JPH05269593A - ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ - Google Patents
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤInfo
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- JPH05269593A JPH05269593A JP6760092A JP6760092A JPH05269593A JP H05269593 A JPH05269593 A JP H05269593A JP 6760092 A JP6760092 A JP 6760092A JP 6760092 A JP6760092 A JP 6760092A JP H05269593 A JPH05269593 A JP H05269593A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】本発明は、溶接作業性が良好で、かつ優れた低
温靱性を有する溶接金属を得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。 【構成】鋼製外皮中にワイヤ全重量に対して、Ｔｉ
Ｏ2 ：４．０〜６．５％、ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５
％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０
％、Ａｌ：０．０７〜０．２０％、Ｍｇ：０．４〜０．
７％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％を含有し、必要に
応じてＮｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３
％、Ｔｉ：０．０４〜０．１５％、Ｚｒ：０．０４〜
０．１５％の１種または２種以上を含有し、Ａｌ、Ｓｉ
Ｏ2 とＴｉＯ2 をΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2
＋０．０２×ＴｉＯ2 ）、０≦ΔＡｌ≦０．１０の範囲
で添加した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。
温靱性を有する溶接金属を得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。 【構成】鋼製外皮中にワイヤ全重量に対して、Ｔｉ
Ｏ2 ：４．０〜６．５％、ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５
％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０
％、Ａｌ：０．０７〜０．２０％、Ｍｇ：０．４〜０．
７％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％を含有し、必要に
応じてＮｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３
％、Ｔｉ：０．０４〜０．１５％、Ｚｒ：０．０４〜
０．１５％の１種または２種以上を含有し、Ａｌ、Ｓｉ
Ｏ2 とＴｉＯ2 をΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2
＋０．０２×ＴｉＯ2 ）、０≦ΔＡｌ≦０．１０の範囲
で添加した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。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接作業性が良好で、
かつ優れた低温靱性を得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するものである。
かつ優れた低温靱性を得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するものである。
【０００２】
【従来の技術】ルチール系フラックス入りワイヤは、ビ
ード外観が良好であり、溶接作業性、溶接能率が優れる
ことから、軟鋼から高張力鋼の溶接に幅広く使用されて
いる。このルチール系フラックス入りワイヤは、上述し
たように溶接作業性という面では優れた性質を持つが、
一方溶接金属の材質面からは靱性確保が難しく、特に−
２０℃以下の低温域において靱性を確保するのは困難と
されていた。
ード外観が良好であり、溶接作業性、溶接能率が優れる
ことから、軟鋼から高張力鋼の溶接に幅広く使用されて
いる。このルチール系フラックス入りワイヤは、上述し
たように溶接作業性という面では優れた性質を持つが、
一方溶接金属の材質面からは靱性確保が難しく、特に−
２０℃以下の低温域において靱性を確保するのは困難と
されていた。
【０００３】この理由としては、ＴｉＯ2 が酸化性酸化
物であるため溶接金属中の酸素量が７００〜９００ppm
と著しく高くなること、およびこの高酸素溶接金属では
ミクロ組織微細化による靱性改善が達成できなかったこ
とに起因する。この様な問題を解決する方法の一例とし
て、特公昭５９−４４１５９号公報においてフラックス
中にＭｇを添加し、さらに金属Ｔｉ或はＦｅ−Ｔｉなど
の状態でＴｉを添加し、溶接金属の酸素量を低減させる
ことによって低温靱性の改善を図るという発明が開示さ
れている。しかし、単にＭｇ及びＴｉを添加するだけで
は、溶接金属の酸素量は若干は減少するものの、ミクロ
組織を微細化させることはできず、従って比較的大入熱
で使用する場合において低温靱性を確保するには不十分
であった。
物であるため溶接金属中の酸素量が７００〜９００ppm
と著しく高くなること、およびこの高酸素溶接金属では
ミクロ組織微細化による靱性改善が達成できなかったこ
とに起因する。この様な問題を解決する方法の一例とし
て、特公昭５９−４４１５９号公報においてフラックス
中にＭｇを添加し、さらに金属Ｔｉ或はＦｅ−Ｔｉなど
の状態でＴｉを添加し、溶接金属の酸素量を低減させる
ことによって低温靱性の改善を図るという発明が開示さ
れている。しかし、単にＭｇ及びＴｉを添加するだけで
は、溶接金属の酸素量は若干は減少するものの、ミクロ
組織を微細化させることはできず、従って比較的大入熱
で使用する場合において低温靱性を確保するには不十分
であった。
【０００４】また、特公昭５６−６８４０号公報では、
Ｔｉ及びＴｉＯ2 量とＢ及びＢ2 Ｏ 3 量を制限すること
により、大入熱溶接を行った場合でも良好な低温靱性を
得るガス被包アーク溶接用複合ワイヤが開示されてい
る。しかし、該発明においてもミクロ組織の微細化が不
十分であるため、溶接金属の靱性は何等の改善もなされ
ていなかった。
Ｔｉ及びＴｉＯ2 量とＢ及びＢ2 Ｏ 3 量を制限すること
により、大入熱溶接を行った場合でも良好な低温靱性を
得るガス被包アーク溶接用複合ワイヤが開示されてい
る。しかし、該発明においてもミクロ組織の微細化が不
十分であるため、溶接金属の靱性は何等の改善もなされ
ていなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記諸問題
を解決し、溶接作業性が良好で、かつ優れた靱性を有す
る溶接金属を得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ものである。
を解決し、溶接作業性が良好で、かつ優れた靱性を有す
る溶接金属を得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ものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１） 鋼製外皮中にワイヤ全重量に対して、Ｔｉ
Ｏ2 ：４．０〜６．５％、ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５
％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０
％、Ａｌ：０．０７〜０．２０％、Ｍｇ：０．４〜０．
７％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％を含有し、Ａｌ、
ＳｉＯ2 とＴｉＯ2 をΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×Ｓｉ
Ｏ2 ＋０．０２×ＴｉＯ2 ）、０≦ΔＡｌ≦０．１０の
範囲で添加した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。
ろは下記のとおりである。 （１） 鋼製外皮中にワイヤ全重量に対して、Ｔｉ
Ｏ2 ：４．０〜６．５％、ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５
％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０
％、Ａｌ：０．０７〜０．２０％、Ｍｇ：０．４〜０．
７％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％を含有し、Ａｌ、
ＳｉＯ2 とＴｉＯ2 をΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×Ｓｉ
Ｏ2 ＋０．０２×ＴｉＯ2 ）、０≦ΔＡｌ≦０．１０の
範囲で添加した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。
【０００７】（２） 鋼製外皮中にワイヤ全重量に対し
て、ＴｉＯ2 ：４．０〜６．５％、ＳｉＯ2 ：０．１〜
０．５％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜
３．０％、Ａｌ：０．０７〜０．２０％、Ｍｇ：０．４
〜０．７％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％を含有し、
かつＮｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％
の１種または２種以上を含有する他、Ａｌ、ＳｉＯ2 と
ＴｉＯ2 をΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2 ＋０．
０２×ＴｉＯ2 ）、０≦ΔＡｌ≦０．１０の範囲で添加
した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。
て、ＴｉＯ2 ：４．０〜６．５％、ＳｉＯ2 ：０．１〜
０．５％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．５〜
３．０％、Ａｌ：０．０７〜０．２０％、Ｍｇ：０．４
〜０．７％、Ｂ：０．００２〜０．０１５％を含有し、
かつＮｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％
の１種または２種以上を含有する他、Ａｌ、ＳｉＯ2 と
ＴｉＯ2 をΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2 ＋０．
０２×ＴｉＯ2 ）、０≦ΔＡｌ≦０．１０の範囲で添加
した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。
【０００８】
【作用】上述した如く、ルチール系フラックス入りワイ
ヤは溶接作業性が優れている点にその最大の特長がある
が、従来のワイヤ組成に単にミクロ組織微細化に有効で
あるとされているＴｉ、Ｂを複合添加しても、溶接金属
のミクロ組織は微細化されず、低温靱性は何等の改善も
みられなかった。この原因について本発明者らは種々検
討した結果、 粒内フェライトの核生成サイトとなるのはＴｉ2 Ｏ3
などのＴｉ酸化物であること、 またこのＴｉ酸化物は、アーク溶接時にワイヤ先端が
溶融して溶融プールを形成し、凝固する過程において、
ルチール系フラックス入りワイヤの主たるスラグ形成剤
であるＴｉＯ2 の還元によりもたらされるものである
が、一方このＴｉＯ2 自体およびその他のスラグ形成剤
であるＳｉＯ2 などは溶接金属中に過剰な酸素を供給す
る源であり、脱酸方法が適切でないとＴｉＯ2 の還元が
不十分となり粒内フェライトの核となるＴｉ酸化物が不
足すること、 さらには、上記問題を解決するため、例えば脱酸剤で
あるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどを多量に添加すると、大型の
酸化物が急激に増加し、これが逆にＴｉ酸化物との複合
酸化物を形成するため、Ｔｉ酸化物が粒内フェライトの
核となる働きを減じ、その結果ミクロ組織の微細化が不
十分となること、 上記の理由からＢが酸化消耗するため、γ粒界に偏
析し初析フェライトの生成を抑制するフリーＢが十分確
保できず、ミクロ組織の微細化が十分に達成されないこ
とが複合され、靱性が改善されないこと、 を見出した。
ヤは溶接作業性が優れている点にその最大の特長がある
が、従来のワイヤ組成に単にミクロ組織微細化に有効で
あるとされているＴｉ、Ｂを複合添加しても、溶接金属
のミクロ組織は微細化されず、低温靱性は何等の改善も
みられなかった。この原因について本発明者らは種々検
討した結果、 粒内フェライトの核生成サイトとなるのはＴｉ2 Ｏ3
などのＴｉ酸化物であること、 またこのＴｉ酸化物は、アーク溶接時にワイヤ先端が
溶融して溶融プールを形成し、凝固する過程において、
ルチール系フラックス入りワイヤの主たるスラグ形成剤
であるＴｉＯ2 の還元によりもたらされるものである
が、一方このＴｉＯ2 自体およびその他のスラグ形成剤
であるＳｉＯ2 などは溶接金属中に過剰な酸素を供給す
る源であり、脱酸方法が適切でないとＴｉＯ2 の還元が
不十分となり粒内フェライトの核となるＴｉ酸化物が不
足すること、 さらには、上記問題を解決するため、例えば脱酸剤で
あるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどを多量に添加すると、大型の
酸化物が急激に増加し、これが逆にＴｉ酸化物との複合
酸化物を形成するため、Ｔｉ酸化物が粒内フェライトの
核となる働きを減じ、その結果ミクロ組織の微細化が不
十分となること、 上記の理由からＢが酸化消耗するため、γ粒界に偏
析し初析フェライトの生成を抑制するフリーＢが十分確
保できず、ミクロ組織の微細化が十分に達成されないこ
とが複合され、靱性が改善されないこと、 を見出した。
【０００９】そこで、低温靱性を改善するため、ミクロ
組織微細化に有効なＴｉ酸化物をどのようにして確保す
るかに着目して検討を行った結果、 １）充填フラックス中のスラグ剤の主たる酸素源である
ＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 添加量に対し、Ｓｉ、ＭｎおよびＡ
ｌ、Ｍｇなどの脱酸剤添加量を適切に選択することによ
り、スラグ剤中のＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 から供給される酸
素量に対し十分な脱酸効果を確保でき、ＴｉＯ2 の還元
を促進させることができ、 ２）さらに上記１）の効果に加えて、Ａｌなどの窒化物
形成元素が酸化消耗せず、窒化物を形成するに必要な量
を確保することにより、γ粒界に偏析し初析フェライト
の生成を抑制するフリーＢが確保でき、これらが複合し
て初めてミクロ組織の微細化が可能であることを見出し
たものである。
組織微細化に有効なＴｉ酸化物をどのようにして確保す
るかに着目して検討を行った結果、 １）充填フラックス中のスラグ剤の主たる酸素源である
ＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 添加量に対し、Ｓｉ、ＭｎおよびＡ
ｌ、Ｍｇなどの脱酸剤添加量を適切に選択することによ
り、スラグ剤中のＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 から供給される酸
素量に対し十分な脱酸効果を確保でき、ＴｉＯ2 の還元
を促進させることができ、 ２）さらに上記１）の効果に加えて、Ａｌなどの窒化物
形成元素が酸化消耗せず、窒化物を形成するに必要な量
を確保することにより、γ粒界に偏析し初析フェライト
の生成を抑制するフリーＢが確保でき、これらが複合し
て初めてミクロ組織の微細化が可能であることを見出し
たものである。
【００１０】以下に、本発明における成分組成限定理由
について述べる。 ＴｉＯ2 ：４．０〜６．５％ ＴｉＯ2 は、ルチール系フラックス入りワイヤの主要成
分であり、溶接ビードに対するスラグ形成剤およびアー
ク安定剤としての性質を示す。また溶接過程において一
部が還元されＴｉとして溶接金属中に歩留るとされてい
る。しかし、本発明者らが種々検討を行った結果、Ｔｉ
Ｏ2 から還元されたＴｉは、溶接凝固過程で再度酸化さ
れ、粒内フェライトの核となるＴｉ酸化物となることを
見出した。このＴｉ酸化物が適量存在して初めて粒内フ
ェライトは微細なアシキュラーフェライトとなり、ミク
ロ組織が微細化されるが、ワイヤ全重量に対して４．０
％未満ではミクロ組織微細化に有効なＴｉ酸化物が確保
できず靱性が不足する。また６．５％を超えると溶接金
属中に酸素量が増加し靱性が低下すること、およびスラ
グインが発生し易くなり、溶接部の健全性が著しく損な
われるのでＴｉＯ2は４．０〜６．５％とした。
について述べる。 ＴｉＯ2 ：４．０〜６．５％ ＴｉＯ2 は、ルチール系フラックス入りワイヤの主要成
分であり、溶接ビードに対するスラグ形成剤およびアー
ク安定剤としての性質を示す。また溶接過程において一
部が還元されＴｉとして溶接金属中に歩留るとされてい
る。しかし、本発明者らが種々検討を行った結果、Ｔｉ
Ｏ2 から還元されたＴｉは、溶接凝固過程で再度酸化さ
れ、粒内フェライトの核となるＴｉ酸化物となることを
見出した。このＴｉ酸化物が適量存在して初めて粒内フ
ェライトは微細なアシキュラーフェライトとなり、ミク
ロ組織が微細化されるが、ワイヤ全重量に対して４．０
％未満ではミクロ組織微細化に有効なＴｉ酸化物が確保
できず靱性が不足する。また６．５％を超えると溶接金
属中に酸素量が増加し靱性が低下すること、およびスラ
グインが発生し易くなり、溶接部の健全性が著しく損な
われるのでＴｉＯ2は４．０〜６．５％とした。
【００１１】ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５％ ＳｉＯ2 は、スラグ剤中の主たる酸素源であり、また少
量の添加で大型の非金属介在物を形成し、粒内フェライ
ト生成に有効なＴｉ酸化物との複合介在物を形成し、ミ
クロ組織の微細化を阻害するので上限を０．５％とし
た。しかし、０．１％未満ではスラグの被包性が急激に
低下し、ビードが凸型となるアンダーカットが発生する
ため、ＳｉＯ2 は０．１〜０．５％とした。
量の添加で大型の非金属介在物を形成し、粒内フェライ
ト生成に有効なＴｉ酸化物との複合介在物を形成し、ミ
クロ組織の微細化を阻害するので上限を０．５％とし
た。しかし、０．１％未満ではスラグの被包性が急激に
低下し、ビードが凸型となるアンダーカットが発生する
ため、ＳｉＯ2 は０．１〜０．５％とした。
【００１２】Ｓｉ：０．４〜１．０％ Ｓｉは脱酸剤として使用し、溶接金属の酸素量を低減さ
せる上で効果がある。しかし、０．４％未満では脱酸力
が不足しブローホールが発生し、また１．０％を超える
とフェライトを固溶硬化させ、靱性を低下させるので上
限を１．０％とした。
せる上で効果がある。しかし、０．４％未満では脱酸力
が不足しブローホールが発生し、また１．０％を超える
とフェライトを固溶硬化させ、靱性を低下させるので上
限を１．０％とした。
【００１３】Ｍｎ：１．５〜３．０％ Ｍｎは脱酸を補助し、溶融金属の流動性を改善する上で
効果があり、また強度、靱性を改善する上でも効果があ
る。しかし、１．５％未満では脱酸不足となり溶接欠陥
が発生し易く、また３．０％を超えると溶接金属が脱酸
過剰となりピットやブローホールが発生し易くなるので
１．５〜３．０％とした。
効果があり、また強度、靱性を改善する上でも効果があ
る。しかし、１．５％未満では脱酸不足となり溶接欠陥
が発生し易く、また３．０％を超えると溶接金属が脱酸
過剰となりピットやブローホールが発生し易くなるので
１．５〜３．０％とした。
【００１４】Ａｌ：０．０７〜０．２０％ Ａｌは強脱酸剤であり、溶着金属の酸化を妨げ、ＴｉＯ
2 の還元を促進し、ミクロ組織を微細化し、靱性を改善
する上で効果がある。さらには、Ｂの酸化消耗を抑制
し、γ粒界に偏析するフリーＢを確保する上で必須の成
分である。しかし、０．０７％未満では靱性改善効果は
得られず、また０．２０％を超えるとＡｌ酸化物が急激
に増加し、これがＴｉ酸化物と結合して大型の複合介在
物となり、粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉ酸
化物が不足するため、靱性が低下するので、Ａｌ量は
０．０７〜０．２０％とした。
2 の還元を促進し、ミクロ組織を微細化し、靱性を改善
する上で効果がある。さらには、Ｂの酸化消耗を抑制
し、γ粒界に偏析するフリーＢを確保する上で必須の成
分である。しかし、０．０７％未満では靱性改善効果は
得られず、また０．２０％を超えるとＡｌ酸化物が急激
に増加し、これがＴｉ酸化物と結合して大型の複合介在
物となり、粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉ酸
化物が不足するため、靱性が低下するので、Ａｌ量は
０．０７〜０．２０％とした。
【００１５】Ｍｇ：０．４〜０．７％ Ｍｇは、高温のアーク中において酸素と反応し、ワイヤ
先端の溶滴の段階で脱酸反応が行われる。その結果、脱
酸生成物が溶融池内に残留しないこと、さらには溶融池
内で反応するＳｉ、Ｍｎの脱酸反応を助け、溶接金属の
酸素量を減少させる上で効果がある。しかし、０．４％
未満では上記効果が不足し、また０．７％を超えるとア
ーク長が過大となり、立向溶接において溶融金属が垂れ
下がり、ビード形成が不可能となるのでＭｇは０．４〜
０．７％とした。
先端の溶滴の段階で脱酸反応が行われる。その結果、脱
酸生成物が溶融池内に残留しないこと、さらには溶融池
内で反応するＳｉ、Ｍｎの脱酸反応を助け、溶接金属の
酸素量を減少させる上で効果がある。しかし、０．４％
未満では上記効果が不足し、また０．７％を超えるとア
ーク長が過大となり、立向溶接において溶融金属が垂れ
下がり、ビード形成が不可能となるのでＭｇは０．４〜
０．７％とした。
【００１６】Ｂ：０．００２〜０．０１５％ Ｂは、γ粒界に偏析して初析フェライトの生成を抑制
し、溶接金属のミクロ組織を微細化することにより靱性
改善に効果がある。しかし、０．００２％未満ではミク
ロ組織微細化による靱性改善効果が得られず、また０．
０１５％を超えると炭化物を形成して著しく靱性を損な
うので０．００２〜０．０１５％とした。
し、溶接金属のミクロ組織を微細化することにより靱性
改善に効果がある。しかし、０．００２％未満ではミク
ロ組織微細化による靱性改善効果が得られず、また０．
０１５％を超えると炭化物を形成して著しく靱性を損な
うので０．００２〜０．０１５％とした。
【００１７】ΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2 ＋
０．０２×ＴｉＯ2 ）、 ０≦ΔＡｌ≦０．１０ ＴｉＯ2 は、溶接過程において一部が還元され、Ｔｉと
して溶接金属中に歩留る。この還元されたＴｉは、凝固
過程において再度酸化されてＴｉ酸化物となり、これが
粒内フェライトの核生成サイトとなる。また、γ粒界か
ら生成する初析フェライトの生成を抑制させるには、フ
リーＢが必要である。Ｂは凝固過程で一部が酸化消耗
し、溶接金属中に歩留るが、溶接凝固過程においてＢ以
外の有効な窒化物形成元素が不足すると、Ｂ窒化物とな
りフリーＢが不足することになり、ミクロ組織が微細化
されない。
０．０２×ＴｉＯ2 ）、 ０≦ΔＡｌ≦０．１０ ＴｉＯ2 は、溶接過程において一部が還元され、Ｔｉと
して溶接金属中に歩留る。この還元されたＴｉは、凝固
過程において再度酸化されてＴｉ酸化物となり、これが
粒内フェライトの核生成サイトとなる。また、γ粒界か
ら生成する初析フェライトの生成を抑制させるには、フ
リーＢが必要である。Ｂは凝固過程で一部が酸化消耗
し、溶接金属中に歩留るが、溶接凝固過程においてＢ以
外の有効な窒化物形成元素が不足すると、Ｂ窒化物とな
りフリーＢが不足することになり、ミクロ組織が微細化
されない。
【００１８】粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉ
酸化物を確保し、かつＢの酸化を防ぐには、Ａｌ量をス
ラグ形成剤であるＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 から供給される酸
素量に対し十分な量を添加することにより、溶接時に還
元され、溶接金属中に歩留るＴｉを確保し、かつ一部が
Ａｌ窒化物を生成してＢ窒化物が生成することを妨げ、
フリーＢを確保することにより初めて実現できる。
酸化物を確保し、かつＢの酸化を防ぐには、Ａｌ量をス
ラグ形成剤であるＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 から供給される酸
素量に対し十分な量を添加することにより、溶接時に還
元され、溶接金属中に歩留るＴｉを確保し、かつ一部が
Ａｌ窒化物を生成してＢ窒化物が生成することを妨げ、
フリーＢを確保することにより初めて実現できる。
【００１９】表２に示す軟鋼外皮を使用して作製した表
１に示すワイヤについて表３、図２の溶接条件、開先形
状による検討例を図１に示す。同図から明らかな如く、
ＡｌとＳｉＯ2 、ＴｉＯ2 の比ΔＡｌ｛Ａｌ−（０．０
１×ＳｉＯ2 ＋０．０２×ＴｉＯ2 ）｝が増加するに比
例して、溶接金属中のＴｉ量が増加する。このＴｉ量増
加に比例して溶接金属のｖＴｒｓは改善される。この効
果は、ＳｉＯ2 量が０．３％であるＡシリーズでは、Δ
Ａｌが０を以上で顕著となり、ΔＡｌが０．１０を超え
ると逆に靱性は急激に低下する。これは、Ｔｉ酸化物に
よる粒内フェライトの細粒化と、フリーＢによる初析フ
ェライト生成抑制効果が複合して初めて得られるもので
ある。
１に示すワイヤについて表３、図２の溶接条件、開先形
状による検討例を図１に示す。同図から明らかな如く、
ＡｌとＳｉＯ2 、ＴｉＯ2 の比ΔＡｌ｛Ａｌ−（０．０
１×ＳｉＯ2 ＋０．０２×ＴｉＯ2 ）｝が増加するに比
例して、溶接金属中のＴｉ量が増加する。このＴｉ量増
加に比例して溶接金属のｖＴｒｓは改善される。この効
果は、ＳｉＯ2 量が０．３％であるＡシリーズでは、Δ
Ａｌが０を以上で顕著となり、ΔＡｌが０．１０を超え
ると逆に靱性は急激に低下する。これは、Ｔｉ酸化物に
よる粒内フェライトの細粒化と、フリーＢによる初析フ
ェライト生成抑制効果が複合して初めて得られるもので
ある。
【００２０】一方、ＳｉＯ2 量が０．７％であるＢシリ
ーズは、ΔＡｌ増加により溶接金属のＴｉ量は増加する
が、靱性改善効果は小さい。この原因は、ＳｉＯ2 があ
る限界量を超えると、Ｔｉ酸化物と共に大型の複合酸化
物を形成し、その結果粒内フェライトの核生成サイトと
なる酸化物が不足してミクロ組織が微細化されないため
に生じるものである。
ーズは、ΔＡｌ増加により溶接金属のＴｉ量は増加する
が、靱性改善効果は小さい。この原因は、ＳｉＯ2 があ
る限界量を超えると、Ｔｉ酸化物と共に大型の複合酸化
物を形成し、その結果粒内フェライトの核生成サイトと
なる酸化物が不足してミクロ組織が微細化されないため
に生じるものである。
【００２１】本発明は以上の成分と残部は実質的に鉄か
らなるワイヤであるが、さらにこれに下記のようにＮ
ｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種以上を含有した
本発明ワイヤはさらに靱性の向上が期待できる。 Ｎｉ：０．４〜２．５％ Ｎｉは強度、低温靱性を確保するために添加するが、
０．４％未満では十分な靱性改善効果が得られず、また
２．５％を超えると高温割れが発生しやすくなるので
０．４〜２．５％とした。
らなるワイヤであるが、さらにこれに下記のようにＮ
ｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種以上を含有した
本発明ワイヤはさらに靱性の向上が期待できる。 Ｎｉ：０．４〜２．５％ Ｎｉは強度、低温靱性を確保するために添加するが、
０．４％未満では十分な靱性改善効果が得られず、また
２．５％を超えると高温割れが発生しやすくなるので
０．４〜２．５％とした。
【００２２】Ｍｏ：０．１〜０．３％ Ｍｏは、溶接金属の焼き戻し軟化抵抗を高め、大入熱溶
接におけるミクロ組織粗大化による強度の低下を防ぐた
め使用する。しかし、０．１％未満では上記効果が不足
し、また０．３％を超えるとＭｏ炭化物を析出し、溶接
金属を著しく硬化させ靱性を低下させるので０．１〜
０．３％とした。
接におけるミクロ組織粗大化による強度の低下を防ぐた
め使用する。しかし、０．１％未満では上記効果が不足
し、また０．３％を超えるとＭｏ炭化物を析出し、溶接
金属を著しく硬化させ靱性を低下させるので０．１〜
０．３％とした。
【００２３】Ｔｉ：０．０４〜０．１５％ Ｔｉは強脱酸剤であり、溶着金属の酸化を妨げ、Ｂの酸
化消耗を抑制する。また、溶接凝固過程の高温域でＴｉ
Ｎを形成してＮを固定するため、冷却過程でＢがＢＮと
なることを妨げ、γ粒界に偏析するフリーＢを確保する
上で必須の成分である。しかし、０．０４％未満では金
属Ｔｉのほとんどが酸化消耗し、溶接金属にＴｉＮを形
成する上で十分なＴｉが歩留らないため、上記効果が十
分得られず、ミクロ組織の微細化が不十分となり、靱性
改善効果が得られないので下限を０．０４％とした。ま
た、０．１５％を超えると炭化物を形成し、溶接金属が
過度に硬化する結果、著しく靱性が低下するので上限を
０．１５％とした。
化消耗を抑制する。また、溶接凝固過程の高温域でＴｉ
Ｎを形成してＮを固定するため、冷却過程でＢがＢＮと
なることを妨げ、γ粒界に偏析するフリーＢを確保する
上で必須の成分である。しかし、０．０４％未満では金
属Ｔｉのほとんどが酸化消耗し、溶接金属にＴｉＮを形
成する上で十分なＴｉが歩留らないため、上記効果が十
分得られず、ミクロ組織の微細化が不十分となり、靱性
改善効果が得られないので下限を０．０４％とした。ま
た、０．１５％を超えると炭化物を形成し、溶接金属が
過度に硬化する結果、著しく靱性が低下するので上限を
０．１５％とした。
【００２４】Ｚｒ：０．０４〜０．１５％ Ｚｒは強脱酸剤であり溶着金属の酸化を妨げ、かつ溶接
金属のミクロ組織を微細化し、靱性改善に効果がある。
しかし、０．０４％未満ではミクロ組織微細化による靱
性改善効果が得られず、また０．１５％を超えると炭化
物を形成し、著しく靱性を損なうので０．０４〜０．２
０％とした。
金属のミクロ組織を微細化し、靱性改善に効果がある。
しかし、０．０４％未満ではミクロ組織微細化による靱
性改善効果が得られず、また０．１５％を超えると炭化
物を形成し、著しく靱性を損なうので０．０４〜０．２
０％とした。
【００２５】以下実施例により本発明を説明する。
【００２６】
【実施例１】表２に示す軟鋼外皮を使用して作製した表
４に示すワイヤを用いて、表５及び図３に示す溶接条
件、開先形状により低温用Ａｌキルド鋼溶接継手を作製
した。この溶接継手から引張試験片及びシャルピー衝撃
試験片を採取し、機械試験を行った結果を表６に示し
た。また、−６０℃の吸収エネルギーが４７Ｊ以上あれ
ば良好な低温靱性を有するとした。
４に示すワイヤを用いて、表５及び図３に示す溶接条
件、開先形状により低温用Ａｌキルド鋼溶接継手を作製
した。この溶接継手から引張試験片及びシャルピー衝撃
試験片を採取し、機械試験を行った結果を表６に示し
た。また、−６０℃の吸収エネルギーが４７Ｊ以上あれ
ば良好な低温靱性を有するとした。
【００２７】表４においてＣ１〜Ｃ４が本発明ワイヤで
あり、Ｄ１〜Ｄ４が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＣ１〜Ｃ
４のワイヤによる溶接継手は、いずれも母材強度に適し
た強度を得ており、かつ良好な低温靱性を有する。一
方、Ｍｇ量が本発明の範囲未満で、またＡｌ量が本発明
の範囲未満で、かつΔＡｌが本発明の範囲未満である比
較ワイヤＤ１は、Ｍｇ量が不足するため溶接金属の酸素
量が高くなり、さらにミクロ組織微細化に有効な溶接金
属中のＴｉ量が十分確保できないため靱性改善が不足す
る。
あり、Ｄ１〜Ｄ４が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＣ１〜Ｃ
４のワイヤによる溶接継手は、いずれも母材強度に適し
た強度を得ており、かつ良好な低温靱性を有する。一
方、Ｍｇ量が本発明の範囲未満で、またＡｌ量が本発明
の範囲未満で、かつΔＡｌが本発明の範囲未満である比
較ワイヤＤ１は、Ｍｇ量が不足するため溶接金属の酸素
量が高くなり、さらにミクロ組織微細化に有効な溶接金
属中のＴｉ量が十分確保できないため靱性改善が不足す
る。
【００２８】Ｓｉ、Ｍｎ量が本発明の範囲未満である比
較ワイヤＤ２による溶接継手は、脱酸が不十分であるこ
とからＡｌ添加効果が不十分となり、溶接金属のミクロ
組織微細化に有効なＴｉ酸化物が不足するため著しく靱
性が低下している。また、脱酸が不足するためピットが
発生している。Ｓｉ、Ａｌ量が本発明の範囲を超え、Ｔ
ｉＯ2 、ＳｉＯ2 が本発明の範囲未満であるＤ３による
溶接継手は、Ｓｉ量が過剰であるためマトリックスの靱
性が低下することと、ＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 量に対しＡｌ
量が過多であるためΔＡｌが過剰となり、溶接金属中の
Ｔｉ量が著しく増加するため逆にＴｉ炭化物が多く生成
して溶接金属が硬化する結果靱性が低い。さらにＳｉＯ
2 が不足するため、スラグの流動性が悪くなり、ビード
が不揃いとなる。
較ワイヤＤ２による溶接継手は、脱酸が不十分であるこ
とからＡｌ添加効果が不十分となり、溶接金属のミクロ
組織微細化に有効なＴｉ酸化物が不足するため著しく靱
性が低下している。また、脱酸が不足するためピットが
発生している。Ｓｉ、Ａｌ量が本発明の範囲を超え、Ｔ
ｉＯ2 、ＳｉＯ2 が本発明の範囲未満であるＤ３による
溶接継手は、Ｓｉ量が過剰であるためマトリックスの靱
性が低下することと、ＴｉＯ2 、ＳｉＯ2 量に対しＡｌ
量が過多であるためΔＡｌが過剰となり、溶接金属中の
Ｔｉ量が著しく増加するため逆にＴｉ炭化物が多く生成
して溶接金属が硬化する結果靱性が低い。さらにＳｉＯ
2 が不足するため、スラグの流動性が悪くなり、ビード
が不揃いとなる。
【００２９】Ｍｎ、Ｍｇ量が本発明の範囲を超え、Ｓｉ
Ｏ2 量が本発明の範囲を超える比較ワイヤＤ４による溶
接継手は、Ｍｎ量が過剰であるため溶接金属が過度に硬
化したこと、さらにＳｉＯ2 量が過剰であるためミクロ
組織の微細化が不十分であることが相乗して著しく靱性
が低い。また、Ｍｇ量が過剰であるためビード形状が悪
化している。
Ｏ2 量が本発明の範囲を超える比較ワイヤＤ４による溶
接継手は、Ｍｎ量が過剰であるため溶接金属が過度に硬
化したこと、さらにＳｉＯ2 量が過剰であるためミクロ
組織の微細化が不十分であることが相乗して著しく靱性
が低い。また、Ｍｇ量が過剰であるためビード形状が悪
化している。
【００３０】即ち、本発明により、ルチール系フラック
ス入りワイヤの特長である良好な溶接作業性を確保し、
かつ溶接金属のミクロ組織を微細化することにより、ば
らつきが少なく良好な低温靱性を得ることができ、さら
に母材強度とバランスの取れた溶接金属強度を確保でき
ることが明かである。
ス入りワイヤの特長である良好な溶接作業性を確保し、
かつ溶接金属のミクロ組織を微細化することにより、ば
らつきが少なく良好な低温靱性を得ることができ、さら
に母材強度とバランスの取れた溶接金属強度を確保でき
ることが明かである。
【００３１】
【実施例２】実施例１と同様に、表２に示す軟鋼外皮を
使用して作製した表７に示すワイヤを用いて、表８及び
図４に示す溶接条件、開先形状により６０キロ級高張力
鋼溶接継手を作製した。この溶接継手から引張試験片及
びシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を行った結
果を表９に示した。また、−６０℃の吸収エネルギーが
４７Ｊ以上あれば良好な低温靱性を有するとした。
使用して作製した表７に示すワイヤを用いて、表８及び
図４に示す溶接条件、開先形状により６０キロ級高張力
鋼溶接継手を作製した。この溶接継手から引張試験片及
びシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を行った結
果を表９に示した。また、−６０℃の吸収エネルギーが
４７Ｊ以上あれば良好な低温靱性を有するとした。
【００３２】表７においてＥ１〜Ｅ６が本発明ワイヤで
あり、Ｆ１〜Ｆ４が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＥ１〜Ｅ
６のワイヤによる溶接継手は、表９に示す比較的大入熱
で使用された場合においても、母材強度に適した強度と
良好な低温靱性を得ている。
あり、Ｆ１〜Ｆ４が本発明の限定外にある比較ワイヤで
ある。フラックス組成を本発明の限定内としたＥ１〜Ｅ
６のワイヤによる溶接継手は、表９に示す比較的大入熱
で使用された場合においても、母材強度に適した強度と
良好な低温靱性を得ている。
【００３３】一方、Ｓｉ量が本発明の範囲未満で、Ｎｉ
量が本発明の範囲を超える比較ワイヤＦ１の場合は、Ｓ
ｉ量が脱酸が不足し、微小なブローホール、ピットが多
発することおよびＮｉ量が過剰であるため溶接金属が硬
化することとが相乗して溶接継手の靱性が低い。Ｔｉ、
Ｂ量が本発明の範囲を超える比較ワイヤＦ２の場合は、
Ｔｉ炭化物量が過剰に生成し、かつＢ量が過剰であるた
め溶接金属が著しく硬化するので、溶接継手の靱性が低
い。
量が本発明の範囲を超える比較ワイヤＦ１の場合は、Ｓ
ｉ量が脱酸が不足し、微小なブローホール、ピットが多
発することおよびＮｉ量が過剰であるため溶接金属が硬
化することとが相乗して溶接継手の靱性が低い。Ｔｉ、
Ｂ量が本発明の範囲を超える比較ワイヤＦ２の場合は、
Ｔｉ炭化物量が過剰に生成し、かつＢ量が過剰であるた
め溶接金属が著しく硬化するので、溶接継手の靱性が低
い。
【００３４】Ｍｇ、Ｍｏ、Ｚｒ量が本発明の範囲を超え
る比較ワイヤＦ３による溶接継手は、Ｍｇ量が過剰であ
るため溶接過程でのアーク長が著しく長くなり、そのた
めビードが不揃いとなっている。また、Ｍｏ、Ｚｒが過
剰であるため溶接金属が硬化し、靱性が低下している。
Ｂ量が本発明の範囲を超え、ＳｉＯ2 量が本発明の範囲
を超える比較ワイヤＦ４による溶接継手は、Ｂ量が過剰
であるため溶接金属が硬化することおよびＳｉＯ2 が過
剰であるためミクロ組織が微細化されないことが相乗し
て靱性が低い。
る比較ワイヤＦ３による溶接継手は、Ｍｇ量が過剰であ
るため溶接過程でのアーク長が著しく長くなり、そのた
めビードが不揃いとなっている。また、Ｍｏ、Ｚｒが過
剰であるため溶接金属が硬化し、靱性が低下している。
Ｂ量が本発明の範囲を超え、ＳｉＯ2 量が本発明の範囲
を超える比較ワイヤＦ４による溶接継手は、Ｂ量が過剰
であるため溶接金属が硬化することおよびＳｉＯ2 が過
剰であるためミクロ組織が微細化されないことが相乗し
て靱性が低い。
【００３５】即ち、本発明によれば、ルチール系フラッ
クス入りワイヤの特長である良好な溶接作業性を確保す
ることができ、かつ溶接入熱が大きくミクロ組織が粗大
化しやすい使用条件下においても、ミクロ組織微細化が
達成されるため、良好な低温靱性および母材強度とバラ
ンスの取れた溶接金属強度を得ることができる。以上が
本発明の主要構成であるが、アーク安定化や、少量のス
ラグの物性調整によるビード形状良好化を図るため、Ｎ
ａ2 Ｏ、Ｋ2 Ｏ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ 2 Ｏ3 、ＺｒＯ
2 、ＦｅＯ、Ｆｅ2 Ｏ3 などの酸化物を、その総量が７
％を超えない範囲で添加することができる。
クス入りワイヤの特長である良好な溶接作業性を確保す
ることができ、かつ溶接入熱が大きくミクロ組織が粗大
化しやすい使用条件下においても、ミクロ組織微細化が
達成されるため、良好な低温靱性および母材強度とバラ
ンスの取れた溶接金属強度を得ることができる。以上が
本発明の主要構成であるが、アーク安定化や、少量のス
ラグの物性調整によるビード形状良好化を図るため、Ｎ
ａ2 Ｏ、Ｋ2 Ｏ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、Ａｌ 2 Ｏ3 、ＺｒＯ
2 、ＦｅＯ、Ｆｅ2 Ｏ3 などの酸化物を、その総量が７
％を超えない範囲で添加することができる。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】
【表７】
【００４３】
【表８】
【００４４】
【表９】
【００４５】
【発明の効果 】以上に示したように、本発明ワイヤに
より初めてルチール系フラックス入りワイヤの特長であ
る優れた作業性を確保し、かつ清浄な溶着鋼を得ること
により低温での靱性を改善でき、また母材強度とバラン
スの取れた溶接継手強度を確保でき、さらには溶接能率
をも著しく改善できる。
より初めてルチール系フラックス入りワイヤの特長であ
る優れた作業性を確保し、かつ清浄な溶着鋼を得ること
により低温での靱性を改善でき、また母材強度とバラン
スの取れた溶接継手強度を確保でき、さらには溶接能率
をも著しく改善できる。
【００４６】従って、本発明によれば、低温靱性が要求
される高張力鋼を使用する構造物の溶接加工において溶
接部の品質向上、溶接能率の改善が図れる。
される高張力鋼を使用する構造物の溶接加工において溶
接部の品質向上、溶接能率の改善が図れる。
【図１】溶接金属の靱性、Ｔｉ量に及ぼすＡｌとＳｉＯ
2 、ＴｉＯ2 の比の影響を示す図である。
2 、ＴｉＯ2 の比の影響を示す図である。
【図２】図１の検討例の一つである開先形状を示す図で
ある。
ある。
【図３】実施例１における溶接継手を製作した開先形状
を示す図である。
を示す図である。
【図４】実施例２における溶接継手を製作した開先形状
を示す図である。
を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石出 博俊 東京都中央区築地三丁目５番４号 日鐵溶 接工業株式会社研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】 鋼製外皮中にワイヤ全重量に対して、 ＴｉＯ2 ：４．０〜６．５％、 ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５％、 Ｓｉ：０．４〜１．０％、 Ｍｎ：１．５〜３．０％、 Ａｌ：０．０７〜０．２０％、 Ｍｇ：０．４〜０．７％、 Ｂ：０．００２〜０．０１５％ を含有し、 Ａｌ、ＳｉＯ2 とＴｉＯ2 を ΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2 ＋０．０２×Ｔｉ
Ｏ2 ）、 ０≦ΔＡｌ≦０．１０ の範囲で添加した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。 - 【請求項２】 鋼製外皮中にワイヤ全重量に対して、 ＴｉＯ2 ：４．０〜６．５％、 ＳｉＯ2 ：０．１〜０．５％、 Ｓｉ：０．４〜１．０％、 Ｍｎ：１．５〜３．０％、 Ａｌ：０．０７〜０．２０％、 Ｍｇ：０．４〜０．７％、 Ｂ：０．００２〜０．０１５％ を含有し、かつ Ｎｉ：０．４〜２．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．３％、 Ｔｉ：０．０４〜０．１５％、 Ｚｒ：０．０４〜０．１５％ の１種または２種以上を含有する他、 Ａｌ、ＳｉＯ2 とＴｉＯ2 を ΔＡｌ＝Ａｌ−（０．０１×ＳｉＯ2 ＋０．０２×Ｔｉ
Ｏ2 ）、 ０≦ΔＡｌ≦０．１０ の範囲で添加した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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6760092A JPH05269593A (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6760092A JPH05269593A (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05269593A true JPH05269593A (ja) | 1993-10-19 |
Family
ID=13349578
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6760092A Pending JPH05269593A (ja) | 1992-03-25 | 1992-03-25 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05269593A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100344943B1 (ko) * | 2000-04-27 | 2002-07-20 | 고려용접봉 주식회사 | 내 아연 프라이머 성능과 저온 충격 인성이 우수한 가스쉴드 아크 용접용 메탈 코어드 와이어 |
| US6833530B2 (en) | 2001-04-09 | 2004-12-21 | Kiswel, Ltd. | Flux cored wire for gas shielded arc welding |
| JP2006281223A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kobe Steel Ltd | 低合金鋼溶接金属及びフラックス入りワイヤ |
| JP2013184204A (ja) * | 2012-03-08 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
| CN103391829A (zh) * | 2010-12-27 | 2013-11-13 | Posco公司 | 为焊接接头提供优异低温韧性和焊接性的药芯电弧焊丝以及使用其的焊接接头 |
-
1992
- 1992-03-25 JP JP6760092A patent/JPH05269593A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100344943B1 (ko) * | 2000-04-27 | 2002-07-20 | 고려용접봉 주식회사 | 내 아연 프라이머 성능과 저온 충격 인성이 우수한 가스쉴드 아크 용접용 메탈 코어드 와이어 |
| US6833530B2 (en) | 2001-04-09 | 2004-12-21 | Kiswel, Ltd. | Flux cored wire for gas shielded arc welding |
| JP2006281223A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Kobe Steel Ltd | 低合金鋼溶接金属及びフラックス入りワイヤ |
| CN103391829A (zh) * | 2010-12-27 | 2013-11-13 | Posco公司 | 为焊接接头提供优异低温韧性和焊接性的药芯电弧焊丝以及使用其的焊接接头 |
| US9492894B2 (en) | 2010-12-27 | 2016-11-15 | Posco | Flux-cored arc welding wire for providing superior toughness and weldability to a welded joint at a low temperature, and welded joint using same |
| JP2013184204A (ja) * | 2012-03-08 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | 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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