔接試験の場合と同じ条件により
行なった。
接金属の靭性にも大きな影響を与えるものであり、これ
を第2図により説明する。第2図はワイヤ中のSi含有
量と入熱量の溶接金属に対する鋤性値に与える影響を示
したもので、被溶接材として、HT.80(板厚25肋
)を用いて、第2表に示す成分のワイヤを用いて試験を
行なつた。第2表 第2図において、高入熱溶接試験の場合は、第1図の説
明と同じ条件により行なったが、低入熱溶接試験の場合
は、溶接電流、電圧、速度を、15M‐13V−7cp
mとした以外は高入熱熔接試験の場合と同じ条件により
行なった。
この第2図より明らかなように、特に高入熱溶接の場合
には、Si含有量が0.2%を超えると鞭性値が著しく
劣化すると共に大きなばらつきを生じるようになること
がわかる。
には、Si含有量が0.2%を超えると鞭性値が著しく
劣化すると共に大きなばらつきを生じるようになること
がわかる。
またSi含有量が低い程靭・性値が良好となることも第
2図より明らかである。またBについても、従釆より通
常の溶接用ワイヤに不純物として若干含有されているも
のであり、高張力鋼の鋼材には通常焼入れ性を高める自
x的でBが必須成分として添加されている場合が多く、
従って、かかる鋼材の溶接に当っては、溶接金属中に、
これらのBが不可避的に混入してくるものである。
2図より明らかである。またBについても、従釆より通
常の溶接用ワイヤに不純物として若干含有されているも
のであり、高張力鋼の鋼材には通常焼入れ性を高める自
x的でBが必須成分として添加されている場合が多く、
従って、かかる鋼材の溶接に当っては、溶接金属中に、
これらのBが不可避的に混入してくるものである。
従来においても一般的に、このBが耐高温割れ性を劣化
させることは知られているものの上記の如くの本発明ワ
イヤにおいてのBの影響については、全く知られておら
ず従って本発明者らは、本発明のワイヤにおけるBの影
響を調査すべく試験を行なった。本発明に係るワイヤに
おけるBの影響について第3図により説明する。第3図
は、被溶接材として、HT.80(板厚25側)を使用
し、第3表に示す成分のワイヤを用いて行なったのであ
る。第3表 ワイヤ隆:1.20、溶接姿勢:立向 開先形状:45o V開先 溶接電流、電圧、速度:300A−11V−4cpm試
験方法:JISZ3122によるサイドベンド試験片に
現われた高温割れに起因する微小クラックス数により行
なった。
させることは知られているものの上記の如くの本発明ワ
イヤにおいてのBの影響については、全く知られておら
ず従って本発明者らは、本発明のワイヤにおけるBの影
響を調査すべく試験を行なった。本発明に係るワイヤに
おけるBの影響について第3図により説明する。第3図
は、被溶接材として、HT.80(板厚25側)を使用
し、第3表に示す成分のワイヤを用いて行なったのであ
る。第3表 ワイヤ隆:1.20、溶接姿勢:立向 開先形状:45o V開先 溶接電流、電圧、速度:300A−11V−4cpm試
験方法:JISZ3122によるサイドベンド試験片に
現われた高温割れに起因する微小クラックス数により行
なった。
この第3図に示されるように、特に、高入熱溶接の場合
に、Bは耐高温割れ性を劣化させるものであるといえB
は0,003%までは許容できるが、Bは好ましくは極
力低く押えた方がよいのである。
に、Bは耐高温割れ性を劣化させるものであるといえB
は0,003%までは許容できるが、Bは好ましくは極
力低く押えた方がよいのである。
また、本発明に係るワイヤは、高入熱溶接においても組
織の微細化を図るためTiを含有させることを必須の要
件としているが、Tiを含有させた場合、園溶Tiの形
では、溶接金属の靭性を劣化させる。
織の微細化を図るためTiを含有させることを必須の要
件としているが、Tiを含有させた場合、園溶Tiの形
では、溶接金属の靭性を劣化させる。
このいみでは、Tiを添化しない方がよいが、結晶粒を
微細化するためにTiをTi02等の酸化物の形状にし
、鋤性を確保することができる。この意味より02を添
加するのが好ましい。そして、本発明に係るワイヤはT
IC溶接で純〜、He等の不活性ガス下で用いられるの
で、02をシールドガスより添加することは不可能であ
るから、特に、溶接ワイヤより02を添加するのが好ま
しい。第4図は、ワイヤ中の02含有量と溶*嬢金属の
級性との関係を示しものである。この第4図は、HT.
8リ25脚厚さの試験片を用い、第4表に示す成分のワ
イヤを使用した。第4表ワイヤ径:1.20、溶接姿勢
:立向 関先形状:450 V開先 溶接電流、電圧、速度:300A−11V−4cpmこ
の第4図において、特に、高入熱溶接において、Tiが
添加されている場合、ワイヤ中の02含有量が4■伽以
下では鞠性の劣化することを示しており、従って、ワイ
ヤ中の02含有量を40胸以上にする必要があり、特に
、02が10瓜風を越えると鋤性値が良好になると共に
、鞠性値のぱらつきも少なくなり好ましいものである。
微細化するためにTiをTi02等の酸化物の形状にし
、鋤性を確保することができる。この意味より02を添
加するのが好ましい。そして、本発明に係るワイヤはT
IC溶接で純〜、He等の不活性ガス下で用いられるの
で、02をシールドガスより添加することは不可能であ
るから、特に、溶接ワイヤより02を添加するのが好ま
しい。第4図は、ワイヤ中の02含有量と溶*嬢金属の
級性との関係を示しものである。この第4図は、HT.
8リ25脚厚さの試験片を用い、第4表に示す成分のワ
イヤを使用した。第4表ワイヤ径:1.20、溶接姿勢
:立向 関先形状:450 V開先 溶接電流、電圧、速度:300A−11V−4cpmこ
の第4図において、特に、高入熱溶接において、Tiが
添加されている場合、ワイヤ中の02含有量が4■伽以
下では鞠性の劣化することを示しており、従って、ワイ
ヤ中の02含有量を40胸以上にする必要があり、特に
、02が10瓜風を越えると鋤性値が良好になると共に
、鞠性値のぱらつきも少なくなり好ましいものである。
次に本発明に係る高張力鋼のTIG溶接用鋼ワイヤの実
施例を、従釆ワイヤ及び比較ワイヤとともに説明する。
実施例においては、HT.80について主として説明し
てあるがHT.60級以上の高張力鋼についても、同様
に、本発明に係る高張力鋼のTIG熔接用鋼ワイヤを適
用しても、良好な効果の得られることは勿論である。第
5表の1及び第5表の0‘こおいて、番号1は従来のガ
スシールドアーク溶接用ワイヤ(Sio.30%、Ti
o.09%で本発明に係るワイヤより含有量が多い。
施例を、従釆ワイヤ及び比較ワイヤとともに説明する。
実施例においては、HT.80について主として説明し
てあるがHT.60級以上の高張力鋼についても、同様
に、本発明に係る高張力鋼のTIG熔接用鋼ワイヤを適
用しても、良好な効果の得られることは勿論である。第
5表の1及び第5表の0‘こおいて、番号1は従来のガ
スシールドアーク溶接用ワイヤ(Sio.30%、Ti
o.09%で本発明に係るワイヤより含有量が多い。
)で低入熱溶接を行なった場合で、引張性能、鞠性は優
れ、サイドベンド性能も良好であるが、番号2は番号1
と同じワイヤを用いて、高入熱溶接を行なった場合で、
級性値はばらつき、サイドベンドではミクロクラックが
発生する。次に、番号3は本発明に係るワイヤで低入熱
溶接を行なった場合で、引張性能、轍性、サイドベンド
性能とも良好であり、また番号4は本発明に係るワイヤ
で高入熱溶接した場合で、この場合も、実施例3と同様
に引張性能、轍性、サイドベンド性能ともに良好である
。番号5はワイヤ中のTi含有量を0.07%として高
入熱溶接をした比較例であり、引張性能、サイドベンド
性能は良好であるが、靭性が劣化しておりTi含有量を
0.05%以下にする必要がある。番号6はTj含有量
を0.015%として高入熱溶接を行なった場合で、轍
性、サイドベンド性能に優れ、ワイヤ中のTi含有量は
0.05%以下の適量を添加すると効果のあることがわ
かる。番号7はワイヤ中のNi含有量を7.20%とし
て高入熱溶接をした比較例で引鞭性能、靭性はともに良
好であるが、参考図1の写真でも明らかなようにサイド
ベンドに高温割れに起因するクラックが発生する。番号
8はワイヤ中のNi含有量を5.06%として高入熱溶
接を行なった場合で、引張性能、轍性、サイドベンド性
能とも良好で参考図0に示すようにサイドベンド‘こ何
らのクラックもないのである。従って、Ni含有量は6
%以下とする必要がある。番号9〜12、Bの含有量の
レベルを変化させたワイヤを使用して、高入熱の溶接を
行なったものである。
れ、サイドベンド性能も良好であるが、番号2は番号1
と同じワイヤを用いて、高入熱溶接を行なった場合で、
級性値はばらつき、サイドベンドではミクロクラックが
発生する。次に、番号3は本発明に係るワイヤで低入熱
溶接を行なった場合で、引張性能、轍性、サイドベンド
性能とも良好であり、また番号4は本発明に係るワイヤ
で高入熱溶接した場合で、この場合も、実施例3と同様
に引張性能、轍性、サイドベンド性能ともに良好である
。番号5はワイヤ中のTi含有量を0.07%として高
入熱溶接をした比較例であり、引張性能、サイドベンド
性能は良好であるが、靭性が劣化しておりTi含有量を
0.05%以下にする必要がある。番号6はTj含有量
を0.015%として高入熱溶接を行なった場合で、轍
性、サイドベンド性能に優れ、ワイヤ中のTi含有量は
0.05%以下の適量を添加すると効果のあることがわ
かる。番号7はワイヤ中のNi含有量を7.20%とし
て高入熱溶接をした比較例で引鞭性能、靭性はともに良
好であるが、参考図1の写真でも明らかなようにサイド
ベンドに高温割れに起因するクラックが発生する。番号
8はワイヤ中のNi含有量を5.06%として高入熱溶
接を行なった場合で、引張性能、轍性、サイドベンド性
能とも良好で参考図0に示すようにサイドベンド‘こ何
らのクラックもないのである。従って、Ni含有量は6
%以下とする必要がある。番号9〜12、Bの含有量の
レベルを変化させたワイヤを使用して、高入熱の溶接を
行なったものである。
Bの含有量が0.008%のワイヤを使用した番号9で
はその溶接金属の引張強さは非常に高くなり、鰯性も劣
化している。またサイドベンド試験では多数のミクロク
ラックが発生した。Bの含有量が0.005%のワイヤ
を使用した番号10では、番号9の場合よりかなり改善
されてはいるが、サイドベンド試験のミクロクラックは
止まらない。更にBの含有量を低くして0.003%の
ワイヤを使用した番号11ではサイドベンド試験のミク
ロクラックはなくなり、強度・靭性共良好な値を示して
いる。
はその溶接金属の引張強さは非常に高くなり、鰯性も劣
化している。またサイドベンド試験では多数のミクロク
ラックが発生した。Bの含有量が0.005%のワイヤ
を使用した番号10では、番号9の場合よりかなり改善
されてはいるが、サイドベンド試験のミクロクラックは
止まらない。更にBの含有量を低くして0.003%の
ワイヤを使用した番号11ではサイドベンド試験のミク
ロクラックはなくなり、強度・靭性共良好な値を示して
いる。
番号12ではワイヤのBの含有量は0.001%であり
、この程度までBを下げると強度・籾性・曲げ性能共申
し分ない性能を示す。この様にワイヤ中のBの含有量は
0.003%以下に制限することにより良好な性能を有
する溶接金属を得ることが出来る。以上説明したように
、本発明に係る高張力鋼のTIC溶接用鋼ワイヤによれ
ば、CO.2%以下、Mn3%以下、Tio.05%以
下を必須成分とし、Ni6%以下、Cr2%以下、Mo
2%以下の1種以上を含み、かつ、Sio.2%とした
ワイヤで、さらにSiは0.15%以下、望ましくは零
としたワイヤまたは該ワイヤのB含有量を0.003%
以下にしたワイヤであるから、60k9/桝以上の高張
力鋼に対して低入熱溶接または高入熱溶接の何れの溶接
においても、高強度で、高鋤性及び高延性を有する溶鞍
金属が得られる優れた効果を奏するものである。
、この程度までBを下げると強度・籾性・曲げ性能共申
し分ない性能を示す。この様にワイヤ中のBの含有量は
0.003%以下に制限することにより良好な性能を有
する溶接金属を得ることが出来る。以上説明したように
、本発明に係る高張力鋼のTIC溶接用鋼ワイヤによれ
ば、CO.2%以下、Mn3%以下、Tio.05%以
下を必須成分とし、Ni6%以下、Cr2%以下、Mo
2%以下の1種以上を含み、かつ、Sio.2%とした
ワイヤで、さらにSiは0.15%以下、望ましくは零
としたワイヤまたは該ワイヤのB含有量を0.003%
以下にしたワイヤであるから、60k9/桝以上の高張
力鋼に対して低入熱溶接または高入熱溶接の何れの溶接
においても、高強度で、高鋤性及び高延性を有する溶鞍
金属が得られる優れた効果を奏するものである。
第1図はワイヤ中のSi含有量とクラック数の関係を示
すグラフ、第2図はワイヤ中のSj含有量と入熱量によ
る溶接金属の鋤性を示すグラフ、第3図はワイヤ中のB
含有量と高温割れに起因するクラック数との関係を示す
グラフ、第4図はワイヤ中の02含有量の靭性に及ぼす
影響を示すグラフ、第5図ないし第12図は実施例1な
し、し8の関先形状及びビード形状を示す断面図である
。 第5図第6図 第7図 第1図 第8図 第9図 第10図 第11図 第12図 第2図 第3図 第4図
すグラフ、第2図はワイヤ中のSj含有量と入熱量によ
る溶接金属の鋤性を示すグラフ、第3図はワイヤ中のB
含有量と高温割れに起因するクラック数との関係を示す
グラフ、第4図はワイヤ中の02含有量の靭性に及ぼす
影響を示すグラフ、第5図ないし第12図は実施例1な
し、し8の関先形状及びビード形状を示す断面図である
。 第5図第6図 第7図 第1図 第8図 第9図 第10図 第11図 第12図 第2図 第3図 第4図
Claims (1)
- 1 0.2%以下のC、3%以下のMn、0.05%以
下のTiを必須成分として含有し、さらに6%以下のN
i、2%以下のCr、および2%以下のMoのうち1種
以上を含有すると共に、Si含有量を実質的に零に、B
含有量を0.003%以下に押え、残部はFeからなる
ことを特徴とする高張力鋼のTIG溶接用鋼ワイヤ。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP51046512A JPS6020118B2 (ja) | 1976-04-26 | 1976-04-26 | 高張力鋼のtig溶接用鋼ワイヤ |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP51046512A JPS6020118B2 (ja) | 1976-04-26 | 1976-04-26 | 高張力鋼のtig溶接用鋼ワイヤ |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS52129646A JPS52129646A (en) | 1977-10-31 |
JPS6020118B2 true JPS6020118B2 (ja) | 1985-05-20 |
Family
ID=12749301
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP51046512A Expired JPS6020118B2 (ja) | 1976-04-26 | 1976-04-26 | 高張力鋼のtig溶接用鋼ワイヤ |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6020118B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0512976Y2 (ja) * | 1987-05-30 | 1993-04-06 | ||
JPH0537449Y2 (ja) * | 1988-02-13 | 1993-09-22 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS48103047A (ja) * | 1972-04-13 | 1973-12-24 | ||
JPS4939536A (ja) * | 1972-08-23 | 1974-04-13 |
-
1976
- 1976-04-26 JP JP51046512A patent/JPS6020118B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS48103047A (ja) * | 1972-04-13 | 1973-12-24 | ||
JPS4939536A (ja) * | 1972-08-23 | 1974-04-13 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0512976Y2 (ja) * | 1987-05-30 | 1993-04-06 | ||
JPH0537449Y2 (ja) * | 1988-02-13 | 1993-09-22 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS52129646A (en) | 1977-10-31 |
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