JP5356142B2

JP5356142B2 - ガスシールドアーク溶接方法

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Publication number: JP5356142B2
Application number: JP2009175882A
Authority: JP
Inventors: 聖人笹木; 竜一志村; 康仁戸塚
Original assignee: 日鐵住金溶接工業株式会社
Priority date: 2009-07-28
Filing date: 2009-07-28
Publication date: 2013-12-04
Anticipated expiration: 2029-07-28
Also published as: JP2011025298A

Description

本発明は４９０〜５２０ＭＰａ級高張力鋼のガスシールドアーク溶接方法に関し、特に全姿勢溶接における溶接作業性に優れるフラックス入りワイヤを用いて大入熱および高パス間温度の溶接施工条件で溶接するさい、高能率で機械的性能の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方法に関する。

近年、建築鉄骨分野において、溶接施工のさらなる能率向上を図るため、大入熱および高パス間温度の溶接施工条件に対応するガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤが開発され、ＪＩＳＺ３３１２ＹＧＷ１８に規定されている。このガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、４９０ＭＰａ級高張力鋼に対して、最大入熱４０ｋＪ／ｃｍで最高パス間温度が３５０℃の溶接施工条件が許容される。また５２０ＭＰａ級高張力鋼に対しては、最大入熱３０ｋＪ／ｃｍで最高パス間温度が２５０℃の溶接施工条件が許容される。

このような大入熱、高パス間温度の溶接施工条件に対応したガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、例えば特開平１０−２３０３８７号公報（特許文献１）、特開平１１−９０６７８号公報（特許文献２）および特開２００１−２８７０８６号公報（特許文献３）等に示されている。これらによると大入熱、高パス間温度の溶接施工条件においても強度を確保するために、Ｓｉ、Ｍｎや必要に応じてＭｏ、Ｃｒ等を多く含み、靭性を確保するためにＴｉおよびＢを含んでいる。

また、大入熱、高パス間温度の溶接施工条件においてもスラグ剥離性を確保するために、特開２００６−２６６４３号公報（特許文献４）、特開２００６−８８１８７号公報（特許文献５）および特開２００７−３０１５９７号公報（特許文献６）等にあるように、生成スラグのスラグ剥離性を良好にする技術の開示がある。

しかし、前記特許文献１〜６は、ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤであるのでスパッタの発生量が多く、また、特に立向上進姿勢溶接においては溶融メタルが垂れやすいという問題がある。

一方、スパッタ発生量を低く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用いて、大入熱、高パス間温度の溶接施工条件で機械的性能を満足する技術が特開２００５−２７９６８３号公報（特許文献７）に開示されている。しかし、特許文献７に記載のガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、スラグ剤が非常に少ない金属粉（メタル）系フラックス入りであるので、立向上進姿勢溶接においてはガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤと同様に溶融メタルが垂れやすいという問題がある。さらに、スパッタ発生量についても満足できるものではなかった。

特開平１０−２３０３８７号公報特開平１１−９０６７８号公報特開２００１−２８７０８６号公報特開２００６−２６６４３号公報特開２００６−８８１８７号公報特開２００７−３０１５９７号公報特開２００５−２７９６８３号公報

本発明は、大入熱、高パス間温度の溶接施工条件を採用することによって溶接能率を向上し、スパッタ発生量が少なく全姿勢溶接においても溶接作業性が良好で、溶接金属の機械的性能が優れるなど高品質な溶接部が得られるガスシールドアーク溶接方法を提供することを目的とする。

本発明の要旨は、鋼製外皮内にフラックスを充填したフラックス入りワイヤを使用するガスシールドアーク溶接方法において、ワイヤ全質量に対する質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．７〜２．８％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｍｇ：０．３５〜０．６５％、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ_２換算値：４．８〜６．５％、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ_２換算値：０．３〜０．８％、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ_２換算値：０．２〜０．５％、ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の１種または２種の合計：０．４〜１．２％、Ｎａ化合物およびＫ化合物のＮａ_２Ｏ換算値およびＫ_２Ｏ換算値の１種または２種の合計：０．０６〜０．２０％を含有し、弗素化合物のＦ換算値が０．０３％以下で、残部は鉄粉、鉄合金のＦｅ分、鋼製外皮のＦｅ分および不可避不純物からなるフラックス入りワイヤを用いて、溶接入熱量２０〜４０ｋＪ／ｃｍ、パス間温度２００〜３５０℃の溶接施工条件で炭酸ガスシールドアーク溶接することを特徴とするガスシールドアーク溶接方法にある。ここにおいて、フラックス入りワイヤは製鋼外皮に貫通した合わせ目が無く、ワイヤ表面に厚さ０．３〜０．９μｍの銅めっきを有すること、また、フラックス入りワイヤは全水素量が２０ｐｐｍ以下であることも特徴とする。

本発明のガスシールドアーク溶接方法によれば、４９０〜５２０ＭＰａ級高張力鋼に対し、大入熱および高パス間温度の溶接施工条件で溶接を行うのに際し、用いるフラックス入りワイヤの成分組成を適正にすることによって、全姿勢溶接においてもスパッタ発生量が少なく良好な溶接作業性が得られる。その結果、溶接パス数の減少および各パス毎の冷却待ち時間の短縮が図れることによる高能率溶接が達成でき、かつ機械的性能の良好な溶接部を得ることができる。

本発明者らは、全姿勢溶接で溶接作業性が良好であり、大入熱および高パス間温度の溶接施工条件で高能率に溶接した場合においても機械的性能の優れた溶接金属を得るべく、フラックス入りワイヤの成分組成について種々検討を行った。その結果、最大入熱量４０ｋＪ／ｃｍ、最高パス間温度３５０℃という高能率で溶接施工が可能な条件で多層盛溶接した場合の強度および靭性を確保するためには、用いるフラックス入りワイヤのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏを適量とし、強脱酸剤であるＭｇを比較的多く含みＴｉＯ_２を適量含み、さらに弗素化合物を低減することことが効果的であることが判明した。

また、全姿勢溶接における溶接作業性は、ワイヤのフラックス中にＴｉＯ_２、ＳｉＯ_２、ＺｒＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏを適量含有することによって良好になることを見出した。さらに、ワイヤ表面の銅めっき厚さを限定することによって高電流の溶接施工条件においてもアークが安定し、ワイヤの全水素量を限定することによって多層盛溶接における耐割れ性を向上させることができた。
以下、本発明のガスシールドアーク溶接方法の施工条件および用いるフラックス入りワイヤ成分組成の限定理由について説明する。

［溶接入熱量：２０〜４０ｋＪ／ｃｍ］
溶接入熱量が大きくなれば、１パス当りの溶着量が増すので溶接能率が向上する。溶接入熱量が２０ｋＪ／ｃｍ未満であると１パス当りの溶着量が少ないので溶接パス数が多くなり溶接能率が低下する。一方、溶接入熱量が大きいと冷却速度が遅くなって、一般的に溶接金属の組織が粗大化して強度および靭性が低下する。また、高温割れも生じやすくなる。後述する本発明に用いるフラックス入りワイヤを用いても４０ｋＪ／ｃｍを超えた溶接入熱量では強度および靭性が確保できず、高温割れも生じやすくなる。したがって、溶接入熱量は２０〜４０ｋＪ／ｃｍとする。

［パス間温度：２００〜３５０℃］
パス間温度も溶接入熱量と同様に溶接能率に影響する。パス間温度を低くすると、特に溶接長の短い部材の溶接においてはパス毎の冷却待ち時間が長くなるので溶接能率が低下する。パス間温度が２００℃未満であると本発明が目的とする溶接能率向上の効果が得られない。一方、パス間温度が３５０℃を超えると強度および靭性が著しく低下する。したがって、パス間温度は２００〜３５０℃とする。

また本発明のガスシールドアーク溶接方法においてはシールドガスとして炭酸ガスを使用する。炭酸ガスはアルゴンを主成分とする混合ガスよりも安価であり、シールドガスとして炭酸ガスを使用した場合においてもスパッタの発生が少ないというフラックス入りワイヤの利点を発揮させることができるからである。このようなことから本発明に使用するフラックス入りワイヤはシールドガスとして炭酸ガスを使用したときに性能を最大限に発揮できるような成分となっている。

［Ｃ：０．０３〜０．１０質量％］
Ｃは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度および靭性を確保するうえで重要な元素である。Ｃは鋼製外皮とフラックスの一方または両方に含有させるがこれらの合計が、ワイヤ全質量に対し（以下の各成分についても同様）０．０３質量％（以下、％という）未満であると、必要な強度と靭性が得られない。一方、０．１０％を超えると溶接金属の高温割れ感受性が高くなる。したがってＣは０．０３〜０．１０％とする。

［Ｓｉ：０．４〜１．０％］
Ｓｉは、溶接金属の酸素量を低下させて靭性の向上に重要な元素である。しかしながら、多くなりすぎると大入熱、高パス間温度での溶接施工条件では溶接金属を脆化させる。また、大入熱、高パス間温度での溶接施工条件ではＳｉの消耗が多いが、Ｓｉが適量溶接金属に歩留まって強度を確保する必要がある。鋼製外皮とフラックスの一方または両方に含有するＳｉの合計が０．４％未満であると、所定の強度が得られず靭性も低下する。一方、１．０％を超えると溶接金属の靭性が悪くなる。したがってＳｉは０．４〜１．０％とする。Ｓｉはフラックス成分としては、フェロシリコン、金属Ｓｉ、シリコンマンガンなどとして添加される。

［Ｍｎ：１．７〜２．８％］
Ｍｎは、溶接金属の酸素量を下げて靭性を得るための重要な元素である。また、強度の改善にも有効な元素である。さらに、高融点のＭｎＳを形成して硫化物が溶接金属の粒界に晶出するのを防止し割れを抑制する。反面、多くなりすぎると大入熱、高パス間温度の溶接施工条件では、Ｓｉと同様に溶接金属を脆化させる。鋼製外皮とフラックスの一方または両方に含有するＭｎの合計が１．７％未満であると、所定の強度と安定した靭性が得られない。一方、２．８％を超えると溶接金属の靭性が低下する。したがってＭｎは１．７〜２．８％とする。Ｍｎはフラックス成分としては、フェロマンガン、金属Ｍｎ、シリコンマンガンなどとして添加される。

［Ｍｏ：０．１〜０．３％］
Ｍｏは、溶接金属の焼入れ性を高める元素である。特に大入熱、高パス間温度の溶接施工条件では溶接金属の焼入れ性が不足するので、強度を確保するうえで必須の元素である。鋼製外皮とフラックスの一方または両方に含有するＭｏの合計が０．１％未満であると、必要な強度が得られない。一方、０．３％を超えると強度が高くなりすぎ靭性が低下する。したがってＭｏは０．１〜０．３％とする。Ｍｏはフラックス成分としては、フェロモリブデンなどとして添加される。

［Ｍｇ：０．３５〜０．６５％］
Ｍｇは、強脱酸剤として溶接金属の酸素を低減して溶接金属の靭性を向上させる。特に、大入熱、高パス間温度の溶接施工条件では溶融プールが大きくなって他の脱酸剤（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ）の消耗が多いので、主にＭｇで脱酸して靭性を確保する。Ｍｇは金属ＭｇやＡｌ−Ｍｇ合金としてフラックス中に添加されるが、Ｍｇが０．３５％未満であると溶接金属の酸素が多くなって靭性が低下する。一方、０．６５％を超えるとスパッタ発生量が多くなる。したがって、Ｍｇは０．３５〜０．６５％とする。

［Ｔｉ酸化物のＴｉＯ_２換算値：４．８〜６．５％］
フラックス中のルチール、チタンスラグ等のＴｉ酸化物は、アーク安定剤であるとともにビード形状を良好にする。また、立向上進溶接では適度な粘性と融点のスラグにより溶融メタルが垂れるのを防止する。さらに、一部がＴｉ酸化物として溶接金属に歩留り、再結晶の核となることにより溶接金属のミクロ組織を微細化して靭性を向上する。Ｔｉ酸化物のＴｉＯ_２換算値が４．８％未満であるとアークが不安定でスパッタが多くビード形状も不良となる。また、立向上進溶接で溶融メタルが垂れるようになる。さらに、溶接金属へのＴｉ酸化物の歩留りが少なくなってミクロ組織が粗大となって靭性が低下する。一方、６．５％を超えるとアークは安定してスパッタ発生量も少なくなるが、多層盛溶接でスラグ量が多くなりスラグ剥離性が不良となる。また、溶接金属へのＴｉ酸化物の歩留りが過剰になり非金属介在物が多くなって靭性が低下する。したがって、Ｔｉ酸化物のＴｉＯ_２換算値は４．８〜６．５％とする。

［Ｓｉ酸化物のＳｉＯ_２換算値：０．３〜０．８％］
フラックス中の珪砂やジルコンサンド、珪酸ソーダ等のＳｉ酸化物は、大入熱、高パス間温度の溶接施工条件においても溶融スラグの粘性を高めてスラグ被包性を向上させてビード外観およびスラグ剥離性を向上する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ_２換算値が０．３％未満であると溶融スラグの粘性が低くなりスラグ被包性が悪くビード形状が不良でスラグが焼き付くようになる。一方、０．８％を超えると溶接金属のミクロ組織の硬化相生成を促進して溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ_２換算値は０．３〜０．８％とする。

［Ｚｒ酸化物のＺｒＯ_２換算値：０．２〜０．５％］
フラックス中のジルコンサンド、酸化ジルコン等のＺｒ酸化物は、溶融スラグの凝固温度を高くして立向上進姿勢溶接で溶融メタルを垂れにくくする。また、下向溶接のさいスラグ被包性を高めてビード形状を良好にする。Ｚｒ酸化物のＺｒＯ_２換算値が０．２％未満であると立向上進姿勢溶接で溶融メタルが垂れやすくなり、下向溶接ではスラグ被包性が悪くビード形状が不良となる。一方、０．５％を超えるとスラグが緻密で固くなりスラグ剥離性が不良となる。したがって、Ｚｒ酸化物のＺｒＯ_２換算値は０．２〜０．５％とする。

［ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の１種または２種の合計：０．４〜１．２％］
Ａｌは鋼製外皮とフラックスの一方または両方から添加されるが、フラックスには金属Ａｌ、Ａｌ−Ｍｇ合金、フェロアルミ等として添加される。またＡｌ_２Ｏ_３としてフラックスに添加されることもある。Ａｌは酸化物となってＡｌ_２Ｏ_３とともに溶融スラグの粘性および凝固点を調整してスラグ被包性を高めてビード形状を良好にする。ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の１種または２種の合計が０．４％未満であると下向溶接のさいスラグ被包性が悪くビード形状不良となる。一方、１．２％を超えると溶接金属中にＡｌ_２Ｏ_３が非金属介在物として残留し靭性が低下する。また、立向上進姿勢溶接で溶融メタルが垂れやすくなる。したがって、ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の１種または２種の合計は０．４〜１．２％とする。

［Ｎａ化合物およびＫ化合物のＮａ_２Ｏ換算値およびＫ_２Ｏ換算値の１種または２種の合計：０．０６〜０．２０％］
カリ長石、珪酸ソーダや珪酸カリ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からのＮａおよびＫは、アーク安定剤およびスラグ形成剤として作用する。Ｎａ化合物およびＫ化合物のＮａ_２Ｏ換算値およびＫ_２Ｏ換算値の１種または２種の合計が０．０６％未満であると、アークが不安定でスパッタ発生量が多くなる。一方、０．２０％を超えるとスラグ剥離性が不良となる。また、立向上進姿勢溶接で溶融メタルが垂れやすくなる。したがって、Ｎａ化合物およびＫ化合物のＮａ_２Ｏ換算値およびＫ_２Ｏ換算値の１種または２種の合計は０．０６〜０．２０％とする。

［弗素化合物のＦ換算値：０．０３％以下］
フラックス中の弗化ソーダや珪弗化カリ等の弗素化合物は、アークの指向性を高めて安定した溶融プールを形成するが、大入熱、高パス間温度の溶接施工条件においてはスパッタ発生量が多くなる。したがって、弗素化合物のＦ換算値は０．０３％以下とする。

［ワイヤ表面の銅めっき厚さ：０．３〜０．９μｍ］
ワイヤ表面の銅めっきは、チップ先端での通電性を良好にしアークを安定にする。銅めっき厚さが０．３μｍ未満であると、特に大入熱、高パス間温度の溶接施工条件においてはアークが不安定となる。一方、銅めっき厚さが０．９μｍを超えると、溶接時におけるワイヤ表面とコンジットチューブとの接触によって削られた銅めっきが、チップに蓄積されついにはチップに詰まってアークが停止する。したがって、ワイヤ表面の銅めっき厚さは０．３〜０．９μｍが好ましい。なおワイヤ表面に銅めっきを施す場合めっき液に浸漬するので、ワイヤは鋼製外皮に貫通した合わせ目が無いものを用いる。

［全水素量：２０ｐｐｍ以下］
ワイヤの水素は、溶接金属の拡散性水素源となるのでできるだけ低減する必要があり、全水素量が２０ｐｐｍ以下であることが好ましい。ワイヤの全水素量が２０ｐｐｍを超えると拡散性水素量（ＪＩＳＺ３１１８）が４ｍｌ／１００ｇを超えるので、多層盛溶接をした場合に低温割れの感受性が高まる。ワイヤ中の全水素量は、不活性ガス融解熱伝導度法などにより測定することができる。

なお、本発明に用いるフラックス入りワイヤは、鋼帯をパイプ状に成形しその内部にフラックスを充填した構造で、製造の過程で成形した鋼製外皮を溶接した貫通した合わせ目が無いワイヤと、溶接を行わず鋼製外皮に貫通した合わせ目を有するワイヤとに大別できる。本発明においては何れの断面構造も採用できるが、鋼製外皮に貫通した合わせ目を有するワイヤは、水素含有量の低い充填フラックスの選定が必要である。鋼製外皮に貫通した合わせ目の無いワイヤは、ワイヤの全水素量を低減することを目的に６５０〜１０００℃での熱処理が可能であり、また製造後の吸湿がないことから、拡散性水素量を低減して耐割れ性を向上できるので、より好ましい。

本発明のガスシールドアーク溶接方法に用いるフラックス入りワイヤのその他の成分は、成分調整のために添加した鉄粉、鋼製外皮のＦｅ分、鉄合金（フェロシリコン、フェロマンガン等）のＦｅ分および不可避不純物である。

以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。ＪＩＳＧ３１４１ＳＰＣＣの鋼帯を鋼製外皮に使用して表１および表２に示すワイヤ径１．４ｍｍのフラックス入りワイヤを試作した。各試作ワイヤは、伸線途中で６５０〜８００℃で焼鈍を実施したが、鋼製外皮に貫通した合わせ目を有するワイヤ記号Ｗ４、Ｗ８、Ｗ１１およびＷ１８は、Ａｒ雰囲気中で焼鈍し、ワイヤ製造後は、ビニール製の袋に封入して溶接時まで保管した。なお、ワイヤ記号Ｗ２１は、焼鈍およびビニール製の袋への封入は実施しなかった。鋼製外皮に貫通した合わせ目の無いワイヤは、ワイヤ表面に銅めっきを施した。

各試作ワイヤにつき（株）堀場製作所製の水素分析装置：ＥＭＧＡ−６２１を用いて全水素量を測定した。また各試作ワイヤにつき拡散性水素量の測定、スパッタ発生量の測定、立向上進姿勢溶接での溶接作業性、多層盛溶接での溶接作業性および機械的性能の調査をした。拡散性水素量の測定は、ＪＩＳＺ３１１８にしたがって測定した。拡散性水素量は４ｍｌ／１００ｇ以下を良好とした。

スパッタ発生量の測定は銅製の捕集箱を用いて、表３に示す条件Ｎｏ．Ｔ１でＪＩＳＧ３１３６ＳＮ４９０Ｂ鋼、板厚１２ｍｍの試験板に３０秒×５回溶接し、スパッタを捕集して１分間当りのスパッタ発生量を算出した。１分間当りのスパッタ発生量が１．０ｇ以下を良好とした。

立向上進姿勢溶接での溶接作業性の調査は、表３に示す条件Ｎｏ．Ｔ２でＪＩＳＧ３１３６ＳＮ４９０Ｂ鋼、板厚１２ｍｍの鋼板をＴ字すみ肉試験体として溶接し、アークの安定性、溶融メタル垂れの有無およびスラグ剥離性について調査した。

下向多層盛溶接は、ＪＩＳＧ３１３６ＳＮ４９０Ｂ鋼、板厚２０ｍｍの鋼板を開先角度４５度、ルート間隔１２ｍｍの裏当付き試験板として、表３に示す条件Ｎｏ．Ｔ３の溶接施工条件範囲で各試験の溶接入熱量およびパス間温度を変えて溶接した。そして溶接パス数、アークの安定性、スラグ剥離性、ビード形状および高温割れの有無を調査した。

下向多層盛溶接においては、さらに溶接金属の板厚中央部から引張試験片（ＪＩＳＺ２２０１Ａ１号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２０２４号）を採取して評価した。引張強さは５４０〜６８０ＭＰａを合格とし、シャルピー衝撃試験は試験温度０℃で各５本行い平均値が７０Ｊ以上を合格とした。それらの結果を表４および表５にまとめて示す。

表４および表５中試験Ｎｏ．１〜１０が本発明例、試験Ｎｏ．１１〜２６は比較例である。
本発明例である試験Ｎｏ．１〜１０は、用いたフラックス入りワイヤの成分組成が適量であるのでスパッタ発生量が少なく、立向上進姿勢溶接での溶接作業性が良好であった。また下向多層盛溶接においても溶接入熱量およびパス間温度が適正であるので溶接パス数が少なく、溶接作業性が良好で高温われも無く、溶接金属の引張強さおよび吸収エネルギーも良好で極めて満足な結果であった。また、用いた何れのフラックス入りワイヤも全水素量が低いので拡散性水素量も低値であった。なお、試験Ｎｏ．４およびＮｏ．８は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ４およびＷ８が鋼製外皮の断面に貫通した合わせ目を有し、ワイヤ表面に銅めっきが施されていないので立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにややアークが不安定であった。

比較例中試験Ｎｏ．１１は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１１のＣが少ないので、下向多層盛溶接の機械試験で引張強さが低く吸収エネルギーも低値であった。また、ＺｒＯ_２が少ないので立向上進姿勢溶接で溶融メタルが垂れ、下向多層盛溶接ではスラグの被包性が悪くビード形状が不良であった。さらに、鋼製外皮の断面に貫通した合わせ目を有し銅めっきが施されていないので、立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにややアークが不安定であった。

試験Ｎｏ．１２は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１２のＣが多いので、下向多層盛溶接で高温割れが生じた。また、ＳｉＯ_２が多いので下向多層盛溶接の機械試験で吸収エネルギーが低値であった。

試験Ｎｏ．１３は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１３のＳｉが少ないので、下向多層盛溶接の機械試験で引張強さが低く吸収エネルギーも低値であった。また、ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の合計が少ないので、下向多層盛溶接でスラグの被包性が悪くビード形状が不良であった。

試験Ｎｏ．１４は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１４のＳｉが多いので、下向多層盛溶接の機械試験で吸収エネルギーが低値であった。また、ＳｉＯ_２が少ないので立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにスラグ剥離性が不良で、下向多層盛溶接ではスラグの被包性が悪くビード形状も不良であった。

試験Ｎｏ．１５は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１５のＭｎが少ないので、下向多層盛溶接の機械試験で引張強さが低く吸収エネルギーも低値であった。また、弗素化合物のＦ換算値が多いのでスパッタ発生量が多かった。

試験Ｎｏ．１６は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１６のＭｎが多いので、下向多層盛溶接の機械試験で吸収エネルギーが低値であった。また、Ｎａ化合物およびＫ化合物のＮａ_２Ｏ換算値およびＫ_２Ｏ換算値の合計が多いので、立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにスラグ剥離性が不良で、立向上進姿勢溶接では溶融メタルも垂れた。

試験Ｎｏ．１７は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１７のＭｏが少ないので、下向多層盛溶接の機械試験で引張強さが低かった。また、Ｎａ金属化合物のＮａ_２Ｏ換算値が少なく他にＫ化合物の添加もないのでスパッタ発生量が多く、立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにアークが不安定であった。

試験Ｎｏ．１８は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１８のＭｏが多いので、下向多層盛溶接の機械試験で引張強さが高く吸収エネルギーは低値であった。また、ＺｒＯ_２が多いので立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにスラグ剥離性が不良で、鋼製外皮の断面に貫通した合わせ目を有し銅めっきが施されていないのでややアークが不安定であった。

試験Ｎｏ．１９は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ１９のＭｇが少ないので、下向多層盛溶接の機械試験で吸収エネルギーが低値であった。また、ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の合計が多いので立向上進姿勢溶接で溶融メタルが垂れた。

試験Ｎｏ．２０は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ２０のＭｇが多いのでスパッタ発生量が多かった。また、ワイヤ表面の銅めっき厚さが薄いので立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにアークがやや不安定であった。

試験Ｎｏ．２１は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ２１の全水素量が多いので、拡散性水素量が多かった。また、ＴｉＯ_２が多いので立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにスラグ剥離性が不良であった。また鋼製外皮の断面に貫通した合わせ目を有し銅めっきが施されていないので、ややアークも不安定で、下向多層盛溶接の機械試験で吸収エネルギーも低値であった。

試験Ｎｏ．２２は、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ２２のＴｉＯ_２が少ないので、スパッタ発生量が多く立向上進姿勢溶接および下向多層盛溶接ともにアークが不安定で、立向上進姿勢溶接で溶融メタルが垂れ下向多層盛溶接でビード形状が不良で、機械試験の吸収エネルギーが低値であった。さらに、ワイヤ表面の銅めっき厚さが厚いのでコンジットチューブを通過したワイヤ表面の銅めっきが剥離した箇所があった。

試験Ｎｏ．２３は、溶接入熱量が低いので溶接パス数が多くなり、溶接に要した時間が長かった。
試験Ｎｏ．２４は、溶接入熱量が高いので高温割れが生じ、機械試験で引張強さが低く吸収エネルギーも低値であった。

試験Ｎｏ．２５は、パス間温度が低いので溶接待ち時間が長くなった。また、用いたフラックス入りワイヤＮｏ．Ｗ２１のＴｉＯ_２が多いのでスラグ剥離性が不良で、鋼製外皮の断面に貫通した合わせ目を有しワイヤ表面に銅めっきが施されていないので、ややアークも不安定であった。
試験Ｎｏ．２６は、パス間温度が高いので機械試験で引張強さが低く吸収エネルギーも低値であった。

Claims

鋼製外皮内にフラックスを充填したフラックス入りワイヤを使用するガスシールドアーク溶接方法において、ワイヤ全質量に対する質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．４〜１．０％、
Ｍｎ：１．７〜２．８％、
Ｍｏ：０．１〜０．３％、
Ｍｇ：０．３５〜０．６５％、
Ｔｉ酸化物のＴｉＯ_２換算値：４．８〜６．５％、
Ｓｉ酸化物のＳｉＯ_２換算値：０．３〜０．８％、
Ｚｒ酸化物のＺｒＯ_２換算値：０．２〜０．５％、
ＡｌのＡｌ_２Ｏ_３換算値およびＡｌ_２Ｏ_３の１種または２種の合計：０．４〜１．２％、
Ｎａ化合物およびＫ化合物のＮａ_２Ｏ換算値およびＫ_２Ｏ換算値の１種または２種の合計：０．０６〜０．２０％
を含有し、
弗素化合物のＦ換算値が０．０３％以下
で、残部は鉄粉、鉄合金のＦｅ分、鋼製外皮のＦｅ分および不可避不純物からなるフラックス入りワイヤを用いて、溶接入熱量２０〜４０ｋＪ／ｃｍ、パス間温度２００〜３５０℃の溶接施工条件で炭酸ガスシールドアーク溶接することを特徴とするガスシールドアーク溶接方法。
フラックス入りワイヤは製鋼外皮に貫通した合わせ目が無く、ワイヤ表面に厚さ０．３〜０．９μｍの銅めっきを有することを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用方法。
フラックス入りワイヤは全水素量が２０ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用方法。