WO2018047880A1 - ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属 - Google Patents

ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属 Download PDF

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WO2018047880A1
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喜臣 岡崎
正樹 島本
秀徳 名古
晋也 磯野
真名 高和
秀司 笹倉
山上　雅史
石▲崎▼　圭人
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a flux-cored wire for gas shielded arc welding capable of obtaining a weld metal having good low temperature toughness, and the weld metal.
  • Patent Document 1 discloses a technique in which toughness at low temperatures is improved by controlling the chemical components of the weld metal and the amount of solute Ti.
  • the technique described in Patent Document 1 focuses on the generation of acicular ferrite in old ⁇ grains.
  • Patent Document 2 discloses a flux-cored wire for gas seal arc welding for high-strength steel having a tensile strength of 680 N / mm grade 2 or higher.
  • the technique described in Patent Document 2 defines the appropriate range of the content of C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr and Mo with respect to the total weight of the wire, and regulates the Ta addition amount,
  • the weight ratio of the metal powder in the flux is specified to ensure the strength corresponding to the base material strength and good toughness in a wide range of use from small heat input to large heat input and to further improve the work efficiency.
  • Patent Document 1 Although the toughness is improved by suppressing the formation of acicular ferrite in the old ⁇ grains, the viewpoint of reducing the stress concentration on inclusions and the brittle fracture surface ratio of the weld metal No attention is paid to the viewpoint of reduction. For this reason, the toughness of the weld metal when welding low-temperature steel was not sufficient.
  • Patent Document 2 no attention is paid to the viewpoint of alleviating the stress concentration on the inclusions and the viewpoint of reducing the brittle fracture surface ratio of the weld metal. For this reason, the toughness of the weld metal when welding low-temperature steel was not sufficient.
  • the present invention has been made in view of such problems, and when assembling a structure by gas shielded arc welding of low temperature steel, a flux-cored wire that can obtain a weld metal having good low temperature toughness, And its weld metal.
  • the brittle fracture surface ratio indicates the ratio of brittle fracture that occurs when a load is applied in the Charpy impact test.
  • the energy absorbed by the steel material by the time it reaches the fracture is significantly reduced, and the fracture proceeds easily.
  • the Charpy impact test it is considered to be an extremely important requirement not only to improve the absorbed energy at low temperatures but also to suppress the appearance of brittle fracture surfaces.
  • An oxide inclusion is a composite phase composed of various crystal phases in addition to a glass phase.
  • the glass phase has a lower Young's modulus than the parent phase of the weld metal and stress concentration tends to occur in the glass phase having a lower Young's modulus than the parent phase, there are many glass phases in the oxide inclusions. In this case, brittle fracture is likely to occur.
  • the present inventors have examined means for reducing the glass phase in the oxide inclusions in order to suppress brittle fracture.
  • the glass phase is focused on the fact that mainly of SiO 2, was further studied to reduce the SiO 2 in the oxide inclusions in the weld metal.
  • the inventors conceived that by adding Li, crystallization of oxide inclusions is promoted and the crystal structure generated by crystallization is controlled to a cubic system.
  • the cubic crystal structure exhibits excellent symmetry and has excellent crystal matching with the ferrite phase of iron, and thus functions as a transformation nucleus of acicular ferrite.
  • the weld metal structure becomes very fine, and an effect of reducing the brittle fracture surface ratio can be obtained.
  • the present inventors have studied means for reducing low-temperature toughness, particularly the brittle fracture surface ratio in a weld metal formed by gas shielded arc welding using a flux-cored wire, and inclusions that become the starting point of brittle fracture It has been found that the brittle fracture surface ratio is improved by detoxifying. In other words, the inclusions become the starting point of fracture because the deformability (Young's modulus) is different from that of the steel material. This causes stress concentration in the matrix around the inclusions and promotes brittle fracture. Thus, it has been found that the stress concentration is reduced and brittle fracture is suppressed by bringing the Young's modulus of inclusions close to the Young's modulus of steel.
  • a so-called Mn-deficient layer having a low Mn concentration is formed on the inclusion surrounding matrix in the weld metal produced using the flux-cored wire to which Li is added, and that AF generation is promoted.
  • the inventors have found that the AF promoting effect is improved by setting the Mn content in the weld metal to a predetermined value or more.
  • a layered Ti-rich phase having good lattice matching with the matrix is formed at the interface between the glass phase and the matrix in the inclusions, and this effectively functions as an AF nuclei.
  • a remarkably fine AF structure can be obtained even in the primary part where the structure tends to be coarse (generally, the second finding) Say).
  • the embodiment based on the first knowledge (hereinafter also referred to as the first embodiment) C: 0.03 to 0.12% by mass, Si in an amount equivalent to Si in the Si alloy and Si compound: 0.20 to 0.70 mass%, Mn: 1.0 to 4.0% by mass, Ti in terms of Ti in Ti alloy and Ti compound: 2.4 to 4.5% by mass, Al: 0.005 to 0.050 mass%, Li in terms of Li in Li alloy and Li compound: 0.01 to 0.10% by mass, Ni: 0.30 to 3.50% by mass and B: 0.0008 to 0.012% by mass, and Fe: 80% by mass or more,
  • the present invention relates to a flux-cored wire for gas shielded arc welding that satisfies Li / Si ⁇ 0.05.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding is selected from the group consisting of ZrO 2 : 0.02 to 0.50% by mass and Al 2 O 3 : 0.02 to 0.80% by mass with respect to the total mass of the wire. At least one may be further contained.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding is Cu: 0.40 mass% or less, Cr: 1.0 mass% or less, Mo: 0.35 mass% or less, Nb: 0.030, based on the total mass of the wire. You may further contain at least 1 chosen from the group which consists of a mass% or less and V: 0.050 mass% or less.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding includes at least one selected from the group consisting of Na and K: 1.0 mass% or less and Ca: 1.0 mass% or less per total mass of the wire. Furthermore, you may contain.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding may further contain Mg: 1.0% by mass or less per total mass of the wire.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding may further contain F: 1.0% by mass or less per total mass of the wire.
  • a preferred embodiment of the above-described flux-cored wire for gas shielded arc welding is one containing both Ni: 0.80 to 3.50 mass% and B: 0.0008 to 0.012 mass%.
  • this embodiment C 0.04 to 0.12% by mass, Si: 0.10 to 0.50 mass%, Mn: 0.80 to 3.00% by mass, Ti: 0.030 to 0.100 mass%, Al: 0.002 to 0.010 mass%, O: 0.030 to 0.070 mass%, N: more than 0 to 0.01% by mass; and Ni: 0.30 to 3.50% by mass and B: 0.0005 to 0.0070% by mass,
  • the balance is a weld metal consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal also relate to a weld metal satisfying the following requirements (1) and (2).
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfies Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 ⁇ 50% by mass.
  • the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal there are particles containing an oxide phase having a cubic crystal structure.
  • the weld metal is Cu: 0.40 mass% or less, Cr: 1.0 mass% or less, Mo: 0.35 mass% or less, Nb: 0.020 mass% or less, and V: 0.050 mass% or less. It may further contain at least one selected from the group consisting of
  • mode of the said weld metal is as follows. Ni: 0.80 to 3.50% by mass, and B: 0.0005 to 0.0070% by mass,
  • the embodiment based on the second knowledge C: 0.03 to 0.12% by mass, Si in Si equivalent amount in Si alloy and Si compound: 0.20 to 0.36 mass%, Mn: 2.5 to 3.3% by mass, Ti in terms of Ti in Ti alloy and Ti compound: 2.4 to 4.0% by mass, Ni: 1.00 to 3.50 mass%, B: more than 0 to 0.012% by mass and Ca: 0.03 to 1.0% by mass,
  • the present invention relates to a flux-cored wire for gas shielded arc welding containing Li: 0.01 to 0.10% by mass in terms of Li in the Li alloy and Li compound, and Fe: 80% by mass or more.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding is selected from the group consisting of ZrO 2 : 0.02 to 0.50% by mass and Al 2 O 3 : 0.02 to 0.80% by mass with respect to the total mass of the wire. At least one may be further contained.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding is Al: 0.005 to 0.050 mass%, Cu: 0.40 mass% or less, Cr: 1.0 mass% or less, Mo: You may further contain at least 1 chosen from the group which consists of 0.35 mass% or less, Nb: 0.030 mass% or less, and V: 0.050 mass% or less.
  • the flux-cored wire for gas shield arc welding may further contain a total of Na and K: 1.0% by mass or less per total mass of the wire.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding may further contain Mg: 1.0% by mass or less per total mass of the wire.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding may further contain F: 1.0% by mass or less per total mass of the wire.
  • this embodiment C 0.04 to 0.12% by mass, Si: 0.20 to 0.32 mass%, Mn: 1.80 to 2.30% by mass, Ti: 0.030 to 0.090 mass%, Ni: 1.00 to 3.50 mass%, B: more than 0 to 0.0070% by mass, Ca: 0.0003 to 0.010 mass%, N: more than 0 to 0.01% by mass, and O: 0.030 to 0.070% by mass,
  • the balance is a weld metal consisting of Fe and inevitable impurities
  • the weld metal is Al: 0.002 to 0.010 mass%, Cu: 0.40 mass% or less, Cr: 1.0 mass% or less, Mo: 0.35 mass% or less, Nb: 0.020 mass % Or less, and V: at least one selected from the group consisting of 0.050 mass% or less may further be contained.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding of the present embodiment (hereinafter also simply referred to as “flux-cored wire” or “wire”) is C: 0.03 to 0.12% by mass, Si alloy and Si: 0.20 to 0.70% by mass in terms of Si in Si compound, Mn: 1.0 to 4.0% by mass, Ti in Ti alloy and Ti equivalent in Ti compound: 2.4 ⁇ 4.5 mass%, Al: 0.005 to 0.050 mass%, Li: 0.01 to 0.10 mass% in terms of Li in Li alloy and Li compound, Ni: 0.30 to 3 .50% by mass and B: at least one of 0.0008 to 0.012% by mass and Fe: 80% by mass or more, and satisfying Li / Si ⁇ 0.05.
  • the amount of each component in the flux-cored wire for gas shield arc welding is the content relative to the total mass of the flux-cored wire for gas shield arc welding, that is, the content per total mass of the wire.
  • the percentage (mass%) based on mass is synonymous with the percentage (weight%) based on weight.
  • “ ⁇ ” means that the value is not less than the lower limit value and not more than the upper limit value.
  • C (C: 0.03-0.12% by mass) C is an element effective for increasing the strength of the weld metal. However, if C is excessive, the strength may increase excessively and the toughness may deteriorate. On the other hand, if the amount of C is too small, the strength may be insufficient, and coarse grain boundary ferrite that adversely affects toughness is generated. From the above viewpoint, the amount of C in the wire is 0.12% or less, preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less. Further, the amount of C in the wire is 0.03% or more, preferably 0.04% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Si Si as Si equivalent in Si alloy and Si compound: 0.20 to 0.70 mass%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer. It is also important for controlling the glass phase of oxide inclusions. However, if Si is excessive, the glass phase of oxide inclusions may increase and the toughness may decrease. On the other hand, if the amount of Si is too small, blow holes may occur due to insufficient deoxidation. Moreover, there exists a possibility that welding workability
  • the amount of Si in the wire is 0.20% or more, preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more, in terms of Si in the Si alloy and Si compound.
  • the Si source include potash glass and soda glass in addition to SiO 2 , K 2 SiF 6 and the like.
  • Mn 1.0 to 4.0% by mass
  • Mn is an element that acts as a deoxidizer and affects strength and toughness. However, if Mn is excessive, the strength becomes excessive and the hardenability becomes excessive, which may reduce the toughness. On the other hand, when Mn is too small, the strength may be insufficient, and coarse grain boundary ferrite that adversely affects toughness is generated. From the above viewpoint, the amount of Mn in the wire is 4.0% or less, preferably 3.0% or less, and more preferably 2.7% or less. Further, the amount of Mn in the wire is 1.0% or more, preferably 2.3% or more, more preferably 2.6% or more.
  • Ti in terms of Ti in Ti alloy and Ti compound 2.4 to 4.5 mass%
  • Ti is an element that acts as a deoxidizer.
  • the oxide inclusions act as nuclei for the acicular ferrite.
  • the Ti content in the wire is 4.5% or less, preferably 3.6% or less, more preferably 3.2% or less, in terms of Ti in the Ti alloy and Ti compound. It is.
  • the Ti amount in the wire is 2.4% or more, preferably 2.6% or more, more preferably 2.8% or more, in terms of Ti in the Ti alloy and Ti compound.
  • examples of the Ti source include TiO 2 .
  • Al 0.005 to 0.050 mass%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • the amount of Al in the wire is 0.050% or less, preferably 0.048% or less, and more preferably 0.045% or less.
  • the Al content in the wire is 0.005% or more, preferably 0.008% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • Li in terms of Li in Li alloy and Li compound 0.01 to 0.10% by mass
  • Li is an element that functions to control the crystal structure of oxide inclusions in the weld metal to a cubic system.
  • the amount of Li in the wire is 0.10% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less, in terms of Li in the Li alloy and Li compound. It is. Further, the amount of Li in the wire is 0.01% or more, preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, in terms of Li in the Li alloy and Li compound.
  • Ni is an element having an action of improving the toughness of the weld metal. It also has the effect of promoting the formation of acicular ferrite by delaying the formation of a grain boundary bainite structure that competes with acicular ferrite. However, if Ni is excessive, hot cracking may occur. In addition, the amount of martensite generated increases and the strength increases, which may reduce Charpy impact absorption energy. On the other hand, if there is too little Ni, the toughness may deteriorate.
  • B is an element having an effect of improving the toughness of the weld metal, and contributes to reducing the brittle fracture surface ratio at a low temperature by suppressing the grain boundary ferrite that adversely affects the toughness.
  • B is excessive, hot cracking may occur.
  • the amount of B is too small, the toughness may be deteriorated.
  • the wire of this embodiment contains at least one of Ni and B in a specific amount range. That is, when Ni is contained, from the above viewpoint, the amount of Ni in the wire is 3.50% or less, preferably 3.00% or less, more preferably 2.50% or less.
  • the amount of Ni in the wire is 0.30% or more, preferably 0.50% or more, and more preferably 1.50% or more.
  • the amount of B in a wire is 0.012% or less, Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.007% or less.
  • the amount of B in the wire is 0.0008% or more, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • Li / Si A parameter serving as an index of the cubic crystal structure in the oxide inclusions of the weld metal.
  • Li / Si is set to 0.05 or more, preferably 0.07 or more, more preferably 0.10 or more.
  • the balance of the flux cored wire of this embodiment is Fe and inevitable impurities.
  • the remaining Fe corresponds to Fe constituting the outer skin, iron powder attached to the flux, and Fe of alloy powder.
  • the flux-cored wire of the present embodiment contains Fe in an amount of 80% by mass or more, preferably 82% by mass or more, and more preferably 84% by mass or more.
  • the upper limit of Fe is not specifically limited, From the relationship with another component composition, it shall be 96 mass% or less, for example.
  • Examples of the remaining inevitable impurities include P, S, Sn, Pb, and Sb.
  • the flux-cored wire of the present embodiment is added with alloy elements other than the elements described above, a slag forming agent, an arc stabilizer, and the like as long as the effects of the present invention are not impaired. May be.
  • each element is added as an oxide or nitride, O and N are also contained in the remainder of the flux cored wire of this embodiment.
  • the flux-cored wire of the present embodiment may further contain a predetermined amount of at least one of the following components in addition to the components described above.
  • Cu 0.40 mass% or less
  • Cu is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the amount of Cu in the wire may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, Preferably it is 0.10% or more.
  • the amount of Cu in the wire is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less, and further preferably 0.25% or less.
  • Cr 1.0% by mass or less
  • Cr is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the Cr amount in the wire may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, Preferably it is 0.10% or more.
  • the Cr amount in the wire is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.6% or less.
  • Mo 0.35 mass% or less
  • Mo is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the amount of Mo in the wire may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, Preferably it is 0.10% or more.
  • the amount of Mo in the wire is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less, still more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20% or less. It is.
  • Nb is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the Nb amount in the wire may be more than 0%, preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, Preferably it is 0.008% or more.
  • the Nb content in the wire is preferably 0.030% or less, more preferably 0.020% or less, and further preferably 0.015% or less.
  • V (V: 0.050 mass% or less)
  • V is an element effective for ensuring the strength of the weld metal.
  • the V amount in the wire may be more than 0%, preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, Preferably it is 0.008% or more.
  • the amount of V in the wire is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • Na and K are elements that have the effect of improving arc stability and reducing the amount of spatter generated. However, when these elements are excessive, the moisture absorption resistance of the wire is deteriorated, and there is a possibility that a problem occurs in the cold crack resistance and the pore resistance. From the above viewpoint, when the wire contains one or more of Na and K, the total amount of Na and K in the wire may be more than 0%, preferably 0.005% or more, More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more. Further, the total amount of Na and K in the wire is preferably 1.0% or less, more preferably 0.50% or less, and further preferably 0.20% or less.
  • Ca 1.0% by mass or less
  • Ca is an element that has the effect of improving arc stability and reducing spatter.
  • the Ca content in the wire may be more than 0%, preferably 0.005% or more, more preferably 0.050% or more, Preferably it is 0.20% or more.
  • the Ca content in the wire is preferably 1.0% or less, more preferably 0.90% or less, and further preferably 0.70% or less.
  • Mg is an element that has the effect of improving arc stability and reducing spatter. However, if Mg is excessive, the amount of spatter generated increases on the contrary.
  • the amount of Mg in the wire may be more than 0%, preferably 0.005% or more, more preferably 0.050% or more, Preferably it is 0.20% or more. Further, the amount of Mg in the wire is preferably 1.0% or less, more preferably 0.90% or less, and still more preferably 0.70% or less.
  • the total amount of Mg and Ca is preferably 1.0% or less, more preferably 0.90% or less, and 0.70% or less. Is more preferable. Further, the total amount of Mg and Ca is preferably 0.005% or more, more preferably 0.050% or more, and further preferably 0.20% or more.
  • F (F: 1.0 mass% or less) F may be contained in the wire in order to adjust the spraying power (concentration) of the arc and to reduce the amount of diffused hydrogen in the deposited metal.
  • the F content in the wire may be more than 0%, preferably 0.010% or more, more preferably 0.025% or more. Preferably it is 0.050% or more.
  • the F content in the wire is preferably 1.0% or less, more preferably 0.60% or less, and further preferably 0.40% or less.
  • ZrO 2 is a component having an effect of improving the smoothness of the bead. However, if ZrO 2 becomes excessive, the bead shape in the vertical posture may be convex. On the other hand, if the amount of ZrO 2 is too small, the smoothness of the beads may be deteriorated. From the above viewpoint, when ZrO 2 is contained in the wire, the amount of ZrO 2 in the wire is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more. Further, the amount of ZrO 2 in the wire is preferably 0.50% or less, more preferably 0.45% or less.
  • Al 2 O 3 is a component having an effect of improving the smoothness of the bead. However, if Al 2 O 3 is excessive, bead conformability is deteriorated and spatter may be generated. On the other hand, when the Al 2 O 3 is too small, the smoothness of the bead may be deteriorated. From the above viewpoint, when Al 2 O 3 is contained in the wire, the amount of Al 2 O 3 in the wire is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more. Further, the amount of Al 2 O 3 in the wire is preferably 0.80% or less, and more preferably 0.60% or less. Note that Al 2 O 3 does not contain metal Al.
  • a preferred embodiment of the above-described flux-cored wire for gas shielded arc welding is one containing both Ni: 0.80 to 3.50 mass% and B: 0.0008 to 0.012 mass%.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding is Per total wire mass, C: 0.03 to 0.12% by mass, Si in an amount equivalent to Si in the Si alloy and Si compound: 0.20 to 0.70 mass%, Mn: 1.0 to 4.0% by mass, Ti in terms of Ti in Ti alloy and Ti compound: 2.4 to 4.5% by mass, Al: 0.005 to 0.050 mass%, Li in terms of Li in Li alloy and Li compound: 0.01 to 0.10% by mass, Ni: 0.80 to 3.50% by mass, B: 0.0008 to 0.012% by mass, and Fe: 80% by mass or more, It is a flux-cored wire for gas shielded arc welding that satisfies Li / Si ⁇ 0.05.
  • the oxide inclusions of the weld metal can be controlled to a cubic crystal structure for the reasons described above.
  • the oxide inclusions of the weld metal can be controlled to a cubic crystal structure for the reasons described above.
  • the oxide inclusions of the weld metal can be controlled to a cubic crystal structure for the reasons described above.
  • by containing both a specific amount of Ni and a specific amount of B while suppressing the formation of coarse grain boundary ferrite that adversely affects toughness, it suppresses grain boundary bainite that competes with acicular ferrite, Effectively improving the low temperature toughness, it is possible to increase the fine acicular ferrite (AF) structure produced from the inclusions. Thereby, the low temperature toughness can be further improved over the entire cross section of the weld metal structure.
  • the flux cored wire of this embodiment is typically a steel outer shell filled with flux.
  • the flux-cored wire according to the present embodiment is composed of a stainless steel or mild steel outer shell having a cylindrical shape and a flux filled in (inner side) the outer skin.
  • the flux-cored wire may be either a seamless type without a seam in the outer skin or a seam type with a seam in the outer skin. Further, the flux-cored wire may or may not be plated on the wire surface (outside of the outer skin).
  • the flux-cored wire of this embodiment When manufacturing the flux-cored wire of this embodiment, first, the flux is filled in the steel outer sheath. At that time, it is preferable to use mild steel or low alloy steel having good wire drawing workability for the outer skin. The composition and filling rate of the flux can be appropriately adjusted according to the composition and thickness of the outer skin so that the composition of the entire wire is in the above-described range. Next, the wire filled with the flux in the outer skin is reduced in diameter by drawing with a hole die or a roller die to obtain a flux-cored wire having a predetermined outer diameter.
  • the outer diameter of the flux-cored wire of this embodiment is not particularly limited, but is preferably 1.0 to 2.0 mm, more preferably 1.2 to 1.mm from the viewpoint of wire productivity. 6 mm.
  • the flux filling rate can be set to any value as long as each component in the wire is within the range of the present invention. However, the wire drawability and workability at the time of welding (feedability, etc.) can be set. From the viewpoint, it is preferably 10 to 25% by mass of the total mass of the wire, and more preferably 13 to 16% by mass.
  • this flux filling rate prescribes
  • the weld metal (low alloy steel weld metal) of this embodiment is C: 0.04 to 0.12 mass%, Si: 0.10 to 0.50 mass%, Mn: 0.80 to 3.00. % By mass, Ti: 0.030 to 0.100% by mass, Al: 0.002 to 0.010% by mass, O: 0.030 to 0.070% by mass, N: more than 0 to 0.01% by mass, And Ni: 0.30 to 3.50% by mass and B: 0.0005 to 0.0070% by mass, the balance being a weld metal consisting of Fe and inevitable impurities, The oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the metal satisfy the following requirements (1) and (2).
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfies Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 ⁇ 50% by mass.
  • the oxide inclusion particles there are particles containing an oxide phase having a cubic crystal structure.
  • the weld metal of the present embodiment is a weld metal excellent in low temperature toughness obtained by, for example, gas shield arc welding using the above-described flux-cored wire for gas shield arc welding.
  • each component amount in a weld metal is content with respect to the total mass of a weld metal, ie, content per total mass of a weld metal.
  • the reason for limiting the numerical value of the C amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the C amount in the wire described above. Accordingly, the amount of C in the weld metal is 0.12% or less, preferably 0.10% or less, and more preferably 0.08% or less. Further, the amount of C in the weld metal is 0.04% or more, preferably 0.05% or more, and more preferably 0.06% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Si amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the C amount in the wire. Accordingly, the amount of Si in the weld metal is 0.50% or less, preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less, and further preferably 0.30% or less. Further, the amount of Si in the weld metal is 0.10% or more, preferably 0.15% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the amount of Mn in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the amount of Mn in the wire described above. Accordingly, the amount of Mn in the weld metal is 3.00% or less, preferably 2.50% or less, and more preferably 1.90% or less. Further, the amount of Mn in the weld metal is 0.80% or more, preferably 1.20% or more, and more preferably 1.50% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Ti amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Ti amount in the wire. Accordingly, the Ti amount in the weld metal is 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.070% or less. Further, the Ti content in the weld metal is 0.030% or more, preferably 0.040% or more, more preferably 0.050% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Al amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Al amount in the wire described above. Accordingly, the amount of Al in the weld metal is 0.010% or less, preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less. Further, the amount of Al in the weld metal is 0.002% or more, preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more.
  • O is an element that contributes to slag formation that ensures welding workability. If O is excessive, oxide inclusions increase and the toughness may deteriorate. Moreover, when there is too little O, there exists a possibility that welding workability may deteriorate remarkably. From the above viewpoint, the amount of O in the weld metal is 0.070% or less, preferably 0.060% or less, and more preferably 0.055% or less. Further, the amount of O in the weld metal is 0.030% or more, preferably 0.035% or more, and more preferably 0.040% or more.
  • N more than 0 to 0.01% by mass If N is contained excessively, the strength may increase excessively and the toughness may be deteriorated, but it is difficult to suppress it to 0% industrially. Therefore, the N content in the weld metal is controlled to be more than 0 to 0.01%.
  • the amount of N is preferably 0.007% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • the reason for limiting the numerical value of the Ni content in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Ni content in the wire described above.
  • the reason for limiting the numerical value of the B amount in the weld metal is also the same as the reason for limiting the numerical value of the B amount in the wire described above.
  • the weld metal of this embodiment contains at least one of Ni and B in a specific amount range. When the weld metal contains Ni, the amount of Ni in the weld metal is 3.50% or less, preferably 3.00% or less, and more preferably 2.70% or less.
  • the amount of Ni in the wire is 0.30% or more, preferably 1.00% or more, more preferably 2.00% or more.
  • the amount of B in the weld metal is 0.0070% or less, preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the amount of B in the wire is 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • the balance of the weld metal of this embodiment is Fe and unavoidable impurities.
  • the remaining Fe is, for example, 90% by mass or more, preferably 90.5% by mass or more, and more preferably 91% by mass or more.
  • the upper limit of Fe is not specifically limited, From the relationship with another component composition, it shall be 98.7 mass% or less, for example.
  • the remaining inevitable impurities include components other than the above components (P, S, Sn, Pb, Sb, etc.), components to be described later, and components (Nb, V, Cu, etc.) that can be selectively contained. Inevitable inclusions are also applicable, and it is allowed to be contained within a range not impeding the effects of the present invention.
  • the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfy the following requirements (1) and (2).
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfies Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 ⁇ 50% by mass.
  • the particles of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal there are those containing an oxide phase having a cubic crystal structure.
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfies Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 ⁇ 50% by mass%.
  • Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 is a parameter indicating the composition of oxide inclusions. If it is less than 50%, the fine acicular ferrite structure starting from the inclusions may be reduced, and the low-temperature toughness may be reduced. is there. Therefore, in the weld metal of this embodiment, the average composition of oxide inclusions is mass%, and Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 satisfies 50% or more, preferably 55% or more, more preferably 65% or more. To control.
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal can be measured by an electron probe microprobe X-ray analysis (EPMA) method.
  • the oxide inclusions contain TiO 2 , MnO, Al 2 O 3 and SiO 2 , and the remaining components are inevitable oxides and inevitable fluorides.
  • the unavoidable oxide is an oxide inevitably contained by welding or the like, for example, ZrO 2, Cr 2 O 3 , Li 2 O, Na 2 O, MgO, CaO, FeO, Fe 3 O 4, Fe 2 O 3 is mentioned.
  • the inevitable fluoride CaF 2, and the like.
  • Inevitable oxides and inevitable fluorides may be included as long as the desired characteristics are obtained without adversely affecting the characteristics.
  • the total mass percentage of inevitable oxides and inevitable fluorides with respect to the total mass of the oxide inclusions is preferably generally less than 30%, more preferably 20% or less.
  • ZrO 2 , Cr 2 O 3 , Li 2 O, Na 2 O, CaO, MgO, FeO, Fe 3 O 4 , Fe 2 O 3 , and CaF 2 are each based on the total mass of the oxide inclusions. It can contain in the range whose mass percentage is less than 10%.
  • the number ratio of oxide inclusion particles containing an oxide phase having a cubic crystal structure may be greater than 0%. However, it is preferably 10% or more, more preferably 30% or more. Further, the upper limit of the number ratio is not particularly limited, and 100%, that is, an oxidation in which all particles of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal have a cubic crystal structure. It may contain a physical phase inside.
  • the calculation method of the number ratio will be described in detail in the column of Examples.
  • the composition of the wire used, the composition of the base material, various welding conditions, etc. May be adjusted as appropriate.
  • the weld metal of the present embodiment may further contain a predetermined amount of at least one of the following components.
  • the reason for limiting the numerical value of the amount of Cu in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the amount of Cu in the wire described above. From this, when Cu is contained in the weld metal, the Cu amount in the weld metal may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more. Further, the amount of Cu in the weld metal is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less, and further preferably 0.25% or less.
  • the Cr amount in the weld metal may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more. Further, the Cr content in the weld metal is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.6% or less.
  • the Mo amount in the weld metal may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more. Further, the amount of Mo in the weld metal is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less, still more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20%. It is as follows.
  • the reason for limiting the numerical value of the Nb amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Nb amount in the wire described above. From this, when Nb is contained in the weld metal, the amount of Nb in the weld metal may be more than 0%, preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, More preferably, it is 0.008% or more. Further, the Nb amount in the weld metal is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and further preferably 0.012% or less.
  • V 0.050 mass% or less
  • the amount of V in the weld metal may be more than 0%, preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, More preferably, it is 0.008% or more.
  • the V amount in the weld metal is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • the weld metal according to this preferred embodiment is C: 0.04 to 0.12% by mass, Si: 0.10 to 0.50 mass%, Mn: 0.80 to 3.00% by mass, Ti: 0.030 to 0.100 mass%, Al: 0.002 to 0.010 mass%, O: 0.030 to 0.070 mass%, N: more than 0 to 0.01% by mass, Ni: 0.80 to 3.50% by mass, and B: 0.0005 to 0.0070% by mass,
  • the balance is a weld metal consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfy the following requirements (1) and (2), and (1)
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal satisfies Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 ⁇ 50% by mass%.
  • the oxide inclusions are controlled to a cubic crystal structure for the reasons described above.
  • the inclusion of both a specific amount of Ni and a specific amount of B suppresses the formation of coarse grain boundary ferrite that adversely affects toughness, while suppressing grain boundary bainite that competes with acicular ferrite.
  • the number of fine acicular ferrite (AF) structures generated from inclusions which is effective in improving low temperature toughness, increases. Thereby, the low temperature toughness is further improved.
  • the acicular ferrite (AF) generation rate (%) is defined as (the number of inclusions acting from the acicular ferrite / the total number of inclusions) ⁇ 100, which contributes to the improvement of low temperature toughness. This is a parameter indicating the ability to generate acicular ferrite (AF).
  • the acicular ferrite generation rate in the weld metal of this embodiment is 15% or more, more preferably 18% or more, and further preferably 20% or more.
  • it is preferable that the acicular ferrite production rate in both the textured portion and the reheat coarse-grained region is 15% or more.
  • grains is defined as acicular ferrite, and acicular ferrite production rate (%) is measured based on a following formula. Acicular ferrite production rate (%) (number of inclusions acting from the starting point of the acicular ferrite / total number of inclusions) ⁇ 100
  • the weld metal of the present embodiment preferably has a tensile strength by a tensile test based on JIS Z2202 of more than 490 MPa, more preferably more than 690 MPa, and still more preferably more than 780 MPa.
  • the flux-cored wire for gas shielded arc welding of the present embodiment (hereinafter also simply referred to as “flux-cored wire” or “wire”) is C: 0.03 to 0.12% by mass, Si alloy and Si: 0.20 to 0.36% by mass in terms of Si in Si compound, Mn: 2.5 to 3.3% by mass, Ti in Ti alloy and Ti equivalent in Ti compound: 2.4 To 4.0 mass%, Ni: 1.00 to 3.50 mass%, B: more than 0 to 0.012 mass% and Ca: 0.03 to 1.0 mass%, in Li alloy and Li compound Li: 0.01 to 0.10% by mass in terms of Li and Fe: 80% by mass or more.
  • the amount of each component in the flux-cored wire for gas shield arc welding is the content relative to the total mass of the flux-cored wire for gas shield arc welding, that is, the content per total mass of the wire.
  • C (C: 0.03-0.12% by mass) C is an element effective for increasing the strength of the weld metal. However, if C is excessive, the strength may increase excessively and the toughness may deteriorate. On the other hand, if the amount of C is too small, the strength may be insufficient, and coarse grain boundary ferrite that adversely affects toughness is generated. From the above viewpoint, the amount of C in the wire is 0.12% or less, preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less. Further, the amount of C in the wire is 0.03% or more, preferably 0.04% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • Si in Si alloy and Si compound equivalent amount: 0.20 to 0.36 mass%) Si is an element that improves workability during welding. However, when Si is excessive, the Young's modulus of inclusions is suspended from the matrix, and brittle fracture at the starting point of inclusions is likely to occur. On the other hand, when there is too little Si, there exists a possibility that welding workability or toughness may fall. From the above viewpoint, the amount of Si in the wire is 0.36% or less, preferably 0.34% or less, more preferably 0.32% or less, in terms of Si in the Si alloy and Si compound. It is. Further, the Si amount in the wire is 0.20% or more, preferably 0.22% or more, more preferably 0.24% or more, in terms of Si in the Si alloy and Si compound.
  • examples of the Si source include potash glass and soda glass in addition to SiO 2 , K 2 SiF 6 and the like.
  • Mn is an element effective for improving the strength. However, if Mn is excessive, the strength becomes excessive and the toughness may be lowered. On the other hand, when Mn is too small, coarse grain boundary ferrite that adversely affects toughness is generated. From the above viewpoint, the amount of Mn in the wire is 3.3% or less, preferably 3.2% or less, and more preferably 3.1% or less. Further, the amount of Mn in the wire is 2.5% or more, preferably 2.6% or more, and more preferably 2.7% or more.
  • Ti in terms of Ti in Ti alloy and Ti compound 2.4 to 4.0 mass%
  • Ti is an element constituting inclusions.
  • the Ti content in the wire is 4.0% or less, preferably 3.8% or less, more preferably 3.5% or less, in terms of Ti in the Ti alloy and Ti compound. It is.
  • the Ti content in the wire is 2.4% or more, preferably 2.5% or more, and more preferably 2.6% or more, in terms of Ti in the Ti alloy and Ti compound.
  • examples of the Ti source include TiO 2 .
  • Ni is an element necessary for suppressing brittle fracture. Moreover, it has the effect
  • B (B: 0.012 mass% or less (excluding 0 mass%)) B is an element that contributes to reducing the brittle fracture surface ratio at a low temperature by suppressing grain boundary ferrite that adversely affects toughness. However, if B is excessive, hot cracking may occur. From the above viewpoint, the amount of B in the wire is 0.012% or less, preferably 0.010% or less, more preferably 0.007% or less. Further, the amount of B in the wire may be more than 0%, but is preferably 0.0008% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • Ca 0.03 to 1.0% by mass
  • Ca is a strong deoxidizing element, and by reducing Si during welding, glass phase inclusions (Si-based) having a Young's modulus lower than that of the matrix are reduced, contributing to improvement of toughness.
  • the Ca content in the wire is 0.03% or more, more preferably 0.04% or more, and still more preferably 0.05% or more.
  • the Ca content in the wire is preferably 1.0% or less, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.3% or less.
  • Li in terms of Li in Li alloy and Li compound: 0.01 to 0.10% by mass
  • Li is an element that acts to promote the formation of acicular ferrite by forming a so-called Mn-deficient layer having a low Mn concentration in the matrix surrounding the oxide inclusions in the weld metal.
  • Mn-deficient layer having a low Mn concentration in the matrix surrounding the oxide inclusions in the weld metal.
  • the amount of Li is too small, the Mn-deficient layer is not sufficiently formed and the toughness may be lowered.
  • the amount of Li in the wire is 0.10% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less, in terms of Li in the Li alloy and Li compound. It is. Further, the amount of Li in the wire is 0.01% or more, preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more, in terms of Li in the Li alloy and Li compound.
  • the balance of the flux cored wire of this embodiment is Fe and inevitable impurities.
  • the flux-cored wire of the present embodiment is added with alloy elements other than the elements described above, a slag forming agent, an arc stabilizer, and the like as long as the effects of the present invention are not impaired. May be. The details of the remaining part are the same as in the first embodiment.
  • the flux-cored wire of the present embodiment may further contain a predetermined amount of at least one of the following components in addition to the components described above.
  • Al 0.005 to 0.050 mass%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • the amount of Al in the wire when Al is contained is 0.050% or less, preferably 0.045% or less, and more preferably 0.042% or less.
  • the amount of Al in the wire is 0.005% or more, preferably 0.008% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • Cu 0.40 mass% or less
  • Cu may be contained in the wire up to 0.40% or less.
  • the reason for adding Cu and the preferred range are the same as those in the first embodiment.
  • Cr 1.0% by mass or less
  • Cr may be contained up to 1.0% or less in the wire.
  • the reason for adding Cr and the preferred range are the same as those in the first embodiment.
  • Nb 0.030 mass% or less
  • Nb may be contained in the wire up to 0.030% or less.
  • the reason for adding Nb and the preferred range are the same as in the first embodiment.
  • V (V: 0.050 mass% or less) V may be contained in the wire up to 0.050% or less.
  • the reason for adding V and the preferred range are the same as in the first embodiment.
  • Na and K may be contained in the wire in a total amount of 1.0% or less.
  • the reason for adding Na and K and the preferred range are the same as in the first embodiment.
  • Mg 1.0% by mass or less
  • Mg may be contained up to 1.0% or less in the wire.
  • the reason for adding Mg and the preferred range are the same as in the first embodiment.
  • F (F: 1.0 mass% or less) F may be contained up to 1.0% or less in the wire.
  • the reason for addition of F and the preferred range are the same as in the first embodiment.
  • ZrO 2 0.02 to 0.50 mass%
  • ZrO 2 may be contained in the wire in an amount of 0.02 to 0.50%.
  • the reason for adding ZrO 2 and the preferred range are the same as in the first embodiment.
  • Al 2 O 3 (Al 2 O 3 : 0.02 to 0.80 mass%) Al 2 O 3 may be contained in the wire in an amount of 0.02 to 0.80%.
  • the reason for adding Al 2 O 3 and the preferred range are the same as those in the first embodiment.
  • outer diameter, flux filling rate, etc. of the flux-cored wire of this embodiment those applied to the first embodiment are appropriately incorporated.
  • the weld metal of the present embodiment is a weld metal having both good low temperature toughness and high strength obtained by, for example, gas shield arc welding using the above-described flux-cored wire for gas shield arc welding.
  • each component amount in a weld metal is content with respect to the total mass of a weld metal, ie, content per total mass of a weld metal.
  • the reason for limiting the numerical value of the C amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the C amount in the wire described above. Accordingly, the amount of C in the weld metal is 0.12% or less, preferably 0.10% or less, and more preferably 0.08% or less. Further, the amount of C in the weld metal is 0.04% or more, preferably 0.05% or more, and more preferably 0.06% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Si amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the C amount in the wire. Accordingly, the amount of Si in the weld metal is 0.32% or less, preferably 0.30% or less, and more preferably 0.28% or less. Further, the amount of Si in the weld metal is 0.20% or more, preferably 0.22% or more, and more preferably 0.23% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the amount of Mn in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the amount of Mn in the wire described above. Accordingly, the amount of Mn in the weld metal is 2.30% or less, preferably 2.25% or less, and more preferably 2.20% or less. Further, the amount of Mn in the weld metal is 1.80% or more, preferably 1.85% or more, and more preferably 1.90% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Ti amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Ti amount in the wire. Accordingly, the Ti content in the weld metal is 0.090% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.070% or less. Further, the amount of Ti in the weld metal is 0.030% or more, preferably 0.040% or more, and more preferably 0.060% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Ca content in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Ca content in the wire described above. Accordingly, the Ca content in the weld metal is 0.01% or less, preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less. Further, the Ca content in the weld metal is 0.0003% or more, preferably 0.0004% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the reason for limiting the numerical value of the Ni content in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Ni content in the wire described above. Accordingly, the amount of Ni in the weld metal is 3.50% or less, preferably 3.00% or less, and more preferably 2.70% or less. Further, the amount of Ni in the wire is 1.00% or more, preferably 1.20% or more, and more preferably 2.00% or more.
  • the amount of B in the weld metal is preferably 0.0070% or less, more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.0010% or less. Further, the amount of B in the weld metal may be more than 0%, but is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more.
  • N more than 0 to 0.01% by mass If N is contained excessively, the strength may increase excessively and the toughness may be deteriorated, but it is difficult to suppress it to 0% industrially. Therefore, the N content in the weld metal is controlled to be more than 0 to 0.01%.
  • the amount of N is preferably 0.007% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • O is an element constituting inclusions. If O is insufficient, the number of inclusions that become the starting point of the acicular ferrite decreases, and the low-temperature toughness may deteriorate. On the other hand, when O is excessive, coarse inclusions increase, and the impact absorption energy at low temperatures may be reduced. From the above viewpoint, the amount of O in the weld metal is 0.070% or less, preferably 0.060% or less, and more preferably 0.055% or less. Further, the amount of O in the weld metal is 0.030% or more, preferably 0.035% or more, and more preferably 0.040% or more.
  • Fe and inevitable impurities The balance of the weld metal of this embodiment is Fe and unavoidable impurities. The details of the remaining Fe and inevitable impurities are the same as those in the first embodiment.
  • the acicular ferrite production rate is 15% or more.
  • the acicular ferrite (AF) generation rate (%) is defined as (the number of inclusions acting from the acicular ferrite / the total number of inclusions) ⁇ 100, which contributes to the improvement of low temperature toughness. This is a parameter indicating the ability to generate acicular ferrite (AF). If the acicular ferrite production rate is less than 15%, the fine acicular ferrite structure starting from inclusions is reduced, and the low-temperature toughness deteriorates. From the above viewpoint, the acicular ferrite generation rate in the weld metal of this embodiment is 15% or more, more preferably 18% or more, and further preferably 20% or more.
  • the weld metal of the present embodiment may further contain a predetermined amount of at least one of the following components.
  • the reason for limiting the numerical value of the Al amount in the weld metal is the same as the reason for limiting the numerical value of the Al amount in the wire described above. Accordingly, the amount of Al in the weld metal is 0.010% or less, preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less. Further, the amount of Al in the weld metal is 0.002% or more, preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more.
  • the amount of Cu in the weld metal may be more than 0%, but is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more. Further, the amount of Cu in the weld metal is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less, and further preferably 0.25% or less.
  • the Cr amount in the weld metal may be more than 0%, but is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more. Further, the Cr content in the weld metal is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.6% or less.
  • the Mo amount in the weld metal may be more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more. Further, the amount of Mo in the weld metal is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less, still more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20%. It is as follows.
  • the Nb amount in the weld metal may be more than 0%, but is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more. Further, the Nb amount in the weld metal is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and further preferably 0.012% or less.
  • V 0.050 mass% or less
  • the V amount in the weld metal may be more than 0%, but is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more. Further, the V amount in the weld metal is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • the amount of heat input is not particularly limited, but is preferably 2.5 kJ / mm or less. When the amount of heat input exceeds 2.5 kJ / mm, the cooling rate during welding decreases, so that a coarse structure is easily formed, and the toughness tends to decrease.
  • the shielding gas is not particularly limited, include a 20% by volume of CO 2, balance it is preferable to use a mixed gas consisting of Ar. When the amount of CO 2 exceeds 20% by volume, coarse oxides are likely to be formed, and the toughness tends to decrease.
  • the temperature between the preheating and the pass is not particularly limited, but is preferably 50 to 200 ° C.
  • the temperature is lower than 50 ° C., cracking during welding tends to occur.
  • it exceeds 200 degreeC it becomes easy to form a coarse structure by the cooling rate at the time of welding falling, and there exists a tendency for toughness to fall.
  • the base material is not particularly limited as long as the effects of the present invention can be obtained, and can be appropriately selected in consideration of the composition of the flux-cored wire for gas shield arc welding, welding conditions, and the like.
  • Examples 1-6, 8-13 and 15-31 Flux-cored wires of Examples 1 to 31 having the chemical composition shown in Table 1 below with a wire diameter of 1.2 mm and a flux filling rate of 13.5% were prepared. The balance of each flux cored wire is iron and inevitable impurities. Moreover, in Table 1, Si conversion amount represents Si conversion amount in Si alloy and Si compound, Ti conversion amount represents Ti conversion amount in Ti alloy and Ti compound, Li conversion amount represents Li alloy and The amount in terms of Ti in the Li compound is represented.
  • a SM490A steel plate having a thickness of 20 mm was provided with a 20 ° V-shaped groove, and gas shielded arc welding was performed using the flux-cored wire of each example under the following conditions.
  • Shield gas 20% CO 2 -80% Ar mixed gas
  • Polarity DCEP (DC bar plus)
  • Current-Voltage-Speed 280A-29V-35cpm
  • Heat input 1.4kJ / mm
  • Preheating temperature 100 ° C-110 ° C
  • Interpass temperature 140 ° C-160 ° C
  • Lamination method 7 layers 14 passes Welding posture: Downward
  • Table 2 shows the chemical composition of the weld metal according to each example obtained.
  • the balance of each weld metal is iron and unavoidable impurities.
  • Table 3 shows Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 in the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal according to each example.
  • the remainder of the average composition of the oxide type inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal according to each example is SiO 2 , inevitable oxides and inevitable fluorides.
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more included in the weld metal according to each example is determined based on the polished surface of the micro sample cut out from the weld metal by the electron beam microprobe X manufactured by JEOL Datum. Quantitative analysis was performed by observing with a line analyzer (Electron Probe X-ray Micro Analyzer: EPMA, trade name “JXA-8500F”). Details are as follows. The composition of the central part of the inclusion was quantitatively analyzed by wavelength dispersion spectroscopy of characteristic X-rays, with the observation area on the polished surface of the micro sample being 100 mm 2 .
  • the analysis target elements are Al, Si, Ti, Mg, Mn, Zr, Na, K, Cr, and O (oxygen), and the relationship between the X-ray intensity and the element concentration of each element using a known substance as a calibration curve in advance. Obtaining and quantifying the amount of elements contained in each inclusion from the X-ray intensity obtained from the inclusions to be analyzed and the calibration curve, and arithmetically averaging the results, the composition of the inclusions I was asked. Of the inclusions quantitatively analyzed in this way, inclusions having an oxygen (O) content of 5% by mass or more were defined as oxide inclusions.
  • O oxygen
  • the composition of the oxide is converted into a single oxide of each element from the ratio of X-ray intensity indicating the presence of these elements. Calculated. In this invention, what was converted into mass as the said single oxide was averaged, and it was set as the composition of the oxide.
  • the number ratio of the oxide inclusion particles having a cubic crystal structure among the oxide inclusion particles having a minor axis of 1 ⁇ m or more included in the weld metal according to each example is expressed as follows. The measurement was performed as described above. These results are also shown in Table 3.
  • the weld metal was cut into a longitudinal section, and a test piece for measuring the composition of oxide inclusions was cut out from the center.
  • the composition of oxide inclusions was quantitatively analyzed using an electron beam microprobe X-ray analyzer for an observation area of 100 mm 2 on the polished surface of the test piece.
  • the analysis target elements are Ca, Al, Si, Ti, Mg, Mn, Zr, Na, K, Cr, and O (oxygen), and the relationship between the X-ray intensity and element concentration of each element using a known substance.
  • the composition was as follows. Next, five oxide inclusions having an oxygen (O) content of 5% by mass or more were selected by the above method.
  • the selection criteria for the five oxide inclusions are five that are selected in order from the largest oxide inclusions in the observation area of 100 mm 2 . The reason why the oxide inclusions having the largest size is selected is that the toughness is considered to have a greater adverse effect as the size of the oxide inclusions increases.
  • the size of the oxide inclusions was compared by the value of “major axis ⁇ minor axis” of the oxide inclusions appearing on the observation surface.
  • the five selected oxide inclusions have a minor axis of 1 ⁇ m or more.
  • the target oxide-based inclusions were sliced to a thickness at which the oxide-based inclusions could be observed with a TEM by FIB method (Focused Ion Beam, focused ion beam processing method).
  • the apparatus used for thinning was a focused ion beam processing observation apparatus FB2000A manufactured by Hitachi, Ltd., the acceleration voltage was 30 kV, and Ga was used as an ion source.
  • the flaked oxide inclusions were observed by TEM.
  • the apparatus used for TEM observation is JEM-2010F, a field emission transmission electron microscope manufactured by JEOL, with an acceleration voltage of 200 kV, an imaging magnification of 10,000 times, and an overall magnification of 15,000 times or 30,000 times.
  • the identification analysis by electron diffraction was performed on each phase present in the oxide under the conditions, and it was confirmed whether or not a cubic crystal structure was exhibited.
  • the target oxide inclusion includes an oxide phase having a cubic crystal structure, it is determined as “an oxide inclusion having a cubic crystal structure” and measured five Of the oxide inclusions, the ratio of the number of “oxide inclusions having a cubic crystal structure” was measured.
  • the bead shape is raised in a standing posture, blowholes are generated, bead conformability is deteriorated, spatter is generated, bead smoothness is deteriorated, porosity resistance is deteriorated, welding workability is deteriorated, and hot cracking is generated.
  • the other characteristics are shown in Table 4 as other characteristics.
  • Example 1 the C content in the wire was as high as 0.14%, and the C content in the weld metal was as high as 0.14%, so that the low temperature toughness was poor. Further, since the amount of ZrO 2 in the wire was as high as 0.55%, the bead shape was convex in the standing posture. In Example 2, the Si equivalent amount in the wire was as high as 0.78%, Li / Si was as low as 0.04, and the Si amount in the weld metal was as high as 0.53%, so that the low temperature toughness was poor. In Example 8, since the Si equivalent amount in the wire was as low as 0.15% and the Si amount in the weld metal was as low as 0.08%, blow holes were generated.
  • Example 10 since the Al 2 O 3 content in the wire was as high as 0.87%, the bead conformability deteriorated and spatter occurred.
  • Example 9 since the Mn content in the wire was as high as 4.4% and the Mn content in the weld metal was as high as 3.04% by mass, the low temperature toughness was poor.
  • the amount of Al 2 O 3 in the wire was as low as 0.01%, the bead smoothness deteriorated.
  • Example 10 since the Ti equivalent amount in the wire was as high as 4.6% and the Ti amount in the weld metal was as high as 0.104%, the low temperature toughness was poor.
  • Example 11 since the Ti equivalent amount in the wire was as low as 2.0% and the Ti amount in the weld metal was as low as 0.027%, the low temperature toughness was inferior, and the bead shape was convexed in the vertical posture. And porosity resistance deteriorated.
  • Example 12 since the Al content in the wire was as high as 0.063% and the Al content in the weld metal was as high as 0.012%, the low temperature toughness was poor. Further, since the amount of ZrO 2 in the wire was as high as 0.01%, the bead smoothness deteriorated.
  • Example 13 since the Al content in the wire was as low as 0.003% and the Al content in the weld metal was as low as 0.001%, blow holes were generated and the bead smoothness deteriorated.
  • the Li equivalent in the wire is as low as 0.009%, and the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal have a cubic crystal structure. Since nothing containing an oxide phase was present, the low temperature toughness was poor.
  • Example 16 since there were no oxide inclusions having a cubic crystal structure among the particles of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal, low temperature toughness It was inferior to.
  • Example 17 since the Ni content in the wire was as high as 3.6% and the Ni content in the weld metal was as high as 3.62%, hot cracking occurred.
  • Example 18 the Ni content in the wire was as low as 0.1%, and the Ni content in the weld metal was as low as 0.26%, so that the low temperature toughness was poor.
  • Example 20 since the B content in the wire was as high as 0.0140% and the B content in the weld metal was as high as 0.0075%, hot cracking occurred.
  • Example 21 the B content in the wire was as low as 0.0006%, and the B content in the weld metal was as low as 0.0003%, so the low temperature toughness was poor.
  • the weld metals of Examples 3 to 6, 19 and 22 to 31 were excellent in low temperature toughness and other characteristics.
  • Examples 32-56 Also, flux-cored wires of Examples 32-56 having the chemical composition shown in Table 5 below with a wire diameter of 1.2 mm and a flux filling rate of 13.5% were prepared. Moreover, in Table 5, Si conversion amount represents Si conversion amount in Si alloy and Si compound, Ti conversion amount represents Ti conversion amount in Ti alloy and Ti compound, Li conversion amount represents Li alloy and The amount in terms of Li in the Li compound is represented.
  • a SM490A steel plate having a thickness of 20 mm was provided with a 20 ° V-shaped groove, and gas shielded arc welding was performed using the flux-cored wire of each example under the following conditions.
  • Shield gas 20% CO 2 -80% Ar mixed gas
  • Polarity DCEP (DC bar plus)
  • Current-Voltage-Speed 280A-29V-35cpm
  • Heat input 1.4kJ / mm
  • Preheating temperature 100 ° C-110 ° C
  • Interpass temperature 140 ° C-160 ° C
  • Lamination method 7 layers 14 passes Welding posture: Downward
  • Table 6 shows the chemical composition of the weld metal according to each example obtained.
  • the balance of each weld metal is iron and unavoidable impurities.
  • the Al 2 O 3 + MnO + TiO 2 in the average composition of the minor diameter 1 ⁇ m or more oxide inclusions contained in the weld metal of each example are shown in Table 6.
  • the remainder of the average composition of the oxide type inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more contained in the weld metal according to each example is SiO 2 , inevitable oxides and inevitable fluorides.
  • grains was defined as acicular ferrite, and the acicular ferrite production rate (%) was measured based on the following formula. Acicular ferrite production rate (%) (number of inclusions acting from the starting point of the acicular ferrite / total number of inclusions) ⁇ 100
  • the low temperature toughness was evaluated by the following evaluation test. That is, a Charpy impact test piece (JIS Z3111-4 V-notch test piece) was sampled perpendicularly to the weld line direction from the center of the plate thickness of the weld metal, and the absorbed energy at ⁇ 60 ° C. and in accordance with JIS Z2242. The brittle fracture surface ratio was measured. The notch positions were set at two locations, the center of the cross section of the weld metal (pass meeting portion) and the center of the pass including more reheat coarse grain regions. These evaluation results are shown in Table 6.
  • JIS Z3111-4 V-notch test piece JIS Z3111-4 V-notch test piece
  • the description in the “central part” column is an evaluation result using a test piece provided with a notch in the central part (pass meeting part) of the cross section of the weld metal, and there are more descriptions in the “shift” column. It is the evaluation result using the test piece which provided the notch in the center part of the path
  • the average value of three measurements was evaluated as being particularly excellent in low-temperature toughness when the absorbed energy at ⁇ 60 ° C. was 60 J or more and the brittle fracture surface ratio was 33% or less.
  • operativity is combined with Table 6, and is shown.
  • Ni: 0.80-3.50 mass% and B obtained using a wire containing both Ni: 0.80-3.50 mass% and B: 0.0008-0.012 mass%.
  • the weld metals of Examples 32 to 46 containing both 0.0005 to 0.0070% by mass and having an acicular ferrite production rate of 15% or more are absorbed at ⁇ 60 ° C. as an average value of three measurements.
  • the energy was 60 J or more and the brittle fracture surface ratio was 33% or less, which was particularly excellent in low temperature toughness.
  • Example 57 to 79 Flux-cored wires of Examples 57 to 79 having a wire diameter of 1.2 mm and a flux filling rate of 13.5% and chemical composition shown in Table 7 below were produced. The balance of each flux cored wire is iron and inevitable impurities. Moreover, in Table 7, Si conversion amount represents Si conversion amount in Si alloy and Si compound, Ti conversion amount represents Ti conversion amount in Ti alloy and Ti compound, Li conversion amount represents Li alloy and The amount in terms of Li in the Li compound is represented.
  • a SM490A steel plate having a thickness of 20 mm was provided with a 20 ° V-shaped groove, and gas shielded arc welding was performed using the flux-cored wire of each example under the following conditions.
  • Shield gas 20% CO 2 -80% Ar mixed gas
  • Polarity DCEP (DC bar plus)
  • Current-Voltage-Speed 280A-29V-35cpm
  • Heat input 1.4kJ / mm
  • Preheating temperature 100 ° C-110 ° C
  • Interpass temperature 140 ° C-160 ° C
  • Lamination method 7 layers 14 passes Welding posture: Downward
  • Table 8 shows the chemical composition of the weld metal according to each example obtained.
  • the balance of each weld metal is iron and unavoidable impurities.
  • grains was defined as acicular ferrite, and the acicular ferrite production rate (%) was measured based on the following formula. Acicular ferrite production rate (%) (number of inclusions acting from the starting point of the acicular ferrite / total number of inclusions) ⁇ 100
  • the low temperature toughness was evaluated by the following evaluation test.
  • Table 8 Specifically, a Charpy impact test piece (JIS Z3111-4 V-notch test piece) was taken from the center of the thickness of the weld metal in the direction perpendicular to the weld line, and the absorbed energy at ⁇ 60 ° C. in accordance with JIS Z 2242 ( vE ⁇ 60 ), brittle fracture surface ratio, and absorbed energy (vE ⁇ 80 ) at ⁇ 80 ° C. were measured. These evaluation results are shown in Table 8. The average value of the three measurements is that the absorbed energy at ⁇ 60 ° C. is 60 J or more, the brittle fracture surface ratio is 33% or less, and the absorbed energy at ⁇ 80 ° C. is 50 J or more. evaluated.
  • Example 73 since the Mn content in the wire was as low as 2.4% and the Mn content in the weld metal was as low as 1.78%, the low temperature toughness was poor.
  • Example 74 since the Si content in the wire was as low as 0.17% and the Si content in the weld metal was as low as 0.19%, the low temperature toughness was poor.
  • Example 75 the Ti content in the wire was as low as 2.2%, the Ni content in the wire was as low as 0.8%, the Ti content in the weld metal was as low as 0.028%, and the Ni content in the weld metal Was as low as 0.95%, and the rate of acicular ferrite formation in the weld metal was as low as 9%, so the low temperature toughness was poor.
  • Example 76 the Ti content in the wire is as high as 4.1%, the Ca content in the wire is as low as 0.025%, the Ti content in the weld metal is as high as 0.095%, and Ca is contained in the weld metal.
  • the low temperature toughness was inferior because it was not detected and the acicular ferrite generation rate in the weld metal was as low as 11%.
  • Example 77 the Si content in the wire was as high as 0.37%, and the Si content in the weld metal was as high as 0.33%, so that the low temperature toughness was poor.
  • Example 78 since the Mn content in the wire was as high as 3.4% and the Mn content in the weld metal was as high as 2.32%, the low temperature toughness was poor.
  • Example 79 the Li content in the wire was as low as 0.005%, and the acicular ferrite generation rate in the weld metal was as low as 12%, so the low temperature toughness was poor.
  • the weld metals of Examples 57 to 72 were excellent in low temperature toughness.

Abstract

本発明は、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０３～０．１２質量％、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．７０質量％、Ｍｎ：１．０～４．０質量％、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．５質量％、Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００８～０．０１２質量％のうちの少なくとも１つ、及びＦｅ：８０質量％以上を含有し、Ｌｉ／Ｓｉ≧０．０５を満足するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに関する。

Description

ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属
　本発明は、良好な低温靭性を有する溶接金属を得ることのできるガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ、及びその溶接金属に関する。
　近年、エネルギー開発はより寒冷の地域及び海域へと展開されており、これらの寒冷地域及び寒冷海域の構造物には、低温用鋼が使用されるに至っている。しかしながら、これらの寒冷地域及び寒冷海域の構造物には、従来の低温靭性要求に加え、構造物の稼動地域及び海域における気象条件を加味した構造物設計が実施されるようになっており、より高靭性の鋼材が求められている。更には、溶接の高能率化及び脱技能化を目的として、この種の低温用鋼の溶接にフラックス入りワイヤの適用の要求が高まっている。
　このような背景のもと、特許文献１には、溶接金属の化学成分及び固溶Ｔｉ量を制御することにより、低温における靭性を向上した技術が開示されている。特許文献１に記載された技術は、旧γ粒内におけるアシキュラーフェライトの生成に着目したものである。
　また、特許文献２には、引張強度が６８０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼用のガスシールアーク溶接用フラックス入りワイヤが開示されている。特許文献２に記載された技術は、ワイヤ全重量に対し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量の適正範囲を規定し、Ｔａ添加量を規制することにより、小入熱から大入熱までの広い使用範囲において母材強度に相当した強度及び良好な靭性を確保し、更に作業能率向上のため、フラックス中の金属粉の重量比率を規定したものである。
日本国特開２０００－２６３２８３号公報 日本国特開平３－２９４０９３号公報
　しかしながら、特許文献１では、旧γ粒内におけるアシキュラーフェライトの生成を抑制することにより靭性を向上させているが、介在物への応力集中を緩和する観点や、溶接金属の脆性破面率を低減する観点については何ら着目されていない。このため、低温用鋼を溶接したときの溶接金属の靭性は、十分なものではなかった。
　また、特許文献２では、介在物への応力集中を緩和する観点や、溶接金属の脆性破面率を低減する観点については何ら着目されていない。このため、低温用鋼を溶接したときの溶接金属の靭性は、十分なものではなかった。
　本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、低温用鋼をガスシールドアーク溶接して構造物を組み立てる際に、良好な低温靭性を有する溶接金属を得ることができるフラックス入りワイヤ、及びその溶接金属を提供することを目的とする。
　上述したように、特許文献１～２では、脆性破面率について検討されていない。ここで、脆性破面率は、シャルピー衝撃試験において荷重が加わった際に生じる脆性破壊の割合を示したものである。脆性破壊が発生した部位では、破壊に至るまでに鋼材に吸収されるエネルギーが著しく小さくなり、容易に破壊が進行するようになるため、特に、低温での破壊を抑制するためには、汎用のシャルピー衝撃試験において低温での吸収エネルギーを改善するのみならず、脆性破面の出現を抑制することが、極めて重要な要件であると考えられる。
　また、上述のように、エネルギー開発はより寒冷の地域及び海域へと展開されており、これらの寒冷地域及び寒冷海域の構造物としては低温靭性の改善が求められているが、特に、低温で使用する構造物としては、脆性破壊を伴う不安定破壊を回避して、低温環境下で使用される構造物の安全性をより一層高めることが重要である。ここで、フラックス入りワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接によって形成された低合金鋼溶接金属には、多量の酸素が含有され、その大部分は溶接金属中で酸化物系介在物として存在する。溶接金属が破壊する際、酸化物系介在物の周囲に応力集中が起こるが、特に低温の環境では酸化物系介在物周囲への応力集中により脆性破壊が促進されると考えられる。そのため、低温で使用する構造物の安全性をより一層高めるためには、脆性破壊を回避する必要があり、酸化物系介在物への応力集中を緩和することが重要になると考えられる。
　上記考察に基づき、本発明者らは、酸化物系介在物への応力集中を緩和する手法を検討した結果、酸化物系介在物に存在するガラス相を低減することが有効であることを新たに知見した。酸化物系介在物は、ガラス相の他、様々な結晶相からなる複合相である。ここで、ガラス相は溶接金属の母相に比べてヤング率が低く、母相に比べてヤング率の低いガラス相には応力集中しやすいため、酸化物系介在物にガラス相が多く存在する場合は脆性破壊が起こりやすくなる。
　そこで、本発明者らは、脆性破壊を抑制するため、酸化物系介在物中のガラス相を低減するための手段を検討した。また、ガラス相はＳｉＯ２を主体としていることに着目し、溶接金属の酸化物系介在物中のＳｉＯ２を低減することについてさらに検討した。
　更に、ガラス相の低減に際しては、Ｌｉ添加を行うことで、酸化物系介在物の結晶化を促進すると共に、結晶化で生成する結晶構造を立方晶系に制御することを着想した。ここで、本発明者らの知見によれば、立方晶系の結晶構造は、優れた対称性を示し、鉄のフェライト相と優れた結晶整合性を有するため、アシキュラーフェライトの変態核として機能し、溶接金属組織が非常に微細となり、脆性破面率の低減効果が得られる。また、酸化物系介在物を立方晶系の結晶構造に制御するため、ワイヤ中に含まれるＬｉ添加量と、ガラス相となるＳｉＯ２形成元素であるＳｉ添加量との比率（Ｌｉ／Ｓｉ）を制御することとした。そして、これらの知見に基づけば、溶接金属のシャルピー衝撃試験における低温での吸収エネルギーに加えて、低温での脆性破面率を改善できることを見出した（以上、第１の知見ともいう）。
　また、本発明者らは、フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属において、低温靭性、特に脆性破面率を低減する手段を検討し、脆性破壊の起点となる介在物を無害化することで、脆性破面率が改善されることを見出した。すなわち、介在物が破壊起点となるのは、鋼材と変形能（ヤング率）が異なるためであり、これによって、介在物周囲のマトリクスに応力集中が起こり、脆性破壊が助長される。そこで、介在物のヤング率を鋼材のヤング率に近づけることで、応力集中が低減され、脆性破壊が抑制されることを見出した。
　具体的には、強脱酸元素であるＣａをワイヤに添加し、溶接中にＳｉを還元させることで、マトリクスに比べヤング率が低いガラス相介在物（Ｓｉ系）を低減させた。加えて、低温靭性改善に有効な、介在物を起点として生成する微細アシキュラーフェライト（ＡＦ）組織の増加策を検討し、介在物組成を適切に制御するとともに、競合する粒界ベイナイトを抑制するよう成分を調整する（Ｎｉ及びＢの必須添加）ことで、低温靭性を改善するに足るＡＦ組織を得た。
　また、Ｌｉを添加したフラックス入りワイヤを用いて作製した溶接金属中の介在物周囲マトリクスには、Ｍｎ濃度の低い、いわゆるＭｎ欠乏層が形成され、ＡＦ生成が促進されることを明らかにするとともに、溶接金属中のＭｎ含有量を所定の値以上とすることで、ＡＦ促進効果が向上することを見出した。加えて、介在物中のガラス相とマトリクスとの界面に、マトリクスと良好な格子整合性を有する層状のＴｉリッチ相が生成し、これがＡＦ生成核として有効に機能することを見出した。
　そして、これらＭｎ欠乏層やＴｉリッチ相の作用を活用することで、一般に組織が粗大となりやすい原質部においても、著しく微細なＡＦ組織が得られることを見出した（以上、第２の知見ともいう）。
　すなわち、上記第１の知見に基づく実施形態（以下、第１の実施形態ともいう）は、ワイヤ全質量あたり、
　Ｃ：０．０３～０．１２質量％、
　Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．７０質量％、
　Ｍｎ：１．０～４．０質量％、
　Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．５質量％、
　Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、
　Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、
　Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００８～０．０１２質量％のうちの少なくとも１つ、及び
　Ｆｅ：８０質量％以上を含有し、
　Ｌｉ／Ｓｉ≧０．０５を満足するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに関する。
　上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、ＺｒＯ２：０．０２～０．５０質量％、及びＡｌ２Ｏ３：０．０２～０．８０質量％からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｍｏ：０．３５質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下、及びＶ：０．０５０質量％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、ＮａおよびＫの合計：１．０質量％以下、及びＣａ：１．０質量％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ｍｇ：１．０質量％以下をさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ｆ：１．０質量％以下をさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの好ましい一態様は、Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及びＢ：０．０００８～０．０１２質量％の両方を含有するものである。
　また、本実施形態は、
　Ｃ：０．０４～０．１２質量％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、
　Ｍｎ：０．８０～３．００質量％、
　Ｔｉ：０．０３０～０．１００質量％、
　Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％、
　Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％、
　Ｎ：０超～０．０１質量％、及び
　Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００５～０．００７０質量％のうちの少なくとも１つを含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、
　前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記要件（１）及び（２）を満足する溶接金属にも関する。
　（１）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧５０％を満足する。
　（２）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有する粒子が存在する。
　上記溶接金属は、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｍｏ：０．３５質量％以下、Ｎｂ：０．０２０質量％以下、及びＶ：０．０５０質量％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　また、上記溶接金属の好ましい一態様は、
　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及びＢ：０．０００５～０．００７０質量％の両方を含有し、
　下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００溶接金属である。
　また、上記第２の知見に基づく実施形態（以下、第２の実施形態ともいう）は、ワイヤ全質量あたり、
　Ｃ：０．０３～０．１２質量％、
　Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．３６質量％、
　Ｍｎ：２．５～３．３質量％、
　Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．０質量％、
　Ｎｉ：１．００～３．５０質量％、
　Ｂ：０超～０．０１２質量％以下、及び
　Ｃａ：０．０３～１．０質量％、
　Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、及び
　Ｆｅ：８０質量％以上を含有するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに関する。
　上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、ＺｒＯ２：０．０２～０．５０質量％、及びＡｌ２Ｏ３：０．０２～０．８０質量％からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｍｏ：０．３５質量％以下、Ｎｂ：０．０３０質量％以下、及びＶ：０．０５０質量％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、ＮａおよびＫの合計：１．０質量％以下をさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ｍｇ：１．０質量％以下をさらに含有してもよい。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ワイヤ全質量あたり、Ｆ：１．０質量％以下をさらに含有してもよい。
　また、本実施形態は、
　Ｃ：０．０４～０．１２質量％、
　Ｓｉ：０．２０～０．３２質量％、
　Ｍｎ：１．８０～２．３０質量％、
　Ｔｉ：０．０３０～０．０９０質量％、
　Ｎｉ：１．００～３．５０質量％、
　Ｂ：０超～０．００７０質量％、
　Ｃａ：０．０００３～０．０１０質量％、
　Ｎ：０超～０．０１質量％、及び
　Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、
　下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　溶接金属にも関する。
　上記溶接金属は、Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％、Ｃｕ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｍｏ：０．３５質量％以下、Ｎｂ：０．０２０質量％以下、及びＶ：０．０５０質量％以下からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有してもよい。
　本発明によれば、溶接金属として従来得られなかった低温靭性を得ることができるため、低温環境下で使用される構造物の安全性をより一層高めることができる。
　以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。
［第１の実施形態］
＜ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ＞
　本実施形態のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ（以下、単に「フラックス入りワイヤ」又は「ワイヤ」ともいう）は、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０３～０．１２質量％、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．７０質量％、Ｍｎ：１．０～４．０質量％、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．５質量％、Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００８～０．０１２質量％のうちの少なくとも１つ、及びＦｅ：８０質量％以上を含有し、Ｌｉ／Ｓｉ≧０．０５を満足するものである。
　以下において、本実施形態のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに含有される各成分量の数値限定理由について説明する。なお、以下において、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ中の各成分量は、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの全質量に対する含有量であり、すなわち、ワイヤ全質量あたりの含有量である。
　また、本明細書において、質量を基準とする百分率（質量％）は、重量を基準とする百分率（重量％）と同義である。また、「～」とはその下限の値以上、その上限の値以下であることを意味する。
（Ｃ：０．０３～０．１２質量％）
　Ｃは、溶接金属の強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｃが過剰であると、強度が過大に上昇して靱性が劣化するおそれがある。一方、Ｃが少なすぎると、強度が不足するおそれがあるとともに、靭性に悪影響をおよぼす粗大な粒界フェライトが生成するようになる。
　以上の観点から、ワイヤ中のＣ量は０．１２％以下であり、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。また、ワイヤ中のＣ量は０．０３％以上であり、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
（Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．７０質量％）
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素である。また、酸化物系介在物のガラス相の制御に重要である。ただし、Ｓｉが過剰であると、酸化物系介在物のガラス相が増加して靭性が低下するおそれがある。一方、Ｓｉが少なすぎると、脱酸不足によりブローホールが発生するおそれがある。また、溶接作業性が低下するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＳｉ量は、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量で、０．７０％以下であり、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。また、ワイヤ中のＳｉ量は、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量で、０．２０％以上であり、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
　ここで、Ｓｉ源としては、ＳｉＯ２、Ｋ２ＳｉＦ６等の他、カリガラス、ソーダガラス等も例示される。
（Ｍｎ：１．０～４．０質量％）
　Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、強度および靭性に影響する元素である。ただし、Ｍｎが過剰であると、強度が過大となるとともに、焼入れ性が過大となり靭性が低下するおそれがある。一方、Ｍｎが少なすぎると、強度が不足するおそれがあるとともに、靭性に悪影響をおよぼす粗大な粒界フェライトが生成するようになる。
　以上の観点から、ワイヤ中のＭｎ量は４．０％以下であり、好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．７％以下である。また、ワイヤ中のＭｎ量は１．０％以上であり、好ましくは２．３％以上であり、より好ましくは２．６％以上である。
（Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．５質量％）
　Ｔｉは、脱酸剤として作用する元素である。また、その酸化物系介在物がアシキュラーフェライトの核として作用する。ただし、Ｔｉが過剰であると、固溶Ｔｉが過多となり、強度が過大となるとともに、靭性が劣化するおそれがある。一方、Ｔｉが少なすぎると、フェライトが粗大化して靭性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＴｉ量は、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量で、４．５％以下であり、好ましくは３．６％以下であり、より好ましくは３．２％以下である。また、ワイヤ中のＴｉ量は、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量で、２．４％以上であり、好ましくは２．６％以上であり、より好ましくは２．８％以上である。
　ここで、Ｔｉ源としては、ＴｉＯ２等が挙げられる。
（Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％）
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。ただし、Ａｌが過剰であると、アシキュラーフェライトの核生成が妨げられ、靭性が劣化するおそれがある。一方、Ａｌが少なすぎると、脱酸不足によりブローホールが発生するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＡｌ量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０４８％以下であり、より好ましくは０．０４５％以下である。また、ワイヤ中のＡｌ量は０．００５％以上であり、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。
（Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％）
　Ｌｉは、溶接金属中の酸化物系介在物の結晶構造を立方晶系に制御する作用を果たす元素である。ただし、Ｌｉが過剰であると、ワイヤの耐吸湿性が劣化し、耐低温割れ性及び耐気孔性に問題が生じるおそれがある。一方、Ｌｉが少なすぎると、酸化物系介在物の結晶構造が立方晶系に制御できず、靭性が低下するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＬｉ量は、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量で、０．１０％以下であり、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。また、ワイヤ中のＬｉ量は、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量で、０．０１％以上であり、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。
（Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００８～０．０１２質量％のうちの少なくとも１つ）
　Ｎｉは、溶接金属の靭性を向上する作用を有する元素である。また、アシキュラーフェライトと競合する粒界ベイナイト組織の形成を遅らせることで、アシキュラーフェライト生成を促進する作用も有する。ただし、Ｎｉが過剰であると、高温割れが発生するおそれがある。また、マルテンサイト生成量が増え、強度が上昇することで、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低下するおそれがある。一方、Ｎｉが少なすぎると、靭性が劣化するおそれがある。
　同様に、Ｂは、溶接金属の靭性を向上する作用を有する元素であり、靭性に悪影響をおよぼす粒界フェライトを抑制することで、低温での脆性破面率低減に寄与する。ただし、Ｂが過剰であると、高温割れが発生するおそれがある。一方、Ｂが少なすぎると、靭性が劣化するおそれがある。
　本実施形態のワイヤは、Ｎｉ及びＢのうち少なくとも１種を特定の量範囲で含有する。
　すなわち、Ｎｉを含有する場合、上記の観点から、ワイヤ中のＮｉ量は３．５０％以下であり、好ましくは３．００％以下であり、より好ましくは２．５０％以下である。また、ワイヤ中のＮｉ量は０．３０％以上であり、好ましくは０．５０％以上であり、さらに好ましくは１．５０％以上である。
　また、Ｂを含有する場合、上記の観点から、ワイヤ中のＢ量は０．０１２％以下であり、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。また、ワイヤ中のＢ量は０．０００８％以上であり、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
（Ｌｉ／Ｓｉ≧０．０５）
　Ｌｉ／Ｓｉ：溶接金属の酸化物系介在物中の立方晶系の結晶構造の指標となるパラメータである。
　ここで、Ｌｉ／Ｓｉが小さすぎると、立方晶系の結晶構造を持つ酸化物系介在物が減少してガラス相が増加し、靭性が低下するおそれがある。したがって、本実施形態のワイヤでは、Ｌｉ／Ｓｉを０．０５以上、好ましくは０．０７以上、より好ましくは０．１０以上とする。
（Ｆｅおよび不可避的不純物）
　本実施形態のフラックス入りワイヤの残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　残部のＦｅは、外皮を構成するＦｅ、フラックスに添付されている鉄粉、合金粉のＦｅが相当する。本実施形態のフラックス入りワイヤは、Ｆｅを８０質量％以上含有し、好ましくは８２質量％以上含有し、さらに好ましくは８４質量％以上含有する。
　なお、Ｆｅの上限は特に限定されないが、他の成分組成との関係から、たとえば９６質量％以下とする。
　残部の不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｂなどが挙げられる。
　また、本実施形態のフラックス入りワイヤには、前述した各成分の他に、本発明の効果が阻害されない範囲で、前述した元素以外の合金元素、スラグ形成剤及びアーク安定剤などが添加されていてもよい。なお、各元素が酸化物や窒化物として添加された場合は、本実施形態のフラックス入りワイヤの残部にはＯやＮも含まれる。
　また、本実施形態のフラックス入りワイヤは、上述した各成分に加えて、さらに、下記の少なくとも１種の成分を所定量含有させてもよい。
（Ｃｕ：０．４０質量％以下）
　Ｃｕは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。ただし、Ｃｕが過剰になると、強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＣｕを含有させる場合、ワイヤ中のＣｕ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、ワイヤ中のＣｕ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
（Ｃｒ：１．０質量％以下）
　Ｃｒは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。ただし、Ｃｒが過剰になると、強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＣｒを含有させる場合、ワイヤ中のＣｒ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、ワイヤ中のＣｒ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
（Ｍｏ：０．３５質量％以下）
　Ｍｏは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。ただし、Ｍｏが過剰になると、強度が過大となり、靭性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＭｏを含有させる場合、ワイヤ中のＭｏ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、ワイヤ中のＭｏ量は、好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下であり、よりさらに好ましくは０．２０％以下である。
（Ｎｂ：０．０３０質量％以下）
　Ｎｂは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。ただし、Ｎｂが過剰になると、強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＮｂを含有させる場合、ワイヤ中のＮｂ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上である。また、ワイヤ中のＮｂ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
（Ｖ：０．０５０質量％以下）
　Ｖは、溶接金属の強度確保に有効な元素である。ただし、Ｖが過剰になると、強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＶを含有させる場合、ワイヤ中のＶ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上である。また、ワイヤ中のＶ量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
（ＮａおよびＫの合計：１．０質量％以下）
　ＮａおよびＫは、アーク安定性を向上させ、スパッタ発生量を低減させる効果を有する元素である。ただし、これら元素が過剰になると、ワイヤの耐吸湿性が劣化し、耐低温割れ性及び耐気孔性に問題が生じるおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＮａおよびＫのうちの１種以上を含有させる場合、ワイヤ中のＮａおよびＫの合計量は０％超であればよいが、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。また、ワイヤ中のＮａおよびＫの合計量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
（Ｃａ：１．０質量％以下）
　Ｃａは、アーク安定性を向上させ、スパッタを減少させる効果を有する元素である。ただし、Ｃａが過剰になると、スパッタ発生量がかえって増加してしまう。
　以上の観点から、ワイヤにＣａを含有させる場合、ワイヤ中のＣａ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上である。また、ワイヤ中のＣａ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
（Ｍｇ：１．０質量％以下）
　Ｍｇは、アーク安定性を向上させ、スパッタを減少させる効果を有する元素である。ただし、Ｍｇが過剰になると、スパッタ発生量がかえって増加してしまう。
　以上の観点から、ワイヤにＭｇを含有させる場合、ワイヤ中のＭｇ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上である。また、ワイヤ中のＭｇ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
　なお、ＭｇとＣａの両方を含有させる場合、ＭｇとＣａの合計量が１．０％以下であることが好ましく、０．９０％以下であることがより好ましく、０．７０％以下であることがさらに好ましい。また、ＭｇとＣａの合計量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上である。
（Ｆ：１．０質量％以下）
　Ｆは、アークの吹き付け力（集中性）を調整するため、及び、溶着金属中の拡散水素量を低減させるために、ワイヤ中に含有させてもよい。ただし、Ｆが過剰になると、ヒューム及びスパッタ発生量が増加するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＦを含有させる場合、ワイヤ中のＦ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２５％以上であり、さらに好ましくは０．０５０％以上である。また、ワイヤ中のＦ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以下である。
（ＺｒＯ２：０．０２～０．５０質量％）
　ＺｒＯ２は、ビードの平滑性を向上させる効果を有する成分である。ただし、ＺｒＯ２が過剰になると、立向姿勢でのビード形状が凸化するおそれがある。一方、ＺｒＯ２が少なすぎると、ビードの平滑性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＺｒＯ２を含有させる場合、ワイヤ中のＺｒＯ２量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。また、ワイヤ中のＺｒＯ２量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．４５％以下である。
（Ａｌ２Ｏ３：０．０２～０．８０質量％）
　Ａｌ２Ｏ３は、ビードの平滑性を向上させる効果を有する成分である。ただし、Ａｌ２Ｏ３が過剰になると、ビードなじみ性が劣化し、また、スパッタが発生するおそれがある。一方、Ａｌ２Ｏ３が少なすぎると、ビードの平滑性が劣化するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤにＡｌ２Ｏ３を含有させる場合、ワイヤ中のＡｌ２Ｏ３量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。また、ワイヤ中のＡｌ２Ｏ３量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。
　なお、Ａｌ２Ｏ３には、金属Ａｌは含まれないものとする。
　また、上記ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの好ましい一態様は、Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及びＢ：０．０００８～０．０１２質量％の両方を含有するものである。
　すなわち、本好ましい一態様に係るガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤとは、
　ワイヤ全質量あたり、
　Ｃ：０．０３～０．１２質量％、
　Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．７０質量％、
　Ｍｎ：１．０～４．０質量％、
　Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．５質量％、
　Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、
　Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、
　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、
　Ｂ：０．０００８～０．０１２質量％、及び
　Ｆｅ：８０質量％以上を含有し、
　Ｌｉ／Ｓｉ≧０．０５を満足するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤである。
　本態様のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤによれば、上述した理由により、溶接金属の酸化物系介在物を立方晶系の結晶構造に制御できる。加えて、特定量のＮｉ及び特定量のＢの両方を含有することで、靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界フェライトの生成を抑制しつつ、アシキュラーフェライトと競合する粒界ベイナイトを抑制し、低温靭性の改善に有効な、介在物を起点として生成する微細アシキュラーフェライト（ＡＦ）組織を増加することができる。これにより、溶接金属組織の全断面にわたって低温靱性をさらに改善することができる。
　本実施形態のフラックス入りワイヤは、典型的には鋼製外皮にフラックスを充填したものである。詳細には、本実施形態に係るフラックス入りワイヤは、筒状を呈するステンレス鋼または軟鋼製の外皮とその外皮の内部（内側）に充填されるフラックスからなる。なお、フラックス入りワイヤは、外皮に継目のないシームレスタイプ、外皮に継目のあるシームタイプのいずれの形態であってもよい。また、フラックス入りワイヤは、ワイヤ表面（外皮の外側）にメッキ等が施されていても施されていなくてもよい。
　つづいて、本実施形態のフラックス入りワイヤの製造方法の一実施形態について説明する。
　本実施形態のフラックス入りワイヤを製造する際は、先ず、鋼製外皮内にフラックスを充填する。その際、外皮には、伸線加工性が良好な軟鋼や低合金鋼を使用することが好ましい。また、フラックスの組成及び充填率は、ワイヤ全体の組成が前述した範囲になるよう外皮の組成や厚さなどに応じて適宜調整することができる。
　次に、外皮内にフラックスが充填されたワイヤを、孔ダイスやローラダイスを用いて伸線することにより縮径し、所定の外径を有するフラックス入りワイヤを得る。
　本実施形態のフラックス入りワイヤの外径は、特に限定されるものではないが、ワイヤの生産性の観点から、好ましくは１．０～２．０ｍｍであり、より好ましくは１．２～１．６ｍｍである。
　また、フラックス充填率は、ワイヤ中の各成分が本発明の範囲内であれば、任意の値に設定することができるが、ワイヤの伸線性及び溶接時の作業性（送給性など）の観点から、ワイヤ全質量の１０～２５質量％であることが好ましく、１３～１６質量％であることがより好ましい。なお、このフラックス充填率は、外皮内に充填されるフラックスの質量を、ワイヤ（外皮＋フラックス）の全質量に対する割合で規定したものである。
＜溶接金属＞
　また、本実施形態の溶接金属（低合金鋼溶接金属）は、Ｃ：０．０４～０．１２質量％、Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、Ｍｎ：０．８０～３．００質量％、Ｔｉ：０．０３０～０．１００質量％、Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％、Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％、Ｎ：０超～０．０１質量％、及びＮｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００５～０．００７０質量％のうちの少なくとも１つを含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記要件（１）及び（２）を満足するものである。
　（１）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧５０％を満足する。
　（２）前記酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有する粒子が存在する。
　本実施形態の溶接金属は、たとえば上述したガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接により得られる、低温靱性に優れた溶接金属である。
　以下において、本実施形態の溶接金属に含有される各成分量の数値限定理由について説明する。なお、溶接金属中の各成分量は、溶接金属の全質量に対する含有量であり、すなわち、溶接金属全質量あたりの含有量である。
（Ｃ：０．０４～０．１２質量％）
　溶接金属中のＣ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＣ量は０．１２％以下であり、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。また、溶接金属中のＣ量は０．０４％以上であり、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。
（Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％）
　溶接金属中のＳｉ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＳｉ量は０．５０％以下であり、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。また、溶接金属中のＳｉ量は０．１０％以上であり、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。
（Ｍｎ：０．８０～３．００質量％）
　溶接金属中のＭｎ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＭｎ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＭｎ量は３．００％以下であり、好ましくは２．５０％以下であり、より好ましくは１．９０％以下である。また、溶接金属中のＭｎ量は０．８０％以上であり、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。
（Ｔｉ：０．０３０～０．１００質量％）
　溶接金属中のＴｉ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＴｉ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＴｉ量は０．１００％以下であり、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。また、溶接金属中のＴｉ量は０．０３０％以上であり、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上である。
（Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％）
　溶接金属中のＡｌ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＡｌ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＡｌ量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。また、溶接金属中のＡｌ量は０．００２％以上であり、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４％以上である。
（Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％）
　Ｏは、溶接作業性を確保するスラグ形成に寄与する元素である。Ｏが過剰であると、酸化物系介在物が増加し、靭性が劣化するおそれがある。また、Ｏが少なすぎると、溶接作業性が著しく劣化するおそれがある。
　以上の観点から、溶接金属中のＯ量は０．０７０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５５％以下である。また、溶接金属中のＯ量は０．０３０％以上であり、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。
（Ｎ：０超～０．０１質量％）
　Ｎは、過剰に含有させると強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがあるが、工業的には０％に抑制することは困難である。
　したがって、溶接金属中のＮ量は、０超～０．０１％に制御する。Ｎ量は、好ましくは０．００７％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
（Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００５～０．００７０質量％のうちの少なくとも１つ）
　溶接金属中のＮｉ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＮｉ量の数値限定理由と同様である。
　また、溶接金属中のＢ量の数値限定理由も、上述したワイヤ中のＢ量の数値限定理由と同様である。
　本実施形態の溶接金属は、Ｎｉ及びＢのうち少なくとも１種を特定の量範囲で含有する。
　溶接金属にＮｉが含有される場合、溶接金属中のＮｉ量は３．５０％以下であり、好ましくは３．００％以下であり、より好ましくは２．７０％以下である。また、ワイヤ中のＮｉ量は０．３０％以上であり、好ましくは１．００％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。
　また、溶接金属にＢが含有される場合、溶接金属中のＢ量は０．００７０％以下であり、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。また、ワイヤ中のＢ量は０．０００５％以上であり、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
（Ｆｅおよび不可避的不純物）
　本実施形態の溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　残部のＦｅは、たとえば９０質量％以上であり、好ましくは９０．５質量％以上であり、さらに好ましくは９１質量％以上である。
　なお、Ｆｅの上限は特に限定されないが、他の成分組成との関係から、たとえば９８．７質量％以下とする。
　残部の不可避的不純物とは、前記成分以外の成分（Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｂ等）や、後述する成分であって選択的に含有されうる成分（Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ等）等が不可避的に含まれるものも該当し、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。
　また、本実施形態の溶接金属において、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物は、下記要件（１）及び（２）を満足する。
　（１）溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧５０％を満足する。
　（２）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有するものが存在する。
（要件（１））
　本実施形態の溶接金属において、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成は、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧５０％を満足する。
　ここで、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２は酸化物系介在物の組成を示すパラメータであり、５０％未満では、介在物を起点とする微細アシキュラーフェライト組織が減少し、低温靭性が低下するおそれがある。
　したがって、本実施形態の溶接金属では、酸化物系介在物の平均組成が、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２が５０％以上、好ましくは５５％以上、より好ましくは６５％以上を満足するように制御する。
　なお、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成は、電子線マイクロプローブＸ線分析（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）法により測定することができる。また、該酸化物系介在物は、ＴｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２を含有し、残部成分は不可避的酸化物と不可避的フッ化物である。不可避的酸化物とは、溶接等で不可避的に含まれる酸化物であり、例えば、ＺｒＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３が挙げられる。また、不可避的フッ化物としては、ＣａＦ２があげられる。不可避的酸化物や不可避的フッ化物は、前記特性に悪影響を及ぼさず、所望の特性が得られる限度において含まれてもよい。前記酸化物系介在物の全質量に対する不可避的酸化物や不可避的フッ化物の合計質量百分率は、おおむね、３０％未満であることが好ましく、２０％以下であることがより好ましい。又、ＺｒＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＦｅＯ、Ｆｅ３Ｏ４、Ｆｅ２Ｏ３、ＣａＦ２は、それぞれ、前記酸化物系介在物の全質量に対する質量百分率が１０％未満の範囲で、含有することができる。
（要件（２））
　また、本実施形態の溶接金属においては、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有する粒子が存在することが必要である。溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有するものが存在しないと、靱性が低下する。
　ここで、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有する粒子が存在するとは、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子のうちの、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を内部に含む酸化物系介在物の粒子の個数割合が０％超であればよいが、好ましくは１０％以上であり、より好ましくは３０％以上である。また、当該個数割合の上限は特に限定されるものではなく、１００％、すなわち溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の全ての粒子が立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を内部に含むものであってもよい。なお、当該個数割合の算出方法については、実施例の欄において詳述する。
　なお、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が上記要件（１）～（２）を満足するためには、使用するワイヤの組成、母材の組成、各種溶接条件等を適宜調整すればよい。
　また、本実施形態の溶接金属には、上述した各成分に加えて、さらに、下記の少なくとも１種の成分が所定量含有されてもよい。
（Ｃｕ：０．４０質量％以下）
　溶接金属中のＣｕ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣｕ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＣｕが含有される場合、溶接金属中のＣｕ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、溶接金属中のＣｕ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
（Ｃｒ：１．０質量％以下）
　溶接金属中のＣｒ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣｒ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＣｒが含有される場合、溶接金属中のＣｒ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、溶接金属中のＣｒ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
（Ｍｏ：０．３５質量％以下）
　溶接金属中のＭｏ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＭｏ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＭｏが含有される場合、溶接金属中のＭｏ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、溶接金属中のＭｏ量は、好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下であり、よりさらに好ましくは０．２０％以下である。
（Ｎｂ：０．０２０質量％以下）
　溶接金属中のＮｂ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＮｂ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＮｂが含有される場合、溶接金属中のＮｂ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上である。また、溶接金属中のＮｂ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
（Ｖ：０．０５０質量％以下）
　溶接金属中のＶ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＶ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＶが含有される場合、溶接金属中のＶ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上である。また、溶接金属中のＶ量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
　また、上記溶接金属の好ましい一態様は、
　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及びＢ：０．０００５～０．００７０質量％の両方を含有し、
　下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である溶接金属である。
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　すなわち、本好ましい一態様に係る溶接金属とは、
　Ｃ：０．０４～０．１２質量％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、
　Ｍｎ：０．８０～３．００質量％、
　Ｔｉ：０．０３０～０．１００質量％、
　Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％、
　Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％、
　Ｎ：０超～０．０１質量％、
　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及び
　Ｂ：０．０００５～０．００７０質量％を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、
　前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記要件（１）及び（２）を満足し、かつ、
　（１）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧５０％を満足する
　（２）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有する粒子が存在する
　下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　溶接金属である。
　本態様の溶接金属においては、上述した理由により、酸化物系介在物が立方晶系の結晶構造に制御される。加えて、特定量のＮｉ及び特定量のＢの両方が含有されていることで、靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界フェライトの生成が抑制されつつ、アシキュラーフェライトと競合する粒界ベイナイトが抑制され、低温靭性の改善に有効な、介在物を起点として生成する微細アシキュラーフェライト（ＡＦ）組織が増加する。これにより、低温靱性がさらに改善される。
　ここで、アシキュラーフェライト（ＡＦ）生成率（％）とは、（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００で規定される、低温靭性の改善に寄与する微細アシキュラーフェライト（ＡＦ）の生成能を示すパラメータである。
　以上の観点から、本態様の溶接金属におけるアシキュラーフェライト生成率は、１５％以上、より好ましくは１８％以上、さらに好ましくは２０％以上である。
　なお、本態様においては、凝固まま組織部、および再熱粗粒域の両方におけるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上であることが好ましい。
　なお、アシキュラーフェライト生成率は、以下のようにして測定することができる。
　まず、溶接金属を溶接方向に垂直な面で切断し、ナイタール（硝酸：エタノール=５：９５）腐食液でエッチングする。つづいて、最終パス原質部の１６５μｍ×２１９μｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で４視野撮影し、写りこんだ介在物粒子のうち、円相当径が１．５μｍ以上のものを選定する。そして、介在物粒子を起点に放射上に伸張した組織を、アシキュラーフェライトと定義し、下記式に基づきアシキュラーフェライト生成率（％）を測定する。
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　また、本実施形態の溶着金属は、ＪＩＳ　Ｚ２２０２に準拠した引張り試験による引張り強度が４９０ＭＰａ超であることが好ましく、６９０ＭＰａ超であることがより好ましく、７８０ＭＰａ超であることがさらに好ましい。
［第２の実施形態］
＜ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ＞
　本実施形態のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ（以下、単に「フラックス入りワイヤ」又は「ワイヤ」ともいう）は、ワイヤ全質量あたり、Ｃ：０．０３～０．１２質量％、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．３６質量％、Ｍｎ：２．５～３．３質量％、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．０質量％、Ｎｉ：１．００～３．５０質量％、Ｂ：０超～０．０１２質量％以下、及びＣａ：０．０３～１．０質量％、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、及びＦｅ：８０質量％以上を含有するものである。
　以下において、本実施形態のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに含有される各成分量の数値限定理由について説明する。なお、以下において、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ中の各成分量は、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの全質量に対する含有量であり、すなわち、ワイヤ全質量あたりの含有量である。
（Ｃ：０．０３～０．１２質量％）
　Ｃは、溶接金属の強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｃが過剰であると、強度が過大に上昇して靱性が劣化するおそれがある。一方、Ｃが少なすぎると、強度が不足するおそれがあるとともに、靭性に悪影響をおよぼす粗大な粒界フェライトが生成するようになる。
　以上の観点から、ワイヤ中のＣ量は０．１２％以下であり、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。また、ワイヤ中のＣ量は０．０３％以上であり、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
（Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．３６質量％）
　Ｓｉは、溶接時の作業性を改善する元素である。ただし、Ｓｉが過剰であると、介在物のヤング率がマトリクスから懸隔したものとなり、介在物起点の脆性破壊が発生しやすくなる。一方、Ｓｉが少なすぎると、溶接作業性、あるいは靭性が低下するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＳｉ量は、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量で、０．３６％以下であり、好ましくは０．３４％以下であり、より好ましくは０．３２％以下である。また、ワイヤ中のＳｉ量は、Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量で、０．２０％以上であり、好ましくは０．２２％以上であり、より好ましくは０．２４％以上である。
　ここで、Ｓｉ源としては、ＳｉＯ２、Ｋ２ＳｉＦ６等の他、カリガラス、ソーダガラス等も例示される。
（Ｍｎ：２．５～３．３質量％）
　Ｍｎは、強度の向上に有効な元素であるが、Ｍｎが過剰であると、強度が過大となり靭性が低下するおそれがある。一方、Ｍｎが少なすぎると、靭性に悪影響をおよぼす粗大な粒界フェライトが生成するようになる。
　以上の観点から、ワイヤ中のＭｎ量は３．３％以下であり、好ましくは３．２％以下であり、より好ましくは３．１％以下である。また、ワイヤ中のＭｎ量は２．５％以上であり、好ましくは２．６％以上であり、より好ましくは２．７％以上である。
（Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．０質量％）
　Ｔｉは、介在物を構成する元素である。ただし、Ｔｉが過剰であると、強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがある。一方、Ｔｉが少なすぎると、介在物起点のアシキュラーフェライトの生成が低調となり、低温靱性が確保できなくなるおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＴｉ量は、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量で、４．０％以下であり、好ましくは３．８％以下であり、より好ましくは３．５％以下である。また、ワイヤ中のＴｉ量は、Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量で、２．４％以上であり、好ましくは２．５％以上であり、より好ましくは２．６％以上である。
　ここで、Ｔｉ源としては、ＴｉＯ２等が挙げられる。
（Ｎｉ：１．００～３．５０質量％）
　Ｎｉは、脆性破壊の抑制に必要な元素である。また、アシキュラーフェライト（ＡＦ）と競合する粒界ベイナイト組織の形成を遅らせることで、ＡＦの生成を促進する作用も有する。ただし、Ｎｉが過剰であると、マルテンサイト生成量が増え、強度が上昇することで、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低下するおそれがある。一方、Ｎｉが少なすぎると、靱性が低下するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＮｉ量は３．５０％以下であり、好ましくは３．００％以下であり、より好ましくは２．７０％以下である。また、ワイヤ中のＮｉ量は１．００％以上であり、好ましくは１．２０％以上であり、さらに好ましくは２．００％以上である。
（Ｂ：０．０１２質量％以下（０質量％を含まない））
　Ｂは、靭性に悪影響をおよぼす粒界フェライトを抑制することで、低温での脆性破面率低減に寄与する元素である。ただし、Ｂが過剰であると、高温割れが発生するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＢ量は０．０１２％以下であり、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００７％以下である。また、ワイヤ中のＢ量は、０％超であればよいが、好ましくは０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
（Ｃａ：０．０３～１．０質量％）
　Ｃａは、強脱酸元素であり、溶接中にＳｉを還元することで、マトリクスに比べヤング率が低いガラス相介在物（Ｓｉ系）を低減し、靱性改善に寄与する。ただし、Ｃａが過剰であると、アシキュラーフェライトの生成量が低下し、靭性が劣化するおそれがある。一方、Ｃａが少なすぎると、ガラス相介在物が増加して靱性が低下するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＣａ量は０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。また、ワイヤ中のＣａ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
（Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％）
　Ｌｉは、溶接金属中の酸化物系介在物の周囲母相に、Ｍｎ濃度の低い、いわゆるＭｎ欠乏層を形成することで、アシキュラーフェライト形成を促進する作用を果たす元素である。ただし、Ｌｉが過剰であると、ワイヤの耐吸湿性が劣化し、耐低温割れ性及び耐気孔性に問題が生じるおそれがある。一方、Ｌｉが少なすぎると、Ｍｎ欠乏層が十分に形成されず、靭性が低下するおそれがある。
　以上の観点から、ワイヤ中のＬｉ量は、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量で、０．１０％以下であり、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。また、ワイヤ中のＬｉ量は、Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量で、０．０１％以上であり、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。
（Ｆｅおよび不可避的不純物）
　本実施形態のフラックス入りワイヤの残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、本実施形態のフラックス入りワイヤには、前述した各成分の他に、本発明の効果が阻害されない範囲で、前述した元素以外の合金元素、スラグ形成剤及びアーク安定剤などが添加されていてもよい。残部についての詳細は、第１の実施形態と同様である。
　また、本実施形態のフラックス入りワイヤは、上述した各成分に加えて、さらに、下記の少なくとも１種の成分を所定量含有させてもよい。
（Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％）
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。ただし、Ａｌが過剰であると、介在物起点のアシキュラーフェライトの生成が低調となり、低温靱性が確保できなくなるおそれがある。一方、Ａｌが少なすぎると、脱酸不足によりブローホールが発生するおそれがある。
　以上の観点から、Ａｌを含有させる場合のワイヤ中のＡｌ量は０．０５０％以下であり、好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４２％以下である。また、Ａｌを含有させる場合のワイヤ中のＡｌ量は０．００５％以上であり、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。
（Ｃｕ：０．４０質量％以下）
　Ｃｕは、ワイヤ中に０．４０％以下まで含有させてもよい。なお、Ｃｕの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（Ｃｒ：１．０質量％以下）
　Ｃｒは、ワイヤ中に１．０％以下まで含有させてもよい。なお、Ｃｒの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（Ｎｂ：０．０３０質量％以下）
　Ｎｂは、ワイヤ中に０．０３０％以下まで含有させてもよい。なお、Ｎｂの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（Ｖ：０．０５０質量％以下）
　Ｖは、ワイヤ中に０．０５０％以下まで含有させてもよい。なお、Ｖの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（ＮａおよびＫの合計：１．０質量％以下）
　ＮａおよびＫは、ワイヤ中に合計量で１．０％以下まで含有させてもよい。なお、ＮａおよびＫの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（Ｍｇ：１．０質量％以下）
　Ｍｇは、ワイヤ中に１．０％以下まで含有させてもよい。なお、Ｍｇの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（Ｆ：１．０質量％以下）
　Ｆは、ワイヤ中に１．０％以下まで含有させてもよい。なお、Ｆの添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（ＺｒＯ２：０．０２～０．５０質量％）
　ＺｒＯ２は、ワイヤ中に０．０２～０．５０％含有させてもよい。なお、ＺｒＯ２の添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
（Ａｌ２Ｏ３：０．０２～０．８０質量％）
　Ａｌ２Ｏ３は、ワイヤ中に０．０２～０．８０％含有させてもよい。なお、Ａｌ２Ｏ３の添加理由及び好適範囲は、第１の実施形態と同様である。
　また、本実施形態のフラックス入りワイヤの製造方法、外径、フラックス充填率等も、第１の実施形態に適用されるものが適宜援用される。
＜溶接金属＞
　また、本実施形態の溶接金属（低合金鋼溶接金属）は、Ｃ：０．０４～０．１２質量％、Ｓｉ：０．２０～０．３２質量％、Ｍｎ：１．８０～２．３０質量％、Ｔｉ：０．０３０～０．０９０質量％、Ｎｉ：１．００～３．５０質量％、Ｂ：０超～０．００７０質量％、Ｃａ：０．０００３～０．０１０質量％、Ｎ：０超～０．０１質量％、及びＯ：０．０３０～０．０７０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　溶接金属である。
　本実施形態の溶接金属は、たとえば上述したガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接により得られる、良好な低温靱性と高い強度を併せ持つ溶接金属である。
　以下において、本実施形態の溶接金属に含有される各成分量の数値限定理由について説明する。なお、溶接金属中の各成分量は、溶接金属の全質量に対する含有量であり、すなわち、溶接金属全質量あたりの含有量である。
（Ｃ：０．０４～０．１２質量％）
　溶接金属中のＣ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＣ量は０．１２％以下であり、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。また、溶接金属中のＣ量は０．０４％以上であり、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。
（Ｓｉ：０．２０～０．３２質量％）
　溶接金属中のＳｉ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＳｉ量は０．３２％以下であり、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２８％以下である。また、溶接金属中のＳｉ量は０．２０％以上であり、好ましくは０．２２％以上であり、より好ましくは０．２３％以上である。
（Ｍｎ：１．８０～２．３０質量％）
　溶接金属中のＭｎ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＭｎ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＭｎ量は２．３０％以下であり、好ましくは２．２５％以下であり、より好ましくは２．２０％以下である。また、溶接金属中のＭｎ量は１．８０％以上であり、好ましくは１．８５％以上であり、より好ましくは１．９０％以上である。
（Ｔｉ：０．０３０～０．０９０質量％）
　溶接金属中のＴｉ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＴｉ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＴｉ量は０．０９０％以下であり、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。また、溶接金属中のＴｉ量は０．０３０％以上であり、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０６０％以上である。
（Ｃａ：０．０００３～０．０１質量％）
　溶接金属中のＣａ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣａ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＣａ量は０．０１％以下であり、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。また、溶接金属中のＣａ量は０．０００３％以上であり、好ましくは０．０００４％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。
（Ｎｉ：１．００～３．５０質量％）
　溶接金属中のＮｉ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＮｉ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＮｉ量は３．５０％以下であり、好ましくは３．００％以下であり、より好ましくは２．７０％以下である。また、ワイヤ中のＮｉ量は１．００％以上であり、好ましくは１．２０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。
（Ｂ：０．００７０質量％以下（０質量％を含まない））
　溶接金属中のＢ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＢ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＢ量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。また、溶接金属中のＢ量は、０％超であればよいが、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．０００８％以上である。
（Ｎ：０超～０．０１質量％）
　Ｎは、過剰に含有させると強度が過大に上昇し、靭性が劣化するおそれがあるが、工業的には０％に抑制することは困難である。
　したがって、溶接金属中のＮ量は、０超～０．０１％に制御する。Ｎ量は、好ましくは０．００７％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
（Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％）
　Ｏは、介在物を構成する元素である。Ｏが不足すると、アシキュラーフェライトの起点となる介在物数が減少し、低温靱性が劣化するおそれがある。一方、Ｏが過剰であると、粗大な介在物が増加し、低温での衝撃吸収エネルギーが低下するおそれがある。
　以上の観点から、溶接金属中のＯ量は０．０７０％以下であり、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５５％以下である。また、溶接金属中のＯ量は０．０３０％以上であり、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。
（Ｆｅおよび不可避的不純物）
　本実施形態の溶接金属の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。残部のＦｅ及び不可避的不純物についての詳細は、第１の実施形態と同様である。
　また、本実施形態の溶接金属において、アシキュラーフェライト生成率は、１５％以上である。
　ここで、アシキュラーフェライト（ＡＦ）生成率（％）とは、（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００で規定される、低温靭性の改善に寄与する微細アシキュラーフェライト（ＡＦ）の生成能を示すパラメータである。アシキュラーフェライト生成率が１５％未満であると、介在物を起点とする微細なアシキュラーフェライト組織が減少し、低温靱性が劣化する。
　以上の観点から、本態様の溶接金属におけるアシキュラーフェライト生成率は、１５％以上、より好ましくは１８％以上、さらに好ましくは２０％以上である。
　また、本実施形態の溶接金属には、上述した各成分に加えて、さらに、下記の少なくとも１種の成分が所定量含有されてもよい。
（Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％）
　溶接金属中のＡｌ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＡｌ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属中のＡｌ量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。また、溶接金属中のＡｌ量は０．００２％以上であり、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４％以上である。
（Ｃｕ：０．４０質量％以下）
　溶接金属中のＣｕ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣｕ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＣｕが含有される場合、溶接金属中のＣｕ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、溶接金属中のＣｕ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
（Ｃｒ：１．０質量％以下）
　溶接金属中のＣｒ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＣｒ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＣｒが含有される場合、溶接金属中のＣｒ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、溶接金属中のＣｒ量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
（Ｍｏ：０．３５質量％以下）
　溶接金属中のＭｏ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＭｏ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＭｏが含有される場合、溶接金属中のＭｏ量は０％超であればよいが、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、溶接金属中のＭｏ量は、好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下であり、よりさらに好ましくは０．２０％以下である。
（Ｎｂ：０．０２０質量％以下）
　溶接金属中のＮｂ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＮｂ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＮｂが含有される場合、溶接金属中のＮｂ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００８％以上である。また、溶接金属中のＮｂ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
（Ｖ：０．０５０質量％以下）
　溶接金属中のＶ量の数値限定理由は、上述したワイヤ中のＶ量の数値限定理由と同様である。
　これより、溶接金属にＶが含有される場合、溶接金属中のＶ量は０％超であればよいが、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００８％以上である。また、溶接金属中のＶ量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
＜溶接条件＞
　以下において、上述したガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接するときの、好ましい溶接条件について説明する。
（入熱量）
　入熱量は、特に限定されるものではないが、２．５ｋＪ／ｍｍ以下とすることが好ましい。入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを超えると、溶接時の冷却速度が低下することで粗大組織が形成されやすくなり、靭性が低下する傾向がある。
（シールドガス）
　シールドガスとしては、特に限定されるものではないが、２０体積％以下のＣＯ２を含み、残部はＡｒよりなる混合ガスを用いることが好ましい。ＣＯ２量が２０体積％を超えると、粗大な酸化物が形成されやすくなり、靭性が低下する傾向がある。
（予熱－パス間温度）
　予熱－パス間温度は、特に限定されるものではないが、５０～２００℃であることが好ましい。５０℃を下回ると、溶接時の割れが発生しやすくなる傾向がある。また、２００℃を超えると、溶接時の冷却速度が低下することで粗大組織が形成されやすくなり、靭性が低下する傾向がある。
　母材としては、本発明の効果が得られる限りにおいて、特に限定されるものではなく、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの組成や溶接条件等を考慮して、適宜選択することができる。
　以下、実施例及び比較例により、本発明の効果について具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　以下の例１～６、８～１３及び１５～５６は、第１の実施形態の技術的効果を説明するための例である。
（例１～６、８～１３及び１５～３１）
　ワイヤ径：１．２ｍｍ、フラックス充填率：１３．５％で、下記表１に示す化学成分組成を有する例１～３１のフラックス入りワイヤを作製した。なお、各フラックス入りワイヤの残部は、鉄及び不可避的不純物である。また、表１中、Ｓｉ換算量とはＳｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量を表し、Ｔｉ換算量とはＴｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量を表し、Ｌｉ換算量とはＬｉ合金及びＬｉ化合物中のＴｉ換算量を表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　板厚２０ｍｍのＳＭ４９０Ａ鋼板に２０°Ｖ字開先を施し、各例のフラックス入りワイヤを用いて、下記の条件でガスシールドアーク溶接した。
　シールドガス：２０％ＣＯ２－８０％Ａｒ混合ガス
　極性：ＤＣＥＰ（直流棒プラス）
　電流－電圧－速度：２８０Ａ－２９Ｖ－３５ｃｐｍ
　入熱：１．４ｋＪ／ｍｍ
　予熱温度：１００℃－１１０℃
　パス間温度：１４０℃－１６０℃
　積層法：７層１４パス
　溶接姿勢：下向き
　得られた各例に係る溶接金属の化学成分組成を表２に示す。なお、各溶接金属の残部は、鉄及び不可避的不純物である。また、各例に係る溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成におけるＡｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２について、表３に示す。なお、各例に係る溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成の残部は、ＳｉＯ２、不可避的酸化物および不可避的フッ化物である。また、各例に係る溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成は、溶接金属から切出したミクロ試料の研磨面を、日本電子データム社製の電子線マイクロプローブＸ線分析装置（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ、商品名「ＪＸＡ－８５００Ｆ」）を用いて観察することで、定量分析された。詳細には次の通りである。ミクロ試料の研磨面での観察面積を１００ｍｍ２として、介在物の中央部の組成が特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析された。分析対象元素は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素）とし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする前記介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から、各介在物に含まれる元素量を定量し、その結果を算術平均することで、介在物の組成が求められた。このようにして定量分析された介在物のうち、酸素（Ｏ）含量が５質量％以上の介在物を酸化物系介在物とした。このとき、一つの酸化物系介在物から複数の元素が観測された場合には、それらの元素の存在を示すＸ線強度の比から各元素の単独酸化物に換算して酸化物の組成が算出された。本発明では、前記単独酸化物として質量換算したものを平均して、酸化物の組成とした。
　また、各例に係る溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子のうちの、立方晶系の結晶構造を有する酸化物系介在物の粒子の個数割合を、以下のようにして測定した。これらの結果を表３にあわせて示す。
（立方晶系の結晶構造を有する酸化物系介在物の個数割合の測定方法）
　溶接金属を縦断面に切断し、その中央部分から酸化物系介在物の組成測定用試験片を切り出した。その試験片の研磨面における観察面積１００ｍｍ２に対して、まず、電子線マイクロプローブＸ線分析装置を用いて、酸化物系介在物の組成を定量分析した。分析方法として、介在物の中央部の組成を定量分析した。その際、分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎａ、Ｋ、Ｃｒ、Ｏ（酸素）とし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする前記介在物から得られたＸ線強度と前記検量線から、介在物に含まれる元素量を定量し、質量換算したものを酸化物系介在物の組成とした。
　次に、上記手法にて、酸素（Ｏ）含量が５質量％以上の酸化物系介在物を５個選んだ。５個の酸化物系介在物の選定基準は、観察面積１００ｍｍ２の中に存在する酸化物系介在物のうち、そのサイズが最も大きいものから順番に選ばれる５個である。酸化物系介在物のサイズが最も大きいものを選定した理由は、靭性は、酸化物系介在物の寸法が大きい程、悪影響度が大きいと考えられるからである。尚、酸化物系介在物のサイズは、前記観察面に現れている酸化物系介在物の「長径×短径」の値で大小を比較した。なお、選ばれた５個の酸化物系介在物は、いずれも短径が１μｍ以上のものである。
　次に、対象の酸化物系介在物を、ＦＩＢ法（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ、集束イオンビーム加工法）により酸化物系介在物がＴＥＭ観察可能な厚さまで薄片化した。薄片化に用いた装置は、日立製作所製の集束イオンビーム加工観察装置ＦＢ２０００Ａであり、加速電圧は３０ｋＶで、イオン源としてＧａを用いた。そして、薄片化した酸化物系介在物をＴＥＭ観察した。ＴＥＭ観察に用いた装置は、日本電子製の電界放出形透過電子顕微鏡ＪＥＭ－２０１０Ｆであり、加速電圧は２００ｋＶ、撮影倍率は１０，０００倍、総合倍率は１５，０００倍もしくは３０，０００倍の条件であり、酸化物中に存在する各相に対して電子線回折による同定解析を行って、立方晶系の結晶構造を示すか確認した。
　このとき、対象の酸化物系介在物が立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含む場合、「立方晶系の結晶構造を有する酸化物系介在物」と判断し、測定した５個の酸化物系介在物の内、「立方晶系の結晶構造を有する酸化物系介在物」の個数の割合を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた溶接金属について、下記の評価試験により、各種性能（強度、低温靱性）を評価した。これらの評価結果を表４に示す。
（強度）
　溶接線に平行に、溶接金属の中央部からＪＩＳ　Ｚ２２０２に準拠した引張り試験片を採取して引張り試験を行い、引張り強度にして４９０ＭＰａを超えるものを合格とした。
（低温靭性）
　溶接金属の板厚中央部より、溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の要領で、－４０℃での吸収エネルギー及び脆性破面率を測定した。３回の測定の平均値として、－４０℃での吸収エネルギーが４７Ｊ以上かつ脆性破面率が２０％以下であるものを、低温靭性に優れると評価した。
　また、立向姿勢でのビード形状の凸化、ブローホールの発生、ビードなじみ性の劣化、スパッタの発生、ビード平滑性の劣化、耐気孔性の劣化、溶接作業性の劣化、高温割れの発生等が生じたものについては、その他の特性として表４にあわせて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　例１では、ワイヤ中のＣ量が０．１４％と高く、また、溶接金属中のＣ量が０．１４％と高かったため、低温靱性に劣っていた。また、ワイヤ中のＺｒＯ２量が０．５５％と高かったため、立向姿勢でのビード形状の凸化が見られた。
　例２では、ワイヤ中のＳｉ換算量が０．７８％と高く、Ｌｉ／Ｓｉが０．０４と低く、溶接金属中のＳｉ量が０．５３％と高かったため、低温靱性に劣っていた。
　例８では、ワイヤ中のＳｉ換算量が０．１５％と低く、また、溶接金属中のＳｉ量が０．０８％と低かったため、ブローホールが発生した。また、ワイヤ中のＡｌ２Ｏ３量が０．８７％と高かったため、ビードなじみ性が劣化し、スパッタが発生した。
　例９では、ワイヤ中のＭｎ量が４．４％と高く、また、溶接金属中のＭｎ量が３．０４質量％と高かったため、低温靱性に劣っていた。また、ワイヤ中のＡｌ２Ｏ３量が０．０１％と低かったため、ビード平滑性が劣化した。
　例１０では、ワイヤ中のＴｉ換算量が４．６％と高く、また、溶接金属中のＴｉ量が０．１０４％と高かったため、低温靱性に劣っていた。
　例１１では、ワイヤ中のＴｉ換算量が２．０％と低く、また、溶接金属中のＴｉ量が０．０２７％と低かったため、低温靱性に劣り、立向姿勢でのビード形状の凸化が見られ、耐気孔性が劣化した。
　例１２では、ワイヤ中のＡｌ量が０．０６３％と高く、また、溶接金属中のＡｌ量が０．０１２％と高かったため、低温靱性に劣っていた。また、ワイヤ中のＺｒＯ２量が０．０１％と高かったため、ビード平滑性が劣化した。
　例１３では、ワイヤ中のＡｌ量が０．００３％と低く、また、溶接金属中のＡｌ量が０．００１％と低かったため、ブローホールが発生し、ビード平滑性が劣化した。
　例１５では、ワイヤ中のＬｉ換算量が０．００９％と低く、また、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有するものが存在していなかったため、低温靱性に劣っていた。
　例１６では、溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有するものが存在していなかったため、低温靱性に劣っていた。
　例１７では、ワイヤ中のＮｉ量が３．６％と高く、また、溶接金属中のＮｉ量が３．６２％と高かったため、高温割れが発生した。
　例１８では、ワイヤ中のＮｉ量が０．１％と低く、また、溶接金属中のＮｉ量が０．２６％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　例２０では、ワイヤ中のＢ量が０．０１４０％と高く、また、溶接金属中のＢ量が０．００７５％と高かったため、高温割れが発生した。
　例２１では、ワイヤ中のＢ量が０．０００６％と低く、また、溶接金属中のＢ量が０．０００３％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　一方、例３～６、１９及び２２～３１の溶接金属は、低温靱性に優れ、かつその他の特性も良好であった。
（例３２～５６）
　また、ワイヤ径：１．２ｍｍ、フラックス充填率：１３．５％で、下記表５に示す化学成分組成を有する例３２～５６のフラックス入りワイヤを作製した。また、表５中、Ｓｉ換算量とはＳｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量を表し、Ｔｉ換算量とはＴｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量を表し、Ｌｉ換算量とはＬｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量を表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　板厚２０ｍｍのＳＭ４９０Ａ鋼板に２０°Ｖ字開先を施し、各例のフラックス入りワイヤを用いて、下記の条件でガスシールドアーク溶接した。
　シールドガス：２０％ＣＯ２－８０％Ａｒ混合ガス
　極性：ＤＣＥＰ（直流棒プラス）
　電流－電圧－速度：２８０Ａ－２９Ｖ－３５ｃｐｍ
　入熱：１．４ｋＪ／ｍｍ
　予熱温度：１００℃－１１０℃
　パス間温度：１４０℃－１６０℃
　積層法：７層１４パス
　溶接姿勢：下向き
　得られた各例に係る溶接金属の化学成分組成を表６に示す。なお、各溶接金属の残部は、鉄及び不可避的不純物である。また、各例に係る溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成におけるＡｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２について、表６に示す。なお、各例に係る溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成の残部は、ＳｉＯ２、不可避的酸化物および不可避的フッ化物である。
　また、溶接金属のアシキュラーフェライト生成率を、以下のようにして測定した。
　まず、溶接金属を溶接方向に垂直な面で切断し、ナイタール（硝酸：エタノール=５：９５）腐食液でエッチングした。つづいて、最終パス原質部の１６５μｍ×２１９μｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で４視野撮影し、写りこんだ介在物粒子のうち、円相当径が１．５μｍ以上のものを選定した。そして、介在物粒子を起点に放射上に伸張した組織を、アシキュラーフェライトと定義し、下記式に基づきアシキュラーフェライト生成率（％）を測定した。
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　得られた溶接金属について、下記の評価試験により、低温靱性を評価した。
　すなわち、溶接金属の板厚中央部より、溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の要領で、－６０℃での吸収エネルギー及び脆性破面率を測定した。ノッチ位置は、溶接金属の断面中央部（パス会合部）と、より多くの再熱粗粒域を含むパス中央部の２か所とした。これらの評価結果を表６に示す。なお、表６中「中央部」欄の記載が、溶接金属の断面中央部（パス会合部）にノッチを設けた試験片を用いた評価結果であり、「ずらし」欄の記載が、より多くの再熱粗粒域を含むパス中央部にノッチを設けた試験片を用いた評価結果である。３回の測定の平均値として、－６０℃での吸収エネルギーが６０Ｊ以上かつ脆性破面率が３３％以下であるものを、低温靭性に特に優れると評価した。
　また、溶接作業性についての評価結果を表６にあわせて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％及びＢ：０．０００８～０．０１２質量％の両方を含有するワイヤを用いて得られた、Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％及びＢ：０．０００５～０．００７０質量％の両方を含有し、アシキュラーフェライト生成率が１５％以上である例３２～４６の溶接金属は、３回の測定の平均値として、－６０℃での吸収エネルギーが６０Ｊ以上かつ脆性破面率が３３％以下であり、低温靭性に特に優れていた。
　以下の例５７～７９は、第２の実施形態の効果を説明するための例である。
（例５７～７９）
　ワイヤ径：１．２ｍｍ、フラックス充填率：１３．５％で、下記表７に示す化学成分組成を有する例５７～７９のフラックス入りワイヤを作製した。なお、各フラックス入りワイヤの残部は、鉄及び不可避的不純物である。また、表７中、Ｓｉ換算量とはＳｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量を表し、Ｔｉ換算量とはＴｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量を表し、Ｌｉ換算量とはＬｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量を表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　板厚２０ｍｍのＳＭ４９０Ａ鋼板に２０°Ｖ字開先を施し、各例のフラックス入りワイヤを用いて、下記の条件でガスシールドアーク溶接した。
　シールドガス：２０％ＣＯ２－８０％Ａｒ混合ガス
　極性：ＤＣＥＰ（直流棒プラス）
　電流－電圧－速度：２８０Ａ－２９Ｖ－３５ｃｐｍ
　入熱：１．４ｋＪ／ｍｍ
　予熱温度：１００℃－１１０℃
　パス間温度：１４０℃－１６０℃
　積層法：７層１４パス
　溶接姿勢：下向き
　得られた各例に係る溶接金属の化学成分組成を表８に示す。なお、各溶接金属の残部は、鉄及び不可避的不純物である。
　また、溶接金属のアシキュラーフェライト生成率を、以下のようにして測定した。
　まず、溶接金属を溶接方向に垂直な面で切断し、ナイタール（硝酸：エタノール=５：９５）腐食液でエッチングした。つづいて、最終パス原質部の１６５μｍ×２１９μｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で４視野撮影し、写りこんだ介在物粒子のうち、円相当径が１．５μｍ以上のものを選定した。そして、介在物粒子を起点に放射上に伸張した組織を、アシキュラーフェライトと定義し、下記式に基づきアシキュラーフェライト生成率（％）を測定した。
　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
　得られた溶接金属について、下記の評価試験により、低温靱性を評価した。これらの評価結果を表８に示す。
　すなわち、溶接金属の板厚中央部より、溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ　Ｚ３１１１　４号Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の要領で、－６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ－６０）、脆性破面率、及び－８０℃での吸収エネルギー（ｖＥ－８０）を測定した。これらの評価結果を表８に示す。３回の測定の平均値として、－６０℃での吸収エネルギーが６０Ｊ以上、脆性破面率が３３％以下、かつ－８０℃での吸収エネルギーが５０Ｊ以上であるものを、低温靭性に優れると評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　例７３では、ワイヤ中のＭｎ量が２．４％と低く、溶接金属中のＭｎ量が１．７８％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　例７４では、ワイヤ中のＳｉ量が０．１７％と低く、溶接金属中のＳｉ量が０．１９％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　例７５では、ワイヤ中のＴｉ量が２．２％と低く、ワイヤ中のＮｉ量が０．８％と低く、溶接金属中のＴｉ量が０．０２８％と低く、溶接金属中のＮｉ量が０．９５％と低く、また、溶接金属中のアシキュラーフェライト生成率が９％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　例７６では、ワイヤ中のＴｉ量が４．１％と高く、ワイヤ中のＣａ量が０．０２５％と低く、溶接金属中のＴｉ量が０．０９５％と高く、溶接金属中にＣａが検出されず、また、溶接金属中のアシキュラーフェライト生成率が１１％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　例７７では、ワイヤ中のＳｉ量が０．３７％と高く、また、溶接金属中のＳｉ量が０．３３％と高かったため、低温靱性に劣っていた。
　例７８では、ワイヤ中のＭｎ量が３．４％と高く、また、溶接金属中のＭｎ量が２．３２％と高かったため、低温靱性に劣っていた。
　例７９では、ワイヤ中のＬｉ量が０．００５％と低く、また、溶接金属中のアシキュラーフェライト生成率が１２％と低かったため、低温靱性に劣っていた。
　一方、例５７～７２の溶接金属は、低温靱性に優れていた。
　本発明を特定の態様を参照して詳細に説明したが、本発明の精神と範囲を離れることなく様々な変更および修正が可能であることは、当業者にとって明らかである。なお、本出願は、２０１６年９月６日付けで出願された日本特許出願（特願２０１６－１７４０９６）に基づいており、その全体が引用により援用される。また、ここに引用されるすべての参照は全体として取り込まれる。

Claims (18)

  1. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｃ：０．０３～０．１２質量％、
    　Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．７０質量％、
    　Ｍｎ：１．０～４．０質量％、
    　Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．５質量％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、
    　Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、
    　Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００８～０．０１２質量％のうちの少なくとも１つ、及び
    　Ｆｅ：８０質量％以上を含有し、
    　Ｌｉ／Ｓｉ≧０．０５を満足するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  2. 　ワイヤ全質量あたり、
    　ＺｒＯ２：０．０２～０．５０質量％、及び
    　Ａｌ２Ｏ３：０．０２～０．８０質量％
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  3. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｃｕ：０．４０質量％以下、
    　Ｃｒ：１．０質量％以下、
    　Ｍｏ：０．３５質量％以下、
    　Ｎｂ：０．０３０質量％以下、及び
    　Ｖ：０．０５０質量％以下
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  4. 　ワイヤ全質量あたり、
    　ＮａおよびＫの合計：１．０質量％以下、及び
    　Ｃａ：１．０質量％以下
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  5. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｍｇ：１．０質量％以下
    　をさらに含有する請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  6. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｆ：１．０質量％以下
    　をさらに含有する請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  7. 　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及びＢ：０．０００８～０．０１２質量％の両方を含有する請求項１～６のいずれか１項に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  8. 　Ｃ：０．０４～０．１２質量％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、
    　Ｍｎ：０．８０～３．００質量％、
    　Ｔｉ：０．０３０～０．１００質量％、
    　Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％、
    　Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％、
    　Ｎ：０超～０．０１質量％、及び
    　Ｎｉ：０．３０～３．５０質量％およびＢ：０．０００５～０．００７０質量％のうちの少なくとも１つを含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、
    　前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物が、下記要件（１）及び（２）を満足する溶接金属。
    　（１）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が、質量％で、Ａｌ２Ｏ３＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧５０％を満足する。
    　（２）前記溶接金属中に含まれる短径１μｍ以上の酸化物系介在物の粒子の中に、立方晶系の結晶構造を有する酸化物相を含有する粒子が存在する。
  9. 　Ｃｕ：０．４０質量％以下、
    　Ｃｒ：１．０質量％以下、
    　Ｍｏ：０．３５質量％以下、
    　Ｎｂ：０．０２０質量％以下、及び
    　Ｖ：０．０５０質量％以下
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項８に記載の溶接金属。
  10. 　Ｎｉ：０．８０～３．５０質量％、及びＢ：０．０００５～０．００７０質量％の両方を含有し、
    　下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である
    　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
    請求項８又は９に記載の溶接金属。
  11. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｃ：０．０３～０．１２質量％、
    　Ｓｉ合金及びＳｉ化合物中のＳｉ換算量でのＳｉ：０．２０～０．３６質量％、
    　Ｍｎ：２．５～３．３質量％、
    　Ｔｉ合金及びＴｉ化合物中のＴｉ換算量でのＴｉ：２．４～４．０質量％、
    　Ｎｉ：１．００～３．５０質量％、
    　Ｂ：０超～０．０１２質量％以下、及び
    　Ｃａ：０．０３～１．０質量％、
    　Ｌｉ合金及びＬｉ化合物中のＬｉ換算量でのＬｉ：０．０１～０．１０質量％、及び
    　Ｆｅ：８０質量％以上を含有するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  12. 　ワイヤ全質量あたり、
    　ＺｒＯ２：０．０２～０．５０質量％、及び
    　Ａｌ２Ｏ３：０．０２～０．８０質量％
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項１１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  13. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ａｌ：０．００５～０．０５０質量％、
    　Ｃｕ：０．４０質量％以下、
    　Ｃｒ：１．０質量％以下、
    　Ｍｏ：０．３５質量％以下、
    　Ｎｂ：０．０３０質量％以下、及び
    　Ｖ：０．０５０質量％以下
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項１１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  14. 　ワイヤ全質量あたり、
    　ＮａおよびＫの合計：１．０質量％以下
    　をさらに含有する請求項１１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  15. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｍｇ：１．０質量％以下
    　をさらに含有する請求項１１に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  16. 　ワイヤ全質量あたり、
    　Ｆ：１．０質量％以下
    　をさらに含有する請求項１１～１５のいずれか１項に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
  17. 　Ｃ：０．０４～０．１２質量％、
    　Ｓｉ：０．２０～０．３２質量％、
    　Ｍｎ：１．８０～２．３０質量％、
    　Ｔｉ：０．０３０～０．０９０質量％、
    　Ｎｉ：１．００～３．５０質量％、
    　Ｂ：０超～０．００７０質量％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．０１０質量％、
    　Ｎ：０超～０．０１質量％、及び
    　Ｏ：０．０３０～０．０７０質量％を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接金属であって、
    　下記式で定義されるアシキュラーフェライト生成率が１５％以上である
    　　アシキュラーフェライト生成率（％）＝（アシキュラーフェライトを起点として作用した介在物数／全介在物数）×１００
    　溶接金属。
  18. 　Ａｌ：０．００２～０．０１０質量％、
    　Ｃｕ：０．４０質量％以下、
    　Ｃｒ：１．０質量％以下、
    　Ｍｏ：０．３５質量％以下、
    　Ｎｂ：０．０２０質量％以下、及び
    　Ｖ：０．０５０質量％以下
    　からなる群から選ばれる少なくとも１つをさらに含有する請求項１７に記載の溶接金属。
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CN201780053247.1A CN109641325A (zh) 2016-09-06 2017-09-06 气体保护电弧焊用药芯焊丝和焊接金属
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3950995A4 (en) * 2019-03-27 2023-01-25 Nippon Steel Corporation VEHICLE UNDERFRAME PART

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109175778B (zh) * 2018-10-23 2020-11-03 郑州大学 一种Q460qE及以下级桥梁钢低成本配套药芯焊丝
US20210053161A1 (en) * 2019-08-20 2021-02-25 Hobart Brothers Llc Higher toughness steel alloy weld deposits and flux-cored welding electrodes for producing higher toughness steel alloy weld deposits

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03294093A (ja) 1990-04-13 1991-12-25 Nippon Steel Corp ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JPH07328795A (ja) * 1994-06-07 1995-12-19 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JPH1058186A (ja) * 1996-08-20 1998-03-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温靱性に優れた溶接金属
JP2000263283A (ja) 1999-03-12 2000-09-26 Kobe Steel Ltd 低温靱性に優れた溶接金属
JP2004315962A (ja) * 2003-03-31 2004-11-11 Kobe Steel Ltd 低温靭性に優れた高強度溶接金属
JP2008068274A (ja) * 2006-09-12 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 低温靭性に優れた高強度溶接金属
JP2010274304A (ja) * 2009-05-28 2010-12-09 Nippon Steel Corp 高張力鋼用フラックス入りワイヤ
JP2016508877A (ja) * 2012-12-27 2016-03-24 ポスコ 衝撃靱性に優れた超高強度フラックスコアードアーク溶接継手及びこれを製造するための溶接ワイヤ
JP2016174096A (ja) 2015-03-17 2016-09-29 株式会社Kelk 加熱装置

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2764221B1 (fr) * 1997-06-09 1999-07-16 Soudure Autogene Francaise Fil fourre basse teneur azote
US20080093351A1 (en) * 2006-10-19 2008-04-24 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Flux-cored wire for gas shielded arc welding for creep-resisting steels
CN100515655C (zh) * 2007-08-09 2009-07-22 武汉铁锚焊接材料股份有限公司 一种二氧化碳气体保护焊用低合金钢药芯焊丝
JP5111028B2 (ja) * 2007-09-06 2012-12-26 株式会社神戸製鋼所 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JP5768547B2 (ja) * 2011-07-08 2015-08-26 新日鐵住金株式会社 高張力鋼ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
KR20140084654A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부
KR101624886B1 (ko) * 2014-09-23 2016-05-27 현대종합금속 주식회사 가스실드 아크 용접용 티타니아계 플럭스 충전 와이어

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03294093A (ja) 1990-04-13 1991-12-25 Nippon Steel Corp ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JPH07328795A (ja) * 1994-06-07 1995-12-19 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JPH1058186A (ja) * 1996-08-20 1998-03-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温靱性に優れた溶接金属
JP2000263283A (ja) 1999-03-12 2000-09-26 Kobe Steel Ltd 低温靱性に優れた溶接金属
JP2004315962A (ja) * 2003-03-31 2004-11-11 Kobe Steel Ltd 低温靭性に優れた高強度溶接金属
JP2008068274A (ja) * 2006-09-12 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 低温靭性に優れた高強度溶接金属
JP2010274304A (ja) * 2009-05-28 2010-12-09 Nippon Steel Corp 高張力鋼用フラックス入りワイヤ
JP2016508877A (ja) * 2012-12-27 2016-03-24 ポスコ 衝撃靱性に優れた超高強度フラックスコアードアーク溶接継手及びこれを製造するための溶接ワイヤ
JP2016174096A (ja) 2015-03-17 2016-09-29 株式会社Kelk 加熱装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3511110A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3950995A4 (en) * 2019-03-27 2023-01-25 Nippon Steel Corporation VEHICLE UNDERFRAME PART

Also Published As

Publication number Publication date
SG11201901926PA (en) 2019-04-29
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CN109641325A (zh) 2019-04-16
KR102133172B1 (ko) 2020-07-13
JP2018039026A (ja) 2018-03-15

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