JPS60247493A - 低温用鋼の溶接用心線 - Google Patents
低温用鋼の溶接用心線Info
- Publication number
- JPS60247493A JPS60247493A JP10325884A JP10325884A JPS60247493A JP S60247493 A JPS60247493 A JP S60247493A JP 10325884 A JP10325884 A JP 10325884A JP 10325884 A JP10325884 A JP 10325884A JP S60247493 A JPS60247493 A JP S60247493A
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- JP
- Japan
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- welding
- weld metal
- cracks
- core wire
- low
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- Pending
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-
- 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°C
- B23K35/3033—Ni 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、低温用鋼の溶接用心線とくに液化窒素、液化
酸素、液化天然ガス等の極低温で使用される容器あるい
は装置の構成部材として用いられる低温用鋼の溶接用心
線に関するものである。
酸素、液化天然ガス等の極低温で使用される容器あるい
は装置の構成部材として用いられる低温用鋼の溶接用心
線に関するものである。
（従来技術と問題点）
板来、液化窒素や液化天然ガス等の極低温で使用される
容器や装置の構成部材としては、９％Ｎｌ鋼等のＮ１合
金鋼が比較的多く使用されてお夛、被覆アーク溶接、サ
ブマージアーク溶接、ガスシールド溶接などで建造され
ている。この低温用鋼の溶接材料としては強度が高く、
また−１９６℃における低温靭性が安定して優れている
Ｎｌ基合金（Ｎｉ ：約５０°チ以上）が一般に実用化
されている。
容器や装置の構成部材としては、９％Ｎｌ鋼等のＮ１合
金鋼が比較的多く使用されてお夛、被覆アーク溶接、サ
ブマージアーク溶接、ガスシールド溶接などで建造され
ている。この低温用鋼の溶接材料としては強度が高く、
また−１９６℃における低温靭性が安定して優れている
Ｎｌ基合金（Ｎｉ ：約５０°チ以上）が一般に実用化
されている。
この系統の溶接材料としてはＡＷＳ Ａ ５．１１ＥＮ
ｉＣｒＦｅ １〜４に分類される７ ５ Ｎｉ−１５Ｃ
ｒのいわニルインコネル系及びＡＷｓＡ ５．１１ Ｅ
ＮＩＭｏ−１，３のハステロイ系等があるが、インコネ
ル系の溶接心線を潜弧溶接に供すると高温割れが発生し
易く、近年、ハステロイ系溶接材料が数多く開発されて
いる。とくに、引張強さが高＜、−１９６℃の低温靭性
が優れた特公昭４９．−２７７３２号および特公昭５１
−２９１０４号記載のＮ′ｉ基合金が実用化されている
が、粒界を清浄化するための、適正な脱酸剤が添加され
ておらず溶接金属の粒界に微小な割れが発生しやすい欠
点がある。またＮｉ ＊ Ｍｏ＋ＡＡを含有しているワ
イヤが、特開昭５８−６１９９３号および特公昭５９−
６７５６号によシ提案されている。しかしながら、前者
は、Ａｔ含有量が０．００５〜０．１５％で、耐割れ性
防止には不充分である。
ｉＣｒＦｅ １〜４に分類される７ ５ Ｎｉ−１５Ｃ
ｒのいわニルインコネル系及びＡＷｓＡ ５．１１ Ｅ
ＮＩＭｏ−１，３のハステロイ系等があるが、インコネ
ル系の溶接心線を潜弧溶接に供すると高温割れが発生し
易く、近年、ハステロイ系溶接材料が数多く開発されて
いる。とくに、引張強さが高＜、−１９６℃の低温靭性
が優れた特公昭４９．−２７７３２号および特公昭５１
−２９１０４号記載のＮ′ｉ基合金が実用化されている
が、粒界を清浄化するための、適正な脱酸剤が添加され
ておらず溶接金属の粒界に微小な割れが発生しやすい欠
点がある。またＮｉ ＊ Ｍｏ＋ＡＡを含有しているワ
イヤが、特開昭５８−６１９９３号および特公昭５９−
６７５６号によシ提案されている。しかしながら、前者
は、Ａｔ含有量が０．００５〜０．１５％で、耐割れ性
防止には不充分である。
後者については、８１およびＣｒに関しての制限がなく
、実施例ワイヤにおいては極めて多量の８１およびＣｒ
が添加されている。ＳｉおよびＣｒは、耐割れ性を劣化
する成分であシ、耐割れ性の観点から、満足できるもの
ではない。
、実施例ワイヤにおいては極めて多量の８１およびＣｒ
が添加されている。ＳｉおよびＣｒは、耐割れ性を劣化
する成分であシ、耐割れ性の観点から、満足できるもの
ではない。
（発明の目的）
本発明は、低温用鋼の溶接用心線として溶接金属の粒界
に発生する微小な割れを防止し、割れ感受性が良好で、
引張強さが高く、また低温靭性に優れた新規な溶接用心
線を提供することを目的とするものである。
に発生する微小な割れを防止し、割れ感受性が良好で、
引張強さが高く、また低温靭性に優れた新規な溶接用心
線を提供することを目的とするものである。
（発明の技術的背景）
Ｎｉを含有する低温用鋼の溶接継手部は、その建造物が
苛酷な環境にさらされるため、要求される性能が高く、
それを満足するため、引張強さ、低温靭性に優れた溶接
用心線が使われておシ、轟然のことながら、Ｎｉを含有
している。例えば、９ｎＮｉ鋼と同量のＮｉを含有する
共金心線も、開発されつつあるが、低温靭性尋の問題が
依然としてあシ、実際に施工された例はない。現在まで
に建造された９１Ｎｉ鋼のタンクは、すべて５０％以上
のＮｉを含有している溶接用心線が用いられている・し
かし１前述のように溶接金属の粒界に微小な割れが発生
しやすく、この点の改良が急務である。
苛酷な環境にさらされるため、要求される性能が高く、
それを満足するため、引張強さ、低温靭性に優れた溶接
用心線が使われておシ、轟然のことながら、Ｎｉを含有
している。例えば、９ｎＮｉ鋼と同量のＮｉを含有する
共金心線も、開発されつつあるが、低温靭性尋の問題が
依然としてあシ、実際に施工された例はない。現在まで
に建造された９１Ｎｉ鋼のタンクは、すべて５０％以上
のＮｉを含有している溶接用心線が用いられている・し
かし１前述のように溶接金属の粒界に微小な割れが発生
しやすく、この点の改良が急務である。
この溶接金属の粒界に発生する微小な割れには、主に凝
固割れと後続パスの再加熱によって熱影響部に発生する
割れとがある。Ｎｉ基合金におけるこのような割れは、
顕微鏡組織中破面観察等により、偏析による結晶粒界の
溶融温度の低下が原因と考えられているが、実際のとこ
ろ偏析元素は明らかにされておらず有効な対策が講じら
れていない。
固割れと後続パスの再加熱によって熱影響部に発生する
割れとがある。Ｎｉ基合金におけるこのような割れは、
顕微鏡組織中破面観察等により、偏析による結晶粒界の
溶融温度の低下が原因と考えられているが、実際のとこ
ろ偏析元素は明らかにされておらず有効な対策が講じら
れていない。
本発明者らは、割れが溶接金属の粒界に発生しているこ
とに着目し、溶接金属の粒界の清浄化および強化を目的
に種々検討した結果、溶接金属の粒界の酸素を完全に取
シ除くことおよび耐割れ性を劣化する元素を制限するこ
とが割れ防止に極めて有効であるとの結論に至った。そ
こで、溶接金属の粒界の酸素を取ル除く脱酸元素につい
て更に研究を重ねた結果、Ａｔが強烈な脱酸作用によシ
、結晶粒界を清浄化し、割れを防止するのに著しい効果
を呈する事が判明した。さらに１通常低温用材料に添加
されている元素のうち、引およびＣｒは、割れを大きく
助長する元素であシ、その量について可能なかぎシ制限
する事が必要であることを見出した。即ち、本発明は、
耐割れ性を向上するのに （１）粒界の酸化物を除去し、清浄化する事（２）粒界
脆化元素を可能なかぎり制限する事との結論に基づいて
なし得たものである。
とに着目し、溶接金属の粒界の清浄化および強化を目的
に種々検討した結果、溶接金属の粒界の酸素を完全に取
シ除くことおよび耐割れ性を劣化する元素を制限するこ
とが割れ防止に極めて有効であるとの結論に至った。そ
こで、溶接金属の粒界の酸素を取ル除く脱酸元素につい
て更に研究を重ねた結果、Ａｔが強烈な脱酸作用によシ
、結晶粒界を清浄化し、割れを防止するのに著しい効果
を呈する事が判明した。さらに１通常低温用材料に添加
されている元素のうち、引およびＣｒは、割れを大きく
助長する元素であシ、その量について可能なかぎシ制限
する事が必要であることを見出した。即ち、本発明は、
耐割れ性を向上するのに （１）粒界の酸化物を除去し、清浄化する事（２）粒界
脆化元素を可能なかぎり制限する事との結論に基づいて
なし得たものである。
（発明の構成）
本発明の要旨は、Ａｚ：０．１８〜ｚ、ｏ％（重量％以
下同様）、Ｍｏ ： １０〜３８９６％ Ｎｉ ： ６
０〜８８１を含有し、かつ８１ ： ０．１５１以下、
Ｃｒ：５．０９６以下に限定したことを特徴とする低温
用鋼の溶接用心線にある。又溶接心線の適応形態や溶接
対象物にめられる規格、組み合せるフラックスによって
、上記以外の成分を含むことも可能である。この様な成
分とは、溶接金属の強度を高めるためのＣ−Ｗ 、 Ｆ
ｓ ＋ Ｃｏ ＊ Ｍｎ箇、脱酸能力を高めるためのＴ
Ｉ。
下同様）、Ｍｏ ： １０〜３８９６％ Ｎｉ ： ６
０〜８８１を含有し、かつ８１ ： ０．１５１以下、
Ｃｒ：５．０９６以下に限定したことを特徴とする低温
用鋼の溶接用心線にある。又溶接心線の適応形態や溶接
対象物にめられる規格、組み合せるフラックスによって
、上記以外の成分を含むことも可能である。この様な成
分とは、溶接金属の強度を高めるためのＣ−Ｗ 、 Ｆ
ｓ ＋ Ｃｏ ＊ Ｍｎ箇、脱酸能力を高めるためのＴ
Ｉ。
Ｍｇ 、 Ｃａ ＃ Ｖ ＊ Ｚｒ 、 Ｙ 、 Ｉｆ
ｌＲＩＭ等、溶接金属の曲げ性能を高めるためのＢ等
である。
ｌＲＩＭ等、溶接金属の曲げ性能を高めるためのＢ等
である。
以下に本発明の成分およびその含有量の限定理由につい
て説明する。尚以下の成分のチは、すべて重量％である
。
て説明する。尚以下の成分のチは、すべて重量％である
。
Ａｔ：
Ｎ１を６０チ以上含有する合金において、ＡＬ、ＴＩ。
Ｍｇ 、 Ｃａ ｓＺｒの強脱酸剤を添加し、実験に供
した。
した。
第１図は、横向潜弧溶接におけるＡｔの添加が割れ発生
数に及ぼす影響を示したものである。割れの検査は、ｉ
＠３図に示すように溶接部を、研削、研磨し、板面と板
面よシ内側に２１１１１１下のレベルの２つの面につい
てカラーチェックを行ない、割れの発生数を観察した。
数に及ぼす影響を示したものである。割れの検査は、ｉ
＠３図に示すように溶接部を、研削、研磨し、板面と板
面よシ内側に２１１１１１下のレベルの２つの面につい
てカラーチェックを行ない、割れの発生数を観察した。
この検査は溶接部の表側および裏側の両者について行な
い合計した数を示している。第３図において、Ａ捻ａ面
、Ｂは板面よシ内側に２１＠下の面、ｈは深さ２Ｍを表
している。
い合計した数を示している。第３図において、Ａ捻ａ面
、Ｂは板面よシ内側に２１＠下の面、ｈは深さ２Ｍを表
している。
カラーチェックで検出できた割れを顕微鏡観察すると割
れは溶接金属の粒界にあることが判明した。
れは溶接金属の粒界にあることが判明した。
従って第１図に示す割れは、溶接金属の粒界に発生する
割れと考えることができる。第１図に示すように、割れ
発生数は、Ａｔの添加とともに次第に減少し、ｏ、ｉｓ
ｓのところで＃１とんど無くなる。
割れと考えることができる。第１図に示すように、割れ
発生数は、Ａｔの添加とともに次第に減少し、ｏ、ｉｓ
ｓのところで＃１とんど無くなる。
この傾向は、被覆アーク溶接、ＴＩＧ溶接のいずれの場
合も認められた。割れの発生しない溶接金属を顕微鏡観
察すると粒界に酸素が全くなく、極めて清浄化されてい
ることがわかる。
合も認められた。割れの発生しない溶接金属を顕微鏡観
察すると粒界に酸素が全くなく、極めて清浄化されてい
ることがわかる。
一方、ＡＡ以外の強脱酸剤を溶接金属の粒界の酸素を完
全に取り除くほどに、単独に添加すると、すべて問題が
あることが判明し友。即ち、ＴｌはＴＩＣを生成し、粒
界の析出硬化を起し、かえって割れ感受性を高める。Ｍ
ｇ ＋ Ｃｍは多量添加するとＮ１との低融点化合物を
生成し、延性はかえって劣化する。又、Ｚｒは粒界を脆
化させ、割れ感受性を上げるので、その添加量は極力低
下せしめる事が必要である。但し、脱酸を強化するため
に、Ａｔを０．１８係以上含む溶接用心線に上記元素を
微量添加しても、悪影響は見られなかった。
全に取り除くほどに、単独に添加すると、すべて問題が
あることが判明し友。即ち、ＴｌはＴＩＣを生成し、粒
界の析出硬化を起し、かえって割れ感受性を高める。Ｍ
ｇ ＋ Ｃｍは多量添加するとＮ１との低融点化合物を
生成し、延性はかえって劣化する。又、Ｚｒは粒界を脆
化させ、割れ感受性を上げるので、その添加量は極力低
下せしめる事が必要である。但し、脱酸を強化するため
に、Ａｔを０．１８係以上含む溶接用心線に上記元素を
微量添加しても、悪影響は見られなかった。
即ち、上記強脱酸剤のうち、ｋＡのみを多量に添加して
も溶接金属の特性を害することなく、脱酸効果を上げ、
粒界を清浄化するものであった。他の元素は使用される
環境によっては、さらに脱酸を強化する必要があり、そ
の場合は本発明の効果を損なわない程度に、添加すれば
よいと考える。
も溶接金属の特性を害することなく、脱酸効果を上げ、
粒界を清浄化するものであった。他の元素は使用される
環境によっては、さらに脱酸を強化する必要があり、そ
の場合は本発明の効果を損なわない程度に、添加すれば
よいと考える。
この場合、Ａｔを含有しているのｆｉ轟然である。
以上、説明したように、Ａｔは溶接金属の粒界に発生す
る微小な割れ防止に著しい効果があるが、Ａｔが２０係
を超えても割れは発生しないが、熱間鍛造性が劣化し、
かつ溶接金属の延性が急激に低下し、実用に供しえ危い
。従って、Ａｔ含有量は、０．１８〜２０係とする。
る微小な割れ防止に著しい効果があるが、Ａｔが２０係
を超えても割れは発生しないが、熱間鍛造性が劣化し、
かつ溶接金属の延性が急激に低下し、実用に供しえ危い
。従って、Ａｔ含有量は、０．１８〜２０係とする。
Ｍｏ ：
ＭＯは溶接金属の強度を増し、高温割れを防ぐ。
しかし、１０ｃＩｂ未満では上記効果が認められず、３
８俤を超えると溶接金属の低温靭性が低下し、さらに熱
間鍛造性も著しく劣化する。
８俤を超えると溶接金属の低温靭性が低下し、さらに熱
間鍛造性も著しく劣化する。
従ってＭｏ含有景は１０〜３Ｂ俤とする。
ＮＩ ：
Ｎｉは低温用鋼溶接部の低温靭性を確保する上から６０
チ以上必要であった。しかし、溶接部の強度を確保する
上から、他の元素を添加することを考慮すると８８係が
上限であった。
チ以上必要であった。しかし、溶接部の強度を確保する
上から、他の元素を添加することを考慮すると８８係が
上限であった。
従ってＮｌ含有量は、６０〜８８Ｌ４とする。
Ｓｌ ：
Ｓｌは、割れ発生に対して極めて有害な元素であシ、少
なくとも０．１５チ以下に限定する事が必要である。即
ち、Ｓｌは溶接金属の粒界に偏析し、低融点酸化物（ｓ
ｉｏ□）およびＮｌ −Ｍｏ −Ｓｌ系低融点共晶物を
生成し、溶接金属が後続・寄スにより加熱された場合、
粒界液化をひき起こし、割れ発生の原因となる。
なくとも０．１５チ以下に限定する事が必要である。即
ち、Ｓｌは溶接金属の粒界に偏析し、低融点酸化物（ｓ
ｉｏ□）およびＮｌ −Ｍｏ −Ｓｌ系低融点共晶物を
生成し、溶接金属が後続・寄スにより加熱された場合、
粒界液化をひき起こし、割れ発生の原因となる。
Ｃｒ ：
Ｃｒは検討の結果、Ｓｌと同様に粒界の溶融点を低下さ
せ粒界の液化割れの原因となる事が判明した。Ｏｒは通
常この種の溶接金属においては強度の増加のため多量に
添加するものであるが、このような割れ防止の観点から
は５．０−以下に限定する事が必要であシ、これを超え
るといくら適正なＡ／、 、 ８１量を確保しても割れ
防止を達成する事が出来ない。
せ粒界の液化割れの原因となる事が判明した。Ｏｒは通
常この種の溶接金属においては強度の増加のため多量に
添加するものであるが、このような割れ防止の観点から
は５．０−以下に限定する事が必要であシ、これを超え
るといくら適正なＡ／、 、 ８１量を確保しても割れ
防止を達成する事が出来ない。
以上が本発明で特に定める成分およびその範囲であるが
、ｐ、ｓ等の不可避的不純物は、もちろんのこと使用目
的によって他の成分を含むことも本発明に含まれる。例
えば、溶接金属の強度を高めるために、Ｃｒ Ｗ ＃
Ｆｅ ＋ Ｃｏ ＨＭｎ等の添加が効果があるが、Ｃけ
０．０４％、Ｗけ１０俤、Ｃｏけ１０チを超えると低温
靭性が低下し、特に、Ｃは靭性においてばかシでなく、
耐割れ性を損なうものであり、０．０４％以下が好まし
い。Ｆｅは、２０チを超えると逆に強度が低下し、Ｍｎ
は５％を超えるとビードが極端に凸形になり、溶接欠陥
を生じやすい。従って、各々の上限がＣ０，０４％、Ｗ
２Ｏチ、Ｆｅ ２０ ％、Ｃｏ １０％、Ｍｎ ５ ％
であれば、これら＠：１種又は２種以上含んでも本発明
の特性を損うものではない。さらに、脱酸能力を高める
ためにＴ１ ＊ Ｍｇ ＋ Ｃａ ＋ Ｖ ＋ Ｚｒ
ｒ Ｙ ＊ Ｈｆ ｔ ＲＥＭ等の添加が効果があるが
、狗は０．０５％、Ｃａは０．０５％、■は０．２％、
Ｚｒは０．２％、Ｙはｏ、ｉ俤、Ｈｆは０．１俤、ＲＥ
Ｖは０．１チを超えると溶接時の耐割れ性が劣化し、Ｔ
ｉはＯ，Ｓ＊を超えると潜弧溶接や被覆アーク溶接にお
いてスラグがこびシつき溶接欠陥を生じやすい。従って
、各々の上限がＴｌＯ２５チ、Ｍｇ ０．０５９＆、Ｃ
ａ０．０５’ｌ、Ｖ Ｏ，２％、Ｚｒ ０．２ 俤、Ｙ
ｏ、１％、Ｈｆ ０．１ ％、ＲｇＭ ０．１１であれ
ばこれらを１種又は２種以上含んでも本発明の特性を損
なうものではない。
、ｐ、ｓ等の不可避的不純物は、もちろんのこと使用目
的によって他の成分を含むことも本発明に含まれる。例
えば、溶接金属の強度を高めるために、Ｃｒ Ｗ ＃
Ｆｅ ＋ Ｃｏ ＨＭｎ等の添加が効果があるが、Ｃけ
０．０４％、Ｗけ１０俤、Ｃｏけ１０チを超えると低温
靭性が低下し、特に、Ｃは靭性においてばかシでなく、
耐割れ性を損なうものであり、０．０４％以下が好まし
い。Ｆｅは、２０チを超えると逆に強度が低下し、Ｍｎ
は５％を超えるとビードが極端に凸形になり、溶接欠陥
を生じやすい。従って、各々の上限がＣ０，０４％、Ｗ
２Ｏチ、Ｆｅ ２０ ％、Ｃｏ １０％、Ｍｎ ５ ％
であれば、これら＠：１種又は２種以上含んでも本発明
の特性を損うものではない。さらに、脱酸能力を高める
ためにＴ１ ＊ Ｍｇ ＋ Ｃａ ＋ Ｖ ＋ Ｚｒ
ｒ Ｙ ＊ Ｈｆ ｔ ＲＥＭ等の添加が効果があるが
、狗は０．０５％、Ｃａは０．０５％、■は０．２％、
Ｚｒは０．２％、Ｙはｏ、ｉ俤、Ｈｆは０．１俤、ＲＥ
Ｖは０．１チを超えると溶接時の耐割れ性が劣化し、Ｔ
ｉはＯ，Ｓ＊を超えると潜弧溶接や被覆アーク溶接にお
いてスラグがこびシつき溶接欠陥を生じやすい。従って
、各々の上限がＴｌＯ２５チ、Ｍｇ ０．０５９＆、Ｃ
ａ０．０５’ｌ、Ｖ Ｏ，２％、Ｚｒ ０．２ 俤、Ｙ
ｏ、１％、Ｈｆ ０．１ ％、ＲｇＭ ０．１１であれ
ばこれらを１種又は２種以上含んでも本発明の特性を損
なうものではない。
又、溶接金属の曲げ性能を高めるためにＢ等の添加が効
果があるが、Ｂは０．０２係を超えると耐割れ性が劣化
するので０．０２１以下であれば、本発明の効果を損な
わない。
果があるが、Ｂは０．０２係を超えると耐割れ性が劣化
するので０．０２１以下であれば、本発明の効果を損な
わない。
本発明は以上述べた如（、Ｎｌ基合金において、Ａｔヲ
適量添加し、ＳｌおよびＣｒの含有量を限定することで
溶接金属の粒界に発生する微小な割れに著しい効果があ
るとの知見を得てなしえたものである。
適量添加し、ＳｌおよびＣｒの含有量を限定することで
溶接金属の粒界に発生する微小な割れに著しい効果があ
るとの知見を得てなしえたものである。
（実施例）
以下に実施例によシ本発明の効果を、さらに具体的に示
す。
す。
第１表に示す組成の合金を真空溶解炉にて作製し、鍛造
、圧延、線引きを行って４．０燗φ、２．４輯φ、１．
２１１＋１φ のワイヤを得た。４，０燗φのものは被
覆アーク溶接棒心線、２．４ｍ＋φのものは潜弧溶接用
ワイヤ、１．２＋ａ＋φのものけＴＩＧ溶接用ワイヤと
して実験に供した。第１表においてｗ−ｉ〜Ｗ−７は本
発明例であ６、ｗ−ｓ〜Ｗ−１５は比較例を示したもの
である。
、圧延、線引きを行って４．０燗φ、２．４輯φ、１．
２１１＋１φ のワイヤを得た。４，０燗φのものは被
覆アーク溶接棒心線、２．４ｍ＋φのものは潜弧溶接用
ワイヤ、１．２＋ａ＋φのものけＴＩＧ溶接用ワイヤと
して実験に供した。第１表においてｗ−ｉ〜Ｗ−７は本
発明例であ６、ｗ−ｓ〜Ｗ−１５は比較例を示したもの
である。
なお、潜弧溶接については、ＣａＦ２６４．２１１０ａ
Ｏｓ、 ５ ％ 、 ＭｇＯ２，０％ 、 Ａｔ２０．
２２．３ ｇ６、その他からなる溶融形フラックスをフ
シックス全体に対し８０チ、さらにＣａＣＯ５５，５％
、 Ｍｇ０５チ、金属Ｍｎ１．５チ、’ Ｆｅ−Ａｔ５
チその他（水ガラス固形分等）よシなる焼成形フラック
スを用いた。本フラックスはＦｅ−ｋｌを含有している
。これは、潜弧溶接では、フラックス中にＣａ ＣＯ５
等の炭酸塩が適量添加してあり、この場合分解し＋ Ｃ
Ｏ２にょシ、Ａｔが消耗する。従って、Ａｔの不足を防
止する必要があり、Ｆｅ−ｋｌが添加しである。フラッ
クスは上記成分のものを水ガラスで混和し、約５００’
Ｃで乾燥し、フラックス粒度の９０％が１２Ｘ１００メ
ツシユになるよう製造した。被覆アーク溶接用について
は、石灰石３０俤、螢石３０チ、炭酸バリウム８チ、炭
酸マグネシウム７係、フェロアルミ７チ、その他よりな
る原料粉と水ガラスを混合し、前述の４．０−の心線に
塗布した。被覆率は３０係とし、４００℃で乾燥した。
Ｏｓ、 ５ ％ 、 ＭｇＯ２，０％ 、 Ａｔ２０．
２２．３ ｇ６、その他からなる溶融形フラックスをフ
シックス全体に対し８０チ、さらにＣａＣＯ５５，５％
、 Ｍｇ０５チ、金属Ｍｎ１．５チ、’ Ｆｅ−Ａｔ５
チその他（水ガラス固形分等）よシなる焼成形フラック
スを用いた。本フラックスはＦｅ−ｋｌを含有している
。これは、潜弧溶接では、フラックス中にＣａ ＣＯ５
等の炭酸塩が適量添加してあり、この場合分解し＋ Ｃ
Ｏ２にょシ、Ａｔが消耗する。従って、Ａｔの不足を防
止する必要があり、Ｆｅ−ｋｌが添加しである。フラッ
クスは上記成分のものを水ガラスで混和し、約５００’
Ｃで乾燥し、フラックス粒度の９０％が１２Ｘ１００メ
ツシユになるよう製造した。被覆アーク溶接用について
は、石灰石３０俤、螢石３０チ、炭酸バリウム８チ、炭
酸マグネシウム７係、フェロアルミ７チ、その他よりな
る原料粉と水ガラスを混合し、前述の４．０−の心線に
塗布した。被覆率は３０係とし、４００℃で乾燥した。
上記溶接用心線について第２表に示す母材を用い、第３
表に示す溶接条件で、溶接金属の耐割れ性、引張強さ、
伸び、低温靭性、ビード外観を調査した。試験結果を第
４表に示す。
表に示す溶接条件で、溶接金属の耐割れ性、引張強さ、
伸び、低温靭性、ビード外観を調査した。試験結果を第
４表に示す。
潜弧溶接は第２図（、）の要領、被覆アーク溶接は第２
図（ｂ）の要領、ＴＩＧ溶接は第２図（ｅ）の要領で、
いずれも前述のように第２表に示す鋼板で第３表の溶接
条件にて実施した。
図（ｂ）の要領、ＴＩＧ溶接は第２図（ｅ）の要領で、
いずれも前述のように第２表に示す鋼板で第３表の溶接
条件にて実施した。
本発明の溶接用心線Ｗ−１−Ｗ−７を用いた試験結果は
第４表に示すように、熱間鍛造性、溶接金属の耐割れ性
、引張強さ、伸び、衝撃値、ビード外観とも良好であっ
た。
第４表に示すように、熱間鍛造性、溶接金属の耐割れ性
、引張強さ、伸び、衝撃値、ビード外観とも良好であっ
た。
しかし、比較例として示したＷ−８はＡｔが０．１８チ
未満で耐割れ性が不良でありた。Ｗ−９はＡｔが２チを
超えておシ、熱間鍛造性が不良で、溶接金属の延びが低
かった。ｗ−ｉｏはＭｏが１０％未満で耐割れ性が不良
で、溶接金属の引張強さが低かった。Ｗ−１１は、Ｍｏ
が３８チを超えておシ、溶接金属の低温靭性が低下し、
さらに熱間鍛造性も著しく劣化する。Ｗ−１２は、Ｎｉ
が６０９４以下で溶接金属の低温靭性が低かった。ｗ−
１３はＮｌが８８チを超えたため、溶接金属の引張強さ
が低かった。Ｗ−１４は、Ｓｌが０．１５チを超えたた
め、耐割れ性が不良であった。Ｗ−１５は、ＣＦが５チ
を超えたため、耐割れ性が、不良であった。
未満で耐割れ性が不良でありた。Ｗ−９はＡｔが２チを
超えておシ、熱間鍛造性が不良で、溶接金属の延びが低
かった。ｗ−ｉｏはＭｏが１０％未満で耐割れ性が不良
で、溶接金属の引張強さが低かった。Ｗ−１１は、Ｍｏ
が３８チを超えておシ、溶接金属の低温靭性が低下し、
さらに熱間鍛造性も著しく劣化する。Ｗ−１２は、Ｎｉ
が６０９４以下で溶接金属の低温靭性が低かった。ｗ−
１３はＮｌが８８チを超えたため、溶接金属の引張強さ
が低かった。Ｗ−１４は、Ｓｌが０．１５チを超えたた
め、耐割れ性が不良であった。Ｗ−１５は、ＣＦが５チ
を超えたため、耐割れ性が、不良であった。
即ち、Ｗ−Ｓ〜Ｗ−１５は、本発明の組成範囲外であり
、いずれも本発明の効果を達成できない。
、いずれも本発明の効果を達成できない。
なお、溶接部の割れ検査は、前述したように、第３図の
ように、溶接部を研削、研磨し、板面と板面より内側に
２■下のレベルの２つの面についてカラーチェ、りを行
ない割れの発生数を観察した。又、この検査は、溶接部
の表側および裏側の 、両者について行ない合計した数
を検査結果として示した。
ように、溶接部を研削、研磨し、板面と板面より内側に
２■下のレベルの２つの面についてカラーチェ、りを行
ない割れの発生数を観察した。又、この検査は、溶接部
の表側および裏側の 、両者について行ない合計した数
を検査結果として示した。
以上の結果から明らかなように、Ｎｉ基合金にｈｔ ｉ
適量添加し、ＳｌおよびＣｒの含有量を限定することに
よシ、溶接金属の粒界に発生する微小な割れを防止し、
又溶接部の機械的性質およびピード外観が良好な溶接用
心線が得られる。
適量添加し、ＳｌおよびＣｒの含有量を限定することに
よシ、溶接金属の粒界に発生する微小な割れを防止し、
又溶接部の機械的性質およびピード外観が良好な溶接用
心線が得られる。
第１図は、ＡＡが割れ発生数に及ばず影響を示す図、第
２図（ａ） 、 （ｂ） 、（ｃ）は実施例に用いた被
溶接鋼板の開先形状と積層要領を示す図、第３図は、割
れ検査要領を示す図である。 １〜１３・・・溶接ビード積層順序
２図（ａ） 、 （ｂ） 、（ｃ）は実施例に用いた被
溶接鋼板の開先形状と積層要領を示す図、第３図は、割
れ検査要領を示す図である。 １〜１３・・・溶接ビード積層順序
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ａｔ：０．１８〜２．０係（重量％以下同様）Ｍｅ ：
ｌ Ｑ〜３８チ Ｎｌ：６０〜８８９１゜ を含有し、かつ ｓｔ ： ｏ、ｉ５＊以下 Ｃｒ ： ５．ＯＴｏ以下に限定したことを特徴とする
低温用鋼の溶接用心線
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10325884A JPS60247493A (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 低温用鋼の溶接用心線 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10325884A JPS60247493A (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 低温用鋼の溶接用心線 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60247493A true JPS60247493A (ja) | 1985-12-07 |
Family
ID=14349414
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10325884A Pending JPS60247493A (ja) | 1984-05-22 | 1984-05-22 | 低温用鋼の溶接用心線 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60247493A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56154298A (en) * | 1980-04-30 | 1981-11-28 | Kobe Steel Ltd | High ni alloy type welding wire used for low-temperature steel |
| JPS5861993A (ja) * | 1981-10-09 | 1983-04-13 | Kobe Steel Ltd | 低温鋼用溶接心線 |
| JPS596756A (ja) * | 1982-07-02 | 1984-01-13 | Hitachi Ltd | 誘導電動機 |
-
1984
- 1984-05-22 JP JP10325884A patent/JPS60247493A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56154298A (en) * | 1980-04-30 | 1981-11-28 | Kobe Steel Ltd | High ni alloy type welding wire used for low-temperature steel |
| JPS5861993A (ja) * | 1981-10-09 | 1983-04-13 | Kobe Steel Ltd | 低温鋼用溶接心線 |
| JPS596756A (ja) * | 1982-07-02 | 1984-01-13 | Hitachi Ltd | 誘導電動機 |
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