フラックス入りワイヤ
【課題】軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れ、全姿勢溶接における溶接作業性および溶接金属の機械的性質が優れたフラックス入りワイヤを提供する。
【解決手段】軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用され、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤであって、ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が所定量であり、ワイヤ全質量に対して、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、Ｎｉ（０質量％を含む）、Ｃｕ（０質量％を含む）を所定量含有し、１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５（式における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す）を満足することを特徴とする。
【解決手段】軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用され、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤであって、ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が所定量であり、ワイヤ全質量に対して、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、Ｎｉ（０質量％を含む）、Ｃｕ（０質量％を含む）を所定量含有し、１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５（式における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す）を満足することを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板のガスシールドアーク溶接に使用されるフラックス入りワイヤで、特にチタニヤ系フラックス入りワイヤに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
軟鋼および高張力鋼からなる鋼板の溶接に用いられるフラックス入りワイヤは、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。ところが、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、特に、片面突合せ継手溶接の初層溶接部で高温割れが発生しやすい傾向があった。このような高温割れの発生を抑制する方法として、以下のような技術が提案されている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、耐高温割れ性を改善する方法として、溶接速度を下げ、溶接電流を低くするなど溶接能率を犠牲にした溶接施工にすることが提案されている。また、特許文献１では、耐高温割れ性を改善する方法として、溶接金属中のＢ量を低減すること、または、溶接用ワイヤ中の不純物中のＳ含有量を低減することも提案されている。
【０００４】
しかしながら、特許文献１の改善方法では、近時、溶接能率を向上した溶接施工条件の適用が拡大しつつあること、また、ワイヤ成分の不純物元素としてのＳの含有量の低減にも限界があることで、溶接金属に発生する高温割れを抑制できないという問題がある。また、特許文献１で提案されたワイヤ成分としてのＢの含有量の低減は、耐高温割れ性の改善には効果があるものの、低温靭性の低下を招くという問題がある。
【０００５】
そこで、耐高温割れ性を更に改善する方法として、特許文献２が提案されている。
特許文献２では、オーステナイト系ステンレス鋼の耐高温割れ性を改善する方法として、凝固モードを制御することが提案されている。そして、特許文献２の段落００１６では、「ステンレス鋼の溶接第１版（著者：西本和俊、夏目松吾、小川和博、松本長、発行年：平成１３年、発行所：産報出版）」の第８７〜８８ページに、デルタフェライトを活用した溶接凝固割れ抑制のためのメカニズムが詳細に記載され、溶接凝固割れの抑制は、フェライトが初晶となる凝固モード、つまり、「ＦＡモード」の場合に、デルタフェライトのオーステナイトへの変態による液相の分断によって実現できると説明されている。
【０００６】
また、特許文献２においては、上記考えに対して、あくまでも初相の後に晶出する相（例えば、「ＦＡモード」の凝固の場合ではオーステナイト）の晶出が溶接凝固割れの抑制に有効であるとの着想の下に、各種のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属において初相の後に晶出する相の晶出挙動についての詳細な調査を行っている。その結果、先ず、凝固モードが前記したフェライトが初晶となる「ＦＡモード」だけでなく、オーステナイトが初相となる凝固モードである「ＡＦモード」の場合にも、初相の後に晶出する相は溶接凝固中の液相中央部から晶出・成長する分離共晶型となることが判明している。そして、初相が晶出した後に晶出するオーステナイト又はデルタフェライトの晶出タイミングを早期化するよう制御して、膜状に残存する液相を分断することによって割れ発生の伝播方向を分断すれば、「ＦＡモード」の場合に限らず「ＡＦモード」の場合にも、Ｐ含有量の増加に伴う溶接凝固割れ感受性の増大、つまり、溶接凝固割れの発生の増加を抑制できるとの着想に至っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５４−１３０４５２号公報
【特許文献２】特開２００８−３００７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献２の改善方法では、凝固モードを制御する方法として、オーステナイト系ステンレスのようにステンレス系合金においては、その具体的方法が示されている。しかしながら、本発明の対象である軟鋼等の耐高温割れ性を改善する方法として、凝固モードを制御する方法について具体的方法が示されておらず、成分設計指針となるような指針も示されていない。
【０００９】
また、ステンレス合金で提案されている凝固モード予測式を軟鋼に適用したとしても、その凝固モード予測式は本来ステンレス合金において構築されたものであり、軟鋼等へ適用した場合の凝固モードの予測精度は低いといった問題がある。
【００１０】
さらに、特許文献２で示されているように、「初相が晶出した後に晶出するオーステナイト又はデルタフェライトの晶出タイミングを早期化するよう制御して、膜状に残存する液相を分断することによって割れ発生の伝播方向を分断することで溶接凝固割れの発生の増加を抑制できる」という考え方では、本発明の対象である軟鋼等の耐高温割れ性改善には十分ではない。これは、軟鋼等の組成範囲での凝固モードは、既に「ＦＡモード」であり、上記考えを適用したとしても、これ以上耐高温割れ性を改善することは出来ない点にある。したがって、特許文献２の改善方法では、最近の溶接施工能率の更なる改善要求に対して、十分な耐高温割れ特性が得られないというのが現状である。
【００１１】
そこで、本発明は、このような問題点を解決すべく創案されたもので、その目的は、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れ、全姿勢溶接における溶接作業性および溶接金属の機械的性質が優れた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】
【００１２】
前記課題を解決するために、本発明者らは、溶接金属中の介在物をＴｉ系酸化物組成に制御することで溶接継手（溶接金属）の凝固組織を微細化して、溶接部（初層溶接部）の耐高温割れ性を改善すると共に、凝固モードとしての「ＦＡモード」内において、さらに耐高温割れ性が優れる領域があることを知見し、制御する手法を見出した。
【００１３】
その制御手法は、高温割れという現象が、溶接凝固末期に膜状に残存する液膜に凝固収縮応力が働くことで生じることに着眼し、高温割れを抑制する手段として、オーステナイト形成元素であるＮｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕと、フェライト形成元素であるＳｉとの比を所定の範囲内に制御した。その結果、「ＦＡモード」において、従来はデルタフェライト相とオーステナイト相と液相の３相が共存した状態で溶接凝固が完了するのに対し、本発明では、オーステナイト相と液相の２相が共存した状態で溶接凝固が完了する。そのため、本発明では、溶接凝固末期においてデルタフェライト相からオーステナイト相への包晶変態が無く、その包晶変態に伴う変態収縮応力、すなわち、凝固収縮応力が従来に比べ低減するため、耐高温割れ性が改善される。
【００１４】
具体的には、本発明に係るフラックス入りワイヤは、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用され、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤであって、ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が１０〜２５質量％であり、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０２〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．５０質量％、Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、Ｂ：０．００３〜０．０２質量％、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、Ｃｕ：３．０質量％以下（０質量％を含む）を含有し、下記の式（１）を満足することを特徴とする。
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【００１５】
前記構成によれば、ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が所定量であって、ワイヤ全質量に対して、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、ＮｉおよびＣｕを含有することによって、溶接部での高温割れが抑制されると共に、機械的性質が向上し、かつ、溶接作業性が向上する。特に、所定量のＴｉおよびＡｌを含有することによって、溶接金属中に生成する介在物の組成を核生成促進に効果的なＴｉ系酸化物組成に制御でき、溶接部の凝固組織が微細化されて高温割れが抑制される。また、式（１）で表されるオーステナイト形成元素（Ｎｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕ）とフェライト形成元素（Ｓｉ）との比を所定範囲とすることによって、凝固収縮応力が低減されて、溶接部の高温割れが抑制される。
【００１６】
また、本発明に係るフラックス入りワイヤは、前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％、希土類化合物の１種または２種以上：希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％、Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１７】
前記構成によれば、所定量のＭｇ、希土類化合物、Ｃａからなる群から選択された少なくとも１種を含有することによって、溶接部での高温割れがさらに抑制されると共に、機械的性質がさらに向上する。
【００１８】
さらに、本発明に係るフラックス入りワイヤは、前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１９】
前記構成によれば、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒからなる群から選択された少なくとも１種を含有することによって、溶接部の機械的性質がさらに向上する。
【発明の効果】
【００２０】
本発明に係るフラックス入りワイヤによれば、フラックス充填率が所定量であって、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、ＮｉおよびＣｕを含有し、式（１）で表されるオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比を満足すること、Ｍｇ、希土類化合物、Ｃａからなる群から選択された少なくとも１種をさらに所定量含有すること、または、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒからなる群から選択された少なくとも１種をさらに所定量含有することによって、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れ、全姿勢溶接における溶接作業性および溶接金属の機械的性質が優れたものとなる。その結果、品質の優れた溶接製品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】（ａ）〜（ｄ）は、本発明に係るフラックス入りワイヤの構成を示す断面図である。
【図２】耐高温割れ性の評価に使用する溶接母材の開先形状を示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明に係るフラックス入りワイヤについて詳細に説明する。
本発明に係るフラックス入りワイヤは、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用される。また、本発明に係るフラックス入りワイヤは、ガスシールドアーク溶接に好適に使用され、片面突合せ継手溶接において優れた効果を発揮するものであるが、特に溶接方法は限定されない。
【００２３】
図１（ａ）〜（ｄ）に示すように、フラックス入りワイヤ（以下、ワイヤと称す）１は、筒状に形成された鋼製外皮２と、その筒内に充填されたフラックス３とからなる。また、ワイヤ１は、図１（ａ）に示すような継目のない鋼製外皮２の筒内にフラックス３が充填されたシームレスタイプ、図１（ｂ）〜（ｄ）に示すような継目４のある鋼製外皮２の筒内にフラックス３が充填されたシームタイプのいずれの形態でもよい。
【００２４】
そして、ワイヤ１は、フラックス充填率が所定量であって、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、ＮｉおよびＣｕを含有し、下記の式（１）を満足することを特徴とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【００２５】
以下に、ワイヤ成分の数値範囲とその限定理由を示す。ここで、フラックス（Ｆｌｕｘ）充填率は、鋼製外皮２内に充填されるフラックス３の質量を、ワイヤ１（鋼製外皮２＋フラックス３）の全質量に対する割合で規定したものである。また、各成分の成分量は、鋼製外皮２とフラックス３における成分量の総和で表し、ワイヤ１（鋼製外皮２＋フラックス３）に含まれる各成分の質量を、ワイヤ１の全質量に対する割合で規定したものである。なお、ワイヤ１を構成する成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、後記するＭｇ、希土類化合物、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒ）は、鋼製外皮２から添加するか、フラックス３から添加するかは特に問わず、鋼製外皮２およびフラックス３の少なくとも一方に添加されていればよい。
【００２６】
（フラックス充填率：１０〜２５質量％）
フラックス充填率が１０質量％未満では、アークの安定性が悪くなり、スパッタ発生量が増加すると共に、ビード外観不良が発生し、溶接作業性が低下する。フラックス充填率が２５質量％超では、ワイヤ１の断線等が発生し、生産性が著しく劣化する。
【００２７】
（Ｃ：０．０２〜０．０８質量％）
Ｃは、溶接部の焼入れ性を確保するために添加する。Ｃ量が０．０２質量％未満の場合、焼入れ性不足により、溶接部の強度（引張強さ）および靭性（０℃吸収エネルギー）が不足する。Ｃ量が０．０８質量％を超えると、溶接部の強度が過多、靭性が低下すると共に、溶接時のスパッタ発生量またはヒューム発生量が増加し、溶接作業性が低下する。また、被溶接材である鋼材のＣ量が多い場合、溶接部（溶接金属）のＣ量が多くなるため、凝固温度が低下し溶接部に高温割れが発生しやすくなる。なお、Ｃ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｆｅ−Ｍｎ等の合金粉、鉄粉等を用いる。
【００２８】
（Ｓｉ：０．１０〜１．５０質量％、好ましくは、０．１０〜１．００質量％）
Ｓｉは、溶接部の延性確保、ビード形状維持のために添加する。Ｓｉ量が０．１０質量％未満では、溶接部の延性（伸び）不足となる。また、ビード形状が悪くなり、特に、立向上進溶接でビードが垂れ、溶接作業性が低下する。Ｓｉ量が１．５０質量％を超えると、溶接部に高温割れが発生する。なお、Ｓｉ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金、Ｋ２ＳｉＦ６等のフッ化物、ジルコンサンド、珪砂、長石等の酸化物を用いる。
【００２９】
（Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、好ましくは、２．５〜３．７質量％）
Ｍｎは、溶接部の焼入れ性確保のために添加する。Ｍｎ量が１．７質量％未満では、溶接部の焼入れ性が不足し、靭性が低下する。また、不可避的不純物として含有されるＳと結合して得られるＭｎＳ量も少なくなるため、ＭｎＳによる高温割れの抑制作用が小さくなり、溶接部に高温割れが発生する。Ｍｎ量が４．０質量％を超えると、溶接部の強度が過多となり、靭性不足となる。また、溶接部に低温割れが発生する。なお、Ｍｎ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｍｎ金属粉、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金を用いる。
【００３０】
（Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、好ましくは、０．２０〜１．００質量％）
Ｔｉ（金属Ｔｉ）は、溶接部（初層溶接部）の耐高温割れ性を改善するために添加する。Ｔｉ（金属Ｔｉ）は溶接時に脱酸反応に寄与し、溶接金属中の介在物をＴｉ系酸化物組成に制御でき、その結果、溶接継手（溶接金属）の凝固組織を微細にでき、溶接部の高温割れ抑制作用が改善される。Ｔｉ量（金属Ｔｉ）が０．０５質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部に高温割れが発生する。Ｔｉ量（金属Ｔｉ）が１．００質量％を超えると、溶接金属再熱部が硬くて脆いベイナイト、マルテンサイトになりやすく、靭性が低下する。また、溶接時のスパッタ発生量が多くなり、溶接作業性が低下する。さらに、溶接金属中のＴｉが溶存として存在し、溶接金属の凝固温度を低下させ高温割れが発生する。なお、本発明のワイヤ１においては、後記するように従来のワイヤに比べてＡｌ量が多いため、Ｔｉを多量に添加した場合、溶接金属中のＴｉ酸化物がＡｌによって還元され、溶接金属中にＴｉが溶存として多量に存在する。また、Ｔｉ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉を用いる。
【００３１】
（ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、好ましくは、３．０〜８．０質量％）
ＴｉＯ２（Ｔｉ酸化物）は、全姿勢溶接性を確保するために添加する。ＴｉＯ２量（Ｔｉ酸化物）が１．０質量％未満では、立向上進溶接でビードが垂れ、溶接作業性が低下する。ＴｉＯ２量（Ｔｉ酸化物）が８．０質量％を超えると、溶接時のスラグ剥離性が劣化し、溶接作業性が低下する。また、フラックスのかさ比重が小さくなり、生産性が劣化する。なお、ＴｉＯ２源としては、例えば、ルチール等を用いる。
【００３２】
（Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、好ましくは、０．２０〜０．５０質量％）
Ａｌ（金属Ａｌ）は強脱酸剤であり、溶接継手（溶接金属）中に生成する介在物から、Ａｌに比べ脱酸力の弱いＳｉからなるＳｉＯ２を還元し、介在物の組成を核生成促進に効果的なＴｉ系酸化物組成の介在物に制御できる。その結果、溶接金属の凝固組織を微細にできる。さらに、溶接金属の酸素量を低下させ、Ｍｎの歩留まりが安定する。これらの効果から、溶接部の高温割れ抑制作用が改善し、靭性も安定化する。Ａｌ量が０．２０質量％未満では、脱酸が十分でなく、溶接部に高温割れが発生する。また、靭性も低下する。Ａｌ量が１．５０質量％を超えると、溶接時のスパッタ発生量が多くなり、溶接作業性が低下する。なお、Ａｌ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ａｌ金属粉、Ｆｅ−Ａｌ、Ａｌ−Ｍｇ等の合金粉を用いる。
【００３３】
（Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、好ましくは０．０５〜０．５質量％）
Ａｌ２Ｏ３（Ａｌ酸化物）は、水平すみ肉姿勢でのビード形状、立向上進姿勢でのビードの垂れ防止のために添加する。Ａｌ２Ｏ３量が０．０５質量％未満では、水平すみ肉溶接でのビード形状（なじみ）が悪く、また、立向上進溶接でビード垂れが発生し、溶接作業性が低下する。Ａｌ２Ｏ３量が１．０質量％を超えると、溶接時のスラグ剥離性が劣化し、溶接作業性が低下する。なお、Ａｌ２Ｏ３源としては、例えば、アルミナや長石等の複合酸化物を用いる。
【００３４】
（Ｂ：０．００３〜０．０２質量％）
Ｂは、溶存してγ粒界に偏析し、初析フェライトの生成を抑制する効果があり、溶接金属の靭性改善に有効である。Ｂ量が０．００３質量％未満では、大部分のＢがＢＮとして窒化物に固定化され、初析フェライトの生成を抑制する効果が無く、靭性改善効果が得られない。Ｂ量が０．０２質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなる。なお、Ｂ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ、アトマイズＢ等の合金と、Ｂ２Ｏ３等の複合酸化物を用いる。
【００３５】
（Ｎ：０．００５質量％以下）
Ｎは、溶接金属の強度向上に有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００５質量％を超えると、大部分のＢがＢＮとして窒化物に固定され、初析フェライトの生成を抑制する効果が無く、靭性改善効果が得られないため、靭性が低下する。なお、Ｎ源としては、例えば、Ｎ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎ−Ｃｒ、Ｎ−Ｓｉ、Ｎ−Ｍｎ、Ｎ−Ｔｉ等の金属窒化物を用いる。
【００３６】
（Ｎｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む））
Ｎｉは、溶接金属の靭性を向上させるのに極めて有効な効果を有する元素である。
Ｎｉ量が３．０質量％を超える場合、溶接金属中のＮの飽和溶解度が低下し、ブローホールが発生し、靭性が低下する。また、Ｎｉ量の好ましい範囲は、０．０１〜３．０質量％である。なお、ワイヤ１は、後記するオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比を表す式（１）が所定の範囲内であれば、Ｎｉを含有しない、すなわち、Ｎｉ量が０質量％であってもよい。また、Ｎｉ源としては、例えば、Ｎｉ金属粉等を用いる。
【００３７】
（Ｃｕ：３．０質量％以下（０質量％を含む））
Ｃｕは、溶接金属の靭性を向上させるのに極めて有効な効果を有する元素である。
Ｃｕ量が３．０質量％を超える場合、溶接金属の強度が大きくなり、靭性が低下する。なお、ワイヤ１は、後記するオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比を表す式（１）が所定の範囲内であれば、Ｃｕを含有しない、すなわち、Ｃｕ量が０質量％であってもよい。また、Ｃｕ源としては、例えば、Ｃｕ金属粉等を用いる。さらに、Ｃｕは、ワイヤ１の表面に鍍金することによって、ワイヤ１に含有させてもよい。
【００３８】
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【００３９】
式（１）は、オーステナイト形成元素（Ｎｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕ）とフェライト形成元素（Ｓｉ）との比を表すもので、ワイヤ１が式（１）を満足する場合には、初相にデルタフェライト相が生成した後、オーステナイト相と液相の２相のみが共存した状態で溶接部の凝固が完了する。その結果、溶接部における包晶変態に起因した凝固収縮応力の増大を抑制できる。すなわち、凝固収縮応力が低減される。その結果、溶接部における高温割れの発生を防止できる。また、ワイヤ１が式（１）の下限未満では、デルタフェライト相とオーステナイト相と液相の３相が共存した状態で溶接部の凝固が完了するため、溶接部においてデルタフェライト相からオーステナイト相への包晶変態が発生し、変態収縮応力によって溶接部の凝固収縮応力が増大する。その結果、溶接部において高温割れが発生する。一方、ワイヤ１が式（１）の上限を超える場合は、初相にオーステナイト相が生成した後、オーステナイト相と液相の２相のみが共存した状態で溶接部の凝固が完了する。初相がオーステナイト相であるため、Ｐ、Ｓの不純物元素の液相への濃化が促進され、耐高温割れ性が低下し、高温割れが発生する。
前記したように、式（１）は、凝固収縮応力の増大の原因となる包晶変態等を発生させずに、さらに、Ｐ、Ｓの不純物元素の液相への濃化を促進させずに凝固を完了させるために定義したものである。そして、ワイヤを構成する成分の中からオーステナイト形成元素であるＮｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕと、フェライト形成元素であるＳｉを選択し、そのオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比の範囲、および、各形成元素の係数を、予め予備実験を行って算出したものである。
【００４０】
（Ｆｅ）
残部のＦｅは、鋼製外皮２を構成するＦｅ、および／または、フラックス３に添加されている鉄粉、合金粉のＦｅである。
【００４１】
（不可避的不純物）
残部の不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｏ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。Ｓ量、Ｐ量、Ｗ量、Ｔａ量、Ｏ量は、それぞれ、０．０５０質量％以下が好ましく、Ｃｒ量は、２．０質量％以下が好ましく、Ｎｂ量、Ｖ量は、それぞれ、０．１質量％以下が好ましい。そして、その量は鋼製外皮２とフラックス３における各成分量の総和である。
【００４２】
Ｓ量、Ｐ量が０．０５０質量％を超えると、溶接金属の耐高温割れ性が著しく劣化する。Ｗ量、Ｔａ量が０．０５０質量％を、Ｃｒ量が２．０質量％を、Ｎｂ量、Ｖ量が０．１質量％を、それぞれ超えると、溶接金属の強度が大きくなり、靭性が低下する。Ｏ量が０．０５０質量％を超えると、溶接金属中の酸化物量が増え、靭性が低下する。
【００４３】
本発明に係るワイヤ１は、前記成分に加えて、所定量の、Ｍｇ、希土類化合物の１種または２種以上、Ｃａからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することを特徴とする。
【００４４】
Ｍｇ、希土類化合物、Ｃａは脱酸力、脱硫力に優れている。優れた脱酸力は、溶接金属中の介在物を核生成促進に効果的なＴｉ系酸化物組成に制御が可能となり、溶接継手（溶接金属）の凝固組織を微細にできる。また、優れた脱硫力は、不可避的不純物として含有されるＳと結合し硫化物を形成する。その結果、溶接部の耐高温割れ性が改善する。さらに、溶接金属の酸素量を低下させ、Ｍｎの歩留まりが安定するため、靭性も安定化する。
【００４５】
（Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％、好ましくは、Ｍｇ：０．３〜１．０質量％）
Ｍｇ量が０．０１質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部（初層溶接部）に高温割れが発生する。また、脱酸が十分でなく、靭性も低下する。Ｍｇ量が２．０質量％を超えると、スパッタ発生量が多くなる。なお、Ｍｇ源としては、例えば、金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ等の金属粉、合金粉を用いる。
【００４６】
（希土類化合物：希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％）
（Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％）
【００４７】
希土類化合物が希土類元素換算値で０．０００５質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部（初層溶接部）に高温割れが発生する。また、脱酸が十分でなく、靭性も低下する。希土類化合物が希土類元素換算値で０．５質量％を超えるとスパッタ発生量が多くなり、アークが不安定となりビード外観が不良となる。
【００４８】
本発明にいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙおよび原子番号５７（Ｌａ）乃至７１（Ｌｕ）をいう。また、希土類化合物とは、希土類元素の酸化物（Ｎｄ２Ｏ３、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｓｃ２Ｏ３等の単体の酸化物やこれらの複合酸化物およびモナザイト、バストネサイト、アラナイト、セライト、ゼノタイム、ガドリナイト等の希土類酸化物の鉱石を含む）、弗化物（ＣｅＦ３、ＬａＦ３、ＰｍＦ３、ＳｍＦ３、ＧｄＦ３、ＴｂＦ３等）および合金（希土類元素−Ｆｅ、希土類元素−Ｆｅ−Ｂ、希土類元素−Ｆｅ−Ｃｏ、希土類元素−Ｆｅ−Ｓｉ、希土類元素−Ｃａ−Ｓｉ等）、ミッシュメタルをいう。
【００４９】
Ｃａが０．０００２質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部（初層溶接部）に高温割れが発生する。また、脱酸が十分でなく、靭性も低下する。Ｃａが０．２質量％を超えるとスパッタ発生量が多くなり、アークが不安定となりビード外観が不良となる。なお、Ｃａ源としては、例えば、純Ｃａ、Ｃａを含む合金またはＣａ酸化物等を用いる。
【００５０】
本発明に係るワイヤ１は、前記成分に加えて、所定量のＭｏ、Ｃｏ、Ｚｒからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することを特徴とする。
【００５１】
（Ｍｏ：０．１〜２．０質量％）
（Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％）
Ｍｏ、Ｃｏはいずれも溶接金属の強度を向上させる効果を有する。必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｍｏ、Ｃｏをそれぞれ上記下限濃度以上添加する必要がある。一方で、上記上限濃度を超えて添加した場合、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００５２】
（Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％）
Ｚｒは、溶接金属中に炭化物を析出させ、溶接金属の強度を向上させる効果を有する。
必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｚｒを０．０１質量％以上添加する必要がある。一方で、１．０質量％を超えて添加した場合、スパッタ発生量が多くなり、溶接作業性が劣化する。また、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００５３】
本発明に係るワイヤ１では、ワイヤ作製時に前記ワイヤ成分（成分量）が前記範囲内になるように、鋼製外皮２およびフラックス３の各成分（各成分量）を選択する。
【００５４】
また、本発明に係るワイヤ１の製造方法は、例えば、所定の組成を有する帯鋼で筒状の鋼製外皮２を形成する工程と、その鋼製外皮２の内部に所定の組成を有するフラックス３を充填する工程と、フラックス３が充填された鋼製外皮２を所定の外径まで伸線加工してワイヤ１とする工程と、必要に応じてワイヤ１の表面にＣｕ鍍金を行う工程とを含むものである。しかしながら、ワイヤ１が製造できれば、前記製造方法に限定されるものではない。
【実施例】
【００５５】
本発明に係るフラックス入りワイヤについて、本発明の要件を満足する実施例と、本発明の要件を満足しない比較例とを比較して具体的に説明する。
【００５６】
鋼製外皮（鋼は、Ｃ：０．０２質量％、Ｓｉ：０．０２質量％、Ｍｎ：０．２５質量％、Ｐ：０．０１０質量％、Ｓ：０．００８質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものを使用）の内側にフラックスを充填して、表１、表２に示すワイヤ成分からなるワイヤ径１．２ｍｍの図１（ｂ）に示すシームタイプのフラックス入りワイヤ（実施例：Ｎｏ．１〜２１、比較例：Ｎｏ．２２〜４３）を作製した。
【００５７】
なお、ワイヤ成分は、以下の測定方法で測定、算出した。
Ｃ量は「燃焼赤外線吸収法」によって、Ｎ量は「不活性ガス融解熱伝導度法」によって、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｂ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｍｇ量、希土類元素量、Ｃａ量、Ｍｏ量、Ｃｏ量およびＺｒ量は「ＩＣＰ発光分光分析法」によって、測定した。なお，希土類元素はＣｅ、Ｌａを測定し、その総量を表１、表２に示した。
【００５８】
ＴｉＯ２量（ＴｉＯ２等として存在し、Ｆｅ−Ｔｉ等は含まない）は、「酸分解法」により測定される。酸分解法に使用する溶媒は王水を用い、ワイヤ全量を溶解した。これにより、ワイヤに含まれるＴｉ源（Ｆｅ−Ｔｉ等）は王水へ溶解するが、ＴｉＯ２源（ＴｉＯ２等）は王水に対し不溶なため、溶け残る。この溶液を、フィルター（ろ紙は５Ｃの目の細かさ）を用いてろ過し、フィルターごと残渣をニッケル製るつぼに移し、ガスバーナーで加熱して灰化した。次いで、アルカリ融剤（水酸化ナトリウムと過酸化ナトリウムの混合物）を加え、再度ガスバーナーで加熱して残渣を融解した。次に、１８質量％塩酸を加えて融解物を溶液化した後、メスフラスコに移し、さらに純水を加えてメスアップして分析液を得た。分析液中のＴｉ濃度を「ＩＣＰ発光分光分析法」で測定した。このＴｉ濃度をＴｉＯ２量に換算し、ＴｉＯ２量を算出した。
【００５９】
Ｔｉ量（Ｆｅ−Ｔｉ等として存在し、ＴｉＯ２等は含まない）は、「酸分解法」によりワイヤ全量を王水へ溶解して、不溶であったＴｉＯ２源（ＴｉＯ２等）をろ過し、その溶液をワイヤに含まれるＴｉ源（Ｆｅ−Ｔｉ等）として得ることで、「ＩＣＰ発光分光分析法」を用い、Ｔｉ量（Ｆｅ−Ｔｉ等）として存在を求めた。
【００６０】
Ａｌ２Ｏ３量（アルミナや長石等の複合酸化物として存在し、Ａｌ金属粉等の合金粉は含まない）は、「酸分解法」により測定される。酸分解法に使用する溶媒は王水を用い、ワイヤ全量を溶解した。これにより、ワイヤに含まれるＡｌ源（Ａｌ金属粉等の合金粉）は王水へ溶解するが、Ａｌ２Ｏ３源（アルミナや長石等の複合酸化物）は王水に対し不溶なため、溶け残る。この溶液を、フィルター（ろ紙は５Ｃの目の細かさ）を用いてろ過し、フィルターごと残渣をニッケル製るつぼに移し、ガスバーナーで加熱して灰化した。次いで、アルカリ融剤（水酸化ナトリウムと過酸化ナトリウムの混合物）を加え、再度ガスバーナーで加熱して残渣を融解した。次に、１８質量％塩酸を加えて融解物を溶液化した後、メスフラスコに移し、さらに純水を加えてメスアップして分析液を得た。分析液中のＡｌ濃度を「ＩＣＰ発光分光分析法」で測定した。このＡｌ濃度をＡｌ２Ｏ３量に換算し、Ａｌ２Ｏ３量を算出した。
【００６１】
Ａｌ量（Ａｌ金属粉等の合金粉として存在し、アルミナや長石等の複合酸化物は含まない）は、「酸分解法」によりワイヤ全量を王水へ溶解して、不溶であったＡｌ２Ｏ３源（アルミナや長石等の複合酸化物）をろ過し、その溶液をワイヤに含まれるＡｌ源（Ａｌ金属粉等の合金粉）として得ることで、「ＩＣＰ発光分光分析法」を用い、Ａｌ量（Ａｌ金属粉等の合金粉）として存在を求めた。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
作製されたフラックス入りワイヤを用いて、以下に示す方法で、耐高温割れ性、機械的性質（引張強さ、吸収エネルギー）、溶接作業性について評価した。その評価結果に基づいて、実施例および比較例のフラックス入りワイヤの総合評価を行った。
【００６５】
（耐高温割れ性）
ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４００Ｂ鋼（Ｃ：０．１２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：１．２質量％、Ｐ：０．００９質量％、Ｓ：０．００４質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物）からなる溶接母材を、表３に示す溶接条件で片面溶接（下向突合せ溶接）した。
【００６６】
【表３】
【００６７】
図２に示すように、溶接母材１１はＶ形状の開先を有し、このＶ形状の開先の裏面には、耐火物１２およびアルミニウムテープ１３等からなる裏当て材が配置されている。そして、開先角度を３５°として、セラミック製の裏当て材が配置されている部分のルート間隔を４ｍｍとした。溶接終了後、初層溶接部（クレータ部を除く）について、Ｘ線透過試験（ＪＩＳ Ｚ ３１０４）にて、内部割れの有無を確認し、割れ発生部分のトータル長さを測定し、割れ率を算出した。ここで、割れ率は、割れ率Ｗ＝［（割れ発生部分のトータル長さ）／（初層溶接部長さ（クレータ部を除く））］×１００により算出される。その割れ率で耐高温割れ性を評価した。評価基準は、割れ率０％のとき「優れている：○」、割れ有りのとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００６８】
（機械的性質）
ＪＩＳ Ｚ３３１３に準じて、引張強さ、靭性の評価基準としての０℃吸収エネルギーについて評価した。引張強さの評価基準は、４９０ＭＰａ以上６４０ＭＰａ以下のとき「優れている：○」、４９０ＭＰａ未満または６４０ＭＰａ超のとき「劣っている：×」とした。０℃吸収エネルギーの評価基準は、６０Ｊ以上のとき「優れている：○」、６０Ｊ未満のとき「劣っている：×」とした。さらに、ＪＩＳ Ｚ３３１３に準じて、伸びを評価する場合には、その評価基準は、２２％以上のとき「優れている：○」、２２％未満のとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００６９】
（溶接作業性）
耐高温割れ性と同様の溶接母材を使用して、下向すみ肉溶接、水平すみ肉溶接、立向上進すみ肉溶接、立向下進すみ肉溶接の４種の溶接を行い、作業性を官能評価した。ここで、下向すみ肉溶接試験、水平すみ肉溶接試験および立向下進溶接試験の溶接条件は、前記耐高温割れ性と同様とした（表３参照）。立向上進すみ肉溶接試験の溶接条件は、溶接電流２００〜２２０Ａ、アーク電圧２４〜２７Ｖとした。なお、評価基準は、スパッタ発生、ヒューム発生、ビード垂れ、ビード外観等に加え、低温割れやブローホール、生産中の断線等の溶接不良が発生しないとき「優れている：○」、溶接不良が発生したとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００７０】
（総合評価）
総合評価の評価基準は、前記評価項目のうち、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性の全てが「○」のとき「優れている：○」、前記評価項目の少なくとも1つが「×」のとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００７１】
【表４】
【００７２】
【表５】
【００７３】
表１、表４に示すように、実施例（Ｎｏ．１〜２１）は、全てのワイヤ成分が本発明の範囲を満足するため、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性の全てにおいて優れ、総合評価においても、優れていた。
【００７４】
表２、表５に示すように、比較例（Ｎｏ．２２）は、Ｃ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２３）は、Ｃ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２４）は、Ｓｉ量が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、また、式(１)の値が上限値を超えるため耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２５）は、Ｓｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２６）は、Ｍｎ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性および機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２７）は、Ｍｎ量が上限値を超えるため、機械的性質および溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７５】
比較例（Ｎｏ．２８）は、Ｔｉ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２９）は、Ｔｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３０）は、ＴｉＯ２量が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３１）は、ＴｉＯ２量が上限値を超えるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３２）は、Ａｌ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性および機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３３）は、Ａｌ量が上限値を超えるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７６】
比較例（Ｎｏ．３４）は、Ａｌ２Ｏ３量が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３５）は、Ａｌ２Ｏ３量が上限値を超えるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３６）は、Ｂ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３７）は、Ｂ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３８）は、Ｎ量が上限値を超えるため、機械的特性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７７】
比較例（Ｎｏ．３９）は、フラックス充填率が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．４０）は、フラックス充填率が上限値を超えるため、ワイヤ生産中に断線が発生し、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．４１、４２）は、式（１）の値が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．４３）は、式（１）の値が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７８】
以上の結果から、実施例（Ｎｏ．１〜２１）は、比較例（Ｎｏ．２２〜４３）と比べて、フラックス入りワイヤ１として優れていることが確認された。
【符号の説明】
【００７９】
１ フラックス入りワイヤ（ワイヤ）
２ 鋼製外皮
３ フラックス
４ 継目
１１ 溶接母材
１２ 耐火物
１３ アルミニウムテープ
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板のガスシールドアーク溶接に使用されるフラックス入りワイヤで、特にチタニヤ系フラックス入りワイヤに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
軟鋼および高張力鋼からなる鋼板の溶接に用いられるフラックス入りワイヤは、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。ところが、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、特に、片面突合せ継手溶接の初層溶接部で高温割れが発生しやすい傾向があった。このような高温割れの発生を抑制する方法として、以下のような技術が提案されている。
【０００３】
例えば、特許文献１では、耐高温割れ性を改善する方法として、溶接速度を下げ、溶接電流を低くするなど溶接能率を犠牲にした溶接施工にすることが提案されている。また、特許文献１では、耐高温割れ性を改善する方法として、溶接金属中のＢ量を低減すること、または、溶接用ワイヤ中の不純物中のＳ含有量を低減することも提案されている。
【０００４】
しかしながら、特許文献１の改善方法では、近時、溶接能率を向上した溶接施工条件の適用が拡大しつつあること、また、ワイヤ成分の不純物元素としてのＳの含有量の低減にも限界があることで、溶接金属に発生する高温割れを抑制できないという問題がある。また、特許文献１で提案されたワイヤ成分としてのＢの含有量の低減は、耐高温割れ性の改善には効果があるものの、低温靭性の低下を招くという問題がある。
【０００５】
そこで、耐高温割れ性を更に改善する方法として、特許文献２が提案されている。
特許文献２では、オーステナイト系ステンレス鋼の耐高温割れ性を改善する方法として、凝固モードを制御することが提案されている。そして、特許文献２の段落００１６では、「ステンレス鋼の溶接第１版（著者：西本和俊、夏目松吾、小川和博、松本長、発行年：平成１３年、発行所：産報出版）」の第８７〜８８ページに、デルタフェライトを活用した溶接凝固割れ抑制のためのメカニズムが詳細に記載され、溶接凝固割れの抑制は、フェライトが初晶となる凝固モード、つまり、「ＦＡモード」の場合に、デルタフェライトのオーステナイトへの変態による液相の分断によって実現できると説明されている。
【０００６】
また、特許文献２においては、上記考えに対して、あくまでも初相の後に晶出する相（例えば、「ＦＡモード」の凝固の場合ではオーステナイト）の晶出が溶接凝固割れの抑制に有効であるとの着想の下に、各種のオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属において初相の後に晶出する相の晶出挙動についての詳細な調査を行っている。その結果、先ず、凝固モードが前記したフェライトが初晶となる「ＦＡモード」だけでなく、オーステナイトが初相となる凝固モードである「ＡＦモード」の場合にも、初相の後に晶出する相は溶接凝固中の液相中央部から晶出・成長する分離共晶型となることが判明している。そして、初相が晶出した後に晶出するオーステナイト又はデルタフェライトの晶出タイミングを早期化するよう制御して、膜状に残存する液相を分断することによって割れ発生の伝播方向を分断すれば、「ＦＡモード」の場合に限らず「ＡＦモード」の場合にも、Ｐ含有量の増加に伴う溶接凝固割れ感受性の増大、つまり、溶接凝固割れの発生の増加を抑制できるとの着想に至っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５４−１３０４５２号公報
【特許文献２】特開２００８−３００７６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献２の改善方法では、凝固モードを制御する方法として、オーステナイト系ステンレスのようにステンレス系合金においては、その具体的方法が示されている。しかしながら、本発明の対象である軟鋼等の耐高温割れ性を改善する方法として、凝固モードを制御する方法について具体的方法が示されておらず、成分設計指針となるような指針も示されていない。
【０００９】
また、ステンレス合金で提案されている凝固モード予測式を軟鋼に適用したとしても、その凝固モード予測式は本来ステンレス合金において構築されたものであり、軟鋼等へ適用した場合の凝固モードの予測精度は低いといった問題がある。
【００１０】
さらに、特許文献２で示されているように、「初相が晶出した後に晶出するオーステナイト又はデルタフェライトの晶出タイミングを早期化するよう制御して、膜状に残存する液相を分断することによって割れ発生の伝播方向を分断することで溶接凝固割れの発生の増加を抑制できる」という考え方では、本発明の対象である軟鋼等の耐高温割れ性改善には十分ではない。これは、軟鋼等の組成範囲での凝固モードは、既に「ＦＡモード」であり、上記考えを適用したとしても、これ以上耐高温割れ性を改善することは出来ない点にある。したがって、特許文献２の改善方法では、最近の溶接施工能率の更なる改善要求に対して、十分な耐高温割れ特性が得られないというのが現状である。
【００１１】
そこで、本発明は、このような問題点を解決すべく創案されたもので、その目的は、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れ、全姿勢溶接における溶接作業性および溶接金属の機械的性質が優れた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】
【００１２】
前記課題を解決するために、本発明者らは、溶接金属中の介在物をＴｉ系酸化物組成に制御することで溶接継手（溶接金属）の凝固組織を微細化して、溶接部（初層溶接部）の耐高温割れ性を改善すると共に、凝固モードとしての「ＦＡモード」内において、さらに耐高温割れ性が優れる領域があることを知見し、制御する手法を見出した。
【００１３】
その制御手法は、高温割れという現象が、溶接凝固末期に膜状に残存する液膜に凝固収縮応力が働くことで生じることに着眼し、高温割れを抑制する手段として、オーステナイト形成元素であるＮｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕと、フェライト形成元素であるＳｉとの比を所定の範囲内に制御した。その結果、「ＦＡモード」において、従来はデルタフェライト相とオーステナイト相と液相の３相が共存した状態で溶接凝固が完了するのに対し、本発明では、オーステナイト相と液相の２相が共存した状態で溶接凝固が完了する。そのため、本発明では、溶接凝固末期においてデルタフェライト相からオーステナイト相への包晶変態が無く、その包晶変態に伴う変態収縮応力、すなわち、凝固収縮応力が従来に比べ低減するため、耐高温割れ性が改善される。
【００１４】
具体的には、本発明に係るフラックス入りワイヤは、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用され、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤであって、ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が１０〜２５質量％であり、ワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．０２〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．５０質量％、Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、Ｂ：０．００３〜０．０２質量％、Ｎ：０．００５質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、Ｃｕ：３．０質量％以下（０質量％を含む）を含有し、下記の式（１）を満足することを特徴とする。
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【００１５】
前記構成によれば、ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が所定量であって、ワイヤ全質量に対して、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、ＮｉおよびＣｕを含有することによって、溶接部での高温割れが抑制されると共に、機械的性質が向上し、かつ、溶接作業性が向上する。特に、所定量のＴｉおよびＡｌを含有することによって、溶接金属中に生成する介在物の組成を核生成促進に効果的なＴｉ系酸化物組成に制御でき、溶接部の凝固組織が微細化されて高温割れが抑制される。また、式（１）で表されるオーステナイト形成元素（Ｎｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕ）とフェライト形成元素（Ｓｉ）との比を所定範囲とすることによって、凝固収縮応力が低減されて、溶接部の高温割れが抑制される。
【００１６】
また、本発明に係るフラックス入りワイヤは、前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％、希土類化合物の１種または２種以上：希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％、Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１７】
前記構成によれば、所定量のＭｇ、希土類化合物、Ｃａからなる群から選択された少なくとも１種を含有することによって、溶接部での高温割れがさらに抑制されると共に、機械的性質がさらに向上する。
【００１８】
さらに、本発明に係るフラックス入りワイヤは、前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１９】
前記構成によれば、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒからなる群から選択された少なくとも１種を含有することによって、溶接部の機械的性質がさらに向上する。
【発明の効果】
【００２０】
本発明に係るフラックス入りワイヤによれば、フラックス充填率が所定量であって、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、ＮｉおよびＣｕを含有し、式（１）で表されるオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比を満足すること、Ｍｇ、希土類化合物、Ｃａからなる群から選択された少なくとも１種をさらに所定量含有すること、または、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒからなる群から選択された少なくとも１種をさらに所定量含有することによって、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れ、全姿勢溶接における溶接作業性および溶接金属の機械的性質が優れたものとなる。その結果、品質の優れた溶接製品を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】（ａ）〜（ｄ）は、本発明に係るフラックス入りワイヤの構成を示す断面図である。
【図２】耐高温割れ性の評価に使用する溶接母材の開先形状を示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明に係るフラックス入りワイヤについて詳細に説明する。
本発明に係るフラックス入りワイヤは、軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用される。また、本発明に係るフラックス入りワイヤは、ガスシールドアーク溶接に好適に使用され、片面突合せ継手溶接において優れた効果を発揮するものであるが、特に溶接方法は限定されない。
【００２３】
図１（ａ）〜（ｄ）に示すように、フラックス入りワイヤ（以下、ワイヤと称す）１は、筒状に形成された鋼製外皮２と、その筒内に充填されたフラックス３とからなる。また、ワイヤ１は、図１（ａ）に示すような継目のない鋼製外皮２の筒内にフラックス３が充填されたシームレスタイプ、図１（ｂ）〜（ｄ）に示すような継目４のある鋼製外皮２の筒内にフラックス３が充填されたシームタイプのいずれの形態でもよい。
【００２４】
そして、ワイヤ１は、フラックス充填率が所定量であって、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、ＮｉおよびＣｕを含有し、下記の式（１）を満足することを特徴とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【００２５】
以下に、ワイヤ成分の数値範囲とその限定理由を示す。ここで、フラックス（Ｆｌｕｘ）充填率は、鋼製外皮２内に充填されるフラックス３の質量を、ワイヤ１（鋼製外皮２＋フラックス３）の全質量に対する割合で規定したものである。また、各成分の成分量は、鋼製外皮２とフラックス３における成分量の総和で表し、ワイヤ１（鋼製外皮２＋フラックス３）に含まれる各成分の質量を、ワイヤ１の全質量に対する割合で規定したものである。なお、ワイヤ１を構成する成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＴｉＯ２、Ａｌ、Ａｌ２Ｏ３、Ｂ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、後記するＭｇ、希土類化合物、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒ）は、鋼製外皮２から添加するか、フラックス３から添加するかは特に問わず、鋼製外皮２およびフラックス３の少なくとも一方に添加されていればよい。
【００２６】
（フラックス充填率：１０〜２５質量％）
フラックス充填率が１０質量％未満では、アークの安定性が悪くなり、スパッタ発生量が増加すると共に、ビード外観不良が発生し、溶接作業性が低下する。フラックス充填率が２５質量％超では、ワイヤ１の断線等が発生し、生産性が著しく劣化する。
【００２７】
（Ｃ：０．０２〜０．０８質量％）
Ｃは、溶接部の焼入れ性を確保するために添加する。Ｃ量が０．０２質量％未満の場合、焼入れ性不足により、溶接部の強度（引張強さ）および靭性（０℃吸収エネルギー）が不足する。Ｃ量が０．０８質量％を超えると、溶接部の強度が過多、靭性が低下すると共に、溶接時のスパッタ発生量またはヒューム発生量が増加し、溶接作業性が低下する。また、被溶接材である鋼材のＣ量が多い場合、溶接部（溶接金属）のＣ量が多くなるため、凝固温度が低下し溶接部に高温割れが発生しやすくなる。なお、Ｃ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｆｅ−Ｍｎ等の合金粉、鉄粉等を用いる。
【００２８】
（Ｓｉ：０．１０〜１．５０質量％、好ましくは、０．１０〜１．００質量％）
Ｓｉは、溶接部の延性確保、ビード形状維持のために添加する。Ｓｉ量が０．１０質量％未満では、溶接部の延性（伸び）不足となる。また、ビード形状が悪くなり、特に、立向上進溶接でビードが垂れ、溶接作業性が低下する。Ｓｉ量が１．５０質量％を超えると、溶接部に高温割れが発生する。なお、Ｓｉ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金、Ｋ２ＳｉＦ６等のフッ化物、ジルコンサンド、珪砂、長石等の酸化物を用いる。
【００２９】
（Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、好ましくは、２．５〜３．７質量％）
Ｍｎは、溶接部の焼入れ性確保のために添加する。Ｍｎ量が１．７質量％未満では、溶接部の焼入れ性が不足し、靭性が低下する。また、不可避的不純物として含有されるＳと結合して得られるＭｎＳ量も少なくなるため、ＭｎＳによる高温割れの抑制作用が小さくなり、溶接部に高温割れが発生する。Ｍｎ量が４．０質量％を超えると、溶接部の強度が過多となり、靭性不足となる。また、溶接部に低温割れが発生する。なお、Ｍｎ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｍｎ金属粉、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金を用いる。
【００３０】
（Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、好ましくは、０．２０〜１．００質量％）
Ｔｉ（金属Ｔｉ）は、溶接部（初層溶接部）の耐高温割れ性を改善するために添加する。Ｔｉ（金属Ｔｉ）は溶接時に脱酸反応に寄与し、溶接金属中の介在物をＴｉ系酸化物組成に制御でき、その結果、溶接継手（溶接金属）の凝固組織を微細にでき、溶接部の高温割れ抑制作用が改善される。Ｔｉ量（金属Ｔｉ）が０．０５質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部に高温割れが発生する。Ｔｉ量（金属Ｔｉ）が１．００質量％を超えると、溶接金属再熱部が硬くて脆いベイナイト、マルテンサイトになりやすく、靭性が低下する。また、溶接時のスパッタ発生量が多くなり、溶接作業性が低下する。さらに、溶接金属中のＴｉが溶存として存在し、溶接金属の凝固温度を低下させ高温割れが発生する。なお、本発明のワイヤ１においては、後記するように従来のワイヤに比べてＡｌ量が多いため、Ｔｉを多量に添加した場合、溶接金属中のＴｉ酸化物がＡｌによって還元され、溶接金属中にＴｉが溶存として多量に存在する。また、Ｔｉ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉を用いる。
【００３１】
（ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、好ましくは、３．０〜８．０質量％）
ＴｉＯ２（Ｔｉ酸化物）は、全姿勢溶接性を確保するために添加する。ＴｉＯ２量（Ｔｉ酸化物）が１．０質量％未満では、立向上進溶接でビードが垂れ、溶接作業性が低下する。ＴｉＯ２量（Ｔｉ酸化物）が８．０質量％を超えると、溶接時のスラグ剥離性が劣化し、溶接作業性が低下する。また、フラックスのかさ比重が小さくなり、生産性が劣化する。なお、ＴｉＯ２源としては、例えば、ルチール等を用いる。
【００３２】
（Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、好ましくは、０．２０〜０．５０質量％）
Ａｌ（金属Ａｌ）は強脱酸剤であり、溶接継手（溶接金属）中に生成する介在物から、Ａｌに比べ脱酸力の弱いＳｉからなるＳｉＯ２を還元し、介在物の組成を核生成促進に効果的なＴｉ系酸化物組成の介在物に制御できる。その結果、溶接金属の凝固組織を微細にできる。さらに、溶接金属の酸素量を低下させ、Ｍｎの歩留まりが安定する。これらの効果から、溶接部の高温割れ抑制作用が改善し、靭性も安定化する。Ａｌ量が０．２０質量％未満では、脱酸が十分でなく、溶接部に高温割れが発生する。また、靭性も低下する。Ａｌ量が１．５０質量％を超えると、溶接時のスパッタ発生量が多くなり、溶接作業性が低下する。なお、Ａｌ源としては、例えば、鋼製外皮２、Ａｌ金属粉、Ｆｅ−Ａｌ、Ａｌ−Ｍｇ等の合金粉を用いる。
【００３３】
（Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、好ましくは０．０５〜０．５質量％）
Ａｌ２Ｏ３（Ａｌ酸化物）は、水平すみ肉姿勢でのビード形状、立向上進姿勢でのビードの垂れ防止のために添加する。Ａｌ２Ｏ３量が０．０５質量％未満では、水平すみ肉溶接でのビード形状（なじみ）が悪く、また、立向上進溶接でビード垂れが発生し、溶接作業性が低下する。Ａｌ２Ｏ３量が１．０質量％を超えると、溶接時のスラグ剥離性が劣化し、溶接作業性が低下する。なお、Ａｌ２Ｏ３源としては、例えば、アルミナや長石等の複合酸化物を用いる。
【００３４】
（Ｂ：０．００３〜０．０２質量％）
Ｂは、溶存してγ粒界に偏析し、初析フェライトの生成を抑制する効果があり、溶接金属の靭性改善に有効である。Ｂ量が０．００３質量％未満では、大部分のＢがＢＮとして窒化物に固定化され、初析フェライトの生成を抑制する効果が無く、靭性改善効果が得られない。Ｂ量が０．０２質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなる。なお、Ｂ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ、アトマイズＢ等の合金と、Ｂ２Ｏ３等の複合酸化物を用いる。
【００３５】
（Ｎ：０．００５質量％以下）
Ｎは、溶接金属の強度向上に有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００５質量％を超えると、大部分のＢがＢＮとして窒化物に固定され、初析フェライトの生成を抑制する効果が無く、靭性改善効果が得られないため、靭性が低下する。なお、Ｎ源としては、例えば、Ｎ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎ−Ｃｒ、Ｎ−Ｓｉ、Ｎ−Ｍｎ、Ｎ−Ｔｉ等の金属窒化物を用いる。
【００３６】
（Ｎｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む））
Ｎｉは、溶接金属の靭性を向上させるのに極めて有効な効果を有する元素である。
Ｎｉ量が３．０質量％を超える場合、溶接金属中のＮの飽和溶解度が低下し、ブローホールが発生し、靭性が低下する。また、Ｎｉ量の好ましい範囲は、０．０１〜３．０質量％である。なお、ワイヤ１は、後記するオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比を表す式（１）が所定の範囲内であれば、Ｎｉを含有しない、すなわち、Ｎｉ量が０質量％であってもよい。また、Ｎｉ源としては、例えば、Ｎｉ金属粉等を用いる。
【００３７】
（Ｃｕ：３．０質量％以下（０質量％を含む））
Ｃｕは、溶接金属の靭性を向上させるのに極めて有効な効果を有する元素である。
Ｃｕ量が３．０質量％を超える場合、溶接金属の強度が大きくなり、靭性が低下する。なお、ワイヤ１は、後記するオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比を表す式（１）が所定の範囲内であれば、Ｃｕを含有しない、すなわち、Ｃｕ量が０質量％であってもよい。また、Ｃｕ源としては、例えば、Ｃｕ金属粉等を用いる。さらに、Ｃｕは、ワイヤ１の表面に鍍金することによって、ワイヤ１に含有させてもよい。
【００３８】
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【００３９】
式（１）は、オーステナイト形成元素（Ｎｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕ）とフェライト形成元素（Ｓｉ）との比を表すもので、ワイヤ１が式（１）を満足する場合には、初相にデルタフェライト相が生成した後、オーステナイト相と液相の２相のみが共存した状態で溶接部の凝固が完了する。その結果、溶接部における包晶変態に起因した凝固収縮応力の増大を抑制できる。すなわち、凝固収縮応力が低減される。その結果、溶接部における高温割れの発生を防止できる。また、ワイヤ１が式（１）の下限未満では、デルタフェライト相とオーステナイト相と液相の３相が共存した状態で溶接部の凝固が完了するため、溶接部においてデルタフェライト相からオーステナイト相への包晶変態が発生し、変態収縮応力によって溶接部の凝固収縮応力が増大する。その結果、溶接部において高温割れが発生する。一方、ワイヤ１が式（１）の上限を超える場合は、初相にオーステナイト相が生成した後、オーステナイト相と液相の２相のみが共存した状態で溶接部の凝固が完了する。初相がオーステナイト相であるため、Ｐ、Ｓの不純物元素の液相への濃化が促進され、耐高温割れ性が低下し、高温割れが発生する。
前記したように、式（１）は、凝固収縮応力の増大の原因となる包晶変態等を発生させずに、さらに、Ｐ、Ｓの不純物元素の液相への濃化を促進させずに凝固を完了させるために定義したものである。そして、ワイヤを構成する成分の中からオーステナイト形成元素であるＮｉ、Ｃ、ＭｎおよびＣｕと、フェライト形成元素であるＳｉを選択し、そのオーステナイト形成元素とフェライト形成元素との比の範囲、および、各形成元素の係数を、予め予備実験を行って算出したものである。
【００４０】
（Ｆｅ）
残部のＦｅは、鋼製外皮２を構成するＦｅ、および／または、フラックス３に添加されている鉄粉、合金粉のＦｅである。
【００４１】
（不可避的不純物）
残部の不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｏ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。Ｓ量、Ｐ量、Ｗ量、Ｔａ量、Ｏ量は、それぞれ、０．０５０質量％以下が好ましく、Ｃｒ量は、２．０質量％以下が好ましく、Ｎｂ量、Ｖ量は、それぞれ、０．１質量％以下が好ましい。そして、その量は鋼製外皮２とフラックス３における各成分量の総和である。
【００４２】
Ｓ量、Ｐ量が０．０５０質量％を超えると、溶接金属の耐高温割れ性が著しく劣化する。Ｗ量、Ｔａ量が０．０５０質量％を、Ｃｒ量が２．０質量％を、Ｎｂ量、Ｖ量が０．１質量％を、それぞれ超えると、溶接金属の強度が大きくなり、靭性が低下する。Ｏ量が０．０５０質量％を超えると、溶接金属中の酸化物量が増え、靭性が低下する。
【００４３】
本発明に係るワイヤ１は、前記成分に加えて、所定量の、Ｍｇ、希土類化合物の１種または２種以上、Ｃａからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することを特徴とする。
【００４４】
Ｍｇ、希土類化合物、Ｃａは脱酸力、脱硫力に優れている。優れた脱酸力は、溶接金属中の介在物を核生成促進に効果的なＴｉ系酸化物組成に制御が可能となり、溶接継手（溶接金属）の凝固組織を微細にできる。また、優れた脱硫力は、不可避的不純物として含有されるＳと結合し硫化物を形成する。その結果、溶接部の耐高温割れ性が改善する。さらに、溶接金属の酸素量を低下させ、Ｍｎの歩留まりが安定するため、靭性も安定化する。
【００４５】
（Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％、好ましくは、Ｍｇ：０．３〜１．０質量％）
Ｍｇ量が０．０１質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部（初層溶接部）に高温割れが発生する。また、脱酸が十分でなく、靭性も低下する。Ｍｇ量が２．０質量％を超えると、スパッタ発生量が多くなる。なお、Ｍｇ源としては、例えば、金属Ｍｇ、Ａｌ−Ｍｇ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ等の金属粉、合金粉を用いる。
【００４６】
（希土類化合物：希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％）
（Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％）
【００４７】
希土類化合物が希土類元素換算値で０．０００５質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部（初層溶接部）に高温割れが発生する。また、脱酸が十分でなく、靭性も低下する。希土類化合物が希土類元素換算値で０．５質量％を超えるとスパッタ発生量が多くなり、アークが不安定となりビード外観が不良となる。
【００４８】
本発明にいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙおよび原子番号５７（Ｌａ）乃至７１（Ｌｕ）をいう。また、希土類化合物とは、希土類元素の酸化物（Ｎｄ２Ｏ３、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｓｃ２Ｏ３等の単体の酸化物やこれらの複合酸化物およびモナザイト、バストネサイト、アラナイト、セライト、ゼノタイム、ガドリナイト等の希土類酸化物の鉱石を含む）、弗化物（ＣｅＦ３、ＬａＦ３、ＰｍＦ３、ＳｍＦ３、ＧｄＦ３、ＴｂＦ３等）および合金（希土類元素−Ｆｅ、希土類元素−Ｆｅ−Ｂ、希土類元素−Ｆｅ−Ｃｏ、希土類元素−Ｆｅ−Ｓｉ、希土類元素−Ｃａ−Ｓｉ等）、ミッシュメタルをいう。
【００４９】
Ｃａが０．０００２質量％未満では、上記効果が十分ではなく、溶接部（初層溶接部）に高温割れが発生する。また、脱酸が十分でなく、靭性も低下する。Ｃａが０．２質量％を超えるとスパッタ発生量が多くなり、アークが不安定となりビード外観が不良となる。なお、Ｃａ源としては、例えば、純Ｃａ、Ｃａを含む合金またはＣａ酸化物等を用いる。
【００５０】
本発明に係るワイヤ１は、前記成分に加えて、所定量のＭｏ、Ｃｏ、Ｚｒからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することを特徴とする。
【００５１】
（Ｍｏ：０．１〜２．０質量％）
（Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％）
Ｍｏ、Ｃｏはいずれも溶接金属の強度を向上させる効果を有する。必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｍｏ、Ｃｏをそれぞれ上記下限濃度以上添加する必要がある。一方で、上記上限濃度を超えて添加した場合、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００５２】
（Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％）
Ｚｒは、溶接金属中に炭化物を析出させ、溶接金属の強度を向上させる効果を有する。
必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｚｒを０．０１質量％以上添加する必要がある。一方で、１．０質量％を超えて添加した場合、スパッタ発生量が多くなり、溶接作業性が劣化する。また、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００５３】
本発明に係るワイヤ１では、ワイヤ作製時に前記ワイヤ成分（成分量）が前記範囲内になるように、鋼製外皮２およびフラックス３の各成分（各成分量）を選択する。
【００５４】
また、本発明に係るワイヤ１の製造方法は、例えば、所定の組成を有する帯鋼で筒状の鋼製外皮２を形成する工程と、その鋼製外皮２の内部に所定の組成を有するフラックス３を充填する工程と、フラックス３が充填された鋼製外皮２を所定の外径まで伸線加工してワイヤ１とする工程と、必要に応じてワイヤ１の表面にＣｕ鍍金を行う工程とを含むものである。しかしながら、ワイヤ１が製造できれば、前記製造方法に限定されるものではない。
【実施例】
【００５５】
本発明に係るフラックス入りワイヤについて、本発明の要件を満足する実施例と、本発明の要件を満足しない比較例とを比較して具体的に説明する。
【００５６】
鋼製外皮（鋼は、Ｃ：０．０２質量％、Ｓｉ：０．０２質量％、Ｍｎ：０．２５質量％、Ｐ：０．０１０質量％、Ｓ：０．００８質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものを使用）の内側にフラックスを充填して、表１、表２に示すワイヤ成分からなるワイヤ径１．２ｍｍの図１（ｂ）に示すシームタイプのフラックス入りワイヤ（実施例：Ｎｏ．１〜２１、比較例：Ｎｏ．２２〜４３）を作製した。
【００５７】
なお、ワイヤ成分は、以下の測定方法で測定、算出した。
Ｃ量は「燃焼赤外線吸収法」によって、Ｎ量は「不活性ガス融解熱伝導度法」によって、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｂ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量、Ｍｇ量、希土類元素量、Ｃａ量、Ｍｏ量、Ｃｏ量およびＺｒ量は「ＩＣＰ発光分光分析法」によって、測定した。なお，希土類元素はＣｅ、Ｌａを測定し、その総量を表１、表２に示した。
【００５８】
ＴｉＯ２量（ＴｉＯ２等として存在し、Ｆｅ−Ｔｉ等は含まない）は、「酸分解法」により測定される。酸分解法に使用する溶媒は王水を用い、ワイヤ全量を溶解した。これにより、ワイヤに含まれるＴｉ源（Ｆｅ−Ｔｉ等）は王水へ溶解するが、ＴｉＯ２源（ＴｉＯ２等）は王水に対し不溶なため、溶け残る。この溶液を、フィルター（ろ紙は５Ｃの目の細かさ）を用いてろ過し、フィルターごと残渣をニッケル製るつぼに移し、ガスバーナーで加熱して灰化した。次いで、アルカリ融剤（水酸化ナトリウムと過酸化ナトリウムの混合物）を加え、再度ガスバーナーで加熱して残渣を融解した。次に、１８質量％塩酸を加えて融解物を溶液化した後、メスフラスコに移し、さらに純水を加えてメスアップして分析液を得た。分析液中のＴｉ濃度を「ＩＣＰ発光分光分析法」で測定した。このＴｉ濃度をＴｉＯ２量に換算し、ＴｉＯ２量を算出した。
【００５９】
Ｔｉ量（Ｆｅ−Ｔｉ等として存在し、ＴｉＯ２等は含まない）は、「酸分解法」によりワイヤ全量を王水へ溶解して、不溶であったＴｉＯ２源（ＴｉＯ２等）をろ過し、その溶液をワイヤに含まれるＴｉ源（Ｆｅ−Ｔｉ等）として得ることで、「ＩＣＰ発光分光分析法」を用い、Ｔｉ量（Ｆｅ−Ｔｉ等）として存在を求めた。
【００６０】
Ａｌ２Ｏ３量（アルミナや長石等の複合酸化物として存在し、Ａｌ金属粉等の合金粉は含まない）は、「酸分解法」により測定される。酸分解法に使用する溶媒は王水を用い、ワイヤ全量を溶解した。これにより、ワイヤに含まれるＡｌ源（Ａｌ金属粉等の合金粉）は王水へ溶解するが、Ａｌ２Ｏ３源（アルミナや長石等の複合酸化物）は王水に対し不溶なため、溶け残る。この溶液を、フィルター（ろ紙は５Ｃの目の細かさ）を用いてろ過し、フィルターごと残渣をニッケル製るつぼに移し、ガスバーナーで加熱して灰化した。次いで、アルカリ融剤（水酸化ナトリウムと過酸化ナトリウムの混合物）を加え、再度ガスバーナーで加熱して残渣を融解した。次に、１８質量％塩酸を加えて融解物を溶液化した後、メスフラスコに移し、さらに純水を加えてメスアップして分析液を得た。分析液中のＡｌ濃度を「ＩＣＰ発光分光分析法」で測定した。このＡｌ濃度をＡｌ２Ｏ３量に換算し、Ａｌ２Ｏ３量を算出した。
【００６１】
Ａｌ量（Ａｌ金属粉等の合金粉として存在し、アルミナや長石等の複合酸化物は含まない）は、「酸分解法」によりワイヤ全量を王水へ溶解して、不溶であったＡｌ２Ｏ３源（アルミナや長石等の複合酸化物）をろ過し、その溶液をワイヤに含まれるＡｌ源（Ａｌ金属粉等の合金粉）として得ることで、「ＩＣＰ発光分光分析法」を用い、Ａｌ量（Ａｌ金属粉等の合金粉）として存在を求めた。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
作製されたフラックス入りワイヤを用いて、以下に示す方法で、耐高温割れ性、機械的性質（引張強さ、吸収エネルギー）、溶接作業性について評価した。その評価結果に基づいて、実施例および比較例のフラックス入りワイヤの総合評価を行った。
【００６５】
（耐高温割れ性）
ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４００Ｂ鋼（Ｃ：０．１２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：１．２質量％、Ｐ：０．００９質量％、Ｓ：０．００４質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物）からなる溶接母材を、表３に示す溶接条件で片面溶接（下向突合せ溶接）した。
【００６６】
【表３】
【００６７】
図２に示すように、溶接母材１１はＶ形状の開先を有し、このＶ形状の開先の裏面には、耐火物１２およびアルミニウムテープ１３等からなる裏当て材が配置されている。そして、開先角度を３５°として、セラミック製の裏当て材が配置されている部分のルート間隔を４ｍｍとした。溶接終了後、初層溶接部（クレータ部を除く）について、Ｘ線透過試験（ＪＩＳ Ｚ ３１０４）にて、内部割れの有無を確認し、割れ発生部分のトータル長さを測定し、割れ率を算出した。ここで、割れ率は、割れ率Ｗ＝［（割れ発生部分のトータル長さ）／（初層溶接部長さ（クレータ部を除く））］×１００により算出される。その割れ率で耐高温割れ性を評価した。評価基準は、割れ率０％のとき「優れている：○」、割れ有りのとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００６８】
（機械的性質）
ＪＩＳ Ｚ３３１３に準じて、引張強さ、靭性の評価基準としての０℃吸収エネルギーについて評価した。引張強さの評価基準は、４９０ＭＰａ以上６４０ＭＰａ以下のとき「優れている：○」、４９０ＭＰａ未満または６４０ＭＰａ超のとき「劣っている：×」とした。０℃吸収エネルギーの評価基準は、６０Ｊ以上のとき「優れている：○」、６０Ｊ未満のとき「劣っている：×」とした。さらに、ＪＩＳ Ｚ３３１３に準じて、伸びを評価する場合には、その評価基準は、２２％以上のとき「優れている：○」、２２％未満のとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００６９】
（溶接作業性）
耐高温割れ性と同様の溶接母材を使用して、下向すみ肉溶接、水平すみ肉溶接、立向上進すみ肉溶接、立向下進すみ肉溶接の４種の溶接を行い、作業性を官能評価した。ここで、下向すみ肉溶接試験、水平すみ肉溶接試験および立向下進溶接試験の溶接条件は、前記耐高温割れ性と同様とした（表３参照）。立向上進すみ肉溶接試験の溶接条件は、溶接電流２００〜２２０Ａ、アーク電圧２４〜２７Ｖとした。なお、評価基準は、スパッタ発生、ヒューム発生、ビード垂れ、ビード外観等に加え、低温割れやブローホール、生産中の断線等の溶接不良が発生しないとき「優れている：○」、溶接不良が発生したとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００７０】
（総合評価）
総合評価の評価基準は、前記評価項目のうち、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性の全てが「○」のとき「優れている：○」、前記評価項目の少なくとも1つが「×」のとき「劣っている：×」とした。その結果を表４、表５に示す。
【００７１】
【表４】
【００７２】
【表５】
【００７３】
表１、表４に示すように、実施例（Ｎｏ．１〜２１）は、全てのワイヤ成分が本発明の範囲を満足するため、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性の全てにおいて優れ、総合評価においても、優れていた。
【００７４】
表２、表５に示すように、比較例（Ｎｏ．２２）は、Ｃ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２３）は、Ｃ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２４）は、Ｓｉ量が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、また、式(１)の値が上限値を超えるため耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２５）は、Ｓｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２６）は、Ｍｎ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性および機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２７）は、Ｍｎ量が上限値を超えるため、機械的性質および溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７５】
比較例（Ｎｏ．２８）は、Ｔｉ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．２９）は、Ｔｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性、機械的性質および溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３０）は、ＴｉＯ２量が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３１）は、ＴｉＯ２量が上限値を超えるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３２）は、Ａｌ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性および機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３３）は、Ａｌ量が上限値を超えるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７６】
比較例（Ｎｏ．３４）は、Ａｌ２Ｏ３量が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３５）は、Ａｌ２Ｏ３量が上限値を超えるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３６）は、Ｂ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３７）は、Ｂ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．３８）は、Ｎ量が上限値を超えるため、機械的特性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７７】
比較例（Ｎｏ．３９）は、フラックス充填率が下限値未満であるため、溶接作業性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．４０）は、フラックス充填率が上限値を超えるため、ワイヤ生産中に断線が発生し、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．４１、４２）は、式（１）の値が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。比較例（Ｎｏ．４３）は、式（１）の値が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣り、総合評価は劣っていた。
【００７８】
以上の結果から、実施例（Ｎｏ．１〜２１）は、比較例（Ｎｏ．２２〜４３）と比べて、フラックス入りワイヤ１として優れていることが確認された。
【符号の説明】
【００７９】
１ フラックス入りワイヤ（ワイヤ）
２ 鋼製外皮
３ フラックス
４ 継目
１１ 溶接母材
１２ 耐火物
１３ アルミニウムテープ
【特許請求の範囲】
【請求項１】
軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用され、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤであって、
ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が１０〜２５質量％であり、
ワイヤ全質量に対して、
Ｃ：０．０２〜０．０８質量％、
Ｓｉ：０．１０〜１．５０質量％、
Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、
Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、
ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、
Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、
Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、
Ｂ：０．００３〜０．０２質量％、
Ｎ：０．００５質量％以下、
Ｎｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｃｕ：３．０質量％以下（０質量％を含む）を含有し、
下記の式（１）を満足することを特徴とするフラックス入りワイヤ。
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％、希土類化合物の１種または２種以上：希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％、Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有す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。
【請求項３】
前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のフラックス入りワイヤ。
【請求項１】
軟鋼または高張力鋼からなる鋼板の溶接に使用され、鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤであって、
ワイヤ全質量に対するフラックス充填率が１０〜２５質量％であり、
ワイヤ全質量に対して、
Ｃ：０．０２〜０．０８質量％、
Ｓｉ：０．１０〜１．５０質量％、
Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、
Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、
ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、
Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、
Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、
Ｂ：０．００３〜０．０２質量％、
Ｎ：０．００５質量％以下、
Ｎｉ：３．０質量％以下（０質量％を含む）、
Ｃｕ：３．０質量％以下（０質量％を含む）を含有し、
下記の式（１）を満足することを特徴とするフラックス入りワイヤ。
１０≧（Ｎｉ＋１４×Ｃ＋０．２９×Ｍｎ＋０．３０×Ｃｕ）／（１．５×Ｓｉ）≧２．５・・・（１）
なお、式（１）における元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％、希土類化合物の１種または２種以上：希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％、Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有す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。
【請求項３】
前記フラックス入りワイヤが、さらに、ワイヤ全質量に対して、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％、Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のフラックス入りワイヤ。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１２−１１５８７８（Ｐ２０１２−１１５８７８Ａ）
【公開日】平成２４年６月２１日（２０１２．６．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−２６８７２７（Ｐ２０１０−２６８７２７）
【出願日】平成２２年１２月１日（２０１０．１２．１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年６月２１日（２０１２．６．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年１２月１日（２０１０．１２．１）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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