JP2014024098A - サブマージアーク溶接に用いる溶融型フラックス、およびそれを用いた溶接方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ビード形状及びスラグ剥離性が良好な溶融型フラックスを提供する。
【解決手段】サブマージアーク溶接で用いる溶融型フラックスであって、SiＯ₂：15〜27質量％、MnＯ：３〜15質量％、TiＯ₂：２〜７質量％、CaＯ：10〜25質量％、CaＦ₂：15〜35質量％、Al₂Ｏ₃：10〜25質量％、MgＯ：２〜10質量％、Ｂ₂Ｏ₃：0.6質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物からなるとともに、そのSiＯ₂、MnＯ、TiＯ₂、CaＯ、CaＦ₂、Al₂Ｏ₃、MgＯの含有量（質量％）をそれぞれ［％SiＯ₂］、［％MnＯ］、［％TiＯ₂］、［％CaＯ］、［％CaＦ₂］、［％Al₂Ｏ₃］、［％MgＯ］として、ＢＩ＝〔0.5［％MnＯ］＋［％CaＯ］＋［％MgＯ］＋［％CaＦ₂］〕÷〔［％SiＯ₂］＋0.5（［％TiＯ₂］＋［％Al₂Ｏ₃］）〕が1.3≦ＢＩ≦2.5を満足する溶融型フラックス。
【選択図】なし

Description

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

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

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

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

この問題を解決するために、高塩基度の溶融型フラックスが種々提案されている（たとえば特許文献１〜４）。特許文献１〜４に開示された溶融型フラックスは、いずれも成分を規定し、さらに粒度等を規定することによって、溶接金属の靭性向上を達成するとともに、溶接作業を改善するものである。
また、ラインパイプの高強度化のニーズが高まっていることから、厚肉高強度のＵＯＥ鋼管の需要が増加しているが、高張力鋼の溶接によって形成される溶接金属は、溶接後に水素起因の割れ感受性が高まるので、溶接金属の低水素化を図る必要がある。そのため、高張力鋼のサブマージアーク溶接では、溶接金属の低水素化のみならず、上記したように低酸素化を達成できる溶融型フラックスを使用する必要がある。

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

特開昭62−24894号公報 特開昭60−187495号公報 特開昭64−53799号公報 特公平4−51279号公報

耐サワー環境で使用されるラインパイプは、溶接部の硬化性を下げる（すなわち靭性を高める）ために溶接金属中の合金元素量を低く抑える必要があり、かつ酸素量も低減する必要がある。また、ビードの形状、スラグの剥離性、溶接施工の作業性は、溶接金属中の酸素量を低減しながら、改善する必要がある。
一方で、高強度ラインパイプは、溶接金属の低温割れ（すなわち水素起因の割れ）感受性を抑えるために、溶接金属中の水素量を低減する必要がある。

ところが、溶接金属中の酸素量の低減と水素量の低減とを併せて可能にする溶融型フラックスは、未だ開発されていない。
そこで本発明は、ラインパイプ等の高い靭性が要求される溶接金属を形成するためのサブマージアーク溶接にて、溶接金属の低酸素化と低水素化とを達成でき、しかもビードの形状およびスラグの剥離性も良好な溶融型フラックスを提供することを目的とする。

発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行なった結果、溶接金属の低酸素化のためには、溶融型フラックスの塩基度を所定の値に規定する必要があり、溶接金属の低水素化のためには、Cuspidineの晶出を抑える溶融型フラックスを使用する必要があることを見出した。
つまり溶接金属の低水素化を図るためには、Cuspidineが初晶でスラグ中に大量に晶出するのを防ぐとともに、初晶スピネルの晶出も低減する必要がある。その理由は、スピネルが初晶でスラグ中に多量に晶出すると、初晶スピネルの周囲にCuspidineが引き続き晶出するからである。したがって、スピネルの晶出量に影響を及ぼすAl₂Ｏ₃とMgＯの量を制限した溶融型フラックスを使用する必要がある。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものである。
なお本発明では、溶接金属の酸素量、溶接施工の作業性、ビードの形状のバランスをとる上で、塩基度として下記の(1)式で算出されるＢＩ値を用いる。
すなわち本発明は、サブマージアーク溶接で用いる溶融型フラックスであって、SiＯ₂：15〜27質量％、MnＯ：３〜15質量％、TiＯ₂：２〜７質量％、CaＯ：10〜25質量％、CaＦ₂：15〜35質量％、Al₂Ｏ₃：10〜25質量％、MgＯ：２〜10質量％、Ｂ₂Ｏ₃：0.6質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物からなるとともに、そのSiＯ₂、MnＯ、TiＯ₂、CaＯ、CaＦ₂、Al₂Ｏ₃、MgＯの含有量（質量％）をそれぞれ［％SiＯ₂］、［％MnＯ］、［％TiＯ₂］、［％CaＯ］、［％CaＦ₂］、［％Al₂Ｏ₃］、［％MgＯ］として、下記の(1)式で算出されるＢＩ値が1.3≦ＢＩ≦2.5を満足する溶融型フラックスである。
ＢＩ＝〔0.5［％MnＯ］＋［％CaＯ］＋［％MgＯ］＋［％CaＦ₂］〕÷
〔［％SiＯ₂］＋0.5（［％TiＯ₂］＋［％Al₂Ｏ₃］）〕 ・・・(1)
本発明の溶融型フラックスは、［％Al₂Ｏ₃］と［％MgＯ］が、（［％Al₂Ｏ₃］＋［％MgＯ］）≦30を満足することが好ましい。

また本発明は、上記した溶融型フラックスを用いて、溶接入熱２〜10kJ／mmでサブマージアーク溶接を行ない、スラグ内の初晶スピネルの晶出量を面積分率で10％以下とするサブマージアーク溶接方法である。

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

まず、本発明の溶融型フラックスの成分について説明する。
(a)SiＯ₂
SiＯ₂は、スラグをガラス化させるとともに、ビードの外観および溶接金属の靭性に多大な影響を及ぼす重要な成分である。溶融型フラックスのSiＯ₂の含有量が15質量％未満では、十分な幅のビードが形成されず、ビードの形状が劣る。一方、27質量％を超えると、良好な形状のビードが形成されるが、溶接金属の酸素量が増加して靭性の劣化を招く。したがって、溶融型フラックスのSiＯ₂の含有量は15〜27質量％の範囲内とした。

(b)MnＯ
MnＯは、スラグの流動性を向上させ、ビードの形状を滑らかにする成分である。溶融型フラックスのMnＯの含有量が３質量％未満では、その効果が得られない。一方、15質量％を超えると、溶接金属の酸素量が増加して靭性の劣化を招く。したがって、溶融型フラックスのMnＯの含有量は３〜15質量％の範囲内とした。

(c)TiＯ₂
TiＯ₂は、スラグの剥離性に影響を及ぼす成分である。溶融型フラックスのTiＯ₂の含有量が２質量％未満では、スラグの剥離性が改善されず、ビードに焼付きやすくなる。一方、７質量％を超えると、良好な形状のビードが得られない。したがって、溶融型フラックスのTiＯ₂の含有量は２〜７質量％の範囲内とした。

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

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

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

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

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

次に、上記した成分の相互作用について説明する。なお、溶融型フラックスのSiＯ₂，MnＯ，TiＯ₂，CaＯ，CaＦ₂，Al₂Ｏ₃，MgＯの含有量（質量％）を、それぞれ［％SiＯ₂］、［％MnＯ］、［％TiＯ₂］、［％CaＯ］、［％CaＦ₂］、［％Al₂Ｏ₃］、［％MgＯ］と記す。
(i)［％Al₂Ｏ₃］＋［％MgＯ］
溶融型フラックスのAl₂Ｏ₃とMgＯの合計の含有量が増大すると初晶スピネルが晶出しやすくなり、［％Al₂Ｏ₃］＋［％MgＯ］が30を超えると、初晶スピネルの周囲にCuspidineが晶出する。その結果、溶接金属の水素量の増大を招く。したがって、［％Al₂Ｏ₃］＋［％MgＯ］≦30とする。

(j)塩基度（ＢＩ値）
本発明では、溶接金属の酸素量、溶接施工の作業性、ビードの形状のバランスを精度良く評価するために、塩基度として下記の(1)式で算出されるＢＩ値を用いる。ＢＩ値が1.3未満では、溶接金属の酸素量が高くなり、溶接金属の機械的性質、とりわけ低温靭性が劣化する。一方、2.5を超えると、ビードの形状が悪くなり、かつスラグの剥離性も極端に悪くなる。したがって、1.3≦ＢＩ≦2.5とする。
ＢＩ＝〔0.5［％MnＯ］＋［％CaＯ］＋［％MgＯ］＋［％CaＦ₂］〕÷
〔［％SiＯ₂］＋0.5（［％TiＯ₂］＋［％Al₂Ｏ₃］）〕 ・・・(1)
本発明の溶融型フラックスの成分は、上記の(a)〜(h)で説明した通りであるが、LiＯ₂、Na₂Ｏ、Ｋ₂Ｏ、BaＯ、ZrＯ₂の１種または２種以上を合計２質量％以下の範囲で含有しても良い。これらの成分のうち、LiＯ₂、Na₂Ｏ、Ｋ₂Ｏはアーク安定化の効果を有する成分、BaＯ、ZrＯ₂はスラグ粘度を増加する作用を有する成分であり、上記の(i)(j)で説明した成分の相互作用には影響しない。

また溶融型フラックスの粒度は、特に限定しないが、搬送に伴う凝集や飛散を防止する、あるいは溶接施工の際に溶融しやすくかつ溶融メタルとの冶金反応を促進する観点から、36〜200meshの粒子が60％以上である粒度分布が望ましい。
次に、上記した溶融型フラックスを用いてサブマージアーク溶接を行なう溶接方法について説明する。

電極の数は特に限定しない。通常のサブマージアーク溶接で用いる電極（たとえば４電極等）であれば、支障なく適用できる。
溶接入熱は、合計２〜10kJ／mmの範囲内とする。溶接入熱を２〜10kJ／mmとして溶接を行なうことによって、スラグにおけるCuspidineの晶出を抑え、ひいては初晶スピネルの晶出を低減することができる。

このようにして、上記した溶融型フラックスを用いて、上記した方法でサブマージアーク溶接を行なうことによって、スラグにおける初晶スピネルの晶出を低減し、初晶スピネルの面積分率を10％以下に抑えることができる。なお初晶スピネルの面積分率は、溶接進行方向に垂直な任意の断面に占めるスラグの面積に対する初晶スピネルの面積の比率である。

表１に示す成分の溶融型フラックスを用いて、サブマージアーク溶接を行ない、スラグの剥離性、ビードの表面形状、溶接金属中の酸素量、溶接金属の初晶スピネル面積分率を評価した。その手順を以下に説明する。

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

このようにしてサブマージアーク溶接を行なった後、スラグの剥離性を評価するために、溶接金属表面のスラグの除去処理を行ない、その際に容易に除去できたものを良好（○）、機械的な衝撃を繰り返し与えないと除去できなかったものを不良（×）とした。また、ビード表面を目視で観察して表面形状を評価し、ビード表面がざらついて光沢の少ないもの、あるいはビードの中央に凹部が認められるものを不良（×）、光沢があり、凹部が認められないものを良好（○）とした。溶接金属中の酸素量は、融解−赤外線吸収法によって測定した。スラグの初晶スピネル面積分率は、溶接方向に垂直なスラグ断面のＳＥＭ観察により評価した。それらの結果は表２に示す通りである。

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

表２から明らかなように、発明例の溶融型フラックスは、いずれの評価因子についても良好な結果が得られた。

Claims (3)

1. サブマージアーク溶接で用いる溶融型フラックスであって、SiＯ₂：15〜27質量％、MnＯ：３〜15質量％、TiＯ₂：２〜７質量％、CaＯ：10〜25質量％、CaＦ₂：15〜35質量％、Al₂Ｏ₃：10〜25質量％、MgＯ：２〜10質量％、Ｂ₂Ｏ₃：0.6質量％以下を含有し、残部が不可避的不純物からなるとともに、前記SiＯ₂、前記MnＯ、前記TiＯ₂、前記CaＯ、前記CaＦ₂、前記Al₂Ｏ₃、前記MgＯの含有量（質量％）をそれぞれ［％SiＯ₂］、［％MnＯ］、［％TiＯ₂］、［％CaＯ］、［％CaＦ₂］、［％Al₂Ｏ₃］、［％MgＯ］として、下記の(1)式で算出されるＢＩ値が1.3≦ＢＩ≦2.5を満足することを特徴とする溶融型フラックス。
   ＢＩ＝〔0.5［％MnＯ］＋［％CaＯ］＋［％MgＯ］＋［％CaＦ₂］〕÷
   〔［％SiＯ₂］＋0.5（［％TiＯ₂］＋［％Al₂Ｏ₃］）〕 ・・・(1)
2. 前記［％Al₂Ｏ₃］と前記［％MgＯ］が、（［％Al₂Ｏ₃］＋［％MgＯ］）≦30を満足することを特徴とする請求項１に記載の溶融型フラックス。
3. 請求項１または２に記載の溶融型フラックスを用いて、溶接入熱２〜10kJ／mmでサブマージアーク溶接を行ない、スラグ内の初晶スピネルの晶出量を面積分率で10％以下とすることを特徴とするサブマージアーク溶接方法。