JPS59147794A - 低温用鋼のサブマ−ジア−ク溶接法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 詳しくは特定組成のフラックスおよび特定組成のワイヤ
を用い優れた作業性と安定した低温靭性を得るためのサ
ブマージアーク溶接法に関するものである。

近年、寒冷区域向けの石油掘削装置、ＬＰＧタンク、あ
るいは、ＬＰＧ船等低温靭性が必要とされる構造物の建
造が活発となシ、このため低温用鋼の溶接において、優
れた溶接作業性および縫子靭性を得る事が可能な溶接材
料又は、溶接法が要望されている。父、これら低温用鋼
の溶接において、良好な溶接金属の低温靭性を得る方法
として、最近、Ｍｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接金属を生成する溶
接材料が開発され、既に実用化されている。これは溶接
金属組成をＭｎ−Ｔｉ−Ｂ系とする事により溶接金属の
組織を均一微細化する事が出来、優れた低温靭性を得る
事が可能となるだめである。

ところで、溶接法としては、被情アーク溶接法、ガスシ
ールドアーク浴接法およびサブマージアーク溶接法があ
げられるが、このうちサブマージアーク溶接法は、最も
高能率な溶接法として広く実用化されているっ 又、サブマージアーク溶接に用いるフラックスとしては
、メルト型フラックスとゴンド型フラックスがあるが、
後者は、製造工程中に溶触する必要がないため、目的に
応じて種々の組成のフラックスを設計する事が可能でお
り最近では？ンド型フラックスが多く用いられるように
なってきている。

さて、？ンド型フラックスを用いたサブマークアーク溶
接において溶接金属中に合金元素を添υｌするだめの一
般的な方法としては、はンド型フラックスの特徴を生か
し主に、合金粉をフラックス中に含有させる方法がとら
れている。しかしながら、シビアーな低温靭性が要求さ
れる低温用構造物の溶接においては、このような方法は
好ましいとは言えない。即ち、フラックス中に合金粉を
添加しておく場合には、それら合金の溶接金属への移行
量は、溶接条件、特にアーク電圧の影響を受は変動しや
すく、それが、低温靭性に悪影響をもたらすからである
。

即ち、前述のＭｎ−Ｔｉ−Ｂ系溶接金属においても常に
安定した低温靭性を得るためには、溶接金属中に特定量
のＭｎ、ＴｉおよびＢを安定して添加する事が最も重要
な事である。この場合適正Ｍｎ量としては、１．００〜
２．００チ（係は重址循である。以下同様）、Ｔｉ量は
、０．００５〜０．０３０％、Ｂ量は０、０００８〜０
．００６５％であるが、これら成分をすべてフラックス
への合金粉添加によシ調整する事は安定した低温靭性確
保の観点から好ましい事ではない。

ところで上記ＴＩ　、Ｂの如き微着成分の添加方法とし
ては、それらの酸化物ＴｌＯ２あるいはＢ２Ｏ２をフラ
ックスに添加しておき、溶接過程における還元作用によ
シ、溶接金属中に移行せしめこれにより安定した成分量
の確保を目的としている。しかしながら適正な溶接金属
中のＴ１量を得るためには、ＴｌＯ２はフラックス全体
に対して１０〜３０％程度添加することが必要であ９実
質的にＴｌＯ２系フラックスとして設計する事が必要と
なる。

一方フラックスに要求される性能としては、溶接金属の
特性ばか９でなくビード外観、スラブはくシ性、アーク
安定性等の溶接作業性も重要なＩインドである。ところ
がＴｌＯ２系フラックスはこの観点からは必ずしも好ま
しいものではない。

すなわち、ＴｌＯ２系ピントフラックスは、スラグはく
り性が悪いという欠点がある。このため、多層盛溶接に
おける１層目あるいは狭開先溶接には適用出来ないのが
現状である。ＴｉＯ２系メルトフラックスは良好なスラ
グはくり性を示し、狭開先溶接に実用化されているが、
これは、溶接スラグがガラス化しやすく砕けやすいこと
による。これに対して、Ｔ’＋０２系ゴンドフラックス
では、スラグが結晶化し、スラグが硬く、砕けにぐいた
め、狭開先溶接においてはスラグはくり性が劣化する。

父、ＴｌＯ２系フラックスでは、ビード外観的にも、ビ
ード表面にガス圧の痕跡であるポックマークが発生しや
すく、特に横向溶接の如き低入熱溶接にオイテハ、大き
な問題となっている。又、’ｒ’＋０２の主原料である
ルチール鉱石中には、不純物としてＮｂ、Ｖが含まれて
おシ、これが溶接金属中に移行するため、多層溶接にお
ける再加熱部および応力除去焼鈍後の靭性が劣化する傾
向があり、低温用溶接材料としては、好ましくない点も
有する。

又、更にルチールは拡散性水素箭を増加させ多層盛溶接
における割れ感受性を高める問題も有する。

以上の如く、ＴｌＯ２系ピントフラックスは種々の問題
点を有し溶接金属へのＴＩの添加方法については烙らに
検討を要するのが現状である。

本発明の主な点は低温用鋼のサグマークアーク溶接にお
いて、非ＴｌＯ２系のＡｔ２０３−ＣａＦ２−ＭｇＯ系
ボンドフラ、クスを用い溶接ワイヤから溶接金属中へＴ
ｉを添加することにより、−Ｆ記問題点を抜本的に改善
したものであシ、その要旨とするところは、低温用鋼の
溶接において、フラックス全体に対して１目でＡｊ２０
３；　３０〜７０　％、ＣａＦ２；１０〜５０係、Ｍｇ
Ｏ；　３〜１５幅を含有するピントフラックスと、Ｍｎ
　；　１．２〜２．７％、Ｔｉ　；　０．０２〜０．１
係含有するワイヤの一方又は両方に、下記式の条件でＢ
源を含有するフラックスとワイヤを用いることを特徴と
する低温用鋼のサグマークアーク溶接法にある。

０．０００８壬＜ｏ、ｏ　ｏ　ｓ・Ｂ　２０３＋０．６
　Ｂ＜０．００６５係Ｂ２Ｏ３；フラックス中のＢ２０
を涜係Ｂ；ワイヤ中のＢ重−［１ 本発明が対象とする低温用鋼とは、低温用アルミギルド
鋼、低温用ＹＰ３６キロ級鋼ならびにＡＳＴＭ　Ａ　５
１６　Ｇ　ｒ　７０等、ＬＰＧタンク、ＬＰＧタンカー
、寒冷地向海洋構造物の建造に用いられるものである。

以下に本発明について詳述する。

まず良好なスラグば〈シ性と優れだビード外観を得るた
めに、非Ｔｉｅ、、系のフラツクス組成を神々検８・１
シた。その結果、Ａｔ２０３−ＣａＦ２−Ｍｇｏ系フラ
、ラスにおいて、良好なスラグはくり性および優れたビ
ード外観が得られる新規組成を見出した。すなわち、フ
ラックス全体に対して、Ａｔ２０３；　３０〜７０係、
ＣＩＬＦ２　；　１０〜５０　％、ＭｇＯ；　３−１５
　％を含有したボンドフラックスである。

Ｃａ　Ｆ　２は溶接金属中の酸素量を低減し溶接金属靭
性の向上に極めて有用な成分であり、がっ、ガス化しゃ
すくスラグをポーラスな状態にするためスラグが砕けや
すくなり、スラグはくり件の改善に著しく有効である。

又、Ｃｎ　Ｆｚは融点が比較的低く、スラグの流動性を
増加させる成分であり、ビード形状の改善および号ピッ
クマークの防止にも有効である。

Ｃａ　Ｆ　２が１０係未満ではこのような効果が得られ
難く、又５０係を超えるとフラックスの流動性が過大と
なり、ビード形状が不良となる。

一方、ＭｇＯおよびＡｔ２０３は比較的融点が高い成分
でＣａｌ’７喰の多いフラックス組成と組み合わせる事
によシ、母材へのなじみの良好なビードを形成すると共
にスラグのビード表面への焼付きを防止し、スラグはく
り性の改善に極めて有効である。

Ａｔ２０３は母材とのなじみを良好にする効果があり、
３０係未満では、その効果がなく、スラグはぐシ性が不
良となる。又、７０係を超えると溶接金属中にスラグイ
ンクルージヨンが多くなる。ＭｇＯは溶融スラグの融点
を調整しビード形状を改善し、スラグの焼付きを防止す
るが、３係未満では、その効果がなく１５係を超えると
スラグを硬化させスラグはくり性を阻害する。

次に本浴接法は、低温用鋼の溶接において、優れた低温
靭性の溶接金属の形成を目的とするものであり、これに
ついて、検討した。その結果溶接金属はＭｎ−Ｔｉ−Ｂ
系にて構成し、かつ庵；１０〜２．０係、Ｔｌ；０．０
０５〜００３０妬、Ｂ：Ｏ，０Ｏ０８〜０．００６５係
とすることが最も肝要であった。

１ず、Ｍｎの効果は、溶接金属の焼入性を向上し、溶接
金属の組織の粗大化を防止する。又、ＴｊおよびＢの効
果は、Ｔｌ−Ｈの同時添加により溶接金属は、均一微細
なアンキーラーフエライトポ目織から構成されるように
なシ、優れた低温靭性を得る事が出来る。即ち、従来の
Ｓ　ｌ−Ｍｎ系溶接金属においては、粒界には粗大な初
析フェライトが析出し、粒内も又、不均一なラス状フェ
ライト組織からな探良好な低温靭性が得られないのが現
状である。

これに対して、ＴＩはＴｉ酸化物の生成により、結晶生
成の核となｐ、粒内に微細なアシキーラーフエライトを
形成せしめる。一方、Ｂは粒界に固溶し、初析フェライ
トの析出を抑制する効果を有し、これらＴＩおよびＢの
側台の効果によシ高靭性の微細組織が生成される。

ところで、これら合霊類の溶接金属への添加方法である
が、まずＴｉについて倹約したところ、非Ｔ　ｉＯｚ系
フラ、ラスにＭｅ−Ｔｉ＋　Ｆｅ−Ｔｌ等Ｔｉの金属粉
を含有せしめる方法は、溶接ビード表面にＣａ０−Ｔ　
ｉｏ　２系のスラグ焼き付きが生じ、作業性が劣化し、
更に溶接金属中のＴｉがアーク電圧の影響を受は不安定
となシ、満足な靭性が得られなかった。

そこでワイヤからＴｉを添加する方法を検討し、０、０
２〜０．１　％　Ｔｉをワイヤに含有させることにより
達成する事が出来る事を見い出しだ。すなわち、ワイヤ
中のＴｉ１ｉがＯ，０１％未満では、溶接金属中のＴｉ
が不足し、結晶粒の微細化の効果がなく劣化する。又、
０．１係を超えて含有させるとＴｉが過剰となシ靭性が
劣化する。父、ワイヤからＴｉを添加する事によシ溶接
条件の変動にも拘わらず極めて安定した含有量が得られ
た。

次に、Ｍｎの添加方法は、主としてフラックスにＦｅ−
Ｍｎ−Ｍｅ−Ｍｎ等金属粉から添加した場合、溶接金属
中のＭｎがアーク電圧の影響を受け、不安定となシ満足
な靭性が得られなかった。ワイヤからＭｎを添加する方
法を検削し１２〜２．７４　Ｍｎをワイヤに含有させる
ことにより達成”Ｔ能な事を見い出した。すなわ’＞、
Ｍｎ１Ｊ４Ｈが、１２係未満では、溶接金属中のＭｎが
不足し、初析フェライトの析出により靭性が劣化する。

又、Ｍｎ歇が２７係を超えると、溶接金属が硬化し、よ
って靭性が劣化する。なお本発明法においては、溶接金
属に対してＭｎは主としてワイヤより添加するものであ
るが、Ｍｎをワイヤからのみ添加する方法は、多層盛溶
接の上層・やスにおいて、Ｍｎ量がやや不足する場合が
ある。この不足分を調整するだめフラックスに若干−の
ＭｎをＦｏ−Ｍｎ量　Ｍｅ−Ｍｎ等の金属粉を用いて添
加するが、その用は、溶接金属中の全Ｍｎ量の２０チ程
度以内に留めることが望せしい。

次に、Ｂの溶接金属中への添カ目方法について倹約した
結果、フラックスあるいは、ワイヤいずれからの添加も
適当であった。溶接金属中へのＢ添加量は、Ｏ，ＯＯＯ
８〜０．００６５係が必要であった。

フラックスから添加する場合には、Ｂの酸化物又は、化
合物より還元添加するか、フラックス中の全ＢをＢ２Ｏ
３量に換算して表わした時、これが溶接中に還元され溶
接金属中に添加されるＢ量との比率は第１図に示す如＜
、ｏ、ｏｏｓである。父、ワイヤから添加する場合には
、ワイヤ中のＢ量と、溶接金属中のＢ量の比率は、第２
図に示すごとく０．６である。すなわち、フラックス及
び／又は、ワイヤより溶接金属中に添加されるＢ媚は、
両者の和すなわち、Ｏｌｏ　０８　Ｂ２Ｏ３＋　０．６
Ｂによって表わされる。従って、良好な靭性を保つだめ
には、ｏ、ｏｏｏｓ−ｚくｏ、ｏｏｓｇ２ｏ３＋ｏ、６
ｇくｏ、ｏｏｏｓ係の条件で添加することが必要であっ
た。０．０００８４未満では、溶依金属中のＢ量は不足
であシ、良好な靭性が得られない。又、０．’ＯＯ６５
％を超えると溶接金属中のＢｇは過剰であり、靭性が劣
化するばかシでなく、われが発生する恐れが生じる。

ところで本発明法に用いるフラックスに添加するＢ２Ｏ
３は、溶融硼砂（Ｎａ　２Ｂ４０７　）、硼砂（Ｎａ２
Ｂ２０７・１０　Ｈ２Ｏ）、コレマナイト（２ＣａＯ・
３Ｂ２０３・５Ｈ２０）、硼砂ガラス（Ｓｉ０２−Ｂ２
０５−に２０，８１０２−Ｂ２０３−に２０）等の硼砂
又は、その化合物あるいけ、Ｂ２Ｏ３を含むガラス粉等
を用いて添加するものである。

なお、上記以外の原料としては、Ｃａｂ、　５ｔ０２゜
ＢａＯ等Ｔ１以外の金属酸化物、ＡｌＦ２．　ＢａＦ２
等の金属弗化物、ＣａＣＯ３，ＢａＣＯ３等の金属炭酸
塩、Ｔｉ以外の金属粉等通常のサグマージアーク溶接フ
ラックスに用いられる原料を適宜含有する事が出来る。

以上、本発明について詳述したが、更に本発明効果を明
確にするために以下に実施例について述べる。

実施例 第１表に示すような４神類の鋼板９対し、第２表に示す
ワイヤおよび第３表に示すフラックスを用いて、２５種
類の溶接を行なった。

第３表のフラックスの化学成分は、出来上がったフラッ
クスの成分を示すもので、製法としては原料粉を均一に
混合した後、水ガラスを添加して、湿式混合を行ない、
その後造粒、焼成を行なったもので、粒度は、１２メ、
シー以上の粒度のものが１０％以下、１２〜３２メツシ
ーの範囲の粒度のものが３５〜８０％、３２〜１００メ
ツシユの範囲の粒度のものが、１０〜５０％、１００メ
ツシー以下の粒度のものが５係以下である。父、焼成条
件としては、５００℃Ｘ２ｈｒで行なった。

なお、第３表に示したフラックスのＢ２Ｏ３を添加する
原料としては、Ｆ４は硼砂（Ｎａ２Ｂ４０７・１０　Ｈ
２Ｏ）、Ｆ５．Ｆ９およびＦＩＯは溶融硼砂（Ｎａ２Ｂ
４Ｏ７）を用いた。第４表に用いた溶接方法、ワイヤ、
フラックス、供試鋼板の組み合わせ、溶接条件および溶
接結果に示す。第５表（１）　、　（２）　、　（３）
　。

（４）および第３図（ａ）　、　（ｂ）　、　（ｅ）は
この場合の溶接条件を示すものである（第３図（ａ）に
おいてＧはガウジングを表わす）。第４表のうち、＆１
〜１３が本発明ｌ＋１］１．に１４〜２５が、本発明の
効果を明らかにするだめの比較例である。届１〜６およ
び・に１４〜２２は横向サグマージアーク溶接、煮７〜
１０．２３および２４は下向両面サグマージアーク溶接
１．ｆｆ１１２．１３および２５は、下向狭開先サブマ
ージアーク溶接を実施したものである。横向溶接には直
流逆極性のシングル溶接、侠開先溶接の１層目は、交流
のシングル浴接、下向両面溶接および狭開先溶接の２層
目以降は交流のタンデム溶接を行なった。

溶接結果については、第４表に示す通りである。

溶接結果のうち、衝撃試験は第４図（ａ）　、　（ｂ）
　、　（ｃ）に示すような試験位置で実施した。同図に
おいてｆ＝１鰭、ｇ＝ｈ＝７咽である。表４のうち、洗
１゜４．７〜１３，２１．２４および２５については、
溶接のｔｌと、溶接後６２５℃Ｘ　２　ｂｒ応カ除去焼
鈍を行なったものの両方について、その他については、
溶接のままについて衝撃試験を実施した。

遡１〜應１３については本発明の効果により、優れた溶
接部を得る事が出来た。一方、比較例の場合は、漸１４
および２５はフラックスがＡｔ２ｏ３景が不足したため
、又魔２４はフラックス中のＭｇＯ量が過剰のため１層
目のスラグはくシが不良となり、截１５は、フラックス
中のＣａＦ２ｆ３ｉが過剰のためビード形状が不良とな
シ、作業性が劣化した。又、屓２１はＴＩｏ２系フラッ
クスのため１層目のスラグけくシが不良で、かつ溶接金
属中のＮｂ、Ｖが高いため応力除去焼鈍により脆化した
。父、漁２２はフラックスにＭｅ−Ｔｉを含有せしめた
ためスラグ焼き付きが生じ作業性が不良となった。又、
煮】６はフラックス中のＢ２０６量が過剰のため、−弧
２０はフラックスおよびワイヤによるＢ源の和が過剰の
ため靭性が劣化した。Ａ　１７はワイヤ中のＭｎ量が不
足のため、筋１９はフラックスおよびワイヤからのＢｉ
が不足のだめ、６２３はワイヤ中のＴＩ鼠が不足のだめ
、Ｍｎ−ＴＩ−Ｂ系の靭性向上効果が得られなかった。

又、黒１８はワイヤ中のＴＩ計が過剰のため硬化し、靭
性が劣化した。

【図面の簡単な説明】

第１図は、フラックス中の．Ｂ２０３址と溶接金属中の
Ｂｍの関係を示す図、第２図は、ワイヤ中の８桁と溶接
金属中のＢ量の関係を示す図、第３図（、）　。 （ｂ）　、　（ｃ）は本発明の実施例に用いた試妓板の
開先形状を示す正面図、第４図（ａ）　、　（ｂ）　、
　（ｃ）は本発明の実施例において衝撃試験片を採取し
た位置を示す正面図である。 穿　１　図 θ　　　　　Ｂ２　　　　θ．４　　　　　０、６　　
　　０８　　　　１θフラツクス中のＢ２０３量（〃） 第　２　図 （μ讐ｙがｔ＝・リ 第３　図　　ＣＯ，） 第３回　（ｂ） （”　〉、／　ＢＰ 〈−６３〜ン’　（ＦＰ 算３　図　（ｃ） −０“ご 疎４図　（α） 第４図　Ｃｂ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 低温用鋼の溶接において、フラックス全体に対して重ｆ
   ｆｆ％テＡｔ２０．：　３０〜７０　％　、　ＣａＦ２
   ；　Ｉ　Ｏ〜５０　％　、　ＭｇＯ；　３〜１５％を含
   有するポンドフラックスと、Ｍｎ　；　１．２〜２．７
   係、Ｔｉ；０．０２−０．１係含有するワイヤの一方又
   は両方に下記式の条件でＢ源を含有するフラックスとワ
   イヤを用いるこ吉を特徴とする低温用鋼のサブマージア
   ーク溶接法。 ０．０００８　％＜０．００８−Ｂ２０３＋０．６−Ｂ
   ＜０．００６５％Ｂ２Ｏ３：フラックス中のＢ２Ｏ３重
   量係。 Ｂ　　：ワイヤ中のＢ重搦係。