(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
軟鋼又は合金鋼製外皮にフラックスを充填してなるガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全質量あたり、ＴｉＯ２：４．５〜７．０質量％、Ｔｉ：０．１１〜０．２９質量％、Ｍｇ：０．３０〜０．７０質量％、Ｃ：０．０２〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．３５〜０．７５質量％、Ｍｎ：２．２０〜２．８５質量％、Ｂ：０．００２〜０．０１０質量％を含有するとともに、前記Ｍｇの含有量を［Ｍｇ］とし、ＭｇＯの含有量を［ＭｇＯ］とすると、前記Ｍｇの含有量に対してＭｇＯが、［ＭｇＯ］＋［Ｍｇ］×１．６６：≦２．５質量％の関係を満たすことを特徴とするガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
【請求項２】
さらに、ワイヤ全質量あたり、Ａｌ：≦０．５質量％（ただし、０を含む）を満たし、前記Ａｌの含有量を［Ａｌ］とし、Ａｌ２Ｏ３の含有量を［Ａｌ２Ｏ３］とすると、前記Ａｌの含有量に対して、［Ａｌ２Ｏ３］＋［Ａｌ］×１．８９：０．５〜１．０質量％の関係を満たすようにＡｌ２Ｏ３を含有することを特徴とする請求項１記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
【請求項３】
さらに、ワイヤ全質量あたり、Ｎｉ：０．２〜１．０質量％を含有することを特徴とする請求項１又は２記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟鋼、引張強さ４９０ＭＰａ級高張力鋼よりなる被溶接物のガスシールドアーク溶接に用いられるフラックス入りワイヤに関し、立向上進溶接において溶融金属の垂れ落ちなく高溶接電流にて良好な溶接を行うことができ、また、片面溶接において初層での耐高温割れ性に優れており、さらに、大入熱溶接において低温靭性に優れた溶接金属を得ることができる、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、軟鋼、４９０ＭＰａ級高張力鋼よりなる被溶接物の溶接に主に用いられており、ソリッドワイヤに比較してビード外観や溶接作業性が良好で、さらに溶着効率に優れていることから、年々その使用量が増加している。
【０００３】
ところが、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、ソリッドワイヤと比較して溶接速度が大きいため、片面溶接における裏波ビードを形成する初層で高温割れ（凝固割れ）が発生しやすい傾向があった。また、ワイヤ中にルチール等の金属酸化物を多く含み、それらが溶接中に完全にスラグとして浮上できず、溶接金属中に金属介在物として残留するため、溶接入熱が３０〜６０ｋＪ／ｃｍのような大入熱溶接において−２０℃などの低温での良好な靭性を有する溶接金属の確保が困難であった。また、立向上進溶接において下向溶接と同じ電流で溶接した場合、溶融金属が垂れやすい（ビードが垂れやすい）という傾向があった。
【０００４】
そして、これらの、立向上進溶接における高電流化、片面溶接での初層の耐高温割れ性の向上、及び、大入熱溶接での低温靭性の向上を同時に図るようにした、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤについては、従来提案されていなかった。
【０００５】
【特許文献１】特開平８−９９１９２号公報
【特許文献２】特開平１１−１５１５９２号公報
【特許文献３】特開２００３−３１１４７６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
そこで、本発明の課題は、軟鋼、４９０ＭＰａ級高張力鋼よりなる被溶接物のガスシールドアーク溶接に用いられるフラックス入りワイヤにおいて、立向上進溶接において溶融金属の垂れ落ちなく高溶接電流にて良好な溶接を行うことができ、また、片面溶接において初層での耐高温割れ性に優れており、さらに、溶着量を多くした大入熱溶接において低温靭性に優れた溶接金属を得ることができる、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前記の課題を解決するため、本願発明では、次の技術的手段を講じている。請求項１の発明は、軟鋼又は合金鋼製外皮にフラックスを充填してなるガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、ワイヤ全質量あたり、ＴｉＯ２：４．５〜７．０質量％、Ｔｉ：０．１１〜０．２９質量％、Ｍｇ：０．３０〜０．７０質量％、Ｃ：０．０２〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．３５〜０．７５質量％、Ｍｎ：２．２０〜２．８５質量％、Ｂ：０．００２〜０．０１０質量％を含有するとともに、前記Ｍｇの含有量を［Ｍｇ］とし、ＭｇＯの含有量を［ＭｇＯ］とすると、前記Ｍｇの含有量に対してＭｇＯが、［ＭｇＯ］＋［Ｍｇ］×１．６６：≦２．５質量％の関係を満たすことを特徴とするガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤである。
【０００８】
請求項２の発明は、請求項１記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、さらに、ワイヤ全質量あたり、Ａｌ：≦０．５質量％（ただし、０を含む）を満たし、前記Ａｌの含有量を［Ａｌ］とし、Ａｌ２Ｏ３の含有量を［Ａｌ２Ｏ３］とすると、前記Ａｌの含有量に対して、［Ａｌ２Ｏ３］＋［Ａｌ］×１．８９：０．５〜１．０質量％の関係を満たすようにＡｌ２Ｏ３を含有することを特徴とするものである。
【０００９】
請求項３の発明は、請求項１又は２記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤにおいて、さらに、ワイヤ全質量あたり、Ｎｉ：０．２〜１．０質量％を含有することを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１０】
このような特徴を有する本発明によれば、軟鋼、４９０ＭＰａ級高張力鋼よりなる被溶接物のガスシールドアーク溶接に用いられるフラックス入りワイヤにおいて、立向上進溶接において溶融金属の垂れ落ちなく高溶接電流にて良好な溶接を行うことができ、また、片面溶接において初層での耐高温割れ性に優れており、さらに、溶着量を多くした大入熱溶接において低温靭性に優れた溶接金属を得ることができる、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
以下、本発明について詳しく説明する。
【００１２】
前記の課題を解決すべく、先ず、本願発明者らは、立向上進溶接における溶融金属の垂れ落ちをなくすため、主にルチール（ＴｉＯ２）からなるスラグ量の増加を図った。しかしながら、これによって溶融金属の垂れ落ちは解消されたものの、下向の片面溶接における初層での耐高温割れ性は低下した。
【００１３】
そこで、その原因と対策について検討を進め、高温割れ性が発生しやすくなった原因が溶接金属中の酸素量の増加によることをつきとめ、スラグ量を維持しながら酸素量を低減する手段について検討を行った。
【００１４】
その結果、最初からＴｉＯ２、ＳｉＯ２のようなスラグ生成剤を必要量添加するのではなく、溶接中にスラグ成分に変わる合金成分を添加しておくことによって、スラグ量を維持しながら、溶接金属中の酸素量を低減して耐高温割れ性を向上させるようにした。通常、フラックス入りワイヤには、脱酸剤としてＭｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ等使用されるが、本発明ではＴｉ、Ｍｇの添加が効果的であることがわかった。
【００１５】
前記Ｔｉについては、溶接時に脱酸剤として作用することにより、溶接金属中の酸素量を低減することで片面溶接における初層での耐高温割れ性を向上し、生じたＴｉＯ２がスラグ成分として作用することにより、立向上進溶接における溶融金属の垂れ落ちを防ぐという効果を発揮する。さらに、Ｔｉは、溶接金属中に僅かに残留することにより、溶接金属の組織を微細化し、大入熱溶接における低温靭性を向上させる効果を発揮する。
【００１６】
一方、前記Ｍｇについては、溶接金属中に残留することなく、ほぼすべてが脱酸剤として作用することにより、溶接金属中の酸素量を低減する効果が大きく、よって片面溶接における初層での耐高温割れ性を向上させる効果が大きい。また、脱酸作用によって生じたＭｇＯは、酸素と脱酸剤の平衡状態を変化させて脱酸作用を促進する効果がある。
【００１７】
また、Ｍｇ、ＭｇＯ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＢの含有量を適切に規定することにより、３０〜６０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接における溶接金属の低温靭性を向上させることができる。
【００１８】
なお、本発明のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、シールドガスとしてＣＯ２ガスを用いるものである。また、そのフラックス含有率は、１０〜１８質量％（対ワイヤ全質量）の範囲が適切である。
【００１９】
次に、本発明のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの組成及び数値の限定理由について説明する。
【００２０】
［ＴｉＯ２：４．５〜７．０質量％］ＴｉＯ２はスラグ生成剤（スラグ形成剤）として作用する。ＴｉＯ２の含有量が４．５質量％未満では立向上進溶接において溶融金属を垂れ落ちないように支えるだけのスラグ量を確保することができず、ビード形状が不良となる。一方、７．０質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が多くなり、片面溶接における初層での耐高温割れ性が低下し、また、低温での靭性が低下する。したがって、ＴｉＯ２の含有量は４．５〜７．０質量％とする。
【００２１】
［Ｔｉ：０．１１〜０．２９質量％］Ｔｉは、前述したように、脱酸剤として作用して溶接金属中の酸素量を低減することで片面溶接における初層での耐高温割れ性を向上し、また、生じたＴｉＯ２がスラグ成分として作用して立向上進溶接における溶融金属の垂れ落ちを防ぐという効果を有する。さらに、Ｔｉは、溶接金属中に僅かに残留することにより、溶接金属の組織を微細化し、大入熱溶接における低温での靭性を向上させる効果を有する。このような効果を発揮させるためＴｉの含有量は０．１１質量％以上必要である。一方、０．２９質量％を超えると溶接金属中の残存量が多くなり過ぎて強度の上昇にともなって靭性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．１１〜０．２９質量％とする。
【００２２】
［Ｍｇ：０．３０〜０．７０質量％］Ｍｇは脱酸剤として作用し、溶接金属中の酸素量を低減して、片面溶接における初層での耐高温割れ性を向上し、溶接金属の低温靭性も向上させる。Ｍｇの含有量が０．３０質量％未満ではこのような効果が得られず、０．７０質量％を超えるとワイヤの耐吸湿性が低下して耐低温割れ性が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０．３０〜０．７０質量％とする。
【００２３】
［［ＭｇＯ］＋［Ｍｇ］×１．６６：≦２．５質量％］ＭｇＯはこれを添加すると酸化還元定数の変化により酸化が促進され、より脱酸の効果が高められる成分である。しかしながら、ＭｇＯは溶融金属の垂れ落ちを促進してしまう成分である。そのため、ＭｇＯの含有量は、前記Ｍｇの含有量に対して、［ＭｇＯ］＋［Ｍｇ］×１．６６：≦２．５質量％の関係を満たすように含有させる必要があり、より好ましくは、［ＭｇＯ］＋［Ｍｇ］×１．６６：≦１．７質量％の関係を満たすことがよい。前記Ｍｇの含有量に対して、［ＭｇＯ］＋［Ｍｇ］×１．６６の値が２．５質量％を超える場合のＭｇＯの含有量では、溶融金属が垂れ落ちやすくなる。また、横向溶接においてはスラグの凝固温度が高くなるためにスラグ巻込みなどの欠陥も発生しやすくなる。
【００２４】
［Ｃ：０．０２〜０．０８質量％］Ｃは溶接金属の強度を確保するのに必要な元素である。Ｃの含有量が０．０２質量％未満では溶接金属の強度が確保できず、また、低温での靭性も低下する。一方、０．０８質量％を超えると溶接金属の強度が上昇して低温での靭性が低下する。また、耐低温割れ性も低下し、スパッタ発生量も増加する。したがって、Ｃの含有量は０．０２〜０．０８質量％とする。
【００２５】
［Ｓｉ：０．３５〜０．７５質量％］Ｓｉは脱酸剤として作用し、溶接金属の強度を調整する作用があり、また、溶融金属の粘性を高めて立向上進溶接性を向上させる効果もある。Ｓｉの含有量が０．３５質量％未満ではこれらの効果が得られない。一方、０．７５質量％を超えると溶接金属の強度が高くなり低温での靭性が低下する。また、耐低温割れ性、耐高温割れ性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．３５〜０．７５質量％とする。
【００２６】
［Ｍｎ：２．２０〜２．８５質量％］Ｍｎは脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度、及び低温での靭性を向上させる効果がある。Ｍｎの含有量が２．２０質量％未満ではこのような効果が十分発揮されず、２．８５質量％を超えると、逆に溶接金属の強度が高く過ぎ、低温での靭性が低下し、低温割れも発生しやすくなる。したがって、Ｍｎの含有量は２．２０〜２．８５質量％とする。
【００２７】
［Ｂ：０．００２〜０．０１０質量％］Ｂは溶接金属の結晶粒を微細化させて低温での靭性を向上させる効果を有する。Ｂの含有量が０．００２質量％未満では靭性向上効果が十分に得られず、一方、０．０１０質量％を超えると耐高温割れ性が低下する。したがって、Ｂの含有量は０．００２〜０．０１０質量％とする。
【００２８】
［Ａｌ：≦０．５質量％（ただし、０を含む）］Ａｌは溶接中に酸化物となり、これによってスラグの凝固温度を上昇させることにより、立向上進溶接において溶融金属の垂れ落ちを防ぐ効果がある。しかし、Ａｌは溶接金属中に若干残留しその残留量が多いと溶接金属の靭性を低下させ、また、スパッタ発生量が増加する。したがって、Ａｌの含有量は０．５質量％以下に規制する必要がある。
【００２９】
［［Ａｌ２Ｏ３］＋［Ａｌ］×１．８９：０．５〜１．０質量％］Ａｌ２Ｏ３はスラグの凝固温度を上昇させる作用があり、これによって立向上進溶接において溶融金属の垂れ落ちを防ぐ効果がある。前記Ａｌの含有量に対して、［Ａｌ２Ｏ３］＋［Ａｌ］×１．８９の値が０．５質量％未満となる場合のＡｌ２Ｏ３の含有量では、前記の垂れ落ち防止効果が十分に発揮されない。一方、Ａｌの含有量に対して、［Ａｌ２Ｏ３］＋［Ａｌ］×１．８９の値が１．０質量％を超える場合のＡｌ２Ｏ３の含有量では、アークが不安定となって、スパッタ発生量が増加するとともに、スラグが硬くなりすぎてスラグ剥離性が悪化する。
【００３０】
［Ｎｉ：０．２〜１．０質量％］Ｎｉは溶接金属の低温での靭性を向上させる効果を有する。Ｎｉの含有量が０．２質量％未満では前記の靭性向上効果が得られない。一方、１．０質量％を超えて添加しても、−４０℃程度での衝撃性能に関しては添加量に比例した効果が得られず、また、原料としてのＮｉの価格が高いため製造コストも上昇する。したがって、Ｎｉの含有量は０．２〜１．０質量％とする。
【実施例】
【００３１】
軟鋼製（ＪＩＳ  Ｇ  ３１４１  ＳＰＣＣ）の外皮中にフラックスを充填してなるワイヤ径１．４ｍｍのガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤを作製した（実施例Ｎｏ．１〜実施例Ｎｏ．１８、及び比較例Ｎｏ．１９〜比較例Ｎｏ．５７）。各ワイヤは、いずれも、そのフラックス含有率が１４質量％である。これらのワイヤの化学成分を表１、表２及び表３に示す。
【００３２】
前記作製した各ワイヤを用いて、表４に示す溶接条件で、（イ）立向上進溶接、（ロ）低温靭性を評価するための大入熱による下向突合せ溶接、（ハ）耐高温割れ性を評価するための下向突合せ片面溶接の初層溶接、及び（ニ）耐低温割れ性を評価するための下向突合せ溶接の各溶接試験を実施した。
【００３３】
立向上進溶接では、すみ肉溶接を立向上進にて行い、溶融金属の垂れの度合い（ビード形状の良否）などを評価した。評価は、溶接電流１８０Ａ、デルタウィービングにおいて、ビード形状が凸形状でなく良好なものを「○」とし、ビード形状が不良なものを「×」とした。さらに、２２０Ａ、デルタウィービングにおいてビード形状が凸形状でなく良好なものを「○〜◎」、２５０Ａ、デルタウィービングにおいてビード形状が凸形状でなく良好なものを「◎」とした。評価結果を表５及び表６に示す。
【００３４】
下向突合せ溶接では、大入熱溶接による溶接金属の低温での靭性を評価した。シャルピー試験片は溶接部の板厚方向における中央位置から採取し、シャルピー衝撃試験（試験片サイズ及び試験方法はＪＩＳ  Ｚ３１１１に準拠）により、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値を測定した。３本のシャルピー試験片の平均値を−４０℃吸収エネルギーとした。評価は、−４０℃吸収エネルギーが１００Ｊを超えるものを「◎」とし、４７Ｊ〜１００Ｊの範囲のものを「○」とし、４７Ｊ未満のものを「×」とした。評価結果を表５及び表６に示す。
【００３５】
下向突合せ片面溶接の初層溶接（拘束割れ試験）では、溶接後に、放射線透過試験により高温割れの有無を調べた。評価は、溶接電流２３０Ａでの初層溶接で高温割れなしのものを「○」とし、高温割れが発生したものを「×」とした。評価結果を表５及び表６に示す。また、下向突合せ窓枠拘束割れ試験では、溶接後に超音波探傷試験により、低温割れの有無を調べた。評価は、低温割れなしのものを「○」とし、低温割れが発生したものを「×」とした。評価結果を表５及び表６に示す。
【００３６】
【表１】
0005111028.tif 000002
【００３７】
【表２】
0005111028.tif 000003
【００３８】
【表３】
0005111028.tif 000004
【００３９】
【表４】
0005111028.tif 000005
【００４０】
【表５】
0005111028.tif 000006
【００４１】
【表６】
0005111028.tif 000007
【００４２】
比較例の結果についてみると、比較例のＮｏ．２１及びＮｏ．２６は、ＴｉＯ２が上限値を超えているため、片面溶接の初層で高温割れが発生し、また、大入熱溶接での低温靭性が低かった。比較例のＮｏ．３５、Ｎｏ．３９、Ｎｏ．４３及びＮｏ．５１は、ＴｉＯ２が下限値を下回っているため、立向上進溶接でビード形状が凸状で不良であった。
【００４３】
次に、比較例のＮｏ．２０及びＮｏ．３３は、Ｔｉが上限値を超えているため、溶接金属の強度が増大して大入熱溶接での低温靭性が低かった。比較例のＮｏ．１９、Ｎｏ．２３及びＮｏ．２８は、Ｔｉが下限値を下回っているため、片面溶接の初層で高温割れが発生し、また、大入熱溶接での低温靭性が低かった。
【００４４】
次に、比較例のＮｏ．４７、Ｎｏ．４９及びＮｏ．５４は、Ｍｇが上限値を超えているため、低温割れが発生した。比較例のＮｏ．２７及びＮｏ．３０は、Ｍｇが下限値を下回っているため、片面溶接の初層で高温割れが発生し、また、大入熱溶接での低温靭性が低かった。なお、前記比較例Ｎｏ．２７はＡｌ及びＡｌ２Ｏ３が添加されており、立向上進溶接性が非常に良好であった。
【００４５】
次に、比較例のＮｏ．４５及びＮｏ．５３は、Ｃが上限値を超えているため、溶接金属の強度が増大して大入熱溶接での低温靭性が低かった。また、低温割れが発生した。比較例のＮｏ．２９は、Ｃが下限値を下回っているため、大入熱溶接での低温靭性が低かった。
【００４６】
次に、比較例のＮｏ．４４及びＮｏ．４６は、Ｓｉが上限値を超えているため、片面溶接の初層で高温割れが発生し、大入熱溶接での低温靭性が低かった。また、低温割れが発生した。前記比較例Ｎｏ．４４はＡｌ２Ｏ３及びＡｌが添加されているため、立向上進溶接性が非常に良好であった。比較例のＮｏ．２４、Ｎｏ．３６及びＮｏ．５５は、Ｓｉが下限値を下回っているため、立向上進溶接でビード形状が凸状で不良であった。なお、前記比較例Ｎｏ．５５はＡｌ２Ｏ３が添加されているものの、Ｓｉが下限値を下回っているため、立向上進溶接でビード形状が凸状で不良であった。
【００４７】
次に、比較例のＮｏ．４１及びＮｏ．５０は、Ｍｎが上限値を超えているため、溶接金属の強度が増大して大入熱溶接での低温靭性が低く、また、低温割れが発生した。比較例のＮｏ．２５、Ｎｏ．３７及びＮｏ．５６は、Ｍｎが下限値を下回っているため、大入熱溶接での低温靭性が低かった。なお、前記比較例Ｎｏ．５６はＮｉが添加されているものの、Ｍｎが下限値を下回っているため、大入熱溶接での低温靭性が低かった。
【００４８】
次に、比較例のＮｏ．４２、Ｎｏ．４８及びＮｏ．５７は、Ｂが上限値を超えているため、片面溶接の初層で高温割れが発生した。なお、前記比較例Ｎｏ．５７はＮｉが添加されているため、大入熱溶接での低温靭性が良好であった。比較例のＮｏ．３２及びＮｏ．３４は、Ｂが下限値を下回っているため、大入熱溶接での低温靭性が低かった。
【００４９】
次に、比較例のＮｏ．２２、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．４０及びＮｏ．５２は、ＭｇＯが規定値を超えているため、立向上進溶接でビード形状が凸状で不良であった。なお、前記比較例Ｎｏ．３１はＮｉが添加されており、大入熱溶接での低温靭性が良好であった。また、前記比較例Ｎｏ．３８はＡｌが上限値を上回っているため、スパッタ発生量が多く、Ａｌ及びＡｌ２Ｏ３のトータル（ｂ）が上限値を上回っているため、アーク安定性、及びスラグの剥離性が悪かった。
【００５０】
これに対し、表５に示すように、実施例Ｎｏ．１〜実施例Ｎｏ．１８は、立向上進溶接において溶融金属の垂れ落ちなく高溶接電流にて良好な溶接を行うことができ、また、片面溶接において初層での耐高温割れ性に優れており、さらに、溶着量を多くした大入熱溶接において低温靭性に優れた溶接金属を得ることができた。また、耐低温割れ性についても良好であった。