JP2017100171A - Submerged arc welding method of duplex stainless steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法に関し、強度及び靭性が優れた溶接金属が得られ、かつ、溶接作業性、特にスラグ剥離性が良好な二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法に関する。 The present invention relates to a submerged arc welding method for duplex stainless steel, and relates to a method for submerged arc welding of duplex stainless steel, in which a weld metal having excellent strength and toughness is obtained and welding workability, in particular, slag peelability is good. .
ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌ、ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、ＵＮＳ Ｓ３１８０３等に代表される二相ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼の特徴をあわせ持ち、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４等）に比べ、高い強度と耐食性を有している。二相ステンレス鋼は、化学成分に含まれるＣｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｗを基にして、耐孔食性指数ＰＲＥ（Ｃｒ％＋３．３Ｍｏ％＋１６Ｎ％）やＰＲＥＷ（Ｃｒ％＋３．３（Ｍｏ％＋０．５Ｗ％）＋１．６Ｎ％）で分類されている。二相ステンレス鋼は、耐食性が要求される化学プラント、化学機器、油井及びガス井等の耐食材料として使用され、また強度も高いことから、鋼構造部材としても用いられている。 The duplex stainless steels represented by SUS329J3L, SUS329J4L, UNS S31803, etc. have the characteristics of austenitic stainless steel and ferritic stainless steel, and have higher strength and corrosion resistance than general austenitic stainless steel (SUS304, etc.). have. The duplex stainless steel is based on Cr, Mo, N, and W contained in the chemical components, and has a pitting corrosion resistance index PRE (Cr% + 3.3 Mo% + 16 N%) or PREW (Cr% + 3.3 (Mo% + 0). .5W%) + 1.6N%). Duplex stainless steel is used as a corrosion-resistant material for chemical plants, chemical equipment, oil wells, gas wells and the like that require corrosion resistance, and is also used as a steel structural member because of its high strength.
このような状況の中、溶接部の機械性能に優れ、かつ、溶接作業性が良好な二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接材料の開発が望まれている。しかし、Ｎを多く含有する二相ステンレス鋼をサブマージアーク溶接した場合、ブローホール等の溶接欠陥が発生するという問題がある。加えて、スラグ剥離性が極度に悪く、ジェットタガネ等によるスラグ除去の工程を追加する必要がある等の問題点があった。 Under such circumstances, development of a submerged arc welding material of duplex stainless steel having excellent mechanical performance of the welded portion and good welding workability is desired. However, when a duplex stainless steel containing a large amount of N is subjected to submerged arc welding, there is a problem that welding defects such as blow holes occur. In addition, the slag peelability is extremely poor, and there is a problem that it is necessary to add a process for removing slag by jet chisel and the like.
これらの問題点を解決する技術として、例えば特許文献１には、溶接材料の鋼中水素含有量とフェライト量との積を所定値以下に抑えこむことにより、比較的低入熱で施工するＴＩＧ溶接用溶接材料が開示されている。しかし、この特許文献１の開示技術によれば、入熱が高いサブマージアーク溶接とは異なる技術であり、サブマージアーク溶接材料には適用できない。 As a technique for solving these problems, for example, Patent Document 1 discloses that TIG is constructed with relatively low heat input by suppressing the product of the hydrogen content in the steel of the welding material and the ferrite content to a predetermined value or less. A welding material for welding is disclosed. However, according to the technique disclosed in Patent Document 1, this technique is different from submerged arc welding with high heat input, and cannot be applied to submerged arc welding materials.
また、特許文献２には、二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接に関し、溶接用フラックス中のＣａＦ2、ＳｉＯ2、ＣａＯ、ＭｇＯの含有量を規制することで溶接金属の機械性能を向上させる技術が開示されている。しかし、特許文献２に記載の溶接用フラックスは、溶融型フラックスに関する技術であり、Ｎの含有量が多い二相ステンレス鋼を適用した場合、十分な溶接作業性、特に、良好なスラグ剥離性が得られないという問題点があった。 Patent Document 2 discloses a technique for improving the mechanical performance of weld metal by regulating the contents of CaF 2 , SiO 2 , CaO, and MgO in the welding flux in relation to submerged arc welding of duplex stainless steel. It is disclosed. However, the welding flux described in Patent Document 2 is a technique related to a melt-type flux, and when a duplex stainless steel with a high N content is applied, sufficient welding workability, in particular, good slag peelability is obtained. There was a problem that it could not be obtained.
そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたもので有り、二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法に関し、強度及び靭性が優れた溶接金属が得られ、かつ、溶接作業性、特にスラグ剥離性が良好な二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。 Therefore, the present invention has been devised in view of the above-described problems, and relates to a submerged arc welding method for duplex stainless steel, and a weld metal having excellent strength and toughness is obtained, and welding workability, particularly An object of the present invention is to provide a submerged arc welding method for duplex stainless steel with good slag peelability.
本発明者らは、上述した課題を解決するために、各種成分組成の溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスを種々試作して詳細に検討した。その結果、溶接用ワイヤ成分及び焼成型フラックスの成分組成を適正化することにより、強度及び靭性に優れた溶接金属が得られ、かつ、溶接作業性、特に優れたスラグ剥離性が得られることを見出して、本発明を完成させた。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have made various prototypes of welding wires and firing fluxes having various component compositions and examined them in detail. As a result, by optimizing the composition of the welding wire component and the firing flux component, a weld metal having excellent strength and toughness can be obtained, and welding workability, particularly excellent slag peelability can be obtained. As a result, the present invention has been completed.
すなわち、本発明の要旨は、溶接用ワイヤと焼成型フラックスとを組み合わせて溶接する二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法において、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの何れか一方または両方に含有するＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮにおける溶接用ワイヤ中の上記各成分元素の含有量を溶接用ワイヤ全質量に対する質量％でＭWとし、焼成型フラックス中の上記各成分元素の含有量を焼成型フラックス全質量に対する質量％でＭFとしたとき、（１）式から求められる換算値Ｍは、Ｓｉ：０．１〜０．９、Ｍｎ：１．０〜２．５、Ｎｉ：８〜１２、Ｃｒ：２１．５〜２５．０、Ｍｏ：２．５〜４．０、Ｎ：０．０８〜０．２５であり、溶接用ワイヤ全質量に対する質量％で、溶接用ワイヤ中に、Ｃ：０．０３％以下で、残部はＦｅ分及び不可避不純物であり、焼成型フラックス全質量に対する質量％で、焼成型フラックス中にＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値：１５〜２５％、ＣａＯ：５〜１０％、Ａｌ2Ｏ3：１７〜２４％、ＭｇＯ：２５〜３３％、Ｎａ化合物及びＫ化合物におけるＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計：０．９〜２．３％、弗素化合物のＦ換算値：３．３〜７．７％、Ｂｉ酸化物のＢｉ換算値：０．００５〜０．０４０％、ＣａＣＯ3：３．５〜６．０％を含有し、残部は鉄合金分のＦｅ分及び不可避不純物であることを特徴とする。Ｍ＝ＭW＋０．６×ＭF・・・・・（１） That is, the gist of the present invention is the submerged arc welding method of duplex stainless steel for welding in combination with a welding wire and a firing type flux, Si contained in either or both of the welding wire and the firing type flux, Mn, firing Ni, Cr, and M W in wt% with respect to the welding wire the total weight content of each component element in the welding wire in the Mo and N, the content of each component element of the sintering mold in the flux when the M F by mass% with respect to the mold flux to the total mass, the converted value M obtained from equation (1), Si: 0.1~0.9, Mn: 1.0~2.5 , Ni: 8~ 12, Cr: 21.5 to 25.0, Mo: 2.5 to 4.0, N: 0.08 to 0.25, in mass% with respect to the total mass of the welding wire, in the welding wire, C: 0.03% or less, Balance being Fe content and inevitable impurities, in mass% with respect to the firing type flux to the total mass, SiO 2 conversion value of Si oxides during firing Flux: 15~25%, CaO: 5~10% , Al 2 O 3 : 17 to 24%, MgO: 25 to 33%, Na 2 O converted value and K 2 O converted value in Na compound and K compound: 0.9 to 2.3%, F converted value of fluorine compound: 3 .3 to 7.7%, Bi-converted value of Bi oxide: 0.005 to 0.040%, CaCO 3 : 3.5 to 6.0%, the balance being Fe content of iron alloy and inevitable It is an impurity. M = M W + 0.6 × M F (1)
また、本発明の要旨は、更に溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの何れか一方または両方に含有するＷの換算値Ｍは、Ｗ：０．０５〜０．４０であることを特徴とする。 The gist of the present invention is further characterized in that the converted value M of W contained in one or both of the welding wire and the firing flux is W: 0.05 to 0.40.
本発明を適用した二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法によれば、強度、靭性が優れた溶接金属が得られ、かつ溶接作業性、特に良好なスラグ剥離性を得ることができるので、溶接能率の向上及び品質の向上を図ることができる。 According to the submerged arc welding method of the duplex stainless steel to which the present invention is applied, a weld metal having excellent strength and toughness can be obtained, and welding workability, particularly good slag peelability can be obtained. Improvement and quality improvement can be achieved.
本発明者らは、上述した課題を解決するために、各種成分組成のステンレス鋼の溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスを試作して詳細に検討した。その結果、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスのＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ及び焼成型フラックス中のＳｉ酸化物、ＭｇＯ、弗素化合物を適性化することにより、溶接金属の強度と靭性が向上することを見出した。また、Ｗを適量添加することで、溶接金属の強度を更に向上できることも見出した。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have made trials of stainless steel welding wires and firing-type fluxes having various component compositions and examined them in detail. As a result, the strength and toughness of the weld metal can be improved by optimizing Si, Mn, Ni, Cr, Mo, N of the welding wire and the firing type flux, and Si oxide, MgO, fluorine compound in the firing type flux. I found it to improve. It was also found that the strength of the weld metal can be further improved by adding an appropriate amount of W.
一方、Ｎは含有量が高くなるにつれ、ブローホールが多発する等の耐溶接欠陥性が劣下するといった問題が生じたので、更なる検討を加えた。その結果、フェライト生成元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉや、オーステナイト生成元素であるＮｉを調整することによって、オーステナイトの晶出を安定化させ、オーステナイト相にＮを固溶させることでスラグ剥離性やブローホール等の耐溶接欠陥性の向上させることができることを見出した。 On the other hand, as the content of N increased, problems such as poor weld defect resistance such as frequent occurrence of blowholes occurred, so further investigation was added. As a result, by adjusting the ferrite-forming elements Cr, Mo, Si and the austenite-generating element Ni, the crystallization of austenite is stabilized, and slag removability is obtained by dissolving N in the austenite phase. It has been found that the resistance to welding defects such as blow holes can be improved.
溶接作業性に関しては、スラグ剥離性は、Ｓｉ酸化物、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ｂｉを適正化することで、高Ｎ含有の二相ステンレス鋼板を用いても、ビード表面にスラグが焼き付かず、スラグ剥離性を向上させることができ、ジェットタガネ等によるスラグ除去工程を省略することができることを見出した。また、アーク安定性は、Ａｌ2Ｏ3、Ｎａ化合物及びＫ化合物、ＣａＣＯ3を適量添加することで良好にでき、ビード外観及びビード形状は、Ｓｉ酸化物、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ｎａ化合物及びＫ化合物、弗素化合物、Ｂｉ酸化物、ＣａＣＯ3を適量添加することで良好にできることを見出した。 Regarding welding workability, slag removability is optimized by using Si oxide, CaO, MgO, Bi, so even if a high-N content duplex stainless steel sheet is used, the slag does not seize on the bead surface. It has been found that the peelability can be improved and the slag removal step by jet chisel can be omitted. Arc stability can be improved by adding appropriate amounts of Al 2 O 3 , Na compound and K compound, and CaCO 3 , and the bead appearance and bead shape are Si oxide, CaO, MgO, Na compound and K compound. The present inventors have found that this can be improved by adding appropriate amounts of fluorine compounds, Bi oxides, and CaCO 3 .
なお、本発明では、溶接用ワイヤと焼成型フラックスの各成分組成の含有量を定義する上で換算値Ｍという概念を用いている。換算値Ｍは、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの何れか一方または両方に含有するＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮにおける溶接用ワイヤ中の各成分元素の含有量を溶接用ワイヤ全質量に対する質量％でＭWとし、焼成型フラックス中の各成分元素の含有量を焼成型フラックス全質量に対する質量％でＭFとしたとき、下記（１）式に基づいて求められる。 In the present invention, the concept of the converted value M is used to define the content of each component composition of the welding wire and the firing flux. The conversion value M is the total mass of the welding wire, the content of each component element in the welding wire in Si, Mn, Ni, Cr, Mo and N contained in one or both of the welding wire and firing type flux. and M W in wt% with respect to, when the M F content of each component element of the sintering mold in the flux in terms of mass% with respect to the firing flux total mass is determined based on the following equation (1).
Ｍ＝ＭW＋０．６×ＭF ・・・（１）
ＭW：溶接用ワイヤ中の各成分元素の含有量（溶接用ワイヤ全質量に対する質量％）
ＭF：焼成型フラックス中の各成分元素の含有量（焼成型フラックス全質量に対する質量％）
M = M W + 0.6 × M F (1)
M W : Content of each component element in the welding wire (mass% with respect to the total mass of the welding wire)
M F : Content of each component element in the calcined flux (mass% with respect to the total mass of the calcined flux)
この換算値Ｍは、溶接用ワイヤ中のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮの各成分の質量％と、焼成型フラックス中の上記各成分の質量％から、溶接金属への歩留に寄与する重み付けを１：０．６として換算した値である。溶接用ワイヤの各成分の質量％と焼成型フラックスの各成分の質量％との重み付きを１：０．６とした理由は、サブマージアーク溶接において、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックから溶接金属中に各成分を添加する場合の成分歩留が溶接用ワイヤに対して焼成型フラックスが約６割であることに基づくものである。 This converted value M is obtained from the mass% of each component of Si, Mn, Ni, Cr, Mo and N in the welding wire and the mass% of each component in the firing type flux to yield to the weld metal. It is the value converted as a weighting to contribute 1: 0.6. The reason why the weighting of the mass% of each component of the welding wire and the mass% of each component of the firing type flux is set to 1: 0.6 is that in the weld metal from the welding wire and the firing type flux in the submerged arc welding. The component yield when each component is added is based on the fact that the firing flux is about 60% of the welding wire.
すなわち、本発明では、サブマージアーク溶接方法に関するものであるので、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスのそれぞれの成分組成を規定するのではなく、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスにおけるＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮの含有量を成分歩留に応じて重み付けしたパラメータである換算値Ｍで規定するものである。 That is, since the present invention relates to a submerged arc welding method, it does not prescribe the respective component compositions of the welding wire and the firing type flux, but Si, Mn, Ni, Cr in the welding wire and the firing type flux. , Mo and N contents are defined by a conversion value M, which is a parameter weighted according to the component yield.
以下、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮにおける換算値Ｍの限定理由について説明する。 Hereinafter, the reasons for limiting the converted value M in Si, Mn, Ni, Cr, Mo, and N will be described.
［Ｓｉの換算値Ｍ：０．１〜０．９］
Ｓｉは、溶接金属の強度の向上を目的に、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの金属シリコン、フェロシリコン及びフェロシリコンマンガン等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＳｉの換算値Ｍが０．１未満では、その効果が得られず、溶接金属の強度が低下する。また、脱酸不足によりビード表面にポックマークが生じるようになる。一方、Ｓｉの換算値Ｍが０．９を超えると、溶接金属の靱性が低下する。したがって、前記（１）式で求められるＳｉの換算値Ｍは０．１〜０．９とする。
[Si conversion value M: 0.1 to 0.9]
For the purpose of improving the strength of the weld metal, Si is added from one or both of the welding wire and the fired flux metal silicon, ferrosilicon, ferrosilicon manganese and the like. If the converted value M of Si obtained by the equation (1) is less than 0.1, the effect cannot be obtained, and the strength of the weld metal is lowered. In addition, a pock mark is generated on the bead surface due to insufficient deoxidation. On the other hand, if the converted value M of Si exceeds 0.9, the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the converted value M of Si obtained by the equation (1) is set to 0.1 to 0.9.
［Ｍｎの換算値Ｍ：１．０〜２．５］
Ｍｎは、溶接金属の脱酸元素及び溶接金属中の低融点硫化物のＳを固定し、ＭｎＳとなって溶接金属の耐割れ性を高めることを目的に、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの金属マンガン、フェロマンガン及びフェロマンガンシリコン等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＭｎの換算値Ｍが１．０未満では、その効果が得られず、溶接金属に割れが発生する。一方、Ｍｎの換算値Ｍが２．５を超えると、Ｍｎ酸化物を多く生成してしまうため、溶接金属の靭性が低下する。したがって、前記（１）式で求められるＭｎの換算値Ｍは１．０〜２．５とする。
[Conversion value M of Mn: 1.0 to 2.5]
Mn fixes the deoxidizing element of the weld metal and S of the low melting point sulfide in the weld metal, and becomes MnS to improve the crack resistance of the weld metal and the metal of the welding wire and the firing flux One or both of manganese, ferromanganese and ferromanganese silicon are added. If the conversion value M of Mn calculated | required by the said (1) formula is less than 1.0, the effect will not be acquired but a crack will generate | occur | produce in a weld metal. On the other hand, if the converted value M of Mn exceeds 2.5, a large amount of Mn oxide is generated, so that the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the conversion value M of Mn calculated | required by said (1) Formula shall be 1.0-2.5.
［Ｎｉの換算値Ｍ：８〜１２］
Ｎｉは、オーステナイト相を安定化させて溶接金属の靭性の改善や強度を調整することを目的に、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの金属ニッケル及びフェロニッケル等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＮｉの換算値Ｍが８未満では、オーステナイトの晶出量が減少して溶接金属の靭性が低化する。一方、Ｎｉの換算値Ｍが１２を超えると、オーステナイトの晶出量が増加して、フェライトの形態が変化し、溶接金属の強度が低下する。したがって、前記（１）式で求められるＮｉの換算値Ｍは８〜１２とする。
[Ni conversion value M: 8 to 12]
Ni is added from one or both of the welding wire and the sintered type metal nickel and ferronickel for the purpose of stabilizing the austenite phase and adjusting the toughness of the weld metal and adjusting the strength. When the converted value M of Ni obtained by the formula (1) is less than 8, the austenite crystallization amount is reduced and the toughness of the weld metal is lowered. On the other hand, when the converted value M of Ni exceeds 12, the amount of crystallization of austenite increases, the form of ferrite changes, and the strength of the weld metal decreases. Therefore, the conversion value M of Ni calculated | required by said (1) Formula shall be 8-12.
［Ｃｒの換算値Ｍ：２１．５〜２５．０］
Ｃｒは、フェライト相を安定化させる元素であり、溶接金属の強度の向上や耐割れ性の改善を目的に、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの金属クロム、フェロクロム及び窒化Ｃｒ等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＣｒの換算値Ｍが２１．５未満では、フェライトの晶出量が減少してオーステナイト量が多くなり、溶接金属の強度が低下する。一方、Ｃｒの換算値Ｍが２５．０を超えると、液相線温度の上昇に伴って固液共存領域の幅が増加し、割れ感受性が増加して溶接金属に割れが発生する。したがって、前記（１）式で求められるＣｒの換算値Ｍは２１．５〜２５．０とする。
[Cr conversion value M: 21.5 to 25.0]
Cr is an element that stabilizes the ferrite phase. For the purpose of improving the strength and cracking resistance of the weld metal, Cr is used from one or both of the welding wire and the fired flux metal chromium, ferrochrome, Cr nitride, and the like. Added. When the converted value M of Cr obtained by the above equation (1) is less than 21.5, the amount of ferrite crystallized decreases, the amount of austenite increases, and the strength of the weld metal decreases. On the other hand, if the converted value M of Cr exceeds 25.0, the width of the solid-liquid coexistence region increases as the liquidus temperature rises, crack sensitivity increases, and cracks occur in the weld metal. Therefore, the converted value M of Cr obtained by the equation (1) is set to 21.5 to 25.0.
［Ｍｏの換算値Ｍ：２．５〜４．０］
Ｍｏは、オーステナイト相中に固溶され、溶接金属の強度の向上を目的に、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの金属モリブデン及びフェロモリブデン等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＭｏの換算値Ｍが２．５未満では、固溶強化の効果は得られず、溶接金属の強度が低下する。一方、Ｍｏの換算値Ｍが４．０を超えると、フェライト中に極めて硬く脆いσ相が析出されるため、溶接金属の靭性が低下する。したがって、前記（１）式で求められるＭｏの換算値Ｍは２．５〜４．０とする。
[Mo conversion value M: 2.5 to 4.0]
Mo is dissolved in the austenite phase and is added from one or both of the welding wire and the metal molybdenum and ferromolybdenum of the firing type flux for the purpose of improving the strength of the weld metal. If the conversion value M of Mo calculated | required by said (1) formula is less than 2.5, the effect of a solid solution strengthening will not be acquired but the intensity | strength of a weld metal will fall. On the other hand, if the converted value M of Mo exceeds 4.0, an extremely hard and brittle σ phase is precipitated in the ferrite, so that the toughness of the weld metal is lowered. Therefore, the conversion value M of Mo calculated | required by the said (1) formula shall be 2.5-4.0.
［Ｎの換算値Ｍ：０．０８〜０．２５］
Ｎは、オーステナイト中に固溶され溶接金属の強度を向上させることを目的に、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの窒化クロム及び窒化マンガン等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＮの換算値Ｍが０．０８未満では、その効果は得られず、溶接金属の強度が低下する。一方、Ｎの換算値Ｍが０．２５を超えると、ブローホールが多発するとともに、溶接金属の靭性が低下する。したがって、前記（１）式で求められるＮの換算値Ｍは０．０８〜０．２５とする。
[Conversion value M of N: 0.08 to 0.25]
N is added from one or both of the welding wire and the sintered flux of chromium nitride and manganese nitride for the purpose of improving the strength of the weld metal by being dissolved in austenite. If the conversion value M of N calculated | required by the said (1) formula is less than 0.08, the effect will not be acquired but the intensity | strength of a weld metal will fall. On the other hand, if the converted value M of N exceeds 0.25, blowholes occur frequently and the toughness of the weld metal decreases. Therefore, the conversion value M of N calculated | required by the said (1) formula shall be 0.08-0.25.
以下、溶接用ワイヤの成分組成の限定理由について説明する。溶接用ワイヤの各成分組成の含有量は、溶接用ワイヤ全質量に対する質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と記載して表すこととする。 Hereinafter, the reasons for limiting the component composition of the welding wire will be described. The content of each component composition of the welding wire is expressed by mass% with respect to the total mass of the welding wire, and when expressing the mass%, it is simply expressed as%.
［溶接用ワイヤ中のＣ：０．０３％以下］
Ｃは、溶接金属の強度を向上させる効果があるが、その含有量が０．０３％を超えるとＣｒ炭化物を形成して溶接金属の靭性を著しく低下させるので、溶接用ワイヤ中のＣは０．０３％以下とする。
[C in welding wire: 0.03% or less]
C has an effect of improving the strength of the weld metal. However, if its content exceeds 0.03%, Cr carbide is formed and the toughness of the weld metal is remarkably lowered, so C in the welding wire is 0. 0.03% or less.
残部は、Ｆｅ分及び不可避不純物である。Ｆｅ分は、ステンレス鋼外皮のＦｅ分、フラックスの鉄粉、鉄合金（フェロシリコン、フェロマンガン、フェロシリコンマンガン等のフェロアロイ）粉などからのＦｅ分である。不可避不純物は、Ｐ、Ｓ等の不可避に混入される不純物をいい、０％であることが望ましいが、０％にすることは生産コストが高くなるという問題もあるために難しい。 The balance is Fe and inevitable impurities. The Fe content is the Fe content from the stainless steel outer shell, flux iron powder, iron alloy (ferroalloys such as ferrosilicon, ferromanganese, and ferrosilicon manganese) powder. Inevitable impurities refer to impurities inevitably mixed in such as P and S, and are desirably 0%, but it is difficult to achieve 0% because there is a problem that the production cost increases.
特に、この不可避不純物であるＰ、Ｓは、耐割れ性の観点から、溶接用ワイヤ全質量に対する質量％でＰ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下であることが好ましい。 In particular, P and S, which are inevitable impurities, are preferably P: 0.04% or less and S: 0.02% or less in terms of mass% with respect to the total mass of the welding wire, from the viewpoint of crack resistance.
以下、焼成型フラックスの成分組成の限定理由について説明する。焼成型フラックス中の各成分組成の含有量は、焼成型フラックス全質量に対する質量％で表すこととし、その質量％を表すときには単に％と記載して表すこととする。 Hereinafter, the reason for limiting the component composition of the firing flux will be described. The content of each component composition in the calcination type flux is expressed by mass% with respect to the total mass of the calcination type flux, and when expressing the mass%, it is simply expressed as%.
［焼成型フラックス中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値：１５〜２５％］
珪砂、ジルコンサンド、珪灰石、水ガラス（珪酸ソーダ、珪酸カリウム）等を原料とするＳｉ酸化物は、スラグの粘性を調整し、良好なビード外観及びビード形状を得るために重要な成分であるが、過剰に添加すると、溶接金属中の酸素量が増加して溶接金属の靭性が低化する。Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値が１５％未満では、ビード止端部のなじみが悪くなり、スラグ剥離性が劣化し、ビード外観及びビード形状が不良となる。一方、Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値が２５％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加して靭性が低下する。したがって、焼成型フラックス中のＳｉ酸化物のＳｉＯ2換算値は１５〜２５％とする。
[Si 2 converted value of Si oxide in calcined flux: 15 to 25%]
Si oxides made from silica sand, zircon sand, wollastonite, water glass (sodium silicate, potassium silicate), etc. are important components for adjusting the viscosity of slag and obtaining a good bead appearance and bead shape. However, when it adds excessively, the oxygen amount in a weld metal will increase and the toughness of a weld metal will fall. When the SiO 2 conversion value of the Si oxide is less than 15%, the conformity of the bead toe portion is deteriorated, the slag peelability is deteriorated, and the bead appearance and the bead shape are poor. On the other hand, if the SiO 2 equivalent value of the Si oxide exceeds 25%, the amount of oxygen in the weld metal increases and the toughness decreases. Therefore, the SiO 2 equivalent value of the Si oxide in the calcined flux is 15 to 25%.
［焼成型フラックス中のＣａＯ：５〜１０％］
珪灰石、珪酸カルシウム等を原料とするＣａＯは、スラグ流動性を調整するために重要な成分である。ＣａＯが５％未満では、ビード止端部のなじみが悪く、ビード外観及びビード形状が不良となる。一方、ＣａＯが１０％を超えると、スラグ流動性が悪くなるので、ビード形状の平滑さが不均一となり、スラグ剥離性が不良になる。したがって、焼成型フラックス中のＣａＯは５〜１０％とする。
[CaO in calcined flux: 5 to 10%]
CaO using wollastonite, calcium silicate, etc. as a raw material is an important component for adjusting slag fluidity. If CaO is less than 5%, the fit of the bead toes is poor, and the bead appearance and bead shape are poor. On the other hand, if CaO exceeds 10%, the slag fluidity deteriorates, so that the bead-shaped smoothness becomes uneven and the slag peelability becomes poor. Therefore, the CaO in the fired flux is 5 to 10%.
［焼成型フラックス中のＡｌ2Ｏ3：１７〜２４％］
アルミナを主原料とするＡｌ2Ｏ3は、ビードのなじみ性を改善するとともに、良好なスラグ剥離性及びビード外観を得るために重要な成分である。またＡｌ2Ｏ3は、アーク安定性を良好にする効果もある。Ａｌ2Ｏ3が１７％未満では、その効果が得られず、アーク状態が不安定になり、スラグ剥離性およびビード外観が不良になる。一方、Ａｌ2Ｏ3が２４％を超えると、ビード形状が不均一となり、スラグ剥離性も不良になる。したがって、焼成型フラックス中のＡｌ2Ｏ3は１７〜２４％とする。
[Al 2 O 3 in calcined flux: 17-24%]
Al 2 O 3 containing alumina as a main raw material is an important component for improving the conformability of beads and obtaining good slag peelability and bead appearance. Al 2 O 3 also has an effect of improving the arc stability. If Al 2 O 3 is less than 17%, the effect cannot be obtained, the arc state becomes unstable, and the slag peelability and the bead appearance become poor. On the other hand, if Al 2 O 3 exceeds 24%, the bead shape becomes non-uniform and the slag peelability becomes poor. Therefore, Al 2 O 3 in the fired flux is 17 to 24%.
［焼成型フラックス中のＭｇＯ：２５〜３３％］
マグネシアクリンカーを主成分とするＭｇＯは、スラグの塩基度を向上させるとともに、スラグ流動性を調整する効果がある。ＭｇＯが２５％未満では、ビード止端部のなじみが悪く、ビード外観及びビード形状が不良となる。また、フラックスの塩基度が低くなり、溶接金属中の酸素量が増加して靭性が低下する。一方、ＭｇＯが３３％を超えると、ビード形状が不均一になるため、スラグ剥離性及びビード外観が不良となる。したがって、焼成型フラックス中のＭｇＯは２５〜３３％とする。
[MgO in calcined flux: 25 to 33%]
MgO mainly composed of magnesia clinker has the effect of improving the basicity of slag and adjusting the slag fluidity. If MgO is less than 25%, the fit of the bead toes is poor, and the bead appearance and bead shape are poor. Further, the basicity of the flux is lowered, the amount of oxygen in the weld metal is increased, and the toughness is lowered. On the other hand, if MgO exceeds 33%, the bead shape becomes non-uniform, resulting in poor slag peelability and bead appearance. Therefore, MgO in the fired flux is set to 25 to 33%.
［焼成型フラックス中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計：０．９〜２．３％］
Ｎａ及びＫは、カリ長石または珪酸ソーダや珪酸カリからなる水ガラスの固質成分、弗化ソーダや珪酸化カリ等の弗素化合物より添加され、平滑なビード形状にする効果がある。Ｎａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が０．９％未満では、アークが不安定となり、ビード形状が不均一となる。一方、Ｎａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が２．３％を超えると、ビード表面の光沢が失われ、ビード外観及びスラグ剥離性が不良となる。したがって、焼成型フラックス中のＮａ化合物及びＫ化合物のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計は０．９〜２．３％とする。
[Total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value of Na compound and K compound in calcined flux: 0.9 to 2.3%]
Na and K are added from a solid component of water glass made of potassium feldspar, sodium silicate or potassium silicate, or a fluorine compound such as sodium fluoride or potassium silicate, and has an effect of forming a smooth bead shape. When the total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value of Na compound and K compound is less than 0.9%, the arc becomes unstable and the bead shape becomes non-uniform. On the other hand, when the total of the Na 2 O converted value and the K 2 O converted value exceeds 2.3%, the gloss of the bead surface is lost, and the bead appearance and the slag peelability become poor. Therefore, the total of Na 2 O equivalent value and K 2 O equivalent value of Na compound and K compound in the calcined flux is set to 0.9 to 2.3%.
［焼成型フラックス中の弗素化合物のＦ換算値：３．３〜７．７％］
金属弗化物は、溶接金属の靭性改善に効果があるが、融点が低いために過剰に添加すると、ビードの平滑性が損なわれる。弗素化合物のＦ換算値が３．３％未満では、靭性改善の効果が得られず、溶接金属の靭性が低下する。一方、弗素化合物のＦ換算値が７．７％を超えると、ビード外観が不良となる。したがって、焼成型フラックス中の弗素化合物のＦ換算値は３．３〜７．７％とする。なお、弗素化合物としては、ＣａＦ2、ＢａＦ2、ＮａＦ、ＬｉＦ、ＭｇＦ2、Ｋ2ＳｉＦ6、Ｎａ3ＡｌＦ6、ＡｌＦ3等が含まれる。
[F conversion value of fluorine compound in calcined flux: 3.3 to 7.7%]
Metal fluoride is effective in improving the toughness of the weld metal, but since the melting point is low, if it is added excessively, the smoothness of the bead is impaired. If the F-converted value of the fluorine compound is less than 3.3%, the effect of improving toughness cannot be obtained, and the toughness of the weld metal decreases. On the other hand, if the F-converted value of the fluorine compound exceeds 7.7%, the bead appearance becomes poor. Therefore, the F-converted value of the fluorine compound in the calcined flux is 3.3 to 7.7%. The fluorine compound includes CaF 2 , BaF 2 , NaF, LiF, MgF 2 , K 2 SiF 6 , Na 3 AlF 6 , AlF 3 and the like.
［焼成型フラックス中のＢｉ酸化物のＢｉ換算値：０．００５〜０．０４０％］
Ｂｉは、酸化Ｂｉ等により添加され、スラグ剥離性を向上させ、ビード表面に光沢を出し、ビード外観を良好にする作用を有する。Ｂｉ酸化物のＢｉ換算値が０．００５％未満では、その効果が得られず、スラグ剥離性およびビード外観が不良になる。一方、Ｂｉ酸化物のＢｉ換算値が０．０４０％を超えると、ビード外観及びビード形状が不良となる。したがって、焼成型フラックス中のＢｉ酸化物のＢｉ換算値は０．００５〜０．０４０％とする。
[Bi converted value of Bi oxide in calcined flux: 0.005 to 0.040%]
Bi is added by oxidized Bi or the like, and has an action of improving slag removability, giving a gloss to the bead surface, and improving the bead appearance. If the Bi-converted value of Bi oxide is less than 0.005%, the effect cannot be obtained, and the slag peelability and bead appearance become poor. On the other hand, if the Bi-converted value of Bi oxide exceeds 0.040%, the bead appearance and the bead shape become poor. Therefore, the Bi equivalent value of Bi oxide in the calcined flux is set to 0.005 to 0.040%.
［焼成型フラックス中のＣａＣＯ3：３．５〜６．０％］
ＣａＣＯ3（炭酸カルシウム）は、アークを安定にするとともに、溶接金属の靭性向上に重要な元素であり、溶接中にＣａＣＯ3が分解してＣＯまたはＣＯ2ガスとなり、アークを安定にするとともに、アーク雰囲気中の窒素分圧を下げて溶接金属の窒素量を低減して靭性を改善する効果がある。ＣａＣＯ3が３．５％未満では、アークが不安定となり、ビード形状及びビード外観が不良となり、また溶接金属の靭性が低下する。一方、ＣａＣＯ3が６．０％を超えると、ＣＯまたはＣＯ2ガスが過剰に発生してビード表面にポックマークが生じる。したがって、焼成型フラックス中のＣａＣＯ3は３．５〜６．０％とする。
[CaCO 3 in calcined flux: 3.5-6.0%]
CaCO 3 (calcium carbonate) is an element that is important for stabilizing the arc and improving the toughness of the weld metal. During the welding, CaCO 3 decomposes into CO or CO 2 gas to stabilize the arc, It has the effect of reducing the nitrogen partial pressure in the arc atmosphere and reducing the nitrogen content of the weld metal to improve toughness. If CaCO 3 is less than 3.5%, the arc becomes unstable, the bead shape and the bead appearance are poor, and the toughness of the weld metal is lowered. On the other hand, if CaCO 3 exceeds 6.0%, CO or CO 2 gas is excessively generated and a pock mark is generated on the bead surface. Therefore, CaCO 3 in the calcined flux is set to 3.5 to 6.0%.
また焼成型フラックスにおいて、残部は鉄合金分のＦｅ分及び不可避不純物である。Ｆｅ分は、ステンレス鋼外皮のＦｅ分、フラックスの鉄粉、鉄合金（フェロシリコン、フェロマンガン、フェロシリコンマンガン等のフェロアロイ）粉などからのＦｅ分である。不可避不純物は、Ｐ、Ｓ等の不可避に混入される不純物をいい、０％であることが望ましいが、０％にすることは生産コストが高くなるという問題もあるために難しい。 In the calcined flux, the balance is Fe content of iron alloy and inevitable impurities. The Fe content is the Fe content from the stainless steel outer shell, flux iron powder, iron alloy (ferroalloys such as ferrosilicon, ferromanganese, and ferrosilicon manganese) powder. Inevitable impurities refer to impurities inevitably mixed in such as P and S, and are desirably 0%, but it is difficult to achieve 0% because there is a problem that the production cost increases.
以下、溶接金属の更なる強度向上のため、Ｗの添加理由及び換算値Ｍの限定理由について説明する。 Hereinafter, the reason for the addition of W and the reason for limiting the converted value M will be described in order to further improve the strength of the weld metal.
［Ｗの換算値Ｍ：０．０５〜０．４０］
Ｗは、溶接金属の強度を更に向上させる効果を持ち、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮの添加量を増やすことなく、更なる溶接金属の強度の向上が可能であり、溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスのフェロタングステン等の一方または両方から添加する。前記（１）式で求められるＷの換算値Ｍが０．０５未満では、さらなる溶接金属の強度向上効果が得られない。一方、Ｗの換算値Ｍが０．４０を超えると、ラーベス相の析出が生じやすくなり、溶接金属の靭性が低下する。したがって、前記（１）式で求められるＷの換算値Ｍは０．０５〜０．４０とする。
[Conversion value M of W: 0.05 to 0.40]
W has the effect of further improving the strength of the weld metal and can further improve the strength of the weld metal without increasing the amount of addition of Si, Cr, Mo and N. From one or both of ferrotungsten or the like. If the conversion value M of W calculated | required by said Formula (1) is less than 0.05, the further strength improvement effect of a weld metal will not be acquired. On the other hand, when the converted value M of W exceeds 0.40, the Laves phase is likely to be precipitated, and the toughness of the weld metal is lowered. Therefore, the conversion value M of W calculated | required by said Formula (1) shall be 0.05-0.40.
以下、本発明を適用した二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法の実施例について詳細に説明する。 Embodiments of the submerged arc welding method for duplex stainless steel to which the present invention is applied will be described in detail below.
各種試作した溶接用ワイヤの成分組成を表１に、焼成型フラックスの成分組成を表２に示す。 Table 1 shows the component composition of various types of experimentally produced welding wires, and Table 2 shows the component composition of the firing flux.
表１の溶接用ワイヤと表２の焼成型フラックスとを組合せ、表３に示す化学成分からなる板厚２５ｍｍの二相ステンレス鋼板を用い、ＪＩＳ Ｚ ３１１１に準じ、開先角度３０°、ルート間隔１３ｍｍに開先加工した試験体に、溶接電流５００Ａ、アーク電圧３３Ｖ、溶接速度４０ｃｍ／分、予熱なしで、パス間温度１５０℃以下の溶接条件で溶着金属試験を実施した。また溶接用ワイヤと焼成型フラックスの組み合わせ、並びにＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮにおける換算値Ｍは表４に示す。 A welding wire of Table 1 and a firing type flux of Table 2 are combined, and a duplex stainless steel plate having a thickness of 25 mm made of the chemical components shown in Table 3 is used. In accordance with JIS Z 3111, a groove angle is 30 ° and a route interval. A weld metal test was carried out on a test piece that was grooved to 13 mm under a welding condition of a welding current of 500 A, an arc voltage of 33 V, a welding speed of 40 cm / min, and a pre-heating temperature of 150 ° C. or less. Table 4 shows combinations of welding wires and firing-type fluxes, and conversion values M in Si, Mn, Ni, Cr, Mo, and N.
溶接作業性の評価は、溶着金属試験時に、アーク安定性、スラグ剥離性、ビード外観、ビード形状及びポックマークの有無について評価した。 Welding workability was evaluated for arc stability, slag peelability, bead appearance, bead shape, and presence / absence of pock marks during the weld metal test.
溶接割れ及びブローホールの評価は、溶着金属試験後の溶接試験体に、ＪＩＳ Ｚ ３１０６に準じてＸ線透過試験を実施し、割れ及びブローホールの有無を調査した。 For the evaluation of weld cracks and blowholes, an X-ray transmission test was performed on the weld specimen after the weld metal test in accordance with JIS Z 3106 to investigate the presence or absence of cracks and blowholes.
溶着金属試験の評価は、溶着金属の厚板方向の中心部からＪＩＳ Ｚ ３１１１に準じた引張試験片及びＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じた衝撃試験片を採取し、引張試験及び衝撃試験を実施した。引張強さの評価は、常温にて６９０ＭＰａ以上を良好とした。靭性の評価は、試験温度−２０℃で測定した吸収エネルギーの３本の平均値が６０Ｊ以上を良好とした。 In the evaluation of the weld metal test, a tensile test piece according to JIS Z 3111 and an impact test piece according to JIS Z 2242 were collected from the center of the weld metal in the direction of the thick plate, and a tensile test and an impact test were performed. The tensile strength was evaluated as good at 690 MPa or more at room temperature. In the evaluation of toughness, the average value of three absorbed energies measured at a test temperature of −20 ° C. was 60 J or more.
なお、表１に示す溶接用ワイヤは、原線の素線を縮径、焼鈍して素線とし、それら素線を４．０ｍｍ径まで伸線したものを使用した。 In addition, the wire for welding shown in Table 1 used the strand of the original wire which was reduced in diameter and annealed to form a strand, and the strand was drawn to a diameter of 4.0 mm.
また、表２に示す焼成型フラックスは、水ガラスを固着剤として造粒した後、焼成温度４５０〜５５０℃で焼成し、粒度構成が３００μｍ〜１．４ｍｍとなるものを使用した。上述した各試験結果を表４にまとめて示す。 The calcined flux shown in Table 2 was granulated with water glass as a fixing agent, and then calcined at a calcining temperature of 450 to 550 ° C., so that the particle size composition was 300 μm to 1.4 mm. The test results described above are summarized in Table 4.
本発明例である試験Ｎｏ．ＴＰ１〜ＴＰ１０は、（１）式で求められる換算値ＭのＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｗ及び焼成型フラックスＢＦ−１〜ＢＦ−１０のＳｉＯ2換算値、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｎａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計、Ｆ換算値、Ｂｉ換算値が本発明において規定した範囲内にあるので、Ｘ線透過試験においてブローホールや割れは無く、溶着金属の引張強さ及び吸収エネルギーも良好であった。また、アーク安定性が良好で、ビード表面にポックマークの発生がなく、ビード形状、ビード外観、スラグ剥離性も良好であった。 Test No. which is an example of the present invention. TP1 to TP10 are Si, Mn, Ni, Cr, Mo, N, W of the conversion value M obtained by the formula (1), and SiO 2 conversion values of the calcined fluxes BF-1 to BF-10, CaO, Al 2. Since the total of O 3 , MgO, Na 2 O converted value and K 2 O converted value, F converted value, Bi converted value are within the range defined in the present invention, there is no blowhole or crack in the X-ray transmission test, The tensile strength and absorbed energy of the weld metal were also good. Further, the arc stability was good, no pock mark was generated on the bead surface, and the bead shape, bead appearance, and slag peelability were also good.
なお、試験Ｎｏ．ＴＰ４、ＴＰ６、ＴＰ９、ＴＰ１０は、Ｗが本発明において規定した範囲内に亘り添加されているので、引張強さが７９０ＭＰａ以上で極めて良好であった。 In addition, Test No. TP4, TP6, TP9, and TP10 were very good with a tensile strength of 790 MPa or more because W was added over the range specified in the present invention.
比較中試験Ｎｏ．ＴＰ１１は、（１）式で求められるＳｉの換算値Ｍが少ないので、ビード表面にポップマークが発生した。また、溶着金属の引張強さが低かった。さらに、焼成型フラックスＢＦ１１のＡｌ2Ｏ3が少ないので、アークが不安定で、ビード外観及びスラグ剥離性が不良であった。 Test No. during comparison In TP11, since the converted value M of Si obtained by the equation (1) is small, pop marks are generated on the bead surface. Moreover, the tensile strength of the weld metal was low. Furthermore, since less is Al 2 O 3 of sintered type flux BF11, arc was unstable, bead appearance and slag removability was poor.
試験Ｎｏ．ＴＰ１２は、Ｓｉの換算値Ｍが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ１２のＢｉ換算値が多いので、ビード外観及びビード形状が不良であった。 Test No. Since TP12 has a large Si conversion value M, the absorbed energy of the deposited metal was low. Moreover, since there were many Bi conversion values of calcination type flux BF12, the bead appearance and bead shape were unsatisfactory.
試験Ｎｏ．ＴＰ１３は、Ｍｎの換算値Ｍが少ないので、割れが発生した。また、溶接用ワイヤＷ１０のＣが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。さらに、焼成型フラックスＢＦ１３のＳｉＯ2換算値が少ないので、ビード止端部のなじみが悪く、スラグ剥離性、ビード外観及びビード形状が不良であった。 Test No. Since TP13 has a small converted value M of Mn, cracking occurred. Moreover, since there is much C of welding wire W10, the absorbed energy of the deposit metal was low. Furthermore, since less SiO 2 conversion value of the firing-type flux BF13 are familiar bead toe portion is poor, slag removability, a bead appearance and bead shape was poor.
試験Ｎｏ．ＴＰ１４は、Ｍｎの換算値Ｍが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ１４のＭｇＯが多いので、ビード止端部のなじみが悪く、スラグ剥離性、ビード外観及びビード形状が不良であった。 Test No. Since TP14 has a large converted value M of Mn, the absorbed energy of the deposited metal was low. Moreover, since there was much MgO of baking type | mold flux BF14, the familiarity of the bead toe part was bad, and slag peelability, bead appearance, and bead shape were bad.
試験Ｎｏ．ＴＰ１５は、Ｎｉの換算値Ｍが少ないので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ１５のＣａＯが多いので、ビード形状が不均一で、スラグ剥離性が不良であった。 Test No. Since TP15 has a small Ni conversion value M, the absorbed energy of the deposited metal was low. Moreover, since there was much CaO of baking type | mold flux BF15, the bead shape was non-uniform | heterogenous and slag peelability was unsatisfactory.
試験Ｎｏ．ＴＰ１６は、Ｎｉの換算値Ｍが多いので、溶着金属の引張強さが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ１６のＦ換算値が少ないので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。 Test No. Since TP16 has a large converted value M of Ni, the tensile strength of the deposited metal was low. Further, since the F-converted value of the calcined flux BF16 is small, the absorbed energy of the weld metal was low.
試験Ｎｏ．ＴＰ１７は、Ｃｒの換算値Ｍが少ないので、溶着金属の引張強さが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ１７のＣａＯが低いので、ビードのなじみが悪く、ビード外観及びビード形状が不良であった。 Test No. Since TP17 has a small Cr converted value M, the tensile strength of the deposited metal was low. Moreover, since CaO of calcination type | mold flux BF17 was low, the familiarity of the bead was bad and the bead appearance and the bead shape were bad.
試験Ｎｏ．ＴＰ１８は、Ｃｒの換算値Ｍが多いので、割れが発生した。また、焼成型フラックスＢＦ１８のＦ換算値が多いので、ビード外観が不良であった。 Test No. Since TP18 has a large converted value M of Cr, cracking occurred. Moreover, since there were many F conversion values of calcination type | mold flux BF18, the bead appearance was unsatisfactory.
試験Ｎｏ．ＴＰ１９は、Ｍｏの換算値Ｍが少ないので、溶着金属の引張強さが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ１９のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が少ないので、アークが不安定で、ビード形状が不良であった。 Test No. Since TP19 has a small Mo conversion value M, the tensile strength of the deposited metal was low. Further, since the sum is small in terms of Na 2 O values and K 2 O conversion value of firing Flux BF19, arc was unstable, bead shape was poor.
試験Ｎｏ．ＴＰ２０は、Ｍｏの換算値Ｍが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ２０のＢｉ換算値が少ないので、スラグ剥離性及びビード外観が不良であった。 Test No. Since TP20 has a large converted value M of Mo, the absorbed energy of the deposited metal was low. Moreover, since there were few Bi conversion values of calcination type | mold flux BF20, slag peelability and bead appearance were unsatisfactory.
試験Ｎｏ．ＴＰ２１は、Ｎの換算値Ｍが少ないので、溶接金属の引張強さが低かった。また、焼成型フラックスＢＦ２１のＭｇＯが少ないので、ビード形状及びビード外観が不良で、溶着金属の吸収エネルギーも不良であった。 Test No. In TP21, since the converted value M of N is small, the tensile strength of the weld metal was low. Further, since the MgO of the calcined flux BF21 is small, the bead shape and the bead appearance are poor, and the absorbed energy of the weld metal is also poor.
試験Ｎｏ．ＴＰ２２は、Ｎの換算値Ｍが多いので、溶着金属部の吸収エネルギーが低く、またブローホールが発生した。さらに、焼成型フラックスＢＦ２２のＡｌ2Ｏ3が多いので、ビード形状が不均一で、スラグ剥離性が不良であった。 Test No. Since TP22 has a large converted value M of N, the absorbed energy of the weld metal portion is low, and blow holes are generated. Furthermore, since often fired type Al 2 O 3 flux BF22, bead shape uneven, the slag removability was poor.
試験Ｎｏ．ＴＰ２３は、焼成型フラックスＢＦ２３のＳｉＯ2換算値が多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。また、ＣａＣＯ3が多いので、ビード表面にポックマークが発生した。 Test No. Since TP23 has a large SiO 2 conversion value of the calcined flux BF23, the absorbed energy of the deposited metal was low. In addition, since the CaCO 3 is large, pock mark occurs on the bead surface.
試験Ｎｏ．ＴＰ２４は、焼成型フラックスＢＦ２４のＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計が多いので、スラグ剥離性及びビード外観が不良であった。また、Ｗの換算値Ｍが多いので、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。 Test No. TP24, since the sum is large in terms of Na 2 O values and K 2 O conversion value of firing type flux BF24, slag removability and bead appearance was poor. Moreover, since the conversion value M of W was large, the absorbed energy of the weld metal was low.
試験Ｎｏ．ＴＰ２５は、Ｃｒの換算値Ｍが少ないので、溶着金属の引張強さが低かった。また、Ｗが添加されているが、Ｗの換算値Ｍが少ないので、十分な溶着金属の引張強さは得られなかった。 Test No. Since TP25 has a small Cr converted value M, the tensile strength of the deposited metal was low. Further, although W is added, since the converted value M of W is small, sufficient tensile strength of the weld metal cannot be obtained.
試験Ｎｏ．ＴＰ２６は、焼成型フラックスＢＦ２６のＣａＣＯ3が少ないので、アークが不安定で、ビード外観及びビード形状が不良であった。また、溶着金属の吸収エネルギーが低かった。 Test No. Since TP26 has a small amount of CaCO 3 in the calcined flux BF26, the arc is unstable and the bead appearance and bead shape are poor. Also, the absorbed energy of the weld metal was low.
Claims (2)
溶接用ワイヤ及び焼成型フラックスの何れか一方または両方に含有するＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮにおける溶接用ワイヤ中の上記各成分元素の含有量を溶接用ワイヤ全質量に対する質量％でＭWとし、焼成型フラックス中の上記各成分元素の含有量を焼成型フラックス全質量に対する質量％でＭFとしたとき、（１）式から求められる換算値Ｍは、
Ｓｉ：０．１〜０．９、
Ｍｎ：１．０〜２．５、
Ｎｉ：８〜１２、
Ｃｒ：２１．５〜２５．０、
Ｍｏ：２．５〜４．０、
Ｎ：０．０８〜０．２５であり、
溶接用ワイヤ全質量に対する質量％で、溶接用ワイヤ中に、
Ｃ：０．０３％以下で、残部はＦｅ分及び不可避不純物であり、
焼成型フラックス全質量に対する質量％で、焼成型フラックス中に
Ｓｉ酸化物のＳｉＯ2換算値：１５〜２５％、
ＣａＯ：５〜１０％、
Ａｌ2Ｏ3：１７〜２４％、
ＭｇＯ：２５〜３３％、
Ｎａ化合物及びＫ化合物におけるＮａ2Ｏ換算値及びＫ2Ｏ換算値の合計：０．９〜２．３％、
弗素化合物のＦ換算値：３．３〜７．７％、
Ｂｉ酸化物のＢｉ換算値：０．００５〜０．０４０％、
ＣａＣＯ3：３．５〜６．０％を含有し、残部は鉄合金分のＦｅ分及び不可避不純物であることを特徴とする二相ステンレス鋼のサブマージアーク溶接方法。
Ｍ＝ＭW＋０．６×ＭF・・・・・（１） In the submerged arc welding method of duplex stainless steel that welds by combining a welding wire and a firing type flux,
The content of each component element in the welding wire in Si, Mn, Ni, Cr, Mo and N contained in one or both of the welding wire and the firing type flux is expressed in mass% with respect to the total mass of the welding wire. and M W, when the M F the contents of the above component elements of the cermet type flux by mass% with respect to the firing type flux to the total mass, the converted value M obtained from equation (1),
Si: 0.1-0.9,
Mn: 1.0 to 2.5
Ni: 8-12,
Cr: 21.5-25.0,
Mo: 2.5-4.0,
N: 0.08 to 0.25,
In mass% with respect to the total mass of the welding wire,
C: 0.03% or less, the balance is Fe content and inevitable impurities,
In mass% with respect to the total mass of the calcining type flux, the SiO 2 equivalent value of Si oxide in the calcining type flux: 15 to 25%,
CaO: 5 to 10%,
Al 2 O 3 : 17 to 24%,
MgO: 25 to 33%,
Total of Na 2 O converted value and K 2 O converted value in Na compound and K compound: 0.9 to 2.3%,
F conversion value of fluorine compound: 3.3 to 7.7%,
Bi converted value of Bi oxide: 0.005 to 0.040%,
A submerged arc welding method for duplex stainless steel, characterized in that it contains CaCO 3 : 3.5 to 6.0%, and the balance is the Fe content of iron alloy and inevitable impurities.
M = M W + 0.6 × M F (1)
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