(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
厚鋼板に大入熱潜弧溶接を施すに際し、
溶接用フラックス及び溶接用ワイヤとしてそれぞれ
ｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２：５  〜２５ｗｔ％、
ＭｇＯ  ：１５〜３５ｗｔ％、
ＣａＣＯ３  ：７  〜１４ｗｔ％、
ＣａＦ２：２  〜１０ｗｔ％、
Ａｌ２Ｏ３  ：４  〜２０ｗｔ％、
ＴｉＯ２：３  〜１０ｗｔ％及び
Ｂ２Ｏ３：０．７  〜２  ｗｔ％
を含み、かつ金属成分として
鉄粉：１５〜３５ｗｔ％及び
Ｔｉ粉、Ｍｎ粉、Ｍｏ粉
を含有するボンドフラックス、
Ｃ：０．０８ｗｔ％以下及び
Ｓｉ：０．４０ｗｔ以下％に加えて
Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ
を含有する鋼ワイヤであって、
これらワイヤ中のＭｎ含有量ａ（ｗｔ％）及びフラックス中のＭｎ含有量ｂ（ｗｔ％）が、次式
１．０  ≦ａ＋０．３３ｂ≦４．０    （ｗｔ％）
の関係を満足し、さらにワイヤ中のＭｏ含有量ｃ（ｗｔ％）及びフラックス中のＭｏ含有量ｄ（ｗｔ％）が、次式
０．１５≦ｃ＋０．３３ｄ≦１．００  （ｗｔ％）
の関係を満足し、かつワイヤ中のＴｉ含有量ｅ（ｗｔ％）及びフラックス中のＴｉ含有量ｆ（ｗｔ％）が、次式
０．０１≦ｅ＋０．２０ｆ≦０．４０  （ｗｔ％）
の関係を満足するものを用いることを特徴とする溶接金属の靱性に優れる厚鋼板の大入熱潜弧溶接方法。
【請求項２】
溶接しようとする厚鋼板の板厚が６０ｍｍ以上であり、大入熱潜弧溶接が少なくとも一の電極の溶接電流を２３００Ａ以上とする３電極以上の多電極１層溶接である請求項１記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、鉄骨ボックスの角継手溶接のような厚鋼板の大入熱潜弧溶接方法に関し、特に溶接金属について良好な靱性を得ることのできる方法を提案しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、高層ビルに代表される構造物の大型化に伴い、板厚４０ｍｍを超える如き極厚の鋼板よりなる溶接構造部材が用いられるようになっている。かような極厚鋼板の溶接をする際には、溶着速度の大きい２電極、あるいは３電極の潜弧溶接方法が、溶接施工の高能率化が可能であることを理由として多用されている。
【０００３】
このような極厚鋼板の大入熱潜弧溶接法に関しては、これまでにも種々に提案されていて、例えば特開平２−４１７９５号公報では極厚鋼板の大入熱多層盛溶接において優れたスラグ剥離性を得るため、所定組成に調製した潜弧溶接用ボンドフラックスが提案され、また、発明者らも先に特開平２−２５８１９１号公報にて１層溶接施工の板厚限界を有効に向上させ、多層の大入熱潜弧溶接の場合のスラグ剥離性を改善し、併せて耐凝固割れ性も改善するために、フラックスの組成及び粒度分布並びに溶接電流条件を規定した高能率の溶接施工法を提案している。さらに、特開平４−１６７９９９号公報には溶接入熱が８００ｋＪ／ｃｍ程度といった大入熱溶接の場合において良好な耐水素割れ性、耐繰り返し使用性能及び優れたスラグ剥離性を有するフラックスが提案されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、極厚鋼板に施す大入熱潜弧溶接方法にあっては、溶接時の熱サイクルにおいて溶接金属部の冷却速度が非常に小さいことからこの溶接金属部のデンドライトは大きく成長し、粗大な初析フェライトが析出するため、溶接金属部の切欠靱性が劣化する問題がある。
【０００５】
この点について、前述した特開平２−４１７９５号公報、特開平２−２５８１９１号公報及び特開平４−１６７９９９号公報の提案は、いずれもスラグ剥離性を第１の目的とし、さらに耐水素割れ性、耐繰り返し使用性能、耐凝固割れ性等の改善を目指したものであり、溶接金属の靱性改善に主点をおいてはなかった。したがって、板厚６０ｍｍ〜８０ｍｍの極厚鋼板に３電極潜弧溶接を施す場合のように、溶接後の冷却過程における溶接金属の冷却速度が非常に遅い超大入熱溶接においては、溶接金属の靱性を確保するのが困難であった。
【０００６】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、溶接金属の切欠靱性を改善することのできる極厚鋼板の大入熱潜弧方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、大入熱潜弧溶接をした場合の溶接金属の靱性の向上を目指して鋭意研究を重ねた結果、以下のような新規知見を得るに到った。
まず、従来の大入熱潜弧溶接法において、溶接金属の切欠靱性は、溶接後の冷却過程における溶接金属の８００  〜６００  ℃間の冷却時間によって支配されていることが明らかとなった。とりわけ８００  〜６００  ℃間の冷却時間が、一般の大入熱溶接に比較してもはるかに長時間の、２００  秒を超える超大入熱溶接の場合には、冷却速度が非常に遅くなるため、切欠靱性が顕著に劣化することが判明した。この劣化の原因は、８００  〜６００  ℃間の冷却時間が長いと、この溶接金属部のデンドライトが大きく成長し、粗大な初析フェライトが析出するためと考えられる。
【０００８】
かかる知見からさらに、溶接金属部の靱性を改善するためには、焼入れ性を向上させれば良いことを究明した。すなわち、大入熱溶接で８００  〜６００  ℃間の冷却時間が２００  秒を超える場合であっても良好な溶接金属靱性を得るには、従来の大入熱潜弧溶接法で得られていた程度の溶接金属の焼入れ性では不十分で、特に高い焼入れ性を確保することが必要不可欠となることを見い出したのである。この溶接金属の焼入れ性は、溶接金属中における焼入れ性向上成分（Ｍｎ、Ｍｏ等）の含有量を増加させること、及び溶接金属中の酸素量を低下させることにより高められる。
【０００９】
次に、上述のごとく冷却速度が非常に遅い場合には、溶接金属中に含まれる微量のＳｉについても溶接金属の靱性に大きく影響を及ぼすことを新たに見い出した。すなわち、溶接金属が十分な焼入れ性を有していたとしても、溶接金属中のＳｉ量が多量になると靱性は劣化するのである。
【００１０】
これらの知見に基づき、極厚鋼板に３電極１層潜弧溶接を施す場合のように、溶接後の溶接金属の冷却過程において８００  〜６００  ℃間の冷却時間が２００  秒を超えるような溶接金属の冷却速度が非常に遅い超大入熱溶接であっても溶接金属の靱性を確保することを第１の目的とし、その他溶接作業性、耐割れ性及びビード外観をも考慮して、溶接金属中のＭｎ、Ｍｏ、Ｓｉ及び酸素量を適正範囲内にするように溶接用フラックスや鋼ワイヤに工夫を加えたところがこの発明の骨子である。
【００１１】
すなわちこの方法は、厚鋼板に大入熱潜弧溶接を施すに際し、
溶接用フラックス及び溶接用ワイヤとしてそれぞれ
ｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２：５  〜２５ｗｔ％、
ＭｇＯ  ：１５〜３５ｗｔ％、
ＣａＣＯ３  ：７  〜１４ｗｔ％、
ＣａＦ２：２  〜１０ｗｔ％、
Ａｌ２Ｏ３  ：４  〜２０ｗｔ％、
ＴｉＯ２：３  〜１０ｗｔ％及び
Ｂ２Ｏ３：０．７  〜２  ｗｔ％
を含み、かつ金属成分として
鉄粉：１５〜３５ｗｔ％及び
Ｔｉ粉、Ｍｎ粉、Ｍｏ粉
を含有するボンドフラックス、
Ｃ：０．０８ｗｔ％以下及び
Ｓｉ：０．４０ｗｔ以下％に加えて
Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ
を含有する鋼ワイヤであって、
これらワイヤ中のＭｎ含有量ａ（ｗｔ％）及びフラックス中のＭｎ含有量ｂ（ｗｔ％）が、次式
１．０  ≦ａ＋０．３３ｂ≦４．０    （ｗｔ％）
の関係を満足し、さらにワイヤ中のＭｏ含有量ｃ（ｗｔ％）及びフラックス中のＭｏ含有量ｄ（ｗｔ％）が、次式
０．１５≦ｃ＋０．３３ｄ≦１．００  （ｗｔ％）
の関係を満足し、かつワイヤ中のＴｉ含有量ｅ（ｗｔ％）及びフラックス中のＴｉ含有量ｆ（ｗｔ％）が、次式
０．０１≦ｅ＋０．２０ｆ≦０．４０  （ｗｔ％）
の関係を満足するものを用いることを特徴とする溶接金属の靱性に優れる厚鋼板の大入熱潜弧溶接方法である。
【００１２】
この発明の大入熱潜弧溶接方法は、溶接しようとする厚鋼板の板厚が６０ｍｍ以上であり、大入熱潜弧溶接が少なくとも一の電極の溶接電流を２５００Ａ以上とする３電極以上の多電極１層溶接である場合に特に有利に適合する。
【００１３】
【発明の実施の形態】
この発明におけるボンドフラックス及び鋼ワイヤの成分組成範囲の限定理由について以下説明する。
（ボンドフラックスについて）
ｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２：５〜２５％
ＳｉＯ２は造さい材として重要な成分であり、スラグの粘性を調整するのに必須の成分である。その一方でＳｉＯ２は溶接中、還元反応によって溶接金属中にＳｉを添加する作用を有する。このため、溶接金属の８００  〜６００  ℃の冷却時間が２００  秒を超えるような大入熱溶接において、ＳｉＯ２やＳｉが過剰にフラックス中に含まれると、溶接金属中のＳｉ量が増加して溶接金属の切欠靱性が劣化する問題がある。フラックス中にＳｉＯ２は、けい砂等のＳｉＯ２を含有する鉱石又は合成物として添加するが、フラックスにＦｅ−Ｓｉ等の合金を添加する場合もある。このような合金添加の場合にはＳｉをＳｉＯ２に換算し、ＳｉＯ２の総量として規定するものとした。このｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２が５％に満たないと十分なスラグの粘性を確保できず、良好なビード外観が得られない。しかしながら２５％を超えて含ませると溶接金属中のＳｉが増加して靱性が劣化するばかりでなく、融点が低下し、粘性が過剰となりビード外観が乱れるなどの不都合がある。
【００１４】
ＭｇＯ  ：１５〜３５％
ＭｇＯ  は融点が高いためにフラックスに耐火性を与え、大入熱溶接においてビード形状を安定化する効果があるだけでなく、スラグの塩基度を上げて溶接金属中の酸素量を低減し、靱性を確保する上で有用な成分である。しかし１５％未満では十分な効果が期待できず、一方３５％を超えて含有させると融点が上昇しすぎてビード外観が劣化する。
【００１５】
ＣａＣＯ３  ：７〜１４％
ＣａＣＯ３  は溶接中にＣａＯ  とＣＯ２  とに分解し、このＣＯ２  ガスによって溶接部を外気からシールドするとともに溶接雰囲気中の水素ガスの分圧を低下させるため、溶接金属中への水素侵入を低減するのに有効である。またＣａＯ  は塩基性成分であり、スラグの融点を上昇させ、靱性を向上させる効果を持つ。しかしＣａＣＯ３  量が７％未満ではＣＯ２  によるシールド効果が少なく、耐水素割れ性が低下する。一方１４％を超えるＣａＣＯ３  量ではＣＯ２  の発生量が過剰になり。ガスの吹き上げが激しくなり、溶接作業性が劣化するとともに、ビード外観も劣化する。またスラグの剥離性も害する。
【００１６】
ＣａＦ２：２〜１０％
ＣａＦ２は融点を上昇させずに塩基度を上げ得るので、溶接金属の酸素量の調整に有効であるが、２％未満ではその添加効果に乏しく、１０％を超えて多量に添加するとスラグの粘性が低下し過ぎてビード外観が悪化する。
【００１７】
Ａｌ２Ｏ３：４〜２０％
Ａｌ２Ｏ３は、粘性を低下させずに融点を上昇させ得るので、融点の調整に有効に寄与するが、４％未満では粘性の調整効果に乏しく、２０％を超えるとスラグの融点が高くなり過ぎて、ビード幅の不均一やビード外観の劣化を招く。
【００１８】
ＴｉＯ２：３〜１０％
ＴｉＯ２はスラグに流動性を与え、スラグの剥離性を改善するとともに、アーク空洞内で還元されて部分的にＴｉとして溶接金属中に移行し、溶接金属の靱性を改善するのに有効である。しかし３％未満ではその効果が乏しく、１０％を超えて添加してもこのような効果は増進せず、むしろビード外観を害する。さらにスラグ剥離性を害する。
【００１９】
Ｂ２Ｏ３：０．７  〜２％
Ｂ２Ｏ３はアーク空洞内に還元されて部分的にＢとして溶接金属中に移行し、オーステナイト粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの生成を抑制するため、安価に溶接金属の靱性を改善するのに有効である。しかし０．７  ％未満ではその効果に乏しく、２％を超える量ではむしろ溶接金属の靱性は劣化する。
【００２０】
鉄粉：１５〜３５％
鉄粉は、溶接入熱あたりの溶着量を増加させ、溶接能率を向上させるために添加する。しかし１５％未満ではその効果に乏しく、３５％を超える添加量ではビード外観が損なわれる。
【００２１】
この他、Ｍｎ粉、Ｍｏ粉及びＴｉ粉を、後述するように鋼ワイヤ中のＭｎ量、Ｍｏ量及びＴｉ量との関係で所定の範囲内で含有させるものとする。
さらに、通常フラックスに用いられるものは、添加しても差し支えない。かような成分とてはＢａＯ，アルカリ金属酸化物（Ｋ２Ｏ  ，Ｎａ２Ｏなど）があり、ＢａＯ  は５％以下の範囲で、アルカリ酸化物は合計５％以下の範囲でそれぞれ含有させることができる。
【００２２】
（ワイヤ成分限定理由について）
Ｃ：０．０８％以下
極厚鋼板の大入熱溶接においては、その溶接金属には凝固過程において大きな収縮力がかかるため割れ感受性が高くなる。そこで溶接金属の高温割れを防止するために溶接金属中のＣ量を低くする必要がある。また大入熱溶接では、溶接金属の冷却時間が長いために溶接金属中のＣ量が高い場合にはＣのオーステナイト相への分配が進み、溶接金属中にマルテンサント−オーステナイト相が生成する。これがぜい性破壊の発生起点となり靱性が劣化する。この発明の溶接法を適用しようとする鋼板は、主としてＪＩＳ  Ｇ  ３１０６に規定されるような鋼板であり、そのＣ量は０．１０〜０．１８％が実勢である。ここに、この発明の溶接方法では鋼板の希釈率４割、ワイヤのそれは４割であるので、溶接金属中のＣ量を０．１２％以下の範囲で生成するために、ワイヤのＣ量を０．０８％以下と規定するものである。
【００２３】
Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは強力な脱酸剤であるが、溶接金属の８００  〜６００  ℃の冷却時間が２００  秒を超える大入熱溶接では、溶接金属中のＳｉは靱性を著しく劣化させる。ワイヤのＳｉ量が０．４０％を超えると溶接金属の靱性が劣化するためワイヤのＳｉ量を０．４０％以下に規定するものである。
【００２４】
（フラックス中及びワイヤ中のＭｎ量、Ｍｏ量及びＴｉ量の限定理由について）
溶接金属の８００  〜６００  ℃の冷却時間が２００  秒を超える場合、溶接金属の焼入れ性を非常に高めなければ、溶接金属中に粗大な初析フェライトが大きく発達し、靱性が劣化する。溶接金属の靱性向上には初析フェライトの生成を抑制する必要があり、溶接金属の焼入れ性を十分に確保する必要がある。ここに、Ｍｎを、靱性及び引張強度確保のため、焼入れ性向上成分として添加する。すなわち、Ｍｎは溶接金属の焼入れ性を安価に向上せさ、溶接金属の靱性を向上させるのに有効である。一方低温割れ防止の観点から溶接金属の強度が高くなり過ぎないような適正な範囲にＭｎ量を調整することも必要である。かような観点からＭｎ量の範囲を規定するにあたり、このＭｎは、フラックス及びワイヤの双方から添加することができるので、鋼板のＭｎ量との兼ね合いから溶接金属中に含まれるＭｎ量が１．０  〜２．０  ％となるようにフラックス及びワイヤ中のＭｎ量を調整する必要がある。具体的には、前述したＪＩＳ  Ｇ  ３１０６に記載された鋼板のＭｎ量は、１．０  〜１．５  ％が実勢であるため、ワイヤ中のＭｎ量をａ（％）、フラックス中のＭｎ量をｂ（％）としたとき、次式
１．０  ≦ａ＋０．３３ｂ≦４．０    （％）
を満足するようにフラックスとワイヤ中のＭｎ量を調整する必要がある。上式におけるａ＋０．３３ｂの値が１．０  ％より少なければ焼入れ性が不足して、溶接金属の靱性を損ない、一方４．０  ％より高くなると、強度が高くなり過ぎて、耐低温割れ性が低下する。より好適な範囲は、ａ＋０．３３ｂの値が  １．５〜３．５  ％の範囲である。
【００２５】
また、溶接金属の焼入れ性をＭｎ同様に向上させる元素としては、Ｍｏがある。Ｍｏは、Ｍｎに比べて高価であるが、少量の添加で溶接金属の靱性を格段に向上させることができる。かようなＭｏは、スラックス及びワイヤの一方又は双方からも添加できるので、鋼板のＭｏ量との兼ね合いから溶接金属中に含まれるＭｏ量が０．０６〜０．４０％となるようにフラックス及びワイヤ中のＭｏ量を調整する必要がある。具体的には、ワイヤ中のＭｏ量をｃ（％）、フラックス中のＭｏ量をｄ（％）としたとき、次式
０．１５≦ｃ＋０．３３ｄ≦１．００  （％）
を満足するようにフラックスとワイヤ中のＭｏ量を調整する必要がある。上式におけるｃ＋０．３３ｄの値が０．１５％より少なければ焼入れ性が不足して、溶接金属の靱性を損ない、一方１．００％より高くなると、強度が高くなり過ぎて、耐低温割れ性が低下する。より好適な範囲は、ｃ＋０．３３ｄの値が  ０．４〜０．７  ％の範囲である。
【００２６】
次にＴｉ量の限定理由であるが、既に述べたように、溶接金属中の酸素量を低減することによって、溶接金属の焼入れ性が向上するために靱性を向上させることができる。溶接金属中の酸素量を低減するためには一般に、脱酸剤としてＳｉが用いられることもあるが、溶接金属の８００  〜６００  ℃の冷却時間が２００  秒を越えるような大入熱溶接においてＳｉは、切欠靱性をむしろ劣化させるために積極的な添加はできない。そのため、溶接金属の靱性向上のために強力な脱酸剤である金属Ｔｉを添加する。またＴｉは、脱酸後もＴｉＯ２となって溶接金属中に分散し、溶接金属の組織を微細化し、靱性向上に有効である。このような作用を有するＴｉは、フラックス及びワイヤの一方または双方からも添加できるので、溶接金属中に含まれるＯ量が０．０１３  〜０．０３３  ｗｔ％となるように、フラックス及びワイヤ中のＴｉ含有量を調整する必要がある。具体的には、ワイヤ中のＴｉ量をｅ（％）、フラックス中のＴｉ量をｆ（％）としたとき、次式
０．０１≦ｅ＋０．２０ｆ≦０．４０  （％）
を満足するようにフラックスとワイヤ中のＴｉ量を調整する必要がある。上式におけるｅ＋０．２０ｆの値が０．０１％より少なければ十分な脱酸が行われず、靱性向上の効果が得られない。一方０．４０％より高くなると、溶接金属中の酸素量が低下し過ぎてむしろ靱性を損なう。より好適な範囲は、ｅ＋０．２０ｆの値が０．０２〜０．２０％の範囲である。
【００２７】
この他、Ｎｉ及びＣｕなど、通常ワイヤに含まれるものは、添加しても差し支えない。
【００２８】
ここで、ワイヤの各成分量は、用いる各ワイヤの平均値であり、各電極の溶着量が電流に比例するものとして、次の式に従って算出するとよい。
例えば、３電極溶接において平均のＣ量すなわちＣ（ＡＶ）は、
【数１】
Ｃ（ＡＶ）  （ｗｔ％）  ＝  １電極目の電流×１電極目のワイヤのＣ量／電流の総和＋２電極目の電流×２電極目のワイヤのＣ量／電流の総和＋３電極目の電流×３電極目のワイヤのＣ量／電流の総和
とする。
【００２９】
このような組成になる溶接用フラックス及び鋼ワイヤを用いた大入熱潜弧溶接法が有利に適用するのは、溶接金属の８００  〜６００  ℃の冷却時間が２００  秒を超えるような大入熱の場合であり、すなわち溶接しようとする厚鋼板（ＪＩＳ  Ｇ  ３１０６に規定されるような溶接構造用鋼）の板厚が６０ｍｍ以上であり、大入熱潜弧溶接が少なくとも一の電極の溶接電流を２３００Ａ以上とする３電極以上の多電極１層溶接である場合である。ここに、少なくとも一の電極の溶接電流が２３００Ａに満たないと、溶け込み不足、溶着量不足という不利が生ずるので溶接電流は２３００Ａ以上が好ましい。
【００３０】
【実施例】
溶接母材としてＪＩＳ  Ｇ３１０６  に規定されたＳＭ４９０Ｂ相当であって表１に示す板厚及び組成になる鋼板を用いた。かかる溶接母材の開先形状はＹ型で、各々の板厚において
板厚６０ｍｍでは開先角度４０°でルートフェース１０ｍｍとし、
板厚７０ｍｍでは開先角度４０°でルートフェース１２ｍｍとし、
板厚８０ｍｍでは開先角度４０°でルートフェース１３ｍｍとした。
【００３１】
【表１】
0003552375.tif 000002
【００３２】
次に、溶接用ワイヤとしては、表２に示す組成で線径６．４  ｍｍのものを用いた。
【表２】
0003552375.tif 000003
【００３３】
さらに、溶接用フラックスとしては、表３に示すものを用いた。表３において、Ｎｏ．  １〜４はこの発明の要件を満たすフラックスであり、Ｎｏ．  ５〜１１は要件を満たさないものである。
【００３４】
【表３】
0003552375.tif 000004
【００３５】
これらの溶接母材、溶接用ワイヤ及び溶接用フラックスを用いた溶接の際しては、表４に示す条件にて、３電極１層サブマージドアーク溶接を行った。なお、３電極のうち先行電極をＤＣ電源、追行する残りの２本の電極をＡＣ電源とした。このＡＣ電源の位相差は１２０  °とした。なお、この条件で溶接した際の溶接金属の８００  〜６００  ℃における冷却時間を測定し、その結果を表４に併記した。
【００３６】
【表４】
0003552375.tif 000005
【００３７】
このような溶接の後、溶接性を評価した。その結果を表５に示す。この評価項目中、溶接作業性（スラグの剥離性、ガスの吹き上げ）及びビード外観を観察し、目視によって判断して良否を○×で示し、また、耐割れ性について溶接部の割れの有無を超音波探傷によって判断して良否を○×で示した。さらに、溶接金属部から１０ｍｍ，１０ｍｍ，５５ｍｍのＶノッチ付試験片を切り出し、０℃における衝撃吸収エネルギーを測定した。これらの評価に基づき、全般に優れる場合を総合評価で○とし、劣る場合を×とした。
【００３８】
【表５】
0003552375.tif 000006
【００３９】
試料Ｎｏ．  １〜６はこの発明に従う適合例であり、良好な靱性の溶接金属及び良好な形状のビードを欠陥なくかつ作業性を損なうことなく得ることができた。
これに対して、試料Ｎｏ．  ７はワイヤ中のＳｉ量及びフラックス中のｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２が過大であり、溶接金属の靱性が劣り、ビード外観も不良であった。
試料Ｎｏ．  ８はフラックス中のｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２が少ないため、ビード外観が不良であり、また、溶接金属中のＭｎ量が高すぎるために、割れが発生した。
試料Ｎｏ．  ９はフラックス中のＣａＦ２が過大であり、ビードの幅が不均一となり、また、Ｔｉの添加量が少ないため、溶接金属中の酸素量が高くなり、溶接部の靱性が劣っていた。
試料Ｎｏ．  １０はフラックス中のＡｌ２Ｏ３  が高いため、ビードが細く、不均一であり、また溶接金属のＭｎ量が少なく、靱性が劣っていた。
試料Ｎｏ．  １１はフラックス中のＣａＣＯ３  が過剰であり、溶接中のガス吹き上げが激しく、作業性が劣っており、また、溶接金属中のＭｏ量が少なく、溶接金属の靱性が劣る。
試料Ｎｏ．  １２はフラックス中のＣａＣＯ３  が少ないため、溶接金属中の拡散性水素量が多くなって割れが発生し、また、溶接金属に添加される金属Ｔｉ量が多いため、溶接金属中の酸素量が減少し、溶接金属の靱性が劣化した。
試料Ｎｏ．  １３はフラックス中のＭｇＯ  量が高く、ビード外観が不良であった。
試料Ｎｏ．  １４はフラックス中のｔｏｔａｌ  ＳｉＯ２量が高いため、ビード外観及び靱性が劣る。
【００４０】
【発明の効果】
以上述べたようにこの発明の溶接方法によれば、極厚鋼板の大入熱３電極１層サブマージドアーク溶接のように溶接金属の８００  〜６００  ℃の冷却時間が２００  秒を超える場合であっても良好な溶接金属の切欠靱性を得ることができるばかりでなく、良好な溶接作業性とビード外観、及び溶接金属の良好な耐水素割れ性を得ることができる。