WO2016125570A1 - サブマージアーク溶接用フラックス - Google Patents

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WO2016125570A1
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覚 加納
正晴 幸村
奈緒子 小林
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Kobe Steel Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

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 low temperature calcining flux the calcined one at 400 ° C. or more and less than 600 ° C.
  • the high temperature calcining flux is called the high temperature calcining flux.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose techniques for reducing the H 2 partial pressure by generating CO 2 gas during welding by setting the ratio of carbonate in the flux within a specific range.
  • the technology for improving the moisture absorption characteristics and the technology for reducing the amount of diffused hydrogen in the calcined flux described above have the following problems.
  • the low-temperature calcined flux added with carbonate described in Patent Documents 1 to 3 uses a DC welding power source and increases the amount of flux consumed, compared to the case where an AC welding power source is used. Further decomposition of carbonate is promoted, and a large amount of CO gas or CO 2 gas may be generated during welding. Therefore, there is room for improvement with respect to the roughness of the bead surface, generation of pock marks, bead appearance, and bead shape due to generation of CO gas or CO 2 gas.
  • MnO is regarded as a hydratable component in the A value that is an index indicating hydration, but MnO is non-hydratable in combination with other flux components. Can also be an ingredient.
  • the specific surface area is reduced, but the specific surface area of the flux greatly affects the shielding performance of the slag during welding. Specifically, when the specific surface area of the flux is reduced, the shielding property of the slag is impaired, the amount of nitrogen in the weld metal is increased, and the toughness of the weld metal is deteriorated.
  • Patent Document 5 relating to the high-temperature firing type flux is designed with a flux component mainly intended for use with an AC welding power source, and welding workability that is most concerned when a DC welding power source is used. Deterioration of is not considered. That is, the flux described in Patent Document 5 cannot obtain the same effect as when the AC type is used when the DC type is used for the welding power source.
  • the present invention has good welding workability regardless of whether the welding power source is an AC type or a DC type, and can reduce the moisture absorption amount of flux and the amount of diffusible hydrogen in the weld metal. It is an object to provide a flux for submerged arc welding.
  • the flux for submerged arc welding according to the present invention includes MgO: 25 to 35% by mass, F converted to CaF 2 : 15 to 35% by mass, Al 2 O 3 : 10 to 25% by mass, SiO 2 : 10 to 20% by mass. %, Na 2 O equivalent value, K K 2 O equivalent value and Li Li 2 O equivalent value of at least one total: 0.5 to 6.5 mass%, Fe FeO equivalent value: 0.5 to 5% by mass, TiO 2 : 1 to 5% by mass, CaO: 6% by mass or less (including 0% by mass), Mn converted to MnO: less than 2.0% by mass (including 0% by mass) Water-soluble SiO 2 : 1.0 mass% or less (including 0 mass%), Water-soluble Na 2 O: 1.0 mass% or less (including 0 mass%), Water-soluble K 2 O: 0.8 mass % Or less (including 0% by mass), and the C content is 0.2% by mass or less (including 0% by mass).
  • the flux contains a predetermined amount of a predetermined component and satisfies the mathematical formula (I), so that welding workability is good regardless of whether the welding power source is an AC type or a DC type. Become. Further, the moisture absorption amount of the flux and the amount of diffusible hydrogen in the weld metal are reduced.
  • operativity in this application means the quality of a bead external appearance and a bead shape, slag peelability, arc stability, the defect resistance of a weld metal, and the impact resistance (toughness) of a weld metal.
  • the flux for submerged arc welding preferably further contains water-soluble Li 2 O: 0.3% by mass or less (including 0% by mass). According to such a configuration, the moisture absorption characteristics of the flux are improved.
  • the submerged arc welding flux of the present invention is, for example, fired at 800 ° C. or higher.
  • the content of each component is specified, and the ratio of the MgO content and the total content of Al 2 O 3 , F, and TiO 2 is in a specific range, so the welding power source is AC Regardless of the type and the direct current type, the welding workability is good, and the moisture absorption amount of the flux and the amount of diffusible hydrogen in the weld metal can be reduced.
  • the present inventor has conducted extensive experiments and has obtained the following knowledge.
  • the amount of SiO 2 in the flux should be reduced as much as possible in order to maintain good slag removability.
  • the addition amount is increased compared with the flux described in Patent Document 5, the slag peelability cannot be improved.
  • the SiO 2 content is 10 to 20% by mass
  • the MgO content is 25 to 35% by mass
  • SiO 2 is 1.0% by mass or less.
  • the MgO content is [MgO]
  • the Al 2 O 3 content is [Al 2 O 3 ]
  • the F content in terms of CaF 2 is [CaF 2 ]
  • TiO 2 content is included.
  • each component is adjusted so as to satisfy the following formula (I).
  • the content of F in terms of CaF 2 the content of Al 2 O 3 , the Na 2 O equivalent value, the K K 2 O equivalent value, and the Li Li 2 O equivalent value
  • Fe content in terms of FeO TiO 2 content, CaO content, Mn content in terms of MnO, water-soluble Na 2 O content and water-soluble K 2 O content
  • the amount is prescribed.
  • 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.
  • MgO 25 to 35% by mass
  • 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.
  • the MgO content is less than 25% by mass, the effect of improving the slag releasability cannot be sufficiently obtained.
  • the MgO content exceeds 35% by mass, the bead shape deteriorates, and the slag depends on the type of the welding power source. Defects such as entanglement, poor fusion, and undercut are likely to occur.
  • the occurrence of welding defects such as slag entrainment and poor melting described above becomes significant. Therefore, the MgO content is 25 to 35% by mass.
  • the MgO content is preferably 27% by mass or more, more preferably 29% by mass or more, from the viewpoint of improving slag peelability. Moreover, from a viewpoint of suppression of defect generation, the content is preferably 33% by mass or less, and more preferably 31% 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, JIS M8222: 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.
  • 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 15% by mass, the above-described 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 conversion value) exceeds 35 wt%, too high fluidity of the molten slag, bead shape is deteriorated. Therefore, the F content (CaF 2 equivalent value) is 15 to 35% by mass.
  • the F content (CaF 2 equivalent value) is preferably 20% by mass or more, more preferably 23% by mass or more, from the viewpoint of improving the pock mark resistance. From the viewpoint of improving the bead shape, the F content (CaF 2 equivalent value) is preferably 33% by mass or less, and more preferably 30% by mass or less.
  • 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.
  • 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.
  • the Al 2 O 3 content is less than 10% by mass, the above-described effects cannot be obtained sufficiently, and when the Al 2 O 3 content exceeds 25% 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 10 to 25% by mass.
  • the content of Al 2 O 3 is preferably 15% by mass or more, more preferably 17% by mass or more, from the viewpoint of adjusting the viscosity and melting point of the molten slag. Moreover, from the viewpoint of the melting point of the molten slag, the Al 2 O 3 content is preferably 22% by mass or less, more preferably 20% 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.
  • 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 10% by mass, the above-described effects cannot be obtained sufficiently, and the bead appearance and the bead shape deteriorate.
  • SiO 2 content exceeds 20 mass%, slag viscosity becomes excessive, with the slag removability is deteriorated, with the slag burn becomes severe. Therefore, the SiO 2 content is 10 to 20% by mass.
  • the SiO 2 content is preferably 13% by mass or more, and more preferably 15% by mass or more. Moreover, from the viewpoint of optimizing the viscosity of the molten slag, the SiO 2 content is preferably 18% 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.
  • Na, K and Li 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, K 2 O and Li 2 O. Is done.
  • the Na content (Na 2 O conversion value), K content (K 2 O conversion value) and Li (Li 2 O conversion value) exceed 6.5 mass% in total, the moisture absorption characteristics of the flux deteriorate. In addition, the arc becomes too strong and unstable, and the bead appearance and bead shape deteriorate. Therefore, the Na content (Na 2 O conversion value), the K content (K 2 O conversion value), and Li (Li 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 among Na, K, and Li.
  • Na content (Na 2 O conversion value), K content (K 2 O conversion value) and Li (Li 2 O conversion value) are 1.5% by mass or more in total from the viewpoint of stabilization of the arc voltage. It is preferable that there is more preferably 2.0% by mass or more. Further, from the viewpoint of the moisture absorption characteristics of the flux and the arc stability, the Na content (Na 2 O equivalent), the K content (K 2 O equivalent) and Li (Li 2 O equivalent) are 5. It is preferable that it is 5 mass% or less, More preferably, it is 4.5 mass% or less.
  • the Na content, the K content, and the Li content mentioned here are the total Na content of the flux obtained by analysis by the method defined in JIS Z 3352: 2010 (for example, JIS M 8852: 1998).
  • the K amount and the total amount of Li respectively NaO, value converted by the K 2 O and Li 2 O.
  • the Na component, K component, and Li component in the flux of the present embodiment are mainly Na 2 O, K 2 O, and Li 2 O.
  • NaAlSi 3 O 8 , KAlSi 3 O 8, or LiAlSi 3 O 8 may be included.
  • Na, K, and Li here originate in an ore raw material and water glass.
  • 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.
  • the Fe content (FeO equivalent) exceeds 5% by mass, the solidification temperature of the slag is affected, and the bead appearance, bead shape and slag peeling are deteriorated. Therefore, the Fe content (FeO equivalent value) is 0.5 to 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 the slag on the solidification temperature, the Fe content (FeO equivalent value) is preferably 4% by mass or less, more preferably 3% 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.
  • TiO 2 is an effective component for improving slag removability, and has an effect of adjusting the bead shape well.
  • Part of the TiO 2 Ti next by a reduction reaction at the time of welding, the Ti is added in the weld metal, which contributes to improving toughness.
  • the above-described action is proportional to its abundance (TiO 2 content).
  • the upper limit of the TiO 2 content exceeds 5% by mass, the bead shape deteriorates.
  • the content of TiO 2 is less than 1 wt%, slag removability and bead shape is deteriorated. Further, the effect of improving toughness is small. Therefore, the TiO 2 content is 1 to 5% by mass.
  • the TiO 2 content is preferably 1.5% by mass or more, more preferably 2.0% by mass or more, from the viewpoints of slag peelability, bead shape, and toughness.
  • the TiO 2 content is preferably 4.0% by mass or less, more preferably 3.0% by mass or less from the viewpoint of the 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.
  • 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 regulated to 6% by mass or less (including 0% by mass).
  • the CaO content is preferably 4% by mass or less, more preferably 2% by mass or less, from the viewpoint of molten slag fluidity.
  • it is 0.5 mass% or more.
  • 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
  • MnO converted value of Mn affects the viscosity of the molten slag and the solidification temperature, and is an effective component for improving the pock mark resistance.
  • MnO converted value of Mn affects the viscosity of the molten slag and the solidification temperature, and is an effective component for improving the pock mark resistance.
  • the oxygen content in the weld metal tends to increase as the amount of Mn added increases. Since the increase in the amount of oxygen in the weld metal is one of the causes for the deterioration of toughness, the toughness of the weld metal deteriorates when the Mn content (MnO conversion value) is 2.0 mass% or more.
  • Mn is used as a regulating component, and the content thereof is regulated to 2.0% by mass or less (including 0% by mass) in terms of MnO.
  • the Mn content (MnO equivalent) is preferably 1.8% by mass or less, more preferably 1.5% by mass or less, from the viewpoint of improving the toughness of the weld metal.
  • Mn contained in the flux of the present embodiment is mixed from the raw material as an inevitable impurity.
  • Mn content 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
  • Water-soluble SiO 2 is 1.0% by mass or less (including 0% by mass) after performing the sintering operation in order to prevent the moisture absorption resistance of the flux from being deteriorated and to suppress an increase in the amount of diffusible hydrogen in the weld metal. Regulate to become.
  • the content of the water-soluble SiO 2 exceeds 1.0% by mass, the moisture absorption resistance of the flux deteriorates and the diffusion hydrogen amount of the weld metal increases. Therefore, the water-soluble SiO 2 content is 1.0% by mass or less.
  • the water-soluble SiO 2 content is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.1% by mass or more, from the viewpoint of welding workability. Further, from the viewpoint of improving moisture absorption resistance and reducing the amount of diffused hydrogen, the content is preferably 0.8% by mass or less, and more preferably 0.6% by mass or less.
  • 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 hardly absorbs moisture.
  • the firing temperature is particularly preferably 800 ° C. or higher.
  • the content of the water-soluble SiO 2 can be controlled mainly by adjusting the components and content of the water glass and the firing temperature.
  • the amount of water-soluble SiO2 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.
  • Water-soluble Na 2 O 1.0% by mass or less (including 0% by mass)
  • Water-soluble Na 2 O is 1.0% by mass or less (including 0% by mass) after performing the sintering operation in order to prevent the moisture absorption resistance of the flux from being deteriorated and to suppress an increase in the amount of diffusible hydrogen in the weld metal. ).
  • the content of the water-soluble Na 2 O exceeds 1.0% by mass, the moisture absorption resistance of the flux deteriorates and the diffusion hydrogen amount of the weld metal increases. Therefore, the water-soluble Na 2 O content is 1.0% by mass or less.
  • the water-soluble Na 2 O content is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.1% by mass or more from the viewpoint of welding workability. Further, from the viewpoint of improving moisture absorption resistance and reducing the amount of diffused hydrogen, the content is preferably 0.8% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or less.
  • This water-soluble Na 2 O 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 hardly absorbs moisture.
  • the firing temperature is particularly preferably 800 ° C. or higher.
  • the content of water-soluble Na 2 O can be controlled mainly by adjusting the components and content of water glass and the firing temperature.
  • the amount of water-soluble Na 2 O in the flux can be quantified by absorptiometry as in the measurement of the amount of water-soluble SiO 2 described above.
  • water-soluble Na 2 O is the total amount of Na of the flux obtained was analyzed by the method described above, a value obtained by converting at Na 2 O, and distinguished from the total Na 2 O as described above, the The content is specified.
  • Water-soluble K 2 O 0.8% by mass or less (including 0% by mass)
  • the present inventor has found that addition of an appropriate amount of water-soluble K 2 O to water glass has an effect of lowering the moisture absorption temperature of water glass. That is, in a flux that was sintered at 800 ° C. or higher using water glass to which an appropriate amount of water-soluble K 2 O was added, the amount of water-soluble K 2 O was 0.8% by mass or less (0% by mass). In other words, the moisture absorption resistance of the flux is greatly improved as compared with the conventional case.
  • Water-soluble K 2 O is regulated to be 0.8% by mass or less after performing the sintering operation in order to prevent the moisture absorption resistance of the flux from being deteriorated and to suppress an increase in the amount of diffusible hydrogen in the weld metal. .
  • the content of water-soluble K 2 O exceeds 0.8% by mass, the moisture absorption resistance of the flux deteriorates and the diffusion hydrogen amount of the weld metal increases. Therefore, the water-soluble K 2 O content is 0.8% by mass or less.
  • the water-soluble K 2 O content is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.1% by mass or more, from the viewpoint of welding workability. Moreover, it is preferable that it is 0.6 mass% or less from a viewpoint of a moisture absorption improvement and the amount of diffusion hydrogen reduction, More preferably, it is 0.4 mass% or less.
  • This water-soluble K 2 O 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 hardly absorbs moisture.
  • the firing temperature is particularly preferably 800 ° C. or higher.
  • the content of water-soluble K 2 O can be controlled mainly by adjusting the components and content of water glass and the firing temperature.
  • the amount of water-soluble K 2 O in the flux can be quantified by absorptiometry as in the measurement of the amount of water-soluble SiO 2 described above.
  • water-soluble K 2 O is, the total amount of K of the flux obtained was analyzed by the method described above, a value obtained by converting at K 2 O, and distinguished from all K 2 O as described above, the The content is specified.
  • the flux of this embodiment may contain water-soluble Li 2 O in addition to the components described above.
  • Water-soluble Li 2 O 0.3% by mass or less (including 0% by mass)
  • Water-soluble Li 2 O has the effect of further improving the hygroscopic properties depending on the amount added.
  • the water-soluble Li 2 O content exceeds 0.3% by mass after performing the sintering operation, the arc stability is deteriorated and the bead appearance and bead shape are deteriorated. Accordingly, when adding water-soluble Li 2 O is, 0.3 wt% or less (including 0 mass%).
  • the water-soluble Li 2 O content is preferably 0.2% by mass or less, and more preferably 0.15% by mass or less, from the viewpoints of improving arc stability, bead appearance, and bead shape. Moreover, from a viewpoint of a hygroscopic characteristic, More preferably, it is 0.05 mass% or more.
  • This water-soluble Li 2 O 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 hardly absorbs moisture.
  • the firing temperature is particularly preferably 800 ° C. or higher.
  • the content of water-soluble Li 2 O can be controlled mainly by adjusting the components and content of water glass and the firing temperature.
  • the amount of water-soluble Li 2 O in the flux can be quantified by absorptiometry as in the above-described measurement of the amount of water-soluble SiO 2 .
  • water-soluble Li 2 O is a total Li content of the flux obtained was analyzed by the method described above, a value obtained by converting at Li 2 O, and distinguished from the total Li 2 O as described above, the The content is specified.
  • [MgO] / ([Al 2 O 3 ] + [CaF 2 ] + [TiO 2 ]) is preferably 0.55 or more, more preferably 0.60 or more, from the viewpoint of improving slag removability. is there. Moreover, it is preferable that it is 1.0 or less from a viewpoint of a moisture absorption improvement and the amount of diffusion hydrogen reduction, More preferably, it is 0.9 or less.
  • C 0.2% by mass or less (including 0% by mass)
  • C originates from carbonates contained as impurities in each raw material of the flux, and is unavoidably introduced.
  • a DC welding power source is used as described above, the flux consumption is increased, and the decomposition of carbonate is further promoted as compared with the case where an AC welding power source is used. For this reason, even if the C content is very small, a large amount of CO or CO 2 gas is generated during welding, leading to deterioration of the pock mark resistance and the appearance and shape of the bead. Therefore, in order to prevent deterioration in welding workability, the C content in the flux is preferably reduced to 0.2% by mass or less (including 0% by mass).
  • the C content is preferably regulated to 0.1% by mass or less, more preferably 0.05% by mass or less, particularly from the viewpoint of improving the pock mark resistance.
  • the C content is preferably as low as possible.
  • 0.01% by mass may be set as the lower limit.
  • C content here is the value obtained by analyzing by the method prescribed
  • Components other than the above in the flux of the present embodiment are inevitable impurities such as Zr, Ba, P, and S.
  • Zr and Ba 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.
  • Zr, Ba, P, and S are 0.1 mass% or less in total.
  • 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 set to, for example, 600 to 1200 ° C., but is preferably set to 800 ° C. or higher from the viewpoint of making the binder difficult to absorb moisture as described above. More preferably, it is 830 degreeC or more. Moreover, Preferably it is 850 degrees C or less.
  • a high-temperature fired flux is fired at 600 to 1200 ° C.
  • the flux of the present embodiment makes the content of each component in a specific range, and the ratio between the MgO content and the total content of Al 2 O 3 , F and TiO 2 is specified.
  • the amount of these components is adjusted so as to be in the range. Therefore, regardless of whether the welding power source is an AC type or a DC type, welding workability is good, and it is possible to reduce the amount of flux absorbed and the amount of diffusible hydrogen in 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.
  • the remainder of the steel plate composition shown in the said Table 1 and the wire composition shown in the said Table 2 is Fe and an unavoidable impurity.
  • “M” shown in Table 4 and Table 5 is a value of [MgO] / ([Al 2 O 3 ] + [CaF 2 ] + [TiO 2 ]).
  • each flux in the examples and comparative examples is based on the diffusion hydrogen amount in the weld metal, the moisture absorption amount of the flux, the impact test, the bead appearance, the bead shape, the slag peelability, the arc stability, and the weld defect (internal / external). Went about.
  • ⁇ Diffusion hydrogen amount> In principle, the amount of diffused hydrogen in the weld metal was measured based on the method defined in JIS Z 3118: 2007. However, welding conditions A in Table 3 were adopted. In this example, the case where the diffusion hydrogen amount was 3.5 ml / 100 g or less was regarded as acceptable.
  • the amount of moisture absorption was evaluated based on the amount of moisture absorption after 2 hours of forced moisture absorption. Specifically, the flux having a particle diameter of 500 to 850 ⁇ m is re-dried at 250 ° C. for 1 hour, and then subjected to forced moisture absorption for 2 hours at 30 ° C. and a relative humidity of 80%. The water content was measured using the KF (Karl Fischer) method. Hygroscopic resistance was good when the KF moisture content after moisture absorption for 2 hours was 500 ppm or less.
  • ⁇ Impact test> The impact test was carried out based on the method defined in JIS Z 2242: 2005, and evaluated by the value of Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. And in the present Example, what passed Charpy absorbed energy was 100J or more 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.
  • 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.
  • 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
  • Weld defects are mainly evaluations related to weld defects that occur inside the weld metal, such as pore defects, slag entrainment, and poor fusion, and ⁇ , unit weld length (1 m) where these weld defects did not occur )
  • ⁇ unit weld length
  • the generation ratio per unit weld length (1 m) in the evaluation of weld defects (internal) is the measurement of the size (length) of individual defects (defects) in accordance with JIS Z 3104: 1995. ) Is calculated and then divided by the effective length of the test part and converted per unit weld length.
  • the weld defect is an evaluation mainly related to weld defects generated on the surface of the weld metal such as undercuts and pock marks, and ⁇ , unit weld length (1 m) where these weld defects did not occur.
  • the generation ratio per unit weld length (1 m) was 0.5% or less
  • the generation ratio per unit weld length (1 m) was over 0.5% and 1.0% or less
  • ⁇ unit weld length
  • the case where the generation ratio per (1 m) exceeded 1.0% was evaluated as x.
  • what was evaluated as (double-circle) or (circle) was set as the pass.
  • the detection of the welding defect (external) was performed visually.
  • the rate of occurrence per unit weld length (1m) in the evaluation of weld defects (external) is to measure the length of each undercut, pock mark, etc., and calculate the total length of weld defects (external). Then, it is divided by the effective length of the same test part as the weld defect (internal) and converted per unit weld length.
  • Comparative Example No. 1 had an inferior bead shape because the Al 2 O 3 content exceeded 25% by mass. Comparative Example No. Since the flux of No. 2 had an Al 2 O 3 content of less than 10% by mass, the bead shape was inferior. Comparative Example No. The flux of No. 3 was inferior in slag removability because the SiO 2 content exceeded 20% by mass. Comparative Example No. Since the flux of No. 4 had a SiO 2 content of less than 10% by mass, the bead appearance and bead shape were inferior.
  • Comparative Example No. 5 had an MgO content exceeding 35% by mass, so that the bead shape was inferior, and further, weld defects were generated inside and on the surface of the weld metal. Comparative Example No. Since the flux of No. 6 had an MgO content of less than 25% by mass, seizure occurred and the slag peelability was inferior. Comparative Example No. The flux of No. 7 had an inferior bead shape because the F content exceeded 35% by mass. Since the flux of Comparative Example 8 had an F content of less than 15% by mass, welding defects such as undercuts and pock marks occurred.
  • Comparative Example No. 9 had a Mn content (MnO equivalent value) of 2.0% by mass or more, so the Charpy absorbed energy value was low and the toughness was inferior.
  • Comparative Example No. 10 has a Na content (Na 2 O conversion value), a K content (K 2 O conversion value), and a Li (Li 2 O conversion value) total amount of less than 0.5% by mass. The arc stability was significantly reduced, and the bead appearance and bead shape were also deteriorated. As a result, welding was difficult. Comparative Example No. In the flux No.
  • the total amount of Na content (Na 2 O conversion value), K content (K 2 O conversion value) and Li (Li 2 O conversion value) exceeds 6.5 mass%.
  • the arc stability was significantly deteriorated, and the bead appearance and bead shape were inferior.
  • the moisture absorption amount of the flux increased.
  • Comparative Example No. 1 In the flux No. 12, the Fe content (FeO equivalent value) was less than 0.5% by mass, so that welding defects such as undercuts and pock marks occurred on the surface of the weld metal. Comparative Example No. The flux No. 13 had an Fe content (FeO equivalent value) exceeding 5% by mass, so the bead appearance and bead shape were inferior, and the slag peelability was also inferior. Comparative Example No. No. 14 flux was inferior in bead shape and slag peelability because the TiO 2 content was less than 1% by mass. Moreover, the value of Charpy absorbed energy was low and the toughness was inferior. Comparative Example No. 15 flux is because it contains TiO 2 exceeds 5 mass%, had poor bead shape.
  • Comparative Example No. 16 Since the flux of No. 16 has a water-soluble SiO 2 content exceeding 1.0 mass%, the amount of diffusion hydrogen in the weld metal and the moisture absorption amount of the flux increased. Comparative Example No. Since the flux of No. 17 had a water-soluble SiO 2 content and a water-soluble Na 2 O content exceeding 1.0 mass%, the amount of diffusion hydrogen in the weld metal and the moisture absorption amount of the flux increased. Comparative Example No. 18 flux has a water-soluble SiO 2 content exceeding 1.0 mass%, and since the water-soluble K 2 O content exceeds 0.8 mass%, diffusion hydrogen in the weld metal The amount and the moisture absorption amount of the flux increased.
  • the welding workability is improved, and the moisture absorption amount of the flux and the amount of diffusible hydrogen in the weld metal are reduced regardless of whether the welding is an AC type or a DC type. It was confirmed that it was possible to do.
  • the present invention includes the following aspects.
  • Aspect 1 MgO: 25-35% by mass, F converted to CaF 2 : 15 to 35% by mass, Al 2 O 3 : 10 to 25% by mass, SiO 2 : 10 to 20% by mass, A total of at least one of Na converted to Na 2 O, K converted to K 2 O and Li converted to Li 2 O: 0.5 to 6.5% by mass, Fe converted to FeO: 0.5 to 5% by mass, TiO 2 : 1 to 5% by mass, CaO: 6 mass% or less, Mn converted to MnO: less than 2.0% by mass, Water-soluble SiO 2 : 1.0% by mass or less Water-soluble Na 2 O: 1.0% by mass or less, Water-soluble K 2 O: 0.8% by mass or less,
  • the MgO content is [MgO]
  • the Al 2 O 3 content is [Al 2 O 3 ]
  • the F content in terms of CaF 2 is [CaF 2 ]
  • the TiO 2 content is [TiO 2].
  • a flux for submerged arc welding characterized by satisfying the following formula (I).
  • Aspect 2 Furthermore, the flux for submerged arc welding according to aspect 1, which contains water-soluble Li 2 O: 0.3% by mass or less.
  • Aspect 3 The flux for submerged arc welding according to the aspect 1 or 2, wherein the C content is 0.2% by mass or less.
  • Aspect 4 4. The flux for submerged arc welding according to any one of aspects 1 to 3, which is fired at 800 ° C. or higher.

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Abstract

溶接電源が交流式及び直流式のいずれであっても、溶接作業性が良好であり、また、フラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量を低減することが可能な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、ＭｇＯ：２５～３５質量％、ＦのＣａＦ２ 換算値：１５～３５質量％、Ａｌ２ Ｏ３ ：１０～２５質量％、ＳｉＯ２ ：１０～２０質量％、ＮａのＮａ２ Ｏ換算値、ＫのＫ２ Ｏ換算値及びＬｉのＬｉ２ 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％、ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～５質量％、ＴｉＯ２ ：１～５質量％、ＣａＯ：６質量％以下（０質量％を含む）、ＭｎのＭｎＯ換算値：２．０質量％未満（０質量％を含む）、水溶性ＳｉＯ２ ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、水溶性Ｎａ２ Ｏ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、水溶性Ｋ２ Ｏ：０．８質量％以下（０質量％を含む）を含有し、Ｃ含有量が０．２質量％以下（０質量％を含む）であり、前記ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＦのＣａＦ２ 換算値での含有量を［ＣａＦ２ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たす組成にする。

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。そして、低温焼成型フラックスでは、従来、溶接金属中への水素の拡散を低減するため、種々の検討がなされている（特許文献１～３参照）。例えば、特許文献１～３には、フラックス中の炭酸塩の比率を特定の範囲にすることにより、溶接時にＣＯ２ ガスを発生させて、Ｈ２ 分圧を低減する技術が開示されている。
　また、炭酸塩を使用せずに吸湿特性を改善するために、主にフラックス成分由来の特性値であるＡ値及びフラックスの比表面積の最大値を規定して、溶接金属中への水素量を低減する手法も提案されている（特許文献４参照）。一方、高温焼成型フラックスについては、例えば、塩基性酸化物、アルカリ金属フッ化物及び酸性酸化物などの種類とその含有量を特定することにより、拡散水素量を低減する技術が提案されている（特許文献５参照）。
特開昭４９－７０８３９号公報 特開昭５３－９５１４４号公報 特開昭５１－８７４４４号公報 特開平９－９９３９２号公報 特開昭６２－６８６９５号公報
　しかしながら、前述した焼成型フラックスにおける吸湿特性の改善技術及び拡散水素量の低減技術には、以下に示す問題点がある。先ず、特許文献１～３に記載されている炭酸塩を添加した低温焼成型フラックスは、直流式の溶接電源を用いると、フラックス消費量が増大し、交流式の溶接電源を用いた場合よりも一層炭酸塩の分解が促進され、溶接中にＣＯガス又はＣＯ２ ガスが大量に発生することがある。したがって、ＣＯガス又はＣＯ２ ガスの発生による、ビード表面の粗さ、ポックマークの発生、ビード外観及びビード形状に関して改善の余地がある。
　特許文献４に記載の技術では、水和性を示す指標であるＡ値において、ＭｎＯを水和性の成分として捉えているが、ＭｎＯは、他のフラックス成分との併用により非水和性の成分にもなり得る。また、特許文献４に記載の技術では、比表面積の低下を図っているが、フラックスの比表面積は、溶接時のスラグのシールド性に大きく影響を与える。具体的には、フラックスの比表面積を低下させると、スラグのシールド性が損なわれて溶接金属中の窒素量が上昇し、溶接金属の靱性が劣化する。
　一方、高温焼成型フラックスに関する特許文献５に記載の技術は、交流式の溶接電源への対応を主目的としてフラックス成分が設計されており、直流式の溶接電源使用時に最も懸念される溶接作業性の劣化については考慮されていない。即ち、特許文献５に記載のフラックスは、溶接電源に直流式を用いると、交流式を用いた場合と同等の効果は得られない。
　そこで、本発明は、溶接電源が交流式及び直流式のいずれであっても、溶接作業性が良好であり、また、フラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量を低減することが可能な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、ＭｇＯ：２５～３５質量％、ＦのＣａＦ２ 換算値：１５～３５質量％、Ａｌ２ Ｏ３ ：１０～２５質量％、ＳｉＯ２ ：１０～２０質量％、ＮａのＮａ２ Ｏ換算値、ＫのＫ２ Ｏ換算値及びＬｉのＬｉ２ 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％、ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～５質量％、ＴｉＯ２ ：１～５質量％、ＣａＯ：６質量％以下（０質量％を含む）、ＭｎのＭｎＯ換算値：２．０質量％未満（０質量％を含む）、水溶性ＳｉＯ２ ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、水溶性Ｎａ２ Ｏ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、水溶性Ｋ２ Ｏ：０．８質量％以下（０質量％を含む）を含有し、Ｃ含有量が０．２質量％以下（０質量％を含む）であり、前記ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＦのＣａＦ２ 換算値での含有量を［ＣａＦ２ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすことを特徴とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　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し、かつ数式（Ｉ）を満たすことで、溶接電源が交流式及び直流式のいずれであっても、溶接作業性が良好となる。また、フラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量が低減する。
　なお、本願での溶接作業性とは、ビード外観及びビード形状の良否、スラグ剥離性、アーク安定性、溶接金属の耐欠陥性並びに溶接金属の耐衝撃性（靭性）をいう。
　このサブマージアーク溶接用フラックスは、更に、水溶性Ｌｉ２ Ｏ：０．３質量％以下（０質量％を含む）を含有することが好ましい。
　このような構成によれば、フラックスの吸湿特性が向上する。
　また、本発明のサブマージアーク溶接用フラックスは、例えば、８００℃以上で焼成されたものである。
　本発明によれば、各成分の含有量を特定すると共に、ＭｇＯ含有量と、Ａｌ２ Ｏ３ 、Ｆ及びＴｉＯ２ の総含有量との比を特定の範囲にしているため、溶接電源が交流式及び直流式のいずれであっても、溶接作業性が良好であり、また、フラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量を低減することが可能となる。
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。
　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。
　本発明者は、前述した課題を解決するために、鋭意実験検討を行った結果、以下に示す知見を得た。直流式の溶接電源を用いる場合、スラグ剥離性を良好に保つため、フラックスのＳｉＯ２ 量は極力低減すべきである。また、ＭｇＯについては、特許文献５に記載のフラックスと比較して添加量を多くしないと、スラグ剥離性を改善することはできない。
　そこで、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。）では、ＳｉＯ２ 含有量を１０～２０質量％、ＭｇＯ含有量を２５～３５質量％にすると共に、水溶性ＳｉＯ２ を１．０質量％以下としている。また、本実施形態のフラックスでは、ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、ＦのＣａＦ２ 換算値での含有量を［ＣａＦ２ ］、ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］、としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすように、各成分を調整している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　また、本実施形態のフラックスでは、ＦのＣａＦ２ 換算値での含有量、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量、ＮａのＮａ２ Ｏ換算値とＫのＫ２ Ｏ換算値とＬｉのＬｉ２ Ｏ換算値との合計の含有量、ＦｅのＦｅＯ換算値での含有量、ＴｉＯ２ 含有量、ＣａＯ含有量、ＭｎのＭｎＯ換算値での含有量、水溶性Ｎａ２ Ｏ含有量及び水溶性Ｋ２ Ｏ含有量を規定している。
　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。
［ＭｇＯ：２５～３５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２５質量％未満の場合、スラグ剥離性向上の効果が十分に得られず、また、３５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２５～３５質量％とする。
　ＭｇＯ含有量は、スラグ剥離性向上の観点から、２７質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは２９質量％以上である。また、欠陥発生の抑制の観点から、３３質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは３１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 Ｍ８２２２：１９９７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。
［ＦのＣａＦ２ 換算値：１５～３５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１５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３５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１５～３５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、２０質量％以上が好ましく、より好ましくは２３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、３３質量％以下が好ましく、より好ましくは３０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。
［Ａｌ２ Ｏ３ ：１０～２５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１０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２５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１０～２５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、１５質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは１７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２２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは２０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。
［ＳｉＯ２ ：１０～２０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１０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２０質量％を超えると、スラグの粘性が過剰となり、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１０～２０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、１３質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは１５質量％以上である。また、溶融スラグの粘性の適正化の観点から、ＳｉＯ２ 含有量は好ましくは１８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。
［ＮａのＮａ２ Ｏ換算値、ＫのＫ２ Ｏ換算値及びＬｉのＬｉ２ 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、ＫのＫ２ Ｏ換算値及びＬｉのＬｉ２ Ｏ換算値の合計：０．５～６．５質量％（Ｎａ、Ｋ及びＬｉのうち少なくとも一つ以上を含む））
　Ｎａ、Ｋ及びＬｉ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、Ｋ２ Ｏ及びＬｉ２ 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）、Ｋ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）及びＬｉ（Ｌｉ２ 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）、Ｋ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）及びＬｉ（Ｌｉ２ 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）、Ｋ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）及びＬｉ（Ｌｉ２ 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、Ｋ及びＬｉ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）、Ｋ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）及びＬｉ（Ｌｉ２ Ｏ換算値）は、アーク電圧の安定化の観点から、合計で１．５質量％以上であることが好ましく、より好ましくは２．０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）、Ｋ含有量（Ｋ２ Ｏ換算値）及びＬｉ（Ｌｉ２ Ｏ換算値）は、合計で５．５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは４．５質量％以下である。
　なお、ここでいうＮａ含有量、Ｋ含有量及びＬｉ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、全Ｋ量及び全Ｌｉ量を、それぞれＮａＯ、Ｋ２ Ｏ及びＬｉ２ 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、Ｋ成分及びＬｉ成分は、主にＮａ２ Ｏ、Ｋ２ Ｏ及びＬｉ２ Ｏであるが、その他にＮａＡｌＳｉ３ Ｏ８ 、ＫＡｌＳｉ３ Ｏ８ 又はＬｉＡｌＳｉ３ Ｏ８ などが含まれることがある。
　また、ここでのＮａ、Ｋ及びＬｉは、鉱石原料及び水ガラスに由来するものである。
［ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～５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０．５～５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、４質量％以下であることが好ましく、より好ましくは３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。
［ＴｉＯ２ ：１～５質量％］
　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。ただし、ＴｉＯ２ 含有量の上限値が５質量％を超えると、ビード形状が劣化する。また、ＴｉＯ２ 含有量が１質量％未満の場合は、スラグ剥離性及びビード形状が劣化する。また、靭性向上の効果が小さい。よってＴｉＯ２ 含有量は１～５質量％とする。
　ＴｉＯ２ 含有量はスラグ剥離性、ビード形状及び靭性の観点から、１．５質量％以上とすることが好ましく、より好ましく２．０質量％以上である。また、ＴｉＯ２ 含有量は、ビード形状の観点から、４．０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは３．０質量％以下である。
　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。
［ＣａＯの換算値：６質量％以下（０質量％を含む）］
　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。しかしながら、ＣａＯ含有量が６質量％を超えると、溶融スラグの流動性が過大となり、ビードの外観及び形状が劣化する。よって、ＣａＯ含有量は６質量％以下（０質量％を含む）に規制する。ＣａＯ含有量は、溶融スラグ流動性の観点から、４質量％以下であることが好ましく、より好ましくは２質量％以下である。また、溶接金属の清浄度向上の観点から、好ましくは０．５質量％以上である。
　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。
［ＭｎのＭｎＯ換算値：２．０質量％未満（０質量％を含む）］
　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る。しかしながら、本発明者が本発明の範囲内で種々の実験検討を行った結果、Ｍｎの添加量が増加するに従い、溶接金属中の酸素量が増加する傾向が確認された。溶接金属中の酸素量増加は靭性を劣化させる原因の１つであるため、Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）が２．０質量％以上になると、溶接金属の靭性が劣化する。そこで、本実施形態のフラックスにおいては、Ｍｎを規制成分とし、その含有量を、ＭｎＯ換算値で、２．０質量％以下（０質量％を含む）に規制する。Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）は、溶接金属の靭性向上の観点から、１．８質量％以下であることが好ましく、より好ましくは１．５質量％以下である。
　なお、本実施形態のフラックスに含有されるＭｎは、不可避的不純物として原料から混入されるものである。そして、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。
[水溶性ＳｉＯ２ ：１．０質量％以下（０質量％を含む）]
　水溶性ＳｉＯ２ は、フラックスの耐吸湿性の劣化防止と溶接金属の拡散性水素量の増加を抑制するため、焼結作業を実施した後で１．０質量％以下（０質量％を含む）になるように規制する。水溶性ＳｉＯ２ の含有量が１．０質量％を超えると、フラックスの耐吸湿性が劣化すると共に、溶接金属の拡散水素量が増加する。よって、水溶性ＳｉＯ２ 含有量は１．０質量％以下とする。
　水溶性ＳｉＯ２ 含有量は、溶接作業性の観点から、０．０１質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１質量％以上である。また、耐吸湿性向上及び拡散水素量低減の観点から、０．８質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．６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、結合剤が難吸湿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８００℃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、水ガラスの成分及び含有量と、焼成温度と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。
[水溶性Ｎａ２ Ｏ：１．０質量％以下（０質量％を含む）]
　水溶性Ｎａ２ Ｏは、フラックスの耐吸湿性の劣化防止と溶接金属の拡散性水素量の増加を抑制するため、焼結作業を実施した後で１．０質量％以下（０質量％を含む）になるように規制する。水溶性Ｎａ２ Ｏの含有量が１．０質量％を超えると、フラックスの耐吸湿性が劣化すると共に、溶接金属の拡散水素量が増加する。よって、水溶性Ｎａ２ Ｏ含有量は１．０質量％以下とする。
　水溶性Ｎａ２ Ｏ含有量は、溶接作業性の観点から、０．０１質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１質量％以上である。また、耐吸湿性向上及び拡散水素量低減の観点から、０．８質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．５質量％以下である。
　この水溶性Ｎａ２ Ｏ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、結合剤が難吸湿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８００℃以上とすることが、特に好ましい。水溶性Ｎａ２ Ｏの含有量は、主に、水ガラスの成分及び含有量と、焼成温度とを調整することで制御することができる。
　なお、フラックス中の水溶性Ｎａ２ Ｏ量は、前述した水溶性ＳｉＯ２ 量の測定と同様に、吸光光度法にて定量することができる。
　なお、ここでいう水溶性Ｎａ２ Ｏは、前述した方法で分析して得たフラックスの全Ｎａ量を、Ｎａ２ Ｏで換算した値であり、前述した全Ｎａ２ Ｏとは区別して、その含有量を特定している。
[水溶性Ｋ２ Ｏ：０．８質量％以下（０質量％を含む）]
　本発明者は、水ガラスへの水溶性Ｋ２ Ｏの適正量添加は、水ガラスの難吸湿化温度を低下させる効果を有することを見出した。すなわち、水溶性Ｋ２ Ｏが適正量添加された水ガラスを用い、８００℃以上で焼結作業を実施したフラックスにおいて、水溶性Ｋ２ Ｏの量が０．８質量％以下（０質量％を含む）の管理範囲を満足する場合には、従来と比べてフラックスの耐吸湿性が大きく向上した。
　水溶性Ｋ２ Ｏは、フラックスの耐吸湿性の劣化防止と溶接金属の拡散性水素量の増加を抑制するため、焼結作業を実施した後で０．８質量％以下になるように規制する。水溶性Ｋ２ Ｏの含有量が０．８質量％を超えると、フラックスの耐吸湿性が劣化すると共に、溶接金属の拡散水素量が増加する。よって、水溶性Ｋ２ Ｏ含有量は０．８質量％以下とする。
　水溶性Ｋ２ Ｏ含有量は、溶接作業性の観点から、０．０１質量％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１質量％以上である。また、耐吸湿性向上及び拡散水素量低減の観点から、０．６質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．４質量％以下である。
　この水溶性Ｋ２ Ｏ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、結合剤が難吸湿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８００℃以上とすることが、特に好ましい。水溶性Ｋ２ Ｏの含有量は、主に、水ガラスの成分及び含有量と、焼成温度とを調整することで制御することができる。
　なお、フラックス中の水溶性Ｋ２ Ｏ量は、前述した水溶性ＳｉＯ２ 量の測定と同様に、吸光光度法にて定量することができる。
　なお、ここでいう水溶性Ｋ２ Ｏは、前述した方法で分析して得たフラックスの全Ｋ量を、Ｋ２ Ｏで換算した値であり、前述した全Ｋ２ Ｏとは区別して、その含有量を特定している。
　本実施形態のフラックスは、前述した成分に加えて、水溶性Ｌｉ２ Ｏを含有していてもよい。
［水溶性Ｌｉ２ Ｏ：０．３質量％以下（０質量％を含む）］
　水溶性Ｌｉ２ Ｏは、添加量に応じて吸湿特性を更に向上させる効果がある。ただし、焼結作業を実施した後で水溶性Ｌｉ２ Ｏ含有量が０．３質量％を超えると、アーク安定性が劣化し、ビード外観及びビード形状が劣化する。よって、水溶性Ｌｉ２ Ｏを添加する場合は、０．３質量％以下（０質量％を含む）とする。水溶性Ｌｉ２ Ｏ含有量は、アーク安定性の向上並びにビード外観及びビード形状の向上の観点から、０．２質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下である。また、吸湿特性の観点から、より好ましくは０．０５質量％以上である。
　この水溶性Ｌｉ２ Ｏ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、結合剤が難吸湿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８００℃以上とすることが、特に好ましい。水溶性Ｌｉ２ Ｏの含有量は、主に、水ガラスの成分及び含有量と、焼成温度とを調整することで制御することができる。
　なお、フラックス中の水溶性Ｌｉ２ Ｏ量は、前述した水溶性ＳｉＯ２ 量の測定と同様に、吸光光度法にて定量することができる。
　なお、ここでいう水溶性Ｌｉ２ Ｏは、前述した方法で分析して得たフラックスの全Ｌｉ量を、Ｌｉ２ Ｏで換算した値であり、前述した全Ｌｉ２ Ｏとは区別して、その含有量を特定している。
［［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］）：０．５０～１．１０］
　ＭｇＯ、Ａｌ２ Ｏ３ 、Ｆ及びＴｉＯ２ 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、ＭｇＯ含有量（質量％）と、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量（質量％）、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）（質量％）及びＴｉＯ２ 含有量（質量％）の合計量との比（＝［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］））も規定する。
　本発明者は、ＭｇＯを添加したフラックスの吸湿特性及び溶接作業性について種々実験研究した結果、ＭｇＯ含有量と、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量、Ｆ含有量（ＣａＦ２ 換算値）及びＴｉＯ２ 含有量の合計量との比（＝［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］））が、吸湿特性及び溶接作業性について大きな影響を及ぼすことを見出した。例えば、直流式の溶接電源を用いる場合は、交流式の溶接電源を用いる場合と比べて、フラックス消費量が増加する。このため、溶接金属中のＳｉが増加して、スラグ剥離性の劣化が顕著となるが、スラグ剥離性については、ＭｇＯの添加により改善することができる。
　しかしながら、ＭｇＯは、水和性に富んでいるため、フラックス中に添加すると、吸湿特性が劣化し、溶接金属中の拡散性水素量が増加する。一方、Ａｌ２ Ｏ３ 、Ｆ及びＴｉＯ２ は、非水和性の成分であり、添加による吸湿特性の向上効果は著しい。中でも、Ｆは、Ａｌ２ Ｏ３ 又はＴｉＯ２ と併用することにより、従来の知見とは異なり、フラックスの吸湿特性の向上をさせて、拡散性水素量の低減に寄与する効果を有していることがわかった。
　ただし、［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］）が０．５０未満の場合、直流式の溶接電源にて溶接した場合に、スラグ剥離性が著しく劣化する。一方、［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］）が１．１０を超えると、吸湿特性が劣化し、溶接金属中の拡散性水素量が増加する。よって、［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］）が０．５０～１．１０となるように、各成分の添加量を調整する。これにより、吸湿特性の劣化を抑制することができる。
　［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３ ］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］）は、スラグ剥離性向上の観点から、０．５５以上とすることが好ましく、より好ましくは０．６０以上である。また、耐吸湿性向上及び拡散水素量低減の観点から、１．０以下であることが好ましく、より好ましくは０．９以下である。
［Ｃ：０．２質量％以下（０質量％を含む）］
　Ｃは、フラックスの各原料に不純物として含まれる炭酸塩などに由来し、不可避的に導入される。一方、前述したように直流式の溶接電源を用いた場合、フラックスの消費量が増大し、交流式の溶接電源を用いた場合に比べて、炭酸塩の分解が一層促進される。このため、Ｃ含有量が微量であっても、溶接中にＣＯ又はＣＯ２ ガスが大量に発生し、耐ポックマーク性の劣化並びにビードの外観及び形状の劣化を招くこととなる。よって、溶接作業性の劣化を防止するため、フラックス中のＣ量は、０．２質量％以下（０質量％を含む）に低減することが好ましい。
　Ｃ含有量は、特に耐ポックマーク性向上の観点から、０．１質量％以下に規制することが好ましく、より好ましくは０．０５質量％以下である。なお、耐ポックマーク性を良好に維持するためには、Ｃ含有量はできるだけ少ない方が好ましいが、０質量％とすることは困難なため、０．０１質量％を下限とすればよい。また、ここでいうＣ含有量は、ＪＩＳ Ｚ ２６１５：２００９に規定される方法で分析して得た値である。
［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、Ｚｒ、Ｂａ、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、Ｚｒ及びＢａ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、Ｚｒ、Ｂａ、Ｐ及びＳは、合計で０．１質量％以下であることが好ましい。
［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難吸湿化する観点から、８００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８３０℃以上である。また、好ましくは８５０℃以下である。なお、６００～１２００℃で焼成されたものが高温焼成型フラックスである。
　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すると共に、ＭｇＯ含有量と、Ａｌ２ Ｏ３ 、Ｆ及びＴｉＯ２ の総含有量との比が特定の範囲になるように、これらの成分の量を調整している。そのため、溶接電源が交流式及び直流式のいずれであっても、溶接作業性が良好であり、また、フラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量を低減することが可能となる。
　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に示す開先形状で、下記表３に示す溶接条件（Ａ又はＢ）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、粒子径が２．５ｍｍ以下のフラックスを得た。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は数値に下線を引いて示す。
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「Ｍ」は［ＭｇＯ］／（［Ａｌ２ Ｏ３］＋［ＣａＦ２ ］＋［ＴｉＯ２ ］）の値である。
　実施例及び比較例の各フラックスの評価は、溶接金属中の拡散水素量、フラックスの吸湿量、衝撃試験、ビード外観、ビード形状、スラグ剥離性、アーク安定性及び溶接欠陥（内在・外在）について行った。
＜拡散水素量＞
　溶接金属中の拡散水素量は、原則、ＪＩＳ Ｚ ３１１８：２００７に規定される方法に基づいて測定した。ただし、溶接条件は，表３の溶接条件Ａを採用した。本実施例では、拡散水素量が３．５ｍｌ／１００ｇ以下であったものを合格とした。
＜吸湿量＞
　吸湿量は、２時間の強制吸湿後の吸湿量により評価した。具体的には、５００～８５０μｍの粒子径を有するフラックスの再乾燥を２５０℃×１ｈｒ行った後、３０℃かつ相対湿度８０％の条件にて、２時間の強制吸湿をさせた際にフラックスが有する水分量をＫＦ（カールフィッシャー）法を用いて測定した。２時間の吸湿後のＫＦ水分量が５００ｐｐｍ以下で耐吸湿性が良好とした。
＜衝撃試験＞
　衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に規定される方法に基づいて実施し、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの値により評価した。そして、本実施例では、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上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。
＜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。
＜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。
＜溶接欠陥＞
　溶接欠陥（内在）は、主に気孔欠陥、スラグ巻き込み及び融合不良などの溶接金属内部で発生する溶接欠陥に関する評価であり、これらの溶接欠陥の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、溶接欠陥（内在）の検出には、ＪＩＳ Ｚ ３１０４：１９９５に準拠して撮影したＸ線透過写真を使用した。溶接欠陥（内在）の評価における単位溶接長（１ｍ）あたりの発生比率とは、ＪＩＳ Ｚ ３１０４：１９９５に準拠して個々の欠陥（きず）の寸法（長さ）を測定して、欠陥（きず）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。
　一方、溶接欠陥（外在）は、主にアンダーカット及びポックマークなどの溶接金属表面で発生する溶接欠陥に関する評価であり、これらの溶接欠陥の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、溶接欠陥（外在）の検出は、目視により行った。溶接欠陥（外在）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、溶接欠陥（外在）の総長さを算出した後、溶接欠陥（内在）と同じ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。なお、表６及び７において、溶接金属中の拡散水素量、フラックスの吸湿量、及び、衝撃試験でのシャルピー吸収エネルギーの値が評価基準を満たさないものは数値に下線を引いて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表６に示す実施例Ｎｏ．１～３５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、ビード外観、ビード形状、スラグ剥離性及びアーク安定性に優れ、かつ溶接欠陥（内在・外在）の発生も見られなかった。また、フラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量が低かった。また、シャルピー吸収エネルギーの値が低かった。
　表７に示す比較例Ｎｏ．１のフラックスは、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量が２５質量％を超えているため、ビード形状が劣っていた。比較例Ｎｏ．２のフラックスは、Ａｌ２ Ｏ３ 含有量が１０質量％未満であるため、ビード形状が劣っていた。比較例Ｎｏ．３のフラックスは、ＳｉＯ２ 含有量が２０質量％を超えているため、スラグ剥離性が劣っていた。比較例Ｎｏ．４のフラックスは、ＳｉＯ２ 含有量が１０質量％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．５のフラックスは、ＭｇＯ含有量が３５質量％を超えているため、ビード形状が劣り、更に、溶接金属の内部及び表面において溶接欠陥が発生した。比較例Ｎｏ．６のフラックスは、ＭｇＯ含有量が２５質量％未満であるため、焼き付きが発生し、スラグ剥離性が劣っていた。比較例Ｎｏ．７のフラックスは、Ｆ含有量が３５質量％を超えているため、ビード形状が劣っていた。比較例８のフラックスは、Ｆ含有量が１５質量％未満であるため、アンダーカット及びポックマークなどの溶接欠陥が発生した。
　比較例Ｎｏ．９のフラックスは、Ｍｎ含有量（ＭｎＯ換算値）が２．０質量％以上であるため、シャルピー吸収エネルギーの値が低く、靭性が劣っていた。比較例Ｎｏ．１０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Ｌｉ（Ｌｉ２ Ｏ換算値）との合計量が０．５質量％未満であるため、アーク安定性が著しく低下し、併せてビード外観及びビード形状も劣化した。その結果、溶接が困難であった。比較例Ｎｏ．１１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Ｌｉ（Ｌｉ２ Ｏ換算値）との合計量が６．５質量％を超えているため、アーク安定性が著しく劣化し、ビード外観及びビード形状が劣っていた。また、フラックスの吸湿量が増加した。
　比較例Ｎｏ．１２のフラックスは、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）が０．５質量％未満であるため、溶接金属表面にアンダーカット及びポックマークなどの溶接欠陥が発生した。比較例Ｎｏ．１３のフラックスは、Ｆｅ含有量（ＦｅＯ換算値）が５質量％を超えているため、ビード外観及びビード形状が劣り、更に、スラグ剥離性も劣っていた。比較例Ｎｏ．１４のフラックスは、ＴｉＯ２ 含有量が１質量％未満のため、ビード形状及びスラグ剥離性が劣っていた。また、シャルピー吸収エネルギーの値が低く、靭性が劣っていた。比較例Ｎｏ．１５のフラックスは、５質量％を超えてＴｉＯ２ を含有しているため、ビード形状が劣っていた。
　比較例Ｎｏ．１６のフラックスは、水溶性ＳｉＯ２ 含有量が、１．０質量％を超えているため、溶接金属中の拡散水素量、及び、フラックスの吸湿量が増加した。比較例Ｎｏ．１７のフラックスは、水溶性ＳｉＯ２ 含有量及び水溶性Ｎａ２ Ｏの含有量が１．０質量％を超えているため、溶接金属中の拡散水素量、及び、フラックスの吸湿量が増加した。比較例Ｎｏ．１８のフラックスは、水溶性ＳｉＯ２ 含有量が１．０質量％を超えているため、また、水溶性Ｋ２ Ｏ含有量が０．８質量％を超えているため、溶接金属中の拡散水素量、及び、フラックスの吸湿量が増加した。
　比較例Ｎｏ．１９のフラックスは、Ｍが０．５０未満であるため、スラグ剥離性が劣っていた。比較例Ｎｏ．２０のフラックスは、Ｍが１．１０を超えているため、溶接金属中の拡散水素量、及び、フラックスの吸湿量が増加した。比較例Ｎｏ．２１のフラックスは、ＣａＯ含有量が６質量％を超えているため、ビードの外観及び形状が劣っていた。比較例Ｎｏ．２２のフラックスは、Ｃ含有量が０．２質量％を超えているため、溶接金属表面にポックマークが発生し、また、ビード外観及びビード形状が劣化した。
　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、溶接が交流式及び直流式のいずれの場合でも、溶接作業性を良好にし、かつフラックスの吸湿量及び溶接金属中の拡散性水素量を低減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：
　ＭｇＯ：２５～３５質量％、
　ＦのＣａＦ２ 換算値：１５～３５質量％、
　Ａｌ２ Ｏ３ ：１０～２５質量％、
　ＳｉＯ２ ：１０～２０質量％、
　ＮａのＮａ２ Ｏ換算値、ＫのＫ２ Ｏ換算値及びＬｉのＬｉ２ 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％、
　ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～５質量％、
　ＴｉＯ２ ：１～５質量％、
　ＣａＯ：６質量％以下、
　ＭｎのＭｎＯ換算値：２．０質量％未満、
　水溶性ＳｉＯ２ ：１．０質量％以下、
　水溶性Ｎａ２ Ｏ：１．０質量％以下、
　水溶性Ｋ２ Ｏ：０．８質量％以下を含有し、
　前記ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＦのＣａＦ２ 換算値での含有量を［ＣａＦ２ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすことを特徴とするサブマージアーク溶接用フラックス。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000011
 態様２：
　更に、水溶性Ｌｉ２ Ｏ：０．３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：
　Ｃ含有量が０．２質量％以下であ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：
　８００℃以上で焼成されたものであることを特徴とする態様１～３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２０１５－０１８８０４号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１５－０１８８０４号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　ＭｇＯ：２５～３５質量％、
    　ＦのＣａＦ２ 換算値：１５～３５質量％、
    　Ａｌ２ Ｏ３ ：１０～２５質量％、
    　ＳｉＯ２ ：１０～２０質量％、
    　ＮａのＮａ２ Ｏ換算値、ＫのＫ２ Ｏ換算値及びＬｉのＬｉ２ 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％、
    　ＦｅのＦｅＯ換算値：０．５～５質量％、
    　ＴｉＯ２ ：１～５質量％、
    　ＣａＯ：６質量％以下（０質量％を含む）、
    　ＭｎのＭｎＯ換算値：２．０質量％未満（０質量％を含む）、
    　水溶性ＳｉＯ２ ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、
    　水溶性Ｎａ２ Ｏ：１．０質量％以下（０質量％を含む）、
    　水溶性Ｋ２ Ｏ：０．８質量％以下（０質量％を含む）を含有し、
    　Ｃ含有量が０．２質量％以下（０質量％を含む）であり、
    　前記ＭｇＯ含有量を［ＭｇＯ］、前記Ａｌ２ Ｏ３ 含有量を［Ａｌ２ Ｏ３ ］、前記ＦのＣａＦ２ 換算値での含有量を［ＣａＦ２ ］、前記ＴｉＯ２ 含有量を［ＴｉＯ２ ］としたとき、下記数式（Ｉ）を満たすことを特徴とするサブマージアーク溶接用フラックス。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  2. 　更に、水溶性Ｌｉ２ Ｏ：０．３質量％以下（０質量％を含む）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. 　８００℃以上で焼成されたものであることを特徴とする請求項１または２に記載のサブマージアーク溶接用フラックス。
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