JP3579619B2 - 高靭性溶接金属 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、セルフシールドアーク溶接によって形成される溶接金属に関するものであり、殊に全姿勢溶接で優れた溶接作業性で溶接されるものであり、しかも耐気孔性および靭性が求められる溶接構造物に適する高靭性溶接金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
セルフシールドアーク溶接は、フラックス入りワイヤを用いて、外部からシールドガスを供給しないで行なう溶接法であり、この溶接法ではシールドガスやフラックスを別途供給する必要がないので溶接作業性が良く、しかも風による影響も少ないので建築現場等の屋外や高所での溶接作業に適しているといわれている。
【０００３】
こうした溶接法で用いるフラックス入りワイヤとは、金属鞘内にフラックスを充填したものであり、ここで使用されるフラックスの一般的組成はスラグ形成剤またはシールド剤としての弗化物、脱酸・脱窒剤としてのＡｌ、脱酸・シールド剤としてのＭｇ等を主成分とするものである。
【０００４】
しかしながらこの溶接法は、現在のところその用途は土木・建築等における屋外溶接の特定分野に限られており、十分に活用されているとは言い難い。この様に用途が限定され、他分野への普及が遅れている理由としては、フラックス入りワイヤを用いるガスシールドアーク溶接に比べて、アーク安定性が悪く、スパッタやヒュームの発生量が多く、しかも全姿勢での溶接性が悪い等、こうした意味での溶接作業性が悪いという問題がある（以下、本発明では、「溶接作業性」をこうした意味で用いる）。またセルフシールドアーク溶接は、外部からシールドガスを供給しないで行なうので、溶接金属は大気中の窒素や酸素を吸収してブローホール（気孔）が発生し易く、しかも一般に靭性が低いという欠点がある。
【０００５】
こうした溶接作業性を改善するために、これまでにも様々な技術が開発されている。例えば、特開平４−１３４９７号や同３−１１８９９３号等には、金属弗化物、Ａｌ、Ｍｇ、ＭｎおよびＣ等、ワイヤ中のフラックス成分を調整することが提案されている。しかしながらこれらの技術では、溶接金属の靭性が依然として十分ではないという難点がある。
【０００６】
一方、溶接金属の靭性を向上させるという観点から、Ｌｉ酸化物、塩基性および中性酸化物、並びに鉄系酸化物といったフラックス成分を調整することも提案されている（例えば、特公昭６２−２５４７９号、同５８−５７２８０号および特開平５−３９３号等）。しかしながら、これらの技術においても、靭性と溶接作業性とを両立させるには至っていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、全姿勢溶接で優れた溶接作業性で形成することができ、しかも耐気孔性や靭性が優れる高靭性溶接金属を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高靭性溶接金属とは、Ｃ：０．０２〜０．０７５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．３〜２．２％、Ｎｉ：１．１〜３．０％およびＡｌ：１．３０〜２．３％を夫々含有すると共に、Ｎ：０．１０％以下（０％を含む）に抑制し、且つ下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足する点に要旨を有するものである。
但し、[C] ，[Si]，[Mn]，[Al]，[N] および[Ni]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，
ＮおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【０００９】
また本発明の目的は、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．７〜２．２％、Ｎｉ：１．１〜３．０％およびＡｌ：１．３０〜２．３％を夫々含有すると共に、Ｍｏ：０．００５〜０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％およびＢ：０．００１〜０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、更にＮ：０．１０％以下（０％を含む）に抑制し、且つ上記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足することによっても達成できる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記課題を解決するべく様々な角度から検討を重ねた。その結果、溶接金属の組織に着目して、これを改善することによって、優れた溶接作業性を有し且つ耐気孔性や靭性にも優れた溶接金属が実現できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明が完成された経緯を説明しつつ、本発明の作用について説明する。
【００１１】
本発明者らは、まず溶接作業性を支配する因子について検討したところ、溶接作業性はフラックス中のＡｌ量に大きく依存することを見出した。即ち、フラックス中のＡｌ添加量が多いほど溶接作業性に優れることが判明した。
【００１２】
また耐気孔性については、溶接金属中のＡｌ量が多いほど、即ちフラックス中のＡｌ添加量が多いほど優れることを見出した。セルフシールドアーク溶接時に生じる溶接金属中の気孔は、溶接時に大気から溶融金属中に混入する窒素が主な原因で生じる。そして、その生成メカニズムは、溶接金属は液相（溶融金属）では多量の窒素を溶解することが可能であるが、固相は液相に比べ窒素溶解度が小さくなるため、溶融金属の凝固過程において、窒素が気化することによって気孔が生じるものである。
【００１３】
こうしたことから、Ａｌを一定量添加することによって溶融金属中でＡｌＮを生成させ、溶融金属中に溶解する窒素量を固相の溶解度にまで低下させてやれば、気孔の生成を抑制できるのである。即ち、溶接金属中のＡｌ量が多いほど耐気孔性が優れたものとなる。
【００１４】
以上の様に、フラックス中のＡｌ量（若しくは溶接金属中のＡｌ量）が多いほど、溶接作業性および耐気孔性は優れたものとなる。これに対して、溶接金属の靭性は、溶接金属中のＡｌ量が多くなるにつれ大きく劣化することになる。そこで、本発明者らは次に、溶接金属中に多量のＡｌが歩留まった場合においても溶接金属が十分な靭性を保てる方策について検討した。
【００１５】
そして本発明者らは、Ａｌによる溶接金属の靭性の劣化原因について検討した。その結果、Ａｌが溶接金属中に固溶することにより、フェライト相が安定となり、凝固時に生成する粗大なδフェライトが冷却後も残存することによって、溶接金属の靭性が劣化することを明らかにした。
【００１６】
鋼の溶接金属は、凝固時に粗大なδフェライトが生成するが、その後の冷却過程において一旦完全にオーステナイトに変態し、更にオーステナイトから微細なフェライトへと変態するのが通常である。そのため、溶接金属の組織は最終的には微細となって靭性も良好なものとなる。しかしながら、溶接金属中にＡｌが多量に固溶した場合には、フェライトが安定となるため、凝固時に生成する粗大なδフェライトが冷却過程において完全にはオーステナイトに変態しなくなる。その結果、粗大なδフェライトが残存してしまい、溶接金属の靭性を大きく劣化させると考えられる。
【００１７】
従って、Ａｌが溶接金属に固溶した場合においても、靭性を劣化させない為には、δフェライトを残存させなければ良いことが分かる。換言すれば、凝固時に生成する粗大なδフェライトが冷却過程において完全にオーステナイトに変態する様にしてやれば良いことを見出した。
【００１８】
次に、本発明者らは、上記の様なδフェライトを残存させないための手段について検討した。その結果、溶接金属のマトリックス組成のバランスを保つことが、δフェライトを残存させないために極めて重要であることを見出した。そしてδフェライトを残存させないためには、上述したように冷却中に完全にオーステナイトに変態させれば良いのであるが、これは溶接金属中のマトリックス組成によって決定され、フェライトを安定化させるＡｌが多量存在する場合はオーステナイトを安定化するＮｉ，Ｍｎ，Ｃなどの元素を適量存在させなければならないのである。
【００１９】
こうした観点から、完全にオーステナイトに変態させるための溶接金属組成について、熱力学的解析および実験により研究したところ、下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足する様にすれば、完全にオーステナイトに変態させ得ることを見出した。即ち、溶接金属の組成において、下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足する様にしてやれば、溶接金属の靭性を良好にできたのである。
ＦＰ＝［Ｃ］−０．１４５［Ｓｉ］＋０．０１４［Ｍｎ］−０．４５６（［Ａｌ］−［Ｎ］×２７／１４ ）＋０．２３１［Ｎｉ］＋０．３９３ …（１）
但し、［Ｃ］ ，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ａｌ］，［Ｎ］ および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，ＮおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【００２０】
また本発明者らが、溶接金属の靭性について更に検討したところ、δフェライトを残存させない他に、オーステナイトからの変態組織を制御することも有効であることも突き止めた。即ち、ＦＰ≧０．００とした上で、Ｍｏを微量添加することにより（これに伴い、Ｃ含有量を多めにできる）、オーステナイトからの変態組織が微細になり、溶接金属の靭性を一層良好にできることも見出した。
【００２１】
尚本発明は溶接金属組成を適切に制御することによって溶接金属組織を改善するものであるが、溶接金属組成は、ワイヤ組成に加えて、溶接電流、溶接電圧およびワイヤ突き出し長さなどの溶接条件、更には母材組成・開先形状などの影響を受けるものであり、また溶接条件は、ワイヤ組成により変化するものである。従って、本発明の溶接金属組成を得るためのワイヤ組成、溶接条件、母材組成などの範囲は一概に決定されるものではなく、要するにこれらを組み合わせて本発明で規定する溶接金属を得ることによって、本発明の目的が達成できる。
【００２２】
本発明に係る溶接金属は、化学成分組成を適切に調整する必要があるが、各元素の範囲限定理由は下記の通りである。
【００２３】
Ｃ：０．０２〜０．０７５％または０．０２〜０．１２％
Ｃはオーステナイト安定化元素の１つであり、δフェライトの残存を抑制する効果がある。また溶接金属の強度を向上させる効果をも有する。これらの効果を確保する為には、Ｃ含有量は０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．０７５％を超えると、強度上昇による靭性の劣化を引き起こす。従って、本発明の溶接金属中のＣ含有量は、０．０２〜０．０７５％とする必要がある。尚靭性を良好にするという観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０６％である。
【００２４】
尚Ｍｏ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上（以下、Ｍｏ等と言うことがある）を添加したときには、Ｃ含有量の上限の許容範囲が広がることになる。これはＭｏ等を添加することにより組織が微細になるので、Ｃ含有量増加による靭性の低下割合が小さくなるからである。即ち、Ｍｏ等を適量添加したときには、Ｃ含有量は０．１２％まで増加させることができるが、０．１２％を超えると強度の上昇による靭性の劣化を引き起こすことになる。従って、Ｍｏ等の添加時には、溶接金属中のＣ含有量は、０．０２〜０．１２％とする必要がある。また靭性を良好にするという観点から、Ｍｏ等の添加時におけるＣ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０７％である。
【００２５】
Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｓｉは固溶強化元素であると共に、フェライト安定化元素でもある。しかしながら、溶接金属中のＳｉ含有量が０．３％を超えると、強度が高くなり過ぎて靭性の低下の原因となる。尚Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．１５％である。
【００２６】
Ｍｎ：１．３〜２．２％または０．７〜２．２％
Ｍｎは、Ｃと同様にオーステナイト安定化元素の１つであり、δフェライトの残存を抑制する効果がある。またオーステナイトからの変態組織を微細にして靭性を高める効果もある。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎ含有量は、Ｍｏ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上を添加したときは０．７％以上、その様な元素を添加しないときには１．３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって２．２％を超えると強度が高まり過ぎて靭性の劣化を引き起こす。尚Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．７％である。
【００２７】
Ｎｉ：１．１〜３．０％
Ｎｉはオーステナイト安定化元素の１つであるが、オーステナイト安定化元素のうちで最もδフェライトの残存を抑制する効果を発揮する。Ｎｉ含有量が１．１％未満ではその効果が発揮されず、３．０％を超えると強度を著しく高めて、靭性を劣化させる。従って、溶接金属中のＮｉ含有量は１．１〜３．０％とする必要がある。尚Ｎｉ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は２．５％である。また靭性の観点からより好ましい下限は１．５％であり、より好ましい上限は２．２％である。
【００２８】
Ａｌ：１．３０〜２．３％
Ａｌは溶接作業性および耐ブローホール性を高める元素であり、セルフシールドアーク溶接において最も重要な元素である。１．３０％未満では、これらの効果が発揮されず、２．３％を超えると靭性が劣化する。従って、溶接金属中のＡｌ含有量は１．３０〜２．３％とする必要がある。尚Ａｌ含有量の好ましい下限は１．５％であり、好ましい上限は２．０％である。また耐気孔性の観点からより好ましい範囲は１．７〜２．０％である。
【００２９】
Ｎ：０．１０以下（０％を含む）
Ｎは大気中、母材およびワイヤ等から不可避的に溶接金属中に混入する元素である。こうしたＮは少ないほど溶接金属の靭性は改善されるので、Ｎ含有量はできるだけ少なくするほどよい。Ｎ含有量が０．１０％を超えると靭性が劣化する為、溶接金属中のＮ含有量は０．１０％以下とする必要がある。尚Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０５％である。
【００３０】
Ｍｏ：０．００５〜０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％およびＢ：０．００１〜０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｍｏ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢは、オーステナイトからの変態組織を微細にて靭性を高める効果があり、必要によって添加される。こうした効果は、夫々の元素含有量が上記下限より少ないと発揮されず、上記上限を超えると強度の上昇により靭性を劣化させる。尚これらの元素含有量の好ましい下限は、Ｍｏで０．０２％、Ｔｉで０．０１％、Ｎｂで０．０１％、Ｂで０．００２％であり、好ましい上限はＭｏで０．０５％、Ｔｉで０．０２％、Ｎｂで０．０２％、Ｂで０．００３０％である。
【００３１】
本発明に係る溶接金属における化学成分組成は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものである。ここで「実質的にＦｅ」とは、Ｆｅ以外にその特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）をも含み得るものであり、前記許容成分としては例えば、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｖ等の元素や、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ｏ，Ｍｇ等の不純物、特に不可避的不純物が挙げられる。
【００３２】
ＦＰ：０．００以上
本発明の溶接金属では、上記の様に化学成分組成を調整するだけでは、本発明の目的を達成することができず、前述の如く、前記（１）式で規定されるＦＰを０．００以上とする必要がある。このＦＰは、本発明において最も重要な因子であり、溶接金属が冷却中に完全にオーステナイトに変態するか否かの指標である。そしてこのＦＰが０．００以上の場合には、完全にオーステナイトに変態し、溶接金属の靭性は良好となるが、０．００未満の場合は、完全にオーステナイトに変態しないために粗大なδフェライトが残存し、溶接金属の靭性は劣化することになる。尚靭性を良好にするという観点から、ＦＰの好ましい範囲は、０．００〜０．２０である。
【００３３】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３４】
【実施例】
Ｃ：０．０２０％，Ｍｎ：０．３５％，Ｐ：０．０１５％，Ｓ：０．００７％（残部：鉄）の化学組成の鋼製外皮を用いて、フラックスを充填し、伸線加工を行い、下記表１に示す組成のフラックス入りワイヤを作製した。溶接作業性および耐気孔性の観点から、表１に示した成分以外に、Ｂａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｌｉ，ＦＯ等をフラックス成分として添加した。
【００３５】
用いたフラックス入りワイヤの断面を図１に示す。図１に示すように、フラックス入りワイヤはラップタイプのものである。即ち、両端が重なり合うように突き合わされて円筒状の外皮１が形成されており、この外皮１の中心部にフラックス２が充填されて、フラックス入りワイヤが構成されている。そしてフラックス入りワイヤの直径を１．４ｍｍとし、ワイヤの外皮表面には潤滑油が塗布されている。
【００３６】
各種のフラックスを充填したフラックス入りワイヤを使用して、下記表１に併記した溶接条件にて実際に溶接を試験板に施した。試験板は、ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４９０Ｂ（鋼材成分；Ｃ：０．１３％，Ｓｉ：０３５％，Ｍｎ：１．３％，Ｐ：０．０１０％，Ｓ：０．００５％）に規定されるもので、厚さが２０ｍｍ、幅１５０ｍｍ及び長さが５００ｍｍのものを使用した。また開先は、角度が４５°のＶ字型、そしてギャップが１２ｍｍとなるように形成された。このような開先に対して、極性：ＤＣＥＮ、溶接電流：１５０〜２５０Ａ、溶接電圧：１６〜２２Ｖ、溶接速度：２０ｃｍ／ｍｉｎ、ワイヤ突出し長さ：１５〜２５ｍｍの溶接条件で、開先を埋める適正なパス数だけ、溶接を施した。
【００３７】
【表１】
【００３８】
得られた溶接金属中の合金成分とそれらに対する評価結果を下記表２に示す。上記溶接金属中の合金成分は、溶接金属中央部から採取したものである。このとき、溶接作業性を評価するために、アーク安定性、スパッタ、全姿勢溶接性およびビード外観を調査し、全て良好であったものを○、いずれかが不良であったものを×とした。また溶接金属特性を評価するために、耐気孔性および靭性を調査した。耐気孔性については、ＪＩＳ３１４０に基づいて溶接金属のＸ線透過試験を行い、分類が１種１級のものを○とし、それ以外のものは×とした。靭性については、ＪＩＳ Ｚ２２０２に基づいてｖＥ０℃を求め、７０Ｊ以上のものを良好とした。
【００３９】
【表２】
【００４０】
この結果から、次の様に考察できる。まずＮｏ．４、６〜１３のものは、いずれも本発明で規定する要件のいずれも満足するものであり、良好な特性を示していることがわかる。これに対し、Ｎｏ．１４〜２２、２４〜２９のものでは、成分またはＦＰが本発明で規定する範囲を外れているので、溶接金属の靭性が劣化していることが分かる。また、Ｎｏ．２３のものでは、Ａｌ量が少なすぎるため溶接作業性が劣化している。
【００４１】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、全姿勢溶接で優れた溶接作業性で形成することができ、しかも耐気孔性や靭性が優れる高靭性溶接金属が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いたフラックス入りワイヤの断面を示す説明図である。
【符号の説明】
１ 外皮
２ フラックス
【発明の属する技術分野】
本発明は、セルフシールドアーク溶接によって形成される溶接金属に関するものであり、殊に全姿勢溶接で優れた溶接作業性で溶接されるものであり、しかも耐気孔性および靭性が求められる溶接構造物に適する高靭性溶接金属に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
セルフシールドアーク溶接は、フラックス入りワイヤを用いて、外部からシールドガスを供給しないで行なう溶接法であり、この溶接法ではシールドガスやフラックスを別途供給する必要がないので溶接作業性が良く、しかも風による影響も少ないので建築現場等の屋外や高所での溶接作業に適しているといわれている。
【０００３】
こうした溶接法で用いるフラックス入りワイヤとは、金属鞘内にフラックスを充填したものであり、ここで使用されるフラックスの一般的組成はスラグ形成剤またはシールド剤としての弗化物、脱酸・脱窒剤としてのＡｌ、脱酸・シールド剤としてのＭｇ等を主成分とするものである。
【０００４】
しかしながらこの溶接法は、現在のところその用途は土木・建築等における屋外溶接の特定分野に限られており、十分に活用されているとは言い難い。この様に用途が限定され、他分野への普及が遅れている理由としては、フラックス入りワイヤを用いるガスシールドアーク溶接に比べて、アーク安定性が悪く、スパッタやヒュームの発生量が多く、しかも全姿勢での溶接性が悪い等、こうした意味での溶接作業性が悪いという問題がある（以下、本発明では、「溶接作業性」をこうした意味で用いる）。またセルフシールドアーク溶接は、外部からシールドガスを供給しないで行なうので、溶接金属は大気中の窒素や酸素を吸収してブローホール（気孔）が発生し易く、しかも一般に靭性が低いという欠点がある。
【０００５】
こうした溶接作業性を改善するために、これまでにも様々な技術が開発されている。例えば、特開平４−１３４９７号や同３−１１８９９３号等には、金属弗化物、Ａｌ、Ｍｇ、ＭｎおよびＣ等、ワイヤ中のフラックス成分を調整することが提案されている。しかしながらこれらの技術では、溶接金属の靭性が依然として十分ではないという難点がある。
【０００６】
一方、溶接金属の靭性を向上させるという観点から、Ｌｉ酸化物、塩基性および中性酸化物、並びに鉄系酸化物といったフラックス成分を調整することも提案されている（例えば、特公昭６２−２５４７９号、同５８−５７２８０号および特開平５−３９３号等）。しかしながら、これらの技術においても、靭性と溶接作業性とを両立させるには至っていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、全姿勢溶接で優れた溶接作業性で形成することができ、しかも耐気孔性や靭性が優れる高靭性溶接金属を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高靭性溶接金属とは、Ｃ：０．０２〜０．０７５％、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．３〜２．２％、Ｎｉ：１．１〜３．０％およびＡｌ：１．３０〜２．３％を夫々含有すると共に、Ｎ：０．１０％以下（０％を含む）に抑制し、且つ下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足する点に要旨を有するものである。
ＮおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【０００９】
また本発明の目的は、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．７〜２．２％、Ｎｉ：１．１〜３．０％およびＡｌ：１．３０〜２．３％を夫々含有すると共に、Ｍｏ：０．００５〜０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％およびＢ：０．００１〜０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、更にＮ：０．１０％以下（０％を含む）に抑制し、且つ上記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足することによっても達成できる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記課題を解決するべく様々な角度から検討を重ねた。その結果、溶接金属の組織に着目して、これを改善することによって、優れた溶接作業性を有し且つ耐気孔性や靭性にも優れた溶接金属が実現できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明が完成された経緯を説明しつつ、本発明の作用について説明する。
【００１１】
本発明者らは、まず溶接作業性を支配する因子について検討したところ、溶接作業性はフラックス中のＡｌ量に大きく依存することを見出した。即ち、フラックス中のＡｌ添加量が多いほど溶接作業性に優れることが判明した。
【００１２】
また耐気孔性については、溶接金属中のＡｌ量が多いほど、即ちフラックス中のＡｌ添加量が多いほど優れることを見出した。セルフシールドアーク溶接時に生じる溶接金属中の気孔は、溶接時に大気から溶融金属中に混入する窒素が主な原因で生じる。そして、その生成メカニズムは、溶接金属は液相（溶融金属）では多量の窒素を溶解することが可能であるが、固相は液相に比べ窒素溶解度が小さくなるため、溶融金属の凝固過程において、窒素が気化することによって気孔が生じるものである。
【００１３】
こうしたことから、Ａｌを一定量添加することによって溶融金属中でＡｌＮを生成させ、溶融金属中に溶解する窒素量を固相の溶解度にまで低下させてやれば、気孔の生成を抑制できるのである。即ち、溶接金属中のＡｌ量が多いほど耐気孔性が優れたものとなる。
【００１４】
以上の様に、フラックス中のＡｌ量（若しくは溶接金属中のＡｌ量）が多いほど、溶接作業性および耐気孔性は優れたものとなる。これに対して、溶接金属の靭性は、溶接金属中のＡｌ量が多くなるにつれ大きく劣化することになる。そこで、本発明者らは次に、溶接金属中に多量のＡｌが歩留まった場合においても溶接金属が十分な靭性を保てる方策について検討した。
【００１５】
そして本発明者らは、Ａｌによる溶接金属の靭性の劣化原因について検討した。その結果、Ａｌが溶接金属中に固溶することにより、フェライト相が安定となり、凝固時に生成する粗大なδフェライトが冷却後も残存することによって、溶接金属の靭性が劣化することを明らかにした。
【００１６】
鋼の溶接金属は、凝固時に粗大なδフェライトが生成するが、その後の冷却過程において一旦完全にオーステナイトに変態し、更にオーステナイトから微細なフェライトへと変態するのが通常である。そのため、溶接金属の組織は最終的には微細となって靭性も良好なものとなる。しかしながら、溶接金属中にＡｌが多量に固溶した場合には、フェライトが安定となるため、凝固時に生成する粗大なδフェライトが冷却過程において完全にはオーステナイトに変態しなくなる。その結果、粗大なδフェライトが残存してしまい、溶接金属の靭性を大きく劣化させると考えられる。
【００１７】
従って、Ａｌが溶接金属に固溶した場合においても、靭性を劣化させない為には、δフェライトを残存させなければ良いことが分かる。換言すれば、凝固時に生成する粗大なδフェライトが冷却過程において完全にオーステナイトに変態する様にしてやれば良いことを見出した。
【００１８】
次に、本発明者らは、上記の様なδフェライトを残存させないための手段について検討した。その結果、溶接金属のマトリックス組成のバランスを保つことが、δフェライトを残存させないために極めて重要であることを見出した。そしてδフェライトを残存させないためには、上述したように冷却中に完全にオーステナイトに変態させれば良いのであるが、これは溶接金属中のマトリックス組成によって決定され、フェライトを安定化させるＡｌが多量存在する場合はオーステナイトを安定化するＮｉ，Ｍｎ，Ｃなどの元素を適量存在させなければならないのである。
【００１９】
こうした観点から、完全にオーステナイトに変態させるための溶接金属組成について、熱力学的解析および実験により研究したところ、下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足する様にすれば、完全にオーステナイトに変態させ得ることを見出した。即ち、溶接金属の組成において、下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足する様にしてやれば、溶接金属の靭性を良好にできたのである。
ＦＰ＝［Ｃ］−０．１４５［Ｓｉ］＋０．０１４［Ｍｎ］−０．４５６（［Ａｌ］−［Ｎ］×２７／１４ ）＋０．２３１［Ｎｉ］＋０．３９３ …（１）
但し、［Ｃ］ ，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ａｌ］，［Ｎ］ および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，ＮおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【００２０】
また本発明者らが、溶接金属の靭性について更に検討したところ、δフェライトを残存させない他に、オーステナイトからの変態組織を制御することも有効であることも突き止めた。即ち、ＦＰ≧０．００とした上で、Ｍｏを微量添加することにより（これに伴い、Ｃ含有量を多めにできる）、オーステナイトからの変態組織が微細になり、溶接金属の靭性を一層良好にできることも見出した。
【００２１】
尚本発明は溶接金属組成を適切に制御することによって溶接金属組織を改善するものであるが、溶接金属組成は、ワイヤ組成に加えて、溶接電流、溶接電圧およびワイヤ突き出し長さなどの溶接条件、更には母材組成・開先形状などの影響を受けるものであり、また溶接条件は、ワイヤ組成により変化するものである。従って、本発明の溶接金属組成を得るためのワイヤ組成、溶接条件、母材組成などの範囲は一概に決定されるものではなく、要するにこれらを組み合わせて本発明で規定する溶接金属を得ることによって、本発明の目的が達成できる。
【００２２】
本発明に係る溶接金属は、化学成分組成を適切に調整する必要があるが、各元素の範囲限定理由は下記の通りである。
【００２３】
Ｃ：０．０２〜０．０７５％または０．０２〜０．１２％
Ｃはオーステナイト安定化元素の１つであり、δフェライトの残存を抑制する効果がある。また溶接金属の強度を向上させる効果をも有する。これらの効果を確保する為には、Ｃ含有量は０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になって０．０７５％を超えると、強度上昇による靭性の劣化を引き起こす。従って、本発明の溶接金属中のＣ含有量は、０．０２〜０．０７５％とする必要がある。尚靭性を良好にするという観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０６％である。
【００２４】
尚Ｍｏ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上（以下、Ｍｏ等と言うことがある）を添加したときには、Ｃ含有量の上限の許容範囲が広がることになる。これはＭｏ等を添加することにより組織が微細になるので、Ｃ含有量増加による靭性の低下割合が小さくなるからである。即ち、Ｍｏ等を適量添加したときには、Ｃ含有量は０．１２％まで増加させることができるが、０．１２％を超えると強度の上昇による靭性の劣化を引き起こすことになる。従って、Ｍｏ等の添加時には、溶接金属中のＣ含有量は、０．０２〜０．１２％とする必要がある。また靭性を良好にするという観点から、Ｍｏ等の添加時におけるＣ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．０７％である。
【００２５】
Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｓｉは固溶強化元素であると共に、フェライト安定化元素でもある。しかしながら、溶接金属中のＳｉ含有量が０．３％を超えると、強度が高くなり過ぎて靭性の低下の原因となる。尚Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．１５％である。
【００２６】
Ｍｎ：１．３〜２．２％または０．７〜２．２％
Ｍｎは、Ｃと同様にオーステナイト安定化元素の１つであり、δフェライトの残存を抑制する効果がある。またオーステナイトからの変態組織を微細にして靭性を高める効果もある。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎ含有量は、Ｍｏ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢよりなる群から選ばれる１種以上を添加したときは０．７％以上、その様な元素を添加しないときには１．３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって２．２％を超えると強度が高まり過ぎて靭性の劣化を引き起こす。尚Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．７％である。
【００２７】
Ｎｉ：１．１〜３．０％
Ｎｉはオーステナイト安定化元素の１つであるが、オーステナイト安定化元素のうちで最もδフェライトの残存を抑制する効果を発揮する。Ｎｉ含有量が１．１％未満ではその効果が発揮されず、３．０％を超えると強度を著しく高めて、靭性を劣化させる。従って、溶接金属中のＮｉ含有量は１．１〜３．０％とする必要がある。尚Ｎｉ含有量の好ましい下限は１．３％であり、好ましい上限は２．５％である。また靭性の観点からより好ましい下限は１．５％であり、より好ましい上限は２．２％である。
【００２８】
Ａｌ：１．３０〜２．３％
Ａｌは溶接作業性および耐ブローホール性を高める元素であり、セルフシールドアーク溶接において最も重要な元素である。１．３０％未満では、これらの効果が発揮されず、２．３％を超えると靭性が劣化する。従って、溶接金属中のＡｌ含有量は１．３０〜２．３％とする必要がある。尚Ａｌ含有量の好ましい下限は１．５％であり、好ましい上限は２．０％である。また耐気孔性の観点からより好ましい範囲は１．７〜２．０％である。
【００２９】
Ｎ：０．１０以下（０％を含む）
Ｎは大気中、母材およびワイヤ等から不可避的に溶接金属中に混入する元素である。こうしたＮは少ないほど溶接金属の靭性は改善されるので、Ｎ含有量はできるだけ少なくするほどよい。Ｎ含有量が０．１０％を超えると靭性が劣化する為、溶接金属中のＮ含有量は０．１０％以下とする必要がある。尚Ｎ含有量の好ましい上限は、０．０５％である。
【００３０】
Ｍｏ：０．００５〜０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％およびＢ：０．００１〜０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｍｏ，Ｔｉ，ＮｂおよびＢは、オーステナイトからの変態組織を微細にて靭性を高める効果があり、必要によって添加される。こうした効果は、夫々の元素含有量が上記下限より少ないと発揮されず、上記上限を超えると強度の上昇により靭性を劣化させる。尚これらの元素含有量の好ましい下限は、Ｍｏで０．０２％、Ｔｉで０．０１％、Ｎｂで０．０１％、Ｂで０．００２％であり、好ましい上限はＭｏで０．０５％、Ｔｉで０．０２％、Ｎｂで０．０２％、Ｂで０．００３０％である。
【００３１】
本発明に係る溶接金属における化学成分組成は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものである。ここで「実質的にＦｅ」とは、Ｆｅ以外にその特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）をも含み得るものであり、前記許容成分としては例えば、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｖ等の元素や、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ，Ｏ，Ｍｇ等の不純物、特に不可避的不純物が挙げられる。
【００３２】
ＦＰ：０．００以上
本発明の溶接金属では、上記の様に化学成分組成を調整するだけでは、本発明の目的を達成することができず、前述の如く、前記（１）式で規定されるＦＰを０．００以上とする必要がある。このＦＰは、本発明において最も重要な因子であり、溶接金属が冷却中に完全にオーステナイトに変態するか否かの指標である。そしてこのＦＰが０．００以上の場合には、完全にオーステナイトに変態し、溶接金属の靭性は良好となるが、０．００未満の場合は、完全にオーステナイトに変態しないために粗大なδフェライトが残存し、溶接金属の靭性は劣化することになる。尚靭性を良好にするという観点から、ＦＰの好ましい範囲は、０．００〜０．２０である。
【００３３】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３４】
【実施例】
Ｃ：０．０２０％，Ｍｎ：０．３５％，Ｐ：０．０１５％，Ｓ：０．００７％（残部：鉄）の化学組成の鋼製外皮を用いて、フラックスを充填し、伸線加工を行い、下記表１に示す組成のフラックス入りワイヤを作製した。溶接作業性および耐気孔性の観点から、表１に示した成分以外に、Ｂａ，Ｍｇ，Ｓｒ，Ｌｉ，ＦＯ等をフラックス成分として添加した。
【００３５】
用いたフラックス入りワイヤの断面を図１に示す。図１に示すように、フラックス入りワイヤはラップタイプのものである。即ち、両端が重なり合うように突き合わされて円筒状の外皮１が形成されており、この外皮１の中心部にフラックス２が充填されて、フラックス入りワイヤが構成されている。そしてフラックス入りワイヤの直径を１．４ｍｍとし、ワイヤの外皮表面には潤滑油が塗布されている。
【００３６】
各種のフラックスを充填したフラックス入りワイヤを使用して、下記表１に併記した溶接条件にて実際に溶接を試験板に施した。試験板は、ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４９０Ｂ（鋼材成分；Ｃ：０．１３％，Ｓｉ：０３５％，Ｍｎ：１．３％，Ｐ：０．０１０％，Ｓ：０．００５％）に規定されるもので、厚さが２０ｍｍ、幅１５０ｍｍ及び長さが５００ｍｍのものを使用した。また開先は、角度が４５°のＶ字型、そしてギャップが１２ｍｍとなるように形成された。このような開先に対して、極性：ＤＣＥＮ、溶接電流：１５０〜２５０Ａ、溶接電圧：１６〜２２Ｖ、溶接速度：２０ｃｍ／ｍｉｎ、ワイヤ突出し長さ：１５〜２５ｍｍの溶接条件で、開先を埋める適正なパス数だけ、溶接を施した。
【００３７】
【表１】
得られた溶接金属中の合金成分とそれらに対する評価結果を下記表２に示す。上記溶接金属中の合金成分は、溶接金属中央部から採取したものである。このとき、溶接作業性を評価するために、アーク安定性、スパッタ、全姿勢溶接性およびビード外観を調査し、全て良好であったものを○、いずれかが不良であったものを×とした。また溶接金属特性を評価するために、耐気孔性および靭性を調査した。耐気孔性については、ＪＩＳ３１４０に基づいて溶接金属のＸ線透過試験を行い、分類が１種１級のものを○とし、それ以外のものは×とした。靭性については、ＪＩＳ Ｚ２２０２に基づいてｖＥ０℃を求め、７０Ｊ以上のものを良好とした。
【００３９】
【表２】
この結果から、次の様に考察できる。まずＮｏ．４、６〜１３のものは、いずれも本発明で規定する要件のいずれも満足するものであり、良好な特性を示していることがわかる。これに対し、Ｎｏ．１４〜２２、２４〜２９のものでは、成分またはＦＰが本発明で規定する範囲を外れているので、溶接金属の靭性が劣化していることが分かる。また、Ｎｏ．２３のものでは、Ａｌ量が少なすぎるため溶接作業性が劣化している。
【００４１】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、全姿勢溶接で優れた溶接作業性で形成することができ、しかも耐気孔性や靭性が優れる高靭性溶接金属が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いたフラックス入りワイヤの断面を示す説明図である。
【符号の説明】
１ 外皮
２ フラックス
Claims (2)
- Ｃ：０．０２〜０．０７５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．３〜２．２％、Ｎｉ：１．１〜３．０％およびＡｌ：１．３０〜２．３％を夫々含有すると共に、Ｎ：０．１０％以下（０％を含む）に抑制し、且つ下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足することを特徴とする高靭性溶接金属。
但し、[C] ，[Si]，[Mn]，[Al]，[N] および[Ni]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，
ＮおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。 - Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．７〜２．２％、Ｎｉ：１．１〜３．０％およびＡｌ：１．３０〜２．３％を夫々含有すると共に、Ｍｏ：０．００５〜０．１２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％およびＢ：０．００１〜０．００５０％よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、更にＮ：０．１０％以下（０％を含む）に抑制し、且つ下記（１）式で定義されるＦＰがＦＰ≧０．００を満足することを特徴とする高靭性溶接金属。
但し、[C] ，[Si]，[Mn]，[Al]，[N] および[Ni]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，
ＮおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
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