JP5038853B2 - 炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ - Google Patents

Description

本発明は、軟鋼または５４０Ｎ／ｍｍ^２級以下の高張力鋼に使用する炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤに関し、特に大入熱および高パス間温度の溶接施工条件で連続多層盛溶接をしても、スラグ剥離性、溶接作業性および耐溶接割れ性が良好で、かつ溶着金属の機械的性質が優れた炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤに係るものである。

近年、建築鉄骨分野において、溶接施工方法として炭酸ガスを使用したガスシールドアーク溶接が主として使用されている。その理由として、炭酸ガスシールドアーク溶接法は溶着効率が高いということ、アルゴンガスを使用した場合と比較すると炭酸ガスは安価であるということが利点であるためである。

溶接施工のさらなる能率向上を図るため、大入熱および高パス間温度の溶接施工条件に対応する炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤが開発され、ＪＩＳ Ｚ３３１２ ＹＧＷ１８に規定されている。この炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを使用すると４９０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼に対して、最大入熱が４０ｋＪ／ｃｍでは最高パス間温度を３５０℃の溶接施工条件が許容される。また５２０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼に対して、最大入熱が３０ｋＪ／ｃｍでは最高パス間温度を２５０℃の溶接施工条件が許容される。急速に普及している５４０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼に対しても、大入熱・高パス間温度の溶接施工条件が許容される。

従来、大入熱・高パス間温度対応の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、所定の機械的性質を有する溶着金属を得るために相対的に多量の合金元素が添加されている。例えば、特開平１０−２３０３８７号公報（特許文献１）、特開平１１−９０６７８号公報（特許文献２）、特開平１１−１０４８８６号公報（特許文献３）、特開平１１−２３９８９２号公報（特許文献４）および特開２００１−２８７０８６号公報（特許文献５）に記載の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、Ｓｉ、ＭｎやＴｉの脱酸成分を従来の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤより多く含有し、またＭｏ、Ｂ、Ｃｒなどを必要に応じて積極的に添加しているのが特徴である。

しかしながら、前述の４９０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼、５２０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼または５４０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼に対する溶接施工は、入熱管理およびパス間温度管理が困難であるため、溶接作業者が溶接トーチを手持ちで使用する半自動溶接法が一般的であった。しかし最近は省人力化、夜間および休日の無人運転化により、コストダウン、納期短縮などの能率向上を目的として、ロボットによる全自動溶接が急速に普及している。

また、従来の大入熱・高パス間温度溶接施工条件対応の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、所定の機械的性質を有する溶着金属を得ることのみを目的に開発されたため、ロボットによる全自動溶接に適用することを考慮して設計されていない。したがって、大入熱・高パス間温度溶接施工条件対応の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、スラグ生成元素であるＳｉ、ＭｎやＴｉの脱酸成分やＭｏ、Ｂなどを多く含有しているため、スラグ生成量が多く、かつスラグが溶着金属から剥離しにくいという欠点がある。

このような炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを使用してロボットによる全自動溶接を行い、溶着金属を積層していくと、溶着金属の上にスラグが堆積する。溶着金属の積層のためにこの堆積したスラグ上で再アークスタートを行った場合、炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの先端と溶着金属との間での通電がスラグにより阻害されることがある。アークスタートができないとロボットがエラーと判定するため、溶接作業停止の原因となる。また多量に堆積したスラグ上で、溶着金属の積層のために溶接作業を行った場合、アーク状態の不安定化、溶込み不足、スラグ巻込みによる溶接欠陥の原因となる。さらに、大入熱・高パス間温度の溶接施工条件で連続多層盛溶接を行った場合、溶接線の折返し位置などの溶込み深さが大幅に深くなる箇所では、高温割れが発生するという問題もあった。

一方、特開２００６−２６６４３号公報（特許文献６）には高入熱および高パス間温度条件で溶接した場合にスラグ生成量が少なく、スラグ剥離性が良好なガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの開示がある。しかしながら特許文献６に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤはスラグ剥離性は良好であるが、Ｍｎ量が少ないので溶着金属の安定した靭性が得られないという問題がある。
特開平１０−２３０３８７号公報 特開平１１−９０６７８号公報 特開平１１−１０４８８６号公報 特開平１１−２３９８９２号公報 特開２００１−２８７０８６号公報 特開２００６−２６６４３号公報

本発明は前記問題点に鑑みてなされたものであって、軟鋼または５４０Ｎ／ｍｍ^２級以下の高張力鋼に対して、大入熱・高パス間温度の溶接施工条件でロボットによる全自動溶接および連続多層盛溶接をしても、スラグ剥離性、溶接作業性および耐溶接割れ性が良好で、かつ溶着金属の強度が確保でき安定した靭性が得られる炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを提供することを目的とする。

本発明の要旨は、ワイヤ全質量に対する質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．６５〜１．２０％、Ｍｎ：１．９２〜２．２０％、Ｓ：０．００７〜０．０２０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、Ｃｕ：０．１５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１６％未満、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０．０２０％以下を含有し、Ｐ：０．０２０％以下で、その他はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＳ＋１０Ｂ：０．０７％以下で下記（１）式で示すスラグ結晶化度指数Ｐｓｃが−８〜１２であることを特徴とする炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤである。
またワイヤ全質量に対する質量％で、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＮｉから選択された１種または２種以上の合計を０．３０％以下さらに含有することを特徴とする。
Ｐｓｃ＝２Ｍｎ＋１４５Ｔｉ＋１０Ｍｏ−１０Ｓｉ−６００Ｓ−１０Ａｌ
−１００Ｂ−２．６ ・・・・（１）

本発明の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤによれば、軟鋼または５４０Ｎ／ｍｍ^２級以下の高張力鋼の溶接において、大入熱・高パス間温度の溶接施工条件でロボットによる全自動溶接および連続多層盛溶接を行っても、スラグ剥離性、溶接作業性および耐溶接割れ性が良好で、かつ溶着金属の強度および安定した靭性を得ることができる。

本発明者等は、上記の問題点を解決するために、種々の成分を変化させた炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを試作して溶接スラグに関する研究を重ね、スラグ剥離性に及ぼす影響および溶着金属の靭性の安定化に及ぼす影響因子を明確にし、以下に示す知見を得た。

溶接スラグの主成分はＳｉＯ_２、ＭｎＯおよびＴｉＯ_２から成る。したがって炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ中の強脱酸成分であるＳｉ、ＭｎおよびＴｉがスラグ生成量やスラグ剥離性に大きく影響する。スラグ剥離性は、溶着金属表面とスラグとの密着性およびスラグの自己崩壊性が関係する。スラグ密着性は、溶融から凝固後までにおける溶着金属とスラグとの界面エネルギーに密接な関係がある。

溶着金属表面とスラグとの密着性はＳ含有量が大きく影響しており、Ｓ含有量が少ないとスラグと溶着金属の密着性が増加するため、スラグ剥離性が低下する。また、スラグの主成分であるＳｉＯ_２、ＭｎＯおよびＴｉＯ_２の比率によってスラグの物理的性質である表面張力、粘性、凝固温度およびスラグと溶着金属表面間のぬれ性の変化に影響するため、Ｓｉ、ＭｎおよびＴｉの添加および調整により、スラグ剥離性を良好にする効果を得ることを知見した。

また、スラグの組織は結晶構造（ＭｎＳｉＯ_３、ＴｉＳｉＯ_３）および非晶質（ガラス質）構造からなり、スラグ中の非晶質構造の割合がスラグの自己崩壊性に大きく関係している。スラグ中の結晶構造は、ＴｉおよびＳ含有量が大きく影響しており、Ｔｉの増加およびＳの減少によりスラグの非晶質構造の割合が減少し、スラグの自己崩壊性が低下して、スラグ剥離性が低下するということを知見した。さらに、ＡｌおよびＢは、スラグ中の非晶質構造の割合を増加させる傾向があるが、凝固温度および軟化温度を低下させるため、スラグと溶着金属の密着性が増加し、いわゆる焼き付きの状態となり、スラグ剥離性が低下することも知見した。従来の知見として得られている溶着金属表面の凹凸、ワイヤ送給の安定度などもスラグ剥離性への影響因子である。

一方、大入熱・高パス間温度の溶接施工条件でのロボットによる全自動溶接および連続多層盛溶接における耐溶接割れ性および溶着金属の強度と安定した靭性を得ることについては、Ｃ、ＳおよびＢ含有量の増加により、高温割れを発生させる原因となる。また、溶着金属の強度と安定した靭性はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＮｉの添加および調整により効果を得ることができることを知見した。

さらに、炭酸ガスシールドアーク溶接の大入熱での溶接施工条件では、アーク状態の低下およびスパッタ発生量の増加という問題があり、これら溶接作業性はＳｉおよびＴｉの添加および調整により良好となることを見出した。
以下、本発明の炭酸ガスシールドアーク溶接用ワイヤに含有される成分組成の限定理由について説明する。

［Ｃ：０．０３〜０．０８質量％］
Ｃは、溶着金属の焼入れ性を高め、強度および靭性を確保するうえで重要な元素である。Ｃが０．０３質量％（以下、％という）未満であると、必要な強度と靭性が得られない。一方、Ｃが０．０８%を超えると溶着金属の割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃは０．０３〜０．０８％とする。

［Ｓｉ：０．６５〜１．２０％］
Ｓｉは、主要な脱酸元素であり、溶着金属の酸素量を低下させて靭性の向上に重要な元素である。しかしながら、多くなりすぎると大入熱・高パス間温度での溶接施工条件では溶着金属を脆化させる。また、大入熱・高パス間温度での溶接施工条件ではＳｉの消耗が多いが、それ以上のＳｉが溶着金属中に歩留まって強度を確保するうえで必要である。Ｓｉが０．６５％未満では所定の強度が得られず靭性も低下する。また、アーク状態が不安定となってスパッタ発生量が多くなる。一方、Ｓｉが１．２０％を超えると溶着金属の靭性が悪くなる。したがって、Ｓｉは０．６５〜１．２０％とする。

［Ｍｎ：１．９２〜２．２０％］
Ｍｎは、脱酸元素でありバラツキのない安定した靭性を得るために重要な元素である。また、強度面での改善にも有効な元素である。さらに、高融点のＭｎＳを形成して溶着金属の割れを抑制する。反面、多くなりすぎると大入熱・高パス間温度での溶接施工条件では、Ｓｉと同様に溶着金属を脆化させる。Ｍｎが１．９２％未満では所定の強度と安定した靱性が得られない。一方、Ｍｎが２．２０％を超えると溶着金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｎは１．９２〜２．２０％とする。

［Ｓ：０．００７〜０．０２０％］
Ｓは、スラグの溶着金属からの剥離を促進する作用と、スラグの結晶化度を低下する作用があり、スラグ剥離性を向上させる元素である。Ｓが０．００７％未満ではその効果は不十分である。しかしながら、０．０２０％を超えると溶着金属に割れが発生し、また溶着金属の靭性を低下させる傾向がある。したがって、Ｓは０．００７〜０．０２０％とする。

［Ｍｏ：０．１０〜０．３０％］
Ｍｏは、溶着金属の焼入れ性を高める元素である。特に大入熱・高パス間温度での溶接施工条件では、溶着金属の焼入れ性が不足するので、強度を確保するうえで必須の元素である。Ｍｏが０．１０％未満であると、必要な強度が得られない。一方、Ｍｏを０．３０％を超えて添加した場合は強度が高くなり過ぎて靭性が低下する。したがって、Ｍｏは０．１０〜０．３０％とする。

［Ｃｕ：０．１５〜０．４０％］
Ｃｕは、不可避的不純物として鋼中に０．０２％程度含有されることがあるが、本発明のＣｕは主としてワイヤ表面に施した銅めっきをいう。通常、銅めっきはワイヤ送給性と通電性を安定化するのに極めて重要な表面処理方法である。特に大入熱・高パス間温度での溶接施工条件では、銅めっきが薄いと溶接中のチップ磨耗が激しくなり、溶接中にワイヤ送給性と通電性が劣化し、その結果、満足に溶接ができなくなる。Ｃｕが０．１５％未満であると、必要なワイヤ送給性と通電性が得られない。一方、Ｃｕが０．４０％を超えて添加した場合は、溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃｕは０．１５〜０．４０％とする。なお、ワイヤ表面の銅めっき厚さは０．２〜１．０μｍであることが耐チップ磨耗性から好ましい。

［Ｔｉ：０．０５〜０．１６％未満］
Ｔｉは、高電流域での炭酸ガスシールドアーク溶接において、アーク状態を向上させる効果がある。Ｔｉが０．０５％未満では、スラグの粘性が高まることおよび表面張力が大きくなることから、スラグが局部的に厚くなることがある。このため連続多層盛溶接ではスラグの再溶融が完全にできないことなどが原因で、アークが不安定でスパッタ発生量が多く、スラグ剥離性も悪くスラグ巻込みの欠陥を発生させることがあり、さらに、溶接金属の靭性も低下する。一方、Ｔｉは、強力な脱酸元素として作用し、かつその酸化物が溶着金属中に含有することで組織改善に効果がある。強力な脱酸元素であるがゆえに、ほとんどのＴｉがＴｉＯ_２としてスラグの主成分となる。Ｔｉが０．１６％以上になるとスラグの非晶質構造の割合が減少することにより、スラグの自己崩壊性が低下し、スラグ剥離性が低下する。したがって、Ｔｉは０．０５〜０．１６％未満とする。

［Ｂ：０．００１０〜０．００６０％］
Ｂは、Ｔｉとの相乗効果により大入熱・高パス間温度での溶接施工条件での溶着金属の組織を改善して靭性向上に効果がある。Ｂが０．００１０％未満ではその効果は不十分である。一方、０．００６０％を超えると、大入熱・高パス間温度の溶接施工条件での溶接割れ感受性が高くなるため、特に連続多層盛溶接を行った場合、溶接線の折返し位置などの溶込み深さが大幅に深くなる箇所では、高温割れが発生することがある。また、Ｂにはスラグの非晶質構造の割合を増加させる傾向があるが、スラグの軟化温度を低下させるためスラグと溶着金属表面の密着性を高め、スラグ剥離性を低下させる。したがって、Ｂは０．００１０〜０．００６０％とする。

［Ａｌ：０．０２０％以下］
Ａｌは、強力な脱酸元素として作用し、微量の添加で溶着金属の靭性を向上させる。また、スラグの非晶質構造の割合を増加させる傾向がある。しかし、Ａｌが０．０２０％を超えると、スラグの軟化温度を低下させるため、スラグと溶着金属表面の密着性を高め、スラグ剥離性を低下させる。したがって、Ａｌは０．０２０％以下とする。

［Ｐ：０．０２０％以下］
Ｐは、溶着金属の割れ感受性を高める元素であり、０．０２０％を超えると高温割れをおこす可能性がある。したがって、Ｐは０．０２０％以下とする。

［Ｓ＋１０Ｂ：０．０７％以下］
前述のようにＳは、スラグ剥離性を向上させるために必須であるが、Ｂの含有量によっては高温割れを助長させる。したがって、Ｓ＋１０Ｂで０．０７％以下にする必要がある。

［スラグ結晶化度指数Ｐｓｃ：−８〜１２］
スラグの組織はＭｎＳｉＯ_３、ＴｉＳｉＯ_３などの結晶構造および非晶質構造からなり、スラグ中の非晶質構造の割合がスラグの自己崩壊性、すなわちスラグ剥離性に大きく関係している。スラグ中の結晶構造であるＭｎＳｉＯ_３およびＴｉＳｉＯ_３の割合、すなわち結晶化度が少なければ、スラグが自己崩壊するため、スラグ剥離性が良好となる。逆に、結晶化度が多ければ、スラグが自己崩壊しないため、スラグ剥離性が不良となる。

各種試作溶接ワイヤの溶接試験後のスラグ剥離性を評価するため溶接終了後、溶接試験体を１時間空冷し、スラグが自己崩壊を起こし、自然に剥離したスラグの質量とスラグの全発生量との割合を調べた。これにより自然に剥離したスラグの質量が全スラグ量に対して３０％以上の場合スラグ剥離性が良好で、３０％未満では不良と評価した。

また得られたスラグをＸ線回析装置にて結晶化度を測定した結果、上記自然に剥離したスラグの質量が３０％以上のスラグはスラグ結晶化の割合が１５％以下であった。そこでスラグ結晶化の割合に対する溶接ワイヤの成分組成の影響を調べるため、上記スラグ剥離性の調査を行った溶接ワイヤの各成分の量（質量％）を独立変数、結晶化の割合を従属変数とする重回帰分析を行い、回帰係数と定数を求めた。これら回帰係数と定数を含めて式として表現したのが下記（１）式であって、この式により溶接ワイヤ成分に基づいて算出されるスラグ結晶化の割合推定値をスラグ結晶化指数Ｐｓｃと呼ぶことにした。
Ｐｓｃ＝２Ｍｎ＋１４５Ｔｉ＋１０Ｍｏ−１０Ｓｉ−６００Ｓ−１０Ａｌ
−１００Ｂ−２．６ ・・・・（１）

スラグ結晶化度指数Ｐｓｃが−８未満では、スラグの粘性が高まること、および表面張力が大きくなることから、スラグが局部的に厚くなり、スラグ剥離性が悪くなるとともにアークが不安定になる。一方、スラグ結晶化度指数Ｐｓｃが１２を超えた場合、スラグの結晶化度は大きくなり、スラグ剥離性が低下する。したがって、溶接ワイヤの前述の各成分に基づき（１）式で得られるスラグ結晶化度指数Ｐｓｃは−８〜１２とする。

［Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＮｉから選択された１種または２種以上の合計：０．３０％以下］
Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＮｉは、溶着金属の強度向上のため必要に応じて添加される元素である。しかし、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＮｉから選択された１種または２種以上の合計が０．３０％を超えると、溶着金属部の靱性が低下する。

以下、実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
まず、原料鋼を真空溶解し、鍛造、圧延、伸線、焼鈍そして銅めっきした後、１．４ｍｍの製品径まで伸線して２０ｋｇのスプール巻ワイヤとした。試作したワイヤの化学成分を表１および表２に示す。

溶接試験は溶着金属試験、スパッタ発生量測定および溶接割れ試験を行なった。各試験の溶接施工方法を表３に、溶接施工条件を表４に示す。図１は溶着金属試験および溶接割れ試験に用いた試験鋼板の開先形状を示す（ａ）正面図、および（ｂ）平面図である。図３中、１および２は鋼板、３は裏当金、４はエンドタブ、５は溶着金属試験時のパス間温度測定位置を示す。

溶着金属試験は、図１に示す試験鋼板に表３に示す溶接試験Ｔ１の溶接施工方法で、表４の溶接試験Ｔ１の大入熱・高パス間温度の溶接施工条件で行った。溶接中に生成したスラグはすべての溶接が終了するまで、スラグ除去作業を実施しないで溶接を行った。溶接中のアーク状態、溶接終了後のスラグ剥離性および溶着金属の機械的性質を評価した。

アーク状態は溶接中の官能試験にて評価し、アークが安定して良好な状況を○、アークが不安定な状況を×と評価した。スラグ剥離性は、溶接後のスラグの自然剥離状況から評価した。溶接終了後、溶接試験体を１時間空冷し、スラグが自己崩壊を起こし、自然に剥離したスラグの質量が全スラグ量の３０％以上を○、３０％未満を×と評価した。

溶着金属の機械的性質は、引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１ Ａ１号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号）を鋼板表面から１０ｍｍを中心に採取して評価した。引張強さは５４０Ｎ／ｍｍ^２以上、シャルピー衝撃試験は試験温度０℃で各５本行い吸収エネルギーの最低値が１００Ｊ以上を合格とした。

スパッタ発生量は、銅製の捕集箱を用いて、表３に示す溶接試験Ｔ２の溶接施工方法で、表４の溶接試験Ｔ２の溶接施工条件で３０秒×５回溶接を行い、１分間当りのスパッタ発生量を算出した。１分間当りスパッタ発生量が２．０ｇ以下を良好と評価した。

溶接割れ試験は、図１に示す試験鋼板に溶接による熱変形を防ぐための拘束板を取付けて表３に示す溶接試験Ｔ３の溶接施工方法で、表４の溶接試験Ｔ３の溶接施工条件で行った。溶接は１層目終了後、アークを切ることなく２層目を折返して溶接した。２層目溶接終了後に、溶接試験体を空冷し室温に低下したところで、１層目と２層目の折返し溶接部の浸透探傷試験で溶接割れの有無を確認した。それらの結果を表５にまとめて示す。

表１、表２および表５中、ワイヤ記号Ｗ１〜８が本発明例、ワイヤ記号Ｗ９〜１９は比較例である。
本発明例であるワイヤ記号Ｗ１〜８は、各成分の含有量が適量で、Ｓ＋１０ＢおよびＰｓｃも適正であるので、スラグ剥離性およびアーク状態が良好で、スパッタ発生量が少なく、溶接割れがなく、溶着金属の引張強さおよび吸収エネルギーもバラツキがなく良好で極めて満足な結果であった。

比較例中、ワイヤ記号Ｗ９は、Ｃが低いので引張強さが低く吸収エネルギーも低値であった。また、スラグ結晶化指数Ｐｓｃが高いのでスラグ剥離性が不良であった。
ワイヤ記号Ｗ１０は、Ｃが高いので割れが生じた。またＮｂ、ＶおよびＮｉの合計が多いので吸収エネルギーが低値であった。

ワイヤ記号Ｗ１１は、Ｓｉが低いので引張強さが低く吸収エネルギーも低値でアークが不安定でスパッタ発生量も多かった。
ワイヤ記号Ｗ１２は、Ｓｉが高いので吸収エネルギーが低値であった。また、Ｃｕが高いので割れが生じた。

ワイヤ記号Ｗ１３は、Ｍｎが低いので、引張強さが低く吸収エネルギーの最低値も低かった。また、Ｓ＋１０Ｂが高いので、割れが生じた。
ワイヤ記号Ｗ１４は、Ｍｎが高いので吸収エネルギーが低かった。また、Ａｌが高いのでスラグ剥離性が不良であった。

ワイヤ記号Ｗ１５は、Ｓが低いのでスラグ剥離性が不良であった。また、Ｃｕが低いので通電性が不良でアークが不安定であった。
ワイヤ記号Ｗ１６は、Ｓが高いので吸収エネルギーが低く割れも生じた。また、Ｔｉが高いのでスラグ剥離性が不良であった。

ワイヤ記号Ｗ１７は、Ｍｏが低いので引張強さが低かった。また、Ｔｉが低いのでアークが不安定でスパッタ発生量が多く、スラグ剥離性も悪かった。さらに、吸収エネルギーも低値であった。
ワイヤ記号Ｗ１８は、Ｍｏが高いので引張強さが高く吸収エネルギーが低値であった。また、Ｂが高いのでスラグ剥離性が不良で割れも生じた。

ワイヤ記号Ｗ１９は、Ｂが低いので吸収エネルギーが低値であった。また、スラグ結晶化指数Ｐｓｃが低いのでアークが不安定でスラグ剥離性も不良であった。

本発明の実施例に用いた溶着金属試験および溶接割れ試験の試験鋼板の開先形状を示した（ａ）正面図、（ｂ）平面図

符号の説明

１ 鋼板
２ 鋼板
３ 裏当金
４ エンドタブ
５ パス間温度測定位置

Claims (2)

1. ワイヤ全質量に対する質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．０８％、
   Ｓｉ：０．６５〜１．２０％、
   Ｍｎ：１．９２〜２．２０％、
   Ｓ ：０．００７〜０．０２０％、
   Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、
   Ｃｕ：０．１５〜０．４０％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．１６％未満、
   Ｂ ：０．００１０〜０．００６０％、
   Ａｌ：０．０２０％以下
   を含有し、
   Ｐ ：０．０２０％以下
   で、その他はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
   Ｓ＋１０Ｂ：０．０７％以下
   で下記（１）式で示すスラグ結晶化度指数Ｐｓｃが−８〜１２であることを特徴とする炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
   Ｐｓｃ＝２Ｍｎ＋１４５Ｔｉ＋１０Ｍｏ−１０Ｓｉ−６００Ｓ−１０Ａｌ
   −１００Ｂ−２．６ ・・・・（１）
2. ワイヤ全質量に対する質量％で、Ｎｂ、Ｖ、ＣｒおよびＮｉから選択された１種または２種以上の合計を０．３０％以下さらに含有することを特徴とする請求項１記載の炭酸ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。

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