JPH02258192A - レールのエンクローズアーク溶接用被覆アーク溶接棒 - 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】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、鉄道レールまたはクレーンレールを突き合わ
せ溶接又は肉盛溶接する際に用いる被覆アーク溶接棒に
関するものである。

［従来の技術］ 第１図はレールの断面を示し、１は足部、２は腹部、３
は頭部、４は頭表面である。従来からレールを突合せ溶
接または肉盛溶接するには、接合レール端面を開先加工
して逐次多層溶接する方法、あるいはＩ型開光で突き合
わせた後レール足部１を多層溶接し、その後腹部２と頭
部３をエンクローズド当余材で取り囲み、連続的に溶接
するエンクローズドアーク溶接法が用いられている。ま
た、レールの肉盛溶接には突合せ溶接部のレール頭表面
４を硬化肉盛したり、レールの局部的な表面きずまたは
摩耗部分を肉盛補修する方法がある。

レールはその使用目的から頭表面では車輪とのころがり
接触に対する耐摩耗性と疲労亀裂に対する抵抗力すなわ
ち耐疲労損傷性の大きい性質が要求されている。一方、
足部と腹部では車輪通過時の衝撃あるいは曲げ荷重に耐
え得るだけの静的強度と疲労強度が必要とされており、
さらに溶接割れ等の溶接欠陥についても皆無または実用
的にさしつかえない程度以下に極力少なくなっていなけ
ればならない。

現在世界の鉄道用普通レールの化学成分は第１表に示す
ように重量％てＣ：　０．４０〜０８２％、Ｓｔ　：　
０．０５〜０．３５％、Ｍｎ　：　０．６０〜１．２５
％を含有しており、その金属組織はパーライトて、引張
り強さは７０　ｋｇ／ｍｍ２以上である。

最近、レール使用性能に関する研究は多く、耐摩耗性と
疲労損傷性はパーライト組織が最も優れ、マルデンサイ
ト組織は有害で、同しパーライト組織であれは硬さが大
きくＣ含有量の多い方が優れていることが明らかにされ
ている。

［発明か解決しようとする課題］ これらの性能をさらに高めるため前記の普通レールの頭
表面または全体を熱処理した硬頭レールまたは前記普通
レールの成分にＳｔ　：　１．０％以下、Ｍｒｚｌ、５
％以下まで高めさらにＣｒＮｉ、　Ｍｏ、　Ｖ、　Ｎｂ
、　Ｃｕのうち１種または２種以上でＣｒ：１．３％以
下、ＭＯまたは■：０３％以下、Ｎｂ：０．１％以下、
Ｎｉ　＋　２．０％以下、Ｃｕ：０．３％以下添加した
合金鋼レールおよび両方を併用した合金鋼熱処理レール
が実用化されている。

従来、レールを突合せ溶接または肉盛溶接する際に用い
られる被覆アーク溶接棒は第２表に示すようにＪＩＳ　
Ｚ　３２１３低合金高張力鋼用被覆アーク溶接棒である
。

これらの溶接棒は通常厚鋼板等に使用されるため、ＪＩ
Ｓ　Ｚ　３５０３被覆アーク溶接棒心線用線材またはＪ
ＩＳ　Ｇ　３５０５軟鋼線材で定められるＣ　Ｉ　０．
２５％以下、Ｍｎ　：　０．６５％以下の線材にＮｉＣ
ｒおよびＭｏの１種または２種以上の合金成分剤を含有
するフラックスを被覆したものである。

従って、このような溶接棒をレールに適用した場合に形
成される溶接金属はＣ：　０．３％以下で、Ｓｔ、　Ｍ
ｎの他に、Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏの１種または２種以上
を０．１％以上含有する。このためレール母材の溶融境
界部近傍に高温割れか発生する。

この高温割れはレール鋼の溶融点が約１４７０℃である
のに対し、溶接金属はそれより高く約１５３０℃である
ために理論的に避けられない。さらにこの溶融境界部近
傍には溶接のままで多量のマルテンサイト組織を生成し
、疲労強度が著しく低下するので、通常溶接後７１０℃
以下の温度で焼き戻しまたは焼きなましをしなければな
らない。その結果、溶接金属の組織は耐摩耗性の低い焼
き戻しマルテンサイトを生成するため、前記の溶接棒を
用いたレールの溶接部はたとえ硬さが母材レールと同し
でも溶接金属層か局部的に早期に摩耗する。このような
高温割れおよび局部摩耗は母材レールが高Ｃて合金鋼化
すなわち高強度化すればするほど顕著になり、高強度レ
ールにおいては実際に溶接不能の状態になっていた。

またレールの肉盛溶接法には第２表で示すようなＪＩＳ
　Ｚ　３２５１硬化肉盛用被覆アーク溶接棒のＤＦ２Ａ
またはＤＦ２Ｂに該当する溶接棒が用いられている。Ｄ
Ｆ２Ａに該当する溶接棒は前記低合金高張力鋼用溶接棒
とほとんど変わらないので、前記の問題がそのまま当て
はまる。ＤＦ２Ｂで形成される溶接金属は溶接のままで
はマルテンサイト組織を生成するので、溶接後焼き戻し
処理を施さざるを得ない。このため、溶接金属は焼と戻
しマルテンサイト組織となってパーライト組織が得られ
ないたけてなく、熱処理レールではこのような後熱処理
をすると、この熱影響を受ける母材レール頭表部が軟化
し、かえって摩耗が著しくなるという事態が発生してい
た。

本発明者らは広範囲な研究を行った結果、第２表に示す
ような従来の被覆アーク溶接棒によって形成された溶着
金属は母材レールと著しく異なった成分となるため前記
のような問題が発生ずることを知見し、溶着金属が従来
溶接には不適当とされてきた母材レールと類似の高Ｃ型
パーライト組織となる高炭素含有被覆アーク溶接棒組成
を見いだし「特開昭６３−１６０７９９Ｊの発明をなし
えたものである。しかし又一方溶接作業性の面からみる
と、高炭素含有被覆アーク溶接棒はスラグ流動性、耐ブ
ローホール性が劣化することは良く知られている。特に
本発明に見られるように、レール腹部をエンクローズド
当余材で取り囲み連続的に溶接するエンクローズアーク
溶接では、安定したスラグ流動性、適正なスラグ発生量
およびアーク安定性が健全な溶接継手を得る上で重要と
なる。本発明者らは、被覆アーク溶接棒の合金組成およ
びスラグ生成剤の検討を行ない、本発明をなしえたもの
である。

［課題を解決するための手段］ 本発明の要旨は、重量％でＣ：　０．０３〜１．５％を
含有する心線の外周にＴｉＯ２：　１５〜３５％、５ｉ
０２　：　２０〜３５％、炭酸塩の１種又は２種以上を
５〜１０％、鉄粉および酸化鉄の１種又は２種以上を０
５〜２０％の被覆剤を溶接棒全重量に対して１５〜３８
％被覆し、かつ溶接棒全重量に対してＣ：　０．５〜１
．５％、ｓｔ　：　ｔ、ｏ％以下、Ｍｎ　：　０．６〜
３．５％、更にＣｒ：１．３％以下、Ｍｏ：０．３％以
下、または、上記の他にＶ　：　０４％以下、Ｎｂ・０
．１％以下、Ｎｉ・２．０％以下、Ｃｕ：０．３％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とするレール
のエンクローズアーク溶接用被覆アーク溶接棒にある。

［作　　　用］ 以下本発明のレールエンクローズアーク溶接用被覆アー
ク溶接棒の限定理由について詳細に説明する。

まず心線の炭素量については、０．０３％未満の心線で
は、スパッタの発生か多くなる、又アーク吹き付けか弱
くスラグが棒先端にからみ安定した溶接かできない。し
かし１．５％超では、溶着金属の炭素量が高くなり、溶
着金属に割れが発生する。

又、１．５％炭素量てあれば、本発明の目標とする溶着
金属炭素量を設言１する上ても十分である。一方心線加
工中に硬化し、数回の軟化処理（熱処理）を施す必要が
生じるなどコスト高になることからもこのましくない。

よって心線中の炭素量を０．０３％〜１．５％と規定し
た。

次に被覆剤の限定理由について述べる。先ずＴｉ（ｈ　
（ここでいうＴｉＯ２とは、イルミナイト、ルチールに
含有するＴｉＯ２に換算した値）は、スラグの粘性を良
好に保ち、アークの安定性の改善およびスラグ被包性、
剥離性の改善に効果は大きい。しかし１５％未満ては、
その効果は少なく、スパッタの発生か多く、スラグ被包
性、剥離性か劣化し好ましくない。又３５％超ては、ス
ラグ粘性過大となり、棒先端にスラグかからみ、安定し
た溶接かてきないことから、ＴｌＯ２を１５％〜３５％
の範囲と規定した。

５１０２については、Ｔ】０２同様にスラグの粘性を良
好に保ち、アーク安定性の改善および被包性、剥離性の
改善に効果は大きい。しかし２０％未満ては、その効果
は少なく、スパッタ発生か多く、スラグ被包性、剥離性
が劣化し好ましくない。又３５％超では、スラグ粘性過
大となり棒先端にスラグがからみ安定した溶接かてきな
いことから、５１０２を２０％〜３５％の範囲と規定し
た。

炭酸塩（ここていう炭酸塩とは、炭酸石灰、炭酸バリウ
ム、炭酸マグネシウムなどをいう）は、溶接時に００２
ガスを発生し、溶融プールを大気より保護し、ビット、
ブロホールの発生防止、アーク安定性およびスラグ剥離
性の改善に効果がある。又スラグ粘性調整などにも効果
は著しく溶接材料の設謝には重要な原材料として使用さ
れている。しかし、炭酸塩１種又は２種以上か５％未満
ては、溶接棒先端の保護筒か適正に生成されずシールド
効果の劣化も招きアーク安定性、スパッタ発生など問題
は大きい。又２０％超ては、スラグ量が増加すると同時
にスラグ粘性が低下し、スラグがアーク直下に回り込み
健全な溶接かできないなどの理由により炭酸塩１種又は
２種以上を５〜２０％と規定した。

鉄粉および酸化鉄は、スラグの粘性調整アーク安定性お
よびスラグ剥離性の改善に効果は大ぎいか鉄粉および酸
化鉄か０．５％未満ではその効果はなく、スパッタの発
生、スラグ被包性などに問題があり又２０％超ては、ス
ラグ疏動性過多となりスラグ被包性および剥離性の劣化
を招く。しかもアークが不安定となり、スパッタ発生の
原因となるなど好ましくないので鉄粉および酸化鉄の１
種又は２種以上を０．５〜１５％と規定した。

次に被覆剤を溶接棒全重量に対して１５〜３８％塗布す
る理由について述べる。下記の（１１式で示す計算式に
よりもとめた値すなわち被覆率は１５％未満においては
、安定したシルト効果、またアークを発生するために必
要な溶接棒先端の保護筒の強度か低くなり、溶接途中で
欠は落ち、安定した溶接か出来ない、又溶接棒製造時に
被覆の厚さが薄いためにスムースな塗布かてきない。一
方被覆率か３８％超では、スラグ量が増加し溶接スラグ
が溶融プール上にとどまり安定した溶接が出来ないこと
から溶接棒全重量に対する被覆剤の量を１５〜３８％と
規定した。

ＦＷ：被覆剤重量 ＲＷ、心線重量 次に溶接棒全重量に対する合金成分を規定した理由につ
いて述べる。

Ｃは溶着金属にレール鋼と類似のパーライト組織を生成
させるための必須成分であると同時に、溶着金属を高炭
素成分系すなわち００４〜１０％に調整して、この凝固
温度をレール鋼とほぼ同等にすることによって、従来技
術て発生していた母材レールの溶融境界層における高温
液化割れを防止するものて本発明の最大の特徴をなすも
のである。更に、溶着金属のＣ含有量か増加するに従い
継手引張り強さおよび硬さか増加するため溶接金属の耐
摩耗性および耐疲労損傷性を向上させることかてきる。

溶接棒全重量のＣ含有量が０５％未満ては溶接金属のＣ
量か０．４％未満となる場合が生じ母材レールの溶融境
界層に高温割れが発生すると共に溶接金属のパーライト
組織か少なくなり継手引張り強さの７０　ｋｇ／ｍｍ２
以上が得られない。一方被覆アーク溶接棒のＣ含有量が
１５％超ては溶着金属のＣ量か１．０％超となり、溶接
金属に初析セメンタイトが析出し、溶接金属が著しく脆
化する。又溶接作業性の面においてもスラグの粘性が低
下し、溶接プールの前方（溶接方向）に回り込み溶接棒
先端にからみスムースな溶接が出来ないことから、溶接
棒全重量に対するＣを０５〜１．５％と規定した。

Ｓｉについては、通常溶着金属の脱酸剤として含有され
、プロボール、ビット発生改善およびスラグの粘性調整
、スラグ剥離性改善に効果かある。又溶着金属中のＳｉ
は０．１〜１．０％の範囲てはパーライト組織において
フェライトを強化して強度を上昇させると同時に耐疲労
損傷性を向上させる。しかも、本発明の被覆組成では後
述するマンガンによる弱脱酸が一般的であり、強脱酸で
あるＳｉ脱酸は脱酸過多によるブローホール、ピットの
原因となる。又溶接棒中に３１無添加の場合においても
溶着金属中のＳｉ量は０４％程度となり十分にレール組
成のＳｉ量を確保てきる。しかし、１０％超では溶着金
属中の３１が１０％を超え継手性能上有害となるので溶
接棒全重量に対してＳｉを、１０％以下と規定した。

Ｍｎは５１同様溶着金属の脱酸剤として添加される。レ
ール鋼のＭｎ含有量は０．６％以上てあり、Ｍｎはパー
ライト変態を遅滞させる元素であって添加量によりパー
ライト変態の開始が変化し強度も変化するので、溶着金
属のＭｎ含有量はレール鋼とほぼ対応したものてなけれ
ばならない。

溶接棒全重量に対するＭｎ量が０．６％未満ては溶着金
属のＭｎ量か低くなり、溶着金属の引張り強さまたは伸
びすなわち延性が低下する。溶接棒全重量に対するＭｎ
量が３．５％超では溶着金属のＭｎ量か増加し、溶接金
属中に形成されたマルテンサイトをパーライトに変態さ
せる後熱処理が著しく困難となることから溶接棒全重量
に対するＭｎを０．６〜３．５％と規定した。

母材レールが前記Ｃ，Ｓｉ、　Ｍｎの他にＣｒ、　Ｍｏ
。

Ｎｉ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｃｕのうち１種または２種以上
含有する場合には、溶着金属にもこれらの合金成分を母
材レールと同等もしくはそれ以下の量だけ含有しなけれ
ばならない場合がある。すなわちＣｒ、　Ｍｏ、ＶはＭ
ｎと同様パーライト変態を遅滞させる元素であって、添
加量によりパーライト変態の開始が変化し強度も変化す
るので、母材レールかこれらの合金成分を含有する合金
鋼である場合には、すくなくともレール頭頂面に用いる
被覆アーク溶接棒にもこれらの合金成分を含有していな
いと、溶接のまま、または溶接後の熱処理によって母材
レールと類似の金属組織、硬さおよび継手引張り強さか
得られない。

従って被覆アーク溶接棒のＣｒ、　Ｍｏ、　Ｖ含有量は
Ｃｒ：１．３％以下、Ｍｏ、Ｖ　：　０．３％以下にす
る。

Ｎｂはパーライト変態の終了時間を大幅に短縮させる元
素であるため、溶接後の冷却中に生成する有害なマルテ
ンサイトを防止する効果がある。しかし溶着金属のＮｂ
含有量が０．１％を超えると巨大な炭・窒化物を生し、
靭性、疲労強度を低下させるので、被覆アーク溶接棒の
Ｎｂ含有量は０．１％以下とする。

Ｃｕはレール鋼の耐食性を向上するのに効果のある合金
成分であり、耐食性レールには０．３％以下含有される
。従って、耐食性レールの溶接には溶着金属にも０．３
％以下のＣｕを含有しないと母材レールと同様の耐食性
か得られない。しかし溶着金属のＣｕ含有量が０３％超
では、熱間脆性を起こし表面きずが発生するので、被覆
アーク溶接棒のＣｕ含有量は０．３％以下とする。

Ｎｉはレール鋼の延性または靭性を向上する合金成分で
あるが、レール鋼はもともと延性または靭性が低くても
使用可能な鋼材であるため、レールに添加する場合は少
ない。しかし溶着金属に２０％以下含有すると溶接部の
延性または靭性が向上するので、溶接金属にＮｉを添加
する必要のある場合がある。しかし溶着金属がＮｉを２
．０％超金含有ると、溶接金属に高温凝固割れが発生し
やすくなるので、被覆アーク溶接棒のＮｉ含有量は２．
０％以下とする。

以上詳述したように、本発明、被覆アーク溶接棒を用い
、通常の溶接条件のもとで、レール鋼に対して行っても
、高温割れ等の溶接欠陥が発生することなく施工でき、
溶接後適切な後熱処理を組み合わせることにより有害組
織がなく母材レールと同等の硬さとパーライト組織を有
する溶接継手を得ることができる。

以下に実施例によって本発明の効果をさらに具体的に説
明する。

［実　施　例］ 以下本発明の実施例を示す。

第３表に示した心線を用い第４表に示す、溶接棒を製造
した。棒寸法は全て５．（ｌ　ｘ　４５０ｍｍとした。

第５表に使用したレール母材を示す。又溶接条件は直流
逆極性溶接電流２２０八て溶接した。溶接に際して、溶
接施工開始時点でレール足部の開先面を４（１０か６５
００℃に予熱し、溶接完了後レール断面全周を均等に加
熱する多孔ノズルバーナを用いて８００〜１０００℃に
加熱し放冷した。

第６表に試験結果を示す。溶接作業性はスラグ発生量の
多少、棒先端へのスラグのからみ、又スパッタ発生量の
多少を観察し、実用上あまり問題とならないものには○
、実用上問題となるものについては×評価とした。溶着
金属の割れについては溶接中央部の縦断面マクロ試験片
を採取し、研磨後カラーヂエック、検鏡により割れの有
無の確認をした。

本発明で示した棒記号ＥＧ−１〜ＥＧ−１１については
溶接作業性も十分実用可能であり、かつ溶着金属および
母材熱影響部にも割れが認められず実用可能な溶接継手
性能が得られた。

方比較例で示した溶接棒記号ＥＧ−１２は、被覆剤の５
ｉ０２が低く心線中のＣ量が低いことと相まってスパッ
タが多く発生し、スラグ粘性低下による棒先端のスラグ
のからみなど見られた。

又、溶接棒中Ｃ量が低く継手試験において母材）ＩＡＺ
部分に微細な割れが認められた。溶接棒記号ＥＧ−１３
については、被覆率が上限を超えておリスラグ発生量が
過多となり又５ｉｎ２が上限を超えていることとなり棒
先端のスラグからみが多く見られた。又溶接棒中のＭｎ
が偶く、Ｃｕが多いことから、継手試験において溶着金
属中に微細な高温割れが認められた。

溶接棒記号ＥＧ−１４については被覆剤中のＴｉＯ２が
低く、アークが不安定となりスパッタの発生が多い又溶
接棒中のＣ量が多く、溶着金属で１．０％を超え、かつ
ＭｎにおいてもＣ同様に上限を超えた結果、溶着金属中
に割れが認められた。

溶接棒記号ＥＧ−１５については、被覆率が下限をわっ
ていることから健全な保護筒が成形されない結果、スパ
ッタが多く発生し、被覆剤中のＴｉＯ２が上限を超えて
いることによりスラグ粘性過多となりスラグが棒先端に
からむなど安定した溶接が出来なかった。又溶接棒中の
Ｎ１が上限を超えていることがら溶着金属に微細な割れ
が認められた。

溶接棒記号ＥＧ−１６については、被覆剤中の炭酸塩が
低くスパッタの発生が多く、スラグ被包性においても他
に比較し劣る結果となった。又溶接棒中のＳｉが上限を
超えて、溶着金属中のＳｉが１．０％を超えたことによ
り割れの発生が認められた。

溶接棒記号ＥＧ−１７については、被覆率が高く、スラ
グ発生量が多くなり、被覆剤中の炭酸塩も多いことも相
まってスパッタ発生およびスラグのからみなど見られ、
安定した溶接が出来なかった。

又溶接棒中のＣｒが上限を超えており、溶着金属に割れ
が認められた。

溶接棒記号ＥＧ−１８については、被覆剤中の鉄粉およ
び酸化鉄が低く、アークが不安定となることから、スパ
ッタの発生が多く見られた。

又、心線のＣ量か高く、かつＣの歩留が良くなることが
ら溶着金属のＣ量が目標より高＜％ＭＯも上限を超えて
いることから強度が高くなりすぎ、そのため溶着金属に
割れが認められた。

溶接棒記号ＥＧ−１９については、被覆剤中の鉄粉およ
び酸化鉄が上限を超えており、スラグ粘性が過多となり
棒先端のスラグからみスパッタの発生が多く見られた。

又溶接棒中の■が上限を超えていることから溶着金属中
の■も高くなり、強度ｕｐおよび靭性の劣化により溶着
金属に割れが認められた。

溶接棒記号ＥＧ−２０については溶接作業性は良好てあ
ったが溶接棒中のＮｂ量が上限を超えており、溶着金属
の目標を超えた。その結果ミクロ組織において、炭化物
の析出が認められ溶着金属に微細な割れが発生した。

［発明の効果］ 以上述へたように、本発明によるレールエンクローズア
ーク溶接用被覆アーク溶接棒は良好な溶接作業性と継手
性能か得られ、レール溶接の信頼性を大幅に向上しうる
ことが可能となり、その工業的価値は極めて大ぎい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、レール鋼の断面図である。 １・・・レール足部 ２・・・レール腹部 ３・・・レール頭部 ４・・・レール頭表面 他４名 ｌ：レール足部 ２：レール腹部 ３：レール頭部 ４：レール頭表面

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％でＣ：０．０３〜１．５％を含有する心線の
   外周にＴｉＯ＿２：１５〜３５％、ＳｉＯ＿２：２０〜
   ３５％、炭酸塩の１種又は２種以上を５〜 ２０％、鉄粉および酸化鉄の１種又は２種以上：０．５
   〜２０％の被覆剤を溶接棒全重量に対して１５〜３８％
   被覆し、かつ溶接棒全重量でＣ：０．５〜１．５％、Ｓ
   ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．６〜３．５％含有するこ
   とを特徴とするレールのエンクローズアーク溶接用被覆
   アーク溶接棒。 ２　重量％でＣ：０．０３〜１．５％を含有する心線の
   外周にＴｉＯ＿２：１５〜３５％、ＳｉＯ＿２：２０〜
   ３５％、炭酸塩の１種又は２種以上を５〜 ２０％、鉄粉および酸化鉄の１種又は２種以上を０．５
   〜２０％の被覆剤を溶接棒全重量に対して１５〜３８％
   被覆され、かつ溶接棒全重量に対してＣ：０．５０〜１
   ．５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．６〜３．５％
   、更にＣｒ：１．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：
   ０．３％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｎｉ：２．０％以
   下、Ｃｕ：０．３％以下の１種又は２種以上を含有する
   ことを特徴とするレールのエンクローズアーク溶接用被
   覆アーク溶接棒。