WO2019186797A1 - フラックス入りワイヤの製造方法、フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 - Google Patents

フラックス入りワイヤの製造方法、フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法 Download PDF

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裕治 橋場
直樹 坂林
力也 高山
笹木　聖人
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Definitions

  • the present invention relates to a flux cored wire manufacturing method, a flux cored wire, and a welded joint manufacturing method.
  • a weather-resistant steel material that has been exposed to an atmospheric corrosive environment after being used for a long time generally has a protective rust layer formed on its surface. Since the rust layer shields the corrosion-resistant steel material from corrosive substances from the outside, the corrosion of the weather-resistant steel material after the formation of the rust layer is suppressed, and the weather resistance is exhibited. Therefore, weathering steel is used for structures such as bridges as steel that can be used as it is without being painted.
  • the coating film is damaged by the coating film deterioration, and the steel material directly under the coating film scratched part is directly exposed to the corrosive environment. It shows the corrosion form in which the coating swells like a bump. Since the scratches on the coating film further progressively expand due to the progress of the corrosion form, the corrosion of the structure continues to progress. Therefore, in an environment where the amount of incoming salt is large, it is about 10 for the purpose of extending the life of the structure. Repainting is often performed on painted steel every year. Since such a repair process takes a lot of man-hours, several technical proposals have been made for corrosion-resistant steel materials that can reduce the maintenance cost by extending the coating life and greatly extending the repair coating interval. .
  • Patent Document 1 discloses a bridge that can be used as a minimum maintenance material even in an environment where the amount of incoming salt is large, such as a beach area or an area where snow melting salt is sprayed, and has excellent weather resistance and paint peeling resistance. Steel is disclosed.
  • the coating film is prone to mechanical damage, and even in a corrosive environment that is susceptible to both SO 4 2 ⁇ and Cl ⁇ , the life of the coating film is extended and the coating film is peeled off.
  • Corrosion-resistant steel materials for holding coal and ore carriers that can prevent corrosion are disclosed.
  • the surplus is the outermost layer of the weld metal, and the coating applied to the area of the surplus is different from the surface of the coating applied to the surrounding smooth base material during use of the welded joint. It is more susceptible to collisions with objects and mechanical friction relatively frequently. Further, since the surplus itself is convex and has a complicated shape, the thickness of the surplus coating film tends to be thinner than the thickness of the coating film of the surrounding base material in the painting work. For these reasons, the surfacing surface tends to cause peeling of the coating film, and therefore tends to be the starting point of the corrosion form in which progressive coating destruction proceeds early from the start of use of the steel structure.
  • Patent Document 3 discloses a sea salt that is suitable for welding high Ni-based high weathering steel, provides good welding workability, particularly good slag removability, and does not impair the corrosion resistance of the base material.
  • a gas shielded arc welding wire that imparts corrosion resistance to the weld metal.
  • Patent Document 3 it is difficult to obtain the effect of extending the coating life of the structure including the weld metal.
  • Patent Document 4 Patent Document 5, and Patent Document 6, for example, have been proposed as flux-cored wires for gas shield arc welding having excellent corrosion resistance.
  • Patent Literature 4 when the flux-cored wire for gas shielded arc welding proposed in Patent Literature 4, Patent Literature 5 and Patent Literature 6 is applied to horizontal fillet welding, pits are generated and bead shape, bead appearance, slag There is a problem that welding workability such as peelability is poor. Moreover, the effect of improving the corrosion resistance of the weld metal has been obtained by examining conventional chemical components such as containing Cu, Cr and Ni, but the effect of extending the coating life of the structure including the weld metal is obtained. It is not done.
  • the weld metal obtained by the welding materials described in Patent Documents 3 to 6 has a problem that it is easy to induce peeling of the coating film and becomes a starting point of the corrosion form in an environment with a large amount of flying salt. .
  • the thickness of the coating applied to the surplus, the outermost layer of the welded joint, is the thickness of the coating applied to the surrounding flat base material due to the complex shape of the surplus convex This is because it tends to be thinner than the above.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-163374 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-262555 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-311471 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-102893 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-288781 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2004-230456
  • the present invention provides welding workability, weldability, weatherability of the welded portion, and coating even in the case of horizontal fillet welding of corrosion resistant steel used in environments with a large amount of incoming salt such as bridges, harbor structures and beach areas. It aims at providing the manufacturing method of the flux cored wire from which the weld metal which is excellent in corrosion resistance and excellent in mechanical performance is obtained, the core wire, and the manufacturing method of a welded joint.
  • excellent welding workability means that the amount of spatter generated is small and the bead shape, bead appearance and slag peelability are excellent.
  • excellent weldability means that no pits are generated and hot cracks do not occur.
  • being excellent in mechanical performance means being excellent in tensile strength and toughness.
  • a method for manufacturing a flux-cored wire according to an aspect of the present invention is a method for manufacturing a flux-cored wire in which a flux is filled in a steel outer shell, Filling the inside of the steel sheet with flux while forming the steel sheet into a circle; Joining both ends of the steel sheet to form a steel pipe; Rolling and annealing the steel pipe to obtain the flux-cored wire;
  • the chemical composition of the flux-cored wire is a mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire, C: 0.03-0.10%, Si: 0.40 to 0.85%, Mn: 1.5 to 3.5% P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, Cu: 0.03 to 0.70%, Sn: 0.05-0.30%, Mg: 0.05 to 0.50%, Al: 0.05 to 0.50%, Ti oxide: 1.50 to less than 4.60% in terms of TiO 2 , Si oxide: 0.30 to 1.00% in terms of Si
  • the element symbol in the formula 1 indicates the content of the element related to each element symbol in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire.
  • the chemical composition of the flux-cored wire is expressed in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire. Mo: 0 to 0.040% W: 0 to 0.010%, It may be.
  • the chemical composition of the flux-cored wire is expressed in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire. Cu: 0.05 to 0.70%, It may be.
  • the chemical composition of the flux-cored wire is at least in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire. Any one of the following may be satisfied.
  • the joining may be caulking.
  • the joining may be welding.
  • a flux cored wire according to another aspect of the present invention is a flux cored wire manufactured by the flux cored wire manufacturing method according to any one of [1] to [6].
  • a method for manufacturing a welded joint according to another aspect of the present invention uses a flux-cored wire manufactured by the flux-cored wire manufacturing method according to any one of [1] to [6] above. A step of welding.
  • the corrosion resistance used in an environment with a large amount of incoming salt such as a bridge, a harbor structure, and a beach area.
  • a weld metal excellent in welding workability, weldability, weather resistance of the welded portion and paint corrosion resistance, and excellent in mechanical performance can be obtained.
  • the present inventors have made various types of flux-cored wires (hereinafter sometimes abbreviated as “wires”) and examined the details.
  • the present inventors investigated the influence of the chemical composition in the wire (hereinafter sometimes referred to as “chemical component”) regarding the corrosion resistance in a corrosive environment with a large amount of scattered salt.
  • chemical component the chemical composition in the wire
  • the present inventors have improved the bead shape and bead appearance by adjusting the amount of Ti oxide, Si oxide, Zr oxide, Al, Fe oxide, Al oxide and fluorine compound in the wire.
  • the slag peelability is improved by adjusting the total amount of Si oxide, Zr oxide, Al, Fe oxide, Na compound and K compound in the wire.
  • pit resistance and reduction of spatter generation are improved by adjusting the Ti oxide, Si oxide, and Mg contents in the wire, and the mechanical performance includes C, Si, and Mn in the wire. It was found that adjusting the amount makes it better.
  • the present inventors have found that in order to improve the corrosion resistance of the weld metal in a corrosive environment with a large amount of scattered salt, it is necessary to consider the interaction of the above-described elements. Specifically, the present inventors, unless the content ratio as an alloy component of Sn (and Sb) and Mo and W is within a predetermined range, particularly in an environment where the amount of incoming salt is high, It was found that when the coating film was damaged due to the deterioration of the coating film described above, it was difficult to suppress the corrosion depth just below the coating film scratched part, and the coating peel resistance was reduced.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of the flux-cored wire 10 at the manufacturing stage
  • FIG. 5 is a cross-sectional view of the flux-cored wire 10 manufactured by caulking.
  • the manufacturing method of the wire 10 according to the present embodiment in which the flux 12 is filled in the steel outer shell 11 includes a step of filling the steel plate 13 with the flux 12 while forming the steel plate 13 into a circular shape (see FIG. 4). And a step of joining the both ends of the steel plate 13 to form a steel pipe, and a step of rolling and annealing the steel pipe to obtain the wire 10. Rolling and annealing are performed to reduce the diameter of the wire 10 to such an extent that it can be used as a welding material and to soften the wire 10.
  • the chemical composition of the steel plate 13 is substantially the same as the chemical composition of the steel outer shell 11.
  • the joining means is not particularly limited, for example, caulking or welding.
  • the flux-cored wire 10 manufactured by welding shown in FIG. 6 is a so-called seamless wire having a welded portion 15 but no seam 14. Seamless wire can be used for further heat treatment with the aim of reducing the amount of hydrogen in the wire, and since the amount of moisture absorption after production is small, diffusible hydrogen in the weld metal can be reduced and crack resistance improved. This is preferable.
  • FIG. 6 is a cross-sectional view of the flux cored wire 10 manufactured by welding.
  • the method of manufacturing the flux cored wire 10 includes the step of plating the outer surface of the steel outer shell 11 and / or the steel outer shell 11.
  • a step of applying a lubricant to the outer surface may be further included.
  • the plating is, for example, copper plating.
  • the lubricant is, for example, vegetable oil or PTFE oil.
  • the chemical composition of the steel outer skin 11 and the flux 12 is controlled within a predetermined range.
  • the component contained in the steel outer shell 11 and the flux 12 melts during welding to form a weld metal, a part is oxidized and discharged out of the weld metal as slag. Therefore, it is considered that the components described below have the same effect regardless of whether they are included in the steel outer shell 11 or the flux 12. For the above reason, in the manufacturing method according to the present embodiment, it is not necessary to distinguish between the chemical composition of the steel outer shell 11 and the chemical composition of the flux 12.
  • a chemical composition (component) existing in the form of an oxide or fluoride is defined as a slag component
  • a chemical composition (component) existing as a single metal or alloy is defined as an alloy component.
  • C, P, and S are not metal elements, but are included in the alloy components in the present embodiment for convenience.
  • the action of the oxide is considered to be the same as the action of Al and Bi as the alloy components, so that the oxide is substantially handled as the alloy component.
  • the content of elements described below is the content of elements present as alloy components.
  • the alloy component can be included in both the steel outer shell 11 and the flux 12, the slag component is usually included only in the flux 12.
  • the diameter and filling rate of the flux-cored wire 10 to be manufactured refers to the ratio of the mass of the flux 12 to the total mass of the flux-cored wire 10).
  • the design value (target value) of the chemical composition of the flux-cored wire 10 is determined in advance.
  • the steel plate 13 which is a raw material for the steel outer shell, one having a specific chemical composition is usually used.
  • the chemical composition of the steel outer shell 11 can be ascertained from a document indicating the chemical composition (for example, the analysis result of the chemical composition of the steel plate 13, the inspection certificate or catalog of the steel manufacturer).
  • the design value (target value) of the chemical composition of the flux 12 can be determined from the filling rate, the chemical composition of the steel outer skin 11 and the design value (target value) of the chemical composition of the flux cored wire 10.
  • a document for example, a raw material manufacturer
  • the chemical composition of the raw material of the flux 12 which refers to both the raw material of the slag component and the raw material of the metal component
  • the flux 12 is produced by blending the raw materials of the flux 12 selected by the above procedure at the blending ratio determined by the above procedure.
  • the flux-cored wire 10 having the chemical composition of the design value can be manufactured using the flux 12 thus manufactured and the steel plate 13 described above.
  • the flux-cored wire 10 is plated, it is necessary to control the chemical composition of the steel outer skin 11 and the flux 12 according to the chemical composition of plating and the thickness of plating.
  • the unit “%” for the chemical composition indicates mass% relative to the total mass of the flux-cored wire 10 (the total mass of the steel outer sheath 11 and the flux 12) unless otherwise specified.
  • the total mass of the flux-cored wire 10 is the total mass of the steel outer skin 11 and the flux 12.
  • the mass of the plating is the steel outer skin 11. Is included in the mass.
  • the mass of the lubricant applied to the outer surface of the steel outer skin 11 is not included in the total mass of the flux cored wire 10.
  • C is an element contained in the wire in order to obtain the strength and toughness of the weld metal required for the welded structure.
  • C can be contained in the metal powder containing a trace amount of iron alloys such as Fe—Si, Fe—Mn, and Fe—Si—Mn in the flux 12 in addition to the components contained in the steel outer shell 11. If the C content is less than 0.03%, the strength and toughness of the weld metal are lowered. On the other hand, if the C content exceeds 0.10%, the strength of the weld metal increases, and the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the C content is 0.03 to 0.10%. Preferably, the lower limit of the C content is 0.04% or 0.05%.
  • the upper limit of the C content is 0.09% or 0.08%.
  • C may exist as a component of the steel outer shell 11 and as a component of metal powder and alloy powder in the flux 12. That is, by controlling the C content of the steel outer shell 11 and the C content of the flux 12, the flux-cored wire 10 having the C content can be manufactured.
  • Si is an element that acts as a deoxidizer, and is an element contained in the wire in order to ensure the strength and toughness of the weld metal.
  • Si can be contained in the metal Si, Fe—Si, Fe—Si—Mn, and the like in the flux 12 in addition to the components contained in the steel outer shell 11. If the Si content is less than 0.40%, pits are generated due to insufficient deoxidation. Further, when the Si content is less than 0.40%, the strength and toughness of the weld metal are lowered. On the other hand, if the Si content exceeds 0.85%, the strength of the weld metal increases, and the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the Si content is set to 0.40 to 0.85%.
  • the lower limit of Si content is 0.55% or 0.65%.
  • the upper limit of Si content is 0.75% or 0.70%.
  • Si can exist as a component of the steel outer shell 11 and a component of alloy powder such as metal Si, Fe—Si, Fe—Si—Mn in the flux 12. That is, by controlling the Si content of the steel outer skin 11 and the Si content of the flux 12, the flux-cored wire 10 having the Si content can be manufactured.
  • Mn is an element that acts as a deoxidizer and is an element contained in the wire to ensure the strength and toughness of the weld metal. If the Mn content is less than 1.5%, deoxidation is insufficient and pits are generated. Further, if the Mn content is less than 1.5%, the strength and toughness of the weld metal also decrease. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, the strength of the weld metal increases, and the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the Mn content is 1.5 to 3.5%.
  • the lower limit of the Mn content is 2.4% or 2.6%.
  • the upper limit of the Mn content is 3.0% or 2.8%.
  • Mn can exist as a component of the steel outer shell 11 and a component of alloy powder such as metal Mn, Fe—Mn, Fe—Si—Mn in the flux 12. That is, by controlling the Mn content of the steel outer shell 11 and the Mn content of the flux 12, the flux-cored wire 10 having the Mn content can be manufactured.
  • P and S are elements that may adversely affect the mechanical properties of the weld metal and may impair the corrosion resistance of the weld metal. Therefore, the lower limit of the contents of P and S is 0%. However, since it takes a lot of cost to completely remove P and S from the material of the wire, P and S may be contained within a range that does not impair the properties of the weld metal. In the flux cored wire 10 according to the present embodiment, 0.020% or less of P and 0.020% or less of S are allowed. The upper limit value of P or S may be 0.015%, 0.010%, or 0.005%. The lower limit value of P or S may be 0.001%, 0.002%, or 0.005%. By controlling the P content and S content of the steel outer skin 11 and the P content and S content of the flux 12 as in the case of C and Si, the P content and S content of the flux are contained. The wire 10 can be manufactured.
  • Cu is an element having an effect of improving the corrosion resistance of the weld metal.
  • the Cu content is less than 0.03%, the corrosion resistance of the weld metal is poor.
  • the Cu content exceeds 0.70%, the effect of improving the corrosion resistance of the weld metal is saturated.
  • the toughness of a weld metal will fall. Therefore, the Cu content is 0.03 to 0.70%.
  • the lower limit of the Cu content is 0.05%, 0.15%, 0.17%, or 0.20%.
  • the upper limit of Cu content is 0.35%, 0.32%, or 0.30%.
  • Cu improves the weather resistance and paint peel resistance of weld metal is that Cu reduces the reaction rate of the dissolution reaction (corrosion reaction) of the weld metal itself containing Cu, and welds containing Cu.
  • corrosion reaction corrosion reaction
  • corrosion products generated on the surface (excess parts, etc.) exhibit a characteristic fine and dense structure, thereby preventing corrosion, which inhibits permeation of water, oxygen, chloride ions, etc. This is to form a high rust layer.
  • Cu may exist as a component of the steel outer shell 11 itself, a plating component of the steel outer shell 11, or metal Cu in the flux 12. That is, the flux-cored wire 10 having the Cu content can be manufactured by controlling the Cu content of the steel outer shell 11, the Cu content of the plating, and the Cu content of the flux 12.
  • Sn is an element having an effect of improving the corrosion resistance of the weld metal.
  • the corrosion resistance is poor.
  • the Sn content is 0.05 to 0.30%.
  • the lower limit of the Sn content is 0.10% or 0.12%.
  • the upper limit of the Sn content is 0.25%, 0.20%, or 0.18%.
  • Sn may be contained as a component of the steel outer shell 11 or may be contained as a metal Sn or Sn compound in the flux 12.
  • the reason why Sn improves the weather resistance and paint peel resistance of the weld metal is that the metal Sn in the weld metal elutes as tin ions (II) (Sn 2+ ) and is exposed to the environment, that is, acid chloride. This is because it exhibits an inhibitory action in a physical solution and suppresses corrosion at the anode whose pH is lowered. Further, the metal Sn in the weld metal also has an action of reducing iron (III) ions (Fe 3+ ) (2Fe 3+ + Sn 2+ ⁇ 2Fe 2+ + Sn 4+ ), thereby suppressing the corrosion promoting action of Fe 3+ and the incoming salt content. This is because the weather resistance in an environment with a lot of water is improved.
  • Mg is an element having an effect of preventing the generation of pits by acting as a strong deoxidizer.
  • the Mg content is less than 0.05%, there is no effect as a deoxidizer and pits are generated.
  • the Mg content exceeds 0.50%, the arc becomes rough and the amount of spatter generated increases. Therefore, the Mg content is 0.05 to 0.50%.
  • the lower limit of the Mg content is 0.15%, 0.18%, or 0.20%.
  • the upper limit of Mg content is 0.35%, 0.30%, or 0.25%.
  • the Mg content of the general steel outer skin 11 is almost 0%. For this reason, Mg is often present in the wire as an alloy powder of metal Mg, Al—Mg, etc. in the flux 12. In other words, the flux-cored wire 10 having the Mg content can be manufactured by mainly controlling the Mg content of the flux 12.
  • Al 0.05 to 0.50%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and increases the viscosity of the slag by becoming an Al oxide in the molten slag, thereby suppressing the receding of the molten pool during horizontal fillet welding and sufficient slag encapsulation. It is an element having the function of maintaining the property. If the Al content is less than 0.05%, the bead shape becomes convex, and an undercut occurs in the upper leg portion. On the other hand, if the Al content exceeds 0.50%, the bead shape is not smooth, and the toe end of the bead is swollen.
  • the Al content is set to 0.05 to 0.50%.
  • the lower limit of the Al content is 0.07%, 0.10%, or 0.15%.
  • the upper limit of the Al content is 0.25% or 0.20%.
  • Al may exist as a component of the steel outer shell 11 or as metal Al powder, Fe—Al alloy powder, Al—Mg alloy powder, etc. in the flux 12. That is, the flux-cored wire 10 having the Al content can be manufactured mainly by controlling the Al content of the steel outer skin 11 and the Al content of the flux 12. Moreover, in order to make the Al content of the flux-cored wire 10 within the above range, the steel outer shell 11 having the Al content and the flux 12 having the Al content may be used.
  • Ti oxide 1.50 to less than 4.60% in terms of TiO 2
  • Ti oxide which is a slag component, has the effect of encapsulating the entire bead with slag uniformly.
  • Ti oxide has the effect of stabilizing the arc duration and reducing the amount of spatter generated.
  • the TiO 2 equivalent value of the Ti oxide is less than 1.50%, the amount of slag generated is insufficient and the beads cannot be encapsulated uniformly, and the slag is baked onto the bead surface, resulting in poor bead appearance. Further, when the TiO 2 converted value of Ti oxides is less than 1.50%, there is no effect of stabilizing the arc, also increases spatter. On the other hand, if the TiO 2 equivalent value of the Ti oxide is 4.60% or more, the amount of spatter is reduced due to the stabilization of the arc, but the slag becomes thicker due to the increased viscosity of the slag, and the bead stops. The end is swelled.
  • the TiO 2 equivalent value of the Ti oxide is 1.50 to less than 4.60%.
  • the lower limit of the TiO 2 conversion value of the Ti oxide is 2.50%, 2.80%, or 3.00%.
  • the upper limit of the TiO 2 conversion value of the Ti oxide is 4.30%, 4.00%, 3.70%, or 3.50%.
  • the Ti oxide may exist mainly as rutile, titanium oxide, titanium slag, illuminite, sodium titanate, potassium titanate, etc. in the flux 12. For this reason, the flux-cored wire 10 having the Ti oxide content can be manufactured mainly by controlling the Ti oxide content of the flux 12.
  • the TiO 2 equivalent value of the Ti oxide refers to all Ti oxides contained in the wire (for example, TiO 2, Ti 2 O 3 , Ti 3 O 5 , sodium titanate, potassium titanate, etc.) when regarded as a 2, a percentage by weight relative to the total mass of the wire TiO 2. Therefore, the converted value of TiO 2 is obtained by measuring the total mass of only Ti obtained by excluding O from the mass of the Ti oxide and substituting this total Ti amount into the following equation.
  • TiO 2 equivalent value (mass% with respect to the total wire mass of Ti forming the Ti oxide) ⁇ (formula amount of TiO 2 ) / (atomic weight of Ti)
  • SiO 2 conversion value of Si oxide, ZrO 2 conversion value of Zr oxide, Fe converted value of FeO oxides, Al 2 O 3 conversion value of Al oxides obtained by a similar calculation.
  • Si oxide 0.30 to 1.00% in terms of SiO 2
  • Si oxide which is a slag component has the effect
  • SiO 2 equivalent value of the Si oxide is less than 0.30%, the slag encapsulation state is poor and the slag peelability is poor, and the bead shape and bead appearance are also poor.
  • the SiO 2 equivalent value of the Si oxide exceeds 1.00%, the amount of spatter generated increases. Further, if the SiO 2 equivalent value of the Si oxide exceeds 1.00%, pits and gas grooves are likely to be generated.
  • the SiO 2 equivalent value of the Si oxide is 0.30 to 1.00%.
  • the lower limit value of the Si oxide in terms of SiO 2 is 0.50% or 0.60%.
  • the upper limit value of the Si oxide in terms of SiO 2 is 0.90% or 0.80%.
  • the Si oxide can exist mainly as silica sand, zircon sand, feldspar, sodium silicate, potassium silicate and the like in the flux 12. Therefore, the flux-cored wire 10 having the Si oxide content (0.30 to 1.00% in terms of SiO 2 ) is mainly controlled by controlling the Si oxide content of the flux 12. Can be manufactured.
  • Zr oxide 0.10 to 0.50% in terms of ZrO 2
  • Zr oxide which is a slag component, has the effect of increasing the slag encapsulation by horizontal fillet welding and smoothing the bead shape.
  • the ZrO 2 conversion value of the Zr oxide is less than 0.10%, the bead shape is not smooth, but becomes a convex bead shape, resulting in poor slag removability.
  • the ZrO 2 conversion value of the Zr oxide exceeds 0.50%, the bead shape tends to be convex. Therefore, the ZrO 2 conversion value of the Zr oxide is set to 0.10 to 0.50%.
  • the lower limit of the ZrO 2 converted value of the Zr oxide is 0.15% or 0.20%.
  • the upper limit of the ZrO 2 conversion value of the Zr oxide is 0.40% or 0.30%.
  • the Zr oxide can exist mainly as zircon sand, zirconium oxide or the like in the flux 12 and may be contained in a small amount in the above-described Ti oxide. Therefore, the flux-cored wire 10 having the Zr oxide content (0.10 to 0.50% in terms of ZrO 2 ) is mainly controlled by controlling the Zr oxide content of the flux 12. Can be manufactured.
  • Fe oxides such as FeO and Fe 2 O 3 have the effect of adjusting the viscosity and solidification temperature of the molten slag, have the effect of eliminating the swelling of the bead toes and improving the compatibility with the lower plate. . If the FeO equivalent value of the Fe oxide is less than 0.10%, the bead toe portion swells, and the bead toe shape becomes poor.
  • the FeO equivalent value of the Fe oxide is set to 0.10 to 1.00%.
  • the lower limit of the FeO equivalent value of the Fe oxide is 0.20%, 0.30%, or 0.40%.
  • the upper limit of the FeO equivalent value of Fe oxide is 0.80%, 0.70%, or 0.60%.
  • the Fe oxide is mainly present in the flux 12.
  • Al oxide when constituting molten slag, has the effect of preventing undercut on the upper leg side of the fillet bead by improving the slag encapsulation.
  • Al 2 O 3 equivalent value of the Al oxide is less than 0.05%, an undercut tends to occur on the upper leg side of the fillet bead.
  • Al 2 O 3 equivalent value of the Al oxide exceeds 0.50%, a bead shape in which the bead toe portion on the lower leg side of the fillet bead swells is formed. Accordingly, Al 2 O 3 conversion value of Al oxide, and 0.05 to 0.50%.
  • the lower limit value of the Al oxide converted to Al 2 O 3 is 0.10%, 0.15%, or 0.20%.
  • the upper limit of the terms of Al 2 O 3 value of Al oxide 0.35%, 0.30%, or 0.25%.
  • the Al oxide is present mainly as a component such as alumina or feldspar in the flux 12. For this reason, mainly by controlling the content of the Al oxide in the flux 12, the flux-cored wire having the content of the Al oxide (0.05 to 0.50% in terms of Al 2 O 3 ). 10 can be manufactured.
  • Na compound and K compound not only act as an arc stabilizer, but also act as a slag forming agent to suppress a sudden viscosity increase in the solidification process of molten slag and improve pit resistance, thereby forming a smooth bead shape.
  • the Na compound and the K compound may exist as a solid component of water glass composed of sodium silicate and potassium silicate in the flux, and as a fluorine compound such as sodium fluoride and potassium silicate fluoride.
  • the total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value of Na compound and K compound is less than 0.050%, large spatters frequently occur, pits and gas grooves are likely to occur, and the bead has a rough surface. The bead shape and the bead appearance are poor. On the other hand, if the total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value of Na compound and K compound exceeds 0.200%, the slag peelability, bead shape and bead appearance become poor, and the amount of spatter generated increases. Therefore, the total of Na 2 O equivalent value and K 2 O equivalent value of Na compound and K compound is 0.050 to 0.200%.
  • the lower limit of the total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value of Na compound and K compound is 0.080% or 0.100%.
  • the upper limit of the total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value of Na compound and K compound is 0.150% or 0.120%.
  • the content of the Na compound and K compound in the normal steel outer shell 11 is approximately 0%. For this reason, mainly by controlling the content of the Na compound and the K compound in the flux 12, the content of the Na compound and the K compound (the total of the Na 2 O converted value and the K 2 O converted value is 0.050) ⁇ 0.200%) flux-cored wire 10 can be manufactured.
  • Na 2 O values of Na compounds when all the Na compound contained in the wire is considered to be Na 2 O, by mass% with respect to Na 2 O of the total wire mass.
  • the K 2 O conversion value of K compound when all of the K compound contained in the wire is considered to be K 2 O, by mass% with respect to K 2 O in the total mass of the wire.
  • K 2 O conversion value of terms of Na 2 O values and K compounds of Na compound is calculated by the same means as TiO 2 converted value of the above-described Ti oxide.
  • the fluorine compound which is a slag component, has the effect of increasing the directivity of the arc to form a stable molten pool, the function of adjusting the viscosity of the slag to smooth the bead shape, and the effect of improving pit resistance.
  • the fluorine compound may exist as magnesium fluoride, cryolite, sodium fluoride, potassium silicofluoride or the like in the flux 12.
  • the content of the fluorine compound in the normal steel outer skin 11 is almost 0%. Therefore, the flux-cored wire 10 having the fluorine compound content (0.02 to 0.20% in terms of F) can be manufactured mainly by controlling the fluorine compound content of the flux 12. it can.
  • the F-converted value of the fluorine compound is less than 0.02%, the arc becomes unstable and the conformability of the lower leg portion on the lower plate side becomes poor. If the F-converted value of the fluorine compound is less than 0.02%, pits are likely to occur. On the other hand, if the F-converted value of the fluorine compound exceeds 0.20%, the slag viscosity decreases and a thin slag that is difficult to remove remains on the upper leg of the bead, resulting in poor slag peelability and a bead shape that is convex. Become. Therefore, the F converted value of the fluorine compound is 0.02 to 0.20%.
  • the lower limit of the F-converted value of the fluorine compound is 0.03% or 0.05%.
  • the upper limit of the F-converted value of the fluorine compound is 0.15%, 0.10%, or 0.07%.
  • the F-converted value of the fluorine compound is the total amount of the content of F contained in all the fluorine compounds in the wire in mass% with respect to the total mass of the wire.
  • the steel outer shell 11 and the flux 12 are required to contain the above elements and compounds, but the elements and compounds described below are further included as necessary. Can be contained. However, even when the optional components listed below are not included, the method for manufacturing the flux-cored wire 10 according to the present embodiment can achieve the problem, so the lower limit of the content of the optional components is 0%. is there.
  • Bi has the effect of improving the slag removability, giving the bead surface a gloss, and improving the appearance of the bead, and therefore, Bi may be included in the wire 10.
  • Bi may exist as a metal Bi or oxidized Bi in the flux 12 in addition to the components contained in the steel outer sheath.
  • the sum of Bi converted values of the metal Bi and Bi oxide in the flux 12 is set to 0.035% or less.
  • the upper limit of the total Bi converted value of the metal Bi and Bi oxide is 0.030% or 0.025%.
  • the lower limit of the total of Bi conversion value of metal Bi and Bi oxide shall be 0.005%, 0.010%, or 0.015%. preferable.
  • the steel plate 13 containing Bi is very expensive. Therefore, the flux-cored wire 10 having the Bi content and the Bi oxide content can be manufactured mainly by controlling the Bi content and the Bi oxide content of the flux 12. Further, in order to keep the Bi content and the Bi oxide content of the flux-cored wire 10 within the above ranges, the chemical composition (Bi and Bi oxide: 0 to 0.035% in total of Bi conversion values) A steel outer shell 11 and a flux 12 having the above-described chemical composition (Bi and Bi oxide: 0 to 0.035% in total of Bi conversion values) may be used.
  • the Bi-converted value is a total value of mass% with respect to the total mass of Bi wire existing as a metal or alloy and mass% with respect to the total mass of Bi wire in Bi oxide (for example, Bi 2 O 3 ). Since Bi present as a metal or an alloy and Bi oxide have the same effect, in the method for manufacturing the flux cored wire 10 according to the present embodiment, the content of Bi present as a metal or an alloy, and Bi oxide Both contents are controlled as Bi converted values.
  • Ni, Ti, and B may be contained in the wire 10 in order to ensure the toughness of the weld metal at a low temperature.
  • the Ni content exceeds 2.50%, hot cracking tends to occur. Therefore, the Ni content is 2.50% or less.
  • the upper limit of the Ni content is 2.30%, 2.00%, or 1.50%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably set to 0.10% or 0.20%.
  • the Ti content exceeds 0.30%, the slag is seized on the bead surface, the bead appearance becomes poor, and the amount of spatter generated increases. Furthermore, if the Ti content exceeds 0.30%, the toughness of the weld metal also decreases. Moreover, when B content exceeds 0.010%, it will become easy to produce a high temperature crack. Therefore, the Ti content is set to 0.30% or less, and the B content is set to 0.010% or less.
  • the upper limit of Ti content is 0.25% or 0.20%.
  • the upper limit of the B content is 0.008% or 0.005%.
  • Ni can be contained in the components of the steel outer shell 11, metal Ni in the flux 12, Fe—Ni, and the like.
  • Ti and B may be contained in the wire 10 in order to ensure the low temperature toughness of the weld metal.
  • Ti can exist as a component of the steel outer shell 11 and as a component of metal Ti or Fe—Ti in the flux 12.
  • B may be present as a component of the steel outer shell 11 and a component such as Fe—B or Fe—Mn—B in the flux 12. That is, mainly by controlling the Ni content, Ti content and B content of the steel outer shell 11, and the Ni content, Ti content and B content of the flux 12, the Ni content, Ti
  • the flux-cored wire 10 having the B content and the B content can be manufactured.
  • the chemical composition Ni: 0 to 2.50%, Ti: 0 to 0.30%, B : 0-0.010%) steel outer shell 11 and the above-mentioned chemical composition (Ni: 0-2.50%, Ti: 0-0.30%, B: 0-0.010%) flux 12 May be used.
  • Ni 0.10 to 2.50%
  • Ti 0.03-0.30%
  • B 0.002% to 0.010%
  • Mo has the effect of improving the strength of the weld metal, it may be included in the wire 10.
  • the Mo content exceeds 0.400%, particularly when the coating film scratches occur in an environment with a large amount of incoming salt, the average corrosion depth just below the coating film scratching part is due to competition with the ionization of Sn. Can not be suppressed. Therefore, the upper limit of the Mo content is preferably 0.400%.
  • the minimum of Mo content into 0.010%.
  • a preferable upper limit of the Mo content is 0.300%, 0.100%, or 0.040%.
  • Mo may be present in the wire 10 as an alloy powder such as a component of the steel outer shell 11, metal Mo in the flux 12, or Fe—Mo. That is, mainly by controlling the Mo content of the steel outer shell 11 and the Mo content of the flux 12, the flux-cored wire 10 having the Mo content can be manufactured. Further, in order to keep the Mo content of the flux-cored wire 10 within the above range, the steel outer shell 11 having the Mo content (that is, 0 to 0.400%) and the Mo content (that is, 0 to 0). .400%) flux 12 may be used.
  • W may be included in the wire 10 because it contributes to improving the strength of the weld metal.
  • the W content exceeds 0.200%, particularly when the coating film scratches occur in an environment where the amount of incoming salt is high, the average corrosion depth directly below the coating film scratching part is due to competition with the ionization of Sn. Can not be suppressed. Therefore, the upper limit of the W content is 0.200%.
  • a preferable upper limit of the W content is 0.150%, 0.100%, or 0.010%. Note that W may be present in the wire 10 as a component of the steel outer shell 11 or as an alloy powder such as metal W in the flux 12.
  • the flux-cored wire 10 having the W content can be manufactured. Further, in order to keep the W content of the flux-cored wire 10 within the above range, the steel outer shell 11 having the W content (that is, 0 to 0.200%) and the W content (that is, 0 to 0). .200%) flux 12 may be used.
  • Cr 0 to 0.500%
  • Cr may be contained in the wire because it contributes to improving the strength of the weld metal.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.500%.
  • a preferable upper limit of the Cr content is 0.100% or 0.050%.
  • Cr may be present in the wire as a component of the steel outer shell 11 or as an alloy powder of an alloy powder such as metal Cr or Fe—Cr in the flux 12.
  • the flux-cored wire 10 having the Cr content can be manufactured mainly by controlling the Cr content of the steel outer skin 11 and the Cr content of the flux 12. Further, in order to keep the Cr content of the flux-cored wire 10 within the above range, the steel outer shell 11 having the Cr content (that is, 0 to 0.500%) and the Cr content (that is, 0 to 0). .500%) flux 12 may be used.
  • Nb may be contained in the wire 10 because it contributes to improving the strength of the weld metal by precipitation strengthening. However, if the Nb content exceeds 0.300%, Nb forms coarse precipitates and the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the upper limit value of the Nb content is 0.300%. The upper limit value of the Nb content may be 0.250% or 0.200%. In order to acquire the above-mentioned effect, it is good also considering the lower limit of Nb content as 0.050% or 0.100%. Nb may be present in the wire 10 as a component of the steel outer shell 11 or as an alloy powder of an alloy powder such as metal Nb or Fe—Nb in the flux 12.
  • the flux-cored wire 10 having the Nb content can be manufactured.
  • the steel outer shell 11 having the Nb content (that is, 0 to 0.300%) and the Nb content (that is, 0 to 0) are used. .300%) flux 12 may be used.
  • V may be included in the wire 10 because it contributes to improving the strength of the weld metal.
  • the V content is 0.300% or less.
  • the V content is preferably set to 0.010% or more.
  • the upper limit of the preferable V content is 0.200% or 0.100%.
  • V may be present in the wire 10 as a component of the steel outer shell 11 or as an alloy powder of an alloy powder such as metal V or Fe—V in the flux 12.
  • the flux-cored wire 10 having the V content can be manufactured mainly by controlling the V content of the steel outer skin 11 and the V content of the flux 12. Further, in order to keep the V content of the flux-cored wire 10 within the above range, the steel outer shell 11 having the V content (that is, 0 to 0.300%) and the V content (that is, 0 to 0). .300%) flux 12 may be used.
  • N 0 to 0.0080% Since N is an element that impairs the toughness and the like of the weld metal, it is most preferable that N is not included in the wire 10 at all. Therefore, the lower limit of the N content is 0%. However, since a large amount of cost is required to completely remove N from the material of the wire, N may be contained within a range that does not impair various properties of the weld metal. In the flux cored wire 10 according to the present embodiment, N of 0.0080% or less is allowed. The upper limit of the N content may be 0.0070%, 0.0060%, or 0.0050%.
  • the steel outer shell 11 having the N content (that is, 0 to 0.0080%) and the V content (that is, 0 to 0.0080). %) Flux 12 may be used.
  • Ca and REM have the effect of improving the ductility and toughness of the weld metal by changing the form of sulfides and oxides.
  • the Ca content may be 0.0002% or more, and the REM content may be 0.0002% or more.
  • Ca and REM are elements that increase the amount of sputtering and impair the weldability. Therefore, the upper limit of Ca content is 0.0050%, and the upper limit of REM content is 0.0050%.
  • the upper limit of the Ca content may be 0.0040% or 0.0030%.
  • the upper limit of the REM content may be 0.0040% or 0.0030%.
  • Ca and REM may exist in the wire 10 as a component of the steel outer shell 11 or as a Ca compound or a REM compound in the flux 12. That is, mainly by controlling the Ca content and REM content of the steel outer skin 11 and the Ca content and REM content of the flux 12, the flux-cored wire 10 having the above Ca content and REM content is manufactured. can do. Further, since the Ca content and the REM content of the flux-cored wire 10 are within the above ranges, the Ca content (that is, 0 to 0.0050%) and the REM content (that is, 0 to 0.0050%). ) And the flux 12 having the Ca content (that is, 0 to 0.0050%) and the REM content (that is, 0 to 0.0050%) may be used.
  • Sb is an element that imparts weather resistance and paint peel resistance to the weld metal in the same manner as Sn. Therefore, the Sb content may be 0.0010% or 0.0020%. However, if the Sb content exceeds 0.0050%, the toughness of the weld metal decreases due to segregation of Sb at the grain boundaries of the weld metal. Therefore, the upper limit of the Sb content is set to 0.0050%. The upper limit value of the Sb content may be 0.0040% or 0.0030%. Sb may be present in the wire 10 as a component of the steel outer shell 11 or as an alloy powder of an alloy powder such as metal Sb or Sb compound in the flux 12.
  • the flux-cored wire 10 having the Sb content can be manufactured.
  • the steel outer shell 11 having the Sb content (that is, 0 to 0.0050%) and the Sb content (that is, 0 to 0) are used. .0050%) flux 12 may be used.
  • the total content of Sn and Sb needs to exceed the total content of Mo and W.
  • the total content of Sn and Sb is less than or equal to the total content of Mo and W, especially in an environment with a large amount of incoming salt, when the coating film is damaged due to coating film deterioration, This is because it is difficult to suppress the average corrosion depth, and the coating peel resistance is lowered.
  • the above-mentioned requirement can be said in other words that the index X obtained by substituting the contents of Sn, Sb, Mo, and W into the following formula is greater than zero.
  • the components of the flux-cored wire 10 are preferably controlled so that the index X is 0.05 or more, 0.08 or more, or 0.10 or more.
  • the balance of the chemical composition of the wire 10 is Fe and impurities.
  • Fe exists as a component of the steel outer shell 11 and a component in the flux 12 (Fe powder, Fe alloy powder (eg, Fe—Mn alloy powder, Fe—Si alloy powder, etc.)).
  • Fe powder is used for adjustment of components other than Fe, and its content may be 0% with respect to the total mass of the wire if not necessary.
  • the upper limit of the Fe powder content may be 10.0% or less with respect to the total mass of the wire.
  • Impurities are raw materials such as ore or scrap, or components mixed in due to various factors in the manufacturing process when manufacturing the wire industrially, and have an adverse effect on the manufacturing method of the wire according to the present embodiment. It means what is allowed in the range not given.
  • the wire according to the present embodiment may contain O as an impurity in addition to O constituting the oxide, but such O is allowed if the content is 0 to 0.080%.
  • all the O contents including the above-described Ti oxide, Si oxide, Zr oxide, Fe oxide, Al oxide, Na compound, K compound, fluorine compound, and O constituting the Bi oxide. The amount is usually 0.5 to 6.0%.
  • the filling rate (ratio of the total mass of the flux to the total mass of the wire) is not particularly limited, but is 8 to 20% with respect to the total mass of the wire from the viewpoint of productivity. It is preferable to do this.
  • the diameter of the wire is not particularly limited, but is preferably 1.0 to 2.0 mm in consideration of convenience during welding.
  • the flux cored wire 10 according to another aspect of the present invention is the flux cored wire 10 obtained by the above-described method for manufacturing the flux cored wire 10 according to the present embodiment.
  • the method for manufacturing a welded joint according to another aspect of the present invention includes the step of welding using the flux-cored wire 10 manufactured by the method for manufacturing the flux-cored wire 10 according to this embodiment described above. Is the method.
  • the flux-cored wire 10 according to the present embodiment contains Cu and Sn, and the Sn content, the Sb content, the W content, and the Mo content satisfy the above-described formula 1, so the flux according to the present embodiment
  • the manufacturing method of the cored wire 10 and the welded joint provides a weld metal having excellent corrosion resistance and mechanical performance in the welding of corrosion resistant steel used in environments where corrosive substances are present, such as a large amount of incoming salt. It is done.
  • the flux-cored wire 10 according to this embodiment has an alloy component within the above-described predetermined range, according to the flux-cored wire 10 and the welded joint according to this embodiment, excellent pit resistance can be obtained.
  • the amount of spatter is small, cracks are not generated during welding, the welding workability is good, such as the bead shape, the bead appearance, and the slag peelability are excellent, so that the welding efficiency can be improved and the quality of the welded portion can be improved.
  • the use of the flux-cored wire 10 and the welded joint manufacturing method according to the present embodiment is not particularly limited, but structural steel materials that require corrosion resistance of the weld metal, in particular, harbor facilities, bridges, building / civil engineering structures and tanks, It is particularly suitable to be applied to the manufacture of steel structures such as ships / marine structures, railways and containers.
  • the material of the steel material to which the manufacturing method of the flux cored wire 10 and the welded joint according to the present embodiment is not particularly limited, and may be a normal steel material such as carbon steel or low alloy steel. Weather resistant steel or low alloy steel containing Ni, Sn and the like is more advantageous from the viewpoint of weather resistance and paint corrosion resistance.
  • the form of welding in which the flux-cored wire 10 according to the present embodiment is provided and the form of welding included in the method for manufacturing a welded joint according to the present embodiment are not particularly limited, but are preferably gas shielded arc welding. Also, no pits are generated, welding workability such as bead shape, bead appearance and slag peelability is good, and the coating life of the structure including the weld metal is extended. It is preferable.
  • Elements such as Ti, Si, Na, and Ca contained in the flux-cored wire 10 are in the form of metal or alloy, oxide, fluoride, and carbonate in the flux-cored wire 10. This is because it is not easy to determine whether it exists. For example, it is difficult to separate Si (metal Si) existing as a metal or an alloy and Si existing as an oxide (SiO 2 ). This is because a method for performing wet analysis by selectively dissolving only metal Si has not been established. Further, when fluoride is contained in the flux 12, fluorine released from the flux 12 may damage the analytical instrument.
  • the manufacturing method of the flux cored wire 10 includes a step of annealing the steel wire in which the flux 12 is encapsulated, and this annealing may change the composition of the non-metallic substance of the flux 12 to an unexpected one. It is.
  • Table 1-1 to Table 1-4 are design values, and indicate mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire (the total mass of the steel outer sheath and the flux). Further, when manufacturing the flux-cored wire, the content of each compound was controlled based on an analysis report, certificate or catalog of the chemical composition of the raw material of the flux. In Tables 1-1 to 1-4, the balance “bal.” Indicates that the balance of the chemical composition is Fe and impurities.
  • a survey of welding workability was conducted.
  • a horizontal fillet welding test was conducted with an automatic welder using a T-shaped fillet specimen.
  • the specimen is a steel grade SM490B specified in JIS G 3106: 2008, a plate thickness of 12 mm, a specimen length of 600 mm, and an inorganic zinc primer on the steel plate surface to have a thickness of 20 to 25 ⁇ m in order to promote the generation of pits. Painted on.
  • the welding conditions were the welding conditions shown in Table 2, and simultaneous welding was performed twice on both sides, and the bead shape, bead appearance, slag peelability, number of pits generated, and spatter generation amount were examined.
  • the bead shape As for the bead shape, it was confirmed by visual observation whether the bead surface was flat or the bulge was not too large, and the case where the bead shape was too large was defined as “bad”.
  • the appearance of the bead was determined by visual inspection to determine whether a bead breakage, bead constriction, or perforation due to a void had occurred due to arc instability. The case where no bead breakage or the like occurred was defined as “good”.
  • the slag peelability is defined as “very good” when the slag is peeled off regardless of the hit by the chisel, and the slag is peeled off by hitting with the chisel (the slag does not peel off without hitting by the chisel).
  • the case was determined as “good”, and the case where slag remained on the bead after hitting with a chisel was determined as “bad”.
  • the pit resistance was defined as “good” when the amount of pits generated was 1 / m or less, and “bad” when the number of pits exceeded 1 / m.
  • Spatter scattered during welding was collected and the mass of the spatter was measured.
  • the amount of spatter generated is “high” when the sputter mass per minute is 1.5 g or more, and “slightly high” when 1.0 to 1.5 g (1.0 g or more and less than 1.5 g). "And less than 1.0 g was" less ".
  • the temperature of the impact test was 0 ° C. However, impact tests at 0 ° C. and ⁇ 40 ° C. were performed on the weld metal obtained from the wire containing one or more of Ni, Ti, and B.
  • the acceptance criteria for the mechanical properties of the weld metal were 510 to 660 MPa in tensile strength in the tensile test, and the impact energy was determined to be acceptable when the absorbed energy at a test temperature of 0 ° C. was 60 J or more.
  • the weld metal obtained from wires containing at least one of Ti, B, and Ni has a test temperature of ⁇ 40.
  • the case where the absorbed energy at 0 ° C. was 60 J or more was regarded as acceptable.
  • a case where slag entrainment, blowhole, poor penetration, and crater cracking were not observed was regarded as acceptable.
  • a sample for producing a corrosion test piece (thickness 3 mm ⁇ width 60 mm ⁇ length 150 mm) is deep from the surface of the base metal 1 so that the weld metal 2 is at the center.
  • the sample was taken from a sampling position 3 of 1 mm, the surface was shot blasted, and then heated and dried at a furnace temperature of 80 ° C. to obtain a corrosion test piece material.
  • paint A Choinese Paint Co., Ltd. Van No. # 200
  • Paint B Tinto Paint Co., Ltd. Neo Gosei Primer HB
  • a corrosion test piece was prepared by coating with a thickness of 200 to 350 ⁇ m. As shown in FIG. 2, a cross-cut 4 was applied to the corrosion test piece so as to straddle the weld metal 2, thereby producing a corrosion test piece 5 simulating a coating film scratch. For the crosscut 4, a scratch ridge that reaches from the top of the coating film to the underlying steel surface was applied with a cutter knife so that the rectangular dimension with the crosscut as a diagonal line was 100 mm long side ⁇ 40 mm short side. Thereafter, the corrosion resistance of the obtained corrosion test piece 5 was evaluated in accordance with SAE (Society of Automotive Engineers) J2334 test.
  • SAE Society of Automotive Engineers
  • the SAE J2334 test will be described.
  • the SAE J2334 test is wet (50 ° C., 100% RH, 6 hours), salt adhesion (room temperature, 0.25 hour aqueous solution immersion (pH 8, 0.5 mass% NaCl, 0.1 mass% CaCl 2 , 0 0.075 mass% NaHCO 3 )) and drying (60 ° C., 50% RH, 17.75 hours) are accelerated tests conducted under dry and wet conditions with one cycle (total 24 hours).
  • An outline of one cycle of the SAE J2334 test is shown in FIG.
  • This corrosion test is a test that simulates a severe corrosive environment in which the amount of incoming salt exceeds 1 mdd. After 80 cycles of the SAE J2334 test, the area ratio of coating film peeling and swelling of each test piece was measured. In addition, coating adhesion was evaluated as a test reflecting the long-term paint corrosion resistance of actual structures. Paste two rows of transparent adhesive tapes with a width of 20 mm, cut to a long side length of 100 mm, over the entire area corresponding to the rectangle with the cross cut as a diagonal, and within 5 minutes after attaching the tape. It was separated at 4.0 to 8.0 seconds at an angle close to 60 °.
  • the tape peeling rate obtained by dividing the coating film area peeled off by the tape peeling operation by the coating film area remaining immediately after 80 cycles of the SAE J2334 test was determined. Thereafter, the remaining coating film on the surface and the generated rust layer were removed, and after measuring the corrosion depth of the paint film ridge, the average corrosion depth was calculated.
  • the case where the coating film peeling and swelling area ratio was less than 50% and the average corrosion depth of the coating film scratched part was less than 0.50 mm was regarded as acceptable.
  • a tape peeling rate of 0 to less than 20% was judged as “very good”, 20% or more and less than 40% was judged as “good”, and 40% or more was judged as “bad”.
  • wire No. which is an example of the present invention.
  • the O content other than O constituting the compound such as an oxide is 0 to 0.080%, and the total O content including the oxide and other compounds is 0.5 to 6 0.0%.
  • Wire No. containing an appropriate amount of Bi 3 to 5, 12, 13, and 15 to 22 had very good slag peelability. Further, a wire No. containing an appropriate amount of one or two of Ti and B is used. 6-8, Wire No. containing appropriate amount of Ni Wire Nos. 9 to 13, 19 to 23, and one or two of Ti and B and an appropriate amount of Ni. In Nos. 14 to 16 and 18, the absorbed energy of the weld metal at ⁇ 40 ° C. was as good as 60 J or more.
  • the wire No. No. 24 had a small TiO 2 conversion value, so that the amount of slag produced was insufficient and the beads could not be encapsulated uniformly, the slag was seized, and the bead appearance was “bad”. Moreover, there was much spatter generation amount. Furthermore, since the ZrO 2 conversion value was small, the bead shape was not smooth, but became a convex bead shape, and the slag peelability was “bad”.
  • Wire No. No. 25 had a large TiO 2 conversion value, so that the slag was thick and pits were generated, the viscosity of the slag was increased, and the toe portion of the bead was swollen. Further, since C is small, the tensile strength of the deposited metal and the absorbed energy at 0 ° C. were low.
  • Wire No. No. 26 had a large TiO 2 conversion value and a small SiO 2 conversion value, so the slag encapsulation state was poor, and the slag peelability, bead shape and bead appearance were poor. Further, since the amount of C is large, the tensile strength of the weld metal becomes excessively high, resulting in a decrease in ductility. Therefore, the absorbed energy at 0 ° C. is low. Wire No. No. 27 has a large SiO 2 equivalent value, so the amount of spatter generated increased and pits were also generated. Moreover, since the ZrO 2 conversion value was large, the bead shape was convex.
  • Wire No. 28 the FeO equivalent value was small, so the shape of the bead toe portion was poor. Further, since the amount of Si was small, pits were generated, and the tensile strength of the deposited metal and the absorbed energy at 0 ° C. were low. Wire No. No. 29 has a large FeO conversion value, so the slag encapsulation state was poor, the slag peelability was poor, the bead toe swelled, and the bead shape and bead appearance were also “bad”. Moreover, since the amount of Sn was large, crater cracks occurred.
  • Wire No. No. 30 had a small equivalent value of Al 2 O 3, so an undercut occurred on the upper leg side, and the bead shape was “bad”. Further, the amount of Si was excessive, the tensile strength of the deposited metal was high, and the absorbed energy at 0 ° C. was low due to the decrease in ductility. Wire No. No. 31 had a large Al 2 O 3 converted value, so that the bead toe portion swelled, the conformability deteriorated, and the bead shape was “bad”. Moreover, pits were generated because the amount of Mg was small.
  • Wire No. 32 the amount of Cu was excessive, and the absorbed energy of the weld metal at 0 ° C. was low. Further, since the amount of Al was small, the bead became convex and an undercut occurred in the upper leg portion. Wire No. Since No. 33 had a large amount of Al, the bead shape was not smooth and the toe portion swelled, and even in the molten slag, solidification unevenness occurred and the slag peelability was “bad”. Further, since the amount of Mg was large, the arc became rough and the amount of spatter was large. Further, since the amount of Mn is large, the tensile strength of the weld metal is high, and the absorbed energy at 0 ° C. is low due to the decrease in ductility.
  • Wire No. No. 34 had a small amount of Sn, so that the area ratio of coating film peeling and swelling of the deposited metal was large, and the average corrosion depth of the scratches on the coating film was also deep. Further, since the Bi-converted value was large, the bead appearance was “bad”. Wire No. No. 35 had a large sum of Na 2 O converted value and K 2 O converted value, so that the amount of spatter was large, and the slag peelability, bead shape and bead appearance were “bad”. Further, since the amount of Mn was small, pits were generated, and the tensile strength of the deposited metal and the absorbed energy at 0 ° C. were low.
  • Wire No. No. 36 had a small amount of Cu, so that the area ratio of peeling and swelling of the deposited metal film was large, and the average corrosion depth of the scratched part of the coating film was also deep. Further, since the F conversion value was small, the conformability of the lower leg portion on the lower plate side was poor, the bead shape was “bad”, and pits were generated. Furthermore, since the amount of B is large, crater cracks occurred. Wire No. No. 37 had a small amount of Sn, so that the area ratio of coating film peeling and swelling of the deposited metal was large, and the average corrosion depth of the coating film scratch was also deep. Moreover, since the F conversion value was large, the viscosity of the slag was lowered, the bead shape was convex, and the slag peelability was “bad”.
  • Wire No. In No. 38 pits occurred because the Mg amount was small. Further, since the amount of Ti was large, the amount of spatter was large, slag was seized on the bead surface, and the bead appearance was “bad”. Wire No. In No. 39, since the total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value was small, the arc became unstable, a large amount of spatter was generated, the bead shape and bead appearance became “bad”, and pits were also generated. Moreover, since the amount of Ni was large, crater cracks occurred.
  • Wire No. 40 the index X was 0 or less, the average corrosion depth just below the scratched part of the weld metal coating film was deep, and the coating film adhesion was “bad”.
  • Wire No. No. 41 has an index X of 0 or less, a large area ratio of peeling and swelling of the coating film of the weld metal, a large average corrosion depth just below the scratched part of the coating film, and a poor coating adhesion. It was.

Abstract

本発明の一態様に係るフラックス入りワイヤの製造方法は、鋼板を円形に成形しながら、前記鋼板の内部にフラックスを充填する工程と、前記鋼板の両端を接合して鋼管とする工程と、前記鋼管に圧延及び焼鈍を施して、前記フラックス入りワイヤを得る工程と、を備え、前記フラックス入りワイヤが所定の化学組成を有し、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量、Ｗ含有量、及びＭｏ含有量が以下の式１を満たす。　Ｓｎ＋Ｓｂ＞Ｍｏ＋Ｗ　：式１

Description

フラックス入りワイヤの製造方法、フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法
　本発明は、フラックス入りワイヤの製造方法、フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法に関する。
　長期間使用することによって大気腐食環境中に暴露されている耐候性鋼材は、一般的には、その表面に保護性のあるさび層が形成される。このさび層が外界からの腐食性物質より耐食性鋼材を遮蔽することで、さび層形成以降の耐候性鋼材の腐食が抑制されて、その耐候性が発揮される。そのため、耐候性鋼材は、塗装せずに裸材のまま使用可能な鋼材として、橋梁等の構造物に用いられている。
　しかしながら、飛来塩分量が多い環境、例えば海浜地域、及び融雪剤が散布される地域等では、耐候性鋼材の表面に保護性のあるさび層が形成されにくく、腐食を抑制する効果が発揮されにくい。そのため、これらの地域では、裸材のままの耐候性鋼材を用いることができず、塗装をして用いる必要がある。
　さらに、前述の飛来塩分量が多い環境下では、塗膜劣化によって塗膜傷が生じ、塗膜傷部直下の鋼材が直接的に腐食環境にさらされるために、塗装鋼材は、傷部を中心としてコブ状に塗膜が膨れ上がる腐食形態を示す。このような腐食形態の進行によってさらに塗膜傷部が累進的に拡大することで、構造物の腐食が進展し続けるので、飛来塩分量が多い環境下では構造物の寿命延長を目的として約１０年毎に塗装鋼材に再塗装を実施することが多い。このような補修工程には多大な工数がかかるので、塗装寿命を延長し、補修塗装間隔を大きく延ばすことで維持管理費用の低減を可能とする耐食性鋼材について、いくつかの技術提案がなされている。
　例えば、特許文献１には、海浜地域や融雪塩が散布される地域等で飛来塩分量が多い環境下でもミニマムメンテナンス材料として使用することができる、耐候性および耐塗装剥離性に優れた橋梁用鋼材が開示されている。
　特許文献２には、塗膜が機械的に傷つけられ易く、かつＳＯ４ ２－とＣｌ－の両方の影響を受け易い腐食環境であっても、塗膜の寿命延長と塗膜が剥がれた後の腐食抑制を図ることができる、石炭・鉱石運搬船ホールド用の耐食性鋼材が開示されている。
　また、鋼材自体の耐食性に加え、上記特許文献１及び特許文献２に開示されるような耐候性鋼又は耐食鋼を溶接した場合の溶接金属にも、優れた耐候性及び塗装耐食性を付与させることが求められている。
　特に、溶接継手において余盛の耐候性及び塗装耐食性が問題となる。余盛は溶接金属の最表層であり、余盛の領域に施された塗膜は、その周囲の平滑な母材に施された塗膜表面に比較して、溶接継手使用中に、他の物体との衝突や機械的摩擦を相対的により頻回に、強く受け易い。また、余盛自体が凸形で複雑な形状を呈するので、塗装施工において、周囲の母材の塗膜の膜厚よりも余盛の塗膜の膜厚が薄くなる傾向がある。これらの理由から余盛表面は、塗膜の剥離が生じ易いので、鋼構造物の使用開始から早期に、累進的な塗膜破壊が進行する腐食形態の起点となりやすい。
　そのため、継手の溶接金属に母材と同等、あるいは、それ以上の優れた耐候性及び塗装耐食性を付与させることができる新規な溶接材料が求められている。
　上記課題に対し、例えば特許文献３には、高Ｎｉ系高耐候性鋼の溶接に適し、良好な溶接作業性、特に良好なスラグ剥離性が得られ、母材の耐食性を損なうことなく海塩に対する耐食性を溶接金属に付与するガスシールドアーク溶接用ワイヤが提案されている。しかし、特許文献３で提案された技術では、溶接金属を含めた構造物の塗装寿命延長の効果を得ることは難しい。
　特に橋梁の溶接においては、リブといわれる補強材の水平すみ肉溶接が行われる場合が多い。そのため、橋梁の溶接においては、水平すみ肉溶接における溶接作業性、ビード形状、ビード外観及び耐欠陥性に優れたガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤが求められる。さらに、ガスシールドアーク溶接用ワイヤは、ワイヤ中にＮｉを比較的多く含有するため、溶接時に高温割れが発生し易いという問題もある。
　一方、耐食性に優れたガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤとして、例えば特許文献４、特許文献５及び特許文献６が提案されている。
　しかし、特許文献４、特許文献５及び特許文献６に提案されているガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを水平すみ肉溶接に適用した場合には、ピットが生じるとともに、ビード形状、ビード外観、スラグ剥離性等の溶接作業性が不良であるという問題がある。また、Ｃｕ、ＣｒおよびＮｉを含有させるような、従来の化学成分の検討で溶接金属の耐食性を向上させる効果は得られているが、溶接金属を含めた構造物の塗装寿命延長の効果は得られていない。
　さらに、特許文献３～６に記載の溶接材料によって得られた溶接金属においても、塗膜の剥離を誘引しやすく、飛来塩分量の多い環境下では、腐食形態の起点となるという問題があった。溶接継手の最表層である余盛に施された塗膜の厚さは、余盛の凸状の複雑な形状に起因して、その周囲の平坦な母材に施された塗膜の厚さに比較して薄くなる傾向にあるからである。
日本国特開２００８－１６３３７４号公報 日本国特開２００７－２６２５５５号公報 日本国特開２００３－３１１４７１号公報 日本国特開２０００－１０２８９３号公報 日本国特開２０００－２８８７８１号公報 日本国特開２００４－２３０４５６号公報
　本発明は、橋梁、港湾構造物及び海浜地域などの飛来塩分量が多い環境下で使用される耐食鋼を水平すみ肉溶接する場合においても溶接作業性、溶接性及び溶接部の耐候性及び塗装耐食性に優れ、且つ機械的性能に優れた溶接金属が得られるフラックス入りワイヤの製造方法、フラックス入りワイヤ、及び溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。なお、本明細書において溶接作業性に優れるとは、スパッタ発生量が少なく、ビード形状、ビード外観及びスラグ剥離性に優れることを意味する。同様に、溶接性に優れるとは、ピットの発生が無く、高温割れが発生しないことを意味する。また、機械的性能に優れるとは、引張強さ及び靱性に優れることを意味する。
　本発明の要旨は以下の通りである。
［１］　本発明の一態様に係るフラックス入りワイヤの製造方法は、鋼製外皮の内部にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤの製造方法であって、
　鋼板を円形に成形しながら、前記鋼板の内部にフラックスを充填する工程と、
　前記鋼板の両端を接合して鋼管とする工程と、
　前記鋼管に圧延及び焼鈍を施して、前記フラックス入りワイヤを得る工程と、
を備え、
　前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で、
　Ｃ：０．０３～０．１０％、
　Ｓｉ：０．４０～０．８５％、
　Ｍｎ：１．５～３．５％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０２０％以下、
　Ｃｕ：０．０３～０．７０％、
　Ｓｎ：０．０５～０．３０％、
　Ｍｇ：０．０５～０．５０％、
　Ａｌ：０．０５～０．５０％、
　Ｔｉ酸化物：ＴｉＯ２換算値で１．５０～４．６０％未満、
　Ｓｉ酸化物：ＳｉＯ２換算値で０．３０～１．００％、
　Ｚｒ酸化物：ＺｒＯ２換算値で０．１０～０．５０％、
　Ｆｅ酸化物：ＦｅＯ換算値で０．１０～１．００％、
　Ａｌ酸化物：Ａｌ２Ｏ３換算値で０．０５～０．５０％、
　Ｎａ化合物及びＫ化合物の合計：Ｎａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計で０．０５０～０．２００％、
　弗素化合物：Ｆ換算値で０．０２～０．２０％、
　Ｂｉ及びＢｉ酸化物の合計：Ｂｉ換算値で０～０．０３５％、
　Ｎｉ：０～２．５０％、
　Ｔｉ：０～０．３０％、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｍｏ：０～０．４００％、
　Ｗ：０～０．２００％、
　Ｃｒ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．３００％、
　Ｖ：０～０．３００％、
　Ｎ：０～０．００８０％、
　Ｃａ：０～０．００５０％、
　ＲＥＭ：０～０．００５０％、
　Ｓｂ：０～０．００５０％、
　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量、Ｗ含有量、及びＭｏ含有量が以下の式１を満たす。
　Ｓｎ＋Ｓｂ＞Ｍｏ＋Ｗ　：式１
　ただし、前記式１における元素記号は、各元素記号に係る元素の含有量を、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で示すものである。
［２］　上記［１］に記載のフラックス入りワイヤの製造方法では、前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で、
　Ｍｏ：０～０．０４０％
　Ｗ：０～０．０１０％、
であってもよい。
［３］　上記［１］または［２］に記載のフラックス入りワイヤの製造方法では、前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で、
　Ｃｕ：０．０５～０．７０％、
であってもよい。
［４］　上記［１］～［３］のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法では、前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で、少なくとも下記のいずれかひとつを満たしてもよい。
　Ｎｉ：０．１０～２．５０％
　Ｔｉ：０．０３～０．３０％
　Ｂ：０．００２～０．０１０％
［５］　上記［１］～［４］のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法では、前記接合がかしめであってもよい。
［６］　上記［１］～［４］のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法では、前記接合が溶接であってもよい。
［７］　本発明の別の態様に係るフラックス入りワイヤは、上記［１］～［６］のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法によって製造されるフラックス入りワイヤである。
［８］　本発明の別の態様に係る溶接継手の製造方法は、上記［１］～［６］のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法によって製造されるフラックス入りワイヤを用いて溶接する工程を備える。
　本発明に係るフラックス入りワイヤの製造方法によって得られるフラックス入りワイヤ、及びこれを用いた溶接継手によれば、橋梁、港湾構造物及び海浜地域などの飛来塩分量が多い環境下で使用される耐食鋼を水平すみ肉溶接する場合においても溶接作業性、溶接性及び溶接部の耐候性及び塗装耐食性に優れ、且つ機械的性能に優れた溶接金属が得られる。
溶接部の耐食性評価のための腐食試験片用の試料の採取位置を示した図である。 溶接部の塗装耐食性評価のための腐食試験片の形状、及び、クロスカットの概略を示した図である。 腐食試験方法（ＳＡＥ　Ｊ２３３４試験、１サイクルあたりの実施条件）の概略を示した図である。 フラックス入りワイヤの製造段階での断面図である。 かしめによって製造されたフラックス入りワイヤの断面図である。 溶接によって製造されたフラックス入りワイヤの断面図である。
　本発明者らは、前記課題を解決するために種々のフラックス入りワイヤ（以下、「ワイヤ」と略する場合がある）を試作して、詳細を検討した。
　先ず、本発明者らは、飛散塩分量が多い腐食環境での耐食性について、ワイヤ中の化学組成（以下、「化学成分」という場合もある。）の影響を調査した。この結果、フラックス入りワイヤの化学成分として、Ｃｕ及びＳｎを添加することにより、飛散塩分量が多い腐食環境での耐食性を向上させることが可能であるという知見を得た。
　さらに、本発明者らは、ビード形状及びビード外観は、ワイヤ中のＴｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ａｌ、Ｆｅ酸化物、Ａｌ酸化物及び弗素化合物量を調整することで良好になり、スラグ剥離性は、ワイヤ中のＳｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ａｌ、Ｆｅ酸化物並びにＮａ化合物及びＫ化合物の合計量を調整することで良好になることを知見した。さらに、耐ピット性及びスパッタ発生量の低減は、ワイヤ中のＴｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ含有量を調整することで良好になり、機械的性能は、ワイヤ中のＣ、Ｓｉ及びＭｎ含有量を調整することで良好になることを知見した。
　しかしながら本発明者らは、飛散塩分量が多い腐食環境で溶接金属の耐食性を向上させるためには、上述の要素の相互作用も考慮する必要があることを知見した。具体的には、本発明者らは、Ｓｎ（及びＳｂ）と、Ｍｏ及びＷとの合金成分としての含有量比を所定の範囲内としなければ、特に飛来塩分量が多い環境下においては、前述の塗膜劣化によって塗膜傷が生じた場合、塗膜傷部直下の腐食深さの抑制が困難であり、耐塗装剥離性が低下することを知見した。
　以下に、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法について、図面を参照して説明する。図４は、フラックス入りワイヤ１０の製造段階での断面図であり、図５は、かしめによって製造されたフラックス入りワイヤ１０の断面図である。鋼製外皮１１の内部にフラックス１２が充填された本実施形態に係るワイヤ１０の製造方法は、鋼板１３を円形に成形しながら、鋼板の内部にフラックス１２を充填する工程（図４参照）と、鋼板１３の両端を接合して鋼管とする工程と、鋼管に圧延及び焼鈍を施して、ワイヤ１０を得る工程と、を含む。圧延及び焼鈍は、溶接材料として使用可能な程度にワイヤ１０の径を細くし、且つワイヤ１０を軟化させるために行われる。鋼板１３の化学組成は、鋼製外皮１１の化学組成と実質的に同一である。
　接合の手段は特に限定されないが、例えばかしめ、又は溶接である。図５に示される、かしめによって製造されたワイヤ１０は、継ぎ目１４を有する。一方、図６に示される溶接によって製造されたフラックス入りワイヤ１０は、溶接部１５を有するが継ぎ目１４を有しない、いわゆるシームレスワイヤである。シームレスワイヤは、ワイヤ中の水素量を低減することを目的としたさらなる熱処理に供することができ、かつ製造後の吸湿量が少ないので、溶接金属の拡散性水素を低減でき、耐割れ性を向上させることができるので好ましい。なお、図６は、溶接によって製造されたフラックス入りワイヤ１０の断面図である。
　溶接中のワイヤの送給性を向上させる等の目的で、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法は、鋼製外皮１１の外表面にめっきする工程、及び／又は鋼製外皮１１の外表面に潤滑剤を塗布する工程をさらに含んでも良い。めっきは、例えば銅めっき等である。潤滑剤は、例えば植物油、又はＰＴＦＥ油等である。
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法では、鋼製外皮１１及びフラックス１２の化学組成が所定の範囲内に制御される。なお、鋼製外皮１１及びフラックス１２に含まれる成分は、溶接中に溶融して、溶接金属を形成するとともに、一部は酸化されてスラグとして溶接金属外に排出される。従って、以下に説明される成分は、鋼製外皮１１及びフラックス１２の何れに含まれた場合であっても同じ効果を奏すると考えられる。以上の理由により、本実施形態に係る製造方法では、鋼製外皮１１の化学組成とフラックス１２の化学組成とを区別する必要はない。
　以下、特に断りが無い限り酸化物又は弗化物の形態で存在する化学組成（成分）をスラグ成分と定義し、それ以外の単体金属又は合金として存在する化学組成（成分）を合金成分と定義する。
　Ｃ、Ｐ及びＳは金属元素ではないが、便宜上、本実施形態においては合金成分に含まれるものとする。また、Ａｌ及びＢｉに関しては、その酸化物の作用が、合金成分としてのＡｌ及びＢｉの作用と同じであると考えられるので、その酸化物は実質的に合金成分として取り扱われる。スラグ成分であるとの断りが特に無い限り、以下に説明される元素の含有量は、合金成分として存在する元素の含有量である。合金成分は鋼製外皮１１及びフラックス１２のいずれにも含まれ得るが、スラグ成分は、通常、フラックス１２にのみ含まれる。
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０を製造しようとする際には、製造しようとするフラックス入りワイヤ１０の径、充填率（フラックス入りワイヤ１０の全質量に対するフラックス１２の質量の割合のことをいう。）およびフラックス入りワイヤ１０の化学組成の設計値（目標値）が予め決定される。鋼製外皮の原材料となる鋼板１３には、通常、特定の化学組成のものが使用される。その化学組成を示した書類（例えば、鋼板１３の化学組成の分析結果、鉄鋼メーカーの検査証明書またはカタログなど）から鋼製外皮１１の化学組成を把握することができる。このため、充填率、鋼製外皮１１の化学組成およびフラックス入りワイヤ１０の化学組成の設計値（目標値）から、フラックス１２の化学組成の設計値（目標値）を決定することができる。決定されたフラックス１２の化学組成の設計値（目標値）に加え、フラックス１２の原料（スラグ成分の原料および金属成分の原料の双方をいう。）の化学組成を示した書類（例えば、原料メーカーなどの報告書、証明書またはカタログなど）から、フラックス１２の原料が選定され、その原料の配合比率が決定される。
　つまり、上記の手順で選定されたフラックス１２の原料を、上記の手順で決定された配合比率で配合して、フラックス１２を製造する。このようにして製造されたフラックス１２および前記の鋼板１３を用いて、設計値の化学組成のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。なお、フラックス入りワイヤ１０にめっきが施される場合、めっきの化学組成とめっきの厚さとに応じて、鋼製外皮１１およびフラックス１２の化学組成を制御する必要がある。
　以下の説明における、化学組成についての単位「％」は、特に断りが無い限り、フラックス入りワイヤ１０の全質量（鋼製外皮１１とフラックス１２の合計質量）に対する質量％を示す。ここで、フラックス入りワイヤ１０の全質量とは、鋼製外皮１１及びフラックス１２の合計質量であり、鋼製外皮１１の表面にめっきがされている場合は、そのめっきの質量は鋼製外皮１１の質量に含まれる。ただし、鋼製外皮１１の外表面に塗布された潤滑剤の質量は、フラックス入りワイヤ１０の全質量に含まれないものとする。
［Ｃ：０．０３～０．１０％］
　Ｃは、溶接構造物に要求される溶接金属の強度及び靭性を得るためにワイヤ中に含有される元素である。Ｃは、鋼製外皮１１に含まれる成分の他、フラックス１２中のＦｅ－Ｓｉ、Ｆｅ－Ｍｎ及びＦｅ－Ｓｉ－Ｍｎ等の鉄合金が微量含有する金属粉に含まれ得る。Ｃ含有量が０．０３％未満では、溶接金属の強度及び靭性が低下する。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、溶接金属の強度が高くなることにより、溶接金属の靭性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．０３～０．１０％とする。好ましくは、Ｃ含有量の下限値は０．０４％、又は０．０５％である。好ましくは、Ｃ含有量の上限値は０．０９％、又は０．０８％である。　なお、Ｃは、鋼製外皮１１の成分、及びフラックス１２中の金属粉及び合金粉の成分として存在し得る。つまり、鋼製外皮１１のＣ含有量およびフラックス１２のＣ含有量を制御することにより、前記のＣ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｓｉ：０．４０～０．８５％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、且つ溶接金属の強度及び靭性を確保するためにワイヤ中に含有される元素である。Ｓｉは、鋼製外皮１１に含まれる成分の他、フラックス１２中の金属Ｓｉ、Ｆｅ-Ｓｉ及びＦｅ-Ｓｉ-Ｍｎ等に含まれ得る。Ｓｉ含有量が０．４０％未満では、脱酸不足によりピットが発生する。また、Ｓｉ含有量が０．４０％未満では、溶接金属の強度及び靭性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が０．８５％を超えると、溶接金属の強度が高くなることにより、溶接金属の靭性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．４０～０．８５％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量の下限値は０．５５％、又は０．６５％である。好ましくは、Ｓｉ含有量の上限値は０．７５％、又は０．７０％である。
　なお、Ｓｉは、鋼製外皮１１の成分、及びフラックス１２中の金属Ｓｉ、Ｆｅ－Ｓｉ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ等の合金粉の成分として存在し得る。つまり、鋼製外皮１１のＳｉ含有量およびフラックス１２のＳｉ含有量を制御することにより、前記のＳｉ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｍｎ：１．５～３．５％］
　Ｍｎは、脱酸剤として作用する元素であるとともに、溶接金属の強度及び靭性を確保するためにワイヤ中に含有される元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満では、脱酸不足となり、ピットが発生する。また、Ｍｎ含有量が１．５％未満では、溶接金属の強度及び靭性も低下する。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、溶接金属の強度が高くなることにより、溶接金属の靭性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、１．５～３．５％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量の下限値は２．４％、又は２．６％である。好ましくは、Ｍｎ含有量の上限値は３．０％、又は２．８％である。
　なお、Ｍｎは、鋼製外皮１１の成分、及びフラックス１２中の金属Ｍｎ、Ｆｅ－Ｍｎ、Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ等の合金粉の成分として存在し得る。つまり、鋼製外皮１１のＭｎ含有量およびフラックス１２のＭｎ含有量を制御することにより、前記のＭｎ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｐ：０．０２０％以下］
［Ｓ：０．０２０％以下］
　Ｐ及びＳは、溶接金属の機械的特性に悪影響を与え、また、溶接金属の耐食性を損なう場合がある元素であるので、ワイヤに一切含まれないことが最も好ましい。従って、Ｐ及びＳの含有量の下限値は０％である。しかしながら、Ｐ及びＳをワイヤの材料から完全に除去するためには多くの費用を必要とするので、溶接金属の諸特性を損なわない範囲内でＰ及びＳが含有されてもよい。本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０では、０．０２０％以下のＰ、及び０．０２０％以下のＳが許容される。Ｐ又はＳの上限値を０．０１５％、０．０１０％、又は０．００５％としてもよい。Ｐ又はＳの下限値を０．００１％、０．００２％、又は０．００５％としてもよい。
　前記のＣおよびＳｉと同様に、鋼製外皮１１のＰ含有量およびＳ含有量並びにフラックス１２のＰ含有量およびＳ含有量を制御することにより、前記のＰ含有量およびＳ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
　［Ｃｕ：０．０３～０．７０％］
　Ｃｕは、溶接金属の耐食性を向上させる作用を有する元素である。Ｃｕ含有量が０．０３％未満では、溶接金属の耐食性が劣る。一方、Ｃｕ含有量が０．７０％を超えると、溶接金属の耐食性が向上される効果は飽和する。また、Ｃｕ含有量が０．７０％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は、０．０３～０．７０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量の下限値は０．０５％、０．１５％、０．１７％、又は０．２０％である。好ましくは、Ｃｕ含有量の上限値は０．３５％、０．３２％、又は０．３０％である。
　Ｃｕが溶接金属の耐候性および耐塗装剥離性を向上させる理由は、Ｃｕが、Ｃｕを含有した溶接金属そのものの溶解反応（腐食反応）の反応速度を低減するため、及び、Ｃｕを含有する溶接金属では、表面（余盛部など）に生成する腐食生成物（錆）が、特徴的な微細かつ緻密な構造を呈することにより、水、酸素、塩化物イオン等の透過を抑制する防食性の高い錆層を形成するためである。
　なお、Ｃｕは、鋼製外皮１１自体の成分、鋼製外皮１１のめっき成分、又はフラックス１２中の金属Ｃｕ等として存在し得る。つまり、鋼製外皮１１のＣｕ含有量、めっきのＣｕ含有量およびフラックス１２のＣｕ含有量を制御することにより、前記のＣｕ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｓｎ：０．０５～０．３０％］
　Ｓｎは、溶接金属の耐食性を向上させる効果を有する元素である。Ｓｎ含有量が０．０５％未満では、耐食性が劣る。一方、Ｓｎ含有量が０．３０％を超えると、高温割れが生じ易くなる。従って、Ｓｎ含有量は、０．０５～０．３０％とする。好ましくは、Ｓｎ含有量の下限値は０．１０％、又は０．１２％である。好ましくは、Ｓｎ含有量の上限値は０．２５％、０．２０％、又は０．１８％である。
　なお、Ｓｎは、鋼製外皮１１の成分として含有されてもよいし、フラックス１２中の金属Ｓｎ又はＳｎ化合物として含有されてもよい。主に、鋼製外皮１１のＳｎ含有量およびフラックス１２のＳｎ含有量を制御することにより、前記のＳｎ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
　Ｓｎが溶接金属の耐候性及び耐塗装剥離性を向上させる理由は、溶接金属中の金属Ｓｎがスズイオン（II）（Ｓｎ２＋）として溶出し、環境中に暴露されている部位、すなわち、酸性塩化物溶液中でインヒビター作用を示し、ｐＨが低下したアノードでの腐食を抑制するからである。また、溶接金属中の金属Ｓｎは、鉄（III）イオン（Ｆｅ３＋）を還元させる作用（２Ｆｅ３＋＋Ｓｎ２＋→２Ｆｅ２＋＋Ｓｎ４＋）も持つため、Ｆｅ３＋の腐食促進作用を抑制し、飛来塩分の多い環境での耐候性を向上させるからである。
［Ｍｇ：０．０５～０．５０％］
　Ｍｇは、強脱酸剤として作用することによって、ピット発生を防止する効果を有する元素である。Ｍｇ含有量が０．０５％未満であると、脱酸剤としての効果が無く、ピットが発生する。一方、Ｍｇ含有量が０．５０％を超えると、アークが荒くなりスパッタ発生量が多くなる。従って、Ｍｇ含有量は、０．０５～０．５０％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量の下限値は０．１５％、０．１８％、又は０．２０％である。好ましくは、Ｍｇ含有量の上限値は０．３５％、０．３０％、又は０．２５％である。
　一般的な鋼製外皮１１のＭｇ含有量は殆ど０％である。このため、Ｍｇは、フラックス１２中の金属Ｍｇ、Ａｌ－Ｍｇ等の合金粉末としてワイヤに存在することが多い。つまり、主にフラックス１２のＭｇ含有量を制御することにより、前記のＭｇ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ａｌ：０．０５～０．５０％］
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であるとともに、溶融スラグ中でＡｌ酸化物となることによってスラグの粘性を高めて、水平すみ肉溶接時に溶融プールの後退を抑制して十分なスラグ被包性を保持する作用を有する元素である。Ａｌ含有量が０．０５％未満では、ビード形状が凸状になり、上脚部にアンダーカットが発生する。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、ビード形状に滑らかさがなくなることにより、ビードの止端部が膨らんだ形状となる。また、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、溶融スラグの凝固むらが生じてスラグ剥離性が不良となる。従って、Ａｌ含有量は、０．０５～０．５０％とする。好ましくは、Ａｌ含有量の下限値は０．０７％、０．１０％、又は０．１５％である。好ましくは、Ａｌ含有量の上限値は０．２５％、又は０．２０％である。
　なお、Ａｌは、鋼製外皮１１の成分、又はフラックス１２中の金属Ａｌ粉、Ｆｅ－Ａｌ合金粉、Ａｌ－Ｍｇ合金粉などとして存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＡｌ含有量およびフラックス１２のＡｌ含有量を制御することにより、前記のＡｌ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＡｌ含有量を上記範囲内とするため、前記のＡｌ含有量の鋼製外皮１１および前記のＡｌ含有量のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｔｉ酸化物：ＴｉＯ２換算値で１．５０～４．６０％未満］
　スラグ成分であるＴｉ酸化物は、ビード全体を均一にスラグで被包させる作用を有する。また、Ｔｉ酸化物は、アークの持続を安定させ、スパッタ発生量を低減させる効果を有する。
　Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値が１．５０％未満であると、スラグ生成量が不足してビードを均一に被包できないので、スラグがビード表面に焼き付くことによってビード外観が不良になる。また、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値が１．５０％未満であると、アークを安定させる効果が無くなり、スパッタ発生量も増加する。一方、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値が４．６０％以上であると、アークが安定することによってスパッタ発生量は減少するが、スラグの粘性が高まることによって、スラグが厚くなり、ビードの止端部が膨らんだ形状となる。また、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値が４．６０％以上であると、ピットが発生しやすくなる。従って、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値は、１．５０～４．６０％未満とする。好ましくは、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値の下限値は２．５０％、２．８０％、又は３．００％である。好ましくは、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値の上限値は４．３０％、４．００％、３．７０％、又は３．５０％である。
　なお、Ｔｉ酸化物は、主に、フラックス１２中のルチル、酸化チタン、チタンスラグ、イルミナイト、チタン酸ソーダ、チタン酸カリ等として存在し得る。このため、主に、フラックス１２のＴｉ酸化物の含有量を制御することにより、前記のＴｉ酸化物の含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
　ここで、換算値の計算の仕方について、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値を例にとって説明する。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ２換算値とは、ワイヤ中に含まれている全てのＴｉ酸化物(例えば、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、Ｔｉ３Ｏ５、チタン酸ソーダ、チタン酸カリ等）をＴｉＯ２としてみなした場合の、ＴｉＯ２のワイヤ全質量に対する質量％である。従って、ＴｉＯ２の換算値は、Ｔｉ酸化物の質量からＯを除外して得られる、Ｔｉのみの質量の総和を測定し、この総Ｔｉ量を以下の式に代入することにより得られる。
　（ＴｉＯ２換算値）＝（Ｔｉ酸化物を形成するＴｉのワイヤ全質量に対する質量％）×（ＴｉＯ２の式量）／（Ｔｉの原子量）
　なお、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ２換算値、ＦｅＯ酸化物のＦｅ換算値、Ａｌ酸化物のＡｌ２Ｏ３換算値も、同様の計算により得られる。
［Ｓｉ酸化物：ＳｉＯ２換算値で０．３０～１．００％］
　スラグ成分であるＳｉ酸化物は、溶融スラグの粘性を高め、スラグ剥離性を改善する作用を有する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値が０．３０％未満では、スラグ被包状態が悪くスラグ剥離性が不良になり、ビード形状及びビード外観も不良になる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値が１．００％を超えると、スパッタ発生量が多くなる。さらに、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値が１．００％を超えると、ピット及びガス溝等が発生し易くなる。従って、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値は、０．３０～１．００％とする。好ましくは、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値の下限値は０．５０％、又は０．６０％である。好ましくは、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ２換算値の上限値は０．９０％、又は０．８０％である。
　なお、Ｓｉ酸化物は、主に、フラックス１２中の珪砂、ジルコンサンド、長石、珪酸ソーダ、珪酸カリ等として存在し得る。このため、主に、フラックス１２のＳｉ酸化物の含有量を制御することにより、前記のＳｉ酸化物の含有量（ＳｉＯ２換算値で０．３０～１．００％）のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｚｒ酸化物：ＺｒＯ２換算値で０．１０～０．５０％］
　スラグ成分であるＺｒ酸化物は、水平すみ肉溶接でスラグ被包性を高めてビード形状を平滑にする作用を有する。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ２換算値が０．１０％未満では、ビード形状が平滑にならず、凸状のビード形状となり、スラグ剥離性が不良となる。一方、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ２換算値が０．５０％を超えると、ビード形状が凸状になりやすい。従って、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ２換算値は、０．１０～０．５０％とする。好ましくは、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ２換算値の下限値は０．１５％、又は０．２０％である。好ましくは、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ２換算値の上限値は０．４０％、又は０．３０％である。
　なお、Ｚｒ酸化物は、主に、フラックス１２中のジルコンサンド、酸化ジルコニウム等として存在し得るものであり、また、上述のＴｉ酸化物に微量含有される場合もある。このため、主に、フラックス１２のＺｒ酸化物の含有量を制御することにより、前記のＺｒ酸化物の含有量（ＺｒＯ２換算値で０．１０～０．５０％）のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｆｅ酸化物：ＦｅＯ換算値で０．１０～１．００％］
　ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３等のＦｅ酸化物は、溶融スラグの粘性及び凝固温度を調整する作用を有し、ビード止端部の膨らみを無くし、下板とのなじみ性を良好にする作用を有する。Ｆｅ酸化物のＦｅＯ換算値が０．１０％未満であると、ビード止端部が膨らむことによって、ビード止端部の形状が不良になる。一方、Ｆｅ酸化物のＦｅＯ換算値が１．００％を超えると、スラグ被包状態が悪くなり、スラグ剥離性が不良でビード止端部が膨らみ、ビード形状及びビード外観も不良となる。従って、Ｆｅ酸化物のＦｅＯ換算値は、０．１０～１．００％とする。好ましくは、Ｆｅ酸化物のＦｅＯ換算値の下限値は０．２０％、０．３０％、又は０．４０％である。好ましくは、Ｆｅ酸化物のＦｅＯ換算値の上限値は０．８０％、０．７０％、又は０．６０％である。
　なお、Ｆｅ酸化物は主にフラックス１２に存在する場合が多く、主に、フラックス１２のＦｅ酸化物の含有量を制御することにより、前記のＦｅ酸化物の含有量（ＦｅＯ換算値で０．１０～１．００％）のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ａｌ酸化物：Ａｌ２Ｏ３換算値で０．０５～０．５０％］
　Ａｌ酸化物は、溶融スラグを構成した場合、スラグ被包性を良好にすることにより、すみ肉ビードの上脚側のアンダーカットを防止する作用を有する。Ａｌ酸化物のＡｌ２Ｏ３換算値が０．０５％未満では、すみ肉ビードの上脚側にアンダーカットが生じやすくなる。一方、Ａｌ酸化物のＡｌ２Ｏ３換算値が０．５０％を超えると、すみ肉ビードの下脚側のビード止端部が膨らんだビード形状となる。従って、Ａｌ酸化物のＡｌ２Ｏ３換算値は、０．０５～０．５０％とする。好ましくは、Ａｌ酸化物のＡｌ２Ｏ３換算値の下限値は０．１０％、０．１５％、又は０．２０％である。好ましくは、Ａｌ酸化物のＡｌ２Ｏ３換算値の上限値は０．３５％、０．３０％、又は０．２５％である。
　なお、Ａｌ酸化物は、主にフラックス１２中のアルミナ、長石等の成分として存在する場合が多い。このため、主に、フラックス１２のＡｌ酸化物の含有量を制御することにより、前記のＡｌ酸化物の含有量（Ａｌ２Ｏ３換算値で０．０５～０．５０％）のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
［Ｎａ化合物及びＫ化合物の合計：Ｎａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計で０．０５０～０．２００％］
　Ｎａ化合物及びＫ化合物には、アーク安定剤としての作用だけではなく、スラグ形成剤として溶融スラグの凝固過程の急激な粘性増加を抑えて耐ピット性を高めることによって、平滑なビード形状にする作用がある。Ｎａ化合物及びＫ化合物は、フラックス中の珪酸ソーダ及び珪酸カリ等からなる水ガラスの固質成分、弗化ソーダや珪弗化カリ等の弗素化合物として存在し得る。
　Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計が０．０５０％未満では、大粒のスパッタが多発し、ピット及びガス溝等も発生しやすく、ビードはごつごつした表面となり、ビード形状及びビード外観が不良になる。一方、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計が０．２００％を超えると、スラグ剥離性、ビード形状及びビード外観が不良となり、スパッタ発生量も多くなる。従って、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計は、０．０５０～０．２００％とする。好ましくは、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計の下限値は０．０８０％、又は０．１００％である。好ましくは、Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計の上限値は０．１５０％、又は０．１２０％である。
　通常の鋼製外皮１１のＮａ化合物及びＫ化合物の含有量はほぼ０％である。このため、主にフラックス１２のＮａ化合物及びＫ化合物の含有量を制御することにより、前記のＮａ化合物及びＫ化合物の含有量（Ｎａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計で０．０５０～０．２００％）のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
　Ｎａ化合物のＮａ２Ｏ換算値とは、ワイヤ中に含まれているすべてのＮａ化合物がＮａ２Ｏであるとみなした場合の、Ｎａ２Ｏのワイヤ全質量に対する質量％である。Ｋ化合物のＫ２Ｏ換算値とは、ワイヤ中に含まれているすべてのＫ化合物がＫ２Ｏであるとみなした場合の、Ｋ２Ｏのワイヤ全質量に対する質量％である。Ｎａ化合物のＮａ２Ｏ換算値及びＫ化合物のＫ２Ｏ換算値は、上述されたＴｉ酸化物のＴｉＯ２換算値と同様の手段により算出される。
［弗素化合物：Ｆ換算値で０．０２～０．２０％］
　スラグ成分である弗素化合物は、アークの指向性を高めて安定した溶融プールにする作用を有するとともに、スラグの粘性を調整してビード形状を平滑にする作用並びに耐ピット性を良好にする作用を有する。弗素化合物は、フラックス１２中の弗化マグネシウム、氷晶石、弗化ソーダや珪弗化カリ等として存在し得る。通常の鋼製外皮１１の弗素化合物の含有量はほぼ０％である。このため、主にフラックス１２の弗素化合物の含有量を制御することにより、前記の弗素化合物の含有量（Ｆ換算値で０．０２～０．２０％）のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。
　弗素化合物のＦ換算値が０．０２％未満では、アークが不安定になり、下板側下脚部のなじみ性が不良となる。また、弗素化合物のＦ換算値が０．０２％未満では、ピットが発生しやすくなる。一方、弗素化合物のＦ換算値が０．２０％を超えると、スラグの粘性が低下してビード上脚部に除去しにくい薄いスラグが残り、スラグ剥離性が不良となり、ビード形状が凸状になる。従って、弗素化合物のＦ換算値は、０．０２～０．２０％とする。好ましくは、弗素化合物のＦ換算値の下限値は０．０３％、又は０．０５％である。好ましくは、弗素化合物のＦ換算値の上限値は０．１５％、０．１０％、又は０．０７％である。
　なお、弗素化合物のＦ換算値とは、ワイヤ中のすべての弗素化合物に含まれるＦの、ワイヤ全質量に対する質量％での含有量の総量である。
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法において、鋼製外皮１１及びフラックス１２は以上の元素及び化合物を含有することを必須要件とするが、さらに以下に記載する元素や化合物を必要に応じて含有できる。但し、以下に挙げられる任意成分が含まれない場合でも、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法はその課題を達成することができるので、任意成分の含有量の下限値は０％である。
［金属Ｂｉ及びＢｉ酸化物：Ｂｉ換算値の合計で０～０．０３５％］
　Ｂｉは、スラグ剥離性を向上させ、ビード表面に光沢を出し、ビード外観を良好にする作用を有するので、ワイヤ１０に含まれても良い。Ｂｉは、鋼製外皮に含まれる成分の他、フラックス１２中の金属Ｂｉや酸化Ｂｉ等として存在し得る。しかし、金属Ｂｉ及びＢｉ酸化物のＢｉ換算値の合計が０．０３５％を超えると、ビード上部のスラグが流れて、ビード全面をスラグで被包することができなくなり、ビード外観が不良となる。従って、フラックス１２中の金属Ｂｉ及びＢｉ酸化物のＢｉ換算値の合計は、０．０３５％以下とする。好ましくは、金属Ｂｉ及びＢｉ酸化物のＢｉ換算値の合計の上限値は０．０３０％、又は０．０２５％である。なお、スラグ剥離性を向上させる効果を得るためには金属Ｂｉ及びＢｉ酸化物のＢｉ換算値の合計の下限値は、０．００５％、０．０１０％、又は０．０１５％とすることが好ましい。
　Ｂｉを含有した鋼板１３は非常に高価である。このため、主に、フラックス１２のＢｉ含有量およびＢｉ酸化物の含有量を制御することにより、前記のＢｉ含有量およびＢｉ酸化物の含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＢｉ含有量及びＢｉ酸化物の含有量を上記範囲内とするため、前記の化学組成（Ｂｉ及びＢｉ酸化物：Ｂｉ換算値の合計で０～０．０３５％）の鋼製外皮１１および前記の化学組成（Ｂｉ及びＢｉ酸化物：Ｂｉ換算値の合計で０～０．０３５％）のフラックス１２を使用してもよい。
　Ｂｉ換算値とは、金属又は合金として存在するＢｉのワイヤ全質量に対する質量％と、Ｂｉ酸化物（例えばＢｉ２Ｏ３）中のＢｉのワイヤ全質量に対する質量％との合計値である。金属又は合金として存在するＢｉと、Ｂｉ酸化物とは同様の効果を奏するので、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法では、金属又は合金として存在するＢｉの含有量、及びＢｉ酸化物の含有量の両方をＢｉ換算値として制御する。
［Ｎｉ：０～２．５０％］
［Ｔｉ：０～０．３０％］
［Ｂ：０～０．０１０％］
　Ｎｉ、Ｔｉ及びＢは、溶接金属の低温における靭性を確保するためにワイヤ１０中に含有させてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が２．５０％を超えると、高温割れが生じやすくなる。従って、Ｎｉ含有量は、２．５０％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量の上限値は２．３０％、２．００％、又は１．５０％である。なお、溶接金属の低温における靭性を確保するためには、Ｎｉ含有量の下限値を０．１０％、又は０．２０％とすることが好ましい。
　Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、スラグがビード表面に焼き付き、ビード外観が不良になり、スパッタ発生量も多くなる。さらに、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、溶接金属の靭性も低下する。また、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると、高温割れが生じ易くなる。従って、Ｔｉ含有量を０．３０％以下とし、Ｂ含有量を、０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量の上限値は０．２５％、又は０．２０％である。好ましくは、Ｂ含有量の上限値は０．００８％、又は０．００５％である。
　Ｎｉは、鋼製外皮１１の成分、フラックス１２中の金属Ｎｉ及びＦｅ－Ｎｉ等に含まれ得る。ＴｉおよびＢは、溶接金属の低温における靭性を確保するためにワイヤ１０中に含有されてもよい。Ｔｉは、鋼製外皮１１の成分、フラックス１２中の金属ＴｉやＦｅ－Ｔｉの成分として存在し得る。Ｂは、鋼製外皮１１の成分、フラックス１２中のＦｅ－ＢやＦｅ－Ｍｎ－Ｂ等の成分として存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＮｉ含有量、Ｔｉ含有量およびＢ含有量、並びにフラックス１２のＮｉ含有量、Ｔｉ含有量およびＢ含有量を制御することにより、前記のＮｉ含有量、Ｔｉ含有量およびＢ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＮｉ含有量、Ｔｉ含有量およびＢ含有量を前記範囲内とするため、前記の化学組成（Ｎｉ：０～２．５０％、Ｔｉ：０～０．３０％、Ｂ：０～０．０１０％）の鋼製外皮１１および前記の化学組成（Ｎｉ：０～２．５０％、Ｔｉ：０～０．３０％、Ｂ：０～０．０１０％）のフラックス１２を使用してもよい。
　なお、溶接金属の低温靭性を向上させるためには、０．１０％以上のＮｉ、０．０３％以上のＴｉ、及び０．００２％以上のＢからなる群から選択される１種又は２種以上をワイヤ１０に含有させることが好ましい。特に、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを向上させるためには、少なくとも下記のいずれかひとつを満たす必要がある。
　Ｎｉ：０．１０～２．５０％
　Ｔｉ：０．０３～０．３０％
　Ｂ：０．００２％～０．０１０％
［Ｍｏ：０～０．４００％］
　Ｍｏは溶接金属の強度を向上させる効果を有するので、ワイヤ１０中に含まれてもよい。しかし、Ｍｏ含有量が０．４００％を超えると、特に飛来塩分量が多い環境下において塗膜傷が生じた場合、Ｓｎのイオン化と競合することで塗膜傷部直下の平均腐食深さが抑制できなくなる。したがって、Ｍｏ含有量の上限は０．４００％とすることが好ましい。また、溶接金属の強度を向上させる効果を得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましい。好ましいＭｏ含有量の上限値は、０．３００％、０．１００％、又は０．０４０％である。
　なお、Ｍｏは、鋼製外皮１１の成分、フラックス１２中の金属Ｍｏ、Ｆｅ－Ｍｏ等の合金粉末としてワイヤ１０に存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＭｏ含有量およびフラックス１２のＭｏ含有量を制御することにより、前記のＭｏ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＭｏ含有量を前記範囲内とするため、前記のＭｏ含有量（つまり、０～０．４００％）の鋼製外皮１１および前記のＭｏ含有量（つまり、０～０．４００％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｗ：０～０．２００％］
　Ｗは、溶接金属の強度向上に寄与することからワイヤ１０中に含まれても良い。しかし、Ｗ含有量が０．２００％を超えると、特に飛来塩分量が多い環境下において塗膜傷が生じた場合、Ｓｎのイオン化と競合することで塗膜傷部直下の平均腐食深さが抑制できなくなる。したがって、Ｗ含有量の上限は０．２００％とする。好ましいＷ含有量の上限値は、０．１５０％、０．１００％、又は０．０１０％である。
　なお、Ｗは、鋼製外皮１１の成分として、または、フラックス１２中の金属Ｗ等の合金粉末としてワイヤ１０に存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＷ含有量およびフラックス１２のＷ含有量を制御することにより、前記のＷ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＷ含有量を前記範囲内とするため、前記のＷ含有量（つまり、０～０．２００％）の鋼製外皮１１および前記のＷ含有量（つまり、０～０．２００％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｃｒ：０～０．５００％］
　Ｃｒは、溶接金属の強度向上に寄与することからワイヤ中に含まれても良い。しかし、Ｃｒ含有量が０．５００％を超えると、特に飛来塩分量が多い環境下において塗膜傷が生じた場合、Ｓｎのイオン化と競合することで塗膜傷部直下の腐食深さが抑制できなくなる。したがって、Ｃｒ含有量の上限は０．５００％とすることが好ましい。好ましいＣｒ含有量の上限値は、０．１００％、又は０．０５０％である。
　なお、Ｃｒは、鋼製外皮１１の成分として、または、フラックス１２中の金属Ｃｒ、Ｆｅ－Ｃｒ等の合金粉末の合金粉末としてワイヤに存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＣｒ含有量およびフラックス１２のＣｒ含有量を制御することにより、前記のＣｒ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＣｒ有量を前記範囲内とするため、前記のＣｒ含有量（つまり、０～０．５００％）の鋼製外皮１１および前記のＣｒ含有量（つまり、０～０．５００％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｎｂ：０～０．３００％］
　Ｎｂは、析出強化により溶接金属の強度向上に寄与することからワイヤ１０中に含まれても良い。しかし、Ｎｂ含有量が０．３００％を超えると、Ｎｂが粗大な析出物を形成して溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量の上限値は０．３００％とする。Ｎｂ含有量の上限値を０．２５０％、又は０．２００％としてもよい。上述の効果を得るために、Ｎｂ含有量の下限値を０．０５０％、又は０．１００％としてもよい。
　なお、Ｎｂは、鋼製外皮１１の成分として、または、フラックス１２中の金属Ｎｂ、Ｆｅ－Ｎｂ等の合金粉末の合金粉末としてワイヤ１０に存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＮｂ含有量およびフラックス１２のＮｂ含有量を制御することにより、前記のＮｂ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＮｂ含有量を前記範囲内とするため、前記のＮｂ含有量（つまり、０～０．３００％）の鋼製外皮１１および前記のＮｂ含有量（つまり、０～０．３００％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｖ：０～０．３００％］
　Ｖは、溶接金属の強度向上に寄与することからワイヤ１０中に含まれても良い。しかし、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、溶接金属の強度が過剰に高くなり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。溶接金属の強度を向上させる効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。好ましいＶ含有量の上限値は、０．２００％、又は０．１００％である。
　なお、Ｖは、鋼製外皮１１の成分として、または、フラックス１２中の金属Ｖ、Ｆｅ－Ｖ等の合金粉末の合金粉末としてワイヤ１０に存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＶ含有量およびフラックス１２のＶ含有量を制御することにより、前記のＶ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＶ含有量を前記範囲内とするため、前記のＶ含有量（つまり、０～０．３００％）の鋼製外皮１１および前記のＶ含有量（つまり、０～０．３００％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｎ：０～０．００８０％］
　Ｎは、溶接金属の靱性等を損なわせる元素であるので、ワイヤ１０に一切含まれないことが最も好ましい。従って、Ｎ含有量の下限値は０％である。しかしながら、Ｎをワイヤの材料から完全に除去するためには多くの費用が必要とされるので、溶接金属の諸特性を損なわない範囲内でＮが含有されてもよい。本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０では、０．００８０％以下のＮが許容される。Ｎ含有量の上限値を０．００７０％、０．００６０％、又は０．００５０％としてもよい。フラックス入りワイヤ１０のＮ含有量を前記範囲内とするため、前記のＮ含有量（つまり、０～０．００８０％）の鋼製外皮１１および前記のＶ含有量（つまり、０～０．００８０％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｃａ：０～０．００５０％］
［ＲＥＭ：０～０．００５０％］
　Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物及び酸化物の形態を変化させることで溶接金属の延性及び靭性を向上させる効果を有する。この効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００２％以上としてもよく、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上としてもよい。一方、Ｃａ及びＲＥＭは、スパッタ量を増大させ、溶接性を損なう元素でもある。従って、Ｃａ含有量の上限値は０．００５０％であり、ＲＥＭ含有量の上限値は０．００５０％である。Ｃａ含有量の上限値を０．００４０％、又は０．００３０％としてもよい。ＲＥＭ含有量の上限値を０．００４０％、又は０．００３０％としてもよい。
　なお、ＣａおよびＲＥＭは、鋼製外皮１１の成分として、または、フラックス１２中のＣａ化合物またはＲＥＭ化合物としてワイヤ１０に存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＣａ含有量およびＲＥＭ含有量並びにフラックス１２のＣａ含有量およびＲＥＭ含有量を制御することにより、前記のＣａ含有量およびＲＥＭ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＣａ含有量およびＲＥＭ含有量を前記範囲内とするため、前記のＣａ含有量（つまり、０～０．００５０％）およびＲＥＭ含有量（つまり、０～０．００５０％）の鋼製外皮１１および前記のＣａ含有量（つまり、０～０．００５０％）およびＲＥＭ含有量（つまり、０～０．００５０％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｓｂ：０～０．００５０％］
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に耐候性及び耐塗装剥離性を溶接金属に付与する元素である。従って、Ｓｂ含有量を０．００１０％、又は０．００２０％としてもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．００５０％を超えると、溶接金属の粒界へのＳｂの偏析により、溶接金属の靭性が低下する。従って、Ｓｂ含有量の上限値は０．００５０％とする。Ｓｂ含有量の上限値を０．００４０％、又は０．００３０％としてもよい。
　なお、Ｓｂは、鋼製外皮１１の成分として、または、フラックス１２中の金属ＳｂまたはＳｂ化合物等の合金粉末の合金粉末としてワイヤ１０に存在し得る。つまり、主に、鋼製外皮１１のＳｂ含有量およびフラックス１２のＳｂ含有量を制御することにより、前記のＳｂ含有量のフラックス入りワイヤ１０を製造することができる。また、フラックス入りワイヤ１０のＳｂ有量を前記範囲内とするため、前記のＳｂ含有量（つまり、０～０．００５０％）の鋼製外皮１１および前記のＳｂ含有量（つまり、０～０．００５０％）のフラックス１２を使用してもよい。
［Ｓｎ＋Ｓｂ＞Ｍｏ＋Ｗ　：式１］
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法において、Ｓｎ及びＳｂの合計含有量は、Ｍｏ及びＷの合計含有量を超える必要がある。Ｓｎ及びＳｂの合計含有量がＭｏ及びＷの合計含有量以下である場合、特に飛来塩分量が多い環境下においては、塗膜劣化によって塗膜傷が生じた場合に、塗膜傷部直下の平均腐食深さの抑制が困難であり、耐塗装剥離性が低下するからである。なお、上述の要件は、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｏ、及びＷの含有量を以下の式に代入して得られる指数Ｘが０超である、と換言することができる。この指数Ｘが０．０５以上、０．０８以上、又は０．１０以上となるように、フラックス入りワイヤ１０の成分が制御されることが好ましい。
　指数Ｘ＝（Ｓｎ＋Ｓｂ）－（Ｍｏ＋Ｗ）
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法において、ワイヤ１０の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。Ｆｅは、鋼製外皮１１の成分およびフラックス１２中の成分（Ｆｅ粉、Ｆｅ合金粉（例えば、Ｆｅ－Ｍｎ合金粉、Ｆｅ－Ｓｉ合金粉など））として存在する。Ｆｅ粉は、Ｆｅ以外の成分の調整のために用いられるものであり、必要がなければその含有量をワイヤ全質量に対して０％としてもよい。Ｆｅ粉含有量が過剰である場合、Ｆｅ粉の表面の酸化鉄によって溶接金属の靱性が劣化する場合がある。従って、Ｆｅ粉の含有量の上限値を、ワイヤ全質量に対して１０．０％以下としても良い。不純物とは、ワイヤを工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るワイヤの製造方法に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。例えば、本実施形態に係るワイヤには酸化物を構成するＯ以外にも不純物としてＯが含有され得るが、このようなＯは、含有量が０～０．０８０％であれば許容される。また、上述されたＴｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ｆｅ酸化物、Ａｌ酸化物、Ｎａ化合物、Ｋ化合物、弗素化合物、及びＢｉ酸化物を構成するＯを含む、全てのＯの含有量は０．５～６．０％となることが通常である。
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法において、充填率（ワイヤ全質量に対するフラックス全質量の割合）は特に制限されないが、生産性の観点から、ワイヤ全質量に対して８～２０％とするのが好ましい。また、ワイヤの径は特に限定されないが、溶接時の利便性を考慮して、１．０～２．０ｍｍとすることが好ましい。
　次に、本発明の別の態様に係るフラックス入りワイヤ１０、及び本発明の別の態様に係る溶接継手の製造方法について説明する。
　本発明の別の態様に係るフラックス入りワイヤ１０は、上述された本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法によって得られるフラックス入りワイヤ１０である。本発明の別の態様に係る溶接継手の製造方法は、上述された本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法によって製造されるフラックス入りワイヤ１０を用いて溶接する工程を含む溶接継手の製造方法である。
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０は、Ｃｕ及びＳｎを含有し、且つＳｎ含有量、Ｓｂ含有量、Ｗ含有量、及びＭｏ含有量が上述の式１を満たすので、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０及び溶接継手の製造方法は、飛来塩分量が多いなど腐食性物質が存在する環境下等に使用される耐食鋼の溶接において、優れた耐食性及び機械的性能を備えた溶接金属が得られる。また、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０は、合金成分が上述の所定範囲内にあるので、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０及び溶接継手によれば、優れた耐ピット性が得られるとともに、スパッタ発生量が少なく、溶接時に割れが発生せず、ビード形状、ビード外観及びスラグ剥離性が優れるなど溶接作業性が良好で溶接の高能率化及び溶接部の品質向上を図ることができる。
　本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０及び溶接継手の製造方法の用途は特に限定されないが、溶接金属の耐食性が要求される構造用鋼材、特に、港湾施設、橋梁、建築・土木構造物やタンク、船舶・海洋構造物、鉄道、コンテナなどの鋼構造物の製造に適用されることが特に好適である。また、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０及び溶接継手の製造方法が適用される鋼材の材質は特に限定されず、炭素鋼、低合金鋼等の普通鋼材でよい。耐候性鋼、又はＮｉ、及びＳｎ等を含有する低合金鋼は、耐候性及び塗装耐食性の観点から一層有利である。本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０が供される溶接の形態、及び本実施形態に係る溶接継手の製造方法に含まれる溶接の形態は特に限定されないが、ガスシールドアーク溶接とされることが好ましく、また、ピットが生じず、ビード形状、ビード外観及びスラグ剥離性等の溶接作業性が良好であり、溶接金属を含めた構造物の塗装寿命が延長されるため、水平すみ肉溶接とされることが好ましい。
　なお、本実施形態に係るフラックス入りワイヤ１０の製造方法によって得られたフラックス入りワイヤ１０の化学組成を分析によって特定することは困難である。フラックス入りワイヤ１０に含まれるＴｉ、Ｓｉ、Ｎａ、及びＣａ等の元素が、フラックス入りワイヤ１０中に金属又は合金の形態、酸化物の形態、弗化物の形態、及び炭酸塩の形態のいずれとして存在するのかを判別することは容易では無いからである。例えば、金属又は合金として存在するＳｉ（金属Ｓｉ）、及び酸化物（ＳｉＯ２）として存在するＳｉとを分離することは困難である。金属Ｓｉのみを選択的に溶解させて湿式分析する方法が確立されていないからである。また、フラックス１２に弗化物が含まれる場合、フラックス１２から遊離した弗素が分析機器を損傷する場合もある。さらに、フラックス入りワイヤ１０の製造方法は、フラックス１２が封入された鋼線を焼鈍する工程を含み、この焼鈍が、フラックス１２の非金属物質の組成を予期せぬものに変化させる場合があるからである。
　以下、実施例により本発明の効果をさらに詳細に説明する。
　ＪＩＳ　Ｇ　３１４１：２０１１で規定されるＳＰＣＣを鋼製外皮として使用してフラックスを充填後、縮径して（外皮の軟化および脱水素のため中間焼鈍を１回実施）、表１－１～表１－４に示す成分（数値はワイヤの全質量に対する質量％で示す）を有し、充填率１３．５％、ワイヤ径１．２ｍｍの鋼製外皮に貫通した隙間が無いシームレスタイプのフラックス入りワイヤを各種試作した。ただし、Ａ２１はかしめによって製造した。なお、表１－１～表１－４に記載の値は、設計値であり、フラックス入りワイヤの全質量（鋼製外皮とフラックスとの合計の質量）に対する質量％を示す。また、フラックス入りワイヤの製造の際には、フラックスの原料の化学組成の分析報告書、証明書またはカタログなどに基づいて、各化合物の含有量を制御した。なお、表１－１～表１－４中の残部「ｂａｌ．」は、化学組成の残部がＦｅ及び不純物であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　はじめに溶接作業性の調査を実施した。表１－１～表１－４に示す試作ワイヤを用いて、Ｔ字すみ肉試験体を用いて自動溶接機で水平すみ肉溶接試験を行った。試験体は、ＪＩＳ　Ｇ　３１０６：２００８に規定された鋼種ＳＭ４９０Ｂ、板厚１２ｍｍ、試験体長さ６００ｍｍで、ピットの発生を助長するために鋼板表面に無機ジンクプライマを膜厚が２０～２５μｍになるように塗装した。溶接条件は、表２に示す溶接条件で、両側同時溶接を２回行い、ビード形状、ビード外観、スラグ剥離性、ピット発生数、スパッタ発生量を調べた。
　ビード形状は、目視により、ビード表面が平坦であるか、ふくらみが大きすぎないかを確認し、ビード形状の膨らみが大きすぎる場合を「不良」とした。
　ビード外観は、目視により、アーク不安定に起因したビード切れ、ビードくびれ、ボイドによる穴あきが生じたか否かを判断し、これらビード切れ等が生じた場合を「不良」とした。これらビード切れ等が生じなかった場合を「良好」とした。
　スラグ剥離性は、たがねによる打撃によらずスラグが剥離した場合を「非常に良好」とし、（たがねによる打撃なしではスラグが剥離せず）たがねによる打撃によりスラグが剥離した場合を「良好」とし、たがねによる打撃の後もビード上にスラグが残留した場合を「不良」とした。
　耐ピット性は、ピット発生量が１個／ｍ以下の場合を「良好」とし、１個／ｍ超の場合を「不良」とした。
　溶接中に飛散するスパッタを捕集し、スパッタの質量を測定した。スパッタ発生量は、１分間の時間あたりのスパッタ質量が１．５ｇ以上の場合を「多い」とし、１．０～１．５ｇ（１．０ｇ以上、１．５ｇ未満）の場合を「やや多い」とし、１．０ｇ未満の場合を「少ない」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　次いで、溶着金属の機械的性質および耐食性を評価した。これらの評価では、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１：２００５に準じて溶着金属試験を実施し、Ｘ線透過試験を実施した後、引張試験、衝撃試験及び耐食性評価試験を実施した。使用した母材は、Ｃ：０．１１％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：１．４４％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００２％、Ｓｎ：０．１２％の化学組成を有する耐食鋼の鋼板である。溶接条件は、表２に示す条件とした。
　Ｘ線透過試験は、スラグ巻き込み、ブローホール、溶け込み不良、クレータ割れが認められた場合、その欠陥の種類を表記し、継手溶接長５００ｍｍにおいて上記欠陥が認められない場合、欠陥無しと判定した。
　衝撃試験の温度は０℃とした。ただし、Ｎｉ、Ｔｉ、及びＢの１種以上を含有するワイヤから得られた溶着金属については、０℃及び－４０℃での衝撃試験を実施した。
　溶着金属の機械的性質の合格判定基準は、引張試験における引張強さが５１０～６６０ＭＰａ、衝撃試験は、試験温度０℃における吸収エネルギーが６０Ｊ以上を合格とした。また、低温靭性確保のため、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉの１種以上を含有するワイヤ（ワイヤＮｏ．６～１６、およびワイヤＮｏ．１８～２３）から得られた溶着金属については、試験温度－４０℃の吸収エネルギーが６０Ｊ以上の場合を合格とした。また、Ｘ線透過試験において、スラグ巻き込み、ブローホール、溶け込み不良、クレータ割れが観察されない場合を合格とした。
　耐食性の評価では、まず、図１に示すように、腐食試験片作製用の試料（厚さ３ｍｍ×幅６０ｍｍ×長さ１５０ｍｍ）を溶着金属２が中心となるように母材１表面から深さ１ｍｍの採取位置３から採取し、その表面をショットブラスト処理した後、炉内温度８０℃で加熱乾燥させて腐食試験片素材とした。次に、腐食試験片素材の両面に、塗料Ａ（中国塗料(株)製バンノー＃２００）または塗料Ｂ（神東塗料(株)製ネオゴーセイプライマーＨＢ）のいずれかの塗料を鋼材表面に膜厚２００～３５０μｍの厚さで塗装し腐食試験片を作製した。この腐食試験片に、図２に示すように溶着金属２を跨ぐようにクロスカット４を施すことで塗膜傷を模擬した腐食試験片５を作製した。クロスカット４は、クロスカットを対角線とする長方形の寸法が長辺１００ｍｍ×短辺４０ｍｍとなるよう塗膜の上から下地の鋼表面まで達するスクラッチ疵をカッターナイフで施した。その後、得られた腐食試験片５をＳＡＥ（Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｏｆ　Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）　Ｊ２３３４試験に従い、耐食性を評価した。
　ここで、ＳＡＥ　Ｊ２３３４試験について説明する。ＳＡＥ　Ｊ２３３４試験とは、湿潤（５０℃、１００％ＲＨ、６時間）、塩付着（室温、０.２５時間の水溶液浸漬（ｐＨ８、０．５質量％ＮａＣｌ、０.１質量％ＣａＣｌ２、０.０７５質量％ＮａＨＣＯ３））、乾燥（６０℃、５０％ＲＨ、１７.７５時間）の３過程を１サイクル（合計２４時間）とする乾湿繰り返しの条件で行う加速試験である。ＳＡＥ　Ｊ２３３４試験の１サイクルの概略を図３に示す。
　この腐食試験は、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。
　ＳＡＥ　Ｊ２３３４試験の８０サイクル後に、各試験片の塗膜剥離及び膨れの面積率を計測した。また、実構造物の長期にわたる塗装耐食性能を反映する試験として塗膜密着性の評価を行った。クロスカットを対角線とする長方形に相当する領域の全面に対し、長方形の長辺長さ１００ｍｍに切りだした幅２０ｍｍの透明付着テープをお互いに重ならないように２列貼付け、テープ付着後５分以内に６０°に近い角度にて４．０～８．０秒で引き離した。テープによる引き剥がし操作にて剥離した塗膜面積を、ＳＡＥ　Ｊ２３３４試験の８０サイクル直後に残存していた塗膜面積にて除して得られたテープ剥離率を求めた。その後、表面の残存塗膜と生成した錆層を除去し、塗装被膜疵部の腐食深さを測定後、平均腐食深さを算出した。
　耐候性・耐塗装剥離性の評価は、塗膜剥離及び膨れ面積率が５０％未満、かつ、塗膜傷部の平均腐食深さが０．５０ｍｍ未満の場合を合格とした。また、塗膜密着性の評価は、テープ剥離率が０～２０％未満を「非常に良好」とし、２０％以上４０％未満を「良好」とし、４０％以上を「不良」と判定した。
　上記試験において、主要な４種類の評価項目(溶接作業性、Ｘ線透過試験、溶着金属試験および溶接部の耐食性評価試験)が以下のｉ～ｉｖに示す各条件をすべて満たした場合に総合評価「Ｇｏｏｄ」と判定し、それ以外の場合を総合評価「Ｂａｄ」と判定した。
ｉ）溶接作業性の各評価項目にて「不良」の評価がないこと（スパッタ発生量については「多い」を「不良」とし、「やや多い」および「少ない」は「不良」としない。）。
ｉｉ）Ｘ線透過試験は「欠陥なし」の評価であること。
ｉｉｉ）溶着金属試験で「合格」の判定であること。
ｉｖ）溶接部の耐食性評価試験において「合格」の判定であること。（ただし、「塗膜密着性」の評価は、溶着金属の耐食性のみならず鋼材の塗装耐食性の影響も受ける可能性があることから、総合評価の判断に含めないこととした。）
　これらの結果を表３－１および表３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表１－１～表１－４、表３－１、および表３－２中のワイヤＮｏ．１～２３は、本発明例であり、ワイヤＮｏ．２４～４１は、比較例である。
　本発明例であるワイヤＮｏ．１～２４は、ＴｉＯ２換算値、ＳｉＯ２換算値、ＺｒＯ２換算値、ＦｅＯ換算値、Ａｌ２Ｏ３換算値、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｎａ２Ｏ換算値とＫ２Ｏ換算値の合計及びＦ換算値が適量であるので、ビード形状、ビード外観及びスラグ剥離性が「不良」ではなく、ピットの発生が少なく、スパッタ発生量が「多い」ではなく、Ｘ線透過試験で欠陥（クレータ割れ）が無く、溶着金属の引張強さ及び吸収エネルギーも合格判定基準値以上であった。また、耐食性評価試験結果も良好であり、合格判定基準値以上であった。なお、本発明例であるワイヤＮｏ．１～２３は、酸化物等の化合物を構成するＯ以外のＯ含有量が０～０．０８０％であり、酸化物等の化合物を含めた、全てのＯの含有量は０．５～６．０％であった。
　Ｂｉを適量含むワイヤＮｏ．３～５、１２、１３、１５～２２は、スラグ剥離性が非常に良好であった。
　また、Ｔｉ及びＢの１種又は２種を適量含むワイヤＮｏ．６～８、Ｎｉを適量含むワイヤＮｏ．９～１３、および１９～２３及びＴｉ及びＢの１種又は２種とＮｉを適量含むワイヤＮｏ．１４～１６および１８は、－４０℃における溶着金属の吸収エネルギーが６０Ｊ以上と良好であった。
　これに対し、比較例中、ワイヤＮｏ．２４は、ＴｉＯ２換算値が小さいので、スラグ生成量が不足してビードを均一に被包できなく、スラグが焼き付き、ビード外観が「不良」であった。また、スパッタ発生量が多かった。さらに、ＺｒＯ２換算値が小さいので、ビード形状が平滑にならず、凸状のビード形状となり、スラグ剥離性も「不良」であった。
　ワイヤＮｏ．２５は、ＴｉＯ２換算値が大きいので、スラグが厚くピットが発生し、スラグの粘性が高まり、ビードの止端部が膨らんだ形状になった。また、Ｃが少ないので、溶着金属の引張強さ及び０℃での吸収エネルギーが低値であった。
　ワイヤＮｏ．２６は、ＴｉＯ２換算値が大きく、ＳｉＯ２換算値が小さいので、スラグ被包状態が悪くなり、スラグ剥離性、ビード形状及びビード外観が不良であった。また、Ｃ量が多いので、溶着金属の引張強さが過度に高くなることで延性低下を招いたことから０℃での吸収エネルギーが低値であった。
　ワイヤＮｏ．２７は、ＳｉＯ２換算値が大きいので、スパッタ発生量が多くなり、ピットも発生した。また、ＺｒＯ２換算値が大きいので、ビード形状が凸状であった。
　ワイヤＮｏ．２８は、ＦｅＯ換算値が小さいので、ビード止端部の形状が不良であった。また、Ｓｉ量が少ないので、ピットが発生し、溶着金属の引張強さ及び０℃での吸収エネルギーが低値であった。
　ワイヤＮｏ．２９は、ＦｅＯ換算値が大きいので、スラグ被包状態が悪くスラグ剥離性が不良となり、ビード止端部が膨らみビード形状及びビード外観も「不良」であった。また、Ｓｎ量が多いのでクレータ割れが発生した。
　ワイヤＮｏ．３０は、Ａｌ２Ｏ３換算値が小さいので、上脚側にアンダーカットが生じ、ビード形状が「不良」であった。また、Ｓｉ量が過剰であり、溶着金属の引張強さが高く、延性低下に起因して０℃での吸収エネルギーが低値であった。
　ワイヤＮｏ．３１は、Ａｌ２Ｏ３換算値が大きいので、ビード止端部が膨らみ、なじみ性が悪くなり、ビード形状が「不良」であった。また、Ｍｇ量が少ないのでピットが発生した。
　ワイヤＮｏ．３２は、Ｃｕ量が過剰であり、溶着金属の０℃での吸収エネルギーが低値であった。また、Ａｌ量が少ないので、ビードが凸状になり、上脚部にアンダーカットが生じた。
　ワイヤＮｏ．３３は、Ａｌ量が多いので、ビード形状に滑らかさがなくなり、止端部が膨らんだ形状となり、溶融スラグにおいても凝固むらが生じてスラグ剥離性が「不良」であった。また、Ｍｇ量が多いので、アークが荒くなり、スパッタ発生量も多かった。さらに、Ｍｎ量が多いので、溶着金属の引張強さが高く、延性低下に起因して０℃での吸収エネルギーが低値であった。
　ワイヤＮｏ．３４は、Ｓｎ量が少ないので、溶着金属の塗膜剥離及び膨れの面積率が大きく、塗膜傷部の平均腐食深さも深かった。また、Ｂｉ換算値が大きいので、ビード外観が「不良」となった。
　ワイヤＮｏ．３５は、Ｎａ２Ｏ換算値とＫ２Ｏ換算値の合計が大きいので、スパッタ発生量が多く、スラグ剥離性、ビード形状及びビード外観が「不良」であった。また、Ｍｎ量が少ないので、ピットが発生し、溶着金属の引張強さ及び０℃での吸収エネルギーが低値であった。
　ワイヤＮｏ．３６は、Ｃｕ量が少ないので、溶着金属の塗膜剥離及び膨れの面積率が大きく、塗膜傷部の平均腐食深さも深かった。また、Ｆ換算値が小さいので、下板側下脚部のなじみ性が悪く、ビード形状が「不良」で、ピットも発生した。さらに、Ｂ量が多いので、クレータ割れが生じた。
　ワイヤＮｏ．３７は、Ｓｎ量が少ないので、溶着金属の塗膜剥離及び膨れの面積率が大きく、塗膜傷部の平均腐食深さも深かった。また、Ｆ換算値が大きいので、スラグの粘性が低下し、ビード形状が凸状で、スラグ剥離性も「不良」であった。
　ワイヤＮｏ．３８は、Ｍｇ量が少ないのでピットが発生した。また、Ｔｉ量が多いので、スパッタ発生量が多く、ビード表面にスラグが焼き付き、ビード外観が「不良」であった。
　ワイヤＮｏ．３９は、Ｎａ２Ｏ換算値とＫ２Ｏ換算値の合計が少ないので、アークが不安定になり大粒のスパッタ発生量が多く、ビード形状及びビード外観が「不良」となり、ピットも発生した。また、Ｎｉ量が多いので、クレータ割れが生じた。
　ワイヤＮｏ．４０は、指数Ｘが０以下となり、溶着金属の塗膜傷部直下の平均腐食深さが深く、塗膜密着性も「不良」であった。
　ワイヤＮｏ．４１は、指数Ｘが０以下となり、溶着金属の塗膜剥離及び膨れの面積率が大であるとともに、塗膜傷部直下の平均腐食深さが深く、塗膜密着性も「不良」であった。
　１　　母材（鋼材）
　２　　溶着金属
　３　　腐食試験片の採取位置
　４　　クロスカット
　５　　腐食試験片
　１０　フラックス入りワイヤ
　１１　鋼製外皮
　１２　フラックス
　１３　鋼板
　１４　継ぎ目
　１５　溶接部

Claims (8)

  1. 　鋼製外皮の内部にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤの製造方法であって、
    　鋼板を円形に成形しながら、前記鋼板の内部にフラックスを充填する工程と、
    　前記鋼板の両端を接合して鋼管とする工程と、
    　前記鋼管に圧延及び焼鈍を施して、前記フラックス入りワイヤを得る工程と、
    を備え、
    　前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で、
    　Ｃ：０．０３～０．１０％、
    　Ｓｉ：０．４０～０．８５％、
    　Ｍｎ：１．５～３．５％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０２０％以下、
    　Ｃｕ：０．０３～０．７０％、
    　Ｓｎ：０．０５～０．３０％、
    　Ｍｇ：０．０５～０．５０％、
    　Ａｌ：０．０５～０．５０％、
    　Ｔｉ酸化物：ＴｉＯ２換算値で１．５０～４．６０％未満、
    　Ｓｉ酸化物：ＳｉＯ２換算値で０．３０～１．００％、
    　Ｚｒ酸化物：ＺｒＯ２換算値で０．１０～０．５０％、
    　Ｆｅ酸化物：ＦｅＯ換算値で０．１０～１．００％、
    　Ａｌ酸化物：Ａｌ２Ｏ３換算値で０．０５～０．５０％、
    　Ｎａ化合物及びＫ化合物の合計：Ｎａ２Ｏ換算値及びＫ２Ｏ換算値の合計で０．０５０～０．２００％、
    　弗素化合物：Ｆ換算値で０．０２～０．２０％、
    　Ｂｉ及びＢｉ酸化物の合計：Ｂｉ換算値で０～０．０３５％、
    　Ｎｉ：０～２．５０％、
    　Ｔｉ：０～０．３０％、
    　Ｂ：０～０．０１０％、
    　Ｍｏ：０～０．４００％、
    　Ｗ：０～０．２００％、
    　Ｃｒ：０～０．５００％、
    　Ｎｂ：０～０．３００％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｎ：０～０．００８０％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　ＲＥＭ：０～０．００５０％、
    　Ｓｂ：０～０．００５０％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量、Ｗ含有量、及びＭｏ含有量が以下の式１を満たす
    ことを特徴とするフラックス入りワイヤの製造方法。
    　Ｓｎ＋Ｓｂ＞Ｍｏ＋Ｗ　：式１
    　ただし、前記式１における元素記号は、各元素記号に係る元素の含有量を、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で示すものである。
  2. 　前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で、
    　Ｍｏ：０～０．０４０％、
    　Ｗ：０～０．０１０％
    であることを特徴とする請求項１に記載のフラックス入りワイヤの製造方法。
  3. 　前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で、
    　Ｃｕ：０．０５～０．７０％、
    であることを特徴とする請求項１又は２に記載のフラックス入りワイヤの製造方法。
  4. 　前記フラックス入りワイヤの化学組成が、前記フラックス入りワイヤの前記全質量に対する質量％で、少なくとも下記のいずれかひとつを満たすことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法。
    　Ｎｉ：０．１０～２．５０％
    　Ｔｉ：０．０３～０．３０％
    　Ｂ：０．００２～０．０１０％
  5. 　前記接合がかしめであることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法。
  6. 　前記接合が溶接であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法によって製造されるフラックス入りワイヤ。
  8. 　請求項１～６のいずれか一項に記載のフラックス入りワイヤの製造方法によって製造されるフラックス入りワイヤを用いて溶接する工程を備える溶接継手の製造方法。
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