JP6385879B2 - ガスシールド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、軟鋼及び４９０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼並びに低温用鋼などの溶接構造物を製造する際に使用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関し、全姿勢溶接での溶接作業性が良好で、特に立向上進溶接の溶接作業性に優れるとともに、−３０℃程度までの溶接金属の靱性が良好な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。
船舶、橋梁などの建造分野では、ルチール系の全姿勢の溶接用フラックス入りワイヤ（以下、フラックス入りワイヤという。）が多用されているが、特に自動溶接での立向上進溶接において優れた溶接作業性が得られるかが問題となる。立向上進溶接は、溶融プールを上方に移動させながらビード形成を行うので、溶融プールから溶融スラグ及び溶融金属が下方に垂れる現象（以下、メタル垂れという。）が発生しやすくなり、更にこのメタル垂れに起因するビード形状不良（ビード表面の平滑性やビード止端部と母材とのなじみ性）が問題となる。
立向上進溶接には、鋼板の開先部を真っすぐ上方に進んでいくストレート法や、ワイヤ先端の狙い位置を左右に振り分けながら上方に進んでいくウィービング法等の運棒法がある。ウィービング法は、厚板の開先内溶接やかなりの隙間が生じている鋼板間にすみ肉溶接する場合等、比較的大きなビード幅が必要な場合には効果的な運棒法である。他方、比較的小さいビード幅が必要な薄鋼板の溶接の場合にはストレート法での立向上進溶接がより効果的となる。ストレート法では、アーク直下に比較的小さい溶融プールが形成され、その溶融プールはアーク力で揺動・対流している。このためストレート法では、溶融メタルが溶接作業者の手前側に溢れ出てメタル垂れが発生しやすい。
溶接作業者は、遮光面を通して、溶融プールの形状と溶融メタルの凝固開始線を見ながらメタル垂れが発生しないように溶接を行うが、両運棒法ともに溶接作業者の熟練が必要となる。このため、施工現場からは手直し工数削減及び溶接部の品質向上を実現する上でも、ウィービング法及びストレート法での立向上進溶接性が特に優れ、同時にその他の溶接姿勢においても良好な溶接作業性が得られるフラックス入りワイヤに対する開発要求が依然として強い。
また海洋構造物などの溶接では、−３０℃程度の低温環境でも、安定した靭性からなる溶接金属が得られ、また立向上進溶接の溶接作業性にも優れるフラックス入りワイヤが強く要望されている。
低温靭性に優れた溶接金属が得られるフラックス入りワイヤとして、例えば、特許文献１には、Ｔ、Ｋ、Ｍｇ等の含有量を最適化することにより、立向上進及び上向姿勢の溶接作業性が優れるとともに、低温靱性が良好なフラックス入りワイヤが提案されている。しかし、この特許文献１の開示技術によれば、ＺｒＯ2、Ｆなどの効果に関する検討が全くなされていないために立向下進や水平すみ肉溶接のスパッタ発生やビード形状、外観などの溶接作業性への配慮が欠けているという問題点があった。また、特許文献２には、ＦｅＯ、ＺｒＯ2、Ａｌ2Ｏ3の含有量を最適化することにより、立向上進溶接の他に立向下進溶接や水平すみ肉溶接の溶接作業性が良好で、−２０℃程度の靭性が良好なフラックス入りワイヤが提案されている。しかしながら、この特許文献２の開示技術では、−３０℃程度まで良好な靭性が得られないという問題点があった。
そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、全姿勢溶接で良好な溶接作業性が得られ、特に、ウィービング法及びストレート法での立向上進溶接における溶接作業性に優れ、かつ、−３０℃程度までの低温環境でも溶接金属の靱性に優れた溶接金属を得ることができ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ことを目的とする。
本発明者らは、種々成分組成を変化させたフラックス入りワイヤを試作して、全姿勢溶接、特に、立向上進溶接の溶接作業性と−３０℃程度の溶接金属の靭性について詳細に調査した。
その結果、ウィービング法及びストレート法での立向上進溶接で問題となるメタル垂れを防止するには、フラックス入りワイヤ中のＴｉ酸化物のＴｉＯ2換算値、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計、Ｍｇを適量とすることで、溶融プール内の溶融スラグの粘性及び凝固点を適正にし、立向上進溶接でのメタル垂れを防止できることを見出した。
また、その他姿勢溶接の溶接性を向上させるには、フラックス入りワイヤ中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値、Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値、Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値を適量とすることで溶接時のアークを安定化させて溶接ビード止端部のなじみ性を向上させ、Ｂｉを適量とすることでスラグ剥離性を良好にできることを見出した。
さらに、溶接金属の強度を確保しつつ−３０℃程度での靭性を向上させるには、フラックス入りワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇを適量にするとともに、Ｎｉ、Ｂを適量添加することが最も効果的であることも見出した。
すなわち、本発明の要旨は、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるガスシールドア−ク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全質量に対する質量％で、フラックス及び鋼製外皮の合計で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｎｉ：０．２〜１．０％、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計：０．８〜１．４％、かつ、Ａｌ：０．３％〜０．６％、Ｂ：０．００４〜０．０１２％を含有し、さらに、ワイヤ全質量に対する質量％で、フラックス中に、Ｔｉ酸化物：ＴｉＯ2換算値の合計で５．０〜７．０％、Ｓｉ酸化物：ＳｉＯ2換算値の合計で０．２〜０．６％、Ｚｒ酸化物：ＺｒＯ2換算値の合計で０．４〜０．７％、Ｍｇ：０．１〜０．５％、Ｎａ化合物（Ｎａを含む弗素化合物を含む）：Ｎａ2Ｏ換算値の合計で０．０２〜０．１０％、Ｋ化合物（Ｋを含む弗素化合物を含む）：Ｋ2Ｏ換算値の合計で０．０４〜０．１０％を含有し、残部が、鋼製外皮のＦｅ分、鉄粉、鉄合金粉のＦｅ分及び不可避不純物からなることを特徴とする。
また本発明の要旨は、上述した成分に加え、フラックス中に、Ｂｉ：０．０３％以下をさらに含有することも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。
上述した構成からなる本発明に係るガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤによれば、全姿勢溶接での溶接作業性が良好で、特に、ウィービング法及びストレート法での立向上進溶接の溶接作業性に優れ、−３０℃程度までの靱性にも優れる溶接金属が得られる。従って本発明によれば、溶接の高能率化及び溶接部の品質向上が図ることが可能となる。
以下に、本発明のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの成分組成及びその含有率と、各成分組成の限定理由について説明をする。なお、各成分組成の含有量は、ワイヤ全質量に対する質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と表すこととする。
[フラックス及び鋼製外皮の合計でＣ：０．０４〜０．１２％]
Ｃは、溶接金属の必要な強度を確保することを目的に添加する。Ｃが０．０４％未満では、その効果が得られず、必要な溶接金属の強度が得られない。一方、Ｃが０．１２％を超えると、溶接金属中にＣが多く歩留まり、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＣは０．０４〜０．１２％とする。なお、Ｃは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからの鉄粉及び合金粉から添加される。
Ｃは、溶接金属の必要な強度を確保することを目的に添加する。Ｃが０．０４％未満では、その効果が得られず、必要な溶接金属の強度が得られない。一方、Ｃが０．１２％を超えると、溶接金属中にＣが多く歩留まり、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＣは０．０４〜０．１２％とする。なお、Ｃは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからの鉄粉及び合金粉から添加される。
[フラックス及び鋼製外皮の合計でＳｉ：０．３〜０．８％]
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶接金属の低温靭性を向上する効果を有する。Ｓｉが０．３％未満では、その効果が得られず、脱酸不足になり、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｓｉが０．８％を超えると、溶接金属中にＳｉが過剰に歩留まってしまい、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＳｉは０．３〜０．８％とする。なお、Ｓｉは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからのＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉から添加される。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶接金属の低温靭性を向上する効果を有する。Ｓｉが０．３％未満では、その効果が得られず、脱酸不足になり、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｓｉが０．８％を超えると、溶接金属中にＳｉが過剰に歩留まってしまい、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＳｉは０．３〜０．８％とする。なお、Ｓｉは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからのＦｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉から添加される。
[フラックス及び鋼製外皮の合計でＭｎ：１．５〜３．０％]
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属に歩留まって溶接金属の機械的性質を向上する効果を有する。Ｍｎが１．５％未満では、脱酸不足となり、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｍｎが３．０％を超えると、溶接金属中にＭｎが過剰に歩留まり、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＭｎは１．５〜３．０％とする。なお、Ｍｎは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからの金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉から添加される。
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属に歩留まって溶接金属の機械的性質を向上する効果を有する。Ｍｎが１．５％未満では、脱酸不足となり、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｍｎが３．０％を超えると、溶接金属中にＭｎが過剰に歩留まり、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＭｎは１．５〜３．０％とする。なお、Ｍｎは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからの金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉から添加される。
［フラックス及び鋼製外皮の合計でＮｉ：０．２〜１．０％］
Ｎｉは、溶接金属の遷移温度を低下させ、溶接金属の低温靭性を特に向上させる効果を有する。Ｎｉが０．２％未満では、その効果は得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｎｉが１．０％超では、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＮｉは０．２〜１．０％とする。なお、Ｎｉは、フラックスからの金属Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ等の合金粉末から添加される。
Ｎｉは、溶接金属の遷移温度を低下させ、溶接金属の低温靭性を特に向上させる効果を有する。Ｎｉが０．２％未満では、その効果は得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｎｉが１．０％超では、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＮｉは０．２〜１．０％とする。なお、Ｎｉは、フラックスからの金属Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ等の合金粉末から添加される。
[フラックス及び鋼製外皮の合計でＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計：０．８〜１．４％、かつ、Ａｌ：０．３〜０．６％]
Ａｌ及びＡｌ2Ｏ3は、溶融プール内でＡｌ2Ｏ3となって溶融スラグの粘性及び凝固温度を調整し、立向上進溶接のビード形状・外観を良好にする効果を有する。ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計が０．８％未満では、ウィービング法及びストレート法での立向上進溶接でビード形状・外観が不良になる。一方、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計が１．４％を超えると、全姿勢溶接でスパッタ発生量が増加する。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計は０．８〜１．４％とする。
Ａｌ及びＡｌ2Ｏ3は、溶融プール内でＡｌ2Ｏ3となって溶融スラグの粘性及び凝固温度を調整し、立向上進溶接のビード形状・外観を良好にする効果を有する。ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計が０．８％未満では、ウィービング法及びストレート法での立向上進溶接でビード形状・外観が不良になる。一方、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計が１．４％を超えると、全姿勢溶接でスパッタ発生量が増加する。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計は０．８〜１．４％とする。
また、Ａｌは、Ａｌ単体での効果として、脱酸力が非常に強く、Ｓｉ、Ｍｎなどの他の脱酸剤より早く酸素を取り込むので、溶接金属中の酸素を減らし低温靭性を向上する効果がある。Ａｌが０．３％未満では、その効果が得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ａｌが０．６％を超えると、溶接金属の強度が過剰に高くなる。したがって、フラックス及び鋼製外皮の合計でＡｌは０．３〜０．６％とする。なお、Ａｌは、鋼製外皮に含まれる他、フラックスからの金属Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ、Ａｌ−Ｍｇから添加され、Ａｌ2Ｏ3は、フラックスからのアルミナ等から添加される。
[フラックス中のＢ：０．００４〜０．０１２％]
Ｂは、溶接金属のミクロ組織微細化効果により、溶接金属の低温靱性を向上させる効果を有する。Ｂが０．００４％未満では、その効果が得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｂが０．０１２％を超えると、高温割れが発生しやすくする。したがって、フラックス中のＢは０．００４〜０．０１２％とする。なお、Ｂは、フラックス中からの金属Ｂ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ等の合金粉末から添加される。
Ｂは、溶接金属のミクロ組織微細化効果により、溶接金属の低温靱性を向上させる効果を有する。Ｂが０．００４％未満では、その効果が得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｂが０．０１２％を超えると、高温割れが発生しやすくする。したがって、フラックス中のＢは０．００４〜０．０１２％とする。なお、Ｂは、フラックス中からの金属Ｂ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ等の合金粉末から添加される。
[フラックス中のＴｉ酸化物：ＴｉＯ2換算値の合計で５．０〜７．０％]
Ｔｉ酸化物は、ビード表面にスラグを形成してビード形状・外観を良好にする効果を有する。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が５．０％未満では、溶融スラグの粘性が不足し、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビードの凸状化やビード止端部のなじみ性が悪くなり、ビード形状・外観が不良となる。また、スラグ生成量が不足し、立向下進溶接での耐メタル垂れ性やスラグ剥離性が不良にする。一方、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が７．０％を超えると、スラグ生成量が過剰に多くなり、水平すみ肉溶接及び立向下進溶接でスラグ巻き込み等の溶接欠陥が発生しやすくなる。したがって、フラックス中のＴｉ酸化物は、ＴｉＯ2換算値の合計で５．０〜７．０％とする。なお、Ｔｉ酸化物は、フラックス中からのルチール、酸化チタン、チタンスラグ、イルメナイト等から添加される。
Ｔｉ酸化物は、ビード表面にスラグを形成してビード形状・外観を良好にする効果を有する。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が５．０％未満では、溶融スラグの粘性が不足し、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビードの凸状化やビード止端部のなじみ性が悪くなり、ビード形状・外観が不良となる。また、スラグ生成量が不足し、立向下進溶接での耐メタル垂れ性やスラグ剥離性が不良にする。一方、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が７．０％を超えると、スラグ生成量が過剰に多くなり、水平すみ肉溶接及び立向下進溶接でスラグ巻き込み等の溶接欠陥が発生しやすくなる。したがって、フラックス中のＴｉ酸化物は、ＴｉＯ2換算値の合計で５．０〜７．０％とする。なお、Ｔｉ酸化物は、フラックス中からのルチール、酸化チタン、チタンスラグ、イルメナイト等から添加される。
[フラックス中のＳｉ酸化物：ＳｉＯ2換算値の合計で０．２〜０．６％]
Ｓｉ酸化物は、溶融プール内での溶融スラグの粘性及び融点を調整してスラグの被包性を良好にする効果を有する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．２％未満では、溶融スラグが不足して、全姿勢溶接でスラグ被包性及びスラグ剥離性が不良となり、ビード形状・外観も不良となる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．６％を超えると、溶融スラグの凝固が遅くなり、立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生しやすくなる。また、溶融スラグの塩基度が低下し、溶接金属中の酸素量が増加するので、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、フラックス中のＳｉ酸化物は、ＳｉＯ2換算値の合計で０．２〜０．６％とする。なお、Ｓｉ酸化物は、フラックス中からの珪砂、ジルコンサンド、珪酸ソーダ等から添加される。
Ｓｉ酸化物は、溶融プール内での溶融スラグの粘性及び融点を調整してスラグの被包性を良好にする効果を有する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．２％未満では、溶融スラグが不足して、全姿勢溶接でスラグ被包性及びスラグ剥離性が不良となり、ビード形状・外観も不良となる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．６％を超えると、溶融スラグの凝固が遅くなり、立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生しやすくなる。また、溶融スラグの塩基度が低下し、溶接金属中の酸素量が増加するので、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、フラックス中のＳｉ酸化物は、ＳｉＯ2換算値の合計で０．２〜０．６％とする。なお、Ｓｉ酸化物は、フラックス中からの珪砂、ジルコンサンド、珪酸ソーダ等から添加される。
[フラックス中のＺｒ酸化物：ＺｒＯ2換算値の合計で０．４〜０．７％]
Ｚｒ酸化物は、ウィービング法での立向上進溶接及び立向下進溶接の耐メタル垂れ性を良好にするとともに、水平すみ肉溶接のビード形状・外観を良好にする効果を有する。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が０．４％未満では、その効果が得られず、ウィービング法での立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れ性が発生しやすくなる。また、水平すみ肉溶接でビード形状・外観が不良になる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が０．７％を超えると、全姿勢溶接でスラグ剥離性が不良になる。したがって、フラックス中のＺｒ酸化物は、ＺｒＯ2換算値の合計で０．４〜０．７％とする。なお、Ｚｒ酸化物は、フラックス中からのジルコンサンド、酸化ジルコン等から添加されるとともに、Ｔｉ酸化物に微量含有される。
Ｚｒ酸化物は、ウィービング法での立向上進溶接及び立向下進溶接の耐メタル垂れ性を良好にするとともに、水平すみ肉溶接のビード形状・外観を良好にする効果を有する。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が０．４％未満では、その効果が得られず、ウィービング法での立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れ性が発生しやすくなる。また、水平すみ肉溶接でビード形状・外観が不良になる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が０．７％を超えると、全姿勢溶接でスラグ剥離性が不良になる。したがって、フラックス中のＺｒ酸化物は、ＺｒＯ2換算値の合計で０．４〜０．７％とする。なお、Ｚｒ酸化物は、フラックス中からのジルコンサンド、酸化ジルコン等から添加されるとともに、Ｔｉ酸化物に微量含有される。
[フラックス中のＭｇ：０．１〜０．５％]
Ｍｇは、強脱酸剤として作用し、溶接金属中の酸素量を低減して溶接金属の低温靭性を向上させる効果を有する。Ｍｇが０．１％未満であると、その効果が得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｍｇが０．５％を超えると、脱酸生成物であるＭｇＯが溶融スラグ中に過剰に生成され、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなる。また、全姿勢溶接でアークが粗くなり、スパッタ発生量が多くなる。したがって、フラックス中のＭｇは０．１〜０．５％とする。なお、Ｍｇは、フラックス中からの金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ等の合金粉末から添加される。
Ｍｇは、強脱酸剤として作用し、溶接金属中の酸素量を低減して溶接金属の低温靭性を向上させる効果を有する。Ｍｇが０．１％未満であると、その効果が得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｍｇが０．５％を超えると、脱酸生成物であるＭｇＯが溶融スラグ中に過剰に生成され、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなる。また、全姿勢溶接でアークが粗くなり、スパッタ発生量が多くなる。したがって、フラックス中のＭｇは０．１〜０．５％とする。なお、Ｍｇは、フラックス中からの金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ等の合金粉末から添加される。
［フラックス中のＮａ化合物（Ｎａを含む弗素化合物を含む）：Ｎａ2Ｏ換算値の合計で０．０２〜０．１０％］
Ｎａ化合物は、アーク安定剤及びスラグ形成剤として作用する。Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値の合計が０．０２％未満では、全姿勢溶接でアークの集中性が低下して不安定となり、スパッタ発生量が増加する。一方、Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値の合計が０．１０％超では、アークが過剰に集中してアーク自体が細くなり、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなる。したがって、フラックス中のＮａ化合物は、Ｎａ2Ｏ換算値の合計で０．０２〜０．１０％とする。なお、Ｎａ化合物は、珪酸ソーダからなる水ガラスの固質成分、フラックス中からの弗化ソーダ、氷晶石、チタン酸ソーダ等の粉末から添加される。
Ｎａ化合物は、アーク安定剤及びスラグ形成剤として作用する。Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値の合計が０．０２％未満では、全姿勢溶接でアークの集中性が低下して不安定となり、スパッタ発生量が増加する。一方、Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値の合計が０．１０％超では、アークが過剰に集中してアーク自体が細くなり、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなる。したがって、フラックス中のＮａ化合物は、Ｎａ2Ｏ換算値の合計で０．０２〜０．１０％とする。なお、Ｎａ化合物は、珪酸ソーダからなる水ガラスの固質成分、フラックス中からの弗化ソーダ、氷晶石、チタン酸ソーダ等の粉末から添加される。
［フラックス中のＫ化合物（Ｋを含む弗素化合物を含む）：Ｋ2Ｏ換算値の合計で０．０４〜０．１０％］
Ｋ化合物は、Ｎａ化合物と同様、アーク安定剤及びスラグ形成剤として作用する。Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値の合計が０．０４％未満では、全姿勢溶接でアークが不安定となり、スパッタ発生量が増加する。一方、Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値の合計が０．１０％超では、全姿勢溶接でスラグ被包性及びスラグ剥離性が不良になり、ビード形状・外観も不良となる。したがって、フラックス中のＫ化合物のＫ2Ｏ換算値の合計は０．０４〜０．１０％とする。なお、Ｋ化合物は、珪酸カリからなる水ガラスの固質成分、フラックス中からのカリ長石、珪弗化カリ、チタン酸カリ等の粉末から添加される。
Ｋ化合物は、Ｎａ化合物と同様、アーク安定剤及びスラグ形成剤として作用する。Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値の合計が０．０４％未満では、全姿勢溶接でアークが不安定となり、スパッタ発生量が増加する。一方、Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値の合計が０．１０％超では、全姿勢溶接でスラグ被包性及びスラグ剥離性が不良になり、ビード形状・外観も不良となる。したがって、フラックス中のＫ化合物のＫ2Ｏ換算値の合計は０．０４〜０．１０％とする。なお、Ｋ化合物は、珪酸カリからなる水ガラスの固質成分、フラックス中からのカリ長石、珪弗化カリ、チタン酸カリ等の粉末から添加される。
[フラックス中のＢｉ：０．０３％以下]
金属Ｂｉ等のＢｉは、スラグ剥離性を向上させる効果を有するが、溶接金属中に高温割れを発生させるため、フラックス中のＢｉは０．０３％以下とする。なお、スラグ剥離性の効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましい。
金属Ｂｉ等のＢｉは、スラグ剥離性を向上させる効果を有するが、溶接金属中に高温割れを発生させるため、フラックス中のＢｉは０．０３％以下とする。なお、スラグ剥離性の効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましい。
なお、本発明のフラックス入りワイヤの残部は、鋼製外皮のＦｅ分、成分調整するために添加する鉄粉、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ａｌ、Ｆｅ−Ｂ合金等の鉄合金粉のＦｅ分および不可避不純物である。不可避不純物については特に規定しないが、耐高温割れの観点から、Ｐは０．０１０％以下、Ｓは０．０１０％以下が好ましい。
また、本発明のフラックス入りワイヤは、フラックス充填後の伸線加工性が良好な軟鋼または合金鋼の外皮内に、ワイヤ全質量に対して、フラックスを１０〜２０％程度充填後、ダイス伸線やローラ圧延加工により所定のワイヤ径（１．０〜１．６ｍｍ）に縮径して製造されるものである。
フラックス入りワイヤの断面形態は特に限定しないが、鋼製外皮に貫通した隙間がないシームレスタイプのフラックス入りワイヤは、耐吸湿性に優れ、ワイヤ中の水素量を低減することができることから、低温割れに防止に有利となる。
溶接に使用するシールドガスは、ＣＯ2ガスが一般的であるが、Ａｒ−ＣＯ2等の混合ガスも使用してもよい。
以下に、実施例により本発明の効果をさらに詳細に示す。
ＪＩＳ Ｚ Ｇ３１４１ ＳＰＨＣの鋼製外皮（Ｃ：０．０２％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．４０％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．０１％、Ａｌ：０．０３％）に各種フラックスをフラックス充填率１５％で充填した後、表１に示すワイヤ成分組成でワイヤ径１．２ｍｍまで縮径したシームレスタイプのフラックス入りワイヤを各種試作した。
これら試作ワイヤを使用して、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接、立向下進溶接、水平すみ肉溶接での溶接作業性及び溶接金属性能を調査した。
溶接作業性の評価は、板厚１６ｍｍのＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４９０Ｂ鋼のＴ字すみ肉試験体に、表２に示す各姿勢の溶接条件にて、半自動溶接でストレート法及びウィービング法での立向上進、立向下進溶接及び水平すみ肉溶接を行い、アーク状態、スパッタ発生量、スラグ剥離性及びスラグ被包性の良否、メタル垂れの有無、ビード形状の良否について目視確認で調査した。また、ＪＩＳ Ｚ３１８１に準じて破断面の観察を行い、スラグ巻込み等の溶接欠陥の有無を調査した。
溶接金属性能の評価は、板厚２０ｍｍのＣＬＡＳＳ ＮＫ ＫＤ３６鋼を用い、開先角度４０°、ルート間隙５ｍｍに組んだ試験体にセラミックスの裏当材を取り付け、表２に示す溶接条件にて、下向半自動で溶接継手試験を行い、溶接金属の板厚中央部から引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１ Ａ０号）及びシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号）を採取し、引張試験は引張強さ４９０〜６７０ＭＰａ、シャルピー衝撃試験は試験温度−３０℃で３本の吸収エネルギーの平均値が４７Ｊ以上を合格とした。その際、初層パスの溶接時に高温割れの有無を調査した。それらの結果を表３及び表４にまとめて示す。
表１、表３及び表４のワイヤ記号Ｗ１〜Ｗ９が本発明例、ワイヤ記号Ｗ１０〜Ｗ１７は比較例である。本発明例であるワイヤ記号Ｗ１〜Ｗ９は、各成分の組成が本発明の規定した範囲内であるので、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接で溶接作業性が良好で、また、立向下進溶接、水平すみ肉溶接においても優れた溶接作業性が得られた。また、溶接継手試験の引張強さ及び吸収エネルギーも優れた値が得られるなど満足な結果であった。
なお、ワイヤ記号Ｗ１、Ｗ２、Ｗ４、Ｗ７及びＷ８は、フラックス入りワイヤ中にＢｉが適量添加されているので、スラグ剥離性がさらに良好であり、極めて満足な結果であった。
比較例中ワイヤ記号Ｗ１０は、Ｃが少ないので、溶接金属の引張強さが低かった。また、Ｓｉが多いので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。さらに、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値が少ないので、全姿勢溶接でのスラグ被包性、スラグ剥離性及びビード形状・外観が不良であった。
ワイヤ記号Ｗ１１は、Ｃが多いので、溶接金属の引張強さが高かった。また、Ｍｎが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。さらに、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計が多いので、全姿勢溶接でスパッタ発生量が多かった。
ワイヤ記号Ｗ１２は、Ｓｉが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値が少ないので、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状・外観が不良であった。また、立向下進溶接でメタル垂れが発生し、スラグ剥離性も不良であった。さらに、Ｂｉが多いので、溶接継手試験の初層パス溶接時に高温割れが発生した。
ワイヤ記号Ｗ１３は、Ｍｎが多いので、溶接金属の引張強さが高かった。また、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計が少ないので、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接でビード形状・外観が不良であった。さらに、Ａｌが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値が多いので、立向下進溶接及び水平すみ肉溶接でスラグ巻き込みが発生した。
ワイヤ記号Ｗ１４は、Ａｌが多いので、溶接金属の引張強さが高かった。また、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値が少ないので、ウィービング法での立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生した。さらに、水平すみ肉溶接では、ビード形状・外観が不良であった。また、Ｍｇが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値が少ないので、全姿勢溶接でアークが不安定となり、スパッタ発生量が多かった。
ワイヤ記号Ｗ１５は、Ｎｉが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｍｇが多いので、全姿勢溶接でアークが粗くなり、スパッタ発生量が多く、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接でメタル垂れが発生した。さらに、Ｋ化合物のＫ2Ｏ換算値が多いので、全姿勢溶接でスラグ被包性、スラグ剥離性及びビード形状・外観が不良であった。
ワイヤ記号Ｗ１６は、Ｎｉが多いので、溶接金属の引張強さが高かった。また、Ｂが多いので、溶接継手試験の初層パス溶接時に高温割れが発生した。さらに、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値が多いので、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生した。また、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値が少ないので、全姿勢溶接でアークが不安定となり、スパッタ発生量が多かった。
ワイヤ記号Ｗ１７は、Ｂが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値が多いので、全姿勢溶接でスラグ剥離性が不良であった。さらに、Ｎａ化合物のＮａ2Ｏ換算値が多いので、アークが集中しすぎて、ストレート法及びウィービング法での立向上進溶接でメタル垂れが発生した。
Claims (2)
- 鋼製外皮内にフラックスを充填してなるガスシールドア−ク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、
ワイヤ全質量に対する質量％で、フラックス及び鋼製外皮の合計で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３〜０．８％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｎｉ：０．２〜１．０％、
ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ2Ｏ3の合計：０．８〜１．４％、かつ、Ａｌ：０．３％〜０．６％、
Ｂ：０．００４〜０．０１２％を含有し、
さらに、ワイヤ全質量に対する質量％で、フラックス中に、
Ｔｉ酸化物：ＴｉＯ2換算値の合計で５．０〜７．０％、
Ｓｉ酸化物：ＳｉＯ2換算値の合計で０．２〜０．６％、
Ｚｒ酸化物：ＺｒＯ2換算値の合計で０．４〜０．７％、
Ｍｇ：０．１〜０．５％、
Ｎａ化合物（Ｎａを含む弗素化合物を含む）：Ｎａ2Ｏ換算値の合計で０．０２〜０．１０％、
Ｋ化合物（Ｋを含む弗素化合物を含む）：Ｋ2Ｏ換算値の合計で０．０４〜０．１０％を含有し、
残部が、鋼製外皮のＦｅ分、鉄粉、鉄合金粉のＦｅ分及び不可避不純物からな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。 - ワイヤ全質量に対する質量％で、さらにフラックス中に、
Ｂｉ：０．０３％以下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用フラックス入りワイヤ。
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