JP2007296535A - ガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ及び溶接方法 - Google Patents

Abstract

【課題】低コストで疲労強度を向上させることができ、高速溶接性、低スパッタ性、低スラグ性、及び高アーク安定性のガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ及び溶接方法を提供する。
【解決手段】ワイヤ全質量に対して、C:0.02乃至0.70％、Si:0.30乃至1.50％、Mn:0.50乃至5.00％、Ni:2.0乃至9.5％、Cr:Niとの合計量で4.0乃至18.0％(但し、Crを含まない場合も含む)、O:0.020％以上及びN:0.0020乃至0.0400％を含有し、P:0.030％以下、S:0.030％以下、Ti:0.15％以下、Al:0.20％以下、Nb,V,Mo及びCuからなる群から選択された少なくとも1種:各元素あたり2.00％未満、B:0.0100％以下、REM:0.50％以下、Mg:1.00％以下、F及びCaからなる群から選択された少なくとも1種:各元素あたり0.100％以下、K、Na及びLiからなる群から選択された少なくとも1種:総量で0.200％以下に規制し、残部はFe及び不可避不純物からなり、フラックス率が7乃至30％である
【選択図】図１

Description

本発明は自動車等の炭素鋼薄板のすみ肉溶接等に際して、高い継手疲労強度を確実に得ることができ、高能率で、優れた溶接作業性を得ることができるガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ及び溶接方法に関する。

近時、燃費向上を目的とした自動車の車重軽減のために、高張力鋼板を使用する動きが活発化している。高張力鋼板も軟鋼と同様にアーク溶接がなされるが、溶接継手では疲労強度が軟鋼と同程度にしか確保できず、高張力鋼板本来の性能を発揮できないという問題点がある。

溶接部の疲労強度が母材より低下する原因としては、溶接止端部の応力集中と、溶接熱による膨張及び収縮によって生じる引張残留応力が主因と考えられ、これまで数々の手段によって改善が試みられてきた。

先ず、溶接止端部の応力集中を緩和するためには、接触角の減少、止端半径の増大といったビード形状を滑らかにする手段が考案されている。特許文献１、特許文献２、特許文献３、及び特許文献４では、鋼板その成分組成の限定、表面張力を下げる特殊成分添加、溶接電圧等の溶接条件の限定等によって達成することが示されているが、止端形状は、鋼板及びワイヤの成分組成と、鋼板の表面性状と、溶接電圧、溶接姿勢及び溶接速度の溶接条件といった種々の要因によって影響を受けることから、適用に際しては制限が多く汎用性に乏しかった。また、上述の従来技術では、止端形状の劇的改善は困難で、大幅な疲労強度向上が達成できていない。

また、引張残留応力低下、溶接金属の降伏応力低下及び延性の向上が図られている。特許文献５及び特許文献６では残留応力を低下させるために、溶接金属を塑性変形させやすくする思想が提示されている。しかし、特許文献５には具体的な溶接手段が提示されていない。また、特許文献６においては、溶接ワイヤに対して過剰に脱酸成分を減らして強度を低下させることから、脱酸不足で気孔欠陥が生じやすかったり、高強度鋼板に適用すると静的継手引張強度が不足してしまう等の問題点があった。

更に、引張残留応力低下のために、応力除去焼鈍が行われている。従来から最もよく知られている残留応力の消滅方法として、焼鈍炉で高温保持する応力除去焼鈍（ＰＷＨＴ）がある。しかし、自動車等の薄板用としては、ＰＷＨＴ設備を有しているメーカーはほとんどなく、設備導入しても生産効率が著しく低下し、高コスト化を招くことになる。

更に、引張残留応力低下のために、ピーニング加工が行われている。ショットピーニング又はハンマーピーニング、及び超音波ピーニングといわれる手段で、溶接後に圧縮応力
を印加する手段があり、特許文献７にも提示されている。しかし、この技術も、設備の導入が必要で、かつ生産効率が著しく低下し、高コスト化を招くことになる。

更に、引張残留応力を低下させるために、低温変態溶接材料を使用する技術が提案されている。最近注目されている手段として、溶接金属のマルテンサイト変態温度（Ｍｓ点）を低下させて、室温時に膨張変態の圧縮残留応力を付与するか、又は引張残留応力を低減させる方法が注目されている。特許文献８には既に高Ｃｒ＋高Ｎｉ系の溶接金属によってＭｓ点を低下させる手法が提案されている。その後、数々の同手法による提案が出されている。特許文献９、特許文献１０、特許文献１１、特許文献１２、特許文献１３、特許文献１４、特許文献１５、特許文献１６では、高Ｃｒ、高Ｎｉ、若しくは高Ｍｎ系の溶接金属又は溶接ワイヤが提案されている。この技術は、一般の溶接材料では、図１のラインＳで示すように高い温度Ｍ_Ｓ ^Ｓで膨張変態が生じ、その後収縮に転じる。室温に戻ったときには、ΔＬ^Ｓの引張残留応力が残る。しかし、低変態温度溶接材料の場合（ラインＡ）はＭ_Ｓ点が低い（Ｍ_Ｓ ^Ａ）ため室温時には収縮変形が生じず、ΔＬ^Ａの圧縮残留応力となるというのが理想的である。ところが、Ｍｓ点を下げることだけでは、残留応力を必ずしも安定的に改善できないという問題点があった。Ｍｓ点が低くても、その後の冷却過程で生じる膨張が直ちに終了してしまう（ラインＢ）の場合も多く、極めて小さいΔＬ_Ｂしか圧縮残留応力が生じない。一方、Ｍ_Ｓ点が多少高くても（Ｍ_Ｓ ^Ｃ）、その後の膨張変形が極めて大きい場合（ラインＣ）は収縮変形に移っても室温時には十分高い圧縮変形ΔＬ^Ｃが確保できる。つまり、上述の従来技術においては、Ｍｓ点の低下だけでなく、マルテンサイトの膨張変態を効率的に生じさせる方法が確立できていないという問題点があった。

その他、上述の溶接材料は焼入れ性が極めて高いため、ソリッドワイヤの場合、伸線性が悪く、高コストな溶接材料となる。また、溶接金属の粘性が高いため、薄板溶接で必要とされる高速性と、溶滴移行しにくいことによるスパッタ発生量増大といった実際の溶接ラインでの適用性を考慮しておらず、問題があった。溶接継手（金属）のみの規定で具体的な溶接ワイヤ又は溶接方法が提示されないものもあり、この場合は実現方法が不明である。一般的には、所定の溶接金属を実現する最も簡便な手段は、溶け込みが極めて浅くて母材希釈を考慮する必要がなく、かつ酸化消耗が生じないＴＩＧ溶接法を使うのが実用的である。このため、実施工で所望される高能率なＭＡＧ又はＭＩＧといった消耗電極式のガスシールドアーク溶接方法が提案されているとはいえない。

溶接材料の提案例の一つとして、フラックス入りワイヤを用いる手段が特許文献１７に提案されている。しかし、上述のとおり効率的な膨張変態を導く手段は提示されておらず、疲労強度の改善は不安定で、かつスラグを多量に発生させる厚板向きタイプで薄板向きではないため、薄板用としては電着塗装性の劣化、高速性の不足といった問題がある。

ソリッドワイヤとしてコストを下げる手段として、伸線性を向上すべく単体では伸線性が良好な異なる成分の２重構造にしたソリッドワイヤが非特許文献１に提案されている。しかし、やはり効率的な膨張変態を導く手段は提示されておらず、ワイヤ製造方法が特殊なため依然極めて高コストである。また、当ワイヤはＭＩＧ溶接でのアーク安定性を向上させ、溶接性を向上することを提案しているものの、ＭＩＧ溶接では陰極点・陽極点を安定させるためには、酸素量の向上及び電子放出を容易にするための特殊元素の添加等の手段が必要とされ、当ソリッドワイヤではこれらの考慮がなされていないため、未だ不足であった。

特開平６−３４０９４７ 特開平８−２５０８０ 特開２００２−３６１４８０ 特開２００２−３６１４８１ 特開平７−１７１６７９ 特開平９−２２７９８７ 特開２００４−１３６３１２ 特開昭５４−１３０４５１ 特開２０００−２８８７２８ 特開２００１−２４６４９５ 特開２００２−２７３５９９ 特開２００４−９８１０８ 特開２００４−９８１０９ 特開２００４−９８１１３ 特開２００４−９８１１４ 特開２００５−２３８３０５ 特開２００２−３０７１８９ 超鉄鋼ワークショップ Vol.9th 58-59P,2005/7/20］

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、Ｍｓ点を十分低下させるだけでなく、Ｍｓ点以下の冷却過程で生じる膨張変態を効率的に導くと共に、伸線性が優れていて、高酸素及び高窒素であり、低スラグ性が優れたフラックス入りワイヤを採用することにより、低コストで疲労強度を向上させることができ、高速溶接性、低スパッタ性、低スラグ性、及びアーク安定性を実現することができ、使い勝手の良好なガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ及び溶接方法を提供することを目的とする。

本発明に係るガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤは、鋼製外皮にフラックスを充填してなるアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全体の成分組成が、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０２乃至０．７０質量％、Ｓｉ：０．３０乃至１．５０質量％、Ｍｎ：０．５０乃至５．００質量％、Ｎｉ：２．０乃至９．５質量％、Ｃｒ：Ｎｉとの合計量で４．０乃至１８．０質量％（但し、Ｃｒを含まない場合も含む）、Ｏ：０．０２０質量％以上及びＮ：０．００２０乃至０．０４００質量％を含有し、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０３０質量％以下、Ｔｉ：０．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり２．００質量％未満、Ｂ：０．０１００質量％以下、ＲＥＭ（希土類元素）：０．５０質量％以下、Ｍｇ：１．００質量％以下、Ｆ及びＣａからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり０．１００質量％以下、Ｋ、Ｎａ及びＬｉからなる群から選択された少なくとも１種：総量で０．２００質量％以下に規制し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、かつフラックス率が７乃至３０質量％であることを特徴とする。

なお、本発明においては、Ｃｒは、Ｎｉとの合計量で４．０乃至１８．０質量％であるが、Ｎｉ単独でこの量が含まれていれば、Ｃｒは含まなくてもよい。

このガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全体の成分組成は、更に、ワイヤ全質量に対して、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり０．０５質量％以上２．００質量％未満、Ｂ：０．００１０乃至０．０１００、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０１乃至０．５０質量％、Ｍｇ：０．０５乃至１．００質量％、Ｆ及びＣａからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり０．００５乃至０．１００質量％、又は、Ｋ、Ｎａ及びＬｉからなる群から選択された少なくとも１種：総量で０．００１乃至０．２００質量％を含有することができる。

また、本発明に係るＭＩＧ溶接方法は、請求項１又は２に記載のワイヤを使用し、Ａｒが９６質量％以上、残部がＣＯ_２又はＯ_２の混合ガスをシールドガスとしてＭＩＧ溶接することを特徴とする。

又は、本発明に係るＭＩＧアーク溶接方法は、請求項１又は２に記載のワイヤを使用し、実質的に純Ａｒガスをシールドガスとして使用してＭＩＧ溶接することを特徴とする。

これらのＭＩＧアーク溶接方法において、パルスアーク溶接機を使用してＭＩＧ溶接することが好ましい。また、板厚１乃至５ｍｍで母材強度が４９０ＭＰａ以上の鋼板に適用することが好ましい。

本発明によれば、溶接部の冷却過程で大きな膨張変態を生じることにより、薄板の高速溶接における継手疲労強度の向上と、良好なビード形状、スパッタ及びヒューム量の抑制、耐電着塗装性の向上という効果を大きな設備投資を必要とせず、低いランニングコストで確実に実現することができる。このため、本発明のワイヤは、自動車産業等の鋼板軽量化を図るために極めて有効であり、環境の改善等につながる社会的意義が大きいものである。

以下、本発明の実施形態について添付の図面を参照して具体的に説明する。本願発明者等は、室温冷却時に圧縮残留応力を極力大きくするためには、Ｍｓ点を下げることはそれほど重要ではなく、Ｍｓ点後の膨張変態を高効率に生じさせることの方がより重要であることに着目した。そこで、本発明は、（１）Ｍｓ点以後の冷却過程における確実かつ高効率の膨張変態、（２）低コスト、（３）薄板溶接に要求される溶接作業性を全て満足することを目的として、研究を重ねた結果、以下の結論を得た。

（１）高効率の膨張変態を得るための技術は次のとおりである。
Ｍｓ点の低下にはこれまでに開発された技術のとおり、ＮｉとＣｒの多量添加が有効であるが、これだけではＭｓ点以下においてオーステナイトからマルテンサイトへの変態率が大きくなく、直ちに膨張が終了して、残留オーステナイトとして室温時に残ってしまう。本発明者等は、残留オーステナイトにさせないためには、溶接金属の酸素量の低下と窒素の積極添加の両立が必要であることを見いだした。更には、炭素を高含有量で添加することが好ましいこともわかった。これを実現するために、１）フラックスからのＮ、Ｃの積極添加、２）シールドガスの酸素量を極力減らした低酸素ＭＡＧ又はＭＩＧ溶接法の採用による溶接金属の酸素量低減によって高効率な膨張変態を可能にすることができた。更に、パルス溶接法を使用すると、入熱が減少するので、冷却速度が大きくなり、Ｍｓ点の低下及び高効率な膨張変態を起こすことに優位となる。

（２）低コスト化についての技術は次のとおりである。
ワイヤ形態として、ソリッドワイヤではワイヤ自体が硬化しやすく、伸線時に何度も焼鈍が必要となるのに対し、本発明のフラックス入りワイヤとすることで、良好な伸線性を有し、かつワイヤへの酸素の積極添加により、ＭＩＧ溶接時の陽極点・陰極点を安定化させ、安定なアーク安定性と低スパッタ量を実現した。なお、ワイヤで高酸素系であっても溶融池では強力な脱酸機能をもつ炭素等と結合し、離脱することから溶接金属の酸素量は極めて低く抑制できることも確認した。

また、ＭＩＧ溶接ではフラックス入りワイヤの欠点であるヒュームの多量発生を確実に抑制することが可能である。

Ｃｒ及びＮｉといった高価な元素を多量に含有しなくても、本願発明ではＭｓ点以後の高効率膨張変態が可能になるので、Ｍｓ点を下げるための元素であるＣｒ及びＮｉを多量に添加する必要が無いことも材料費としての低コスト化の要因である。Ｃについても、フラックス入りワイヤでは安価なグラファイトをフラックス成分の一部として利用でき、簡単に高炭素化が可能である。

（３）薄板の高速溶接を考慮した良好な作業性を得るための手段は次のとおりである。
Ｃｒ及びＮｉといった元素を多量に含有させると溶融池の粘性が高くなり高速溶接が困難になるが、本ワイヤではこれらの元素を低く抑えられるため、溶融池の粘性は低く薄板の高速溶接が可能である。更に、一般のフラックス入りワイヤではＣＯ_２又はＡｒ８０＋２０質量％ＣＯ_２（ＭＡＧ）程度までのシールドガスを対象として設計されているため、殆どの従来技術においては、アーク安定材のＴｉ、Ａｌ及びＺｒをＴｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２といった形で積極的に添加している。しかし、Ｔｉ，Ａｌ及びＺｒはスラグを生成させるため、自動車部品のような電着塗装するものの場合には、スラグ剥離で塗装がはげるという問題点がある。本発明のワイヤは、自動車用の薄板用途を重視して、Ｔｉ、Ａｌ及びＺｒを積極的に添加せず、作業性を向上させている。

上述の（２）で述べたとおり、フラックス入りワイヤの高酸素化により、ＭＩＧ溶接時のアーク安定性、低スパッタ化及び低ヒューム化も達成させている。更に、本発明のワイヤにパルス溶接を組み合わせることにより、更に一層、アーク安定化、スパッタ量減少及びヒューム量減少を達成できる。

以下に各成分の成分添加理由及び組成限定理由について説明する。この組成は、外皮のフープとフラックスとを合わせたワイヤ全体の成分の組成である。

「Ｃ：０．０２乃至０．７０質量％」
Ｃは溶接金属の強度を確保するだけでなく、冷却過程におけるＭｓ点通過以後の膨張変態を高効率に生じさせるために必要な成分である。Ｃが０．０２質量％未満では膨張変態の効率が低い。この膨張変態の効率を高めるためには、Ｃは０．０２質量％以上が必要で、望ましくは０．０８質量％以上、更に望ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｃを過剰に添加すると、炭化物が析出して疲労破壊の起点になり、逆に疲労強度が低下すると共に、ヒューム発生量も多くなる。Ｃを０．７０質量％を超えて添加すると、更に高温割れ及び低温割れが発生しやすくなる。従って、Ｃの上限は０．７０質量％である。但し、ヒューム量低減の観点から、Ｃは０．５０質量％以下が望ましい。

「Ｎｉ：２．０乃至９．５質量％」
Ｎｉは代表的なオーステナイト安定化元素であり、Ｍｓ点を下げるために有効な元素である。Ｍｓ点を適度な範囲で下げるためには、Ｎｉは２．０質量％以上の添加が必要である。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、その添加はコスト増となるばかりでなく、かつ過剰な添加では溶融池の粘性が上昇して高速溶接時にハンピングする、また、Ｎｉが多いと、スパッタ発生量が増加するといった短所が生じる。これらの問題は、Ｎｉが９．５質量％以下であれば許容されるが、本発明においては、Ｍｓ点が高くとも、以降の冷却過程で膨張変態が極めて大きいので、Ｍｓ点を過剰に下げる必要は無く、その意味で、Ｎｉは９．５質量％以下で十分であり、上記問題点をより少なくするためには、Ｎｉは５．９質量％以下がより好ましい。

「Ｃｒ：Ｎｉとの合計量で４．０乃至１８．０質量％（但し、Ｃｒを含まない場合も含む）」
ＣｒはＮｉと共に添加することでＭｓ点を低下させる。Ｃｒの単独添加では効果が無い。ＮｉとＣｒを合わせて４．０質量％未満では、Ｍｓ点を有効な範囲で下げることはできい。従って、Ｎｉ及びＣｒの合計量は、４．０質量％以上が必要である。一方、Ｎｉ及びＣｒの合計量が１８．０質量％を超えると、コスト増となるばかりでなく、溶融池の粘性が上昇して高速溶接時にハンピングし、また、スパッタ発生量が増加するといった問題が生じる。従って、ＮｉとＣｒとの合計量の上限は１８．０質量％である。なお、ＣｒはＮｉと共添することにより、その効果を発揮するものであるから、Ｃｒの単独添加（Ｎｉを添加しない場合）は本発明の範囲に含まれない。逆に、Ｎｉが４，０質量％以上含有されていれば、Ｃｒは無添加とすることができる。

「Ｓｉ：０．３０乃至１．５０質量％」
Ｓｉはビード形状を改善する効果がある。Ｓｉが０．３０質量％未満では、この機能が不足し、ビード形状のなじみ性が悪くなって、止端形状が劣化し、溶接部に応力集中しやすくなる。その結果、継手の疲労強度が低下する。望ましくは、Ｓｉは０．６０質量％以上である。一方、Ｓｉが１．５０質量％を超えると、溶融池の粘性が過剰となり、高速溶接時にハンピングしやすくなる。また、スラグを多量に発生させるので電着塗装性も劣化する。従って、Ｓｉは１．５０質量％以下とする。

「Ｍｎ：０．５０乃至５．００質量％」
Ｍｎはビード形状を改善したり、多量添加で焼入れ性を高めて、Ｍｓ点を下げる効果がある。Ｍｎが０．５０質量％未満では、ビード形状のなじみ性が悪くなって、止端形状が劣化し、溶接部に応力集中しやすくなる。その結果、継手の疲労強度が低下する。望ましくは、Ｍｎは１．００質量％以上である。一方、Ｍｎが５．００質量％を超えると、溶融池の粘性が過剰となり、高速溶接時にハンピングしやすくなると共に、ヒューム発生量が過剰となる。また、Ｍｎを５．００質量％を超えて添加すると、スラグを多量に発生させるので、電着塗装性も劣化する。従って、Ｍｎは５．００質量％以下、望ましくは、３．００質量％以下である。

「Ｏ：０．０２０質量％以上」
酸素はＭＩＧ溶接時に陰極点、陽極点を安定させ、良好なアーク安定性を得るために必須である。また、酸素の添加は、溶滴の酸素量を上昇させて表面張力を低下させ、溶滴の離脱性を改善して低スパッタ化を可能とする。特に、パルス溶接時にはその効果は大きい。ソリッドワイヤでは、Ｏを０．０２０質量％以上安定して添加することは難しいが、フラックス入りワイヤにすることで、例えば鉄粉を用いることにより、単位体積あたりの表面酸素が増加するので、容易に酸素の多量添加が可能である。なお、望ましくは、酸素は０．０４０質量％以上である。また、酸素を多量に添加することについては、弊害がなく、フラックス率との兼ね合いで、酸素の上限は実質上決まるので、酸素量としての上限値は設けない。

「Ｎ：０．００２０乃至０．０４００質量％」
一般的に、炭素鋼の溶接において、窒素は靭性を低下させたり、ブローホールを発生させるだけで、特段の利点はないので、極力低減されている。しかし、本発明では、Ｎは積極的に添加する。窒素は適正量の添加で溶接金属のＭｓ点以後の冷却過程におけるマルテンサイト変態を効率的に生じさせ、膨張を大きくさせる。逆に、Ｎ無添加では、図１のＢラインのように、Ｍｓ点が低くても、変態が直ちに終了し、圧縮応力増大とそれに伴う疲労強度改善効果は極めて限定的なレベルに留まる。

膨張を最大限に引き出すＮの効果はワイヤで０．００２０質量％以上の添加で有効となる。望ましくは、Ｎは０．００３５質量％以上である。一方、窒素量が多くなると、アークの安定性が悪くなり、０．０４００質量％を超えるＮの添加は、ブローホールを発生させることになる。望ましくは、Ｎは０．０２００質量％以下である。低合金系のソリッドワイヤで、Ｎを添加すると、溶製時に気孔欠陥が発生しやすいため、溶製が困難であるが、フラックス入りワイヤとすることで、フラックスからＮを積極的に添加させることができる。これもフラックス入りワイヤを選択する理由の一つである。

「Ｐ、Ｓ：夫々０．０３０質量％以下」
Ｐ及びＳは耐高温割れ性を低下させる元素であり、本発明の目的達成のためには、特段の積極添加の意味はない。従って、従来のワイヤと同等に工業的生産性とコストを考慮し０．０３０質量％以下に抑制する。

「Ｔｉ：０．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下」
Ｔｉ及びＡｌはアーク安定剤及び脱酸元素として多くのフラックス入りワイヤに添加されている。しかし、本発明は薄板用の溶接ワイヤであり、使用環境として、スラグ剥離工程が予定されていない。そして、本発明のワイヤは、電着塗装された薄板の溶接に適用される場合が極めて多い。そのため、スラグを生成するＴｉ及びＡｌの添加は、塗装性を阻害するので望ましくない。また、Ｔｉ及びＡｌが多いと、薄板で用いられる低電流溶接時のアーク安定性が劣化し、大粒のスパッタを発生させる。従って、工業的生産性とコストを考慮して、Ｔｉ：０．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下に抑制する。さらに望ましくは、Ｔｉ，Ａｌ共に０．１０質量％以下である。

「フラックス率：７乃至３０質量％」
フラックス率（充填率）が７質量％未満では、所定量の窒素及び酸素量を含ませることができず、かつフラックス成分の偏析が生じると共に外皮が肉厚となって溶滴が大きくなり、スパッタが増加する。一方、フラックス率が３０質量％を超えると、外皮が薄くなり、伸線加工中に断線が発生しやすくなり、製造が困難となる。

「Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕ：各元素あたり０．０５質量％以上２．００質量％未満」
Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕは添加しなくても、本発明の目的は達成されるが、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕは、夫々適当な量を添加することで、Ｍｓ点を低下させたり、適度な強度を確保する効果が得られる。これらの効果を得るためには、これらの元素は、夫々０．０５質量％以上添加することが必要である。一方、これらの元素が夫々２．００質量％以上になると、ワイヤの製造コストが高くなりすぎる。また、これらの元素が２．００質量％を超えると、溶融池の粘性が上昇して高速溶接時にハンピングしたり、スパッタ発生量が増加する。特に、Ｃｕは高温割れが発生するなどの欠点が顕著になる。このため、これらの元素は添加する場合は、２．００質量％未満にする。なお、構成外皮の表面にＣｕメッキした場合は、Ｃｕ量はこのメッキ層のＣｕも含んで２．００質量％未満に規制する。

「Ｂ：０．０１００質量％以下、又は０．００１０乃至０．０１００質量％」
Ｂは添加しなくても本発明の目的は達成できるが、Ｂを少量添加しただけで、Ｍｓ点を低下させ、かつ溶接金属の靭性を向上できる。この効果は、Ｂを０．００１０質量％以上添加することが必要である。一方、Ｂが０．０１００質量％を超えて添加されると、継手に高温割れを発生させる。このため、Ｂは添加する場合は、０．０１００質量％以下にする。

「ＲＥＭ（希土類元素）：０．５０質量％以下、又は０．０１乃至０．５０質量％」
ＲＥＭは希土類元素であり、例えば、Ｌａ，Ｃｅ等がある。ＲＥＭは添加しなくても本発明の目的を達成できるが、ＲＥＭを０．０１質量％以上添加すると、ＭＩＧ溶接時にアーク安定性が向上し、かつ溶接金属の酸素量がより低くてもＭｓ点を低下させることができる。一方、ＲＥＭが０．５０質量％を超えて添加されると、アーク安定化効果が飽和し、逆に溶滴が大粒化してスパッタが増加する。また、コストも高価となる。このため、ＲＥＭは添加する場合は、０．０１乃至０．５０質量％とする。

「Ｍｇ：１．００質量％以下、又は０．０５乃至１．００質量％」
Ｍｇは添加しなくても本発明の目的は達成されるが、Ｍｇ強力な脱酸成分であり、溶接金属の焼入れ性を高め、Ｍｓ点を低下させる。その効果は、Ｍｇを０．０５質量％以上添加することが必要である。一方、Ｍｇが１．００質量％を超えると、溶融池の粘性が上昇して、高速溶接時にハンピングし、またスパッタ発生量とヒューム量が増加するため、Ｍｇは１．００質量％以下にする。

「Ｆ，Ｃａ：夫々０．１００質量％以下、又は０．００５乃至０．１００質量％」
Ｆ及びＣａは添加しなくても本発明の目的は達成されるが、Ｆ及びＣａもまた強力な脱酸作用を有し、溶接金属の焼入れ性を高め、Ｍｓ点を低下させる。その効果は、Ｆ及びＣａを夫々０．００５質量％以上添加することが必要である。一方、Ｆ及びＣａが夫々０．１００質量％を超えると、溶融池の粘性が上昇して高速溶接時にハンピングし、またスパッタ発生量とヒューム量が増加する。このため、Ｆ及びＣａは、添加する場合は、夫々０．１００質量％以下にする。

「Ｋ、Ｎａ及びＬｉからなる群から選択された少なくとも1種：総量で０．２００質量％以下、又は０．００１乃至０．２００質量％」
Ｋ，Ｎａ及びＬｉは添加しなくても本発明の目的は達成されるが、Ｋ，Ｎａ及びＬｉは電子放出を容易にし、アーク安定化と溶滴移行を円滑にしてスパッタ発生量を低下させる作用を有する。特に、ＭＩＧ溶接ではその効果が大きい。Ｋ，Ｎａ及びＬｉの効果は、総量で０．００１質量％以上の添加で発揮される。一方、Ｋ，Ｎａ及びＬｉは総量で０．２００質量％を超えて添加しても、その添加効果が飽和してしまうと共に、アーク力が弱まって溶込み深さが浅くなり、溶融池が不安定となってハンピングするなどの問題が生じる。従って、Ｋ，Ｎａ及びＬｉの総量の上限値は０．２００質量％である。なお、Ｋ，Ｎａ及びＬｉはＫ_２Ｏ，Ｎａ_２Ｏ，Ｌｉ_２Ｏを主成分とする長石、ソーダガラス、カリガラス等を原料として、フラックス添加されるのが一般的である。

「Ａｒ：９６質量％以上、残部：ＣＯ_２若しくはＯ_２の混合ガス、望ましくは純Ａｒガスをシールドガスとして使用したＭＩＧ溶接」
シールドガスは溶接金属の酸素量を低下させて適度にＭｓ点を下げ、かつＭｓ点以下に冷却されたときの膨張変態を高効率に発生させるため、さらにヒューム発生量を抑制するために、できるだけ非酸化性が望ましい。少なくとも、Ａｒガスの割合が８０質量％以上のＡｒ比でなければ、残留応力低減とヒューム量抑制が困難であるが、Ａｒ９６質量％以上のＡｒ比が推奨される。更には、実質的に不純物しか含まない純Ａｒガスをシールドガスとして使用すると、劇的にこれらの特性を高めることが可能である。一般のワイヤでは、純Ａｒでのアーク安定性確保は不可能であるが、本発明のワイヤは、純Ａｒガスでも安定なアーク安定性を維持できる。なお、ここでいう純Ａｒは、Ａｒに不可避的不純物を含有することは許容される。

「パルス溶接機」
使用する溶接機は一般的な消耗電極式アーク溶接用として用いられる定電圧特性電源でも残留応力低減には特に問題ない。しかし、薄板溶接における高速溶接性、アーク安定性及び低ヒューム化を図るために、パルス溶接機との組合せが推奨される。特にシールドガスとして純Ａｒを用いる場合は、アーク安定性確保のためには、パルス溶接機が有効である。パルスの設定については特に限定しないが、ピーク電流３５０〜６００Ａ、ベース電流３０〜１００Ａ、１ピーク（立上り開始〜ピーク定常期〜立下り終了）の期間で０．８〜５．０ｍ秒が一般に使用される。

また、パルス溶接では、定電圧特性波形の溶接に比べて、同一溶着量の場合、電流値が１〜２割ほど低下し、入熱も減少することから、溶接部の冷却速度が増大する。その結果、焼入れ性が高まり、Ｍｓ点の低下に繋がって残留応力の低減に対しても好ましい。本発明は以下の強度の鋼板と板厚に適用することがより効果的である。

「母材強度：４９０ＭＰａ以上の鋼板」
溶接金属の変態膨張で鋼材熱影響部に発生する残留応力を低減できる理由は、溶接金属が膨張するときに鋼材側に発生する応力も、溶接金属への反力により圧縮応力になることによる。このため、より高い反力が期待できる高強度鋼板ほど疲労特性の改善も大きいと期待できる。鋼材強度が低い場合は、反力も低くならざるをえず、変態終了後の熱収縮で再び引張応力状態に戻ってしまう危険があるためである。引張応力が残留してしまえば、疲労強度の改善は望めない。そのため、本発明では、特に疲労強度向上が期待できる下限値として、適用母材の強度は４９０ＭＰａ以上となる。なお、母材強度の上限については特に限定する必要はない。現在一般に実用化されている薄鋼板の強度は１５００ＭＰａ程度が最大であり、この程度までの鋼板であれば、本発明のワイヤで疲労強度の改善を図ることができ、かつ継手引張強度の面でも溶接金属のオーバーマッチングを達成できる。

「板厚：１乃至５ｍｍ」
板厚が過度に薄いと、溶接時の入熱によって、鋼板の表面及び裏面がほぼ均一に熱せられ、更には溶融金属が裏側に達して、裏波と呼ばれる状態になる。このような状態になると、溶接金属がマルテンサイト変態時にほとんど自由に熱膨張してしまう。そのため、鋼材熱影響部側に反力が発生せず、疲労強度の改善効果は限定的になってしまう。この疲労強度が効果的に向上する下限板厚が１ｍｍである。

逆に、板厚が５ｍｍを超えると、拘束力が過剰になりすぎ、高強度な溶接金属となる性質をもつ本発明のワイヤでは、低温割れが発生する可能性がある。また、すみ肉脚長が大きくなることによって必然的にのど厚も大きくなり、高温割れも発生しやすくなる。このような問題点が生じない板厚の上限値が５ｍｍである。

次に、本発明の効果を実証する実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。下記表１に示す２種類の高張力鋼板を用いて、図２に示す溶接要領にて重ねすみ肉溶接を行った。鋼板１を重ね肉溶接した。ワイヤ２の突き出し長は１５ｍｍ、重ね部の幅は７ｍｍ、ルートギャップは０〜０．５ｍｍであって。また、溶接速度は１．２ｍ／分、ワイヤ径は１．２ｍｍ、シールドガス流量は１５リットル／分、トーチ前進角はなし（溶接線方向に直角）、溶接電流は板厚が３．２ｍｍの場合は３００Ａ、２．３ｍｍの場合は２３０Ａであった。

試験項目と判定方法は次のとおりである。
（１）疲労試験
溶接ワークから図３に示す疲労試験片を採取し、両振平面曲げ疲労試験を行った。幅の最大値は３０ｍｍ、最小値は２０ｍｍ、長さは９０ｍｍ、最小幅部分の湾曲は、曲率半径が４０ｍｍである。符号３が溶接部である。疲労試験は、周波数：２５Ｈｚの正弦波応力を２００万回印加し、その時間強度を疲労強度として測定した。７８０ＭＰａ級鋼板のＳＰ１の場合、２００ＭＰａ以上を◎、１７０ＭＰａ以上２００ＭＰａ未満を○、１７０ＭＰａ未満を×、４９０ＭＰａ級鋼板のＳＰ２の場合、１７０ＭＰａ以上を◎、１４０ＭＰａ以上１７０ＭＰａ未満を○、１４０ＭＰａ未満を×とし、夫々×の場合を疲労改善効果無しとして不合格とした。なお、ハンピングビードを発生した場合も、試験片は安定個所を探し、その場所から試験片を採取した。
（２）アークの安定性
溶接時のアーク安定性を○△×の３段階で官能評価した。良好な場合を○、多少スパッタが発生する場合を△、アークがふらついたり、大粒のスパッタが発生した場合を×とした。○、△を合格とし、×を実用に耐えないとして不合格とした。
（３）ヒューム発生量
ヒューム発生量をＪＩＳ Ｚ３９３０に基づき同じ溶接条件にて実測した値を◎○△×の４段階評価した。発生量３００ｍｇ／分以下を◎、３００超え５００ｍｇ／分以下を○、５００超え７００ｍｇ／分以下を△、７００ｍｇ／分超えを×とした。◎○△を合格、×を実用に耐えないとして不合格とした。
（４）ビード形状
すみ肉ビード形状を官能にて○△×の３段階で官能評価した。良好を○、若干なじみ性が劣る場合を△、オーバーラップ状の止端形状になったり、溶接線方向のビード幅が不均一な場合を×とした。○、△を合格とし、×を実用に耐えないとして不合格とした。
（５）塗装性
溶接後の電着塗装工程でスラグの剥離によって塗装も剥離してしまう危険性を評価するために、ビード上に生じたスラグの面積を○△×の３段階で官能評価した。ビード表面積に対しスラグ面積が１０質量％未満を○、１０質量％以上２０質量％未満を△、２０質量％以上を×とし、×を実用に耐えないとして不合格とした。
（６）欠陥の有無
溶接部に割れの発生、ブローホール及びピット等の気孔欠陥、又はビードが切れてしまうハンピング現象が発生した場合は全て不合格とした。
（７）価格
材料費及び製造コストを織り込んだワイヤの価格として、最も一般的に薄板用に適用されている汎用ワイヤＪＩＳ Ｚ３３１２ ＹＧＷ１２に対するコスト比較で３倍以下を○、３倍超え４倍未満を△、４倍超えを×とし、×を実用に耐えないとして不合格とした。
（８）他
工業製品としてワイヤの安定製造が困難な場合を記し、不合格とした。

下記表２乃至５は、フラックス溶接ワイヤの成分（一部ソリッドワイヤ有）、フラックス率、シールドガス組成、溶接電源の種類、適用鋼板を示す。この条件での各試験の評価結果を下記表６及び７に示す。

上記試験の結果、実施例Ｎｏ．１〜２５は、本発明の特許請求の範囲を満たす発明例であり、良好な継手疲労強度を示すと共に、高速溶接での安定性、スパッタ及びヒューム発生量、スラグの発生量といった溶接作業性面と、コスト面も十分実用的となっている。

一方、比較例Ｎｏ．２６〜６０は本発明の範囲から外れるものである。比較例Ｎｏ．２６，２７はＣが少ないため、Ｍｓ点が下がらず、疲労強度が低かった。比較例Ｎｏ．２８はＣが過剰なため、ヒューム発生量が過剰となり、更に割れが発生して、それが起点となって疲労強度も低かった。比較例Ｎｏ．２９はＳｉが少ないため、ビード形状が悪化し、応力集中により疲労強度が低下した。比較例Ｎｏ．３０はＳｉが過剰のため、溶融池の粘性が過剰となり、高速に耐えられず、ハンピングが発生した。また、スラグが多く発生し、電着塗装性が劣化した。比較例Ｎｏ．３１はＭｎが少ないため、ビード形状が悪化し、応力集中により疲労強度が悪かった。

比較例Ｎｏ．３２はＭｎが過剰のため溶融池の粘性が過剰となり、高速に耐えられず、ハンピングが発生した。また、スラグが多く発生し、電着塗装性が劣化した。ヒューム量も過剰となった。比較例Ｎｏ．３３，３４は夫々Ｐ，Ｓが過剰のため、高温割れが発生し、割れが起点となって疲労強度も低かった。比較例Ｎｏ．３５は酸素が低いため、陽極点、陰極点が不安定でアークがふらついた。ビード形状も溶接線方向に蛇行した。比較例Ｎｏ．３６，３７は窒素が低いため、Ｍｓ点が下がらず、疲労強度が悪かった。比較例Ｎｏ．３８は窒素が過剰であり、ブローホールが発生し、それが起点となって疲労強度も低かった。

比較例Ｎｏ．３９，４０は夫々Ｔｉ、Ａｌが過剰であり、溶滴が大きくなってアーク安定性が劣化し、更にスラグ量も多く、電着塗装性も悪かった。比較例Ｎｏ．４１は低Ｍｓ点を実現する手段として従来多く提案されている高Ｃｒ−高Ｎｉ−低Ｃ−低Ｎ系で、Ｎｉ及びＮｉ＋Ｃｒが過剰なため、極めて高コストであると共に、高速溶接ではハンピングが発生した。溶滴が大きくなり、スパッタも多く発生した。薄板の高母材希釈率の溶接に対してはＭｓ点低下も不足し、かつＮ量が低いのでＭｓ点後の膨張も不足し、引張残留応力が発生した。その結果、疲労強度も悪かった。比較例Ｎｏ．４２はＮｉが過剰であり、コストが過剰であり、高速溶接ではハンピングが発生した。溶滴が大きくなり、スパッタも多く発生した。比較例Ｎｏ．４３はＮｉ単体は問題ないが、Ｎｉ＋Ｃｒが過剰で、コストが過剰であり、高速溶接ではハンピングが発生した。溶滴が大きくなりスパッタも多く発生した。

比較例Ｎｏ．４４，４５，４６は夫々Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏが過剰であり、やはり極めて高コストであると共に、高速溶接ではハンピングが発生した。溶滴が大きくなりスパッタも多く発生した。比較例Ｎｏ．４７はＣｕが過剰であり、高温割れが発生し、それが起点となって疲労強度が悪かった。溶滴が大きくなりスパッタも多く発生した。比較例Ｎｏ．４８はＢが過剰であり、高温割れが発生し、それが起点となって疲労強度が悪かった。比較例Ｎｏ．４９はＲＥＭが過剰であり、非常に高コストであると共に、大粒のスパッタも多く発生した。比較例Ｎｏ．５０はフラックス率が低すぎて、Ｏ又はＮを必要量入れることができなかったため、Ｍｓ点が下がらず、疲労強度が悪かった。更に、ワイヤとしてもフラックス成分が安定して入らなかったためアーク安定性も悪かった。

比較例Ｎｏ．５１はフラックス率が高すぎて伸線工程中に断線やフラックスのこぼれが多発し、ワイヤとして製造困難であった。比較例Ｎｏ．５２はＪＩＳ Ｚ３３１３ ＹＦＷ−Ｃ５０ＤＭに適合する極めて一般的なフラックス入りワイヤである。Ｍｓ点を下げるための手法が施されておらず、かつ薄板の高速溶接を対象に設計されていないので、疲労強度が悪く、スラグ量が多く、電着塗装性が悪く、ＭＩＧ溶接でのアーク安定性が悪く、高速溶接でハンピングするといった数々の短所が露呈した。比較例Ｎｏ．５３は本発明の規定成分をソリッドワイヤで実現したものである。しかしソリッドワイヤでは、Ｏ及びＮを高めることが困難であり、アーク安定性が悪く、Ｍｓ点も下がらず疲労強度も悪かった。ビード形状もフラックス入りワイヤに比べてアークが広がらないので止端形状のなじみ性がやや劣った。これも疲労強度が上がらないのを助長していると考えられる。更に、ソリッドワイヤで低Ｍｓ点を実現する焼入れ性の高い成分系を製造すると、伸線性を確保するために、幾度も伸線途中で焼鈍を施しワイヤ強度を下げる必要がある。このため、極めて生産性が悪く、コストが非常に高くなった。

比較例Ｎｏ．５４はＮｉ＋Ｃｒが不足しており、Ｍｓ点低下とその後の膨張変態が不足し、疲労強度が低かった。比較例Ｎｏ．５５はＮｉ＋Ｃｒとしては規定内であるが、Ｎｉ無添加のため、Ｍｓ点低下とその後の膨張変態が不足し、疲労強度が低かった。比較例Ｎｏ．５６も同様にＮｉ＋Ｃｒとしては規定内であるが、Ｎｉが添加はされているものの不足しているため、Ｍｓ点低下とその後の膨張変態が不足し、疲労強度が低かった。比較例Ｎｏ．５７，５８は夫々Ｍｇ，Ｆが過剰であり、アーク安定性が悪く、スパッタとヒュームの発生量が多かった。また、溶融池の粘性も過剰でハンピングを生じた。比較例Ｎｏ．５９はＫ＋Ｎａ＋Ｌｉが過剰であり、アーク力が小さくなりすぎて溶融池が不安定となってハンピングが発生した。比較例Ｎｏ．６０はＣａが過剰であり、アーク安定性が悪く、スパッタとヒュームの発生量が多かった。溶融池の粘性も過剰でハンピングを生じた。

溶接金属の温度と伸びの関係である。 溶接試験の開先条件である。 疲労試験片の形状である。

符号の説明

１：鋼板
２：ワイヤ
３：溶接部

Claims (5)

1. 鋼製外皮にフラックスを充填してなるアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全体の成分組成が、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０２乃至０．７０質量％、Ｓｉ：０．３０乃至１．５０質量％、Ｍｎ：０．５０乃至５．００質量％、Ｎｉ：２．０乃至９．５質量％、Ｃｒ：Ｎｉとの合計量で４．０乃至１８．０質量％（但し、Ｃｒを含まない場合も含む）、Ｏ：０．０２０質量％以上及びＮ：０．００２０乃至０．０４００質量％を含有し、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０３０質量％以下、Ｔｉ：０．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以下、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり２．００質量％未満、Ｂ：０．０１００質量％以下、ＲＥＭ（希土類元素）：０．５０質量％以下、Ｍｇ：１．００質量％以下、Ｆ及びＣａからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり０．１００質量％以下、Ｋ、Ｎａ及びＬｉからなる群から選択された少なくとも１種：総量で０．２００質量％以下に規制し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、かつフラックス率が７乃至３０質量％であることを特徴とするガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ。
2. ワイヤ全体の成分組成は、更に、ワイヤ全質量に対して、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ及びＣｕからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり０．０５質量％以上２．００質量％未満、Ｂ：０．００１０乃至０．０１００質量％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０１乃至０．５０質量％、Ｍｇ：０．０５乃至１．００質量％、Ｆ及びＣａからなる群から選択された少なくとも１種：各元素あたり０．００５乃至０．１００質量％、又は、Ｋ、Ｎａ及びＬｉからなる群から選択された少なくとも１種：総量で０．００１乃至０．２００質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ。
3. 請求項１又は２に記載のワイヤを使用し、Ａｒが９６質量％以上、残部がＣＯ_２又はＯ_２の混合ガスをシールドガスとしてＭＩＧ溶接することを特徴とするＭＩＧアーク溶接方法。
4. 請求項１又は２に記載のワイヤを使用し、実質的に純Ａｒガスをシールドガスとして使用してＭＩＧ溶接することを特徴とするＭＩＧアーク溶接方法。
5. パルスアーク溶接機を使用してＭＩＧ溶接することを特徴とする請求項３又は４に記載のＭＩＧアーク溶接方法。
   
   
   

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