JP2013086134A

JP2013086134A - 溶接継手および溶接材料

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Publication number: JP2013086134A
Application number: JP2011229335A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiro Ogawa; 和博小川; Tomoya Kawabata; 友弥川畑; Hiromasa Hirata; 弘征平田; Takahiro Kousu; 孝裕小薄
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-10-19
Filing date: 2011-10-19
Publication date: 2013-05-13

Abstract

【課題】高強度母材を予熱なしで溶接して得られる高強度・高靱性溶接継手の提供。
【解決手段】C：0.03〜0.19％、Si：0.03〜0.90％、Mn：0.30〜1.80％、P≦0.030％、S≦0.010％、Cr：0.05〜1.20％、Mo：0.05〜1.00％、sol.Al：0.01〜0.10％、N≦0.0050％以下を含み、残部がFeと不純物の化学組成を有し、マルテンサイト相の構成比率が面積率で95％以上の組織からなる引張強さ≧950MPaの鋼母材と、C：0.03〜0.08％、Si：0.2〜1.0％、Mn：0.3〜3.0％、Ni：4.0〜7.0％、Cr：11.5〜15.0％を含み、残部がFeと不純物からなり、〔Creq＋0.5Nieq＞16.5〕、〔Creq＋5.7Nieq＜58.8〕、〔Creq−0.63Nieq＜10.6〕を満たす化学組成を有する溶接金属とからなる、溶接継手。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接継手および溶接材料に関する。詳しくは、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度鋼母材を予熱なしで、テイグ溶接（以下、「ＴＩＧ溶接」という。）に比べて高能率なガスシールドアーク溶接を行って得られる、具体的には、ミグ溶接（以下、「ＭＩＧ」溶接という。）またはプラズマ溶接して得られる、高強度および高靱性を有する溶接継手および、この溶接継手をＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接して製造するための溶接材料に関する。

高強度鋼、なかでもマルテンサイト相の構成比率が面積率にて９５％以上である組織からなる高強度鋼は、構造物を薄肉化できることから軽量化、組み立て工期の短縮、さらにはそれにともなうＣＯ₂発生量の削減にも効果があり、溶接構造物として広く使われている。

なお、以下の説明において、「マルテンサイト相の構成比率が面積率にて９５％以上である組織」のことを、「マルテンサイト相を主とする組織」ということがある。

しかし、マルテンサイト相を主とする組織からなる高強度鋼は、薄肉化の効果が大きい一方で、特に、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度の厚板および鋼管の場合には、溶接施工に際して次のような特別な配慮が必要となるために経済性の点から不利であり、このことが普及の障壁となっている。

すなわち、上記強度レベルの高強度鋼は、溶接割れ感受性が高いため、溶接施工に際しては予熱が必要である。さらに、靱性確保のために、例えば、特許文献１で開示されたＴＩＧ溶接のような、能率の低い溶接法の適用が必要となる。

このため、特許文献２〜４に、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度鋼の溶接施工に関する技術が開示されている。

特許文献２には、９５０ＭＰａ以上の高強度鋼を対象に、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−高Ｏ系の溶接金属を用いることによる溶接低温割れの防止技術が開示されている。しかし、特許文献２で開示された技術では、溶接継手の降伏強さの確保が困難であり、さらに、湿潤環境下での溶接施工では必ずしも溶接割れを防止することはできない。

特許文献３には、溶接金属に残留オーステナイト相を含有させることにより溶接割れを防止する技術が開示されている。しかし、特許文献３の「本発明例」として示される実施Ｎｏ．１〜１４の継手の溶接金属の残留オーステナイト相は高々３．２％と低いものである。このため、特許文献３で開示された技術では、湿潤環境下での溶接施工では必ずしも溶接割れを防止することはできない。

特許文献４には、ＣｒおよびＮｉの含有量の高い溶接材料、具体的には、質量％で、Ｃｒ：６．０〜１６．０％およびＮｉ：６．０〜１６．０％を含む溶接材料を用いて、１１８０ＭＰａ級までの高張力鋼を予熱することなく溶接して、低温割れを防止する技術が開示されている。しかし、特許文献４で開示された技術は、引張強さが９５０ＭＰａ級以上の高強度鋼に適用した場合には強度、特に降伏強さの確保が不十分となる。

特開２００９−２４８１７５号公報特開平１０−３０６３４８号公報特開２００２−１１５０３２号公報特開２００１−２４６４９５号公報

鋼母材を溶接すると、溶接材料は母材組成により希釈化され溶接金属が形成される。

溶接継手の特性は、上記溶接金属の組織に大きく依存するため、溶接継手の作製においては適正な組織制御が求められる。

一般に、組織制御では、オーステナイト相の活用によって溶接低温割れの防止および靱性の向上が達成でき、また、凝固時のフェライト相の活用によって溶接高温割れの防止が達成でき、さらに、マルテンサイト相の活用によって高強度化を達成することができる。しかしながら、これらの特性はトレードオフの関係にあるため、これをクリアする材料設計が必要になる。

特に、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度鋼では、どのように組織制御したらよいかが明確になっておらず、新たな成分設計思想、すなわち各元素の定量的な振る舞いの解明に基づいて、トレードオフ関係を解消することが喫緊の課題となっている。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度鋼母材を予熱なしで、ＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接して得られる、高強度および高靱性を有する溶接継手の提供を目的とする。さらに、この溶接継手をＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接して製造するための溶接材料を提供することも本発明の目的である。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、９５０ＭＰａ以上の高張力鋼に用いる溶接部（溶接金属）中のＣｒおよびＮｉに着目した。これらの元素は溶接金属のオーステナイト相およびマルテンサイト相の含有量に大きく影響するためである。

一方、溶接金属に含まれる元素には、組織制御に対して、ＣｒおよびＮｉと同様な作用をする元素がある。

そこで、下記の（ｉ）式で表されるＣｒ当量（以下、「Ｃｒｅｑ」と表記する。）および（ｉｉ）式で表されるＮｉ当量（以下、「Ｎｉｅｑ」と表記する。）で整理して、詳細な調査を行った。
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ・・・（ｉ）、
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋２０Ｃ＋１５Ｎ・・・（ｉｉ）。

その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の事項が明らかになった。

（ａ）オーステナイト相の確保には、Ｃｒｅｑ、Ｎｉｅｑがともに寄与する。特に、Ｃｒｅｑの寄与が大きく、十分なオーステナイト相を確保して溶接低温割れを防止するには次の［１］式を満足する必要がある。
Ｃｒｅｑ＋０．５Ｎｉｅｑ＞１６．５・・・［１］。

（ｂ）［１］式を満足しても、組織中にオーステナイト相が過剰な場合には強度不足となる。強度はマルテンサイト相の活用によって確保することができ、次の［２］式を満足することによって、強度、特に溶接部の設計応力に影響の大きい降伏強さを確保することができる。
Ｃｒｅｑ＋５．７Ｎｉｅｑ＜５８．８・・・［２］。

（ｃ）一方、オーステナイト相の確保では、ＮｉｅｑだけではなくＣｒｅｑも調整することで、凝固時の組織がフェライト相となり溶接高温割れを防止することが可能となるが、靱性が低下する。このため、次の［３］式を満足する必要がある。
Ｃｒｅｑ−０．６３Ｎｉｅｑ＜１０．６・・・［３］。

本発明は、上記の事項を基にして完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す溶接継手および（５）に示す溶接材料にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１９％、Ｓｉ：０．０３〜０．９０％、Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、マルテンサイト相の構成比率が面積率にて９５％以上である組織からなる、引張強さが９５０ＭＰａ以上の鋼母材と、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｎｉ：４．０〜７．０％およびＣｒ：１１．５〜１５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＮがそれぞれ、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下で、かつ、下記の［１］〜［３］式を満たす化学組成を有する溶接金属とからなる、
ことを特徴とする溶接継手。
Ｃｒｅｑ＋０．５Ｎｉｅｑ＞１６．５・・・［１］
Ｃｒｅｑ＋５．７Ｎｉｅｑ＜５８．８・・・［２］
Ｃｒｅｑ−０．６３Ｎｉｅｑ＜１０．６・・・［３］
ただし、
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ・・・（ｉ）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋２０Ｃ＋１５Ｎ・・・（ｉｉ）
で、（ｉ）式および（ｉｉ）式中の元素記号は、その元素の含有量 (質量％) を表す。

（２）鋼母材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下のうちの１種以上を含む化学組成を有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接継手。

（３）鋼母材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下を含む化学組成を有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の溶接継手。

（４）溶接金属が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下のうちの１種以上を含む化学組成を有することを特徴とする、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接継手。

（５）質量％で、Ｎｉ：４．０〜８．０％およびＣｒ：１３．０〜１７．０％を含むことを特徴とする、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接継手をＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接によって製造するために用いる溶接材料。

残部としての、「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明によれば、引張強さが９５０ＭＰａ以上の高強度鋼母材を予熱なしで、ＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接することによって、高強度および高靱性を有する溶接継手を提供することができる。この溶接継手は、本発明に係る溶接材料を用いて、ＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接して製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼母材について：
（Ａ−１）化学組成：
Ｃ：０．０３〜０．１９％
Ｃは、強度向上にもっとも有効であり、かつ安価な元素である。しかし、Ｃの含有量が０．０３％未満では、他の元素による強度保証が必要となり、結果的に経済性が損なわれる。一方、Ｃを０．１６％を超えて含有すると溶接性を阻害しかつ靱性を劣化させることとなる。したがって、Ｃの含有量は０．０３〜０．１６％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は０．１４％である。

Ｓｉ：０．０３〜０．９０％
Ｓｉは、強度向上に寄与する元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．０３％未満では効果が少なく、一方、０．６０％を超えて含有すると、母材靱性および溶接部靱性を劣化させることになる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０３〜０．６０％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は０．３５％である。

Ｍｎ：０．３０〜１．８０％
Ｍｎは、強度確保のために必要な元素であり、０．３０％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｎを１．８０％を超えて含有すると、母材靱性を劣化させる。したがって、Ｍｎの含有量は０．３０〜１．８０％とする。Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．６０％であり、望ましい上限は１．６０％である。Ｍｎ含有量のより望ましい下限は０．８０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、母材および溶接熱影響部の低温靱性を損なうだけでなく、溶接性をも低下させ、さらに、耐歪み時効特性も低下させてしまう。このため、Ｐの含有量はできるだけ低くすること好ましいが、過度の低減はコスト上昇を招く。したがって、実害を生じさせない範囲として、Ｐの含有量を０．０３０％以下とする。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下とすることが一層好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、母材および溶接熱影響部の低温靱性を損なうだけでなく、溶接性をも低下させる。このため、Ｓの含有量はできるだけ低くすること好ましいが、過度の低減はコスト上昇を招く。したがって、実害を生じさせない範囲として、Ｓの含有量を０．０１０％以下とする。

Ｃｒ：０．０５〜１．２０％
Ｃｒは、焼入れ性を高める働きを有し、強度および靱性の向上に有効な元素であるため、０．０５％以上の量を含有させる必要がある。しかし、Ｃｒの含有量が１．２０％を超えると靱性を劣化させる。したがって、Ｃｒの含有量は０．０５〜１．２０％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は０．４％であり、望ましい上限は０．８％である。

Ｍｏ：０．０５〜１．００％
Ｍｏは、強度の向上に有効であるため、０．０５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｍｏを１．００％を超えて含有すると靱性を損なう。したがって、Ｍｏの含有量は０．０５〜１．００％とする。Ｍｏ含有量の望ましい下限は０．３％であり、望ましい上限は０．６％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有することに加えて、ＡｌＮを形成してＮを固定化し、組織の微細化を促進する作用を有する。さらに、鋼中にＢが含有されている場合、ＮがＡｌＮとして固定化されることにより、ＢＮの生成が避けられるので、焼入れ性向上に寄与する有効Ｂ（マトリックスに固溶した状態のＢ）の量も多くなる。上記したＡｌのＮ固定効果を得るためには、Ａｌをｓｏｌ．Ａｌで、０．０１％以上の量含有させる必要がある。しかし、Ａｌをｓｏｌ．Ａｌで０．１０％を超える量含有すると、溶接部の特性が劣化するだけでなく、耐歪み時効特性および溶接性が低下する。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで、０．０１〜０．１０％とした。ｓｏｌ．Ａｌ量の望ましい下限は０．０２％であり、望ましい上限は０．０８％である。なお、「ｓｏｌ．Ａｌ」とは、「鋼中で介在物になっていない固溶状態のＡｌ」を指す。

Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、０．００５０％を超えて含まれる場合には、固溶Ｎ量が増大して靱性が劣化する。また、鋼中にＢが含有されている場合、Ｎ含有量が多いと、有効Ｂ量の確保が難しくなるため強度不足が生じ、靱性劣化が増大する。このため、Ｎ含有量に上限を設けて０．００５０％以下とする。Ｎ含有量は、望ましくは０．００４０％以下である。

本発明の溶接継手を構成する鋼母材の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含み、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有するものである。

本発明の溶接継手を構成する鋼母材の他の一つは、上記残部としての「Ｆｅおよび不純物」におけるＦｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＢおよびＣａから選択される１種以上の元素を含有する化学組成を有するものである。

以下、任意元素である上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＢおよびＣａの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

先ず、上記のＣｕからＢまでの元素は、いずれも、強度を向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。

以下、ＣｕからＢまでの元素について説明する。

Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、強度向上作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなって２．０％を超えると、スケール発生により鋼材の表面性状を劣化させ、さらには、靱性の劣化を招く。したがって、含有させる場合のＣｕの量を、２．０％以下とする。含有させる場合のＣｕの量は、０．５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は０．０５％以上であることが望ましく、０．１％以上であれば一層望ましい。

Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、強度向上作用を有する。Ｎｉには、靱性を高める作用もある。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。しかし、Ｎｉの含有量が３．０％を超えると効果が飽和し、コストの上昇を招くばかりである。したがって、含有させる場合のＮｉの量を３．０％以下とする。含有させる場合のＮｉの量は、２．０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は０．０５％以上であることが望ましく、０．３％以上であれば一層望ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは、強度向上作用を有する。すなわち、Ｖは、焼戻し時にＶＣとして析出し、強度を向上させる働きを有する。したがって、Ｖを含有させてもよい。しかし、０．１％を超える量のＶの含有は、強度向上効果が飽和してコストの上昇を招くうえに、靱性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＶの量を０．１％以下とする。含有させる場合のＶの量は、０．０８％以下であることが好ましい。

一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、Ｖの量は０．００５％以上であることが望ましく、０．０１％以上であれば一層望ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、強度向上作用を有する。すなわち、Ｎｂは、焼戻し時に粒内にＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出し、降伏強さを向上させる働きを有する。さらに、Ｎｂは、スラブ加熱時に結晶粒粗大化を抑制するほか、焼入れ時にも同様の効果を発揮するので、破面単位の微細な鋼材を製造するのに有効である。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかし、Ｎｂの含有量が多くなって０．１％を超えると、熱影響部靱性の劣化が顕著化する。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．１％以下とする。含有させる場合のＮｂの量は、０．０３％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの量は０．００５％以上であることが望ましく、０．０１％以上であれば一層望ましい。

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、強度向上作用を有する。Ｔｉは、脱酸元素として作用するほか、Ａｌ、ＴｉおよびＭｎからなる酸化物相を形成して、組織の微細化にも寄与する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかし、Ｔｉの含有量が多くなって０．１％を超えると、形成される酸化物がＴｉ酸化物またはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下するので、特に、小入熱溶接部熱影響部における組織の微細化効果が失われる。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．１％以下とする。含有させる場合のＴｉの量は、０．０８％以下であることが好ましい。

一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、Ｔｉの量は０．００５％以上であることが望ましく、０．０１％以上であれば一層望ましい。

Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、強度向上作用を有する。すなわち、Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して焼入れ性を著しく向上させることによって、強度を高める作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が多くなって０．０１％を超えると、靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＢの量を０．０１％以下とする。含有させる場合のＢの量は、０．００９％以下であることが好ましい。

一方、前記したＢの効果を安定して得るためには、Ｂの量は０．０００５％以上であることが望ましく、０．００２％以上であれば一層望ましい。

なお、Ｂは比較的容易にＮと結合してＢＮを形成する。そして、ＢがＢＮとして存在すれば、前記したＢの焼入れ性向上効果が得られない。したがって、Ｂを含有させる場合には、ＢがＮと結合するのを極力妨げるために、Ｎを他の元素で固定し、Ｂが有効Ｂとして存在できるようにすることが望ましい。

上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、ＴｉおよびＢは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、５．３１％であってもよいが、５．０％以下であることが好ましく、３．０％以下であることが一層好ましい。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、硫化物系非金属介在物の形態を制御して延性／脆性亀裂進展抵抗を高め、結果的に靱性向上に寄与する。したがって、Ｃａを含有させてもよい。しかし、Ｃａの含有量が多くなって０．００５％を超えると、非金属介在物の量が増加し、却って靱性が損なわれるようになる。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５％以下とする。含有させる場合のＣａの量は、０．００３％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａの量は０．００１％以上であることが望ましく、０．００２％以上であれば一層望ましい。

（Ａ−２）組織：
前記（Ａ−１）項で述べた化学組成を有する鋼母材が、９５０ＭＰａ以上の引張強さを具備するためには、該鋼母材の組織は、マルテンサイト相を主とする組織、つまり、マルテンサイト相の構成比率が面積率にて９５％以上である組織からなるものでなければならない。

上記の「マルテンサイト」は、「ラスマルテンサイト」および「レンズマルテンサイト」のいずれであっても構わない。また、残りの相は特に限定するものではなく、粒界フェライト相、粒状フェライト相、パーライト相など、通常観察される相で構わない。マルテンサイト相の構成比率が１００％であっても構わない。

なお、（Ａ−１）項で述べた化学組成を有する鋼を通常の方法で溶製、連続鋳造して得たスラブの化学組成に応じて、圧延、熱処理等の製造条件を適宜調整することによって、マルテンサイト相を主とする組織からなり、引張強さが９５０ＭＰａ以上の鋼母材を得ることができる。

（Ｂ）溶接金属について：
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、後述するＮと同様にオーステナイト相を安定化するのに有効な元素である。しかし、Ｃの含有量が０．０３％未満ではオーステナイト相の安定化が不十分になり、また、０．０８％を超えると溶接低温割れ感受性が増大する。このため、Ｃの含有量は０．０３〜０．０８％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０４％であり、望ましい上限は０．０７％である。

Ｓｉ：０．２〜１．０％
Ｓｉは、溶接時の溶融金属の流動性を確保することによって溶接欠陥を防止するのに有効な元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．２％未満では流動性の確保ができず溶接欠陥が発生し、また、１．０％を超えると靱性が低下する。このため、Ｓｉの含有量は０．２〜１．０％とする。Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．２５％であり、望ましい上限は０．８５％である。

Ｍｎ：０．３〜３．０％
Ｍｎは、溶接時の脱硫および脱酸効果によって熱間加工性を向上させるのに有効な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が０．３％未満では、これらの効果が不足し、また、３．０％を超えると靱性が低下する。このため、Ｍｎの含有量は０．３〜３．０％とする。Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．５％であり、望ましい上限は１．０％である。

Ｎｉ：４．０〜７．０％
Ｎｉは、オーステナイト相形成元素として作用し靱性と溶接低温割れ感受性低減に有効な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が４．０％未満では、これらの効果が不足し、また、７．０％を超えると強度が不足する。このため、Ｎｉの含有量は４．０〜７．０％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は４．５％であり、望ましい上限は６．５％である。

Ｃｒ：１１．５〜１５．０％
Ｃｒは、凝固時にフェライト相を生成させることによって溶接高温割れを防止するのに有効な元素である。しかし、Ｃｒの含有量が１１．５％未満では、上記の効果が不足し、また、１５．０％を超えると靱性が低下する。このため、Ｃｒの含有量は１１．５〜１５．０％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は１３．０％であり、望ましい上限は１４．０％である。

本発明の溶接継手を構成する溶接金属の一つは、上述のＣからＮｉまでの元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＮの含有量をそれぞれ、次に述べる範囲に制限し、かつ、後述する［１］〜［３］式を満たす化学組成を有するものである。

なお、溶接金属における不純物には、溶接継手を製造した時の希釈化により鋼母材組成から混入するものも含まれる。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、溶接材料中に不純物として存在し、それが溶接金属にも混入する。Ｐの含有量が０．０４０％を超えると、溶接高温割れ感受性が大きくなる。したがって、Ｐの含有量は０．０４０％以下とする。Ｐの含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、溶接材料中に不純物として存在し、それが溶接金属にも混入する。Ｓの含有量が０．００８％を超えると、溶接材料を製造する際に、熱間加工性が不足し線材への加工が困難となる。よって、溶接継手を製造した時の溶接金属のＳ含有量も０．００８％以下となる。

Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下
本発明の溶接継手を構成する溶接金属は、不純物中のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＮの含有量がそれぞれ、Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下であれば、溶接継手の性能に問題は生じない。

例えば、Ｎが不純物として混入する場合、Ｎが溶接金属中に０．０５％を超えて含有されると、靱性低下を招く。しかし、０．０５％以下の含有量であれば、Ｎは、オーステナイト相形成元素として、靱性と溶接低温割れ感受性低減に有効に作用するため、溶接継手の性能に問題は生じない。

本発明の溶接継手を構成する溶接金属の他の一つは、上記残部としての「Ｆｅおよび不純物」におけるＦｅの一部に代えて、ＭｏおよびＣｕのうちの１種以上の元素を含有し、かつ、後述する［１］〜［３］式を満たす化学組成を有するものである。

以下、任意元素である上記ＭｏおよびＣｕの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、凝固時にフェライト相を生成させて溶接高温割れ防止に有効に作用する。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかし、Ｍｏの含有量が２．０％を超えると、溶接継手の靱性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏの量を２．０％以下とする。含有させる場合のＭｏの量は、１．５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの量は０．０５％以上であることが望ましく、０．１％以上であれば一層望ましい。

Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、オーステナイト相形成元素として作用し、靱性の向上と溶接低温割れ感受性の低減に効果を有する。しかし、Ｃｕの含有量が２．０％を超えると熱間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの量を２．０％以下とする。含有させる場合のＣｕの量は、１．５％以下であることが好ましい。

上記のＭｏおよびＣｕは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、４．０％であってもよいが、３．０％以下であることが好ましい。

溶接割れ、靱性および強度の互いのトレードオフ関係を解消するためには、溶接金属が、上記した元素の含有量範囲だけではなく、下記の［１］〜［３］式を満たす必要がある。
Ｃｒｅｑ＋０．５Ｎｉｅｑ＞１６．５・・・［１］
Ｃｒｅｑ＋５．７Ｎｉｅｑ＜５８．８・・・［２］
Ｃｒｅｑ−０．６３Ｎｉｅｑ＜１０．６・・・［３］
ただし、
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ・・・（ｉ）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋２０Ｃ＋１５Ｎ・・・（ｉｉ）
で、（ｉ）式および（ｉｉ）式中の元素記号は、その元素の含有量 (質量％) を表す。

［１］式を満たすことにより、オーステナイト相が確保されて、溶接低温割れを防止できる。

しかし、過剰なオーステナイト相は強度低下を招く。そこで、［２］式を満たすことでオーステナイト相の量が抑制され、降伏強さを確保することができる。

さらに、［３］式を満たすことで、オーステナイト相を確保しつつ、マトリックスの脆化を抑えることが可能になって、靱性を確保することができる。

（Ｃ）溶接材料について：
上述の鋼母材と溶接金属とからなる溶接継手を製造するためには、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼母材との相性を考慮して溶接材料を用意する必要がある。

すなわち、鋼母材を溶接した場合には、溶接金属の化学組成は鋼母材中の元素による希釈を受けることから、鋼母材の化学組成を考慮して溶接材料の化学組成を決めなければならない。

基本的には、上記（Ｂ）項で述べた溶接金属の化学組成範囲内にある溶接材料を用いて溶接継手を製造すればよい。しかし、鋼母材と溶接材料の特定元素の含有量の差が大きい場合には、希釈効果によって、溶接金属の化学組成が上述した範囲から外れる可能性が高くなる。

本発明の溶接継手における溶接金属と鋼母材の化学組成は、ＮｉとＣｒ以外の元素については、その含有量の範囲が少なくとも一部重複する。これに対して、ＮｉおよびＣｒについては、溶接金属と鋼母材の含有量の範囲が重複せずその差も大きい。このような場合、溶接時にＮｉとＣｒ以外の元素については希釈効果を受けることはあまりないが、ＮｉとＣｒについては大きく希釈の影響を受ける。しかしながら、Ｎｉ：４．０〜８．０％およびＣｒ：１３．０〜１７．０％を含む溶接材料を用いれば、溶接金属におけるＮｉとＣｒの含有量を、容易に前記（Ｂ）項で述べた範囲に調整することができる。

すなわち、本発明の溶接継手を製造するためには、Ｎｉ：４．０〜８．０％およびＣｒ：１３．０〜１７．０％を含む溶接材料を用いればよい。溶接材料は、ＮｉおよびＣｒの含有量の下限がそれぞれ、４．５％および１３．５％であり、また、上限がそれぞれ、７．５％および１６．５％であるものを用いることがより一層好ましい。

なお、ＮｉとＣｒ以外の元素に関しては、溶接材料が上記（Ｂ）項で述べた溶接金属の化学組成条件を満たせば、溶接金属における該元素の含有量を容易に、前記（Ｂ）項で述べた範囲に調整することができる。

すなわち、上述した量のＮｉおよびＣｒに加えて、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．２〜１．０％およびＭｎ：０．３〜３．０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＮがそれぞれ、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下で、かつ、前述の［１］〜［３］式を満たす化学組成を有する溶接材料を用いれば、溶接金属の化学組成を、容易に前記（Ｂ）項で述べた範囲に調整することができる。

このように化学組成を調節した溶接材料を用いてＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接を行えば、予熱なしで溶接割れを防止し、かつ高靱性と９５０ＭＰａ以上の高強度を有する溶接継手を製造することができる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する鋼Ｐ０〜Ｐ３を真空溶解炉にて溶製してインゴットとした。次いで、各インゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、厚さ３０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ３００ｍｍで、長辺の端部に開先角度３０度のＸ開先を設けた供試鋼板（鋼母材）を作製した。

なお、上記の供試鋼板については、別途引張試験によって、引張強さが９５０ＭＰａ以上であることを確認した。さらに、別途実施したミクロ試験によって、該供試鋼板の組織が、マルテンサイト相の構成比率が面積率にて９６〜１００％のマルテンサイト相を主とする組織であることを確認した。

また、表２に示す化学組成を有する鋼ＷＷ１〜ＷＷ７を真空溶解炉にて溶製してインゴットとした。次いで、各インゴットを１２００℃に加熱し、熱間鍛造によって直径５０ｍｍの丸棒に仕上げた。室温まで冷却した上記の直径５０ｍｍの丸棒を、１２５０℃に加熱し、熱間圧延によって直径６ｍｍの素線を得た。このようにして得た素線に、１０５０℃での焼鈍と冷間圧延とを繰り返して、直径１．２ｍｍの溶接材料（溶接ワイヤ）を作製した。

次いで、表３に示す鋼母材と溶接材料の組合せによって、溶接継手Ａ０〜Ａ８およびＢ１〜Ｂ４を作製した。

具体的には、表３の「鋼母材」欄に記載の鋼母材同士を突き合わせて、入熱量が１０〜２８ｋＪ／ｃｍの条件にて、ＭＩＧ溶接を行い、溶接継手を作製した。

なお、シールドガスにはＡｒ＋５０％Ｈｅの混合ガス（つまり、ＡｒとＨｅの体積比が１：１の混合ガス）を用いた。入熱量を調整することで希釈率をコントロールして溶接金属の化学組成を変化させた。

このようにして作製した溶接継手の溶接金属から分析試料を採取し化学分析にて、溶接金属の化学組成を調査した。

表３に、溶接金属の成分分析結果を示す。

さらに、得られた溶接継手の板厚中央部から機械加工により、継手引張試験片、溶接金属引張試験片およびシャルピー衝撃試験片を採取した。

継手引張試験片は、溶接線を中心に直交方向に、平行部が、直径６ｍｍかつ長さ３０ｍｍになるように採取し、室温で引張試験を行って引張強さを測定した。なお、溶接継手の引張強さは９８０ＭＰａ以上を目標とした。

溶接金属引張試験片は、直径６ｍｍかつ長さ３０ｍの平行部がすべて溶接金属となるように、溶接線方向に採取し、室温で引張試験を行って０．２％耐力を測定して降伏強さを求めた。なお、溶接金属の降伏強さは６００ＭＰａ以上を目標とした。

シャルピー衝撃試験片は、溶接金属中央に深さ２ｍｍのＶノッチをもつようにして、１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍサイズの試験片を採取した。−４０℃でのシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定して靱性を評価した。なお、−４０℃での吸収エネルギーは４７Ｊ以上を目標とした。

表４に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表４において、「溶接継手の引張強さ」、「溶接金属の降伏強さ」および「靱性」の各欄における「○」は、上記の各特性が目標をクリアしていることを示し、一方、「×」は、上記の各特性が目標に未達であることを示す。

溶接継手の引張強さ、溶接金属の降伏強さおよび靱性のすべてが目標をクリアした溶接継手については、以下の試験によって溶接低温割れの評価を行った。

すなわち、前記の厚さ３０ｍｍ×幅２００ｍｍ×長さ３００ｍｍで、長辺の端部に開先角度３０度のＸ開先を設けた供試鋼板を、厚さ８０ｍｍの市販のＳＭ４００Ｂの鋼板上に四周を拘束溶接した。その後、予熱を一切行わずに、前記溶接継手の作製と同様の溶接条件で開先内に３パス溶接し、溶接継手を作製した。

４８時間放置した後、各溶接継手の５箇所から横断面試料を採取して鏡面研磨した。次いで、倍率を１００倍として光学顕微鏡観察して割れ、すなわち、溶接低温割れの有無を調査した。なお、光学顕微鏡により観察した５個の全ての試料に溶接低温割れのないことを目標とした。

表４に、上記の試験結果を併せて示す。なお、表４の「溶接低温割れ」欄における「○」は、光学顕微鏡による観察で５個の全ての試料に溶接低温割れが認められず目標をクリアしたことを示す。一方、「×」は、光学顕微鏡による観察で５個の試料のうち少なくとも１個の試料に溶接低温割れが認められたことを示す。また、「−」は試験していないことを示す。

表４から、本発明で規定する条件を満足している「本発明例」の溶接継手Ａ１〜Ａ８は、予熱なしであるにもかかわらず、強拘束条件の下でも溶接低温割れは認められず、しかも、溶接継手の引張強さ、溶接金属の降伏強さおよび靱性も目標をクリアしており、高強度および高靱性を有することが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた「比較例」の溶接継手Ｂ１〜Ｂ４については、溶接継手の引張強さ、溶接金属の降伏強さおよび靱性の少なくともいずれかが目標に達していない（溶接継手Ｂ１〜Ｂ３）か、溶接低温割れが生じた（溶接継手Ｂ４）。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１９％、Ｓｉ：０．０３〜０．９０％、Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％およびＮ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成を有し、マルテンサイト相の構成比率が面積率にて９５％以上である組織からなる、引張強さが９５０ＭＰａ以上の鋼母材と、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｎｉ：４．０〜７．０％およびＣｒ：１１．５〜１５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＣａおよびＮがそれぞれ、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＮ：０．０５％以下で、かつ、下記の［１］〜［３］式を満たす化学組成を有する溶接金属とからなる、
ことを特徴とする溶接継手。
Ｃｒｅｑ＋０．５Ｎｉｅｑ＞１６．５・・・［１］
Ｃｒｅｑ＋５．７Ｎｉｅｑ＜５８．８・・・［２］
Ｃｒｅｑ−０．６３Ｎｉｅｑ＜１０．６・・・［３］
ただし、
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ・・・（ｉ）
Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋０．５Ｃｕ＋２０Ｃ＋１５Ｎ・・・（ｉｉ）
で、（ｉ）式および（ｉｉ）式中の元素記号は、その元素の含有量 (質量％) を表す。
鋼母材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下のうちの１種以上を含む化学組成を有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接継手。
鋼母材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下を含む化学組成を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接継手。
溶接金属が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：２．０％以下およびＣｕ：２．０％以下のうちの１種以上を含む化学組成を有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接継手。
質量％で、Ｎｉ：４．０〜８．０％およびＣｒ：１３．０〜１７．０％を含むことを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の溶接継手をＭＩＧ溶接またはプラズマ溶接によって製造するために用いる溶接材料。