JP3759474B2 - 大入熱サブマージアーク溶接方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力鋼板の大入熱サブマージアーク溶接により得られる溶接金属に関し、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの各種溶接鋼構造物を建造する際の大入熱サブマージアーク溶接において、良好な靭性を有する溶接金属を得る溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築構造物においては地震時の構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接金属の高靭性化の社会的要請は極めて大きい。一方、建築構造物の大型化により、肉厚の厚いボックス柱が製造されているが、大入熱の１パス溶接による施工法が能率面から優位であり、大入熱１パス溶接における溶接金属の高靭性化が求められている。
【０００３】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接は、板厚５０ｍｍを超える１パス溶接の場合、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上と大きいため溶接金属の冷却速度が小さく、冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から粗大な初析フェライト（α）が生成しやすく、十分な溶接金属の靭性が得られ難い。
【０００４】
一般にボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接の高靭性化については、溶接材料の成分組成を規定した技術として、例えば、特開平１１−１７００８５号公報があるが、溶接金属の組織粒径、粒内組織及び粒界組織を積極的にコントロールするものではなく、これら溶接材料では、十分な溶接金属靭性を得るのは難しい。
【０００５】
この他の方法として従来、溶接金属の靭性を向上させるために、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では、一般のアーク溶接に比べて、溶融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く、アシキュラーフェライトの有効な核生成サイトとして十分に機能せず、この方法のみでは溶接金属の充分な靭性を確保することが困難である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、５００〜６００ＭＰａ級の引張強度の鋼を溶接入熱でおおよそ６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアーク溶接においても０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性の溶接金属を得る溶接方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【０００８】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなる鋼板を、
ＳｉＯ2：１５〜２５％、
ＭｇＯ：６〜１６％、
ＣａＯ：５〜１３％、
ＣａＦ2：１〜６％、
Ａｌ2Ｏ3：１７〜２５％、
ＴｉＯ2：６〜１５％、
Ｆｅ：１１〜２３％、
Ｂ2Ｏ3：０．１〜０．６％
の成分を含有するフラックスと、
Ｃ：０．０２〜０．３４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．２％、
Ｍｎ：１．１６〜２．３％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．０００９〜０．００９％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【０００９】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％
を含有する上記（１）記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１０】
（３） 質量％で、
Ｓｉ：０．１〜１．２％
を含有する上記（１）記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１１】
（４） さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｖ：０．０２〜０．８５％
の内の１種または２種以上を含有する上記（１）から（３）のいずれかに記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１２】
（５） 上記（１）から（４）のいずれかに記載の大入熱サブマージアーク溶接方法によって生成された溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．７％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ：０．００９％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎｉ：０．０１〜０．７％
を含有し、
Ｃｒ：０．０２〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％
の内の１種または２種以上を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなることを特徴とする、０℃における吸収エネルギー値が１００Ｊ以上の溶接金属靭性に優れるサブマージアーク溶接金属。
【００１３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の技術思想について、金属学的効果の点から説明する。
【００１４】
図１に従来技術における溶接金属組織（左図）と本発明における溶接金属組織（右図）とを模式的に示す。
【００１５】
一般に溶接金属の組織は、溶接、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態することにより最終組織が形成される。従来、約５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接においては、凝固後の高い温度域でδフェライト相からオーステナイト相へ変態するため、図１の左図（ａ）、（ｂ）に示すようにオーステナイトの成長によりその粒径が粗大化していた。さらにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒界５の周囲に靭性に有害な粗大な初析（粒界）フェライト４の生成や、オーステナイト粒内に靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）９が生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。
【００１６】
そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接金属組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。
【００１７】
その結果、溶接、凝固後のδフェライト相を低温領域まで熱力学的に安定させる元素としてＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶが有効であり、これらの元素を溶接金属に多く含有させると同時にオーステナイトを安定化させる元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ）を可能な限り低減させることにより、溶接金属凝固後、比較的低温の領域までδフェライト相を維持し、オーステナイト相への変態を低温領域で行わせることにより、大入熱のサブマージアーク溶接における溶接金属中のオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、溶接金属組織を微細化できることを見出した。
【００１８】
また、図１の右図（ｃ）、（ｄ）に示すようにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒内に微細なベーナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に細粒なセメンタイト１３として微細分散され、上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時における破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。発明者らは、実験によりこのようにオーステナイト粒内に細粒なベーナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させるためには、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを見出した。
【００１９】
また、本発明者らは、上記の結晶粒の微細化及び粒内組織の微細ベーナイトまたはアシキュラーフェライト組織の生成を利用したセメンタイトの微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著に発現させるために、さらにＢのオーステナイト粒界への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴って顕著になると思われるオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する方法が有効であることが判った。
【００２０】
さらに、本発明者らは、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するＣの含有量を抑制したり、セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制する作用を有するＳｉの含有量を適量添加することによりオーステナイト相から各種フェライト相（初析フェライト、ベーナイトあるいはアシキュラーフェライト）への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を低減し、溶接金属の靭性をより向上させることができることを明らかにした。
【００２１】
なお、本発明によれば、図１の右図に示すように、溶接金属中に結晶粒が微細であり、粒内組織が微細ベーナイト１１及びアシキュラーフェライト８主体組織でセメンタイト１３が微細分散されているとともに、初析（粒界）フェライト７が少ないことを特徴とする靭性に優れた組織が得られる。
【００２２】
本発明は、以上の知見から成したものであり、本発明者らは大入熱サブマージアーク溶接金属の靭性向上を目的として、溶接金属のδフェライト相を安定させるとともに焼入性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有することを特徴とし、引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼を６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアークサブマージアーク溶接時でも従来に比べて溶接金属の靭性を向上することができる。
【００２３】
また、本発明では、さらに、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するＣの含有量を抑制し、Ｓｉの含有量を増加させることにより、さらに、大入熱サブマージアークサブマージアーク溶接時の溶接金属の靭性を向上できるものである。
【００２４】
以下に本発明の溶接方法における限定理由について説明する。
【００２５】
なお、以下の％は、質量％を示し、ＨＡＺは溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）を示す。
【００２６】
本発明における鋼板の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００２７】
鋼板のＣ含有量の下限は母材及び溶接部の強度、靭性を確保するための最小量として０．０３％と規定した。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その含有量の上限を０．２％とする。
【００２８】
鋼板のＳｉは脱酸のために鋼に含有されるが、Ｓｉは鋼の溶接性及びＨＡＺ靭性の向上に寄与するものでないので、その下限は特に限定するものではない。しかしながら、脱酸後に残留するＳｉを０．０１％以上とすることが操業上好ましい。一方、多すぎると溶接性及びＨＡＺの靭性が劣化するため、その含有量の上限を０．４％とする。
【００２９】
鋼板のＭｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、これらの効果を得るためにその含有量の下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺの靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるのでその含有量の上限を２％とする。
【００３０】
本発明におけるフラックスの化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００３１】
フラックスのＳｉＯ2は大入熱サブマージアーク溶接において、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るが、過多になると溶接金属の酸素やＳｉが増加し、靭性が劣化する。すなわち、１５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、２５％を超えると靭性が劣化するため、その含有量を１５〜２５％に規定する。
【００３２】
フラックスのＭｇＯはスラグの耐火性を向上させる。サブマージアーク溶接のような入熱の大きい溶接はスラグの耐火性を高くする必要があり、６％未満ではビードが不良となる。一方、１６％を超えるとビード表面に突起物が発生する。
したがって、ＭｇＯの含有量を６〜１６％とする。
【００３３】
フラックスのＣａＯはスラグの融点及び流動性を調整するために重要な成分である。その含有量が５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、１３％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、ＣａＯの含有量を５〜１３％とした。
【００３４】
フラックスのＣａＦ2は靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多にな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る。その含有量が１％未満では靭性改善の効果がなく、６％を超えるとビードが不良となるため、ＣａＦ2の含有量を１〜６％とした。
【００３５】
フラックスのＡｌ2Ｏ3はスラグ剥離性を良好にする効果がある。その含有量が１７％未満では剥離性が劣化し、２５％を超えると凸ビードになるため、Ａｌ2Ｏ3の含有量を１７〜２５％とした。
【００３６】
フラックスのＴｉＯ2はビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。その含有量が６％未満ではビード表面の平滑性及び靭性の向上の効果がなく、１５％を超えるとビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなるため、ＴｉＯ2の含有量を６〜１５％とした。
【００３７】
フラックスのＦｅは溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果がある。その含有量が１１％未満では溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果が得られず、２３％を超えるとビード表面に突起物が発生するため、Ｆｅの含有量を１１〜２３％とした。
【００３８】
フラックスのＢ2Ｏ3は靭性向上に効果がある。その含有量が０．１％未満では靭性向上の効果が得られず、０．６％を超えると溶着金属が硬化し、かえって靭性が劣化するため、Ｂ2Ｏ3の含有量を０．１〜０．６％とする。
【００３９】
本発明における溶接ワイヤの化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００４０】
溶接ワイヤのＣは良好な靭性を得るための重要な成分であり、溶接金属で良好な靭性を得るためにはその含有量を０．０２％〜０．３４％にする必要がある。その含有量が０．０２％未満であると脱酸不足となり、０．３４％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって何れの場合にも靭性が劣化する。
【００４１】
また、溶接金属にＣを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）が多く生成するため、より溶接金属の靭性を向上させるためには、Ｃの含有量の上限を０．１５％とすることが好ましい。
【００４２】
溶接ワイヤのＳｉは脱酸元素であり、溶接金属の酸素を低減する。その含有量が０．０２％未満では脱酸効果が得られず、また、１．２％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって何れの場合にも靭性が劣化するため、その含有量を０．０２〜１．２％とする。
【００４３】
また、Ｓｉは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素としてワイヤ中に含有させているが、このオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得てより靭性を向上させるためには、さらに、Ｓｉの含有量の下限を０．１％にすることが好ましい。
【００４４】
溶接ワイヤのＭｎは溶接金属の強度の向上及び脱酸効果元素として重要な成分である。その含有量が１．１６％未満では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り靭性が劣化する。２．３％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を１．１６〜２．３％にする。
【００４５】
溶接ワイヤのＭｏは溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が０．１％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、３．０％を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、Ｍｏの含有量を０．１〜３．０％とする。
【００４６】
溶接ワイヤのＮｉは溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させるに必要な元素であるが、オーステナイトを安定化する元素であり、２．０％を超えて含有されるとオーステナイト粒径を粗大化させるので好ましくない。本発明ではオーステナイト粒径の微細化のためにＮｉの含有量の上限を２．０％とした。Ｎｉの下限は特に限定するものではないが、特に靭性の向上のためには０．００３％以上とすることが好ましい。
【００４７】
溶接ワイヤのＴｉは溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を生成して、強度及び靭性の向上に有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その十分な効果を得るためにワイヤ中の含有量の下限を０．００５％とした。しかしながら、０．１％を超えてワイヤ中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．１％とした。
【００４８】
溶接ワイヤのＮは靭性を劣化させる元素である。そこで、できるだけ低い方が良く０．００６％以下とした。
【００４９】
溶接ワイヤのＯは微小量の添加によりオーステナイト粒内に強度及び靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、その含有量の下限を０．０００９％とした。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．００９％とした。
【００５０】
溶接ワイヤのＣｒ、Ｎｂ及びＶは、Ｍｏと同様に、何れも溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分であり、本発明では、より溶接金属の靭性を向上させるために、溶接ワイヤ中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する。
【００５１】
Ｃｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれの含有量が０．０２％未満では、溶接金属の靭性向上に効果がない。一方、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有量が１．０％、０．１％、０．８５％をそれぞれ超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化する。
【００５２】
したがって、溶接ワイヤ中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれの含有量を０．０２〜１．０％、０．０２〜０．１％、０．０２〜０．８５％とする。
【００５３】
本発明における溶接金属の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００５４】
溶接金属のＣは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、５００〜６００ＭＰａ以上の溶接金属の引張強度を確保するためには、溶接金属中に０．０３％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃは、オーステナイトの安定化元素であるために溶接金属に過剰に含有するとオーステナイト粒が粗大化し、また、溶接金属の硬さが過剰となって溶接金属の靭性を劣化させるばかりでなく、Ｃを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）が多く生成するため、溶接金属の靭性を向上させるためにＣ含有量の上限を０．１５％とした。
【００５５】
溶接金属のＳｉは、脱酸元素として働き、溶接金属の不純物としての酸素量を減少させる成分であるが、本発明では、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素として、また、Ｓｉは、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得るためにも溶接金属中に０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．７％を超えて溶接金属中に含有すると溶接金属の硬さを過剰に高め、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．７％とした。
【００５６】
溶接金属のＭｎは、溶接金属の強度の向上及び脱酸作用を有し、その含有量が１．０％を下回る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り、溶接金属の靭性を劣化させる。しかしながら、Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であるため、２．０％を超えて含有すると、溶接金属中のオーステナイトの粒が粗大化するのでオーステナイトの粒を微細化するために、その含有量の上限を２．０％とする。
【００５７】
溶接金属のＭｏは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性向上のために重要な元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接金属中に０．０５％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を０．６５％とした。
【００５８】
溶接金属のＴｉは、溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を形成して、強度、靭性の向上のために有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その充分な効果を得るために溶接金属中に０．００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．１％を超えて溶接金属中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．１％とした。
【００５９】
溶接金属のＢは、微量でも溶接金属中のオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界における靭性に有害な初析フェライトの変態を抑止するので、溶接金属中に０．０００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．０１％を超えてワイヤ中に含有されると、過剰なＢがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．０１％とした。
【００６０】
溶接金属のＮは、溶接金属において不純物元素であり、溶接金属に固溶したＮがフェライトマトリックスの靭性を劣化させ、さらに過剰に溶接金属中に含有されるとＢを窒化物として固定してしまい、上記のＢのオーステナイト粒界での初析フェライト変態の抑止効果を低下させる。そこで、本発明では、その含有量の上限を０．００９％に制限した。
【００６１】
溶接金属のＯは、微少量の添加によりオーステナイト粒内に強度、靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、０．０１５％以上添加する必要がある。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．０４％とした。
【００６２】
溶接金属のＮｉは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させる元素であるが、オーステナイトの安定化元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接金属中に０．０１％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されるとオーステナイト粒を粗大化させるため、本発明では、オーステナイト粒の微細化のために、その含有量の上限を０．７％とした。
【００６３】
溶接金属のＣｒ、Ｎｂ及びＶは、Ｍｏと同様に、何れもδフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性向上のためにのぞましい元素である。溶接金属中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加し、上記の効果を得るためには、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有量の下限をそれぞれ０．０２％、０．００５％、０．００５％とする。
【００６４】
一方、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶはいずれも過剰に含有すると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれ含有量の上限を０．１％、０．０１７％、０．０５％とする。
【００６５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を用いて本発明の効果を説明する。
【００６６】
表１に示す化学組成の鋼板を用い、図２に示す開先を有する板厚６０ｍｍの角継手を表２に示す溶接ワイヤ、表３に示す焼成型フラックスを用いて表４に示す溶接条件でサブマージ溶接による大入熱角継手溶接を行い、板厚１／２、溶接部中央から引張試験片及びシャルピー衝撃試験片を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数：３本の平均により評価した。なお、表１において、鋼板Ａ〜Ｃが本発明範囲内の成分を有する鋼板、鋼板Ｄ〜Ｈが本発明範囲から外れる成分を有する鋼板を示す。また、表２において、ワイヤａ〜ｃが本発明範囲内の成分を有するワイヤ、鋼板ｄ〜ｔが本発明範囲から外れる成分を有するワイヤを示す。また、表２において、フラックス丸付き数字の１〜４が本発明範囲内の成分を有するフラックス、フラックス丸付き数字の５〜２０が本発明範囲から外れる成分を有するフラックスを示す。
【００６７】
表５、６にこれらの試験結果を示す。これらの結果から明らかなように、本発明の大入熱サブマージアーク溶接方法によって得られた試験記号でＷ１〜Ｗ８の溶接金属は、良好な強度と靭性を有する。
【００６８】
これらに対し、比較例である試験記号でＷ９、２６、４７の溶着金属は、Ｃが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００６９】
比較例である試験記号でＷ１０、２７の溶接金属は、Ｃが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７０】
比較例である試験記号でＷ１１、３１の溶接金属は、Ｓｉが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００７１】
比較例である試験記号でＷ１２、２８、３２の溶接金属は、Ｓｉが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７２】
比較例である試験記号でＷ１３、３０の溶接金属は、Ｍｎが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７３】
比較例である試験記号でＷ１４、２９の溶接金属は、Ｍｎが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００７４】
比較例である試験記号でＷ１５の溶接金属は、Ｍｏが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７５】
比較例である試験記号でＷ１６の溶接金属は、Ｍｏが低いため、靭性向上に効果がない。
【００７６】
比較例である試験記号でＷ１７の溶接金属は、Ｎｉが高いため、オーステナイト粒径を粗大化させ、靭性が劣化している。
【００７７】
比較例である試験記号でＷ１８の溶接金属は、Ｔｉが低いため、強度及び靭性の向上に効果がない。
【００７８】
比較例である試験記号でＷ１９、４９の溶接金属は、Ｔｉが高いため、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させている。
【００７９】
比較例である試験記号でＷ２０の溶接金属は、Ｎが高いため、靭性が劣化している。
【００８０】
比較例である試験記号でＷ２１の溶接金属は、Ｏが低いため、オーステナイト粒内に強度及び靭性の向上として有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトが形成できず、靭性が劣化している。
【００８１】
比較例である試験記号でＷ２２の溶接金属は、Ｏが高いため、靭性が劣化している。
【００８２】
比較例である試験記号でＷ２３の溶接金属は、Ｃｒが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８３】
比較例である試験記号でＷ２４の溶接金属は、Ｎｂが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８４】
比較例である試験記号でＷ２５の溶接金属は、Ｖが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８５】
比較例である試験記号でＷ３３〜４４の溶接金属は、溶接作業性劣化によるビード不良、スラグイン、ブローホールなど、溶接欠陥の発生により健全な溶接金属を得られない。
【００８６】
比較例である試験記号でＷ４５の溶接金属は、Ｂが低いため、靭性向上に効果がない。
【００８７】
比較例である試験記号でＷ４６の溶接金属は、Ｂが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８８】
比較例である試験記号でＷ４８の溶接金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｏが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８９】
比較例である試験記号でＷ５０の溶接金属は、Ｍｎ、Ｖが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００９０】
したがって、比較例ではいずれも溶接金属において十分な機械的性質が得られず、健全な溶接金属として使用できるものではない。
【００９１】
【表１】
【００９２】
【表２】
【００９３】
【表３】
【００９４】
【表４】
【００９５】
【表５】
【００９６】
【表６】
【００９７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、従来、高靭性の溶接金属を得ることが困難であった溶接入熱６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアーク溶接においても、５００ＭＰａ以上の引張強度とともに、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性を有する機械的特性の優れた溶接金属を得ることが可能であり、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に生産効率を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来技術（左図）及び本発明（右図）における溶接金属の組織学的特徴を示す概念図である。
【図２】本発明の実施例の説明に用いた溶接開先形状を示す図である。
【符号の説明】
１ フランジ板
２ ウェブ板
３ 裏板
４ 初析（粒界）フェライト
５ オーステナイト粒界
６ 粗大なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
７ 粗粒なベイナイト
８ アシキュラーフェライト
９ 粗粒なセメンタイト
１０ 細粒なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
１１ 細粒なベイナイト
１２ 酸化物
１３ 細粒なセメンタイト
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力鋼板の大入熱サブマージアーク溶接により得られる溶接金属に関し、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの各種溶接鋼構造物を建造する際の大入熱サブマージアーク溶接において、良好な靭性を有する溶接金属を得る溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築構造物においては地震時の構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接金属の高靭性化の社会的要請は極めて大きい。一方、建築構造物の大型化により、肉厚の厚いボックス柱が製造されているが、大入熱の１パス溶接による施工法が能率面から優位であり、大入熱１パス溶接における溶接金属の高靭性化が求められている。
【０００３】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接は、板厚５０ｍｍを超える１パス溶接の場合、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上と大きいため溶接金属の冷却速度が小さく、冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から粗大な初析フェライト（α）が生成しやすく、十分な溶接金属の靭性が得られ難い。
【０００４】
一般にボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接の高靭性化については、溶接材料の成分組成を規定した技術として、例えば、特開平１１−１７００８５号公報があるが、溶接金属の組織粒径、粒内組織及び粒界組織を積極的にコントロールするものではなく、これら溶接材料では、十分な溶接金属靭性を得るのは難しい。
【０００５】
この他の方法として従来、溶接金属の靭性を向上させるために、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では、一般のアーク溶接に比べて、溶融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く、アシキュラーフェライトの有効な核生成サイトとして十分に機能せず、この方法のみでは溶接金属の充分な靭性を確保することが困難である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、５００〜６００ＭＰａ級の引張強度の鋼を溶接入熱でおおよそ６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアーク溶接においても０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性の溶接金属を得る溶接方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【０００８】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなる鋼板を、
ＳｉＯ2：１５〜２５％、
ＭｇＯ：６〜１６％、
ＣａＯ：５〜１３％、
ＣａＦ2：１〜６％、
Ａｌ2Ｏ3：１７〜２５％、
ＴｉＯ2：６〜１５％、
Ｆｅ：１１〜２３％、
Ｂ2Ｏ3：０．１〜０．６％
の成分を含有するフラックスと、
Ｃ：０．０２〜０．３４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．２％、
Ｍｎ：１．１６〜２．３％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．０００９〜０．００９％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【０００９】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％
を含有する上記（１）記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１０】
（３） 質量％で、
Ｓｉ：０．１〜１．２％
を含有する上記（１）記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１１】
（４） さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｖ：０．０２〜０．８５％
の内の１種または２種以上を含有する上記（１）から（３）のいずれかに記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１２】
（５） 上記（１）から（４）のいずれかに記載の大入熱サブマージアーク溶接方法によって生成された溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．７％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ：０．００９％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎｉ：０．０１〜０．７％
を含有し、
Ｃｒ：０．０２〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％
の内の１種または２種以上を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなることを特徴とする、０℃における吸収エネルギー値が１００Ｊ以上の溶接金属靭性に優れるサブマージアーク溶接金属。
【００１３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の技術思想について、金属学的効果の点から説明する。
【００１４】
図１に従来技術における溶接金属組織（左図）と本発明における溶接金属組織（右図）とを模式的に示す。
【００１５】
一般に溶接金属の組織は、溶接、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態することにより最終組織が形成される。従来、約５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接においては、凝固後の高い温度域でδフェライト相からオーステナイト相へ変態するため、図１の左図（ａ）、（ｂ）に示すようにオーステナイトの成長によりその粒径が粗大化していた。さらにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒界５の周囲に靭性に有害な粗大な初析（粒界）フェライト４の生成や、オーステナイト粒内に靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）９が生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。
【００１６】
そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接金属組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。
【００１７】
その結果、溶接、凝固後のδフェライト相を低温領域まで熱力学的に安定させる元素としてＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶが有効であり、これらの元素を溶接金属に多く含有させると同時にオーステナイトを安定化させる元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ）を可能な限り低減させることにより、溶接金属凝固後、比較的低温の領域までδフェライト相を維持し、オーステナイト相への変態を低温領域で行わせることにより、大入熱のサブマージアーク溶接における溶接金属中のオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、溶接金属組織を微細化できることを見出した。
【００１８】
また、図１の右図（ｃ）、（ｄ）に示すようにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒内に微細なベーナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に細粒なセメンタイト１３として微細分散され、上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時における破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。発明者らは、実験によりこのようにオーステナイト粒内に細粒なベーナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させるためには、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを見出した。
【００１９】
また、本発明者らは、上記の結晶粒の微細化及び粒内組織の微細ベーナイトまたはアシキュラーフェライト組織の生成を利用したセメンタイトの微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著に発現させるために、さらにＢのオーステナイト粒界への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴って顕著になると思われるオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する方法が有効であることが判った。
【００２０】
さらに、本発明者らは、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するＣの含有量を抑制したり、セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制する作用を有するＳｉの含有量を適量添加することによりオーステナイト相から各種フェライト相（初析フェライト、ベーナイトあるいはアシキュラーフェライト）への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を低減し、溶接金属の靭性をより向上させることができることを明らかにした。
【００２１】
なお、本発明によれば、図１の右図に示すように、溶接金属中に結晶粒が微細であり、粒内組織が微細ベーナイト１１及びアシキュラーフェライト８主体組織でセメンタイト１３が微細分散されているとともに、初析（粒界）フェライト７が少ないことを特徴とする靭性に優れた組織が得られる。
【００２２】
本発明は、以上の知見から成したものであり、本発明者らは大入熱サブマージアーク溶接金属の靭性向上を目的として、溶接金属のδフェライト相を安定させるとともに焼入性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有することを特徴とし、引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼を６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアークサブマージアーク溶接時でも従来に比べて溶接金属の靭性を向上することができる。
【００２３】
また、本発明では、さらに、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するＣの含有量を抑制し、Ｓｉの含有量を増加させることにより、さらに、大入熱サブマージアークサブマージアーク溶接時の溶接金属の靭性を向上できるものである。
【００２４】
以下に本発明の溶接方法における限定理由について説明する。
【００２５】
なお、以下の％は、質量％を示し、ＨＡＺは溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）を示す。
【００２６】
本発明における鋼板の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００２７】
鋼板のＣ含有量の下限は母材及び溶接部の強度、靭性を確保するための最小量として０．０３％と規定した。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その含有量の上限を０．２％とする。
【００２８】
鋼板のＳｉは脱酸のために鋼に含有されるが、Ｓｉは鋼の溶接性及びＨＡＺ靭性の向上に寄与するものでないので、その下限は特に限定するものではない。しかしながら、脱酸後に残留するＳｉを０．０１％以上とすることが操業上好ましい。一方、多すぎると溶接性及びＨＡＺの靭性が劣化するため、その含有量の上限を０．４％とする。
【００２９】
鋼板のＭｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、これらの効果を得るためにその含有量の下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺの靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるのでその含有量の上限を２％とする。
【００３０】
本発明におけるフラックスの化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００３１】
フラックスのＳｉＯ2は大入熱サブマージアーク溶接において、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るが、過多になると溶接金属の酸素やＳｉが増加し、靭性が劣化する。すなわち、１５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、２５％を超えると靭性が劣化するため、その含有量を１５〜２５％に規定する。
【００３２】
フラックスのＭｇＯはスラグの耐火性を向上させる。サブマージアーク溶接のような入熱の大きい溶接はスラグの耐火性を高くする必要があり、６％未満ではビードが不良となる。一方、１６％を超えるとビード表面に突起物が発生する。
したがって、ＭｇＯの含有量を６〜１６％とする。
【００３３】
フラックスのＣａＯはスラグの融点及び流動性を調整するために重要な成分である。その含有量が５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、１３％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、ＣａＯの含有量を５〜１３％とした。
【００３４】
フラックスのＣａＦ2は靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多にな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る。その含有量が１％未満では靭性改善の効果がなく、６％を超えるとビードが不良となるため、ＣａＦ2の含有量を１〜６％とした。
【００３５】
フラックスのＡｌ2Ｏ3はスラグ剥離性を良好にする効果がある。その含有量が１７％未満では剥離性が劣化し、２５％を超えると凸ビードになるため、Ａｌ2Ｏ3の含有量を１７〜２５％とした。
【００３６】
フラックスのＴｉＯ2はビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。その含有量が６％未満ではビード表面の平滑性及び靭性の向上の効果がなく、１５％を超えるとビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなるため、ＴｉＯ2の含有量を６〜１５％とした。
【００３７】
フラックスのＦｅは溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果がある。その含有量が１１％未満では溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果が得られず、２３％を超えるとビード表面に突起物が発生するため、Ｆｅの含有量を１１〜２３％とした。
【００３８】
フラックスのＢ2Ｏ3は靭性向上に効果がある。その含有量が０．１％未満では靭性向上の効果が得られず、０．６％を超えると溶着金属が硬化し、かえって靭性が劣化するため、Ｂ2Ｏ3の含有量を０．１〜０．６％とする。
【００３９】
本発明における溶接ワイヤの化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００４０】
溶接ワイヤのＣは良好な靭性を得るための重要な成分であり、溶接金属で良好な靭性を得るためにはその含有量を０．０２％〜０．３４％にする必要がある。その含有量が０．０２％未満であると脱酸不足となり、０．３４％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって何れの場合にも靭性が劣化する。
【００４１】
また、溶接金属にＣを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）が多く生成するため、より溶接金属の靭性を向上させるためには、Ｃの含有量の上限を０．１５％とすることが好ましい。
【００４２】
溶接ワイヤのＳｉは脱酸元素であり、溶接金属の酸素を低減する。その含有量が０．０２％未満では脱酸効果が得られず、また、１．２％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって何れの場合にも靭性が劣化するため、その含有量を０．０２〜１．２％とする。
【００４３】
また、Ｓｉは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素としてワイヤ中に含有させているが、このオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得てより靭性を向上させるためには、さらに、Ｓｉの含有量の下限を０．１％にすることが好ましい。
【００４４】
溶接ワイヤのＭｎは溶接金属の強度の向上及び脱酸効果元素として重要な成分である。その含有量が１．１６％未満では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り靭性が劣化する。２．３％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を１．１６〜２．３％にする。
【００４５】
溶接ワイヤのＭｏは溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が０．１％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、３．０％を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、Ｍｏの含有量を０．１〜３．０％とする。
【００４６】
溶接ワイヤのＮｉは溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させるに必要な元素であるが、オーステナイトを安定化する元素であり、２．０％を超えて含有されるとオーステナイト粒径を粗大化させるので好ましくない。本発明ではオーステナイト粒径の微細化のためにＮｉの含有量の上限を２．０％とした。Ｎｉの下限は特に限定するものではないが、特に靭性の向上のためには０．００３％以上とすることが好ましい。
【００４７】
溶接ワイヤのＴｉは溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を生成して、強度及び靭性の向上に有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その十分な効果を得るためにワイヤ中の含有量の下限を０．００５％とした。しかしながら、０．１％を超えてワイヤ中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．１％とした。
【００４８】
溶接ワイヤのＮは靭性を劣化させる元素である。そこで、できるだけ低い方が良く０．００６％以下とした。
【００４９】
溶接ワイヤのＯは微小量の添加によりオーステナイト粒内に強度及び靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、その含有量の下限を０．０００９％とした。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．００９％とした。
【００５０】
溶接ワイヤのＣｒ、Ｎｂ及びＶは、Ｍｏと同様に、何れも溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分であり、本発明では、より溶接金属の靭性を向上させるために、溶接ワイヤ中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する。
【００５１】
Ｃｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれの含有量が０．０２％未満では、溶接金属の靭性向上に効果がない。一方、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有量が１．０％、０．１％、０．８５％をそれぞれ超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化する。
【００５２】
したがって、溶接ワイヤ中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれの含有量を０．０２〜１．０％、０．０２〜０．１％、０．０２〜０．８５％とする。
【００５３】
本発明における溶接金属の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００５４】
溶接金属のＣは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、５００〜６００ＭＰａ以上の溶接金属の引張強度を確保するためには、溶接金属中に０．０３％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃは、オーステナイトの安定化元素であるために溶接金属に過剰に含有するとオーステナイト粒が粗大化し、また、溶接金属の硬さが過剰となって溶接金属の靭性を劣化させるばかりでなく、Ｃを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）が多く生成するため、溶接金属の靭性を向上させるためにＣ含有量の上限を０．１５％とした。
【００５５】
溶接金属のＳｉは、脱酸元素として働き、溶接金属の不純物としての酸素量を減少させる成分であるが、本発明では、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素として、また、Ｓｉは、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得るためにも溶接金属中に０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．７％を超えて溶接金属中に含有すると溶接金属の硬さを過剰に高め、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．７％とした。
【００５６】
溶接金属のＭｎは、溶接金属の強度の向上及び脱酸作用を有し、その含有量が１．０％を下回る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り、溶接金属の靭性を劣化させる。しかしながら、Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であるため、２．０％を超えて含有すると、溶接金属中のオーステナイトの粒が粗大化するのでオーステナイトの粒を微細化するために、その含有量の上限を２．０％とする。
【００５７】
溶接金属のＭｏは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性向上のために重要な元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接金属中に０．０５％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を０．６５％とした。
【００５８】
溶接金属のＴｉは、溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を形成して、強度、靭性の向上のために有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その充分な効果を得るために溶接金属中に０．００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．１％を超えて溶接金属中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．１％とした。
【００５９】
溶接金属のＢは、微量でも溶接金属中のオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界における靭性に有害な初析フェライトの変態を抑止するので、溶接金属中に０．０００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．０１％を超えてワイヤ中に含有されると、過剰なＢがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．０１％とした。
【００６０】
溶接金属のＮは、溶接金属において不純物元素であり、溶接金属に固溶したＮがフェライトマトリックスの靭性を劣化させ、さらに過剰に溶接金属中に含有されるとＢを窒化物として固定してしまい、上記のＢのオーステナイト粒界での初析フェライト変態の抑止効果を低下させる。そこで、本発明では、その含有量の上限を０．００９％に制限した。
【００６１】
溶接金属のＯは、微少量の添加によりオーステナイト粒内に強度、靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、０．０１５％以上添加する必要がある。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．０４％とした。
【００６２】
溶接金属のＮｉは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させる元素であるが、オーステナイトの安定化元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接金属中に０．０１％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されるとオーステナイト粒を粗大化させるため、本発明では、オーステナイト粒の微細化のために、その含有量の上限を０．７％とした。
【００６３】
溶接金属のＣｒ、Ｎｂ及びＶは、Ｍｏと同様に、何れもδフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性向上のためにのぞましい元素である。溶接金属中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加し、上記の効果を得るためには、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有量の下限をそれぞれ０．０２％、０．００５％、０．００５％とする。
【００６４】
一方、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶはいずれも過剰に含有すると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれ含有量の上限を０．１％、０．０１７％、０．０５％とする。
【００６５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を用いて本発明の効果を説明する。
【００６６】
表１に示す化学組成の鋼板を用い、図２に示す開先を有する板厚６０ｍｍの角継手を表２に示す溶接ワイヤ、表３に示す焼成型フラックスを用いて表４に示す溶接条件でサブマージ溶接による大入熱角継手溶接を行い、板厚１／２、溶接部中央から引張試験片及びシャルピー衝撃試験片を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数：３本の平均により評価した。なお、表１において、鋼板Ａ〜Ｃが本発明範囲内の成分を有する鋼板、鋼板Ｄ〜Ｈが本発明範囲から外れる成分を有する鋼板を示す。また、表２において、ワイヤａ〜ｃが本発明範囲内の成分を有するワイヤ、鋼板ｄ〜ｔが本発明範囲から外れる成分を有するワイヤを示す。また、表２において、フラックス丸付き数字の１〜４が本発明範囲内の成分を有するフラックス、フラックス丸付き数字の５〜２０が本発明範囲から外れる成分を有するフラックスを示す。
【００６７】
表５、６にこれらの試験結果を示す。これらの結果から明らかなように、本発明の大入熱サブマージアーク溶接方法によって得られた試験記号でＷ１〜Ｗ８の溶接金属は、良好な強度と靭性を有する。
【００６８】
これらに対し、比較例である試験記号でＷ９、２６、４７の溶着金属は、Ｃが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００６９】
比較例である試験記号でＷ１０、２７の溶接金属は、Ｃが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７０】
比較例である試験記号でＷ１１、３１の溶接金属は、Ｓｉが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００７１】
比較例である試験記号でＷ１２、２８、３２の溶接金属は、Ｓｉが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７２】
比較例である試験記号でＷ１３、３０の溶接金属は、Ｍｎが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７３】
比較例である試験記号でＷ１４、２９の溶接金属は、Ｍｎが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００７４】
比較例である試験記号でＷ１５の溶接金属は、Ｍｏが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７５】
比較例である試験記号でＷ１６の溶接金属は、Ｍｏが低いため、靭性向上に効果がない。
【００７６】
比較例である試験記号でＷ１７の溶接金属は、Ｎｉが高いため、オーステナイト粒径を粗大化させ、靭性が劣化している。
【００７７】
比較例である試験記号でＷ１８の溶接金属は、Ｔｉが低いため、強度及び靭性の向上に効果がない。
【００７８】
比較例である試験記号でＷ１９、４９の溶接金属は、Ｔｉが高いため、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させている。
【００７９】
比較例である試験記号でＷ２０の溶接金属は、Ｎが高いため、靭性が劣化している。
【００８０】
比較例である試験記号でＷ２１の溶接金属は、Ｏが低いため、オーステナイト粒内に強度及び靭性の向上として有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトが形成できず、靭性が劣化している。
【００８１】
比較例である試験記号でＷ２２の溶接金属は、Ｏが高いため、靭性が劣化している。
【００８２】
比較例である試験記号でＷ２３の溶接金属は、Ｃｒが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８３】
比較例である試験記号でＷ２４の溶接金属は、Ｎｂが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８４】
比較例である試験記号でＷ２５の溶接金属は、Ｖが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８５】
比較例である試験記号でＷ３３〜４４の溶接金属は、溶接作業性劣化によるビード不良、スラグイン、ブローホールなど、溶接欠陥の発生により健全な溶接金属を得られない。
【００８６】
比較例である試験記号でＷ４５の溶接金属は、Ｂが低いため、靭性向上に効果がない。
【００８７】
比較例である試験記号でＷ４６の溶接金属は、Ｂが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８８】
比較例である試験記号でＷ４８の溶接金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｏが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８９】
比較例である試験記号でＷ５０の溶接金属は、Ｍｎ、Ｖが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００９０】
したがって、比較例ではいずれも溶接金属において十分な機械的性質が得られず、健全な溶接金属として使用できるものではない。
【００９１】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、従来、高靭性の溶接金属を得ることが困難であった溶接入熱６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアーク溶接においても、５００ＭＰａ以上の引張強度とともに、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性を有する機械的特性の優れた溶接金属を得ることが可能であり、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に生産効率を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来技術（左図）及び本発明（右図）における溶接金属の組織学的特徴を示す概念図である。
【図２】本発明の実施例の説明に用いた溶接開先形状を示す図である。
【符号の説明】
１ フランジ板
２ ウェブ板
３ 裏板
４ 初析（粒界）フェライト
５ オーステナイト粒界
６ 粗大なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
７ 粗粒なベイナイト
８ アシキュラーフェライト
９ 粗粒なセメンタイト
１０ 細粒なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
１１ 細粒なベイナイト
１２ 酸化物
１３ 細粒なセメンタイト
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなる鋼板を、
ＳｉＯ2：１５〜２５％、
ＭｇＯ：６〜１６％、
ＣａＯ：５〜１３％、
ＣａＦ2：１〜６％、
Ａｌ2Ｏ3：１７〜２５％、
ＴｉＯ2：６〜１５％、
Ｆｅ：１１〜２３％、
Ｂ2Ｏ3：０．１〜０．６％、
の成分を含有するフラックスと、
Ｃ：０．０２〜０．３４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．２％、
Ｍｎ：１．１６〜２．３％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．０００９〜０．００９％、
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。 - 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％
を含有する請求項１記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。 - 質量％で、
Ｓｉ：０．１〜１．２％
を含有する請求項１記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。 - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｖ：０．０２〜０．８５％
の内の１種または２種以上を含有する請求項１から請求項３のいずれかに記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。 - 請求項１から請求項４のいずれかに記載の大入熱サブマージアーク溶接方法によって生成された溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜０．７％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ：０．００９％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎｉ：０．０１〜０．７％、
を含有し、
Ｃｒ：０．０２〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％
の内の１種または２種以上を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなることを特徴とする、０℃における吸収エネルギー値が１００Ｊ以上の溶接金属靭性に優れるサブマージアーク溶接金属。
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