JP2007152369A - 低温用鋼の片面サブマージアーク溶接用フラックスおよび溶接方法並びに溶接金属 - Google Patents

Abstract

【課題】 低温用鋼の片面サブマージアーク溶接において、良好で安定した低温靭性を有する溶接金属が得られ、溶接欠陥の無い健全な溶込み形状とビード外観が得られる低温用鋼の片面サブマージアーク溶接用フラックスおよびそれとを組合せた溶接方法を提供する。
【解決手段】 質量％で、ＳｉＯ₂：１０〜３０％、ＴｉＯ₂：２〜１５％、Ａｌ₂Ｏ₃：４〜２０％、ＭｇＯ：１０〜３５％、ＭｎＯ：０．１〜３．５％、Ｂ₂Ｏ₃：０．１〜０．９％、Ｆｅ：８〜３０％、ＣａＯ：３〜１５％、ＣａＦ₂：４〜１６％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．１〜２．５％、Ｔｉ：０．１〜２．５％を含有し、その他は脱酸剤、ＣＯ₂、アルカリ酸化物および不可避不純物であることを特徴とする低温用鋼の片面サブマージアーク溶接用フラックス。
【選択図】 図３

Description

本発明は、造船などの大板継ぎに用いる片面サブマージアーク溶接用フラックスおよびそれとを組合せた溶接方法に関わり、特に低温用鋼を用いた造船などの大板継ぎをする際に、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、さらに良好で安定した靭性を有する溶接金属を得ることができる片面サブマージアーク溶接用フラックスおよび溶接方法並びに溶接金属に関するものである。

造船の大板継ぎは、主として図１に示すフラックス銅バッキング片面サブマージアーク溶接方法（以下、ＦＣｕＢ法という。）といわれる方法と図２に示すソフトバッキング片面サブマージアーク溶接方法（以下、ＳＢ法という。）といわれる方法が適用されている。図１に示すＦＣｕＢ法は、裏当銅板１に裏フラックス２を約４〜７ｍｍ程度散布し、エアーホース３に空気を注入して、これを被溶接鋼板４の開先裏面に押し当て、２〜４本のワイヤ５を用いて表側よりフラックス６を散布して１層溶接し、表ビードと裏ビードを同時に形成するものである。この溶接方法は、開先裏面に裏フラックスが密着するためバッキングの当りが良く、また裏フラックスの下の裏当銅板で裏ビードの余盛高さを抑制するので、大電流の溶接条件で施工しても美麗かつ溶接欠陥の無い健全な裏ビードが得られる。このため、ＦＣｕＢ法は薄板から厚板まで幅広く適用されている。

図２のＳＢ法は、ＳｉＯ₂を主成分とした軽量な固形耐火性裏当材８を粘着テープ９やマグネットクランプ１０等によって被溶接鋼板４の開先裏面に密着させ、１〜３本のワイヤ５を用いて表側より鋼粒１１とフラックス６を散布して１層溶接し、表ビードと裏ビードを同時に形成するものである。この溶接方法は、開先内に鋼粒を散布するため、開先間隙の変動が多少あっても、安定した裏ビードを形成することが可能である。また、大型の装置を要しないという利点がある。

サブマージアーク溶接は、被覆アーク溶接やガスシールドアーク溶接に比べ、溶接入熱量が高く、母材希釈率が大きいため、溶接作業性や溶接金属の性能は、フラックスとワイヤの成分組成でほぼ決定される。サブマージアーク溶接の中でも特に上記片面サブマージアーク溶接方法は、溶接入熱量が高く、母材希釈率が大きいことが特徴である。

近年、エネルギー産業の発展に伴い、低温用鋼は幅広く用いられており、造船業界においてはＬＰＧ船等の建造数が年々増加している。そこで船の建造における生産性の向上や安全性、耐久性の確保のため、更なる品質向上が求められており、その中でも特に溶接の高能率化と溶接部の高靭化の要望が極めて大きい。また、造船の大板継ぎには、主としてＦＣｕＢ法やＳＢ法が適用されているが、それぞれ溶接法が異なるため、フラックスやワイヤは異なる成分系のものが使用されている。そこで、生産能率の向上や在庫管理の簡素化、溶接法と溶接材料の組合せ間違いを無くすため、ＦＣｕＢ法とＳＢ法どちらの溶接法にも適用可能な溶接材料の開発が求められている。

従来、片面サブマージアーク溶接における溶接金属の高靭化については、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔｉ等の添加量を規定し、焼入れ性を向上させ、靭性向上を図った技術がある（例えば、特許文献１参照）。一般に焼入れ性向上元素としてＭｎ、Ｍｏ、Ｔｉは用いられるが、低温用鋼のように−６０℃程度の低温領域で良好な靭性を得るためには、大入熱の片面サブマージアーク溶接を行った場合、これらの元素だけでは溶接金属の脱酸および十分な焼入れ性を得ることができないため、粗大な初析（粒界）フェライトが生成し、良好な低温靭性を得ることができない。

一方、溶接金属の低温靭性を向上させるために、フラックス中にＡｌ、Ｍｎ等を添加した技術がある（例えば、特許文献１参照）。Ａｌは強脱酸剤および焼入れ性向上元素として、微量添加で大きく影響を及ぼすことが知られているが、大入熱の片面サブマージアーク溶接を行った場合、Ａｌ、Ｍｎ等の添加量コントロールだけでは、良好で安定した低温靭性を得ることはできない。

また、高速度で高能率な片面サブマージアーク溶接を行うため、フラックスの成分および粒度構成を限定し、溶接条件を改善した技術がある（例えば、特許文献３参照）。しかし、この溶接技術は、溶接作業性を重点に開発されたものであり、一般的な成分を有するサブマージアーク溶接用フラックスおよび溶接用ワイヤを用いているため、溶接金属の機械性能においては全く考慮がなく、良好な機械的性能を得ることができない。よって、この技術では、良好な溶接作業性と良好な溶接金属機械性能の両立は不可能である。

さらに、鋼板開先内に散布する充填材の改善によって溶接金属の低温靭性向上を図っている技術がある（例えば、特許文献４参照）。この充填材の改善により溶接金属の低温靭性は向上するが、実際の現場では充填材を鋼板開先内に安定して散布することは難しく、散布量バラツキが発生するため、安定した低温靭性を得ることはできない。さらに、ＦＣｕＢ法への適用が困難である。

特開平９−１５５５８８号公報 特開２０００−１０７８８５号公報 特開平６−２７７８７８号公報 特開２０００−２７１７８８号公報

本発明は、上記の問題点に鑑みて、低温用鋼の片面サブマージアーク溶接において、良好で安定した低温靭性を有する溶接金属が得られ、溶接欠陥の無い健全な溶込み形状とビード外観が得られる片面サブマージアーク溶接用フラックスおよびそれとを組合せた溶接方法を提供することを目的とする。

本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。

（１） 質量％で、ＳｉＯ₂：１０〜３０％、ＴｉＯ₂：２〜１５％、Ａｌ₂Ｏ₃：４〜２０％、ＭｇＯ：１０〜３５％、ＭｎＯ：０．１〜３．５％、Ｂ₂Ｏ₃：０．１〜０．９％、Ｆｅ：８〜３０％、ＣａＯ：３〜１５％、ＣａＦ₂：４〜１６％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．１〜２．５％、Ｔｉ：０．１〜２．５％を含有し、その他は脱酸剤、ＣＯ₂、アルカリ酸化物および不可避不純物であることを特徴とする低温用鋼の片面サブマージアーク溶接用フラックス。

（２） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜２．２％、Ｎｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．００２〜０．０４５％を含有し、さらにＣｒ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上をＣｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖで０．０１〜０．６０％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるワイヤと、上記（１）記載のフラックスとを組合せて溶接することを特徴とする低温用鋼の片面サブマージアーク溶接方法。

（３） 上記（２）記載の低温用鋼の片面サブマージアーク溶接方法により生成された溶接金属が、質量％で、Ａｌ：０．００４〜０．０３５％、Ｏ：０．０１７〜０．０３７％を含有し、Ａｌ／Ｏの値が０．２〜１．２である低温用鋼の片面サブマージアーク溶接金属。

本発明の低温用鋼の片面サブマージアーク溶接用フラックスおよびそれとを組合せた溶接方法によれば、大入熱の片面サブマージアーク溶接においても、良好で安定した低温靭性を有する溶接金属を得られるとともに、溶接欠陥の無い健全な溶込み形状とビード外観が得られ、建築構造物の安全性を著しく高めることができる。また、本発明は、造船の大板継ぎに主として用いられるＦＣｕＢ法およびＳＢ法どちらの溶接法にも適用可能であるため、生産および溶接能率の向上や在庫管理の簡素化等、作業効率を著しく高めることができる。

まず、本発明の技術思想について、溶接金属組織の点から説明する。

一般に溶接金属の組織は、溶接（溶融）、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態して最終組織が形成される。大入熱の片面サブマージアーク溶接においては、凝固後の高い温度域でオーステナイト相からαフェライト相へ変態するため、オーステナイト粒界の周囲に靱性に有害な粗大な初析（粒界）フェライトの生成や、オーステナイト粒内に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイトが生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。

そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接金属成分組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。

その結果、溶接（溶融）、凝固後のオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒内に細粒なベイナイトまたはアシキュラーフェライトを生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に細粒なセメンタイトとして微細分散され、上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時における破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。このオーステナイト粒内に細粒なベイナイトまたはアシキュラーフェライトを生成させるためには、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｒ、ＮｂおよびＶの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを見出した。

また、上記の結晶粒の微細化および粒内組織の細粒なベイナイトまたはアシキュラーフェライトの生成を利用した細粒なセメンタイトの微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著にするために、Ｂのオーステナイト粒界への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴ってオーステナイト粒界での粗大な初析（粒界）フェライトの生成を抑制する方法が有効であることが判った。

さらに、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するＣを抑制したり、粗粒なセメンタイトの生成を抑制する作用を有するＳｉを適量添加することによりオーステナイト相からαフェライト相への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靱性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイトの生成を低減し、溶接金属の靱性をより向上させることができることを明らかにした。

上記溶接金属組織形態にすれば、靭性が向上することは確認できたが、造船の大板継ぎの生産性および作業効率を高めるため、ＦＣｕＢ法およびＳＢ法どちらの溶接法にも適用可能にする必要がある。ＦＣｕＢ法は裏当銅板があるため、溶接後の溶接金属部における熱の放出が容易であり、冷却速度は速い溶接法である。ＳＢ法はＳｉＯ₂を主成分とした軽量な固形耐火性裏当材を使用しているため、溶接後の溶接金属部は熱を放出し難く、冷却速度が遅い溶接法である。したがって、ＦＣｕＢ法とＳＢ法では溶接後の溶接金属部における冷却速度が異なるため、焼入れ性に大きな差が生じることが判り、同一の溶接材料でＦＣｕＢ法とＳＢ法を行った場合、同じ溶接金属組織形態を得ることは困難であった。そこで、ＦＣｕＢ法およびＳＢ法どちらの溶接法でも、同じ溶接金属組織形態を得ることが可能な溶接材料を開発するため、さらに溶接実験等により鋭意検討を行った。

その結果、溶接金属成分のＡｌとＯの含有量およびバランスが極めて重要であることを見出し、図３に示すようにＡｌ／Ｏの値が０．２〜１．２の範囲内にすればＦＣｕＢ法およびＳＢ法どちらの溶接法でも、高靭性で同じ溶接金属組織形態を得ることが判った。Ａｌは強脱酸元素であり、溶接金属の酸素低減と焼入れ性を向上させる。Ｏはアシキュラーフェライトの生成核として重要な成分であり、このＡｌとＯの含有量およびバランスで、ほぼ溶接金属組織形態は決定される。これは、ＡｌはＯとの親和性が強く、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ等より早く結合されるためと考えられる。

溶接金属の化学成分設計において、安定した合金元素の歩留を考慮すると、ワイヤに合金元素を添加することが多い。しかし、合金元素を過剰添加するとワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時にワイヤの屈曲性が劣って、ワイヤ送給性を劣化させ、アークが不安定になり、ビード外観および溶け込み不足など、溶接金属形状が悪くなる。よって、ワイヤには、溶接作業性に支障を来さない量の合金元素を添加し、溶接金属の靭性向上に不足な合金元素についてはフラックス中に添加することによって補い、溶接作業性と溶接金属靭性向上の両立を可能とした。

本発明は、以上の知見からなされたものであり、以下に本発明におけるフラックスおよび溶接ワイヤ、溶接金属の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の％は、質量％を示す。

フラックスのＳｉＯ₂は、片面サブマージアーク溶接において、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であるが、過多になると溶接金属中の酸素量が増加し、靭性が劣化する。すなわち、１０％未満ではビード趾端部のなじみが悪くなり、スラグ剥離性が劣化し、またアンダーカットも生じる。一方、３０％を超えると溶接金属の酸素量が増加して靭性が劣化するため、その含有量を１０〜３０％とする。

フラックスのＴｉＯ₂は、ビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。その含有量が２％未満ではビード表面の平滑性および靭性の向上の効果がなく、１５％を超えるとビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなり、表ビードおよび裏ビード共にビード外観およびスラグ剥離性が不良になるため、その含有量を２〜１５％とする。

フラックスのＡｌ₂Ｏ₃は、スラグ剥離性を良好にする効果がある。その含有量が４％未満ではスラグ剥離性が劣化するとともにアンダーカットも生じる。一方、２０％を超えると凸ビードとなりスラグ剥離性も不良になるため、その含有量を４〜２０％とする。

フラックスのＭｇＯは、スラグの耐火性を向上させる。片面サブマージアーク溶接ではスラグの耐火性を高くする必要があり、１０％未満では表ビードおよび裏ビード共にビード形状が不良となる。一方、３５％を超えるとビード表面に突起物が発生し、スラグ剥離性およびビード外観が不良となる。したがって、ＭｇＯの含有量を１０〜３５％とする。

フラックスのＭｎＯは、スラグの粘性、流動性、融点の調整をするのに有効な成分である。その含有量が０．１％未満ではスラグの粘度が低下し、流動性が劣化するため、表ビードおよび裏ビード共にビード蛇行、アンダーカットを生じる。一方、３．５％を超えるとスラグの粘度が高くなりすぎ、スラグ巻き込み、焼き付きが発生し、スラグ剥離性が劣化する。したがって、ＭｎＯの含有量を０．１〜３．５％とする。

フラックスのＢ₂Ｏ₃は靭性向上に効果がある。その含有量が０．１％未満では靭性向上の効果が得られず、０．９％を超えると溶接金属が硬化し、かえって靭性が劣化するため、その含有量を０．１〜０．９％とする。

フラックスのＦｅは、溶着効率の向上およびアークの集中性に効果がある。その含有量が８％未満では溶着効率が低下し、アークの集中性が劣るため裏ビードのビード形状が不安定になる。一方、３０％を超えるとビード表面に突起物が発生してスラグ剥離性が不良になるため、その含有量を８〜３０％とする。

フラックスのＣａＯは、スラグの融点および流動性を調整するために重要な成分である。３％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、表ビードおよび裏ビード共にビード外観が不良となり、アンダーカットも生じる。一方、１５％を超えるとスラグ流動性が不良となり、表ビードおよび裏ビード共にビード高さが不均一でスラグ剥離性も不良になるため、その含有量を３〜１５％とする。

フラックスのＣａＦ₂は、靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多になるとビードの平滑性が損なわれる。４％未満では靭性改善の効果がなく、１６％を超えると表ビードおよび裏ビード共にビードが不良となるため、その含有量を４〜１６％とする。

フラックスのＳｉは、脱酸元素であり、溶接金属の酸素量を低減する。その含有量が０．１％未満では脱酸効果が得られず、靭性が劣化する。２．５％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を０．１〜２．５％とする。

フラックスのＭｏは、溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が０．１％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、３．０％を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を０．１〜３．０％とする。

フラックスのＡｌは、微細な溶接金属組織を形成させ、良好な靭性を得るための重要な成分である。その含有量が０．１％未満では溶接金属の酸素低減、焼入れ性効果が得られず、靭性が劣化する。一方、２．５％を超えると溶接金属の酸素量が激減し、靭性向上に有効なアシキュラーフェライトを生成できず、また焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を０．１〜２．５％とする。

フラックスのＴｉは、溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を生成して、強度および靭性の向上に有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成する核生成サイトとなる。その含有量が０．１％未満では十分な効果が得られず、靭性が劣化する。一方、２．５％を超えると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量を０．１〜２．５％とする。

ワイヤのＣは、良好な溶接金属靭性を得るための重要な成分であり、良好な靭性を得るためには、その含有量を０．０２〜０．１０％にする必要がある。その含有量が０．０２％未満であると脱酸不足となり、靭性が劣化する。０．１０％を超えると硬さが過剰となって靭性が劣化する。また、溶接金属にＣを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）が多く生成するため、Ｃの含有量の上限を０．０７％とすることが、より靭性を向上させるために好ましい。

ワイヤのＳｉは、脱酸元素であり、溶接金属の酸素量を低減する。その含有量が０．０２％未満では脱酸効果が得られず、靭性が劣化する。０．３５％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。またＳｉは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素としてワイヤ中に含有させているが、このオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得るためには、Ｓｉの含有量の下限を０．１５％にすることが好ましい。

ワイヤのＭｎは、溶接金属の強度の向上および脱酸効果元素として重要な成分である。その含有量が１．０％未満では溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり靭性が劣化する。２．２％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を１．０〜２．２％とする。

ワイヤのＮｉは、溶接金属のフェライトマトリックスの靭性を向上させる重要な元素である。その含有量が２．０％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、４．０％を超えるとワイヤの引張強度、硬さを著しく向上させるため、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定となり、ビード外観および溶込み形状が不良となるなど溶接作業性が悪くなる。また、オーステナイトの安定化元素でもあり、過剰に含有されるとオーステナイト粒径を粗大化させるため、靭性が劣化する。よってオーステナイト粒径の微細化および溶接作業性向上のためにＮｉの含有量を２．０〜４．０％とする。

ワイヤのＡｌは、微細な溶接金属組織を形成させ、良好な靭性を得るための重要な成分である。その含有量が０．００２％未満では溶接金属の酸素低減、焼入れ性効果が得られず、靭性が劣化する。一方、０．０４５％を超えると溶接金属の酸素量が激減し、靭性向上に有効なアシキュラーフェライトを生成できず、また焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を０．００２〜０．０４５％とする。

本発明に用いるワイヤの成分として、さらにＣｒを０．２％以下、Ｎｂを０．１％以下、Ｖを０．１％以下の１種または２種以上をＣｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖで０．０１〜０．６０％含むことにより、溶接金属の焼入れ性を増大して靱性を向上させることができる。Ｃｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖが０．０１％未満であると、溶接金属の靭性向上に効果がない。また、Ｃｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖが０．６０％超、Ｃｒが０．２％超、Ｎｂが０．１％超、Ｖが０．１％を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化する。

溶接金属のＡｌは、微細な溶接金属組織を形成させ、良好な靭性を得るための重要な成分である。その含有量が０．００４％未満では溶接金属の酸素低減、焼入れ性効果が得られず、靭性が劣化する。一方、０．０３５％を超えると溶接金属の酸素量が激減し、靭性向上に有効なアシキュラーフェライトを生成できず、また焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、その含有量を０．００４〜０．０３５％とする。

溶接金属のＯは、靭性向上に有効なアシキュラーフェライトを生成させ、微細な溶接金属組織にするための極めて重要な成分となる。その含有量が０．０１７％未満では、靭性向上に有効なアシキュラーフェライトを生成できず、靭性が劣化する。一方、０．０３７％を超えると、靭性が劣化する。したがって、Ｏの含有量を０．０１７〜０．０３７％とする。

溶接金属のＡｌ／Ｏは、良好な溶接金属靭性を得るための重要な値である。その値が０．２未満または１．２を超えると、溶接金属中の組織形態のバランスが崩れ、良好な溶接金属靭性を得ることができない。したがって、良好な溶接金属靭性を得るためにはＡｌ／Ｏの値を０．２〜１．２とする。

以下、実施例により本発明の効果を詳細に説明する。

表１に示す化学組成の板厚２５ｍｍの鋼板を用い、表２に示す化学組成の焼成型フラックスおよび表３に示す化学組成のワイヤを各種組合せて、図１に示すＦＣｕＢ法の場合、表４に示す化学組成の裏フラックス、図４に示す鋼板開先形状を用いて、表７に示す溶接条件にて３電極片面サブマージアーク溶接による１パス盛りを実施した。図２に示すＳＢ法の場合は、表５に示す化学組成の固形耐火性裏当材、表６に示す化学組成の鋼粒（１ｍｍ径のワイヤを１ｍｍ長さにカットしたもの）、図５に示す鋼板開先形状を用いて、表８に示す溶接条件にて２電極片面サブマージアーク溶接による１パス盛りを実施した。なお、表２に示すフラックスは、水ガラスを固着材として造粒した後、４００〜５５０℃で２時間焼成し、１２×１００メッシュに整粒した。表３に示すワイヤは、４．８ｍｍ、６．４ｍｍのワイヤ径を作成した。

溶接終了後、溶接金属部の機械的性能評価として、鋼板中央部１２．５ｍｍの溶接金属部中央よりシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号）および引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１ Ａ１号）を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は−６０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数３本の平均により評価した。なお、引張強度は４９０Ｎ／ｍｍ²以上、シャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上であれば良好とした。

溶接作業性の評価は、アーク安定性、スラグ剥離性、表ビード外観、裏ビード外観、溶接欠陥の有無を調査した。アーク安定性については、電流および電圧の変動がなく、安定したワイヤ送給であれば良好とし○、不安定であれば×とした。スラグ剥離性については、ハンマーまたはタガネを用いてスラグを軽打して簡単にスラグが剥離すれば良好とし○、軽打でスラグが剥離しなければ劣るとし×とした。表ビード外観については、ビード表面の波目が細かく、均一で美しいビード形状であれば良好とし○、１つでも劣るものについては×とした。裏ビード外観については、ビード幅および高さが均一で、凹凸の無い美しいビード形状であれば良好とし○、１つでも劣るものについては×とした。溶接欠陥評価については、アンダーカットやブローホールなどの溶接欠陥が全くなければ良好とし○、１つでも欠陥がある場合は劣るとし×とした。表９にこれらの試験結果をまとめて示す。

表９から明らかなように、本発明例である試験記号Ｔ１〜Ｔ８は、フラックスＦ１、Ｆ２、Ｆ３、Ｆ４およびワイヤＷ１、Ｗ２、Ｗ３が本発明の構成要件を満足し、また、溶接金属中のＡｌ含有量、Ｏ含有量およびＡｌ／Ｏの構成範囲を満たすため、溶接金属の引張強度およびシャルピー吸収エネルギーは良好な値が得られた。また、アーク安定性およびスラグ剥離性が優れ、アンダーカットなどの溶接欠陥のない美しいビード外観と健全な溶込み形状を得ることができ、極めて満足な結果であった。

これに対し、比較例である試験記号Ｔ９は、フラックスＦ５のＳｉＯ₂が低いため、表ビード趾端部のなじみが悪くなり、スラグ剥離性が劣化し、またアンダーカットが発生した。また、ワイヤＷ４のＣが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中のＯが増加して、Ａｌの歩留がやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１０は、フラックスＦ６のＳｉＯ₂が高いため、溶接金属中のＯが増加し、Ａｌの歩留がやや減少することによって、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、また、ワイヤＷ５のＣが高いため、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１１は、フラックスＦ７のＴｉＯ₂が低いため、靭性を向上する効果が得られず、また表ビード表面の平滑性が劣化した。さらにワイヤＷ７のＳｉが高いため、溶接金属中のＡｌがやや高めでＯがやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が高くなり、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１２は、フラックスＦ８のＴｉＯ₂が高いため、表ビードおよび裏ビード共にビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなり、スラグ剥離性も劣化した。また、ワイヤＷ９のＭｎが高いため、溶接金属中のＯがやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が高くなり、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１３は、フラックスＦ９のＡｌ₂Ｏ₃が低いため、スラグ剥離性が劣化し、アンダーカットが発生した。また、ワイヤＷ６のＳｉが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中のＯが増加して、Ａｌの歩留がやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１４は、フラックスＦ１０のＡｌ₂Ｏ₃が高いため、表ビードが凸ビードとなってスラグ剥離性も劣化した。また、ワイヤＷ８のＭｎが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中のＯが増加して、Ａｌの歩留がやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１５は、フラックスＦ１１のＭｇＯが低いため、表ビードおよび裏ビード共にビード形状が不均一になった。また、ワイヤＷ１０のＮｉが低いため、溶接金属の焼入れ性が劣り、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。なお、溶接金属のＡｌ／Ｏのバランスは良好で、微細な組織形態を得られているが、Ｎｉが低いため、フェライトマトリックスの靭性を向上させることができず、組織微細効果のみではシャルピー吸収エネルギーは若干低くなった。

試験記号Ｔ１６は、フラックスＦ１２のＭｇＯが高いため、ビード表面に突起物が発生し、表ビードのスラグ剥離性およびビード外観が劣化した。また、ワイヤＷ１３のＡｌが高いため、溶接金属中のＯが激減し、Ａｌ／Ｏの値が高くなり、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１７は、フラックスＦ１３にＭｎＯが添加されていないため、スラグの粘度が低下し、表ビードおよび裏ビード共にビード蛇行、アンダーカットが発生した。また、ワイヤＷ１４のＣｒが高いため、溶接金属の硬さが過剰となり、さらにＡｌ／Ｏの値が高くなってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１８は、フラックスＦ１４のＭｎＯが高いため、スラグの粘度が高くなりすぎ、焼き付きが発生してスラグ剥離性が劣化した。また、別途実施したＸ透過試験でスラグ巻き込み欠陥があることがわかった。さらに、ワイヤＷ１２のＡｌが低いため、脱酸不足となり、溶接金属中のＯが増加して、Ａｌの歩留がやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ１９は、フラックスＦ１５にＢ₂Ｏ₃が添加されていないため、溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低くなった。（Ａｌ／Ｏ：低い）
試験記号Ｔ２０は、フラックスＦ１６のＢ₂Ｏ₃が高いため、硬さが過剰となって溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低くなった。（Ａｌ／Ｏ：高い）
試験記号Ｔ２１は、フラックスＦ１７のＦｅが低いため、溶着量が不足した。また、アークの集中性が劣るため、裏ビードのビード形状が劣化した。さらに、ワイヤＷ１５のＮｂが高いため、焼入れ性が高くなり、硬さが過剰となって溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低くなった。なお、溶接金属のＡｌ／Ｏのバランスは良好で、微細な組織形態を得られているが、Ｎｂが高いため、フェライトマトリックスの強度が高くなりすぎ、強度過剰によってシャルピー吸収エネルギーは若干低くなった。

試験記号Ｔ２２は、フラックスＦ１８のＦｅが高いため、表ビード表面に突起物が発生し、スラグ剥離性も劣化した。また、ワイヤＷ１６のＶが高いため、焼入れ性が高くなり、硬さが過剰となって溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低くなった。なお、溶接金属のＡｌ／Ｏのバランスは良好で、微細な組織形態を得られているが、Ｖが高いため、フェライトマトリックスの強度が高くなりすぎ、強度過剰によってシャルピー吸収エネルギーは若干低くなった。

試験記号Ｔ２３は、フラックスＦ１９のＣａＯが低いため、表ビードおよび裏ビード共にビード趾端部のなじみが悪くなり、ビード外観が劣化し、アンダーカットも発生した。また、ワイヤＷ１８のＣｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖが高いため、焼入れ性が高く、溶接金属の硬さが過剰となり、また、溶接金属中のＯが減少し、Ａｌ／Ｏの値が高くなってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ２４は、フラックスＦ２０のＣａＯが高いため、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一となり、表ビードおよび裏ビード共にビード外観が不良でスラグ剥離性も劣化した。また、ワイヤＷ１７のＣｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖが低いため、溶接金属の焼入れ性が足りず、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。なお、溶接金属のＡｌ／Ｏのバランスは良好で、微細な組織形態を得られているが、Ｃｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖが低いため、フェライトマトリックスの靭性を向上させることができず、組織微細効果のみではシャルピー吸収エネルギーは若干低くなった。

試験記号Ｔ２５は、フラックスＦ２１のＣａＦ₂が低いため、靭性向上の効果が得られなかった。また、ワイヤＷ１１のＮｉが高いため、ワイヤの引張強度、硬さが過剰に高くなり、溶接時のワイヤ送給性が劣化してアークが不安定になり、表ビードおよび裏ビード共にビード外観が不良で溶け込み形状も不良となった。同時に、オーステナイト粒径の粗大化や溶接作業性不安定による大気の巻き込みによって溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ２６は、フラックスＦ２２のＣａＦ₂が高いため、ビードの平滑性が損なわれて表ビードおよび裏ビード共にビード外観が劣化した。

試験記号Ｔ２７は、フラックスＦ２３にＳｉが添加されていないため、脱酸不足となり、溶接金属中のＯが増加して、Ａｌの歩留がやや減少し、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ２８は、フラックスＦ２４のＳｉが高いため、溶接金属中のＯが減少し、Ａｌ／Ｏの値が高くなり、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ２９は、フラックスＦ２５にＭｏが添加されていないため、溶接金属の焼入れ性が劣り、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。なお、溶接金属のＡｌ／Ｏのバランスは良好で、微細な組織形態を得られているが、Ｍｏが低いため、フェライトマトリックスの靭性を向上させることができず、組織微細効果のみではシャルピー吸収エネルギーは若干低くなった。

試験記号Ｔ３０は、フラックスＦ２６のＭｏが高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。なお、溶接金属のＡｌ／Ｏのバランスは良好で、微細な組織形態を得られているが、Ｍｏが高いため、フェライトマトリックスの強度が高くなりすぎ、強度過剰によってシャルピー吸収エネルギーは若干低くなった。

試験記号Ｔ３１は、フラックスＦ２７にＡｌが添加されていないため、Ａｌの歩留が減少し、Ａｌ／Ｏの値が低くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ３２は、フラックスＦ２８のＡｌが高いため、溶接金属中のＯが激減し、Ａｌの歩留が増加してＡｌ／Ｏの値が高くなり、溶接金属の硬さが過剰となってシャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ３３は、フラックスＦ２９にＴｉが添加されていないため、溶接金属の靭性向上に有効な微細なアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトを形成できず、また脱酸不足で溶接金属中のＯが多くなり、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

試験記号Ｔ３４は、フラックスＦ３０のＴｉが高いため、溶接金属中のＯが減少し、さらに酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶したため、シャルピー吸収エネルギーが低くなった。

フラックス銅バッキング片面サブマージアーク溶接方法（ＦＣｕＢ法）を示す断面図である。 ソフトバッキング片面サブマージアーク溶接方法（ＳＢ法）を示す断面図である。 溶接金属中のＡｌ／Ｏと−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示すグラフである。 本発明の実施例に用いたＦＣｕＢ法用の開先形状を示す図である。 本発明の実施例に用いたＳＢ法用の開先形状を示す図である。

符号の説明

１ 裏当銅板
２ 裏フラックス
３ エアーホース
４ 鋼板
５ ワイヤ
６ フラックス
７ ホース格納箱
８ 固形耐火性裏当材
９ 粘着テープ
１０ マグネットクランプ
１１ 鋼粒

Claims (3)

1. 質量％で、ＳｉＯ₂：１０〜３０％、ＴｉＯ₂：２〜１５％、Ａｌ₂Ｏ₃：４〜２０％、ＭｇＯ：１０〜３５％、ＭｎＯ：０．１〜３．５％、Ｂ₂Ｏ₃：０．１〜０．９％、Ｆｅ：８〜３０％、ＣａＯ：３〜１５％、ＣａＦ₂：４〜１６％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．１〜２．５％、Ｔｉ：０．１〜２．５％を含有し、その他は脱酸剤、ＣＯ₂、アルカリ酸化物および不可避不純物であることを特徴とする低温用鋼の片面サブマージアーク溶接用フラックス。
2. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ：１．０〜２．２％、Ｎｉ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．００２〜０．０４５％を含有し、さらにＣｒ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種または２種以上をＣｒ＋３Ｎｂ＋３Ｖで０．０１〜０．６０％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるワイヤと、請求項１記載のフラックスとを組合せて溶接することを特徴とする低温用鋼の片面サブマージアーク溶接方法。
3. 請求項２記載の低温用鋼の片面サブマージアーク溶接方法により生成された溶接金属が、質量％で、Ａｌ：０．００４〜０．０３５％、Ｏ：０．０１７〜０．０３７％を含有し、Ａｌ／Ｏの値が０．２〜１．２である低温用鋼の片面サブマージアーク溶接金属。

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