JP3120912B2 - ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ - Google Patents
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接作業性が良好で、
かつ優れた低温じん性を得るガスシールドアーク溶接用
フラックス入りワイヤに関するものである。
かつ優れた低温じん性を得るガスシールドアーク溶接用
フラックス入りワイヤに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】フラックス入りワイヤは、ビード外観・
溶接作業性が良好であることおよび溶接能率が向上する
ことから、軟鋼および４９０MPa 級高張力鋼の溶接に広
く使用されている。一方、５９０MPa 級高張力鋼・低温
用Ａｌキルド鋼の溶接には、例えば低水素系の被覆アー
ク溶接棒が多く使用されているが、溶接能率を高めるた
め、フラックス入りワイヤの開発が強く要望されてい
る。
溶接作業性が良好であることおよび溶接能率が向上する
ことから、軟鋼および４９０MPa 級高張力鋼の溶接に広
く使用されている。一方、５９０MPa 級高張力鋼・低温
用Ａｌキルド鋼の溶接には、例えば低水素系の被覆アー
ク溶接棒が多く使用されているが、溶接能率を高めるた
め、フラックス入りワイヤの開発が強く要望されてい
る。
【０００３】従来、軟鋼および４９０MPa 級高張力鋼の
溶接に使用されていたフラックス入りワイヤにおいて
は、ルチールを主成分とするフラックスが充填剤として
使用されている。このルチール系フラックス入りワイヤ
は、上述したように、溶接作業性という面では優れた特
徴を持つが、一方、溶接金属の材質面からはじん性確保
が難しく、特に−２０℃以下の低温域においてじん性を
確保するのは困難とされていた。この理由としては、Ｔ
ｉＯ2 が酸化性酸化物であり、溶接時において溶融金属
から溶融スラグが浮上・分離し難いため、非金属介在物
として溶接金属に残留し、その結果として溶接金属中の
酸素量が７００〜９００ppm と著しく高くなるために起
因する。
溶接に使用されていたフラックス入りワイヤにおいて
は、ルチールを主成分とするフラックスが充填剤として
使用されている。このルチール系フラックス入りワイヤ
は、上述したように、溶接作業性という面では優れた特
徴を持つが、一方、溶接金属の材質面からはじん性確保
が難しく、特に−２０℃以下の低温域においてじん性を
確保するのは困難とされていた。この理由としては、Ｔ
ｉＯ2 が酸化性酸化物であり、溶接時において溶融金属
から溶融スラグが浮上・分離し難いため、非金属介在物
として溶接金属に残留し、その結果として溶接金属中の
酸素量が７００〜９００ppm と著しく高くなるために起
因する。
【０００４】このような問題を解決するものの一例とし
て、特公昭５９−４４１５９号公報においてフラックス
中にＭｇを添加し、更に金属Ｔｉ或いはＦｅ−Ｔｉなど
の状態でＴｉを添加し、溶接金属の酸素量を低減させる
ことによって低温じん性の改善を図るという発明が開示
されている。しかし、ルチール系フラックス入りワイヤ
では単にＭｇおよびＴｉを添加するだけでは溶接金属の
酸素量を減少することはできず、従って低温じん性改善
は不十分であった。
て、特公昭５９−４４１５９号公報においてフラックス
中にＭｇを添加し、更に金属Ｔｉ或いはＦｅ−Ｔｉなど
の状態でＴｉを添加し、溶接金属の酸素量を低減させる
ことによって低温じん性の改善を図るという発明が開示
されている。しかし、ルチール系フラックス入りワイヤ
では単にＭｇおよびＴｉを添加するだけでは溶接金属の
酸素量を減少することはできず、従って低温じん性改善
は不十分であった。
【０００５】このようなルチール系フラックス入りワイ
ヤの欠点を解消するものとして、特開昭５２−１２５４
３７号公報では、金属弗化物を主成分に金属炭酸塩やス
ラグ生成剤・強脱酸剤の調整により低温じん性改善を図
る発明が開示されている。しかし、この発明においても
溶接金属中の酸素量の低減という点では改善されている
が、ミクロ組織微細化がなされておらず、そのため−６
０℃近傍の低温度域においてじん性を確保するには未だ
改善不十分であった。
ヤの欠点を解消するものとして、特開昭５２−１２５４
３７号公報では、金属弗化物を主成分に金属炭酸塩やス
ラグ生成剤・強脱酸剤の調整により低温じん性改善を図
る発明が開示されている。しかし、この発明においても
溶接金属中の酸素量の低減という点では改善されている
が、ミクロ組織微細化がなされておらず、そのため−６
０℃近傍の低温度域においてじん性を確保するには未だ
改善不十分であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題を
解決し、溶接作業性が良好で、かつ優れたじん性を得る
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを提供
するものである。
解決し、溶接作業性が良好で、かつ優れたじん性を得る
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを提供
するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、鋼製外皮にフラックスを充填してなるガスシー
ルドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイ
ヤ全重量に対して重量％で、 金属弗化物：２．０〜７．０％、 ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％、 Ｓｉ ：０．２〜１．０％、 Ｍｎ ：１．０〜３．０％、 Ｎｉ ：０．５〜４．５％、 Ｔｉ ：０．０２〜０．１０％、 Ｍｇ ：０．１〜０．６％、 Ａｌ ：０．０１〜０．０９％、 Ｂ ：０．００２〜０．０１０％ を含有し、 ＭｇとＡｌ量が０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ の範囲にあることを特徴とするガスシールドアーク溶接
用フラックス入りワイヤ。および鋼製外皮にフラック
スを充填してなるガスシールドアーク溶接用フラックス
入りワイヤにおいて、ワイヤ全重量に対して重量％で、 金属弗化物：２．０〜７．０％、 ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％、 Ｓｉ ：０．２〜１．０％、 Ｍｎ ：１．０〜３．０％、 Ｎｉ ：０．５〜４．５％、 Ｔｉ ：０．０２〜０．１０％、 Ｍｇ ：０．１〜０．６％、 Ａｌ ：０．０１〜０．０９％、 Ｂ ：０．００２〜０．０１０％ を含有し、かつ Ｃｒ ：０．２〜０．８％、 Ｍｏ ：０．１〜０．６％ の１種または２種を含有し、さらに ＭｇとＡｌ量が０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ の範囲にあることを特徴とするガスシールドアーク溶接
用フラックス入りワイヤにある。
ろは、鋼製外皮にフラックスを充填してなるガスシー
ルドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイ
ヤ全重量に対して重量％で、 金属弗化物：２．０〜７．０％、 ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％、 Ｓｉ ：０．２〜１．０％、 Ｍｎ ：１．０〜３．０％、 Ｎｉ ：０．５〜４．５％、 Ｔｉ ：０．０２〜０．１０％、 Ｍｇ ：０．１〜０．６％、 Ａｌ ：０．０１〜０．０９％、 Ｂ ：０．００２〜０．０１０％ を含有し、 ＭｇとＡｌ量が０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ の範囲にあることを特徴とするガスシールドアーク溶接
用フラックス入りワイヤ。および鋼製外皮にフラック
スを充填してなるガスシールドアーク溶接用フラックス
入りワイヤにおいて、ワイヤ全重量に対して重量％で、 金属弗化物：２．０〜７．０％、 ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％、 Ｓｉ ：０．２〜１．０％、 Ｍｎ ：１．０〜３．０％、 Ｎｉ ：０．５〜４．５％、 Ｔｉ ：０．０２〜０．１０％、 Ｍｇ ：０．１〜０．６％、 Ａｌ ：０．０１〜０．０９％、 Ｂ ：０．００２〜０．０１０％ を含有し、かつ Ｃｒ ：０．２〜０．８％、 Ｍｏ ：０．１〜０．６％ の１種または２種を含有し、さらに ＭｇとＡｌ量が０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ の範囲にあることを特徴とするガスシールドアーク溶接
用フラックス入りワイヤにある。
【０００８】
【作用】上述した如く、ルチール系フラックス入りワイ
ヤは溶接作業性が優れる点にその最大の特長があるが、
溶接金属の酸素量が高く、低温じん性を確保するという
目的に対して本質的に不向きである。一方、金属弗化物
を主成分とするフラックス入りワイヤでは、溶接金属の
酸素量は２００〜３００ppm 程度の範囲まで低下する。
しかしながら、従来のワイヤ組成に単にミクロ組織微細
化に有効であるとされているＴｉ・Ｂを複合添加しても
溶接金属のミクロ組織は微細化されず、低温じん性は何
等の改善も見られなかった。
ヤは溶接作業性が優れる点にその最大の特長があるが、
溶接金属の酸素量が高く、低温じん性を確保するという
目的に対して本質的に不向きである。一方、金属弗化物
を主成分とするフラックス入りワイヤでは、溶接金属の
酸素量は２００〜３００ppm 程度の範囲まで低下する。
しかしながら、従来のワイヤ組成に単にミクロ組織微細
化に有効であるとされているＴｉ・Ｂを複合添加しても
溶接金属のミクロ組織は微細化されず、低温じん性は何
等の改善も見られなかった。
【０００９】この原因について本発明者らは種々検討し
た結果、 粒内フェライトの核生成サイトとなるのは、Ｔｉ2 Ｏ
3 などのＴｉ酸化物であり、粒内フェライトの核となる
有効なＴｉ酸化物が不足すると、ミクロ組織の微細化が
十分に達成されない。 γ粒界に偏析し初析フェライトの生成を抑制するフリ
ーＢが、溶接過程で酸化消耗する、或いは窒化物を形成
するため、十分に確保できず、ミクロ組織の微細化が十
分に達成されないため、じん性が改善されないことを見
いだした。
た結果、 粒内フェライトの核生成サイトとなるのは、Ｔｉ2 Ｏ
3 などのＴｉ酸化物であり、粒内フェライトの核となる
有効なＴｉ酸化物が不足すると、ミクロ組織の微細化が
十分に達成されない。 γ粒界に偏析し初析フェライトの生成を抑制するフリ
ーＢが、溶接過程で酸化消耗する、或いは窒化物を形成
するため、十分に確保できず、ミクロ組織の微細化が十
分に達成されないため、じん性が改善されないことを見
いだした。
【００１０】そこで、ミクロ組織を微細化し低温じん性
を改善するには、 充填フラックス中の主たるスラグ剤である金属弗化物
を適量確保してスラグの酸素ポテンシャルを極力低め、
更にＡｌ・Ｍｇなどによりスラグ剤中のＴｉＯ2 の還元
を促進させることが第１に必要である。 更に上記の効果に加えて、比較的高温下でＡｌ・Ｔ
ｉなどの一部が窒化物を形成することによりＢが窒化物
を形成するのを妨げ、γ粒界に偏析し初析フェライトの
生成を抑制するフリーＢを確保することができるように
する。 以上２点の達成により初めて達成できることを見いだし
たものである。
を改善するには、 充填フラックス中の主たるスラグ剤である金属弗化物
を適量確保してスラグの酸素ポテンシャルを極力低め、
更にＡｌ・Ｍｇなどによりスラグ剤中のＴｉＯ2 の還元
を促進させることが第１に必要である。 更に上記の効果に加えて、比較的高温下でＡｌ・Ｔ
ｉなどの一部が窒化物を形成することによりＢが窒化物
を形成するのを妨げ、γ粒界に偏析し初析フェライトの
生成を抑制するフリーＢを確保することができるように
する。 以上２点の達成により初めて達成できることを見いだし
たものである。
【００１１】以下に、本発明における成分組成限定理由
について述べる。 金属弗化物：２．０〜７．０％ 金属弗化物は、スラグ剤として溶融金属を被包しビード
形成を良好にすると共に、溶融金属からのスラグの浮上
分離を促し、溶接金属中の酸素量を低下させるため使用
する。この金属弗化物としてはＣａＦ2 ，ＭｇＦ2 ，Ｂ
ａＦ2 ，ＭｎＦ2 ，Ｋ2 ＳｉＦ6 ，ＳｒＦ2 などが有効
であり、アルカリ金属弗化物を用いる場合はアークの安
定性も向上させる。２．０％未満では上記効果が得られ
ず、また、７．０％を超えるとスラグの流動性が過剰と
なりビード形状が悪化するので、金属弗化物は２．０〜
７．０％とした。
について述べる。 金属弗化物：２．０〜７．０％ 金属弗化物は、スラグ剤として溶融金属を被包しビード
形成を良好にすると共に、溶融金属からのスラグの浮上
分離を促し、溶接金属中の酸素量を低下させるため使用
する。この金属弗化物としてはＣａＦ2 ，ＭｇＦ2 ，Ｂ
ａＦ2 ，ＭｎＦ2 ，Ｋ2 ＳｉＦ6 ，ＳｒＦ2 などが有効
であり、アルカリ金属弗化物を用いる場合はアークの安
定性も向上させる。２．０％未満では上記効果が得られ
ず、また、７．０％を超えるとスラグの流動性が過剰と
なりビード形状が悪化するので、金属弗化物は２．０〜
７．０％とした。
【００１２】ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％ ＴｉＯ2 は、粒内フェライトの核となるＴｉ酸化物を確
保する上で必須の成分である。ＴｉＯ2 はワイヤ先端の
溶滴の段階、つまりは非常に高温の状態で還元が進み、
溶滴がアーク中を飛行し溶融池に至る段階で還元された
Ｔｉが溶融スラグから供給される酸素により再度酸化さ
れＴｉ酸化物となる。こうして形成されたＴｉ酸化物は
ＴｉＯ2 Ｏ3 などの低級酸化物であり、粒内フェライト
の核となり微細なアシキュラーフェライト組織の生成を
促進する。また、溶接ビードに対するスラグ形成剤およ
びアーク安定剤としての性質も示す。しかし、ワイヤ全
重量に対して０．１％未満ではミクロ組織微細化に有効
なＴｉ酸化物が確保できず、従って低温じん性が改善さ
れない。また、１．５％を超えると溶接金属中の酸素量
が増加し、大形の非金属介在物が増加するためミクロ組
織が微細化されず、じん性が低下するのでＴｉＯ2 は
０．１〜１．５％とした。
保する上で必須の成分である。ＴｉＯ2 はワイヤ先端の
溶滴の段階、つまりは非常に高温の状態で還元が進み、
溶滴がアーク中を飛行し溶融池に至る段階で還元された
Ｔｉが溶融スラグから供給される酸素により再度酸化さ
れＴｉ酸化物となる。こうして形成されたＴｉ酸化物は
ＴｉＯ2 Ｏ3 などの低級酸化物であり、粒内フェライト
の核となり微細なアシキュラーフェライト組織の生成を
促進する。また、溶接ビードに対するスラグ形成剤およ
びアーク安定剤としての性質も示す。しかし、ワイヤ全
重量に対して０．１％未満ではミクロ組織微細化に有効
なＴｉ酸化物が確保できず、従って低温じん性が改善さ
れない。また、１．５％を超えると溶接金属中の酸素量
が増加し、大形の非金属介在物が増加するためミクロ組
織が微細化されず、じん性が低下するのでＴｉＯ2 は
０．１〜１．５％とした。
【００１３】Ｓｉ：０．２〜１．０％ Ｓｉは脱酸剤として使用し、溶接金属の酸素量を低減さ
せる上で効果がある。しかし、０．２％未満では脱酸力
が不足しブローホールが発生し、また、１．０％を超え
るとフェライトを固溶硬化させじん性を低下させるの
で、Ｓｉの範囲は０．２〜１．０％とした。
せる上で効果がある。しかし、０．２％未満では脱酸力
が不足しブローホールが発生し、また、１．０％を超え
るとフェライトを固溶硬化させじん性を低下させるの
で、Ｓｉの範囲は０．２〜１．０％とした。
【００１４】Ｍｎ：１．０〜３．０％ Ｍｎは脱酸を補助し、溶融金属の流動性を改善する上で
効果があり、また、強度・じん性を改善する上でも有効
である。１．０％未満では脱酸不足となり溶接欠陥が発
生し易く、３．０％を超えると溶接金属が脱酸過剰とな
りピットやブローホールが発生し易くなるので１．０〜
３．０％とした。
効果があり、また、強度・じん性を改善する上でも有効
である。１．０％未満では脱酸不足となり溶接欠陥が発
生し易く、３．０％を超えると溶接金属が脱酸過剰とな
りピットやブローホールが発生し易くなるので１．０〜
３．０％とした。
【００１５】Ｎｉ：０．５〜４．５％ Ｎｉは強度・低温じん性を確保するために添加するが、
０．５％未満では十分なじん性改善効果が得られず、ま
た、４．５％を超えると高温割れが発生し易くなるので
０．５〜４．５％とした。
０．５％未満では十分なじん性改善効果が得られず、ま
た、４．５％を超えると高温割れが発生し易くなるので
０．５〜４．５％とした。
【００１６】Ｔｉ：０．０２〜０．１０％ Ｔｉは強脱酸剤であり、一部が酸化されスラグオフされ
一部が溶接金属に歩留まる。この溶接金属に歩留まるＴ
ｉは、初期の凝固過程の高温域でＢより先に窒化物を形
成しＮを固定し、以降の凝固過程でＢがＢＮを形成する
ことなくフリーＢとしてγ粒界に偏析する上で必須の成
分である。このフリーＢは、粒界に生成する粗大なフェ
ライト生成を抑制し、Ｔｉ酸化物による粒内フェライト
微細化効果と相乗して初めて低温じん性改善効果が得ら
れる。この効果は、ＴｉＯ2 の還元によるＴｉ量確保の
みでは不十分であり、金属Ｔｉを添加することにより初
めて上記効果が得られる。しかし、０．０２％未満では
金属Ｔｉのほとんどが酸化消耗し、溶接金属にＴｉＮを
形成する上で十分なＴｉが歩留まらないため、上記効果
が十分得られずミクロ組織の微細化が不十分となり、じ
ん性改善効果が得られないので下限を０．０２％とし
た。また、０．１０％を超えると固溶Ｔｉが増加し、溶
接金属が過度に硬化し著しくじん性が低下するので、上
限を０．１０％とした。
一部が溶接金属に歩留まる。この溶接金属に歩留まるＴ
ｉは、初期の凝固過程の高温域でＢより先に窒化物を形
成しＮを固定し、以降の凝固過程でＢがＢＮを形成する
ことなくフリーＢとしてγ粒界に偏析する上で必須の成
分である。このフリーＢは、粒界に生成する粗大なフェ
ライト生成を抑制し、Ｔｉ酸化物による粒内フェライト
微細化効果と相乗して初めて低温じん性改善効果が得ら
れる。この効果は、ＴｉＯ2 の還元によるＴｉ量確保の
みでは不十分であり、金属Ｔｉを添加することにより初
めて上記効果が得られる。しかし、０．０２％未満では
金属Ｔｉのほとんどが酸化消耗し、溶接金属にＴｉＮを
形成する上で十分なＴｉが歩留まらないため、上記効果
が十分得られずミクロ組織の微細化が不十分となり、じ
ん性改善効果が得られないので下限を０．０２％とし
た。また、０．１０％を超えると固溶Ｔｉが増加し、溶
接金属が過度に硬化し著しくじん性が低下するので、上
限を０．１０％とした。
【００１７】Ｍｇ：０．１〜０．６％ Ｍｇは高温のアーク中において酸素と反応し、ワイヤ先
端の溶滴の段階で脱酸反応が行われ、溶接金属の酸素量
を低減させる上で効果がある。更に、Ａｌと複合添加す
ることによりＴｉＯ2 の還元を促進し、粒内フェライト
の核となりミクロ組織微細化に有効なＴｉ酸化物を確保
する上で必須の成分である。しかし、０．１％未満では
上記効果が不足し、また、０．６％を超えるとアーク長
が過大となり立向溶接において溶融金属が垂れ下がり、
ビード形成が不可能となるので、Ｍｇは０．１〜０．６
％とした。
端の溶滴の段階で脱酸反応が行われ、溶接金属の酸素量
を低減させる上で効果がある。更に、Ａｌと複合添加す
ることによりＴｉＯ2 の還元を促進し、粒内フェライト
の核となりミクロ組織微細化に有効なＴｉ酸化物を確保
する上で必須の成分である。しかし、０．１％未満では
上記効果が不足し、また、０．６％を超えるとアーク長
が過大となり立向溶接において溶融金属が垂れ下がり、
ビード形成が不可能となるので、Ｍｇは０．１〜０．６
％とした。
【００１８】Ａｌ：０．０１〜０．０９％ Ａｌは強脱酸剤であり、スラグ剤であるＴｉＯ2 からＴ
ｉを還元し、ミクロ組織微細化に有効なＴｉ酸化物を確
保する上で必須の成分である。しかし、０．０１％未満
ではＴｉＯ2 還元効果が不足するため、粒内フェライト
の核となるＴｉ酸化物が確保できず、従って、ミクロ組
織が細粒化されないため低温じん性が改善されない。ま
た、０．１０％以上になるとＡｌ酸化物が急激に増加し
てＴｉ酸化物と大形の複合酸化物を形成する結果、Ｔｉ
酸化物が粒内フェライトの核として機能しなくなり、ミ
クロ組織が微細化されないためじん性が低下するので、
Ａｌ量は０．０１〜０．０９％とした。
ｉを還元し、ミクロ組織微細化に有効なＴｉ酸化物を確
保する上で必須の成分である。しかし、０．０１％未満
ではＴｉＯ2 還元効果が不足するため、粒内フェライト
の核となるＴｉ酸化物が確保できず、従って、ミクロ組
織が細粒化されないため低温じん性が改善されない。ま
た、０．１０％以上になるとＡｌ酸化物が急激に増加し
てＴｉ酸化物と大形の複合酸化物を形成する結果、Ｔｉ
酸化物が粒内フェライトの核として機能しなくなり、ミ
クロ組織が微細化されないためじん性が低下するので、
Ａｌ量は０．０１〜０．０９％とした。
【００１９】Ｂ：０．００２〜０．０１０％ Ｂは前述のようにγ粒界に偏析し初析フェライトの生成
を抑制し、溶接金属のミクロ組織を微細化し、じん性を
大幅に改善する。しかし、０．００２％未満ではミクロ
組織微細化によるじん性改善効果が得られず、また、
０．０１０％を超えると炭化物を形成し著しくじん性を
損なうので０．００２〜０．０１０％とした。
を抑制し、溶接金属のミクロ組織を微細化し、じん性を
大幅に改善する。しかし、０．００２％未満ではミクロ
組織微細化によるじん性改善効果が得られず、また、
０．０１０％を超えると炭化物を形成し著しくじん性を
損なうので０．００２〜０．０１０％とした。
【００２０】０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ ＴｉＯ2 は、溶接過程において一部が還元されＴｉとし
て溶接金属中に歩留まる。この還元されたＴｉは、凝固
過程において再度酸化されＴｉ酸化物となり、これが粒
内フェライトの核生成サイトとなる。また、γ粒界から
生成する初析フェライトの生成を抑制させるには、フリ
ーＢが必要である。Ｂは凝固過程で一部が酸化消耗し、
溶接金属中に歩留まるが、溶接凝固過程においてＢ以外
に有効な窒化物形成元素が不足すると、Ｂ窒化物となり
フリーＢが不足することになり、ミクロ組織が微細化さ
れない。これを防ぐには、少量の金属Ｔｉを添加し、溶
接金属に歩留まるＴｉを確保し、ＴｉＮを生成させるこ
とにより初めて実現できる。Ｍｇ・Ａｌは、ＴｉＯ2 か
らＴｉの還元および金属Ｔｉの消耗を抑えＴｉＮを確保
する上で必須の成分である。しかし、Ｍｇ・Ａｌの一方
が不足してもミクロ組織微細化に必要なＴｉ酸化物・窒
化物が確保できず、また、過剰に添加すると固溶Ｔｉが
増加し溶接金属のじん性を著しく害する。
て溶接金属中に歩留まる。この還元されたＴｉは、凝固
過程において再度酸化されＴｉ酸化物となり、これが粒
内フェライトの核生成サイトとなる。また、γ粒界から
生成する初析フェライトの生成を抑制させるには、フリ
ーＢが必要である。Ｂは凝固過程で一部が酸化消耗し、
溶接金属中に歩留まるが、溶接凝固過程においてＢ以外
に有効な窒化物形成元素が不足すると、Ｂ窒化物となり
フリーＢが不足することになり、ミクロ組織が微細化さ
れない。これを防ぐには、少量の金属Ｔｉを添加し、溶
接金属に歩留まるＴｉを確保し、ＴｉＮを生成させるこ
とにより初めて実現できる。Ｍｇ・Ａｌは、ＴｉＯ2 か
らＴｉの還元および金属Ｔｉの消耗を抑えＴｉＮを確保
する上で必須の成分である。しかし、Ｍｇ・Ａｌの一方
が不足してもミクロ組織微細化に必要なＴｉ酸化物・窒
化物が確保できず、また、過剰に添加すると固溶Ｔｉが
増加し溶接金属のじん性を著しく害する。
【００２１】表２に示す成分の軟鋼外皮を使用して作製
した表１に示すワイヤについて、表３・図２の溶接条件
・開先形状による検討例を図１に示す。同図から明らか
な如く、金属Ｍｇ・Ａｌ量（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）が増加
するに比例して、溶接金属中のＴｉ量が増加する。この
Ｔｉ量増加に比例して溶接金属のｖＴｒｓ（破面遷移温
度）は改善されるが、この効果は金属Ｍｇ・Ａｌ量（Ｍ
ｇ＋１０×Ａｌ）が０．５から１．５の範囲において顕
著になる。しかし、Ｍｇが添加されていないワイヤＡ３
では、金属Ｍｇ・Ａｌ量（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）は１．０
であるが、Ａｌ単独ではＴｉ量確保が不十分であるため
じん性が低い。すなわち、Ｔｉ酸化物・窒化物という形
態まで制御することにより初めてミクロ組織の微細化が
達成され、溶接金属のじん性が改善される。そのために
は金属ＭｇとＡｌ量を適正範囲で添加することが必須で
ある。
した表１に示すワイヤについて、表３・図２の溶接条件
・開先形状による検討例を図１に示す。同図から明らか
な如く、金属Ｍｇ・Ａｌ量（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）が増加
するに比例して、溶接金属中のＴｉ量が増加する。この
Ｔｉ量増加に比例して溶接金属のｖＴｒｓ（破面遷移温
度）は改善されるが、この効果は金属Ｍｇ・Ａｌ量（Ｍ
ｇ＋１０×Ａｌ）が０．５から１．５の範囲において顕
著になる。しかし、Ｍｇが添加されていないワイヤＡ３
では、金属Ｍｇ・Ａｌ量（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）は１．０
であるが、Ａｌ単独ではＴｉ量確保が不十分であるため
じん性が低い。すなわち、Ｔｉ酸化物・窒化物という形
態まで制御することにより初めてミクロ組織の微細化が
達成され、溶接金属のじん性が改善される。そのために
は金属ＭｇとＡｌ量を適正範囲で添加することが必須で
ある。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】本発明は以上の成分と残部は実質的に鉄か
らなるワイヤであるが、更にこれに下記のようにＣｒ，
Ｍｏの１種または２種を含有せしめた本発明ワイヤは、
より高強度で高じん性の溶接金属を得ることができる。
らなるワイヤであるが、更にこれに下記のようにＣｒ，
Ｍｏの１種または２種を含有せしめた本発明ワイヤは、
より高強度で高じん性の溶接金属を得ることができる。
【００２６】Ｃｒ：０．２〜０．８ Ｃｒは強度を高めるために適量添加する。しかし、０．
２％未満では強度を高める効果が十分得られず、また、
０．８％を超えるとじん性が低下するので０．２〜０．
８％とした。 Ｍｏ：０．１〜０．６％ Ｍｏは溶接金属の焼き戻し軟化抵抗を高め、大入熱溶接
におけるミクロ組織粗大化による強度の低下を防ぐため
に使用する。しかし、０．１％未満では上記効果が不足
し、また０．６％を超えるとＭｏの炭化物を析出し、溶
接金属を著しく硬化させじん性を低下させるので０．１
〜０．６％とした。以下実施例により本発明を説明す
る。
２％未満では強度を高める効果が十分得られず、また、
０．８％を超えるとじん性が低下するので０．２〜０．
８％とした。 Ｍｏ：０．１〜０．６％ Ｍｏは溶接金属の焼き戻し軟化抵抗を高め、大入熱溶接
におけるミクロ組織粗大化による強度の低下を防ぐため
に使用する。しかし、０．１％未満では上記効果が不足
し、また０．６％を超えるとＭｏの炭化物を析出し、溶
接金属を著しく硬化させじん性を低下させるので０．１
〜０．６％とした。以下実施例により本発明を説明す
る。
【００２７】
〔実施例１〕表４に示すワイヤを用いて、表５および図
３に示す溶接条件・開先形状により５９０MPa 級高張力
鋼溶着金属を作製した。この溶着金属から引張試験片お
よびシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を行った
結果を表６に示した。また、−８０℃の吸収エネルギー
が４８Ｊ以上あれば良好な低温じん性を有するとした。
３に示す溶接条件・開先形状により５９０MPa 級高張力
鋼溶着金属を作製した。この溶着金属から引張試験片お
よびシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を行った
結果を表６に示した。また、−８０℃の吸収エネルギー
が４８Ｊ以上あれば良好な低温じん性を有するとした。
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【表６】
【００３１】表４においてＢ１〜Ｂ４が本発明ワイヤで
あり、Ｃ１〜Ｃ４が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＢ１〜Ｂ
４のワイヤは、いずれも母材強度に適した強度を得、か
つ良好な低温じん性を得た。
あり、Ｃ１〜Ｃ４が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＢ１〜Ｂ
４のワイヤは、いずれも母材強度に適した強度を得、か
つ良好な低温じん性を得た。
【００３２】一方、Ｎｉ量が本発明の範囲未満で、Ｔｉ
量が本発明の範囲を超え、かつ金属弗化物量が本発明の
範囲を超える比較ワイヤＣ１は、Ｎｉが不足すること
と、Ｔｉ量が過剰であるため溶接金属が過度に硬化した
ことが相乗して著しくじん性が低い。更に、金属弗化物
量が過剰であるためスラグの被包性が低下しビード形状
が不良である。Ｓｉ・Ｍｎ・Ｔｉ量が本発明の範囲未満
である比較ワイヤＣ２は、脱酸が不十分であるためピッ
トが発生し、かつＴｉが不足するためミクロ組織が粗大
化し著しくじん性が低い。
量が本発明の範囲を超え、かつ金属弗化物量が本発明の
範囲を超える比較ワイヤＣ１は、Ｎｉが不足すること
と、Ｔｉ量が過剰であるため溶接金属が過度に硬化した
ことが相乗して著しくじん性が低い。更に、金属弗化物
量が過剰であるためスラグの被包性が低下しビード形状
が不良である。Ｓｉ・Ｍｎ・Ｔｉ量が本発明の範囲未満
である比較ワイヤＣ２は、脱酸が不十分であるためピッ
トが発生し、かつＴｉが不足するためミクロ組織が粗大
化し著しくじん性が低い。
【００３３】Ｃｒ量が本発明の範囲を超え、金属弗化物
・ＴｉＯ2 量が本発明の範囲未満であるＣ３は、Ｃｒ量
が過多で溶接金属が硬化したこと、更に、金属弗化物量
が不足するため溶接金属の酸素量が増加し、これにＴｉ
Ｏ2 量が不足するため溶接金属の微細化に有効なＴｉ酸
化物が確保できないこととが相乗したため著しくじん性
が低い。また、金属弗化物量が不足するためスラグによ
る溶融金属の保持力が不足しビード形状が悪くなってい
る。Ｓｉ・Ｍｎ・Ｂ量が本発明の範囲を超えるＣ４は、
溶接金属が過度に硬化したことにより著しくじん性が低
い。
・ＴｉＯ2 量が本発明の範囲未満であるＣ３は、Ｃｒ量
が過多で溶接金属が硬化したこと、更に、金属弗化物量
が不足するため溶接金属の酸素量が増加し、これにＴｉ
Ｏ2 量が不足するため溶接金属の微細化に有効なＴｉ酸
化物が確保できないこととが相乗したため著しくじん性
が低い。また、金属弗化物量が不足するためスラグによ
る溶融金属の保持力が不足しビード形状が悪くなってい
る。Ｓｉ・Ｍｎ・Ｂ量が本発明の範囲を超えるＣ４は、
溶接金属が過度に硬化したことにより著しくじん性が低
い。
【００３４】即ち、本発明により良好な溶接作業性を確
保し、かつ溶接金属酸素量低下により、ミクロ組織を微
細化することにより低温じん性が改善され、かつ、母材
強度とバランスのとれた溶接金属強度を確保できること
が明らかである。
保し、かつ溶接金属酸素量低下により、ミクロ組織を微
細化することにより低温じん性が改善され、かつ、母材
強度とバランスのとれた溶接金属強度を確保できること
が明らかである。
【００３５】〔実施例２〕表７に示すワイヤを用いて、
表８および図３に示す溶接条件・開先形状により３．５
％Ｎｉ鋼溶接継手を作製した。この溶接継手から引張試
験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を
行った結果を表９に示した。−１０１℃の吸収エネルギ
ーが３５Ｊ以上あれば、良好な低温じん性を有すること
とした。
表８および図３に示す溶接条件・開先形状により３．５
％Ｎｉ鋼溶接継手を作製した。この溶接継手から引張試
験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を
行った結果を表９に示した。−１０１℃の吸収エネルギ
ーが３５Ｊ以上あれば、良好な低温じん性を有すること
とした。
【００３６】
【表７】
【００３７】
【表８】
【００３８】
【表９】
【００３９】表６においてＤ１〜Ｄ４が本発明ワイヤで
あり、Ｅ１〜Ｅ３が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＤ１〜Ｄ
４のワイヤは、いずれも母材強度に適した強度を得、か
つ、良好な低温じん性が得られている。
あり、Ｅ１〜Ｅ３が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＤ１〜Ｄ
４のワイヤは、いずれも母材強度に適した強度を得、か
つ、良好な低温じん性が得られている。
【００４０】一方、Ｎｉ・Ｔｉ量が本発明の範囲を超え
る比較ワイヤＥ１は、Ｎｉ量が過多であることと、更に
は、Ｔｉが過剰であるためＴｉが過度に歩留まることと
が相乗して溶接金属が過度に硬化し、溶接金属強度が高
くじん性も低かった。Ｓｉ・Ａｌ・Ｂ量が本発明の範囲
未満である比較ワイヤＥ２は、Ｓｉ・Ａｌ量が不足する
ため脱酸不足となりピットが発生し、更にＢが不足しミ
クロ組織が粗大化したこととが相乗して、著しくじん性
が低下している。Ｃｒ・Ｍｏ・Ｍｇ量が本発明の範囲を
超える比較ワイヤＥ３は、Ｃｒ・Ｍｏが過剰であるた
め、溶接金属が過度に硬化しじん性が低く、かつ、Ｍｇ
量が過剰であるためアーク長が過大となりビード外観が
劣化した。
る比較ワイヤＥ１は、Ｎｉ量が過多であることと、更に
は、Ｔｉが過剰であるためＴｉが過度に歩留まることと
が相乗して溶接金属が過度に硬化し、溶接金属強度が高
くじん性も低かった。Ｓｉ・Ａｌ・Ｂ量が本発明の範囲
未満である比較ワイヤＥ２は、Ｓｉ・Ａｌ量が不足する
ため脱酸不足となりピットが発生し、更にＢが不足しミ
クロ組織が粗大化したこととが相乗して、著しくじん性
が低下している。Ｃｒ・Ｍｏ・Ｍｇ量が本発明の範囲を
超える比較ワイヤＥ３は、Ｃｒ・Ｍｏが過剰であるた
め、溶接金属が過度に硬化しじん性が低く、かつ、Ｍｇ
量が過剰であるためアーク長が過大となりビード外観が
劣化した。
【００４１】即ち、本発明により良好な溶接作業性を確
保し、かつ溶接金属酸素量低下により、ミクロ組織を微
細化することにより低温じん性が改善され、かつ、母材
強度とバランスのとれた溶接金属強度を確保できること
が明らかである。
保し、かつ溶接金属酸素量低下により、ミクロ組織を微
細化することにより低温じん性が改善され、かつ、母材
強度とバランスのとれた溶接金属強度を確保できること
が明らかである。
【００４２】
【発明の効果】以上に示したように、本発明ワイヤによ
り初めて清浄な溶着鋼を得、かつ、ミクロ組織を微細化
することにより低温でのじん性を改善でき、母材強度と
バランスのとれた溶接継手強度を確保でき、更には、溶
接能率をも著しく改善できる。従って、低温じん性を要
求される鋼構造物の溶接加工において、溶接部の品質向
上・溶接能率の大幅な改善が図れ、産業界の発展に貢献
することきわめて大である。
り初めて清浄な溶着鋼を得、かつ、ミクロ組織を微細化
することにより低温でのじん性を改善でき、母材強度と
バランスのとれた溶接継手強度を確保でき、更には、溶
接能率をも著しく改善できる。従って、低温じん性を要
求される鋼構造物の溶接加工において、溶接部の品質向
上・溶接能率の大幅な改善が図れ、産業界の発展に貢献
することきわめて大である。
【図１】溶着金属のじん性・Ｔｉ量に及ぼすＭｇとＡｌ
の比の影響を示す図。
の比の影響を示す図。
【図２】図１で用いた開先形状を示す図。
【図３】本発明の実施例で用いた開先形状を示す図。
フロントページの続き (72)発明者 石出 博俊 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平２−207996（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−279295（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23K 35/36,35/362,35/368 C22C 38/00 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)
Claims (2)
- 【請求項１】 鋼製外皮にフラックスを充填してなるガ
スシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおい
て、ワイヤ全重量に対して重量％で、 金属弗化物：２．０〜７．０％、 ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％、 Ｓｉ ：０．２〜１．０％、 Ｍｎ ：１．０〜３．０％、 Ｎｉ ：０．５〜４．５％、 Ｔｉ ：０．０２〜０．１０％、 Ｍｇ ：０．１〜０．６％、 Ａｌ ：０．０１〜０．０９％、 Ｂ ：０．００２〜０．０１０％ を含有し、 ＭｇとＡｌ量が０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ の範囲にあることを特徴とするガスシールドアーク溶接
用フラックス入りワイヤ。 - 【請求項２】 鋼製外皮にフラックスを充填してなるガ
スシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおい
て、ワイヤ全重量に対して重量％で、 金属弗化物：２．０〜７．０％、 ＴｉＯ2 ：０．１〜１．５％、 Ｓｉ ：０．２〜１．０％、 Ｍｎ ：１．０〜３．０％、 Ｎｉ ：０．５〜４．５％、 Ｔｉ ：０．０２〜０．１０％、 Ｍｇ ：０．１〜０．６％、 Ａｌ ：０．０１〜０．０９％、 Ｂ ：０．００２〜０．０１０％ を含有し、かつ Ｃｒ ：０．２〜０．８％、 Ｍｏ ：０．１〜０．６％ の１種または２種を含有し、さらに ＭｇとＡｌ量が０．５≦（Ｍｇ＋１０×Ａｌ）≦１．５ の範囲にあることを特徴とするガスシールドアーク溶接
用フラックス入りワイヤ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04319106A JP3120912B2 (ja) | 1992-11-27 | 1992-11-27 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04319106A JP3120912B2 (ja) | 1992-11-27 | 1992-11-27 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06155079A JPH06155079A (ja) | 1994-06-03 |
| JP3120912B2 true JP3120912B2 (ja) | 2000-12-25 |
Family
ID=18106533
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04319106A Expired - Fee Related JP3120912B2 (ja) | 1992-11-27 | 1992-11-27 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3120912B2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN1068270C (zh) * | 1999-01-12 | 2001-07-11 | 冶金工业部钢铁研究总院 | 高韧性全位置焊接用气保护药芯焊丝 |
| US20060144836A1 (en) * | 2005-01-03 | 2006-07-06 | Lincoln Global, Inc. | Cored electrode for reducing diffusible hydrogen |
| EP2952288B1 (en) | 2013-01-31 | 2018-09-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Flux cored wire, welding method using flux cored wire, method for producing welded joint using flux cored wire, and welded joint |
| JP6390204B2 (ja) * | 2013-06-25 | 2018-09-19 | 新日鐵住金株式会社 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
| CN103495817B (zh) * | 2013-10-16 | 2015-11-18 | 宁波隆兴焊割科技股份有限公司 | C02或80Ar+C02气体保护碱性焊药芯焊丝 |
| JP5968855B2 (ja) * | 2013-10-31 | 2016-08-10 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｎｉ基合金フラックス入りワイヤ |
| WO2017154120A1 (ja) | 2016-03-08 | 2017-09-14 | 新日鐵住金株式会社 | フラックス入りワイヤ、溶接継手の製造方法、及び溶接継手 |
| WO2017154122A1 (ja) | 2016-03-08 | 2017-09-14 | 新日鐵住金株式会社 | フラックス入りワイヤ、溶接継手の製造方法、及び溶接継手 |
| JP6809533B2 (ja) | 2016-11-08 | 2021-01-06 | 日本製鉄株式会社 | フラックス入りワイヤ、溶接継手の製造方法、及び溶接継手 |
| CN110625298B (zh) * | 2019-11-06 | 2021-07-27 | 山东聚力焊接材料有限公司 | 一种具有抗裂纹、抗气孔性能的焊丝药芯材料和焊丝及其制备方法 |
-
1992
- 1992-11-27 JP JP04319106A patent/JP3120912B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06155079A (ja) | 1994-06-03 |
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