JP5922078B2 - サブマージアーク溶接に用いる溶融型フラックス - Google Patents

Description

本発明は、サブマージアーク溶接に好適な溶融型フラックスに関するもので、特にラインパイプ、原油タンク、ＬＰＧタンク等に用いられる高張力鋼をサブマージアーク溶接する際に好適に用いられ、溶接後の水素起因の割れを生じることなく、スラグ剥離性とビード形状とが優れていることから、溶接作業性が良好で、しかも溶接金属の酸素量が低く、溶接金属の低温靭性が向上する溶融型フラックスに関するものである。

ラインパイプや各種タンク等に用いられるＵＯＥ鋼管、鋼材の自動溶接技術として、ＭＩＧ溶接、CO₂溶接、サブマージアーク溶接が従来から知られている。その中でもサブマージアーク溶接は、高能率で施工でき、かつ高性能な溶接金属を得ることができる溶接技術として広く採用されている。
サブマージアーク溶接で用いるフラックスは、溶融型フラックスと焼成型フラックスがある。溶融型フラックスは、種々の鉱物質を原材料として1200℃以上の高温度で溶融し、冷却して固化した後、さらに粉末状に粉砕したものであり、吸湿し難く、かつ取扱いや保管が容易であるという利点を持つ。一方で、焼成型フラックスは、原材料に結合剤（たとえば水ガラス等）を少量加えて造粒した後、約600℃で焼成したものであり、溶接金属の組成を容易に調節できるという利点を有するが、反面、吸湿し易いという欠点を持つ。

溶融型フラックスと焼成型フラックスは、いずれも溶接部を大気から遮断して溶接金属の酸化、窒化を防止するとともに、溶融メタルとの冶金反応によって短時間で清浄な溶接金属を形成する等、サブマージアーク溶接にて重要な機能を果たす。
とりわけ溶融型フラックスは、多電極の高速溶接に適しており、良好なビード外観が得られるので、ラインパイプ用のＵＯＥ鋼管のように高速溶接性質が要求される場合に、使用されることが多い。

溶融型フラックスの組成を調節して、溶接金属中の酸素量を低減すれば、溶接金属の靭性を高めることができる。溶融型フラックスの組成を調節する一つの手段として、塩基度を上げる方法が知られている。しかし、単に溶融型フラックスの塩基度を上げるだけでは、溶接金属の酸素量をある程度は低減できるものの、良好なビード形状が得られず、しかも溶接スラグの剥離性が劣化する問題が残る。

この問題を解決するために、高塩基度の溶融型フラックスが種々提案されている。たとえば特許文献１に、CaOをMgOやBaOに置換し、さらにアルカリ金属化合物を添加した溶融型フラックス、特許文献２に、Na₂B₄O₇を添加した溶融型フラックスが開示されている。これら特許文献１、２に開示された溶融型フラックスは、いずれも成分を規定することによって、溶接金属の靭性向上を達成するとともに、溶接作業性を改善するものである。作業性の中でも、特に溶接スラグ剥離性の改善に関しては、特許文献３にTiO₂やZrO₂を多量に添加した溶融型フラックスのスラグ剥離性を改善する方法としてFeOを添加する技術が開示されている。

また、ラインパイプの高強度化のニーズが高まっていることから、厚肉高強度のＵＯＥ鋼管の需要が増加しているが、高張力鋼の溶接によって形成される溶接金属は、溶接後に水素起因の割れ感受性が高まるので、溶接金属の低水素化を図る必要がある。そのため、高張力鋼のサブマージアーク溶接では、溶接金属の低酸素化のみならず、上記したように低水素化を達成できる溶融型フラックスを使用する必要がある。

ところが溶接金属の低酸素化を達成するために高塩基度の溶融型フラックスを使用すると、溶接金属の水素量が増加する傾向が強くなる。これは、溶融型フラックスの塩基度の上昇によって、スラグ中のCa₄F₂Si₂O₇（以下、Cuspidineという）が増加することが原因である。つまりCuspidineは、CaO、CaF₂、SiO₂からなる化合物であり、高温で溶解するときに、結晶構造内に水素を取込み易い物質であるから、スラグ中のCuspidineの増加に伴って、溶接金属の水素量が増加すると考えられる。

特開昭60−187495号公報 特開昭64−53799号公報 特許第4484079号公報

耐サワー環境で使用されるラインパイプは、溶接部の硬化性を下げる（すなわち靭性を高める）ために溶接金属中の合金元素量を低く抑える必要があり、かつ酸素量も低減する必要がある。また、スラグの剥離性、ビードの形状、溶接施工の作業性は、溶接金属中の酸素量を低減しながら、改善する必要がある。
一方で、高強度ラインパイプは、溶接金属の低温割れ（すなわち水素起因の割れ）感受性を抑えるために、溶接金属中の水素量を低減する必要がある。
ところが、溶接金属中の酸素量の低減と水素量の低減とを併せて可能にし、しかも高速溶接（溶接速度200cm／分以上）におけるビードの形状やスラグの剥離性など溶接施工の作業性に優れた溶融型フラックスは、未だ開発されていない。

そこで本発明は、ラインパイプ等の高い靭性が要求される溶接金属を形成するためのサブマージアーク溶接にて、溶接金属の低酸素化と低水素化とを達成でき、しかも溶接作業性（すなわちスラグ剥離性、ビードの形状等）も良好な溶融型フラックスを提供することを目的とする。

発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行なった結果、溶接金属の低酸素化のためには、溶融型フラックスの塩基度を所定の値に規定する必要があり、溶接金属の低水素化のためには、Cuspidineの晶出を抑える溶融型フラックスを使用する必要がある。すなわち、Cuspidine領域を避けたうえでフラックスの塩基度を高めることが必要である。これに加えて、溶接作業性、特にスラグ剥離性を改善するためには、FeOを適量添加する必要があることを見出した。フラックス中のFeOが不足することによるスラグ剥離性劣化のメカニズムは明確ではないが、フラックスのFeO溶解度が大きくなり、FeOを取り込むべく地鉄に侵入し、結果として地鉄と酸化スケールの界面が凹凸となって剥離性が劣化するものと推定している。本発明は、このような知見に基づいてなされたものである。

なお本発明では、溶接金属の酸素量、溶接施工の作業性、ビードの形状のバランスをとる上で、塩基度として下記の(1)式で算出されるＢＩ値を用いる。
すなわち本発明は、サブマージアーク溶接で用いる溶融型フラックスであって、SiO₂：10〜27質量％、MnO：２〜10質量％、TiO₂：２〜６質量％、CaO：10〜25質量％、CaF₂：15〜40質量％、Al₂O₃：５〜30質量％、MgO：２〜10質量％、FeO：0.3〜３質量％、B₂O₃：0.6質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物からなるとともに、そのSiO₂、MnO、TiO₂、CaO、CaF₂、Al₂O₃、MgOの含有量（質量％）をそれぞれ［％SiO₂］、［％MnO］、［％TiO₂］、［％CaO］、［％CaF₂］、［％Al₂O₃］、［％MgO］として、下記の(1)式で算出されるＢＩ値が1.3以上2.5以下を満足し、かつ［％CaF₂］／［％CaO］が１以上を満足する溶融型フラックスである。
ＢＩ＝〔0.5［％MnO］＋［％CaO］＋［％MgO］＋［％CaF₂］〕÷
〔［％SiO₂］＋0.5（［％TiO₂］＋［％Al₂O₃］）〕 ・・・(1)

本発明の溶融型フラックスにおいては、前記した組成に加えて更に、LiO₂：0.2〜２質量％、Na₂O：0.2〜２質量％、K₂O：0.2〜２質量％から選ばれる１種、または２種以上を合計で0.2〜２質量％の範囲で含有することが好ましい。また、BaO：0.3〜３質量％、ZrO₂：0.3〜３質量％から選ばれる１種、または２種を合計で0.3〜３質量％の範囲で含有することが好ましい。

本発明によれば、厳しい環境で使用されるラインパイプや各種タンクのサブマージアーク溶接において、靭性が高くかつ水素起因の割れが生じない溶接金属が得られる。しかも優れた溶接スラグ剥離性、ビード形状を有し、溶接施工の作業性も良好であるから、産業上格段の効果を奏する。

まず、本発明の溶融型フラックスの成分について説明する。
(a)SiO₂
SiO₂は、スラグをガラス化させるとともに、ビードの外観および溶接金属の靭性に多大な影響を及ぼす重要な成分である。溶融型フラックスのSiO₂の含有量が10質量％未満では、十分な幅のビードが形成されず、ビードの形状が劣る。一方、27質量％を超えると、良好な形状のビードが形成されるが、溶接金属の酸素量が増加して靭性の劣化を招く。したがって、溶融型フラックスのSiO₂の含有量は10〜27質量％の範囲内とした。好ましくは16〜25質量％の範囲である。

(b)MnO
MnOは、スラグの流動性を向上させ、ビードの形状を滑らかにする成分である。溶融型フラックスのMnOの含有量が２質量％未満では、その効果が得られない。一方、10質量％を超えると、溶接金属の酸素量が増加して靭性の劣化を招く。したがって、溶融型フラックスのMnOの含有量は２〜10質量％の範囲内とした。好ましくは２〜７質量％の範囲である。

(c)TiO₂
TiO₂は、スラグの剥離性に影響を及ぼす成分である。溶融型フラックスのTiO₂の含有量が２質量％未満では、スラグの剥離性が改善されず、ビードに焼付きやすくなる。一方、６質量％を超えると、良好な形状のビードが得られない。したがって、溶融型フラックスのTiO₂の含有量は２〜６質量％の範囲内とした。

(d)CaO
CaOは、溶融型フラックスの塩基度（ＢＩ値）を高めて、溶接金属の酸素量を低減することによって、溶接金属の靭性を向上させる成分である。溶融型フラックスのCaOの含有量が10質量％未満では、塩基度が低くなり、溶接金属の靭性が劣化すると同時に、ビードの形状が劣る。一方、25質量％を超えると、ビードの表面にあばた等の欠陥が生じやすくなる。したがって、溶融型フラックスのCaOの含有量は10〜25質量％の範囲内とした。好ましくは13〜22質量％の範囲である。

(e)CaF₂
CaF₂は、溶接金属の酸素量を低減して靭性の向上させる成分である。溶融型フラックスのCaF₂の含有量が15質量％未満では、その効果が得られない。一方、40質量％を超えると、スラグが剥離しにくくなる。したがって、溶融型フラックスのCaF₂の含有量は15〜40質量％の範囲内とした。好ましくは20〜35質量％の範囲である。

(f)Al₂O₃
Al₂O₃は、スラグのガラス化を促進して、溶接金属の水素量を低減させる成分である。溶融型フラックスのAl₂O₃含有量が５質量％未満では、その効果が得られない。一方、30質量％を超えると、溶融型フラックスの融点が高くなりすぎて、良好な形状のビードが得られない。したがって、溶融型フラックスのAl₂O₃の含有量は５〜30質量％の範囲内とした。好適な範囲は10〜25質量％の範囲である。

(g)MgO
MgOは、溶融型フラックスの塩基度（ＢＩ値）を高めるために必要な成分である。溶融型フラックスのMgOの含有量が２質量％未満では、塩基度が低くなり、溶接金属の靭性が劣化する。一方、10質量％を超えると、溶融型フラックスの融点が高くなりすぎて、良好な形状のビードが得られない。したがって、溶融型フラックスのMgOの含有量は２〜10質量％の範囲内とした。好適な範囲は２〜７質量％の範囲である。

(h)FeO
FeOは、溶融型フラックスのスラグ剥離性確保のために必要な成分であり、本発明において最も重要な成分である。その含有量が0.3質量％未満では、スラグの溶接ビードへの焼付が発生する。一方、FeOは溶鋼に酸素を供給しやすい成分であり、その添加量が３％を超えると溶接金属の酸素量が増加する。したがって、溶融型フラックスのFeOの含有量は0.3〜３質量％の範囲内とした。

(i)B₂O₃
Bは、溶接時に溶接金属内に入り、均一な微細フェライトからなる溶接金属を形成する作用を有する元素であり、溶融型フラックスにB₂O₃として添加する。溶融型フラックスのB₂O₃の含有量が0.6質量％を超えると、スラグが剥離しにくくなり、かつ溶接金属に割れが発生しやすくなる。したがって、溶融型フラックスのB₂O₃の含有量は0.6質量％以下とした。好ましくは0.1〜0.5質量％である。

次に、上記した成分の相互作用について説明する。なお、溶融型フラックスのSiO₂、MnO、TiO₂、CaO、CaF₂、Al₂O₃、MgOの含有量（質量％）を、それぞれ［％SiO₂］、［％MnO］、［％TiO₂］、［％CaO］、［％CaF₂］、［％Al₂O₃］、［％MgO］と記す。
(j)［％CaF₂］／［％CaO］≧１
溶融型フラックスの［％CaF₂］／［％CaO］値が減少すると初晶Cuspidineが大量に晶出する。その結果、溶接金属の水素量の増大を招く。したがって、［％CaF₂］／［％CaO］≧１とする。

(k)塩基度（ＢＩ値）
本発明では、溶接金属の酸素量、溶接施工の作業性、ビードの形状のバランスを精度良く評価するために、塩基度として下記の(1)式で算出されるＢＩ値を用いる。ＢＩ値が1.3未満では、溶接金属の酸素量が高くなり、溶接金属の機械的性質、とりわけ低温靭性が劣化する。したがって、ＢＩ≧1.3とする。一方、ＢＩ値が2.5を超えると、ビードの形状が悪くなり、かつスラグ剥離性も極端に悪くなる。そのため、ＢＩ値は1.3〜2.5の範囲内とする。
ＢＩ＝〔0.5［％MnO］＋［％CaO］＋［％MgO］＋［％CaF₂］〕÷
〔［％SiO₂］＋0.5（［％TiO₂］＋［％Al₂O₃］）〕 ・・・(1)
本発明の溶融型フラックスの成分は、上記の(a)〜(i)で説明した通りであるが、LiO₂、Na₂O、K₂O、の１種または２種以上、さらにBaO、ZrO₂の１種または２種を下記限定範囲内で含有しても良い。

(l)LiO₂、Na₂O、K₂O
LiO₂、Na₂O、K₂Oは、アーク安定剤として有効であり、これら成分の合計含有率が0.2質量％以上でその効果が発現するが、２質量％を超えると溶接作業性が劣化する。従って、これらを添加する場合には、LiO₂：0.2〜２質量％、Na₂O：0.2〜２質量％、K₂O：0.2〜２質量％から選ばれる１種、または２種以上を合計0.2〜２質量％とする。

(m)BaO、ZrO₂
BaO、ZrO₂はスラグ粘度を増加する作用を有する成分であり、これら成分の合計含有率が0.3質量％以上でその効果が発現するが、３質量％を超えると溶接作業性が劣化する。従って、これらを添加する場合には、BaO：0.3〜３質量％、ZrO₂：0.3〜３質量％から選ばれる１種、または２種を合計で0.3〜3質量％とする。

また溶融型フラックスの粒度は、特に限定しないが、搬送に伴う凝集や飛散を防止する、あるいは溶接施工の際に溶融しやすくかつ溶融メタルとの冶金反応を促進する観点から、36〜200meshの粒子が60％以上である粒度分布が望ましい。

表１、２に示す成分の溶融型フラックスを用いて、サブマージアーク溶接を行ない、スラグの剥離性、ビードの表面形状と直進性、溶接金属中の酸素量を評価した。その手順を以下に説明する。

厚さ15mmのＡＰＩ−５Ｌ−ＰＳＬ２−Ｘ６５Ｍ鋼板に、角度90°、深さ６mmのＶ溝加工を施し、0.05C−２Mn系ワイヤと0.18C−1.55Mn−0.5Mo系ワイヤを組み合わせた４電極サブマージアーク溶接法により、溶接速度235cm／分、溶接入熱3.4kJ／mmで片面一層溶接を行なった。ワイヤ径は、いずれも4.0mmとし、溶接電流／電圧は、第１極（すなわち溶接進行方向の先頭）から順に、1230Ａ／34Ｖ、870Ａ／36Ｖ、750Ａ／42Ｖ、680Ａ／42Ｖとした。

このようにしてサブマージアーク溶接を行なった後、スラグの剥離性を評価するために、溶接金属表面のスラグの除去処理を行ない、その際に容易に除去できたものを良好（○）、機械的な衝撃を繰り返し与えないと除去できなかったものを不良（×）とした。また、ビード表面を目視で観察して表面形状を評価し、ビード表面がざらついて光沢の少ないもの、あるいはビードの中央に凹部が認められるものを不良（×）、光沢があり、凹部が認められないものを良好（○）とした。さらに、ビードの直進性を評価するために、止端部のうねりの小さいものを良好（○）、うねりの大きいものを不良（×）とした。溶接金属中の酸素量（質量ppm）は、融解−赤外線吸収法によって測定した。それらの結果は表３、４に示す通りである。

次に、厚さ15mmのＡＰＩ−５Ｌ−ＰＳＬ２−Ｘ６５Ｍ鋼板に、角度90°、深さ６mmのＶ溝加工を施し、0.05C−２Mn系ワイヤを用いて30℃−72％ＲＨの雰囲気中で１電極サブマージアーク溶接法により、溶接速度50cm／分、溶接電流500Ａ、溶接電圧32Ｖで片面一層溶接を行なった。
このようにしてサブマージアーク溶接を行なった後、ＪＩＳ規格Z3118に準拠してガスクロマトグラフ法で、溶接金属の拡散性水素量（ml／100g）を測定した。その結果を表３、４に示す。

表３、４から明らかなように、発明例の溶融型フラックスは、サブマージアーク溶接による溶接金属の低酸素化、低水素化が達成され、しかもスラグ剥離性、ビード形状など溶接作業性が良好であることが確認された。

Claims (3)

1. サブマージアーク溶接で用いる溶融型フラックスであって、SiO₂：10〜27質量％、MnO：２〜10質量％、TiO₂：２〜６質量％、CaO：10〜25質量％、CaF₂：15〜40質量％、Al₂O₃：５〜30質量％、MgO：２〜10質量％、FeO：0.3〜３質量％、B₂O₃：0.6質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物からなるとともに、前記SiO₂、前記MnO、前記TiO₂、前記CaO、前記CaF₂、前記Al₂O₃、前記MgOの含有量（質量％）をそれぞれ［％SiO₂］、［％MnO］、［％TiO₂］、［％CaO］、［％CaF₂］、［％Al₂O₃］、［％MgO］として、下記の(1)式で算出されるＢＩ値が1.3以上2.5以下を満足し、かつ［％CaF₂］／［％CaO］が１以上を満足することを特徴とする溶融型フラックス。
   ＢＩ＝〔0.5［％MnO］＋［％CaO］＋［％MgO］＋［％CaF₂］〕÷
   〔［％SiO₂］＋0.5（［％TiO₂］＋［％Al₂O₃］）〕 ・・・(1)
2. 前記溶融型フラックスが、前記組成に加えて更に、LiO₂：0.2〜２質量％、Na₂O：0.2〜２質量％、K₂O：0.2〜２質量％から選ばれる１種、または２種以上を合計で0.2〜２質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融型フラックス。
3. 前記溶融型フラックスが、前記組成に加えて更に、BaO：0.3〜３質量％、ZrO₂：0.3〜３質量％から選ばれる１種、または２種を合計で0.3〜３質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融型フラックス。