JP2007083292A - 溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 板厚が４０ｍｍ以上の厚手高張力鋼板を２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接するに際して、溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲で０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上の高い靭性が得られる溶接方法を提供する。
【解決手段】 板厚が４０ｍｍ以上の鋼板を２電極サブマージアーク溶接で片面１パス溶接する際に、鋼板、フラックス、溶接ワイヤ、各々の化学組成を適正範囲に限定した上で、第２電極の溶接ワイヤの直径が６〜８ｍｍで、かつ、第２電極の溶接ワイヤの断面積に対する第１電極の溶接ワイヤの断面積の比率が３５〜７５％である条件で溶接することにより、継手の健全性を損なうことなく、溶接金属の表面側と裏面側とのミクロ組織差を許容できる範囲内とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの高い安全性が要求される溶接構造物を建造する際に用いられる大入熱サブマージアーク溶接方法に関し、特に、良好な靭性を有する溶接金属が得られる高張力鋼板の２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法に関する。

建築分野、造船分野等において、大型溶接構造物を建造する際には溶接施工能率を高めるために溶接時の大入熱化が要求され、アーク溶接の中でも溶接入熱が高いサブマージアーク溶接が多く用いられている。一方、建築、造船等では、同時に溶接構造物に対して高い安全性が要求され、特に溶接部に高い靭性が要求される。とりわけ、建築構造物では、地震時の脆性破壊を防止する観点から溶接部、特に溶接金属の高靭性化に対する社会的要請が極めて大きくなってきている。

近年の建築構造物の大型化にともない、板厚が４０ｍｍ以上の厚鋼板を溶接してボックス柱を製造する際に、溶接能率を向上させるために、１〜２電極を用いた片面１パス大入熱サブマージアーク溶接の適用が増加している。このような厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上になり、溶接部に形成される溶接金属の冷却速度が遅くなるため、溶接金属の冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から靭性に有害な粗大な初析フェライト（α）が生成されやすく、溶接金属の靭性が低下する問題が生じる。

また、鋼板板厚が厚く、溶接入熱がさらに高くなる場合には、溶接金属の厚み範囲において、溶融金属が最初に凝固する溶接ルート部側（以下、溶接裏面側とも言う）の溶接金属がより厳しい熱履歴となるため靭性劣化が著しく、その結果、厚み方向の中心部や表面側の溶接金属と同等の良好な靭性を確保することが困難となる。

一般に比較的入熱が大きい溶接時の溶接金属靭性を確保する方法として、溶接材料を用いて溶接金属中に合金元素を多く添加し焼入性を高めることで組織微細化を図ることが知られている。

しかし、板厚が４０ｍｍ以上の厚鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上で片面１パスサブマージ溶接する場合には、溶接材料を用いて溶接金属中に合金元素量を増加させると、溶接表面側の溶接金属の焼入性が過大となって逆に靭性が劣化する問題が生じるようになる。

上記厚鋼板の大入熱サブマージ溶接時の溶接金属厚み範囲における靭性の不均一性は、２電極以上の多電極サブマージアーク溶接方法を用い、板厚が４０ｍｍ以上の厚鋼を溶接する場合にその問題が顕在化しやすい。

従来、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属靭性を向上させる方法として、ボンドフラックス及び溶接ワイヤを用いて、溶接金属中のＴｉ、Ｂ、Ｍｏの複合添加により焼入性を向上し、溶接金属靭性を改善する方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。

しかし、この方法により溶接金属の靭性は０℃でのシャルピー衝撃値で４７Ｊ以上までの改善はできるが、７０Ｊ以上の靭性向上は難しい。

また、従来から、大入熱溶接時に溶接金属にＴｉを添加することによりＴｉ酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭化させる方法が知られている。しかしながら、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接のように大入熱溶接の中でも極めて入熱量の大きい溶接方法においては、一般のアーク溶接に比べて、溶融金属プールが長時間維持されるので、溶接金属中にＴｉを相当量添加しても、Ｔｉ酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまう部分が多い。このため、溶接金属中のＴｉ酸化物をアシキュラーフェライトの核生成サイトとして十分に機能させ、溶接金属の靭性を十分に改善することは困難である。また、大入熱サブマージアーク溶接では冷却速度が極めて小さいため、溶接金属中に粒界フェライトが多く生成し、かつ粗大化しやすいため、粒内に微細なアシキュラーフェライトを生成させても粗大な粒界フェライトが靭性に支配的な影響を及ぼすため、十分な靭性改善は得られ難いという問題もある。

また、最近では、溶接金属の凝固後に生成されるδフェライト相を安定化させて凝固オーステナイト粒径の微細化を図り、その結果として溶接金属の変態組織を微細化させて靭性を向上させる技術も提案されている（例えば、特許文献２参照）。しかし、板厚が４０ｍｍ以上の厚手鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接では、溶接金属全体を均一に高靭化することは難しい。

以上のように、溶接材料の工夫により溶接金属組織改善を通して溶接金属の靭性向上を図る従来技術には限界があり、厚手鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属厚み範囲における靭性のばらつきを十分に改善することは困難である。従って、厚手鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接において溶接金属中心部だけでなく、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲全体における靭性を均一に向上させる新しい技術が望まれている。

特開平１１−１７００８５号公報 特開２００４−１０２８号公報

本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、板厚が４０ｍｍ以上、引張強度が４９０ＭＰａ級以上の厚手高張力鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上での２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲で靭性が均一であり、かつ０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上の高い靭性が得られる溶接方法を提供することを目的とする。

前記課題を解決するため、本発明者らは、溶接材料による溶接金属組成の最適化をベースとした上で、通常、厚手鋼板における２電極片面１パスサブマージアーク溶接では不可避的に生じる溶接金属の溶接表面側と裏面側との間の温度履歴の差を溶接条件によって可能な限り小さくし、溶接金属の合金成分の含有量を過度に高めずに、溶接金属の表面側から裏面側にわたって均一に高靭性が得られる新たな方法を考究した。

その結果、２電極片面１パスサブマージアーク溶接に用いる溶接ワイヤとフラックスの組成を適正範囲とした上で、第１電極（先行極）と第２電極（後行極）の溶接ワイヤの直径とその断面積の比率を適正化することによって、溶接金属裏側の冷却速度を制御し、高温割れを回避しつつ、裏面側の冷却速度をほぼ表面側と同程度にすることが可能となることを知見した。

本発明はかかる新知見に基づいて発明されたものであり、その発明の要旨とするところは以下の通りである。

（１）板厚が４０ｍｍ以上の鋼板を２電極サブマージアーク溶接で片面１パス溶接するに際して、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．１〜２．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下に制限し、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、
質量％で、
ＳｉＯ₂：１０〜２５％、
ＭｇＯ：５〜２０％、
ＣａＯ：５〜１５％、
ＣａＦ₂：１〜１０％、
Ａｌ₂Ｏ₃：５〜２５％、
ＴｉＯ₂：２〜２０％、
Ｆｅ：１０〜２５％、
Ｂ₂Ｏ₃：０．１％〜２．５％からなるフラックスと、
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜１％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０１５％含有し、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる第１電極および第２電極の溶接ワイヤを用い、第２電極の溶接ワイヤの直径が６〜８ｍｍであり、かつ第２電極の溶接ワイヤの断面積に対する第１電極の溶接ワイヤの断面積の比率が３５〜７５％である条件で溶接することを特徴とする溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

（２）前記鋼板が、質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１５％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、
Ｎｉ：０．０１〜６％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．１％、
Ｖ：０．００２〜０．５％、及び、
Ｔａ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

（３）前記鋼板が、質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、及び、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

（４）前記フラックスが、質量％で、さらに、
Ｍｏ：１〜５％、及び、
Ｎｉ：１〜５％の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

（５）前記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．１〜６％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜３％、
Ｗ：０．０１〜２％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、
Ｖ：０．００５〜０．５％、
Ｔａ：０．００２〜０．２％、及び、
Ｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

（６）前記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、及び、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

本発明によれば、板厚が４０ｍｍ以上の引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の厚手高張力鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上の２電極片面１パス溶接する大入熱サブマージアーク溶接において、溶接金属の表面から裏面までの全厚み範囲で靭性を均一にでき、かつ０℃での２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上の高い靭性が得られる。従って、本発明の適用により、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの溶接構造物の溶接施工効率を向上し、かつその安全性を高めることができるため、産業上の非常に利用価値が高いものである。

通常、２電極片面１パスサブマージアーク溶接をするに際に、第１電極（先行極）と第２電極（後行極）とに同一ワイヤを用い、同一入熱条件で溶接すると、溶接金属の裏面側は第１電極（先行極）による溶接入熱に加えて、さらに第２電極（後行極）による溶接入熱の影響を受けるため、溶接後の溶接金属裏面側の冷却速度は表面側に比べて不可避的に遅くなる。特に、溶接金属の組織を左右する、溶接金属の裏側の８００℃から５００℃までの冷却速度が表面側に比べて遅くなるため、溶接金属の裏側に変態点の高い組織が形成されやすくなる。実際に、溶接金属の裏面側の組織は、表面側に比べて粒界フェライトの割合が多くなり、靭性が低下しやすい傾向にある。

板厚が限定された鋼板を２電極片面１パスサブマージアーク溶接をする場合には、溶接材料を選定し、溶接金属の化学組成を非常に厳密に一定範囲に収めることにより表面側と裏面側の溶接金属の組織差を極力小さくし、厚み範囲で均一に高い靭性を保持することも可能ではある。しかし、特殊な溶接材料を使用し、対象となる鋼板板厚も制限されるため、実用面で問題がある。

また、冷却速度が遅くなる溶接金属の裏面側の焼入れ性を高めるために、第１電極（先行極）のワイヤの合金成分を第２電極（後行極）に比べて多くする方法も考えられる。しかし、本発明者らの検討によれば、板厚が４０ｍｍ以上の厚手鋼板を溶接する場合には、ワイヤの合金成分の制御だけでは、第１電極（先行極）で形成された溶接金属と第２電極（後行極）で形成された溶接金属とが溶融状態で混合され、溶接金属の表面側と裏面側の成分組成の差による大きな効果は期待できないことを確認している。

さらに、第１電極（先行極）と第２電極（後行極）の溶接入熱量に差をつけ、溶接金属の表面側と裏面側での冷却速度の差を小さくすることにより、冷却速度に起因する溶接金属の表面側と裏面側の靱性差を小さくする方法も考えられるが、溶接入熱の制御は、溶接の安定性およびビード形状確保の点から好ましい方法とは言えない。

そこで、本発明者らは、板厚が４０ｍｍ以上の厚手鋼板を２電極片面１パスサブマージアーク溶接する際に、溶接安定性及びビード形状を良好に維持しつつ、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲で均一で、かつ高い靭性が得られるための、溶接ワイヤ、フラックスおよび鋼板の成分組成制御と、第１電極（先行極）と第２電極（後行極）のワイヤによる溶接金属裏面側の実効的な入熱制御方法について検討した。

その結果、溶接電流などによる溶接入力は変化させずに、両者のワイヤ断面積の比率が所定範囲内となるように第１電極（先行極）のワイヤの直径を第２電極（後行極）のワイヤに比べて細くすることにより、溶接金属の裏面側のビード幅を許容範囲内で狭くすることができ、その結果、裏面側の冷却速度を表面側と同程度まで高められることを確認した。また、この溶接金属の裏面側の実効的な入熱制御に加え、溶接ワイヤ、フラックスおよび鋼板の成分組成制御により、溶接安定性及びビード形状を良好に維持しつつ、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲で均一で、かつ高い靭性を得ることができることを確認した。

本発明は、以上の知見および技術思想の基になされたものである。

以下に、上記技術思想の基に目的とする効果を達成するために必要な本発明の技術事項の限定理由について説明する。

本発明では、上記のとおり、溶接電流などによる溶接入力は変化させずに、第１電極（先行極）のワイヤの直径を第２電極（後行極）のワイヤに比べて細くすることにより、溶接金属の裏面側のビード幅を狭くし、裏面側の冷却速度を表面側と同程度まで高められることを技術思想とする。

しかし、第１電極（先行極）のワイヤの直径の低下により、溶接金属の裏面側のビード幅が過度に狭くなると、高温割れや融合不良が生じたり、溶接能率も低下する可能性が高くなる。このため、このような問題が生じないように、２電極片面１パスサブマージアーク溶接に用いる、第１電極（先行極）の溶接ワイヤと第２電極（後行極）の溶接ワイヤとの断面積比率を３５〜７５％とし、かつ第２電極（後行極）の溶接ワイヤの直径を６〜８ｍｍとする両者を適正化する必要がある。

該ワイヤ径が６ｍｍ未満となると、全体的にビード幅が過度に小さくなってビード形状が縦長（なし形）となる結果、高温割れが生じやすくなり、溶接欠陥を抑制する点から好ましくない。一方、ワイヤ径が８ｍｍより大きくなると、溶接機の能力限定から電流密度が過小となってアークが不安定になるなどの溶接作業性が劣化し、また、溶接金属組成が鋼材組成の影響を過度に受けて材質を安定的に確保することが困難になる。

このような理由から、本発明では、第２電極の溶接ワイヤの直径を６〜８ｍｍとする。

本発明では、第２電極（後行極）の溶接ワイヤの直径を上記範囲に限定するとともに、以下の検討結果を基に、第２電極（後行極）の溶接ワイヤの断面積と第１電極（先行極）の溶接ワイヤの断面積との比率を３５〜７５％とする。

本発明者らは、板厚が４０ｍｍ未満の比較的薄い鋼板を２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接する際に、良好な靭性の溶接金属を形成できることを確認した、溶接ワイヤ、フラックスおよび鋼板の成分組成の条件で、第１電極及び第２電極の溶接入熱を変えずに、第１電極と第２電極のそれぞれの溶接ワイヤの直径を変化させ、溶接後の溶接金属の厚み範囲の靭性を測定した。
すなわち、化学組成が、０．１２％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４１％Ｍｎ−０．００９％Ｐ−０．００４％Ｓ−０．０１６％Ａｌ−０．００３５％Ｎ−０．００２９％Ｏ−０．００７％Ｎｂ−０．０１１％Ｔｉ−０．００２０％Ｃａで、板厚が５５ｍｍの鋼板を、化学組成がＳｉＯ₂：１８％、ＭｇＯ：１２．３％、ＣａＯ：１１．８％、ＣａＦ₂：３．７％、Ａｌ₂Ｏ₃：１２％、ＴｉＯ₂：１１％、Ｆｅ:１８．５％、Ｂ₂Ｏ₃：０．８％、Ｎｉ：１．５％からなるフラックスと、化学組成が０．０６％Ｃ−０．１５％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００４％Ｓ−０．００６％Ａｌ−０．００５１％Ｎ−０．９５％Ｎｉ−０．４６％Ｍｏ−０．０２３％Ｔｉ−０．００３１％Ｏからなる溶接ワイヤを用い、２電極片面１パスサブマージアーク溶接を行う際に、溶接入熱は、約５４０〜５５０ｋＪ／ｃｍ程度でほぼ一定とし、第１電極（先行極）と第２電極（後行極）の各溶接ワイヤの直径を種々変えた条件で、溶接継手を作成した。また、得られた溶接継手について、図１に示す、溶接金属の種々位置から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属の厚み範囲の靭性分布を測定し評価した。なお、第２電極（後行極）の溶接ワイヤの直径を８ｍｍ、７ｍｍ、６．４ｍｍの３種類とし、各第２電極の溶接ワイヤ径毎に、ワイヤ直径の異なる第１電極（先行極）の溶接ワイヤを数種類のずつ組み合わせて継手を作成した。

図２に、溶接金属の裏面上７ｍｍ位置での０℃吸収エネルギーと溶接金属の表面下７ｍｍ位置での０℃吸収エネルギーとの差を求め、この０℃吸収エネルギーの差と、第１電極（先行極）と第２電極（後行極）との溶接ワイヤ断面積の比率との関係を整理した結果を示す。

なお、本実験で使用した鋼板をフラック及び溶接ワイヤで溶接した場合は、溶接金属の表面下７ｍｍ位置での０℃吸収エネルギーは、全て１００Ｊ以上の良好な靭性が得られている。

図２から明らかなように以上から、第２電極（後行極）の溶接ワイヤ径が６〜８ｍｍの前提条件で、第２電極（後行極）のワイヤ断面積に対する第１電極（先行極）のワイヤ断面積の比が０．３５〜０．７５の範囲内にある場合に、高温割れや融合不良の溶接欠陥は発生せず、かつ溶接金属の裏面側の靭性は、ほぼ表面側と同等程度に高めることが可能となる。また、この条件では、溶接作業性の劣化もなかった。

一方、第２電極（後行極）のワイヤ断面積に対する第１電極（先行極）のワイヤ断面積の比が０．７５超であると、溶接金属の裏面側での焼入性不足を解消できず、裏面側の冷却速度が表面側に比べて遅くなるため、靭性を劣化させる粒界フェライトの生成、或いは、粒成長による結晶粒の粗大化の結果、裏面上７ｍｍでの靭性劣化が著しい。

また、第２電極（後行極）のワイヤ断面積に対する第１電極（先行極）のワイヤ断面積の比が０．３５未満になると、溶接金属の裏面上７ｍｍの組織は表面下７ｍｍとほぼ同等に微細化されるが、溶接金属の裏面側の冷却速度が過度に速くなるため、拡散性水素の偏析、或いは、裏面側ビード幅が狭くなることにより、高温割れ（ビード幅が狭い場合に溶接金属の凝固組織の成長や凝固収縮に起因して発生する割れ）、融合不良などの溶接欠陥が生じやすくなる。これらの欠陥の存在によって、溶接金属の裏面上７ｍｍの吸収エネルギーは、ワイヤ断面積の比が適正範囲（０．３５〜０．７５）の場合に比べて若干低めとなる。

以上の検討結果を基に、本発明では、高温割れ及び融合不良などの溶接欠陥を生じさせず、かつ、溶接作業性の劣化等をともなわずに、溶接金属の裏面側の靭性を表面側と同等程度に高めるために、第２電極（後行極）の溶接ワイヤの直径６〜８ｍｍを前提とし、かつ、第２電極（後行極）の溶接ワイヤの断面積に対する第１電極（先行極）の溶接ワイヤの断面積の比率を３５〜７５％とする。ことが可能となる。

本発明では、上記第１電極（先行極）および第２電極（後行極）の溶接ワイヤの条件を適正に制御することに加え、溶接金属全体の靱性を目的とするレベルに高めるためには、溶接金属組成を適正に制御するため、鋼板、フラックスおよび溶接ワイヤのそれぞれの成分組成を以下のように限定する必要がある。

２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法では、通常のアーク溶接に比べて溶接入熱量が高いため、溶接時に形成させる溶接金属の成分組成は、鋼板の成分が一部溶融して混入する比率、つまり、鋼板の希釈率が大きくなるため、溶接金属組成に対する鋼板組成の寄与を無視できない。
そのため、本発明においては、鋼板は質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、必要に応じて、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜６％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．１％、Ｖ：０．００２〜０．５％、及び、Ｔａ：０．００２〜０．５％、の１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じて、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、及び、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％、の１種または２種以上を含有する。

先ず、鋼板中のＣは、鋼板の強度を確保する上で０．０２％以上含有させる必要がある。一方、鋼板中に０．２％超含有させると、鋼板の靱性や溶接熱影響部靱性、さらには耐溶接割れ性の劣化が大きくなって構造用鋼としての安全性が損なわれることと、希釈によって溶接金属のＣ含有量が過大となって溶接金属の靱性も劣化させる懸念があるため、本発明においては鋼板のＣ含有量の上限を０．２％とする。
Ｓｉは、脱酸元素として、また、鋼板の強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に１％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して鋼板の延性や靭性劣化を招く。また、溶接金属中のＳｉ含有量も過大となって溶接金属の靱性を損ねる恐れがある。そこで、鋼板におけるＳｉ含有量の範囲は０．０１〜１％とした。

Ｍｎは、鋼板の焼入性を高めて強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％以上含有させる必要がある。しかし、２．５％を超える過剰な含有は、過剰なＣ含有と同様、鋼板の靭性を著しく劣化させ、かつ、溶接熱影響部の靭性、割れ性なども劣化させる。さらに溶接金属靱性にも悪影響を及ぼすようになるため、上限を２．５％とした。

Ａｌは鋼板の脱酸、加熱オーステナイト粒径の微細化等に有効な元素であり、効果を発揮するためには０．００２％以上含有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成して鋼板の靭性、延性を極端に劣化させるため、また、溶接金属中のＡｌ量が過大となって、靱性に有害な上部ベイナイトが形成されて溶接金属の靱性が劣化する恐れがあるため、本発明においては、鋼板のＡｌ量を０．００２％〜０．１％の範囲に限定する。

ＮはＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働いて鋼板の靱性向上に寄与するが、その効果が明確になるためには０．００１％以上含有させる必要がある一方、過剰に含有させると固溶Ｎが増加して鋼板の靭性の劣化につながる。また、鋼板のＮ量が過度に高いと、溶接金属のＮ量も過大となって、Ｂと窒化物を形成して組織微細化に有効な固溶Ｂ量を減少させ、粒内、粒界とも組織を粗大化する傾向があり、好ましくない。本発明はこのＮによる溶接金属に対する悪影響が許容できる鋼板中含有量として、鋼板のＮ量は上限を０．０１５％とする。

Ｐは不純物元素であり、鋼板の特性、溶接金属の特性に対してともに、極力低減することが好ましいが、靭性確保の点から許容できる量として上限を０．０２％とした。

Ｓも不純物元素で、鋼板及び溶接金属の延性、靭性をともに劣化させるため、低減が必要である。延性、靭性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる上限として、その含有量を０．０１％以下とする。

Ｏは、鋼板においては不純物元素であり、酸化物による悪影響で鋼板の延性、靱性に悪影響を与えるため好ましくない。また、溶接金属のＯ量を過度に高めて、同様に溶接金属の延性、靱性を劣化させる場合も懸念されるため、０．０１％以下に制限する。

以上が、本発明で使用する鋼板の基本成分であるが、本発明では、さらに、鋼板の強度を調整する等の目的で、鋼板中に、さらに、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｔａの１種または２種以上を以下の含有量の範囲で含有することができる。

ＴｉはＴｉＮの形成によりオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性向上に有効な元素であり、また希釈によって溶接金属に含有されることによって、溶接金属の組織微細化にも効果を発揮するが、これらの効果を発揮できるためには鋼板中に０．００２％以上の含有が必要である。一方、鋼板中の含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物や窒化物を形成して鋼板の靭性や延性を劣化させ、また、溶接材料の組成によっては溶接金属中のＴｉ量を過剰にして、溶接金属の強度を過度に高める恐れがあるため、上限を０．０５％とする。

Ｂは極微量で焼入性を高める元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、鋼板にＢが適正量含有されていると、希釈によって溶接金属中にも含有されて溶接金属の粒界フェライト抑制に効果がある。これらの効果を明確に発揮するためには、Ｂは鋼板中に０．０００３％以上含有する必要がある。一方、０．０１５％を超えて鋼板中に含有させると、鋼片製造時や鋼板製造時の加熱段階で粗大な析出物を形成する場合が多いため、焼入性向上効果が不十分となり、かつ、鋼片の割れや析出物に起因した靭性劣化を生じる危険性も増加する。そのため、本発明においては、Ｂの範囲を０．０００３〜０．０１５％とする。

Ｍｏは、焼入性向上と析出強化とによって鋼板の強度向上に有効な元素である。また、鋼板にＭｏが適正量含有されていると、希釈によって溶接金属中にも含有されて溶接金属の焼入性を高めて粒界フェライト抑制、アシキュラーフェライト微細化に効果がある。明瞭な効果を生じるためには０．０１％以上必要である。一方、Ｍｏが１．５％を超えて過剰に含有されると、強度が過度に高くなって鋼板の靭性を劣化させるため、本発明においては、鋼板中のＭｏの含有量を０．０１〜１．５％とする。

ＣｒもＭｏとほぼ同様の効果と作用を有するため、Ｍｏと同様の理由により、鋼板中の含有量は０．０１〜１．５％に限定する。

ＷもＭｏ、Ｃｒと様の効果と作用を有するため、同様の理由により、鋼板中の含有量は０．０１〜１．５％に限定する。

Ｎｉは、本質的にマトリクスの靭性を高めることが可能な元素であり、ミクロ組織に大きく依存せず強度と靭性を同時に向上できるため、鋼板、溶接金属いずれにおいても非常に有効な元素であるが、鋼板の靱性向上に効果を発揮するためには鋼板中に０．０１％以上含有させる必要がある。含有量が多くなると強度、靭性は向上するが、６％を超えて含有させても効果が飽和するため、経済性も考慮して、上限を６％とする。

Ｃｕは、主として焼入性向上効果と固溶強化により鋼板の強度向上に有効な元素であるが、効果を発揮するためには、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、１．５％超含有させると、熱間加工性に問題を生じるため、また、溶接金属の耐高温割れ性を劣化させるため、鋼板中のＣｕ含有量は０．０１〜１．５％に限定する。

Ｎｂは析出強化及び変態強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、また、加熱オーステナイト粒径微細化によって鋼板の靭性向上にも有効であるが、効果を発揮するためには、０．００２％以上は必要である。ただし、０．１％を超えて過剰に含有させると、鋼板の靭性を劣化させ、かつ、希釈によって溶接金属中にも過剰なＮｂが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のＮｂ含有量は０．００２〜０．１％の範囲に限定する。

Ｖは主として析出強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、効果を発揮するためには、０．００２％以上は必要である。ただし、０．５％を超えて過剰に含有させると、粗大な析出物を形成して鋼板の靭性を劣化させ、かつ、希釈によって溶接金属中にも過剰なＶが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のＶ含有量は０．００２〜０．５％の範囲に限定する。

Ｔａも主として析出強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、効果を発揮するためには、０．００２％以上は必要である。ただし、０．５％を超えて過剰に含有させると、粗大な析出物を形成して鋼板の靭性を劣化させ、かつ、希釈によって溶接金属中にも過剰なＴａが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のＴａ含有量は０．００２〜０．５％の範囲に限定する。

発明では、上記鋼板成分に加え、さらに、鋼板の延性を改善する目的で、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上含有させることができる。該選択可能な元素においても、各々の組成範囲について、下記のように限定する必要がある。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。酸化物を微細化させて溶接継手の熱影響部靭性の向上にも有効に働く。その効果を発揮するための下限の含有量は、鋼板中の含有量でいずれも０．０００２％である。一方、過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性、さらに疲労特性の劣化を招くため、また、希釈によって溶接金属中に過剰に含有されると、溶接性も阻害する可能性があるため、鋼板中の含有量の上限をいずれも０．０１％とする。

以上が本発明で使用する鋼板の化学組成における限定理由である。

次に、フラックスの組成の限定理由を以下に述べる。大入熱サブマージアーク溶接においては溶接金属の組成、組織に対して、フラックスの寄与が大きいため、安定的に高い溶接金属靱性を達成するためには、溶接ワイヤや鋼板だけでなく、フラックス組成も適正化する必要がある。すなわち、本発明においては、質量％で、ＳｉＯ₂：１０〜２５％、ＭｇＯ：５〜２０％、ＣａＯ：５〜１５％、ＣａＦ₂：１〜１０％、Ａｌ₂Ｏ₃：５〜２５％、ＴｉＯ₂：２〜２０％、Ｆｅ：１０〜２５％、Ｂ₂Ｏ₃：０．１％〜２．５％、からなり、さらに必要に応じて、Ｍｏ：１〜５％、Ｎｉ：１〜５％、の１種または２種を含有する必要がある。

ＳｉＯ₂は大入熱サブマージアーク溶接においてビード止端部のなじみ性を改善し、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であり、この効果を得るためにフラックス中にＳｉＯ₂を１０％以上含有する。一方、フラックス中のＳｉＯ₂含有量が２５％を超えると溶接金属の酸素やＳｉが増加し、靭性が劣化するため、その含有量の上限を２５％に規定する。

ＭｇＯはサブマージアーク溶接のような入熱の大きい溶接においてスラグの耐火性を向上させ、ビード形状を良好とするためにフラックス中に５％以上含有する。一方、ＭｇＯ含有量が２０％を超えるとビード表面に突起物が発生してビード形状が劣化するため、フラックス中のＭｇＯ含有量の上限は２０％とする。

ＣａＯはスラグの融点及び流動性を調整し、ビード止端部のなじみ性を改善するために重要な成分であり、この効果を得るためにフラックス中にＣａＯを５％以上含有する。一方、フラックス中のＣａＯ含有量が１５％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になるため、フラックス中のＣａＯ含有量の上限を１５％とした。

ＣａＦ₂は靭性改善に効果があり、この効果を得るためフラックス中にＣａＦ₂を１％以上含有する。一方、ＣａＦ₂は融点が低いため１０％を超えて過多に含有すると大入熱サブマージアーク溶接では、ビードの平滑性が損なわれ、ビード不良となるため、フラックス中のＣａＦ₂含有量の上限を１０％とした。

Ａｌ₂Ｏ₃はスラグ剥離性を良好にする効果があり、この効果を得るためフラックス中にＡｌ₂Ｏ₃を５％以上含有する。一方、Ａｌ₂Ｏ₃含有量が２５％を超えると凸ビードになり、ビード形状不良となるため、フラックス中のＡｌ₂Ｏ₃含有量の上限を２５％とした。

ＴｉＯ₂はビード表面の平滑性向上及び靭性向上に効果があり、これらの効果を得るためフラックス中にＴｉＯ₂を２％以上含有する。一方、ＴｉＯ₂含有量が２０％を超えるとビード止端部の立ち上がり角度が大きくなってビード形状を悪化させるため、また、溶接金属中にＴｉＯ₂が過度に存在し、靱性に悪影響を及ぼすようになるため、フラックス中のＴｉＯ₂含有量の上限を２０％とした。

Ｆｅは溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果があり、これらの効果を得るためフラックス中のＦｅを１０％以上含有する。一方、Ｆｅ含有量が２５％を超えるとビード表面に突起物が発生するため、フラックス中のＦｅ含有量の上限を２５％とした。なお、本発明において、Ｆｅは純Ｆｅの他、例えば、Ｍｎ、ＳｉとのＦｅ合金であっても良く、フラックス中のＦｅの合計含有量が上記範囲内であれば効果を発揮する。

Ｂ₂Ｏ₃は溶接金属中で生成したＴｉ酸化物の界面にＢＮなどのＢ化合物を析出し、Ｔｉ酸化物の微細アシキュラーフェライト生成能をさらに促進させ、また、溶接勤続中で固溶Ｂとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの生成を抑制する作用を有する。これらの作用を利用し、溶接金属組織を微細化するためには、フラックス中にＢ₂Ｏ₃を０．１％以上、好ましくは０．６％以上含有する必要がある。なお、後述するようにＢを溶接ワイヤから溶接金属に添加することも可能であるが、溶接ワイヤ中のＢ含有量の増加は、溶接ワイヤ製造時の加工性を劣化させるため好ましくない。このため、本発明では、Ｂの溶接金属への添加は、基本的にフラックスからＢ₂Ｏ₃の形態で添加し、これに加えて、後述する必要に応じて補助的に溶接ワイヤからＢを溶接金属に添加する。一方、フラックス中のＢ₂Ｏ₃含有量が２．５％を超えると、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向の靭性を高いレベルで均一化する場合に、表面側溶接金属の焼入性が過度に増加し、硬質で粗大な上部ベイナイト組織の生成が顕著となり、逆に靭性の劣化を招く。このため、フラックス中のＢ₂Ｏ₃含有量の上限を２．５％と規定した。

なお、本発明において、フラックス中のＢの形態をＢ₂Ｏ₃とした理由は、Ｂ₂Ｏ₃は、金属Ｂやその他のＢ化合物の形態に比べて溶接金属中のＢの歩留まりが良いためである。

本発明においては、上記フラックスの基本成分の他に、さらに溶接金属の機械的特性、特に靱性を安定して向上させるために、選択成分として、以下の範囲でＭｏ、Ｎｉを添加しても良い。

Ｍｏは、他の焼入性向上元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用が高い元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために有効な元素である。また、Ｎｉは、焼入性向上元素中で、唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ｎｉ量が多い方が靱性は良好となる。Ｎｉは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、ＣＣＴ図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きいため、溶接金属中のＮｉにより、大入熱サブマージアーク溶接時の溶接金属厚み方向での冷却速度の違いよる表面側と裏面側との組織変化及びそれによる靭性差を小さくでき、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために有効な元素である。

本発明では、基本的にワイヤからＭｏ、Ｎｉを溶接金属中に添加するが、これに加えて、補助的にフラックスからＭｏ、Ｎｉを溶接金属中に添加し、後述するＭｏ、Ｎｉの作用により溶接金属の組織微細化、靱性向上の効果をより安定して得るために、フラックス中にＭｏ及びＮｉの１種または２種を含有させる場合は、それぞれの含有量の下限を１％とすることが好ましい。

一方、Ｍｏ及びＮｉのそれぞれの含有量が５％超になると、溶接ワイヤ組成や鋼板組成によっては溶接金属の硬さが過大となって靱性を劣化させる懸念があるため、フラックス中にＭｏ及びＮｉの１種または２種を含有させる場合は、それぞれの含有量の上限は５％とするのが好ましい。

なお、フラックス中のＭｏ、Ｎｉの形態は、Ｍｏ及びＮｉの含有量が上記範囲内であれば、純金属、合金、酸化物、いずれの形態でも構わない。溶接金属中の酸素量を低減するためには金属Ｍｏ、金属ＮｉまたはＭｏ、Ｎｉを含有する合金で含有させるのがより好ましい。

以上が本発明における目的及び技術思想を達成するためのフラックスの主要な成分組成の限定理由であるが、本発明の目的及び技術思想から逸脱せず、溶接金属の機械的特性を害さない範囲において、上記フラックス成分の他の成分や、バインダー成分を含有することができる。

次に溶接ワイヤの成分組成の限定理由を説明する。厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、フラックスとともに溶接ワイヤの成分組成による溶接金属の組織及び機械的特性への寄与が大きい。このため、溶接金属の組成を限定して表面側から裏面側まで均一に高靭性を達成するためには、フラックスや鋼板だけでなく、溶接ワイヤの成分組成を以下のように適正化する必要がある。なお、本発明の２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接においては、第１電極と第２電極とに異なるワイヤ径の溶接ワイヤ用いることが要点となっているが、ワイヤ組成については、第１電極と第２電極とが各々本発明の化学組成範囲内であれば、第１電極と第２電極とは化学組成が同一のものであっても異なったものでも本発明の効果を損ねるものではない。

溶接ワイヤの組成は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限することを基本要件とし、必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜６％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｗ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．００２〜０．２％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有し、さらに、必要に応じて、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、及び、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする。

Ｃは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、特に高張力鋼用溶接金属として引張強度５００〜８００ＭＰａを確保するために、溶接ワイヤ中に０．０２％以上含有させる。一方、溶接ワイヤ中のＣが０．２％を超えて含有されると、溶接金属中のＣ量が過剰となり、溶接金属の靭性が劣化するため、好ましくない。従って、本発明において溶接ワイヤ中のＣ含有量は０．０２〜０．２％に限定する。

Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属中の酸素量を減少させ、溶接金属の介在物による欠陥を抑制し、酸素による材質劣化を抑制する。これらの効果を発揮するためには溶接ワイヤ中にＳｉを０．０１％以上含有させる。しかしながら、１％を超えてワイヤ中にＳｉを含有すると、溶接金属の硬さが過剰に高まり、靭性を劣化させるので、ワイヤ中のＳｉ含有量の上限を１％とした。

Ｍｎは、溶接金属の強度向上及び脱酸作用を有し、その溶接ワイヤ中の含有量が０．５％を下回ると、十分な脱酸作用と溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなるために、溶接金属の靭性を劣化させる。そのため、ワイヤ中のＭｎ含有量の下限を０．５％とした。一方ワイヤ中のＭｎ含有量が２．５％を超えると、溶接金属組織が粗大なベイナイト組織となって靭性が劣化する可能性が高くなるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量の上限を２．５％とする。

Ａｌは、脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量制御に有効な元素であり、溶接金属の脱酸に有効に寄与するために溶接ワイヤ中にＡｌを０．００２％以上含有させる。一方、溶接金属中にＡｌが過剰に含有されると微細アシキュラーフェライトの生成が抑制され、溶接金属組織が粗大化し、靭性が劣化するため、溶接ワイヤ中のＡｌ含有量の上限は０．１％とする。

Ｔｉは、溶接金属においてＴｉ酸化物を形成して微細アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属組織の微細化に寄与する本発明において重要な元素である。本発明では、溶融金属プールが長時間維持されるような大入熱サブマージアーク溶接でも、後述するフラックスから溶接金属中に添加するＢがＢＮ及びＦｅ₂₃（Ｃ、Ｂ）₆などのＢ化合物としてＴｉ酸化物界面に析出し、微細アシキュラーフェライト生成能を高めることが可能となる。本発明では、これらの効果を十分に確保するため、溶接ワイヤ中にＴｉを０．００５％以上含有させる。一方、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が０．３％を超えると、溶接金属中に脆性破壊の起点となるような粗大なＴｉを含む酸化物や窒化物を形成して溶接金属の靭性を劣化させるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量の上限は０．３％とした。

Ｎは、溶接ワイヤ中の不可避的不純物元素であるが、Ｎは溶接金属中でＴｉ、Ｂと窒化物を形成して、オーステナイト微細化や微細アシキュラーフェライト生成には有益な元素である。これらの効果を得るためにはＮ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、溶接ワイヤのＮ含有量が０．０１５％を超えて多くなると、溶接金属におけるＮ含有量を増加させ、該溶接金属中のＮが固溶状態でフェライトマトリクスの靭性を劣化させる。また、Ｂを窒化物として固定してしまい、固溶Ｂの粒界偏析によるオーステナイト粒界での初析フェライト（粒界フェライト）変態の抑止、及びそれによる靭性効果を阻害する。そこで、本発明では、その溶接ワイヤ中の含有量の上限を０．０１５％とした。

Ｐは不可避的不純物元素であり、溶接金属中のＰは溶接金属の靭性を劣化させるため、溶接ワイヤ中のＰ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、溶接金属の靭性確保の点から許容できる上限量として溶接ワイヤ中のＰ含有量の上限を０．０２％とした。

Ｓも不可避的不純物元素であり、溶接金属の延性、靭性をともに劣化させるため、溶接ワイヤ中のＳ含有量は極力低減する必要がある。本発明では、溶接金属の延性、靭性の確保の観点から実用的に許容できる上限として、溶接ワイヤ中のＳ含有量の上限を０．０１％とした。

酸素（Ｏ）も、溶接ワイヤ中の不可避的不純物元素であり、Ｏ含有量が過大であると、溶接ワイヤの製造性を阻害し、また、溶接金属中のＯ含有量を増加させて、溶接金属の延性、靱性を劣化させるため好ましくない。本発明においては、溶接ワイヤの製造性を良好にし、溶接金属の延性、靱性の劣化させないために、溶接ワイヤ中のＯ含有量の上限を０．０１％とする。

本発明において上記溶接ワイヤの基本成分の他に、溶接金属の機械的特性、特に強度、靭性を調整するために、さらにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、ＴａおよびＢの１種または２種以上を所定範囲で溶接ワイヤ中に含有させることができる。

Ｎｉは、焼入性向上元素中で唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ｎｉ量が多い方が靱性は良好となる。また、Ｎｉは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、ＣＣＴ図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きい。このため、溶接金属中のＮｉは、厚鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の厚み方向における冷却速度差に起因する表面側と裏面側との溶接金属組織の変化を小さくし、その結果、溶接金属の全厚み範囲における靭性の均一化を達成するために有効な元素である。これらの作用効果を十分に発現するためにＮｉを溶接ワイヤ中に含有させる場合は、０．１％以上含有させる必要がある。一方、６％を超えてＮｉを溶接ワイヤ中に含有しても効果が飽和する一方で、溶接金属の焼入性が過剰となり、強度が過大となって靱性を劣化させる可能性が生じるため、本発明においては溶接ワイヤ中のＮｉ含有量の上限を６％に限定する。

Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、溶接金属の焼入性を高めることにより、粗大粒界フェライト生成を抑制し、溶接金属組織の微細化及び強度・靱性向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには溶接ワイヤ中のＣｕ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量が１．５％超であると、高温割れを生じやすくなり、溶接ワイヤの製造性が劣化するため、Ｃｕ含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。なお、Ｃｕは溶接ワイヤ中に含有させても、ワイヤ表面にメッキしてもその実質的効果は変わらない。

Ｃｒは、Ｍｏと同様、焼入性向上に有効な元素であり、溶接金属の強度向上のために溶接ワイヤ中にＣｒを含有させる場合には、０．０１％以上含有する必要がある。一方、溶接ワイヤ中のＣｒ含有量が １．５％超であると、溶接金属の靱性劣化が顕著に生じるため、Ｃｒ含有量の上限は１．５％とするのが好ましい。

Ｍｏは、他の焼入性向上元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用を有する元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために特に有効な元素である。該作用効果を期待して溶接ワイヤ中にＭｏを含有させる場合は、０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、３％を超えて溶接金属中にＭｏを過剰に含有させると、溶接金属が過剰に硬化し、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、本発明では溶接ワイヤ中のＭｏ含有量の上限を３％とした。

Ｗは、定性的にはＣｒと同様の作用効果を有する元素であり、溶接金属の強度向上のために溶接ワイヤ中にＷを含有させる場合、効果を発揮させるためには０．０１％以上含有するのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＷ含有量が２％超であると、溶接金属の靱性劣化が顕著に生じるため、Ｗ含有量の上限は２％とするのが好ましい。

Ｎｂは、溶接金属の焼入性向上及び析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＮｂ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＮｂ含有量が０．０５％を超えると、溶接金属の強度が過大となり、また、粗大なＮｂ析出物が形成されるために、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のＮｂ含有量の上限を０．０５％とするのが好ましい。

Ｖは、溶接金属の析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＶ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＶ含有量が０．５％を超えると、溶接金属の強度が過大となり、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のＶ含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。

Ｔａは、Ｖとほぼ同様の作用を有する元素であり、溶接金属の析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するために溶接ワイヤ中にＴａを含有させる場合は、溶接ワイヤ中のＴａ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＴａ含有量が０．２％を超えると、溶接金属の強度が過大となり、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のＴａ含有量の上限を０．２％とする。

Ｂは、溶接金属中で固溶Ｂとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粗大粒界フェライトの生成を抑制し、Ｔｉ酸化物と同時にＢＮなどのＢ化合物として析出し、Ｔｉ酸化物との相互作用により微細アシキュラーフェライト生成を促進させる作用をもつ。これらの作用を利用し、溶接金属の組織を微細化し、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の表側から裏側までの全厚み範囲の靭性を均一に向上させるために、Ｂは溶接金属中で必須元素である。

本発明では、Ｂは基本的にフラックスから添加するが、さらにＢの作用効果を安定して得るために補助的にＢを溶接ワイヤから溶接金属中に添加することも可能である。その場合、効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＢ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＢ含有量が０．０５％超になると、溶接金属中に粗大な上部ベイナイト組織が生成され、溶接金属の靱性が劣化し、さらに、ワイヤ製造時の加工性が劣化するため、好ましくない。そこで、溶接ワイヤ中にＢを含有する場合は、Ｂ含有量の上限を０．０５％とするのが好ましい。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも、溶接金属において硫化物の構造を変化させ、また硫化物、酸化物のサイズを微細化し、溶接金属の延性及び靭性を向上するために有効な元素であるため、必要に応じて溶接ワイヤに含有させることができる。これらの効果を発揮するためには、溶接ワイヤ中のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭの１種または２種以上の含有量は、各々０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの１種または２種以上の含有量が０．０１％を超えて過剰なると、溶接金属中の硫化物や酸化物を粗大化させ、溶接金属の延性、靭性の劣化を招き、また、溶接ビード形状の劣化、溶接性の劣化の可能性も生じるため、溶接ワイヤ中のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭの１種または２種以上の含有量の上限を０．０１％とする。

以上が本発明の要件についての限定理由であるが、さらに、実施例により、本発明の作用、効果を説明する。

図１に示すように、予め鋼板端部に開先加工した表１に示す板厚と成分組成の鋼板を突合せて継手を形成し、この開先部を表２に示す成分組成の焼成型フラックスと、表３に示す成分組成の溶接ワイヤを用いて、表４に示す溶接条件で２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接を行った。その後、溶接継手において、図２に示す溶接金属中央の鋼板表面下７ｍｍ、板厚中心部、裏面上７ｍｍの３箇所から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を実施した。溶接金属の靭性は０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、各々繰返し数：３本の測定値の平均値で評価した。

表１において、鋼板Ａ１〜Ａ８が本発明範囲内の化学組成を有する鋼板、鋼板Ｂ１〜Ｂ４が本発明範囲から外れる化学組成を有する鋼板である。また、表２において、フラックスＡ１〜Ａ９が本発明範囲内の化学組成を有するフラックスであり、フラックスＢ１〜Ｂ５が本発明の範囲外の化学組成を有するフラックスである。さらに、表３において、ワイヤＡ１−ａ〜Ａ９−ｂが本発明範囲内の化学組成を有するワイヤ、ワイヤＢ１−ａ〜Ｂ５−ｂが本発明範囲から外れる化学組成を有するワイヤである。なお、ワイヤについては、同一のインゴットから異なるワイヤ径（４〜８ｍｍ）のワイヤに伸線加工しており、ワイヤ記号の−の左側の記号が同一のものは同一のインゴットから加工したことを示している。ワイヤの化学組成はワイヤ伸線加工後の分析値である。

表４に示すように、様々に鋼板、フラックス、ワイヤを組み合わせて継手を作製し、そのときの溶接金属中央の鋼板表面下７ｍｍ、板厚中心部、裏面上７ｍｍの靭性を０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価した。また、継手のＸ線透過試験、断面組織観察等により、溶接欠陥の有無を調査した。表４のうち、継手Ａ１〜Ａ３３が本発明を満足している継手であり、溶接金属のいずれの位置においても７０Ｊよりも十分高い吸収エネルギーが得られ、かつ、溶接金属の表面側〜裏面側で安定して高靭性が得られていることが明らかである。

一方、表４において、継手Ｂ１〜Ｂ１８は本発明の要件を満足していない継手であり、下記に説明するように、溶接金属全体の靭性レベルが低いか、あるいは、溶接金属の一部の位置で靭性が低下するか、あるいは／及び、溶接欠陥が生じて継手の健全性が損なわれている。

すなわち、継手Ｂ１は、鋼板のＣ量が過大であるために、溶接金属のＣ量も過大で、溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。

継手Ｂ２は、鋼板のＰ量が過大であるために、溶接金属のＰ量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。

継手Ｂ３は、鋼板のＳ量が過大であるために、溶接金属のＳ量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。

継手Ｂ４は、鋼板のＮ量が過大であるために、溶接金属のＮ量も過大で、そのため、溶接金属における固溶Ｂ量が十分でなく、合金組成の調整により表面下７ｍｍでは比較的良好な靱性が得られているものの、板厚中心部から裏面上７ｍｍでは組織微細化が十分でなく、表面下７ｍｍに比べて靱性が大きく劣化している。すなわち、溶接金属全体で高靱性を達成する目的からは不十分な達成レベルとなっている。

継手Ｂ５は、フラックスの組成のうち、Ｂ２Ｏ３が含有されていないため、溶接金属中のＢ量が過小となり、そのため、溶接金属組織において、アシキュラーフェライトの生成が十分でなく、また、粒界フェライトの抑制効果が不十分なため、本発明に比べて全体的に靱性は低位であり、かつ、粒界フェライト生成挙動の冷却速度依存性が大きいために、表面下７ｍｍと裏面上７ｍｍとの靱性差も大きく、好ましくない。

継手Ｂ６は、フラックスの組成のうち、Ｂ２Ｏ３が過剰に含有されているため、溶接金属中のＢ量も過大となり、溶接金属の焼入性が過剰になって強度が過大になり、また粗大な析出物が形成されるため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず本発明よりも劣る。また、溶接金属に高温割れも観察され、継手としての健全性も劣る。

継手Ｂ７は、フラックス中のＴｉＯ２とともにＭｏ量が過大であるために、溶接金属中のＴｉ、Ｍｏ量が過大となり、そのため、粗大な析出物が増加し、かつ、溶接金属が過剰に硬化するため、溶接金属の靭性が溶接金属の位置によらず本発明よりも劣る。

継手Ｂ８は、ＴｉＯ２に加えてＮｉもフラックス中の含有量が過大であるため、溶接金属中のＴｉ、Ｎｉ量とも過大となり、その結果、粗大な析出物が増加し、かつ、溶接金属強度が過度に高くなり、溶接金属の靭性が溶接金属の位置によらず十分でない。

継手Ｂ９は、フラックス中のＴｉＯ２量が過大なため、ビード止端部の立ち上がり角度が大きくなってビード形状を悪化させて好ましくない。また、溶接金属中にＴｉＯ２が過剰に存在し、粗大なＴｉＯ２も多くなり、そのため、溶接金属の靱性も位置によらず劣化している。

継手Ｂ１０は、溶接ワイヤのＣ含有量が過大であるため、溶接金属のＣ量も過大で、溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。

継手Ｂ１１は、溶接ワイヤのＮ含有量が過大なために溶接金属中のＮ含有量も過大となり、そのため、固溶Ｂ量が確保できず、靱性変動が大きく、特に裏面上７ｍｍの靱性が著しく劣るため、好ましくない。

継手Ｂ１２は、溶接ワイヤのＰ量が過大であるために、溶接金属のＰ量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。

継手Ｂ１３は、溶接ワイヤのＴｉ含有量が過大であるために、溶接金属中のＴｉ量も過大となり、そのため、溶接金属中に粗大なＴｉ析出物が生じ、溶接金属の靭性劣化が著しい。

継手Ｂ１４は、溶接ワイヤにＴｉが含有されていないため、溶接金属組織のアシキュラーフェライト生成が十分でなく、組織が粗大となる。そのため、靱性が溶接金属位置によらず大きく劣る。

継手Ｂ１５は、表面側の靭性は比較的良好であるが、溶接ワイヤ径が同一であるため、溶接金属表面側から裏面側にいくに従って冷却速度が小さくなるため、裏面側にいくほど組織が粗大化している。そのため、表面側から裏面側にいくほど靭性が低下し、裏面上７ｍｍにおける吸収エネルギーは低くなっており、好ましくない。

継手Ｂ１６は、第１電極は第２電極に比べて細径とはなっているが、第１電極のワイヤ断面積が第２電極のワイヤ断面積に比べて十分小さくなっておらず、そのため、本発明の効果が十分発揮されない。従って、継手Ｂ１７と同様、表面側から裏面側にいくほど靭性が低下し、裏面上７ｍｍにおける吸収エネルギーは低くなっており、好ましくない。

継手Ｂ１７は、逆に第１電極のワイヤ断面積が第２電極のワイヤ断面積に比べて過小であるため、ビード断面形状が不良となり、高温割れが生じているため、好ましくない。

継手Ｂ１８は、第２電極のワイヤ径が過小であるため、溶接金属の靭性は良好であるものの、融合不良が生じており、継手健全性が損なわれるため、好ましくない。

以上の実施例の結果から、本発明によれば、板厚が４０ｍｍ以上の厚手高張力鋼板を４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で片面１パスの大入熱サブマージアーク溶接する際に、溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲にわたって均一にかつ２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーで７０Ｊ以上の優れた靭性が得られることは明らかである。

本発明の実施例に用いた溶接開先形状と２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置、方向を示す図である。 表面下７ｍｍと裏面上７ｍｍとの間の靭性差（０℃吸収エネルギーの差）と第１電極と第２電極との断面積比との関係を示す図である。

Claims (6)

1. 板厚が４０ｍｍ以上の鋼板を２電極サブマージアーク溶接で片面１パス溶接するに際して、
   質量％で、
   Ｃ：０．０２〜０．２％、
   Ｓｉ：０．０１〜１％、
   Ｍｎ：０．１〜２．５％、
   Ａｌ：０．００２〜０．１％、
   Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有し、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．０１％以下に制限し、
   残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、
   質量％で、
   ＳｉＯ₂：１０〜２５％、
   ＭｇＯ：５〜２０％、
   ＣａＯ：５〜１５％、
   ＣａＦ₂：１〜１０％、
   Ａｌ₂Ｏ₃：５〜２５％、
   ＴｉＯ₂：２〜２０％、
   Ｆｅ：１０〜２５％、
   Ｂ₂Ｏ₃：０．１％〜２．５％からなるフラックスと、
   質量％で、
   Ｃ：０．０２〜０．２％、
   Ｓｉ：０．０１〜１％、
   Ｍｎ：０．５〜２．５％、
   Ａｌ：０．００２〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
   Ｎ：０．００１〜０．０１５％含有し、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる第１電極および第２電極の溶接ワイヤを用い、第２電極の溶接ワイヤの直径が６〜８ｍｍであり、かつ第２電極の溶接ワイヤの断面積に対する第１電極の溶接ワイヤの断面積の比率が３５〜７５％である条件で溶接することを特徴とする溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
2. 前記鋼板が、質量％で、さらに、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
   Ｂ：０．０００３〜０．０１５％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
   Ｗ：０．０１〜１．５％、
   Ｎｉ：０．０１〜６％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
   Ｎｂ：０．００２〜０．１％、
   Ｖ：０．００２〜０．５％、及び、
   Ｔａ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
3. 前記鋼板が、質量％で、さらに、
   Ｃａ：０．０００２〜０．０１％
   Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、及び、
   ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
4. 前記フラックスが、質量％で、さらに、
   Ｍｏ：１〜５％、及び、
   Ｎｉ：１〜５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
5. 前記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、
   Ｎｉ：０．１〜６％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
   Ｍｏ：０．１〜３％、
   Ｗ：０．０１〜２％、
   Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、
   Ｖ：０．００５〜０．５％、
   Ｔａ：０．００２〜０．２％、及び、
   Ｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
6. 前記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、
   Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、及び、
   ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた２電極片面１パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

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