(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｏ：０．６〜１．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％を含有するＨＴ５９０級耐火鋼を溶接するためのサブマージアーク溶接方法であって、下記式（１）、（２）、（３）および（４）を満足するサブマージアーク溶接用フラックスと、おなじく下記式（２）、（３）および（４）を満足し、且つ、Ｃ：０．０１〜０．１３％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるサブマージアーク溶接用ワイヤとを組み合わせて行うことを特徴とするサブマージアーク溶接方法。
0003702124.tif 000010
［Ｍｏ］C ≧０．３２                                   （２）
ここで、［Ｍｏ］C ＝αW ［Ｍｏ］W ＋αP ［Ｍｏ］P ＋αF （Ｍｏ）F
［Ｂ］Ｃ≦０．００１０                                 （３）
ここで、［Ｂ］C ＝αW ［Ｂ］W ＋αP ［Ｂ］P ＋αF （Ｂ2 Ｏ3 ）F 、
０．３７≦Ｃｅｑ≦０．４９                           （４）
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋（Ｍｏ＋Ｎｂ）／５＋５Ｂ
但し、（１）式でＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、ＣａＦ2 、ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3、ＴｉＯ2 ：それぞれフラックス中のＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、ＣａＦ2 、ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＴｉＯ2 の含有量（重量％）、
（２）、（３）式で［Ｍｏ］W ：ワイヤ中のＭｏ含有量（重量％）、［Ｍｏ］P ：母材中のＭｏ含有量（重量％）、（Ｍｏ）F ：フラックス中のＭｏ含有量（重量％）、［Ｂ］w ：ワイヤ中 のＢ含有量（重量％）、［Ｂ］p ：母材中のＢ 含有量（重量％）、（Ｂ2 Ｏ3 ）F ：フラックス中のＢ2 Ｏ3 含有量（重量％）αw ：ワイヤ中 のＭｏおよびＢの溶接金属中への移行率，αp ：母材中のＭ ｏおよびＢの溶接金属中への移行率、αF ：フラックス中のＭｏおよびＢの溶接金属への移行率であり、板厚１９〜２８ｍｍはαw ＝０．３７、αp ＝０．４３、αF ＝０．２０，板厚２８超〜４０ｍｍはαw＝０．４２、αp＝０．４８、αF ＝０．１０、板厚４０超〜５５ｍｍはαw ＝０．４５、αp ＝０．５０、αF＝０．０５、
（４）式でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、ＮｂおよびＢはそれぞれ溶接金属中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、ＮｂおよびＢの含有量（重量％）。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は建築や橋梁分野において各種構造物に用いる耐火性に優れるＨＴ５９０級鋼板（以下、ＨＴ５９０級耐火鋼という）のサブマージアーク溶接方法に係わり、詳しくは耐火鋼を用いたボックス柱の角継手溶接に於いて溶接入熱１０〜５０ｋＪ／ｍｍで１層溶接した場合、６００℃での耐力及び高温伸びに優れかつ良好な靭性を得るサブマージアーク溶接方法に関わる。
【０００２】
【従来の技術】
従来、耐火鋼としては常温強度が４００〜５２０Ｎ／ｍｍ2 のＨＴ４００級、ＨＴ４９０級、ＨＴ５２０級耐火鋼および耐候性耐火鋼が実用化され、それに用いる各種溶接材料が実用化されている。サブマージアーク溶接としては、例えば特公平５−０２５５９８号に耐火鋼用のサブマージアーク溶接ワイヤとフラックスが提案されており、溶接金属において高温耐力と適正な常温強度および良好な靭性を得ている。また、特開平３−１７４９７８では６００℃での高温耐力や常温での耐候性などの特性を損なわずに靭性および高温延性に優れ、クリープ破断寿命を向上させた耐火鋼及び耐候性耐火鋼用のサブマージアーク溶接方法が提案されている。
【０００３】
また、本発明者等は特願平８−５８２４６号において新規鋼板成分としてＡｌ−Ｂ系耐火鋼とＭｏ−Ｎｂ系耐火鋼に共用できるサブマージアーク溶接法として、適正塩基度のフラックスを用い、フラックス、ワイヤおよび鋼板から溶接金属中に移行するＭｏ、Ｂ量および溶接金属の炭素量等を適正化し、高温耐力と伸びを確保し、かつ、引張強度と靭性を適正に保つサブマージアーク溶接方法を提案した。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特公平５−０２５５９８号で提案された耐火鋼用のサブマージアーク溶接ワイヤとフラックスを用いたサブマージアーク溶接方法は、高温特性として高温での耐力には着目しているが高温での伸びには充分考慮していない。
【０００５】
また、特開平３−１７４９７８号では高温での耐力に加え伸びも考慮した耐火鋼及び耐候性耐火鋼用のサブマージアーク溶接方法が提案されている。この場合の耐火鋼はＭｏあるいはＮｂとの複合添加した４００〜５２０Ｎ／ｍｍ2 級耐火鋼であり、耐候性耐火鋼ではさらにＮｉ、Ｃｕを添加したものであった。これに対する溶接材料はＢとＴｉを制限し良好な性能を得たものである。
【０００６】
更に、特願平８−５８２４６号ではＭｏおよびＮｂを低減し、ＡｌとＢを増加しボロン処理された鋼板に対応する溶接材料として本発明者らは、溶接材料のＭｏ量と溶接金属のＣｅｑ、フラックスの塩基度を特定して良好な高温伸びと靭性を得たものであるが、これはＨＴ４００〜ＨＴ５２０級耐火鋼用であり、常温強度としては最大６６０Ｎ／ｍｍ2 程度でありそれ以上の強度は考慮していない。しかしながらその後、さらに強度の高い耐火鋼としてＭｏあるいはＭｏおよびＮｂを含有したＨＴ５９０Ｎ／ｍｍ2 の耐火鋼が開発され、この大入熱１層サブマージアーク溶接方法においては、特開平３−１７４９７８号に開示された溶接材料ではボックス柱の角溶接のような母材希釈率の大きい溶接においては、必ずしも良好な高温引張特性が得られない。
【０００７】
また、特願平８−５８２４６号に提案した溶接材料はボックス柱の角溶接のような母材希釈率の大きい溶接においては、ＨＴ５９０Ｎ／ｍｍ2 の様な高強度の溶接金属では、必ずしも良好な特性が得られない。即ち、大入熱１層サブマージアーク溶接方法においては母材希釈率は４０〜６０％程度大きく母材から溶接金属中に移行する金属成分のうちＭｏ、Ｍｎ、Ｓｉなど高温耐力、常温強度、高温伸びおよび靭性に影響する元素が適正値から外れるためすべての特性を満足することが困難であった。
【０００８】
従って、今回新たに開発されたＨＴ５９０Ｎ／ｍｍ2 の耐火鋼に用いるボックス柱角継手のような大入熱１層サブマージアーク溶接材料の開発および溶接方法の開発が急務となった。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するものであって、Ｍｏ：０．６〜１．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％を含有するＨＴ５９０級耐火鋼を溶接するためのサブマージアーク溶接方法であって、下記式（１）、（２）、（３）および（４）を満足するサブマージアーク溶接用フラックスと、おなじく下記式（２）、（３）および（４）を満足し、且つ、Ｃ：０．０１〜０．１３％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるサブマージアーク溶接用ワイヤとを組み合わせて行うことを特徴とするサブマージアーク溶接方法。
【００１０】
0003702124.tif 000002
【００１１】
［Ｍｏ］C ≧０．３２                                   （２）
ここで、［Ｍｏ］C ＝αW ［Ｍｏ］Ｗ＋αP ［Ｍｏ］Ｐ＋αF （Ｍｏ）F
【００１２】
［Ｂ］Ｃ≦０．００１０                                 （３）
ここで、［Ｂ］C ＝αW ［Ｂ］Ｗ＋αP ［Ｂ］Ｐ＋αF （Ｂ2 Ｏ3 ）F 、
【００１３】
０．３７≦Ｃｅｑ≦０．４９                           （４）
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋（Ｍｏ＋Ｎｂ）／５＋５Ｂ
【００１４】
但し、（１）式でＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、ＣａＦ2 、ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3、ＴｉＯ2 ：それぞれフラックス中のＣａＯ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、ＣａＦ2 、ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＴｉＯ2 の含有量（重量％）、
（２）、（３）式で［Ｍｏ］W ：ワイヤ中のＭｏ含有量（重量％）、［Ｍｏ］P ：母材中のＭｏ含有量（重量％）、（Ｍｏ）F ：フラックス中のＭｏ含有量（重量％）、［Ｂ］w ：ワイヤ中 のＢ含有量（重量％）、［Ｂ］p ：母材中のＢ 含有量（重量％）、（Ｂ2 Ｏ3 ）F ：フラックス中のＢ2 Ｏ3 含有量（重量％）αw ：ワイヤ中 のＭｏおよびＢの溶接金属中への移行率，αp ：母材中のＭ ｏおよびＢの溶接金属中への移行率、αF ：フラックス中のＭｏおよびＢの溶接金属への移行率であり、板厚１９〜２８ｍｍはαw ＝０．３７、αp ＝０．４３、αF ＝０．２０，板厚２８超〜４０ｍｍはαw＝０．４２、αp＝０．４８、αF ＝０．１０、板厚４０超〜５５ｍｍはαw ＝０．４５、αp ＝０．５０、αF＝０．０５、
（４）式でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、ＮｂおよびＢはそれぞれ溶接金属中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、ＮｂおよびＢの含有量（重量％）。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記目的を達成するため種々検討し、適正組成のワイヤおよびフラックスを用い、フラックス、ワイヤおよび鋼板から溶接金属中に移行するＢ量を規制するとともに溶接金属の炭素等量を適正にして高温伸びを確保し、かつ、ワイヤ成分およびフラックス塩基度の適正化により引張強度と靭性を良好に保つ溶接方法を見出したのである。
【００１６】
まず、本発明が対象とする被溶接材の鋼材であるが、Ｍｏ：０．６〜１．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％を含有することにより、従来から一般に用いられてきた耐火鋼より強度を向上させたＨＴ５９０級耐火鋼である。この鋼材の全体の成分を上記Ｍｏ、Ｎｂも含めて記載すると、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．２５〜０．３５％、Ｍｎ：１．２〜１．７％、Ｍｏ：０．６〜１．２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｖ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものが一般的である。
【００１７】
以前のＨＴ４９０〜ＨＴ５２０級の耐火鋼の溶接では溶接金属の６００℃での耐力を得るため、溶接金属中のＭｏ量の尺度を表す特定式でその値を規定することを提案した。本発明が対象とするＨＴ５９０耐火鋼で考えた場合、通常耐力の規格値４４０Ｎ／ｍｍ2 の７０％を６００℃で保証するとすれば、耐力の規格値は３０８Ｎ／ｍｍ2 以上となる。この耐力を得るためには図１のグラフに示す如く溶接金属中のＭｏ量の尺度を示す鋼板、ワイヤおよびフラックスの特定式による［Ｍｏ］c 値を０．３３以上とすることが必要である。
【００１８】
次に、以前のＨＴ４９０〜ＨＴ５２０の耐火鋼の溶接では溶接金属のミクロ組織において適度の初析フェライトを残すことを提案した。即ち、初析フェライトは６００℃での引張試験における伸びを１８％以上確保するためには残すことが必要であり、一方、良好な靭性を確保するためにはできるだけ仰制することが必要であるので、両立させるためにフラッククス、ワイヤおよび鋼板から溶接金属に移行するＢ量の特定式を規定し、さらにＣｅｑとの関連式で適正範囲を規定した。溶接金属の常温強度は４９０〜６６０Ｎ／ｍｍ2 であるので溶接金属に初析フェライトを残すことが比較的容易に出来る。
【００１９】
しかしながら、本発明が対象とするＨＴ５９０耐火鋼においては鋼板に０.６ 〜１.２％のＭｏが添加されており、この鋼板をボックス柱の角溶接のような大 入熱一層溶接を行えば母材希釈率は４５％程度となり、母材からの希釈だけで０.２７〜０.５７と最大０.６％程度のＭｏが溶接金属へ移行する。溶接金属のＭ ｏが増加するとミクロ組織において粒界の初析フェライトが減少し、０.６％の Ｍｏでは極微の生成になる。このようなＭｏが多量に母材から溶接金属中に移行し初析フェライトが減少しやすい溶接ではＢ量を厳しく仰制するか、さらに溶接金属を高酸素として変態温度を高くして初析フェライトが成長しやすい組成にする必要がある。
【００２０】
ＨＴ５９０鋼の溶接では溶接金属のＢ量はフラックス、ワイヤ、鋼板の不純物から不可避的に入る以外は添加せず、かつ、フラックスでは塩基度を低く設定する。さらに、強度が過大とならないようにＣｅｑは適正範囲に規制することが必要である。
【００２１】
Ｂは鋼板およびワイヤには０.０００６％程度以下、ボンドフラックスでは通常使用するマグネシアクリンカーからＢ2 Ｏ3 として０.０３％程度以下がフラ ックスに不可避的に含まれる。溶接金属にＢは意図的に添加せず、さらに溶接金属に移行するＢ量の尺度として特定式の［Ｂ］c 値を用いて０.００１０以下に 規定する。
【００２２】
さらに、溶接金属に酸素を供給する尺度としてＢｎ＝（０.１０８ＣａＯ＋０.０６８ＭｎＯ＋０.１００ＭｇＯ＋０.０７８ＣａＦ2 ）／（０．１０５ＳｉＯ2＋０.００２Ａｌ2 Ｏ3 ＋０.０８０ＴｉＯ2 ）で表される塩基度を０.５５≦Ｂ ｎ≦１.４０とする。それに加えて常温の強度を５９０Ｎ／ｍｍ2 以上を確保す るためにはＣｅｑを０.３７％以上に規制する。
【００２３】
さらに本発明を詳細に説明する。
本発明者らは、まず耐火鋼の溶接金属において［Ｍｏ］C 量と６００℃の耐力（以下、ＹＰ６００と言う）との関係を求めた。［Ｍｏ］c 量が大きくなるに従ってＹＰ６００が大きくなることがわかる。［Ｍｏ］c は溶接金属中のＭｏ量の尺度を示すもので、以前のＨＴ４００〜ＨＴ５２０級耐火鋼では本発明者等は［Ｍｏ］c として［Ｍｏ］c =４３［Ｍｏ］w ＋５５［Ｍｏ］p +１８（Ｍｏ)F なる計算値を用いＹＰ６００≧２３５Ｎ／ｍｍ2 を確保するために［Ｍｏ］c ≧８.５とすることを提案した。
【００２４】
本発明が対象するＨＴ５９０級耐火鋼においてはＳＭ５９０鋼の規格ＹＰ≧４４０Ｎ／ｍｍ2 に対し耐火鋼としてはＹＰ６００≧３０８（＝４４０×０.７） Ｎ／ｍｍ2 が必要である。ここでその尺度として上記式に変え板厚によって差のある母材希釈率を考量した［Ｍｏ］c 、即ち、特定式［Ｍｏ］c =αw ［Ｍｏ］w＋αp［Ｍｏ］p ＋αF （Ｍｏ）F を得た。目標値を達成するためには［Ｍｏ］cが０.３３以上が必要である。
ここで、［Ｍｏ］W ：ワイヤ中のＭｏ含有量（重量％）、［Ｍｏ］P ：母材中のＭｏ含有量（重量％）、（Ｍｏ）F ：フラックス中のＭｏ含有量（重量％）であり、αw：ワイヤ中 のＭｏの溶接金属中への移行率、αp：母材中のＭｏの溶 接金属中への移行率、αF ：フラックス中のＭｏの溶接金属への移行率であり、板厚１９〜２８ｍｍはαw ＝０．３７、αp ＝０．４３、αF ＝０．２０、板厚２８超〜４０ｍｍはαw ＝０．４２、αp ＝０．４８、αF ＝０．１０、板厚４０超〜５５ｍｍはαw ＝０．４５、αp ＝０．５０、αF ＝０．０５である。
【００２５】
次に、６００℃の引張試験の伸びを確保するための尺度としてＨＴ４００〜ＨＴ５２０級耐火鋼では本発明者等はまず溶接金属中のＢ量の尺度として［Ｂ］c＝４３００［Ｂ］w ＋５５００［Ｂ］p ＋１２０（Ｂ2 Ｏ3 ）F を提案したがＨＴ５９０鋼では上記式に換え板厚によって差のある母材希釈率を考慮した［Ｂ］c 、即ち、［Ｂ］c ＝αw ［Ｂ］w ＋αp［Ｂ］p ＋αF （Ｂ2 Ｏ3 ）F  を用い、［Ｂ］c ≦０.００１０が必要であることを見出した。［Ｂ］w ：ワイヤ中のＢ含有量（重量％）、［Ｂ］p ：母材中のＢ含有量（重量％）、（Ｂ2 Ｏ3 ）F：フラックス中のＢ2 Ｏ3 含有量（重量％）、αw ：ワイヤ中 のＢの溶接金属中への移行率、αp ：母材中のＢの溶接金属中への移行率、αF ：フラックス中のＢの溶接金属への移行率であり、板厚１９〜２８ｍｍはαw ＝０．３７、αp＝０．４３、αF ＝０．２０、板厚２８超〜４０ｍｍはαw ＝０．４２、αp ＝０．４８、αF ＝０．１０、板厚４０超〜５５ｍｍはαw ＝０．４５、αp ＝０．５０、αF ＝０．０５である。
【００２６】
さらに、６００℃の引張試験の伸びを確保するため粒界の初析フェライトが生成するためにはフラックスの塩基度を小さくすることが必要である。フラックスの塩基度は溶接金属中への酸素量の尺度である。即ち、塩基度が小さくなるほど溶接金属中の酸素量が増加し、粒界の初析フェライトが生成して６００℃の引張試験の伸びが向上する。いま塩基度としてＢｎ＝（０.１０８ＣａＯ＋０.０６８ＭｎＯ＋０.１００ＭｇＯ＋０.０７８ＣａＦ2 ）／（０.１０５ＳｉＯ2 ＋０.００２Ａｌ2 Ｏ3 ＋０.０８０ＴｉＯ2 ）を用いるとして、６００℃の引張試験で 良好な伸びを確保するためにはＢｎ≦１.４０が必要である。一方、Ｂｎが０.５５未満となると靭性が劣化する。即ち、０.５５≦Ｂｎ≦１.４０となる。
【００２７】
また、常温での引張強度（以下ＴＳRTと言う）を適正範囲に保つには焼き入れの尺度の制限が必要である。即ち、Ｃｅｑ≦０.４９％であることが必要である。また、５９０Ｎ／ｍｍ2 以上にするにはＣｅｑ≧０.３７％である。即ち、 ０.３７≦Ｃｅｑ≦０.４９％である。
【００２８】
以下に本発明で使用するサブマージアーク溶接用ワイヤの成分について説明する。
Ｃは常温強度の確保ならびにＭｏ、Ｎｂの添加効果を発揮させるために必要であり０．０１％が下限である。また、０．１３％を越えると高温割れ感受性が増加するとともに靭性が劣化する。
【００２９】
Ｓｉは脱酸元素として０．００５％以上の添加が必要であるが０．１５％を越えると溶接金属の靭性を劣化させる。
Ｍｎは強度および靭性を確保するために不可欠であり１．２％以上の添加が必要であるが、２．２％を越えると、高温割れ感受性が増加するとともに靭性が劣化する。
【００３０】
ＭｏおよびＮｂは十分な高温耐力を確保するために必要であるが、フラックスからも添加が可能であるから特に下限は規定しない。一方、Ｍｏ、Ｎｂが過多になると、常温強度が高くなりすぎ靭性が劣化するので、添加量はＭｏは０．６０％以下、Ｎｂは０．０５％以下にする必要がある。
【００３１】
Ｖは常温強度の確保に必要であるが、ワイヤとしては０．０２％を越えると靭性が劣化する。
Ｔｉは脱酸元素であり、且つ、靭性確保に重要な元素であり０.００１％以上の添加が望ましいが、過剰に添加すると溶接金属の高温伸びを劣化させるので０.０３％以下にする必要がある。
【００３２】
Ｂは６００℃の高温引張の伸びの確保に重要であり、意図的に添加せず０.０ ００５％以下と不純物から不可避的に入る量に規制する必要がある。
また、本発明ワイヤには以上規定した成分以外としては、Ｎｉを１％以下、Ｃｒを０.５％以下、Ｃｕをメッキも含め０.５％以下、Ｐを０.０２５％以下、Ｓ を０.０１５％以下を許容できる。その他残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００３３】
【実施例】
以下実施例により、本発明の効果をさらに具体的に示す。
鋼板は表１に示すＰ１〜Ｐ４の４種類、ワイヤは表２に示すＷ１〜Ｗ３の３種類の組成のものを用いた。フラックスは表３のＦ１〜Ｆ６の６種類のボンドフラックスを作製した。このうちＦ１〜Ｆ４は本発明例のフラックス、Ｆ５、Ｆ６は本発明の効果を明確にするための比較例のフラックスである。
【００３４】
【表１】
0003702124.tif 000003
【００３５】
【表２】
0003702124.tif 000004
【００３６】
【表３】
0003702124.tif 000005
【００３７】
図２に示す（ａ）の開先形状はＹ型開先、（ｂ）はレ型開先であって、（ａ）の開先形状のθ1 は開先角度３５゜、Ｔ1 は板厚４０ｍｍ又は４５ｍｍ、ｒ1 はルートフェース２ｍｍ、ｔ1 は裏当金２５ｍｍである。また、（ｂ）の開先形状のθ2 は開先角度４０゜、Ｔ2 は板厚２５ｍｍ、ｒ2 はルートフェース２ｍｍ、ｔ2 は裏当金２５ｍｍである。以上の３種類の試験体を用い、表４に示す溶接条件Ｃ１〜Ｃ３の条件で、予熱を行わずに２電極によるサブマージアーク溶接を実施した。
【００３８】
【表４】
0003702124.tif 000006
【００３９】
溶接終了後、板表面１０ｍｍ下の溶接部よりＪＩＳ  Ａ１号引張試験片を１個、ＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー試験片を３個、高温引張試験片（６ｍｍ径）１個および分析試料ををそれぞれ採取して供試した。その結果を表５、表６および表７に示す。表６の中で記号１〜１２は本発明の実施例、記号１３〜２１は本発明の効果を明確にするための比較例である。これらの結果、本発明の実施例１〜１２はＴＳRT、ＹＰ600、Ｅｌ600およびｖＥ-5℃のいずれも良好な値を示し問題はなかった。
【００４０】
【表５】
0003702124.tif 000007
【００４１】
【表６】
0003702124.tif 000008
【００４２】
【表７】
0003702124.tif 000009
【００４３】
比較例のうち１３は式（１）の値の下限を割ったため靭性が劣化した。また比較例のうち１４は式（１）の値の上限を超えたためＥｌ600が劣化した。また比 較例のうち１５は（３）値の上限を越えたためＥｌ600が劣化し、式（２）の値 の下限を割ったためＹＰ600が劣化した。
【００４４】
比較例のうち１６は式（４）の値の下限を割ったため強度不足及び（２）値の下限を割ったためＹＰ600が劣化した。また比較例のうち１７は式（２）の値が 下限を割ったためＹＰ600が劣化した。また比較例のうち１８は式（２）の値が 下限を割ったためＹＰ600が劣化した。
【００４５】
比較例のうち１９は式（３）の値が上限を越えたためＥｌ600が劣化した。ま た比較例のうち２０は式（３）の値が上限を越えたためＥｌ600が劣化した。ま た比較例のうち２１は式（４）の値の上限を越えたためＴＳRTが過大となった。
【００４６】
【発明の効果】
以上説明したごとく本発明を用いれば、実施例にも示した通りＨＴ５９０級耐火鋼のサブマージアーク溶接方法において、溶接入熱１０〜４０ｋＪ／ｍｍで一層溶接した場合、６００℃での耐力および高温伸びに優れ、且つ、靭性も良好な溶接部が得られ、大型構造物の溶接に貢献するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接金属の［Ｍｏ］cと６００℃の耐力（ＹＰ600）との関係を示したグラフ
【図２】（ａ）、（ｂ）はそれぞれ実施例で用いた溶接試験板の開先形状を示す断面図
【図１】
0003702124.tif 000011
【図２】
0003702124.tif 000012