(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
ＳｉＯ2：５〜２１％、
Ａｌ2Ｏ3：１５〜４４％、
ＭｇＯ：７〜３２％、
ＣａＯ：０．５〜１０％、
ＣａＦ2：５〜３５％、
ＴｉＯ2：５〜３３％、
Ｓｉ：０．２〜５．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
金属炭酸塩のＣＯ2分：０．５〜９．０％
を含有し、残部がＦｅＯ、アルカリ金属酸化物及び不可避不純物の合計で３．１５％以下からなり、
フラックスの粒度構成が質量％で、
粒径８５０μｍ超の粒子が２０〜５５％、
粒径１５０〜８５０μｍの粒子が４０〜７５％、
粒径１５０μｍ未満の粒子が６％以下で、
見掛密度が０．７０〜１．３０ｇ／ｃｍ3であるボンドフラックスと、
質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．４〜２．５％、
Ｃｕ：０．０３〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．２５％
を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるソリッドワイヤとを組合せて溶接することを特徴とする耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法。
【請求項２】
さらに、ボンドフラックスは、Ｂ2Ｏ3：０．０５〜３．０％含有することを特徴とする請求項１に記載の耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、濃厚硫酸及び濃厚塩酸環境下で優れた耐食性が得られる低合金鋼のサブマージアーク溶接方法に関し、特に厳しい環境下で適用される耐硫酸露点腐食低合金鋼のサブマージアーク溶接において優れた耐食性及び良好な溶接金属機械性能が得られ、さらに溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、溶接作業性が良好な耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、産業の発展に伴い鋼材の高靭性化及び安全性・経済性の観点から耐食性向上の検討が行われており、その中でも耐食性に優れた鋼材の適用比率が年々増加している。
【０００３】
例えば重油、石油などの化石燃料、液化天然ガスなどのガス燃料、都市ゴミなどの一般廃棄物、繊維屑、木工屑、プラスチック、廃油、廃タイヤ、医療廃棄物などの産業廃棄物及び下水汚泥などを燃焼させるボイラー等の排煙設備、さらに塩酸、硫酸などの単独または混合の酸洗液を収める鋼製めっき酸洗槽などに耐硫酸露点腐食低合金鋼が使用されている。特に石炭焚き火力やゴミ焼却施設などの煙道、煙突等の排煙設備では排ガス中の三酸化硫黄及び塩化水素に起因して硫酸露点腐食、塩酸露点腐食が生じるため、かかる耐硫酸露点腐食鋼に対するニーズが高まっている。
【０００４】
一般に、この耐硫酸露点腐食鋼を始めとした母材同士を溶接により溶着することにより施工される溶接構造物が腐食環境下で使用される場合、溶接金属は母材と同等以上の耐食性が必要とされる。これは溶接部と母材の間で耐食性に差異があると、耐食性の劣る方が選択的に腐食され、構造物の寿命が著しく短くなる。また、溶接部が選択的に腐食した場合、腐食孔に応力が集中し、構造物の破壊を招く恐れもあるため、溶接構造物が腐食環境下で使用される場合は、母材を耐硫酸露点腐食鋼で構成するだけでなくその溶接部を構成する溶接材料の耐食性も十分に考慮する必要がある。
【０００５】
従来、耐硫酸露点腐食鋼用の溶接材料は、耐食元素としてＣｕやＣｕ−Ｃｒ系の原料を含む材料が適用されている。しかし、これらの既存溶接材料を使用した場合、重油燃焼ボイラーのプラント排煙装置で生じる硫酸露点腐食環境下では十分に優れた耐食性を示すが、石炭焚きボイラーやゴミ焼却またはゴミのガス化溶融施設などでは、硫酸露点腐食と塩酸露点腐食が同時に生じるため、溶接部の耐食性が十分確保できないという問題点があった。
【０００６】
これらの点を考慮し、硫酸露点腐食と塩酸露点腐食が同時に生じる環境下においても十分な耐食性が確保できる溶接材料の開発が試みられている。
【０００７】
例えば、特開２００４−９００４４号公報（特許文献１）、特開２００４−９００４５号公報（特許文献２）、特開２００４−９００４２号公報（特許文献３）には、それぞれ溶接方法に応じて被覆アーク溶接棒、ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤに耐硫酸露点腐食と耐塩酸露点腐食が共に優れた溶接金属を得るため、Ｃｕ、Ｓｂ及びＮｉを複合添加した技術の開示がある。特許文献１〜３は、耐硫酸及び耐塩酸性を向上させるために有効なＣｕ及びＳｂを添加したものであるが、被覆アーク溶接棒やガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤの場合、ワイヤ中のＣｕ及びＳｂの一部が溶接金属中に移行する際、フラックスの溶融により生成したスラグと共に溶接金属及び溶接熱影響部の表面に残留することが確認された。そして、Ｃｕ及びＳｂはスラグ成分よりも融点が低いので、スラグが凝固した後もスラグ中に溶融状態のまま残留し、Ｃｕ及びＳｂの溶融金属が溶接金属及び溶接熱影響部、特に溶融線近傍の粗大化したオーステナイト粒界に浸入し、粒界脆化割れが生じる場合があった。この粒界脆化割れが発生すると、溶接部の靭性及び疲労強度等の機械的特性を低下させると共に、割れ発生部位が腐食の起点となるため、溶接継手に要求される母材と同等以上の耐食性及び機械的特性を得ることが困難となる。
【０００８】
また、上述した各種アーク溶接に加えて、サブマージアーク溶接方法においても同様に耐食性、即ち耐硫酸性及び耐塩酸性を向上させるための各種技術が提案されている。サブマージアーク溶接方法は、予め粒状のフラックスを溶接線に沿って散布しておき、その中に電極ワイヤを連続的に供給し、この電極ワイヤの先端と母材との間でアークを発生させて溶接を連続的に行う方法である。サブマージアーク溶接は、高能率で安定した溶接作業性及び機械性能が優れた溶接金属が得られることから、鉄骨、造管、橋梁、造船、車両など幅広い分野で適用されていることから、溶接施工における生産性の向上や耐食性の確保のため、更なる品質向上が求められている。
【０００９】
特開２００８−１２６２７９号公報（特許文献４）には、耐硫酸露点腐食と耐塩酸露点腐食の優れた溶接金属が得られるフラックス入りワイヤをサブマージアーク溶接用フラックスと組合せた技術の開示がある。当該開示技術において、フラックス入りワイヤの充填フラックス中に添加するＣｕは、Ｆｅ−Ｃｕ合金またはＦｅ−Ｃｕ−Ｓｉ合金の形態とし、ＳｂはＦｅ−Ｓｂ合金の形態として含有し、粒界脆化割れの発生を低減しているが、その開示されているフラックス化学組成では、脱酸剤及びガス発生剤が添加されていないので、ピットやブローホール等の溶接欠陥を発生させ健全な溶接金属を得ることができない。
【００１０】
また、特開２００４−９００５１号公報（特許文献５）には、耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接用ボンドフラックス及び溶接方法に関する技術の開示がある。これは耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた溶接金属を得るために、フラックスにＳｂを添加したものであるが、フラックスに添加するＳｂの添加量が少ないので偏析しやすく、また粒径の細かいＳｂ及びＳｂ化合物の原料を使用しているため、造粒後のフラックス粒子から剥がれやすく、また粉化しやすくなり、溶接金属にＳｂが偏析して粒界脆化割れが発生しやすいという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００４−９００４４号公報
【特許文献２】特開２００４−９００４５号公報
【特許文献３】特開２００４−９００４２号公報
【特許文献４】特開２００８−１２６２７９号公報
【特許文献５】特開２００４−９００５１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、濃厚硫酸及び濃厚塩酸環境下で優れた耐食性が得られる低合金鋼のサブマージアーク溶接方法において、優れた耐食性及び良好な溶接金属機械性能が得られ、さらに溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、溶接作業性が良好な耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、前記課題を解決するために、フラックスの化学組成、粒度構成、見掛密度及び組合せるソリッドワイヤの化学成分などについて詳細に検討を行った。その結果、フラックスの化学組成、粒度構成、見掛密度を限定し、さらに組合せるソリッドワイヤの化学成分を限定することにより、濃厚硫酸及び濃厚塩酸環境下で優れた耐食性及び良好な溶接金属機械性能が得られ、さらに溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成させ、溶接作業性が良好なサブマージアーク溶接方法を可能とすることを見出した。
【００１４】
すなわち、本発明の要旨は、質量％で、ＳｉＯ2：５〜２１％、Ａｌ2Ｏ3：１５〜４４％、ＭｇＯ：７〜３２％、ＣａＯ：０．５〜１０％、ＣａＦ2：５〜３５％、ＴｉＯ2：５〜３３％、Ｓｉ：０．２〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、金属炭酸塩のＣＯ2分：０．５〜９．０％を含有し、残部がＦｅＯ、アルカリ金属酸化物及び不可避不純物の合計で３．１５％以下からなり、フラックスの粒度構成が質量％で、粒径８５０μｍ超の粒子が２０〜５５％、粒径１５０〜８５０μｍの粒子が４０〜７５％、粒径１５０μｍ未満の粒子が６％以下で、見掛密度が０．７０〜１．３０ｇ／ｃｍ3であるボンドフラックスと、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｃｕ：０．０３〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０１〜０．２５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるソリッドワイヤとを組合せて溶接することを特徴とする。
【００１５】
また、ボンドフラックスにＢ2Ｏ3：０．０５〜３．０％含有することも特徴とする耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法にある。
【発明の効果】
【００１６】
本発明を適用した耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法によれば、濃厚硫酸及び濃厚塩酸環境下で優れた耐食性及び良好な溶接金属機械性能が得られ、さらに溶接欠陥の無い健全な溶接金属を形成し、溶接作業性が良好な耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の実施例で用いた多層盛溶接試験板の開先形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、溶接金属の耐硫酸性及び耐塩酸性向上に有効なＣｕ及びＳｂなどを含有する溶接材料を用いて溶接した場合に発生しやすい粒界脆化割れを防止し、かつ濃厚硫酸及び濃厚塩酸環境下で優れた耐食性が得られ、さらに良好な溶接金属機械性能、溶接欠陥の無い健全な溶接金属が得られ、溶接作業性が良好なサブマージアーク溶接を可能とするために、最適なフラックスの化学組成、粒度構成、見掛密度及び組合せるソリッドワイヤの化学成分などについて種々検討を行った。
【００１９】
耐硫酸露点腐食と耐塩酸露点腐食が共に優れた溶接金属を得るためには、Ｃｕ及びＳｂの添加が必須であり、フラックスまたは組合せるソリッドワイヤのいずれかに添加する必要がある。そこでまず、フラックスへの添加を検討した。フラックスは溶融フラックスとボンドフラックスの２種類で検討した。その結果、溶融フラックスへ添加した場合、フラックス中のＣｕ化合物及びＳｂ化合物の偏析は無く、耐硫酸露点腐食と耐塩酸露点腐食が共に優れた溶接金属を得ることができた。しかし、当該元素を溶融フラックスに添加した場合、合金剤及び金属炭酸塩を添加することができないため、溶接時の脱酸不足及びシールドガス不足により、ピット及びブローホールの溶接欠陥が多発した。一方、ボンドフラックスへＣｕ及びＳｂを添加した場合、Ｃｕ及びＳｂはフラックスへ微量添加であるので偏析しやすく、また造粒後のフラックス粒子から剥がれやすく粉化しやすいので、溶接金属にＣｕ及びＳｂが偏析して粒界脆化割れが生じた。
【００２０】
以上の結果から、フラックスへのＣｕ及びＳｂの添加は困難であるので、ソリッドワイヤへの添加を検討した。従来、Ｃｕ及びＳｂが添加されたガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、サブマージアーク溶接に適用した場合、大電流で溶接されるので、ワイヤに添加されたＳｂがアーク熱によって沸騰、ガス化しやすく、サブマージアーク溶接にＳｂが添加されたソリッドワイヤの適用は困難と考えられていた。
【００２１】
そこで、ソリッドワイヤに適正量のＳｂを添加し、フラックスの化学組成、粒度構成、見掛密度を適正化することで、安定してＳｂを溶接金属中に含有させることができるかを検討した。
【００２２】
まず、高電流による大入熱溶接に対応したボンドフラックスを適用することとし、フラックスの軟化溶融点及び溶融スラグの粘性、流動性、凝固速度等を調整するため、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＣａＦ2及びＴｉＯ2のスラグ組成を最適化した。安定してＳｂを溶接金属中に含有させるためには、Ｓｂがアーク熱によって沸騰してガス化しないようにすることが重要であり、フラックスの軟化溶融点を高くし、溶融スラグの凝固速度を速くすることによって、Ｓｂが安定して溶接金属中に含有する傾向が認められた。
【００２３】
しかし、ボンドフラックスのスラグ組成を最適化するだけでは、Ｓｂを完全に安定して溶接金属中に含有することができなかった。そこで完全に安定してＳｂを溶接金属中に含有させるために新たに見出したのが、フラックスの粒度構成と見掛密度の最適化である。これは粒径の大きめのフラックス粒子の分率を増量し、見掛密度を限定することで改善することができた。溶接時のアーク熱によってフラックスは溶融するが、粒径の大きめのフラックス粒子を増量してフラックスの溶融速度を遅くし、フラックスの溶融に熱量を集中させることによってアーク雰囲気中の熱量を低下させることが可能となり、安定してＳｂを溶接金属中に含有することができた。
【００２４】
以上のことから、ボンドフラックスの化学組成、粒度構成、見掛密度及び組合せるソリッドワイヤの化学成分を最適化することで、耐硫酸露点腐食と耐塩酸露点腐食が共に優れた溶接金属を得ることが可能となり、さらに溶接作業性を考慮したフラックスの化学組成、粒度構成、見掛密度としているため、良好な溶接作業性及びビード形状を得ることができ、さらにＳｉ及びＭｎ等の合金剤を添加することで良好な溶接金属機械性能を得ることができることを見出した。
【００２５】
本発明を適用した耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法では、ボンドフラックスと、ソリッドワイヤとを組合せて溶接する。
【００２６】
このボンドフラックスは、質量％で、ＳｉＯ2：５〜２１％、Ａｌ2Ｏ3：１５〜４４％、ＭｇＯ：７〜３２％、ＣａＯ：０．５〜１０％、ＣａＦ2：５〜３５％、ＴｉＯ2：５〜３３％、Ｓｉ：０．２〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、金属炭酸塩のＣＯ2分：０．５〜９．０％を含有し、残部がＦｅＯ、アルカリ金属酸化物及び不可避不純物からなり、フラックスの粒度構成が質量％で、粒径８５０μｍ超の粒子が２０〜５５％、粒径１５０〜８５０μｍの粒子が４０〜７５％、粒径１５０μｍ未満の粒子が６％以下で、見掛密度が０．７０〜１．３０ｇ／ｃｍ3である。係るボンドフラックスについて、成分組成、粒度構成、見掛密度の限定理由について説明する。なお、以下の％は、質量％を示す。
【００２７】
ＳｉＯ2：５〜２１％
ＳｉＯ2は、良好な溶接ビードを形成するための重要な成分であるが、過多になると溶接金属中の酸素量が増加して靭性が劣化する。ＳｉＯ2が５％未満では、ビード趾端部のなじみが悪くなりビード形状が不良となってスラグ剥離性を悪くする。一方、２１％を超えると、溶接金属の酸素量が増加して靭性が低下する。したがって、ＳｉＯ2は５〜２１％とする。
【００２８】
Ａｌ2Ｏ3：１５〜４４％
Ａｌ2Ｏ3は、良好なスラグ剥離性及びビード外観を得るための重要な成分である。また、Ｓｂを安定して溶接金属中に含有させる効果もある。Ａｌ2Ｏ3が１５％未満では、その効果が得られない。一方、４４％を超えると、凸ビードとなりビードを平坦化させることができず、またスラグ剥離性も不良になる。したがって、Ａｌ2Ｏ3は１５〜４４％とする。
【００２９】
ＭｇＯ：７〜３２％
ＭｇＯは、スラグの耐火性及び塩基度を向上させる効果がある。また、Ｓｂを安定して溶接金属中に含有させる最も重要な成分でもある。ＭｇＯが７％未満では、フラックスの塩基度が低くなり溶接金属中の酸素量が増加して靭性が低下し、さらにＳｂが安定して溶接金属中に含有されない。一方、３２％を超えると、フラックスの軟化溶融点が高くなりビード表面の波目が粗く、スラグ剥離性及びビード外観が不良となる。したがって、ＭｇＯは７〜３２％とする。なお、ＭｇＯにはＭｇＣＯ3のＭｇＯ分を含む。
【００３０】
ＣａＯ：０．５〜１０％
ＣａＯは、スラグの融点及び流動性を調整するために重要な成分である。ＣａＯが０．５％未満では、ビード趾端部のなじみが悪くビード外観が不良となる。一方、１０％を超えると、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一でスラグ剥離性も不良になる。したがって、ＣａＯは０．５〜１０％とする。なお、ＣａＯにはＣａＣＯ3のＣａＯ分を含む。
【００３１】
ＣａＦ2：５〜３５％
ＣａＦ2は、靭性改善に効果があるが、融点が低くなるので過多になるとビードの平滑性が損なわれる。ＣａＦ2が５％未満では、靭性改善の効果がなく、３５％を超えると、ビード外観が不良となる。したがって、ＣａＦ2は５〜３５％とする。
【００３２】
ＴｉＯ2：５〜３３％
ＴｉＯ2は、ビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。ＴｉＯ2が５％未満では、ビード表面の平滑性及び靭性の向上の効果がなく、３３％を超えると、ビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなりビード形状及びスラグ剥離性が不良になる。したがって、ＴｉＯ2は５〜３３％とする。
【００３３】
Ｓｉ：０．２〜５．０％
Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属の酸素量を低減する。Ｓｉが０．２％未満では、脱酸効果が得られず靭性が低下する。一方、５．０％を超えると、溶接金属の硬さが過剰となって靭性が低下する。したがって、Ｓｉは０．２〜５．０％とする。
【００３４】
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸元素であり、溶接金属の酸素量を低減する。Ｍｎが０．１％未満では、脱酸効果が得られず靭性が低下する。一方、５．０％を超えると、溶接金属の硬さが過剰となって靭性が低下する。したがって、Ｍｎは０．１〜５．０％とする。
【００３５】
金属炭酸塩のＣＯ2分
金属炭酸塩のＣＯ2分は、溶接金属の靭性向上に重要な元素であり、溶接中に金属炭酸塩が分解してＣＯまたＣＯ2ガスがアーク雰囲気中の窒素分圧を下げ、溶接金属の窒素量を低減する効果がある。ＣＯ2分が０．５％未満では、溶接金属中の窒素量が高くなり靭性が低下する。一方、９．０％を超えると、溶接ビード表面にポックマークやピット、アンダーカット等の溶接欠陥が発生する。したがって、金属炭酸塩のＣＯ2分は０．５〜９．０％とする。なお、金属炭酸塩はＣａＣＯ3、ＢａＣＯ3、ＭｇＣＯ3、ＭｎＣＯ3を用いることができる。
【００３６】
Ｂ2Ｏ3：０．０５〜３．０％
Ｂ2Ｏ3は、靭性向上に効果がある。しかし、Ｂ2Ｏ3が添加されていなくても、Ｓｉ及びＭｎの添加や組合せるソリッドワイヤに含有される脱酸元素及び焼入れ性向上元素により良好な溶接金属靭性は得られるが、サブマージアーク溶接のように入熱の高い溶接を行う場合、冷却速度の低下により結晶粒組織が粗大化する傾向にあるため、結晶粒組織の粗大化防止の観点から、Ｂ2Ｏ3の含有量を０．０５％以上添加することが望ましい。一方、３．０％を超えると、焼入れ性が過多となり、溶接金属の強度が高くなり靭性が低下する。したがって、Ｂ2Ｏ3は０．０５〜３．０％とする。
【００３７】
次にフラックスの粒度構成について説明をする。このフラックスの粒度構成も、％は、質量％を意味するものである。
【００３８】
粒径８５０μｍ超の粒子：２０〜５５％
フラックス粒度構成の粒径８５０μｍ超の粒子は、安定してＳｂを溶接金属中に含有させる極めて重要な粒子である。粒径８５０μｍ超の粒子が２０％未満では、Ｓｂが安定して溶接金属中に含有されず、またビード形状が凸状でガス抜けが悪くなりピット及びポックマークなどの溶接欠陥も発生する。一方、粒径８５０μｍ超の粒子が５５％を超えると、ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなりスラグ巻き込み欠陥や突合せ溶接の場合は溶込み不良及び融合不良が発生する。したがって、粒径８５０μｍ超は２０〜５５％とする。
【００３９】
粒径１５０〜８５０μｍの粒子：４０〜７５％
フラックス粒度構成の粒径１５０〜８５０μｍの粒子も安定してＳｂを溶接金属中に含有させる極めて重要な粒子である。粒径１５０〜８５０μｍの粒子が４０％未満では、Ｓｂが安定して溶接金属中に含有されず、またビード形状が凸状でガス抜けが悪くなりピット及びポックマークなどの溶接欠陥も発生する。一方、粒径１５０〜８５０μｍの粒子が７５％を超えると、ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなりスラグ巻き込み欠陥や突合せ溶接の場合は溶込み不良及び融合不良が発生する。したがって、粒径８５０μｍ以上の粒子は４０〜７５％とする。
【００４０】
粒径１５０μｍ未満の粒子：６％以下
フラックス粒度構成の粒径１５０μｍ未満の粒子は、ビード形状及びスラグ剥離性を不良にする粒子である。粒径１５０μｍ未満の粒子が６％を超えると、スラグがこびり付き易くスラグ剥離性が不良で、ビード幅が狭くなって形状が不良になり、さらにガス抜けも不良でピット及びポックマークなどの溶接欠陥を発生する。したがって、粒径１５０μｍ未満の粒子は６％以下とする。
【００４１】
見掛密度：０．７０〜１．３０ｇ／ｃｍ3
フラックスの見掛密度は、安定したビードを形成するための重要な因子であり、また安定してＳｂを溶接金属中に含有させる上でも重要なものである。フラックスの見掛密度が０．７０ｇ／ｃｍ3未満では、溶接時のアーク吹上げが激しくアークが不安定となりビード形状が不良で、アーク吹上げによってＳｂが沸騰、ガス化してＳｂが安定して溶接金属中に含有されない。さらにビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなりスラグ巻き込み欠陥や突合せ溶接の場合は溶込み不良及び融合不良も発生する。一方、フラックスの見掛密度が１．３０ｇ／ｃｍ3を超えると、フラックスの自重が重くなるためアーク雰囲気が押し潰され、ビード幅が狭く凸形状となりアンダーカットも生じる。したがって、フラックスの見掛密度は０．７０〜１．３０ｇ／ｃｍ3とする。
【００４２】
その他は、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ及びＬｉ2Ｏなどのアルカリ金属酸化物及び酸化鉄（ＦｅＯ等）、Ｐ、Ｓ等の不可避不純物の合計で３．１５％以下であり、Ｐ及びＳは共に低融点の化合物を生成して靭性を低下させるので、できるだけ低いことが好ましい。
【００４３】
上述の如き成分からなるボンドフラックスと組合せて溶接するソリッドワイヤは、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｃｕ：０．０３〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．０１〜０．２５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。以下、このソリッドワイヤの成分組成について詳細に説明をする。
【００４４】
Ｃ：０．００５〜０．２％
Ｃは、固溶強化により溶接金属の強度を確保する重要な元素であると共に、アーク中の酸素と反応しアーク雰囲気及び溶接金属の酸素量を低減する効果がある。Ｃが０．００５％未満では、溶接金属の脱酸及び強度確保の効果が不十分であり、靭性も低下する。一方、０．２％を超えると、溶接金属のＣが高くなるためマルテンサイト主体の組織となり、強度が高く靭性が低下する。したがって、Ｃは０．００５〜０．２％とする。
【００４５】
Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは、脱酸元素であり溶接金属の酸素量を低減する。Ｓｉが０．０１％未満では、脱酸効果が得られず靭性が低下する。一方、１．５％を超えると、溶接金属の硬さが過剰となって靭性が低下する。したがって、Ｓｉは０．０１〜１．５％とする。
【００４６】
Ｍｎ：０．４〜２．５％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な成分である。Ｍｎが０．４％未満では、焼入れ性が不足して強度が低くなり靭性が低下する。一方、２．５％を超えると、焼入れ性が過多となり、溶接金属の強度が高くなり靭性が低下する。したがって、Ｍｎは０．４〜２．５％とする。
【００４７】
Ｃｕ：０．０３〜１．０％
Ｃｕは、耐硫酸露点腐食性及び耐塩酸露点腐食性を向上する重要な成分である。Ｃｕが０．０３％未満では、耐食性向上効果が十分得られない。一方、１．０％を超えて添加しても耐食性はほぼ飽和すると共に、溶接金属の過剰な強度上昇を招き、靭性低下や粒界脆化割れを発生させる。したがって、Ｃｕは０．０３〜１．０％とする。
【００４８】
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｎｉは、溶接金属の靭性を向上する。Ｎｉが０．０５％未満では、その効果が得られず靭性が低下する。一方、１．０％を超えると、Ｎｉはオーステナイト安定化元素であるので、オーステナイト粒径を粗大化させて溶接金属の靭性を低下させる。したがって、Ｎｉは０．０５〜１．０％とする。
【００４９】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。Ｍｏが０．０１％未満では、溶接金属の強度が低くなり靭性向上にも効果がなく、１．０％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が低下する。したがって、Ｍｏは０．０１〜１．０％とする。
【００５０】
Ｓｂ：０．０１〜０．２５％
Ｓｂは、Ｃｕと共存して耐硫酸露点腐食性及び耐塩酸露点腐食性を向上する最も重要な成分である。Ｓｂが０．０１％未満では、十分な効果が得られない。一方、０．２５％を超えると、粒界脆化割れを発生させる。したがって、Ｓｂは０．０１〜０．２５％とする。
【００５１】
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下
Ｐ及びＳは共に低融点の化合物を生成して靭性を低下させるため、できるだけ低いことが好ましい。したがって、Ｐ及びＳは共に０．０３％以下とする。
【００５２】
また、本発明の耐硫酸性及び耐塩酸性に優れた低合金鋼のサブマージアーク溶接方法は、安定したアーク、ワイヤ送給性、溶着効率向上を可能とした溶接をするために、組合せるソリッドワイヤのワイヤ径は２．０〜４．８ｍｍとし、１電極または２電極以上の多電極サブマージアーク溶接に適用する。
【実施例】
【００５３】
以下、実施例により本発明の効果をさらに詳細に説明する。
【００５４】
表１に示す各種フラックス成分及び粒度、見掛密度に調整したボンドフラックスと表２に示す化学組成のソリッドワイヤを用いて、多層盛溶接の溶接金属機械性能評価及び溶接作業性評価として、表３に示す化学成分からなる、板厚２５ｍｍの耐硫酸露点腐食低合金鋼板を、図１に示すように、開先角度を３０°、ルート間隔を１３ｍｍの開先形状に耐硫酸露点腐食低合金鋼板１０を加工し、裏当金１５を当てて表４に示す溶接条件で多層盛溶接試験を実施した。
【００５５】
なお、表１に示すボンドフラックスは水ガラスを固着材として造粒した後、４００〜５５０℃で２時間焼成し、各種粒度構成及び見掛密度に整粒した。
【００５６】
また、表２に示すソリッドワイヤは原線を縮径、焼鈍、酸洗、めっきして素線とし、それらの素線を４．０ｍｍ径まで伸線して用いた。
【００５７】
【表１】
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【００５８】
【表２】
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【００５９】
【表３】
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【００６０】
【表４】
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【００６１】
表５に各種試作ボンドフラックスと各種試作ソリッドワイヤの組合せを示す。各試験の評価は、多層盛溶接後のビード外観、ビード形状、スラグ剥離性及びＸ線透過試験による溶接欠陥の有無を調査し、さらに溶接金属の引張強度、靭性、耐硫酸腐食性及び耐塩酸腐食性を調査した。
【００６２】
【表５】
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【００６３】
溶接金属の機械性能評価は、多層盛溶接試験体の鋼板板厚中央を中心にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２４２  Ｖノッチ試験片）、引張試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１  １０号）を採取して機械試験を実施し、さらに同位置から厚さ４ｍｍ、縦２０ｍｍ、横２０ｍｍの腐食試験片を採取して、温度７０℃、濃度５０容量％の硫酸溶液中で２４時間及び温度８０℃、濃度１０容量％の塩酸溶液中で２４時間浸漬腐食試験を行い、腐食減量を測定した。
【００６４】
靭性の評価は、−２０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数３本の平均により評価した。なお、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは５０Ｊ以上を良好とした。引張強度の評価は４００ＭＰａ以上を良好とした。また耐硫酸腐食性及び耐塩酸腐食性の評価は、母材の耐硫酸露点腐食低合金鋼板の腐食板厚減少量が０．２０〜０．２５ｍｍであることから、溶接金属腐食試験片の腐食板厚減少量が０．２５ｍｍ以下のものを良好とした。これらの調査結果を表５にまとめて示す。
【００６５】
表５中試験記号Ｔ１〜Ｔ１０が本発明例、試験記号Ｔ１１〜Ｔ３１は比較例である。
【００６６】
本発明例である試験記号Ｔ１〜Ｔ１０は、フラックス記号ＢＦ１〜ＢＦ１０及び組合せたワイヤ記号Ｗ１〜Ｗ５が本発明の構成要件を満足しているので、溶接金属の耐硫酸性及び耐塩酸性が良好であり、また溶接作業性が良好で溶接部に欠陥が無く、溶接金属の機械性能も優れており、極めて満足な結果であった。なお、試験記号Ｔ５は、フラックス記号ＢＦ８のＢ2Ｏ3が少ないので、溶接金属の吸収エネルギーがやや低値であった。
【００６７】
比較例中試験記号Ｔ１１は、フラックス記号ＢＦ２２のフラックス粒径１５０μｍ以下の粒子が多いので、スラグ剥離性及びビード形状が不良で、ピットが発生した。また、組合せたワイヤ記号Ｗ９のＣが多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。
【００６８】
試験記号Ｔ１２は、フラックス記号ＢＦ１１のＳｉＯ2が少ないので、ビード形状及びスラグ剥離性が不良であった。また、Ｍｎが多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックス粒径８５０μｍ以上の粒子が多いので、ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなりスラグ巻き込みが発生した。
【００６９】
試験記号Ｔ１３は、フラックス記号ＢＦ１２のＡｌ2Ｏ3が少ないので、スラグ剥離性及びビード外観が不良で、腐食板厚減量が多かった。また、Ｓｉが多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。
【００７０】
試験記号Ｔ１４は、フラックス記号ＢＦ２１のフラックス見掛密度が小さいので、溶接時のアーク吹上げが激しくアークが不安定となりビード形状が不良で、アーク吹上げによりＳｂが沸騰、ガス化してＳｂが安定して溶接金属中に含有されなかったので腐食板厚減量が多かった。また、ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなりスラグ巻き込みも発生した。さらに、組合せたワイヤ記号Ｗ８のＣが少ないので、溶接金属の引張強度が低く吸収エネルギーも低値であった。
【００７１】
試験記号Ｔ１５は、フラックス記号ＢＦ１３のＳｉＯ2が多いので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。また、ＣａＦ2が多いので、ビード外観が不良であった。さらに、フラックス粒径１５０〜８５０μｍの粒子が多いので、ビードの幅が広がりすぎて溶込みが浅くなりスラグ巻き込みが発生した。
【００７２】
試験記号Ｔ１６は、フラックス記号ＢＦ１４のＡｌ2Ｏ3が多いので、ビード形状及びスラグ剥離性が不良であった。また、ＣａＯが少ないので、ビード趾端部のなじみが悪く外観が不良であった。さらに、Ｓｉが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。
【００７３】
試験記号Ｔ１７は、フラックス記号ＢＦ１５のＭｇＯが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低値で、腐食板厚減量が多かった。また、ＴｉＯ2が多いので、ビード形状及びスラグ剥離性が不良であった。さらに、ＣＯ2が多いので、溶接ビード表面にポックマークが生じビード外観が不良で、ピットも発生した。
【００７４】
試験記号Ｔ１８は、フラックス記号ＢＦ１６のＭｇＯが多いので、ビード表面の波目が粗くなりスラグ剥離性及びビード外観が不良であった。また、Ｍｎが少ないので、溶接金属吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックス粒径８５０μｍ以上の粒子が少ないので、Ｓｂが安定して溶接金属中に含有されず、腐食板厚減量が多く、ビードが凸状となりビード形状が不良で、ピットも発生した。
【００７５】
試験記号Ｔ１９は、組合せたワイヤ記号Ｗ６のＭｎが多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。また、Ｃｕが少ないので、腐食板厚減量が多かった。
【００７６】
試験記号Ｔ２０は、フラックス記号ＢＦ１７のＣａＯが多いので、ビード高さが不均一でビード外観及びスラグ剥離性が不良であった。また、ＣａＦ2が少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。さらに、フラックス粒径１５０〜８５０μｍの粒子が少ないので、Ｓｂが安定して溶接金属中に含有されず腐食板厚減量が多く、ビードが凸状となりビード形状が不良で、ピットも発生した。
【００７７】
試験記号Ｔ２１は、フラックス記号ＢＦ１８のＢ2Ｏ3が多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。また、フラックス見掛密度が大きいので、ビード幅が狭く凸形状となり、アンダーカットも生じた。さらに、組合せたワイヤ記号Ｗ７にＳｂが添加されていないので、腐食板厚減量が多かった。
【００７８】
試験記号Ｔ２２は、フラックス記号ＢＦ１９のＣＯ2が少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。また、組合せたワイヤ記号Ｗ１８のＳｂが多いので、割れが生じた。
【００７９】
試験記号Ｔ２３は、組合せたワイヤ記号Ｗ１０のＭｎが少ないので、溶接金属の引張強度が低く吸収エネルギーも低値であった。
【００８０】
試験記号Ｔ２４は、組合せたワイヤ記号Ｗ１１のＳｉが多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。
【００８１】
試験記号Ｔ２５は、組合せたワイヤ記号Ｗ１２がＳｉを含有していないので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。
【００８２】
試験記号Ｔ２６は、フラックス記号ＢＦ２０のＴｉＯ2が少ないので、ビード形状が不良で、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。
【００８３】
試験記号Ｔ２７は、組合せたワイヤ記号Ｗ１３のＣｕが多いので、割れが生じた。また、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。
【００８４】
試験記号Ｔ２８は、組合せたワイヤ記号Ｗ１４のＮｉが少ないので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。
【００８５】
試験記号Ｔ２９は、組合せたワイヤ記号Ｗ１５のＮｉが多いので、溶接金属の吸収エネルギーが低値であった。
【００８６】
試験記号Ｔ３０は、組合せたワイヤ記号Ｗ１６のＭｏが多いので、溶接金属の引張強度が高く吸収エネルギーが低値であった。
【００８７】
試験記号Ｔ３１は、組合せたワイヤ記号Ｗ１７のＭｏが少ないので、溶接金属の引張強度が低く吸収エネルギーも低値であった。
【図１】
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