JPS591513B2 - Melting type flux for submerged arc welding - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、特に５０〜６０キロ級高張力鋼のすみ肉溶接
において、良好な溶接作業性を示し、しかも良好な衝撃
靭性を備えた溶接金属が得られる、言わば溶接作業性と
機械的性能を両立させた潜弧溶接用溶融型フラックスに
関するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention provides a welding method that exhibits good welding workability and provides a welded metal with good impact toughness, particularly in fillet welding of 50 to 60 kg class high tensile strength steel. This article relates to a melt-type flux for submerged arc welding that has both workability and mechanical performance.

潜弧溶接において、すみ肉溶接は数ある溶接施工の中で
もその占める割合が高く、それだけに能率向上に対する
要望が強く、ほとんど自然剥離する程のスラグ剥離性、
多少のさびやプライマには影響されない程の耐ピット性
、母材と滑らかになじんだ連続的なビード外観等がその
溶接材料に要求されている。これら溶接作業性の改善は
、ＳｉＯ２−ＭｎＯ系等の酸性フラックスを用いること
により達成され、軟鋼のように、機械的性能があまり問
題とならない施工においては、このような溶接材料が広
く使用されている。In submerged arc welding, fillet welding accounts for a high proportion of the many welding operations, and there is therefore a strong desire to improve efficiency.
Welding materials are required to have pit resistance that is unaffected by slight rust or primer, and a continuous bead appearance that blends smoothly with the base metal. These improvements in welding workability are achieved by using acidic fluxes such as SiO2-MnO, and such welding materials are widely used in construction where mechanical performance is not a big issue, such as with mild steel. There is.

、しかし、このような酸性フラックスは溶接金属中の酸
素量が多くなるため、衝撃靭性の要求水準の高い高張力
鋼には用いることができず、作業能率を犠牲にして溶着
金属の酸素量がやや低くなる中性系フラックスを用いて
いた。However, such acidic fluxes cannot be used for high-strength steels that require high impact toughness because the amount of oxygen in the weld metal increases, and the amount of oxygen in the weld metal increases at the expense of work efficiency. A neutral flux was used, which resulted in a slightly lower temperature.

このように潜弧溶接用フラックスの溶接作業性と機械的
性能は、従来、相反するものとの見方が一般的であつた
。As described above, the welding workability and mechanical performance of flux for submerged arc welding have conventionally been generally viewed as contradictory.

そこで、本発明者らは、５０キロ、あるいは６０キロ級
高張力鋼の溶接が可能でしかも溶接作業性が良好な潜弧
溶接用フラックスの開発を目的に、鋭意検討を重ねた結
果、母材とのなじみが良く、欠陥のない良好なビード外
観や、良好なスラグ剥離性など、溶接作業性を確保する
ために、フラックスのかさ密度、ＭｎＯ、ＭｇＯ（■Ｉ
）ＳｉＯ２に対する成分量比をそれぞれ最適範囲内の数
値に定めると共にフラックスの塩基度を酸性域に保ち、
これによる衝撃靭性の低下をＴｉＯ２添加による溶接金
属結晶粒の微細化によつて防止し、さらにＴｉＯ２添加
によるスラグ剥離性の劣化をＴｉＯ２とＣａＯとの共存
量を制限することによつて解消するという方法により、
特定の範囲に溶接作業性、機械的性能共に良好なフラッ
クスの成分域が存在することを見出した。Therefore, the inventors of the present invention have conducted extensive studies with the aim of developing a flux for submerged arc welding that is capable of welding 50 kg or 60 kg class high-strength steel and has good welding workability. The bulk density of the flux, MnO, MgO (■I
) The ratio of the components to SiO2 is determined within the optimum range, and the basicity of the flux is maintained in the acidic range.
The reduction in impact toughness caused by this can be prevented by making the weld metal crystal grains finer by adding TiO2, and the deterioration in slag removability due to the addition of TiO2 can be prevented by limiting the amount of coexistence of TiO2 and CaO. Depending on the method,
It has been found that there is a flux composition range with good welding workability and mechanical performance in a specific range.

すなわち、第１図はその分析値がＭｎＯ約３０％、Ｔｉ
Ｏ２約２％、Ｔ．ＣａＯ約４％、Ｆ約２％とほぼ一定で
、ＳｉＯ２およびＭｇＯ成分量をそれぞれ４２〜５８％
、６〜１５％の範囲で変化させた、かさ密度０．９〜１
．１９／ＣＴｉｌの試作フラツクス１０種について、拡
散性水素量におよほすＭｇＱ／ＳｌＯ２比の影響の調査
結果を示したものである。That is, Fig. 1 shows that the analytical values are approximately 30% for MnO and about 30% for Ti.
O2 about 2%, T. The amounts of CaO and F are approximately constant at approximately 4% and 2%, respectively, and the amounts of SiO2 and MgO components are 42 to 58% each.
, bulk density 0.9-1, varied in the range of 6-15%
．． The results of an investigation on the influence of the MgQ/SlO2 ratio on the amount of diffusible hydrogen are shown for 10 types of prototype fluxes of 19/CTil.

第１図はＪＩＳＺ３ｌｌ３に準拠し、溶接条件：４００
Ａ３００、５０（１−JモV１／ＭｉＴｌワイヤ：３．２
ｍｍφ、ＪＩＳＹＳＷ−４１で実施した。この図で明ら
かなように、拡散性水素量はＭｇＯ／ＳｌＯ２比の増加
にしたがつて多くなり、特に０．３０を超えると極めて
多くなる。Figure 1 is based on JISZ3ll3, welding conditions: 400
A300, 50 (1-J MoV1/MiTL wire: 3.2
mmφ, JISYSW-41. As is clear from this figure, the amount of diffusible hydrogen increases as the MgO/SlO2 ratio increases, particularly when it exceeds 0.30.

また、第２図は、第１図の場合と同じフラツクスを用い
て、板厚１２ｍｍ０ＳＭ−５０Ｂ鋼をＪＩＳＺ３３ｌｌ
、ＹＳＷ−４１相当ワイヤを用いて７００Ａ３５Ｖ７０
ｃｆＬ／Ｍｍの溶接条件で下向すみ肉溶接（溶接長１ｍ
）した場合のスラグ剥離に要する時間とＭｇＱ／ＳｌＯ
２比の関係を示したものである。In addition, Figure 2 shows a JISZ33ll plate of 12mm thick 0SM-50B steel using the same flux as in Figure 1.
, 700A35V70 using YSW-41 equivalent wire
Downward fillet welding under welding conditions of cfL/Mm (welding length 1m)
) and the time required for slag removal and MgQ/SlO
This shows the relationship between the two ratios.

この図で明らかなように、スラグはいずれもほとんど自
然剥離であるが、ＭｇＯ／ＳｉＯ２比が０．１６未満に
なると剥離に要する時間が長くなり、スラグ剥離性が劣
化することが認められる。第３図は、その分析値がＭｇ
Ｏ約１０％、ＴｉＯ２約２％、Ｔ．ＣａＯ約４％、Ｆ約
２％とほぼ一定で、ＳｌＯ２およびＭｎＯ成分量をそれ
ぞれ４１〜５８％、２４〜４５７０の範囲で変化させた
、かさ密度０．９〜１．１ｇ／ＣＴｉｌの試作フラツク
スについて、ＪＩＳＺ３３ｌｌ、ＹＳＷ−４１相当ワイ
ヤを用いた６００Ａ３４Ｖ６０ＣＴＩＬ／緬の溶接条件
による水平すみ肉溶接時のホックマーク、アンダーカツ
トの発生率と、ＭｎＱ／ＳｉＯ２比の関係を図示したも
のである。As is clear from this figure, most of the slags are naturally exfoliated, but when the MgO/SiO2 ratio is less than 0.16, the time required for exfoliation becomes longer and the slag releasability deteriorates. Figure 3 shows that the analysis value is Mg.
O about 10%, TiO2 about 2%, T. Prototype flux with a bulk density of 0.9 to 1.1 g/CTil, with approximately constant CaO of approximately 4% and F of approximately 2%, and varying the amounts of SlO2 and MnO components in the ranges of 41 to 58% and 24 to 4570, respectively. This figure shows the relationship between the incidence of hook marks and undercuts during horizontal fillet welding under welding conditions of 600A34V60CTIL/Burmese using wire equivalent to JISZ33ll and YSW-41, and the MnQ/SiO2 ratio.

この図から判るように、ＭｎＱ／ＳｉＯ２比が増すに従
つて、ホックマークは減少し、アンダーカツトのは増加
する傾向が認められ、ホックマークはＭｎＯ／ＳｉＯ２
比が０．５５未満で、アンダーカツトは０．８０を超え
ると極めて発生しやすくなつた。また、第４図は、Ｓｌ
Ｏ２５ｌ％、ＭｎＯ３８％、ＭｇＯｌｌ％の組成を有す
る配合原材料中に、その分析値でＦ約２％、Ｔ．ＣａＯ
およびＴｌＯ２をそれぞれ２〜１０７０１２〜８％の範
囲となるよう配合、溶解した試作フラツクス１５種を用
いて、板厚１２ｍｍ（７）ＳＭ−５０Ｂ鋼を第２図の場
合と同様の溶接条件により、下向すみ肉溶接した場合の
スラグ剥離性をＴ．ＣａＯ（！：ＴｉＯ２含有量と関連
させて示したものである。この図で判るように、スラグ
剥離性はＴ．ＣａＯおよびＴｌＯ２含有量の増加と共に
劣化する傾向を示すが、これらの和Ｔ．ＣａＯ＋ＴｉＯ
２が９％までの範囲なら何ら問題はない。なお、この第
４図において◎はスラグが自然剥離すること、Ｏはほと
んど抵抗なく剥離すること、△はスラグを軽打すること
によつて剥離すること、×はスラグをかなり強打するこ
とによつて剥離することをそれぞれ示す。また、この１
５種の試作フラツクスのうち、Ｔ．ＣａＯ約２％のもの
は、そのＦ源として螢石（ＣａＦ２）を用いることなく
ＡｌＦ３を用いてＴ．ＣａＯの増加を避けたものであり
、このＴ．ＣａＯ値は他の原材料からの不純物と考えら
れる。As can be seen from this figure, as the MnQ/SiO2 ratio increases, there is a tendency for the number of hook marks to decrease and the number of undercuts to increase.
When the ratio was less than 0.55 and over 0.80, undercuts were extremely likely to occur. In addition, FIG. 4 shows Sl
In the blended raw material having a composition of O25l%, MnO38%, MgOll%, the analysis value is about 2% F, T. CaO
Using 15 kinds of prototype fluxes mixed and melted to have a range of 2% to 10% and 12% to 8% of TlO2, a plate of 12 mm (7) SM-50B steel was welded under the same conditions as in Fig. 2. The slag removability when performing downward fillet welding is T. CaO(!: is shown in relation to the TiO2 content. As can be seen from this figure, the slag removability tends to deteriorate as the T.CaO and TlO2 contents increase, but the sum of these T. CaO+TiO
There is no problem if 2 is within 9%. In this Figure 4, ◎ means that the slag will peel off naturally, O means that it will peel off with almost no resistance, △ means that it will peel off by hitting the slag lightly, and × means that it will peel off by hitting the slag quite hard. This indicates that the material will stick and peel off. Also, this 1
Among the five types of prototype fluxes, T. About 2% CaO is produced by T.I. using AlF3 as the F source without using fluorite (CaF2). This T. The CaO value is considered to be an impurity from other raw materials.

本発明は以上の知見に基づくもので、その要旨とすると
ころは重量パーセントで、ＳｉＯ２４５〜５５％、Ｔｌ
Ｏ２ｌ〜４％、Ｆ１〜３％を含有し、０．１６くＭｇＯ
／ＳｌＯ２く０．３０，０．５５くＭｎ〔ＳｉＯ２く０
．８０，Ｔ．Ｃａ０＋ＴｉＯ２く９％、かさ密度０．９
〜１，３９／Ｃ７７ｌで、かつ次式で示される塩基度Ｂ
が０．５５〜０．８５であることを特徴とする潜弧溶接
用溶融型フラツクスにある。The present invention is based on the above findings, and its gist is that SiO245-55%, Tl
Contains O2l~4%, F1~3%, 0.16% MgO
/SlO2ku0.30,0.55kuMn[SiO2ku0
．． 80,T. Ca0+TiO2 9%, bulk density 0.9
Basicity B of ~1,39/C77l and expressed by the following formula:
0.55 to 0.85.

以下に本発明を詳細に説明する。The present invention will be explained in detail below.

まず、本発明は溶融型フラツクスに関するものであるか
らして、各成分含有量、成分比、塩基度等の限定値はす
べてフラツクスの分析値によるものである。First, since the present invention relates to a molten flux, all of the limiting values for the content of each component, component ratio, basicity, etc. are based on analytical values of the flux.

これは、溶融型フラツクスの配合組成と溶解後の成品フ
ラツクスの成分含有量とは一般に一致せず、溶融型フラ
ツクスの性能は成品フラツクスの各成分含有量の大小、
組合せの如何んによつて左右され、この成分含有量は成
品フラツクスを分析することによつてのみ知ることがで
きることに基づく。また、溶融型フラツクスにおける成
分の分析値の意味について述べると、いつたん溶融され
、ガラス質となつている溶融型フラツクスの中では各成
分は原料として配合されたままの結晶構造や分子結合状
態を維持してはいないため、その分析に際して、フラツ
クス中に含まれる酸化物形成元素は、その形態にかかわ
らず、すべてＳｉＯ２，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＣａＯ，Ｔｉ
Ｏ２，Ａｌ２Ｏ３のような最も安定な酸化物の形で定量
されることになる。This means that the composition of the melted flux and the component content of the finished product flux after melting generally do not match, and the performance of the melted flux depends on the content of each component in the finished product flux.
Depending on the combination, the content of this component can only be known by analyzing the product flux. In addition, regarding the meaning of the analysis values of the components in molten flux, each component in molten flux, which has been melted and becomes glassy, has a crystal structure and molecular bonding state as it was blended as raw materials. Therefore, when analyzing the flux, all oxide-forming elements contained in the flux were identified as SiO2, MnO, MgO, CaO, and Ti, regardless of their form.
It will be quantified in the form of the most stable oxides such as O2 and Al2O3.

例えば、酸化物、炭酸塩の形で配合されたＣａもフツ化
物として配合添加されたＣａも、あるいは炉材から混入
する場合のＣａも、いつたん溶解されガラス質となつた
溶融型フラツクスの中では区別が不可能であり、すべて
ＣａＯの形で定量分析されるのである。For example, Ca blended in the form of oxides and carbonates, Ca blended and added as a fluoride, or Ca mixed in from furnace materials are contained in the molten flux that is once melted and becomes glassy. Therefore, it is impossible to distinguish between them, and all are quantitatively analyzed in the form of CaO.

したがつてこのような分析値は、フラツクス中に含まれ
るすべてのＣａをＣａＯの形にして表示したという意味
を明確にするためＴ（トータル）を付記してＴ．ＣａＯ
と表記する。Therefore, such analytical values are expressed as T (total) to clarify that all Ca contained in the flux is expressed in the form of CaO. CaO
It is written as.

このような意味では、ＣａＯに限らず他の酸化物につい
ても同様で、本来はすべてＴを付記せねばならないと言
える。In this sense, the same applies not only to CaO but also to other oxides, and it can be said that T should be added to all oxides.

特にＦ源にＭｇＦ２，ＡｌＦ３等を用いた場合には、Ｔ
．ＭｇＯ，Ｔ．Ａｌ２Ｏ３と表記すべきではあるが、Ｆ
源には通常安価なＣａＦ２（螢石）を用いることが一般
的であるためＣａＯのみＴ．ＣａＯと表記するのが従来
からの習・レとなつている。溶融型フラツクスの酸化物
の分析値は以上のような性格のもので、本発明における
酸化物の含有量、成分比、塩基度等の限定値はこのよう
なフラツクス中に含有されるそれぞれの元素をすべてＳ
ｌＯ２，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＣａＯ，ＴｉＯ２の形で定量
分析した値によるものである。In particular, when MgF2, AlF3, etc. are used as the F source, T
．． MgO, T. Although it should be written as Al2O3, F
Since CaF2 (fluorite), which is inexpensive, is generally used as a source, only CaO is used. It has traditionally been written as CaO. The analytical values of oxides in molten fluxes have the characteristics described above, and the limiting values of oxide content, component ratio, basicity, etc. in the present invention are based on each element contained in such fluxes. All S
The values are based on quantitative analysis in the form of 1O2, MnO, MgO, CaO, and TiO2.

また、溶融型フラツクス中におけるフツ化物の存在形態
については不明な点が多いが、溶融型フラツクスの中で
は原料フツ化物はいつたん溶解されガラス状態となつて
いるため、ＣａＦ２，ＭｇＦ２，ＡｌＦ３，ＢａＦ２と
いうような、もとのままの結晶構造や分子結合にはなつ
ていないと考えられている。Furthermore, although there are many unknowns about the existence form of fluorides in molten flux, in molten flux the raw material fluoride is once melted and becomes a glass state, so CaF2, MgF2, AlF3, BaF2 It is thought that the crystal structure and molecular bonds have not changed to their original state.

したがつて溶融型フラツクスは、成分分析においてもＣ
ａＦ２，ＭｇＦ２といつたフツ化物の形での定量が不可
能なため、例えばフツ塩化鉛一硝酸銀・口タンカリ滴定
容量法、あるいは熱分解法（日本金属学会誌１９７０年
第６号参照）などの手法によりフラツクス中のＦをまず
定量し、しかる後ＣａＦ２，ＭｇＦ２，ＡｌＦ３などの
形に算術的に換算し、便宜上フツ化物の含有量としてい
るのである０即ち、本発明におけるＦ含有量とは先に述
べたような手法により定量されたフラツクス中のＦ含有
量そのものの数値を指すものである。Therefore, molten flux also has C in component analysis.
Since fluorides such as aF2 and MgF2 cannot be quantified in the form of fluorides, methods such as the fluoride chloride monosilver nitrate/kutankali titration volumetric method or the thermal decomposition method (see Journal of the Japan Institute of Metals, No. 6, 1970) are used. The F content in the flux is first quantified using a method, and then arithmetically converted into forms such as CaF2, MgF2, AlF3, etc., and is used as the fluoride content for convenience. It refers to the numerical value of the F content itself in flux, determined by the method described in .

次に、本発明における各数値の限定理由を述べる０まず
、本発明においてＳｉＯ２を４５〜５５％としたのは、
ＳｉＯ２が４５％未満、あるいは５５％を超えた場合、
スラグの融点、流動性がビード形成に不向きとなり、特
に水平すみ肉溶接において良好なビード形状を保持でき
ないことによる。Next, we will discuss the reasons for limiting each numerical value in the present invention.0 First, the reason why SiO2 is set to 45 to 55% in the present invention is as follows.
If SiO2 is less than 45% or more than 55%,
This is because the melting point and fluidity of slag are unsuitable for bead formation, and a good bead shape cannot be maintained, especially in horizontal fillet welding.

ＴｉＯ２は溶接金属組織を微細化し、靭性の改善に有効
な成分であるが、１％未満ではその効果が不十分であり
、４％を超えてもそれ以上の改善効果はなく、スラグ剥
離性が劣化する弊害のみが現れる。Ｆはシールド効果゛
によりピツト、ブローホールの発生を防止する重要な成
分であるが、３７０を超えるとアークが不安定となり、
平滑なビードが得られなくなるｂ逆に１％未満ではシー
ルド不足となりピツト、ブローホールが発生しやすくな
る。TiO2 is an effective component for refining the weld metal structure and improving toughness, but if it is less than 1%, the effect is insufficient, and if it exceeds 4%, there is no further improvement effect, and the slag removability is Only the negative effects of deterioration appear. F is an important component that prevents the occurrence of pits and blowholes due to its shielding effect, but if it exceeds 370, the arc becomes unstable.
A smooth bead cannot be obtained. Conversely, if it is less than 1%, the shielding becomes insufficient and pits and blowholes are likely to occur.

ＭｇＱ／ＳｉＯ２については、前述のように０．３０を
超えると拡散性水素量が多くなりピツト、ブローホール
の発生が多くなる。また０．１６未満ではスラグ剥離性
が劣化する。ＭｎＱ／ＳｉＯ２は前述したように、０．
５５未満では脱酸が不十分となつてホックマークの発生
が多くなり、逆に０．８０を超えるとアンダーカツトが
発生しやすくなる。As for MgQ/SiO2, as mentioned above, when it exceeds 0.30, the amount of diffusible hydrogen increases and the occurrence of pits and blowholes increases. Moreover, if it is less than 0.16, slag removability deteriorates. As mentioned above, MnQ/SiO2 is 0.
If it is less than 55, deoxidation will be insufficient and more hook marks will occur, while if it exceeds 0.80, undercuts will be more likely to occur.

Ｔ．ＣａＯ＋ＴｉＯ２についても前述のとおり、９％を
超えるとスラグ剥離性が劣化する。T. As mentioned above, when CaO+TiO2 exceeds 9%, the slag removability deteriorates.

かさ密度は１．３ｇ／Ｃｒｉｔを超えるとアークが不安
定となりビード波形が粗くなる。When the bulk density exceeds 1.3 g/Crit, the arc becomes unstable and the bead waveform becomes rough.

逆に０．９未満ではフラツクスの水素が多くなり、ピツ
ト、ブローホール、ホックマークが発生しやすくなる。
なお、ここで言うかさ密度とは疎充填法によつて測定す
るものを指し、ＪＩＳＫ６７２ｌ−１９６６の「塩化ビ
ニル樹脂試１験方法」中に規定された方法に準じて測定
する。で表される塩基度Ｂは０．８５を超えるとアーク
が不安定となり、ビードの波形が粗くなつて均一な、な
じみの良いビードが得られなくなる。On the other hand, if it is less than 0.9, the amount of hydrogen in the flux will increase, making pits, blowholes, and hook marks more likely to occur.
The term "bulk density" as used herein refers to a density measured by a loose packing method, and is measured in accordance with the method specified in "Vinyl chloride resin test method 1" of JIS K672l-1966. If the basicity B exceeds 0.85, the arc becomes unstable and the waveform of the bead becomes rough, making it impossible to obtain a uniform and well-fitting bead.

逆に０．５５未満では、溶接金属中の酸素量が過多とな
り衝撃靭性が低下するばかりでなく、溶接金属へのＣ１
あるいはＳｌ，Ｍｎ等の合金成分の歩留が低下し、特に
高張力鋼の多層溶接において引張強度が不足し問題とな
る。なお、この塩基度計算式Ｂは、森式表示法ＢＬ（日
本金属学会誌１９６０年第６号参照）を簡便化したもの
で、総和表示となつている森式表示法ＢＬを分数表示と
し、さらにＢＬの各係数をその分子量で除することによ
り、各成分量をモル分率に換算することなく、重量パー
セントでそのまま計算できるようにしたものである。On the other hand, if it is less than 0.55, the amount of oxygen in the weld metal will be excessive, resulting in not only a decrease in impact toughness but also a decrease in C1 to the weld metal.
Alternatively, the yield of alloy components such as Sl and Mn decreases, which causes a problem of insufficient tensile strength, especially in multilayer welding of high-strength steel. This basicity calculation formula B is a simplified version of the Mori method BL (see Journal of the Japan Institute of Metals, No. 6, 1960), and the Mori method BL, which is expressed as a summation, is expressed as a fraction. Furthermore, by dividing each coefficient of BL by its molecular weight, the amount of each component can be directly calculated in weight percent without converting it into a mole fraction.

ただし、Ａｌ２Ｏ３ＦｅＯ成分については、係数も比較
的小さく、しかも本発明系フラツクスでは含有量も少な
くほとんど影響がないので計算式より省略した。その他
の成分として、まずＭｎＯについては先にＭｎＱ／Ｓｉ
Ｏ２比の限定理由を述べたが、ＭｎＯ成分としては４０
％以下が望ましい。However, the coefficient of the Al2O3FeO component is relatively small, and in the flux of the present invention, the content is small and has almost no effect, so it was omitted from the calculation formula. As for other components, first of all, regarding MnO, MnQ/Si
Although the reason for limiting the O2 ratio has been stated, the MnO component is 40
% or less is desirable.

これはＭｎＯが４０％を超えると耐火性が劣化し、大電
流域における溶接作業性が悪化する傾向が認められるこ
とによる。ＭｇＯについても、先にＭｇＱ／ＳｉＯ２比
の限定理由を述べたが、ＭｇＯ成分としては１５％以下
が望ましい。This is because when MnO exceeds 40%, fire resistance deteriorates and welding workability in a large current range tends to deteriorate. As for MgO, the reason for limiting the MgQ/SiO2 ratio was mentioned above, and it is desirable that the MgO component be 15% or less.

ＭｇＯが１５％を超えるとスラグの粘性が高くなり始め
、ビード形状が劣化する傾向が認められるからである。
Ａｌ２Ｏ３，ＦｅＯ，Ｋ２Ｏ，Ｎａ２Ｏ，等は、使用原
材料の不純物として混入する成分であるが、これら成分
はそれぞれ６％以下、２％以下、１％以下、１％以下な
ら、本発明フラツクスの特性に何ら影響はない。This is because when MgO exceeds 15%, the viscosity of the slag begins to increase and the bead shape tends to deteriorate.
Al2O3, FeO, K2O, Na2O, etc. are components mixed as impurities in the raw materials used, but if these components are 6% or less, 2% or less, 1% or less, and 1% or less, the characteristics of the flux of the present invention will not be affected. There is no effect.

以下に実施例により、本発明の効果をさらに具体的に述
べる。The effects of the present invention will be described in more detail below with reference to Examples.

第１表に示すように配合したＦ−１〜６の混合原材料を
還元性雰囲気の電気炉にて溶解し、水冷、固化した後、
１２×４８メツシユの粒度に整粒した。After melting the mixed raw materials F-1 to F-6 blended as shown in Table 1 in an electric furnace in a reducing atmosphere, cooling with water and solidifying,
The particles were sized to a particle size of 12×48 mesh.

これらフラツクスを比較フラツクスと共に、第２表に示
すワイヤ鋼板と組合せて、第３表に示すそれぞれの溶接
条件により、水平すみ肉溶接、Ｙ開先の両面１層突合せ
溶接金属の衝撃試験、グリセリン置換法（ＪＩＳＺ３ｌ
ｌ３準拠）による拡散性水素試験を実施した。These fluxes were combined with the comparative fluxes and the wire steel plates shown in Table 2, and the welding conditions shown in Table 3 were used to perform horizontal fillet welding, impact testing of Y-groove double-sided single-layer butt weld metal, and glycerin replacement. Law (JISZ3l
A diffusible hydrogen test was carried out according to 13 standard).

なお、これらフラツクスの成分含有量の分析値は第４表
に示すとおりであつた。The analytical values of the component contents of these fluxes were as shown in Table 4.

これらの結果は第５表に示すとおりで比較フラツクスで
は機械的性能良好なものは溶接作業性が劣り、溶接作業
性の良好なものは機械的性能が劣つたり、拡散性水素量
が多かつたりするのに対し、本発明フラツクスはこれら
性能に過不足なく、いずれも良好であつた。These results are shown in Table 5. Among the comparative fluxes, those with good mechanical performance had poor welding workability, and those with good welding workability had poor mechanical performance or had a high amount of diffusible hydrogen. On the other hand, the flux of the present invention had just the right performance and was good in all of them.

なお、Ｙ開先両面突合せ溶接において衝撃試験片はＦ．
Ｐ側板表面下７ｕの位置を中心に採取した。In addition, the impact test piece in Y-groove double-sided butt welding was F.
Samples were taken mainly at a position 7u below the surface of the P side plate.

また、第４表において、スラグ剥離、ビード形状は良好
なものを◎、ほぼ良好なものを０１やや劣るもの△、不
良のものを×で示した。In Table 4, good slag peeling and bead shape are indicated by ◎, almost good by 01, slightly poor by △, and poor by ×.

ホックマーク、ピツト、アンダーカツトの欠陥について
は、発生しないものを◎、わずかに発生するものを○、
やや多く発生するものを△、頻発するものを×でそれぞ
れ示した。以上のように本発明は、溶接作業性と機械的
性能を両立させたフラツクスを供給するもので、その利
用範囲が極めて広い。Regarding defects such as hook marks, pits, and undercuts, those that do not occur are ◎, and those that slightly occur are ○.
Those that occur somewhat frequently are indicated by △, and those that occur frequently are indicated by ×. As described above, the present invention provides a flux that is compatible with welding workability and mechanical performance, and has an extremely wide range of applications.

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図、第２図は、本発明フラツクス系におけるＭｇＱ
／ＳｉＯ２比と拡散性水素量、およびスラグ剥離時間と
の関係を示す図、第３図は同じくＭｎＯ／ＳｉＯ２比と
ホックマーク発生数、アンダーカツト長さとの関係を示
す図、第４図は、フラツクス中のＴ．ＣａＯおよびＴｉ
Ｏ２含有量とスラグ剥離性の関係を示す図、第５図は実
施例における、（ａ）水平すみ肉溶接要領と（ｂ）Ｙ開
先両面１層突合せ溶接の開先形状をそれぞれ示す図であ
る。Figures 1 and 2 show MgQ in the flux system of the present invention.
Figure 3 shows the relationship between the MnO/SiO2 ratio, the amount of diffusible hydrogen, and the slag removal time, and Figure 4 shows the relationship between the MnO/SiO2 ratio, the number of hook marks, and the undercut length. T. in flux. CaO and Ti
Figure 5 is a diagram showing the relationship between O2 content and slag removability, and Figure 5 is a diagram showing (a) horizontal fillet welding procedure and (b) groove shape of Y groove double-sided single-layer butt welding, respectively, in the example. be.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １ 重量パーセントでＳｉＯ＿２４５〜５５％、ＴｉＯ
＿２１〜４％、Ｆ１〜３％を含有し、０．１６≦ＭｇＯ
／ＳｉＯ＿２≦０．３０、０．５５≦ＭｎＯ／ＳｉＯ＿
２≦０．８０、Ｔ、ＣａＯ＋ＴｉＯ＿２≦９％、かさ密
度０．９〜１．３ｇ／ｃｍ＾３で、かつ次式で示される
塩基度Ｂが０．５５〜０．８５であることを特徴とする
潜弧溶接用溶融型フラックス。 Ｂ＝０．１０８Ｔ．ＣａＯ＋０．０６８ＭｎＯ＋０．１
０ＭｇＯ／０．１０５ＳｉＯ＿２＋０．０６２ＴｉＯ＿
２[Claims] 1% by weight SiO_245-55%, TiO
Contains _21-4%, F1-3%, 0.16≦MgO
/SiO_2≦0.30, 0.55≦MnO/SiO_
2≦0.80, T, CaO+TiO_2≦9%, bulk density 0.9 to 1.3 g/cm^3, and basicity B expressed by the following formula is 0.55 to 0.85. Melting type flux for submerged arc welding. B=0.108T. CaO+0.068MnO+0.1
0MgO/0.105SiO_2+0.062TiO_
2