(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
フラックス全質量あたり、ＳｉＯ２：２１〜２９質量％、Ａｌ２Ｏ３：１６〜２５質量％、ＭｇＯ：１５〜２５質量％、ＣａＯ：２〜８質量％、ＣａＦ２：１〜８質量％、ＴｉＯ２：４〜１２質量％を含有し、前記ＳｉＯ２、ＭｇＯ及びＡｌ２Ｏ３のフラックス全質量あたりの含有量を夫々［ＳｉＯ２］、［ＭｇＯ］及び［Ａｌ２Ｏ３］としたとき、（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］＝２〜２．５を満足することを特徴とするサブマージアーク溶接用ボンドフラックス。
【請求項２】
フラックス全質量あたり、金属Ｍｎ又はＭｎ合金をＭｎ換算で１〜１０質量％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ボンドフラックス。
【請求項３】
フラックス全質量あたり、金属炭酸塩をＣＯ２換算で１〜１０質量％含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のサブマ一ジア−ク溶接用ボンドフラックス。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に鉄骨及び橋梁等の鋼構造物の下向すみ肉溶接に適用するのに好適のサブマージアーク溶接用ボンドフラックスに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近時、建築コストの削減を図るために、従前、建築物の梁として使用されてきたビルトＨ形鋼を、柱として適用する施工例が増加傾向にある。また、鋼構造物を使用した建築物の高層化により、板厚の極厚化もすすんでおり、鋼板板厚が８０ｍｍにも及ぶような極厚鋼板が使用されることがある。このような極厚ビルトＨ形鋼のＴ継手の完全溶込み溶接はウェブ材の両側に開先を設け、両側からサブマージアーク溶接による多層溶接が一般的であるが、板厚が厚いことから溶接に時間がかかり、溶接工数の低減が課題であった。このような課題を改善すべく極厚ビルトＨ形鋼のＴ継手溶接層数を減らす目的から、大入熱による単層及び多層溶接ができる溶接材料が求められていた。
【０００３】
そこで、特開平９−２８５８９０号公報においては、ニッケルスラグを適用することにより、優れた作業性が得られる下向すみ肉サブマージアーク溶接用フラックスが提案されている。しかし、この公報に記載の発明は、板厚が２５ｍｍ程度の鋼板しか対象とされていない。また、特開平１１−１３８２６７号公報に記載の発明は、板厚が６０〜１００ｍｍの極厚板鋼板の下向すみ肉サブマージアーク溶接に関するものであるが、靱性の影響については何ら言及されておらず、大入熱における靭性の劣化を防止できるものではない。更に、特開平７−１００６８９号公報には、大電流の下向すみ肉サブマージアーク溶接において、作業性が良好なボンドフラックスが提案されているものの、この公報に記載の発明は、部分溶込み溶接に関するものである。また、特開平５−２３７６５９号公報には、板厚１６〜６０ｍｍの厚鋼板を開先加工を施さずに、高能率すみ肉溶接する方法が提案されている。しかし、この公報に記載の発明は、３６ｍｍを超える板厚では、片側１層盛りの部分溶込み溶接のみ開示されている。特開平１１−３４７７８８号公報には、すみ肉溶接及びつき合わせ両面溶接等の広範囲の溶接方法に適用することができるサブマージアーク溶接用ボンドフラックスが提案されており、優れた溶接作業性及び継手性能が得られると記載されている。しかし、この公報に記載の発明では、下向すみ肉に関しては、耐ポックマーク性の面で若干劣るという問題点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来、すみ肉サブマージアーク溶接に関する種々の発明が提案されており、高能率化は進んでいるものの、更に一層の作業能率及び溶接品質の向上が要望されており、特に極厚における溶接層数を減らすために、大入熱による単層及び多層溶接における作業能率及び溶接品質の向上が必要となっている。
【０００５】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、鉄骨及び橋梁等の鋼構造物の溶接に適用する下向すみ肉サブマージアーク溶接において、特に大入熱での単層及び多層溶接における作業能率の向上が可能であり、かつ優れた溶接品質が得られるサブマージアーク溶接用ボンドフラックスを提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るサブマージアーク溶接用ボンドフラックスは、フラックス全質量あたり、ＳｉＯ２：２１〜２９質量％、Ａｌ２Ｏ３：１６〜２５質量％、ＭｇＯ：１５〜２５質量％、ＣａＯ：２〜８質量％、ＣａＦ２：１〜８質量％、ＴｉＯ２：４〜１２質量％を含有し、前記ＳｉＯ２、ＭｇＯ及びＡｌ２Ｏ３のフラックス全質量あたりの含有量を夫々［ＳｉＯ２］、［ＭｇＯ］及び［Ａｌ２Ｏ３］としたとき、（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］＝２〜２．５を満足することを特徴とする。
【０００７】
本発明のサブマージアーク溶接用ボンドフラックスにおいて、フラックス全質量あたり、金属Ｍｎ又はＭｎ合金をＭｎ換算で１〜１０質量％含有することが好ましい。また、フラックス全質量あたり、金属炭酸塩をＣＯ２換算で１〜１０質量％含有することが好ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。突合せ溶接では、溶融池及び溶融スラグが鋼板の表面で自由に流動して凝固するが、すみ肉溶接は基本的に開先内溶接であり、開先の壁によって溶融池及び溶融スラグの流動が抑制される。従って、突合せ溶接用のフラックスをすみ肉溶接に適用すると、ビード形状は安定せず、凸ビードとなる傾向にあった。そこで、本発明者らが種々の組成からなるフラックスを使用して下向すみ肉溶接を実施した結果、フラックスの組成を限定することにより、優れた溶接作業性、ビード形状及び品質を得ることが可能であることを見出した。特に、フラックス組成によって変化する溶接スラグの粘性及び融点を適正に調整することが、大入熱溶接における溶接作業性及びビード形状の安定化に際し重要である。本発明フラックスは、溶接作業性及びビード形状に関して、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯの含有量の影響が大きく、これらの範囲をより厳密に限定したことが特徴である。また、大入熱での下向すみ肉溶接においては、溶接金属部の冷却速度が遅く、初析フェライトが析出しやすく、かつ組織が粗くなる傾向にあるため、溶接金属部の靭性は劣化する虞がある。本発明においては、フラックス組成を調整することで靭性を確保した。
【０００９】
以下、本発明のフラックスの各成分の添加理由、組成限定理由について説明する。
【００１０】
ＳｉＯ２：２１〜２９質量％
ＳｉＯ２はスラグの粘性及び融点を調整するのに有効な成分であり、特にスラグの融点を上げる効果が高い。フラックス中のＳｉＯ２がフラックス全質量あたり２９質量％を超えると、溶融スラグの融点が高くなり過ぎ、ビードが広がらず、アンダカットが発生する。更に、ＳｉＯ２は酸性成分であるため、２９質量％を超えると、溶接金属の籾性が劣化する。一方、フラックス中のＳｉＯ２が２１質量％未満であると、粘性が不足し、ビード中央部が凸ビードとなる。
【００１１】
Ａｌ２Ｏ３：１６〜２５質量％
Ａｌ２Ｏ３は、スラグの粘性調整に極めて有効である。フラックス中のＡｌ２Ｏ３が全質量あたり２５質量％を超えると、溶融スラグの全体の粘性が高くなり過ぎ、溶接中のガスがスラグを抜け難くなり、ビード表面にガス溝及びポックマークが発生する。一方、フラックス中のＡｌ２Ｏ３が１６質量％未満であると、粘性が不足し、ビ−ド中央部が凸ビードとなる。
【００１２】
ＭｇＯ：１５〜２５質量％
ＭｇＯは、溶融スラグの粘性を下げる効果がある一方で、スラグの融点を高める効果がある。更に、ＭｇＯは、塩基性成分であることから、溶接金属中の酸素量を低減し、溶接金属の靭性を向上させるのにも有効である。フラックス中のＭｇＯがフラックス全質量あたり２５質量％を超えると、溶融スラグの粘性は低く、かつ融点が高くなる。即ち、フラックスが溶融し、スラグとなる量は少ない上に、粘性が低いため、溶融スラグが溶接時に発生するア一クとガスを抑えきれず、吹上げが著しくなる。従って、溶融池は不安定となり、ビード形状は不良となる。一方、フラックス中のＭｇＯが１５質量％未満であると、粘性が高くなり、溶接中のガスがスラグを抜け難くなり、ビード表面にガス溝やポックマークが発生する。更に、ＭｇＯは塩基性成分のため、１５質量％未満であると、溶接金属の靭性が劣化する。
【００１３】
ＣａＯ：２〜８質量％
ＣａＯは、溶接スラグの融点を調整するのに有効な添加成分である。更に、ＣａＯは塩基性成分であり、溶接金属中の酸素量を低減させる効果を持つため、溶接金属部の靭性向上にも有効である。フラックス中のＣａＯがフラックス全質量あたり８質量％を超えると、溶融スラグの融点が高くなり過ぎ、ビードが広がらず、アンダカットが発生する。一方、フラックス中のＣａＯが２質量％未満であると、溶融スラグの融点が低くなり過ぎ、溶融金属との凝固界面が不安定となり、ビード形状は不良となると共に、溶接金属の靭性が劣化する。このため、ＣａＯは２〜８質量％とするが、より好ましくは、４〜８質量％である。
【００１４】
ＣａＦ２：１〜８質量％
ＣａＦ２は、溶融スラグの融点を下げる効果が著しく、フラックス溶融量を調整するのに有効である。また、ＣａＦ２は塩基性成分であることから、溶接金属中の酸素量を低減させる効果を持つため、溶接金属部の靭性向上に極めて有効である。フラックス中のＣａＦ２がフラックス全質量あたり８質量％を超えると、溶融スラグの融点が低くなり過ぎ、溶融金属との凝固界面が不安定となり、ビ−ド形状が不良となる。一方、フラックス中のＣａＦ２が１質量％未満であると、溶融スラグの融点が高くなり過ぎ、ビードが広がらず、アンダカットが発生すると共に、溶接金属の靭性が劣化する。このため、ＣａＦ２は１〜８質量％とするが、より好ましくは２〜６質量％である。
【００１５】
ＴｉＯ２：４〜１２質量％
ＴｉＯ２は、スラグ剥離性を向上させる有効な成分であり、溶接金属と母材とのなじみも良くする効果がある。更に、ＴｉＯ２は溶融時に還元されて溶接金属中にＴｉが歩留り、靭性向上にも有効である。しかし、フラックス中のＴｉＯ２がフラックス全重量あたり１２質量％を超えると、アークが不安定となり、ビードの波が粗くなる傾向がある。また、溶接金属中にＴｉが歩留り過ぎ、強度が高くなり、低温割れが発生する。一方、フラックス中のＴｉＯ２が４質量％未満であると、スラグ剥離性が劣化すると共に、溶接金属の靭性が劣化する。このため、ＴｉＯ２は、４〜１２質量％とするが、より好ましくは６〜１０質量％である。
【００１６】
（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］＝２〜２．５
ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３及びＭｇＯは、その含有量が上述の理由により個別に規定されるが、本発明においては、更に（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］の比率も規定する。本発明者等は、大入熱の単層溶接及び多層溶接の溶接作業性について、種々実験研究した結果、（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］の比率がこの大入熱における単層溶接及び多層溶接の溶接作業性に関して、最も大きな影響を及ぼすことを見出した。大入熱溶接を実施すると、アーク熱によりフラックス溶融量は過大となりやすく、溶融金属と溶融スラグとの界面は不安定となり、ビード形状も安定しない傾向がある。従って、溶融スラグの粘性及び融点を適正に調整することが、大入熱溶接における溶接作業性及びビード形状の安定化に際し、重要である。ＳｉＯ２及びＭｇＯは、スラグの融点を高める効果があり、これらを適正量とすることで、フラックス溶融量を適正に調整している。
【００１７】
また、溶融スラグの粘性に関しては、ＳｉＯ２は粘性を高め、ＭｇＯは粘性を下げ、Ａｌ２Ｏ３は粘性を高める効果が著しい。上述のとおり、各成分範囲を限定することにより、ある程度の粘性調整はなされているものの、大入熱溶接における溶接作業性という観点からは不十分である。本発明者等は、（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］の比率が２〜２．５の範囲であると、大入熱溶接における溶接作業性及びビード形状の安定化が向上することを知見した。（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］の比率が２未満であること、溶融スラグの粘性が高くなり、溶接中のガスがスラグ中を抜け難くなり、ビ−ド表面にガス溝及びポックマークが発生する。逆に、（［ＳｉＯ２］＋［ＭｇＯ］）／［Ａｌ２Ｏ３］の比率が２．５を超えると、粘性が不足し、ビード中央部が凸ビードとなる。
【００１８】
金属Ｍｎ又はＭｎ合金をＭｎ換算で１〜１０質量％
大入熱溶接の場合、溶接金属部の組織は粗大となり、溶接金属部の靭性は劣化する傾向にある。Ｍｎは溶接金属部の靭性確保に有効な成分である。フラックス中のＭｎがフラックス全質量あたり１０質量％を超えると、強度が高くなり過ぎ、低温割れが発生しやすくなる。一方、フラックス中のＭｎが１質量％未満であると、溶接金属の靭性が劣化する傾向にある。なお、Ｍｎ合金とは、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等がある。
【００１９】
金属炭酸塩をＣＯ２換算で１〜１０質量％
大入熱溶接の場合、溶接金属中の拡散性水素量は高くなる傾向にあり、低温割れ感受性が劣る傾向にある。ＣＯ２は溶接中のガスシールド効果があり、拡散性水素量の低減に有効である。従って、フラックス全質量あたり、ＣＯ２を１〜１０質量％含有することが望ましい。ＣＯ２が１質量％未満であると、ガスシールドが不足し、拡散性水素量が高くなるため、低温割れの虞がある。一方、ＣＯ２が１０質量％を超えると、ガス量が過剰となり、吹上げが発生する虞がある。なお、フラックス中のＣＯ２源としては、ＣａＣＯ３、ＭｇＣＯ３、ＢａＣＯ３、Ｎａ２ＣＯ３、Ｌｉ２ＣＯ３等がある。
【００２０】
【実施例】
以下、本発明のサブマージアーク溶接用ボンドフラックスの実施例について、その特性を本発明の範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。先ず、下記表１に示す組成を有する供試鋼板を、図１に示すような試験体寸法に加工し、下記表２に示す供試溶接ワイヤ及び下記表３乃至５に示す組成のフラックスを使用して、下向すみ肉溶接を実施した。その評価結果を下記表６乃至８に示す。
【００２１】
この評価結果において、アンダカットは発生した場合を×、発生しなかった場合を◎で示した。また、凸ビードは、図５に示す凸ビードの高さｈが３ｍｍ以下の場合を◎、３ｍｍを超える場合を×で表示した。ガス溝、ポックマークは、発生した場合を×、発生しなかった場合を◎で表示した。吹き上げは吹き上げが発せしなかった場合を◎、一時的にのみ吹き上げが発生した場合を○、吹き上げがひどく、アークが見える場合を×で表示した。ビード形状不良は、◎がビード形状が良好な場合、×がビード表面が凹凸を有し、滑らかでない場合である。アーク不安定はアーク電圧が１０Ｖ以上振れた場合を×、そうでない場合を◎で表示した。ビードの波目は、◎が良好な場合、×がビードの波目が粗く、波目の間隔が２ｍｍを超える場合である。靭性はシャルピー衝撃値が５０Ｊ以上の場合を◎。２７Ｊ以上５０Ｊ未満の場合を○、２７Ｊ未満の場合を×で表示した。低温割れは、５０℃及び１００℃のいずれの予熱パス間温度でも低温割れが発生しなかったものを◎、５０℃で割れが認められたものを○、５０℃及び１００℃で割れたものを×とした。
【００２２】
また、溶接条件を表９及び表１２に示す。なお、表９は板厚が２５ｍｍの完全溶込み溶接条件、表１０は板厚が４０ｍｍの完全溶込み溶接条件、表１１は板厚が６０ｍｍの完全溶込み溶接条件（予熱：１００℃、パス間温度：１００〜１５０℃）、表１２は板厚が８０ｍｍの完全溶込み溶接条件（予熱：１００℃、パス間温度：１００〜１５０℃）である。また、表１３は、割れ試験の溶接条件を示す。
【００２３】
【表１】
0003765761.tif 000002
【００２４】
【表２】
0003765761.tif 000003
【００２５】
【表３】
0003765761.tif 000004
【００２６】
【表４】
0003765761.tif 000005
【００２７】
【表５】
0003765761.tif 000006
【００２８】
【表６】
0003765761.tif 000007
【００２９】
【表７】
0003765761.tif 000008
【００３０】
【表８】
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【００３１】
【表９】
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【００３２】
【表１０】
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【００３３】
【表１１】
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【００３４】
【表１２】
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【００３５】
【表１３】
0003765761.tif 000014
【００３６】
本発明のフラックスは大入熱溶接における作業性を重視しているため、鋼板記号Ｓ２の板厚４０ｍｍで溶接作業性を確認した。ここで、溶接作業性が優れたものについて、鋼板記号Ｓ１、Ｓ３、Ｓ４の各板厚の溶接作業性を確認した。なお、実施例の靭性はＳ２鋼板溶接金属部にて評価した。低温割れについては、図３に示す開先形状の鋼板を図４に示す窓枠拘束板に張りつけ、表１３に示す溶接条件で予熱・パス間温度５０℃、１００℃で溶接した。溶接後、ビード表面側及び裏面側から超音波探傷試験によって、割れの有無を確認した。試験の評価は、いずれの予熱・パス間温度でも割れなかったのを◎、５０℃で割れが認められたのを○、５０℃及び１００℃で割れが認められたのを×とした。
【００３７】
表６乃至８中のNo.１〜No.２７が本発明の実施例で、いずれも溶接作業性、ビード形状及びは良好であり、かつ溶接金属性能も良好であった。比較例No.２８は、フラックス中のＳｉＯ２がフラックス全質量あたり２１質量％未満であり、粘性が不足しビード中央部が凸ビードとなった。比較例No.２９は、フラックス中のＳｉＯ２が２９質量％を超えており、溶融スラグの融点が高くなり過ぎ、ビードが広がらずアンダカットが発生すると共に、溶接金属の靭性が劣化した。比較例No.３０は、フラックス中のＡｌ２Ｏ３がフラックス全質量あたり１６質量％未満であり、粘性が不足しビード中央部が凸ビードとなった。比較例No.３１は、フラックスのＡｌ２Ｏ３が２５質量％を超えており、溶融スラグの全体の粘性が高くなり過ぎ、溶接中のガスがスラグを抜け難くなり、ビ−ド表面にガス溝やポックマ−クが発生した。比較例No.３２は、フラックス中のＭｇ○がフラックス全質量あたり１５質量％未満であり、粘性が高くなり、溶接中のガスがスラグを抜け難くなり、ビード表面にガス溝やポックマークが発生した。さらには、溶接金属の靭性が劣化した。比較例No.３３は、フラックス中のＭｇＯが２５質量％を超えており、吹上げが箸しくなり、ビード形状は不良となった。比較例No.３４は、フラックス中のＣａＯがフラックス全質量あたり２質量％来満であり、ビ−ド形状は不良となった。さらには溶接金臍の靭性が劣化した。比較例No.３５は、フラックス中のＣａＯが８質量％を超えており、ビードが広がらずアンダカットが発生した。比較例No.３６は、フラックス中のＣａＦ２がフラックス全質量あたり１質量％未満であり、ビードが広がらずアンダカットが発生した。さらには、溶接金属の靭性は劣化した。比較例No.３７は、フラックス中のＣａＦ２が８質量％を超えており、ビード形状は不良となった。比較例No.３８は、フラックス中のＴｉＯ２がフラックス全質量あたり４質量％未満であり、スラグ剥離性が劣化した。更に、溶接金属の靭性は劣化した。比較例No.３９は、フラックス中のＴｉＯ２が１２質量％を超えており、ア−クが不安定となり、ビードの波が粗くなった。さらには、溶接金属中にＴｉが歩留過ぎ、強度が高くなり低温割れが発生した。比較例No.４０は、（ＳｉＯ２＋ＭｇＯ）／  Ａｌ２Ｏ３の比率が２質量％未満であり、溶融スラグの粘性が高くなり、溶接中のガスがスラグを抜け難くなり、ビード表面にガス溝やポックマークが発生した。比較例No.４１は、（ＳｉＯ２＋ＭｇＯ）／  Ａｌ２Ｏ３の比率が２．５を超えており、粘性が不足しビード中央部が凸ビードとなった。
【００３８】
【発明の効果】
本発明は、鉄骨及び橋梁等の鋼構造物の溶接に適用する下向すみ肉サプマージプ一ク溶接において、優れた溶接作業性、ビード形状及び溶接品質を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】試験体の寸法を示す図である。
【図２】鋼板の傾斜角度を示す図である。
【図３】低温割れ試験鋼板の開先形状を示す図である。
【図４】試験板の拘束状況を示す図である。
【図５】凸ビードの形状を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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