JP4903912B2 - サブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックス - Google Patents
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Description
サブマージアーク溶接とは、フラックスと溶接ワイヤを用いてフラックス中でアークを発生させて溶接する方法である。UO鋼管でのサブマージアーク溶接部は、通常鋼管の内面から1層、鋼管の外面から1層の合計2層溶接である。フラックスおよび溶接ワイヤにより作製される溶接金属には、母材に見合った強度と靭性が要求される。また、同時に良好な溶接ビード形状や欠陥の無い溶接金属が要求される。
これらの品質の制御には、フラックスの組成や溶接ワイヤの成分が重要であり、従来から、色々と技術開発が行われてきた。
特許文献2に記載の発明で使用されている特許文献3に記載の発明のフラックスでは、溶接後に低温割れの問題が発生する。
特許文献4で開示されているフラックスを用い、かつ、高強度の溶接金属とする溶接では、頂部スラグインが発生するという問題がある。
特許文献5の実施例で開示されている組成のフラックスでは、低温割れ感受性の高い高強度溶接金属には適用できない。
引張強度800MPa以上1200MPa以下の溶接金属では、組織がアシキュラーフェライト組織からベイナイト組織となる。これらの組織では、溶接金属中の酸素量が溶接金属の靭性に重要な働きをしている。一方、1200MPa超の溶接金属では、組織がマルテンサイト組織となり、酸素量の制御のみでは靭性の確保が困難となる。
B=6.05N[CaO]+4.0N[MgO]+5.1N[CaF2]+4.8N[MnO]−0.2N[Al2O3]−6.31N[SiO2]・・・(1)
ここで、N[k]は成分kのモル分率を表す。
これは、フラックス中のAl2O3が15%以下か、あるいはSiO2が10%未満か、あるいは塩基度Bが3.2超になると、フラックスの表面が結晶質になり水分を吸着しやすくなるためである。高強度鋼の溶接においてはフラックス中の水分量は、溶接金属の拡散性水素を増加させて溶接後に低温割れを発生し易くする。そのため、高強度鋼の溶接に使用するフラックスにおいては、フラックス中のAl2O3量は15%超、SiO2量は10%以上、また塩基度Bは3.2以下とする必要がある。
(1)母材引張強度が800MPa〜1200MPaのパイプライン用UO鋼管をシーム溶接する際に使用されるサブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックスにおいて、質量%で、CaO:5.0%以上、25.0%以下、MgO:1.0%以上、5.0%以下、Al2O3:15.0%超、30.0%以下、CaF2:30.0%以上、50.0%以下、SiO2:10.0%以上、20.0%以下、MnO:0.5%以上、15.0%以下を含有し、残部が不可避的不純物であり、且つ、式(1)で得られる塩基度Bが、1.2以上、3.2以下であることを特徴とする、サブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックス。
B=6.05N[CaO]+4.0N[MgO]+5.1N[CaF2]+4.8N[MnO]−0.2N[Al2O3]−6.31N[SiO2]・・・(1)
ここで、N[k]は成分kのモル分率を表す。
[CaO:5.0%以上、25.0%以下]
CaOは溶接金属の溶接ビード形状に影響をおよぼす。5.0%未満では、軟化溶融温度が高くなり溶融ガスの放散の阻害によるあばたの発生等の溶接ビード表面の外観不良につながる。一方、過剰では粘度が高く余盛りが高くなる。またスラグの剥離性も低下する。そのため上限を25%以下とした。
また、CaOは、塩基度Bに影響を与える成分である。5.0%未満では塩基度Bが小さくなり、頂部スラグインの発生を助長する。25.0%超では塩基度Bが高くなり、フラックスが結晶質となり水素割れ感受性を高くする。
MgOは溶融スラグの粘性に影響を与える。1.0%未満ではスラグの粘性が低すぎて表面にあばた状の欠陥が発生する。一方、5.0%超ではスラグの粘性が高くなり、アンダーカットが発生する。
Al2O3はスラグの形成成分として重要な成分の一つであるため、フラックスの構成成分として添加する。しかし、15.0%以下では、図7に示した様にフラックスの結晶質の傾向が強くなり、吸湿し易くなる。その結果、溶接金属中の水素量が増加し低温割れ感受性が高くなる。一方、Al2O3の添加は、塩基度Bを低くする作用があるため、過剰に添加すると頂部スラグインの発生を助長する。また、Al2O3は、ビード形状に対して影響を与える。過剰に添加するとアンダーカットや馬の背状の突起が溶接ビード頂部に生成する。これらの観点から、上限を30.0%以下とした。
CaF2は、塩基度Bとは別に頂部スラグインの発生傾向に影響をあたえる成分である。CaF2が30.0%未満では頂部スラグインが発生するため、下限を30.0%以上とした。一方、過剰に添加するとアークが不安定となり、ビード表面にポックマークと呼ばれるあばた状の模様が発生する。そのため、上限を50.0%以下とした。また、CaF2は、フラックスの粘度や軟化溶融温度を下げるため、溶接ビードが過剰な凸形状になるのを防止し、また溶接ビード表面も滑らかにする。この効果を得るためには30.0%以上、好ましくは35%を超えて、さらに好ましくは37%を超えて添加する必要がある。
SiO2を20.0%超まで過剰に添加すると、頂部スラグインが発生するようになる。そのため、上限を20.0%以下とした。一方、図8に示した様に、10.0%未満ではフラックスが結晶質となり吸湿し易くなる。そのため、溶接金属中の水素量を高くし、その結果溶接金属の低温割れ感受性を高くする。そのため、下限を10.0%以上とした。
同時に、SiO2は止端部の母材との接触角を良好にしたり、止端部でのスラグのこびり付きを低減したりするなど止端部における母材とのなじみを良好にする。さらに溶接ビード表面を滑らかにして且つ極端な凸ビードになることを防ぎビード形状を良好にする効果がある。この効果を得るため10.0%以上は必要である。
MnOは、適量フラックスに添加することにより、頂部スラグインの発生を招かずに、溶接金属の酸素量を増加させることができる。図11は、MnOを添加したフラックスの塩基度Bと溶接金属中の酸素量の関係を示す。この図が示す様に、MnOを適量添加することにより、塩基度Bは図3が示す1.2以上でかつ、酸素量が0.018%以上を安定して得ることができる。この効果を得るためには0.5%以上の添加が必要である。しかし、15.0%超添加すると、図10に示す様な溶接ビードの底部の溶融線近傍あるいは溶融線上に底部スラグインSLが発生しやすくなる。そのため上限を15.0%以下とした。また、MnOを15.0%を越えて添加すると、塩基度が低い場合は溶接金属中の酸素量が過剰となり靭性が低下する可能性がある。そのため、上限を15.0%以下とした。
B=6.05N[CaO]+4.0N[MgO]+5.1N[CaF2]+4.8N[MnO]−0.2N[Al2O3]−6.31N[SiO2]・・・(1)
ここで、N[k]は、成分kのモル分率を表す。
塩基度Bと頂部スラグインの発生の有無との関係を整理すると、図3が示す様に、塩基度Bが1.2以上で頂部スラグインは発生しなくなる。一方、頂部スラグインの観点からは塩基度Bの上限は無いが、図9が示す様に、塩基度Bが3.2超ではフラックスが結晶質の傾向を強く示すようになり、吸湿し易くなる。その結果、溶接金属中の水素量が増加し低温割れ感受性が高くなる。このような観点から、塩基度Bの上限を3.2以下とした。
また、塩基度Bが1.2未満では、MnO添加との相乗効果で酸素が過剰となり、溶接金属の靭性が低下する可能性が出てくるため、その下限を1.2以上とした。
本発明において、母材引張強度は800MPa〜1200MPaとされ、980MPa超〜1200MPaであることが好ましい。
母材引張強度が800MPa未満の場合、本発明を適用する分野のUO鋼管としては強度が低く、そのため頂部スラグインの問題は発生しない。また、母材引張強度が1200MPaを超えると、十分な靭性を確保できない場合がある。
用いる母材の化学組成は、強度と靭性の観点から、質量%で、C:0.03%以上、0.12%以下、Si:0.5%以下、Mn:1.2%以上、2.5%以下、Ni:2.0%以下、Mo:0.6%以下、Ti:0.030%以下、Al:0.07%以下、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Nb:0.0015%以上、0.1%以下、N:0.008%以下であることが望ましい。
Li2OおよびK2Oの何れか1種または2種の合計は、0.2%以上、5.0%以下であることが好ましく、2%超〜5.0%以下であることがより好ましい。
MnOは、アークの再点弧電圧を高くする。そのため、溶接中にアークが再点弧する際に高められた電圧で、溶融池表面を振動させ、その結果溶接ビード表面の波目模様であるリップルラインを不揃いにする傾向がある。これは、機械的特性上問題では無く欠陥とは認識されないが、外観上好ましくなく、且つ溶接後に表面被覆する場合等には、作業性を低下させる要因となる。これに対し、Li2OおよびK2Oは、これを静めて、リップルラインの不揃いをなくす効果がある。この効果を得るためには、Li2OおよびK2Oの何れか1種または2種の合計で0.2%以上必要となる。一方、5.0%超添加すると、スラグの剥離性が低下してスラグのこびりつきが発生する。そのため上限を5.0%以下とした。
実施例および比較例では、3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせ、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表5または表6に示す成分のフラックスを用いて溶接を行った。実施例および比較例に用いたワイヤの組み合わせを表4に示す。
なお、図12に示す開先は、実施例および比較例において溶接を行う母材間に設けられた断面視V字型の溝であり、図12に示すように、溝の深さが9mm、V字溝のなす角度が80°のものである。また、実施例および比較例においてフラックスは、20℃、60%の湿度の環境で24時間保管後、使用する前に150℃の炉内で2時間乾燥して使用した。
衝撃試験片は図13(a)に示す様に溶接金属の板厚方向中央部から採取し、ノッチ深さ方向は溶接線方向になるように加工した。衝撃試験は、−30℃の試験温度で3回繰り返し試験を行った。溶接金属の靭性の評価は、3回繰り返した衝撃試験結果の平均値と、3回の衝撃試験結果の最小値を用いて行った。
また、丸棒型引張試験片は、図13(b)および図13(c)に示す様に溶接金属の板厚方向中央部から採取し、試験片の軸方向が溶接線方向になるように加工した。引張試験は繰り返し1回で、室温で行った。
表面の状況は、凹凸が激しいと放射線透過試験に写り欠陥として認識される可能性もあるため、欠陥と認識される可能性があるかも含めて判断した。
また、実施例8および実施例13では、溶接金属中の窒素の増加を防ぐ目的で、CaCO3を添加しているが、本発明の頂部スラグインの発生を防止する効果には何ら影響を与えていない。
比較例1および比較例2は、MnO以外の成分や塩基度Bは本発明の範囲に入っているが、MnOが本発明の範囲未満である。そのため、塩基度Bが高く頂部スラグインは発生していないが、酸素量が少なく溶接金属の靭性が低くシャルピー吸収エネルギーの平均値は100Jを越えているが、個々の値(最低値)では100Jを下回るデータが得られている。比較例1および2により、MnOの添加範囲を0.5%以上とすることにより、酸素量を安定して得ることにより靭性の低下を臨界的に防止できることが示されている。
比較例8は、フラックスのCaF2量が本発明の範囲を超えているため、アークが不安定となり、ビード表面にポックマークと呼ばれるあばた状の模様が発生している。
比較例13は、フラックス中のCaF2量が本発明の範囲未満である。そのため、頂部スラグインが発生している。また、溶接金属は、組織がマルテンサイト組織となり、強度が1250MPa以上で、靭性が低い。
比較例15は、フラックス中のMgO量が本発明の範囲未満である。そのため、溶接ビード表面にあばた状の欠陥が発生している。
また、実施例20および実施例26では、溶接金属のB量を調整して溶接金属の焼き入れ性を向上させる目的でB2O3を添加しているが、本発明の頂部スラグインの発生を防止する効果には何ら影響を与えていない。
また、実施例21では、溶接金属中の窒素の増加を防ぐ目的で、CaCO3を添加しているが、本発明の頂部スラグインの発生を防止する効果には何ら影響を与えていない。
比較例19から比較例21までは、Li2OおよびK2Oの添加量が本発明の範囲未満のため、ビード表面のリップルラインが荒れている。
比較例22、比較例23は、Li2OまたはK2Oの添加量が本発明の範囲を越えている。そのため、スラグがビード表面にこびり付きスラグの剥離性が低下している。
比較例24、比較例25は、Li2OとK2Oの両方を添加した場合の合計の添加量が本発明の範囲を越えている。そのため、スラグがビード表面にこびり付きスラグの剥離性が低下している。
3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせ、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表7に示す成分のNo.1〜No.14のフラックスを用いて溶接を行った。
図2に示すように、溶接金属の酸素量が0.018%以上0.035%以下の範囲である場合、−30℃での衝撃吸収エネルギーが100J以上となる良好な靭性が得られることが判明した。
3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせ、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表8に示す成分のNo.15〜No.24のフラックスを用いて溶接を行った。
図3に示すように、引張強度800MPa以上の溶接金属においては、塩基度Bが1.2以上で頂部スラグインは発生していないことが判明した。
3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせて、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表9に示す成分のNo.25〜No.79のフラックスを用いて溶接を行った。
図4に示すように、溶接金属の酸素量とフラックスの塩基度Bとは、相関があることが判明した。
3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせて、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表10に示す成分のNo.80〜No.89のフラックスを用いて溶接を行った。
図5は、フラックスのSiO2量と溶接金属の引張強度と頂部スラグインの発生傾向の関係を示すグラフである。
図5に示すように、溶接金属の引張強度が800MPa以上では、フラックスのSiO2量が20%超で頂部スラグインが発生する様になる。
3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせて、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表11に示す成分のNo.90〜No.97のフラックスを用いて溶接を行った。
図6は、フラックスのCaF2量と溶接金属の引張強度と頂部スラグインの発生傾向の関係を示すグラフである。
図6に示すように、フラックス中のCaF2量が30%未満で頂部スラグインが発生する様になる。
表12に示す成分のNo.98〜No.105のフラックスの水分吸着量を上述した方法により調べた。その結果を図7に示す。
図7に示すように、フラックス中のAl2O3量が15%以下で吸着水分量が急激に増加している。
表13に示す成分のNo.106〜No.112のフラックスの水分吸着量を上述した方法により調べた。その結果を図8に示す。
表14に示す成分のNo.113〜No.120のフラックスの水分吸着量を上述した方法により調べた。その結果を図9に示す。
3電極のサブマージアーク溶接を用いて、表1に示す溶接条件で、表2に示す組成および強度レベルの異なるワイヤを組み合わせて、表3に示す化学組成および引張強度を持つ板厚20mm、長さ1500mmの母材に、図12に示す断面形状の開先を加工し、表15に示す濃度でMnOを含有するNo.121〜No.139のフラックスを用いて溶接を行った。
図11に示すように、MnOを0.5%以上添加することにより、塩基度Bが1.2以上でかつ、酸素量が0.018%以上の溶接金属を安定して得ることができる。
SL:底部スラグイン
Claims (2)
- 母材引張強度が800MPa〜1200MPaのパイプライン用UO鋼管をシーム溶接する際に使用されるサブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックスにおいて、
質量%で、
CaO:5.0%以上、25.0%以下、
MgO:1.0%以上、5.0%以下、
Al2O3:15.0%超、30.0%以下、
CaF2:30.0%以上、50.0%以下、
SiO2:10.0%以上、20.0%以下、
MnO:0.5%以上、15.0%以下
を含有し、残部が不可避的不純物であり、且つ、式(1)で得られる塩基度Bが、1.2以上、3.2以下であることを特徴とする、サブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックス。
B=6.05N[CaO]+4.0N[MgO]+5.1N[CaF2]+4.8N[MnO]−0.2N[Al2O3]−6.31N[SiO2]・・・(1)
ここで、N[k]は成分kのモル分率を表す。 - さらに、質量%で、Li2OおよびK2Oのいずれか1種または2種を、合計で、0.2%以上、5.0%以下含有す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溶融型高塩基性フラックス。
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