JP5628082B2 - 多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックス - Google Patents
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Description
本発明は、造船などの大板継ぎに用いる多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスに関わり、特に３電極以上の多電極高速片面サブマージアーク溶接においても表ビード表面に鉄粒突起が発生せず、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、表ビードおよび裏ビードともに安定したビード形状・外観を得ることができ、さらに優れた機械性能の溶接金属が得られる多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスに関するものである。
サブマージアーク溶接は、高能率で安定した溶接作業性および溶接金属の機械性能が得
られることから、造船、鉄骨、造管、橋梁、車両など幅広い分野で適用されている。
近年、エネルギー産業の発展に伴い鋼材の高強度化および高靭性化、また構造物の大型化に伴う板厚の極厚化などが検討され、高強度または極厚の鋼材の適用比率が年々増加している。そこで、サブマージアーク溶接においては、溶接施工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金属の高靭性化の要望が極めて大きい。
られることから、造船、鉄骨、造管、橋梁、車両など幅広い分野で適用されている。
近年、エネルギー産業の発展に伴い鋼材の高強度化および高靭性化、また構造物の大型化に伴う板厚の極厚化などが検討され、高強度または極厚の鋼材の適用比率が年々増加している。そこで、サブマージアーク溶接においては、溶接施工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金属の高靭性化の要望が極めて大きい。
造船業界においては大型のバルクキャリア、タンカー、コンテナ運搬船等の建造数が年々増加傾向にあり、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、更なる溶接の高能率化と溶接部の高靭性化の要望が極めて大きい。この造船の建造工程の主軸である大板継は、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。）といわれる方法が多用されている。
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電極から送られるワイヤ５を用いて表側より表フラックス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２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２下の裏当銅板１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。
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
量が多く、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、溶接入熱量が多く、母材希釈率が大きいことが特徴である。
量が多く、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、溶接入熱量が多く、母材希釈率が大きいことが特徴である。
この片面サブマージアーク溶接方法には、焼成型フラックスであるボンドフラックスが主に適用されている。ボンドフラックスは、各種原材料に水ガラス等を添加して造粒し、５００℃程度で焼成したものであり、溶接金属の化学成分を自由に調整できること、また鉄粉を添加することができるため溶着効率を高められるという優れた特徴がある。
しかし、高速度の片面サブマージアーク溶接では、表ビード表面に鉄粒突起が発生し易く、またスラグがこびり付きやすい傾向がある。特にワイヤ電極数が３電極より４電極の方が顕著に発生する傾向があり、これは溶接速度に依存することが確認された。ワイヤ電極数を増やすと溶接速度を上げることが可能となり、その結果、４電極の方が速度は速くなるため、表ビード表面の鉄粒突起およびスラグこびり付きが発生し易くなる。
これらの点を考慮し、良好な溶接作業性および溶接金属機械性能が得られるサブマージ
アーク溶接用フラックスおよび片面溶接方法の開発が試みられている。例えば特開平５−３３７６５１号公報（特許文献１）には、４電極による高速片面サブマージアーク溶接方法に関する基礎的な技術の開示がある。これは高速度の片面サブマージアーク溶接において健全な欠陥の無い溶接金属を得るためにワイヤ径、溶接電流、電極間の距離、フラックスおよびワイヤ成分を限定し改善を図ったものである。
アーク溶接用フラックスおよび片面溶接方法の開発が試みられている。例えば特開平５−３３７６５１号公報（特許文献１）には、４電極による高速片面サブマージアーク溶接方法に関する基礎的な技術の開示がある。これは高速度の片面サブマージアーク溶接において健全な欠陥の無い溶接金属を得るためにワイヤ径、溶接電流、電極間の距離、フラックスおよびワイヤ成分を限定し改善を図ったものである。
特許文献１記載の技術は、健全な欠陥の無い溶接金属を得ることは可能であるが、表ビード表面の鉄粒突起およびスラグこびり付きは改善できず、厚板の大入熱溶接になると溶接金属の引張強度が低下し、さらに靭性が低下するため、安定した溶接作業性と良好な溶接金属機械性能は得られない。
特開平６−２７７８７８号公報（特許文献２）には、３電極以上の電極を使用した高速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に関する技術の開示がある。これはフラックスの成分を限定し、さらにフラックスの粒度構成および嵩密度を限定して、健全な表ビードおよび裏ビードの改善を図ったものである。しかし粒度構成において粒径８４０μｍを超える粒子が少ないので、フラックス全体の粒径が細かくなる。それにより溶接時のアーク状態が緻密に散布された細かいフラックスによってアークが広がり難くなりビード形状が凸になること、ガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークなどの溶接欠
陥を発生するため、健全で安定した表ビードおよび裏ビードを得ることはできない。
陥を発生するため、健全で安定した表ビードおよび裏ビードを得ることはできない。
また、特開平８−９９１７８号公報（特許文献３）には、３電極以上の電極を使用し、ワイヤ径、溶接電流、電極間の距離、電極のトーチ角度を限定し、健全な裏ビードを得るための技術の開示がある。特許文献３記載の技術は、健全な裏ビードを得ることは可能であるが、表ビード表面の鉄粒突起およびスラグこびり付きは改善できず、健全な表ビードを得ることはできない。
特開２００４−１５４８４１号公報（特許文献４）には、単電極による片面サブマージアーク溶接方法に関する技術の開示がある。本方法によれば表ビードおよび裏ビードともに健全で安定したビード形状および外観を得ることができるが、単電極溶接であるため溶接速度が遅く、溶接効率が低下し、著しく生産効率を下げることになる。
特開２００６−２７２３４８号公報（特許文献５）には、多電極高速片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスに関する技術の開示がある。これは高速度の片面サブマージアーク溶接における表ビード表面の鉄粒突起およびアンダーカットの改善を図ったものである。
特許文献５記載の技術によれば、フラックス組成の成分を限定し、特に鉄粒突起発生の原因として考えられる鉄粉（Ｆｅ）を５質量％以下とした結果、鉄粒突起の発生は減少したようである。しかし、高速度の片面溶接においてフラックス中のＦｅは安定した裏ビード形状および溶込みを得るための必須成分であり、また溶着効率を向上させることができるため、添加量が５質量％以下では安定した裏ビード形状を得ることができず、また溶着効率も低下するため、著しく溶接作業性および生産効率を劣化させる。
また、特開２００７−１３６５１６号公報（特許文献６）にも、多電極高速片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスに関する表ビード表面の鉄粒突起および溶接欠陥の改善を図った技術の開示がある。特許文献６記載の技術では特許文献５記載の技術と類似してフラックス組成の成分を限定し、特に鉄粒突起発生の原因として考えられる鉄粉（Ｆｅ）を５質量％以下、さらに適用継手板厚を１６ｍｍ以下としているが、前述したように適用継手板厚が１６ｍｍ以下でもフラックス中のＦｅ添加量が５質量％以下では安定した裏ビード形状を得ることができず、また溶着効率も低下するため、著しく溶接作業性および
生産効率を劣化させる。
特開平５−３３７６５１号公報
特開平６−２７７８７８号公報
特開平８−９９１７８号公報
特開２００４−１５４８４１号公報
特開２００６−２７２３４８号公報
特開２００７−１３６５１６号公報
生産効率を劣化させる。
本発明は、３電極以上の多電極高速片面サブマージアーク溶接においても表ビード表面に鉄粒突起が発生せず、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、表ビードおよび裏ビードともに安定したビード形状・外観を得ることができ、さらに優れた機械性能の溶接金属が得られる多電極片面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。
本発明者らは、前記課題を解決するために、フラックスの化学組成および粒度構成、見掛密度などについて検討を行った。その結果、フラックスの化学組成を限定し、さらにフラックスの粒度構成および見掛密度を限定することにより、３電極以上の多電極高速片面サブマージアーク溶接においても表ビード表面に鉄粒突起が発生せず、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、表ビードおよび裏ビードともに安定したビード形状・外観を得ることができ、さらに優れた機械性能の溶接金属が得られることを見出した。
すなわち、本発明の要旨は、多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスにお
いて、質量％で、ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：４〜１６％、ＭｇＯ：８〜２６％、ＭｎＯ：０．５〜５．０％、ＣａＯ：２〜１４％、ＣａＦ2：１．０〜８．０％、ＴｉＯ2：３〜１５％、Ｎａ2Ｏ：１．０〜５．０％、Ｂ2Ｏ3：０．１〜３．０％、Ｆｅ：１５〜４０％、Ｓｉ：１．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％を含有し、その他は脱酸剤、金属炭酸塩からのＣＯ 2 分、Ｋ 2 ＯおよびＬｉ 2 Ｏからなるアルカリ金属酸化物および不可避不純物の合計が３．８％以下であり、フラックスの粒度構成が質量％で、粒径８５０μｍ以上：２０〜４５％、粒径３００〜８５０μｍ：４０〜７５％、粒径１５０〜３００μｍ：３〜１５％、粒径１５０μｍ以下：５％以下で、見掛密度が０．９０〜１．３０ｇ／ｃｍ3であることを特徴とする多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスにある。
いて、質量％で、ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：４〜１６％、ＭｇＯ：８〜２６％、ＭｎＯ：０．５〜５．０％、ＣａＯ：２〜１４％、ＣａＦ2：１．０〜８．０％、ＴｉＯ2：３〜１５％、Ｎａ2Ｏ：１．０〜５．０％、Ｂ2Ｏ3：０．１〜３．０％、Ｆｅ：１５〜４０％、Ｓｉ：１．０〜５．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％を含有し、その他は脱酸剤、金属炭酸塩からのＣＯ 2 分、Ｋ 2 ＯおよびＬｉ 2 Ｏからなるアルカリ金属酸化物および不可避不純物の合計が３．８％以下であり、フラックスの粒度構成が質量％で、粒径８５０μｍ以上：２０〜４５％、粒径３００〜８５０μｍ：４０〜７５％、粒径１５０〜３００μｍ：３〜１５％、粒径１５０μｍ以下：５％以下で、見掛密度が０．９０〜１．３０ｇ／ｃｍ3であることを特徴とする多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスにある。
本発明の多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスによれば、３電極以上の
多電極高速片面サブマージアーク溶接においても表ビード表面に鉄粒突起が発生せず、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、表ビードおよび裏ビードともに安定したビード形状およびビード外観を得ることができ、さらに優れた機械性能の溶接金属を得ることができる。
多電極高速片面サブマージアーク溶接においても表ビード表面に鉄粒突起が発生せず、溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、表ビードおよび裏ビードともに安定したビード形状およびビード外観を得ることができ、さらに優れた機械性能の溶接金属を得ることができる。
本発明者らは、良好な溶接金属機械性能を維持し、表ビード表面に鉄粒突起が発生せず、溶接欠陥の無い優れた表ビードおよび裏ビード形状および外観を得るため、フラックスの化学組成、粒度構成および見掛密度などについて検討を行った。
造船建造の大板継に適用する多電極高速片面サブマージアーク溶接は、板厚が８ｍｍから４０ｍｍまでと幅広く、鋼板が厚くなるほど大入熱の溶接となる。そのため、大入熱溶接においても優れた溶接金属機械性能を得るために、フラックス中に脱酸剤、合金剤等を添加し、溶接金属の酸素量を低く抑え、焼入れ性を高める必要がある。しかし、過剰に脱酸剤および合金剤を添加すると、溶接金属の焼入れ性が過剰となり強度が高くなって靭性が低下する。そこで、様々な板厚における溶接入熱量の変化に対応したフラックスを開発するため種々の脱酸剤および合金剤を検討した結果、ＳｉおよびＭｏを適正量添加するこ
とによって、良好な溶接金属の引張強度および靭性が得られることを見出した。
とによって、良好な溶接金属の引張強度および靭性が得られることを見出した。
次に、溶接作業性の改善では、現在、造船の大板継に適用する片面サブマージアーク溶接の最重要課題とされている表ビード表面の鉄粒突起改善である。表ビードに鉄粒突起が発生すると、造船の塗装工程において鉄粒突起部分に塗料が大量に付着することや、鉄粒突起の形状によっては剥がれ易いものもあるため、剥離した部分は塗装が無くなり錆びが進行し易く耐食性を著しく低下させる。よって表ビード表面の鉄粒突起をグラインダーおよびショットブラスト等で除去しているため、生産性の低下によるコストアップが問題とされている。
上記懸念事項を改善するため、フラックスの化学組成について検討を行った。鉄粒突起が発生する原因は、フラックス中に添加する鉄粉（Ｆｅ）が原因であり、溶接時の溶接金属およびスラグ凝固過程においてフラックス中に添加された鉄粉が半溶融状態の溶接金属表面に溶け落ちて、完全に溶け込まない状態の時に表面に残るものである。
そこで、まずフラックス中の鉄粉を除去した結果、表ビード表面の鉄粒突起は無くなっ
たが、裏ビード形状が不安定で溶込み不良、アンダーカット等の溶接欠陥が発生し、さらに鉄粉を除去したことにより溶着効率が低下するため、溶接速度低下に伴って、生産性が著しく低下した。以上のことから、高速度の片面サブマージアーク溶接では安定した裏ビード形状、溶込みと高い溶着効率を得るためには、フラックス中の鉄粉は必須成分であり、除去できないことが判明した。
たが、裏ビード形状が不安定で溶込み不良、アンダーカット等の溶接欠陥が発生し、さらに鉄粉を除去したことにより溶着効率が低下するため、溶接速度低下に伴って、生産性が著しく低下した。以上のことから、高速度の片面サブマージアーク溶接では安定した裏ビード形状、溶込みと高い溶着効率を得るためには、フラックス中の鉄粉は必須成分であり、除去できないことが判明した。
そこで鉄粉添加型のフラックスを前提として更にフラックス化学組成の検討を行った結
果、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2等のスラグ組成を最適化することによって大幅に鉄粒突起を減少できることを見出した。しかし、フラックス化学組成は溶接作業性や溶接金属機械性能に大きな影響を及ぼすため、良好な溶接作業性と溶接金属機械性能を維持し、鉄粒突起を完全に無くすことはフラックス化学組成の検討だけで改善することはできなかった。
果、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＴｉＯ2等のスラグ組成を最適化することによって大幅に鉄粒突起を減少できることを見出した。しかし、フラックス化学組成は溶接作業性や溶接金属機械性能に大きな影響を及ぼすため、良好な溶接作業性と溶接金属機械性能を維持し、鉄粒突起を完全に無くすことはフラックス化学組成の検討だけで改善することはできなかった。
本発明者らは、この鉄粒突起の更なる改善としてフラックス粒度に着目した。鉄粒突起はフラックス中に含まれる鉄粉が溶け落ちることによって発生するので、溶接時の早い段階でフラックス中の鉄粉が下の溶融金属に溶け落ちるようフラックスの粒度を調整した。その結果、最適な粒度構成とすることによって鉄粒突起の発生が無くなり良好な表ビード形状および外観が得られることを見出した。
以下に、本発明の多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスのフラックス成分組成、粒度構成、見掛密度の限定理由について説明する。なお、以下の％は、質量％を示す。
ＳｉＯ2は、良好な溶接ビードを形成するための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て靭性が低下する。ＳｉＯ2が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不良になり、また、特に高速度の片面サブマージアーク溶接においては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低下する。したがって、ＳｉＯ2は１０〜３０％とする。
ＳｉＯ2は、良好な溶接ビードを形成するための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て靭性が低下する。ＳｉＯ2が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不良になり、また、特に高速度の片面サブマージアーク溶接においては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低下する。したがって、ＳｉＯ2は１０〜３０％とする。
Ａｌ2Ｏ3は、高速度の片面サブマージアーク溶接で良好なスラグ剥離性およびビード外
観を得るためには極めて重要な成分である。また、アーク安定性を良好にする効果もある。Ａｌ2Ｏ3が４％未満ではその効果が得られない。一方、１６％を超えると凸ビードとなりスラグ剥離性も不良になる。したがって、Ａｌ2Ｏ3は４〜１６％とする。
観を得るためには極めて重要な成分である。また、アーク安定性を良好にする効果もある。Ａｌ2Ｏ3が４％未満ではその効果が得られない。一方、１６％を超えると凸ビードとなりスラグ剥離性も不良になる。したがって、Ａｌ2Ｏ3は４〜１６％とする。
ＭｇＯは、スラグの耐火性および塩基度を高くして靭性を向上させる効果がある。Ｍｇ
Ｏが８％未満では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、２６％を超えるとフラックスの軟化溶融点が高くなり、ビード表面に突起物の発生や波目が粗くなり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は８〜２６％とする。
Ｏが８％未満では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、２６％を超えるとフラックスの軟化溶融点が高くなり、ビード表面に突起物の発生や波目が粗くなり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は８〜２６％とする。
ＭｎＯは、スラグの粘性、流動性および融点の調整をするのに有効な成分である。Ｍｎ
Ｏが０．５％未満ではスラグの粘度が低下して流動性が悪くなり、特に高速度の片面サブマージアーク溶接においてはビード蛇行およびアンダーカットが生じる。一方、５．０％を超えるとスラグの粘度が高くなりすぎてスラグ巻き込み、焼き付きが発生してスラグ剥離性が不良になる。したがって、ＭｎＯは０．５〜５．０％とする。
Ｏが０．５％未満ではスラグの粘度が低下して流動性が悪くなり、特に高速度の片面サブマージアーク溶接においてはビード蛇行およびアンダーカットが生じる。一方、５．０％を超えるとスラグの粘度が高くなりすぎてスラグ巻き込み、焼き付きが発生してスラグ剥離性が不良になる。したがって、ＭｎＯは０．５〜５．０％とする。
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。ＣａＯが２
％未満ではビード趾端部のなじみが悪くビード外観が不良となり、高速度の片面サブマージアーク溶接ではアンダーカットも生じる。一方、１４％を超えるとスラグ流動性が不良となりビード高さが不均一でスラグ剥離性も不良になる。したがって、ＣａＯは２〜１４％とする。
％未満ではビード趾端部のなじみが悪くビード外観が不良となり、高速度の片面サブマージアーク溶接ではアンダーカットも生じる。一方、１４％を超えるとスラグ流動性が不良となりビード高さが不均一でスラグ剥離性も不良になる。したがって、ＣａＯは２〜１４％とする。
ＣａＦ2は、靭性改善に効果があるが、融点が低いので過多になるとビードの平滑性が
損なわれる。ＣａＦ2が１．０％未満では靭性改善の効果がなく、８．０％を超えるとビード外観が不良となる。したがって、ＣａＦ2は１．０〜８．０％とする。
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３％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ビード外観およびスラグ剥離性が不良になるので、その含有量を３〜１５％とする。
損なわれる。ＣａＦ2が１．０％未満では靭性改善の効果がなく、８．０％を超えるとビード外観が不良となる。したがって、ＣａＦ2は１．０〜８．０％とする。
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３％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ビード外観およびスラグ剥離性が不良になるので、その含有量を３〜１５％とする。
Ｎａ2Ｏは、高速度の片面サブマージアーク溶接において安定したアーク状態を得るた
めには極めて重要な成分である。Ｎａ2Ｏが１．０％未満ではその効果が得られない。一方、５．０％を超えるとビード表面の光沢が失われ外観が不良になる。さらに、溶接ヒュームの発生量が著しく増加する。したがって、Ｎａ2Ｏは１．０〜５．０％とする。
めには極めて重要な成分である。Ｎａ2Ｏが１．０％未満ではその効果が得られない。一方、５．０％を超えるとビード表面の光沢が失われ外観が不良になる。さらに、溶接ヒュームの発生量が著しく増加する。したがって、Ｎａ2Ｏは１．０〜５．０％とする。
Ｂ2Ｏ3は、靭性の向上に効果がある。その含有量が０．１％未満では靭性向上の効果が
得られず、３．０％を超えると溶接金属が硬化しかえって靭性が低下するので、その含有量を０．１〜３．０％とする。
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１５％未満では溶着効率が低下し、アークの集中性が劣るので裏ビードのビード形状が不安定になる。一方、４０％を超えるとビード表面に鉄粒突起が発生してスラグ剥離性が不良になるので、その含有量を１５〜４０％とする。
得られず、３．０％を超えると溶接金属が硬化しかえって靭性が低下するので、その含有量を０．１〜３．０％とする。
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１５％未満では溶着効率が低下し、アークの集中性が劣るので裏ビードのビード形状が不安定になる。一方、４０％を超えるとビード表面に鉄粒突起が発生してスラグ剥離性が不良になるので、その含有量を１５〜４０％とする。
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１．０％未満では
脱酸効果が得られず靭性が低下する。５．０％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が低下するので、その含有量を１．０〜５．０％とする。
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強度が低くなり靭性向上にも効果がなく、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低下するので、その含有量を０．１〜３．０％とする。
脱酸効果が得られず靭性が低下する。５．０％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が低下するので、その含有量を１．０〜５．０％とする。
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強度が低くなり靭性向上にも効果がなく、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低下するので、その含有量を０．１〜３．０％とする。
フラックスの粒度構成で粒径が８５０μｍ以上の粒子は、表ビードの鉄粒突起を減少す
る極めて重要な粒子である。８５０μｍ以上の粒子が２０％未満では表ビードに鉄粒突起が発生し、ビード形状が凸になる。さらにガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークなどの溶接欠陥も発生する。一方、４５％を超えると表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり、裏ビード形状が不安定となる。したがって、粒径８５０μｍ以上の粒子は２０〜４５％とする。
る極めて重要な粒子である。８５０μｍ以上の粒子が２０％未満では表ビードに鉄粒突起が発生し、ビード形状が凸になる。さらにガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークなどの溶接欠陥も発生する。一方、４５％を超えると表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり、裏ビード形状が不安定となる。したがって、粒径８５０μｍ以上の粒子は２０〜４５％とする。
フラックス粒度構成で粒径が３００〜８５０μｍの粒子も表ビードの鉄粒突起を減少す
る極めて重要な粒子である。３００〜８５０μｍの粒子が４０％未満では表ビードに鉄粒突起が発生し、ビード形状が凸になる。さらにガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークなどの溶接欠陥も発生する。一方、７５％を超えると表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定となる。したがって、粒径３００〜８５０μｍの粒子は４０〜７５％とする。
る極めて重要な粒子である。３００〜８５０μｍの粒子が４０％未満では表ビードに鉄粒突起が発生し、ビード形状が凸になる。さらにガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークなどの溶接欠陥も発生する。一方、７５％を超えると表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定となる。したがって、粒径３００〜８５０μｍの粒子は４０〜７５％とする。
フラックス粒度構成で粒径が１５０〜３００μｍの粒子は、安定した表ビードおよび裏
ビード形状を形成するための重要な粒子である。１５０〜３００μｍの粒子が３％未満では細かい粒子が少なすぎてアークの集中性が悪くなり健全な溶込み形状を得られず裏ビードが不安定となる。一方、１５％を超えると全体的にフラックス粒径が細かくなることにより表ビード幅が狭くなり、また、ガス抜けの劣化によってピットおよびポックマークなどの溶接欠陥が発生する。したがって、粒径１５０〜３００μｍの粒子は３〜１５％とする。
ビード形状を形成するための重要な粒子である。１５０〜３００μｍの粒子が３％未満では細かい粒子が少なすぎてアークの集中性が悪くなり健全な溶込み形状を得られず裏ビードが不安定となる。一方、１５％を超えると全体的にフラックス粒径が細かくなることにより表ビード幅が狭くなり、また、ガス抜けの劣化によってピットおよびポックマークなどの溶接欠陥が発生する。したがって、粒径１５０〜３００μｍの粒子は３〜１５％とする。
フラックス粒度構成で粒径が１５０μｍ以下の粒子は、表ビード形状およびスラグ剥離
性を不良にする粒子である。１５０μｍ以下の粒子が５％を超えるとビード表面に鉄粒突起が発生してスラグがこびり付き易く剥離性が悪くなり、表ビード幅が狭くなる。さらにガス抜けの劣化によってピットおよびポックマークなどの溶接欠陥も発生する。したがって、粒径１５０μｍ以下の粒子は５％以下とする。
性を不良にする粒子である。１５０μｍ以下の粒子が５％を超えるとビード表面に鉄粒突起が発生してスラグがこびり付き易く剥離性が悪くなり、表ビード幅が狭くなる。さらにガス抜けの劣化によってピットおよびポックマークなどの溶接欠陥も発生する。したがって、粒径１５０μｍ以下の粒子は５％以下とする。
フラックスの見掛密度は、安定した表ビードおよび裏ビードを形成するための重要な因
子である。見掛密度が０．９０ｇ／ｃｍ3未満では溶接時のアーク吹上げが激しくなりアークが不安定となる。また、表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定となる。一方、１．３０ｇ／ｃｍ3を超えるとアーク雰囲気が押し潰され、表ビード幅が狭く凸形状となりアンダーカットも生じる。したがって、フラックスの見掛密度は０．９０〜１．３０ｇ／ｃｍ3とする。
子である。見掛密度が０．９０ｇ／ｃｍ3未満では溶接時のアーク吹上げが激しくなりアークが不安定となる。また、表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定となる。一方、１．３０ｇ／ｃｍ3を超えるとアーク雰囲気が押し潰され、表ビード幅が狭く凸形状となりアンダーカットも生じる。したがって、フラックスの見掛密度は０．９０〜１．３０ｇ／ｃｍ3とする。
その他は、Ｍｎ、ＴｉおよびＡｌなどの脱酸剤、金属炭酸塩からのＣＯ2 分、Ｋ 2 Ｏおよ
びＬｉ 2 Ｏからなるアルカリ金属酸化物およびＰ、Ｓ等の不可避不純物の合計が３．８％以下であり、ＰおよびＳは共に低融点の化合物を生成して靭性を低下させるのでできるだけ低いことが好ましい。また、本発明の多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスを用いた片面溶接は、安定したアーク、ワイヤ送給性、溶着効率向上を可能とした溶接をするために、組合せるワイヤ径は４．０〜６．４ｍｍとし、３電極以上の多電極片面サブマージアーク溶接に適用する。
びＬｉ 2 Ｏからなるアルカリ金属酸化物およびＰ、Ｓ等の不可避不純物の合計が３．８％以下であり、ＰおよびＳは共に低融点の化合物を生成して靭性を低下させるのでできるだけ低いことが好ましい。また、本発明の多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスを用いた片面溶接は、安定したアーク、ワイヤ送給性、溶着効率向上を可能とした溶接をするために、組合せるワイヤ径は４．０〜６．４ｍｍとし、３電極以上の多電極片面サブマージアーク溶接に適用する。
以下、実施例により本発明の効果をさらに詳細に説明する。
表１に示す各種フラックス成分および粒度構成、見掛密度に調整したボンドフラックスと表２に示す化学組成の裏フラックス、表３に示す化学組成のワイヤを用いて、表４に示す化学組成の板厚２０ｍｍの鋼板を図２に示す開先角度５０°、ルートフェイス３ｍｍの開先形状に加工し、表５に示す３電極または４電極による溶接条件で、図１に示すＦＣｕＢ片面サブマージアーク溶接試験を実施した。
表１に示す各種フラックス成分および粒度構成、見掛密度に調整したボンドフラックスと表２に示す化学組成の裏フラックス、表３に示す化学組成のワイヤを用いて、表４に示す化学組成の板厚２０ｍｍの鋼板を図２に示す開先角度５０°、ルートフェイス３ｍｍの開先形状に加工し、表５に示す３電極または４電極による溶接条件で、図１に示すＦＣｕＢ片面サブマージアーク溶接試験を実施した。
なお、表１に示す各試作ボンドフラックスは水ガラスを固着材として造粒した後、４０
０〜５５０℃で２時間焼成し、各種粒度構成および見掛密度に整粒した。また、表３に示すワイヤは原線を縮径、焼成、酸洗、メッキして素線とし、それらの素線を４．８ｍｍおよび６．４ｍｍ径まで伸線して用いた。
０〜５５０℃で２時間焼成し、各種粒度構成および見掛密度に整粒した。また、表３に示すワイヤは原線を縮径、焼成、酸洗、メッキして素線とし、それらの素線を４．８ｍｍおよび６．４ｍｍ径まで伸線して用いた。
溶接金属の機械性能評価は、溶接試験体の鋼板板厚の中央を中心にシャルピー衝撃試験
片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号）および引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１ Ａ１号）を採取して、機械試験を実施した。靭性の評価は、試験温度０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、各々繰返し数３本の平均値で評価した。なお、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは１００Ｊ以上を良好とした。引張強度の評価は４９０ＭＰａ以上を良好とした。これらの調査結果を表６にまとめて示す。
片（ＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号）および引張試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０１ Ａ１号）を採取して、機械試験を実施した。靭性の評価は、試験温度０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、各々繰返し数３本の平均値で評価した。なお、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは１００Ｊ以上を良好とした。引張強度の評価は４９０ＭＰａ以上を良好とした。これらの調査結果を表６にまとめて示す。
Ｆ２２は比較例である。
本発明例であるフラックス記号Ｆ１〜Ｆ１０は、いずれもフラックスの化学組成、粒度
構成および見掛密度が適正であるので３電極または４電極による片面サブマージアーク溶接ともに表ビード表面の鉄粒突起およびスラグこびり付きは無く溶接作業性が良好で、溶接部に欠陥が無く、溶接金属の機械性能も優れており、極めて満足な結果であった。
構成および見掛密度が適正であるので３電極または４電極による片面サブマージアーク溶接ともに表ビード表面の鉄粒突起およびスラグこびり付きは無く溶接作業性が良好で、溶接部に欠陥が無く、溶接金属の機械性能も優れており、極めて満足な結果であった。
比較例中フラックス記号Ｆ１１は、ＳｉＯ2が低いのでビード外観およびスラグ剥離性
が不良でアンダーカットが発生した。また、Ｍｏが高いので溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。フラックス記号Ｆ１２は、ＳｉＯ2が多いので溶接金属の酸素量が多く吸収エネルギーが低値であった。また、ＭｎＯが少ないのでビードが蛇行してアンダーカットが生じた。さらに、Ｎａ2Ｏが多いのでビード表面の光沢がなく外観が不良で、溶接ヒュームの発生量も著しく多かった。
が不良でアンダーカットが発生した。また、Ｍｏが高いので溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。フラックス記号Ｆ１２は、ＳｉＯ2が多いので溶接金属の酸素量が多く吸収エネルギーが低値であった。また、ＭｎＯが少ないのでビードが蛇行してアンダーカットが生じた。さらに、Ｎａ2Ｏが多いのでビード表面の光沢がなく外観が不良で、溶接ヒュームの発生量も著しく多かった。
フラックス記号Ｆ１３は、Ａｌ2Ｏ3が少ないのでスラグ剥離性およびビード外観が不良
であった。また、Ｆｅが少ないので溶着効率が悪く、アークの集中性が悪く裏ビードのビード形状が不安定であった。さらに、Ｍｏが少ないので溶接金属の引張強度が低く吸収エネルギーも低値であった。
であった。また、Ｆｅが少ないので溶着効率が悪く、アークの集中性が悪く裏ビードのビード形状が不安定であった。さらに、Ｍｏが少ないので溶接金属の引張強度が低く吸収エネルギーも低値であった。
フラックス記号Ｆ１４は、Ａｌ2Ｏ3が多いのでビード形状およびスラグ剥離性が不良で
あった。また、Ｓｉが少ないので酸素量が多く吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径１５０〜３００μｍの粒子が少ないのでアークの集中性が悪く健全な溶込み形状を得られず裏ビードが不安定であった。
あった。また、Ｓｉが少ないので酸素量が多く吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径１５０〜３００μｍの粒子が少ないのでアークの集中性が悪く健全な溶込み形状を得られず裏ビードが不安定であった。
フラックス記号Ｆ１５は、ＭｇＯが少ないので溶接金属の酸素量が多く吸収エネルギー
が低値であった。また、ＴｉＯ2が多いのでビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなりビード外観およびスラグ剥離性が不良であった。さらに、フラックスの見掛密度が小さいので溶接時のアーク吹上げが激しくなりアークが不安定であった。
が低値であった。また、ＴｉＯ2が多いのでビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなりビード外観およびスラグ剥離性が不良であった。さらに、フラックスの見掛密度が小さいので溶接時のアーク吹上げが激しくなりアークが不安定であった。
フラックス記号Ｆ１６は、ＭｇＯが多いのでビード表面に突起物の発生や波目が粗くな
りスラグ剥離性およびビード外観が不良であった。また、Ｓｉが多いので溶接金属の引張強さが高くなり吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径３００〜８５０μｍの粒子が多いので表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定であった。
りスラグ剥離性およびビード外観が不良であった。また、Ｓｉが多いので溶接金属の引張強さが高くなり吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径３００〜８５０μｍの粒子が多いので表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定であった。
フラックス記号Ｆ１７は、ＭｎＯが多いのでスラグ剥離性が不良で、スラグ巻き込み欠
陥が生じた。また、ＣａＦ2が多いのでビード形状が不良であった。さらに、Ｂ2Ｏ3が多いので溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。また、フラックスの粒度構成で粒径８５０μｍ以上の粒子が多いので表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定であった。
陥が生じた。また、ＣａＦ2が多いのでビード形状が不良であった。さらに、Ｂ2Ｏ3が多いので溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。また、フラックスの粒度構成で粒径８５０μｍ以上の粒子が多いので表ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなり裏ビード形状が不安定であった。
フラックス記号Ｆ１８は、ＣａＯが少ないのでビード外観が不良でアンダーカットも生
じた。また、Ｂ2Ｏ3が少ないので溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径８５０μｍ以上の粒子が少ないので表ビードに鉄粒突起が発生し、ガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークが発生した。
じた。また、Ｂ2Ｏ3が少ないので溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径８５０μｍ以上の粒子が少ないので表ビードに鉄粒突起が発生し、ガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークが発生した。
フラックス記号Ｆ１９は、ＣａＯが多いのでビード外観およびスラグ剥離性が不良であ
った。また、ＣａＦ2が少ないので溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径３００〜８５０μｍの粒子が少ないので表ビードに鉄粒突起が発生し、ガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークが発生した。
った。また、ＣａＦ2が少ないので溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径３００〜８５０μｍの粒子が少ないので表ビードに鉄粒突起が発生し、ガス抜けが悪くなりピットおよびポックマークが発生した。
フラックス記号Ｆ２０は、ＴｉＯ2が少ないのでビード表面の平滑性が悪く、溶接金属
の吸収エネルギーが低値であった。またＮａ2Ｏが少ないのでアーク状態が不安定でビード形状が不良であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径１５０〜３００μｍの粒子が多いので表ビード幅が狭く、ガス抜けが悪くピットおよびポックマークも発生した。
の吸収エネルギーが低値であった。またＮａ2Ｏが少ないのでアーク状態が不安定でビード形状が不良であった。さらに、フラックスの粒度構成で粒径１５０〜３００μｍの粒子が多いので表ビード幅が狭く、ガス抜けが悪くピットおよびポックマークも発生した。
フラックス記号Ｆ２１は、Ｆｅが多いのでビード表面に鉄粒突起が発生しスラグ剥離性
が不良であった。また、フラックスの見掛密度が大きいので表ビード幅が狭く凸形状となりアンダーカットも生じた。フラックス記号Ｆ２２は、フラックスの粒度構成で粒径１５
０μｍ以下の粒子が多いのでビード表面に鉄粒突起が発生しスラグがこびり付き剥離性
が不良で、表ビード幅が狭くなった。また、ガス抜けが悪くピットおよびポックマークも発生した。
が不良であった。また、フラックスの見掛密度が大きいので表ビード幅が狭く凸形状となりアンダーカットも生じた。フラックス記号Ｆ２２は、フラックスの粒度構成で粒径１５
０μｍ以下の粒子が多いのでビード表面に鉄粒突起が発生しスラグがこびり付き剥離性
が不良で、表ビード幅が狭くなった。また、ガス抜けが悪くピットおよびポックマークも発生した。
１ 裏当銅板
２ 裏フラックス
３ エアーホース
４ 被溶接鋼板
５ ワイヤ
６ 表フラックス
特許出願人 日鐵住金溶接工業株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１
２ 裏フラックス
３ エアーホース
４ 被溶接鋼板
５ ワイヤ
６ 表フラックス
特許出願人 日鐵住金溶接工業株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１
Claims (1)
- 多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックスにおいて、質量％で、
ＳｉＯ2：１０〜３０％、
Ａｌ2Ｏ3：４〜１６％、
ＭｇＯ：８〜２６％、
ＭｎＯ：０．５〜５．０％、
ＣａＯ：２〜１４％、
ＣａＦ2：１．０〜８．０％、
ＴｉＯ2：３〜１５％、
Ｎａ2Ｏ：１．０〜５．０％、
Ｂ2Ｏ3：０．１〜３．０％、
Ｆｅ：１５〜４０％、
Ｓｉ：１．０〜５．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％を含有し、
その他は脱酸剤、金属炭酸塩からのＣＯ 2 分、Ｋ 2 ＯおよびＬｉ 2 Ｏからなるアルカリ金属酸化物および不可避不純物の合計が３．８％以下であり、フラックスの粒度構成が質量％で、粒径８５０μｍ以上：２０〜４５％、粒径３００〜８５０μｍ：４０〜７５％、粒径１５０〜３００μｍ：３〜１５％、粒径１５０μｍ以下：５％以下で、見掛密度が０．９０〜１．３０ｇ／ｃｍ3であることを特徴とする多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックス。
Priority Applications (1)
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| JP2011088311A JP5628082B2 (ja) | 2011-04-12 | 2011-04-12 | 多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックス |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011088311A JP5628082B2 (ja) | 2011-04-12 | 2011-04-12 | 多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックス |
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| Publication Number | Publication Date |
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| JP2012218053A JP2012218053A (ja) | 2012-11-12 |
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ID=47270158
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP2011088311A Active JP5628082B2 (ja) | 2011-04-12 | 2011-04-12 | 多電極片面サブマージアーク溶接用ボンドフラックス |
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| CN108145343B (zh) * | 2016-12-05 | 2020-08-25 | 株式会社神户制钢所 | 埋弧焊用焊剂 |
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| JPS5881593A (ja) * | 1981-11-06 | 1983-05-16 | Kawasaki Steel Corp | 多電極タンデム高速サブマージアーク溶接方法 |
| JP2978350B2 (ja) * | 1992-04-06 | 1999-11-15 | 新日本製鐵株式会社 | 多電極片面サブマージアーク溶接法 |
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| JP4427416B2 (ja) * | 2004-08-10 | 2010-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。 |
| JP4537310B2 (ja) * | 2005-12-01 | 2010-09-01 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 低温用鋼の片面サブマージアーク溶接方法および溶接金属 |
-
2011
- 2011-04-12 JP JP2011088311A patent/JP5628082B2/ja active Active
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