JP6669613B2 - 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、軟鋼から４９０ＭＰａ級高張力鋼及び低温鋼等の鋼構造物を溶接する際に用いられ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、特にシールドガスに炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれを用いた場合でも、全姿勢溶接での溶接作業性が良好で、スパッタ発生量が少なく、かつ、低温靭性に優れた溶接金属を得る上で好適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。
フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接は、高能率で溶接作業性に優れることから、造船、橋梁、海洋構造物、鉄骨等の各種溶接構造物を建造する上で広く用いられており、近年では、−４０℃程度の低温環境下でも溶接金属の安定した靭性が得られ、かつ、スパッタ発生量が少なく溶接作業性にも優れるフラックス入りワイヤの開発が要望されている。
ガスシールドアーク溶接に用いられるフラックス入りワイヤは、メタル系フラックス入りワイヤとスラグ系フラックス入りワイヤに分類され、スラグ系フラックス入りワイヤには、ルチール系フラックス入りワイヤや塩基性系フラックス入りワイヤがある。
塩基性系フラックス入りワイヤは、溶接金属の酸素量が少ないので、溶接金属の低温靭性が優れる反面、アークの安定性及びビード形状等の溶接作業性がルチール系フラックス入りワイヤに比べて大きく劣るので、一般に用いられることが少ない。
一方、ルチール系フラックス入りワイヤは、全姿勢溶接での溶接作業性が非常に優れているので、造船、鉄骨及び海洋構造物等の分野で広く使用されているが、ＴｉＯ2を主体とした金属酸化物を多く含有するため、上記のような低温環境下で溶接を行った場合、必要な溶接金属の低温靭性が劣るという問題がある。
低温環境下で用いるルチール系フラックス入りワイヤについては、これまで様々な開発が行われている。例えば、特許文献１には、フラックス入りワイヤ中のＴｉＯ2、Ｍｇ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｋ、Ｎａ及びＳｉの含有量を規定することで、良好な溶接作業性と優れた溶接金属の低温靭性が得られるフラックス入りワイヤが開示されているが、ＴｉＯ2以外の金属酸化物が規定されておらず、アークの安定性、スラグ被包性及び耐メタル垂れ性が悪く、十分な溶接作業性が得られない。
また、特許文献２には、フラックス入りワイヤ中のＴｉＯ2、ＳｉＯ2、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｂ、Ａｌ、Ｃａ及びＮｉ、Ｔｉ、Ｚｒの１種又は２種以上の含有量を規定することで、良好な溶接作業性と優れた溶接金属の低温靭性が得られるフラックス入りワイヤが開示されている。この特許文献２の開示技術によれば、ＴｉＯ2とＳｉＯ2の適量添加でビード形状やスラグ被包性等の溶接作業性を改善し、Ｃａ、Ａｌ、Ｔｉ及びＢとの相乗効果で溶接金属の低温靭性を向上できるが、アークの安定性やスラグ剥離性が劣っており、十分な溶接作業性は得られない。
さらに近年では、溶接金属の機械的特性向上の目的から、シールドガスに炭酸ガスではなくＡｒを主とする混合ガスが用いられており、特許文献３には、シールドガスにＡｒ−ＣＯ2混合ガスを用い、フラックス入りワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂ、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2、Ｍｇ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、弗素化合物等の含有量を規定し、かつ、フラックス入りワイヤ中の全水素量を規定することで、良好な溶接作業性と優れた溶接金属の低温靭性が得られるフラックス入りワイヤが開示されている。この特許文献３の開示技術によれば、ＴｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2、Ｍｇ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ等の金属酸化物の適量添加で、ビード形状、スラグ剥離性及びアークの安定性に優れるなど良好な溶接作業性を有し、かつ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂの適量添加で溶接金属の低温靭性も向上することが可能となるが、シールドガスにＡｒ−ＣＯ2混合ガスを用いた場合、炭酸ガスを用いた場合に比べてアークが不安定になりやすく、スパッタ発生量が多くなって溶接ビード付近の鋼板表面にスパッタが多数付着し、作業効率が悪いという問題点がある。
また、実際の溶接現場では、溶接作業の高能率化の観点から、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスと炭酸ガスの何れを用いても良好な溶接作業性及び優れた溶接金属の低温靭性が得られるフラックス入りワイヤが強く要望されているが、特許文献３に記載されたガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤで炭酸ガスを用いたガスシールドアーク溶接を行った場合、アークが不安定になりやすく、スパッタ発生量が多くなるとともに、十分な溶接金属の機械的特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、軟鋼から４９０ＭＰａ級高張力鋼及び低温鋼等の鋼構造物を溶接するにあたり、シールドガスに炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれを用いた場合でも、全姿勢溶接での溶接作業性が良好で、スパッタ発生量が少なく、かつ、低温靭性に優れた溶接金属が得られ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、シールドガスとして炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスを用いたガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤについて、全姿勢溶接でアークの安定性が良好でスパッタ発生量が少ないなど溶接作業性が良好で、かつ、低温靭性が良好な溶接金属を得るべく種々検討を行った。
その結果、シールドガスに炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスを用いたガスシールドアーク溶接におけるフラックス入りワイヤ中の各成分の溶接金属への歩留まりを比較すると、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスを用いたガスシールドアーク溶接の方がシールドガス中の酸素量が減少するので、溶接金属へのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ等の歩留まりが高くなり、溶接金属の機械的性能に差が出ることを突き止めた。
そこで、炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれも用いた場合でも、十分な溶接金属の強度及び優れた低温靭性が得られるよう種々検討した結果、フラックス入りワイヤ中にＣ、Ｍｎを適量添加することで十分な溶接金属の強度を確保しつつ、Ｔｉ及びＢを適量添加することで溶接金属の低温靭性が向上でき、特に、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスも用いた場合には、Ｓｉ、Ｍｎをさらに調整することで十分な低温靭性を得ることができることを見出した。また、Ｎｉを適量添加することで溶接金属の低温靭性をさらに向上できることも見出した。
また、溶接作業性に関し、炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれも用いた場合でも、アークの安定性が良好でスパッタ発生量が少ないフラックス入りワイヤ成分を調整した結果、フラックス入りワイヤの鋼製外皮中のＣの含有量を規定し、かつ、フラックス入りワイヤ中にＴｉ酸化物を適量添加することで、アークの安定性を改善するとともに、溶滴サイズを細かくしてスパッタ発生量を少なくできることを見出した。さらに、Ｎａ及びＫ化合物を適量添加することで、炭酸ガスを用いた場合のアークの安定性を改善するとともに、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスを用いた場合ではアークの集中性を改善できることを見出した。
さらに、フラックス入りワイヤ中にＴｉ酸化物、Ｓｉ酸化物，Ｚｒ酸化物、Ａｌ及びＡｌ酸化物、Ｍｇ、弗素化合物を適量添加することで、ビード形状、スラグ被包性、スラグ剥離性、耐メタル垂れ性を改善して溶接作業性を良好にできることを見出した。また、Ｂｉを適量添加することで、スラグ剥離性をさらに改善できることも見出した。
すなわち、本発明の要旨は、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、鋼製外皮中のＣが鋼製外皮全質量に対する質量％で０．０３％以下であり、ワイヤ全質量に対する質量％で、鋼製外皮とフラックスの合計で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：１．３〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計：０．４〜１．０％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酸化物のＴｉＯ2換算値の合計：５．０〜９．０％、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計：０．２〜０．７％、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計：０．１〜０．６％、Ｍｇ：０．２〜０．８％、弗素化合物のＦ換算値の合計：０．０２〜０．２０％、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計：０．０３〜０．２０％を含有し、残部が鋼製外皮のＦｅ、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、ワイヤ全質量に対する質量％で、鋼製外皮とフラックスの合計で、Ｎｉ：０．１〜０．６％をさらに含有することも特徴とする。
さらに本発明の要旨は、ワイヤ全質量に対する質量％で、フラックス中に、Ｂｉ：０．００５〜０．０２０％をさらに含有することも特徴とする。
本発明を適用した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、軟鋼から４９０ＭＰａ級高張力鋼及び低温鋼等の鋼構造物を溶接するにあたり、シールドガスに炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれを用いた場合でも、全姿勢溶接での溶接作業性が良好で、スパッタ発生量を低減でき、かつ、低温靭性に優れた溶接金属が得られるので、溶接能率の向上及び溶接部の品質の向上を図ることができる。
以下、本発明を適用したガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの鋼製外皮の成分組成及びその含有量と、各成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成の含有量は質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と記載して表すこととする。
［鋼製外皮のＣ：鋼製外皮全質量に対する質量％で０．０３％以下］
鋼製外皮中のＣは、溶接時の溶滴の破裂現象を抑制し、アークを安定化してスパッタ発生量を減少させる効果がある。また、溶滴を細粒化するので、溶接ビード付近の鋼板表面に付着するスパッタが大幅に低減する。さらに、アークがソフトになるので、立向上進溶接で溶融プールの過剰な掘り込みが減少し、耐メタル垂れ性が改善されてビード形状が良好になる効果もある。鋼製外皮のＣが０．０３％を超えると、アークが過剰にシャープになり、スパッタ発生量が多くなる。また鋼製外皮のＣが０．０３％を超えると、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。したがって、鋼製外皮のＣは鋼製外皮全質量に対する質量％で０．０３％以下とする。
鋼製外皮中のＣは、溶接時の溶滴の破裂現象を抑制し、アークを安定化してスパッタ発生量を減少させる効果がある。また、溶滴を細粒化するので、溶接ビード付近の鋼板表面に付着するスパッタが大幅に低減する。さらに、アークがソフトになるので、立向上進溶接で溶融プールの過剰な掘り込みが減少し、耐メタル垂れ性が改善されてビード形状が良好になる効果もある。鋼製外皮のＣが０．０３％を超えると、アークが過剰にシャープになり、スパッタ発生量が多くなる。また鋼製外皮のＣが０．０３％を超えると、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。したがって、鋼製外皮のＣは鋼製外皮全質量に対する質量％で０．０３％以下とする。
以下、各成分組成の含有量は、フラックス入りワイヤ全質量に対する質量％で表す。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＣ：０．０３〜０．０９％］
Ｃは、溶接金属の強度を向上させる効果がある。Ｃが０．０３％未満では、十分な溶接金属の強度が得られない。一方、Ｃが０．０９％を超えると、溶接金属中にＣが過剰に歩留まり、溶接金属の強度が過剰に高くなって低温靱性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＣは０．０３〜０．０９％とする。なお、Ｃは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスから金属粉及び合金粉等から添加できる。
Ｃは、溶接金属の強度を向上させる効果がある。Ｃが０．０３％未満では、十分な溶接金属の強度が得られない。一方、Ｃが０．０９％を超えると、溶接金属中にＣが過剰に歩留まり、溶接金属の強度が過剰に高くなって低温靱性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＣは０．０３〜０．０９％とする。なお、Ｃは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスから金属粉及び合金粉等から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＳｉ：０．１〜０．６％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶接金属の低温靭性を向上させる効果がある。Ｓｉが０．１％未満では、その効果が得られず、炭酸ガスシールドアーク溶接では溶接金属中にＳｉが十分に歩留まらず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｓｉが０．６％を超えると、溶接金属中にＳｉが過剰に歩留まり、かえって溶接金属の低温靱性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＳｉは０．１〜０．６％とする。なお、Ｓｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスから金属Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉末から添加できる。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、溶接金属の低温靭性を向上させる効果がある。Ｓｉが０．１％未満では、その効果が得られず、炭酸ガスシールドアーク溶接では溶接金属中にＳｉが十分に歩留まらず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｓｉが０．６％を超えると、溶接金属中にＳｉが過剰に歩留まり、かえって溶接金属の低温靱性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＳｉは０．１〜０．６％とする。なお、Ｓｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスから金属Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉末から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＭｎ：１．３〜３．０％］
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属中に歩留まって溶接金属の強度と低温靱性を向上させる効果がある。Ｍｎが１．３％未満では、炭酸ガスシールドアーク溶接では溶接金属中にＭｎが十分に歩留まらず、溶接金属の低温靭性が低下するとともに、十分な強度が得られない。一方、Ｍｎが３．０％を超えると、Ｍｎが溶接金属中に過剰に歩留まり、溶接金属の強度が高くなって低温靱性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＭｎは１．３〜３．０％とする。なお、Ｍｎは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスから金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉末から添加できる。
Ｍｎは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属中に歩留まって溶接金属の強度と低温靱性を向上させる効果がある。Ｍｎが１．３％未満では、炭酸ガスシールドアーク溶接では溶接金属中にＭｎが十分に歩留まらず、溶接金属の低温靭性が低下するとともに、十分な強度が得られない。一方、Ｍｎが３．０％を超えると、Ｍｎが溶接金属中に過剰に歩留まり、溶接金属の強度が高くなって低温靱性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＭｎは１．３〜３．０％とする。なお、Ｍｎは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスから金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉末から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＴｉ：０．０５〜０．５０％］
Ｔｉは、溶接金属の組織を微細化して低温靭性を向上させる効果がある。Ｔｉが０．０５％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｔｉが０．５０％を超えると、靭性を阻害する上部ベイナイト組織を生成し、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＴｉは０．０５〜０．５０％とする。なお、Ｔｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ｔｉ、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉末から添加できる。
Ｔｉは、溶接金属の組織を微細化して低温靭性を向上させる効果がある。Ｔｉが０．０５％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｔｉが０．５０％を超えると、靭性を阻害する上部ベイナイト組織を生成し、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＴｉは０．０５〜０．５０％とする。なお、Ｔｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ｔｉ、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉末から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＢ：０．００２〜０．０１５％］
Ｂは、微量の添加で溶接金属のミクロ組織を微細化して溶接金属の低温靱性を向上させる効果がある。Ｂが０．００２％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｂが０．０１５％を超えると、高温割れが発生しやすくなる。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＢは０．００２〜０．０１５％とする。なお、Ｂは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ｂ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｂ等の合金粉末から添加できる。
Ｂは、微量の添加で溶接金属のミクロ組織を微細化して溶接金属の低温靱性を向上させる効果がある。Ｂが０．００２％未満では、その効果が十分に得られず、溶接金属の低温靭性が低下する。一方、Ｂが０．０１５％を超えると、高温割れが発生しやすくなる。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＢは０．００２〜０．０１５％とする。なお、Ｂは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ｂ、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｂ等の合金粉末から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計：０．４〜１．０％］
Ａｌ及びＡｌ酸化物は、溶融スラグの融点や粘性を調整して、特に立向上進溶接での耐メタル垂れ性及びビード形状を改善する効果がある。ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が０．４％未満では、その効果が十分に得られず、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。一方、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が１．０％を超えると、Ａｌ酸化物として溶接金属中に過剰に残留し、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計は０．４〜１．０％とする。なお、Ａｌは鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ等の合金粉末から、Ａｌ酸化物はフラックスからのアルミナ等から添加できる。
Ａｌ及びＡｌ酸化物は、溶融スラグの融点や粘性を調整して、特に立向上進溶接での耐メタル垂れ性及びビード形状を改善する効果がある。ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が０．４％未満では、その効果が十分に得られず、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。一方、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が１．０％を超えると、Ａｌ酸化物として溶接金属中に過剰に残留し、溶接金属の低温靭性が低下する。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計は０．４〜１．０％とする。なお、Ａｌは鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ等の合金粉末から、Ａｌ酸化物はフラックスからのアルミナ等から添加できる。
［フラックス中のＴｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計：５．０〜９．０％］
Ｔｉ酸化物は、アークの安定性を改善するとともに、溶接時の溶融スラグの融点や粘性を調整して耐メタル垂れ性、スラグ剥離性及びビード形状を改善する効果がある。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が５．０％未満では、これらの効果が十分に得られず、アークが不安定となってスパッタ発生量が多くなり、溶接ビード付近の鋼板表面にスパッタが多く付着する。また、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。さらに、スラグ生成量が少なくなるので、各溶接姿勢でスラグ被包性、スラグ剥離性及びビード形状が不良になる。また、水平すみ肉溶接では、溶接ビードの下端側を生成したスラグが支えきれずにビード形状がオーバーラップ状態になる。一方、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が９．０％を超えると、スラグ生成量が多くなりすぎ、各姿勢溶接で溶接部にスラグ巻込み等の溶接欠陥が発生しやすくなる。また、溶接金属中にＴｉ酸化物が過剰に残存して溶接金属の低温靱性が低下する。したがって、フラックス中のＴｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計は５．０〜９．０％とする。なお、Ｔｉ酸化物は、フラックスからのルチール、酸化チタン、チタンスラグ、イルミナイト等から添加される。
Ｔｉ酸化物は、アークの安定性を改善するとともに、溶接時の溶融スラグの融点や粘性を調整して耐メタル垂れ性、スラグ剥離性及びビード形状を改善する効果がある。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が５．０％未満では、これらの効果が十分に得られず、アークが不安定となってスパッタ発生量が多くなり、溶接ビード付近の鋼板表面にスパッタが多く付着する。また、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。さらに、スラグ生成量が少なくなるので、各溶接姿勢でスラグ被包性、スラグ剥離性及びビード形状が不良になる。また、水平すみ肉溶接では、溶接ビードの下端側を生成したスラグが支えきれずにビード形状がオーバーラップ状態になる。一方、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が９．０％を超えると、スラグ生成量が多くなりすぎ、各姿勢溶接で溶接部にスラグ巻込み等の溶接欠陥が発生しやすくなる。また、溶接金属中にＴｉ酸化物が過剰に残存して溶接金属の低温靱性が低下する。したがって、フラックス中のＴｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計は５．０〜９．０％とする。なお、Ｔｉ酸化物は、フラックスからのルチール、酸化チタン、チタンスラグ、イルミナイト等から添加される。
［フラックス中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計：０．２〜０．７％］
Ｓｉ酸化物は、溶接時の溶融スラグの粘性や融点を調整してスラグ被包性を改善する効果がある。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．２％未満では、この効果が十分に得られず、各溶接姿勢でスラグ被包性が悪くなってビード外観が不良になる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．７％を超えると、溶接金属中にＳｉ酸化物が過剰に残存するとともに、溶融スラグの塩基度が低下して溶接金属中の酸素量が増加し、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酸化物のＳｉＯ2換算値の合計は０．２〜０．７％とする。なお、Ｓｉ酸化物は、フラックスから珪砂、カリ長石、ジルコンサンド、珪酸ソーダ等から添加できる。
Ｓｉ酸化物は、溶接時の溶融スラグの粘性や融点を調整してスラグ被包性を改善する効果がある。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．２％未満では、この効果が十分に得られず、各溶接姿勢でスラグ被包性が悪くなってビード外観が不良になる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が０．７％を超えると、溶接金属中にＳｉ酸化物が過剰に残存するとともに、溶融スラグの塩基度が低下して溶接金属中の酸素量が増加し、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酸化物のＳｉＯ2換算値の合計は０．２〜０．７％とする。なお、Ｓｉ酸化物は、フラックスから珪砂、カリ長石、ジルコンサンド、珪酸ソーダ等から添加できる。
［フラックス中のＺｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計：０．１〜０．６％］
Ｚｒ酸化物は、溶接時の溶融スラグの粘性や融点を調整し、特に立向上進溶接での耐メタル垂れ性及びビード形状を改善する効果がある。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値が０．１％未満では、この効果が十分に得られず、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値が０．６％を超えると、各溶接姿勢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酸化物のＺｒＯ2換算値の合計は０．１〜０．６％とする。なお、Ｚｒ酸化物は、フラックスからジルコンサンド、酸化ジルコニウム等から添加できるとともに、Ｔｉ酸化物に微量含有される。
Ｚｒ酸化物は、溶接時の溶融スラグの粘性や融点を調整し、特に立向上進溶接での耐メタル垂れ性及びビード形状を改善する効果がある。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値が０．１％未満では、この効果が十分に得られず、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値が０．６％を超えると、各溶接姿勢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酸化物のＺｒＯ2換算値の合計は０．１〜０．６％とする。なお、Ｚｒ酸化物は、フラックスからジルコンサンド、酸化ジルコニウム等から添加できるとともに、Ｔｉ酸化物に微量含有される。
［フラックス中のＭｇ：０．２〜０．８％］
Ｍｇは、強脱酸剤として作用して溶接金属中の酸素を低減し、溶接金属の低温靱性を向上させる効果がある。Ｍｇが０．２％未満では、この効果が十分に得られず、脱酸不足となって溶接金属の低温靱性が低下する。一方、Ｍｇが０．８％を超えると、溶接時にアーク中で激しく酸素と反応してアークが不安定になり、スパッタ発生量が多くなって溶接ビード付近の鋼板表面にスパッタが多く付着する。したがって、フラックス中のＭｇは０．２〜０．８％とする。なお、Ｍｇは、フラックスから金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ等の合金粉末から添加できる。
Ｍｇは、強脱酸剤として作用して溶接金属中の酸素を低減し、溶接金属の低温靱性を向上させる効果がある。Ｍｇが０．２％未満では、この効果が十分に得られず、脱酸不足となって溶接金属の低温靱性が低下する。一方、Ｍｇが０．８％を超えると、溶接時にアーク中で激しく酸素と反応してアークが不安定になり、スパッタ発生量が多くなって溶接ビード付近の鋼板表面にスパッタが多く付着する。したがって、フラックス中のＭｇは０．２〜０．８％とする。なお、Ｍｇは、フラックスから金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ等の合金粉末から添加できる。
［フラックス中の弗素化合物のＦ換算値の合計：０．０２〜０．２０％］
弗素化合物は、アークを強くするとともに、特に立向上進溶接及び立向下進溶接で耐メタル垂れ性及びビード形状を改善する効果がある。弗素化合物のＦ換算値の合計が０．０２％未満では、この効果が十分に得られず、アークが弱くなり、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り、ビード形状が不良になる。一方、弗素化合物のＦ換算値の合計が０．２０％を超えると、アークが強くなりすぎ、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。したがって、フラックス中の弗素化合物のＦ換算値の合計は０．０２〜０．２０％とする。なお、弗素化合物は、ＣａＦ2、ＮａＦ、ＬｉＦ、ＭｇＦ2、Ｋ2ＳｉＦ6、Ｎａ3ＡｌＦ6、ＡｌＦ3等から添加でき、Ｆ換算値はこれらに含有されるＦ量の合計である。
弗素化合物は、アークを強くするとともに、特に立向上進溶接及び立向下進溶接で耐メタル垂れ性及びビード形状を改善する効果がある。弗素化合物のＦ換算値の合計が０．０２％未満では、この効果が十分に得られず、アークが弱くなり、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り、ビード形状が不良になる。一方、弗素化合物のＦ換算値の合計が０．２０％を超えると、アークが強くなりすぎ、立向上進溶接でメタル垂れが発生しやすくなり、ビード形状が不良になる。したがって、フラックス中の弗素化合物のＦ換算値の合計は０．０２〜０．２０％とする。なお、弗素化合物は、ＣａＦ2、ＮａＦ、ＬｉＦ、ＭｇＦ2、Ｋ2ＳｉＦ6、Ｎａ3ＡｌＦ6、ＡｌＦ3等から添加でき、Ｆ換算値はこれらに含有されるＦ量の合計である。
［フラックス中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計：０．０３〜０．２０％］
Ｎａ化合物及びＫ化合物は、アーク安定剤として作用し、炭酸ガスを用いた場合のアークの安定性及びＡｒ−ＣＯ2混合ガスを用いた場合のアークの集中性を改善する効果がある。Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が０．０３％未満であると、炭酸ガスシールドアーク溶接でアークが不安定となってスパッタ発生量が多くなる。一方、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が０．２０％を超えると、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスシールドアーク溶接でアークが集中しすぎ、アーク長が長くなって不安定になり、スパッタ発生量が多くなる。また、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り、ビード形状が不良になる。したがって、フラックス中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計は０．０３〜０．２０％とする。なお、Ｎａ化合物及びとＫ化合物は、珪酸ソーダ及び珪酸カリからなる水ガラスの固質成分、弗化ソーダ、チタン酸ナトリウム、珪弗化カリ、珪弗化ソーダ等から添加できる。
Ｎａ化合物及びＫ化合物は、アーク安定剤として作用し、炭酸ガスを用いた場合のアークの安定性及びＡｒ−ＣＯ2混合ガスを用いた場合のアークの集中性を改善する効果がある。Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が０．０３％未満であると、炭酸ガスシールドアーク溶接でアークが不安定となってスパッタ発生量が多くなる。一方、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が０．２０％を超えると、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスシールドアーク溶接でアークが集中しすぎ、アーク長が長くなって不安定になり、スパッタ発生量が多くなる。また、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り、ビード形状が不良になる。したがって、フラックス中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計は０．０３〜０．２０％とする。なお、Ｎａ化合物及びとＫ化合物は、珪酸ソーダ及び珪酸カリからなる水ガラスの固質成分、弗化ソーダ、チタン酸ナトリウム、珪弗化カリ、珪弗化ソーダ等から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＮｉ：０．１〜０．６％］
Ｎｉは、溶接金属の低温靱性をより向上させる効果がある。Ｎｉが０．１％未満では、溶接金属の低温靱性をより向上する効果が十分に得られない。一方、Ｎｉが０．６％を超えると、溶接金属の引張強さが過剰に高くなる場合があり、また高温割れが発生しやすくなる。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＮｉは０．１〜０．６％とする。なお、Ｎｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ等の合金粉末から添加できる。
Ｎｉは、溶接金属の低温靱性をより向上させる効果がある。Ｎｉが０．１％未満では、溶接金属の低温靱性をより向上する効果が十分に得られない。一方、Ｎｉが０．６％を超えると、溶接金属の引張強さが過剰に高くなる場合があり、また高温割れが発生しやすくなる。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＮｉは０．１〜０．６％とする。なお、Ｎｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックスからの金属Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ等の合金粉末から添加できる。
［鋼製外皮とフラックスの合計でＢｉ：０．００５〜０．０２０％］
Ｂｉは、溶接金属からのスラグの剥離を促進させ、スラグ剥離性をさらに改善する効果がある。Ｂｉが０．００５％未満では、この効果が十分に得られず、全姿勢溶接で十分なスラグ剥離性が得られない場合がある。一方、Ｂｉが０．０２０％を超えると、溶接金属の低温靭性が低下し、また高温割れが発生しやすくなる。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＢｉは０．００５〜０．０２０％とする。なお、Ｂｉは、フラックスからの金属Ｂｉ等の合金粉末から添加できる。
Ｂｉは、溶接金属からのスラグの剥離を促進させ、スラグ剥離性をさらに改善する効果がある。Ｂｉが０．００５％未満では、この効果が十分に得られず、全姿勢溶接で十分なスラグ剥離性が得られない場合がある。一方、Ｂｉが０．０２０％を超えると、溶接金属の低温靭性が低下し、また高温割れが発生しやすくなる。したがって、鋼製外皮とフラックスの合計でＢｉは０．００５〜０．０２０％とする。なお、Ｂｉは、フラックスからの金属Ｂｉ等の合金粉末から添加できる。
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残部は、鋼製外皮のＦｅ、添加する鉄粉、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ合金等の鉄合金粉のＦｅ分及び不可避不純物である。なお、成分調整のためにＦｅＯ、ＭｎＯ等を添加してもよい。不可避不純物については特に限定しないが、耐高温割れ性の観点から、Ｐは０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下が好ましい。
本発明のガスシールドアーク溶接のシールドガスは、炭酸ガスまたはＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれも用いることができる。なお、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスの場合は、溶接金属の酸素量低減の観点から、Ａｒを主としてＣＯ2の割合を２０〜２５％の割合とすることが好ましい。
なお、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は、鋼製外皮をパイプ状に形成し、内部にフラックスを充填する構造であり、鋼製外皮の合わせ目を溶接して継目の無いタイプと、鋼製外皮の合わせ目を溶接しないでかしめる継目を有するタイプに大別できるが、継目の無いタイプはフラックス入りワイヤ中の水素量を低減することを目的とした熱処理が可能であり、かつ、製造後のフラックス入りワイヤの吸湿が少ないので、溶接金属の拡散性水素を低減でき、耐割れ性の向上を図ることができるので、より好ましい。
また、フラックス充填率は特に制限はしないが、生産性の観点から、ワイヤ全質量に対して８〜２０％とするのが好ましい。
以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。
鋼製外皮に表１に示す各種成分組成のＪＩＳ Ｇ３１４１ ＳＰＣＣを使用し、該鋼製外皮をＵ字型に成形、フラックスを充填率１０〜１５％で充填してＣ字型に成形した後、鋼製外皮の合わせ目を溶接して造管、伸線し、表２に示す各種成分のフラックス入りワイヤを試作した。なお、試作したワイヤ径は１．２ｍｍとした。
これら試作ワイヤを用い、立向上進溶接、立向下進溶接、水平すみ肉溶接による溶接作業性及び溶着金属の機械的特性を調査した。
溶接作業性は、板厚１６ｍｍのＪＩＳ Ｇ ３１０６に準拠したＳＭ４９０Ｂ鋼板をＴ字に組んだ試験体に、表３及び表４に示す溶接条件で、立向上進溶接、立向下進溶接、水平すみ肉溶接を行い、その際のアーク状態、スパッタ発生状態、スラグ被包性、スラグ剥離性、ビード形状の良否、メタル垂れの有無を目視確認で調査した。また、ＪＩＳ Ｚ ３１８１に準じて破断面の確認を行い、スラグ巻込み等の溶接欠陥の有無を調査した。
溶着金属試験は、板厚２０ｍｍのＪＩＳ Ｇ ３１０６に準拠したＳＭ４９０Ｂ鋼板を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１１１に準じて溶接を行い、溶着金属の板厚方向中心から引張試験片（Ａ０号）及び衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、機械試験を実施した。引張試験の評価は、引張強さが４９０〜６７０ＭＰａを良好とした。衝撃試験の評価は、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、繰返し３本の吸収エネルギーの平均が４７Ｊ以上を良好とした。その際、初層溶接時に高温割れの有無を目視確認で調査した。これら結果を表４にまとめて示す。
表２のワイヤ記号Ｗ１〜Ｗ１２は、何れも成分組成が本発明において規定した範囲内にある本発明例であり、ワイヤ記号Ｗ１３〜Ｗ２７は、何れも成分組成の何れか１以上が本発明において規定した範囲から逸脱した比較例である。表４の試験記号Ｔ１〜Ｔ１４は本発明例としてのワイヤ記号Ｗ１〜Ｗ１２のワイヤを使用して調査、試験を行ったものであり、試験記号Ｔ１５〜Ｔ２９は比較例としてのワイヤＷ１３〜Ｗ２７のワイヤを使用して調査、試験を行ったものである。本発明例である試験記号Ｔ１〜Ｔ１４は、鋼製外皮のＣ、フラックス入りワイヤ中の鋼製外皮とフラックスの合計のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂ、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計、フラックス中のＴｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計、Ｓｉ酸化物ＳｉＯ2換算値の合計、Ｚｒ酸化物ＺｒＯ2換算値の合計、Ｍｇ、弗素化合物のＦ換算値の合計、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が適正であるので、炭酸ガス及びＡｒ−ＣＯ2混合ガスのいずれにおいても、アークが安定してスパッタ発生量が少なく、立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れがなく、各姿勢溶接でスラグ被包性、スラグ剥離性及びビード形状が良好で、スラグ巻込み等の溶接欠陥が無く溶接作業性が良好で、高温割れも発生しなかった。また、溶着金属の引張強さ及び吸収エネルギーも良好であった。
また、試験記号Ｔ４〜Ｔ６、Ｔ８〜Ｔ１０、Ｔ１２〜Ｔ１４は、Ｎｉが適量添加されているワイヤ記号Ｗ４〜Ｗ５、Ｗ７〜Ｗ８、Ｗ１０〜Ｗ１２を使用しているので、溶着金属の吸収エネルギーは７０Ｊ以上が得られた。また、試験記号Ｔ４、Ｔ６〜Ｔ１１、Ｔ１３及びＴ１４は、Ｂｉが適量添加されているワイヤ記号Ｗ４、Ｗ６〜Ｗ９、Ｗ１１〜Ｗ１２を使用しているので、スラグ剥離性が極めて良好であった。
比較例中試験記号Ｔ１５は、鋼製外皮のＣが多いので、アークが強くなりすぎ、スパッタ発生量が多かった。また、立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。さらに、Ｓｉが少ないので、炭酸ガスシールドアーク溶接での溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が多いので、全姿勢溶接でスラグ剥離性が不良であった。
試験記号Ｔ１６は、鋼製外皮とフラックスの合計のＣが少ないので、溶着金属の引張強さが低かった。また、Ｍｇが少ないので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。
試験記号Ｔ１７は、鋼製外皮とフラックスの合計のＣが多いので、溶着金属の引張強さが高く、吸収エネルギーが低かった。また、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が低いので、アークが不安定でスパッタ発生量が多かった。さらに、立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生し、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が不良であった。また、Ｂｉの添加量が少ないので、スラグ剥離性の改善効果は得られなかった。
試験記号Ｔ１８は、Ｓｉが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が少ないので、全姿勢溶接でスラグ被包性及びビード形状が不良であった。さらに、Ｍｇが多いので、アークが不安定でスパッタ発生量が多かった。
試験記号Ｔ１９は、Ｍｎが少ないので、炭酸ガスシールドアーク溶接での溶着金属の引張強さ及び吸収エネルギーが低かった。また、弗素化合物のＦ換算値の合計が少ないので、アークが弱く、立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。
試験記号Ｔ２０は、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計が多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。
試験記号Ｔ２１は、Ｍｎが多いので、溶着金属の引張強さが高く、吸収エネルギーが低かった。また、弗素化合物のＦ換算値の合計が多いので、アークが強すぎ、立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。
試験記号Ｔ２２は、Ｔｉが少ないので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が少ないので、立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。さらに、Ｎｉの添加量が少ないので、溶着金属の吸収エネルギーを向上させる効果は得られなかった。
試験記号Ｔ２３は、Ｔｉが多いので、溶着金属の吸収エネルギー低かった。また、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が少ないので、立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。
試験記号Ｔ２４は、Ｂが少ないので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が多いので、Ａｒ−ＣＯ2混合ガスシールドアーク溶接でアークが不安定になり、スパッタ発生量が多かった。また、立向上進溶接及び立向下進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。
試験記号Ｔ２５は、Ｂが多いので、溶接部に高温割れが発生した。また、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が少ないので、炭酸ガスシールドアーク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。
試験記号Ｔ２６は、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ2換算値の合計が多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、全姿勢溶接の溶接部にスラグ巻込みが発生した。
試験記号Ｔ２７は、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値とＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。
試験記号Ｔ２８は、ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値とＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計が少ないので、立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。また、Ｎｉが高いので、溶着金属の引張強さが高く、溶接部に高温割れが発生した。
試験記号Ｔ２９は、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計が少ないので、立向上進溶接でメタル垂れが発生し、ビード形状が不良であった。また、Ｂｉが高いので、溶着金属の吸収エネルギーが低く、溶接部に高温割れが発生した。
Claims (3)
- 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、
鋼製外皮中のＣが鋼製外皮全質量に対する質量％で０．０３％以下であり、
ワイヤ全質量に対する質量％で、鋼製外皮とフラックスの合計で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：１．３〜３．０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｂ：０．００２〜０．０１５％、
ＡｌのＡｌ2Ｏ3換算値及びＡｌ酸化物のＡｌ2Ｏ3換算値の合計：０．４〜１．０％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酸化物のＴｉＯ2換算値の合計：５．０〜９．０％、
Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値の合計：０．２〜０．７％、
Ｚｒ酸化物のＺｒＯ2換算値の合計：０．１〜０．６％、
Ｍｇ：０．２〜０．８％、
弗素化合物のＦ換算値の合計：０．０２〜０．２０％、
Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計：０．０３〜０．２０％を含有し、
残部が鋼製外皮のＦｅ、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、鋼製外皮とフラックスの合計で、Ｎｉ：０．１〜０．６％をさらに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。
- ワイヤ全質量に対する質量％で、フラックス中に、Ｂｉ：０．００５〜０．０２０％をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２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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