WO2016125569A1 - サブマージアーク溶接用フラックス - Google Patents

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WO2016125569A1
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剛正 豊田
和之 末永
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a flux for submerged arc welding.
  • Flux used for submerged arc welding is roughly classified into molten flux and fired flux according to its form.
  • the melt-type flux is produced by melting and pulverizing various raw materials in an electric furnace or the like.
  • the calcining flux is produced by combining various raw materials with a binder such as alkali silicate, granulating, and then calcining.
  • the calcining type flux is classified according to the calcining temperature, and generally, the calcined one at 400 ° C. or more and less than 600 ° C. is called the low temperature calcining flux, and the one calcined at 600 to 1200 ° C. is called the high temperature calcining flux.
  • the calcining temperature is low, it is not suitable for welding with high heat input, but a technique for reducing the particle size of the flux has been established for the purpose of reducing blowing up and improving shielding performance.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to a firing type flux for high-speed submerged arc welding, and in particular, a technique relating to a firing type flux capable of high-speed welding in multi-electrode submerged arc welding and obtaining a high toughness weld metal.
  • the firing flux for high-speed submerged arc welding of Patent Document 1 is SiO 2 12-24%, TiO 2 9-20%, Al 2 O 3 15-25%, MnO 8-15%, MgO 18-25%, CaO. 1 to 13%, CaF 2 10 to 20%, and FeO 2% or less are contained as main components.
  • This flux has a gas amount of 1.5 to 3% generated by thermal decomposition of the flux during welding, and consists of unavoidable impurities in addition to the main component and the gas component.
  • the median diameter of the particles occupying 50% by weight in the cumulative particle size distribution of the flux is in the range of 500 to 800 ⁇ m, and the particles having a particle diameter of 295 ⁇ m or less in the flux are 15% or less of the total, and the bulk specific gravity of the flux is 0 Within the range of 0.7 to 1.2 g / cm 3 .
  • Patent Document 2 relates to a firing flux for high-speed submerged arc welding, particularly high-speed welding is possible in multi-electrode submerged arc welding, and high toughness can be obtained by reducing the amount of oxygen in the weld metal. Techniques relating to fired flux are disclosed.
  • the firing flux for high-speed submerged arc welding in Patent Document 2 is SiO 2 12-24%, TiO 2 1-6%, Al 2 O 3 15-25%, MnO 6% or less, MgO 25-40%, CaO 1 to 13%, CaF 2 15 to 28%, and FeO 2% or less are contained as main components.
  • This flux has a gas amount of 1.5 to 3% generated by thermal decomposition of the flux during welding, and consists of unavoidable impurities in addition to the main component and the gas component.
  • the median diameter of the particles occupying 50% by weight in the cumulative particle size distribution of the flux is in the range of 500 to 800 ⁇ m, and the particles having a particle diameter of 295 ⁇ m or less in the flux are 15% or less of the total, and the bulk specific gravity of the flux is 0 Within the range of 0.7 to 1.2 g / cm 3 .
  • JP 59-137194 A Japanese Unexamined Patent Publication No. 60-64792
  • Patent Document 1 since the welding speed is 200 cm / min in the three-electrode welding, it cannot be said that the welding speed is higher than that possible with the melt flux. Further, regarding Patent Document 2, since the welding speed is 160 cm / min in the three-electrode welding, it cannot be said that the speed is higher than the welding speed possible with the melt flux. In addition, the firing flux for high-speed submerged arc welding is also required to have excellent defect resistance of the weld metal.
  • an object of the present invention is to provide a flux for submerged arc welding in which welding workability at high speed and defect resistance of weld metal are good.
  • the flux for submerged arc welding according to the present invention includes at least one of F converted to CaF 2 value: 2 to 22% by mass, MgO: 8 to 28% by mass, Na converted to Na 2 O, and K converted to K 2 O.
  • the flux contains a predetermined amount of a predetermined component, so that welding workability at high speed and defect resistance of the weld metal are improved.
  • the high speed in the present application means a welding speed of 210 to 600 cm / min or less, for example.
  • the welding workability in this application means the quality of bead appearance, bead shape, slag peelability, and arc stability.
  • the flux for submerged arc welding preferably further contains a converted value of CaO: 18% by mass or less (not including 0% by mass). According to such a configuration, the cleanliness of the weld metal and the fluidity of the molten slag are improved.
  • This flux for submerged arc welding preferably further contains TiO 2 : 6% by mass or less (excluding 0% by mass). According to such a configuration, welding workability and weld metal toughness are improved.
  • This submerged arc welding flux has the following formula when the Al 2 O 3 content is [Al 2 O 3 ], the TiO 2 content is [TiO 2 ], and the ZrO 2 content is [ZrO 2 ]. It is preferable to satisfy (I).
  • welding workability is further improved by controlling the components more strictly in addition to setting each component described above to a predetermined amount.
  • the flux for submerged arc welding preferably further contains B 2 O 3 : 3% by mass or less (excluding 0% by mass). According to such a configuration, the toughness of the weld metal is improved.
  • the flux for submerged arc welding according to the present invention is suitable as a high-temperature fired flux for performing welding work at high speed.
  • the flux for submerged arc welding preferably satisfies one or both of a particle size of 0.3 mm or less and 10 mass% or less and a particle size of 0.2 mm or less of 3 mass% or less. According to such a configuration, welding workability and defect resistance of the weld metal are improved, and the welding work environment is improved.
  • the flux for submerged arc welding according to the embodiment of the present invention includes F (CaF 2 converted value) content, MgO content, Na (Na 2 O converted value) and K (K 2 ). O total value), Mn (MnO equivalent) content, Fe (FeO equivalent) content, SiO 2 content, Al 2 O 3 content, ZrO 2 content and water-soluble SiO 2 The content is specified.
  • the flux according to the embodiment of the present invention may further contain at least one of CaO (converted value), TiO 2 and B 2 O 3 .
  • CaO converted value
  • TiO 2 and B 2 O 3 When these components are contained, a predetermined amount is preferable.
  • content of each component in the flux of this embodiment is the conversion value which converted into the oxide or fluoride the value quantified by the method prescribed
  • content of each component is content about the whole flux.
  • the particle size distribution is measured according to JISJZ 3352: 2010.
  • Fluoride such as CaF 2 has an effect of increasing the electrical conductivity and fluidity of the molten slag, and is one of the components that affects the high-temperature viscosity of the molten slag. This effect is proportional to the content, as is the case with CaO described later. Specifically, when the F content (CaF 2 equivalent value) is less than 2% by mass, the above-mentioned effects cannot be obtained sufficiently, and the discharge of CO gas from the molten slag is promoted, and the pock mark resistance is improved. The improvement effect cannot be expected.
  • the F content (CaF 2 converted value) is more than 22 wt%, too high fluidity of the molten slag, bead shape is deteriorated. Therefore, the F content (CaF 2 equivalent value) is 2 to 22% by mass.
  • the F content (CaF 2 conversion value) is preferably 4% by mass or more, more preferably 6% by mass or more, from the viewpoint of improving the pock mark resistance. In view of the bead shape improves, F content (CaF 2 conversion value) is preferably 20 wt% or less, more preferably 18% by mass.
  • the F content referred to here is a value obtained by converting the total F amount of the flux obtained by analysis by a method defined in JIS Z 3352: 2010 (for example, JIS K 1468-2: 1999) into CaF 2. It is. Further, the fluoride component in the flux of the present embodiment is mainly a CaF 2, but may be included, such as AlF 3 or MgF 2 other, F content (CaF 2 converted value of the total F content) is If it is in the above-mentioned range, it does not affect the effect of the above-mentioned fluoride.
  • MgO is a component that greatly contributes to the improvement of slag peelability, and is an essential component for ensuring good slag peelability regardless of the method of the welding power source.
  • MgO content is less than 8% by mass, the effect cannot be sufficiently obtained.
  • MgO content exceeds 28% by mass, the bead shape deteriorates, and depending on the type of the welding power source, slag entrainment is performed. Defects such as undercuts are more likely to occur.
  • the occurrence of welding defects such as slag entrainment and poor melting described above becomes significant. Therefore, the MgO content is 8 to 28% by mass.
  • the MgO content is preferably 10% by mass or more, more preferably 12% by mass or more, from the viewpoint of improving the slag peelability. Further, from the viewpoint of suppressing the occurrence of defects, the MgO content is preferably 26% by mass or less, more preferably 24% by mass or less.
  • MgO content here is the value which converted the total Mg amount of the flux obtained by analyzing by the method (for example, JISM8222: 1997 etc.) prescribed
  • the total Mg amount measured by this method may include components other than MgO, such as MgF 2 , but since these components are in minute amounts, the MgO content (the MgO equivalent value of the total Mg amount) is as described above. If it is within the range, the effect of MgO described above is not affected.
  • Na and K are components that mainly affect the arc stability during welding and the moisture absorption characteristics of the flux, and are mainly added in the form of oxides such as Na 2 O and K 2 O.
  • Na content (Na 2 O conversion value) and the K content (K 2 O conversion value) are less than 0.5 mass% in total, the arc voltage during welding becomes unstable, and the bead appearance and bead shape Deteriorates.
  • the Na content (Na 2 O conversion value) and the K content (K 2 O conversion value) exceed 6.5% by mass, the moisture absorption characteristics of the flux deteriorate and the arc becomes too strong. It becomes unstable and the bead appearance and bead shape deteriorate. Therefore, the Na content (Na 2 O conversion value) and the K content (K 2 O conversion value) are set to 0.5 to 6.5 mass% in total.
  • the flux of this embodiment should just add at least 1 type in Na and K.
  • the Na content (Na 2 O equivalent value) and K content (K 2 O equivalent value) are preferably 1% by mass or more in total, and more preferably 1.5%. It is at least mass%. Further, from the viewpoint of moisture absorption characteristics of the flux and arc stability, the Na content (Na 2 O conversion value) and the K content (K 2 O conversion value) are preferably 6% by mass or less in total. Preferably it is 5.5 mass% or less.
  • Na content and K content are the total Na amount and total K amount of the flux obtained by analyzing by the method (for example, JIS M 8852: 1998 etc.) prescribed
  • the Na component and the K component in the flux of the present embodiment are mainly Na 2 O and K 2 O, but may include NaAlSi 3 O 8 or KAlSi 3 O 8 in addition .
  • Na and K here originate in an ore raw material and water glass.
  • Mn affects the viscosity and solidification temperature of molten slag and is an effective component for improving the pock mark resistance, and is added mainly in the form of oxides such as MnO, MnO 2 and Mn 2 O 3. .
  • its usefulness is exhibited particularly when added in the form of manganese monoxide (MnO).
  • Mn content MnO conversion value
  • MnO equivalent value 2 to 22% by mass.
  • the Mn (MnO conversion value) is preferably 4% by mass or more, more preferably 6% by mass or more from the viewpoint of improving the pock mark resistance. Moreover, from a viewpoint of slag peelability improvement, 20 mass% or less is preferable and, as for Mn (MnO conversion value), More preferably, it is 18 mass% or less.
  • Mn content here is the value which converted the total Mn amount of the flux obtained by analyzing by the method (for example, JIS M 8232: 2005 etc.) prescribed
  • Fe has the effect of promoting the deoxidation phenomenon and enhancing the resistance to pock marks, and is added mainly in the form of a metal powder such as Fe—Si.
  • the above-described effect is proportional to the abundance thereof, and when the Fe content (FeO equivalent value) is less than 0.5 mass%, particularly when the welding power source is a direct current type, a sufficient effect cannot be obtained.
  • Fe content (FeO conversion value) exceeds 6.5 mass%, the solidification temperature of slag will be affected and bead appearance, bead shape, and slag peeling will deteriorate. Therefore, the Fe content (FeO equivalent value) is 0.5 to 6.5% by mass.
  • the Fe content (FeO equivalent value) is preferably 1% by mass or more, more preferably 1.5% by mass or more, from the viewpoint of pock mark resistance. In consideration of the influence of slag on the solidification temperature, the Fe content (FeO equivalent value) is preferably 6% by mass or less, and more preferably 5.5% by mass or less.
  • Fe content here is the value which converted the total Fe amount of the flux obtained by analyzing by the method (for example, JIS M8202: 2000 etc.) prescribed
  • FeO, Fe 2 O 3 and Fe 3 O 4 added as inevitable impurities may be included.
  • SiO 2 has an effect of mainly improving the bead appearance and bead shape by imparting an appropriate viscosity to the molten slag.
  • SiO 2 content is less than 12% by mass, the above-described effects cannot be sufficiently obtained, and the bead appearance and the bead shape deteriorate.
  • SiO 2 content exceeds 32 mass%, becomes excessive, with the slag removability is deteriorated, with the slag burn becomes severe. Therefore, the SiO 2 content is 12 to 32% by mass.
  • the SiO 2 content is preferably 14% by mass or more, more preferably 16% by mass or more, from the viewpoint of improving the bead appearance and bead shape. From the viewpoint of slag removability, the SiO 2 content is preferably 30% by mass or less, more preferably 28% by mass or less.
  • SiO 2 content herein is, JIS Z 3352: the method specified in 2010 (e.g., JIS M 8214: 1995, etc.) the total amount of Si of the flux obtained by analyzing, in value converted by SiO 2 is there.
  • the total Si amount measured by this method includes components other than SiO 2 such as Si added as an alloy such as Fe—Si, but the SiO 2 content (SiO 2 conversion value of the total Si amount) is If it is within the above-mentioned range, the above-mentioned effect of SiO 2 is not affected.
  • Al 2 O 3 is a component that adjusts the viscosity and melting point of the molten slag, and has the effect of improving the bead shape during welding.
  • Al 2 O 3 content is less than 16% by mass, the above-described effects cannot be obtained sufficiently, and when the Al 2 O 3 content exceeds 36% by mass, the melting point of the molten slag increases. It is too much and causes bead shape deterioration at the time of welding. Therefore, the Al 2 O 3 content is 16 to 36% by mass.
  • the Al 2 O 3 content is preferably 18% by mass or more, and more preferably 20% by mass or more. Moreover, from the viewpoint of the melting point of the molten slag, the Al 2 O 3 content is preferably 34% by mass or less, more preferably 32% by mass or less. Thereby, the bead shape can be further improved.
  • Al 2 O 3 content as referred to herein, JIS Z 3352: the method specified in 2010 (e.g., JIS M 8220: 1995, etc.)
  • the total Al content of the flux obtained by analyzing, in Al 2 O 3 It is a converted value.
  • the total Al amount is measured by this method, but may be included other than Al 2 O 3 component, such as AlF 3, since these components is very small, Al 2 O 3 content (total amount of Al If the Al 2 O 3 conversion value) is within the above-described range, the above-described effect of Al 2 O 3 is not affected.
  • ZrO 2 influences the viscosity and solidification temperature of molten slag and is a very important component for obtaining arc stability, good bead shape and bead appearance and good slag peelability at high speed welding. . If ZrO 2 is less than 0.4% by mass, the effect cannot be obtained. On the other hand, if ZrO 2 exceeds 10% by mass, the bead shape deteriorates. Therefore, the ZrO 2 content is set to 0.4 to 10% by mass.
  • the ZrO 2 content is preferably 0.7% by mass or more, more preferably 1% by mass or more, from the viewpoints of improving arc stability, bead appearance, bead shape, and slag peelability. From the viewpoint of the bead shape, the ZrO 2 content is preferably 9% by mass or less, more preferably 8% by mass or less.
  • Water-soluble SiO 2 less than 1% by mass (including 0% by mass)
  • the content of the water-soluble SiO 2 is 1% by mass or more, the welding workability at high speed and the defect resistance of the weld metal deteriorate. Therefore, the water-soluble SiO 2 content is restricted to less than 1% by mass (including 0% by mass).
  • the water-soluble SiO 2 content is preferably 0.9% by mass or less, more preferably 0.8% by mass or less, from the viewpoint of high-speed welding workability and defect resistance of the weld metal.
  • This water-soluble SiO 2 is mainly derived from a binder such as water glass, and in order to reduce the amount, it is effective to sinter the flux at a temperature higher than the temperature at which the binder changes to water-insoluble.
  • the firing temperature is particularly preferably 700 ° C. or higher.
  • the content of water-soluble SiO 2 can be controlled mainly by adjusting the firing temperature.
  • the amount of water-soluble SiO 2 in the flux can be measured by the following method. First, the flux is pulverized to a particle size of 300 ⁇ m or less by a vibration mill, and about 0.2 g of a measurement sample is collected therefrom (step 1). Next, the sample mentioned above and 100 ml of distilled water were put into a quartz Erlenmeyer flask, and a soluble component was extracted for 4 hours under boiling (step 2). Thereafter, the extract was allowed to stand for 12 hours or more, and then precipitates and suspended matters in the extract were removed, and Si was quantified by absorptiometry (step 3).
  • the water-soluble SiO 2 referred to herein is the total amount of Si of the flux obtained was analyzed by the method described above, a value obtained by converting at SiO 2, separately from the total SiO 2 described above, the content thereof I have identified.
  • the flux of this embodiment may contain CaO in addition to the components described above.
  • CaO is a component that increases the cleanliness of the weld metal by increasing the basicity of the slag, and also affects the fluidity of the molten slag, and the effects described above are exhibited in proportion to the amount of the CaO.
  • the CaO content is 18% by mass or less, the fluidity of the molten slag is reduced, and the appearance and shape of the bead are further improved. Therefore, when adding CaO, it is preferable to set it as 18 mass% or less (0 mass% is not included).
  • the CaO content is more preferably 16% by mass or less, and still more preferably 14% by mass or less, from the viewpoint of the bead appearance and shape.
  • the lower limit of CaO is not particularly limited, but is preferably 0.1% by mass or more from the viewpoint of improving the cleanliness of the weld metal.
  • the flux of the present embodiment in addition to CaO as Ca components include CaF 2 described above.
  • CaO content here is a conversion value calculated
  • TiO 2 6% by mass or less (excluding 0% by mass)
  • the flux of the present embodiment may contain TiO 2 in addition to the components described above.
  • TiO 2 is an effective component for improving slag removability, and has an effect of adjusting the bead shape well.
  • TiO 2 is added in the weld metal, which contributes to improving toughness.
  • the above-described action is proportional to its abundance (TiO 2 content). If TiO 2 content is less than 6 wt%, the bead shape is improved. Accordingly, when adding TiO 2 is preferably set to 6% or less (exclusive of 0 mass%).
  • the TiO 2 content is more preferably 5% by mass or less, more preferably 4% by mass or less, from the viewpoint of the bead shape.
  • the lower limit of the TiO 2 content is not particularly limited, but is preferably 0.1% by mass or more from the viewpoints of slag removability and bead shape.
  • the TiO 2 content referred to here is the total Ti content of the flux obtained by analysis by a method defined in JIS Z 3352: 2010 (for example, JIS M 8219-1: 2012) and converted to TiO 2 . Value.
  • a flux satisfy
  • [Al 2 O 3 ] is Al 2 O 3 content (mass%)
  • [TiO 2 ] is TiO 2 content (mass%)
  • [ZrO 2 ] is ZrO 2 content (mass). %).
  • [ZrO 2 ] / ([Al 2 O 3 ] + [TiO 2 ] + [ZrO 2 ]) is more preferably 0.02 or more from the viewpoint of further improving the effect of addition of ZrO 2.
  • it is 0.03 or more.
  • it is more preferable that it is 0.33 or less from a viewpoint of a bead external appearance and slag peelability, More preferably, it is 0.28 or less.
  • the flux of the present embodiment may contain B 2 O 3 made from boron oxide, borax, or the like.
  • B 2 O 3 is an effective component for improving toughness. If B 2 O 3 is less than 3 wt%, the weld metal is not easily cured, the toughness is improved. Accordingly, when adding B 2 O 3 is preferably 3 mass% or less (not including 0 mass%). From the viewpoint of toughness, the B 2 O 3 content is more preferably 2% by mass or less, and further preferably 1% by mass or less. The lower limit of the B 2 O 3 content is not particularly limited, but is preferably 0.01% by mass or more from the viewpoint of obtaining an effect of improving toughness.
  • Components other than the above in the flux of the present embodiment are inevitable impurities such as Ba, Li, P, and S.
  • Ba and Li are preferably regulated to 1.0% by mass or less, respectively, and in particular, P and S affecting the welding quality are preferably regulated to 0.05% by mass or less.
  • P and S affecting the welding quality are preferably regulated to 0.05% by mass or less.
  • Ba, Li, P, S, etc. are 3 mass% or less in total.
  • the component composition of the flux of this embodiment is suitable as a high-temperature fired flux. That is, firing is preferably performed at 600 to 1200 ° C. By baking at this temperature, the content of water-soluble SiO 2 can be controlled to less than 1% by mass.
  • the raw material powder is blended so as to have the composition described above, kneaded with a binder, granulated, and fired.
  • a binder polyvinyl alcohol or water glass
  • the granulation method is not particularly limited, but a method using a rolling granulator or an extrusion granulator is preferable.
  • the granulated flux is preferably subjected to a sizing treatment such as dust removal and coarse particle crushing so that the particle diameter is 2.5 mm or less.
  • firing after granulation can be performed in a rotary kiln, a stationary batch furnace, a belt-type firing furnace, or the like.
  • the firing temperature at that time can be, for example, 600 to 1200 ° C., but it is preferably 700 ° C. or higher from the viewpoint of changing the binder to water-insoluble as described above.
  • the defect resistance includes defects existing in the weld metal (slag entrainment, poor fusion, blowhole, etc.) and defects (undercut, pock mark, pit, etc.) present on the weld metal surface. Since the fluidity of the molten slag and the particle size of the flux are controlled, the effect is particularly high on the defect resistance to the undercut and pock mark existing on the surface of the weld metal.
  • the component composition of the flux of the present embodiment is suitable as a high-temperature fired flux, but even when applied as a melt-type flux, the same effect as the high-temperature fired flux can be obtained.
  • Arc stability was evaluated based on current and voltage fluctuations during welding. Specifically, the welding current is ⁇ 50 A and the arc voltage is ⁇ 2 V, the welding current is ⁇ 100 A and the arc voltage is ⁇ 2 V, the welding current is ⁇ 100 A, and the arc voltage is What was +/- 4V was set to (triangle
  • Slag peelability was evaluated by the ease of slag removal and the presence or absence of seizure. Specifically, slag is naturally peeled off and there was no seizure, ⁇ , but naturally peeled off, but when seizure occurred at 3 or less points per unit weld length (1 m), ⁇ , without natural peeling, unit The case where seizure occurred at 4 to 9 locations per weld length (1 m) was evaluated as ⁇ , and the case where seizure occurred at 10 locations or more per unit weld length (1 m) without natural peeling was evaluated as x. And in the present Example, what was evaluated as (double-circle) or (circle) was set as the pass.
  • the appearance of the bead is mainly an evaluation relating to the wave and gloss of the bead, and was performed by visually observing the weld. As a result, the bead wave is not disturbed and the bead has a metallic luster ⁇ , the bead wave perturbation per unit weld length (1m) is one place, and the bead has a metallic luster ⁇ , unit welding ⁇
  • the bead wave disturbance is 2-4 places per long (1m)
  • the bead has no metallic luster, and there are 5 or more bead wave disturbances per unit weld length (1m), and the bead has metallic luster Those that do not have a cross.
  • what was evaluated as (double-circle) or (circle) was set as the pass.
  • the bead shape is mainly an evaluation regarding the irregularity of the bead and the familiarity with the base material, and was performed by visually observing the welded portion. As a result, ⁇ indicates that the bead shape was very good, ⁇ indicates that the bead shape was good, ⁇ indicates that the bead shape was slightly poor, and ⁇ indicates that the bead shape was poor. And in the present Example, what was evaluated as (double-circle) or (circle) was set as the pass.
  • Undercut is ⁇ when there was no occurrence, ⁇ when the generation ratio per unit weld length (1m) was 0.5% or less, ⁇ , and the generation ratio per unit weld length (1m) was 0.5%. The ratio was more than 1.0% and was less than 1.0%, and the generation ratio per unit weld length (1m) was more than 1.0%. And in the present Example, what was evaluated as (double-circle) or (circle) was set as the pass.
  • Pock mark occurrence rate> Pock marks are ⁇ when there was no occurrence, ⁇ when the generation ratio per unit weld length (1 m) was 0.5% or less, ⁇ , and the generation ratio per unit weld length (1 m) was 0.5%. The ratio was more than 1.0% and was less than 1.0%, and the generation ratio per unit weld length (1m) was more than 1.0%. And in the present Example, what was evaluated as (double-circle) or (circle) was set as the pass.
  • the undercut and the pock mark were detected visually.
  • the rate of occurrence per unit weld length (1m) in the evaluation of undercuts and pock marks is after measuring the lengths of individual undercuts and pock marks and calculating the total length of undercuts and pock marks. This is calculated by dividing by the effective length of the test section and converting per unit weld length.
  • Example No. shown in Table 6 Since the fluxes F1 to F17 satisfy the scope of the present invention, they are excellent in all evaluation items. However, Example No. Since the F13 flux had a CaO content exceeding 18% by mass, the bead appearance and bead shape were evaluated as “ ⁇ ” instead of “ ⁇ ”. Example No. The F14 flux had a TiO 2 content exceeding 6% by mass, and therefore the bead shape was evaluated as “ ⁇ ” instead of “ ⁇ ”. Example No. The F15 flux has a B 2 O 3 content exceeding 3% by mass, and it is considered that the toughness of the weld metal deteriorates as compared with a flux having a B 2 O 3 content of 3% by mass or less. Example No.
  • Example No. The flux of F17 was excellent in all evaluation items because the particle size distribution of 0.3 mm or less did not satisfy the preferred range, but 0.2 mm or less satisfied the preferred range.
  • Comparative Example No. The F30 flux had an inferior bead shape because the Al 2 O 3 content was less than the lower limit. Comparative Example No. The F31 flux had an inferior bead shape because the Al 2 O 3 content exceeded the upper limit. Comparative Example No. The flux of F32 had an inferior arc stability, slag peelability, bead appearance and bead shape because the ZrO 2 content was less than the lower limit. Comparative Example No. The F33 flux had an inferior bead shape because the ZrO 2 content exceeded the upper limit.
  • the present invention includes the following aspects.
  • Aspect 1 F converted to CaF 2 : 2 to 22% by mass, MgO: 8 to 28% by mass, Total of at least one of Na converted to Na 2 O and K converted to K 2 O: 0.5 to 6.5% by mass, Mn converted to MnO: 2 to 22% by mass, Fe converted to FeO: 0.5 to 6.5% by mass, SiO 2 : 12 to 32% by mass, Al 2 O 3 : 16 to 36% by mass, ZrO 2 : 0.4 to 10% by mass, Soluble SiO 2: submerged arc welding flux, characterized in that it contains less than 1 wt%.
  • Aspect 2 Furthermore, the conversion value of CaO: 18 mass% or less is contained, The flux for submerged arc welding of the aspect 1 characterized by the above-mentioned.
  • Aspect 3 Furthermore, the flux for submerged arc welding according to the aspect 1 or 2, characterized by containing TiO 2 : 6% by mass or less.
  • Aspect 4 When the Al 2 O 3 content is [Al 2 O 3 ], the TiO 2 content is [TiO 2 ], and the ZrO 2 content is [ZrO 2 ], the following formula (I) is satisfied.
  • Aspect 5 The flux for submerged arc welding according to any one of aspects 1 to 4, further comprising B 2 O 3 : 3% by mass or less.
  • Aspect 6 The flux for submerged arc welding according to any one of aspects 1 to 5, which is a high-temperature firing type flux.
  • Aspect 7 The submerged arc according to any one of aspects 1 to 6, wherein a particle size of 0.3 mm or less satisfies 10% by mass or less and a particle size of 0.2 mm or less satisfies one or both of 3% by mass or less Flux for welding.

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Abstract

　高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性が良好となるサブマージアーク溶接用フラックスを提供する。　サブマージアーク溶接用フラックスを、ＦのＣａＦ２ 換算値：２～２２質量％、ＭｇＯ：８～２８質量％、ＮａのＮａ２ Ｏ換算値及びＫのＫ２ Ｏ換算値のうち少なくとも一つ以上の合計：０．５～６．５質量％、ＭｎのＭｎＯ換算値：２～２２質量％、ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～６．５質量％、ＳｉＯ２ ：１２～３２質量％、Ａｌ２ Ｏ３ ：１６～３６質量％、ＺｒＯ２ ：０．４～１０質量％、水溶性ＳｉＯ２ ：１質量％未満（０質量％を含む）を含有する組成にする。

Description

サブマージアーク溶接用フラックス
　本発明は、サブマージアーク溶接用フラックスに関する。
　サブマージアーク溶接に用いられるフラックスは、その形態から、溶融型フラックスと焼成型フラックスに大別される。溶融型フラックスは、種々の原料を電気炉などで溶解し、粉砕することにより製造される。一方、焼成型フラックスは、種々の原料をケイ酸アルカリなどのバインダにより結合し、造粒した後、焼成することにより製造される。
　また、焼成型フラックスは、焼成温度によって分類され、一般に、４００℃以上６００℃未満で焼成したものを低温焼成型フラックス、６００～１２００℃で焼成したものを高温焼成型フラックスという。従来、突合せ継手の高速溶接を行う場合は、ビード外観を良好とするため溶融温度の低い溶融型フラックスが一般的に用いられる。その反面、溶融温度が低いため入熱の高い溶接には不向きであるものの、吹上げを低減しシールド性を向上する目的で、フラックスの粒度を細かくして対応する技術が確立されている。しかし、細かい粒度を多く含むフラックスは、耐アンダーカット性が劣ったり、溶接前の搬送又は溶接時の散布及び回収において大気中に巻き上がり、堆積粉塵となって溶接作業環境が劣化するため、溶接作業者が吸入することで人体への悪影響が懸念されたりする。
　そこで、高速サブマージアーク溶接用焼成型フラックスに関し、種々の検討がなされている。
　例えば、特許文献１には、高速サブマージアーク溶接用焼成型フラックスに関し、特に多電極サブマージアーク溶接において高速溶接が可能であり、かつ高靭性溶接金属の得られる焼成型フラックスに関する技術が開示されている。
　特許文献１の高速サブマージアーク溶接用焼成型フラックスは、ＳｉＯ２ １２～２４％, ＴｉＯ２ ９～２０％, Ａｌ２ Ｏ３ １５～２５％, ＭｎＯ ８～１５％, ＭｇＯ １８～２５％, ＣａＯ １～１３％, ＣａＦ２ １０～２０％, 及びＦｅＯ ２％以下を主要成分として含有する。そして、このフラックスは、溶接時に前記フラックスが熱分解して発生するガス量が１．５～３％であり、前記主要成分とガス成分の他は不可避的不純物からなる。また、フラックス累積粒度分布において５０重量％を占める粒子のメジアン径が５００～８００μｍの範囲内にあり、フラックス中の粒子径２９５μｍ以下の粒子は全体の１５％以下であり、フラックスのかさ比重が０．７～１．２ｇ/ｃｍ３ の範囲内にある。
　また、例えば、特許文献２には、高速サブマージアーク溶接用焼成型フラックスに関し、特に、多電極サブマージアーク溶接において高速溶接が可能であり、かつ溶接金属の酸素量を低減して高靭性が得られる焼成型フラックスに関する技術が開示されている。
　特許文献２の、高速サブマージアーク溶接用焼成型フラックスは、ＳｉＯ２ １２～２４％, ＴｉＯ２ １～６％, Ａｌ２ Ｏ３ １５～２５％, ＭｎＯ ６％以下, ＭｇＯ ２５～４０％, ＣａＯ １～１３％, ＣａＦ２ １５～２８％, 及びＦｅＯ ２％以下を主要成分として含有する。そして、このフラックスは、溶接時に前記フラックスが熱分解して発生するガス量が１．５～３％であり、前記主要成分とガス成分の他は不可避的不純物からなる。また、フラックス累積粒度分布において５０重量％を占める粒子のメジアン径が５００～８００μｍの範囲内にあり、フラックス中の粒子径２９５μｍ以下の粒子は全体の１５％以下であり、フラックスのかさ比重が０．７～１．２ｇ/ｃｍ３ の範囲内にある。
特開昭５９－１３７１９４号公報 特開昭６０－６４７９２号公報
　しかしながら、特許文献１に関しては、３電極溶接で溶接速度は２００ｃｍ/ｍｉｎのため、溶融フラックスで可能な溶接速度と比較すると高速とは言えない。
　また、特許文献２に関しては、３電極溶接で溶接速度は１６０ｃｍ/ｍｉｎのため、溶融フラックスで可能な溶接速度と比較すると高速とは言えない。
　また、高速サブマージアーク溶接用焼成型フラックスでは、溶接金属の耐欠陥性に優れることも要求されている。
　そこで、本発明は、高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性が良好とな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。
　本発明に係るサブマージアーク溶接用フラックスは、ＦのＣａＦ２ 換算値：２～２２質量％、ＭｇＯ：８～２８質量％、ＮａのＮａ２ Ｏ換算値及びＫのＫ２ Ｏ換算値のうち少なくとも一つ以上の合計：０．５～６．５質量％、ＭｎのＭｎＯ換算値：２～２２質量％、ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～６．５質量％、ＳｉＯ２ ：１２～３２質量％、Ａｌ２ Ｏ３：１６～３６質量％、ＺｒＯ２ ：０．４～１０質量％、水溶性ＳｉＯ２ ：１質量％未満（０質量％を含む）を含有することを特徴とする。
　このような構成によれば、フラックスは、所定成分を所定量含有することで、高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性が良好となる。
　なお、本願での高速とは、例えば２１０～６００ｃｍ/ｍｉｎ以下の溶接速度をいう。また、本願での溶接作業性とは、ビード外観、ビード形状、スラグ剥離性及びアーク安定性の良劣をいう。
　このサブマージアーク溶接用フラックスは、更に、ＣａＯの換算値：１８質量％以下（０質量％を含まず）を含有することが好ましい。
　このような構成によれば、溶接金属の清浄度及び溶融スラグの流動性が向上する。
　このサブマージアーク溶接用フラックスは、更に、ＴｉＯ２ ：６質量％以下（０質量％を含まず）を含有することが好ましい。
　このような構成によれば、溶接作業性及び溶接金属の靭性が向上する。
　このサブマージアーク溶接用フラックスは、前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］、前記ＺｒＯ２ 含有量を［ＺｒＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすことが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　このような構成によれば、前記した各成分を所定量とすることに併せて、より厳密に成分を制御することで、更に、溶接作業性が向上する。
　このサブマージアーク溶接用フラックスは、更に、Ｂ２ Ｏ３ ：３質量％以下（０質量％を含まず）を含有することが好ましい。
　このような構成によれば、溶接金属の靭性が向上する。
　本発明のサブマージアーク溶接用フラックスでは、高速で溶接作業が行われる高温焼成型フラックスとして好適である。
　このサブマージアーク溶接用フラックスは、０．３ｍｍ以下の粒度が１０質量％以下、及び、０．２ｍｍ以下の粒度が３質量％以下のいずれか一方又は両方を満たすことが好ましい。
　このような構成によれば、溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性が向上し、溶接作業環境が改善する。
　本発明によれば、各成分の含有量を特定することで、高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性が良好となる。
実施例の溶接試験で用いた試験片の開先形状を示す側面図である。 実施例の溶接試験における電極配置を示す側面図である。
　以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。
　本発明の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、単にフラックスともいう。）は、Ｆ（ＣａＦ２ 換算値）含有量、ＭｇＯ含有量、Ｎａ（Ｎａ２ Ｏ換算値）とＫ（Ｋ２ Ｏ換算値）との合計の含有量、Ｍｎ（ＭｎＯ換算値）含有量、Ｆｅ（ＦｅＯ換算値）含有量、ＳｉＯ２ 含有量、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量、ＺｒＯ２ 含有量及び水溶性ＳｉＯ２ 含有量を規定したものである。
　また、本発明の実施形態に係るフラックスは、更に、ＣａＯ（換算値）、ＴｉＯ２ 及びＢ２ Ｏ３ のうち少なくとも１種を含有してもよい。これらの成分を含有する場合は、所定量とすることが好ましい。
　以下、本実施形態のフラックスにおける組成限定理由について説明する。なお、本実施形態のフラックスにおける各成分の含有量は、特に断りのない限り、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法で定量した値を、酸化物又はフッ化物に換算した換算値である。また、各成分の含有量は、フラックス全体についての含有量である。また、本実施形態のフラックスにおいては、粒度分布の測定についても、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に従う。
［ＦのＣａＦ２ 換算値：２～２２質量％］
　ＣａＦ２ などのフッ化物は、溶融スラグの電気伝導性及び流動性を高める効果があり、溶融スラグの高温粘性に影響を与える成分の１つである。この作用は、後述するＣａＯと同様に、その含有量に比例する。具体的には、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）が２質量％未満の場合、前述した効果が十分に得られず、また、溶融スラグからＣＯガスの排出を促進し、耐ポックマーク性を改善する効果も期待できない。
　一方、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）が２２質量％を超えると、溶融スラグの流動性が高くなりすぎて、ビード形状が劣化する。よって、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）は２～２２質量％とする。Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）は、耐ポックマーク性向上の観点から、４質量％以上が好ましく、より好ましくは６質量％以上である。また、ビード形状向上の観点からは、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）は、２０質量％以下が好ましく、より好ましくは１８質量％以下である。
　なお、ここでいうＦ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｋ １４６８－２：１９９９など）で分析して得たフラックスの全Ｆ量を、ＣａＦ２ で換算した値である。また、本実施形態のフラックスにおけるフッ化物成分は、主にＣａＦ２ であり、その他にＡｌＦ３ 又はＭｇＦ２ などが含まれることがあるが、Ｆ含有量（全Ｆ量のＣａＦ２ 換算値）が前述した範囲内であれば、前述したフッ化物の効果には影響しない。
［ＭｇＯ：８～２８質量％］
　ＭｇＯは、スラグ剥離性の向上に大きく寄与する成分であり、溶接電源の方式によらず、良好なスラグ剥離性を確保するために必須の成分である。しかしながら、ＭｇＯ含有量が８質量％未満の場合、その効果が十分に得られず、また、２８質量％を超えると、ビード形状が劣化し、溶接電源の種別に依存してスラグ巻込み、融合不良、更にはアンダーカットなどの欠陥が発生しやすくなる。特に、交流式溶接電源においては、前述したスラグ巻き込み及び溶融不良などの溶接欠陥の発生が顕著になる。よって、ＭｇＯ含有量は８～２８質量％とする。
　ＭｇＯ含有量は、スラグ剥離性向上の観点から、１０質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは１２質量％以上である。また、欠陥発生の抑制の観点から、ＭｇＯ含有量は２６質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは２４質量％以下である。
　なお、ここでいうＭｇＯ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８２２２：１９９７など）で分析して得たフラックスの全Ｍｇ量を、ＭｇＯで換算した値である。この方法で測定した全Ｍｇ量には、ＭｇＦ２ などのＭｇＯ以外の成分が含まれることがあるが、これらの成分は微量であるため、ＭｇＯ含有量（全Ｍｇ量のＭｇＯ換算値）が前述した範囲内であれば、前述したＭｇＯの効果には影響しない。
［ＮａのＮａ２ Ｏ換算値及びＫのＫ２ Ｏ換算値のうち少なくとも一つ以上の合計：０．５～６．５質量％］
（すなわち、ＮａのＮａ２ Ｏ換算値及びＫのＫ２ Ｏ換算値の合計：０．５～６．５質量％（Ｎａ及びＫのうち少なくとも一つ以上を含む））
　Ｎａ及びＫは、主に溶接時のアーク安定性とフラックスの吸湿特性に影響を与える成分であり、主に、Ｎａ２ Ｏ及びＫ２ Ｏなどの酸化物の形態で添加される。しかしながら、Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）及びＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）が合計で０．５質量％未満の場合、溶接時のアーク電圧が不安定となり、ビード外観及びビード形状が劣化する。
　一方、Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）及びＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）が合計で６．５質量％を超えると、フラックスの吸湿特性が劣化すると共に、アークが強くなりすぎて不安定となり、ビード外観及びビード形状が劣化する。よって、Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）及びＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）は、合計で０．５～６．５質量％とする。なお、本実施形態のフラックスは、Ｎａ及びＫのうち少なくとも一種類が添加されていればよい。
　Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）及びＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）は、アーク電圧の安定化の観点から、合計で１質量％以上であることが好ましく、より好ましくは１．５質量％以上である。また、フラックスの吸湿特性、アーク安定性の観点から、Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）及びＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）は、合計で６質量％以下であることが好ましく、より好ましくは５．５質量％以下である。
　なお、ここでいうＮａ含有量及びＫ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８８５２：１９９８など）で分析して得たフラックスの全Ｎａ量及び全Ｋ量を、それぞれＮａＯ及びＫ２ Ｏで換算した値である。また、本実施形態のフラックスにおけるＮａ成分及びＫ成分は、主にＮａ２ Ｏ及びＫ２ Ｏであるが、その他にＮａＡｌＳｉ３ Ｏ８ 又はＫＡｌＳｉ３ Ｏ８ などが含まれることがある。
　また、ここでのＮａ、Ｋは、鉱石原料及び水ガラスに由来するものである。
［ＭｎのＭｎＯ換算値：２～２２質量％］
　Ｍｎは、溶融スラグの粘性及び凝固温度に影響を与えると共に、耐ポックマーク性改善に有効な成分であり、主に、ＭｎＯ、ＭｎＯ２ 及びＭｎ２ Ｏ３ などの酸化物の形態で添加される。各種形態の中でも、特に一酸化マンガン（ＭｎＯ）の形態で添加すると、その有用性が発揮される。ただし、Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）が２質量％未満の場合、その効果が十分に発揮されず、また、２２質量％を超えると、スラグが脆くなってスラグ剥離性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）は、２～２２質量％とする。
　このＭｎ（ＭｎＯ換算値）は、耐ポックマーク性向上の観点から、４質量％以上が好ましく、より好ましくは６質量％以上である。また、スラグ剥離性向上の観点からは、Ｍｎ（ＭｎＯ換算値）は、２０質量％以下が好ましく、より好ましくは１８質量％以下である。なお、ここでいうＭｎ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８２３２：２００５など）で分析して得たフラックスの全Ｍｎ量を、ＭｎＯで換算した値である。
［ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～６．５質量％］
　Ｆｅは、脱酸現象を促進し、耐ポックマーク性を高める効果があり、主に、Ｆｅ－Ｓｉなどの金属粉の形態で添加される。前述した効果は、その存在量に比例し、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）が０．５質量％未満の場合、特に溶接電源が直流式の場合に、十分な効果が得られない。一方、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）が６．５質量％を超えると、スラグの凝固温度に影響を与え、ビード外観、ビード形状及びスラグ剥離が劣化する。よって、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）は０．５～６．５質量％とする。
　Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）は、耐ポックマーク性の観点から、１質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは１．５質量％以上である。また、スラグの凝固温度への影響を考慮すると、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）は、６質量％以下であることが好ましく、より好ましくは５．５質量％以下である。
　なお、ここでいうＦｅ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８２０２：２０００など）で分析して得たフラックスの全Ｆｅ量を、ＦｅＯで換算した値であり、金属粉として添加されるＦｅ以外に、不可避的不純物として添加されるＦｅＯ、Ｆｅ２ Ｏ３ 及びＦｅ３ Ｏ４ などが含まれることがある。
［ＳｉＯ２ ：１２～３２質量％］
　ＳｉＯ２ は、溶融スラグに適度の粘性を与えることによって、主にビード外観及びビード形状を良好にする効果がある。しかしながら、ＳｉＯ２ 含有量が１２質量％未満の場合、前述した効果が十分に得られず、ビード外観及びビード形状が劣化する。また、ＳｉＯ２ 含有量が３２質量％を超えると、過剰となり、スラグ剥離性が劣化すると共に、スラグの焼付きが激しくなる。よって、ＳｉＯ２ 含有量は１２～３２質量％とする。
　ＳｉＯ２ 含有量は、ビード外観及びビード形状の向上の観点から、１４質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは１６質量％以上である。また、スラグ剥離性の観点から、ＳｉＯ２ 含有量は３０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは２８質量％以下である。
　なお、ここでいうＳｉＯ２ 含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８２１４：１９９５など）で分析して得たフラックスの全Ｓｉ量を、ＳｉＯ２ で換算した値である。この方法で測定した全Ｓｉ量には、Ｆｅ－Ｓｉなどの合金として添加されるＳｉなどＳｉＯ２ 以外の成分が含まれているが、ＳｉＯ２ 含有量（全Ｓｉ量のＳｉＯ２ 換算値）が前述した範囲内であれば、前述したＳｉＯ２ の効果には影響しない。
［Ａｌ２ Ｏ３ ：１６～３６質量％］
　Ａｌ２ Ｏ３ は、溶融スラグの粘性及び融点を調整する成分であり、溶接時のビード形状を良好にする効果がある。しかしながら、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量が１６質量％未満の場合は、前述した効果が十分に得られず、また、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量が３６質量％を超えると、溶融スラグの融点が上昇しすぎて、溶接時にビード形状の劣化を招く。よって、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量は１６～３６質量％とする。
　Ａｌ２ Ｏ３ 含有量は、溶融スラグの粘性及び融点の調整の観点から、１８質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは２０質量％以上である。また、溶融スラグの融点の観点からは、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量は３４質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは３２質量％以下である。これにより、ビード形状を更に良好にすることができる。
　なお、ここでいうＡｌ２ Ｏ３ 含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８２２０：１９９５など）で分析して得たフラックスの全Ａｌ量を、Ａｌ２ Ｏ３ で換算した値である。この方法で測定した全Ａｌ量には、ＡｌＦ３ などのＡｌ２ Ｏ３ 以外の成分が含まれることがあるが、これらの成分は微量であるため、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量（全Ａｌ量のＡｌ２ Ｏ３ 換算値）が前述した範囲内であれば、前述したＡｌ２ Ｏ３ の効果には影響しない。
［ＺｒＯ２ ：０．４～１０質量％］
　ＺｒＯ２ は、溶融スラグの粘性及び凝固温度に影響を与えると共に、高速度の溶接でアーク安定性、良好なビード形状及びビード外観並びに良好なスラグ剥離性を得るためには極めて重要な成分である。ＺｒＯ２ が０．４質量％未満ではその効果が得られない。一方、ＺｒＯ２ が１０質量％を超えると、ビード形状が劣化する。よって、ＺｒＯ２ 含有量は０．４～１０質量％とする。
　ＺｒＯ２ 含有量は、アーク安定性、ビード外観及びビード形状並びにスラグ剥離性の向上の観点から、０．７質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは１質量％以上である。また、ビード形状の観点から、ＺｒＯ２ 含有量は９質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは８質量％以下である。
［水溶性ＳｉＯ２ ：１質量％未満（０質量％を含む）］
　水溶性ＳｉＯ２ の含有量が１質量％以上であると、高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性が劣化する。よって、水溶性ＳｉＯ２ 含有量は１質量％未満（０質量％を含む）に規制する。水溶性ＳｉＯ２ 含有量は、高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性の観点から、０．９質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８質量％以下である。
　この水溶性ＳｉＯ２ は、主に水ガラスなどの結合剤に由来し、その量を低減するには、結合剤が非水溶性に変化する温度以上でフラックスを焼結することが有効である。具体的には、焼成温度を７００℃以上とすることが、特に好ましい。水溶性ＳｉＯ２ の含有量は、主に焼成温度を調整することで制御することができる。
　フラックス中の水溶性ＳｉＯ２ 量は、以下の方法により測定することができる。先ず、フラックスを振動ミルにて粒径３００μｍ以下に粉砕し、そこから測定用試料を約０．２ｇ採取する（ステップ１）。次に、石英製三角フラスコに、前述した試料と蒸留水１００ｍｌとを入れ、煮沸下で４時間、可溶性成分を抽出した（ステップ２）。その後、抽出液を１２時間以上放置した後、抽出液中の沈殿物及び浮遊物などを取り除き、吸光光度法にてＳｉを定量した（ステップ３）。
　なお、ここでいう水溶性ＳｉＯ２ は、前述した方法で分析して得たフラックスの全Ｓｉ量を、ＳｉＯ２ で換算した値であり、前述した全ＳｉＯ２ とは区別して、その含有量を特定している。
［ＣａＯの換算値：１８質量％以下（０質量％を含まず）］
　本実施形態のフラックスは、前述した成分に加えて、ＣａＯを含有していてもよい。ＣａＯは、スラグの塩基度を高めて溶接金属の清浄度を高めると共に、溶融スラグの流動性にも影響を与える成分であり、その存在量に比例して、前述した効果が発揮される。ＣａＯ含有量が１８質量％以下であれば、溶融スラグの流動性が小さくなり、ビードの外観及び形状がより向上する。よって、ＣａＯを添加する場合は１８質量％以下（０質量％を含まず）とすることが好ましい。ＣａＯ含有量は、ビード外観及び形状の観点から、１６質量％以下であることがより好ましく、更に好ましくは１４質量％以下である。またＣａＯの下限値は、特に限定されるものではないが、溶接金属の清浄度向上の観点から、０．１質量％以上であることが好ましい。
　なお、本実施形態のフラックスには、Ｃａ成分としてＣａＯ以外に、前述したＣａＦ２が含まれる。このため、ここでいうＣａＯ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法で分析して得た全Ｃａ量及び全Ｆ量から求められる換算値である。従って、ＣａＦ２ 量が多量の場合は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に準拠すると、ＣａＯが０となる場合も存在する。
［ＴｉＯ２ ：６質量％以下（０質量％を含まず）］
　本実施形態のフラックスは、前述した成分に加えて、ＴｉＯ２ を含有していてもよい。ＴｉＯ２ は、スラグ剥離性向上に有効な成分であり、ビード形状を良好に整える効果もある。また、ＴｉＯ２ の一部は、溶接時の還元反応によりＴｉとなり、このＴｉは溶接金属中に添加されて、靭性向上に寄与する。
　前述した作用は、その存在量（ＴｉＯ２ 含有量）に比例する。ＴｉＯ２ 含有量が６質量％以下であれば、ビード形状がより向上する。よって、ＴｉＯ２ を添加する場合は、６質量％以下（０質量％を含まず）とすることが好ましい。ＴｉＯ２ 含有量は、ビード形状の観点から、５質量％以下であることがより好ましく、更に好ましくは４質量％以下である。またＴｉＯ２ 含有量の下限値は、特に限定されるものではないが、スラグ剥離性及びビード形状の観点から、０．１質量％以上であることが好ましい。
　なお、ここでいうＴｉＯ２ 含有量は、ＪＩＳ Ｚ ３３５２：２０１０に規定される方法（例えばＪＩＳ Ｍ ８２１９－１：２０１２など）で分析して得たフラックスの全Ｔｉ量を、ＴｉＯ２ で換算した値である。
　また、フラックスは、下記数式（Ｉ）を満たすことが好ましい。下記数式（Ｉ）において、［Ａｌ２ Ｏ３ ］はＡｌ２ Ｏ３ 含有量（質量％）、［ＴｉＯ２ ］はＴｉＯ２ 含有量（質量％）、［ＺｒＯ２ ］はＺｒＯ２ 含有量（質量％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　Ａｌ２ Ｏ３ 、ＴｉＯ２ 及びＺｒＯ２ は、それぞれ個別にその含有量を規定しているが、本実施形態のフラックスでは、更に、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量、ＴｉＯ２ 含有量及びＺｒＯ２ 含有量の合計量に占めるＺｒＯ２ 含有量（＝［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］））も規定することが好ましい。
　本発明者は、ＺｒＯ２ を添加したフラックスの高速での溶接作業性について種々実験研究した結果、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量、ＴｉＯ２ 含有量及びＺｒＯ２ 含有量の合計量に占めるＺｒＯ２ 含有量（＝［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］））が、高速での溶接作業性について影響を及ぼすことを見出した。
　［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］）が０．０１以上であれば、ＺｒＯ２ を添加した効果が十分に得られやすくなる。一方、［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］）がが０．３８以下であれば、スラグ凝固温度が高くなりすぎず、ビード外観及びスラグ剥離性が向上しやすくなる。よって、［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］）が０．０１～０．３８となるように、各成分の添加量を調整することが好ましい。
　［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］）は、ＺｒＯ２ の添加の効果をより向上させる観点から、０．０２以上とすることがより好ましく、更に好ましくは０．０３以上である。また、ビード外観及びスラグ剥離性の観点から、０．３３以下であることがより好ましく、更に好ましくは０．２８以下である。
　なお、フラックスにＴｉＯ２ を含まない場合は、前記と同様の理由により、「［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＺｒＯ２ ］）：０．０１～０．３８」であることが好ましい。なお、この数式は、実験的に導き出したものである。
［Ｂ２ Ｏ３ ：３質量％以下（０質量％を含まず）］
　本実施形態のフラックスは、前述した成分に加えて、酸化硼素、硼砂などを原料とするＢ２ Ｏ３ を含有していてもよい。Ｂ２ Ｏ３ は靱性向上に有効な成分である。Ｂ２ Ｏ３ が３質量％以下であれば、溶接金属が硬化しにくく、靱性がより向上する。よって、Ｂ２ Ｏ３を添加する場合は、３質量％以下（０質量％を含まず）とすることが好ましい。Ｂ２ Ｏ３ 含有量は、靱性の観点から、２質量％以下であることがより好ましく、更に好ましくは１質量％以下である。またＢ２ Ｏ３ 含有量の下限値は、特に限定されるものではないが、靱性向上の効果を得る観点から、０．０１質量％以上であることが好ましい。
［その他の成分］
　本実施形態のフラックスにおける上記以外の成分は、Ｂａ、Ｌｉ、Ｐ及びＳなどの不可避的不純物である。これらの不可避的不純物のうち、Ｂａ及びＬｉなどはそれぞれ１．０質量％以下に規制することが好ましく、特に溶接品質に影響するＰ及びＳはそれぞれ０．０５質量％以下に規制することが好ましい。また、Ｂａ、Ｌｉ、Ｐ及びＳなどは、合計で３質量％以下であることが好ましい。
［フラックス粒度分布］
　本発明者は、高温焼結フラックスの高速での溶接作業性について種々実験研究した結果、０．３ｍｍ以下の粒度が１０質量％以下、及び、０．２ｍｍ以下の粒度が３質量％以下のいずれか一方又は両方を満たすようにすることで、アンダーカットの発生率が大幅に減少することを見出し、溶接作業環境がより良好となることを確認した。高速溶接時に発生するアンダーカットをより低減し、溶接作業環境をより良好とするためには、０．３ｍｍ以下の粒度が１０質量％以下、及び、０．２ｍｍ以下の粒度が３質量％以下のいずれか一方又は両方を満たすこととする。なお、０．３ｍｍ以下の粒度及び０．２ｍｍ以下の粒度は０質量％であってもよい。
［高温焼成型フラックス］
　本実施形態フラックスの成分組成は、高温焼成型フラックスとして好適である。すなわち、６００～１２００℃で焼成することが好ましい。
　この温度で焼成することで、水溶性ＳｉＯ２ の含有量を１質量％未満に制御することができる。
［製造方法］
　本実施形態のフラックスを製造する場合は、例えば、前述した組成となるように原料粉を配合し、結合剤と共に混練した後、造粒し、焼成する。その際、結合剤（バインダ）としては、例えば、ポリビニルアルコール又は水ガラスを使用することができる。また、造粒法は、特に限定されるものではないが、転動式造粒機又は押し出し式造粒機などを用いる方法が好ましい。
　更に、造粒されたフラックスは、ダスト除去及び粗大粒の解砕などの整粒処理を行い、粒子径を２．５ｍｍ以下とすることが好ましい。一方、造粒後の焼成は、ロータリーキルン、定置式バッチ炉及びベルト式焼成炉などで行うことができる。その際の焼成温度は、例えば６００～１２００℃とすることができるが、前述したように結合剤を非水溶性に変化させる観点から、７００℃以上とすることが好ましい。
　以上詳述したように、本実施形態のフラックスは、各成分の含有量を特定の範囲にしているため、高速溶接時に良好な溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性を得ることが可能となる。
　なお、耐欠陥性は、溶接金属内部に存在する欠陥（スラグ巻込み、融合不良、ブローホールなど）及び溶接金属表面に存在する欠陥（アンダーカット、ポックマーク、ピットなど）があり、本願では、溶融スラグの流動性及びフラックスの粒度を制御しているため、特に溶接金属表面に存在するアンダーカット及びポックマークへの耐欠陥性に効果が高い。
　また、本実施形態のフラックスの成分組成は、高温焼成型フラックスとして好適であるが、溶融型フラックスとして適用しても、高温焼成型フラックスと同様の効果を得ることができる。
　以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。本実施例においては、下記表１に示す鋼板及び表２に示すワイヤを使用し、図１に示す開先形状及び図２に示す電極配置で、下記表３に示す溶接条件により、サブマージアーク溶接での溶接試験を実施した。そして、下記表４に示す実施例のフラックス及び下記表５に示す比較例のフラックスについて、その性能を評価した。なお、本実施例では、下記表４及び表５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、造粒し、更にロータリーキルンを用いて下記表４及び表５に示す温度で焼成し、整粒することによりフラックスを得た。なお、表４及び５において、本発明の範囲を満たさないもの、及び好ましい範囲を満たさないものは数値に下線を引いて示す。また、参照する図面については、説明を明確にするため、各部材のスケール、間隔又は位置関係などが誇張、あるいは、部材の一部の図示が省略されている場合がある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　なお、上記表１に示す鋼板組成及び上記表２に示すワイヤ組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、上記表４及び表５に示す「式Ｉ」は［ＺｒＯ２ ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＴｉＯ２ ］＋［ＺｒＯ２ ］の値である。
　実施例及び比較例の各フラックスの評価は、アーク安定性、スラグ剥離性、ビード外観、ビード形状、アンダーカット発生率及びポックマーク発生率について行った。
＜アーク安定性＞
　アーク安定性は、溶接時の電流及び電圧の振れにより評価した。具体的には、溶接電流が±５０Ａかつアーク電圧が±２Ｖであったものを◎、溶接電流が±１００Ａかつアーク電圧が±２Ｖであったものを○、溶接電流が±１００Ａかつアーク電圧が±４Ｖであったものを△、溶接困難であったものを×とした。そして、本実施例では、評価が◎又は○であったものを合格とした。
＜スラグ剥離性＞
　スラグ剥離性は、スラグ除去の容易さ及び焼き付きの有無により評価した。具体的には、スラグが、自然剥離し、焼き付きがなかったものを◎、自然剥離するが、単位溶接長（１ｍ）あたり３箇所以下で焼き付きが発生したものを○、自然剥離せず、単位溶接長（１ｍ）あたり４～９箇所で焼き付きが発生したものを△、自然剥離せず、単位溶接長（１ｍ）あたり１０箇所以上で焼き付きが発生したものを×とした。そして、本実施例では、評価が◎又は○であったものを合格とした。
＜ビード外観＞
　ビード外観は、主にビードの波目及び光沢に関する評価であり、溶接部を目視観察することにより行った。その結果、ビードの波目に乱れがなくビードに金属光沢があるものを◎、単位溶接長（１ｍ）あたりにビード波目の乱れが１箇所でビードに金属光沢があるものを○、単位溶接長（１ｍ）あたりにビード波目の乱れが２～４箇所でビードに金属光沢がないものを△、単位溶接長（１ｍ）あたりにビード波目の乱れが５箇所以上ありビードに金属光沢がないものを×とした。そして、本実施例では、評価が◎又は○であったものを合格とした。
＜ビード形状＞
　ビード形状は、主にビードの凹凸及び母材へのなじみに関する評価であり、溶接部を目視観察することにより行った。その結果、ビード形状が、非常に良好であったものを◎、良好であったものを○、やや不良であったものを△、不良であったものを×とした。そして、本実施例では、評価が◎又は○であったものを合格とした。
＜アンダーカット発生率＞
　アンダーカットは、発生がなかったものを◎、単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率が０．５％以下であったものを○、単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率が０．５％を超え１．０％以下であったものを△、単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率が１．０％を超えていたものを×とした。そして、本実施例では、評価が◎又は○であったものを合格とした。
＜ポックマーク発生率＞
　ポックマークは、発生がなかったものを◎、単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率が０．５％以下であったものを○、単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率が０．５％を超え１．０％以下であったものを△、単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率が１．０％を超えていたものを×とした。そして、本実施例では、評価が◎又は○であったものを合格とした。
　なお、アンダーカット及びポックマークの検出は、目視により行った。アンダーカット及びポックマークの評価における単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率とは、個々のアンダーカット及びポックマークなどの長さを目視で測定し、アンダーカット及びポックマークの総長さを算出した後、試験部の有効長さで割り返し、単位溶接長あたりに換算したものである。
　以上の評価結果を、下記表６及び表７にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表６に示す実施例Ｎｏ．Ｆ１～Ｆ１７のフラックスは、本発明の範囲を満足するものであるため、全ての評価項目において優れていた。
　ただし、実施例Ｎｏ．Ｆ１３のフラックスは、ＣａＯ含有量が１８質量％を超えているため、ビード外観及びビード形状の評価が「◎」とならず「○」であった。
　実施例Ｎｏ．Ｆ１４のフラックスは、ＴｉＯ２ 含有量が６質量％を超えているため、ビード形状の評価が「◎」とならず「○」であった。
　実施例Ｎｏ．Ｆ１５のフラックスは、Ｂ２ Ｏ３ 含有量が３質量％を超えるものであり、Ｂ２ Ｏ３ 含有量が３質量％以下のフラックスと比較して溶接金属の靭性が劣化するものと考えられる。
　実施例Ｎｏ．Ｆ１６のフラックスは、粒度分布が好ましい範囲を満たさないため、アンダーカット発生率の評価が「◎」とならず「○」であった。
　実施例Ｎｏ．Ｆ１７のフラックスは、粒度分布の０．３ｍｍ以下が好ましい範囲を満たさなかったものの、０．２ｍｍ以下が好ましい範囲を満足するものであるため、全ての評価項目において優れていた。
　一方、表７に示す比較例Ｎｏ．Ｆ１８～Ｆ３４のフラックスは、本発明の範囲を満足しないものであるため、以下の結果となった。
　比較例Ｎｏ．Ｆ１８のフラックスは、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）が下限値未満であるため、ポックマークが発生した。
　比較例Ｎｏ．Ｆ１９のフラックスは、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）が上限値を超えているため、ビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２０のフラックスは、ＭｇＯ含有量が下限値未満であるため、スラグ剥離性が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２１のフラックスは、ＭｇＯ含有量が上限値を超えているため、ビード形状が劣り、アンダーカットが発生した。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２２のフラックスは、Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）とＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）との合計量が下限値未満のため、アーク安定性、ビード外観及びビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２３のフラックスは、Ｎａ含有量（Ｎａ２ Ｏ換算値）とＫ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）との合計量が上限値を超えているため、アーク安定性、ビード外観及びビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２４のフラックスは、Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）が下限値未満のため、ポックマークが発生した。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２５のフラックスは、Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）が上限値を超えているため、スラグ剥離性が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２６のフラックスは、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）が下限値未満のため、ポックマークが発生した。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２７のフラックスは、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）が上限値を超えているため、スラグ剥離性、ビード外観及びビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２８のフラックスは、ＳｉＯ２ 含有量が下限値未満であるため、ビード外観及びビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ２９のフラックスは、ＳｉＯ２ 含有量が上限値を超えているため、スラグ剥離性が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ３０のフラックスは、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量が下限値未満であるため、ビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ３１のフラックスは、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量が上限値を超えているため、ビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ３２のフラックスは、ＺｒＯ２ 含有量が下限値未満であるため、アーク安定性、スラグ剥離性、ビード外観及びビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ３３のフラックスは、ＺｒＯ２ 含有量が上限値を超えているため、ビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．Ｆ３４のフラックスは、水溶性ＳｉＯ２ 含有量が上限値を超えているため、スラグ剥離性、ビード外観及びビード形状が劣り、アンダーカットが発生した。
　以上の結果から、本発明のフラックスを用いることにより、高速での溶接作業性及び溶接金属の耐欠陥性を良好にすることが可能であることが確認された。
　本発明は、以下の態様を含む。
態様１：
　ＦのＣａＦ２ 換算値：２～２２質量％、
　ＭｇＯ：８～２８質量％、
　ＮａのＮａ２ Ｏ換算値及びＫのＫ２ Ｏ換算値のうち少なくとも一つ以上の合計：０．５～６．５質量％、
　ＭｎのＭｎＯ換算値：２～２２質量％、
　ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～６．５質量％、
　ＳｉＯ２ ：１２～３２質量％、
　Ａｌ２ Ｏ３ ：１６～３６質量％、
　ＺｒＯ２ ：０．４～１０質量％、
　水溶性ＳｉＯ２ ：１質量％未満を含有す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。

態様２：
　更に、ＣａＯの換算値：１８質量％以下を含有することを特徴とする態様１に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。

態様３：
　更に、ＴｉＯ２ ：６質量％以下を含有することを特徴とする態様１又は２に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。

態様４：
　前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］、前記ＺｒＯ２ 含有量を［ＺｒＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすことを特徴とする態様３に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
 態様５：
　更に、Ｂ２ Ｏ３ ：３質量％以下を含有することを特徴とする態様１～４のいずれかに記載のサブマージアーク溶接用フラックス。

態様６：
　高温焼成型フラックスであることを特徴とする態様１～５のいずれかに記載のサブマージアーク溶接用フラックス。

態様７：
　０．３ｍｍ以下の粒度が１０質量％以下、及び、０．２ｍｍ以下の粒度が３質量％以下のいずれか一方又は両方を満たすことを特徴とする態様１～６のいずれかに記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
　本出願は、出願日が２０１５年２月２日である日本国特許出願、特願第２０１５－０１８８０５号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１５－０１８８０５号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (7)

  1. 　ＦのＣａＦ２ 換算値：２～２２質量％、
    　ＭｇＯ：８～２８質量％、
    　ＮａのＮａ２ Ｏ換算値及びＫのＫ２ Ｏ換算値のうち少なくとも一つ以上の合計：０．５～６．５質量％、
    　ＭｎのＭｎＯ換算値：２～２２質量％、
    　ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～６．５質量％、
    　ＳｉＯ２ ：１２～３２質量％、
    　Ａｌ２ Ｏ３ ：１６～３６質量％、
    　ＺｒＯ２ ：０．４～１０質量％、
    　水溶性ＳｉＯ２ ：１質量％未満（０質量％を含む）を含有す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。
  2. 　更に、ＣａＯの換算値：１８質量％以下（０質量％を含まず）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。
  3. 　更に、ＴｉＯ２ ：６質量％以下（０質量％を含まず）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。
  4. 　前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］、前記ＺｒＯ２ 含有量を［ＺｒＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすことを特徴とする請求項３に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  5. 　更に、Ｂ２ Ｏ３ ：３質量％以下（０質量％を含まず）を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
  6. 　高温焼成型フラックスであることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
  7. 　０．３ｍｍ以下の粒度が１０質量％以下、及び、０．２ｍｍ以下の粒度が３質量％以下のいずれか一方又は両方を満たすことを特徴とする請求項１～４のいずれか１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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