(57)【要約】【課題】低温におけるCTOD値が高く、590MPa級の高張力鋼用を直流電源により溶接するのに好適な低水素系被覆アーク溶接棒を提供する。【解決手段】鋼心線は、Cを0.05%超0.10%以下含有すると共に、Pを0.010%以下、Sを0.010%以下、Nを0.005%以下に規制し、被覆剤は、金属炭酸塩をCO2換算で15〜28%、金属弗化物をF換算で4〜9%、SiO2を4.0〜9.0%、TiO2を0.5〜5.0%、金属単体又は合金としてMgをMg換算で0.5〜3.0%、Siを1.0〜7.0%、Mnを0.5〜5.0%、Niを2.0〜10.0%、Tiを0.3〜3.0%、Bを0.05〜0.20%、Feを5.0〜20.0%含有すると共に、Al2O3を2.0%以下、Moを0.1%以下、Crを0.1%以下に規制し、前記被覆剤の被覆率は、25〜45%である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼心線に被覆剤が塗布されている低水素系被覆アーク溶接棒において、
前記鋼心線は、鋼心線全質量比で、Ｃを０．０５質量％超０．１０質量％以下含有すると共に、Ｐを０．０１０質量％以下、Ｓを０．０１０質量％以下、Ｎを０．００５質量％以下に規制し、
前記被覆剤は、被覆剤全質量比で、金属炭酸塩をＣＯ２換算で１５乃至２８質量％、金属弗化物をＦ換算で４乃至９質量％、ＳｉＯ２を４．０乃至９．０質量％、ＴｉＯ２を０．５乃至５．０質量％、金属単体又は合金としてＭｇをＭｇ換算で０．５乃至３．０質量％、Ｓｉを１．０乃至７．０質量％、Ｍｎを０．５乃至５．０質量％、Ｎｉを２．０乃至１０．０質量％、Ｔｉを０．３乃至３．０質量％、Ｂを０．０５乃至０．２０質量％、Ｆｅを５．０乃至２０．０質量％含有すると共に、Ａｌ２Ｏ３を２．０質量％以下、Ｍｏを０．１質量％以下、Ｃｒを０．１質量％以下に規制し、更に上記以外のアーク安定剤、スラグ生成剤、粘結剤を含有し、
前記被覆剤の被覆率は、溶接棒全質量あたりの前記被覆剤の質量比で２５乃至４５質量％であることを特徴とする低水素系被覆アーク溶接棒。
【請求項２】
前記被覆剤のうち、
酸性酸化物として、前記ＳｉＯ２、前記ＴｉＯ２、前記Ａｌ２Ｏ３の総量が１２質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の低水素系被覆アーク溶接棒。
【請求項３】
溶接棒全質量あたりのＣ含有量を［Ｃ］（質量％）、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］（質量％）、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］（質量％）、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］（質量％）、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］（質量％）としたとき、Ａ＝（［Ｃ］×１０＋１．８×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／｛（１＋［Ｎｉ］）×（０．５＋［Ｔｉ］）｝にて求められるＡの値が０．３０乃至０．７０であることを特徴とする請求項１又は２に記載の低水素系被覆アーク溶接棒。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼を溶接したときの溶接金属の耐低温割れ性と高靭性を確保できる高強度鋼用低水素系被覆アーク溶接棒に関し、特に、海外で一般的に用いられている直流電源による溶接に適し、−４０℃程度までの低温破壊靭性に優れた低水素系被覆アーク溶接棒に関する。
【背景技術】
【０００２】
近時、構造物の大型化に伴い、軽量化を目的として、構造物を高張力鋼で建造する試みが進められている。また、北欧等の寒冷地域での天然資源の開発を目的とした大型海洋構造物においては、安全性の確保のために、溶接金属に対し、より低温での破壊靭性を向上させる要望が高い。
【０００３】
従来、大型海洋構造物においては、溶接部の強度と破壊靭性の両方を確保することが困難であるために、高強度鋼の適用は一部に制限され、もっぱら、４９０ＭＰａ級の低温用鋼で製造されている。このため、構造物の軽量化に必須である高張力鋼用の全面的な適用を目的として、この高張力鋼の溶接が可能な溶材の開発が強く要望されている。また、近年では、海洋構造物は主に海外で建造されており、海外では未だ溶剤として電弧棒の適用箇所が多い。海外における電弧棒の電源は、直流が殆どである。このため、直流電源に適した高張力鋼用低水素系被覆アーク溶接棒、特に低温破壊靭性に優れた低水素系被覆アーク溶接棒の開発が要望されている。
【０００４】
従来、高張力鋼用低水素系被覆アーク溶接棒として、以下の技術が開発されている。特許文献１には、低Ｎｉ鋼及び７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼等の低温割れに敏感な鋼材の溶接に使用するのに好適の低水素系被覆アーク溶接棒が記載されている。この従来技術は、特に、破壊靭性が良好である低酸素系であって、得られる溶接金属の水素量が５ｍｌ／１００ｇ以下である超低水素系被覆アーク溶接棒に関するものである。しかし、この従来技術は、ＣＴＯＤ試験の温度、即ち破壊靭性を考慮した温度が−１０℃までと高く（不十分であり）、−４０℃という極低温における破壊靭性を向上させようとするものではない。また、この従来技術は、直流電源の使用については、何ら考慮されていない。つまり、この特許文献１に記載の低水素系被覆アーク溶接棒は交流電源を使用したものであり、この低水素系被覆アーク溶接棒を直流電源を使用した溶接にそのまま適用できるものではない。
【０００５】
また、特許文献２は、高張力鋼、例えば５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼の溶接に際し、低温靭性と応力除去焼鈍後の破壊靭性の優れた溶接金属が得ることを目的として被覆アーク溶接棒に関するものである。しかし、破壊靭性試験（ＣＴＯＤ試験）の温度が−２０℃までと高く（不十分であり）、−４０℃という極低温における破壊靭性を向上させようとするものではない。また、この従来技術も、直流電源の使用については、何ら考慮されていない。
【０００６】
特許文献３は、溶接金属の良好な破壊靭性を得ることを目的として、ＨＴ６０級以上の高張力鋼及び低Ｎｉ鋼用の低水素系被覆アーク溶接棒が開示されている。しかし、特許文献３に記載の技術においては、−２０℃から−６０℃における低温衝撃値は従来技術に比して向上しているものの、低温におけるＣＴＯＤ試験は実施しておらず、その破壊靭性の良否は不明である。また、この従来技術も、直流電源の使用については、何ら考慮されていない。
【０００７】
特許文献４は、溶接金属の低温靭性を向上させることを目的として、ＨＴ６０級以上の高強度な溶接金属を得るための低水素系被覆アーク溶接棒が開示されている。しかし、特許文献４も、−４０℃でのＶノッチ衝撃試験の衝撃値は、従来の溶接棒よりも向上しているものの、低温におけるＣＴＯＤ試験は実施しておらず、その破壊靭性の良否は不明である。また、この従来技術も、直流電源の使用については、何ら考慮されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第３１５４６６１号公報
【特許文献２】特開平８−２５７７９１号公報
【特許文献３】特公平８−２９４３１号公報
【特許文献４】特許第３０２６８９９号号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述のごとく、従来技術においては、−４０℃におけるＣＴＯＤ値（破壊靭性値）の向上を図った低温破壊靭性値が優れた低水素系被覆アーク溶接棒は未だ開発されておらず、また、直流電源用の低温破壊靭性に優れた低水素系被覆アーク溶接棒は提案されていない。この直流電源を使用した際に生じる問題点の認識も、従来、全くなされていないのが実情である。
【００１０】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、低温におけるＣＴＯＤ値が優れており、良好な低温破壊靭性を示すと共に、５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼用の溶接材料として好適であり、直流用溶接材料として好適な低水素系被覆アーク溶接棒を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明に係る低水素系被覆アーク溶接棒は、
鋼心線に被覆剤が塗布されている低水素系被覆アーク溶接棒において、
前記鋼心線は、鋼心線全質量比で、Ｃを０．０５質量％超０．１０質量％以下含有すると共に、Ｐを０．０１０質量％以下、Ｓを０．０１０質量％以下、Ｎを０．００５質量％以下に規制し、
前記被覆剤は、被覆剤全質量比で、金属炭酸塩をＣＯ２換算で１５乃至２８質量％、金属弗化物をＦ換算で４乃至９質量％、ＳｉＯ２を４．０乃至９．０質量％、ＴｉＯ２を０．５乃至５．０質量％、金属単体又は合金としてＭｇをＭｇ換算で０．５乃至３．０質量％、Ｓｉを１．０乃至７．０質量％、Ｍｎを０．５乃至５．０質量％、Ｎｉを２．０乃至１０．０質量％、Ｔｉを０．３乃至３．０質量％、Ｂを０．０５乃至０．２０質量％、Ｆｅを５．０乃至２０．０質量％含有すると共に、Ａｌ２Ｏ３を２．０質量％以下、Ｍｏを０．１質量％以下、Ｃｒを０．１質量％以下に規制し、更に上記以外のアーク安定剤、スラグ生成剤、粘結剤を含有し、
前記被覆剤の被覆率は、溶接棒全質量あたりの前記被覆剤の質量比で２５乃至４５質量％であることを特徴とする。
【００１２】
この低水素系被覆アーク溶接棒において、
前記被覆剤のうち、
酸性酸化物として、前記ＳｉＯ２、前記ＴｉＯ２、前記Ａｌ２Ｏ３の総量が１２質量％以下であることが好ましい。
【００１３】
また、溶接棒全質量あたりのＣ含有量を［Ｃ］（質量％）、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］（質量％）、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］（質量％）、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］（質量％）、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］（質量％）としたとき、Ａ＝（［Ｃ］×１０＋１．８×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／｛（１＋［Ｎｉ］）×（０．５＋［Ｔｉ］）｝にて求められるＡの値が０．３０乃至０．７０であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、低水素系被覆アーク溶接棒の鋼心線及び被覆剤の組成を適切に規定することにより、５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼を対象として優れた低温破壊靭性が得られる。よって、各種鋼構造物に対する溶接継手の信頼性を著しく向上させることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の実施形態について、詳細に説明する。従来より、日本では手溶接の溶接電源は交流電源が広く普及している。それに伴い、交流電源用の溶接棒に関しては、数多く提案されてきた。一般的に、交流電源用として設計された溶接棒を直流電源にて使用すると、Ｓｉ，Ｍｎ，及びＣといった合金元素の溶接金属への歩留りが低下し、強度と靭性が低下することが分かっている。また、磁気の影響を受けやすいために、溶接作業性が劣化する。従って、交流電源用の溶接棒をそのまま直流電源用に使用できるものではない。これらの問題点を解決すべく、本発明者は、心線と被覆剤の成分のバランスを鋭意実験研究した結果、直流電源用の溶接棒として使用する鋼心線の炭素量が、被覆剤中に含まれる炭素量に比べて、溶接金属の酸素量に大きく影響することを見出した。これは従来無い知見である。即ち、本発明者等は、鋼心線Ｃを０．０５質量％超０．１０質量％以下に規定することにより、溶接金属中の酸素量が効果的に低下し、溶接作業性及び機械性能が良好になることを見出した。
【００１６】
また、５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼の溶接部において、−４０℃におけるＣＴＯＤ値（低温破壊靭性）を確保するために、種々の合金元素について検討を重ねた結果、以下に示す条件が必須となることを見出した。即ち、第１に、靭性低下元素をなるべく含まずに溶接金属の強度を確保すること、第２に、−４０℃における破壊靭性を確保するために溶接金属組織をより微細化することが必要である。
【００１７】
そこで、本願発明者等がこれらの条件を満足する溶接金属を得ることができる被覆アーク溶接棒について種々実験研究を重ねた結果、以下に示す手段が有効であることを見出した。先ず、溶接部の−４０℃におけるＣＴＯＤ値（低温破壊靭性）を確保するために、被覆剤成分に、Ｃｒを０．１０質量％以下、Ｍｏを０．１０質量％以下に規制し、Ｓｉを１．０乃至７．０質量％に規制することで、靭性の低下を防止すると共に、Ｍｎを０．５乃至５．０質量％、Ｎｉを２．０乃至１０．０質量％に規定することにより、高強度を確保する。また、Ｂを被覆剤成分に０．０５乃至０．２０質量％含有することとし、またＴｉを０．３乃至３．０質量％含有することにより、溶接金属組織を微細なアシキュラーフェライト化し、−４０℃におけるＣＴＯＤ値（破壊靭性）を高めた。
【００１８】
以下、本発明における低水素系被覆アーク溶接棒について、先ず、鋼心線中に含有される成分の添加理由及び組成限定理由について説明する。
【００１９】
「Ｃ：０．０５質量％超０．１０質量％以下」
鋼心線中のＣの含有量は、本発明における重要な要素のひとつである。直流電源用の溶接棒として使用する鋼心線の炭素量が、被覆剤中に含まれるＣ炭素量に比べて溶接金属の酸素量に大きく影響することを見出した。即ち、鋼心線中のＣ含有量が高いと、溶接金属の酸素量を低減でき、溶接金属の靭性が向上する。従来は、特許文献１乃至３に記載されているように、鋼心線の炭素含有量は低いほうが、靭性向上に好ましいと考えられており（鋼心線の質量あたり０．０５質量％以下：特許文献１乃至３参照）、炭素含有量が低い鋼心線が使用されてきたが、直流電源での溶接においては、むしろある程度の炭素を含有していることが、靭性向上に好ましいことを、本発明者等が見出した。鋼心線中のＣの含有量が鋼心線全質量あたり０．０５質量％以下であると、靭性向上の効果が小さいと共に、直流電源における脱炭作用により、溶接金属中のＣ量が低下して強度向上作用が働かない。また、Ｃが０．１０質量％を超えると、溶接金属中のＣが０．０８質量％を超えて、高炭素マルテンサイトを生成するので、溶接金属の靱性が低下する。また、溶接金属の高温割れも発生しやすくなる。従って、鋼心線中のＣ含有量は鋼心線全質量あたり０．０５質量％超０．１０質量％以下に規定する。
【００２０】
「Ｎ：０．００５質量％以下」
鋼心線中の不可避的不純物であるＮが鋼心線全質量あたり０．００５質量％を超えると、溶接金属中のＮが０．００８質量％を超えて、溶接金属の内部歪みが増加するので、靱性が低下する。従って、鋼心線全質量あたりの鋼心線中のＮは０．００５質量％以下に規制する。
【００２１】
「Ｐ：０．０１０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下」
Ｐ及びＳは溶接時に最終凝固部に偏析して溶接金属の靱性を劣化させると共に、高温割れを発生させる。このため、鋼心線のＰ及びＳは極力低いことが望ましいが、Ｐ及びＳの含有量を少なくしようとすると、鋼心線の製造コストが上昇する。このため、溶接金属の低温靱性に影響の少ない範囲として、Ｐ及びＳの含有量を夫々０．０１０質量％以下とする。
【００２２】
なお、鋼心線は通常、炭素鋼心線を使用するが、必要に応じて、Ｓｉ，Ｍｎ、Ｔｉ等の脱酸性元素並びにＮｉ、Ｃｕ、Ｎｂ及びＶ等の元素を適量添加することができる。
【００２３】
次に、被覆剤中に含有される成分の添加理由及び組成限定理由について説明する。
【００２４】
「金属炭酸塩（ＣＯ２換算）：１５乃至２８質量％」
金属炭酸塩は、溶接金属中のＮ及び水素量を低減させることができる成分である。被覆剤中の金属炭酸塩が被覆剤全質量あたりＣＯ２換算で１５質量％未満であると、ＣＯ２のシールド効果が不足して、溶接金属中のＮ量を０．００８質量％以下にすることができないので、良好な耐割れ性及び靱性を得ることができない。即ち、溶接金属の優れた耐割れ性及び靭性を得るためには、溶接金属中のＮ量を０．００８質量％以下にする必要があるが、このためには、溶接時のシール性を高める必要がある。そこで、金属炭酸塩の含有量を被覆剤全質量あたりＣＯ２換算で１５質量％以上とする。一方、被覆剤中の金属炭酸塩の含有量がＣＯ２換算で２８質量％を超えると、スラグの粘性が過度となるので、立向溶接が困難になる。従って、被覆剤全質量あたりの被覆剤中の金属炭酸塩は、ＣＯ２換算で１５乃至２８質量％とする。金属炭酸塩は炭酸カルシウム、炭酸バリウム、炭酸マグネシウム等で添加する。
【００２５】
「金属フッ化物（Ｆ換算）：４乃至９質量％」
金属フッ化物は、スラグの粘性を調整して、良好な溶接作業性を得ることができる成分である。被覆剤中の金属フッ化物がＦ換算で４質量％未満であると、スラグの粘性が高くなりすぎてビード形状が劣化する。一方、被覆剤中の金属フッ化物がＦ換算で９質量％を超えると、アークが不安定になるので望ましくない。従って、被覆剤全質量あたりの被覆剤中の金属フッ化物は、Ｆ換算値で４乃至９質量％とする。金属フッ化物はフッ化カルシウム、フッ化ナトリウム、フッ化バリウム、フッ化アルミニウム等で添加する。
【００２６】
「Ｍｇ：０．５乃至３．０質量％」
Ｍｇは溶接金属中の酸素を低減させ、前述の如く、溶接金属の靭性を高める効果が極めて大きい元素である。被覆剤中のＭｇが被覆剤全質量あたり０．５質量％未満であると、溶接金属中の酸素量を２００ｐｐｍ以下にすることが困難になるので、靱性が低下する。一方、被覆剤中のＭｇが３．０質量％を超えると、アークの拡がりが劣化して溶接が困難になる。従って、被覆剤全質量あたりの被覆剤中のＭｇは０．５乃至３．０質量％とする。Ｍｇは、金属マグネシウム、アルマグ、又はニッケルマグネシウム等で添加することができる。
【００２７】
「Ｓｉ：１．０乃至７．０質量％」
Ｓｉは脱酸性元素である。また、Ｓｉは溶接時における溶融プールと母材の濡れ性を改善し、溶接作業性を改善する作用がある。Ｓｉの含有量が１．０質量％未満では、脱酸効果が弱く、溶接金属に気孔が発生しやすくなり、溶接作業性の改善効果を得られない。一方、Ｓｉの含有量が７．０質量％を超えると、粒界に低融点酸化物を析出させて、耐割れ性及び靭性を劣化させる。従って、Ｓｉの含有量は１．０乃至７．０質量％とする。Ｓｉは、Ｆｅ−Ｓｉ等で添加する。
【００２８】
「Ｍｎ：０．５乃至５．０質量％」
Ｍｎは脱酸元素であると共に、フェライト変態温度を下げてフェライト粒を微細化し、強度及び靭性を高める元素でもある。Ｍｎの含有量が０．５質量％未満では高強度及び高靭性を得ることができない。一方、Ｍｎの含有量が５．０質量％を超えると、溶接金属がラス状組織を呈し、溶接金属の靭性をかえって劣化させる。従って、Ｍｎの含有量は０．５乃至５．０質量％とする。このＭｎは金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等で添加する。
【００２９】
「Ｎｉ：２．０乃至１０．０質量％」
Ｎｉは強度及び靭性とを高める元素である。Ｎｉの含有量が２．０質量％未満では、高靭性の溶接金属を得ることができない。一方、Ｎｉの含有量が１０．０質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなりすぎて、靭性が低下する。従って、Ｎｉの含有量は２．０乃至１０．０質量％とする。このＮｉは金属Ｎｉ、Ｎｉ−Ｍｇ、Ｆｅ−Ｎｉ等で添加する。
【００３０】
「Ｔｉ：０．３乃至３．０質量％」
Ｔｉは脱酸性元素であると共に、溶接金属の強度の向上に有効である。また、Ｔｉは微細な球状酸化物を生成して、溶接金属の組織の微細化に有効である。Ｔｉの含有量が０．３質量％未満では、十分な脱酸性及び溶接金属の強度の向上効果を発現しない。一方、Ｔｉの含有量が３．０質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ量が多くなり過ぎるため、強度及び硬度が過度に高くなり、溶接金属の靭性が低下する。従って、Ｔｉの含有量は０．３乃至３．０質量％とする。ＴｉはＦｅ−Ｔｉ及び金属Ｔｉ等で添加する。
【００３１】
「Ｂ：０．０５乃至０．２０質量％」
Ｂは粒界フェライトの抑制に有効であり、焼入れ性が強い元素である。Ｂの含有量が０．０５質量％未満では、Ｂによる粒界フェライトの抑制効果が働かず、溶接金属の金属組織が粗くなる。一方、Ｂの含有量が０．２０質量％を超えると、溶接金属が粗大なラス状組織を呈して靭性が劣化する。従って、Ｂの含有量は０．０５乃至０．２０質量％に規定する。Ｂは、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ、金属Ｂ等で添加する。
【００３２】
「Ｃｒ：０．１質量％以下」
Ｃｒは０．１質量％を越えると溶接金属の焼入れ硬化性、δフェライト相の晶出を生じ、低温じんの劣化が著しくなるのでＣｒの含有量を０．１質量％以下に規制する。金属Ｃｒ等で添加する。
【００３３】
「Ｍｏ：０．１質量％以下」
ＭｏはＣｒ同様にδフェライト相を晶出させ、低温靭性の劣化が著しくなるので、Ｍｏの含有量を０．１質量％以下に規制する。Ｍｏは金属Ｍｏ等で添加する。
【００３４】
「Ｆｅ：５．０乃至２０．０質量％」
Ｆｅは溶接作業性及び溶接効率に影響する元素である。Ｆｅの含有量が５．０質量％未満になると溶接効率が低下し、またアークがばたつき、溶接作業性が低下する。また、Ｆｅの含有量が２０．０質量％を超えると、シールド効果が低下して、溶接作業性が低下する。このため、Ｆｅ含有量は５．０乃至２０．０質量％、好ましくは５．０乃至１５．０質量％とする。ＦｅはＦｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ、又は鉄粉等で添加する。
【００３５】
「ＳｉＯ２：４．０乃至９．０質量％」
被覆剤中には、粘結剤及びスラグ造滓剤として酸性酸化物であるＳｉＯ２を添加する必要がある。被覆剤中のＳｉＯ２が被覆剤全質量あたり９．０質量％を超えると、スラグがガラス状になって、スラグの剥離性が劣化してしまう。一方、被覆剤中のＳｉＯ２が被覆剤全質量あたり４．０質量％未満であると、粘結剤としての効果を得ることができない。従って、被覆剤全質量あたりの被覆剤中のＳｉＯ２含有量は４．０乃至９．０質量％とする。
【００３６】
「ＴｉＯ２：０．５乃至５．０質量％」
被覆剤中には、スラグ造滓剤として酸性酸化物であるＴｉＯ２を添加することができる。被覆剤中のＴｉＯ２が被覆剤全質量あたり０．５質量％未満になると、溶接作業性が低下する。また、ＴｉＯ２が５．０質量％を超えると、スラグの粘性が低下して、作業性が劣化する。従って、被覆剤中にＴｉＯ２を添加する場合は、被覆剤全質量あたりのＴｉＯ２含有量は０．５乃至５．０質量％とする。
【００３７】
「Ａｌ２Ｏ３：２．０質量％以下」
被覆剤中には、スラグ造滓剤として酸性酸化物であるＡｌ２Ｏ３を添加することができる。被覆剤中のＡｌ２Ｏ３が被覆剤全質量あたり２．０質量％を超えると、スラグがガラス状になって、スラグの剥離性が劣化してしまう。従って、被覆剤中にＡｌ２Ｏ３を添加する場合は、被覆剤全質量あたりのＡｌ２Ｏ３含有量は２．０質量％以下とする。
【００３８】
「ＴｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３からなる群から選択された少なくとも１種の酸性酸化物とＳｉＯ２との総量：１２．０質量％以下」
被覆剤中には、スラグ造滓剤としてＳｉＯ２の他に、酸性酸化物であるＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等を添加することができる。被覆剤中のＳｉＯ２を含むＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等の酸性酸化物の総量が、被覆剤全質量あたり１２．０質量％を超えると、スラグの塩基度が不足して、溶接金属の酸素量を２００ｐｐｍ以下にすることが困難となるので、靱性が低下する。従って、被覆剤中にＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等の酸性酸化物を添加する場合、被覆剤全質量あたりのＴｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３からなる群から選択された１種又は２種の酸性酸化物とＳｉＯ２との総量は１２．０質量％以下とする。
【００３９】
次に，本発明における被覆アーク溶接棒の被覆剤の被覆率について説明する。
【００４０】
「被覆率：２５乃至４５質量％」
被覆アーク溶接棒の被覆率は、数式（（被覆剤の質量／溶接棒全質量）×１００）により算出される。この被覆率が２５質量％未満であると、シールド不足となり、溶接金属中のＮ含有量及び水素量が増加するので、溶接金属の靱性及び耐割れ性が低下する。一方、被覆率が４５質量％を超えると、アーク長が長くなり、アーク切れが発生する。従って、被覆アーク溶接棒の被覆率は２５乃至４５質量％とする。
【００４１】
「Ａ＝（［Ｃ］×１０＋１．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／｛（４＋［Ｎｉ］）×（０．５＋［Ｔｉ］）｝：０．３０乃至０．７０」
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎは溶接部の強度を高める元素である。また、Ｎｉは溶接部の靭性を高めると共に、破壊靭性を向上させる元素である。また、Ｔｉは溶接部組織を微細化して、靭性を向上させる元素である。そして、溶接棒全質量あたりのＣ含有量を［Ｃ］（質量％）、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］（質量％）、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］（質量％）、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］（質量％）、Ｔｉ含有量を［Ｔｉ］（質量％）とすると、これらの元素の含有量で定めたＡ値＝（［Ｃ］×１０＋１．５×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／（４＋［Ｎｉ］）×（０．５＋［Ｔｉ］）が０．３０を下回るとなると、溶接金属の強度が低下し、またＣＴＯＤ値（破壊靭性）も低下する。また、Ａ値が０．７０を上回ると、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ、Ｔｉによる強度上昇及びＮｉ含有量の相対的な不足による靭性低下により、ＣＴＯＤ値（破壊靭性）が低下する。このため、Ａ値は０．３０乃至０．７０であることが好ましい。
【００４２】
このＡ値は、強度と靭性のバランスを考慮した結果、導入したものである。Ａ値の分母は靭性を高める元素を選定し、分子には溶接部の強度を高める元素を選定して、Ａ値とＣＴＯＤ値との関係を整理した結果、極めて明瞭な相関関係が得られた。即ち、Ａ値が０．３０乃至０．７０の場合に，ＣＴＯＤ値が優れたものとなる。
【実施例１】
【００４３】
以下、本発明に係る低水素系被覆アーク溶接棒の実施例について、その比較例と比較して具体的に説明する。
【００４４】
先ず、下記表１に示す組成を有する鋼心線に種々の化学成分を有する被覆剤を塗布して被覆アーク溶接棒を作製した。なお、本実施例においては、鋼心線の直径を４ｍｍとした。各実施例及び比較例において使用した鋼心線の組成を下記表１に示す。また、本発明の実施例及び比較例の溶接棒における使用した鋼心線の種類、被覆率、被覆剤の組成及びＡ値を各表２乃至表４に示す。但し、表３及び表５において、その他の欄の成分は、ＢａＯ、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏ、Ｆｅ２Ｏ３、ＺｒＯ２等である。
【００４５】
次いで、この被覆アーク溶接棒を使用して溶接し、そのときの溶接作業性を評価すると共に、溶接金属の機械的性能を評価した。本実施例においては、溶接母材として、Ｘ開先が形成された板厚が６０ｍｍである鋼板を使用し、この鋼板を１００℃の温度で予熱した後、開先部に対して下向溶接姿勢で溶接入熱を２５ｋＪ／ｃｍとして溶接した。電源は直流電源を使用し、溶接電流１５０Ａ、アーク電圧２３〜２５Ｖの条件で溶接した。このとき、鋼板として、引張強さ６１０ＭＰａ級鋼板を使用した。
【００４６】
機械的性能は溶接金属の０．２％耐力、引張強さ、遷移温度ｖＴｒｓ及び−４０℃におけるＣＴＯＤ値（破壊靱性）により評価した。溶接金属の耐力及び引張強さは、得られた溶接金属から引張試験片を採取して、０．２％伸びに対する荷重を測定すると共に、最大引張強さを測定することにより評価した。また、ＢＳ（英国規格）５７６２に準じて−４０℃におけるＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）を測定した。
【００４７】
これらの試験結果及び評価結果を下記表６及び表７に示す。なお、溶接作業性の評価結果欄において、○は良好、△はやや不良、×は不良であることを示す。
【００４８】
【表１】
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【００４９】
【表２】
2010227968.tif 000003
【００５０】
【表３】
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【００５１】
【表４】
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【００５２】
【表５】
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【００５３】
【表６】
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【００５４】
【表７】
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【００５５】
上記表２乃至表７に示すように、実施例Ｅ１乃至Ｅ２６は鋼心線及び被覆剤中の化学成分、被覆率が本発明の範囲内であるので、溶接作業性が優れていると共に、溶接金属中の水素量及び酸素量が十分に低減されているので、強度及び破壊靱性が優れたものとなった。また、−４０℃におけるＣＴＯＤ値も０．２８ｍｍ以上と十分に高いものであった。
【００５６】
これに対し、比較例Ｔ１は被覆率が本発明範囲の下限未満であり、強度が不足したのでＣＴＯＤ試験を中止した。比較例Ｔ２は被覆率が本発明範囲の上限以上であり、溶接作業性が低下したので試験を中止した。比較例Ｔ３は被覆剤中の金属炭酸塩が本発明の規定範囲以下であり、溶接金属の酸素量が増加して破壊靭性が低下した。比較例Ｔ４は被覆剤中の金属炭酸塩が本発明の規定範囲の上限を超え、ビード形状が凸状になった。
【００５７】
比較例Ｔ５は被覆剤中のフッ化物が本発明の規定範囲の下限未満であり、ビード形状が凸状になった。比較例Ｔ６は被覆剤中のフッ化物が本発明の規定範囲の上限を超えるので、アークが不安定となり、溶接作業性が劣化した。
【００５８】
比較例Ｔ７は被覆剤中のＭｇが本発明の規定範囲の下限未満であり、溶接金属の酸素量が高くなり、良好な破壊靭性が得られなかった。比較例Ｔ８は被覆剤中のＭｇが本発明の規定範囲の上限を超えるため、アークが強く、溶接作業性が劣化した。
【００５９】
比較例Ｔ９，Ｔ１１，Ｔ１３，Ｔ１５は夫々被覆剤中のＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｔｉが本発明の規定範囲の下限未満であり、引張強さが不足した。比較例Ｔ１０，Ｔ１２，Ｔ１４，Ｔ１６は夫々被覆剤中のＳｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｔｉが本発明の規定範囲の上限を超えるため、引張強さが増すと共に、破壊靭性が劣化した。
【００６０】
比較例Ｔ１７及びＴ１８は溶接金属中のＢが本発明の規定範囲の夫々下限未満及び上限以上であり、組織微細化効果が発揮されず、破壊靭性が劣化した。比較例Ｔ１９及びＴ２１は夫々被覆剤中のＳｉＯ２及びＴｉＯ２が本発明の規定範囲の下限未満であり、スラグ量が少なく、溶接作業性が悪い。また、比較例Ｔ２０及びＴ２３は、夫々被覆剤中のＳｉＯ２及びＡｌ２Ｏ３が本発明の規定範囲の上限を超えるため、スラグの剥離性が悪くなり、溶接作業性が劣化した。また、比較例Ｔ２２は被覆剤中のＴｉＯ２が本発明の規定範囲の上限を超えるため、ビード形状が凸状となって、溶接作業性が劣化した。比較例Ｔ２４は被覆剤中の酸性酸化物の合計量が本発明の規定範囲の上限を超えるため、溶接金属中の酸素量が増加して、破壊靭性が劣化した。
【００６１】
比較例Ｔ２４及びＴ２５は夫々被覆剤中のＣｒ及びＭｏが上限を超えるため、低温靭性及び破壊靭性が低かった。比較例Ｔ２６は鋼心線中のＣが本発明範囲の下限以下であり、引張強さが不足すると共に、溶接金属の酸素量が増加したため、ＣＴＯＤ試験を中止した。また、比較例Ｔ２７乃至Ｔ３０は夫々鋼心線中のＣ，Ｐ，Ｓ，Ｎが本発明範囲の上限を超えるため、低温靭性及び破壊靭性が劣化した。上述の比較例Ｔ１乃至Ｔ３０は、−４０℃におけるＣＴＯＤ値が最大でも０．１４ｍｍであり、本発明の−４０℃におけるＣＴＯＤ値よりも極めて低いものであった。