(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、ＳｉＯ2 ：１２〜２５％、ＭｇＯ：６〜２０％、ＣａＯ：５〜１３％、ＣａＦ2 ：１〜６％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１７〜２５％、ＴｉＯ2 ：３〜１５％、Ｆｅ：１１〜２３％、Ｂ2 Ｏ3 ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜５．０％からなるフラックスと、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜１．２％、Ｍｎ：１．１６〜２．３％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含有し、Ｎ：０．００６％以下で残部がＦｅおよび不可避不純物からなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項２】
ワイヤに、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．５％以下の１種または２種以上をＣｒ＋５Ｎｂ＋Ｖで０．１２〜１．０％含有することを特徴とする請求項１記載の大入熱サブマージアーク溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の大入熱サブマージアーク溶接方法に係り、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの各種溶接鋼構造物を建造する際に、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、さらに良好な靭性を有する溶接金属を得ることができる大入熱サブマージアーク溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築構造物は、地震時の構造物の脆性破壊を防止する観点から、特に溶接金属の高靭性化の社会的要請が極めて大きい。一方、建築構造物の大型化に伴い、板厚の厚いボックス柱が製造されているが、大入熱の１パス溶接による施工法が能率面から優位であり、大入熱１パス溶接における溶接金属の高靱性化が求められている。
【０００３】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接は、板厚５０ｍｍを越える１パス溶接の場合、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上と大きい。このため溶接金属の冷却速度が遅く、冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から粗大な初析フェライト（α）が生成しやすく、十分な溶接金属の靭性が得られ難い。
【０００４】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接の高靱性化については、溶接材料の成分組成を規定した技術として、例えば、特開平１１−１７００８５号公報があるが、溶接金属の組織粒径、粒内組織および粒界組織を積極的にコントロールするものではなく、十分な溶接金属の靭性を得るのは難しい。
【０００５】
この他の方法として、溶接金属にＴｉを添加することによりＴｉ酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭化させる方法が知られている。しかしながら、大入熱サブマージアーク溶接では、一般のアーク溶接に比べて、溶融プールが長時間維持されるので、溶接金属中にＴｉを相当量添加しても、Ｔｉ酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまう部分が多い。このためアシキュラーフェライトの有効な核生成サイトとして十分に機能せず、この方法のみでは溶接金属の充分な靭性を確保することが困難である。
【０００６】
特開２００２−２８３０９５号公報では、溶接金属の靭性を向上させるために、サブマージアーク溶接用ワイヤに多量の合金元素を添加している。特に、フェライトマトリックスの靭性を向上させる効果があるといわれるＮｉを添加しているが、これではワイヤの引張強度および硬さが過剰に高くなり、溶接時にワイヤ送給性が劣化し、健全な溶込み形状および良好なビード外観が得られない。
【０００７】
特開２０００−８４６７２号公報では、板厚６０ｍｍ程度の鋼板を１パスでサブマージアーク溶接を行う際に、鋼板の開先底部の間隔を広げ開先内に鉄または鉄合金の粉末を散布し溶接を行っている。これでは鋼板の組立において開先精度が重要となるため施工に時間がかかり、また開先精度が劣っている場合や開先内に散布する鉄または鉄合金の散布量が均一でない場合、安定した溶込み形状が得られず、健全な溶接金属は得られない。
【０００８】
また、特許第２９４７７３１号公報では、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を大入熱サブマージアーク溶接する際に、健全な溶込み形状を得るために先行極（１電極目）のワイヤ径を調整し、改善を図っている。しかし、この溶接方法は溶込み形状については改善が図られているが、一般的な成分を有するサブマージアーク溶接用フラックスおよび溶接ワイヤを用いている。したがって、板厚５０ｍｍを超える鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接においては、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上と大きくなるため溶接金属の焼入れ性が足りなくなり、粗大な初析フェライトが生成し、溶接金属靭性を著しく劣化させてしまう。
【０００９】
【引用文献】
（ａ）特許文献１（特開平１１−１７００８５号公報）
（ｂ）特許文献２（特開２００２−２８３０９５号公報）
（ｃ）特許文献３（特開２０００−８４６７２号公報）
（ｄ）特許文献４（特許第２９４７７３１号公報）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼を溶接入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接した場合においても、溶接金属の靭性が優れ、溶接欠陥の無い健全な溶込み形状とビード外観が得られる大入熱サブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、ＳｉＯ2 ：１２〜２５％、ＭｇＯ：６〜２０％、ＣａＯ：５〜１３％、ＣａＦ2 ：１〜６％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１７〜２５％、ＴｉＯ2 ：３〜１５％、Ｆｅ：１１〜２３％、Ｂ2 Ｏ3 ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：１．０〜５．０％、Ｎｉ：１．０〜５．０％からなるフラックスと、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜１．２％、Ｍｎ：１．１６〜２．３％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含有し、Ｎ：０．００６％以下で残部がＦｅおよび不可避不純物からなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする大入熱サブマージアーク溶接方法。
（２）ワイヤに、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．５％以下の１種または２種以上をＣｒ＋５Ｎｂ＋Ｖで０．１２〜１．０％含有することを特徴とする（１）記載の大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の技術思想について、溶接金属組織の点から説明する。
図１に従来技術における溶接金属組織（ａ）、（ｂ）と本発明における溶接金属組織（ｃ）、（ｄ）を模式的に示す。ここにおいて（ｂ）図と（ｄ）図はそれぞれ（ａ）図と（ｃ）図の一部分を拡大した関係にある。
【００１３】
一般に溶接金属の組織は、溶接（溶融）、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態して最終組織が形成される。従来、４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接においては、凝固後の高い温度域でδフェライト相からオーステナイト相へ変態するため、図１（ａ）に示すようにオーステナイト粒界５の成長によりその粒径が粗大化していた。図中６は粗大なベイナイトあるいはアシキュラーフェライトである。さらに図１（ｂ）に示すようにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒界５の周囲に靱性に有害な粗大な初析（粒界）フェライト４、オーステナイト粒内に粗粒なベイナイト７や有害な粗大で硬くて脆い粗粒なセメンタイト９が生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。
【００１４】
そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接金属成分組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。その結果、溶接（溶融）、凝固後のδフェライト相を低温領域まで熱力学的に安定させる元素としてＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、ＮｂおよびＶが有効であり、これらの元素を溶接金属に含有させると同時にオーステナイトを安定化させる元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ）を低減させることとした。これにより、溶接金属凝固後、比較的低温の領域までδフェライト相を維持し、オーステナイト相への変態を低温領域で行わせることで、図１（ｃ）のように、大入熱のサブマージアーク溶接における溶接金属中のオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、溶接金属組織を微細化できることを見出した。図中１０は細粒なベイナイトあるいはアシキュラーフェライトである。
【００１５】
また、オーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、図１（ｄ）に示すようにオーステナイト粒内に細粒なベイナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に細粒なセメンタイト１３として微細分散させることができる。これにより上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時における破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。このようにオーステナイト粒内に細粒なベイナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させるためには、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、ＮｂおよびＶの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを見出した。またＴｉの添加により、アシキュラーフェライト生成の核となる微細なＴｉ酸化物１２を多数分散させ、アシキュラーフェライトを微細化できることも判明した。
【００１６】
また、上記の結晶粒の微細化および粒内組織の細粒なベイナイト１１またはアシキュラーフェライト８組織の生成を利用した細粒なセメンタイト１３の微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著にするのに、Ｂの添加が効果的である。すなわちＢのオーステナイト粒界５への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴ってオーステナイト粒界５での粗大な初析（粒界）フェライト４の生成を抑制する方法が有効であることが判った。
【００１７】
さらに、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するＣを抑制したり、粗粒なセメンタイト９の生成を抑制する作用を有するＳｉを適量添加することが有効である。これによりオーステナイト相から各種フェライト相への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靱性に有害な粗大で硬くて脆い粗粒なセメンタイト９の生成を低減し、溶接金属の靱性をより向上させることができることを明らかにした。
【００１８】
なお、本発明によれば、図１の（ｃ）、（ｄ）に示すように溶接金属組織の結晶粒が微細であり、粒内組織が細粒なベイナイト１１またはアシキュラーフェライト８主体組織で細粒なセメンタイト１３が微細分散されているとともに、初析（粒界）フェライト４が少なく靱性に優れた組織が得られる。
【００１９】
本発明は、以上の知見からなされたものであり、大入熱サブマージアーク溶接によって得られた溶接金属のδフェライト相を安定させるとともに焼入性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、さらにＣｒ、ＮｂおよびＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界５での粗大な初析（粒界）フェライト４の生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有して溶接金属の靱性を向上することができる。さらに、結晶粒内の靱性を害する粗粒なセメンタイト９の生成を抑制するために、溶接ワイヤ中のＣの含有量を抑制し、Ｓｉを増加させることにより、さらに、溶接金属の靱性を向上できるものである。
【００２０】
次に本発明の技術思想について、溶接作業性の点から説明する。
溶接金属の靱性向上は、組織から改善できたが、溶接作業性が良好で、健全な溶込み形状と美しいビード外観を得るためにはサブマージアーク溶接用フラックスとワイヤの組合せにおけるバランスが重要である。溶接金属の化学成分設計において、安定した合金元素の歩留を考慮すると、ワイヤに合金元素を添加することが多い。しかし、合金元素を過剰添加するとワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時にワイヤの屈曲性が劣って、ワイヤ送給性を劣化させ、アークが不安定になり、ビード外観および溶け込み不足などの溶け込み形状が悪くなる。
【００２１】
そこで、ワイヤ中の合金元素を極力減少することによって、適度な引張強度と曲げ特性を持たせてワイヤ送給性を向上させ、アークを安定にすることにより溶け込み形状と溶接作業性を改善した。また溶接金属の靭性を向上させるために必要な合金元素についてはフラックス中に添加することによって補い、溶接作業性と溶接金属靭性向上の両立を可能とした。
【００２２】
以下に本発明におけるフラックスおよび溶接ワイヤの限定理由について説明する。なお、以下の％は、質量％を示す。
フラックスのＳｉＯ2 は、大入熱サブマージアーク溶接において、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であるが、過多になると溶接金属中の酸素やＳｉが増加し、靭性が劣化する。すなわち、１２％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、２５％を超えると溶接金属の酸素が増加して靭性が劣化するため、その含有量を１２〜２５％とする。
【００２３】
フラックスのＭｇＯは、スラグの耐火性を向上させる。大入熱サブマージアーク溶接ではスラグの耐火性を高くする必要があり、６％未満ではビードが不良となる。一方、２０％を超えるとビード表面に突起物が発生する。したがって、ＭｇＯの含有量を６〜２０％とする。
【００２４】
フラックスのＣａＯは、スラグの融点および流動性を調整するために重要な成分である。５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、１３％を超えるとスラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一になるため、その含有量を５〜１３％とする。
【００２５】
フラックスのＣａＦ2 は、靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多になるとビードの平滑性が損なわれる。１％未満では靭性改善の効果がなく、６％を超えるとビードが不良となるため、その含有量を１〜６％とする。
【００２６】
フラックスのＡｌ2 Ｏ3 は、スラグ剥離性を良好にする効果がある。その含有量が１７％未満ではスラグ剥離性が劣化し、２５％を超えると凸ビードになるため、その含有量を１７〜２５％とする。
【００２７】
フラックスのＴｉＯ2 は、ビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。その含有量が３％未満ではビード表面の平滑性および靭性の向上の効果がなく、１５％を超えるとビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなるため、その含有量を３〜１５％とする。
【００２８】
フラックスのＦｅは、溶着効率の向上および溶接入熱量の低減に効果がある。その含有量が１１％未満では溶着効率の向上および溶接入熱量の低減に効果が得られず、２３％を超えるとビード表面に突起物が発生するため、その含有量を１１〜２３％とする。
【００２９】
フラックスのＢ2 Ｏ3 、は靭性向上に効果がある。その含有量が０．１％未満では靭性向上の効果が得られず、０．６％を超えると溶接金属が硬化し、かえって靭性が劣化するため、その含有量を０．１〜０．６％とする。
【００３０】
フラックスのＭｏは、溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が１．０％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、５．０％を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を１．０〜５．０％とする。
【００３１】
フラックスのＮｉは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させるために必要な元素である。その含有量が１．０％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、５．０％を超えるとオーステナイト安定化元素でもあるため、オーステナイト粒径を粗大化させ靭性が劣化する。よってオーステナイト粒径の微細化のためにＮｉの含有量を１．０〜５．０％とする。
【００３２】
ワイヤのＣは、良好な靭性を得るための重要な成分であり、溶接金属で良好な靭性を得るためにはその含有量を０．０２％〜０．２０％にする必要がある。その含有量が０．０２％未満であると脱酸不足となり、靭性が劣化する。０．２０％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。また、溶接金属にＣを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）が多く生成するため、Ｃの含有量の上限を０．１５％とすることが、より溶接金属の靭性を向上させるために好ましい。
【００３３】
ワイヤのＳｉは、脱酸元素であり、溶接金属の酸素を低減する。その含有量が０．０２％未満では脱酸効果が得られず、靭性が劣化する。１．２％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。またＳｉは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素としてワイヤ中に含有させている。さらにこのオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得るためには、Ｓｉの含有量の下限を０．１％にすることが好ましい。
【００３４】
ワイヤのＭｎは、溶接金属の強度の向上および脱酸効果元素として重要な成分である。その含有量が１．１６％未満では溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり靭性が劣化する。２．３％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を１．１６〜２．３％とする。
【００３５】
ワイヤのＭｏは、溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が０．１％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、１．０％を超えるとワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化して溶接作業性が悪くなる。また、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化する。
【００３６】
ワイヤのＮｉは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させる元素であるが、オーステナイトの安定化元素でもあり、過剰に含有されるとオーステナイト粒径を粗大化させるため、靭性が劣化する。また、ワイヤの引張強度、硬さを著しく向上させるため、溶接時のワイヤ送給性が劣化して溶接作業性が悪くなる。よってオーステナイト粒径の微細化および溶接作業性向上のためにＮｉの含有量の上限を０．１％とした。Ｎｉの下限は特に限定するものではないが、特に靭性の向上のためには０．００３％以上とすることが好ましい。
【００３７】
ワイヤのＴｉは、溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を生成して、強度および靭性の向上に有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その十分な効果を得るためにワイヤ中の含有量の下限を０．００５％とした。しかしながら、０．０２５％を超えてワイヤ中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．０２５％とした。
【００３８】
ワイヤのＮは、靭性を劣化させる元素である。そこで、できるだけ低い方が良く０．００６％以下とした。
【００３９】
本発明に用いるワイヤの成分として、さらにＣｒを０．５％以下、Ｎｂを０．１％以下およびＶを０．５％以下の１種または２種以上をＣｒ＋５Ｎｂ＋Ｖで０．１２〜１．０％含むことにより、溶接金属の焼入れ性を増大して靱性を向上させることができる。Ｃｒ＋５Ｎｂ＋Ｖが０．１２％未満であると、溶接金属の靭性向上に効果がない。また、Ｃｒ＋５Ｎｂ＋Ｖが１．０％超、Ｃｒが０．５％超、Ｎｂが０．１％超およびＶが０．５％超であると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化し、またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化して溶接作業性が悪くなる。
【００４０】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を詳細に説明する。
表１に示す化学組成の板厚６０ｍｍの鋼板を用い、図２に示す角継手開先とし、表２および表３に示す成分のワイヤ、表４および表５に示す成分組成の焼成型フラックスを各種組み合わせて、表６に示す溶接条件でサブマージアーク溶接による角継手溶接を行った。図２中、１はフランジ、２はウェブ、３は裏板である。
【００４１】
【表１】
0003713016.tif 000002
【００４２】
【表２】
0003713016.tif 000003
【００４３】
【表３】
0003713016.tif 000004
【００４４】
【表４】
0003713016.tif 000005
【００４５】
【表５】
0003713016.tif 000006
【００４６】
【表６】
0003713016.tif 000007
【００４７】
溶接金属部から鋼板表面下７ｍｍを中心としてシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２４２  ４号）および鋼板表面下１０ｍｍを中心として引張試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２０１  Ａ１号）を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数３本の平均により評価した。なお、引張強度は４９０ＭＰａ、シャルピー吸収エネルギーは１００Ｊ以上を良好とした。
【００４８】
溶接作業性の評価は、アーク安定性、スラグ剥離性、ビード外観、溶接欠陥の有無、溶込み形状を調査した。アーク安定性については、電流および電圧の変動がなく、安定したワイヤ送給であれば良好とし○、不安定であれば×とした。スラグ剥離性については、ハンマーまたはタガネを用いてスラグを軽打して簡単にスラグが剥離すれば良好とし○、軽打でスラグが剥離しなければ劣るとし×とした。ビード外観については、ビード表面の波目が細かく、均一で美しいビード形状であれば良好とし○、１つでも劣るものについては×とした。溶接欠陥評価については、アンダカットやブローホールなどの溶接欠陥が全くなければ良好とし○、１つでも欠陥がある場合は劣るとし×とした。溶込み形状評価については、開先内部に溶込み不足、融合不良がなく、健全な溶込み形状であれば良好とし○、溶込み不足または融合不良がある場合は劣るとし×とした。
【００４９】
【表７】
0003713016.tif 000008
【００５０】
【表８】
0003713016.tif 000009
【００５１】
表７および表８にこれらの試験結果をまとめて示す。表７および表８から明らかなように、本発明例である試験記号Ｗ１〜Ｗ１０は、組み合わせたフラックスＦ１、Ｆ２、Ｆ３、Ｆ４およびワイヤａ、ｂ、ｃ、ｓが、本発明の構成要件を満足するので溶接金属の引張強さおよびシャルピー吸収エネルギーは良好な値が得られた。また、アーク安定性およびスラグ剥離性が優れ、アンダカットなどの溶接欠陥のない美しいビード外観と健全な溶込み形状を得ることができ、極めて満足な結果であった。なお、試験記号Ｗ１０は、組み合わせたワイヤｓのＣｒ＋５Ｎｂ＋Ｖがやや低いので、シャルピー吸収エネルギーは１００Ｊと目標値ぎりぎりであった。
【００５２】
これに対し、比較例である試験記号Ｗ１１は、組み合わせたワイヤｉのＭｎが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低かった。また、組み合わせたフラックスＦ５のＳｉＯ2 が低いため、ビード趾端部のなじみが悪くなり、スラグ剥離性が劣化し、またアンダカットが発生した。
【００５３】
試験記号Ｗ１２は、組み合わせたワイヤｈのＭｎが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中の酸素が増加してシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
試験記号Ｗ１３は、組み合わせたワイヤｄのＣが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中の酸素が増加してシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスＦ７のＭｇＯが低いため、ビード形状が不均一になった。
【００５４】
試験記号Ｗ１４は、組み合わせたワイヤｅのＣが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスＦ８のＭｇＯが高いため、ビード表面に突起物が発生し、スラグ剥離性およびビード外観が劣化した。
【００５５】
試験記号Ｗ１５は、組み合わせたワイヤｆのＳｉが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中の酸素が増加してシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスＦ９のＣａＯが低いため、ビード趾端部のなじみが悪くなり、ビード外観が劣化し、アンダカットも発生した。
【００５６】
試験記号Ｗ１６は、組み合わせたワイヤｇのＳｉが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスＦ１０のＣａＯが高いため、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一となり、ビード外観およびスラグ剥離性が劣化した。
【００５７】
試験記号Ｗ１７は、組み合わせたワイヤｍのＴｉが低いため、溶接金属の靭性向上に有効な微細なアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトを形成できず、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００５８】
試験記号Ｗ１８は、組み合わせたワイヤｎのＴｉが高いため、溶接金属中の酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスＦ１２のＣａＦ2 が高いため、ビードの平滑性が損なわれてビード外観が劣化した。
【００５９】
試験記号Ｗ１９は、組み合わせたワイヤｏのＮが高いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。また、組み合わせたフラックスＦ１３のＡｌ2 Ｏ3 が低いため、スラグ剥離性が劣化し、またアンダカットが発生した。
【００６０】
試験記号Ｗ２０は、組み合わせたワイヤｐのＣｒが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。さらに、組み合わせたフラックスＦ１４のＡｌ2 Ｏ3 が高いため、凸ビードとなってスラグ剥離性も劣化した。
【００６１】
試験記号Ｗ２１は、組み合わせたワイヤｑのＮｂが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。さらに、組み合わせたフラックスＦ１５のＴｉＯ2 が低いため、ビード表面の平滑性が劣化した。
【００６２】
試験記号Ｗ２２は、組み合わせたワイヤｒのＶが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。さらに、組み合わせたフラックスＦ１６のＴｉＯ2 が高いため、ビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなり、スラグ剥離性も劣化した。
【００６３】
試験記号Ｗ２３は、組み合わせたワイヤｊのＭｏが低いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。組み合わせたフラックスＦ１７のＦｅが低いため、溶着量が不足した。
【００６４】
試験記号Ｗ２４は、組み合わせたフラックスＦ６のＳｉＯ2 が高いため、溶接金属の酸素が多くなってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
試験記号Ｗ２５は、組み合わせたフラックスＦ１１がＣａＦ2 を含有していないため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００６５】
試験記号Ｗ２６は、組み合わせたフラックスＦ１９がＢ2 Ｏ3 を含有していないため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
試験記号Ｗ２７は、組み合わせたフラックスＦ２０のＢ2 Ｏ3 が高いため、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００６６】
試験記号Ｗ２８は、組み合わせたワイヤｋのＭｏが高いため、ワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状も不良となった。また、組み合わせたフラックスＦ２３のＮｉが低いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００６７】
試験記号Ｗ２９は、組み合わせたフラックスＦ２２のＭｏが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００６８】
試験記号Ｗ３０は、組み合わせたワイヤｌのＮｉが高いため、ワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状が不良となった。また、組み合わせたフラックスＦ２１のＭｏが低いため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００６９】
試験記号Ｗ３１は、組み合わせたフラックスＦ２４のＮｉが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。
【００７０】
試験記号Ｗ３２は、組み合わせたワイヤｔのＣｒ＋５Ｎｂ＋Ｖが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。またワイヤの引張強度、硬さが過剰に高いため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、ビード外観および溶け込み形状も不良となった。さらに、組み合わせたフラックスＦ１８のＦｅが高いため、ビード表面に突起物が発生してスラグ剥離性も劣化した。
【００７１】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明の大入熱サブマージアーク溶接方法によれば、溶接入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接においても、溶接金属性能が優れるとともに、良好な溶接作業性が得られ、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に溶接効率を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）は溶接金属組織の概念図であって、（ｂ）および（ｄ）はそれぞれ（ａ）と（ｃ）の拡大図
【図２】本発明の実施例に用いた溶接開先形状を示す図
【符号の説明】
１  フランジ板
２  ウェブ板
３  裏板
４  初析（粒界）フェライト
５  オーステナイト粒界
６  粗大なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
７  粗粒なベイナイト
８  アシキュラーフェライト
９  粗粒なセメンタイト
１０  細粒なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
１１  細粒なベイナイト
１２  酸化物
１３  細粒なセメンタイト
【図１】
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【図２】
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