JP2013154363A - 片面サブマージアーク溶接用フラックス - Google Patents

Abstract

【課題】健全な表ビード形状と機械的性能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を提供する。
【解決手段】ＳｉＯ_２：１０〜３０質量％、ＣａＯ：３〜９質量％、ＭｇＯ：１５〜３５質量％、ＴｉＯ_２：４〜２０質量％、ＣａＦ_２：２〜９質量％、Ａｌ_２Ｏ_３：１４〜２０質量％、ＣＯ_２：２〜９質量％、Ｎａ_２Ｏ：１〜３質量％、Ｂ_２Ｏ_３：０．１〜１質量％、Ｍｏ：０．２〜１質量％及び鉄粉：１０〜３０質量％を含有すると共に、Ｓｉ：２質量％以下、Ｍｎ：１．５質量％以下及びＴｉ：１質量％以下に規制した片面サブマージアーク溶接用フラックスに、Ａｌ：０．７〜３質量％を添加する。
【選択図】なし

Description

本発明は、１又は２以上の電極を使用して行う片面サブマージアーク溶接に用いられるフラックスに関する。より詳しくは、鉄粉を含有する片面サブマージアーク溶接用フラックスにおけるビード外観改善技術に関する。

片面サブマージアーク溶接では、通常、溶着量を確保し、大入熱溶接においても安定したビード形成を実現させるために、鉄粉が添加されたフラックスが使用されている（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、特許文献１に記載されているような鉄粉を含有する従来の片面サブマージアーク溶接用フラックスには、表ビードの表面に微小な鉄粒突起物が発生しやすいという問題がある。このような表ビード表面の突起物は、塗装工程で障害となるため、例えば造船分野においては、建造工程における新塗装基準に対応し、鉄粒突起物除去のために、ビード全線に亘ってグラインダー処理を余儀なくされている。

そこで、従来、片面サブマージアーク溶接用フラックスにおいて、鉄粒突起物の発生を抑制するための技術が提案されている（特許文献２，３参照。）。例えば、特許文献２に記載の片面サブマージアーク溶接用フラックスでは、粒径や見掛密度を特定の範囲にすることで、ビードの健全化を図っている。また、特許文献３に記載のサブマージアーク溶接用ボンドフラックスでは、鉄粒突起の発生を抑制するために、Ｆｅ成分の含有量を５質量％以下に規制している。

特開平１１−２６７８８３号公報 特開平６−２７７８７８号公報 特開２００６−２７２３４８号公報

しかしながら、特許文献２に記載の技術のように、フラックスの粒径や見掛密度を規制するだけででは、鉄粒突起の発生抑制に対する効果が小さい。また、特許文献３に記載のサブマージアーク溶接用ボンドフラックスのように、Ｆｅ含有量を規制すると、厚板の板継溶接において充分な溶着量を確保することが難しくなり、更に大入熱溶接においてビード形状が劣化する。このように、従来のビード外観改善技術では、片面サブマージアーク溶接において、フラックスへの鉄粉添加の効果を維持しつつ、鉄粒突起の発生を抑制して、ビード外観を健全化するには至っていない。

そこで、本発明は、健全な表ビード形状と機械的性能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を提供することを主目的とする。

本発明者等は、前述した課題を解決するために、１又は２以上の電極を用いた片面サブマージアーク溶接において、表ビードの健全性を確保すべく、鋭意実験検討を行った結果、鉄粒突起の発生抑制には、フラックスに金属Ａｌを添加することが有効であることを見出し、本発明に至った。

即ち、本発明に係る片面サブマージアーク溶接用フラックスは、ＳｉＯ_２：１０〜３０質量％、ＣａＯ：３〜９質量％、ＭｇＯ：１５〜３５質量％、ＴｉＯ_２：４〜２０質量％、ＣａＦ_２：２〜９質量％、Ａｌ_２Ｏ_３：１４〜２０質量％、ＣＯ_２：２〜９質量％、Ｎａ_２Ｏ：１〜３質量％、Ｂ_２Ｏ_３：０．１〜１質量％、Ｍｏ：０．２〜１質量％、Ａｌ：０．７〜３質量％、鉄粉：１０〜３０質量％を含有すると共に、Ｓｉ：２質量％以下、Ｍｎ：１．５質量％以下、Ｔｉ：１質量％以下に規制した組成を有するものである。
本発明の片面サブマージアーク溶接用フラックスでは、鉄粉が配合されているため、大入熱溶接におけるビード形状の安定性に優れる。また、特定量のＡｌを含有しているため、表ビードに鉄粒が付着しにくくなり、片面サブマージアーク溶接において、鉄粒突起のない健全な表ビードを得ることができる。
この片面サブマージアーク溶接用フラックスは、Ｓｉ：０．５〜２質量％及び／又はＴｉ：０．３〜１質量％を含有していてもよい。
また、Ｍｎを０．５〜１．５質量％含有していてもよい。

本発明によれば、フラックス成分及びその含有量を特定しているため、１電極又は多電極を用いた片面サブマージアーク溶接においても、裏当て構造によらず、健全なビード形状と機械的性能を得ることができる。

片面サブマージアーク溶接過程における鉄粒発生挙動の想定図である。 本発明の実施例で使用した鋼板の開先形状を示す断面図である。

以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。

図１は片面サブマージアーク溶接過程における鉄粒発生挙動の想定図である。図１に示すように、片面サブマージアーク溶接において、従来の鉄粉５を含有するフラックス３を用いた場合、溶融・凝固中のフラックス（スラグ）４内で鉄粉５が凝集し（鉄粉の凝集６）、この凝集鉄粉（鉄粒）７が沈降して、母材１の溶接部に形成された溶接金属２の表面（ビード表面２ａ）に付着して、微小な突起物が発生すると想定される。そこで、本発明者等は、フラックスの特性を改善することで、鉄粒突起発生の問題を解決することにした。

具体的には、本発明の実施形態に係るフラックスは、片面サブマージアーク溶接に用いられるものであり、少なくとも、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、ＭｇＯ、ＴｉＯ_２、ＣａＦ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、ＣＯ_２、Ｎａ_２Ｏ、Ｂ_２Ｏ_３及びＭｏを特定量含有すると共に、鉄粉を１０〜３０質量％及びＡｌを０．７〜３質量％含有する。また、本実施形態のフラックスでは、Ｓｉ含有量を２質量％以下、Ｍｎ含有量を１．５質量％以下、Ｔｉ含有量を１質量％以下に、それぞれ規制している。以下、本実施形態のフラックスにおける組成限定理由について説明する。

［ＳｉＯ_２：１０〜３０質量％］
ＳｉＯ_２はガラス化成分であるが、その含有量が３０質量％を超えると、溶融スラグ全体の粘性が増加し、スラグの流動性が低下する。そして、高速片面サブマージアーク溶接の場合、表ビード幅が広がらず、かつ不安定になるため、アンダーカットが発生しやすくなる。一方、ＳｉＯ_２含有量が１０質量％未満の場合、溶融スラグの凝固温度が高くなり過ぎるため、良好な表ビード形状が得られない。よって、ＳｉＯ_２含有量は１０〜３０質量％とする。

［ＣａＯ：３〜９質量％］
ＣａＯは、溶融スラグの粘度を低下させ、スラグの流動性を高めて、表ビード幅を広げる効果がある。しかしながら、ＣａＯ含有量が９質量％を超えると、溶融スラグの凝固温度が高くなり過ぎて、表ビード形状が損なわれる。一方、ＣａＯ含有量が３質量％未満の場合、溶融スラグの流動性を高める効果が得られず、表ビード幅が不足するため、アンダーカットが発生しやすくなる。よって、ＣａＯ含有量は３〜９質量％とする。

［ＭｇＯ：１５〜３５質量％］
ＭｇＯは、前述したＣａＯと同様に、溶融スラグの粘度を低下させ、スラグの流動性を高めて、表ビード幅を広げる効果がある。ただし、ＭｇＯの含有量が１５質量％未満の場合、溶融スラグの流動性を高める効果が得られず、表ビード幅が不足し、アンダーカットが発生しやすくなる。一方、ＭｇＯは高融点の成分であることから、３５質量％を超えて添加すると、フラックス全体の溶融性が損なわれ、特に、小入熱になる薄板の高速片面サブマージアーク溶接を行う場合に、安定したビードを確保できなくなる。よって、ＭｇＯ含有量は１５〜３５質量％とする。

［ＴｉＯ_２：４〜２０質量％］
ＴｉＯ_２は、片面溶接におけるスラグ剥離性の改善に、特に有効な成分である。しかしながら、その含有量が２０質量％を超えると、表ビードの波目が粗くなり、また、４質量％未満の場合、前述したスラグ剥離性の改善効果が得られない。よって、ＴｉＯ_２含有量は４〜２０質量％とする。

［ＣａＦ_２：２〜９質量％］
ＣａＦ_２は、フラックス全体の溶融性を良好にする成分であり、特に片面サブマージアーク溶接のように、短時間にフラックスを溶かし、スラグを生成しなければならない溶接方法においては、不可欠な成分である。しかしながら、ＣａＦ_２含有量が９質量％を超えると、アーク安定性が劣化し、アーク切れを発生しやすくなる。一方、ＣａＦ_２含有量が２質量％未満の場合、フラックスの溶融性改善効果が得られず、ビード蛇行が発生する。よって、ＣａＦ_２含有量は２〜９質量％とする。

［Ａｌ_２Ｏ_３：１４〜２０質量％］
Ａｌ_２Ｏ_３は中性成分であり、スラグの粘性及び凝固温度の調整に有効な成分である。しかしながら、Ａｌ_２Ｏ_３含有量が１４質量％未満の場合、スラグの粘性及び凝固温度が低下し、ビード幅が不揃いになる。一方、２０質量％を超えてＡｌ_２Ｏ_３を添加すると、スラグの凝固温度が高くなり過ぎて、ビードが広がり難くなり、ビード形状が凸型となる。よって、Ａｌ_２Ｏ_３含有量は１４〜２０質量％とする。

［ＣＯ_２：２〜９質量％］
ＣＯ_２は、溶接金属への窒素の侵入抑制と、拡散性水素量の低減に有効な成分であり、金属炭酸塩としてフラックス中に添加される。しかしながら、ＣＯ_２含有量が２質量％未満の場合、溶接金属中の拡散性水素量が高くなり、耐低温割れ性が劣化する。一方、ＣＯ_２含有量が９質量％を超えると、ガス発生量が過大となり、表ビードにポックマークが発生する。よって、ＣＯ_２含有量は２〜９質量％とする。

［Ｎａ_２Ｏ：１〜３質量％］
Ｎａ_２Ｏはアーク安定性の確保のために必要な成分である。具体的には、Ｎａ_２Ｏ含有量が１質量％未満の場合、アークが極端に不安定となり、アーク切れが発生し、ビード形状及び溶込みが不均一となる。一方、Ｎａ_２Ｏ含有量が３質量％を超えると、耐吸湿性が低下して、耐低温割れ性が劣化する。

［Ｂ_２Ｏ_３：０．１〜１質量％］
Ｂ_２Ｏ_３は、溶接中に還元され、溶接金属中にＢとして存在して、靭性の確保に有効に作用する。しかしながら、Ｂ_２Ｏ_３含有量が０．１質量％未満の場合、その効果が十分に発揮されず、靭性が劣化する。一方、Ｂ_２Ｏ_３含有量が１質量％を超えると、強度が過大となり、高温割れが発生する。よって、Ｂ_２Ｏ_３含有量は０．１〜１質量％とする。

［Ｍｏ：０．２〜１質量％］
Ｍｏは、焼入れ性向上に有効な成分であり、Ｍｏ単体の他、Ｆｅ−Ｍｏなどの形態で添加される。ただし、Ｍｏ含有量が０．２質量％未満の場合、溶接金属の組織が粗大化し、靭性が劣化する。一方、１質量％を超えてＭｏを添加すると、溶接金属の強度が過大となり、高温割れが発生する。

［Ａｌ：０．７〜３質量％］
Ａｌは、一般に、溶接時の脱酸やオーステナイト粒径の微細化に有効な元素とされているが、本発明者等は、Ａｌの更なる作用として、酸化物とのテルミット反応による発熱作用に着目した。具体的には、フラックスに添加したＡｌの発熱作用により、溶接時の溶融したフラックス（スラグ）を加熱して高温することで、溶融スラグ内で対流を生じさせて、表ビードに鉄粒が付着し難くする。この効果を得るためには、Ａｌを０．７質量％以上添加する必要がある。一方、３質量％を超えて過剰にＡ１を含有させると、溶接金属部に上部ベイナイト組織が形成され、溶接金属の靭性が劣化する。なお、Ａｌは、Ａｌ単体の他、Ｆｅ−ＡｌやＡｌ−Ｍｇなどの形態で添加することができる。

［鉄粉：１０〜３０質量％］
鉄粉は、一度に多量の溶着金属が必要とされる片面サブマージアークにおいて必須の添加成分である。そして、鉄粉含有量が１０質量％未満の場合、溶着金属量を補う効果が得られなくなると共に、フラックスの見掛密度が小さくなるため、耐吹き上げ性が劣化する。一方、３０質量％を超えて鉄粉を含有させると、溶融・凝固中のフラックス内で鉄粉が凝集しやすくなり、凝集鉄粉が沈降する量が多くなって、ビード表面に鉄粒が付着しやすくなる。加えて、フラックスの見掛密度が高くなり、ビード幅が確保できなくなる。よって、鉄粉の含有量は１０〜３０質量％とする。

［Ｓｉ：２質量％以下］
Ｓｉを２質量％を超えて含有していると、スラグがビード表面に焼付き、スラグの剥離性が劣化するため、Ｓｉ含有量は２質量％以下に規制する。一方、Ｓｉは、溶接金属中の酸素量低減に有効な成分でもあるため、Ｓｉを０．５質量％以上含有していると、更なる脱酸効果が発現し、靭性が改善する。そこで、本実施形態のフラックスにおいては、必要に応じて、Ｓｉを０．５〜２質量％の範囲で添加する。なお、Ｓｉは、Ｓｉ単体の他、Ｆｅ−Ｓｉなどの形態で添加することができる。

［Ｔｉ：１質量％以下］
Ｔｉは、前述したＳｉと同様に、溶接金属中の酸素量低減に有効な成分であるが、この効果はＳｉの添加などによって十分達成可能であるため、本実施形態のフラックスにおいて、Ｔｉは必須の成分ではない。また、Ｔｉ含有量が１質量％を超えると、スラグがビード表面に焼付き、スラグ剥離性が劣化する。よって、Ｔｉ含有量は１質量％以下に規制する。一方、Ｔｉを０．３質量％以上含有していると、溶接金属の更なる脱酸効果が実現し、靭性の向上を図ることができる。そこで、本実施形態のフラックスにおいては、必要に応じて、Ｔｉを０．３〜１質量％の範囲で添加する。なお、Ｔｉは、Ｔｉ単体の他、Ｆｅ−Ｔｉなどの形態で添加することができる。

［Ｍｎ：１．５質量％以下］
Ｍｎは、前述したＭｏと同様に、焼入れ性を向上させる効果があり、強度及び靭性の向上に有効な成分であるが、Ｍｎ含有量が１．５質量％を超えると、スラグがビード表面に焼付き、スラグ剥離性が劣化する。また、本実施形態のフラックスでは、Ｍｏを添加しており、それにより焼入れ性の効果が得られるため、Ｍｎ含有量は１．５質量％以下に規制する。一方、Ｍｎを０．５質量％以上含有していると、更なる焼入れ性の向上が実現し、靭性が改善する。そこで、本実施形態のフラックスにおいては、要に応じて、Ｍｎを０．５〜１．５質量％の範囲で添加する。なお、Ｍｎは、Ｍｎ単体の他、Ｆｅ−Ｍｎなどの形態で添加することができる。

［その他の成分］
本実施形態のフラックスにおける上記以外の成分は、例えばＦｅＯ、ＺｒＯ_２及びＫ_２Ｏなどである。

以上詳述したように、本実施形態のフラックスは、鉄粉含有量を特定の範囲にすると共に、特定量のＡｌを添加しているため、溶融・凝固中のフラックス内での鉄粉の凝集及び生成した鉄粒の表ビードへの付着を抑制することができる。その結果、片面サブマージアーク溶接において、機械的性能に優れ、鉄粒突起のない健全な表ビードを形成することが可能となる。

なお、本実施形態のフラックスは、主に片面サブマージアーク溶接方法で用いるものであるが、その裏当方法については、特に限定されるものではなく、フラックスと銅を裏当材とするフラックス銅裏当法、フラックスのみを裏当材とするフラックス裏当法、固形フラックスを用いた裏当法など、いずれの方法にも適用することができる。また、裏当フラックスについても、特に限定されるものではなく、従来のフラックスをそのまま適用することが可能である。

以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。本実施例においては、下記表１に示す鋼板及び表２に示すワイヤを使用し、下記表３に示す溶接条件及び図２に示す鋼板（母材１０）の開先形状により、片面サブマージアーク溶接を実施し、実施例及び比較例の各フラックスの性能を評価した。なお、下記表１に示す鋼板組成及び下記表２に示すワイヤ組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。

実施例及び比較例の各フラックスの評価は、溶接作業性（ビード外観、アンダーカットなど）、ＪＩＳ Ｚ３０６０に準拠した超音波探傷（ＵＴ）試験（割れ、スラグ巻き込みなどの有無）及びＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験により行った。なお、シャルピー衝撃試験は、試験温度−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）が５０Ｊ以上のものを合格、５０Ｊ未満のものを不合格とした。これらの評価結果、並びに実施例及び比較例の各フラックス組成を下記表４及び表５に示す。

表４に示すように、本発明の範囲内で作製した実施例１〜３１のフラックスは、溶接作業性、超音波探傷（ＵＴ）試験及び靭性（ｖＥ−２０℃）の全てにおいて、良好であった。

これに対して、表５に示すように、比較例１のフラックスは、フラックス中のＭｇＯの含有量が、本発明範囲の下限未満であったため、アンダーカットが発生した。一方、比較例２のフラックスは、ＭｇＯ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、オーバーラップが発生した。また、比較例３のフラックスは、Ｆｅ含有量が本発明範囲の下限未満であったため、余盛不足が発生した。一方、比較例４のフラックスは、Ｆｅ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、ビード表面に鉄粒が発生した。

比較例５のフラックスは、ＳｉＯ_２含有量が本発明範囲の下限未満であったため、オーバーラップが発生した。一方、比較例６のフラックスは、ＳｉＯ_２含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、アンダーカットが発生した。また、比較例７のフラックスは、Ａｌ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲の下限未満であったため、ビード幅の揃いが不良であった。一方、比較例８のフラックスは、Ａｌ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、ビードが凸型となった。

比較例９のフラックスは、ＴｉＯ_２含有量が本発明範囲の下限未満であったため、スラグ剥離性が劣化した。一方、比較例１０のフラックスは、ＴｉＯ_２含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、ビードの波目が粗くなった。また、比較例１１のフラックスは、ＣａＯ含有量が本発明範囲の下限未満であったため、アンダーカットが発生した。一方、比較例１２のフラックスは、ＣａＯ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、ビードが凸型となった。

比較例１３のフラックスは、ＣＯ_２含有量が本発明範囲の下限未満であったため、溶接金属中の拡散性水素量が高くなり、低温割れが発生した。一方、比較例１４のフラックスは、ＣＯ_２含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、ビード表面にポックマークが発生した。また、比較例１５のフラックスは、ＣａＦ_２含有量が本発明範囲の下限未満であったため、ビード蛇行が発生した。一方、比較例１６のフラックスは、ＣａＦ_２含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、アーク切れが頻発した。

比較例１７のフラックスは、Ｎａ_２Ｏ含有量が本発明範囲の下限未満であったため、ビード蛇行が発生した。一方、比較例１８のフラックスは、Ｎａ_２Ｏ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、低温割れが発生した。また、比較例１９のフラックスは、Ｓｉ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、スラグ焼付きが発生し、靭性が劣化した。更に、比較例２０のフラックスは、Ｍｎ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、スラグ剥離性が劣化した。更にまた、比較例２１のフラックスは、Ｔｉ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、スラグ剥離性が劣化した。

比較例２２のフラックスは、Ｍｏ含有量が本発明範囲の下限未満であったため、靭性が劣化した。一方、比較例２３のフラックスは、Ｍｏ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、溶接金属内に高温割れが発生した。また、比較例２４のフラックスは、Ｂ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲の下限未満であったため、靭性が劣化した。一方、比較例２５のフラックスは、Ｂ_２Ｏ_３含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、溶接金属内に高温割れが発生した。更に、比較例２６のフラックスは、Ａｌ含有量が本発明範囲の下限未満であったため、ビード表面に鉄粒が発生した。一方、比較例２７のフラックスは、Ａｌ含有量が本発明範囲の上限を超えていたため、靭性が劣化した。

なお、前述した実施例及び比較例の各フラックスの評価は、片面サブマージアーク溶接を、銅板の上に裏当フラックスを一定の厚さに散布し、それを鋼板裏面に押し当てて溶接するフラックス銅裏当法で実施したが、銅板を使用せずに裏当フラックスを固化させながら行うフラックス裏当法及び固形フラックスを用いた裏当法においても、ほぼ同様の結果が得られた。また、表４及び表５には３電極溶接の結果を示しているが、その他に１電極、２電極、更には４電極溶接においても、溶接後のフラックスの溶融・凝固過程に違いは無いため、表４及び表５に示す３電極溶接の場合と同様の結果が得られた。

以上の結果から、本発明のフラックスを使用することにより、１電極又は多電極の片面サブマージアーク溶接において、健全な表ビード形状と機械特性が得られることが確認された。

１、１０ 母材
２ 溶接金属
２ａ ビード表面
３ 未溶融のフラックス
４ 溶融・凝固中のフラックス（スラグ）
５ 鉄粉
６ 鉄粉の凝集
７ 凝集鉄粉（鉄粒）

Claims (3)

1. ＳｉＯ_２：１０〜３０質量％、
   ＣａＯ：３〜９質量％、
   ＭｇＯ：１５〜３５質量％、
   ＴｉＯ_２：４〜２０質量％、
   ＣａＦ_２：２〜９質量％、
   Ａｌ_２Ｏ_３：１４〜２０質量％、
   ＣＯ_２：２〜９質量％、
   Ｎａ_２Ｏ：１〜３質量％、
   Ｂ_２Ｏ_３：０．１〜１質量％、
   Ｍｏ：０．２〜１質量％、
   Ａｌ：０．７〜３質量％、
   鉄粉：１０〜３０質量％
   を含有すると共に、
   Ｓｉ：２質量％以下、
   Ｍｎ：１．５質量％以下、
   Ｔｉ：１質量％以下
   に規制した組成を有する片面サブマージアーク溶接用フラックス。
2. Ｓｉ：０．５〜２質量％及び／又はＴｉ：０．３〜１質量％含有することを特徴とする請求項１に記載の片面サブマージアーク溶接用フラックス。
3. Ｍｎを０．５〜１．５質量％含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の片面サブマージアーク溶接用フラックス。

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