JP6837420B2 - サブマージアーク溶接用フラックス - Google Patents
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Description
本発明は、サブマージアーク溶接用フラックスに関する。
片面サブマージアーク溶接では、例えば、特許文献１、２に記載されているように、通常、溶着量を確保し、大入熱溶接においても安定したビード形成を実現させるために、鉄粉が添加されたフラックスが使用されている。しかしながら、特許文献１に記載されているような鉄粉を含有する従来の片面サブマージアーク溶接用フラックスには、表ビードの表面に微小な鉄粒突起物が発生し易いという問題があった。また、特許文献２に記載されているフラックス組成にした場合でも、鉄粒突起物を十分に抑制することはできないという問題があった。なお、本明細書において、「鉄粒突起物」とは、鉄を主成分とする微小な突起物をいう。また、「主成分」とは、該当物の中で占める割合が高い成分をいう。
このような表ビード表面の鉄粒突起物は、塗装工程で障害となる。例えば、造船分野においては、国際海事機関により、船体の長寿命化や保守の容易化を目的に、全船舶のバラストタンクおよびバルクキャリアの二重船側部を対象とする塗装基準が規定されている。当該塗装基準には、例えば、溶接時に発生するスパッタやビード表面汚れといった塗装性を阻害するものを除去することが定められている。従って、船舶の建造工程では、鉄粒突起物除去のために、ビード全線にわたるグラインダー処理を余儀なくされている。
そこで、例えば、特許文献３に記載されているように、従来、片面サブマージアーク溶接用フラックスにおいて、鉄粒突起物の発生を抑制するための技術が提案されている。当該特許文献３に記載の片面サブマージアーク溶接用フラックスでは、粒子の粒径や見掛密度を特定の範囲にすることで、表ビード形状、外観、アンダカットおよび裏ビードの安定性などに優れたものとしている。
しかしながら、特許文献３に記載の技術のように、粒子の粒径や見掛密度を規制するだけでは、鉄粒突起物の発生を抑制する効果が小さく、十分ではない。つまり、従来の技術では、片面サブマージアーク溶接において、フラックスへの鉄粉添加の効果を維持しつつ、鉄粒突起物の発生を抑制して、ビード外観を健全なものとするには至っていない。ここで、本明細書において、「ビード外観が健全である」とは、ビード表面に鉄粒突起物が発生していないことに加え、ビード形状が良好であること、およびビード欠陥が発生していないことが含まれる。また、「ビード欠陥」としては、ビード幅が狭いこと、ポックマークが発生すること、アンダカットが発生することなどが該当する。
また、従来の技術については、ビード表面へのスラグ焼付き防止および耐吹上げ性の向上について改善の余地があった。
また、従来の技術については、ビード表面へのスラグ焼付き防止および耐吹上げ性の向上について改善の余地があった。
本発明は前記状況に鑑みてなされたものであり、溶接した場合に鉄粒突起物の発生とスラグ焼付きとを抑制し、ビード外観が健全であり、耐吹上げ性が良好であるサブマージアーク溶接用フラックスを提供することを課題とする。
前述した課題を解決するため、本発明者は、サブマージアーク溶接において、ビード外観を健全なものとすべく、鋭意実験検討を行った。その結果、鉄粒突起物の発生およびビード表面へのスラグ焼付きの抑制には、フラックス全体におけるＦｅ含有量、ＴｉＯ２含有量、Ａｌ２Ｏ３含有量、およびＭｇＯ含有量を特定の範囲にすることが有効であることが分かった。また、これらの成分はそれぞれ、特定の粒子径以上の粒子にそれぞれの成分の全成分のうち４０％以上含有することが有効であることが分かった。本発明は、これらの知見を見出したことにより完成するに至ったものである。
前記課題を解決した本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、Ｆｅ：１．０〜３０．０質量％、ＴｉＯ２：２．０〜２３．０質量％、Ａｌ２Ｏ３：２．０〜２５．０質量％、ＭｇＯ：２０．０〜３５．０質量％含有し、残部が炭酸塩由来の成分および不可避不純物からなり、かつ前記残部の含有量が１５．０質量％以下であり、前記Ｆｅは、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有され、前記ＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有され、前記Ａｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有され、前記ＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有されている。
このように、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、フラックス全体として、Ｆｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、およびＭｇＯをそれぞれ所定の含有量で含有している。また、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、これらの成分がそれぞれ、粒子径が５００μｍ以上の粒子にそれぞれの成分の全成分のうち４０％以上含有している。そのため、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、鉄粒突起物の発生とスラグ焼付きとを抑制することができ、ビード外観が健全なものになっており、耐吹上げ性が良好である。
本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、さらに、Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量：ＳｉＯ２換算で６．０〜１５．０質量％、ＣａＦ２：５．０〜２０．０質量％、ＣＯ２：２．０〜９．０質量％、Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量：１．０〜６．０質量％のうちの少なくとも１種を含有するのが好ましい。
このように、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の少なくとも一種およびＣａＦ２をそれぞれ所定の含有量で含有しているので、ビード外観をより健全なものとすることができる。また、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、ＣＯ２を所定の含有量で含有しているので、スラグ焼付きをより抑制し、ビード外観をより健全なものとし、靭性をより優れたものとすることができる。さらに、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量を所定の範囲としているので、ビード外観をより健全なものとすることができ、また、耐低温割れ性に優れたものとすることができる。なお、「耐低温割れ性」とは、溶接部が室温に冷却された後に生じる割れが発生し難い性質をいう。
本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、さらに、Ｂ２Ｏ３：０．１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．１〜１．０質量％、Ｍｎ：０．１〜０．９質量％、Ｔｉ：０．１〜１．０質量％、およびＡｌ：０．７〜３．０質量％のうちの少なくとも１種を含有するのが好ましい。
このように、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、Ｂ２Ｏ３、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｔｉ、およびＡｌをそれぞれ所定量で少なくとも１種を含有しているので、例えば、引張強さや靭性などの機械的性質を高くすることができる。
また、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、フラックス全体における粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率が４０質量％以上であるのが好ましい。
このように、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率を所定値以上としているので、溶接した場合に鉄粒突起物の発生とスラグ焼付きとをより抑制し、ビード外観がより健全であり、耐吹上げ性をより良好とすることができる。
本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、これを用いて溶接した場合に鉄粒突起物の発生とスラグ焼付きとを抑制し、ビード外観と耐吹上げ性とを良好にすることができる。
以下、本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスの一実施形態について詳細に説明する。なお、本明細書において、「〜」の前後の数値は、これらの数値を含むものとする。数値に「未満」、「より小さい」、「超える」、「より大きい」などの文言を付した数値は、当該数値を含まないものとする。また、数値に「以上」、「以下」などの文言を付した数値は、当該数値を含むものとする。さらに、「≦」および「≧」は示される数値を含むものとし、「＜」および「＞」は示される数値を含まないものとする。
（サブマージアーク溶接用フラックス）
本実施形態に係るサブマージアーク溶接用フラックス（以下、単に「フラックス」という）は、フラックス全体として、Ｆｅ：１．０〜３０．０質量％、ＴｉＯ２：２．０〜２３．０質量％、Ａｌ２Ｏ３：２．０〜２５．０質量％、ＭｇＯ：２０．０〜３５．０質量％含有している。
本実施形態に係るサブマージアーク溶接用フラックス（以下、単に「フラックス」という）は、フラックス全体として、Ｆｅ：１．０〜３０．０質量％、ＴｉＯ２：２．０〜２３．０質量％、Ａｌ２Ｏ３：２．０〜２５．０質量％、ＭｇＯ：２０．０〜３５．０質量％含有している。
そして、このフラックスにおいて、前記したＦｅは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ｆｅ成分のうち４０％以上が含有されている。また、このフラックスにおいて、前記したＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうち４０％以上が含有されている。また、このフラックスにおいて、前記したＡｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうち４０％以上が含有されている。また、このフラックスにおいて、前記したＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうち４０％以上が含有されている。
ここで、本明細書における粒子径が５００μｍ以上の粒子とは、例えば、ＪＩＳ Ｚ ８８０１−１：２００６「試験用ふるい−第１部：金属製網ふるい」に準じて、図１に示すように、金属線１０で形成される公称目開きＷが５００μｍのふるい網を用いてふるい分けを行い、網上に残る粒子をいう。
本実施形態においては、フラックス全体における粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率は、例えば、４０質量％以上とするのが好ましく、４５質量％以上とするのがさらに好ましく、特に好ましくは５０質量％以上である。このようにすると、Ｆｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯによる後述する効果を十分に得ることができるので、溶接した場合に鉄粒突起物の発生とスラグ焼付きとを抑制し、ビード外観が健全であり、耐吹上げ性を良好とすることができる。
本実施形態においては、フラックス全体における粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率は、例えば、４０質量％以上とするのが好ましく、４５質量％以上とするのがさらに好ましく、特に好ましくは５０質量％以上である。このようにすると、Ｆｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯによる後述する効果を十分に得ることができるので、溶接した場合に鉄粒突起物の発生とスラグ焼付きとを抑制し、ビード外観が健全であり、耐吹上げ性を良好とすることができる。
なお、サブマージアーク溶接とは、アーク溶接の一種であり、粉状のフラックスと溶接ワイヤ（電極）とを使用する溶接をいう。サブマージアーク溶接は、造船、建築、橋梁など比較的大型の各種構造物に好適に適用できる。本実施形態に係るフラックスは、サブマージアーク溶接の溶接条件について特に限定されることなく適用できる。例えば、本実施形態に係るフラックスは、サブマージアーク溶接の溶接条件として、電極数は限定されず、単電極から、２〜６電極などの多電極に適用できる。また、本実施形態に係るフラックスは、極性は限定されず、また、直流、交流のいずれにも適用できる。本実施形態に係るフラックスは、溶接電流１００〜２５００Ａ、アーク電圧２５〜５０Ｖ、溶接速度１５〜２００ｃｐｍ（ｃｍ／ｍｉｎ）の範囲で適用できる。積層法に限定はないが、原質部が占める割合の多い両面一層溶接や片面１パス溶接に好適に用いることができる。
（Ｆｅ）
Ｆｅは、フラックスの見掛密度を高くすることができる。また、Ｆｅは、溶接金属の合金コストを低下させることができる。Ｆｅが１．０質量％未満であると、フラックスの見掛密度が小さくなるため、耐吹上げ性が劣化する。他方、Ｆｅが３０．０質量％を超えると、溶融・凝固中のフラックス内で鉄粉が凝集し易くなる。そのため、凝集した鉄粉の沈降する量が多くなり、ビード表面で鉄粒突起物が発生し易くなる。従って、Ｆｅは、１．０〜３０．０質量％とする。耐吹上げ性を向上させる観点から、Ｆｅは、３．０質量％以上とするのが好ましく、５．０質量％以上とするのがより好ましく、１０．０質量％以上とするのがさらに好ましい。ビード表面での鉄粒突起物の発生をより確実に防止する観点から、Ｆｅは、２８．０質量％以下とするのが好ましく、２５．０質量％以下とするのがより好ましく、２２．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
Ｆｅは、フラックスの見掛密度を高くすることができる。また、Ｆｅは、溶接金属の合金コストを低下させることができる。Ｆｅが１．０質量％未満であると、フラックスの見掛密度が小さくなるため、耐吹上げ性が劣化する。他方、Ｆｅが３０．０質量％を超えると、溶融・凝固中のフラックス内で鉄粉が凝集し易くなる。そのため、凝集した鉄粉の沈降する量が多くなり、ビード表面で鉄粒突起物が発生し易くなる。従って、Ｆｅは、１．０〜３０．０質量％とする。耐吹上げ性を向上させる観点から、Ｆｅは、３．０質量％以上とするのが好ましく、５．０質量％以上とするのがより好ましく、１０．０質量％以上とするのがさらに好ましい。ビード表面での鉄粒突起物の発生をより確実に防止する観点から、Ｆｅは、２８．０質量％以下とするのが好ましく、２５．０質量％以下とするのがより好ましく、２２．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
（ＴｉＯ２）
ＴｉＯ２は、ビード表面へのスラグの焼付きを改善する効果がある。ＴｉＯ２が２．０質量％未満であると、ビード表面へのスラグの焼付きを改善する効果が得られず、さらにはビード表面に鉄粒突起物が発生し易くなる。一方、ＴｉＯ２が２３．０質量％を超えると、ビードの波目が粗くなる。従って、ＴｉＯ２は、２．０〜２３．０質量％とする。ビード表面へのスラグの焼付きをより改善する観点から、ＴｉＯ２は、４．０質量％以上とするのが好ましく、６．０質量％以上とするのがより好ましく、８．０質量％以上とするのがさらに好ましい。ビードの波目を細かくする観点から、ＴｉＯ２は、２０．０質量％以下とするのが好ましく、１８．０質量％以下とするのがより好ましく、１６．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
ＴｉＯ２は、ビード表面へのスラグの焼付きを改善する効果がある。ＴｉＯ２が２．０質量％未満であると、ビード表面へのスラグの焼付きを改善する効果が得られず、さらにはビード表面に鉄粒突起物が発生し易くなる。一方、ＴｉＯ２が２３．０質量％を超えると、ビードの波目が粗くなる。従って、ＴｉＯ２は、２．０〜２３．０質量％とする。ビード表面へのスラグの焼付きをより改善する観点から、ＴｉＯ２は、４．０質量％以上とするのが好ましく、６．０質量％以上とするのがより好ましく、８．０質量％以上とするのがさらに好ましい。ビードの波目を細かくする観点から、ＴｉＯ２は、２０．０質量％以下とするのが好ましく、１８．０質量％以下とするのがより好ましく、１６．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
（Ａｌ２Ｏ３）
Ａｌ２Ｏ３は、中性成分であり、スラグの粘性および凝固温度を調整する効果がある。Ａｌ２Ｏ３が２．０質量％未満であると、スラグの粘性および凝固温度が低下し、ビード幅が不揃いになる。一方、Ａｌ２Ｏ３が２５．０質量％を超えると、スラグの凝固温度が高くなり過ぎてビード幅が広がり難くなり、ビード形状が凸形となる。従って、Ａｌ２Ｏ３は、２．０〜２５．０質量％とする。ビード幅を揃える観点から、Ａｌ２Ｏ３は、４．０質量％以上とするのが好ましく、６．０質量％以上とするのがより好ましく、８．０質量％以上とするのがさらに好ましい。ビード形状をなだらかにする観点から、Ａｌ２Ｏ３は、２２．０質量％以下とするのが好ましく、１８．０質量％以下とするのがより好ましく、１６．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
Ａｌ２Ｏ３は、中性成分であり、スラグの粘性および凝固温度を調整する効果がある。Ａｌ２Ｏ３が２．０質量％未満であると、スラグの粘性および凝固温度が低下し、ビード幅が不揃いになる。一方、Ａｌ２Ｏ３が２５．０質量％を超えると、スラグの凝固温度が高くなり過ぎてビード幅が広がり難くなり、ビード形状が凸形となる。従って、Ａｌ２Ｏ３は、２．０〜２５．０質量％とする。ビード幅を揃える観点から、Ａｌ２Ｏ３は、４．０質量％以上とするのが好ましく、６．０質量％以上とするのがより好ましく、８．０質量％以上とするのがさらに好ましい。ビード形状をなだらかにする観点から、Ａｌ２Ｏ３は、２２．０質量％以下とするのが好ましく、１８．０質量％以下とするのがより好ましく、１６．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
（ＭｇＯ）
ＭｇＯは、溶融スラグの粘度を低下させ、スラグの流動性を高めて、ビード幅を広げる効果がある。ＭｇＯが２０．０質量％未満であると、溶融スラグの流動性を高める効果が得られず、ビード幅が不足し、アンダカットが発生し易くなる。一方、ＭｇＯが３５．０質量％を超えると、高融点の酸化物であることから、フラックス全体の溶融性が損なわれる。そのため、特に、小入熱になる薄板の高速サブマージアーク溶接を行う場合に、安定したビードを確保できなくなる。従って、ＭｇＯは、２０．０〜３５．０質量％とする。アンダカットの発生を抑制する観点から、ＭｇＯは、２２．０質量％以上とするのが好ましく、２４．０質量％以上とするのがより好ましく、２５．０質量％以上とするのがさらに好ましい。フラックス全体の溶融性を高くする観点から、ＭｇＯは、３３．０質量％以下とするのが好ましく、３１．０質量％以下とするのがより好ましく、２９．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
ＭｇＯは、溶融スラグの粘度を低下させ、スラグの流動性を高めて、ビード幅を広げる効果がある。ＭｇＯが２０．０質量％未満であると、溶融スラグの流動性を高める効果が得られず、ビード幅が不足し、アンダカットが発生し易くなる。一方、ＭｇＯが３５．０質量％を超えると、高融点の酸化物であることから、フラックス全体の溶融性が損なわれる。そのため、特に、小入熱になる薄板の高速サブマージアーク溶接を行う場合に、安定したビードを確保できなくなる。従って、ＭｇＯは、２０．０〜３５．０質量％とする。アンダカットの発生を抑制する観点から、ＭｇＯは、２２．０質量％以上とするのが好ましく、２４．０質量％以上とするのがより好ましく、２５．０質量％以上とするのがさらに好ましい。フラックス全体の溶融性を高くする観点から、ＭｇＯは、３３．０質量％以下とするのが好ましく、３１．０質量％以下とするのがより好ましく、２９．０質量％以下とするのがさらに好ましい。
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＦｅの比率）
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率）
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の比率）
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの比率）
本実施形態においては、前記したＦｅは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ｆｅ成分のうち４０％以上が含有されている。
また、前記したＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうちの４０％以上が含有されている。
前記したＡｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうちの４０％以上が含有されている。
前記したＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうちの４０％以上が含有されている。
このようにすると、鉄粉が溶け難くフラックス（スラグ）側にとどまり易くなるため、溶接金属中に沈降し難くなる。その結果、鉄粒突起物がビード表面に発生し難くなると考えられる。
一方、粒子径が５００μｍ以上の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの各成分の比率がそれぞれ４０％未満になると、鉄粉が沈降し易く、鉄粒突起物がビード表面に発生し易くなる。
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率）
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の比率）
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの比率）
本実施形態においては、前記したＦｅは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ｆｅ成分のうち４０％以上が含有されている。
また、前記したＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうちの４０％以上が含有されている。
前記したＡｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうちの４０％以上が含有されている。
前記したＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうちの４０％以上が含有されている。
このようにすると、鉄粉が溶け難くフラックス（スラグ）側にとどまり易くなるため、溶接金属中に沈降し難くなる。その結果、鉄粒突起物がビード表面に発生し難くなると考えられる。
一方、粒子径が５００μｍ以上の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの各成分の比率がそれぞれ４０％未満になると、鉄粉が沈降し易く、鉄粒突起物がビード表面に発生し易くなる。
鉄粒突起物をビード表面に発生し難くする観点から、Ｆｅは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ｆｅ成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ｆｅ成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
同様の観点から、ＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
同様の観点から、Ａｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
同様の観点から、ＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
同様の観点から、ＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＴｉＯ２成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
同様の観点から、Ａｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
同様の観点から、ＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうちの５０％以上が含有されているのが好ましい。この上限は特にないが、粒子径が５００μｍ以上の粒子に、全ＭｇＯ成分のうちの８０％以下が含有されているのが好ましく、７０％以下含有されていることがさらに好ましい。
（鉄粒突起物の発生メカニズム）
ここで、鉄粒突起物の発生メカニズムについて説明する。
図２は、片面サブマージアーク溶接過程における鉄粒発生挙動の概略説明図である。図２に示すように、片面サブマージアーク溶接において、従来の鉄粉５を含有するフラックス３を用いた場合、溶融・凝固中のフラックス３（スラグ４）中で鉄粉５が凝集し、凝集鉄粉６となる。この凝集鉄粉６がスラグ４中を沈降し、母材１の溶接部に形成された溶接金属２の表面（ビード表面２ａ）に付着して、鉄粒突起物７が発生すると考えられる。
ここで、鉄粒突起物の発生メカニズムについて説明する。
図２は、片面サブマージアーク溶接過程における鉄粒発生挙動の概略説明図である。図２に示すように、片面サブマージアーク溶接において、従来の鉄粉５を含有するフラックス３を用いた場合、溶融・凝固中のフラックス３（スラグ４）中で鉄粉５が凝集し、凝集鉄粉６となる。この凝集鉄粉６がスラグ４中を沈降し、母材１の溶接部に形成された溶接金属２の表面（ビード表面２ａ）に付着して、鉄粒突起物７が発生すると考えられる。
（鉄粒突起物の発生を抑制するメカニズム）
そこで、本実施形態に係るフラックスでは、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯの含有量を特定の範囲に特定している。これにより、溶接ビードが凝固する温度域において、スラグ中にＭｇ・Ａｌ・Ｔｉ系酸化物を積極的に生成させている。スラグ中にＭｇ・Ａｌ・Ｔｉ系酸化物が生成されると、スラグ中の鉄粒が、凝固したビード表面に沈降する前に前記酸化物と結合し、鉄粒が沈降しないように支えたり、引き止めたりすることができる。そのため、ビード表面に鉄粒突起物が生成するのを抑制できる。
また、本実施形態においては、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯについて、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含まれる比率を４０％以上と高くしているので、スラグ中に生成するＭｇ・Ａｌ・Ｔｉ系酸化物の外径が大きくなる。そのため、結合できる鉄粒量が増加し、ビード表面への鉄粒突起物の生成をさらに抑制している。
なお、ＴｉＯ２、ＭｇＯは、スラグの焼付きを助長する成分でもある。特に、これらの細かい粒は他の粒より溶融し易いため、焼付きに対する影響も大きくなる。そこで、本実施形態では、ＴｉＯ２、ＭｇＯについて、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含まれる比率を４０％以上と高くすることで、ビード表面へのスラグ焼付きを抑制している。
そこで、本実施形態に係るフラックスでは、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３およびＭｇＯの含有量を特定の範囲に特定している。これにより、溶接ビードが凝固する温度域において、スラグ中にＭｇ・Ａｌ・Ｔｉ系酸化物を積極的に生成させている。スラグ中にＭｇ・Ａｌ・Ｔｉ系酸化物が生成されると、スラグ中の鉄粒が、凝固したビード表面に沈降する前に前記酸化物と結合し、鉄粒が沈降しないように支えたり、引き止めたりすることができる。そのため、ビード表面に鉄粒突起物が生成するのを抑制できる。
また、本実施形態においては、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯについて、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含まれる比率を４０％以上と高くしているので、スラグ中に生成するＭｇ・Ａｌ・Ｔｉ系酸化物の外径が大きくなる。そのため、結合できる鉄粒量が増加し、ビード表面への鉄粒突起物の生成をさらに抑制している。
なお、ＴｉＯ２、ＭｇＯは、スラグの焼付きを助長する成分でもある。特に、これらの細かい粒は他の粒より溶融し易いため、焼付きに対する影響も大きくなる。そこで、本実施形態では、ＴｉＯ２、ＭｇＯについて、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含まれる比率を４０％以上と高くすることで、ビード表面へのスラグ焼付きを抑制している。
本実施形態に係るフラックスは、前記成分に加えてさらに、Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量：ＳｉＯ２換算で６．０〜１５．０質量％、ＣａＦ２：５．０〜２０．０質量％、ＣＯ２：２．０〜９．０質量％、Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量：１．０〜６．０質量％のうちの少なくとも１種を含有することにより、種々の特性を優れたものとすることができる。なお、本実施形態において、これらの化合物を上記の範囲にすることは必須ではなく、この範囲外とすることもできる。
（Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物）
Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物は、スラグの流動性を良くし、ビード形状を整える効果がある。Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量が、ＳｉＯ２換算で６．０〜１５．０質量％であると、溶融スラグ全体の粘性があまり増加せず、スラグの流動性が良好になる。そのため、高速片面サブマージアーク溶接を行った場合などは、表ビード幅が適度に広がり、かつ安定になる。また、このようにすると、溶融スラグの凝固温度が高くなり過ぎることもない。そのため、ビード形状が良好になる。Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量は、ＳｉＯ２換算で７．５質量％以上とするのが好ましい。Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量は、ＳｉＯ２換算で１３．１質量％以下とするのが好ましい。
Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物は、スラグの流動性を良くし、ビード形状を整える効果がある。Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量が、ＳｉＯ２換算で６．０〜１５．０質量％であると、溶融スラグ全体の粘性があまり増加せず、スラグの流動性が良好になる。そのため、高速片面サブマージアーク溶接を行った場合などは、表ビード幅が適度に広がり、かつ安定になる。また、このようにすると、溶融スラグの凝固温度が高くなり過ぎることもない。そのため、ビード形状が良好になる。Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量は、ＳｉＯ２換算で７．５質量％以上とするのが好ましい。Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量は、ＳｉＯ２換算で１３．１質量％以下とするのが好ましい。
（ＣａＦ２）
ＣａＦ２は、フラックス全体の溶融性を良好にする成分である。そのため、ＣａＦ２は、片面サブマージアーク溶接のように、短時間にフラックスを溶かし、スラグを生成しなければならない溶接方法においては特に有効な成分である。特に、ＣａＦ２が５．０〜２０．０質量％であると、アーク安定性が向上し、ビード形状が良好になる。ＣａＦ２は６．１質量％以上とするのが好ましい。ＣａＦ２は１８．１質量％以下とするのが好ましい。
ＣａＦ２は、フラックス全体の溶融性を良好にする成分である。そのため、ＣａＦ２は、片面サブマージアーク溶接のように、短時間にフラックスを溶かし、スラグを生成しなければならない溶接方法においては特に有効な成分である。特に、ＣａＦ２が５．０〜２０．０質量％であると、アーク安定性が向上し、ビード形状が良好になる。ＣａＦ２は６．１質量％以上とするのが好ましい。ＣａＦ２は１８．１質量％以下とするのが好ましい。
（ＣＯ２）
ＣＯ２は、溶接金属への窒素の侵入抑制と、拡散性水素量の低減に有効な成分であり、金属炭酸塩としてフラックス中に添加される。ＣＯ２が２．０〜９．０質量％であると、溶接金属中の拡散性水素量が低くなり、耐低温割れ性が向上する。また、ガス発生量が抑えられ、ビード形状が良好となる。さらに、このようにすると、スラグ焼付きを抑制できる。ＣＯ２は３．２質量％以上とするのが好ましい。ＣＯ２は８．７質量％以下とするのが好ましい。
ＣＯ２は、溶接金属への窒素の侵入抑制と、拡散性水素量の低減に有効な成分であり、金属炭酸塩としてフラックス中に添加される。ＣＯ２が２．０〜９．０質量％であると、溶接金属中の拡散性水素量が低くなり、耐低温割れ性が向上する。また、ガス発生量が抑えられ、ビード形状が良好となる。さらに、このようにすると、スラグ焼付きを抑制できる。ＣＯ２は３．２質量％以上とするのが好ましい。ＣＯ２は８．７質量％以下とするのが好ましい。
（Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量）
Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏは、アーク安定性を向上させるのに有効な成分である。Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量が１．０〜６．０質量％であると、アークが安定するため、ビード形状が良好となり、溶込みも均一になる。また、このようにすると、耐吸湿性が向上し、耐低温割れ性が向上する。Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量は３．２質量％以上とするのが好ましい。Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量は４．７質量％以下とするのが好ましい。
Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏは、アーク安定性を向上させるのに有効な成分である。Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量が１．０〜６．０質量％であると、アークが安定するため、ビード形状が良好となり、溶込みも均一になる。また、このようにすると、耐吸湿性が向上し、耐低温割れ性が向上する。Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量は３．２質量％以上とするのが好ましい。Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量は４．７質量％以下とするのが好ましい。
本実施形態に係るフラックスは、前記成分に加えてさらに、Ｂ２Ｏ３：０．１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．１〜１．０質量％、Ｍｎ：０．１〜０．９質量％、Ｔｉ：０．１〜１．０質量％、およびＡｌ：０．７〜３．０質量％のうちの少なくとも１種を含有することにより、機械的特性を優れたものとすることができる。なお、本実施形態において、これらの化合物や金属成分を上記の範囲にすることは必須ではなく、この範囲外とすることもできる。
（Ｂ２Ｏ３）
Ｂ２Ｏ３は、溶接中に還元され、溶接金属中にＢとして存在して、低温靭性の確保に有効に作用する。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＢ２Ｏ３を０．１〜１．０質量％の範囲で含有することができる。
Ｂ２Ｏ３は、溶接中に還元され、溶接金属中にＢとして存在して、低温靭性の確保に有効に作用する。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＢ２Ｏ３を０．１〜１．０質量％の範囲で含有することができる。
（Ｍｏ）
Ｍｏは、焼入れ性向上に有効な成分であり、引張強さおよび低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＭｏを０．１〜１．０質量％の範囲で含有することができる。Ｍｏは、Ｍｏ単体の他、Ｆｅ−Ｍｏなどの合金の形態でフラックスに添加できる。
Ｍｏは、焼入れ性向上に有効な成分であり、引張強さおよび低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＭｏを０．１〜１．０質量％の範囲で含有することができる。Ｍｏは、Ｍｏ単体の他、Ｆｅ−Ｍｏなどの合金の形態でフラックスに添加できる。
（Ｍｎ）
Ｍｎは、前述したＭｏと同様、焼入れ性を向上させる効果があり、引張強さおよび低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＭｎを０．１〜０．９質量％の範囲で含有することができる。なお、Ｍｎは、Ｍｎ単体の他、Ｆｅ−Ｍｎなどの合金の形態でフラックスに添加できる。
Ｍｎは、前述したＭｏと同様、焼入れ性を向上させる効果があり、引張強さおよび低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＭｎを０．１〜０．９質量％の範囲で含有することができる。なお、Ｍｎは、Ｍｎ単体の他、Ｆｅ−Ｍｎなどの合金の形態でフラックスに添加できる。
（Ｔｉ）
Ｔｉは、溶接金属中の酸素量低減に有効な成分であり、低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＴｉを０．１〜１．０質量％の範囲で含有することができる。なお、Ｔｉは、Ｔｉ単体の他、Ｆｅ−Ｔｉなどの形態でフラックスに添加できる。
Ｔｉは、溶接金属中の酸素量低減に有効な成分であり、低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＴｉを０．１〜１．０質量％の範囲で含有することができる。なお、Ｔｉは、Ｔｉ単体の他、Ｆｅ−Ｔｉなどの形態でフラックスに添加できる。
（Ａｌ）
Ａｌは、溶接金属の組織を微細にして、低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＡｌを０．７〜３．０質量％の範囲で含有することができる。なお、Ａｌは、Ａｌ単体の他、Ｆｅ−ＡｌやＡｌ−Ｍｇなどの形態でフラックスに添加できる。
Ａｌは、溶接金属の組織を微細にして、低温靱性の向上に有効な成分である。そこで、本実施形態に係るフラックスでは、必要に応じてＡｌを０．７〜３．０質量％の範囲で含有することができる。なお、Ａｌは、Ａｌ単体の他、Ｆｅ−ＡｌやＡｌ−Ｍｇなどの形態でフラックスに添加できる。
（残部）
フラックスにおける前述の成分以外の残部は、炭酸塩由来の成分（ＣａＯ、ＢａＯなど）や不可避不純物などである。残部は、例えば、１５．０質量％以下であるのが実際的である。なお、本実施形態においては、残部として、前記以外の合金元素またはアーク安定剤等を添加してもよい。例えば、フラックス中に、Ｃａ、Ｌｉ等を脱酸等の微調整剤として、また、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎを溶接金属のさらなる硬化剤として、少量含有させることもできる。また、ＮａおよびＫ以外のアルカリ金属化合物を微量に含有してもよい。
フラックスにおける前述の成分以外の残部は、炭酸塩由来の成分（ＣａＯ、ＢａＯなど）や不可避不純物などである。残部は、例えば、１５．０質量％以下であるのが実際的である。なお、本実施形態においては、残部として、前記以外の合金元素またはアーク安定剤等を添加してもよい。例えば、フラックス中に、Ｃａ、Ｌｉ等を脱酸等の微調整剤として、また、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎを溶接金属のさらなる硬化剤として、少量含有させることもできる。また、ＮａおよびＫ以外のアルカリ金属化合物を微量に含有してもよい。
（フラックスの製造方法）
本実施形態に係るフラックスの製造方法について説明する。
本実施形態に係るフラックスは、例えば、下記の粒子径および分布を持つＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯなどを用いて、一般的な設備および条件で製造することにより、本実施形態に係るフラックスが得られる。
本実施形態に係るフラックスの製造方法について説明する。
本実施形態に係るフラックスは、例えば、下記の粒子径および分布を持つＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯなどを用いて、一般的な設備および条件で製造することにより、本実施形態に係るフラックスが得られる。
例えば、Ｆｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯのそれぞれの粒子について、粒子径が２５０μｍ以上３００μｍ未満のものが０．１〜５質量％であり、粒子径が１５０μｍ以上２５０μｍ未満のものが０．１〜２５質量％であり、粒子径が１０６μｍ以上１５０μｍ未満のものが２０．０〜６０質量％である原料を用いる。これらのフラックス原料粉を混合して、結合剤と共に混練したのち、造粒して焼成する。
結合剤としては、ポリビニルアルコールなどの水溶液、水ガラスなどが好適である。なかでも、従来から用いられているＳｉＯ２とＮａ２Ｏのモル比１：１から１：５の珪酸ソーダ（水ガラス）が好適に用いられる。結合剤として水ガラスを用いる場合、水ガラスの使用量はフラックス原料１ｋｇあたり１００〜３００ｍＬ程度とすればよい。
造粒法は特に限定しないが、転動式造粒機、押し出し式造粒機などを用いるのが好ましい。造粒した後、ダスト除去、粗大粒の解砕などの整粒処理を行って、粒子径を２．５ｍｍ以下の大きさの粒子にするのが好ましい。なお、なるべく粒子径が細かくなり過ぎないように解砕するのが好ましく、なるべく多くの粒子が、粒子径５００μｍ以上となるように解砕するのが好ましい。
また、造粒後の焼成は、４００〜６５０℃の温度で０．５〜３時間行うのが好ましい。焼成は、ロータリーキルン、定置式バッチ炉、ベルト式焼成炉などを用いて行うのが好ましい。
造粒法は特に限定しないが、転動式造粒機、押し出し式造粒機などを用いるのが好ましい。造粒した後、ダスト除去、粗大粒の解砕などの整粒処理を行って、粒子径を２．５ｍｍ以下の大きさの粒子にするのが好ましい。なお、なるべく粒子径が細かくなり過ぎないように解砕するのが好ましく、なるべく多くの粒子が、粒子径５００μｍ以上となるように解砕するのが好ましい。
また、造粒後の焼成は、４００〜６５０℃の温度で０．５〜３時間行うのが好ましい。焼成は、ロータリーキルン、定置式バッチ炉、ベルト式焼成炉などを用いて行うのが好ましい。
なお、Ｆｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの各粒子の粒子径を前記特定の条件とする方法は、前述したものに限定されない。例えば、以下の（１）〜（３）の条件でも前記特定の条件とすることができる。
（１）最後の整粒の際に、細目のものをカットする。例えば、公称目開きＷ＝２００μｍ程度のふるい網でふるい分けをする。
（２）造粒時間を長くする。例えば、造粒時間を０．５時間とする。
（３）水ガラスの量を増やす。例えば、フラックス原料粉１ｋｇに対して水ガラスの量を１５０ｍＬとすることが挙げられる。
（１）最後の整粒の際に、細目のものをカットする。例えば、公称目開きＷ＝２００μｍ程度のふるい網でふるい分けをする。
（２）造粒時間を長くする。例えば、造粒時間を０．５時間とする。
（３）水ガラスの量を増やす。例えば、フラックス原料粉１ｋｇに対して水ガラスの量を１５０ｍＬとすることが挙げられる。
（粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されているＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの各成分の含有比率の求め方）
当該比率は、次のようにすると求めることができる。
例えば、図１に示すように、公称目開きＷが５００μｍのふるい網を用いてフラックスのふるい分けを行う。次いで、粒子径が５００μｍ以上の粒子と、粒子径が５００μｍ未満の粒子とについて、それぞれ成分分析を行う。このようにすると、粒子径が５００μｍ以上の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量とをそれぞれ特定することができる。
そして、前述の成分ごとに、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子における含有量との合計量に対する、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量の割合を算出すると、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されている前記した各成分の含有比率を求めることができる。
なお、本明細書では、粒子径に関して、公称目開きＡμｍのふるい網を用いて粒子をふるい分けたとき、その微細粒子側を「Ａμｍ未満の粒子径」や「粒子径がＡμｍ未満」などといい、粗大粒側を「Ａμｍ以上の粒子径」や「粒子径がＡμｍ以上」などという。
当該比率は、次のようにすると求めることができる。
例えば、図１に示すように、公称目開きＷが５００μｍのふるい網を用いてフラックスのふるい分けを行う。次いで、粒子径が５００μｍ以上の粒子と、粒子径が５００μｍ未満の粒子とについて、それぞれ成分分析を行う。このようにすると、粒子径が５００μｍ以上の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量とをそれぞれ特定することができる。
そして、前述の成分ごとに、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子における含有量との合計量に対する、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量の割合を算出すると、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されている前記した各成分の含有比率を求めることができる。
なお、本明細書では、粒子径に関して、公称目開きＡμｍのふるい網を用いて粒子をふるい分けたとき、その微細粒子側を「Ａμｍ未満の粒子径」や「粒子径がＡμｍ未満」などといい、粗大粒側を「Ａμｍ以上の粒子径」や「粒子径がＡμｍ以上」などという。
次に、本発明の効果を奏する実施例とそうでない比較例とを参照して、本発明の内容について具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼板（板厚２０ｍｍ）および表２に示す組成のワイヤを使用した。また、表３に示す溶接条件および図３に示す鋼板（母材１００）の開先形状により、片面サブマージアーク溶接を実施した。なお、図３は、溶接する鋼板の開先断面を示す概略説明図である。溶接の際には、表４に示すＮｏ．１〜３３に係るフラックスを用いた。なお、本実施例では、表４に示す組成となるように原料を配合し、結合剤（水ガラス）と共に混練した後に造粒し、さらにロータリーキルンを用いて４００〜６５０℃で焼成し、整粒することにより、粒子径が２．５ｍｍ以下のフラックスを得た。
表１に示す組成の鋼板（板厚２０ｍｍ）および表２に示す組成のワイヤを使用した。また、表３に示す溶接条件および図３に示す鋼板（母材１００）の開先形状により、片面サブマージアーク溶接を実施した。なお、図３は、溶接する鋼板の開先断面を示す概略説明図である。溶接の際には、表４に示すＮｏ．１〜３３に係るフラックスを用いた。なお、本実施例では、表４に示す組成となるように原料を配合し、結合剤（水ガラス）と共に混練した後に造粒し、さらにロータリーキルンを用いて４００〜６５０℃で焼成し、整粒することにより、粒子径が２．５ｍｍ以下のフラックスを得た。
なお、表４において、「Ａ」は、フラックスに含有されている全Ｆｅ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＦｅの含有量の割合を示している。
「Ｂ」は、フラックスに含有されている全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の含有量の割合を示している。
「Ｃ」は、フラックスに含有されている全Ａｌ２Ｏ３成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の含有量の割合を示している。
「Ｄ」は、フラックスに含有されている全ＭｇＯ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの含有量の割合を示している。
「Ｂ」は、フラックスに含有されている全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の含有量の割合を示している。
「Ｃ」は、フラックスに含有されている全Ａｌ２Ｏ３成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の含有量の割合を示している。
「Ｄ」は、フラックスに含有されている全ＭｇＯ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの含有量の割合を示している。
「Ａ」、「Ｂ」、「Ｃ」、「Ｄ」に係る各成分の割合は、次のようにして求めた。
はじめに、ＪＩＳ Ｚ ８８０１−１：２００６「試験用ふるい−第１部：金属製網ふるい」に準じて、公称目開きＷが５００μｍのふるい網を用いてフラックスのふるい分けを行った。
次いで、粒子径が５００μｍ以上の粒子と、粒子径が５００μｍ未満の粒子とについて、それぞれ成分分析を行った。
このようにして、粒子径が５００μｍ以上の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量とをそれぞれ特定した。
次いで、前記成分ごとに、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子における含有量との合計量に対する、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量の割合を算出し、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されている前記した各成分の含有比率を求めた。
なお、前記ふるい網を用いてフラックスのふるい分けを行った際に、フラックス全体における粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率を求めた。
これらの結果を表４に示す。
はじめに、ＪＩＳ Ｚ ８８０１−１：２００６「試験用ふるい−第１部：金属製網ふるい」に準じて、公称目開きＷが５００μｍのふるい網を用いてフラックスのふるい分けを行った。
次いで、粒子径が５００μｍ以上の粒子と、粒子径が５００μｍ未満の粒子とについて、それぞれ成分分析を行った。
このようにして、粒子径が５００μｍ以上の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子におけるＦｅ、ＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯの含有量とをそれぞれ特定した。
次いで、前記成分ごとに、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量と、粒子径が５００μｍ未満の粒子における含有量との合計量に対する、粒子径が５００μｍ以上の粒子における含有量の割合を算出し、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されている前記した各成分の含有比率を求めた。
なお、前記ふるい網を用いてフラックスのふるい分けを行った際に、フラックス全体における粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率を求めた。
これらの結果を表４に示す。
各フラックスを用いて溶接したサンプルを用い、鉄粒突起物の発生状況、スラグ焼付きの発生状況、ビード外観（ビード形状、ビード欠陥）、機械的性質（引張強さ、低温靭性）、および耐吹上げ性を評価・確認した。各評価項目の評価方法および評価基準は以下のとおりである。
（１）鉄粒突起物の発生状況
鉄粒突起物の発生状況は目視で確認した。鉄粒突起物のビード表面での発生が認められない場合を◎とし、認められる場合を×とした。◎が合格であり、×が不合格である。
鉄粒突起物の発生状況は目視で確認した。鉄粒突起物のビード表面での発生が認められない場合を◎とし、認められる場合を×とした。◎が合格であり、×が不合格である。
（２）スラグ焼付きの発生状況
スラグ焼付きの発生状況は目視で確認した。溶接後、スラグを剥離し、焼付きが認められない場合を◎、焼付きの長さが溶接長に対して２０％以下の場合を○とし、２０％を超える場合を×とした。◎、○が合格であり、×が不合格である。
スラグ焼付きの発生状況は目視で確認した。溶接後、スラグを剥離し、焼付きが認められない場合を◎、焼付きの長さが溶接長に対して２０％以下の場合を○とし、２０％を超える場合を×とした。◎、○が合格であり、×が不合格である。
（３）ビード形状
ビード形状を目視で確認した。ビード形状が、優れていると判断できるものを◎、良好であると判断できるものを○、可であると判断できるものを△、不良と判断できるものを×と評価した。◎、○、△が合格であり、×が不合格である。なお、△は合格であるものの、○より若干劣るものである。
ビード形状を目視で確認した。ビード形状が、優れていると判断できるものを◎、良好であると判断できるものを○、可であると判断できるものを△、不良と判断できるものを×と評価した。◎、○、△が合格であり、×が不合格である。なお、△は合格であるものの、○より若干劣るものである。
（４）ビード欠陥
ビード欠陥の評価は、ビード幅、ポックマーク、アンダカットについて行った。なお、各サンプルの溶接長は１．２ｍとし、１ｓｔ側（表面側）および２ｎｄ側（裏面側）のどちらか一方でも下記（ａ）〜（ｃ）の基準で“×”の評価がついたものをビード欠陥が不合格（×）とした。
（ａ） ビード幅については、開先幅より１５ｍｍ以上広い場合を◎とし、５ｍｍ以上１５ｍｍ未満の場合を○とし、５ｍｍ未満の場合を×とした。
（ｂ） ポックマークについては、溶接長１ｍあたり１個よりも多い場合を×とした。
（ｃ） また、アンダカットが１ｓｔ側および２ｎｄ側のビード全長のうち、１箇所でも発生した場合は×とした。
そして、ビード欠陥が不合格（×）でないものの中で、ビード幅の評価が優れている（◎）ものをビード欠陥が優れている（◎）と評価し、ビード幅の評価が良好である（○）ものをビード欠陥が良好である（○）と評価した。
ビード欠陥の評価は、ビード幅、ポックマーク、アンダカットについて行った。なお、各サンプルの溶接長は１．２ｍとし、１ｓｔ側（表面側）および２ｎｄ側（裏面側）のどちらか一方でも下記（ａ）〜（ｃ）の基準で“×”の評価がついたものをビード欠陥が不合格（×）とした。
（ａ） ビード幅については、開先幅より１５ｍｍ以上広い場合を◎とし、５ｍｍ以上１５ｍｍ未満の場合を○とし、５ｍｍ未満の場合を×とした。
（ｂ） ポックマークについては、溶接長１ｍあたり１個よりも多い場合を×とした。
（ｃ） また、アンダカットが１ｓｔ側および２ｎｄ側のビード全長のうち、１箇所でも発生した場合は×とした。
そして、ビード欠陥が不合格（×）でないものの中で、ビード幅の評価が優れている（◎）ものをビード欠陥が優れている（◎）と評価し、ビード幅の評価が良好である（○）ものをビード欠陥が良好である（○）と評価した。
（５）機械的性質
溶接金属の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２００５に規定される「溶着金属の引張及び衝撃試験方法」に準拠した引張試験および衝撃試験により評価した。
引張試験片は、溶接金属中央で板厚中央の位置から採取したＡ２号試験片を用いた。また、衝撃試験片は、溶接金属中央で板厚中央の位置から採取したＶノッチ試験片を用いた。なお、いずれの試験片も熱処理を行わずに試験に供した。
溶接金属の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２００５に規定される「溶着金属の引張及び衝撃試験方法」に準拠した引張試験および衝撃試験により評価した。
引張試験片は、溶接金属中央で板厚中央の位置から採取したＡ２号試験片を用いた。また、衝撃試験片は、溶接金属中央で板厚中央の位置から採取したＶノッチ試験片を用いた。なお、いずれの試験片も熱処理を行わずに試験に供した。
引張試験では、常温（約２０℃）の試験片の引張強さを求めた。引張試験は、４９０ＭＰａ以上を合格として◎とし、相対的に特に強度が高いものを◎＋とした。
衝撃試験では、試験温度−２０℃での吸収エネルギーの最小値（試験片３本のうちの最小値：ｍｉｎ．ｖＥ−２０℃）により低温靭性を評価した。
低温靭性は、−２０℃での吸収エネルギーの最小値が４７Ｊ以上を合格として○、◎、◎＋とした。なお、合格したものの中で相対的に強度が高いものを◎、相対的にさらに強度が高いものを◎＋とした。
低温靭性は、−２０℃での吸収エネルギーの最小値が４７Ｊ以上を合格として○、◎、◎＋とした。なお、合格したものの中で相対的に強度が高いものを◎、相対的にさらに強度が高いものを◎＋とした。
（６）耐吹上げ性
耐吹上げ性については、吹上げがほとんど確認されない場合を◎、時折吹上げる場合を○、溶接全長にわたって著しい吹上げが確認される場合を×とした。
耐吹上げ性については、吹上げがほとんど確認されない場合を◎、時折吹上げる場合を○、溶接全長にわたって著しい吹上げが確認される場合を×とした。
（７）総合評価
前記各評価項目が全て「◎」、「◎＋」であったものを総合評価「◎＋」とし、前記各評価項目の中に「○」があったものを総合評価「○」とし、前記各評価項目の中に一つでも「×」があったものを総合評価「×」とした。
これらの評価結果を表５に示す。
前記各評価項目が全て「◎」、「◎＋」であったものを総合評価「◎＋」とし、前記各評価項目の中に「○」があったものを総合評価「○」とし、前記各評価項目の中に一つでも「×」があったものを総合評価「×」とした。
これらの評価結果を表５に示す。
表５に示すように、Ｎｏ．１〜１５、３２、３３に係るフラックスは、本発明の要件を満たしていたので、各評価項目について良好な結果が得られた（実施例）。なお、Ｎｏ．１５のフラックスについては、ビード形状が他の○のものと比較して若干劣った。また、Ｎｏ．１〜７に係るフラックスは、Ｂ２Ｏ３、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｔｉ、およびＡｌのうちの少なくとも１種を所定量含有していたので、機械的性質がより優れていた。
これに対し、Ｎｏ．１６〜３１に係るフラックスは、本発明の要件を満たしていなかったので、評価項目のうちの少なくとも一つが良好でない結果となった（比較例）。
具体的に、Ｎｏ．１６に係るフラックスは、Ｆｅが少な過ぎたので、耐吹き上げ性が良好でなかった。
Ｎｏ．１７に係るフラックスは、Ｆｅが多過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．１８に係るフラックスは、全Ｆｅ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＦｅの比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
具体的に、Ｎｏ．１６に係るフラックスは、Ｆｅが少な過ぎたので、耐吹き上げ性が良好でなかった。
Ｎｏ．１７に係るフラックスは、Ｆｅが多過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．１８に係るフラックスは、全Ｆｅ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＦｅの比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．１９に係るフラックスは、ＴｉＯ２が少な過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。また、Ｎｏ．１９に係るフラックスは、スラグ焼付きが認められた。
Ｎｏ．２０に係るフラックスは、ＴｉＯ２が多過ぎたので、ビードの波目が粗くなり、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２１に係るフラックスは、全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２０に係るフラックスは、ＴｉＯ２が多過ぎたので、ビードの波目が粗くなり、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２１に係るフラックスは、全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２２に係るフラックスは、Ａｌ２Ｏ３が少な過ぎたので、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２３に係るフラックスは、Ａｌ２Ｏ３が多過ぎたので、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２４に係るフラックスは、全Ａｌ２Ｏ３成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２３に係るフラックスは、Ａｌ２Ｏ３が多過ぎたので、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２４に係るフラックスは、全Ａｌ２Ｏ３成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２５に係るフラックスは、ＭｇＯが少な過ぎたので、アンダカットが発生し、ビード欠陥が不良となった。
Ｎｏ．２６に係るフラックスは、ＭｇＯが多過ぎたので、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２７に係るフラックスは、全ＭｇＯ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２６に係るフラックスは、ＭｇＯが多過ぎたので、ビード形状が不良となった。
Ｎｏ．２７に係るフラックスは、全ＭｇＯ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２８に係るフラックスは、Ｆｅが多過ぎると共に、ＴｉＯ２が少な過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。また、Ｎｏ．２８に係るフラックスは、スラグ焼付きが認められた。
Ｎｏ．２９に係るフラックスは、全Ｆｅ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＦｅの比率が低過ぎると共に、全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．２９に係るフラックスは、全Ｆｅ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＦｅの比率が低過ぎると共に、全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．３０に係るフラックスは、Ｆｅが多過ぎると共に、全Ａｌ２Ｏ３成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＡｌ２Ｏ３の比率が低過ぎたので、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められた。
Ｎｏ．３１に係るフラックスは、ＴｉＯ２が多過ぎると共に、全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率が低過ぎ、また、ＭｇＯが少な過ぎると共に、全ＭｇＯ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの比率が低過ぎた。そのため、Ｎｏ．３１に係るフラックスは、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められ、また、ビードの波目が粗くなり、ビード形状が不良となると共に、ビード幅が狭くなってアンダカットが発生し、ビード欠陥が不良となった。
Ｎｏ．３１に係るフラックスは、ＴｉＯ２が多過ぎると共に、全ＴｉＯ２成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＴｉＯ２の比率が低過ぎ、また、ＭｇＯが少な過ぎると共に、全ＭｇＯ成分のうち、粒子径が５００μｍ以上の粒子に含有されるＭｇＯの比率が低過ぎた。そのため、Ｎｏ．３１に係るフラックスは、鉄粒突起物のビード表面での発生が認められ、また、ビードの波目が粗くなり、ビード形状が不良となると共に、ビード幅が狭くなってアンダカットが発生し、ビード欠陥が不良となった。
１、１００ 母材
２ 溶接金属
２ａ ビード表面
３ フラックス
４ スラグ
５ 鉄粉
６ 凝集鉄粉
７ 鉄粒突起物
２ 溶接金属
２ａ ビード表面
３ フラックス
４ スラグ
５ 鉄粉
６ 凝集鉄粉
７ 鉄粒突起物
Claims (4)
- Ｆｅ：１．０〜３０．０質量％、
ＴｉＯ２：２．０〜２３．０質量％、
Ａｌ２Ｏ３：２．０〜２５．０質量％、
ＭｇＯ：２０．０〜３５．０質量％含有し、
残部が炭酸塩由来の成分および不可避不純物からなり、かつ前記残部の含有量が１５．０質量％以下であり、
前記Ｆｅは、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有され、
前記ＴｉＯ２は、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有され、
前記Ａｌ２Ｏ３は、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有され、
前記ＭｇＯは、粒子径が５００μｍ以上のフラックスの粒子に、４０％以上が含有されている
ことを特徴とするサブマージアーク溶接用フラックス。 - さらに、
Ｓｉ、Ｓｉ合金およびＳｉ酸化物の総含有量：ＳｉＯ２換算で６．０〜１５．０質量％、
ＣａＦ２：５．０〜２０．０質量％、
ＣＯ２：２．０〜９．０質量％、
Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏの合計量：１．０〜６．０質量％のうちの少なくとも１種を含有する
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フラックス。 - さらに、
Ｂ２Ｏ３：０．１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．１〜１．０質量％、Ｍｎ：０．１〜０．９質量％、Ｔｉ：０．１〜１．０質量％、およびＡｌ：０．７〜３．０質量％のうちの少なくとも１種を含有する
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。 - フラックス全体における粒子径が５００μｍ以上の粒子の含有比率が４０質量％以上であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
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