JP5165322B2 - エレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤ - Google Patents
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Description
本発明は、ＹＰ４６０鋼等の厚鋼板の立向１パス溶接が可能な１電極エレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤに関する。
エレクトロガスアーク溶接は、高能率立向溶接方法として、船舶、石油貯蔵タンク及び橋梁等の幅広い分野に適用されている。近時、中国・東アジア諸国の経済、産業の発展が著しく、物流量の増加に伴い、コンテナ貨物の効率的な輸送を目的に、コンテナ船の大型化が急速に進んでいる。
コンテナ船の大型化に伴い、船側外板又はハッチコーミング等の厚肉化が進んでおり、コンテナ積載数が８０００ＴＥＵの場合、降伏強度が３９０Ｎ／ｍｍ２の鋼材を使用すると、適用板厚は８０ｍｍ程度となる。一方で、鋼材の降伏強度を４６０Ｎ／ｍｍ２以上とすることで、適用板厚は６０ｍｍ程度に薄くすることができ、船体の軽量化が可能である。これにより、燃費効率が向上するうえ、溶接施工能率も向上する。従って、鋼材の高強度化が進んでおり、それに対応したエレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤの開発が望まれている。
従来から、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上のような高強度の鋼材に対するエレクトロガスアーク溶接の適用に関する検討がなされている。例えば、特許文献１はワイヤの化学組成及び溶接金属の化学組成を規定することにより、耐脆性破壊特性を向上させたエレクトロガスアーク溶接方法を提案している。
しかし、このような高強度の鋼材を適用するためには、溶接継手強度の確保が重要であり、エレクトロガスアーク溶接のような大入熱溶接の場合には、鋼材の熱影響部の幅が大きいため、熱影響による鋼材の軟化幅も増大し、十分な継手強度が確保できないという問題点がある。
そこで、このような課題の解決のため、溶接金属の強度を従来よりも高めて、熱影響部の塑性変形を拘束し、継手強度の確保を図ることが提案された。
しかしながら、単純に、従来ワイヤよりも更に合金成分を添加し、強度を高めると、溶接時のスラグの粘度が高くなり、作業性が悪くなるうえ、母材希釈も小さくなるため、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化するという問題点がある。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、厚鋼板の１電極エレクトロガスアーク溶接における作業性が優れており、更に、強度が高く、かつ衝撃性能が優れた溶接金属を得ることができるエレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤを提供することを目的とする。
本発明に係るエレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤは、表面側が裏面側より幅広である開先が形成された１対の被溶接板を前記開先が上下方向に延びるように配置し、前記被溶接板の表面側に前記被溶接板に相対的に上方に摺動する摺動銅板を当て、前記被溶接板の裏面側に前記被溶接板に対して固定された裏当材を当てて、前記開先内を１電極エレクトロガスアーク溶接により立向突き合わせ溶接するために使用するフラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全質量あたり
Ｃ：０．０３乃至０．０７質量％、
Ｓｉ：０．３乃至０．６質量％、
Ｍｎ：１．８乃至２．０質量％、
Ｎｉ：０．９乃至１．２質量％、
Ｍｏ：０．３乃至０．８質量％、
Ｔｉ：０．１０乃至０．２７質量％、
Ｂ：０．００８乃至０．０１４質量％、
Ｍｇ：０．１５乃至０．３０質量％、
スラグ生成剤：１．０乃至２．０質量％、
スラグ生成剤のうちＦ：０．４乃至０．７質量％（Ｆ換算値でワイヤ全質量あたり）、
を含有し、
Ｃｒ：０．１質量％以下、
Ｃｕ：０．３質量％以下、
Ａｌ：０．０５質量％以下、
Ｐ：０．０２５質量％以下、
Ｓ：０．０２５質量％以下、
に規制し、
残部が、Ｆｅ：９０質量％以上及び不可避的不純物であることを特徴とする。
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スラグ生成剤：１．０乃至２．０質量％、
スラグ生成剤のうちＦ：０．４乃至０．７質量％（Ｆ換算値でワイヤ全質量あたり）、
を含有し、
Ｃｒ：０．１質量％以下、
Ｃｕ：０．３質量％以下、
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Ｐ：０．０２５質量％以下、
Ｓ：０．０２５質量％以下、
に規制し、
残部が、Ｆｅ：９０質量％以上及び不可避的不純物であることを特徴とする。
本発明に係る他のエレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤは、更に、ワイヤ全質量あたりＣＯ２：０．１０乃至０．２５質量％を含有することを特徴とする。
本発明によれば、厚鋼板の１電極エレクトロガスアーク溶接における作業性が向上し、更に、強度が高く、かつ衝撃性能が優れた溶接金属を得ることができる。
以下、本発明の実施の形態について、添付の図面を参照して具体的に説明する。図１は、本発明のフラックス入りワイヤを使用して、１電極エレクトロガスアーク溶接により、立向突き合わせ溶接する方法を示す模式図である。この図１は被溶接鋼板１のＶ開先の内部を示す図であり、図の右側が被溶接鋼板の表面、左側が裏面である。被溶接板１の裏面側の開先部分に被溶接板１に対して固定された裏当材３を当て、被溶接板１の表面側の開先部分に被溶接板１に対して上方に摺動する摺動銅板２を当てる。この摺動銅板２の上部にシールドガスを開先内に供給するシールドガスの供給部４を設け、摺動銅板２自体は、パイプ８を介して冷却水が供給されて冷却される。そして、被溶接板１の表面側から溶接電極７を開先内に挿入し、溶接電極７からアークを生成し、被溶接板１の厚さ方向にウィービングしつつ、摺動銅板２を上昇させて、被溶接板１を溶接する。これにより溶融スラグ及び溶融池６が形成され、溶融池６が凝固して溶接金属５が形成される。摺動銅板２と被溶接板１との間には、スラグ逃がし溝９が形成される。
このような１電極エレクトロガスアーク溶接による立向突き合わせ溶接において、本発明者らが鋭意検討した結果、ワイヤの化学組成を更に適切に規定することにより、高強度の溶接継手においても作業性が良好で、溶接金属の衝撃性能を高めることができることを見出した。
熱影響部の塑性変形を拘束する拘束力を高めるためには、従来よりも溶接金属の強度を高める必要があるため、ワイヤのＳｉ，Ｍｎ，Ｍｏ等の合金成分を増加させる必要があった。しかし、これらの成分が増加すると、溶融金属及び溶融スラグの粘度は高くなり、図１に示すスラグ逃がし溝から、スラグを良好に排出できなくなる。従って、溶融池にスラグが過度にたまり、アークが不安定となり、溶込みも浅くなり、融合不良が発生しやすくなる上、強度が高くなり過ぎ、靱性も劣化するという問題点がある。
また、靱性劣化に対しては、従来、主に靭性を安定化させる効果のあるＮｉ添加による改善を図ってきた。しかし、このようにＮｉが主体の成分系で、継手強度を確保するために合金成分を添加し、強度を高めると、靭性が劣化する傾向が認められた。
そこで、本発明者らは、前述の溶接作業性の改善が可能であり、即ちスラグの排出性が良好であり、かつ衝撃性能が良好な溶接金属が得られるワイヤの成分系を開発すべく鋭意検討した結果、ワイヤに添加する合金成分の適正化、並びにスラグ生成剤の量及びそのうちのＦ量を厳密に規定することが有効であることが明らかとなった。
溶融金属及び溶融スラグの粘度が高いと、前述のとおり、スラグの排出性が悪くなるが、Ｓｉ，Ｍｎ添加量を過度にならないよう調整することで、溶融金属及び溶融スラグの粘度の上昇を抑えることができる。更には、スラグ生成剤の量を増やすことで、スラグ逃がし溝へ溶融スラグを流れやすくし、粘度の高い溶融金属がスラグ逃がし溝を塞ぐことを防止することができる。また、スラグ生成剤のうちのＦ量を増やすことで、溶融スラグの粘性を低くし、排出性をよくすることができる。
衝撃性能に関しては、従来よりもＮｉ量を減らし、Ｍｏを添加することで、組織の微細化が可能となり、厚板における強度及び靭性の確保に有効であることを見出した。但し、Ｎｉを過度に減らすと、遷移温度を低下させる効果がなくなり、低温での靭性が劣化する。一方、Ｍｏ量が過大となると、焼入れ効果が高いため、強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する方向となり、Ｎｉ，Ｍｏ量の適正化が溶接金属の強度及び靭性の安定化に重要である。
以下、本発明のフラックス入りワイヤの成分添加理由及び組成限定理由について説明する。
「Ｃ：０．０３乃至０．０７質量％」
Ｃは溶接金属の強度を確保するためには欠かせない元素であるが、強度を高める目的で過度に添加すると、靱性が劣化するため、強度を高めるために従来以上にＣを添加するということは好ましくない。Ｃの質量が０．０３質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、目的の強度が得られない。一方、Ｃが０．０７質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化する。なお、Ｃ源としては、鋼製外皮中のＣ，Ｃ単体、鉄粉及び金属粉中のＣ等がある。
Ｃは溶接金属の強度を確保するためには欠かせない元素であるが、強度を高める目的で過度に添加すると、靱性が劣化するため、強度を高めるために従来以上にＣを添加するということは好ましくない。Ｃの質量が０．０３質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、目的の強度が得られない。一方、Ｃが０．０７質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化する。なお、Ｃ源としては、鋼製外皮中のＣ，Ｃ単体、鉄粉及び金属粉中のＣ等がある。
「Ｓｉ：０．３乃至０．６質量％」
Ｓｉは溶接金属の強度を高めるため、従来よりも多く添加する必要がある。また、Ｓｉは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し靭性を向上させる効果もある。Ｓｉの質量が０．３質量％未満では、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｓｉが０．６質量％を超えると、溶融スラグの粘度が高くなり、スラグの排出性が悪く、アークが不安定となり、融合不良が発生する。なお、Ｓｉ源としては、鋼製外皮中のＳｉ，Ｆｅ−Ｓｉ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ，ＲＥＭ−Ｃａ−Ｓｉ等がある。
Ｓｉは溶接金属の強度を高めるため、従来よりも多く添加する必要がある。また、Ｓｉは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し靭性を向上させる効果もある。Ｓｉの質量が０．３質量％未満では、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｓｉが０．６質量％を超えると、溶融スラグの粘度が高くなり、スラグの排出性が悪く、アークが不安定となり、融合不良が発生する。なお、Ｓｉ源としては、鋼製外皮中のＳｉ，Ｆｅ−Ｓｉ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ，ＲＥＭ−Ｃａ−Ｓｉ等がある。
「Ｍｎ：１．８乃至２．０質量％」
Ｍｎも溶接金属の強度を高めるため、従来よりも多く添加する必要がある。また、Ｍｎは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し、靱性を向上させる効果もある。Ｍｎの質量が１．８質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、目的の強度が得られない。一方、Ｍｎが２．０質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化する。なお、Ｍｎ源としては、鋼製外皮中のＭｎ，金属Ｍｎ，Ｆｅ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等がある。
Ｍｎも溶接金属の強度を高めるため、従来よりも多く添加する必要がある。また、Ｍｎは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し、靱性を向上させる効果もある。Ｍｎの質量が１．８質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、目的の強度が得られない。一方、Ｍｎが２．０質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化する。なお、Ｍｎ源としては、鋼製外皮中のＭｎ，金属Ｍｎ，Ｆｅ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等がある。
「Ｎｉ：０．９乃至１．２質量％」
Ｎｉはオーステナイト形成元素であり、前述したとおり、溶接金属の靱性を安定化させる効果がある。しかし、Ｍｏ等の合金成分を添加し、組織微細化効果により靭性を確保するため、靱性が不安定にならない程度まで、従来よりもＮｉの添加量を減らす必要がある。但し、Ｎｉの質量が０．９質量％未満では、溶接金属の靱性が不安定となり劣化する。一方、Ｎｉが１．２質量％を超えると、強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化する。なお、Ｎｉ源としては、金属Ｎｉ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｎｉ−Ｍｇ等がある。
Ｎｉはオーステナイト形成元素であり、前述したとおり、溶接金属の靱性を安定化させる効果がある。しかし、Ｍｏ等の合金成分を添加し、組織微細化効果により靭性を確保するため、靱性が不安定にならない程度まで、従来よりもＮｉの添加量を減らす必要がある。但し、Ｎｉの質量が０．９質量％未満では、溶接金属の靱性が不安定となり劣化する。一方、Ｎｉが１．２質量％を超えると、強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化する。なお、Ｎｉ源としては、金属Ｎｉ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｎｉ−Ｍｇ等がある。
「Ｍｏ：０．３乃至０．８質量％」
Ｍｏは溶接金属の強度を高めるため、従来よりも多く添加する必要がある。また、Ｍｏはフェライト形成元素であり、溶接金属の焼入れ性を高める効果があり、凝固組織微細化に有効な元素である。従って、Ｍｏは靱性を向上させる。Ｍｏの質量が０．３質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、目的の溶接継手強度が得られない。一方、Ｍｏが０．８質量％を超えると、強度が高くなり靱性は劣化する。なお、Ｍｏ源としては、金属Ｍｏ，Ｆｅ−Ｍｏ等がある。
Ｍｏは溶接金属の強度を高めるため、従来よりも多く添加する必要がある。また、Ｍｏはフェライト形成元素であり、溶接金属の焼入れ性を高める効果があり、凝固組織微細化に有効な元素である。従って、Ｍｏは靱性を向上させる。Ｍｏの質量が０．３質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、目的の溶接継手強度が得られない。一方、Ｍｏが０．８質量％を超えると、強度が高くなり靱性は劣化する。なお、Ｍｏ源としては、金属Ｍｏ，Ｆｅ−Ｍｏ等がある。
「Ｔｉ：０．１０乃至０．２７質量％」
ＴｉはＢとの相乗効果により溶接金属組織を微細化し、靭性を向上させる効果がある。Ｔｉの質量が０．１０質量％未満では、組織の微細化効果が得られず、溶接金属の靭性が劣化する。一方、Ｔｉが０．２７質量％を超えると、溶接金属中にＴｉが過剰となり、靱性が劣化する。なお、Ｔｉ源としては、金属Ｔｉ，Ｆｅ−Ｔｉ等がある。
ＴｉはＢとの相乗効果により溶接金属組織を微細化し、靭性を向上させる効果がある。Ｔｉの質量が０．１０質量％未満では、組織の微細化効果が得られず、溶接金属の靭性が劣化する。一方、Ｔｉが０．２７質量％を超えると、溶接金属中にＴｉが過剰となり、靱性が劣化する。なお、Ｔｉ源としては、金属Ｔｉ，Ｆｅ−Ｔｉ等がある。
「Ｂ：０．００８乃至０、０１４質量％」
Ｂは少量の添加でＴｉとの相乗効果により溶接金属組織を微細化し、靱性を向上させる効果がある。Ｂの質量が０．００８質量％未満では、組織の微細化効果が得られず、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｂが０．０１４質量％を超えると、溶接金属中にＢが過剰となり、強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。なお、Ｂ源としては、Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ，Ｂ２Ｏ３等がある。
Ｂは少量の添加でＴｉとの相乗効果により溶接金属組織を微細化し、靱性を向上させる効果がある。Ｂの質量が０．００８質量％未満では、組織の微細化効果が得られず、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｂが０．０１４質量％を超えると、溶接金属中にＢが過剰となり、強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。なお、Ｂ源としては、Ｆｅ−Ｂ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ，Ｂ２Ｏ３等がある。
「Ｍｇ：０．１５乃至０．３０質量％」
Ｍｇは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させる効果がある。Ｍｇの質量が０．１５質量％未満では、溶接金属の酸素量低減効果が得られず、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｍｇが０．３０質量％を超えると、アークが不安定となり、スパッタが多発する。なお、Ｍｇ源としては、金属Ｍｇ，Ａｌ−Ｍｇ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ，Ｎｉ−Ｍｇ等がある。
Ｍｇは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させる効果がある。Ｍｇの質量が０．１５質量％未満では、溶接金属の酸素量低減効果が得られず、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｍｇが０．３０質量％を超えると、アークが不安定となり、スパッタが多発する。なお、Ｍｇ源としては、金属Ｍｇ，Ａｌ−Ｍｇ，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ，Ｎｉ−Ｍｇ等がある。
「Ａｌ：０．０５質量％以下」
溶接金属のＡｌ量が高いと、Ｔｉ酸化物による組織微細化効果が抑制され、靭性は劣化するので、Ａｌは０．０５質量％以下に抑制する。
溶接金属のＡｌ量が高いと、Ｔｉ酸化物による組織微細化効果が抑制され、靭性は劣化するので、Ａｌは０．０５質量％以下に抑制する。
「Ｃｕ：０．３質量％以下」
Ｃｕは意図的には添加しない。ただし、フラックス入りワイヤの外周面のメッキにより、不可避的に０．３質量％以下含まれることがあるが、この程度の量は許容される。
Ｃｕは意図的には添加しない。ただし、フラックス入りワイヤの外周面のメッキにより、不可避的に０．３質量％以下含まれることがあるが、この程度の量は許容される。
「Ｃｒ：０．１質量％以下」
Ｃｒはフェライト形成元素であり、溶接金属の焼入れ性を高める効果があるが、その効果はＭｏと比較して小さく、意図的には添加せず、不可避的に０．１質量％以下含まれることは許容される。
Ｃｒはフェライト形成元素であり、溶接金属の焼入れ性を高める効果があるが、その効果はＭｏと比較して小さく、意図的には添加せず、不可避的に０．１質量％以下含まれることは許容される。
「Ｐ、Ｓ：０．０２５質量％以下」
Ｐ，Ｓが高いと高温割れが発生しやすくなるため、０．０２５質量％以下に抑制する。
Ｐ，Ｓが高いと高温割れが発生しやすくなるため、０．０２５質量％以下に抑制する。
「スラグ生成剤：１．０乃至２．０質量％」
スラグ生成剤は、アークの安定化、スパッタ低減、溶落防止等、溶接作業性の安定化に不可欠である。本発明の溶接金属成分は、合金元素が多く、溶融金属が酸化される成分量も多く、溶融金属及び溶融スラグの粘性が高くなり、溶融金属がスラグ逃がし溝を塞ぎ、さらには粘度の高い溶融スラグのため、スラグの排出性が著しく悪くなる。そこで、スラグの生成剤の量を従来よりも増やし、スラグ逃がし溝まで溶融金属がこないようにすることで作業性の劣化は抑えられる。スラグ生成剤の量が１．０質量％未満であると、スラグ量が不足し、溶融金属がスラグ逃がし溝を塞ぎ、スラグの排出性が悪くなるため、融合不良が発生する。更には、スラグが溶融金属を抑えられなくなり、溶落しやすくなる。一方、スラグ量が２．０質量％を超えると、供給されるスラグ量が過大となり、かえってスラグの排出性が悪くなる。従って、アークが不安定となり、融合不良が発生する。
スラグ生成剤は、アークの安定化、スパッタ低減、溶落防止等、溶接作業性の安定化に不可欠である。本発明の溶接金属成分は、合金元素が多く、溶融金属が酸化される成分量も多く、溶融金属及び溶融スラグの粘性が高くなり、溶融金属がスラグ逃がし溝を塞ぎ、さらには粘度の高い溶融スラグのため、スラグの排出性が著しく悪くなる。そこで、スラグの生成剤の量を従来よりも増やし、スラグ逃がし溝まで溶融金属がこないようにすることで作業性の劣化は抑えられる。スラグ生成剤の量が１．０質量％未満であると、スラグ量が不足し、溶融金属がスラグ逃がし溝を塞ぎ、スラグの排出性が悪くなるため、融合不良が発生する。更には、スラグが溶融金属を抑えられなくなり、溶落しやすくなる。一方、スラグ量が２．０質量％を超えると、供給されるスラグ量が過大となり、かえってスラグの排出性が悪くなる。従って、アークが不安定となり、融合不良が発生する。
「スラグ生成剤のうちＦ量：０．４乃至０．７質量％（Ｆ換算値でワイヤ全質量あたり）」
前述のスラグ生成剤の量を規定するだけでは、作業性の向上を図ることができない。そこで、スラグ生成剤のＦ量について検討した。Ｆは溶融スラグの粘性を低くし、スラグの排出性を向上させる効果がある。その質量が０．４質量％未満であると、スラグの排出性が悪くなり、アークが不安定となって、融合不良が発生する。一方、Ｆが０．７質量％を超えると、溶融スラグの粘性が低くなり過ぎ、排出性が良くなり過ぎるため、溶融金属を保持しきれなくなり、溶融金属が溶落しやすくなる。Ｆ量は、より好ましくは、０．５乃至０．７質量％である。なお、Ｆ源としては、ＣａＦ２，ＢａＦ２，ＮａＦ，Ｋ２ＳｉＦ６，ＳｒＦ２，ＡｌＦ３，ＭｇＦ２，ＬｉＦ等がある。Ｆ量とは、これらの化合物の量をＦ量に換算した値であり、ワイヤ全質量あたりの含有量である。
前述のスラグ生成剤の量を規定するだけでは、作業性の向上を図ることができない。そこで、スラグ生成剤のＦ量について検討した。Ｆは溶融スラグの粘性を低くし、スラグの排出性を向上させる効果がある。その質量が０．４質量％未満であると、スラグの排出性が悪くなり、アークが不安定となって、融合不良が発生する。一方、Ｆが０．７質量％を超えると、溶融スラグの粘性が低くなり過ぎ、排出性が良くなり過ぎるため、溶融金属を保持しきれなくなり、溶融金属が溶落しやすくなる。Ｆ量は、より好ましくは、０．５乃至０．７質量％である。なお、Ｆ源としては、ＣａＦ２，ＢａＦ２，ＮａＦ，Ｋ２ＳｉＦ６，ＳｒＦ２，ＡｌＦ３，ＭｇＦ２，ＬｉＦ等がある。Ｆ量とは、これらの化合物の量をＦ量に換算した値であり、ワイヤ全質量あたりの含有量である。
「ＣＯ２：０．１０乃至０．２５質量％」
ＣＯ２は、通常、炭酸塩によりワイヤ中に添加される。炭酸塩の分解で発生するＣＯ２はアークを安定的に広げる効果がある。ワイヤに炭酸塩を添加することで、アークが広がった状態で安定しているため、溶融スラグがスラグ逃がし溝から安定的に排出される。ＣＯ２量が０．１０質量％未満であると、その効果が得られず、融合不良が発生しやすくなる。一方で、ＣＯ２量が０．２５質量％を超えると、ガス発生量が過大となり、アークが若干不安定となりやすい。なお、炭酸塩としては、ＣａＣＯ２，ＭｇＣＯ２，ＢａＣＯ２，Ｌｉ２ＣＯ２，Ｎａ２ＣＯ２，Ｓｒ２ＣＯ２等がある。ＣＯ２量とは、これらの炭酸塩のＣＯ２量換算値である。
ＣＯ２は、通常、炭酸塩によりワイヤ中に添加される。炭酸塩の分解で発生するＣＯ２はアークを安定的に広げる効果がある。ワイヤに炭酸塩を添加することで、アークが広がった状態で安定しているため、溶融スラグがスラグ逃がし溝から安定的に排出される。ＣＯ２量が０．１０質量％未満であると、その効果が得られず、融合不良が発生しやすくなる。一方で、ＣＯ２量が０．２５質量％を超えると、ガス発生量が過大となり、アークが若干不安定となりやすい。なお、炭酸塩としては、ＣａＣＯ２，ＭｇＣＯ２，ＢａＣＯ２，Ｌｉ２ＣＯ２，Ｎａ２ＣＯ２，Ｓｒ２ＣＯ２等がある。ＣＯ２量とは、これらの炭酸塩のＣＯ２量換算値である。
なお、スラグ生成剤としては、ＳｉＯ２，ＣａＯ，Ｎａ２Ｏ，ＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，Ｌｉ２Ｏ，ＣａＦ２，ＢａＦ２，ＮａＦ，ＳｒＦ２，Ｋ２Ｏ，Ｋ２ＳｉＦ６，ＡｌＦ３，ＭｇＦ２，ＬｉＦ，ＣａＣＯ３，ＭｇＣＯ３，ＢａＣＯ３，Ｌｉ２ＣＯ３，Ｎａ２ＣＯ３，Ｓｒ２ＣＯ３等がある。
フラックス入りワイヤの残部は、Ｆｅ、Ｂ２Ｏ３のＯ、及びＲＥＭ等の他は、不可避的不純物である。なお、残部のうち、Ｆｅは９０質量％以上を含有し、そのＦｅ源は、鋼製外皮、鉄粉、Ｆｅ合金のＦｅ等がある。
また、本発明のフラックス入りワイヤのフラックス充填率は、２０乃至３０質量％である。
本発明のエレクトロガスアーク溶接においては、母材の影響も少なからず受けるため、適用鋼板としては、一般構造用圧延鋼材、溶接構造用圧延鋼材、溶接構造用高降伏点鋼板、建築構造用圧延鋼、船舶用に使用される鋼板のうち、下記表１に示す範囲（単位は質量％）とすることが好ましい。本実施例において使用した被溶接鋼板は、下記表２に示すもの（単位は質量％）である。この供試鋼板は板厚６０ｍｍ、幅５００ｍｍ、長さ１０００ｍｍの大きさを有する。これらの表１及び２において、炭素等量Ｃｅｑは、下記数式１により現される。
そして、下記表３は試験条件、表４は溶接施工条件を示し、これらの表３及び表４に示す条件で１パス溶接を行った。そして、溶接中に作業性を確認した。溶接後、ＵＴ検査を行い、融合不良の有無を確認した。なお、溶接が安定していないスタート側及びクレータ側の各１００ｍｍは検査対象外とした。従って、有効長は８００ｍｍである。なお、途中で溶落したものは短くなる。有効長の範囲において、融合不良が認められないものを◎、融合不良の長さが２％未満のものを○、２％を超えるものを×とした。なお、ワイヤ径は１．６ｍｍである。
溶接金属の衝撃試験については、ＪＩＳ Ｚ ３１２８に規定されている方法により−２０℃における衝撃値を測定し、３本の値の平均値が５３Ｊ以上のものを、衝撃性能が良好と判断した。溶接金属の強度は、溶接金属の中央部の位置でＮＫ Ｕ１Ａ号試験片を使用し（試験片直径１０ｍｍ、標点距離５０ｍｍ）、６００Ｎ／ｍｍ２以上を目標強度とした。
下記表５及び表６はワイヤの化学組成（単位は質量％）を示す。また、これらのワイヤにより溶接したときの溶接金属の特性を下記表７に示す。この表５及び表６に示す組成の実施例１〜１４のワイヤでは、溶接作業性は良好で、靱性も良好であり、目標とする溶接金属強度が得られた。比較例１５のワイヤでは、ワイヤのスラグ生成剤のうち、Ｆの量が０．４質量％未満であり、スラグの排出性が悪くなり、融合不良が発生した。比較例１６のワイヤでは、ワイヤのＣ量が０．０３質量％未満，Ｍｏ量が０．３質量％未満であり、目的の強度が得られなかった。比較例１７では、ワイヤのＣ量が０．０７質量％を超え、Ｍｎ量が２．１質量％を超え、Ｍｏ量が０．８質量％を超えており、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化した。比較例１８では、ワイヤＳｉ量が０．３質量％未満であり、靱性が劣化した。比較例１９では、ワイヤのＴｉ量が０．２７質量％を超え、Ｂ量が０．０１４質量％を超えており、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化した。比較例２０では、ワイヤのスラグ生成剤の量が２．０質量％を超えており、スラグの排出性が悪くなり、融合不良が発生した。比較例２１では、ワイヤのスラグ生成剤の量が１．０質量％未満であり、スラグの排出性が悪くなり、融合不良が発生した。更には、溶接途中で溶接金属が溶落した。比較例２２では、ワイヤのＳｉ量が０．６質量％を超えており、スラグの排出性が悪くなり、融合不良が発生した。更には、ワイヤＮｉ量が１．２質量％を超えており、溶接金属強度が高くなり過ぎ、靭性が劣化した。比較例２３では、ワイヤＴｉ量が０．１０質量％未満で、Ｂ量が０．００８質量％未満であり、溶接金属組織の微細化効果が得られず、靭性が劣化した。比較例２４では、ワイヤのスラグ生成剤のうちＦの量が０．７質量％を超えており、溶接途中で溶落した。比較例２５では、ワイヤのＭｎ量が１．８質量％未満であり、目的の強度が得られなかった。比較例２６では、ワイヤのＮｉ量が０．９質量％未満であり、靱性が劣化した。比較例２７では、ワイヤのＭｇ量が０．１５質量％未満であり、靱性が劣化した。比較例２８では、ワイヤのＭｇ量が０．３０質量％を超えており、スパッタが多発した。
１：被溶接板
２：摺動銅板
３：裏当材
４：シールドガス供給部
５：溶接金属
６：溶融スラグ及び溶融池
７：電極
８：パイプ
９：スラグ逃がし溝
２：摺動銅板
３：裏当材
４：シールドガス供給部
５：溶接金属
６：溶融スラグ及び溶融池
７：電極
８：パイプ
９：スラグ逃がし溝
Claims (2)
- 表面側が裏面側より幅広である開先が形成された１対の被溶接板を前記開先が上下方向に延びるように配置し、前記被溶接板の表面側に前記被溶接板に相対的に上方に摺動する摺動銅板を当て、前記被溶接板の裏面側に前記被溶接板に対して固定された裏当材を当てて、前記開先内を１電極エレクトロガスアーク溶接により立向突き合わせ溶接するために使用するフラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全質量あたり
Ｃ：０．０３乃至０．０７質量％、
Ｓｉ：０．３乃至０．６質量％、
Ｍｎ：１．８乃至２．０質量％、
Ｎｉ：０．９乃至１．２質量％、
Ｍｏ：０．３乃至０．８質量％、
Ｔｉ：０．１０乃至０．２７質量％、
Ｂ：０．００８乃至０．０１４質量％、
Ｍｇ：０．１５乃至０．３０質量％、
スラグ生成剤：１．０乃至２．０質量％、
スラグ生成剤のうちＦ：０．４乃至０．７質量％（Ｆ換算値でワイヤ全質量あたり）、
を含有し、
Ｃｒ：０．１質量％以下、
Ｃｕ：０．３質量％以下、
Ａｌ：０．０５質量％以下、
Ｐ：０．０２５質量％以下、
Ｓ：０．０２５質量％以下、
に規制し、
残部が、Ｆｅ：９０質量％以上及び不可避的不純物であることを特徴とするエレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤ。 - ワイヤ全質量あたりＣＯ２：０．１０乃至０．２５質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載のエレクトロガスアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
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2008
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