JP4836262B2 - サブマージアーク溶接用ボンドフラックス - Google Patents

Description

本発明は、鉄骨及び橋梁等の鋼構造物の下向きすみ肉溶接において、耐割れ性と優れたビード表面と溶接継手性能を得ることができるサブマージアーク溶接用ボンドフラックスに関する。

サブマージアーク溶接は、被覆アーク溶接及びシールドアーク溶接等の他の溶接法と比べて、高電流及び高速度で溶接を行うことができるという特長を有しており、造船、鉄骨及び橋梁分野等の大型鋼構造物の製作において、能率の観点から欠かすことができない溶接方法である（特許文献１乃至３）。

近時、鋼構造物及び溶接継手性能に対するニーズは、耐震性を考慮した鋼構造設計面と、施工コストの削減を考慮した施工面との双方において、より厳しいものとなっている。耐震性を考慮した設計方法によれば、応力集中を避けるべく、溶接継手部のビードと鋼材の境界である止端部のなじみ性及びビード表面の形状の平滑性に対して、より厳格な規制が設けられている。また、施工コスト削減の可能性が最も高い施工方法は、大入熱が可能なサブマージアーク溶接が最も有効な溶接方法である。しかし、その反面、溶接による入熱が大きいため、ビード表面にポックマーク又はスラグの焼付きが残存し易く、外観が損なわれるため、グラインダー等による余分な手直し及び修正工程を必要となる場合もあった。更に、品質面から大入熱施工法で懸念される低温割れについても、検査基準の高レベル化に伴い、近年厳しい要求がなされている。特に、溶接金属で発生する低温割れだけでなく、水素に起因する母材に発生する微小割れが問題視される場合があり、溶接材料面からの微小割れの抑制手段として、一層の低水素化が求められている。

特開平８−９９１９１号公報 特開平１１−３４７７８８号公報 特開２００３−２３０９８３号公報

しかし、上述の特許文献１乃至３に記載された技術においては、大入熱の下向すみ肉施工において、ビード形状及びビード外観等が優れていて良好な溶接作業性が得られるまでには至っておらず、また溶接金属の高靭性化及び母材を含めた良好な耐低温割れ性を全て満足する技術には至っていない。

特に、特許文献１に記載の技術においては、板厚５０乃至１００ｍｍを考慮して凸ビード形状の改善を図っているが、耐低温割れ性に関する考慮がなされていない。また、特許文献２に記載の技術においては、下向すみ肉において優れた溶接作業性及び継手性能が得られることを目的としているが、耐ポックマーク性及びスラグの焼付き等の点で不十分である。特許文献３では、単層及び多層溶接における優れた溶接品質が得られることを目的としているが、スラグの焼付きの点において不十分である。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、大入熱の下向すみ肉溶接において、ビード形状及びビード外観等が優れていて良好な溶接作業性が得られ、高靭性の溶接金属が得られると共に、母材を含めた耐低温割れ性が優れているサブマージアーク溶接用ボンドフラックスを提供することを目的とする。

本発明に係るサブマージアーク溶接用ボンドフラックスは、ＳｉＯ_２：２１乃至２７質量％、ＭｇＯ：１７乃至２５質量％、Ａｌ_２Ｏ_３：１５乃至２２質量％、ＣａＯ：６乃至１１質量％、ＴｉＯ_２：５．２乃至１０質量％、ＣＯ_２：３．５乃至８質量％、Ｎａ_２Ｏ：１乃至５質量％、ＣａＦ_２：１乃至５質量％、Ｂ_２Ｏ_３：０．２乃至１質量％、Ｓｉ：０．５乃至２質量％、Ｔ．Ｆｅ：５質量％以下、Ｍｎ：０．１乃至１質量％、Ｔｉ：０．２乃至１質量％を含有し、かつＭｇＯ／ＣＯ_２比：２．５乃至５．０を満足することを特徴とする。なお、ＭｇＯ／ＣＯ_２比とは、ＭｇＯの含有量と、ＣＯ_２の含有量との比である。

また、例えば、このサブマージアーク溶接用ボンドフラックスは、１電極又は２電極のすみ肉サブマージアーク溶接用のボンドフラックスである。

本発明によれば、大入熱の下向すみ肉溶接においても、ビード形状及びビード外観等が優れており、溶接作業性が良好であり、また高靭性の溶接金属が得られ、母材を含めた耐低温割れ性が優れているという効果を奏する。

以下、本発明について更に詳細に説明する。本発明者等は、大入熱溶接においても低温割れの発生を抑制するため、溶接金属の拡散性水素量を低減し、表面ビードに凸ビード及びスラグの焼付きが発生せず、主に高速のすみ肉用サブマージアーク溶接においても、ポックマークが発生せず、内部欠陥のないビードを確保できるフラックスを開発すべく、種々実験研究を行った結果、溶接金属及び母材の低温割れを抑制するためには、溶接金属の拡散性水素量を４ｃｃ／１００ｇ以下とすることが必要であることを見出した。また、本発明者等は、ＣＯ_２が溶融池近傍の水素分圧を下げる効果を有し、溶接金属の拡散性水素量を４ｃｃ／１００ｇ以下に低減するためには、このような効果を奏するＣＯ_２が３．５質量％以上必要であることを見出した。

また、本発明者等は、ＣＯ_２を増やすと、ビード表面のポックマークが発生しやすくなるため、高速溶接においてもポックマーク性を確保するためには、ＣＯ_２が８質量％以下であり、更にポックマークの原因となるガス成分である酸素を抑えるため、脱酸効果を有するＴｉが０．２質量％以上必要であることを見出した。

そして、Ｔｉが増えると、溶接金属の強度が上昇し、割れ感受性が高くなるため、Ｔｉは１質量％以下とすることが必要であり、更に溶接金属の強度を下げるために、Ｍｎを１質量％以下とすることが必要であることを見出した。

更に、本発明者等は、凸ビード及びスラグ焼付きの発生を抑制するには、フラックス中のＭｇＯ／ＣＯ_２比が２．５乃至５．０であることが必要であることを見出した。本発明はこのような知見に基づき完成されたものである。

以下、上述のフラックスの組成限定理由について説明する。

「ＳｉＯ_２：２１乃至２７質量％」
ＳｉＯ_２は酸性成分であり、スラグの粘性を調整するのに有効な成分である。ＳｉＯ_２が２１質量％未満では、スラグの粘性が不足し、ビード幅の揃いが劣化する。一方、ＳｉＯ_２が２７質量％を超えると、塩基度が低下するため、溶接金属の酸素量が増加し、靱性が劣化すると共に、スラグの粘性が高くなり、ビードの止端形状がオーバーラップとなる。

「ＭｇＯ：１７乃至２５質量％」
ＭｇＯは塩基性成分であり、溶接金属中の酸素量を低減し、靱性を確保するために有効な成分である。また、ＭｇＯはスラグの粘性を低下させる作用を有している。ＭｇＯが１７質量％未満では、酸素量の低減効果が少なく、靭性が劣化すると共に、ビード幅が不連続となり、凸ビードになりやすく、止端形状がオーバーラップとなる。ＭｇＯが２５質量％を超えると、スラグが焼付き、スラグ剥離性が劣化すると共に、ポックマークが発生しやすい。

「Ａｌ_２Ｏ_３：１５乃至２２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を調整するのに有効な成分である。Ａｌ_２Ｏ_３が１５質量％未満では、スラグの粘性及び凝固温度が低くなり、ビード幅の揃いが劣化する。一方、Ａｌ_２Ｏ_３が２２質量％を超えると、スラグの凝固温度が高くなり過ぎるため、ビードの広がりが悪くなり、ビード形状が凸ビードとなり、スラグの剥離性が悪くなる。

「ＣａＯ：６乃至１１質量％」
ＣａＯは塩基性成分であり、フラックスの塩基度を高め、溶接金属中の酸素低減に極めて効果的であると共に、スラグの粘性と凝固温度を調整するのに有効な成分である。ＣａＯが６質量％未満では、溶接金属の酸素量が高くなり、靱性が劣化すると共に、粘性の低下と凝固温度の低下のため、ビードの揃いが不連続となる。一方、ＣａＯが１１質量％を超えると、スラグが焼付き、スラグ剥離性が劣化する。

「ＴｉＯ_２：５．２乃至１０質量％」
ＴｉＯ_２は酸性成分であり、スラグの流動性を調整し、更に溶接金属中でＴｉ酸化物又は窒化物として存在し、靱性向上に有効な成分である。ＴｉＯ_２が５．２質量％未満では、ビードの揃いが不連続になると共に、靱性向上の効果が得られない。

一方、ＴｉＯ_２が１０質量％を超えると、ビード止端形状がオーバーラップとなりやすく、スラグが焼付き、スラグ剥離性が劣化する。

「ＣＯ_２：３．５乃至８質量％」
ＣＯ_２は溶接金属への窒素の侵入を防ぐシールド効果と共に、溶融金属近傍の水素分圧を下げて、拡散性水素量の低減に有効な成分である。ＣＯ_２が３．５質量％未満では、溶接金属中の拡散性水素量が高くなり、低温割れ性が劣化する。一方、ＣＯ_２が８質量％を超えると、ガス発生量が過大となり、ポックマークが多発すると共に、溶接中に吹上げが発生し、ビードの波目が劣化する。なお、ＣＯ_２成分は、金属炭酸塩としてフラックス中に添加される。

サブマージアーク溶接用ボンドフラックスには金属炭酸塩が添加され、溶接中のアーク熱により分解されてＣＯ_２を発生させる。本発明のＣＯ_２はこの金属炭酸塩に含まれるＣＯ_２成分である。

「Ｎａ_２Ｏ：１乃至５質量％」
Ｎａ_２Ｏはアーク安定性の確保のための重要な成分である。Ｎａ_２Ｏが１質量％未満では、アークの安定性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が５質量％を超えると、耐吸湿性が劣化し、ピット及びポックマークが発生すると共に、耐低温割れ性が劣化する。

「ＣａＦ_２：１乃至５質量％」
ＣａＦ_２は塩基性成分であり、溶接金属中の酸素量を低下させると共に、低融点成分であるため、スラグの流動性を調整してスラグ−メタル反応を促進させる際に有効な成分である。ＣａＦ_２が１質量％未満では、溶接金属中の酸素量が高くなり、靱性が劣化し、更に溶接スラグを形成するスラグ量が不足するため、ビードが蛇行し、アンダーカットが発生する。一方、ＣａＦ_２が５質量％を超えると、溶融スラグの融点が低くなり過ぎ、ビード幅の揃いが劣化する。

「Ｂ_２Ｏ_３：０．２乃至１質量％」
Ｂ_２０_３は溶接熱で還元され、Ｂとして溶接金属中に存在し、靱性を確保する効果を有する。Ｂ_２０_３が０．２質量％未満では、その効果が発揮されず、靭性が劣化する。Ｂ_２０_３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。

「Ｓｉ：０．５乃至２質量％」
Ｓｉは溶接金属中の脱酸作用により、酸素量を低減するのに有効な成分である。Ｓｉが０．５質量％未満では、脱酸効果が不十分で、溶接金属中の酸素が高くなり、靭性が劣化する。一方、Ｓｉが２質量％を超えると、スラグの焼付きとスラグ剥離性が劣化すると共に、溶接金属の強度が過大となり、靱性が劣化する。なお、Ｓｉは単体の他、Ｆｅ−Ｓｉ等で添加することができる。

「Ｔ．Ｆｅ：５質量％以下」
Ｔ．ＦｅはＴｏｔａｌＦｅを意味し、Ｆｅとして、鉄粉及びＦｅ合金等のＦｅを含む金属中の全てのＦｅ分の合計である。Ｆｅは溶着金属量を補うために有効な成分であるが、Ｆｅが５質量％を超えると、表面ビードに鉄粒突起が発生し、外観及び表面形状が劣化する。Ｆｅは極力少ない方が望ましいが、Ｆｅ−Ｓｉ合金及びＦｅ−Ｔｉ合金中に、合金成分等として不可避的に含まれる。しかし、Ｔ．Ｆｅは５質量％以下とすれば、本発明の目的達成のために問題はない。

「Ｍｎ：０．１乃至１質量％」
Ｍｎは溶接金属中の組織を微細化するのに有効であり、強度を向上させると共に、大入熱の溶接においては靱性を向上させるのに特に効果を有する。Ｍｎが０．１質量％未満では、微細化の効果が得られず、溶接金属の靱性が劣化する。Ｍｎが１質量％を超えると、溶接金属の強度が過剰となり、耐割れ性が劣化する。なお、ＭｎはＭｎ単体の他、Ｆｅ−Ｍｎ等で添加することができる。

「Ｔｉ：０．２乃至１質量％」
Ｔｉは溶接金属の組織を微細化する成分であり、特に、大入熱溶接においては、溶接金属の靱性を高める効果を有する。Ｔｉが０．２質量％未満であると、溶接金属の微細化の効果が十分に得られず、靱性が劣化すると共に、ガス源である酸素を脱酸する効果が得られず、ポックマークが発生する。Ｔｉが１質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり、低温割れ性が劣化すると共に、溶接金属中の固溶Ｔｉが過剰となり、溶接金属の靭性が劣化する。また、Ｔｉが１質量％を超えると、溶接ビードの表面に焼き付きが発生する。ＴｉはＴｉ単体の他、Ｆｅ−Ｔｉ等で添加することができる。

「ＭｇＯ／ＣＯ_２比：２．５乃至５．０」
ＭｇＯとＣＯ_２の含有量は上記のとおり個々に規定されるが、本発明者等は、大入熱の下向すみ肉溶接において、種々の検討を重ねた結果、ＭｇＯ／ＣＯ_２の比が、ビード中央に発生する凸形状と、ビード表面に発生するスラグの焼付きに有効であることを見出した。大入熱溶接では、高電流及び低速度の溶接施工条件となるため、溶融池が過大となり、凝固も遅くなりやすい。また、溶融金属と溶融スラグの界面は不安定となり、ビード形状も安定し難くなる。ＭｇＯはスラグの粘性を低下させる効果を有するが、低すぎると粘性が高くなり、凸形状となりやすくなる。また、ＭｇＯ／ＣＯ_２比が高くなると、粘性が下がり、ガス抜けが良くなるため、脱酸成分と結合するＣＯ_２量が相対的に低下し、酸素と結合しやすいＴｉ及びＳｉ等が過剰となるため、ビード表面に焼付きやすくなると考えられる。従って、溶融スラグの粘性とガス発生量を適正に保つことが、大入熱溶接に強く求められるビード形状・外観の良好性に極めて有効であることを見出した。ＭｇＯ／ＣＯ_２比が２．５未満であると、粘性が過剰となり、凸ビードが発生する。一方、ＭｇＯ／ＣＯ_２比が５．０を超えると、Ｓｉ及びＴｉが過剰となり、ビード表面に焼付きが発生する。

「その他の成分」
また、上記成分の他に、フラックスにはＫ_２Ｏ、ＦｅＯ、ＺｒＯ_２等の酸化物、また溶接金属の機械的性能の面から、Ｍｏ、Ｃｒ、Ａｌ等の金属成分を単体又は合金成分等で添加することができ、その含有量は上記以外の全ての成分の総量として、５質量％以下とする。

本発明のフラックスの成分系においては、深溶込み性が優れており、止端部のなじみが良好であるという特徴があるため、１電極又は２電極のすみ肉溶接用ボンドフラックスとしての適用が極めて有効である。

次に、本発明の実施例についてその比較例と比較して説明する。下記表１は使用した鋼板の組成（質量％）を示す。また、表２は使用した溶接ワイヤの組成（質量％）を示す。更に、表３は２電極すみ肉溶接による溶接条件を示す。これらの鋼板及びワイヤを使用し、下記表３及び図１に示す溶接条件により、前述の完全溶込みすみ肉サブマージアーク溶接（両面溶接）を行った。図１はすみ肉溶接の鋼板形状を示す断面図、図２は拘束割れ試験体の形状を示す斜視図（２ｎｄ側溶接時）、図３はシャルピー衝撃試験の試験片採取位置及び酸素分析位置を示す断面図である。下板１の表面に立板２の端面を当接させ、先ず、１ｓｔ側をすみ肉溶接し、その後、２ｎｄ側をすみ肉溶接する（図１は２ｎｄ側の溶接）。このとき、下向き溶接になるように、下板１を５５°水平から傾ける。これらのすみ肉溶接において、溶接時の割れの有無を試験するために、図２に示すように、下板１及び立板２を拘束する。即ち、下板１の下面に５個の矩形の拘束板３を溶接により適長間隔をおいて固定し、下板１の上面に立板２を垂直に配置し、逆Ｌ字形の５個の拘束板４を適長間隔をおいて下板１の表面及び立板２の表面に、溶接により固定する。この図２の状態で、図１に示すように、下板１を傾斜させ、２ｎｄ側を下向きすみ肉溶接する。下板１及び立板２は拘束されているので、割れの発生については厳しい条件となる。溶接が終了し、７２時間放置後、拘束板３，４はガウジング等により溶接金属を溶かして、下板１及び立板２から取り外す。なお、１ｓｔ側の溶接時には、逆Ｌ字形の拘束板４は２ｎｄ側に取り付けられており、１ｓｔ側の溶接終了後、この拘束板４を取り外して、１ｓｔ側に付け直し、２ｎｄ側の溶接を行う。図３に示すように、これらの溶接の結果、１ｓｔ側のビード５に被さるように、２ｎｄ側のビード６が形成される。そして、この２ｎｄ側のビード６から、シャルピー衝撃試験片７を採取する。この試験片７は、２ｎｄ側のビード６の表面から７ｍｍの位置を中心として、±５ｍｍで１０ｍｍの幅を有するものであり、奥行きも１０ｍｍである。長さは５５ｍｍであり、結局、１辺長が１０ｍｍの正方形断面で長さが５５ｍｍの形状を有する。この試験片７にＶノッチを形成した。

この試験片を使用して、−２０℃でのシャルピー衝撃試験を実施した。また、この試験片７の中心位置において、溶接金属の酸素量を測定した。更に、溶接後に、１ｓｔ側及び２ｎｄ側について、目視によるスラグ焼付きの有無、ポックマークの有無、ビード幅の揃い等を官能評価した。更にまた、１ｓｔ側及び２ｎｄ側について、超音波探傷試験（ＵＴ試験）により、溶接金属における割れの有無を確認した。

また、下記表４は供試ボンドフラックスの組成（フラックス中の成分含有量）、表５は２電極すみ肉溶接による試験結果を示す。

表５に示すように、本発明の範囲に入る実施例１乃至１０のワイヤは、溶接作業性、非破壊検査及び靱性の試験結果が良好であった。

一方、本発明の範囲から外れる比較例１１はフラックス中のＳｉＯ_２の含有量が本発明範囲の下限未満であるので、ビード幅の揃いが劣化した。比較例１２はフラックス中のＳｉＯ_２の含有量が本発明範囲の上限を超えているので、溶接金属の酸素量が増加し、靭性が劣化すると共に、オーバーラップが発生した。

比較例１３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るので、酸素量が低減せず、靭性が劣化し、また凸ビードとなり、オーバーラップも発生した。比較例１４はフラックス中のＭｇＯの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、スラグの焼付き及びポックマークが発生した。

比較例１５はフラックス中のＡｌ_２Ｏ_３の含有量が本発明範囲の下限未満であるので、ビード幅の揃いが劣化した。比較例１６はフラックス中のＡｌ_２Ｏ_３の含有量が本発明範囲の上限を超えているので、凸ビードとなり、スラグ剥離性が劣化した。

比較例１７はフラックス中のＣａＯの含有量が本発明範囲の下限未満であるので、溶接金属酸素量が高くなり、靭性が劣化し、またビードの揃いが劣化した。比較例１８はフラックス中のＣａＯの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、スラグの焼付きが発生し、スラグ剥離性が劣化した。

比較例１９はフラックス中のＴｉＯ_２の含有量が本発明範囲の下限未満であるので、ビードの揃いが劣化し、靱性が劣化した。比較例２０はフラックス中のＴｉＯ_２の含有量が本発明範囲の上限を超えているので、スラグが焼付き、剥離性が劣化した。

比較例２１はフラックス中のＣＯ_２の含有量が本発明範囲の下限未満であるので、溶接金属中の拡散性水素量が増加し、低温割れが発生した。比較例２２はフラックス中のＣＯ_２の含有量が本発明範囲の上限を超えているので、ポックマークが発生した。

比較例２３はフラックス中のＮａ_２Ｏの含有量が本発明範囲の下限未満であるので、溶接中にアーク切れが発生し、スラグ巻込みが多発した。比較例２４はフラックス中のＮａ_２Ｏの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、耐吸湿性が劣化し、低温割れが発生した。

比較例２５はフラックス中のＣａＦ_２の含有量が本発明範囲の下限未満であるので、ビードの揃いが劣化し、アンダーカットが発生した。更に、比較例２５は溶接金属中の酸素量が増加し、靱性が劣化した。比較例２６はフラックス中のＣａＦ_２の含有量が本発明範囲の上限を超えているので、ビード幅の揃いが劣化した。

比較例２７はフラックス中のＢ_２Ｏ_３の含有量が本発明範囲の下限未満であるので、靱性が劣化した。比較例２８はフラックス中のＢ_２Ｏ_３の含有量が本発明範囲の上限を超えているので、高温割れが発生した。

比較例２９はフラックス中のＳｉの含有量が本発明範囲の下限未満であるので、溶接金属中の酸素量が増加し、靱性が劣化した。比較例３０はフラックス中のＳｉの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、スラグが焼付き、剥離性が劣化すると共に、靱性が劣化した。

比較例３１はフラックス中のＴ．Ｆｅの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、鉄粒突起が多発し、表面形状が劣化した。比較例３２はフラックス中のＭｎの含有量が本発明範囲の下限未満であるので、靭性が劣化した。比較例３３はフラックス中のＭｎの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、低温割れが発生した。比較例３４はフラックス中のＴｉの含有量が本発明範囲の下限未満であるので、靱性が劣化し、ポックマークが多発した。比較例３５はフラックス中のＴｉの含有量が本発明範囲の上限を超えているので、低温割れが発生し、靭性が劣化した。

比較例３６はフラックス中のＭｇＯ／ＣＯ_２比が本発明範囲の下限未満であるので、中凸ビードが発生した。比較例３７はフラックス中のＭｇＯ／ＣＯ_２比が本発明範囲の上限を超えているので、ビード表面に焼付きが発生した。

以上詳述したように、本発明の範囲に入る実施例は、サブマージアーク溶接用のボンドフラックスにおける成分系を適切に規定しているので、良好な溶接作業性と靱性を得ることができる。

すみ肉溶接鋼板形体を示す模式図である。 拘束割れ試験体形状を示す斜視図である。 シャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である。

符号の説明

１ 下板
２ 立板
３ 拘束板
４ 拘束板
５ ビード
６ ビード
７ 試験片

Claims (2)

1. ＳｉＯ_２：２１乃至２７質量％、ＭｇＯ：１７乃至２５質量％、Ａｌ_２Ｏ_３：１５乃至２２質量％、ＣａＯ：６乃至１１質量％、ＴｉＯ_２：５．２乃至１０質量％、ＣＯ_２：３．５乃至８質量％、Ｎａ_２Ｏ：１乃至５質量％、ＣａＦ_２：１乃至５質量％、Ｂ_２Ｏ_３：０．２乃至１質量％、Ｓｉ：０．５乃至２質量％、Ｔ．Ｆｅ：５質量％以下、Ｍｎ：０．１乃至１質量％、Ｔｉ：０．２乃至１質量％を含有し、かつＭｇＯ／ＣＯ_２比：２．５乃至５．０を満足することを特徴とするサブマージアーク溶接用ボンドフラックス。
2. １電極又は２電極のすみ肉サブマージアーク溶接用のボンドフラックスであることを特徴とする請求項１に記載のサブマージアーク溶接用ボンドフラックス。

Images