WO2010117074A1 - 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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WO2010117074A1
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weld metal
less
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welding
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裕 森本
品田功一
大山繁男
中澤博志
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新日本製鐵株式会社
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    • B23K9/18—Submerged-arc welding

Definitions

  • the present invention relates to a molten flux for submerged arc welding used for pipe making welding of UO steel pipes for pipelines having a base metal tensile strength of 800 MPa to 1200 MPa, which requires strength for transporting petroleum, natural gas, and the like and low temperature toughness.
  • a UO steel pipe is manufactured by forming a steel plate into a cylindrical shape using a C press, a U press and an O press, and then joining the butted portions of the plates by welding.
  • Submerged arc welding is often used as the welding method used for this joining in consideration of quality and productivity.
  • Submerged arc welding is a method of welding by generating an arc in a flux using a flux and a welding wire.
  • the submerged arc welded portion in the UO steel pipe is usually a two-layer welding of one layer from the inner surface of the steel pipe and one layer from the outer surface of the steel pipe.
  • the weld metal produced by the flux and the welding wire is required to have strength and toughness that are commensurate with the base material. At the same time, a weld metal having a good weld bead shape and no defects is required. In order to control these qualities, the composition of the flux and the components of the welding wire are important, and various technical developments have been made.
  • the chemical composition of the base metal of the large-diameter pipe for use in sour-resistant environments and the weld metal is defined. Furthermore, in the weld metal, the ratio of the weld metal component is defined to obtain a seam weld metal for UO steel pipes excellent in low temperature toughness.
  • a low oxygen flux is used so that the oxygen content of the weld metal is 0.015% to 0.025%.
  • the flux used here is a low oxygen flux disclosed in Patent Document 3.
  • SiO 2 is reduced to a low level of 5.4% to reduce oxygen.
  • the low-temperature toughness of the weld metal is secured by limiting the components of the welding wire to be used and the basicity of the flux to be used or the chemical component of the base material.
  • the flux used here is a CaO—CaF 2 —AiO 2 type flux, and the basicity is set to 0.4 or more in order to make the oxygen content of the weld metal 0.035% or less necessary for ensuring toughness. ing.
  • the main composition of the flux used in the examples is SiO 2 : 25% to 29%, MnO: 2% to 5%, TiO 2 : 5% to 7%, Al 2 O 3 : 5%, CaO: 18% to 33%, MgO: 4% to 9%, CaF 2 : 17% to 26%.
  • Patent Document 5 The invention described in Patent Document 5 is intended to ensure toughness by prescribing multi-layer welding, particularly for application to welding of thick-walled large-diameter steel pipes, and defining the components of the welding flux. Specifically, in order to control the hardenability of the weld metal and ensure the low temperature toughness of the weld metal, the components of the flux are optimized in the first layer, the second layer, and the third layer and thereafter.
  • Patent Document 6 discloses a flux for submerged arc welding applied to a weld metal premised on post-weld heat treatment.
  • a flux component is defined.
  • Si in the flux the lower limit of Mn in terms of securing deoxidation, the upper limit by the limit in terms of low-temperature toughness ensured, and an appropriate amount of CaF 2, thereby reducing the amount of oxygen in the weld metal.
  • JP 58-055597 Japanese Patent Laid-Open No. 03-285770 JP-A-60-191691 JP 05-000375 A Japanese Patent Laid-Open No. 06-1555076 JP 08-257789 A JP 2006-305604 A JP 2007-90399 A
  • the flux having the composition disclosed in the example of Patent Document 1 cannot be applied to a high-strength weld metal having a high cold cracking sensitivity.
  • a problem of cold cracking occurs after welding.
  • top slag in occurs in welding using the flux disclosed in Patent Document 4 and a high strength weld metal.
  • the flux having the composition disclosed in the example of Patent Document 5 cannot be applied to a high-strength weld metal having a high cold cracking sensitivity.
  • Patent Document 6 The invention described in Patent Document 6 is easy to secure toughness due to the reheating effect by subsequent welding, but cannot be applied to inner and outer surface single layer welding where the reheating effect cannot be expected. Furthermore, the invention described in this document is liable to cause cold cracking after welding and is not suitable for high-strength weld metal.
  • Patent Document 7 proposes a fusion flux for submerged arc welding that can be welded sideways with a large current and that can be applied to any orientation of sideways, horizontal fillets, and downwards.
  • a fusion flux for submerged arc welding that can be welded sideways with a large current and that can be applied to any orientation of sideways, horizontal fillets, and downwards.
  • Patent Document 8 proposes to improve low-temperature toughness in a melt-type flux for submerged arc welding used when manufacturing a high-strength weld metal corresponding to a high-strength steel sheet having a strength of 800 MPa to 1200 MPa.
  • application in more severe environments such as UO steel pipes is required.
  • the present invention is based on such a background, and even when a high-strength weld metal is created, a low-temperature crack is unlikely to occur after welding, and a sound high-toughness weld metal without top slag in is obtained. It is an object of the present invention to provide a molten flux for high basic submerged arc welding.
  • the inventors of the present invention have studied a flux for fusion-type submerged arc welding that can obtain a high-strength weld metal that is less prone to low-temperature cracking after welding and that has no top slag in and has excellent low-temperature toughness as described above. .
  • the strength of the weld metal can be improved by using a wire added with an alloy element such as Ni, Cr or Mo as a welding wire used in submerged arc welding.
  • an alloy element such as Ni, Cr or Mo
  • the oxygen content of the weld metal is important as shown in FIG. 2, when the oxygen content in the weld metal is in the range of about 0.018% to 0.035%, the impact absorption energy at ⁇ 30 ° C. is 100 J or more. Toughness has been found to be obtained.
  • the structure changes from an acicular ferrite structure to a bainite structure.
  • the amount of oxygen in the weld metal plays an important role in the toughness of the weld metal.
  • the structure becomes a martensite structure, and it becomes difficult to ensure toughness only by controlling the amount of oxygen.
  • the top slag-in occurs as shown below. That is, in order to obtain the strength of the weld metal, the alloy element described above is added to the welding wire used for the submerged arc welding. Change the interfacial tension between the metal and the molten flux. For this reason, it is considered that the slag melted at the time of welding is not easily levitated and separated, and slag-in remains inside the weld metal at the top of the bead, which is the final solidified portion.
  • the inventors examined in detail the tendency of the top slag-in generation by arranging the basicity B of the flux calculated by the following formula (1) according to the tensile strength of the weld metal.
  • B 6.05N [CaO] + 4.0N [MgO] + 5.1N [CaF 2 ] + 4.8N [MnO] ⁇ 0.2N [Al 2 O 3 ] ⁇ 6.31N [SiO 2 ] (1)
  • N [k] represents the mole fraction of component k.
  • top slag-in is generated when the SiO 2 content of the flux exceeds 20%.
  • the amount of CaF 2 also affects the tendency of the top slag in, and as shown in FIG. 6, it is found that the top slag in is generated when the CaF 2 content in the flux is less than 30% in the high strength weld metal. did.
  • the basicity B obtained by the formula (1), the SiO 2 amount of the flux, and the CaF 2 amount is necessary to adjust the basicity B obtained by the formula (1), the SiO 2 amount of the flux, and the CaF 2 amount. Furthermore, the basicity B, the amount of SiO 2 or the amount of CaF 2 in the flux is satisfied within a range in which the top slag in can be avoided, and the oxygen amount in the weld metal is controlled to 0.018% or more and 0.035% or less. There is a need to.
  • MnO can increase the oxygen content of the weld metal without adding top slag in by adding an appropriate amount to the flux.
  • a basicity B of 1.2 or more and an oxygen amount of 0.018% or more can be stably obtained.
  • FIGS. 7, 8 and 9 show the measurement of the loss of mass after the flux was kept for 48 hours in an environment of temperature 25 ° C. and humidity 60% and then dried at 500 ° C. for 24 hours. 7, 8, and 9, the reduced mass is the moisture adsorbed on the flux, and the ratio of the reduced mass to the original mass is taken as the moisture adsorption amount.
  • FIG. 7 shows the relationship between the amount of Al 2 O 3 in the flux and the amount of moisture adsorbed.
  • FIG. 8 shows the relationship between the amount of SiO 2 in the flux and the amount of moisture adsorbed.
  • FIG. 9 shows the relationship between the basicity B of the flux and the amount of moisture adsorbed.
  • the basicity B shown in FIG. 9 is a value calculated by the above equation (1).
  • the amount of moisture in the flux increases the diffusible hydrogen of the weld metal and makes it easier for cold cracking to occur after welding. Therefore, in the flux used for welding high-strength steel, the amount of Al 2 O 3 in the flux needs to be more than 15%, the amount of SiO 2 should be 10% or more, and the basicity B should be 3.2 or less.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • CaO 5.0% or more, 25.0% or less
  • MgO 1.0% or more, 5.0% or less
  • Al 2 O 3 more than 15.0%, 30.0% or less
  • CaF 2 30.0% or more
  • SiO 2 10.0% or more, 20.0% or less
  • MnO 0.5% or more and 15.0% or less
  • the balance is an inevitable impurity, and obtained by the formula (1)
  • N [k] represents the mole fraction of component k.
  • melt type high basic flux for submerged arc welding of the present invention it is difficult to generate low temperature cracking after welding, and a high strength weld metal excellent in low temperature toughness without top slag in can be obtained.
  • Patent Document 1 is directed to a steel that does not contain Ni, Mo, Cr, or the like, for example, a low-strength steel having a base metal tensile strength of 500 MPa to 600 MPa as shown in the examples. . Therefore, in patent document 1, generation
  • the flux having the composition disclosed in the example of Patent Document 1 has a problem that the amount of Al 2 O 3 is small, the flux becomes crystalline, and moisture is adsorbed. Not applicable to metals.
  • the weld metal is a low-C, 700 MPa-class strength weld metal with a low content of Mo, Ni, or Cr as shown in the examples, and this is used as it is.
  • problems arise when applied to weld metal with higher strength.
  • the flux of the invention described in Patent Document 3 used in the invention described in Patent Document 2 there is a problem that the amount of SiO 2 is small and the flux becomes crystalline, resulting in a large amount of moisture adsorption.
  • the flux described in Patent Document 3 does not contain Ni, Cr or Mo as described in Table 3 of the Examples of Patent Document 3, for example, the base material tensile strength is 500 MPa to 600 MPa. It is a flux to be applied to low-grade steel of the grade. Therefore, the flux described in Patent Document 3 does not create a high-strength weld metal, and is not premised on application to high-strength steel having a base metal tensile strength of 800 MPa to 1200 MPa.
  • Patent Document 4 The scope of application of the invention described in Patent Document 4 is the X65 class as shown in the examples, and is intended for low-strength weld metals having a weld metal strength of, for example, about 600 MPa to 700 MPa. For this reason, in welding using the flux disclosed in Patent Document 4 and a high-strength weld metal, there is a problem that top slag-in occurs because the amount of SiO 2 is large and the amount of CaF 2 is small.
  • the invention described in Patent Document 5 targets a low-strength steel pipe, and the flux having the composition disclosed in the examples has a problem that the flux becomes crystalline and moisture is often adsorbed. Therefore, it cannot be applied to a high-strength weld metal that is particularly sensitive to cold cracking.
  • the flux disclosed in Patent Document 6 is applied to welding based on post-weld heat treatment, and is based on multilayer welding as disclosed in the examples. For this reason, the invention described in the same document is easy to secure toughness due to the reheating effect by the subsequent welding, and cannot be applied to the inner and outer surface single layer welding which is not expected to have the reheating effect which is assumed in the present invention. Furthermore, the invention described in this document is unsuitable for high-strength weld metals because the amount of SiO 2 is small and the crystallization of the flux proceeds and the amount of moisture adsorption increases. Moreover, the flux described in Patent Document 6 is a bond-type flux, and is a different type of flux having a different manufacturing method from the melt-type flux of the present invention.
  • the melt shape flux for submerged arc welding of the present invention is used, so that the bead shape is good and the top slag in is called A weld bead having no defects inside the weld bead can be obtained.
  • the oxygen content of the weld metal can be optimized even with a flux composition that does not generate top slag in, and a weld metal with excellent low temperature toughness can be obtained. This makes it possible to easily produce a sound high-strength weld metal.
  • FIG. 1 It is a schematic diagram of a top slag in. It is a figure which shows the relationship between the oxygen content and toughness of a weld metal. It is a figure which shows the relationship between the basicity B of a flux, the tensile strength of a weld metal, and the generation
  • CaO 5.0% or more and 25.0% or less
  • CaO affects the weld bead shape of the weld metal. If it is less than 5.0%, the softening and melting temperature becomes high, resulting in poor appearance of the weld bead surface such as the occurrence of fluttering due to the inhibition of the diffusion of the molten gas. On the other hand, if it is excessive, the viscosity is high and the excess is high. In addition, the slag removability is reduced. Therefore, the upper limit was made 25% or less.
  • CaO is a component that affects basicity B. If it is less than 5.0%, the basicity B becomes small, and the generation of the top slag in is promoted. If it exceeds 25.0%, the basicity B becomes high, the flux becomes crystalline, and the hydrogen cracking sensitivity becomes high.
  • MgO 1.0% or more and 5.0% or less
  • MgO affects the viscosity of the molten slag. If it is less than 1.0%, the viscosity of the slag is too low and fluttering defects occur on the surface. On the other hand, if it exceeds 5.0%, the viscosity of the slag becomes high and undercut occurs.
  • Al 2 O 3 is one of the important components as a slag forming component, it is added as a constituent component of the flux. However, if it is 15.0% or less, as shown in FIG. 7, the tendency of the crystalline flux becomes strong and it becomes easy to absorb moisture. As a result, the amount of hydrogen in the weld metal increases and the cold cracking susceptibility increases. On the other hand, the addition of Al 2 O 3 has the effect of lowering the basicity B. Therefore, when excessively added, the generation of top slag in is promoted. Al 2 O 3 also affects the bead shape. When added in excess, undercuts and horse-like projections are formed on the top of the weld bead. From these viewpoints, the upper limit was made 30.0% or less.
  • CaF 2 is a component that affects the generation tendency of top slag in aside from basicity B.
  • the lower limit was made 30.0% or more.
  • the upper limit was made 50.0% or less.
  • CaF 2 lowers the flux viscosity and softening melting temperature, so that the weld bead is prevented from becoming an excessively convex shape, and the weld bead surface is also smoothed. In order to obtain this effect, it is necessary to add 30.0% or more, preferably more than 35%, more preferably more than 37%.
  • SiO 2 10.0% or more and 20.0% or less
  • the upper limit was made 20.0% or less.
  • the flux becomes crystalline and it becomes easy to absorb moisture. Therefore, the amount of hydrogen in the weld metal is increased, and as a result, the sensitivity to cold cracking of the weld metal is increased. Therefore, the lower limit is made 10.0% or more.
  • SiO 2 improves the familiarity with the base material at the toe part, such as improving the contact angle with the base material at the toe part and reducing sticking of slag at the toe part. Furthermore, it has the effect of smoothing the weld bead surface and preventing it from becoming an extremely convex bead, thereby improving the bead shape. In order to obtain this effect, 10.0% or more is necessary.
  • FIG. 11 shows the relationship between the basicity B of the flux added with MnO and the amount of oxygen in the weld metal. As shown in this figure, by adding an appropriate amount of MnO, it is possible to stably obtain a basicity B of 1.2 or more shown in FIG. 3 and an oxygen amount of 0.018% or more. In order to obtain this effect, addition of 0.5% or more is necessary.
  • the upper limit was made 15.0% or less.
  • MnO is added exceeding 15.0%, when the basicity is low, the amount of oxygen in the weld metal becomes excessive and the toughness may be lowered. Therefore, the upper limit was made 15.0% or less.
  • N [k] represents the mole fraction of component k. If the relationship between the basicity B and the presence or absence of the top slag-in is arranged, as shown in FIG. 3, the top slag-in is not generated when the basicity B is 1.2 or more. On the other hand, there is no upper limit of basicity B from the viewpoint of the top slag-in, but as shown in FIG. .
  • the upper limit of the basicity B is set to 3.2 or less.
  • the lower limit is set to 1.2 or more.
  • the base material tensile strength is set to 800 MPa to 1200 MPa, preferably more than 980 MPa to 1200 MPa.
  • the base material tensile strength is less than 800 MPa, the strength of the UO steel pipe in the field to which the present invention is applied is low, and therefore the problem of the top slag in does not occur.
  • the base material tensile strength exceeds 1200 MPa, sufficient toughness may not be ensured.
  • the chemical composition of the base material used is, in mass%, C: 0.03% or more, 0.12% or less, Si: 0.5% or less, Mn: 1.2% or more, 2 0.5% or less, Ni: 2.0% or less, Mo: 0.6% or less, Ti: 0.030% or less, Al: 0.07% or less, P: 0.015% or less, S: 0.003 % Or less, Nb: 0.0015% or more, 0.1% or less, and N: 0.008% or less.
  • the chemical composition of the welding wire used is, in terms of weld metal strength, toughness or wire manufacturability, in mass%, C: 0.02% or more, 0.15% or less, Si: 0.5% or less. Mn: 1.0% or more, 2.5% or less, Ni: 10.0% or less, Mo: 4.0% or less, Ti: 0.030% or less, O: 0.008% or less, Al: 0 0.05% or less, P: 0.015% or less, S: 0.01% or less, and N: 0.008% or less.
  • Total of any one or two of Li 2 O and K 2 O 0.2% or more and 5.0% or less
  • the total of any one or two of Li 2 O and K 2 O is preferably 0.2% or more and 5.0% or less, more preferably more than 2% and 5.0% or less.
  • MnO increases the arc re-ignition voltage. Therefore, there is a tendency that the weld pool surface is vibrated with a voltage increased when the arc is re-ignited during welding, and as a result, the ripple lines, which are wavy patterns on the weld bead surface, are uneven.
  • Li 2 O and K 2 O have the effect of calming this and eliminating irregularities in the ripple line. In order to obtain this effect, 0.2% or more in total of any one or two of Li 2 O and K 2 O is required. On the other hand, if added over 5.0%, the slag peelability is reduced and slag sticking occurs. Therefore, the upper limit was made 5.0% or less.
  • B 2 O 3 may be added in an amount of about 0.05% to 2.0%, but this has no influence on the effect of avoiding the top slag in which is the object of the present invention.
  • V-shaped groove 12 is a V-shaped groove in cross-sectional view provided between the base materials to be welded in the example and the comparative example, and as shown in FIG.
  • the angle formed by the V-shaped groove is 80 °.
  • the flux was stored for 24 hours in an environment of 20 ° C. and 60% humidity, and then dried for 2 hours in a furnace at 150 ° C. before use.
  • FIG. 13 is a drawing for explaining the sampling procedure of a test piece
  • FIG. 13 (a) is a cross-sectional view of an impact test piece taken from a welded plate as seen from the weld line direction
  • FIG. 13B is a plan view showing a tensile test piece taken from a welded plate
  • FIG. 13C is a cross section of the tensile test piece taken from a welded plate as seen from the weld line direction.
  • the impact test piece was taken from the center of the weld metal in the plate thickness direction, and was processed so that the notch depth direction was the weld line direction.
  • the impact test was repeated three times at a test temperature of ⁇ 30 ° C.
  • the toughness of the weld metal was evaluated using the average value of the impact test results repeated three times and the minimum value of the three impact test results.
  • the round bar type tensile test piece is taken from the center of the weld metal in the plate thickness direction so that the axial direction of the test piece becomes the weld line direction. processed.
  • the tensile test was repeated once and performed at room temperature.
  • the internal defect of the weld metal bead was investigated by conducting a radiation nondestructive inspection over the entire weld line with a total thickness of 20 mm. Thereafter, the plate thickness was reduced from the back surface opposite to the weld surface to a thickness of 7 mm, and then the radiation nondestructive inspection was performed again to investigate the presence of top slag in.
  • the bead shape was evaluated by the shape of the overfill of the bead, the undercut, the unevenness of the bead surface, the presence or absence of a pock mark, the state of the wave called ripple generated on the weld bead surface, and the cross-sectional macro observation.
  • the surface condition was judged to include the possibility of being recognized as a defect because it may be recognized as a defect in the radiation transmission test if the unevenness is severe.
  • the oxygen concentration in the weld metal was determined in accordance with the oxygen determination method for metal materials described in JIS Z2613.
  • Table 5 shows examples and comparative examples of the present invention according to claim 1.
  • the other is impurities such as alkali metal oxides, P, and S, which are inevitably mixed from B 2 O 3 , CaCO 3, or raw materials.
  • Example 4 and Example 10 B 2 O 3 is added for the purpose of adjusting the B amount of the weld metal to improve the hardenability of the weld metal, but the top slag in of the present invention is generated. It has no effect on the preventive effect.
  • CaCO 3 is added for the purpose of preventing an increase in nitrogen in the weld metal, but this has no influence on the effect of preventing the top slag in the present invention. Absent.
  • Comparative Examples 1 and 2 components other than MnO and basicity B are within the scope of the present invention, but MnO is less than the scope of the present invention. Therefore, although the basicity B is high and no top slag-in is generated, the oxygen content is small, the toughness of the weld metal is low, and the average value of Charpy absorbed energy exceeds 100 J, but the individual value (minimum value) exceeds 100 J. Below data is obtained. Comparative Examples 1 and 2 show that, by setting the MnO addition range to 0.5% or more, a stable reduction in toughness can be critically prevented by stably obtaining an oxygen amount.
  • Comparative Examples 3 and 4 components other than MnO and basicity B are within the scope of the present invention, but MnO is added beyond the scope of the present invention. Therefore, slag in is generated at the bottom. Moreover, in the comparative example 4, oxygen also becomes excess and the toughness (Charpy absorption energy) of a weld metal is less than 100J in each value. Comparative Examples 3 and 4 show that the occurrence of slag in at the bottom can be critically prevented by setting the MnO addition range to 15.0% or less.
  • Comparative Example 6 the amount of SiO 2 in the flux is less than the range of the present invention, and the basicity B exceeds the range of the present invention. For this reason, moisture is absorbed during storage, and low temperature cracking occurs after welding despite the fact that the flux is kept dry before use. In order to prevent cold cracking, it was necessary to dry the flux sufficiently at high temperature. Further, since a small SiO 2 in the flux, sticking of slag generated in the toe portion, familiar with the base material is lowered.
  • Comparative Example 7 the amount of CaO in the flux is less than the range of the present invention. Therefore, flapping irregularities are generated on the bead surface, and the bead appearance is deteriorated. Further, since a small SiO 2 in the flux, sticking of slag generated in the toe portion, familiar with the base material is lowered. In Comparative Example 8, since the amount of CaF 2 in the flux exceeds the range of the present invention, the arc becomes unstable, and a fluttering pattern called a pock mark is generated on the bead surface.
  • Comparative Example 9 As in Comparative Example 8, since the amount of CaF 2 in the flux exceeds the range of the present invention, the arc becomes unstable and a fluttering pattern called a pock mark is generated on the bead surface. Further, since a small SiO 2 in the flux, sticking of slag generated in the toe portion, familiar with the base material is lowered. Furthermore, similarly, since the amount of SiO 2 in the flux is less than the range of the present invention, drying is insufficient under the flux drying conditions in this experiment, and low-temperature cracking occurs after welding.
  • the amount of SiO 2 in the flux exceeds the range of the present invention. Therefore, the top slag in is generated.
  • the amount of CaF 2 in the flux is less than the range of the present invention. Therefore, the top slag in is generated.
  • the weld metal has a martensite structure, a strength of 1250 MPa or more, and low toughness.
  • the amount of MgO in the flux exceeds the range of the present invention. Therefore, the viscosity of slag is increased and undercut occurs. Moreover, since the amount of Al 2 O 3 is less than the range of the present invention, the flux becomes crystalline and is easy to absorb moisture. Therefore, drying is insufficient under the flux drying conditions in this experiment, and low temperature cracking occurs after welding. In Comparative Example 15, the amount of MgO in the flux is less than the range of the present invention. Therefore, flapping defects are generated on the surface of the weld bead.
  • Comparative Examples 16 to 18 are experimental examples using a base material with low strength.
  • the welding material combination also has a low strength of about 740 MPa. Therefore, in Comparative Example 16, SiO 2 exceeds the range of the present invention, but no top slag in is generated. In Comparative Example 17, CaF 2 is less than the range of the present invention, but no top slag in is generated. Further, in Comparative Example 18, the amount of Al 2 O 3 exceeds the range of the present invention, and therefore the extra shape of the bead is a convex bead having a horse's back shape.
  • Table 6 shows examples and comparative examples according to claim 2.
  • the other flux components in Table 6 are impurities such as alkali metal oxides, P, and S, which are inevitably mixed from B 2 O 3 , CaCO 3, or raw materials as in Table 5.
  • the flux having the components in the range of claim 2 of the present invention has good toughness (Charpy absorbed energy) at -30 ° C, and no top slag in is generated. . Furthermore, since appropriate amounts of Li 2 O and K 2 O are added, the bead surface ripple lines are uniform and have a beautiful bead surface.
  • B 2 O 3 is added for the purpose of adjusting the B amount of the weld metal to improve the hardenability of the weld metal. It has no effect on the preventive effect.
  • CaCO 3 is added for the purpose of preventing an increase in nitrogen in the weld metal, but this does not affect the effect of preventing the occurrence of top slag in the present invention.
  • Example 1 Using three-electrode submerged arc welding, wires having different compositions and strength levels shown in Table 2 were combined under the welding conditions shown in Table 1, and a plate thickness of 20 mm and a length of 1500 mm having the chemical composition and tensile strength shown in Table 3 were used. In the base material, a groove having a cross-sectional shape shown in FIG. 1-No. Welding was performed using 14 fluxes.
  • the weld metal thus obtained was measured for toughness (Charpy absorbed energy), tensile strength and oxygen content at ⁇ 30 ° C. in the same manner as described above, and the weld metal had a tensile strength of 800 MPa or more and 1200 MPa or less.
  • the relationship between oxygen content and toughness in the weld metal in some cases was investigated. The result is shown in FIG. As shown in FIG. 2, when the oxygen content of the weld metal is in the range of 0.018% or more and 0.035% or less, good toughness with an impact absorption energy at ⁇ 30 ° C. of 100 J or more can be obtained. found.
  • Example 2 Using three-electrode submerged arc welding, wires having different compositions and strength levels shown in Table 2 were combined under the welding conditions shown in Table 1, and a plate thickness of 20 mm and a length of 1500 mm having the chemical composition and tensile strength shown in Table 3 were used. In the base material, the groove having the cross-sectional shape shown in FIG. 15-No. Welding was performed using 24 fluxes.
  • the tensile strength of the weld metal thus obtained was measured in the same manner as the evaluation method described above, and the relationship between the tensile strength of the weld metal, the basicity B of the flux, and the top slag in was examined. The result is shown in FIG. As shown in FIG. 3, in the weld metal having a tensile strength of 800 MPa or more, it was found that the basicity B was 1.2 or more and no top slag in was generated.
  • Example 3 Using 3 electrode submerged arc welding, wires having different compositions and strength levels shown in Table 2 under the welding conditions shown in Table 1, combined with a chemical composition and tensile strength shown in Table 3, a thickness of 20 mm and a length. A groove having the cross-sectional shape shown in FIG. 25-No. Welding was performed using 79 fluxes.
  • the oxygen content of the weld metal thus obtained was measured in the same manner as the evaluation method described above, and the relationship between the oxygen content of the weld metal and the basicity B of the flux was examined. The result is shown in FIG. As shown in FIG. 4, it has been found that the oxygen content of the weld metal and the basicity B of the flux have a correlation.
  • Example 4 Using 3 electrode submerged arc welding, wires having different compositions and strength levels shown in Table 2 under the welding conditions shown in Table 1, combined with a chemical composition and tensile strength shown in Table 3, a thickness of 20 mm and a length. A groove having a cross-sectional shape shown in FIG. 80-No. Welding was performed using 89 flux.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the amount of SiO 2 in the flux, the tensile strength of the weld metal, and the tendency to generate top slag in.
  • the top slag-in occurs when the amount of SiO 2 in the flux exceeds 20%.
  • Example 5 Using 3 electrode submerged arc welding, wires having different compositions and strength levels shown in Table 2 under the welding conditions shown in Table 1, combined with a chemical composition and tensile strength shown in Table 3, a thickness of 20 mm and a length. A groove having the cross-sectional shape shown in FIG. 90 ⁇ No. Welding was performed using 97 flux.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the amount of CaF 2 in the flux, the tensile strength of the weld metal, and the tendency to generate top slag in.
  • the top slag-in is generated when the amount of CaF 2 in the flux is less than 30%.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the amount of Al 2 O 3 in the flux and the amount of moisture adsorption
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the amount of SiO 2 in the flux and the amount of moisture adsorption. As shown in FIG. 7, the amount of adsorbed water increases rapidly when the amount of Al 2 O 3 in the flux is 15% or less.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the amount of SiO 2 flux and the amount of moisture adsorbed. As shown in FIG. 8, the amount of adsorbed water increases rapidly when the amount of SiO 2 in the flux is less than 10%.
  • FIG. 9 is a graph showing the relationship between the basicity B of the flux and the amount of moisture adsorbed. As shown in FIG. 9, even when the basicity B exceeds 3.2, the amount of adsorbed water increases rapidly.
  • Example 9 Using 3 electrode submerged arc welding, wires having different compositions and strength levels shown in Table 2 under the welding conditions shown in Table 1, combined with a chemical composition and tensile strength shown in Table 3, a thickness of 20 mm and a length. A groove having the cross-sectional shape shown in FIG. 121 ⁇ No. Welding was performed using 139 flux.
  • the oxygen content of the weld metal thus obtained was measured in the same manner as the evaluation method described above, and the relationship between the oxygen content of the weld metal and the basicity B of the flux was examined. The result is shown in FIG. As shown in FIG. 11, by adding 0.5% or more of MnO, a weld metal having a basicity B of 1.2 or more and an oxygen amount of 0.018% or more can be obtained stably.
  • the top slag in addition to the good bead shape by using the molten flux for submerged arc welding of the present invention.
  • a weld bead having no defects inside the weld bead can be obtained.
  • the oxygen content of the weld metal can be optimized even with a flux composition that does not generate top slag in the component system of the present invention, and it is easy to obtain a weld metal having excellent low temperature toughness, contributing to the industry. However, it is very big.

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Abstract

　高強度溶接金属を作成する際に使用する、頂部スラグインの無い健全な高靭性の溶接金属が得られる、高塩基性サブマージアーク溶接用溶融型フラックスを提供する。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フラックスは、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％以下で、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フラックスであり、さらに、Ｌｉ2ＯおよびＫ2Ｏの何れか１種または２種の合計が：０．２％以上５．０％以下を含有するものである。

Description

サブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックス
　本発明は、石油、天然ガス等を輸送する強度と低温靭性が要求される母材引張強度８００ＭＰａ~１２００ＭＰａのパイプライン用ＵＯ鋼管の造管溶接に使用されるサブマージアーク溶接用溶融型フラックスに関する。
　石油、天然ガス等を輸送するパイプライン用鋼管として、溶接により鋼管の長手方向を接合した溶接鋼管があげられる。この中で、ＵＯ鋼管は、Ｃプレス、ＵプレスおよびＯプレスを用いて鋼板を円筒状に成型した後、板の突き合わせ部を溶接により接合して製造されるものである。この接合に使用する溶接方法には、品質と生産性を考慮して、サブマージアーク溶接が用いられることが多い。
　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。
　例えば、特許文献１に記載の発明では、靭性の高い溶接金属を得るために、成分の範囲およびいくつかの成分の比率の範囲を規定することにより、溶接金属の低酸素化を図り、目的を達成している。具体的には、ＣａＦ２を適量添加することにより、溶接金属中の酸素量を低減している。また、ＣａＦ２の添加に伴い問題となるアークの不安定性に対しては、ＳｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３添加によるスラグのガラス化により、さらにはＳｉＯ２、ＭｇＯおよびＣａＯの適切な比率の添加により、アークを安定化させている。さらに、Ａｌ２Ｏ３およびＳｉＯ２を適量添加することによるスラグのガラス化により、作業性を向上させる効果も得ている。その結果、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：０．２９％、Ｍｎ：１．３２％、Ｐ：０．０１９％、Ｓ：０．００７％、Ａｌ：０．０３５％の母材を用いて０℃での靭性を向上させている。
　特許文献２に記載の発明では、耐サワー環境用途の大径管の母材と溶接金属の化学組成を規定している。さらに、溶接金属においては、溶接金属の成分の比率を規定して、低温靭性の優れたＵＯ鋼管用のシーム溶接金属を得ようとしている。その場合、用いるフラックスにおいては、溶接金属の酸素量が０．０１５％~０．０２５％になるように低酸素系フラックスを用いている。ここで用いているフラックスは、特許文献３で開示されている低酸素系フラックスである。溶接金属中の酸素量を低減させる目的で、例えばＳｉＯ２を５．４％と低いレベルまで低減させて低酸素化をはかっている。
　特許文献４に記載の発明では、用いる溶接ワイヤの成分および用いるフラックスの塩基度あるいは母材の化学成分を限定して溶接金属の低温靭性を確保している。ここで用いているフラックスは、ＣａＯ−ＣａＦ２−ＡｉＯ２系のフラックスであり、溶接金属の酸素量を靭性確保に必要な０．０３５％以下にするために、塩基度を０．４以上にしている。実施例に使用されているフラックスの主な組成は、ＳｉＯ２：２５％~２９％、ＭｎＯ：２％~５％、ＴｉＯ２：５％~７％、Ａｌ２Ｏ３：５％、ＣａＯ：１８％~３３％、ＭｇＯ：４％~９％、ＣａＦ２：１７％~２６％であり、このようなフラックスを用いて、Ｘ６５の鋼管に対して溶接を実施し、−３０℃で吸収エネルギー約２０ｋｇｆｍ（約２００Ｊ）の高靭性の溶接金属を得ている。
　特許文献５に記載の発明は、特に厚肉大径鋼管の溶接に適用するため多層溶接を前提とし、溶接用フラックスの成分を規定して靭性を確保しようとするものである。具体的には、溶接金属の焼き入れ性を制御して溶接金属の低温靭性を確保するため、フラックスを１層目および２層目と３層目以降で成分を最適化している。
　特許文献６に記載の発明は、溶接後熱処理を前提とした溶接金属に適用するサブマージアーク溶接のためのフラックスを開示している。特許文献６では、溶接後熱処理を行った後の溶接金属の低温靭性を確保するために、フラックスの成分を規定している。特に、フラックス中のＳｉ、Ｍｎの下限は脱酸確保の観点から、上限は低温靭性確保の観点から制限し、且つＣａＦ２を適量添加することにより、溶接金属の酸素量を低減している。
　以上の様に、溶接金属の低温靭性を確保する目的でフラックスの成分が検討されている。
特開昭５８−０５５１９７号公報 特開平０３−２８５７７０号公報 特開昭６０−１９１６９１号公報 特開平０５−０００３７５号公報 特開平０６−１５５０７６号公報 特開平０８−２５７７８９号公報 特開２００６−３０５６０４号公報 特開２００７−９０３９９号公報
　近年、輸送効率の向上やコスト低減の目的で、従来のＵＯ鋼管の強度を上回る、母材の引張強度で８００ＭＰａ以上の高強度ＵＯ鋼管の要望が高まりつつある。当然、これらのＵＯ鋼管を溶接してなる溶接金属にも、母材に見合った引張強度８００ＭＰａ以上の強度と低温靭性が要求される様になってきた。
　しかしながら、発明者らの検討結果では、母材引張強度８００ＭＰａ~１２００ＭＰａのパイプライン用ＵＯ鋼管をサブマージアーク溶接で溶接した場合、図１で示される様なビード頂部近傍の溶接金属内部にスラグが巻込まれる現象（以下、当該現象および当該現象発生部を、頂部スラグインＳＴという。）が見られる場合や、溶接後に低温割れが発生しやすくなる傾向があった。
　例えば、特許文献１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。
　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。
　特許文献６に記載の発明は、後続溶接による再熱効果による靭性の確保は容易であるが、再熱効果の期待できない内外面１層溶接では適用できない。さらに、同文献記載の発明は、溶接後に低温割れが発生しやすく、高強度溶接金属には不適当である。
　特許文献７に記載の発明は、大電流で横向き溶接することができ、且つ横向き、水平すみ肉及び下向きの何れの姿勢にも適用可能なサブマージアーク溶接用溶融型フラックスを提案しているが、高強度溶接金属を作成する場合に溶接金属中の酸素量に着目して靭性の低下を防止するものではない。
　特許文献８に記載の発明は、強度が８００ＭＰａ~１２００ＭＰａ級の高強度鋼板に対応する高強度溶接金属を製作する際に使用するサブマージアーク溶接用溶融型フラックスにおいて、低温靭性を改善することが提案されているが、ＵＯ鋼管などのより厳しい環境での適用が要求されている。
　そこで、本発明は、このような背景を踏まえて、高強度溶接金属を作成する場合であっても、溶接後に低温割れが発生しにくく、頂部スラグインの無い健全な高靭性の溶接金属が得られる高塩基性サブマージアーク溶接用溶融型フラックスを提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記の様な、溶接後に低温割れが発生しにくく、頂部スラグインの無い低温靭性に優れた高強度溶接金属を得ることができる溶融型のサブマージアーク溶接用のフラックスを検討した。その結果、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＦ２およびＳｉＯ２の範囲を適量化するとともに、ＭｎＯの添加量を最適化することにより、高強度の溶接金属を作成する場合であっても、以下に示すように、溶接金属の酸素量を最適化して高い低温靭性を確保しつつ、頂部スラグインの無い良好な形状を持ち、溶接後に低温割れが発生しにくい溶接ビードを作成できるフラックスを得ることができることを見いだした。
　溶接金属の強度は、サブマージアーク溶接に用いられる溶接ワイヤとして、Ｎｉ、ＣｒあるいはＭｏ等の合金元素の添加されたものを用いることにより向上させることができる。発明者らの検討結果によれば、このようにして高強度化された、引張強度が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下の溶接金属においては、図２が示す様に、溶接金属の酸素量が重要であり、図２において点線で示されるように、溶接金属中の酸素量が、およそ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ている。
　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。
　また、発明者らの検討結果によれば、頂部スラグインは、以下に示すようにして、発生すると考えられる。すなわち、溶接金属の強度を得るためには、サブマージアーク溶接に用いられる溶接ワイヤに先に述べた合金元素を添加するが、上記合金元素は、溶接時に溶融した溶接金属の粘性や、溶融した溶接金属と溶融したフラックスとの界面張力を変化させる。このため、溶接時に溶融したスラグが浮上分離されにくくなり、最終凝固部であるビード頂部の溶接金属内部にスラグインが残存してしまうと考えられる。
　さらに、発明者らは、この頂部スラグインの発生傾向について、溶接金属の引張強度別に以下に示す式（１）で計算されるフラックスの塩基度Ｂで整理して詳細に検討した。その結果、図３に示すように、８００ＭＰａ以上の溶接金属においては、塩基度Ｂが１．２以上である場合、頂部スラグインは発生していないことが判明した。
　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。
　ところが、フラックスの塩基度Ｂと溶接金属中の酸素量は相関があり、発明者らが種々のフラックスにおいて行った調査でも、図４の様な関係が認められた。すなわち、式（１）で表現される塩基度Ｂが１．２以上で頂部スラグインが発生しない場合でも、溶接金属中の酸素量が０．０１８％未満となる場合が発生し、その場合は、図１に示した様に低温での靭性が低くなることが予想される。このことから、塩基度Ｂが１．２以上であって、かつ、溶接金属中の酸素量が安定して０．０１８％以上になるようにする必要がある。
　さらに詳細にフラックスに含まれる個々の成分の頂部スラグインの発生に対する影響を調査した。その結果、図５が示す様に、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ことが判明した。さらにＣａＦ２量も頂部スラグインの発生傾向に影響をおよぼし、図６が示す様に、高強度溶接金属においてはフラックス中のＣａＦ２量が３０％未満で頂部スラグインが発生する様になることが判明した。
　この様に、高強度溶接金属においては頂部スラグインを回避するため、式（１）で得られる塩基度Ｂ、フラックスのＳｉＯ２量およびＣａＦ２量を調整する必要がある。さらに、フラックス中の塩基度Ｂ、ＳｉＯ２量あるいはＣａＦ２量を、頂部スラグインが回避できる範囲内で満足しつつ、溶接金属中の酸素量を０．０１８％以上、０．０３５％以下に制御する必要がある。
　ＭｎＯは、フラックスに適量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。ＭｎＯを適量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％以上を安定して得ることができる。
　また、高強度溶接金属の溶接においては、フラックスが結晶質であると、フラックスの表面積が増加し水分の吸着が多くなり、溶接後に低温割れが発生しやすくなる傾向が見られる。図７、図８および図９はフラックスを温度２５℃、湿度６０％の環境で、４８時間保持した後に、５００℃で２４時間乾燥し、その質量減を測定したものである。なお、図７、図８および図９においては、減少した質量をフラックスに吸着していた水分として、元の質量に対する減少した質量の比を取り、それを水分吸着量とした。図７はフラックス中のＡｌ２Ｏ３量と水分吸着量の関係を示す。図８はフラックス中のＳｉＯ２量と水分吸着量の関係を示す。図９はフラックスの塩基度Ｂと水分吸着量の関係を示す。図９に示す塩基度Ｂは上記（１）式で計算した値である。
　図７が示す様に、フラックス中のＡｌ２Ｏ３量が１５％以下で水分吸着量が急激に増加している。また、図８が示す様に、フラックス中のＳｉＯ２量が１０％未満で同じく水分吸着量が急激に増加している。さらに図９が示す様にフラックスの組成で決まる塩基度Ｂが３．２超でも水分吸着量が急激に増加している。
　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。
　すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（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。
（２）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、（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。
　本発明のサブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックスによれば、溶接後に低温割れが発生しにくく、頂部スラグインの無い低温靭性に優れた高強度溶接金属を得ることができるので、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できる。
　ところが、特許文献１に記載の発明は、その実施例が示す様に、Ｎｉ、ＭｏあるいはＣｒ等が含まれないもの、例えば、母材引張強度が５００ＭＰａ~６００ＭＰａ級の低強度鋼を対象としている。そのため、特許文献１では、本発明の課題である頂部スラグインの発生が、問題になることはない。また、特許文献１の実施例で開示されている組成のフラックスでは、Ａｌ２Ｏ３量が少なく、フラックスが結晶質となり水分の吸着が多い問題があり、特に、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。
　特許文献２に記載の発明は、その実施例に示された様に溶接金属を低ＣでＭｏ、ＮｉあるいはＣｒの含有量の少ない７００ＭＰａ級の強度の溶接金属とするものであり、これをそのままさらに強度の高い溶接金属に適用するには問題が発生する。たとえば、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、ＳｉＯ２量が少なくフラックスが結晶質となり水分の吸着が多い問題が発生する。
　また、特許文献３に記載されているフラックスは、特許文献３の実施例の第３表に記載されている様にＮｉ、ＣｒあるいはＭｏを含まないもの、例えば、母材引張強度が５００ＭＰａ~６００ＭＰａ級の低強度鋼に適用するためのフラックスである。したがって、特許文献３に記載されているフラックスは、高強度の溶接金属を作成するものではなく、母材引張強度が８００ＭＰａ級~１２００ＭＰａ級の高強度鋼への適用を前提とはしていない。
　特許文献４に記載の発明は、その適用範囲は実施例が示す様にＸ６５クラスであり、溶接金属の強度が例えば６００ＭＰａから７００ＭＰａ程度の低強度の溶接金属が対象である。そのため、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、ＳｉＯ２量が多く、かつＣａＦ２量が少ないため、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に記載の発明も、特許文献１に記載の発明と同じく低強度鋼管を対象とし、実施例で開示されている組成のフラックスでは、フラックスが結晶質となり水分の吸着が多い問題があることから、特に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。
　特許文献６で開示されているフラックスは、溶接後熱処理を前提とした溶接に適用されるものであり、実施例で開示されている様に多層溶接を前提としている。そのため、同文献記載の発明は、後続溶接による再熱効果により靭性の確保は容易であり、本発明が前提としている再熱効果の期待できない内外面１層溶接では適用できない。さらに、同文献記載の発明は、ＳｉＯ２量が少なくフラックスの結晶化が進み水分の吸着量も多くなり、高強度溶接金属には不適当である。また、特許文献６に記載されているフラックスは、ボンドタイプのフラックスであり、本発明の溶融型フラックスとは、製造方法が異なる別種類のフラックスである。
　本発明のサブマージアーク溶接用溶融型高塩基性フラックスによれば、溶接後に低温割れが発生しにくく、頂部スラグインの無い低温靭性に優れた高強度溶接金属を得ることができる。より詳細には、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、本発明のサブマージアーク溶接用溶融型フラックスを用いることにより、ビード形状が良好で、頂部スラグインという溶接ビード内部の欠陥が無い溶接ビードを得ることができる。さらに、本発明の成分系により、頂部スラグインが発生しないフラックスの組成でも溶接金属の酸素量を最適化することができ、優れた低温靭性を持つ溶接金属を得ることができる。このことにより、健全な高強度溶接金属を容易に製造することができる様になる。
頂部スラグインの模式図である。 溶接金属の酸素量と靭性との関係を示す図である。 フラックスの塩基度Ｂ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図である。 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図である。 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図である。 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図である。 フラックスのＡｌ２Ｏ３量とフラックスの水分吸着量の関係を示す図である。 フラックスのＳｉＯ２量とフラックスの水分吸着量の関係を示す図である。 フラックスの塩基度Ｂとフラックスの水分吸着量の関係を示す図である。 底部スラグインの模式図である。 ＭｎＯ含有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図である。 実施例および比較例で使用した開先形状を示す図である。 機械試験片採取要領を示す図である。
　以下に本発明の成分の限定理由を説明する。
［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：１．０％以上、５．０％以下］
　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。
［Ａｌ２Ｏ３：１５．０％超、３０．０％以下］
　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。
［ＣａＦ２：３０．０％以上、５０．０％以下］
　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。
［ＳｉＯ２：１０．０％以上、２０．０％以下］
　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：０．５％以上、１５．０％以下］
　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。
［式（１）で得られる塩基度Ｂ：１．２以上、３．２以下］
　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。
［母材引張強度８００ＭＰａ~１２００ＭＰａ］
　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。
　また、用いる溶接ワイヤの化学組成は、溶接金属の強度、靭性あるいはワイヤの製造性の観点から、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０％以上、２．５％以下、Ｎｉ：１０．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％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：０．２％以上、５．０％以下］
　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。
　また、サブマージアーク溶接用のフラックスにおいては、溶接金属中の窒素量を低減する目的で、フラックス中にＣａＣＯ３を０．０５％から２．０％程度添加したり、あるいは溶接金属の強度調整のためにＢ２Ｏ３を０．０５％から２．０％程度添加したりすることがあるが、これは本発明の目的である頂部スラグインを回避する効果には何ら影響を与えることが無く、これらの成分を必要に応じて添加することができる。
　次に、実施例および比較例を用いて具体的に本発明の効果を説明する。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　溶接金属の引張強度および靭性は、溶接金属の丸棒型引張試験片および２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により評価した。図１３は、試験片の採取要領を説明するための図面であり、図１３（ａ）は溶接された板から採取される衝撃試験片を溶接線方向から見た断面図である。図１３（ｂ）は溶接された板から採取される引張試験片を示した平面図であり、図１３（ｃ）は溶接された板から採取される引張試験片を溶接線方向から見た断面図である。
　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。
　溶接金属ビードの内部欠陥の調査は、２０ｍｍの全厚で溶接線全長にわたり放射線非破壊検査を行いて調査した。その後、板厚を溶接面と反対の裏面から厚さ７ｍｍまで減厚した後、再度放射線非破壊検査を行い、頂部スラグインの有無を調査した。ビード形状はビードの余盛りの形状、アンダーカット、ビード表面の凹凸状況、ポックマークの有無および溶接ビード表面に発生するリップルと呼ばれる波目の状況、断面マクロ観察により評価した。
　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。
　溶接金属中の酸素濃度は、ＪＩＳ　Ｚ２６１３に記載されている金属材料の酸素定量方法に準拠して行った。
　表５に請求項１に係る本発明の実施例および比較例を示す。表５のフラックス成分中で、その他は、Ｂ２Ｏ３やＣａＣＯ３あるいは原料から不可避で混入する、アルカリ金属の酸化物、Ｐ、Ｓ等の不純物である。
　実施例１~１７まで用いているフラックスは全て本発明請求項１の成分範囲および塩基度Ｂの範囲を満たしている。そのため、溶接金属の強度が８００ＭＰａ以上の高強度であり、なおかつ、溶接金属中の酸素量が最適化され、−３０℃の低温靭性（シャルピー吸収エネルギー）が何れも１００Ｊを越している。また、フラックスの塩基度ＢおよびＳｉＯ２量およびＣａＦ２が本発明の範囲に入っているため、頂部スラグインも無く、ビード形状も良好である。
　また、実施例４および実施例１０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。
　次に請求項１に関する比較例について説明する。
　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３および比較例４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が本発明の範囲を超えて添加されている。そのため、底部にスラグインが発生している。また、比較例４では、酸素も過剰となり、溶接金属の靭性（シャルピー吸収エネルギー）が個々の値で１００Ｊを下回っている。比較例３および４により、ＭｎＯの添加範囲を１５．０％以下とすることにより、底部のスラグインの発生を臨界的に防止できることが示されている。
　比較例５は、フラックス中のＣａＦ２が本発明の範囲未満で、且つＳｉＯ２が本発明の範囲を超えている。また、塩基度Ｂも低い。そのため頂部スラグインが発生している。また、酸素が過剰のため、−３０℃の靭性（シャルピー吸収エネルギー）は平均値では１００Ｊを上回るが、個々の値では１００Ｊを下回る値が得られている。
　比較例６は、フラックスのＳｉＯ２量が本発明の範囲未満で、且つ塩基度Ｂが本発明の範囲を超えている。そのため、保管中に吸湿してしまい、使用前にフラックスを乾燥下に置いたにもかかわらず、溶接後に低温割れが発生している。低温割れを防止するため、さらなら高温での十分なフラックスの乾燥が必要となった。また、フラックスのＳｉＯ２が少ないため、止端部にスラグのこびり付きが発生し、母材とのなじみが低下している。
　比較例７は、フラックス中のＣａＯ量が本発明の範囲未満である。そのため、ビード表面にあばた状の凹凸が発生し、ビード外観が低下している。また、フラックスのＳｉＯ２が少ないため、止端部にスラグのこびり付きが発生し、母材とのなじみが低下している。
　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９も、比較例８と同じく、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。また、フラックスのＳｉＯ２が少ないため、止端部にスラグのこびり付きが発生し、母材とのなじみが低下している。さらに、同じくフラックスのＳｉＯ２量が本発明の範囲未満のため、本実験のフラックスの乾燥条件では乾燥が不十分であり、溶接後に低温割れが発生している。
　比較例１０は、フラックス中のＣａＯ量が本発明の範囲を超えているため、溶融スラグの粘度が高く余盛りが高く凸ビードとなり、また、スラグの剥離性も低下している。また、塩基度Ｂも本発明の範囲を超えているため、本実験のフラックスの乾燥条件では乾燥が不十分であり、溶接後に低温割れが発生している。
　比較例１１は、フラックス中のＡｌ２Ｏ３量が本発明の範囲を超えている。そのため、ビートの余盛り形状が三角形の馬の背状の凸ビードとなり、さらにアンダーカットが発生していた。また、フラックスの塩基度Ｂが本発明の範囲未満であり、そのため頂部スラグインが発生している。
　比較例１２は、フラックス中のＳｉＯ２量が本発明の範囲を超えている。そのため、頂部スラグインが発生している。
　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１４は、フラックス中のＭｇＯ量が本発明の範囲を越えている。そのため、スラグの粘性が高くなり、アンダーカットが発生している。また、Ａｌ２Ｏ３量が本発明の範囲未満のため、フラックスが結晶質となり吸湿し易くなっている。そのため、本実験のフラックスの乾燥条件では乾燥が不十分で、溶接後に低温割れが発生している。
　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。
　比較例１６~比較例１８は、強度の低い母材を用いた実験例である。溶接材料の組み合わせも低強度で約７４０ＭＰａである。そのため、比較例１６ではＳｉＯ２が本発明の範囲を超えているが、頂部スラグインは発生していない。比較例１７はＣａＦ２が本発明の範囲未満であるが、頂部スラグインは発生していない。また、比較例１８はＡｌ２Ｏ３量が本発明の範囲を超えているため、ビードの余盛り形状が馬の背状の凸ビードとなっている。
　次に、請求項２に係る実施例および比較例を表６に示す。表６のフラックス成分中で、その他は、表５と同じくＢ２Ｏ３やＣａＣＯ３あるいは原料から不可避で混入する、アルカリ金属の酸化物、Ｐ、Ｓ等の不純物である。
　実施例１８から実施例３８までは、何れも本発明の請求項２の範囲の成分を有するフラックスのため、−３０℃の靭性（シャルピー吸収エネルギー）は良好で、また頂部スラグインも発生していない。さらに、Ｌｉ２Ｏ、Ｋ２Ｏを適量添加しているため、ビード表面のリップルラインは均一にそろい綺麗なビード表面を呈している。
　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。
　次に、表６に記載された本発明の請求項２に係る比較例について説明する。
　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。
「実験例１」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　このようにして得られた溶接金属の−３０℃の靭性（シャルピー吸収エネルギー）、引張強度、酸素量を上述した評価方法と同様にして測定し、溶接金属の引張強度が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下である場合における溶接金属中の酸素量と靭性との関係を調べた。その結果を図２に示す。
　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。
「実験例２」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　このようにして得られた溶接金属の引張強度を上述した評価方法と同様にして測定し、溶接金属の引張強度とフラックスの塩基度Ｂと頂部スラグインとの関係を調べた。その結果を図３に示す。
　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。
「実験例３」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　このようにして得られた溶接金属の酸素量を上述した評価方法と同様にして測定し、溶接金属の酸素量とフラックスの塩基度Ｂとの関係を調べた。その結果を図４に示す。
　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。
「実験例４」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　このようにして得られた溶接金属の引張強度を上述した評価方法と同様にして測定し、フラックスの組成と溶接金属の引張強度と頂部スラグインとの関係を調べた。その結果を図５に示す。
　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。
「実験例５」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　このようにして得られた溶接金属の引張強度を上述した評価方法と同様にして測定し、フラックスの組成と溶接金属の引張強度と頂部スラグインとの関係を調べた。その結果を図６に示す。
　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。
「実験例６」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　図７は、フラックスのＡｌ２Ｏ３量と水分吸着量の関係を示したグラフであり、図８は、フラックスのＳｉＯ２量と水分吸着量の関係を示したグラフである。
　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。
「実験例７」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
 　図８は、フラックスのＳｉＯ２量と水分吸着量の関係を示したグラフである。図８に示すように、フラックス中のＳｉＯ２量が１０％未満で吸着水分量が急激に増加している。
「実験例８」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　図９は、フラックスの塩基度Ｂと水分吸着量の関係を示したグラフである。図９に示すように、塩基度Ｂが３．２超でも吸着水分量が急激に増加している。
「実験例９」
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　このようにして得られた溶接金属の酸素量を上述した評価方法と同様にして測定し、溶接金属の酸素量とフラックスの塩基度Ｂとの関係を調べた。その結果を図１１に示す。
　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。
　以上の様に、サブマージアーク溶接法を用いて高強度溶接金属を作製する際に、本発明のサブマージアーク溶接用の溶融型フラックスを用いることにより、ビード形状が良好な事に加えて、頂部スラグインという溶接ビード内部の欠陥が無い溶接ビードを得ることができる。さらに、本発明の成分系により頂部スラグインが発生しないフラックスの組成でも溶接金属の酸素量を最適化することができ、優れた低温靭性を持つ溶接金属を得ることが容易にでき、産業上貢献するところは非常に大きい。
ＳＴ：頂部スラグイン
ＳＬ：底部スラグイン

Claims (2)

  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。
  2. 　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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