JPH0242313B2 - - Google Patents
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Description
［産業上の利用分野］
本発明はMn−Mo系、Mn−Mo−Ni系及びCr
−Mo系等の低合金耐熱鋼溶接用として優れた性
能を示す、フラツクス入りワイヤに関し、詳細に
は溶接後熱処理（以下PWHTと略称す）が長時
間に亘る場合でも粗大フエライトの発生量が少な
く、優れた機械的性能を示す溶接金属を形成する
ことのできる低合金耐熱鋼溶接用フラツクス入り
ワイヤに関するものである。
［従来の技術］
溶接用フラツクス入りワイヤは溶接能率が高く
且つ溶接金属の性能も良好で安定しているところ
から広い範囲に亘つて実用化されており、低合金
耐熱鋼材の溶接材料としての需要も漸次増加の傾
向を辿つている。特にチタニア系フラツクスを充
填した複合ワイヤ（チタニア系複合ワイヤ）は溶
接作業性に優れビードの形状及び外観が良好でス
パツタが少ないという利点があり、汎用ワイヤと
して有利な特性を有している。しかしながらこの
チタニア系複合ワイヤを用いた場合は、フラツク
ス中のTiO2が冶金反応により容易に還元されて
溶接金属中に歩留るため溶接金属の機械的性能、
特に衝撃値を下げる、という欠点があつた。そこ
で本願発明者等はかねてよりフラツクス組成の検
討を行ない、フラツクス中のTiO2を抑制した特
殊なフラツクス成分に到達し、且つTi、Zr或は
Ｎの添加量を調整することにより衝撃値を増大さ
せる発明を先に提案した（特開昭60−68189参
照）。
ところで耐熱特性の優れた鋼材として知られて
いるMn−Mo鋼、Mn−Mo−Ni鋼及びCr−Mo
鋼の溶接は、厚さ20mm未満の薄板から厚さ250mm
の厚板まで広範囲に亘つて実施されており、また
応力除去のため焼鈍が必要であるところから
PWHTが不可欠とされている。PWHTの実施条
件は適用鋼種、温度、板厚及び溶接継手数などに
よつて様々であり、上記厚板を溶接する場合等は
長時間に亘るPWHTを要するものもある。
しかしながらその後の研究によると、前記先願
発明は薄板溶接の様に短時間のPWHTを行なう
ものについては良好な機械的特性を発揮したが、
長時間に亘るPWHTを行なうものにおいては、
溶接金属の機械的特性は必ずしも満足できるもの
ではなく厚板の溶接には適用できないことが分か
つた。即ち、先願発明に係るフラツクス入り複合
ワイヤを用いて１・1/4Cr−1/2Mo系ワイヤを溶
接し、溶接金属の機械的特性を調査した。使用し
た鋼板の板厚は19mmt、開先角度は45゜であつた。
結果を第４図に示す。尚、第４図において横軸Ｐ
はＰ＝Ｔ（log ｔ＋20）×10-3の式による対数目盛
をとつたものである。但しＴ：PWHTにおける
絶対温度、ｔ：同処理時間。
690℃でのPWHTが１時間の場合は引張特性、
衝撃特性共に良好な結果が得られたが、PWHT
が８時間、28時間と長くなるにつれて引張特性、
衝撃特性共に急激に低下し、特に引張強さは
ASTMの母材強度（52.7Kgｆ／mm2以上）を下回
つた。これは被覆アーク溶接棒の機械的特性より
も低いものであり、溶接能率が高いというせつか
くの利点にもかかわらず、機械的特性の不十分さ
が汎用性の隘路となるものであつた。そこで溶接
金属の機械的特性がこのように低下する原因を調
査するために引張試験片残材からミクロ試験片を
採取し、各種のPWHT条件下でミクロ組織を観
察した結果、690℃×１時間では溶接金属中に粗
大フエライトの発生はみられなかつたが、690℃
×28時間においては粗大フエライトが多量に発生
しており、この粗大フエライトの存在が、溶接金
属の機械的特性低下の原因となつているのではな
いかと推論するに至つた。更に追跡調査を行なつ
た結果、この様な粗大フエライトを発生させる主
要原因の１つが、フラツクス中に多量に充填され
ているSi、Mn、Cr、Mo等の脱酸剤・合金剤に
あることを究明した。即ち前記先願発明に係るワ
イヤでは軟鋼を金属外皮としているため、フラツ
クス中に上記脱酸剤・合金剤を多量に添加せざる
を得なかつたが、これらの金属がPWHTの際に
溶接金属中に粗大フエライトを誘発していること
がわかつた（第１図Ａ参照：後述）。
［発明が解決しようとする問題点］
本発明は上記の様な事情に着目してなされたも
のであつて、その目的は厚板の場合の様に長時間
に亘るPWHTを行なつても溶接金属中に多量の
粗大フエライトを発生することがなく従つて機械
的特性が劣化することがない溶接用フラツクス入
りワイヤを提供しようとするものである。
［問題点を解決する為の手段］
本発明はフラツクスを金属外皮内へ充填してな
る低合金耐熱鋼溶接用フラツクス入りワイヤであ
つて下記の点に主たる要旨を有するものである。
フラツクスを金属外皮内へ充填してなる複合ワ
イヤにおいて、金属外皮は金属外皮全重量に対し
て少なくともＣ：0.13重量％以下、Si：１％以下
及びMn：2.5％以下を含有すると共に、更にCr：
１〜10.5％、Mo：0.3〜2.1、Ni：1.2％以下より
なる群から選択される１種以上を含有する一方、
フラツクスはワイヤ全重量に対して、ZrO2：２
〜４％、SiO2：１〜３％、MgO：１〜３％、鉄
酸化物：FeO換算で1.5〜3.5％、及びTiO2：0.2〜
2.5％を含有し、且つ前記金属外皮及び前記フラ
ツクスの少なくとも一方には、金属外皮中の場合
は金属外皮全重量に対して0.14％以下、フラツク
ス中の場合はワイヤ全重量に対して0.7％以下の
金属Tiを含有し、フラツクス中の金属Tiと金属
外皮中のTiとの和が次式の範囲とすると共に、
0.1％≦フラツクス中のTi＋金属外皮中のTi×5M
≦0.7％
該金属Tiと前記TiO2は下記式で示される範囲
を満足するように含有され、
0.14％≦0.2×TiO2＋フラツクス中のTi＋5M×金属外
皮中のTi≦0.8％
且つスラグ形成剤の充填量をワイヤ全重量に対
して７〜18％としたことを特徴とする低合金耐熱
鋼溶接用フラツクス入りワイヤ。但し、Ｍ＝１−
フラツクス充填率（％）／100であり、以下本明
細書において、Ｍはいずれも同じ意味をあらわす
ものとする。
尚上記構成要件に加えて金属の成分調整用とし
て必要な場合には、0.7％以下のSi、0.5％以下の
Cr、0.6％以下のNi、1.2％以下のMn、0.4％以下
のMoをフラツクス中に加え、或は／及び金属外
皮かフラツクスのいずれか一方に0.012〜0.033％
のＮを加えることも本発明の重要な構成要件とな
つている。
［作用］
本発明は上記の様に構成されるが、要は、前記
先願発明においては、金属外皮が軟鋼で構成され
ていたためフラツクス中にSi、Mn、Cr、Mo等
の脱酸剤・合金剤を多量に添加しており、これが
PWHTにおける粗大フエライトの多量発生の原
因となつているのに対して、本発明では金属外皮
を軟鋼から適用鋼種の化学組成に類似した共金鋼
に変更し且つ、フラツクスに添加されていたSi、
Mn等の金属粉を金属外皮に添加することによつ
て、フラツクス中のスラグ形成剤及び上記金属粉
の添加量を抑制し、これによつて溶接金属中に粗
大フエライトが発生する要因を排除したものであ
る。
ちなみに第１図Ａ及びＢはいずれもPWHT：
690℃×28hrで処理した溶接金属から採取した引
張試験片の断面顕微鏡写真（倍率：５倍）であ
る。第１図Ａは従来ワイヤによるものであり、白
の部分は粗大フエライトである。第１図Ｂは本発
明に係るワイヤによるものであり粗大フエライト
の発生はみられない。
以下に(a)金属外皮、(b)フラツクスの各々に添加
する添加成分とその作用及び数値の限定理由につ
いて説明する。
(a) 金属外皮への添加成分
Si、Mnが必須の添加成分であり、Cr、Mo
及びNiはMn−Mo鋼、Mn−Mo−Ni鋼、或は
Cr−Mo鋼から選択される被溶接適用鋼種に応
じていずれか１種以上添加されるものである。
以下述べる数値は金属外皮全重量に対する％で
ある。
Ｃ：0.005〜0.13％
溶接金属の強度および衝撃値の調整の目的で
加える。0.13％を超えると線引性が低下すると
ともに溶接金属の耐われ性も低下し、さらには
溶接作業中にスパツタが多量に発生する。
0.005％未満では、良好な強度、衝撃値が得ら
れない。
Si：0.01〜１％
Mn：0.1〜2.5％
ともに溶接金属の脱酸および強度調整さらに
衝撃値の調整の目的で加える。
しかしSi：１％、Mn：2.5％を夫々超えて添
加すると溶接金属の衝撃値が低下する。Si：
0.01％未満、Mn：0.1％未満の場合十分な添加
効果が得られない。
Cr：１〜10.5％
Mo：0.3〜2.1％
ともに溶接金属の耐食性および強度調整の目
的で加えるが、これらの成分は通常被溶接物の
化学成分に対応して加えられるもので、同一成
分系が望ましい。
Moは被溶接物の同一範囲で加えられるがCr
は溶接金属の歩留りを考慮して加えられる。
Cr、Moが上記範囲を超えると耐割れ性が低下
し上記範囲未満であれば強度・耐割れ性が低下
する。
Ni：1.2％以下
溶接金属の衝撃値向上を目的として加えられ
るが、1.2％を超えて加えるとかえつて衝撃値
が低下することがあり、好ましくない。
Ti：0.14％以下
アークの安定性向上と、溶接金属の脱酸を目
的として加えるが上記の範囲を超えて加えると
スパツタの増加および溶接金属の強度が高くな
りすぎるとともに溶接金属の衝撃値も低下す
る。
(b) フラツクスへの添加成分
ZrO2、SiO2、MgO、鉄酸化物、TiO2はスラ
グ形成剤として必須の添加成分である。以下の
数値はいずれもワイヤ全重量に対する％であ
る。
ZrO2：２〜４％
スラグ形成剤およびアーク安定剤として不可
欠の成分であり、２％未満では良好なビード外
観およびビード形状が得られずスパツタも多量
に発生する。一方４％を超えるとスラグの粘性
が過剰となりスラグの巻きこみが発生するとと
もに溶接作業性も低下する。
SiO2：１〜３％
スラグの粘性を調整し、特に下向溶接時のス
ラグ被包性改善を目的として添加するもので、
１％未満ではそれらの効果が十分に発揮できな
い。また３％を超えて添加すると、スラグの粘
性が低下しすぎて、特に立向上進溶接の際にビ
ードが凸気味になり、さらには溶接金属のSi量
が多くなり、衝撃値が低下するとともに耐割れ
性も低下する。
MgO：１〜３％
立向上進溶接においてスラグの粘性を適正に
保ちビードの凸状化を防止すると共に生成スラ
グを塩基性にしてＣ、Mn、Si、Ti等の脱酸効
果を促進し、衝撃値を高める作用があり、これ
らの作用は１％以上の添加で効果的に発揮され
る。しかし３％を超えるとスラグの粘性が過大
となつて下向溶接時のスラグ被包性が低下しビ
ード外観が悪化すると共にスパツタが多量に発
生するなど、溶接作業性が劣悪になる。
鉄酸化物：1.5〜3.5％（FeO換算）
SiO2と同様にスラグの粘性調整剤として作
用し、下向溶接時のスラグ被包性を高めると共
に溶接作業性の向上に寄与する。またSiO2と
異なる点は立向上進溶接において凸ビード化の
阻止効果を発揮することである。こうした効果
は1.5％以上で有効であり3.5％を超えると溶接
金属の酸素量が増加し衝撃値が低下する。
なお鉄酸化物はFeOやFe2O3として添加され
るが添加率はFeO換算値として定める。
TiO2：0.2〜2.5％
Ti：0.7％以下
でかつフラツクス中の金属Tiと金属外皮中の
Tiとの和が次の式の範囲を満足すると共に
0.1％≦フラツクス中のTi＋金属外皮中のTi×5M≦0
.7％
0.14％≦TiO2×0.2＋フラツクス中のTi＋金属外皮
中のTi×5M≦0.8％
Tiは脱酸剤として不可欠の成分であり、フ
ラツクスまたは金属外皮の一方または両方に適
量添加することにより溶接金属の衝撃値は著し
く改善される。しかし多すぎると溶接金属中へ
のTiの歩留り量が増加し衝撃値は低下する。
一方TiO2はスラグ形成剤またはアーク安定剤
として使用するが0.2％未満ではその効果が発
揮できず、2.5％を超えて添加するとTiO2は溶
接工程で一部が還元されてTiとして溶接金属
中へ歩留るので歩留りを考慮して添加量を規定
する必要がある。こうした意味から金属外皮中
のTiならびにフラツクス中のTiおよびTiO2の
最適添加量を求めたものが第２図であり、これ
から上記の関係式を求めたものである。第２図
は１・1/4Cr−1/2Mo系フラツクス入りワイヤ
のシールドガスがCO2：100％の場合とAr＋
（５〜20％）CO2の場合のPWHTが690℃×１
時間における溶接金属の衝撃値について整理し
たものである。
CO2：100％の場合、フラツクス中のTiと5M
×金属外皮中のTiとの和から0.7％を超えると
溶接金属中のTiが0.035％を超えるため、溶接
金属の衝撃値は低くなり、また0.1％未満では
脱酸不足となるためやはり溶接金属の衝撃値は
低い。
さらにAr＋（５〜20％）CO2の場合における
フラツクス中のTiO2量とフラツクス中のTiと
5M×金属外皮中のTiとの和の最適量を求める
と次の範囲であつた
0.14％≦TiO2×0.2＋フラツクス中のTi＋金属外皮中
のTi×5M≦0.6％
よつて、Ar＋（５〜20％）CO2の場合TiO2が
0.2〜2.5％でフラツクス中のTiと金属外皮中の
Ti×5Mの和が0.1〜0.5％とすることが望まし
い。
要は溶接金属中のTi量が0.035％以下とする
ことが溶接金属の衝撃値の安定のために望まし
い。
次にSi、Mn、Cr、Mo、Niはいずれも金属外
皮に添加含有されているものであつて、溶接金属
中の粗大フエライト発生を防止する観点からはい
ずれの金属もフラツクスには添加されないことが
好ましいが、添加される場合は金属外皮から溶接
金属への歩留りを考慮してその調整の観点から添
加されるものである。添加の効果は上記(a)で述べ
たものと同じであり、以下の数値はいずれもワイ
ヤ全量に対する％である。
Si：0.8％以下
0.8％を超えて添加すると溶接金属の衝撃値が
低下するため好ましくない。
Mn：1.2％以下
溶接金属のMnは機械的特性を考慮してその適
量が決定されるが、1.2％を超えて添加すると長
時間PWHTにおいて溶接金属中に粗大フエライ
トが多量に発生し、機械的特性が低下する。
Cr：0.5％以下
母材のCr含有率に応じて少量添加することが
可能である。
しかしCrを0.5％を超えて添加すると長時間
PWHTにおいて溶接金属中に粗大フエライトが
多量に発生し機械的特性が低下するため0.5％以
下が好ましい。
Mo：0.4％以下
0.4％を超えて添加すると、長時間PWHTにお
ける溶接金属中に粗大フエライトが多量に発生し
機械的特性が低下する。
Ni：0.6％以下
0.6％を超えて添加すると長時間PWHTにおい
て溶接金属中に粗大フエライトが多量に発生し機
械的特性が低下する。
スラグ形成剤：７〜18％
７％未満ではスラグ量が不足するため、ビード
外観が不良となると共にスパツタが増え、溶接作
業性が劣化し、18％を超えるとワイヤの製造時に
断線が生じ易くなる。
ここでいうスラグ形成剤としては、ZrO2、
SiO2、MgO、鉄酸化物、TiO2が挙げられる。ま
たAl2O3、K2O、Na2O、MnO2、CaF2、NaF2、
Mgなどのスラグ形成剤も添加することができる
が、これらのものは１種以上の和が2.0％以下で
あることが望ましい。
Ｎ：0.012〜0.033％
ワイヤ全重量に対してフラツクスまたは金属外
皮の一方または両方に含まれるＮを0.012％以上
にすることにより溶接金属の低温（−20℃）にお
ける衝撃特性を著しく高める作用があり、低温用
耐熱鋼の溶接材料として使用される場合に効果が
ある。
しかしＮが0.033％を超えると溶接金属にピツ
トやブローホールなどが多量に発生するので好ま
しくない。
次に本発明のワイヤ断面形状については特に定
めるものではなく、従来のフラツクス入りワイヤ
と同様、送給性、アーク安定性に悪影響を与えな
い範囲では断面に合わせ目があつても良く、ある
いは合わせ目のないシームレスワイヤであつても
良い。
尚ワイヤ内に充填するフラツクスは粉体を混合
したものあるいは焼結したものなどいずれでも良
い。
［実施例］
第１表に示す成分組成の金属外皮内に第２表に
成分組成を示すフラツクスを充填した1.2mmφの
フラツクス入りワイヤを製作し、第３表に成分組
成を示す母材に対し第３図に示す開先形状、およ
び第４表に示す条件で溶接を行ない各PWHTを
行なつた後、それぞれ溶接金属の板厚中央部から
JISA−１号引張試験片とJISA−４号シヤルピー
衝撃試験片を採取して試験を行なつた。結果を第
５表に示す。
第２表および第５表より次の様に考察すること
ができる。
実験No.１、２
フラツクス中のMn量が多すぎるため溶接金属
の機械的特性が低い。
実験No.６
金属外皮中のSi及びMn量が多すぎるため溶接
金属の衝撃値は低い。
実験No.７
フラツクス中のSi量が多すぎるため溶接金属の
衝撃値は低い。
実験No.10
フラツクス中のCr量が多いため溶接金属の機
械的特性は低い。
実験No.11
フラツクス中のMo量が多いため溶接金属の機
械的特性は低い。
実験No.13
フラツクス中のTi量が不足しているため溶接
金属の衝撃値は低い。
実験No.16
フラツクス中のTi量が過大であるため溶接金
属の衝撃値は低い。
実験No.18、20、26
金属外皮中のTi量とフラツクス中のTiおよび
TiO2との和が多いため溶接金属の衝撃値は低い。
実験No.21
金属外皮のTi量が多いため溶接金属の衝撃値
は低い。
実験No.25
フラツクス中のTiとTiO2との和が多いため溶
接金属の衝撃値は低い。
実験No.27
金属外皮中のTi量とフラツクス中のTiO2との
和が多いため溶接金属の衝撃値は低い。
実験No.28
フラツクス中のZrO2量およびSiO2量が不足し
ているためスラグの被包性が悪くビード外観も不
良である。
実験No.31
フラツクス中のZrO2量が多すぎるため、スラ
グの粘性が過大となり溶接作業性が劣悪であると
共にスラグ巻きこみや融合不良が発生し、Ｘ線性
能も悪い。
実験No.32および34
フラツクス中のMgO量が本発明範囲外の例で
No.32はMgOが不足するため立向上進溶接時のビ
ード形状が凸気味となり溶接作業性も不良であ
る。No.34はMgO量が多いためスラグの被包性が
劣化し、ビード外観が悪いと共にスラグ巻きこみ
が発生しＸ線性能も悪い。
実験No.35及び37
フラツクス中の鉄酸化物が本発明範囲外の例で
No.35は鉄酸化物が不足するため、スラグ被包性が
低下し、ビード外観が不良である。No.37は鉄酸化
物が多いため溶接金属の衝撃値は低い。
実験No.38
スラグ形成剤が不足しているためスラグ被包性
が悪くビード外観が不良であつた。
実験No.41および45
金属外皮中のＮとフラツクス中のＮとの和が多
すぎるため溶接ビードにピツトが発生し、さらに
ブローホールが多量に発生し、Ｘ線性能が悪い。
実験No.22
フラツクス中のTiO2が不足しているため、ス
ラグ被包性がやや不足すると共にスパツタが多い
ため作業性は不良である。
実験No.51
Mn−Mo−Ni系の実験で、フラツクス中にNi
量が多いため長時間PWHTにおける溶接金属に
粗大フエライトが多発し、機械的特性が低い。
実験No.３、４、５、８、９、12、14、15、17、
19、23、24、29、30、33、36、39、40、42〜44、
46
いずれも１・1/4Cr−1/2Mo系で本発明の範囲
内のため作業性および溶接金属の機械的特性は良
好である。
実験No.47、48
２・1/4Cr−1Mo系に本発明の範囲内のワイヤ
を適用したもので溶接作業性および溶接金属の機
械的特性は良好である。
実験No.49、50、52
３−Cr−1Mo系、Mn−Mo系およびMn−Mo
−Ni系に本発明を適用したもので溶接作業性お
よび溶接金属の機械的特性は良好である。
実験No.53〜59
MIG溶接におけるそれぞれの鋼種について発
明を適用したもので溶接作業性が良好であると共
に溶接金属の機械的特性、特に衝撃値は極めて良
好である。
[Industrial Application Field] The present invention applies to Mn-Mo system, Mn-Mo-Ni system and Cr
-Flux-cored wire exhibits excellent performance for welding low-alloy heat-resistant steels such as Mo-based, and in detail, it produces less coarse ferrite even when post-weld heat treatment (hereinafter abbreviated as PWHT) lasts for a long time. The present invention relates to a flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel that can form a weld metal exhibiting excellent mechanical performance. [Prior art] Flux-cored wire for welding has been put into practical use over a wide range of areas because of its high welding efficiency and good and stable weld metal performance, and is in demand as a welding material for low-alloy heat-resistant steel materials. is also following a gradual increasing trend. In particular, a composite wire filled with titania-based flux (titania-based composite wire) has the advantage of excellent welding workability, good bead shape and appearance, and less spatter, and has advantageous characteristics as a general-purpose wire. However, when this titania-based composite wire is used, TiO 2 in the flux is easily reduced by metallurgical reaction and remains in the weld metal, which improves the mechanical performance of the weld metal.
In particular, it had the disadvantage of lowering the impact value. Therefore, the inventors of the present application have been studying the flux composition for some time, and arrived at a special flux component that suppresses TiO 2 in the flux, and by adjusting the amount of Ti, Zr, or N added, the impact value can be increased. He first proposed an invention to do this (see Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-68189). By the way, Mn-Mo steel, Mn-Mo-Ni steel and Cr-Mo steel are known as steel materials with excellent heat resistance properties.
Steel welding ranges from thin plates less than 20mm thick to 250mm thick.
It has been widely applied to thick plates, and since annealing is required to relieve stress,
PWHT is considered essential. The conditions for performing PWHT vary depending on the applied steel type, temperature, plate thickness, number of welded joints, etc., and in some cases, such as when welding the above-mentioned thick plates, PWHT is required for a long time. However, subsequent research has shown that the prior invention exhibited good mechanical properties when PWHT is performed for a short time, such as thin plate welding.
In those that perform PWHT for a long time,
It was found that the mechanical properties of the weld metal were not necessarily satisfactory and could not be applied to welding thick plates. That is, 1.1/4Cr-1/2Mo wire was welded using the flux-cored composite wire according to the prior invention, and the mechanical properties of the weld metal were investigated. The thickness of the steel plate used was 19 mm, and the groove angle was 45°.
The results are shown in Figure 4. In addition, in Fig. 4, the horizontal axis P
is on a logarithmic scale according to the formula P=T(log t+20)×10 −3 . However, T: absolute temperature at PWHT, t: processing time. Tensile properties when PWHT is 1 hour at 690℃,
Although good results were obtained for both impact properties, PWHT
As the time increases from 8 hours to 28 hours, the tensile properties change,
Both impact properties decreased rapidly, especially tensile strength.
The strength of the base material was lower than ASTM (52.7Kgf/mm2 or more). This is lower than the mechanical properties of coated arc welding rods, and despite the great advantage of high welding efficiency, the insufficient mechanical properties have been a bottleneck in its versatility. Therefore, in order to investigate the cause of this decrease in the mechanical properties of weld metal, we collected micro specimens from the tensile test specimen residue and observed the microstructure under various PWHT conditions. At 690℃, no coarse ferrite was observed in the weld metal.
A large amount of coarse ferrite was generated at ×28 hours, and it was concluded that the presence of this coarse ferrite was the cause of the deterioration of the mechanical properties of the weld metal. Further follow-up investigations revealed that one of the main causes of the generation of such coarse ferrite is the deoxidizers and alloying agents such as Si, Mn, Cr, and Mo that are filled in large quantities in the flux. was investigated. In other words, since the wire according to the prior invention uses mild steel as the metal outer shell, it is necessary to add a large amount of the deoxidizing agent and alloying agent to the flux, but these metals do not dissolve into the weld metal during PWHT. It was found that coarse ferrite was induced in (see Fig. 1A, described below). [Problems to be Solved by the Invention] The present invention has been made with attention to the above-mentioned circumstances, and its purpose is to prevent welding even when PWHT is performed for a long time as in the case of thick plates. The object of the present invention is to provide a flux-cored wire for welding that does not generate a large amount of coarse ferrite in the metal and therefore does not deteriorate its mechanical properties. [Means for Solving the Problems] The present invention is a flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel in which flux is filled into the metal shell, and the main gist is as follows. In a composite wire formed by filling flux into a metal jacket, the metal jacket contains at least 0.13% by weight of C, 1% or less of Si, and 2.5% or less of Mn based on the total weight of the metal jacket, and further contains Cr. :
While containing one or more selected from the group consisting of 1 to 10.5%, Mo: 0.3 to 2.1, and Ni: 1.2% or less,
The flux is ZrO 2 :2 based on the total weight of the wire.
~4%, SiO2 : 1~3%, MgO: 1~3%, iron oxide: 1.5~3.5% in terms of FeO, and TiO2 : 0.2~
2.5%, and at least one of the metal sheath and the flux contains 0.14% or less based on the total weight of the metal sheath when in the metal sheath, and 0.7% or less based on the total weight of the wire when in the flux. The sum of the metal Ti in the flux and the Ti in the metal sheath is within the range of the following formula, and 0.1% ≦ Ti in the flux + Ti in the metal sheath x 5M.
≦0.7% The metal Ti and the TiO 2 are contained so as to satisfy the range shown by the following formula, 0.14%≦0.2×TiO 2 +Ti in the flux+5M×Ti in the metal shell≦0.8%, and a slag forming agent. A flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel, characterized in that the filling amount is 7 to 18% of the total weight of the wire. However, M=1-
Flux filling rate (%)/100, and hereinafter in this specification, all M's have the same meaning. In addition to the above structural requirements, if necessary for metal composition adjustment, Si of 0.7% or less, Si of 0.5% or less
Add Cr, 0.6% or less Ni, 1.2% or less Mn, 0.4% or less Mo to the flux, or/and 0.012 to 0.033% to either the metal shell or the flux.
The addition of N is also an important component of the present invention. [Function] The present invention is constructed as described above, but the point is that in the prior invention, since the metal shell was made of mild steel, deoxidizers such as Si, Mn, Cr, Mo, etc. were added to the flux. A large amount of alloying agent is added, and this
In contrast, in the present invention, the metal shell is changed from mild steel to co-metal steel, which has a chemical composition similar to the applied steel type, and Si, which was added to the flux, is the cause of large amounts of coarse ferrite generated in PWHT.
By adding metal powder such as Mn to the metal shell, the amount of slag forming agent and the above metal powder added in the flux is suppressed, thereby eliminating the cause of coarse ferrite generation in the weld metal. It is something. By the way, both A and B in Figure 1 are PWHT:
This is a cross-sectional micrograph (magnification: 5x) of a tensile test piece taken from weld metal treated at 690°C x 28 hours. FIG. 1A shows a conventional wire, and the white part is coarse ferrite. FIG. 1B shows a wire according to the present invention, and no coarse ferrite is observed. Below, the additive components added to each of (a) metal shell and (b) flux, their effects, and reasons for limiting the numerical values will be explained. (a) Additives to the metal shell Si and Mn are essential additives, while Cr and Mo
and Ni is Mn-Mo steel, Mn-Mo-Ni steel, or
One or more types of Cr-Mo steel are added depending on the type of steel to be welded selected from Cr-Mo steel.
The numerical values stated below are percentages of the total weight of the metal shell. C: 0.005-0.13% Added for the purpose of adjusting the strength and impact value of weld metal. If it exceeds 0.13%, the drawability and the resistance of the weld metal will decrease, and furthermore, a large amount of spatter will occur during welding work.
If it is less than 0.005%, good strength and impact values cannot be obtained. Si: 0.01-1% Mn: 0.1-2.5% Both are added for the purpose of deoxidizing the weld metal, adjusting the strength, and adjusting the impact value. However, if Si exceeds 1% and Mn exceeds 2.5%, the impact value of the weld metal decreases. Si:
If it is less than 0.01%, Mn: less than 0.1%, a sufficient addition effect cannot be obtained. Cr: 1 to 10.5% Mo: 0.3 to 2.1% Both are added for the purpose of adjusting the corrosion resistance and strength of the weld metal, but these components are usually added in accordance with the chemical composition of the workpiece, and the same composition system is desirable. Mo is added in the same range of the workpiece, but Cr
is added considering the yield of weld metal.
If Cr and Mo exceed the above range, the cracking resistance will decrease, and if it is below the above range, the strength and cracking resistance will decrease. Ni: 1.2% or less Ni is added for the purpose of improving the impact value of the weld metal, but adding more than 1.2% may actually lower the impact value, which is not preferable. Ti: 0.14% or less Added for the purpose of improving arc stability and deoxidizing the weld metal, but if added beyond the above range, spatter will increase, the strength of the weld metal will become too high, and the impact value of the weld metal will also decrease. do. (b) Additives to flux ZrO 2 , SiO 2 , MgO, iron oxide, and TiO 2 are essential additives as slag forming agents. All numerical values below are percentages of the total weight of the wire. ZrO 2 :2 to 4% This is an essential component as a slag forming agent and an arc stabilizer. If it is less than 2%, good bead appearance and shape cannot be obtained and a large amount of spatter occurs. On the other hand, if it exceeds 4%, the viscosity of the slag becomes excessive, causing slag entrainment and reducing welding workability. SiO 2 : 1-3% Added to adjust the viscosity of slag, especially to improve slag envelopment during downward welding.
If it is less than 1%, these effects cannot be fully exhibited. Also, if it exceeds 3%, the viscosity of the slag will decrease too much, making the bead look a little convex, especially during vertical advancement welding, and furthermore, the amount of Si in the weld metal will increase, resulting in a decrease in impact value and Cracking resistance also decreases. MgO: 1-3% Maintains proper slag viscosity in vertical advancement welding, prevents bead convexity, and makes the generated slag basic to promote the deoxidizing effect of C, Mn, Si, Ti, etc. It has the effect of increasing the impact value, and these effects are effectively exhibited when it is added in an amount of 1% or more. However, if it exceeds 3%, the viscosity of the slag becomes excessive, and the slag coverage during downward welding decreases, the bead appearance deteriorates, and a large amount of spatter occurs, resulting in poor welding workability. Iron oxide: 1.5-3.5% (FeO equivalent) Like SiO2 , it acts as a slag viscosity modifier, increasing the slag envelopment during downward welding and contributing to improved welding workability. Another point different from SiO 2 is that it exhibits the effect of preventing convex bead formation in vertical advancement welding. These effects are effective when the content exceeds 1.5%, and when the content exceeds 3.5%, the amount of oxygen in the weld metal increases and the impact value decreases. Note that iron oxide is added as FeO or Fe 2 O 3 , but the addition rate is determined as an FeO equivalent value. TiO 2 : 0.2 to 2.5% Ti: 0.7% or less, and the metal Ti in the flux and the metal sheath
The sum of Ti satisfies the range of the following formula and 0.1%≦Ti in flux + Ti in metal shell×5M≦0
.7% 0.14% ≦ TiO 2 × 0.2 + Ti in flux + Ti in metal shell × 5 M ≦ 0.8% Ti is an essential component as a deoxidizing agent, and should be added in appropriate amounts to either or both of the flux and metal shell. The impact value of the weld metal is significantly improved. However, if it is too large, the yield of Ti in the weld metal increases and the impact value decreases.
On the other hand, TiO 2 is used as a slag forming agent or arc stabilizer, but if it is less than 0.2%, it will not be effective, and if it exceeds 2.5%, part of TiO 2 will be reduced during the welding process and will be lost as Ti in the weld metal. Therefore, it is necessary to specify the amount added in consideration of the yield. From this point of view, the optimal addition amounts of Ti in the metal shell and Ti and TiO 2 in the flux are determined as shown in FIG. 2, from which the above relational expressions are determined. Figure 2 shows the case where the shielding gas of the 1 1/4Cr-1/2Mo flux-cored wire is CO2 :100% and the case where the shielding gas is Ar+.
(5-20%) PWHT for CO2 is 690℃ x 1
This is a summary of the impact values of weld metal over time. CO2 : 100%, Ti and 5M in flux
×When the sum of Ti in the metal shell exceeds 0.7%, the impact value of the weld metal becomes low because the Ti in the weld metal exceeds 0.035%, and when it is less than 0.1%, deoxidation is insufficient, so the weld metal has a low impact value. Furthermore, the amount of TiO 2 in the flux and the Ti in the flux in the case of Ar + (5 to 20%) CO 2 are
The optimal amount of the sum of 5M x Ti in the metal shell was found to be in the following range: 0.14%≦TiO 2 ×0.2 + Ti in the flux + Ti in the metal cover × 5M≦0.6% Therefore, Ar + (5M) ~20%) TiO2 for CO2
Ti in the flux and in the metal shell at 0.2-2.5%
It is desirable that the sum of Ti x 5M is 0.1 to 0.5%. In short, it is desirable that the amount of Ti in the weld metal be 0.035% or less in order to stabilize the impact value of the weld metal. Next, Si, Mn, Cr, Mo, and Ni are all added to the metal shell, and from the viewpoint of preventing the generation of coarse ferrite in the weld metal, none of these metals should be added to the flux. is preferable, but when it is added, it is added from the viewpoint of adjusting the yield from the metal shell to the weld metal. The effect of addition is the same as that described in (a) above, and the following values are all percentages of the total amount of wire. Si: 0.8% or less Adding more than 0.8% is undesirable because the impact value of the weld metal decreases. Mn: 1.2% or less The appropriate amount of Mn in the weld metal is determined by considering the mechanical properties, but if it is added in excess of 1.2%, a large amount of coarse ferrite will be generated in the weld metal during long-term PWHT, resulting in mechanical Characteristics deteriorate. Cr: 0.5% or less It is possible to add a small amount depending on the Cr content of the base material. However, if Cr is added in excess of 0.5%, it will last for a long time.
In PWHT, a large amount of coarse ferrite is generated in the weld metal, which deteriorates mechanical properties, so it is preferably 0.5% or less. Mo: 0.4% or less If more than 0.4% is added, a large amount of coarse ferrite will be generated in the weld metal during long-term PWHT, resulting in a decrease in mechanical properties. Ni: 0.6% or less If more than 0.6% is added, a large amount of coarse ferrite will be generated in the weld metal during long-term PWHT, resulting in a decrease in mechanical properties. Slag forming agent: 7 to 18% If it is less than 7%, the amount of slag will be insufficient, resulting in poor bead appearance, increased spatter, and poor welding workability; if it exceeds 18%, wire breakage will easily occur during wire manufacturing. Become. The slag forming agents mentioned here include ZrO 2 ,
Examples include SiO 2 , MgO, iron oxide, and TiO 2 . Also Al 2 O 3 , K 2 O, Na 2 O, MnO 2 , CaF 2 , NaF 2 ,
A slag forming agent such as Mg can also be added, but it is desirable that the sum of one or more of these agents is 2.0% or less. N: 0.012 to 0.033% By increasing the N content in either or both of the flux and metal sheath to 0.012% or more of the total weight of the wire, it has the effect of significantly improving the impact properties of the weld metal at low temperatures (-20°C). , is effective when used as a welding material for low-temperature heat-resistant steel. However, if the N content exceeds 0.033%, a large number of pits and blowholes will occur in the weld metal, which is not preferable. Next, there is no particular limitation on the cross-sectional shape of the wire of the present invention, and as with conventional flux-cored wires, the cross-section may have seams or joints as long as it does not adversely affect feeding performance and arc stability. It may be a seamless wire without eyes. The flux to be filled into the wire may be a mixture of powder or a sintered flux. [Example] A 1.2 mm diameter flux-cored wire was manufactured by filling a metal sheath with a composition shown in Table 1 with a flux whose composition is shown in Table 2. After welding with the groove shape shown in Figure 3 and the conditions shown in Table 4 and performing each PWHT,
A JISA-1 tensile test piece and a JISA-4 Charpy impact test piece were taken and tested. The results are shown in Table 5. From Tables 2 and 5, the following considerations can be made. Experiment Nos. 1 and 2 The mechanical properties of the weld metal were poor because the amount of Mn in the flux was too large. Experiment No. 6 The impact value of the weld metal is low because the amount of Si and Mn in the metal shell is too large. Experiment No. 7 The impact value of the weld metal is low because the amount of Si in the flux is too large. Experiment No. 10 The mechanical properties of the weld metal are poor due to the large amount of Cr in the flux. Experiment No. 11 The mechanical properties of the weld metal are poor due to the large amount of Mo in the flux. Experiment No. 13 The impact value of the weld metal is low because the amount of Ti in the flux is insufficient. Experiment No. 16 The impact value of the weld metal is low because the amount of Ti in the flux is excessive. Experiment No. 18, 20, 26 Ti amount in metal shell and Ti in flux
The impact value of the weld metal is low because it has a large sum with TiO 2 . Experiment No. 21 The impact value of the weld metal is low because the amount of Ti in the metal shell is large. Experiment No. 25 The impact value of the weld metal is low because the sum of Ti and TiO 2 in the flux is large. Experiment No. 27 The impact value of the weld metal is low because the sum of the amount of Ti in the metal shell and the TiO 2 in the flux is large. Experiment No. 28 Because the amount of ZrO 2 and SiO 2 in the flux was insufficient, the slag encapsulation was poor and the bead appearance was poor. Experiment No. 31 Because the amount of ZrO2 in the flux is too large, the viscosity of the slag becomes excessive, resulting in poor welding workability, slag entrainment and poor fusion, and poor X-ray performance. Experiment No. 32 and 34 Examples where the amount of MgO in the flux is outside the range of the present invention.
In No. 32, due to the lack of MgO, the bead shape during vertical advancement welding becomes convex and the welding workability is poor. No. 34 has a large amount of MgO, which deteriorates the slag encapsulation, resulting in poor bead appearance, slag entrainment, and poor X-ray performance. Experiment No. 35 and 37 Iron oxide in the flux is outside the scope of the present invention.
No. 35 lacks iron oxide, resulting in poor slag encapsulation and poor bead appearance. No. 37 has a low impact value of weld metal because it contains a lot of iron oxide. Experiment No. 38 Due to insufficient slag forming agent, slag encapsulation was poor and the bead appearance was poor. Experiment Nos. 41 and 45 The sum of N in the metal shell and N in the flux was too large, causing pits in the weld bead, and a large number of blowholes, resulting in poor X-ray performance. Experiment No. 22 Due to the lack of TiO 2 in the flux, the slag encapsulation was somewhat insufficient and there were many spatters, resulting in poor workability. Experiment No. 51 In the Mn-Mo-Ni system experiment, Ni was added in the flux.
Due to the large amount of ferrite, large amounts of coarse ferrite occur in the weld metal during long-term PWHT, resulting in poor mechanical properties. Experiment No. 3, 4, 5, 8, 9, 12, 14, 15, 17,
19, 23, 24, 29, 30, 33, 36, 39, 40, 42-44,
46 Both are 1.1/4Cr-1/2Mo type and within the scope of the present invention, so the workability and mechanical properties of the weld metal are good. Experiment Nos. 47 and 48 Wires within the scope of the present invention were applied to the 2-1/4Cr-1Mo system, and the welding workability and mechanical properties of the weld metal were good. Experiment No. 49, 50, 52 3-Cr-1Mo system, Mn-Mo system and Mn-Mo
The present invention is applied to -Ni type, and the welding workability and mechanical properties of the weld metal are good. Experiment Nos. 53 to 59 The invention was applied to each steel type in MIG welding, and the welding workability was good, and the mechanical properties of the weld metal, especially the impact value, were extremely good.
【表】【table】
【表】【table】
【表】
△印は本発明範囲外であることを示す。
[Table] △ indicates that the value is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明範囲外であることを示す。
[Table] △ indicates that the value is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明範囲外であることを示す。
[Table] △ indicates that the value is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明範囲外であることを示す。
[Table] △ indicates that the value is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明範囲外であることを示す。
[Table] △ indicates that the value is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明範囲外であることを示す。
[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明の範囲外であることを示す。
[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明の範囲外であることを示す。
[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明の範囲外であることを示す。
[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明の範囲外であることを示す。
[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
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△印は本発明の範囲外であることを示す。
[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
【表】【table】
【表】
△印は本発明の範囲外であることを示す。
［発明の効果］
本発明は以上の様に構成されており、長時間
PWHT後においても溶接金属中に粗大フエライ
トを生ずることなく、従つて溶接金属の機械的特
性は良好であり、本発明に係るフラツクス入りワ
イヤを使用することにより健全な溶接金属の機械
的特性を得ることができる。[Table] The mark △ indicates that it is outside the scope of the present invention.
[Effect of the invention] The present invention is configured as described above, and can be used for a long time.
Even after PWHT, no coarse ferrite is produced in the weld metal, and therefore the mechanical properties of the weld metal are good. By using the flux-cored wire according to the present invention, sound mechanical properties of the weld metal can be obtained. be able to.
第１図Ａ，Ｂはそれぞれ従来ワイヤと本発明ワ
イヤを用いた溶接金属の断面顕微鏡写真、第２図
は本発明におけるフラツクス中のTiO2量とフラ
ツクス及び金属外皮中のTi量、並びに衝撃値の
関係を示す図、第３図は本発明の実験例における
開先形状を示す図、第４図は先願発明に係る
PWHTに要する時間と溶接金属の機械的特性と
の関係を示す図である。
Figures 1A and B are cross-sectional micrographs of weld metals using the conventional wire and the wire of the present invention, respectively. Figure 2 is the amount of TiO2 in the flux, the amount of Ti in the flux and metal sheath, and the impact value in the present invention. FIG. 3 is a diagram showing the groove shape in an experimental example of the present invention, and FIG. 4 is a diagram showing the groove shape in an experimental example of the present invention.
FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the time required for PWHT and the mechanical properties of weld metal.
Claims (1)
ワイヤにおいて、金属外皮は金属外皮全重量に対
して少なくともＣ：0.13重量％（以下単に％とい
う）以下、Si：１％以下及びMn：2.5％以下を含
有すると共に、更にCr：１〜10.5％、Mo：0.3〜
2.1％、Ni：1.2％以下よりなる群から選択される
１種以上を含有する一方、フラツクスはワイヤ全
重量に対して、ZrO2：２〜４％、SiO2：１〜３
％、MgO：１〜３％、鉄酸化物：FeO換算で1.5
〜3.5％、及びTiO2：0.2〜2.5％を含有し、且つ
前記金属外皮及び前記フラツクスの少なくとも一
方には、金属外皮中の場合は金属外皮全重量に対
して0.14％以下、フラツクス中の場合はワイヤ全
重量に対して0.7％以下の金属Tiを含有し、フラ
ツクス中の金属Tiと金属外皮中のTiとの和は、
下記の式の範囲を満足すると共に、 0.1％≦フラツクス中のTi＋金属外皮中のTi×5M
≦0.7％ 該金属Tiと前記TiO2は下記式で示される範囲
を満足するように含有され、 0.14％≦0.2×TiO2＋フラツクス中のTi＋5M×金属
外皮中のTi≦0.8％ 但し、Ｍ＝１−フラツクス充填率（％）／100 且つスラグ形成剤の充填量をワイヤ全重量に対
して７〜18％としたことを特徴とする低合金耐熱
鋼溶接用フラツクス入りワイヤ。 ２ フラツクスを金属外皮内へ充填してなる複合
ワイヤにおいて、金属外皮は金属外皮全重量に対
して少なくともＣ：0.13％以下、Si：１％以下及
びMn：2.5％以下を含有すると共に、更にCr：１
〜10.5％、Mo：0.3〜2.1％、Ni：1.2％以下より
なる群から選択される１種以上を含有する一方、
フラツクスはワイヤ全重量に対してZrO2：２〜
４％、SiO2：１〜３％、MgO：１〜３％、鉄酸
化物：FeO換算で1.5〜3.5％、及びTiO2：0.2〜
2.5％を含有すると共に、更にSi：0.8％以下、
Mn：1.2％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.4％以
下よりなる脱酸剤・合金剤群から選択される１種
以上を含有し、且つ前記金属外皮及び前記フラツ
クスの少なくとも一方には、金属外皮中の場合は
金属外皮全重量に対して0.14％以下、フラツクス
中の場合はワイヤ全重量に対して0.7％以下の金
属Tiを含有し、フラツクス中の金属Tiと金属外
皮中のTiとの和は下記の式の範囲を満足すると
共に、 0.1％≦フラツクス中のTi＋金属外皮中のTi×5M≦0.7
％ 該金属Tiと前記TiO2は下記式で示される範囲
を満足するように含有され、 0.14％≦0.2×TiO2＋フラツクス中のTi＋5M×金属外
皮中のTi≦0.8％ 但し、Ｍ＝１−フラツクス充填率（％）／100 且つスラグ形成剤の充填量をワイヤ全重量に対
して７〜18％としたことを特徴とする低合金耐熱
鋼溶接用フラツクス入りワイヤ。 ３ フラツクスを金属外皮内へ充填してなる複合
ワイヤにおいて、金属外皮は金属外皮全重量に対
して少なくともＣ：0.13％以下、Si：１％以下及
びMn：2.5％以下を含有すると共に、更にCr：１
〜10.5％、Mo：0.3〜2.1、Ni：1.2％以下よりな
る群から選択される１種以上を含有する一方、フ
ラツクスはワイヤ全重量に対して、ZrO2：２〜
４％、SiO2：１〜３％、MgO：１〜３％、鉄酸
化物：FeO換算で1.5〜3.5％、及びTiO2：0.2〜
2.5％を含有し、且つ前記金属外皮及び前記フラ
ツクスの少なくとも一方には、金属外皮中の場合
は金属外皮全重量に対して0.14％以下、フラツク
ス中の場合はワイヤ全重量に対して0.7％以下の
金属Tiを含有し、フラツクス中の金属Tiと金属
外皮中のTiとの和は次の式の範囲とすると共に、 0.1％≦フラツクス中のTi＋金属外皮中のTi×5M≦0
.7％ 該金属Tiと前記TiO2は下記式で示される範囲
を満足するように含有され、 0.14％≦0.2×TiO2＋フラツクス中のTi＋5M×金属外
皮中のTi≦0.8％ 但し、Ｍ＝１−フラツクス充填率（％）／100 さらに又ワイヤ全重量に対して0.012〜0.033％
の窒素がフラツクス又は金属外皮の少なくとも一
方に含有され且つ、スラグ形成剤の充填量をワイ
ヤ全重量に対して７〜18％としたことを特徴とす
る低合金耐熱鋼溶接用フラツクス入りワイヤ。 ４ フラツクスを金属外皮内へ充填してなる複合
ワイヤにおいて、金属外皮は金属外皮全重量に対
して少なくともＣ：0.13％以下、Si：１％以下及
びMn：2.5％以下を含有すると共に、更にCr：１
〜10.5％、Mo：0.3〜2.1、Ni：1.2％以下よりな
る群から選択される１種以上を含有する一方、フ
ラツクスはワイヤ全重量に対して、ZrO2：２〜
４％、SiO2：１〜３％、MgO：１〜３％、鉄酸
化物：FeO換算で1.5〜3.5％、及びTiO2：0.2〜
2.5％を含有すると共に更にSi：0.8％以下、
Mn：1.2％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.4％以
下よりなる脱酸剤・合金剤群から選択される１種
以上を含有し、且つ前記金属外皮及び前記フラツ
クスの少なくとも一方には、金属外皮中の場合は
金属外皮全重量に対して0.14％以下、フラツクス
中の場合はワイヤ全重量に対して0.7％以下の金
属Tiを含有し、フラツクス中の金属Tiと金属外
皮中のTiとの和は次の式の範囲とすると共に、 0.1％≦フラツクス中のTi＋金属外皮中のTi×5M≦0
.7％ 該金属Tiと前記TiO2は下記式で示される範囲
を満足するように含有され、 0.14％≦0.2×TiO2＋フラツクス中のTi＋5M×金属外
皮中のTi≦0.8％ 但し、Ｍ＝１−フラツクス充填率（％）／100 さらに又ワイヤ全重量に対して0.012〜0.033％
の窒素がフラツクス又は金属外皮の少なくとも一
方に含有され且つ、スラグ形成剤の充填量をワイ
ヤ全重量に対して７〜18％としたことを特徴とす
る低合金耐熱鋼溶接用フラツクス入りワイヤ。[Claims] 1. In a composite wire formed by filling flux into a metal sheath, the metal sheath contains at least 0.13% by weight (hereinafter simply referred to as %) of C and 1% or less of Si, based on the total weight of the metal sheath. and Mn: 2.5% or less, and further contains Cr: 1 to 10.5%, Mo: 0.3 to
2.1%, Ni: 1.2% or less, while the flux contains ZrO 2 : 2-4%, SiO 2 : 1-3, based on the total weight of the wire.
%, MgO: 1-3%, iron oxide: 1.5 in terms of FeO
~3.5%, and TiO2 : 0.2 to 2.5%, and at least one of the metal skin and the flux contains 0.14% or less of the total weight of the metal skin in the case of the metal skin, and 0.14% or less of the total weight of the metal skin in the case of the flux. contains less than 0.7% of metallic Ti based on the total weight of the wire, and the sum of metallic Ti in the flux and Ti in the metal sheath is:
Satisfies the range of the following formula, and 0.1% ≦ Ti in flux + Ti in metal shell x 5M
≦0.7% The metal Ti and the TiO 2 are contained so as to satisfy the range shown by the following formula: 0.14%≦0.2×TiO 2 +Ti in the flux+5M×Ti in the metal shell≦0.8% However, M= 1- A flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel, characterized in that the flux filling rate (%)/100 and the filling amount of a slag forming agent are 7 to 18% based on the total weight of the wire. 2. In a composite wire formed by filling flux into a metal sheath, the metal sheath contains at least 0.13% or less of C, 1% or less of Si, and 2.5% or less of Mn based on the total weight of the metal sheath, and further contains Cr. :1
~10.5%, Mo: 0.3~2.1%, Ni: 1.2% or less, while containing one or more selected from the group consisting of
The flux is ZrO 2 :2~2 relative to the total weight of the wire.
4%, SiO 2 : 1 to 3%, MgO: 1 to 3%, iron oxide: 1.5 to 3.5% in terms of FeO, and TiO 2 : 0.2 to
In addition to containing 2.5%, Si: 0.8% or less,
Containing at least one kind selected from the deoxidizing agent/alloying agent group consisting of Mn: 1.2% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.4% or less, and at least one of the metal sheath and the flux, If it is in the metal sheath, it contains less than 0.14% of the total weight of the metal sheath, and if it is in the flux, it contains less than 0.7% of the total weight of the wire. The sum satisfies the range of the following formula, and 0.1%≦Ti in the flux + Ti in the metal shell×5M≦0.7
% The metal Ti and the TiO 2 are contained so as to satisfy the range shown by the following formula: 0.14%≦0.2×TiO 2 +Ti in the flux+5M×Ti in the metal shell≦0.8%, however, M=1− A flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel, characterized in that the flux filling rate (%)/100 and the filling amount of a slag forming agent are 7 to 18% based on the total weight of the wire. 3. In a composite wire formed by filling flux into a metal sheath, the metal sheath contains at least 0.13% or less of C, 1% or less of Si, and 2.5% or less of Mn based on the total weight of the metal sheath, and further contains Cr. :1
~10.5%, Mo: 0.3~2.1%, Ni: 1.2% or less, while the flux contains ZrO2: 2 ~1% based on the total weight of the wire.
4%, SiO 2 : 1 to 3%, MgO: 1 to 3%, iron oxide: 1.5 to 3.5% in terms of FeO, and TiO 2 : 0.2 to
2.5%, and at least one of the metal sheath and the flux contains 0.14% or less based on the total weight of the metal sheath when in the metal sheath, and 0.7% or less based on the total weight of the wire when in the flux. The sum of the metal Ti in the flux and the Ti in the metal sheath is within the range of the following formula, and 0.1%≦Ti in the flux + Ti in the metal sheath×5M≦0
.7% The metal Ti and the TiO 2 are contained so as to satisfy the range shown by the following formula: 0.14%≦0.2×TiO 2 +Ti in the flux+5M×Ti in the metal shell≦0.8% However, M= 1-Flux filling rate (%)/100 Furthermore, 0.012 to 0.033% based on the total weight of the wire
A flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel, characterized in that nitrogen is contained in at least one of the flux or the metal sheath, and the filling amount of the slag forming agent is 7 to 18% based on the total weight of the wire. 4. In a composite wire formed by filling flux into a metal sheath, the metal sheath contains at least 0.13% or less of C, 1% or less of Si, and 2.5% or less of Mn based on the total weight of the metal sheath, and further contains Cr. :1
~10.5%, Mo: 0.3~2.1%, Ni: 1.2% or less, while the flux contains ZrO2: 2 ~1% based on the total weight of the wire.
4%, SiO 2 : 1 to 3%, MgO: 1 to 3%, iron oxide: 1.5 to 3.5% in terms of FeO, and TiO 2 : 0.2 to
Contains 2.5% and further contains Si: 0.8% or less,
Containing at least one kind selected from the deoxidizing agent/alloying agent group consisting of Mn: 1.2% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.4% or less, and at least one of the metal sheath and the flux, If it is in the metal sheath, it contains less than 0.14% of the total weight of the metal sheath, and if it is in the flux, it contains less than 0.7% of the total weight of the wire. The sum of is within the range of the following formula, and 0.1%≦Ti in the flux + Ti in the metal shell×5M≦0
.7% The metal Ti and the TiO 2 are contained so as to satisfy the range shown by the following formula: 0.14%≦0.2×TiO 2 +Ti in the flux+5M×Ti in the metal shell≦0.8% However, M= 1-Flux filling rate (%)/100 Furthermore, 0.012 to 0.033% based on the total weight of the wire
A flux-cored wire for welding low-alloy heat-resistant steel, characterized in that nitrogen is contained in at least one of the flux or the metal sheath, and the filling amount of the slag forming agent is 7 to 18% based on the total weight of the wire.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14345586A JPS632592A (en) | 1986-06-19 | 1986-06-19 | Flux cored wire for low alloy heat resistant steel welding |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14345586A JPS632592A (en) | 1986-06-19 | 1986-06-19 | Flux cored wire for low alloy heat resistant steel welding |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS632592A JPS632592A (en) | 1988-01-07 |
| JPH0242313B2 true JPH0242313B2 (en) | 1990-09-21 |
Family
ID=15339102
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14345586A Granted JPS632592A (en) | 1986-06-19 | 1986-06-19 | Flux cored wire for low alloy heat resistant steel welding |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS632592A (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH115193A (en) * | 1997-06-13 | 1999-01-12 | Kobe Steel Ltd | Flux cored wire for gas shielded arc welding |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02220797A (en) * | 1989-02-21 | 1990-09-03 | Kobe Steel Ltd | Coated electrode for cr-mo type low alloy steel |
| JPH0825063B2 (en) * | 1991-09-20 | 1996-03-13 | 株式会社神戸製鋼所 | Flux-cored wire for 0.5Mo steel, Mn-Mo steel and Mn-Mo-Ni steel for gas shielded arc welding |
| JP3512340B2 (en) * | 1998-07-28 | 2004-03-29 | 株式会社神戸製鋼所 | Flux-cored wire for gas shielded arc welding |
| JP4787062B2 (en) * | 2006-04-26 | 2011-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | Weld metal with excellent toughness and SR cracking resistance |
| JP6235402B2 (en) * | 2014-04-17 | 2017-11-22 | 株式会社神戸製鋼所 | Weld metal with excellent strength, toughness and SR cracking resistance |
| KR101795970B1 (en) * | 2016-10-11 | 2017-11-09 | 주식회사 포스코 | Cold-rolled steel sheet for flux cored wire and manufacturing the same |
-
1986
- 1986-06-19 JP JP14345586A patent/JPS632592A/en active Granted
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH115193A (en) * | 1997-06-13 | 1999-01-12 | Kobe Steel Ltd | Flux cored wire for gas shielded arc welding |
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| JPS632592A (en) | 1988-01-07 |
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