JPS5944159B2 - ガスシ−ルドア−ク溶接用フラツクス入りワイヤ - Google Patents
ガスシ−ルドア−ク溶接用フラツクス入りワイヤInfo
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- JPS5944159B2 JPS5944159B2 JP56087366A JP8736681A JPS5944159B2 JP S5944159 B2 JPS5944159 B2 JP S5944159B2 JP 56087366 A JP56087366 A JP 56087366A JP 8736681 A JP8736681 A JP 8736681A JP S5944159 B2 JPS5944159 B2 JP S5944159B2
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- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
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- B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
- B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- B23K35/3601—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest with inorganic compounds as principal constituents
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- B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Nonmetallic Welding Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、溶接作業性が良好で且つ優れた物性殊に低温
靭性ｑ良好な溶接金属を与え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。
靭性ｑ良好な溶接金属を与え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。
チタニヤ系フラックスを充填材として使用し、シールド
ガスとして炭酸ガス、アルゴン、ヘリウム等を使用する
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、優
れたビード外観を与えると共に溶接の作業性や溶接能率
等も良好であるから、軟鋼や５０キロ級程度の高張力鋼
を中心とする構造物等の溶接に広く用いられている。
ガスとして炭酸ガス、アルゴン、ヘリウム等を使用する
ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤは、優
れたビード外観を与えると共に溶接の作業性や溶接能率
等も良好であるから、軟鋼や５０キロ級程度の高張力鋼
を中心とする構造物等の溶接に広く用いられている。
しかしながらチタニヤ系のフラックス入りワイヤを用い
て得られた溶接金属の衝撃値は低く、比較的大入熱で溶
接されることの多い厚板（例えば２５ｍＦＦｌ以上）や
衝撃値規格の厳しい船級規格のグレード■（−２０℃で
５．５に９ｆ−ｍ以上）、低温用鋼のグレード■、■（
−６０℃で４．８に９ｆ−ｍ以上）或いはアルミキルド
鋼等の低温用鋼（−４５〜一６０℃で２．８ｋｇｆ−ｍ
以上）等の高級鋼／＼の適用は困難とされていた。また
特公昭５６−６８４０号で本出願人自身が提案した様に
、充填フラックス中に適量のＴｉ及び／又はＴｉＯ２と
、Ｂ及び／又はＢ２Ｏ３を含有させたチタニヤ系フラッ
クス入りワイヤは、溶接作業性が良好で且つかなり良好
な低温靭性の溶接金属を与えるが、その破面遷移温度（
ｖＴｒｓ：５０％脆性破面率）が高く、−４５〜−６０
℃で高靭性が要求される低温用鋼の溶接材料としては性
能的に不十分である。
て得られた溶接金属の衝撃値は低く、比較的大入熱で溶
接されることの多い厚板（例えば２５ｍＦＦｌ以上）や
衝撃値規格の厳しい船級規格のグレード■（−２０℃で
５．５に９ｆ−ｍ以上）、低温用鋼のグレード■、■（
−６０℃で４．８に９ｆ−ｍ以上）或いはアルミキルド
鋼等の低温用鋼（−４５〜一６０℃で２．８ｋｇｆ−ｍ
以上）等の高級鋼／＼の適用は困難とされていた。また
特公昭５６−６８４０号で本出願人自身が提案した様に
、充填フラックス中に適量のＴｉ及び／又はＴｉＯ２と
、Ｂ及び／又はＢ２Ｏ３を含有させたチタニヤ系フラッ
クス入りワイヤは、溶接作業性が良好で且つかなり良好
な低温靭性の溶接金属を与えるが、その破面遷移温度（
ｖＴｒｓ：５０％脆性破面率）が高く、−４５〜−６０
℃で高靭性が要求される低温用鋼の溶接材料としては性
能的に不十分である。
一方チタニヤ系以外のフラックスを用いたものとしては
、例えば特開昭５２−１１６７４６号（塩基性フラック
ス使用）が知られており、良好な衝撃性能を得ているが
、チタニヤ系フラックスを用いたものに比べてビードの
外観及び形状が悪く、溶接作業性（スラグ被包性が悪く
スパツタが多発）も劣悪である。
、例えば特開昭５２−１１６７４６号（塩基性フラック
ス使用）が知られており、良好な衝撃性能を得ているが
、チタニヤ系フラックスを用いたものに比べてビードの
外観及び形状が悪く、溶接作業性（スラグ被包性が悪く
スパツタが多発）も劣悪である。
この様な問題に対処する方法としては、１チタニヤ系フ
ラツクス入りワイヤの特性を維持しつつその欠点である
低温靭性を改善する方法と、２塩基性フラツクス入りワ
イヤ等の特性である低温靭性を維持しつつその欠点であ
る溶接作業性等を改善する方法、が考えられるが、本発
明者等は前記１の方法によつて目的を達成すべく研究を
進めてきた。
ラツクス入りワイヤの特性を維持しつつその欠点である
低温靭性を改善する方法と、２塩基性フラツクス入りワ
イヤ等の特性である低温靭性を維持しつつその欠点であ
る溶接作業性等を改善する方法、が考えられるが、本発
明者等は前記１の方法によつて目的を達成すべく研究を
進めてきた。
そして、まずチタニヤ系フラツクス入りワイヤを用いた
場合の低温靭性が乏しくなる原因を追求したところ、下
記の事実が確認された。即ちチタニヤ系フラツクスはＴ
ｉＯ２を必須成分として含有するが、これは酸性成分で
ある為に溶接工程でスラグとして分離され難く、溶着金
属中に非金属介在物として残留し易い。特にシールドガ
スとして炭酸ガス等の酸化性ガスを使用すると、溶着金
属中の酸素量が７００〜９００四にも達し、これが原因
になつて低温靭性が乏しくなるものと考えた。そこで溶
着金属中の酸素量と低温靭性（切欠き靭性）を調べたと
ころ、例えば低温用アルミキルド鋼に適用されている溶
着金属の衝撃値規格（−４５〜−６０℃で２．８ｋ９ｆ
−ｍ以上）を満足する為には、溶着金属の酸素含有率を
５５０四以下にする必要があることが判明した。従つて
上記の様な酸素含有率が得られる様な充填フラツクスの
組成を明確にしてやれば低温靭性を改善することができ
、併せて溶着金属の結晶組織を微細化することができれ
ば低温靭性を更に高め得ると考えられる。本発明は上記
の知見を基に、溶着金属の酸素含有率の低下及び結晶組
織の微細化を達成すると共に、チタニヤ系フラツクス本
来の特長である溶接作業性を阻害しない様なチタニヤ系
フラツクス入りワイヤの開発を期して更に研究の結果完
成されたものであつて、その構成は、軟鋼製鞘内にワイ
ヤ全重量に対して下記量の成分を含有するチタニヤ系フ
ラツクスを充填してなるところに要旨が存在する。
場合の低温靭性が乏しくなる原因を追求したところ、下
記の事実が確認された。即ちチタニヤ系フラツクスはＴ
ｉＯ２を必須成分として含有するが、これは酸性成分で
ある為に溶接工程でスラグとして分離され難く、溶着金
属中に非金属介在物として残留し易い。特にシールドガ
スとして炭酸ガス等の酸化性ガスを使用すると、溶着金
属中の酸素量が７００〜９００四にも達し、これが原因
になつて低温靭性が乏しくなるものと考えた。そこで溶
着金属中の酸素量と低温靭性（切欠き靭性）を調べたと
ころ、例えば低温用アルミキルド鋼に適用されている溶
着金属の衝撃値規格（−４５〜−６０℃で２．８ｋ９ｆ
−ｍ以上）を満足する為には、溶着金属の酸素含有率を
５５０四以下にする必要があることが判明した。従つて
上記の様な酸素含有率が得られる様な充填フラツクスの
組成を明確にしてやれば低温靭性を改善することができ
、併せて溶着金属の結晶組織を微細化することができれ
ば低温靭性を更に高め得ると考えられる。本発明は上記
の知見を基に、溶着金属の酸素含有率の低下及び結晶組
織の微細化を達成すると共に、チタニヤ系フラツクス本
来の特長である溶接作業性を阻害しない様なチタニヤ系
フラツクス入りワイヤの開発を期して更に研究の結果完
成されたものであつて、その構成は、軟鋼製鞘内にワイ
ヤ全重量に対して下記量の成分を含有するチタニヤ系フ
ラツクスを充填してなるところに要旨が存在する。
以下本発明で使用するチタニヤ系充填フラツクスの成分
組成を定めた理由を詳細に説明する。
組成を定めた理由を詳細に説明する。
まずＴｉＯ２は、チタニヤ系フラツクスの主成分であつ
て、スラグ形成剤としてまたアーク安定剤として不可欠
の成分であり、４〜８．５％（対ワイヤ全重量％：以下
同じ）含有させなければならない。ＴｉＯ２は、他のス
ラグ形成剤にはみられない優れた被包性および剥離性を
有するスラグ形成剤としての性質およびアーク安定剤と
しての性質を有しており、４％未満では良好なビード外
観．ビード形状が得られず、スパツタも増加する。一方
８．５％を越えるとスラグ生成量が過剰になり、スラグ
の巻き込みが起こると共に溶接作業性が低下する。Ｔｉ
Ｏ２の原料としてはルチールや還元イルミナイト等が使
用される。ところでＴｉＯ２は酸性成分であるから、前
述の如く溶着金属中に非金属介在物として残留し易く、
また酸化性のシールドガスを使用したときに溶着金属中
の酸素量が増加し、切欠き靭性を低下させる。
て、スラグ形成剤としてまたアーク安定剤として不可欠
の成分であり、４〜８．５％（対ワイヤ全重量％：以下
同じ）含有させなければならない。ＴｉＯ２は、他のス
ラグ形成剤にはみられない優れた被包性および剥離性を
有するスラグ形成剤としての性質およびアーク安定剤と
しての性質を有しており、４％未満では良好なビード外
観．ビード形状が得られず、スパツタも増加する。一方
８．５％を越えるとスラグ生成量が過剰になり、スラグ
の巻き込みが起こると共に溶接作業性が低下する。Ｔｉ
Ｏ２の原料としてはルチールや還元イルミナイト等が使
用される。ところでＴｉＯ２は酸性成分であるから、前
述の如く溶着金属中に非金属介在物として残留し易く、
また酸化性のシールドガスを使用したときに溶着金属中
の酸素量が増加し、切欠き靭性を低下させる。
ところが充填フラツクス中に適量のＭｇを含有させてお
くと、Ｍｇの還元作用【より溶着金属中の酸素量を効率
良く低減し得ることが分かつた。即ち第１図は、下記の
溶接材料及び溶接条件を採用して得た溶着金属の酸素含
有率、溶接のままのシヤルピ一衝撃値（−６０℃）及び
破面遷移温度（ＶＴｒｓ）の関係を示したものである。
第１図からも明らかな様に、溶着金属中の酸素量はＭｇ
の含有率を高めるにつれて低下し、Ｍｇ含有率を０．２
％以上にすれは、上記酸素量を５５０Ｐ以下にすること
ができる。またＭｇ含有率が０．２％付近のものを変曲
点とし、Ｍｇ含有率をそれ以上に高めることにより、衝
撃値は高レベルにまた破面遷移温度は低温側に移行する
。即ちＴｉＯ２を主成分とするチタニヤ系フラツクスを
使用した場合でも、０．２（ｆ）以上のＭｇを含有させ
ることによつて、溶着金属中の酸素量を低レベルに抑え
ることができ、それに伴なつて溶着金属の破面遷移温度
を下げると共に低温衝撃値を飛躍的に高めることができ
る。但しＭｇ量が多すぎると、スラグ中に高融点のＭｇ
Ｏ量が増加して流動性が低下し、スラグの被包性が悪化
すると共にスパツタ及びヒユーム量が増大し作業性が低
下するので、０．８％以Ｆに抑える必要がある。Ｍｇ源
としては金属Ｍｇの他、Ａｔ−Ｍｇ，Ｓｉ−Ｍｇ，Ｓｉ
−Ｃａ−Ｍｇ，Ｃａ−Ｍｇ及びＮｉ−Ｍｇ等の合金が挙
げられる。これらの合金は金属Ｍｇよりも反応が比較的
緩慢であるのでスパツタ量を低減することができる。次
にＴｉ及びＢは、結晶粒微細化作用によつて溶着金属の
靭性を高める作用がある。
くと、Ｍｇの還元作用【より溶着金属中の酸素量を効率
良く低減し得ることが分かつた。即ち第１図は、下記の
溶接材料及び溶接条件を採用して得た溶着金属の酸素含
有率、溶接のままのシヤルピ一衝撃値（−６０℃）及び
破面遷移温度（ＶＴｒｓ）の関係を示したものである。
第１図からも明らかな様に、溶着金属中の酸素量はＭｇ
の含有率を高めるにつれて低下し、Ｍｇ含有率を０．２
％以上にすれは、上記酸素量を５５０Ｐ以下にすること
ができる。またＭｇ含有率が０．２％付近のものを変曲
点とし、Ｍｇ含有率をそれ以上に高めることにより、衝
撃値は高レベルにまた破面遷移温度は低温側に移行する
。即ちＴｉＯ２を主成分とするチタニヤ系フラツクスを
使用した場合でも、０．２（ｆ）以上のＭｇを含有させ
ることによつて、溶着金属中の酸素量を低レベルに抑え
ることができ、それに伴なつて溶着金属の破面遷移温度
を下げると共に低温衝撃値を飛躍的に高めることができ
る。但しＭｇ量が多すぎると、スラグ中に高融点のＭｇ
Ｏ量が増加して流動性が低下し、スラグの被包性が悪化
すると共にスパツタ及びヒユーム量が増大し作業性が低
下するので、０．８％以Ｆに抑える必要がある。Ｍｇ源
としては金属Ｍｇの他、Ａｔ−Ｍｇ，Ｓｉ−Ｍｇ，Ｓｉ
−Ｃａ−Ｍｇ，Ｃａ−Ｍｇ及びＮｉ−Ｍｇ等の合金が挙
げられる。これらの合金は金属Ｍｇよりも反応が比較的
緩慢であるのでスパツタ量を低減することができる。次
にＴｉ及びＢは、結晶粒微細化作用によつて溶着金属の
靭性を高める作用がある。
Ｔｉ及びＢの切欠靭性向上効果については既に種々の研
究が行なわれており、微細な針状フエライト組織の促進
及び切欠靭性に悪影響を与える固溶窒素の低減に有効で
ある為と考えられている。本発明においても同様の効果
を期待するものであるが、実験の結果添加量については
極めて特徴ある傾向を示すことが確認された。即ち第２
図は、充填フラツクスの基本組成としてＴｌＯ２：５％
、Ｍｇ：０．５２（ｆｌ）、Ｍｎ：１．９％、Ｓｉ：０
．３５０！）、ＣａＦ２：０．１４（ｆ）を含むものを
使用し、Ｔｉ及びＢの含有率を変えた他は第１図の例と
同様にして溶接を行ない、溶着金属の中央位置における
溶接したままのシヤルピ一衝撃を調べた実験グラフであ
る。
究が行なわれており、微細な針状フエライト組織の促進
及び切欠靭性に悪影響を与える固溶窒素の低減に有効で
ある為と考えられている。本発明においても同様の効果
を期待するものであるが、実験の結果添加量については
極めて特徴ある傾向を示すことが確認された。即ち第２
図は、充填フラツクスの基本組成としてＴｌＯ２：５％
、Ｍｇ：０．５２（ｆｌ）、Ｍｎ：１．９％、Ｓｉ：０
．３５０！）、ＣａＦ２：０．１４（ｆ）を含むものを
使用し、Ｔｉ及びＢの含有率を変えた他は第１図の例と
同様にして溶接を行ない、溶着金属の中央位置における
溶接したままのシヤルピ一衝撃を調べた実験グラフであ
る。
第２図からも明らかな様に、Ｔｉは０．０３％以上含有
させること【よつて顕著な切欠靭性改善効果を示す。
させること【よつて顕著な切欠靭性改善効果を示す。
しかし０．８０１）を越えるとＴｉの溶着金属・＼の歩
留り量が多くなりすぎて強度が過大となり、切欠靭性改
善効果はむしろ低下してくる。即ちＴｉ量を０．０３〜
０．８％の範囲に設定することによつて、その切欠靭性
改善効果を最も有効に発揮させることができる。尚Ｔｉ
は酸化物の形態で含有させても上記の様な顕著な効果は
示さず、金属Ｔｉ或いはＦｅ−Ｔｉ等の合金の形態で含
有させる必要があり、これらは脱酸剤としての機能も有
しているから溶着金属の酸索量低減効果も期待できる。
またＢは、０．００２％以上添加すること【よつて優れ
た切欠靭性改善効果を発揮する。
留り量が多くなりすぎて強度が過大となり、切欠靭性改
善効果はむしろ低下してくる。即ちＴｉ量を０．０３〜
０．８％の範囲に設定することによつて、その切欠靭性
改善効果を最も有効に発揮させることができる。尚Ｔｉ
は酸化物の形態で含有させても上記の様な顕著な効果は
示さず、金属Ｔｉ或いはＦｅ−Ｔｉ等の合金の形態で含
有させる必要があり、これらは脱酸剤としての機能も有
しているから溶着金属の酸索量低減効果も期待できる。
またＢは、０．００２％以上添加すること【よつて優れ
た切欠靭性改善効果を発揮する。
しかしながら０．０３％を越えると靭性改善効果が急激
に低下すると共に、焼入れ硬化によつて抗張力が過大に
なり割れが発生し易くなる。尚ＢはＦｅ−Ｂ等の合金と
して添加し得るほか、酸化ボロンとして添加することも
可能である。しかして酸化ボロンは溶接中に還元されて
Ｂとなり同様の機能を発揮するからである。Ｍｎはビー
ド外観．形状を高め溶接作業性を保障すると共に、溶着
金属の脱酸を促進し且つ溶着金属に歩留まつてその強度
を高める効果があり、これらの効果を確保する為には１
．０％以上添加しなければならない。
に低下すると共に、焼入れ硬化によつて抗張力が過大に
なり割れが発生し易くなる。尚ＢはＦｅ−Ｂ等の合金と
して添加し得るほか、酸化ボロンとして添加することも
可能である。しかして酸化ボロンは溶接中に還元されて
Ｂとなり同様の機能を発揮するからである。Ｍｎはビー
ド外観．形状を高め溶接作業性を保障すると共に、溶着
金属の脱酸を促進し且つ溶着金属に歩留まつてその強度
を高める効果があり、これらの効果を確保する為には１
．０％以上添加しなければならない。
しかし３．０％を越えると溶着金属・＼の歩留り量が過
大になつて強度が必要以上に高まり、割れが発生し易く
なる。ＳｉもＭｎと同様ビードの外観．形状及び溶接作
業性を改善すると共に、溶着金属の脱酸を促進し且つ一
部は溶着金属中に歩留まつて強度を高める作用があり、
これらの効果は０．１％以上の添加で有効に発揮される
。
大になつて強度が必要以上に高まり、割れが発生し易く
なる。ＳｉもＭｎと同様ビードの外観．形状及び溶接作
業性を改善すると共に、溶着金属の脱酸を促進し且つ一
部は溶着金属中に歩留まつて強度を高める作用があり、
これらの効果は０．１％以上の添加で有効に発揮される
。
しかし１．２％を越えると溶着金属一＼の歩留まり量が
過大となり、結晶粒が粗大化して切欠靭性が低下する．
Ｍｎ及びＳｉとしては、電解Ｍｎ．．Ｆｅ−Ｍｎ，．Ｆ
ｅ−Ｓｉ，．Ｓｉ一Ｍｎ等が使用される。金属ふつ化物
は、アーク安定性を高めると共に脱水素作用【よつて溶
着金属の低温靭性を高める作用があり、これらの作用は
Ｆ量換算で０．０１％以上添加することにより有効に発
揮される。
過大となり、結晶粒が粗大化して切欠靭性が低下する．
Ｍｎ及びＳｉとしては、電解Ｍｎ．．Ｆｅ−Ｍｎ，．Ｆ
ｅ−Ｓｉ，．Ｓｉ一Ｍｎ等が使用される。金属ふつ化物
は、アーク安定性を高めると共に脱水素作用【よつて溶
着金属の低温靭性を高める作用があり、これらの作用は
Ｆ量換算で０．０１％以上添加することにより有効に発
揮される。
しかし０．３０％を越えるとスパツタ及びヒユーム量が
増加して溶接作業性が低下すると共に、スラグの流動性
が過大になりビード形状が悪化する。金属ふつ化物とし
ては、Ｎａ，Ｋ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｃａ等のアルカリ金属及
びアルカリ土類金属のふつ化物が一般的に用いられる。
更に本発明では、スラグ形成剤として酸化鉄、ＳｌＯ２
，Ａｔ２Ｏ３，ＺｒＯ２，ＢｉＯ３等の酸化物を併用す
ることができるが、前記ＴｉＯ２を含めた酸化物の総和
が８．５（ｆｌ）を越えると、生成スラグ量が多くなり
すぎてスラグの巻き込みが起こり易くなると共に溶接作
業性が低下する。
増加して溶接作業性が低下すると共に、スラグの流動性
が過大になりビード形状が悪化する。金属ふつ化物とし
ては、Ｎａ，Ｋ，Ｌｉ，Ｍｇ，Ｃａ等のアルカリ金属及
びアルカリ土類金属のふつ化物が一般的に用いられる。
更に本発明では、スラグ形成剤として酸化鉄、ＳｌＯ２
，Ａｔ２Ｏ３，ＺｒＯ２，ＢｉＯ３等の酸化物を併用す
ることができるが、前記ＴｉＯ２を含めた酸化物の総和
が８．５（ｆｌ）を越えると、生成スラグ量が多くなり
すぎてスラグの巻き込みが起こり易くなると共に溶接作
業性が低下する。
本発明で用いられる充填フラツクスに要求される成分組
成は以上の通りであるが、このほか上記の要件を満足し
得る範囲で他の合金元素等を併用することもできる。
成は以上の通りであるが、このほか上記の要件を満足し
得る範囲で他の合金元素等を併用することもできる。
例えば１〜４（ｆｌ）程度のＮｉを添加すれば−６０〜
−８０℃レベルの低温靭性を更に高めることができ、０
．１〜１．１％程度のＭＯ或いは０．２〜３．５０！）
程度のＣｒを添加すれば高温強度を高めることができ、
また脱酸，脱窒剤或いは立向溶接での溶融池の垂れを防
止するためにＡｔ，ｚｒをワイヤ全重量に対して０．５
（Ｆｂ以下添加でき、更に耐候性改善の目的で少量のＮ
ｉ，Ｃｒ，Ｃｕ或いはＰを添加することもできる。更に
アーク安定剤としてＫ，Ｎａ，Ｌｉ等のアルカリ金属の
酸化物や炭酸塩、Ｃｅ，Ｌａ等の希土類元素の化合物、
鉄粉等を添加することもできる。上記のチタニヤ系フラ
ツクスは、常法に従つて軟鋼製鞘内に充填してフラツク
ス入りワイヤとされるが、軟鋼製鞘としては、充填加工
性の観点から深絞り性の良好な冷間圧延鋼材及ひ熱間圧
延鋼材が用いられる。フラツクスの充填率は特に限定さ
れないが、ワイヤ全重量に対して１０〜３０％の範囲が
最も適当である。本発明は概略以上の様に構成されてお
り、ＴｉＯ２を主成分とし添加成分の種類及び含有率を
厳密に規定したチタニヤ系フラツタスを充填材として使
用することにより、溶接作業性、ビードの外観及び形状
を満足すると共に、酸素含有率が少なく低温で優れた切
欠き靭性を示す溶着金属が得られることになつた。
−８０℃レベルの低温靭性を更に高めることができ、０
．１〜１．１％程度のＭＯ或いは０．２〜３．５０！）
程度のＣｒを添加すれば高温強度を高めることができ、
また脱酸，脱窒剤或いは立向溶接での溶融池の垂れを防
止するためにＡｔ，ｚｒをワイヤ全重量に対して０．５
（Ｆｂ以下添加でき、更に耐候性改善の目的で少量のＮ
ｉ，Ｃｒ，Ｃｕ或いはＰを添加することもできる。更に
アーク安定剤としてＫ，Ｎａ，Ｌｉ等のアルカリ金属の
酸化物や炭酸塩、Ｃｅ，Ｌａ等の希土類元素の化合物、
鉄粉等を添加することもできる。上記のチタニヤ系フラ
ツクスは、常法に従つて軟鋼製鞘内に充填してフラツク
ス入りワイヤとされるが、軟鋼製鞘としては、充填加工
性の観点から深絞り性の良好な冷間圧延鋼材及ひ熱間圧
延鋼材が用いられる。フラツクスの充填率は特に限定さ
れないが、ワイヤ全重量に対して１０〜３０％の範囲が
最も適当である。本発明は概略以上の様に構成されてお
り、ＴｉＯ２を主成分とし添加成分の種類及び含有率を
厳密に規定したチタニヤ系フラツタスを充填材として使
用することにより、溶接作業性、ビードの外観及び形状
を満足すると共に、酸素含有率が少なく低温で優れた切
欠き靭性を示す溶着金属が得られることになつた。
その結果、厚肉の低温用鋼等の溶接に対しても支障なく
適用することができ、この種の鋼材の溶接でしぱしば問
題とされていた溶接作業性及びビード外観．形状を改善
すると共に、チタニヤ系フラツクス入りワイヤの用途を
大幅に拡大し得ることになつた。次に実験例を示す。
適用することができ、この種の鋼材の溶接でしぱしば問
題とされていた溶接作業性及びビード外観．形状を改善
すると共に、チタニヤ系フラツクス入りワイヤの用途を
大幅に拡大し得ることになつた。次に実験例を示す。
実験例 １
第１表に示す成分組成のチタニヤ系フラツクスを、軟鋼
製鞘（Ｃ：０．０３（ｆｌ）、Ｍｎ：０．３％、Ｓｉ：
０．０１％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．０１４０ｔ）
）内に１５％の充填率で充填し、１．２ｗｒｍφのフラ
ックス入りワイヤを製造した。
製鞘（Ｃ：０．０３（ｆｌ）、Ｍｎ：０．３％、Ｓｉ：
０．０１％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．０１４０ｔ）
）内に１５％の充填率で充填し、１．２ｗｒｍφのフラ
ックス入りワイヤを製造した。
尚第１表ではチタニヤ系フラツクスを更にＭｎ−Ｓｉ系
１Ｍｎ一ＭＯ系、Ｍｎ−Ｎｉ系、Ｍｎ−ＭＯ−Ｎｉ系、
Ｃｒ−ＭＯ系のグループに分けて記載した。上記で得た
各フラツクス入りワイヤを使用し、下記の条件で溶接し
て得た溶着金属の引張り特性及び衝撃特性を調べたとこ
ろ、第２表（Ａ），０３）の結果が得られた。尚溶接時
におけるスパツタやヒユームは何れも極めて少なく作業
性は良好であり、またビードの外観及び形状も良好であ
つた。
１Ｍｎ一ＭＯ系、Ｍｎ−Ｎｉ系、Ｍｎ−ＭＯ−Ｎｉ系、
Ｃｒ−ＭＯ系のグループに分けて記載した。上記で得た
各フラツクス入りワイヤを使用し、下記の条件で溶接し
て得た溶着金属の引張り特性及び衝撃特性を調べたとこ
ろ、第２表（Ａ），０３）の結果が得られた。尚溶接時
におけるスパツタやヒユームは何れも極めて少なく作業
性は良好であり、またビードの外観及び形状も良好であ
つた。
また溶着金属の物性は、板厚方向及び開先幅方向の中央
部からとり出した試験片を用いて行なつた。第１表及び
第２表（４），０３）の結果からも明らかな様に、溶着
金属の衝撃特性の絶対値はフラツクスの成分系及び母材
の種類によつて相当違うが、各プロツク内の実施例と比
較例を対比すれば明らかな様に、本発明の要件を満足す
る実施例で得た溶着金属の衝撃特性殊に低温域における
吸収エネルギーは比較例に比べて格段に優れており、破
面遷移温度も著しく良好な値を示している。
部からとり出した試験片を用いて行なつた。第１表及び
第２表（４），０３）の結果からも明らかな様に、溶着
金属の衝撃特性の絶対値はフラツクスの成分系及び母材
の種類によつて相当違うが、各プロツク内の実施例と比
較例を対比すれば明らかな様に、本発明の要件を満足す
る実施例で得た溶着金属の衝撃特性殊に低温域における
吸収エネルギーは比較例に比べて格段に優れており、破
面遷移温度も著しく良好な値を示している。
尚溶着金属の引張特性は実施例と比較例の間に優位差は
認められない。
認められない。
第１図はワイヤ中のＭｇ含有率と該ワイヤを用いて得た
溶着金属の酸素量、衝撃強さ及び破面遷移温度の関係を
示すグラフ、第２図はワイヤ中のＢ及びＴｉ量と該ワイ
ヤを用いて得た溶着金属の衝撃強さの関係を示すグラフ
である。
溶着金属の酸素量、衝撃強さ及び破面遷移温度の関係を
示すグラフ、第２図はワイヤ中のＢ及びＴｉ量と該ワイ
ヤを用いて得た溶着金属の衝撃強さの関係を示すグラフ
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 軟鋼製鞘にチタニヤ系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
、フラックスは、ワイヤ全重量に対して少なくとも下記
量の成分を含有する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。 ＴｉＯ＿２：４〜８．５％ Ｍｇ：０．２〜０．８％ Ｔｉ：０．０８〜０．７％ Ｂ：０．００２〜０．０２５％ Ｍｎ：１．０〜３．０％ Ｓｉ：０．１〜１．２％ 金属ふつ化物：Ｆ量として０．０１〜０．３０％酸化物
：ＴｉＯ＿２を含めて８．５％以下
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56087366A JPS5944159B2 (ja) | 1981-06-05 | 1981-06-05 | ガスシ−ルドア−ク溶接用フラツクス入りワイヤ |
| US06/384,627 US4465921A (en) | 1981-06-05 | 1982-06-03 | Flux-cored wire for gas-shielded arc welding |
| KR8202503A KR880002508B1 (ko) | 1981-06-05 | 1982-06-04 | 가스시일드 아아크 용접용 플럭스 충전 용접봉 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56087366A JPS5944159B2 (ja) | 1981-06-05 | 1981-06-05 | ガスシ−ルドア−ク溶接用フラツクス入りワイヤ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5816796A JPS5816796A (ja) | 1983-01-31 |
| JPS5944159B2 true JPS5944159B2 (ja) | 1984-10-26 |
Family
ID=13912890
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56087366A Expired JPS5944159B2 (ja) | 1981-06-05 | 1981-06-05 | ガスシ−ルドア−ク溶接用フラツクス入りワイヤ |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4465921A (ja) |
| JP (1) | JPS5944159B2 (ja) |
| KR (1) | KR880002508B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2007526126A (ja) * | 2003-06-17 | 2007-09-13 | ホバート ブラザーズ カンパニー | 高降伏強度母材用フィラー組成物 |
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- 1982-06-04 KR KR8202503A patent/KR880002508B1/ko active
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| JPS5816796A (ja) | 1983-01-31 |
| US4465921A (en) | 1984-08-14 |
| KR880002508B1 (ko) | 1988-11-26 |
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