【発明の詳細な説明】[Detailed description of the invention]
［産業上の利用分野］
本発明は、ガスシールドアーク溶接用のフラツ
クス入りワイヤに係るものであり、更に詳しく
は、低温靭性の良好な溶接金属が全溶接姿勢で得
られる低温鋼用ガスシールドアーク溶接用のフラ
ツクス入りワイヤに関するものである。
［従来技術］
（背景）
現在、チタニア系フラツクス（TiO2をベース
とするフラツクス）を鋼外皮の中空部中に充填し
てなるフラツクス入りワイヤは、主に次の特徴を
有することから、ソリツドワイヤに代わり、造船
業界を主体として広く用いられている。
●全姿勢での作業性やビード形状が良好であるこ
と
●溶着速度が速く、作業能率が向上すること。
また、かかる特徴を有することから、軟鋼50キ
ロ級高張力を中心とする構造物の溶接に今後ます
ます広く用いられていくものと考えられる。
一方、上記特徴を有するフラツクス入りワイヤ
は、各種鋼板・各種産業分野にも適用が広がり、
現在多種多様のフラツクス入りワイヤが開発され
実用化に至つている。
低温海域で使用される各種海洋構造物も例外で
なく、かかる構造物にも低温鋼用フラツクス入り
ワイヤが適用され始めている。
しかし、チタニア系フラツクスを使用したフラ
ツクス入りワイヤには次のような欠点がある。
●安定して良好な低温靭性を有する溶接金属が得
られ難い。
●破壊靭性のパラメーターであるCTOD特性が
十分ではない。
従つて、重要部位溶接には被覆アーク溶接棒が
用いられている。
また、海洋構造物は、新しい石油資源の開発の
ため、今後ますますより厳しい気象条件の海域で
稼動せざる得なくなる。
そこで、フラツクス入りワイヤの特徴を損なう
ことなく、CTOD性能も含めたより低温靭性の
優れたフラツクス入りワイヤの開発が強く望まれ
ていた。
（従来技術の構成）
上記背景に基ずき、TiO2をベースとしたもの、
あるいは他の成分をベースとする各種の低温鋼用
フラツクス入りワイヤが開発検討されてきた。
そして、低温鋼用のフラツクス入りワイヤとし
ては次の技術が開示されている。
チタニア系フラツクスを用い、Ti，Ｂを添
加して、低温靭性の向上をはかつたフラツクス
入りワイヤ（特公昭56―6840号公報）。
チタニア系フラツクスに代わるフラツクスと
して塩基度の高いフラツクスを用い、Ti，Ｂ
の他に、脱酸剤としてMg及びCa―Siあるい
は、REM―Ca―Siを添加して低温靭性の向上
をはかつたフラツクス入りワイヤ（特開昭52―
116746号公報、特開昭59―44159号公報）。
このワイヤは次の作用により靭性の向上をね
らつたものである。
すなわち、Ti，Ｂの添加より、結晶粒は微
細化し、その結果靭性が向上するが、このTi，
Ｂ添加による靭性向上の効果は、被覆アーク溶
接、サブマージアーク溶接、ソリツドワイヤに
よるMAG溶接では認められ、広く実用にいた
つており、それをフラツクス入りワイヤに適用
したものである。
そして、塩基度の高いフラツクスを用いるこ
とによつて溶接金属中の酸素の低減を可能たら
しめ靭性の向上を期待しようとするものであ
る。
チタニア系フラツクスを用い、Ti，Ｂを添
加するとともに、Ｎ含有量を制限した
（50ppm）もの（特開昭58―119490号公報）。
チタニア系フラツクスを用い、Ti，Ｂを添
加するとともに、Alを積極的に添加したもの、
あるいはここにおいてＮ含有量を制限したもの
（特開昭59―127995号公報）。
［発明が解決しようとする問題点］
しかし、上記従来技術には次のような問題点が
存在する。
特公昭56―6840号公報に記載されたワイヤで
は、低温靭性が十分でない。
チタニア系フラツクスに代るフラツクスを用
いたもの（特開昭52―116746号公報、特開昭59
―44159号公報）は、（背景）で述べた、チタニ
ア系フラツクスを用いたワイヤの有する特徴が
損なわる。すなわち、
●全姿勢溶接ができない。
●ビート形状が良好でない。
●溶着速度が遅くなり、作業能率が低下する。
Ti，Ｂを添加し、Ｎ量を制限したり、Alを
積極的に添加したもの（特開昭58―119490号公
報、特開昭59―127995号公報）においては、靭
性の向上効果が未だ十分とはいえない。
［問題点を解決するための手段］
上記問題点は、鋼外皮の中空部にフラツクスを
充填してなるフラツクス入りワイヤにおいて、
ワイヤ全重量に対して
TiO2：1.5〜10（wt％）
Ｂ：0.001〜0.050（wt％）
Ni：0.2〜3.5（wt％）
Al以外の脱酸剤：0.8〜6.0（wt％）を必須成分
として含有し、
更に、外皮金属中にＮを、
22≦Ｎ≦10Ni＋55
（Niはwt％、Ｎはppm）
を満足する範囲で添加し、
更に、ワイヤ全重量に対するAl量を、
Al≦0.08（wt％）
に制限したことを特徴とするガスシールドアーク
溶接用のフラツクスワイヤによつて解決される。
本発明者は、従来技術の有する問題点が何故発
生するかを究明し、その究明に基づき本発明をな
すにいたつたものである。
以下に詳細を述べる。
低温靭性（特にCTOD特性）の向上を阻害す
る因子は溶接金属中の酸素であることはよく知ら
れている。
一般に、ソリツドワイヤの場合はシールドガス
中の活性ガスの割合を減ずることにより（例えば
CO2ガスにArガスを混合してCO2ガスの割合を減
ずることにより）溶接金属中の酸素が減少せしめ
ることができることが知られている。
そこで、本発明者はシールドガス中の不活性ガ
ス量を変化させた場合における溶接金属中の酸素
量を調査した。
調査の結果得られた、シールドガス中のCO2量
と溶接金属中の酸素量との関係をを第１図に示
す。
なお、第１図の実験条件は以下のとおりであ
る。
フラツクス：
ワイヤ全重量に対して
TiO2：６％（wt％）
Fe―Ｂ（６％Ｂ）：0.2（wt％）
Ni：1.8（wt％）
Fe―Si：２（wt％）
（Si 45wt％）
Fe―Mn：３（wt％）
（Mn 60wt％）
Al―Mg：0.2（wt％）
（Mg 60wt％）
SiO2：0.3（wt％）
MgO：0.3（wt％）
Al2O3：0.1（wt％）
外皮金属：次の組成を有する軟鋼
Ｃ：0.03（wt％）
Mn：0.82（wt％）
Si：0.12（wt％）
Ｐ：0.012（wt％）
Ｓ：0.005（wt％）
Ｎ：0.0058（wt％）
Fe：残部
ワイヤ径：1.2mmφ
母材：JISG3126 SLA33B19mmｔ材
溶接電流：280A
溶接電圧：31V
溶接速度：30cm／min
溶接姿勢：下向き
開先角度：45゜
O2分折位置：板厚中央
第１図に示すように、TiO2をベースとするフ
ラツクス系ワイヤを使用した場合は、溶接金属中
の酸素が、もつとも一般的なAr＋20％CO2シー
ルドガスの時でも、450〜600ppmであり、ソリツ
ドワイヤを使用した場合と比べて異常に高い。
そして、TiO2をベースとしたフラツクス入り
ワイヤでは、このようなシールドガスの成分調整
による溶接金属中の酸素低減は不可能であること
を実験室的に確認した。
また、脱酸剤の添加による酸素低減化にも限界
があり、過剰に脱酸剤を添加すると、脱酸合金が
過剰にあり、逆に溶接金属が硬化して靭性が低下
することも確認した。
このように溶接作業性の良いTiO2ベースのフ
ラツクス入りワイヤは、溶接金属中の酸素が高い
という宿命にある。
従つて、Ti，Ｂの添加によつただけでは結晶
粒微細化効果を十分に発揮できず、安定し、かつ
良好な低温靭性、特にCTOD特性を確保できな
かつた。
そこで、本発明では、低温靭性を向上させるた
めにTi，Ｂの他にNiを添加するとともに、更に、
ＮをNiとの相関において積極的に添加した。
以下に成分限定理由とともに本発明の詳細を述
べる。
（成分限定理由）
TiO2：1.5〜10（wt％）
（ワイヤ全重量に対するwt％）
TiO2はチタニア系フラツクスの主成分として
添加する。
TiO2は、アークを安定させ、またスラグ形成
剤としてビード外見形状を整える作用を有する。
すなわち、第１に、TiO2は、他のスラグ形成
剤にはみられない優れた被包性、剥離性を有する
均一なスラグを形成するので必須的に添加する。
また、第２に、TiO2は、後述する他の脱酸剤
による環元によりTi源としての効果を有し、結
晶粒を微細化し、靭性を向上させる作用を有して
いるため添加する。
ただ、1.5wt％未満ではアークが不安定となり、
スパツタの増大をまねき、その除去のため作業性
を低下させるので1.5wt％以上とする。
一方、10wt％を超えると生成スラグが過剰と
なり、ビード形状が不良となり、また、スラグの
巻き込みなどの溶接欠陥が発生しやすくなるので
10wt％を超えない。
Ｂ：0.001〜0.050（wt％）
（ワイヤ全重量に対するwt％）
Ｂは、オーステナイト粒界に析出するので、粒
界からの初析フエライトの析出を阻止し、また、
変態温度を下げて組織を微細化する。その結果、
靭性を向上させる。
ただ、0.001wt％未満では靭性の改善の効果は
ない。
一方、0.050wt％を超えると焼入性が増大し、
溶接金属が硬化して逆に靭性が低下する。また、
耐割れ性も著しく低下する。従つて、0.050wt％
以下とする。
なお、Ｂは、金属単体のほか、Fe，Ti，Al，
Ni等の他金属との合金又はB2O3のような酸化物
の形で添加できる。ただし、Ｂ換算で上記範囲中
で添加する必要がある。
Ni：0.2〜3.5（wt％）
（ワイヤ全重量に対するwt％）
Niは靭性改善に必須の成分である。
本発明では、溶接作業性向上のためTiO2を必
須成分として添加している。しかし、TiO2を添
加すると溶接金属中の酸素が上昇することは前述
したとおりである。
そして、チタニア系ワイヤにおいては、Ti，
Ｂの結晶粒微細化による靭性改善効果が酸素レベ
ルの低いソリツドワイヤほど顕著ではない。すな
わち、高酸素レベルではより多量のTiを必要と
するが、多量にTiを添加すると、組織が微細化
されても硬度が逆に著しく増大し、靭性が低下す
る。
そこで、本発明では、フエライトマトリツクス
の靭性を改善する目的でNiを添加する。
ただ、0.2wt％未満の時には靭性向上の効果が
発揮できない。
一方、3.5wt％を超えると硬度が上昇し、逆に
靭性は低下する。また、靭性の低下とともに耐割
れ性が低下する。
なお、Niは、金属単体のほか、Fe，Mg，Al，
Cr等他金属との合金の形でも添加できる。
ただし、Ni換算で上記範囲内であることが必
要である。
また、金属は、当然フラツクス及び／又は金属
外皮から添加できる。
Al以外の脱酸剤：0.8〜6.0（wt％）
（ワイヤ全重量に対するwt％）
Al以外の脱酸剤としては、例えば、Si，Mn，
Ti，Mg，REM，Caなどがあげられ、これらの
１種又は２種以上を添加する。
脱酸剤は次のような作用を有している。
溶接金属のブローホールなどの欠陥を防止す
る作用。
焼入性を高め、溶接金属の強度を調整する作
用。
ビード形状を整えるなど溶接作業性を改善す
る作用。
TiO2の一部を還元し、溶接金属中にTiを歩
留らせる作用。
この還元されたTiが、前記Ｂ添加の効果と相
まつて結晶粒を微細化し、靭性を向上する。
なお、脱酸剤としてはMn，Siが強度調整作用
が強いため好ましい。
ただ、Al以外の脱酸剤は、0.8wt％未満では上
記効果はない。
一方、6.0wt％を超えると脱酸性元素が溶接金
属中に多量に歩留るため、溶接金属の硬度が上昇
し、靭性、耐割れ性が低下する。
外皮金属中のＮ：22≦Ｎ≦10Ni＋55
（Niはwt％、Ｎはppm）
Ｎを、上記範囲内でNiとの相関において添加
した所が本発明の最大の特徴の１つである。
前述したように、TiO2を主成分とするフラツ
クス入りワイヤを使用した場合、溶接金属中の酸
素レベルが高くなるため、Ti，Ｂを添加添加し
たとしても靭性向上の作用は小さい。
そこで、本発明では、Ni添加による靭性向上
のほかＮを添加して靭性向上せしめんとするもの
である。
通常、Ｎは、靭性を低下させる元素である。す
なわち、Ｎを含有するとαFe中にＮを固溶し、そ
の結果、すべり変形抵抗が増大するために靭性が
低下する。
事実、溶接金属中の酸素が200〜250ppm程度
で、適当量のTi，Ｂを添加して、組織を十分に
微細化した場合においては、Ｎの増加とともに靭
性は低下する。
ところで、Ｎは、前述したTiO2により還元さ
れたTi（又は、脱酸剤として添加したTi）によつ
て高温からTiNを析出させる。
この析出したTiNは、溶解度が低いため凝集
せず小さく分散して結晶粒の成長を抑制するた
め、微細な結晶粒が得られ靭性向上の効果があ
る。
すなわち、Ｎは、固溶した場合には靭性を低下
せしめるが、TiNとして析出した場合には靭性
を向上させる作用を有している。
本発明はこの点に着目し、溶接金属にTiNを
析出させ、靭性の向上を図つたものである。
ただ、Ｎが20ppm未満では、上記効果が期待で
きない。
一方、Ｎが上限（10Ni＋55）を超えると、固
溶による靭性低下傾向が顕著となる。すなわち、
このＮの上限値はNi量とも関連する。それは、
Niの増加とともにＮの溶解量が減少し、固溶Ｎ
による靭性低下が軽減されるためである。
このように、本発明では靭性の向上のためTi，
Ｂの他にNiを添加し、更にＮをNiとの相関にお
いて積極的に添加し、NiとＮ添加による靭性の
向上を図つたものである。
いいかえると、特開昭59−127995号公報、特開
昭58−119490号公報では、いずれも外皮金属中の
Ｎを50ppm以下に制限しているが、本発明では、
Ti，Ｂの他にNiを加えるとともに、Ｎを一定範
囲内で積極的に添加することにより靭性の向上を
図つたものである。
なお、通常、Ｎの含有量を下げるには溶解時に
真空脱ガスなどの処理が必須であり、そのための
経済的損失が大きい。しかるに本発明では、Ｎの
上限が高いのであるから経済的損失が少なく、経
済的効果も大きい。
次に、Ｎの量を外皮金属中の量と規定した理由
を述べる。
すなわち、フラツクス入りワイヤにおけるＮは
大部分は外皮金属中に存在する。
そして、溶接金属中のＮは外皮金属中のＮとほ
ぼ直線的に比例することを実験的に確かめた。
以下にその実験内容を述べる。
外皮金属中のＮを変化させ、ワイヤ全重量に対
して、
TiO2：5wt％
Fe―Ｂ（６％Ｂ）：0.2wt％
Ni：1.5wt％
Fe―Si：2wt％
（Si：4.5wt％）
Ee―Mn：3wt％
（Mn：60wt％）
Mg：0.5wt％
SiO2：0.2wt％
MgO：0.3wt％
なる組成を有する1.2mmφのフラツクス入りワイ
ヤを試作した。
このワイヤを用い次の条件で溶接を行なつた。
●母材：JIS G3126 SLA33Bの25t鋼材
●開先：50゜V
●溶接電流：280A
●溶接電圧：31V
●溶接速度：30cm／min
●シールドガス：Ar＋20％CO225l／min
●溶接姿勢：下向
●多層溶接、自動溶接
●風のない実験室内で実施（空気の巻き込みはな
かつた。）
以上の溶接後、溶接金属中のＮ分析を行なつ
た。
なお、分析位置は表面10mmの位置である。
第２図にその結果を示す。
第２図より明らかなように、外皮金属中のＮと
溶接金属中のＮはほぼ比例関係にある。
従つて、外皮金属中のＮを管理すると、溶接金
属中のＮをほぼ一定に管理できる。
Al≦0.08wt％
Alは、AlNを粒界に析出し、著しく靭性を低
下させる。従つて、ワイヤ全体で0.08％未満とす
る。
すなわち、特開昭59−127995ではAlを必須成
分として添加しているが本発明ではAlを有害な
元素として排除した。
なお、アーク安定化の目的でLi，Ｋ，Na，Ca
等の各種化合物を添加してもよい。
また、溶接金属の機械的強度等の性能改善の目
的でCr，Mo，Ｖ，Nb等の金属又は化合物を添
加してもよい。
さらに、金属弗化物をワイヤ全重量に対し、
0.06〜0.8％添加することが靭性向上の面でより
好ましい。
なお、本発明ワイヤは、各種フラツクスを配合
混合したまま又は水ガラスを用いて一部又は全部
を造粒した後に充填も可能である。
また、イームワイヤでもシームレスワイヤでも
よい。
さらに、伸線時のワイヤの送給性、通電性を向
上させるために鋼外皮表面に、Cu，Ni，Cr，Al
等のめつきをしたワイヤでもよい（シームレスワ
イヤの場合）。
さらにワイヤの断面形状も任意である。
また、スパツタの発生を減少させるための鉄粉
を鋼外皮中の中空部に充填してもよい。
さらに、焼鈍を行なつてワイヤ内の水素源を除
去したものが水素割れを防止する上でより好まし
い。
［発明の実施例］
次に、実施例に基づき本発明を更に具体的に説
明する。軟鋼外皮を用い、該外皮の中空部にフラ
ツクスを充填後、伸線し、1.2mmφに仕上てから、
表面にCuめつきを施してフラツクス入りワイヤ
を作成した。
ワイヤの成分組成を第１表に示す。
第１表においてNo.１〜No.11は比較例であり、No.
12〜No.17は本発明の実施例である。
上記ワイヤを用いて以上の溶接条件で溶接を行
なつた。
溶接条件
●溶接電流：290A
●極性：DC―EP
●溶接電圧：28V
●溶接速度：30cm／min
●母材：JISG3126 SLA33B32mmｔアルキト鋼
●母材形状：第３図
●溶接姿勢：下向
●シールドガス：Ar＋20％CO2（25l／min）
●予熱：100℃
●パス間温度：100〜250℃
●その他：第３図1st側溶接完了後、ルートをア
ークエアガウジング、グラインダ成形後、2nd
側の溶接を実施した。
以上の溶接を行ない、溶接中及び溶接後に以下
の事項を調査した。
（溶接作業性）
溶接作業性は、アークの安定性、スパツタの発
生量、ビード形状、スラグの剥離性等により評価
した。
（溶接欠陥）
溶接欠陥は、融合不良、割れ、ブローホール、
スラグ巻き込み等の有無を透過Ｘ線により調査し
た。
なお、Ｘ線実験はJISZ3104に準拠して行なつ
た。
（機械的性質）
機械的性質は、常温引張試験を行なつて評価し
た。
引張試験片は、第３図の1st側表面７mmより採
取し、JISZ3111A1号で行なつた。
なお、試験片はＸ線試験により欠陥がないこと
を確認してある。
なお、引張試験の試験温度は室温（約24℃）で
ある。
（低温靭性）
低温靭性は、衝撃試験及びCTOD試験を行な
うことにより評価した。
衝撃試験は引張試験片と同一位置より採取し、
JISZ3112 ４号で行なつた。
なお、試験温度は−40℃である。
一方、CTOD試験は全板厚で行ない、BS5762
に準拠して行なつた。
なお、CTOD試験の試験温度は−10℃である。
なお、いずれの試験片もＸ線により欠陥のない
ことを確認してある。
以上の試験結果を第２表に示す。
No.１は、TiO2量が本発明範囲より低い比較例
であり、アークが不安定でスパツタが多く、ま
た、ビード形状が不良であり、溶接作業性が悪か
つた。
また融合不良が発生していた。
No.２はTiO2量が本発明範囲より多い比較例で
あり、著しい凸ビードが生じ、また、スラグの剥
離性が不良であり、溶接作業性が悪かつた。
また、融合不良が発生していた。
No.３は、Ｂ量が0.01％未満のため、低温靭性が
劣つている。
No.４は、Ｂ量が本発明範囲より多い比較例であ
り、Ｘ線試験の結果、高温割れが発生していた。
また、衝撃試験における吸収エネルギーが低
く、低温靭性が良好ではない。
No.５はNi量が本発明範囲より低い比較例であ
り、作業性、Ｘ線試験、引張試験の結果は良好で
あるが、低温靭性が良好ではなかつた。
No.６はNi量が本発明範囲より多い比較例であ
り、作業性、Ｘ線試験、引張試験の結果は良好で
あるが、低温靭性が良好ではなかつた。
No.７は、Al以外の脱酸剤の量が本発明範囲よ
り少ない比較例であるが、溶接作業性が悪く、ま
たブローホールの発生が認められた。
No.８はAl以外の脱酸剤の量は本発明範囲より
多い比較例であり、作業性、引張試験の結果は良
好であるが、高温割れが発生し、また、低温靭性
が良好ではなかつた。
No.９は、Alの量が本発明範囲より多い比較例
であり、作業性、Ｘ線試験、引張試験の結果は良
好であるが、低温靭性が良好ではなかつた。
No.10は、Ｎ量が本発明範囲より少ない比較例で
あり、作業性、Ｘ線試験、引張試験の結果は良好
であるが、低温靭性が良好ではなかつた。
No.11は、Ｎ量が本発明範囲より多い比較例であ
り、作業性、Ｘ線試験、引張試験の結果は良好で
あるが、低温靭性が良好ではなかつた。
No.12〜No.17はいずれも本発明の実施例であり、
作業性、Ｘ線試験、引張試験の結果が良好であ
り、また、低温靭性も非常に良好であつた。
［発明の効果］
本発明は以上のように構成したので以下の数々
の効果を有する。
チタニア系フラツクスを使用したフラツクス
入りワイヤの有する全姿勢での作業性やビー
ド形状が良好であること溶着速度が速く作業
能率が良好であること、という特徴を損なうこ
とがない。
低温靭性が良好であり、かつ、安定してい
る。
特に、CTOD特性に優れている。
[Industrial Application Field] The present invention relates to a flux-cored wire for gas-shielded arc welding, and more specifically, a gas-shielded arc for low-temperature steel that allows weld metal with good low-temperature toughness to be obtained in all welding positions. This relates to flux-cored wire for welding. [Prior art] (Background) At present, flux-cored wires, which are made by filling a hollow part of a steel outer shell with titania-based flux (a flux based on TiO 2 ), have the following characteristics, so they are not suitable for solid wires. Instead, it is widely used mainly in the shipbuilding industry. ●Good workability and bead shape in all positions ●Fast welding speed and improved work efficiency. In addition, since it has such characteristics, it is thought that it will be used more and more widely in the future for welding structures mainly made of 50 kg class high tensile strength mild steel. On the other hand, flux-cored wires with the above characteristics have been widely applied to various steel plates and various industrial fields.
Currently, a wide variety of flux-cored wires have been developed and put into practical use. Various offshore structures used in low-temperature sea areas are no exception, and flux-cored wires for low-temperature steel are beginning to be applied to such structures. However, flux-cored wires using titania-based fluxes have the following drawbacks. ●It is difficult to obtain weld metal with stable and good low-temperature toughness. ●CTOD property, which is a parameter of fracture toughness, is not sufficient. Therefore, coated arc welding rods are used for welding important parts. Furthermore, in order to develop new oil resources, offshore structures will have to operate in sea areas with increasingly severe weather conditions. Therefore, there was a strong desire to develop a flux-cored wire with better low-temperature toughness, including CTOD performance, without sacrificing the characteristics of flux-cored wire. (Constitution of the prior art) Based on the above background, one based on TiO2 ,
Alternatively, various flux-cored wires for low-temperature steels based on other components have been developed and studied. The following technology has been disclosed as a flux-cored wire for low-temperature steel. Flux-cored wire using titania-based flux and adding Ti and B to improve low-temperature toughness (Japanese Patent Publication No. 1983-6840). Using a flux with high basicity as an alternative to titania-based flux, Ti, B
In addition, flux-cored wires with improved low-temperature toughness by adding Mg and Ca-Si or REM-Ca-Si as deoxidizing agents
116746, Japanese Patent Application Laid-open No. 59-44159). This wire aims to improve its toughness through the following actions. In other words, the addition of Ti and B makes the crystal grains finer and improves toughness.
The effect of improving toughness by adding B has been recognized in coated arc welding, submerged arc welding, and MAG welding using solid wires, and has been widely put into practical use, and this effect has been applied to flux-cored wires. By using a flux with a high basicity, it is possible to reduce the amount of oxygen in the weld metal, and it is hoped that the toughness will be improved. Using titania-based flux, Ti and B are added, and the N content is limited (50 ppm) (Japanese Patent Laid-Open No. 119490/1983). Using titania-based flux, with the addition of Ti and B, as well as actively adding Al,
Or one in which the N content is limited (Japanese Unexamined Patent Publication No. 127995/1983). [Problems to be Solved by the Invention] However, the above-mentioned prior art has the following problems. The wire described in Japanese Patent Publication No. 56-6840 does not have sufficient low temperature toughness. Those using fluxes instead of titania-based fluxes (Japanese Patent Application Laid-open No. 116746/1983, Japanese Patent Application Laid-open No. 116746,
44159), the characteristics of the wire using titania flux described in (Background) are impaired. In other words, ●Welding in all positions is not possible. ●The beat shape is not good. ●Welding speed becomes slower and work efficiency decreases. In the case of adding Ti and B, limiting the amount of N, or actively adding Al (Japanese Unexamined Patent Publication No. 119490/1982, No. 127995/1983), the effect of improving toughness is still not achieved. Not enough. [Means for solving the problem] The above problem can be solved by using a flux-cored wire made by filling the hollow part of a steel jacket with flux. Contains 0.001 to 0.050 (wt%) Ni: 0.2 to 3.5 (wt%) Deoxidizing agent other than Al: 0.8 to 6.0 (wt%) as an essential component, and further contains N in the outer metal, 22≦N≦ 10Ni+55 (Ni: wt%, N: ppm) is added within a satisfactory range, and the amount of Al relative to the total weight of the wire is limited to Al≦0.08 (wt%). Solved by flux wire. The present inventor has investigated why the problems of the prior art occur, and based on that investigation, has arrived at the present invention. Details are given below. It is well known that oxygen in the weld metal is a factor that inhibits improvement in low-temperature toughness (especially CTOD properties). Generally, in the case of solid wire, by reducing the proportion of active gas in the shielding gas (e.g.
It is known that oxygen in the weld metal can be reduced by mixing Ar gas with CO 2 gas to reduce the proportion of CO 2 gas. Therefore, the present inventor investigated the amount of oxygen in the weld metal when changing the amount of inert gas in the shielding gas. Figure 1 shows the relationship between the amount of CO 2 in the shielding gas and the amount of oxygen in the weld metal, which was obtained as a result of the investigation. The experimental conditions shown in FIG. 1 are as follows. Flux: Based on the total weight of the wire, TiO 2 : 6% (wt%) Fe-B (6%B): 0.2 (wt%) Ni: 1.8 (wt%) Fe-Si: 2 (wt%) (Si 45wt %) Fe-Mn: 3 (wt%) (Mn 60wt%) Al-Mg: 0.2 (wt%) (Mg 60wt%) SiO 2 : 0.3 (wt%) MgO: 0.3 (wt%) Al 2 O 3 : 0.1 (wt%) Shell metal: Mild steel with the following composition C: 0.03 (wt%) Mn: 0.82 (wt%) Si: 0.12 (wt%) P: 0.012 (wt%) S: 0.005 (wt%) N : 0.0058 (wt%) Fe: Remaining wire diameter: 1.2mmφ Base material: JISG3126 SLA33B 19mmt material Welding current: 280A Welding voltage: 31V Welding speed: 30cm/min Welding position: Downward groove angle: 45°O Bifurcation position: Center of plate thickness As shown in Figure 1, when using a TiO 2 -based flux wire, the oxygen in the weld metal is 450 to 600 ppm even when using the common Ar + 20% CO 2 shielding gas. This is abnormally high compared to when solid wire is used. We also confirmed in the laboratory that with flux-cored wires based on TiO 2 , it is impossible to reduce oxygen in the weld metal by adjusting the composition of the shielding gas. It was also confirmed that there is a limit to the reduction of oxygen by adding a deoxidizing agent, and if too much deoxidizing agent is added, there will be an excess of deoxidizing alloy, which will conversely harden the weld metal and reduce toughness. . TiO 2 -based flux-cored wire, which has good welding workability, is destined to have a high oxygen content in the weld metal. Therefore, by simply adding Ti and B, the grain refining effect could not be sufficiently exhibited, and stable and good low-temperature toughness, especially CTOD properties, could not be ensured. Therefore, in the present invention, in order to improve the low temperature toughness, Ni is added in addition to Ti and B, and further,
N was actively added in relation to Ni. The details of the present invention will be described below along with the reasons for limiting the ingredients. (Reasons for limiting components) TiO 2 : 1.5 to 10 (wt%) (wt% to the total weight of the wire) TiO 2 is added as the main component of the titania flux. TiO 2 has the function of stabilizing the arc and adjusting the external shape of the bead as a slag forming agent. That is, firstly, TiO 2 forms a uniform slag having excellent envelopment and releasability not found in other slag forming agents, so it is essential to add TiO 2 . Secondly, TiO 2 is added because it has an effect as a Ti source due to the ring element caused by other deoxidizing agents to be described later, and has the effect of refining crystal grains and improving toughness. However, if it is less than 1.5wt%, the arc becomes unstable and
It increases spatter and reduces workability due to its removal, so the amount should be 1.5wt% or more. On the other hand, if it exceeds 10wt%, excessive slag will be produced, resulting in poor bead shape and welding defects such as slag entrainment.
Not exceeding 10wt%. B: 0.001 to 0.050 (wt%) (wt% based on the total weight of the wire) B precipitates at the austenite grain boundaries, so it prevents the precipitation of pro-eutectoid ferrite from the grain boundaries, and
Refine the structure by lowering the transformation temperature. the result,
Improve toughness. However, if it is less than 0.001wt%, there is no effect on improving toughness. On the other hand, when it exceeds 0.050wt%, the hardenability increases,
The weld metal hardens and its toughness decreases. Also,
Cracking resistance is also significantly reduced. Therefore, 0.050wt%
The following shall apply. In addition, B includes not only metals but also Fe, Ti, Al,
It can be added in the form of an alloy with other metals such as Ni or in the form of an oxide such as B 2 O 3 . However, it is necessary to add B within the above range in terms of B. Ni: 0.2 to 3.5 (wt%) (wt% relative to the total weight of the wire) Ni is an essential component for improving toughness. In the present invention, TiO 2 is added as an essential component to improve welding workability. However, as mentioned above, adding TiO 2 increases the oxygen content in the weld metal. In titania wire, Ti,
The toughness improvement effect due to grain refinement of B is not as pronounced as in solid wires with lower oxygen levels. That is, a higher oxygen level requires a larger amount of Ti, but when a large amount of Ti is added, even if the structure is refined, the hardness increases significantly and the toughness decreases. Therefore, in the present invention, Ni is added for the purpose of improving the toughness of the ferrite matrix. However, when it is less than 0.2wt%, the effect of improving toughness cannot be exhibited. On the other hand, if it exceeds 3.5wt%, hardness increases and toughness decreases. Furthermore, as the toughness decreases, the cracking resistance also decreases. In addition to single metals, Ni can also be used in Fe, Mg, Al,
It can also be added in the form of an alloy with other metals such as Cr. However, it must be within the above range in terms of Ni. Also, the metal can of course be added from the flux and/or the metal shell. Deoxidizers other than Al: 0.8 to 6.0 (wt%) (wt% based on the total weight of the wire) Examples of deoxidizers other than Al include Si, Mn,
Examples include Ti, Mg, REM, Ca, etc., and one or more of these are added. The deoxidizing agent has the following effects. Prevents defects such as blowholes in weld metal. The effect of increasing hardenability and adjusting the strength of weld metal. Effects that improve welding workability, such as adjusting the bead shape. The effect of reducing a portion of TiO 2 and retaining Ti in the weld metal. This reduced Ti, together with the effect of the addition of B, refines the crystal grains and improves toughness. Note that Mn and Si are preferable as deoxidizing agents because they have a strong strength adjusting effect. However, deoxidizing agents other than Al do not have the above effect at less than 0.8 wt%. On the other hand, if it exceeds 6.0 wt%, a large amount of deoxidizing elements will remain in the weld metal, resulting in an increase in the hardness of the weld metal and a decrease in toughness and cracking resistance. N in the outer skin metal: 22≦N≦10Ni+55 (Ni is wt%, N is ppm) One of the greatest features of the present invention is that N is added within the above range in relation to Ni. As mentioned above, when a flux-cored wire containing TiO 2 as a main component is used, the oxygen level in the weld metal increases, so even if Ti and B are added, the effect of improving toughness is small. Therefore, in the present invention, in addition to improving the toughness by adding Ni, the toughness is also improved by adding N. Generally, N is an element that reduces toughness. That is, when N is contained, N is dissolved in αFe as a solid solution, and as a result, the slip deformation resistance increases and the toughness decreases. In fact, when the oxygen content in the weld metal is about 200 to 250 ppm and appropriate amounts of Ti and B are added to sufficiently refine the structure, toughness decreases as N increases. By the way, N causes TiN to precipitate at high temperatures due to Ti reduced by the aforementioned TiO 2 (or Ti added as a deoxidizing agent). Since the precipitated TiN has a low solubility, it does not agglomerate and is dispersed into small particles to suppress the growth of crystal grains, so that fine crystal grains are obtained and the toughness is improved. That is, N reduces toughness when dissolved in solid solution, but has the effect of improving toughness when precipitated as TiN. The present invention focuses on this point and aims to improve the toughness by precipitating TiN in the weld metal. However, if N is less than 20 ppm, the above effects cannot be expected. On the other hand, when N exceeds the upper limit (10Ni+55), the toughness tends to decrease due to solid solution. That is,
This upper limit value of N is also related to the amount of Ni. it is,
As Ni increases, the amount of dissolved N decreases, and solute N
This is because the decrease in toughness caused by In this way, in the present invention, Ti,
In addition to B, Ni is added, and N is also actively added in correlation with Ni, with the aim of improving toughness by adding Ni and N. In other words, in JP-A-59-127995 and JP-A-58-119490, N in the outer metal is limited to 50 ppm or less, but in the present invention,
Toughness is improved by adding Ni in addition to Ti and B, and actively adding N within a certain range. Note that normally, in order to lower the N content, treatment such as vacuum degassing is required during melting, which causes a large economic loss. However, in the present invention, since the upper limit of N is high, the economic loss is small and the economic effect is large. Next, the reason why the amount of N is defined as the amount in the outer skin metal will be described. That is, most of the N in the flux-cored wire is present in the sheath metal. It was experimentally confirmed that N in the weld metal is almost linearly proportional to N in the outer shell metal. The details of the experiment are described below. By changing N in the outer metal, TiO 2 : 5wt% Fe-B (6%B): 0.2wt% Ni: 1.5wt% Fe-Si: 2wt% (Si: 4.5wt%) ) Ee-Mn: 3wt% (Mn: 60wt%) Mg: 0.5wt% SiO 2 : 0.2wt% MgO: 0.3wt% A 1.2mmφ flux-cored wire was prototyped. Welding was performed using this wire under the following conditions. ●Base material: JIS G3126 SLA33B 25t steel ●Bevel: 50°V ●Welding current: 280A ●Welding voltage: 31V ●Welding speed: 30cm/min ●Shield gas: Ar + 20% CO 2 25l/min ●Welding position: Bottom ● Multi-layer welding, automatic welding ● Conducted in a wind-free laboratory (no air entrainment) After the above welding, N analysis in the weld metal was conducted. The analysis position is 10 mm from the surface. Figure 2 shows the results. As is clear from FIG. 2, the N in the outer skin metal and the N in the weld metal are approximately proportional to each other. Therefore, by controlling the N in the outer skin metal, the N in the weld metal can be kept almost constant. Al≦0.08wt% Al precipitates AlN at grain boundaries and significantly reduces toughness. Therefore, it should be less than 0.08% for the entire wire. That is, in JP-A-59-127995, Al is added as an essential component, but in the present invention, Al is excluded as a harmful element. In addition, for the purpose of arc stabilization, Li, K, Na, Ca
You may add various compounds such as. Further, metals or compounds such as Cr, Mo, V, Nb, etc. may be added for the purpose of improving performance such as mechanical strength of the weld metal. Furthermore, the amount of metal fluoride relative to the total weight of the wire is
It is more preferable to add 0.06 to 0.8% from the viewpoint of improving toughness. The wire of the present invention can also be filled with various fluxes as they are mixed, or after part or all of the fluxes have been granulated using water glass. Further, it may be an e-mail wire or a seamless wire. Furthermore, in order to improve wire feeding and current conductivity during wire drawing, Cu, Ni, Cr, and Al are added to the surface of the steel outer skin.
(In case of seamless wire) Furthermore, the cross-sectional shape of the wire is also arbitrary. Further, the hollow portion in the steel shell may be filled with iron powder to reduce the occurrence of spatter. Furthermore, a wire in which the hydrogen source within the wire is removed by annealing is more preferable in terms of preventing hydrogen cracking. [Examples of the Invention] Next, the present invention will be described in more detail based on Examples. Using a mild steel outer shell, fill the hollow part of the outer shell with flux, then draw the wire and finish it to 1.2mmφ.
A flux-cored wire was created by applying Cu plating to the surface. Table 1 shows the composition of the wire. In Table 1, No. 1 to No. 11 are comparative examples, and No.
12 to No. 17 are examples of the present invention. Welding was performed using the above wire under the above welding conditions. Welding conditions ●Welding current: 290A ●Polarity: DC-EP ●Welding voltage: 28V ●Welding speed: 30cm/min ●Base material: JISG3126 SLA33B32mmt alkylene steel ●Base material shape: Fig. 3 ●Welding position: downward ●Shield gas : Ar + 20% CO 2 (25l/min) ●Preheating: 100℃ ●Temperature between passes: 100~250℃ ●Others: After completing welding on the 1st side in Fig. 3, arc air gouging the root, after forming with a grinder, 2nd
Performed side welding. The above welding was performed and the following items were investigated during and after welding. (Welding workability) Welding workability was evaluated based on arc stability, amount of spatter, bead shape, slag removability, etc. (Welding defects) Welding defects include poor fusion, cracks, blowholes,
The presence or absence of slag entrainment was investigated using transmitted X-rays. Note that the X-ray experiment was conducted in accordance with JISZ3104. (Mechanical properties) Mechanical properties were evaluated by performing a room temperature tensile test. A tensile test piece was taken from 7 mm of the 1st side surface in Fig. 3 and was conducted using JIS Z3111A1. Note that the test piece was confirmed to have no defects by X-ray testing. Note that the test temperature for the tensile test was room temperature (about 24°C). (Low-temperature toughness) Low-temperature toughness was evaluated by performing an impact test and a CTOD test. The impact test was taken from the same location as the tensile test piece.
This was done using JISZ3112 No. 4. Note that the test temperature was -40°C. On the other hand, the CTOD test is conducted on the entire plate thickness, and the BS5762
This was done in accordance with the. Note that the test temperature for the CTOD test is -10°C. Note that all test pieces were confirmed to have no defects by X-rays. The above test results are shown in Table 2. No. 1 is a comparative example in which the amount of TiO 2 is lower than the range of the present invention, and the arc was unstable and there were many spatters, the bead shape was poor, and welding workability was poor. In addition, fusion failure occurred. No. 2 is a comparative example in which the amount of TiO 2 is higher than the range of the present invention, and a significant convex bead was formed, and the slag removability was poor, and the welding workability was poor. In addition, poor fusion occurred. No. 3 has poor low-temperature toughness because the amount of B is less than 0.01%. No. 4 is a comparative example in which the amount of B is higher than the range of the present invention, and as a result of the X-ray test, hot cracking occurred. In addition, the absorbed energy in the impact test is low, and the low-temperature toughness is not good. No. 5 is a comparative example in which the amount of Ni is lower than the range of the present invention, and the workability, X-ray test, and tensile test results were good, but the low-temperature toughness was not good. No. 6 is a comparative example in which the amount of Ni is higher than the range of the present invention, and the workability, X-ray test, and tensile test results were good, but the low-temperature toughness was not good. No. 7 is a comparative example in which the amount of deoxidizing agent other than Al was lower than the range of the present invention, but welding workability was poor and blowholes were observed. No. 8 is a comparative example in which the amount of deoxidizing agent other than Al is higher than the scope of the present invention, and although the workability and tensile test results are good, hot cracking occurred and low-temperature toughness was not good. Ta. No. 9 is a comparative example in which the amount of Al is higher than the range of the present invention, and the workability, X-ray test, and tensile test results were good, but the low-temperature toughness was not good. No. 10 is a comparative example in which the amount of N is lower than the range of the present invention, and the workability, X-ray test, and tensile test results were good, but the low-temperature toughness was not good. No. 11 is a comparative example in which the amount of N is higher than the range of the present invention, and the workability, X-ray test, and tensile test results were good, but the low-temperature toughness was not good. No. 12 to No. 17 are all examples of the present invention,
The workability, X-ray test, and tensile test results were good, and the low-temperature toughness was also very good. [Effects of the Invention] Since the present invention is configured as described above, it has the following numerous effects. The characteristics of the flux-cored wire using titania-based flux, such as good workability in all positions, good bead shape, fast welding speed, and good work efficiency, are not lost. It has good low temperature toughness and is stable. In particular, it has excellent CTOD characteristics.
【表】【table】
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【表】【table】
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【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]
第１図はシールドガス中のCO2量と溶接金属中
の酸素量との関係を示すグラフである。第２図
は、外皮金属中の窒素量と溶接金属中の窒素量と
の関係を示すグラフである。第３図は実施例にお
いて使用た溶接材料の形状を示す側面図である。
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the amount of CO 2 in the shielding gas and the amount of oxygen in the weld metal. FIG. 2 is a graph showing the relationship between the amount of nitrogen in the outer skin metal and the amount of nitrogen in the weld metal. FIG. 3 is a side view showing the shape of the welding material used in the example.