WO2015068261A1 - 溶接継手の製造方法 - Google Patents

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熊谷　達也
修一 中村
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention has a weld metal that has high hardness, excellent wear resistance, and is resistant to low-temperature cracking when welding high-hardness steel plates with excellent wear resistance used in the construction machinery and industrial machinery fields.
  • the present invention relates to a method for manufacturing a welded joint.
  • Steel plates used for construction machinery for excavation and civil engineering work in mines have many components that need to be replaced due to wear, but in order to extend their service life, wear-resistant steel with increased hardness of the steel plate Is used.
  • the hardness of the steel sheet varies depending on the environment and purpose of use, but in general, it is HB400 grade (Brinell hardness standard value HB360 to HB440, Vickers hardness standard value HV380 to HV469), HB450 grade (Brinell hardness) Standard values of HB410 to HB490, Vickers hardness standard value of HV435 to HV533), HB500 class (Brinell hardness standard value of HB450 to HB550, Vickers hardness standard value of HV478 to HV585) or HB600 class ( Abrasion-resistant steel sheets having a standard value of Brinell hardness of HB550 to HB650 and a standard value of Vickers hardness of HV585 to HV693) are often used.
  • the weld metal may be required to have wear resistance close to that of the base material (wear-resistant steel).
  • the base material wear-resistant steel
  • it is also necessary to increase its hardness.
  • the hardness of the weld metal is increased, low temperature cracks caused by hydrogen that enters during welding are very likely to occur.
  • the wear-resistant steel having high hardness is used as a base material, the strengthening of restraint is also one of the reasons that low temperature cracking is likely to occur.
  • preheating is generally performed prior to welding.
  • the hardness may decrease due to excessive heating temperature, so a very high preheating temperature is taken. I can't.
  • the wear resistance of the weld metal is also required, and the hardness of the weld metal is preferably equal to that of the base metal.
  • the hardness of the weld metal is at least HV380 or more.
  • the weld metal part what is important from the viewpoint of wear resistance is the hardness near the surface.
  • the weld metal in the lower layer is reheated by subsequent passes, so that the hardness is slightly reduced.
  • the weld metal in the uppermost layer is used. It is sufficient that the vicinity of each surface of the metal has sufficient hardness. From the above, in a welded joint using a high-hardness wear-resistant steel having a hardness of HV380 or more and HV693 or less as a base material, the surface hardness is HV380 or more and HV533 or less and having sufficient wear resistance, A welding method that forms a weld metal that does not cause cold cracking without preheating would be extremely useful.
  • Patent Documents 1 to 5 have been proposed as techniques for suppressing the low-temperature cracking caused by hydrogen generated in a high-strength weld metal.
  • patent document 1 prevents generation
  • Patent Document 2 prevents the occurrence of cold cracking by causing an oxide to function as a hydrogen trap site for a steel sheet that is also used for applications such as a high-strength line pipe.
  • Patent Document 3 prevents the occurrence of cold cracking by making Mo carbide function as a trap site for a steel material having a tensile strength of 800 to 1150 MPa.
  • Patent Document 4 discloses that the amount of diffusible hydrogen in the weld metal immediately after welding is reduced to about 3.0 to 4.0 ml / 100 g by adding an appropriate amount of Mg to the coating material of the coated arc welding material, thereby increasing the tensile strength. This is to improve the low temperature crack resistance of a steel material of 880 to 1180 MPa.
  • Patent Document 5 is a technique for suppressing low-temperature cracking by limiting the amount of hydrogen contained in a flux-cored wire for gas shielded arc welding.
  • an austenitic stainless steel welding material when used, the penetration of hydrogen into the weld metal is greatly reduced, so that the low temperature cracking susceptibility can be lowered. Moreover, since it is an austenite structure, a ductile fall cracking is hard to produce. However, a weld metal using an austenitic stainless steel welding material is not easy to increase strength, that is, hardness, and cannot be expected to have wear resistance.
  • the surface hardness is HV380 or higher and HV533 or lower, and it has excellent wear resistance and low temperature cracking. It is required to form a weld metal that is not easily generated by gas shield arc welding.
  • An object of the present invention is a welded joint using a high-hardness steel plate having a high C content and a surface hardness of HV380 or more and HV693 or less as a base material, and the surface hardness is HV380 or more and HV533 or less.
  • An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a welded joint having a weld metal that has excellent wear resistance and is less susceptible to low temperature cracking.
  • the preheating temperature at the time of welding was important to prevent low temperature cracking, so it was common to weld with the preheating temperature as the top priority with a welding material for mild steel. Therefore, the problem was that the hardness of the weld metal part was low and wear was very likely to occur.
  • the present invention has newly found that when the hardness of the weld metal part is increased, the weld metal itself is very susceptible to cracking, not the heat-affected part of the base material. Therefore, after investigating the relationship between weld metal CEN and cracks, we found the appropriate range of weld metal CEN.
  • FIG. 1 shows that the y-type weld cracking test specified in JIS Z3158 was carried out under various conditions with various steel sheets and welding materials with different flux compositions, etc. It is the result of having produced the weld metal which has the amount of diffusible hydrogen, and calculated
  • FIG. 1 shows the relationship between the amount of diffusible hydrogen in the weld metal and the limit preheating temperature at which cracking is suppressed, organized according to the hardness level of the weld metal.
  • the low-temperature cracking test was conducted at room temperature (25 ° C.) in accordance with JIS Z3158 (y-type weld cracking test method: 1993), and was accepted as having passed on the surface and the cross section.
  • the measurement test of the amount of diffusible hydrogen was carried out by a gas chromatograph method based on JIS Z3118 (method for measuring the amount of hydrogen in steel welds; 2007).
  • the limit preheating temperature for the occurrence of cold cracking does not depend much on the hardness of the weld metal,
  • the cold cracking susceptibility of a weld metal having a hardness of HV380 or higher and HV533 or lower can be greatly reduced.
  • the amount of diffusible hydrogen in the weld metal immediately after welding up to this level has not been easy with the prior art.
  • the inventors have made various studies and have newly found that the amount of diffusible hydrogen in the weld metal can be stably reduced to a level that has been difficult in the past by improving the flux composition of the flux-cored wire. .
  • a certain amount of fluoride such as CaF 2 is contained in the flux component, the amount of oxide is adjusted, and the compounding ratio of fluoride and oxide is kept within a certain range.
  • the amount of diffusible hydrogen can be stably suppressed to less than 1.0 ml / 100 g.
  • Low-temperature cracking susceptibility of weld metal depends greatly on the hardness of the weld metal, but is also affected by alloying elements.
  • the inventors investigated the relationship between various alloy compositions and cold cracking susceptibility (cracking suppression preheating temperature) of weld metals of HV380 or higher and HV533 or lower.
  • the low temperature cracking test is conducted in accordance with JIS Z3158 (y-type weld cracking test method: 1993), and the minimum preheating temperature that does not cause low temperature cracking by changing the preheating temperature is determined as the crack initiation limit preheating temperature. did.
  • the flux-cored welding wire of the present invention described below is used, and the amount of diffusible hydrogen in the weld metal is less than 1.0 ml / 100 g.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the Vickers hardness HV is 380 to 514
  • the plate thickness is 20 to 100 mm
  • the C content is 0.12 to 0 .30%
  • the CEN calculated by the following formula 1 is 0.20 to 0.75%
  • the Vickers hardness HV is more than 514 and less than 565
  • the plate thickness is 12 to 100 mm.
  • Steel sheet with C content of 0.12 to 0.30%, CEN calculated by the following formula 1 is 0.20 to 0.75%, Vickers hardness HV is more than 565 and less than 693
  • the flux-cored wire contains at least one of CaF 2 , BaF 2 , SrF 2 , and MgF 2 and the total content is ⁇ , the ⁇ is based on the total mass of the flux-cored wire.
  • ⁇ is from 0.10 to 1.50 percent by mass% relative to the total weight of the flux-cored wire, CaCO 3, a total of BaCO 3, the content of SrCO 3, MgCO 3 is the flux incident Less than 0.60% by mass% with respect to the total mass of the wire, the content of iron powder in said flux is less than 10% by weight percent relative to the total weight of the flux-cored wire, the relative said alpha CaF 2
  • the ratio of ⁇ to ⁇ is 3.0 or more and 80.0 or less, and the content of CaO is 0 by mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire.
  • the chemical composition is in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire: C: 0.06-0.35%; Si : 0.05 to 1.8%; Mn: 0.5 to 4.0%; P: 0.05% or less; S: 0.02% or less; Al: 0.005 to 0.15%; Cu: 0 to 0.75%; Ni: 0 to less than 1.0%; Cr: 0 Mo: 0 to 1.5%; Ti: 0 to 0.15%; Nb: 0 to 0.15%; V: 0 to 0.45%; B: 0 to 0.050%; Mg: 0 to 2.0%; Ca: 0 to 2.0%; REM: 0 to 0.0150%; balance: Fe and impurities; (c) the chemical composition of the weld metal of the weld joint is In mass%: C: 0.12-0.25%; Si: 0.05-0.80%; Mn: 0.2-2.5%; Al: 0.005-0.10%; P:
  • the Vickers hardness HV is more than 565 and not more than 693
  • the plate thickness is 12 to 20 mm
  • the C content is 0.35 to 0. .45%
  • CEN calculated by the following formula 2 is 0.20 to 0.85%
  • Vickers hardness HV is more than 565 and less than 693
  • plate thickness is more than 20 mm and less than 50 mm
  • C is 0.35 to 0.45%
  • CEN calculated by the following formula 2 is 0.20 to 0.85%.
  • a method of manufacturing a welded joint by performing gas shielded arc welding using a flux-cored wire with an outer shell filled with flux wherein (a) the thickness of the steel sheet is 20 mm during the gas shielded arc welding.
  • the steel sheet Perform preheating, the plate thickness of the steel plate of 20mm greater than the steel sheet subjected to pre-heating at least 0.99 ° C.
  • the flux-cored wire of CaF 2, BaF 2, SrF 2 , MgF 2
  • ⁇ is 3.3 to 8.0% by mass with respect to the total mass of the flux-cored wire
  • Ti oxide, Si oxide , Mg oxide, Al oxide at least one of them, and the total content is ⁇ , where ⁇ is 0.10 to 1.50 in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire.
  • the less than 10% in percentage by weight relative to the total weight of the flux cored wire, the ratio of the content of the CaF 2 with respect to the ⁇ is not less than 0.90, 80 wherein the ratio of ⁇ is 3.0 or more for the ⁇ 0.02 or less, the content of CaO is less than 0.20% by mass with respect to the total mass of the flux-cored wire, and the chemical components excluding metal fluoride, metal oxide, and metal carbonate are: In mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire: C: 0.06 to 0.35%; Si: 0.05 to 1.8%; Mn: 0.5 to 4.0%; P: 0.05 S: 0.02% or less; Al: 0.005 to 0.15%; Cu: 0 to 0.75%; Ni: 0 to less than 1.0%; Cr
  • the content of the CaO in the flux-cored wire is 0.15% or less by mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire. It may be.
  • the alloy may have a chemical composition in mass% with respect to the total mass of the flux-cored wire: Ni: 0 to 0.1%.
  • the steel outer shell may have a seamless shape.
  • perfluoropolyether oil may be applied to the surface of the flux-cored wire.
  • the surface hardness is HV380 or more and HV533 or less. Therefore, it is possible to obtain a welded joint that is excellent in wear resistance and hardly causes cold cracking.
  • the inventors In a welded joint using a high-hardness steel plate as a base material, the inventors, as described above, have a cold crack initiation limit preheating temperature if the amount of diffusible hydrogen in the weld metal immediately after welding is less than 1.0 ml / 100 g. Has found that it does not depend much on the hardness of the weld metal and can greatly reduce the low temperature cracking susceptibility of weld metals having a hardness of HV380 or more and HV533 or less.
  • the inventors have repeatedly studied various combinations and combinations of flux components of the flux-cored wire in order to reduce the amount of diffusible hydrogen in the weld metal immediately after welding to less than 1.0 ml / 100 g. It was.
  • fluorides such as CaF 2 are particularly effective in reducing hydrogen.
  • the amount of diffusible hydrogen in the weld metal can be greatly reduced.
  • By adjusting the amount and keeping the blending ratio of fluoride and oxide within a certain range it has been found that it can be stably suppressed to less than 1.0 ml / 100 g.
  • the present invention has been made based on such studies. Hereinafter, one mode of a manufacturing method of a welded joint of the present invention is explained.
  • the present invention uses, as a base material, a high-hardness thick steel plate having a C content of 0.12 to 0.45% by mass, HV380 or more and HV693 or less, which is widely used as a wear-resistant steel plate.
  • the target is a welded joint formed by gas shielded arc welding.
  • the weld metal has the chemical composition described in (1) or (2) above.
  • the reason for limiting the chemical composition of the weld metal will be described. In the following description, “%” means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C is an element that most affects the hardness of the weld metal.
  • the base metal hardness is HV380 or more
  • the surface hardness of the weld metal is HV380 or more in order to ensure wear resistance close to that of the base material.
  • the C content of the weld metal needs to be 0.12% or more.
  • the upper limit of the C content is set to 0.25%.
  • the lower limit of the C content may be 0.13% or 0.14%.
  • the upper limit of the C content may be 0.23% or 0.21%.
  • Si 0.05-0.80%
  • Si is a deoxidizing element, and a certain amount is added to the flux in order to reduce the amount of O of the weld metal and increase the cleanliness. Therefore, the Si content in the weld metal is also 0.05% or more. If necessary, the lower limit of the Si content may be 0.10%, 0.15%, or 0.20%. If Si is contained in an amount exceeding 0.80%, the toughness of the weld metal may be deteriorated, so this is the upper limit. In order to improve the toughness of the weld metal, the upper limit of the Si content may be 0.70%, 0.65%, 0.60%, or 0.50%.
  • Mn 0.2-2.5% Since Mn has the effect of forming MnS and suppressing grain boundary embrittlement due to S, it is contained in the weld metal at least 0.2% or more. Further, since Mn is an element that has the effect of ensuring the hardenability of the weld metal and increasing the strength, it is desirable to contain 0.5% or more in order to stably obtain the hardness. In order to improve the hardness of the weld metal, the lower limit of the Mn content may be 0.6%, 0.7%, 0.8%, or 0.9%. On the other hand, if Mn exceeds 2.5%, the grain boundary embrittlement susceptibility increases and the toughness of the weld metal deteriorates, so this is the upper limit. In order to improve the toughness of the weld metal, the upper limit of the Mn content may be limited to 2.3%, 2.1%, 1.9%, 1.7%, or 1.5%.
  • Al 0.005 to 0.10%
  • Al is a deoxidizing element and, like Si, is effective in reducing the amount of O in the weld metal and improving the cleanliness, so it is necessary to add a certain amount to the flux.
  • the upper limit of the Al content may be limited to 0.09%, 0.08%, 0.07%, or 0.06%.
  • P 0.05% or less
  • the P content of the weld metal is limited to 0.05% or less as a range in which an adverse effect on toughness can be tolerated.
  • the upper limit of the P content may be limited to 0.03%, 0.025%, 0.02%, or 0.015%.
  • the lower limit of the P content is 0%.
  • S is also an impurity element, and if it is excessively present in the weld metal, it deteriorates both toughness and ductility, so it is preferable to reduce it as much as possible.
  • the S content of the weld metal is limited to 0.02% or less. If necessary, the upper limit of the S content may be limited to 0.015%, 0.01%, 0.008%, or 0.006%. There is no need to limit the lower limit of the S content. The lower limit of the S content is 0%.
  • N 0.015% or less
  • the N content is limited to 0.015% or less as an upper limit that can allow an influence on the weld metal. If necessary, the upper limit of the N content may be limited to 0.01%, 0.008%, or 0.006%. There is no need to limit the lower limit of the N content.
  • the lower limit of the N content is 0%.
  • O is inevitably contained in the weld metal, but the O content of the weld metal is limited to 0.100% or less as a range in which an adverse effect on toughness and ductility can be tolerated.
  • the upper limit of the O content may be 0.080%, 0.060%, 0.050%, or 0.040%.
  • the lower limit of the O content is 0%.
  • Cu (Cu: 0 to 0.5%) Since Cu can improve the strength and toughness of the weld metal, it can be contained as a selective element. However, if the Cu content exceeds 0.5%, the toughness may decrease, so the Cu content of the weld metal is set to 0.5% or less. If necessary, the upper limit of the Cu content may be 0.4% or 0.3%. There is no need to limit the lower limit of the Cu content. For this reason, the minimum of Cu content is 0%. On the other hand, in order to obtain a sufficient reinforcing effect, the weld metal may be contained in an amount of 0.1% or more. As a method for incorporating Cu into the weld metal, there are a method of plating the outer surface of the wire, or a method of adding it as a simple substance or an alloy element to the flux.
  • Ni Ni can be contained as a selective element that is effective for improving toughness.
  • the C content is high, the effect is limited and it is an expensive element, so the Ni content in the weld metal is less than 0.7%.
  • the upper limit of the Ni content may be 0.6%, 0.4%, or 0.2%.
  • the lower limit of the Ni content is 0%.
  • 0.05% or more may be contained in the weld metal.
  • Cr 0 to 2.5%) Cr is an element effective for improving the hardness of the weld metal by increasing the hardenability, and can be contained as a selective element. However, if over 2.5% is included, toughness may be reduced, so the Cr content is limited to 2.5%. If necessary, the upper limit of the Cr content may be 1.5%, 1.0%, 0.7%, or 0.4%. There is no need to limit the lower limit of the Cr content. For this reason, the lower limit of the Cr content is 0%. On the other hand, when it is added for the purpose of improving the hardness of the weld metal, it may be contained by 0.1% or more in order to obtain the effect.
  • Mo is an element effective for improving the hardness of the weld metal by increasing the hardenability, and can be contained as a selective element. However, if it exceeds 1.0% and it is excessively contained, the toughness may be lowered, so the upper limit of the Mo content is 1.0%. If necessary, the upper limit of the Mo content may be 0.7%, 0.6%, 0.4%, or 0.2%. There is no need to limit the lower limit of the Mo content. For this reason, the lower limit of the Mo content is 0%. On the other hand, when added for the purpose of improving the hardness, 0.05% or more may be contained in order to obtain the effect.
  • Ti is effective as a deoxidizing element, has an effect of reducing the amount of O in the weld metal, and can be contained as a selective element. It is also effective for fixing solute N and mitigating the adverse effect on toughness.
  • the Ti content in the weld metal exceeds 0.10% and becomes excessive, it forms coarse oxides. Since the possibility of toughness deterioration due to excessive toughening due to excessive precipitation strengthening increases, the upper limit of the Ti content is set to 0.10%. If necessary, the upper limit of the Ti content may be 0.08%, 0.05%, 0.03%, or 0.02%. There is no need to limit the lower limit of the Ti content. For this reason, the lower limit of the Ti content is 0%. For the purpose of improving toughness, 0.01% or more may be contained.
  • Nb has the effect of improving the hardness of the weld metal by solid solution, and can be contained as a selective element. However, if it exceeds 0.10%, it is not preferable because it is excessively contained in the weld metal and coarse precipitates are formed to deteriorate toughness, so the upper limit of Nb content is 0.10%. To do. If necessary, the upper limit of the Nb content may be 0.08%, 0.05%, 0.03%, or 0.02%. There is no need to limit the lower limit of the Nb content. For this reason, the lower limit of the Nb content is 0%. You may make it contain 0.01% or more for the purpose of the hardness improvement of a weld metal.
  • V is an element effective for improving the hardness of the weld metal by increasing the hardenability, and can be contained as a selective element. However, if the content exceeds 0.30%, the toughness may be lowered, so the V content is 0.30% as the upper limit. As needed, it is good also considering the upper limit of V content as 0.25%, 0.20%, or 0.15. There is no need to limit the lower limit of the V content. For this reason, the lower limit of the V content is 0%. You may make it contain 0.01% or more for the hardness improvement of a weld metal.
  • B (B: 0 to 0.0100%)
  • B has an effect of forming a BN in combination with the solid solution N and reducing the adverse effect on the toughness of the solid solution N.
  • B also has the effect of enhancing the hardenability and contributing to the strength improvement, and can be contained as a selective element. In order to obtain these effects, 0.0003% or more may be contained.
  • the upper limit of the B content when B is contained is 0.0100%. If necessary, the upper limit of the B content may be 0.0080%, 0.0060%, 0.0040%, or 0.0020%. There is no need to limit the lower limit of the B content, and the lower limit of the B content is 0%.
  • Mg 0-0.10%
  • Mg is a strong deoxidizing element, and may be contained in an amount of 0.001% or more in order to reduce the amount of O in the weld metal and improve the ductility and toughness of the weld metal.
  • Mg content in the weld metal exceeds 0.10%, a decrease in toughness due to the formation of coarse oxides in the weld metal cannot be ignored. For this reason, also when it contains Mg, Mg content shall be 0.10% or less.
  • the upper limit of the Mg content may be 0.0080%, 0.0060%, 0.0040%, or 0.0020%.
  • Ca and REM are effective in improving the ductility and toughness by changing the structure of the sulfide in the weld metal and reducing the size of the sulfide and oxide. You may contain REM 0.0002% or more. On the other hand, if it is excessively contained, it causes coarsening of sulfides and oxides, leading to deterioration of ductility and toughness. Therefore, the upper limit of the inclusion is 0.10% for Ca and 0.0100% for REM. To do.
  • the weld metal containing the above chemical composition may contain impurities mixed in the manufacturing process or the like as long as the balance containing iron as a main component does not impair the characteristics of the present invention.
  • CEN 0.20 to 0.58%
  • the crack initiation limit preheating temperature is 25 ° C. or less, and welding without preheating becomes possible.
  • the upper limit of CEN may be set to 0.55%, 0.53%, 0.50%, 0.47%, or 0.45%.
  • the lower limit of CEN is set to 0.20%.
  • the Vickers hardness HV of the base material is 380 or more and 514 or less (corresponding to HB 360 or more and 475 or less), the thickness of the base material is 20 to 100 mm, and the C content of the base material is 0.12 to A base material that is 0.30% and that has a CEN calculated by Equation 1 of 0.20 to 0.75%.
  • the Vickers hardness HV of the base material is 514 to 565 or less (corresponding to HB 475 to 530 or less), the base material has a thickness of 12 to 100 mm, and the C content of the base material is 0.12 to A base material that is 0.30% and that has a CEN calculated by Equation 1 of 0.20 to 0.75%.
  • the base material has a Vickers hardness HV of over 565 to 693 (corresponding to HB 530 of over 650 or less), the base material has a thickness of 8 to 12 mm, and the base material has a C content of 0.35 to A base material that is 0.45% and that has a CEN calculated by Equation 1 of 0.20 to 0.85%.
  • the base metal temperature satisfying any one of the above (a) to (c) is 10 ° C. or higher during gas shielded arc welding, it is not necessary to perform preheating work during welding.
  • the upper limit of the base material temperature (preheating temperature) is not particularly required, but may be less than 75 ° C or less than 50 ° C.
  • the base material has a Vickers hardness HV of more than 565 and less than 693 (corresponding to more than HB 530 and less than 650), the thickness of the base material is 12 to 20 mm, and the C content of the base material is 0.35 to A base material that is 0.45% and that has a CEN calculated by Equation 1 of 0.20 to 0.85%.
  • the Vickers hardness HV of the base material is more than 565 and less than or equal to 693 (corresponding to more than HB 530 and less than 650), the thickness of the base material is more than 20 mm and less than 50 mm, and the C content of the base material is 0.35
  • the base material is preheated to 100 ° C. or more, and the thickness of the base material is In the case of over 20 mm, the base material is preheated to 150 ° C. or higher.
  • the upper limit of the base material temperature is not particularly required, but may be less than 175 ° C or less than 150 ° C.
  • CEN is made 0.20% or more in order to make HV380 or more.
  • CEN [C] + (0.75 + 0.25 ⁇ tanh (20 ⁇ ([C] ⁇ 0.12))) ⁇ ([Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 + 5 ⁇ [B]) (Formula 1)
  • the element with [] represents the content (% by mass) of each element.
  • the average Vickers hardness of 1 mm below the outermost surface of the weld metal is HV380 to HV533, and the amount of diffusible hydrogen immediately after welding is less than 1.0 ml / 100 g. If the hardness at a position of 1 mm below the surface is HV380 or more and HV533 or less, the requirement for wear resistance required for the weld metal is satisfied. If it is less than HV380, the wear resistance is insufficient. If it exceeds HV533, cold cracking is likely to occur.
  • the hardness is measured by cutting a cross section perpendicular to the welding direction in a weld metal, collecting a polished sample, measuring 10 points of Vickers hardness at a position 1 mm below the surface of the weld metal, and calculating an average value. Shall be determined by
  • the amount of diffusible hydrogen in the weld metal immediately after welding is less than 1.0 ml / 100 g. It does not depend much on the hardness, and the low-temperature cracking susceptibility of a weld metal having a hardness of HV380 or more and HV533 or less can be greatly reduced.
  • the amount of diffusible hydrogen is measured by a gas chromatographic method based on JIS Z 3118 (Method for measuring the amount of hydrogen in steel welds; 2007). Since the diffusion rate of hydrogen is relatively high at room temperature, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal must be measured immediately after welding. For this reason, unless it measures immediately after welding, the amount of diffusible hydrogen cannot be measured correctly.
  • a welded joint having a weld metal As described above, a high-hardness thick steel plate to be welded is used as a base material, and, for example, the two base materials are set at a welding position so as to form a groove therebetween. Then, by performing gas shielded arc welding using a flux-cored welding wire and generating a weld metal between the base materials, a weld joint composed of the weld metal and base metal plates on both sides thereof is formed.
  • steel plates, flux-cored welding wires, welding conditions and the like used for forming the weld metal will be described.
  • a high-hardness thick steel plate having a C content of 0.12% or more and 0.45% or less and HV380 or more and HV693 or less in mass% is an object.
  • the plate thickness of the steel plate to be used the thickness of 6 mm or more and 100 mm or less, which is generally referred to as a thick plate, is targeted.
  • Steel sheets satisfying such conditions are widely used in places where wear resistance is required, such as machinery for civil engineering and construction work, and there is no particular limitation on the chemical composition other than the C content.
  • C 0.12 to 3.0%, Si: 0.10 to 0.55%, Mn: 0.2 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.10%, P: 0.02%
  • S 0.015% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Cr 1.2% or less
  • Mo 0.6% or less
  • Nb 0.05% or less
  • CEN calculated by Equation 1 is 0.20 to 0.85%.
  • the upper limit of CEN is set to 0.85%.
  • the upper limit of CEN is set to 0.80%, 0.75%, 0.73, 0.70%, 0.68%, 0.65%,. It may be 63% or 0.60%.
  • the lower limit of CEN is set to 0.20%.
  • the lower limit of CEN may be 0.24%, 0.28%, 0.30%, 0.32%, 0.35%, or 0.38%.
  • a steel sheet having a base metal hardness of HV565 or less generally has a CEN of less than 0.75%.
  • the upper limit of CEN of a steel sheet having a base metal hardness of HV565 or less is set to 0.75%.
  • the method for measuring the hardness of the base material is a method in which five or more Vickers hardnesses at a position 1 mm below the surface of the cross section in the thickness direction of the base material are measured to obtain an average value.
  • the flux-cored welding wire to be used will be described separately for the flux component and the alloy component.
  • content of the component in description about a flux cored welding wire represents the mass% with respect to the total mass of a flux cored welding wire.
  • one or more kinds of (Al 2 O 3 ) metal oxides are contained in the welding wire in a certain amount, and the ratio of the fluoride to the oxide is within a certain range.
  • the amount of diffusible hydrogen can be stably reduced to less than 1.0 ml / 100 g.
  • the total amount ⁇ is 3.3% or more and 8.0% or less.
  • the total amount of Ti oxide, Si oxide, Mg oxide, and Al oxide is ⁇
  • the total amount ⁇ is 0.10% or more and 1.50% or less
  • the CaF with respect to ⁇ 2 is 0.90 or more
  • the ratio of the total amount ⁇ to the total amount ⁇ is 3.0 or more and 80.0 or less. Is a requirement.
  • the total amount ⁇ of the metal fluoride contained is less than 3.3%, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal cannot be stably reduced to less than 1.0 ml / 100 g.
  • the lower limit of the total amount ⁇ may be 3.5%, 3.7%, or 3.9%.
  • the upper limit of the total amount ⁇ may be 7.5%, 7.0%, 6.5%, 6.0%, or 5.7%.
  • the total amount ⁇ of the metal oxides contained is less than 0.10%, the shape of the weld bead may be deteriorated, and if it exceeds 1.50%, the toughness may be lowered.
  • the lower limit of the total amount ⁇ may be 0.20%, 0.30%, 0.40%, or 0.50%.
  • the upper limit of the total amount ⁇ may be 1.30%, 1.20%, 1.10%, 1.00%, 0.90%, or 0.80%.
  • the ratio of the total amount ⁇ to the total amount ⁇ is less than 3.0, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal cannot be stably reduced to less than 1.0 ml / 100 g, and if it exceeds 80.0 Since welding fume and slag are excessively generated, welding workability is remarkably lowered, which is not preferable.
  • the lower limit of the ratio ([total amount ⁇ ] / [total amount ⁇ ]) is set to 3.2, 3.5, 3.7, or 4.0. Also good.
  • the upper limit of the ratio ([total amount ⁇ ] / [total amount ⁇ ]) is set to 40.0, 30.0, 20.0, 15.0 or 13. It may be 0.
  • the ratio of the total amount ⁇ of metal fluoride to the total amount ⁇ of metal fluoride, the total amount ⁇ of metal oxide, and the total amount ⁇ of metal oxide is limited as described above.
  • the total amount ⁇ is the content in the flux-cored wire, and the total content is also included in binders (water glass containing SiO 2 as a main component) used for flux granulation. .
  • one or more of CaCO 3 , BaCO 3 , SrCO 3 , and MgCO 3 metal carbonates can be further added for the purpose of improving arc stability and arc concentration. If 0.60% or more is added, the concentration of the arc is too strong, the amount of spatter generated is large, and the amount of oxygen in the weld metal also increases. Therefore, when these metal carbonates are contained, the total content is less than 0.60%.
  • the lower limit of the total content of these metal carbonates is 0%.
  • the upper limit may be set to 0.50%, 0.40%, 0.20%, or 0.10% in order to suppress the amount of spatter generated.
  • metal fluoride reduces the amount of diffusible hydrogen is not necessarily clear, but was metal fluoride decomposed by a welding arc, and the generated fluorine combined with hydrogen and dissipated into the atmosphere as HF gas? Alternatively, it is considered that hydrogen is fixed as HF in the weld metal as it is.
  • CaO may be contained in the flux raw material.
  • the CaO content is limited to less than 0.20%. Preferably it is 0.15% or less or 0.10% or less. If the content is limited to less than 0.20%, the effect of the present invention can be obtained. Since CaO changes to CaOH when exposed to the atmosphere, it may increase diffusible hydrogen in the weld metal.
  • the amount of alloying elements in the flux-cored wire excluding metal fluorides, metal oxides, and metal carbonates is also limited as follows.
  • the C content in the flux-cored wire is less than 0.06%, the C content in the weld metal is less than 0.12%, so the C content in the flux-cored wire is 0.06% or more. .
  • the lower limit of the C content may be 0.07%, 0.08%, 0.09%, 0.10%, or 0.11%.
  • the C content in the flux-cored wire exceeds 0.35%, the C content in the weld metal exceeds 0.25%, so the C content in the flux-cored wire is 0.35% or less.
  • the upper limit of the C content may be 0.30%, 0.25%, 0.18%, 0.17%, or 0.16%.
  • the Si content in the flux-cored wire is less than 0.05%, the Si content in the weld metal is less than 0.05%, so the Si content in the flux-cored wire is 0.05% or more. .
  • the lower limit of the Si content may be 0.10%, 0.20%, 0.30%, or 0.40%. If the Si content in the flux-cored wire exceeds 1.8%, the Si content in the weld metal exceeds 0.80% even if oxidation consumption is taken into consideration, so the Si content in the flux-cored wire is 1 .8% or less.
  • the upper limit of the Si content may be 1.5%, 1.2%, 1.0%, 0.8%, or 0.6%.
  • Mn 0.5-4.0% If the Mn content in the flux-cored wire is less than 0.5%, the Mn content in the weld metal is less than 0.2%, so the Mn content in the flux-cored wire is 0.5% or more. . In order to improve the hardness of the weld metal, the lower limit of the Mn content may be 0.7%, 0.8%, 0.9%, 1.0%, or 1.1%. If the Mn content in the flux-cored wire exceeds 4.0%, the Mn content in the weld metal exceeds 2.5% even if oxidation consumption is taken into consideration, so the Mn content in the flux-cored wire is 4. 0% or less. In order to improve the toughness of the weld metal, the upper limit of the Mn content may be 3.0%, 2.5%, 2.2%, 2.0%, or 1.8%.
  • the P content in the flux-cored wire exceeds 0.05%, the P content in the weld metal may exceed 0.05%, so the P content in the flux-cored wire is 0.05%.
  • the upper limit of the P content may be limited to 0.03%, 0.025%, 0.02%, or 0.015%.
  • the lower limit of the P content is 0%.
  • the S content in the flux-cored wire exceeds 0.02%, the S content in the weld metal may exceed 0.02%, so the S content in the flux-cored wire is 0.02%.
  • the upper limit of the S content may be limited to 0.015%, 0.01%, 0.008%, or 0.006%.
  • the lower limit of the S content is 0%.
  • the Al content in the flux-cored wire is less than 0.005%, the Al content in the weld metal is less than 0.005%, so the Al content in the flux-cored wire is 0.005% or more. .
  • the lower limit of the Al content may be 0.007%, 0.010%, or 0.012%. If the Al content in the flux cored wire exceeds 0.15%, the Al content in the weld metal may exceed 0.10%, so the Al content in the flux cored wire is 0.15%.
  • the upper limit of the Al content may be limited to 0.09%, 0.07%, 0.05%, or 0.04%.
  • the Cu content in the flux-cored wire exceeds 0.75%, the Cu content in the weld metal exceeds 0.50%, so the Cu content in the flux-cored wire is 0.75% or less. .
  • the Cu content may be 0.5% or less.
  • the upper limit of the Cu content may be 0.4% or 0.3%.
  • the minimum of Cu content is 0%.
  • the weld metal may contain 0.1% or more of Cu.
  • the Ni content in the flux-cored wire is 1.0% or more
  • the Ni content of the weld metal becomes 0.7% or more, and the alloy cost of the wire increases. Therefore, the Ni content in the flux-cored wire is 1.0% or less.
  • the upper limit of the Ni content may be 0.5%, 0.4%, 0.3%, 0.2, or 0.1%.
  • the lower limit of the Ni content is 0%.
  • the Cr content in the flux-cored wire exceeds 3.5%, the Cr content in the weld metal exceeds 2.5%, so the Cr content in the flux-cored wire is 3.5% or less. .
  • the upper limit of the Cr content may be 1.5%, 1.0%, 0.5%, or 0.1%.
  • the lower limit of the Cr content is 0%.
  • 0.05% or more may be contained in order to obtain the effect.
  • Mo 0 to 1.5% If the Mo content in the flux-cored wire exceeds 1.5%, the Mo content in the weld metal exceeds 1.0%, so the Mo content in the flux-cored wire is 1.5% or less. .
  • the upper limit of the Mo content may be 0.7%, 0.5%, 0.3%, or 0.2%. There is no need to limit the lower limit of the Mo content. For this reason, the lower limit of the Mo content is 0%.
  • 0.05% or more may be contained in order to obtain the effect.
  • Ti 0 to 0.15% If the Ti content in the flux-cored wire exceeds 0.15%, the Ti content in the weld metal exceeds 0.10%, so the Ti content in the flux-cored wire is 0.15% or less. .
  • the upper limit of the Ti content may be 0.10%, 0.08%, or 0.05%. There is no need to limit the lower limit of the Ti content. For this reason, the lower limit of the Ti content is 0%. For the purpose of improving toughness, 0.01% or more may be contained.
  • the Nb content in the flux-cored wire exceeds 0.15%, the Nb content in the weld metal exceeds 0.10%, so the Nb content in the flux-cored wire is 0.15% or less. .
  • the upper limit of the Nb content may be 0.10%, 0.08%, or 0.05%.
  • the lower limit of the Nb content is 0%. You may make it contain 0.01% or more for the purpose of the hardness improvement of a weld metal.
  • V (V: 0 to 0.45%) If the V content in the flux-cored wire exceeds 0.45%, the V content in the weld metal exceeds 0.30%, so the V content in the flux-cored wire is 0.45% or less. .
  • the upper limit of the V content may be 0.25%, 0.20%, or 0.15. There is no need to limit the lower limit of the V content. For this reason, the lower limit of the V content is 0%. You may make it contain 0.01% or more for the hardness improvement of a weld metal.
  • the B content in the flux-cored wire exceeds 0.050%, the B content of the weld metal exceeds 0.0100%, so the B content in the flux-cored wire is 0.050% or less.
  • the upper limit of the B content may be 0.040%, 0.020%, 0.010%, or 0.005%. There is no need to limit the lower limit of the B content, and the lower limit of the B content is 0%.
  • the Mg content in the flux-cored wire exceeds 2.0%, the Mg content in the weld metal exceeds 0.10%, so the Mg content in the flux-cored wire is 2.0% or less. .
  • the upper limit of the Mg content may be 1.5%, 1.0%, 0.4%, or 0.2%. There is no need to limit the lower limit of the Mg content, and the lower limit of the Mg content is 0%.
  • the Ca content in the flux-cored wire exceeds 2.0%, the Ca content in the weld metal exceeds 0.10%, so the Ca content in the flux-cored wire is 2.0% or less. .
  • the upper limit of the Ca content may be 1.5%, 1.0%, 0.5%, or 0.3%. There is no need to limit the lower limit of the Ca content, and the lower limit of the Ca content is 0%.
  • the REM content in the flux-cored wire exceeds 0.0150%, the REM content in the weld metal exceeds 0.0100%, so the REM content in the flux-cored wire is 0.0150% or less.
  • the upper limit of the REM content may be 0.0100%, 0.0050%, or 0.0030%. There is no need to limit the lower limit of the REM content, and the lower limit of the REM content is 0%.
  • the above is the reason for limitation regarding the chemical composition of the flux-cored wire of the present invention.
  • the remaining alloy chemical components may contain impurities mixed in the manufacturing process or the like as long as the balance containing Fe as a main component does not impair the characteristics of the present invention.
  • the Fe component includes Fe in the steel outer shell, iron powder added in the flux, and Fe in the alloy component.
  • the content of iron powder in the flux is less than 10%. When there is much iron powder content, the amount of oxygen may increase. If necessary, the iron powder content may be less than 5% or less than 1%.
  • the flux-cored wires can be roughly classified into a seamless wire having no slit-like seam in the steel outer shell and a wire having a seam having a slit-like gap at the steel outer seam.
  • any cross-sectional structure can be adopted, but a seamless wire is preferable in order to suppress cold cracking of the weld metal.
  • Hydrogen that penetrates into the weld during welding diffuses into the weld metal and on the steel side, accumulates in the stress concentration part, and causes cold cracking.
  • This hydrogen source can increase moisture contained in the welding material, moisture mixed in from the atmosphere, rust and scale attached to the steel surface, etc., but under the welding where the cleanliness of the weld and the gas shield conditions are sufficiently controlled. Then, hydrogen mainly contained in water in the wire is a main factor of diffusible hydrogen existing in the weld joint.
  • the steel outer shell into a seamless tube, and to suppress the penetration of hydrogen in the atmosphere from the steel outer shell to the flux after the wire is manufactured and used.
  • moisture in the atmosphere easily enters the flux from the seam portion of the outer shell, and as it is, it cannot prevent the intrusion of a hydrogen source such as moisture. Therefore, when the period until use after production is long, the entire wire is preferably vacuum-packed or stored in a container that can be kept dry.
  • lubricating oil may be applied to the wire surface. From the viewpoint of reducing diffusible hydrogen, the lubricating oil applied to the wire surface is preferably an oil that does not contain hydrogen, such as perfluoropolyether (PFPE) oil.
  • PFPE perfluoropolyether
  • the flux cored wire used in the present invention can be manufactured by the same manufacturing process as that of a normal flux cored wire manufacturing method. That is, first, a steel strip to be an outer skin and a flux containing metal fluoride, an alloy component, a metal oxide, a metal carbonate, and an arc stabilizer are prepared so as to have predetermined contents. While feeding the steel strip in the longitudinal direction, it is formed into an open tube (U-shaped) with a forming roll to form a steel outer shell. During this forming, flux is supplied from the opening of the open tube, and the opposing edge surface of the opening is Butt seam welding. A seamless pipe obtained by welding is drawn and annealed during or after the drawing process to obtain a seamless wire having a desired wire diameter. Moreover, a part is made into the pipe
  • the present invention for the steel sheet, using a flux-cored wire that meets the above-mentioned conditions, by performing multi-layer welding by gas shield arc welding, and forming a weld metal that meets the above-described conditions,
  • the object can be achieved, and the method of gas shield arc welding is not particularly limited, and a commonly used method can be adopted.
  • the shielding gas in addition to 100% CO 2 gas, a mixed gas of Ar gas and 3 to 20 vol% CO 2 gas can be used.
  • the welding conditions such as current and voltage are, for example, a current of 200 to 350 A and a voltage of 25 to 35 V.
  • the welding speed may be controlled so that the welding heat input is 10 to 50 kJ / cm.
  • the shape of the welded joint to be manufactured is determined according to the application and is not particularly limited. It can be applied to welded joints that form grooves, such as ordinary butt joints, square joints, and T joints. Therefore, the shape of the steel plate to be welded is not limited as long as at least the portion forming the welded joint is plate-like, and the whole may not be a plate, and includes, for example, a shape steel. Moreover, it is not limited to what is comprised from a separate steel plate, The butt-welding joint of what shape
  • a steel plate having the components shown in Table 1 was used as a base material.
  • the same steel plate as the base material was used for the backing metal for welding. While forming the steel strip in the longitudinal direction, it is formed into an open tube with a forming roll, and flux is supplied from the opening of the open tube during the forming, and the opposite edge surfaces of the opening are butt seam welded to seamless pipe Then, annealing was performed in the course of drawing the piped wire, and a flux-cored wire having a final wire diameter of ⁇ 1.2 mm was made as a prototype.
  • a part of the pipe was a seam-welded pipe and was drawn to produce a flux-cored wire with a wire diameter of ⁇ 1.2 mm.
  • the analysis of the chemical composition of the prototype flux cored wire was performed as follows. First, the filled flux was taken out from the flux-cored wire, and the flux-cored wire was divided into a steel outer shell and a flux. The chemical component of the steel outer skin was determined by measuring the content of each metal component by chemical analysis. The flux was first quantitatively evaluated for constituents and components by X-ray diffraction and fluorescent X-ray analysis.
  • Tables 2-1 to 2-4 and Tables 3-1 to 3-4 show the chemical compositions of the trial-made flux cored wires.
  • the above-mentioned base material was abutted at a root gap of 16 mm and a groove angle of 20 °, and welding was performed using a backing metal under the welding conditions shown in Tables 4-1 to 4-3. .
  • the groove surface of the base material and the surface of the backing metal were subjected to buttering with two or more layers and a height of 3 mm or more using a flux-cored wire to be tested.
  • Ti oxide, Si oxide, Mg oxide, Al oxide respectively by using the TiO 2, SiO 2, MgO, Al 2 O 3.
  • the metal carbonates are CaCO 3 , BaCO 3 , SrCO 3 , and MgCO 3 .
  • the chemical composition analysis results of the obtained weld metal are shown in Table 5-1, Table 5-2, Table 5-4, Table 5-5, Table 5-7, and Table 5-8.
  • a sample obtained by polishing a cross section perpendicular to the welding direction was taken from this weld metal, measured at 10 points of Vickers hardness at a position 1 mm below the surface of the weld metal, and Brinell hardness from SAE J417 (1983) hardness conversion table. Converted to Further, a No. 4 Charpy test piece (2 mmV notch) based on JIS Z3111 (2005) was sampled, and the Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. of the weld metal was measured. A sample having an absorption energy of ⁇ 40 ° C. or more of 27 J or more was regarded as acceptable.
  • the obtained hardness and Charpy test results are shown in Tables 5-3, 5-6, and 5-9.
  • a low temperature cracking test and a diffusible hydrogen content measurement test were performed under the same welding conditions.
  • the low-temperature cracking test was conducted at room temperature (25 ° C.) in accordance with JIS Z3158 (y-type weld cracking test method: 1993).
  • the diffusible hydrogen content measurement test was carried out by a gas chromatograph method based on JIS Z3118 (Method for measuring the hydrogen content of steel welds; 2007). The results are shown in Table 5-3, Table 5-6, and Table 5-9.
  • the surface hardness is HV380 or more and HV533 or less and wear resistance. Since it is possible to obtain a weld metal having excellent properties without generating low-temperature cracks without preheating, the welding work efficiency can be remarkably improved, and the value in the industry is extremely high.

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Abstract

　この溶接継手の製造方法は、ビッカース硬さＨＶが３８０以上５１４以下であり、板厚が２０～１００ｍｍであり、Ｃの含有量が０．１２～０．３０％であり、下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である鋼板に対し、フラックス入りワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接を行う。 ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式１）

Description

溶接継手の製造方法
　本発明は、建設機械や産業機械分野で利用される耐摩耗性に優れる高硬度鋼板を溶接する際に、硬さが高くて耐摩耗性に優れ、かつ低温割れの発生しにくい溶接金属を有する溶接継手の製造方法に関する。
　鉱山での掘削や土木作業用の建設機械に用いられる鋼板は、摩耗のために交換が必要となる部材が多いが、その使用寿命を長くするために、鋼板の硬さを高めた耐摩耗鋼が用いられる。使用される環境や目的によって鋼板の硬さは様々であるが、一般にはＨＢ４００級（ブリネル硬さの規格値でＨＢ３６０からＨＢ４４０、ビッカース硬さの規格値ではＨＶ３８０からＨＶ４６９）、ＨＢ４５０級（ブリネル硬さの規格値でＨＢ４１０からＨＢ４９０、ビッカース硬さの規格値ではＨＶ４３５からＨＶ５３３）、ＨＢ５００級（ブリネル硬さの規格値でＨＢ４５０からＨＢ５５０、ビッカース硬さの規格値ではＨＶ４７８からＨＶ５８５）又はＨＢ６００級（ブリネル硬さの規格値でＨＢ５５０からＨＢ６５０、ビッカース硬さの規格値ではＨＶ５８５からＨＶ６９３）の耐摩耗鋼板が多く用いられている。
　耐摩耗鋼もその多くは溶接されるのであるが、その溶接金属にも母材（耐摩耗鋼）に近い耐摩耗性が求められることがある。溶接金属の耐摩耗性を高めるためにも、やはりその硬さを高くする必要がある。しかしながら、溶接金属の硬さを高くすると、溶接時に侵入する水素を起因とする低温割れが非常に発生しやすくなる。さらに高硬度である耐摩耗鋼を母材とするために、拘束が強くなることも低温割れが生じやすくなる一因である。
　このような低温割れを回避するためには、一般に溶接に先立って予熱が行われるが、耐摩耗鋼の場合は過剰な加熱温度によって硬さが低下することがあるので、あまり高い予熱温度をとることができない。
　溶接金属の耐摩耗性も求められる場合が多く、溶接金属の硬さとしては、母材と同等程度あることが望ましい。例えばＨＢ４００あるいはＨＢ５００級耐摩耗鋼を母材とする場合では、溶接金属の硬さを少なくともＨＶ３８０以上とすることが望ましい。
　また、溶接金属部において、耐摩耗性の観点で重要になるのは、表面付近の硬さである。多層盛り溶接においては、下層の溶接金属は、後続パスによって再熱されるために硬さがやや低下するが、多層盛り溶接の場合はその最上層の溶接金属、また１パス溶接の場合はその溶接金属の、それぞれの表面付近が十分な硬さを有していればよい。
　以上のようなことから、ＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下である高硬度の耐摩耗鋼を母材とする溶接継手において、表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下であり十分な耐摩耗性を有しながら、予熱をしなくても低温割れが発生しない溶接金属を形成させる溶接方法があれば極めて有用であると考えられる。
　高強度溶接金属で発生する水素起因の低温割れを抑制する技術としては、例えば特許文献１から５の方法が提案されている。
　これらのうち特許文献１は、高強度ラインパイプなどの用途に用いられる鋼板について、残留オーステナイトを水素のトラップサイトとして機能させることにより、低温割れの発生を防ぐものである。特許文献２は、やはり高強度ラインパイプなどの用途に用いられる鋼板について、酸化物を水素のトラップサイトとして機能させることにより、低温割れの発生を防ぐものである。
　特許文献３は、引張強さ８００～１１５０ＭＰａの鋼材について、Ｍｏ炭化物をトラップサイトとして機能させることにより、低温割れの発生を防ぐものである。特許文献４は、被覆アーク溶接材料の被覆材にＭｇを適量配合することによって、溶接直後の溶接金属中の拡散性水素量を３．０～４．０ｍｌ／１００ｇ程度に低減して引張強さ８８０～１１８０ＭＰａの鋼材の耐低温割れ性を改善するものである。特許文献５は、ガスシールドアーク溶接用のフラックス入りワイヤに含まれる水素量を制限することで、低温割れを抑制する技術である。
　これらはいずれも母材および溶接金属の強度が１２００ＭＰａ未満であり、ＨＶ３８０（引張強さ換算約１２００ＭＰａ）以上の硬さを有して耐摩耗性を具備する溶接金属の低温割れ性を改善できる技術ではない。
　さらに、一般に、オーステナイト系ステンレス溶接材料を用いると、溶接金属中への水素の侵入が大きく低減されるので、低温割れ感受性を下げることができる。また、オーステナイト組織であるため延性低下割れも生じにくい。しかし、オーステナイト系ステンレス溶接材料を用いた溶接金属は、強度つまり硬さを高くすることが容易でなく、耐摩耗性を具備することは期待できない。
　このようなことから、ＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下の高硬度の耐摩耗鋼を母材とする溶接継手において、表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下であって、耐摩耗性に優れるとともに、低温割れが発生しにくい溶接金属を、ガスシールドアーク溶接によって形成することが求められている。
日本国特開２０１２－１７６４３４号公報 日本国特開２０１２－２１８０３４号公報 日本国特開２００５－４０８１６号公報 日本国特開平１１－１４７１９６号公報 日本国特開２００９－２５５１６８号公報
　本発明の課題は、Ｃ含有量が高く表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下であるような高硬度鋼板を母材とした溶接継手であって、表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下であって耐摩耗性に優れるとともに、低温割れが発生しにくい溶接金属を有する溶接継手の製造方法を提供することである。
　従来の耐摩耗鋼は、低温割れ防止のために、溶接時の予熱温度が重要だったので、軟鋼用の溶接材料で、予熱温度を最優先して溶接するのが普通であった。従って溶接金属部の硬さが低くて、摩耗が非常に起こりやすかったことを課題としていた。本発明は、それに対して溶接金属部の硬さを高くしようとすると、母材の熱影響部ではなくて、溶接金属自体が非常に割れやすいことを新たに見出した。それで、溶接金属のＣＥＮと割れとの関係を調査した上で、溶接金属のＣＥＮの適正範囲を見出した。
　溶接時に溶接金属で発生する低温割れは、溶接金属の強度と、継手拘束力と、溶接金属中の拡散性水素量とに影響される。発明者らは、表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下であるような高硬度の溶接金属で、低温割れを確実に抑制するための方法を種々検討した結果、その最も確実な方法は、溶接金属中の拡散性水素量を十分低くすること、かつ溶接金属中の合金成分で規定されるＣＥＮを０．２０～０．５８％にすることであるという結論を得た。
　図１は、ＪＩＳ　Ｚ３１５８に規定のｙ形溶接割れ試験を、種々の鋼板およびフラックス組成などを変化させた溶接材料により様々な条件にて実施し、種々の溶接金属の硬さおよび溶接金属中の拡散性水素量を有する溶接金属を作製し、その割れ発生を抑制する限界予熱温度を求めた結果である。図１には、溶接金属中の拡散性水素量と割れ発生を抑制する限界予熱温度との関係を、溶接金属の硬さレベル別に整理して示している。
　ここで、低温割れ試験は、ＪＩＳ　Ｚ３１５８（ｙ形溶接割れ試験方法；１９９３年）に準拠し、室温（２５℃）にて試験を実施し、表面および断面に割れがないことをもって合格とした。拡散性水素量の測定試験は、ＪＩＳ　Ｚ３１１８（鋼溶接部の水素量測定方法；２００７年）に準拠したガスクロマトグラフ法にて実施した。
　図１に示すように、溶接直後における溶接金属中の拡散性水素量が１．０ｍｌ／１００ｇ未満であれば、低温割れ発生の限界予熱温度は、溶接金属の硬さにはあまり依存せず、硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下の溶接金属の低温割れ感受性を大きく低減することができる。
　しかしながら、このレベルまで溶接直後における溶接金属中の拡散性水素量を低減することは、従来の技術では容易ではなかった。発明者らは、種々の検討を重ね、フラックス入りワイヤのフラックス組成の改善によって、溶接金属中の拡散性水素量を、従来には困難であったレベルまで安定して低減できることを新たに知見した。具体的には、フラックス成分にＣａＦ２をはじめとする弗化物を一定量含有させるとともに酸化物の量を調整し、かつ弗化物と酸化物の配合比を一定範囲とすることにより、溶接金属中の拡散性水素量を安定して１．０ｍｌ／１００ｇ未満に抑制することができる。
　溶接金属の低温割れ感受性は、溶接金属の硬さに大きく依存するが、合金元素によっても影響される。発明者らは、ＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下の溶接金属の、種々の合金組成と低温割れ感受性（割れ抑制予熱温度）との関係を調査した。低温割れ試験は、ＪＩＳ　Ｚ３１５８（ｙ形溶接割れ試験方法；１９９３年）に準拠して試験を実施し、予熱温度を変化させて低温割れを生じない最低の予熱温度を、割れ発生限界予熱温度とした。溶接にあたっては、以下で説明する本発明のフラックス入り溶接ワイヤを用いており、溶接金属中の拡散性水素量は、いずれも１．０ｍｌ／１００ｇ未満である。
　その結果、図２に示すように、式１で計算されるＣＥＮ（溶接選書１０．「鉄鋼材料の溶接」　産報出版（１９９９），　ｐ．１６３）を０．５８％以下とすれば割れ発生限界予熱温度を室温（２５℃）以下とすることができ、予熱なしでも低温割れの発生を抑制できることを知見した。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式１）
　ただし、［］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。また、添加元素が無しの場合は、［］内にゼロを代入する。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（１）本発明の第一の態様に係る溶接継手の製造方法は、ビッカース硬さＨＶが３８０以上５１４以下であり、板厚が２０～１００ｍｍであり、Ｃの含有量が０．１２～０．３０％であり、下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である鋼板、ビッカース硬さＨＶが５１４超５６５以下であり、板厚が１２～１００ｍｍであり、Ｃの含有量が０．１２～０．３０％であり、下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である鋼板、ビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下であり、板厚が６～１２ｍｍであり、Ｃの含有量が０．３５～０．４５％であり、下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である鋼板、のいずれか一つに対し、鋼製外皮にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接を行うことにより、溶接継手を製造する方法であって、（ａ）前記ガスシールドアーク溶接時に、前記鋼板の温度が１０℃以上の場合に予熱作業を行わず、（ｂ）前記フラックス入りワイヤが、ＣａＦ２、ＢａＦ２、ＳｒＦ２、ＭｇＦ２のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をαとしたとき、前記αが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で３．３～８．０％であり、Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ａｌ酸化物のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をβとしたとき、前記βが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．１０～１．５０％であり、ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３、ＳｒＣＯ３、ＭｇＣＯ３の含有量の合計が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．６０％未満であり、前記フラックス中の鉄粉の含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で１０％未満であり、前記αに対する前記ＣａＦ２の含有量の比が０．９０以上であり、前記βに対する前記αの比が３．０以上８０．０以下であり、ＣａＯの含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．２０％未満であり、金属弗化物、金属酸化物、および金属炭酸塩を除く、化学成分が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：Ｃ：０．０６～０．３５％；Ｓｉ：０．０５～１．８％；Ｍｎ：０．５～４．０％；Ｐ：０．０５％以下；Ｓ：０．０２％以下；Ａｌ：０．００５～０．１５％；Ｃｕ：０～０．７５％；Ｎｉ：０～１．０％未満；Ｃｒ：０～３．５％；Ｍｏ：０～１．５％；Ｔｉ：０～０．１５％；Ｎｂ：０～０．１５％；Ｖ：０～０．４５％；Ｂ：０～０．０５０％；Ｍｇ：０～２．０％；Ｃａ：０～２．０％；ＲＥＭ：０～０．０１５０％；残部：Ｆｅおよび不純物；からなり、（ｃ）前記溶接継手の溶接金属の化学組成が、質量％で：Ｃ：０．１２～０．２５％；Ｓｉ：０．０５～０．８０％；Ｍｎ：０．２～２．５％；Ａｌ：０．００５～０．１０％；Ｐ：０．０５％以下；Ｓ：０．０２％以下；Ｎ：０．０１５％以下；Ｃｕ：０～０．５％；Ｎｉ：０～０．７％未満；Ｃｒ：０～２．５％；Ｍｏ：０～１．０％；Ｔｉ：０～０．１０％；Ｎｂ：０～０．１０％；Ｖ：０～０．３０％；Ｂ：０～０．０１００％；Ｏ：０～０．１００％；Ｍｇ：０～０．１０％；Ｃａ：０～０．１０％；ＲＥＭ：０～０．０１００％；残部：Ｆｅおよび不純物；からなり、下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．５８％であり、前記溶接金属の最表層の表面下１ｍｍの平均ビッカース硬さＨＶが、３８０～５３３であり、上記（ａ）～（ｃ）の全てを満足する。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式１）
　ただし、［］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
　（２）本発明の第二の態様に係る溶接継手の製造方法は、ビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下であり、板厚が１２～２０ｍｍであり、Ｃの含有量が０．３５～０．４５％であり、下記の式２で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である鋼板、ビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下であり、板厚が２０ｍｍ超５０ｍｍ以下であり、Ｃの含有量が０．３５～０．４５％であり、下記の式２で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である鋼板、のいずれか一つに対し、鋼製外皮にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接を行うことにより、溶接継手を製造する方法であって、（ａ）前記ガスシールドアーク溶接時に、前記鋼板の板厚が２０ｍｍ以下の場合、前記鋼板を１００℃以上に予熱を行い、前記鋼板の板厚が２０ｍｍ超の場合、前記鋼板を１５０℃以上の予熱を行い、（ｂ）前記フラックス入りワイヤが、ＣａＦ２、ＢａＦ２、ＳｒＦ２、ＭｇＦ２のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をαとしたとき、前記αが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で３．３～８．０％であり、Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ａｌ酸化物のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をβとしたとき、前記βが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．１０～１．５０％であり、ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３、ＳｒＣＯ３、ＭｇＣＯ３の含有量の合計が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．６０％未満であり、前記フラックス中の鉄粉の含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で１０％未満であり、前記αに対する前記ＣａＦ２の含有量の比が０．９０以上であり、前記βに対する前記αの比が３．０以上８０．０以下であり、ＣａＯの含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．２０％未満であり、金属弗化物、金属酸化物、および金属炭酸塩を除く、化学成分が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：Ｃ：０．０６～０．３５％；Ｓｉ：０．０５～１．８％；Ｍｎ：０．５～４．０％；Ｐ：０．０５％以下；Ｓ：０．０２％以下；Ａｌ：０．００５～０．１５％；Ｃｕ：０～０．７５％；Ｎｉ：０～１．０％未満；Ｃｒ：０～３．５％；Ｍｏ：０～１．５％；Ｔｉ：０～０．１５％；Ｎｂ：０～０．１５％；Ｖ：０～０．４５％；Ｂ：０～０．０５０％；Ｍｇ：０～２．０％；Ｃａ：０～２．０％；ＲＥＭ：０～０．０１５０％；残部：Ｆｅおよび不純物；からなり、（ｃ）前記溶接継手の溶接金属の化学組成が、質量％で：Ｃ：０．１２～０．２５％；Ｓｉ：０．０５～０．８０％；Ｍｎ：０．２～２．５％；Ａｌ：０．００５～０．１０％；Ｐ：０．０５％以下；Ｓ：０．０２％以下；Ｎ：０．０１５％以下；Ｃｕ：０～０．５％；Ｎｉ：０～０．７％未満；Ｃｒ：０～２．５％；Ｍｏ：０～１．０％；Ｔｉ：０～０．１０％；Ｎｂ：０～０．１０％；Ｖ：０～０．３０％；Ｂ：０～０．０１００％；Ｏ：０～０．１００％；Ｍｇ：０～０．１０％；Ｃａ：０～０．１０％；ＲＥＭ：０～０．０１００％；残部：Ｆｅおよび不純物；からなり、下記の式２で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．５８％であり、前記溶接金属の最表層の表面下１ｍｍの平均ビッカース硬さＨＶが、３８０～５３３であり、上記（ａ）～（ｃ）の全てを満足する。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式２）
　ただし、［］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
　（３）上記（１）または（２）に記載の溶接継手の製造方法は、前記フラックス入りワイヤ中の前記ＣａＯの含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．１５％以下であってもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法は、前記金属弗化物、前記金属酸化物、および前記金属炭酸塩を除く、前記フラックス入りワイヤ中の合金の化学組成が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：Ｎｉ：０～０．１％であってもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法は、前記金属弗化物、前記金属酸化物、および前記金属炭酸塩を除く、前記フラックス入りワイヤ中の合金の化学組成が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：Ｃｕ：０～０．５％；Ｃｒ：０～１．０％；Ｍｏ：０～０．５％；Ｔｉ：０～０．０５％；Ｎｂ：０～０．０５％であってもよい。
　（６）上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法は、前記鋼製外皮がシームレス形状であってもよい。
　（７）上記（１）～（６）のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法は、前記フラックス入りワイヤの表面にパーフルオロポリエーテル油が塗布されていてもよい。
　本発明の上記各態様によれば、Ｃ含有量が高く表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下であるような高硬度鋼板を母材とする溶接継手において、表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下であって耐摩耗性に優れるとともに、低温割れが発生しにくい溶接継手を得ることができる。
母材の硬さおよび溶接金属中の拡散性水素量と割れ発生限界予熱温度との関係を示す図である。 ＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下で溶接金属中の拡散性水素量１．０ｍｌ／１００ｇ未満の溶接金属における、ＣＥＮと割れ発生限界予熱温度との関係を示す図である。
　高硬度鋼板を母材とする溶接継手において、発明者らは、上記のように、溶接直後における溶接金属中の拡散性水素量が１．０ｍｌ／１００ｇ未満であれば、低温割れ発生限界予熱温度は、溶接金属の硬さにはあまり依存せず、硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下の溶接金属の低温割れ感受性を大きく低減することができることを知見した。
　さらに発明者らは、溶接直後における溶接金属中の拡散性水素量を１．０ｍｌ／１００ｇ未満とするために、フラックス入りワイヤのフラックス成分の組合せとその配合比とを種々変化させて検討を重ねた。
　その結果、水素低減に特に効果のあるのはＣａＦ２をはじめとする弗化物であり、フラックス成分に一定量を含有させることにより溶接金属中の拡散性水素量を大きく低減でき、さらに酸化物の量を調整し、かつ弗化物と酸化物の配合比を一定範囲とすることにより、安定して１．０ｍｌ／１００ｇ未満に抑制することができることを知見するに至った。
　本発明は、このような検討に基づいてなされたものである。以下、本発明の溶接継手の製造方法の一態様について説明する。
　本発明は、耐摩耗鋼板として広く用いられている、Ｃ含有量が質量％で０．１２～０．４５％で、ＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下の高硬度の厚鋼板を母材として用い、それをガスシールドアーク溶接して形成した溶接継手を対象とする。
　本発明では、溶接金属を、上記（１）または（２）に記載した化学組成を有するものとする。
　以下、溶接金属の化学組成の限定理由について説明する。以下の説明において、「％」は特に説明がない限り、「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．１２～０．２５％）
　Ｃは、溶接金属の硬さに最も影響する元素である。母材硬さがＨＶ３８０以上であるときに、母材に近い耐摩耗性を確保するためには、溶接金属の表面硬さもＨＶ３８０以上であることが望ましい。そのためには溶接金属のＣ含有量は０．１２％以上が必要である。しかし、Ｃ含有量が０．２５％を超えると、溶接金属の硬さがＨＶ５３３を超えて溶接金属の靭性が低下することがあるので、Ｃ含有量の上限を０．２５％とする。安定してＨＶ３８０以上の母材硬さを得るためには、Ｃ含有量の下限を０．１３％または０．１４％としてもよい。また、溶接金属の靭性を安定して得るために、Ｃ含有量の上限を０．２３％または０．２１％としてもよい。
（Ｓｉ：０．０５～０．８０％）
　Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属のＯ量を低減して清浄度を高めるためにフラックスには一定量添加する。そのため溶接金属中のＳｉ含有量も０．０５％以上が含有される。必要に応じて、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％、０．１５％又は０．２０％としてもよい。Ｓｉは、０．８０％を超えて含有すると溶接金属の靱性を劣化させることがあるため、これを上限とする。溶接金属の靭性改善のため、Ｓｉ含有量の上限を０．７０％、０．６５％、０．６０％又は０．５０％としてもよい。
（Ｍｎ：０．２～２．５％）
　Ｍｎは、ＭｎＳを形成してＳによる粒界脆化を抑制する効果があるので、溶接金属には少なくとも０．２％以上含有させるようにする。またＭｎは溶接金属の焼入性を確保して強度を高める効果のある元素であるので、硬さを安定的に得るためには、０．５％以上含有することが望ましい。溶接金属の硬さ向上のため、Ｍｎ含有量の下限を０．６％、０．７％、０．８％又は０．９％としてもよい。一方、Ｍｎは、２．５％を超えて含有すると、粒界脆化感受性が増加して溶接金属の靱性が劣化するため、これを上限とする。溶接金属の靭性改善のため、Ｍｎ含有量の上限を２．３％、２．１％、１．９％、１．７％又は１．５％に制限してもよい。
（Ａｌ：０．００５～０．１０％）
　Ａｌは脱酸元素であり、Ｓｉと同様、溶接金属中のＯ量を低減、清浄度向上に効果があるので、フラックスには一定量を添加する必要がある。溶接金属中のＡｌ含有量の下限は特に規定しない。一方、０．１０％を超えて含有させると、窒化物や酸化物を形成して、溶接金属の靱性を阻害するため、これを上限とする。溶接金属の靭性改善のため、Ａｌ含有量の上限を０．０９％、０．０８％、０．０７％又は０．０６％に制限してもよい。
（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは不純物元素であり、靱性を阻害する。そのため極力低減する必要があるが、靱性への悪影響が許容できる範囲として、溶接金属のＰ含有量は０．０５％以下に制限する。必要に応じて、Ｐ含有量の上限を０．０３％、０．０２５％、０．０２％又は０．０１５％に制限してもよい。Ｐ含有量の下限を制限する必要はない。Ｐ含有量の下限は０％である。
（Ｓ：０．０２％以下）
　Ｓも不純物元素であり、溶接金属中に過大に存在すると靱性と延性とをともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。靱性、延性への悪影響が許容できる範囲として、溶接金属のＳ含有量は０．０２％以下に制限する。必要に応じて、Ｓ含有量の上限を０．０１５％、０．０１％、０．００８％又は０．００６％に制限してもよい。Ｓ含有量の下限を制限する必要はない。Ｓ含有量の下限は０％である。
（Ｎ：０．０１５％以下）
　Ｎは、溶接金属中には不可避的に含有されるが、０．０１５％を超えると粗大なＡｌＮやＢＮを形成して靭性を低下させる。溶接金属への影響を許容できる上限としてＮ含有量は０．０１５％以下に制限する。必要に応じて、Ｎ含有量の上限を０．０１％、０．００８％又は０．００６％に制限してもよい。Ｎ含有量の下限を制限する必要はない。Ｎ含有量の下限は０％である。
（Ｏ：０～０．１００％）
　Ｏは、溶接金属中には不可避的に含有されるが、靱性、延性への悪影響が許容できる範囲として、溶接金属のＯ含有量は０．１００％以下に制限する。必要に応じて、Ｏ含有量の上限を０．０８０％、０．０６０％、０．０５０％又は０．０４０％としてもよい。Ｏ含有量の下限を制限する必要はない。Ｏ含有量の下限は０％である。
（Ｃｕ：０～０．５％）
　Ｃｕは、溶接金属の強度と靭性とを向上させることができるので、選択元素として含有できる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると靭性が低下することがあるため、溶接金属のＣｕ含有量は０．５％以下とする。必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を０．４％又は０．３％としてもよい。Ｃｕ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｃｕ含有量の下限は０％である。一方、強化効果を十分に得るために、溶接金属に０．１％以上含有させてもよい。溶接金属中にＣｕを含有させる方法としては、ワイヤの外皮表面のめっき、あるいは、フラックスに単体または合金元素として添加する等の方法がある。
（Ｎｉ：０～０．７％未満）
　Ｎｉは靱性向上に有効な元素とされる選択元素として含有できる。しかし、Ｃ含有量が高い場合にはその効果は限定的であり、高価な元素でもあるので、溶接金属へのＮｉ含有量は０．７％未満とする。必要に応じて、Ｎｉ含有量の上限を０．６％、０．４％又は０．２％としてもよい。Ｎｉ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｎｉ含有量の下限は０％である。一方、靭性向上効果を得るために、溶接金属に０．０５％以上含有させてもよい。
（Ｃｒ：０～２．５％）
　Ｃｒは、焼入性を高めることにより溶接金属の硬さ向上に有効な元素であり、選択元素として含有できる。しかしながら、２．５％を超えて過剰に含有させると、靱性を低下させることがあるため、Ｃｒ含有量は２．５％を上限とする。必要に応じて、Ｃｒ含有量の上限を１．５％、１．０％、０．７％又は０．４％としてもよい。Ｃｒ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｃｒ含有量の下限は０％である。一方、溶接金属の硬さ向上の目的で添加する場合には、その効果を得るために０．１％以上含有させてもよい。
（Ｍｏ：０～１．０％）
　Ｍｏは、焼入性を高めることにより溶接金属の硬さ向上に有効な元素であり、選択元素として含有できる。しかしながら、１．０％を超えて過剰に含有させると、靱性を低下させることがあるため、Ｍｏ含有量は１．０％を上限とする。必要に応じて、Ｍｏ含有量の上限を０．７％、０．６％、０．４％又は０．２％としてもよい。Ｍｏ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｍｏ含有量の下限は０％である。一方、硬さ向上の目的で添加する場合には、その効果を得るために０．０５％以上含有させてもよい。
（Ｔｉ：０～０．１０％）
　ＴｉもＡｌと同様、脱酸元素として有効であり、溶接金属中のＯ量を低減させる効果があり、選択元素として含有できる。また、固溶Ｎを固定して靱性への悪影響を緩和するためにも有効であるが、溶接金属中のＴｉ含有量が０．１０％を超えて過剰になると、粗大な酸化物の形成に起因した靱性劣化、過度な析出強化による靱性劣化が生じる可能性が大きくなるので、Ｔｉ含有量の上限は０．１０％とする。必要に応じて、Ｔｉ含有量の上限を０．０８％、０．０５％、０．０３％又は０．０２％としてもよい。Ｔｉ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｔｉ含有量の下限は０％である。靱性改善の目的に、０．０１％以上含有させてもよい。
（Ｎｂ：０～０．１０％）
　Ｎｂは固溶により溶接金属の硬さを向上させる効果があり、選択元素として含有できる。しかしながら、０．１０％を超えて含有させると、溶接金属中に過剰に含有され、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させるため好ましくないので、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とする。必要に応じて、Ｎｂ含有量の上限を０．０８％、０．０５％、０．０３％又は０．０２％としてもよい。Ｎｂ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｎｂ含有量の下限は０％である。溶接金属の硬さ向上目的に０．０１％以上含有させてもよい。
（Ｖ：０～０．３０％）
　Ｖは、焼入性を高めることにより溶接金属の硬さ向上に有効な元素であり、選択元素として含有できる。しかしながら、０．３０％を超えて過剰に含有させると、靱性を低下させることがあるため、Ｖ含有量は０．３０％を上限とする。必要に応じて、Ｖ含有量の上限を０．２５％、０．２０％又は０．１５としてもよい。Ｖ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｖ含有量の下限は０％である。溶接金属の硬さ向上のために０．０１％以上含有させてもよい。
（Ｂ：０～０．０１００％）
　Ｂは、溶接金属中に適正量含有させると、固溶Ｎと結びついてＢＮを形成して、固溶Ｎの靭性に対する悪影響を減じる効果がある。またＢは、焼入性を高めて強度向上に寄与する効果もあり、選択元素として含有できる。これらの効果を得るために０．０００３％以上含有させてもよい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％超になると、溶接金属中のＢが過剰となり、粗大なＢＮやＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６等のＢ化合物を形成して靭性を逆に劣化させるため、好ましくない。そこで、Ｂを含有させる場合のＢ含有量の上限は０．０１００％とする。必要に応じて、Ｂ含有量の上限を０．００８０％、０．００６０％、０．００４０％又は０．００２０％としてもよい。Ｂ含有量の下限を制限する必要はなく、Ｂ含有量の下限は０％である。
（Ｍｇ：０～０．１０％）
　Ｍｇ含有量の下限を制限する必要はなく、Ｍｇ含有量の下限は０％である。しかし、Ｍｇは強脱酸元素であり、溶接金属中のＯ量を低減し、溶接金属の延性及び靭性を向上させために、０．００１％以上含有させてもよい。しかし、溶接金属中のＭｇ含有量が０．１０％を超えると、溶接金属中での粗大酸化物の形成による靭性低下が無視できなくなる。このため、Ｍｇを含有させる場合にも、Ｍｇ含有量を０．１０％以下とする。必要に応じて、Ｍｇ含有量の上限を０．００８０％、０．００６０％、０．００４０％又は０．００２０％としてもよい。
（Ｃａ：０～０．１０％）
（ＲＥＭ：０～０．０１００％）
　ＣａおよびＲＥＭ含有量の下限を制限する必要はなく、ＣａおよびＲＥＭ含有量の下限は０％である。しかし、Ｃａ、ＲＥＭはいずれも溶接金属中での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て延性及び靭性向上に有効であり、Ｃａを０．００２％以上、ＲＥＭを０．０００２％以上、含有してもよい。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、靭性の劣化を招くため、含有させる場合のそれぞれの上限を、Ｃａでは０．１０％、ＲＥＭでは０．０１００％とする。
　以上の化学組成を含有する溶接金属は、鉄を主成分とする残部が本発明の特性を阻害しない範囲で、製造過程等で混入する不純物を含有してもよい。
（ＣＥＮ：０．２０～０．５８％）
　図２に示すように、ＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下の溶接金属において、溶接金属中の拡散性水素量が１．０ｍｌ／１００ｇ未満であるとき、式１で計算されるＣＥＮを０．５８％以下とすることで、ＪＩＳ　Ｚ３１５８のｙ形溶接割れ試験において、割れ発生限界予熱温度が２５℃以下となり、実質的に予熱なしでの溶接が可能となる。
　ここで、溶接割れを確実に防止するために、ＣＥＮの上限を０．５５％、０．５３％、０．５０％、０．４７％又は０．４５％としてもよい。溶接金属の硬さをＨＶ３８０以上とするために、ＣＥＮの下限を０．２０％とする。溶接金属の硬さが高い方が、耐摩耗性が向上するため、ＣＥＮの下限を０．２４％、０．２８％、０．３０％又は０．３２％としてもよい。
　（ａ）母材のビッカース硬さＨＶが３８０以上５１４以下（ＨＢ３６０以上４７５以下に相当）であり、母材の板厚が２０～１００ｍｍであり、母材のＣの含有量が０．１２～０．３０％であり、式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である母材。
　（ｂ）母材のビッカース硬さＨＶが５１４超５６５以下（ＨＢ４７５超５３０以下に相当）であり、母材の板厚が１２～１００ｍｍであり、母材のＣの含有量が０．１２～０．３０％であり、式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である母材。
　（ｃ）母材のビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下（ＨＢ５３０超６５０以下に相当）であり、母材の板厚が８～１２ｍｍであり、母材のＣの含有量が０．３５～０．４５％であり、式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である母材。
　上記（ａ）～（ｃ）のいずれかひとつを満足する母材に対し、ガスシールドアーク溶接時に、母材の温度が１０℃以上の場合、溶接時の予熱作業を行う必要がない。この母材の温度（予熱温度）の上限を特に定める必要はないが、７５℃未満又は５０℃未満としても差し支えない。
　（ｄ）母材のビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下（ＨＢ５３０超６５０以下に相当）であり、母材の板厚が１２～２０ｍｍであり、母材のＣの含有量が０．３５～０．４５％であり、式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である母材。
　（ｅ）母材のビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下（ＨＢ５３０超６５０以下に相当）であり、母材の板厚が２０ｍｍ超５０ｍｍ以下であり、母材のＣの含有量が０．３５～０．４５％であり、式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である母材。
　上記（ｄ）または（ｅ）を満足する母材に対し、ガスシールドアーク溶接時に、母材の板厚が２０ｍｍ以下の場合、母材を１００℃以上に予熱を行い、母材の板厚が２０ｍｍ超の場合、母材を１５０℃以上の予熱を行う。この母材の温度（予熱温度）の上限を特に定める必要はないが、１７５℃未満又は１５０℃未満としても差し支えない。また、ＨＶ３８０以上にするために、ＣＥＮを０．２０％以上とする。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式１）
　ただし、［］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
　式１では、含有されていない元素は、その元素に対応する［］内にゼロを代入する。この計算方法は、母材（鋼板）および溶接金属、共通である。
　本発明では、溶接金属について、さらに、その最表層の表面下１ｍｍの平均ビッカース硬さがＨＶ３８０以上ＨＶ５３３以下で、溶接直後の拡散性水素量が１．０ｍｌ／１００ｇ未満であるようにする。
　表面下１ｍｍの位置の硬さが、ＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下となれば、溶接金属に必要な耐摩耗性の要件を満たす。ＨＶ３８０未満では、耐磨耗性が不足する。ＨＶ５３３を超えると、低温割れが発生しやすくなる。
　硬さの測定は、溶接金属において、溶接方向と垂直の断面を切断し、研磨したサンプルを採取し、溶接金属の表面下１ｍｍの位置のビッカース硬さを１０点測定し、平均値を算出することによって求めるものとする。
　また、溶接直後における溶接金属中の拡散性水素量については、図１を引用して先に説明したように、１．０ｍｌ／１００ｇ未満であれば、低温割れ発生限界予熱温度は、溶接金属の硬さにはあまり依存せず、硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下の溶接金属の低温割れ感受性を大きく低減することができる。
　拡散性水素量は、ＪＩＳ　Ｚ　３１１８（鋼溶接部の水素量測定方法；２００７年）に準拠したガスクロマトグラフ法により測定する。
　なお、水素の拡散速度は常温で比較的大きいため、溶接金属の拡散性水素量は溶接直後に測定する必要がある。このため、溶接直後に測定しない限り、拡散性水素量を正確に測定できない。
　以上のような溶接金属を有する溶接継手を製造するには、溶接しようとする高硬度厚鋼板を母材とし、例えば、上記母材２枚を間に開先を形成するように溶接位置にセットし、フラックス入り溶接ワイヤを用いてガスシールドアーク溶接を行い、母材間に溶接金属を生成させることによって、溶接金属とその両側の母材鋼板とから成る溶接継手が形成される。
　以下、上記溶接金属を形成するために用いられる、鋼板、フラックス入り溶接ワイヤ及び溶接条件などについて説明する。
　母材とする鋼板としては、Ｃ含有量が、質量％で、０．１２％以上、０．４５％以下であり、ＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下である高硬度厚鋼板を対象とする。
　用いる鋼板の板厚としては、一般的に厚板といわれる６ｍｍ以上１００ｍｍ以下のものを対象としている。
　このような条件を満たす鋼板は、土木・建築作業用の機械など、耐摩耗性が必要な個所に広く用いられているもので、Ｃ含有量以外の化学組成について特に限定されるものではないが、一例をあげれば、
　Ｃ：０．１２～３．０％、Ｓｉ：０．１０～０．５５％、Ｍｎ：０．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．２％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下を含有する鋼がある。また、式１で計算されるＣＥＮが０．２０～０．８５％であるものを対象としている。
　母材の溶接熱影響部（ＨＡＺ）で溶接割れを生じないようにするために、ＣＥＮの上限を０．８５％とする。より確実にＨＡＺ部での溶接割れを防止するために、ＣＥＮの上限を０．８０％、０．７５％、０．７３、０．７０％、０．６８％、０．６５％、０．６３％又は０．６０％としてもよい。母材の硬さをＨＶ３８０以上とするために、ＣＥＮの下限を０．２０％とする。母材の硬さを高めるため、ＣＥＮの下限を０．２４％、０．２８％、０．３０％、０．３２％、０．３５％又は０．３８％としてもよい。母材の硬さがＨＶ５６５以下の鋼板は一般的にＣＥＮが０．７５％を超えることは少ないため、母材の硬さがＨＶ５６５以下の鋼板のＣＥＮの上限を０．７５％とする。
　母材の硬さの測定方法は、母材の板厚方向断面の表面下１ｍｍの位置のビッカース硬さを５点以上測定し、平均値を求める方法とする。
　続いて、用いるフラックス入り溶接ワイヤについて、フラックス成分と合金成分とに分けて説明する。なお、フラックス入り溶接ワイヤについての説明中の成分の含有量は、フラックス入り溶接ワイヤ全質量に対する質量％を表す。
　最初に、ワイヤの鋼製外皮の内部に挿入されるフラックス成分について説明する。
　ＣａＦ２、ＢａＦ２、ＳｒＦ２、ＭｇＦ２の金属弗化物の１種または２種以上と、Ｔｉ酸化物（ＴｉＯ２）、Ｓｉ酸化物（ＳｉＯ２）、Ｍｇ酸化物（ＭｇＯ）、Ａｌ酸化物（Ａｌ２Ｏ３）の金属酸化物の１種または２種以上を、溶接ワイヤ中に一定量含有させ、かつそれらの弗化物と酸化物との比を一定範囲とすることで、溶接金属中の拡散性水素量を安定して１．０ｍｌ／１００ｇ未満とすることができる。
　この効果を得るには、含有するＣａＦ２、ＢａＦ２、ＳｒＦ２、ＭｇＦ２の合計量をαとしたとき、合計量αが３．３％以上、８．０％以下であること、また含有するＴｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ａｌ酸化物の合計量をβとしたとき、合計量βが０．１０％以上、１．５０％以下であること、さらに上記αに対する上記ＣａＦ２の含有量の比が０．９０以上であり、上記合計量βに対する上記合計量αの比（［合計量α］／［合計量β］）が３．０以上、８０．０以下であることが要件となる。
　含有する金属弗化物の合計量αが３．３％未満では、溶接金属中の拡散性水素量を安定して１．０ｍｌ／１００ｇ未満とすることができない。溶接金属中の拡散性水素量をより低減するために、合計量αの下限を３．５％、３．７％又は３．９％としてもよい。また、８．０％を超えると、溶接ヒューム、スラグが過剰に生成するため、溶接作業性が著しく低下し、好ましくない。溶接ヒュームやスラグの過剰生成などを回避するために、合計量αの上限を７．５％、７．０％、６．５％、６．０％又は５．７％としてもよい。含有する金属酸化物の合計量βが０．１０％未満では、溶接ビードの形状が悪くなることがあり、１．５０％超では、靭性を低下させることがある。溶接ビードの形状をよくするため、合計量βの下限を０．２０％、０．３０％、０．４０％又は０．５０％としてもよい。靭性の改善のため、合計量βの上限を１．３０％、１．２０％、１．１０％、１．００％、０．９０％又は０．８０％としてもよい。
　さらに、上記合計量βに対する上記合計量αの比が３．０未満では、溶接金属中の拡散性水素量を安定して１．０ｍｌ／１００ｇ未満とすることができず、８０．０超では、溶接ヒューム、スラグが過剰に生成するため、溶接作業性が著しく低下し、好ましくない。溶接金属中の拡散性水素量をより低減するために、上記比（［合計量α］／［合計量β］）の下限を３．２、３．５、３．７又は４．０にしてもよい。溶接ヒュームやスラグの過剰生成などを回避するために、上記比（［合計量α］／［合計量β］）の上限を４０．０、３０．０、２０．０、１５．０又は１３．０としてもよい。
　以上から、含有する金属弗化物の合計量α、金属酸化物の合計量β、および金属酸化物の合計量βに対する金属弗化物の合計量αの比を、それぞれ上記のように限定する。
　なお、上記合計量βは、フラックス入りワイヤ中の含有量であり、フラックスの造粒に使用されるバインダー（ＳｉＯ２を主成分とする水ガラス）などに含まれるものも合計した含有量とする。
　本発明のフラックス入り溶接ワイヤでは、ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３、ＳｒＣＯ３、ＭｇＣＯ３の金属炭酸塩の１種または２種以上を、アーク安定性作用とアーク集中性を高める目的でさらに添加できるが、０．６０％以上添加すると、アークの集中性が強すぎてスパッタ発生量が多く、溶接金属の酸素量も多くなる。したがって、これらの金属炭酸塩を含有させる場合には、その含有量を合計で０．６０％未満とする。これらの金属炭酸塩の含有量の合計の下限は０％である。スパッタ発生量の抑制のため、その上限を０．５０％、０．４０％、０．２０％又は０．１０％としてもよい。
　金属弗化物が拡散性水素量を低減する理由については、必ずしも明らかではないが、金属弗化物が溶接アークにより分解し、生成されたフッ素が水素と結合してＨＦガスとして大気中に散逸したか、あるいは、そのまま溶接金属中に水素がＨＦとして固定されたためではないかと考えている。
　また、本発明においては、フラックスにＣａＯは添加しないことが好ましい。しかしながら、フラックスの原料にＣａＯが含有されている場合がある。その場合、ＣａＯの含有量を０．２０％未満に制限する。好ましくは０．１５％以下又は０．１０％以下とする。０．２０％未満に制限すれば、本発明の効果は得られる。ＣａＯは、大気に触れることで、ＣａＯＨに変化するため、溶接金属中の拡散性水素を増加させる可能性がある。
　金属弗化物、金属酸化物、および金属炭酸塩を除く、フラックス入りワイヤ中の合金元素量も以下のように限定される。
（Ｃ：０．０６～０．３５％）
　フラックス入りワイヤ中のＣ含有量が０．０６％未満であると、溶接金属のＣ含有量が０．１２％未満になるので、フラックス入りワイヤ中のＣ含有量は０．０６％以上とする。溶接金属の硬さの向上のため、Ｃ含有量の下限を０．０７％、０．０８％、０．０９％、０．１０％又は０．１１％としてもよい。フラックス入りワイヤ中のＣ含有量が０．３５％を超えると、溶接金属のＣ含有量が０．２５％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＣ含有量は０．３５％以下とする。溶接金属の耐低温割れ性の改善のため、Ｃ含有量の上限を０．３０％、０．２５％、０．１８％、０．１７％又は０．１６％としてもよい。
（Ｓｉ：０．０５～１．８％）
　フラックス入りワイヤ中のＳｉ含有量が０．０５％未満であると、溶接金属のＳｉ含有量が０．０５％未満になるので、フラックス入りワイヤ中のＳｉ含有量は０．０５％以上とする。溶接金属中のＯ含有量の低減のため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％、０．２０％、０．３０％又は０．４０％としてもよい。フラックス入りワイヤ中のＳｉ含有量が１．８％を超えると、酸化消耗を考慮しても溶接金属のＳｉ量が０．８０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＳｉ含有量は１．８％以下とする。溶接金属の靭性改善のため、Ｓｉ含有量の上限を１．５％、１．２％、１．０％、０．８％又は０．６％としてもよい。
（Ｍｎ：０．５～４．０％）
　フラックス入りワイヤ中のＭｎ含有量が０．５％未満であると、溶接金属のＭｎ含有量が０．２％未満になるので、フラックス入りワイヤ中のＭｎ含有量は０．５％以上とする。溶接金属の硬さの向上のため、Ｍｎ含有量の下限を０．７％、０．８％、０．９％、１．０％又は１．１％としてもよい。フラックス入りワイヤ中のＭｎ含有量が４．０％を超えると、酸化消耗を考慮しても溶接金属のＭｎ量が２．５％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＭｎ量は４．０％以下とする。溶接金属の靭性改善のため、Ｍｎ含有量の上限を３．０％、２．５％、２．２％、２．０％又は１．８％としてもよい。
（Ｐ：０．０５％以下）
　フラックス入りワイヤ中のＰ含有量が０．０５％を超えると、溶接金属のＰ含有量が０．０５％を超えてしまうことがあるので、フラックス入りワイヤ中のＰ含有量は０．０５％以下とする。必要に応じて、Ｐ含有量の上限を０．０３％、０．０２５％、０．０２％又は０．０１５％に制限してもよい。Ｐ含有量の下限を制限する必要はない。Ｐ含有量の下限は０％である。
（Ｓ：０．０２％以下）
　フラックス入りワイヤ中のＳ含有量が０．０２％を超えると、溶接金属のＳ含有量が０．０２％を超えてしまうことがあるので、フラックス入りワイヤ中のＳ含有量は０．０２％以下とする。必要に応じて、Ｓ含有量の上限を０．０１５％、０．０１％、０．００８％又は０．００６％に制限してもよい。Ｓ含有量の下限を制限する必要はない。Ｓ含有量の下限は０％である。
（Ａｌ：０．００５～０．１５％）
　フラックス入りワイヤ中のＡｌ含有量が０．００５％未満であると、溶接金属のＡｌ含有量が０．００５％未満になるので、フラックス入りワイヤ中のＡｌ含有量は０．００５％以上とする。溶接金属中のＯ量の一層の低減のため、Ａｌ含有量の下限を０．００７％、０．０１０％又は０．０１２％としてもよい。フラックス入りワイヤ中のＡｌ含有量が０．１５％を超えると、溶接金属のＡｌ含有量が０．１０％を超えてしまうことがあるので、フラックス入りワイヤ中のＡｌ含有量は０．１５％以下とする。溶接金属の靭性改善のため、Ａｌ含有量の上限を０．０９％、０．０７％、０．０５％又は０．０４％に制限してもよい。
（Ｃｕ：０～０．７５％以下）
　フラックス入りワイヤ中のＣｕ含有量が０．７５％を超えると、溶接金属のＣｕ含有量が０．５０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＣｕ含有量は０．７５％以下とする。溶接金属のＣｕ含有量を低減するために、Ｃｕ含有量を０．５％以下としてもよい。必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を０．４％又は０．３％としてもよい。Ｃｕ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｃｕ含有量の下限は０％である。一方、溶接金属の硬さを向上させるために、溶接金属にＣｕを０．１％以上含有させてもよい。
（Ｎｉ：０～１．０％）
　フラックス入りワイヤ中のＮｉ含有量が１．０％以上であると、溶接金属のＮｉ含有量が０．７％以上となり、ワイヤの合金コストが高くなるので、フラックス入りワイヤ中のＮｉ含有量は１．０％以下とする。溶接金属の凝固割れの防止のため、Ｎｉ含有量の上限を、０．５％、０．４％、０．３％、０．２又は０．１％としてもよい。Ｎｉ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｎｉ含有量の下限は０％である。
（Ｃｒ：０～３．５％）
　フラックス入りワイヤ中のＣｒ含有量が３．５％を超えると、溶接金属のＣｒ含有量が２．５％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＣｒ含有量は３．５％以下とする。必要に応じて、Ｃｒ含有量の上限を１．５％、１．０％、０．５％又は０．１％としてもよい。Ｃｒ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｃｒ含有量の下限は０％である。一方、溶接金属の硬さ向上の目的で添加する場合には、その効果を得るために０．０５％以上含有させてもよい。
（Ｍｏ：０～１．５％）
　フラックス入りワイヤ中のＭｏ含有量が１．５％を超えると、溶接金属のＭｏ含有量が１．０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＭｏ含有量は１．５％以下とする。靱性向上のため、Ｍｏ含有量の上限を０．７％、０．５％、０．３％又は０．２％としてもよい。Ｍｏ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｍｏ含有量の下限は０％である。一方、溶接金属の硬さ向上の目的で添加する場合には、その効果を得るために０．０５％以上含有させてもよい。
（Ｔｉ：０～０．１５％）
　フラックス入りワイヤ中のＴｉ含有量が０．１５％を超えると、溶接金属のＴｉ含有量が０．１０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＴｉ含有量は０．１５％以下とする。靱性向上のため、Ｔｉ含有量の上限を０．１０％、０．０８％又は０．０５％としてもよい。Ｔｉ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｔｉ含有量の下限は０％である。靱性改善の目的に、０．０１％以上含有させてもよい。
（Ｎｂ：０～０．１５％）
　フラックス入りワイヤ中のＮｂ含有量が０．１５％を超えると、溶接金属のＮｂ含有量が０．１０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＮｂ含有量は０．１５％以下とする。靱性向上のため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％、０．０８％又は０．０５％としてもよい。Ｎｂ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｎｂ含有量の下限は０％である。溶接金属の硬さ向上の目的で０．０１％以上含有させてもよい。
（Ｖ：０～０．４５％）
　フラックス入りワイヤ中のＶ含有量が０．４５％を超えると、溶接金属のＶ含有量が０．３０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＶ含有量は０．４５％以下とする。靭性向上のため、Ｖ含有量の上限を０．２５％、０．２０％又は０．１５としてもよい。Ｖ含有量の下限を制限しなくてもよい。このため、Ｖ含有量の下限は０％である。溶接金属の硬さ向上のために０．０１％以上含有させてもよい。
（Ｂ：０～０．０５０％）
　フラックス入りワイヤ中のＢ含有量が０．０５０％を超えると、溶接金属のＢ含有量が０．０１００％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＢ含有量は０．０５０％以下とする。靭性の向上のため、Ｂ含有量の上限を０．０４０％、０．０２０％、０．０１０％又は０．００５％としてもよい。Ｂ含有量の下限を制限する必要はなく、Ｂ含有量の下限は０％である。
（Ｍｇ：０～２．０％）
　フラックス入りワイヤ中のＭｇ含有量が２．０％を超えると、溶接金属のＭｇ含有量が０．１０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＭｇ含有量は２．０％以下とする。溶接金属の靭性と延性の改善のため、Ｍｇ含有量の上限を１．５％、１．０％、０．４％又は０．２％としてもよい。Ｍｇ含有量の下限を制限する必要はなく、Ｍｇ含有量の下限は０％である。
（Ｃａ：０～２．０％）
　フラックス入りワイヤ中のＣａ含有量が２．０％を超えると、溶接金属のＣａ含有量が０．１０％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＣａ含有量は２．０％以下とする。溶接金属の靭性と延性の改善のため、Ｃａ含有量の上限を１．５％、１．０％、０．５％又は０．３％としてもよい。Ｃａ含有量の下限を制限する必要はなく、Ｃａ含有量の下限は０％である。
（ＲＥＭ：０～０．０１５０％）
　フラックス入りワイヤ中のＲＥＭ含有量が０．０１５０％を超えると、溶接金属のＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えてしまうので、フラックス入りワイヤ中のＲＥＭ含有量は０．０１５０％以下とする。溶接金属の靭性と延性の改善のため、ＲＥＭ含有量の上限を０．０１００％、０．００５０％又は０．００３０％としてもよい。ＲＥＭ含有量の下限を制限する必要はなく、ＲＥＭ含有量の下限は０％である。
　以上が本発明のフラックス入りワイヤの化学組成に関する限定理由である。その他の残部の合金の化学成分は、Ｆｅを主成分とする残部が本発明の特性を阻害しない範囲で、製造過程等で混入する不純物を含有してもよい。Ｆｅ成分としては、鋼製外皮のＦｅ、フラックス中に添加された鉄粉及び合金成分中のＦｅが含まれる。フラックス中の鉄粉の含有量は、１０％未満とする。鉄粉含有量が多いと、酸素量が多くなる場合がある。必要に応じて、鉄粉の含有量を５％未満又は１％未満としてもよい。
　続いて、フラックス入りワイヤの形態について説明する。
　フラックス入りワイヤには、鋼製外皮にスリット状の継目がないシームレスワイヤと、鋼製外皮の継目にスリット状の隙間を有するシームを有するワイヤとに大別できる。本発明ではいずれの断面構造も採用することができるが、溶接金属の低温割れを抑制するためには、シームレスワイヤとすることが好ましい。
　溶接時に溶接部に侵入する水素は、溶接金属内及び鋼材側に拡散し、応力集中部に集積して低温割れの発生原因となる。この水素源は溶接材料が保有する水分、大気から混入する水分、鋼表面に付着した錆びやスケール等が上げられるが、十分に溶接部の清浄性、ガスシールドの条件が管理された溶接の下では、ワイヤ中に主として水分で含有される水素が、溶接継ぎ手中に存在する拡散性水素の主要因となる。
　このため、鋼製外皮をシームレスの管とし、ワイヤ製造後から使用するまでの間に、鋼製外皮からフラックスへの大気中の水素の侵入を抑制することが望ましい。鋼製外皮にシームを有する管とした場合、大気中の水分は外皮のシーム部からフラックス中に侵入しやすく、そのままでは、水分等の水素源の侵入を防止することはできない。従って、製造後使用するまでの期間が長い場合、ワイヤ全体を真空包装するか、乾燥した状態に保持できる容器内で保存することが望ましい。
　また、ワイヤの送給性をよくするため、ワイヤ表面に潤滑油が塗布される場合がある。拡散性水素を低減する観点から、ワイヤ表面に塗布される潤滑油は、パーフルオロポリエーテル（ＰＦＰＥ）油のように水素分を含まない油が好ましい。
　本発明で用いるフラックス入りワイヤは、通常のフラックス入りワイヤの製造方法と同様の製造工程によって製造することができる。
　すなわち、まず、外皮となる鋼帯、及び、金属弗化物、合金成分、金属酸化物、金属炭酸塩及びアーク安定剤が所定の含有量になるように配合したフラックスを準備する。鋼帯を長手方向に送りながら成形ロールによりオープン管（Ｕ字型）に成形して鋼製外皮とし、この成形途中でオープン管の開口部からフラックスを供給し、開口部の相対するエッジ面を突合せシーム溶接する。溶接により得られた継目無し管を伸線し、伸線途中あるいは伸線工程完了後に焼鈍処理して、所望の線径を有するシームレスワイヤを得る。また、一部は、シーム溶接をしない継目有りの管とし、それを伸線することでシームを有するワイヤを得る。
　本発明では、上記鋼板に対して、上述した条件に適合するフラックス入りワイヤを使用して、ガスシールドアーク溶接による多層盛溶接を行って、上述した条件に適合する溶接金属を形成することによって、目的を達成することができるものであり、ガスシールドアーク溶接の方法は、特に限定されず、通常用いられる方法を採用することができる。例えば、シールドガスとしては、１００％ＣＯ２ガスの他、Ａｒガスと３～２０ｖｏｌ％のＣＯ２ガスとの混合ガスなどを用いることができる。
　また、電流、電圧などの溶接条件については、例えば電流２００～３５０Ａ、電圧２５～３５Ｖなどである。溶接入熱が１０～５０ｋＪ／ｃｍとなるように、溶接速度を制御してもよい。
　製造される溶接継手の形状は、用途等に応じて決定され、特に限定されるものではない。通常の突合せ継手、角継手、Ｔ継手など、開先を形成する溶接継手に適用できる。したがって、溶接される鋼板の形状も、少なくとも溶接継手を形成する部分が板状であればよく、全体が板でなくともよく、例えば、形鋼なども含むものである。また、別々の鋼板から構成されるものに限定されず、１枚の鋼板を管状などの所定の形状に成形したものの突合せ溶接継手であってもよい。
　次に、実施例により本発明の実施可能性および効果について説明する。
　表１に示す成分の鋼板を母材として使用した。また、溶接の裏当金には母材と同じ鋼板を使用した。
　鋼帯を長手方向に送りながら成形ロールによりオープン管に成形し、この成形途中でオープン管の開口部からフラックスを供給し、開口部の相対するエッジ面を突合わせシーム溶接することで継目無し管とし、造管したワイヤの伸線作業の途中で焼鈍を加え、最終のワイヤ径がφ１．２ｍｍのフラックス入りワイヤを試作した。また、一部は、シーム溶接をしない継目有りの管とし、それを伸線することで、ワイヤ径がφ１．２ｍｍのフラックス入りワイヤを試作した。
　試作したフラックス入りワイヤの化学成分の分析は以下のように行った。まず、充填されたフラックスをフラックス入りワイヤから取り出し、フラックス入りワイヤを鋼製外皮とフラックスとに分けた。鋼製外皮の化学成分は、化学分析によって各金属成分の含有量を測定することにより求められた。フラックスは、先ずＸ線回折、及び蛍光Ｘ線分析によって構成物および成分についての定量評価が行われた。この後、浮遊選鉱、及び磁力選鉱などの選鉱法を用いてフラックスをスラグ分と合金分とに分離し、それぞれの化学成分を、化学分析、及びガス分析などを行うことで分析した。試作したフラックス入りワイヤの化学組成を表２－１～表２－４、表３－１～表３－４に示す。
　このフラックス入りワイヤを用い、上記の母材を、ルートギャップ１６ｍｍ、開先角度２０°で突き合わせ、裏当金を用いて、表４－１～表４－３に示す溶接条件で溶接を実施した。母材の開先面及び裏当金の表面には、試験を行うフラックス入りワイヤを用いて２層以上、かつ余盛高さ３ｍｍ以上のバタリングを実施した。
　ここで、Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ａｌ酸化物は、それぞれＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３を使用した。表２－２、表２－４において、金属炭酸塩とはＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３、ＳｒＣＯ３、ＭｇＣＯ３である。
　得られた溶接金属の化学組成分析結果を表５－１、表５－２、表５－４、表５－５、表５－７、表５－８に示す。この溶接金属から、溶接方向と垂直の断面を研磨したサンプルを採取し、溶接金属の表面下１ｍｍの位置のビッカース硬さを１０点測定し、ＳＡＥ　Ｊ４１７（１９８３年）硬さ換算表からブリネル硬さに換算した。また、ＪＩＳ　Ｚ３１１１（２００５年）に準拠した４号シャルピー試験片（２ｍｍＶノッチ）を採取し、溶接金属の－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。この－４０℃吸収エネルギーが２７Ｊ以上のものを合格とした。
　得られた硬さおよびシャルピー試験の結果を表５－３、表５－６、表５－９に示す。
　また、それぞれ同じ溶接条件にて、低温割れ試験と拡散性水素量測定試験を行った。低温割れ試験は、ＪＩＳ　Ｚ３１５８（ｙ形溶接割れ試験方法；１９９３年）に準拠し、室温（２５℃）にて試験を実施し、表面および断面に割れがないことをもって合格とした。拡散性水素量測定試験は、ＪＩＳ　Ｚ３１１８（鋼溶接部の水素量測定方法；２００７年）に準拠したガスクロマトグラフ法にて実施した。
　それぞれの結果を表５－３、表５－６、表５－９に示す。
　溶接中、ヒュームまたはスラグの発生の著しい水準は、溶接作業性が不良と判定した。ヒューム、スラグとも発生が少ない水準を溶接作業性が良好と判定した。それぞれの結果を表５－３、表５－６、表５－９に示す。
　表５－３の試験結果に示されるように、本発明例である実施例１～４７の溶接金属は、硬さ、靭性、耐低温割れ性、溶接作業性のすべてが優れ、合格であった。
　一方、表５－６、表５－９の試験結果に示されるように、比較例１０１～１６６の溶接金属は、本発明で規定する要件を満たしていないため、硬さ、靭性、耐低温割れ性、溶接作業性の少なくとも１つ以上が不合格となった。表５－４～表５－９の比較例における下線の数字は、本発明範囲外であることを示す。
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　本発明によれば、Ｃ含有量が高く表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ６９３以下であるような高硬度鋼板を母材とする溶接継手において、表面硬さがＨＶ３８０以上、ＨＶ５３３以下であって耐摩耗性に優れる溶接金属を、予熱をしなくとも低温割れを発生させないで得ることができるので、溶接施工能率を著しく向上させることができ、産業界における価値はきわめて高い。

Claims (7)

  1. 　ビッカース硬さＨＶが３８０以上５１４以下であり、
    　板厚が２０～１００ｍｍであり、
    　Ｃの含有量が０．１２～０．３０％であり、
    　下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である鋼板、
    　ビッカース硬さＨＶが５１４超５６５以下であり、
    　板厚が１２～１００ｍｍであり、
    　Ｃの含有量が０．１２～０．３０％であり、
    　下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．７５％である鋼板、
    　ビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下であり、
    　板厚が６～１２ｍｍであり、
    　Ｃの含有量が０．３５～０．４５％であり、
    　下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である鋼板、
    　のいずれか一つに対し、鋼製外皮にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接を行うことにより、溶接継手を製造する方法であって、
    　（ａ）前記ガスシールドアーク溶接時に、前記鋼板の温度が１０℃以上の場合に予熱作業を行わず、
    　（ｂ）前記フラックス入りワイヤが、
    　ＣａＦ２、ＢａＦ２、ＳｒＦ２、ＭｇＦ２のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をαとしたとき、前記αが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で３．３～８．０％であり、
    　Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ａｌ酸化物のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をβとしたとき、前記βが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．１０～１．５０％であり、
    　ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３、ＳｒＣＯ３、ＭｇＣＯ３の含有量の合計が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．６０％未満であり、
    　前記フラックス中の鉄粉の含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で１０％未満であり、
    　前記αに対する前記ＣａＦ２の含有量の比が０．９０以上であり、
    　前記βに対する前記αの比が３．０以上８０．０以下であり、
    　ＣａＯの含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．２０％未満であり、
    　金属弗化物、金属酸化物、および金属炭酸塩を除く、化学成分が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：
    　Ｃ：０．０６～０．３５％；
    　Ｓｉ：０．０５～１．８％；
    　Ｍｎ：０．５～４．０％；
    　Ｐ：０．０５％以下；
    　Ｓ：０．０２％以下；
    　Ａｌ：０．００５～０．１５％；
    　Ｃｕ：０～０．７５％；
    　Ｎｉ：０～１．０％未満；
    　Ｃｒ：０～３．５％；
    　Ｍｏ：０～１．５％；
    　Ｔｉ：０～０．１５％；
    　Ｎｂ：０～０．１５％；
    　Ｖ：０～０．４５％；
    　Ｂ：０～０．０５０％；
    　Ｍｇ：０～２．０％；
    　Ｃａ：０～２．０％；
    　ＲＥＭ：０～０．０１５０％；
    　残部：Ｆｅおよび不純物；
    からなり、
    　（ｃ）前記溶接継手の溶接金属の化学組成が、質量％で：
    　Ｃ：０．１２～０．２５％；
    　Ｓｉ：０．０５～０．８０％；
    　Ｍｎ：０．２～２．５％；
    　Ａｌ：０．００５～０．１０％； 
    　Ｐ：０．０５％以下；
    　Ｓ：０．０２％以下；
    　Ｎ：０．０１５％以下；
    　Ｃｕ：０～０．５％；
    　Ｎｉ：０～０．７％未満；
    　Ｃｒ：０～２．５％；
    　Ｍｏ：０～１．０％；
    　Ｔｉ：０～０．１０％；
    　Ｎｂ：０～０．１０％；
    　Ｖ：０～０．３０％；
    　Ｂ：０～０．０１００％；
    　Ｏ：０～０．１００％；
    　Ｍｇ：０～０．１０％；
    　Ｃａ：０～０．１０％；
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％；
    　残部：Ｆｅおよび不純物；
    からなり、
    　下記の式１で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．５８％であり、
    　前記溶接金属の最表層の表面下１ｍｍの平均ビッカース硬さＨＶが、３８０～５３３であり、
    　上記（ａ）～（ｃ）の全てを満足する
    ことを特徴とする溶接継手の製造方法。
    ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式１）
    　ただし、［］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 　ビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下であり、
    　板厚が１２～２０ｍｍであり、
    　Ｃの含有量が０．３５～０．４５％であり、
    　下記の式２で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である鋼板、
    　ビッカース硬さＨＶが５６５超６９３以下であり、
    　板厚が２０ｍｍ超５０ｍｍ以下であり、
    　Ｃの含有量が０．３５～０．４５％であり、
    　下記の式２で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．８５％である鋼板、
    　のいずれか一つに対し、鋼製外皮にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接を行うことにより、溶接継手を製造する方法であって、
    　（ａ）前記ガスシールドアーク溶接時に、前記鋼板の板厚が２０ｍｍ以下の場合、前記鋼板を１００℃以上に予熱を行い、前記鋼板の板厚が２０ｍｍ超の場合、前記鋼板を１５０℃以上の予熱を行い、
    　（ｂ）前記フラックス入りワイヤが、
    　ＣａＦ２、ＢａＦ２、ＳｒＦ２、ＭｇＦ２のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をαとしたとき、前記αが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で３．３～８．０％であり、
    　Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ａｌ酸化物のうちの少なくとも１種を含有し、その含有量の合計をβとしたとき、前記βが前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．１０～１．５０％であり、
    　ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３、ＳｒＣＯ３、ＭｇＣＯ３の含有量の合計が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．６０％未満であり、
    　前記フラックス中の鉄粉の含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で１０％未満であり、
    　前記αに対する前記ＣａＦ２の含有量の比が０．９０以上であり、
    　前記βに対する前記αの比が３．０以上８０．０以下であり、
    　ＣａＯの含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．２０％未満であり、
    　金属弗化物、金属酸化物、および金属炭酸塩を除く、化学成分が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：
    　Ｃ：０．０６～０．３５％；
    　Ｓｉ：０．０５～１．８％；
    　Ｍｎ：０．５～４．０％；
    　Ｐ：０．０５％以下；
    　Ｓ：０．０２％以下；
    　Ａｌ：０．００５～０．１５％；
    　Ｃｕ：０～０．７５％；
    　Ｎｉ：０～１．０％未満；
    　Ｃｒ：０～３．５％；
    　Ｍｏ：０～１．５％；
    　Ｔｉ：０～０．１５％；
    　Ｎｂ：０～０．１５％；
    　Ｖ：０～０．４５％；
    　Ｂ：０～０．０５０％；
    　Ｍｇ：０～２．０％；
    　Ｃａ：０～２．０％；
    　ＲＥＭ：０～０．０１５０％；
    　残部：Ｆｅおよび不純物；
    からなり、
    　（ｃ）前記溶接継手の溶接金属の化学組成が、質量％で：
    　Ｃ：０．１２～０．２５％；
    　Ｓｉ：０．０５～０．８０％；
    　Ｍｎ：０．２～２．５％；
    　Ａｌ：０．００５～０．１０％；
    　Ｐ：０．０５％以下；
    　Ｓ：０．０２％以下；
    　Ｎ：０．０１５％以下；
    　Ｃｕ：０～０．５％；
    　Ｎｉ：０～０．７％未満；
    　Ｃｒ：０～２．５％；
    　Ｍｏ：０～１．０％；
    　Ｔｉ：０～０．１０％；
    　Ｎｂ：０～０．１０％；
    　Ｖ：０～０．３０％；
    　Ｂ：０～０．０１００％；
    　Ｏ：０～０．１００％；
    　Ｍｇ：０～０．１０％；
    　Ｃａ：０～０．１０％；
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％；
    　残部：Ｆｅおよび不純物；
    からなり、
    　下記の式２で計算されるＣＥＮが、０．２０～０．５８％であり、
    　前記溶接金属の最表層の表面下１ｍｍの平均ビッカース硬さＨＶが、３８０～５３３であり、
    　上記（ａ）～（ｃ）の全てを満足する
    ことを特徴とする溶接継手の製造方法。
    ＣＥＮ＝［Ｃ］＋（０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ（２０×（［Ｃ］－０．１２）））×（［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５×［Ｂ］）　・・・（式２）
    　ただし、［］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
  3. 　前記フラックス入りワイヤ中の前記ＣａＯの含有量が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で０．１５％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接継手の製造方法。
  4. 　前記金属弗化物、前記金属酸化物、および前記金属炭酸塩を除く、前記フラックス入りワイヤ中の合金の化学組成が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：
    Ｎｉ：０～０．１％である
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法。
  5. 　前記金属弗化物、前記金属酸化物、および前記金属炭酸塩を除く、前記フラックス入りワイヤ中の合金の化学組成が、前記フラックス入りワイヤの全質量に対する質量％で：
    　Ｃｕ：０～０．５％；
    　Ｃｒ：０～１．０％；
    　Ｍｏ：０～０．５％；
    　Ｔｉ：０～０．０５％；
    　Ｎｂ：０～０．０５％
    であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法。
  6. 　前記鋼製外皮がシームレス形状であることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法。
  7. 　前記フラックス入りワイヤの表面にパーフルオロポリエーテル油が塗布されていることを特徴とする請求項１～６のいずれか一項に記載の溶接継手の製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2548175A (en) * 2016-03-09 2017-09-13 Goodwin Plc A steel, a welding consumable and a cast steel product
JP2018144071A (ja) * 2017-03-06 2018-09-20 新日鐵住金株式会社 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接継手の製造方法

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2016396548B2 (en) * 2016-03-08 2019-09-12 Nippon Steel Corporation Flux-cored wire, weld joint manufacturing method and weld joint
MX2018010659A (es) 2016-03-08 2019-01-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Alambre con nucleo fundente, metodo de fabricacion de junta soldada, y junta soldada.
CN106346166A (zh) * 2016-08-31 2017-01-25 晋城市金菲机电有限公司 一种低温预热高强度药芯焊丝及其生产工艺
US11400539B2 (en) 2016-11-08 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Flux-cored wire, manufacturing method of welded joint, and welded joint
KR102134310B1 (ko) * 2017-12-26 2020-07-15 주식회사 포스코 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
CN111819030B (zh) * 2018-03-28 2021-09-07 日本制铁株式会社 药芯焊丝的制造方法以及焊接接头的制造方法
EP3778112B1 (en) * 2018-03-28 2022-07-13 Nippon Steel Corporation Method for manufacturing flux-cored wire, flux-cored wire and method for manufacturing welded joint
CN108588572A (zh) * 2018-07-27 2018-09-28 安徽卓煌机械设备有限公司 一种高强度易焊接磨辊基体材料
CN109440011A (zh) * 2018-12-27 2019-03-08 攀钢集团江油长城特殊钢有限公司 一种真空感应炉冶炼低合金含氮焊丝钢及其冶炼方法
US11701730B2 (en) * 2019-01-15 2023-07-18 Postle Industries, Inc. Nickel-containing stick electrode
KR102233335B1 (ko) * 2019-02-26 2021-03-29 고려용접봉 주식회사 고온 강도가 우수한 smaw 용착금속
US20220220595A1 (en) * 2019-03-27 2022-07-14 Nippon Steel Corporation Automobile undercarriage part
JP7143937B2 (ja) * 2019-03-27 2022-09-29 日本製鉄株式会社 自動車用足回り部品
CN110819770B (zh) * 2019-10-28 2021-08-20 鞍钢股份有限公司 一种大厚度加氢反应器壳体用钢板及其制造方法
CN114340828B (zh) * 2019-12-20 2023-07-11 杰富意钢铁株式会社 气体保护电弧焊用钢丝、气体保护电弧焊方法及气体保护电弧焊接头的制造方法
US20210229204A1 (en) * 2020-01-29 2021-07-29 Lincoln Global, Inc. Systems and methods for multi-wire submerged arc welding using a flux-cored wire electrode
CN112975197B (zh) * 2021-02-24 2023-02-21 天津市金桥焊材集团股份有限公司 一种高效焊接热锻压模具堆焊硬面层用药芯焊丝
CN112975196B (zh) * 2021-02-24 2023-02-21 天津市金桥焊材集团股份有限公司 一种高效焊接热锻压模具堆焊过渡层用药芯焊丝
CN115041866A (zh) * 2022-06-30 2022-09-13 三一重机有限公司 气体保护焊丝及其在低合金高强钢的焊接中的应用

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02217195A (ja) * 1989-02-18 1990-08-29 Nippon Steel Corp 耐火鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JPH08197283A (ja) * 1995-01-23 1996-08-06 Nippon Steel Corp 溶接変形の少ない高靱性溶接部が得られるマグ溶接用フラックス入りワイヤ
JPH08257785A (ja) * 1995-01-23 1996-10-08 Nippon Steel Corp 鋼溶接部の耐低温割れ性を改善するアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JP2001205483A (ja) * 2000-01-19 2001-07-31 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
WO2013168670A1 (ja) * 2012-05-08 2013-11-14 新日鐵住金株式会社 超高張力鋼溶接用フラックス入りワイヤ

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3354460B2 (ja) 1997-11-11 2002-12-09 川崎製鉄株式会社 高張力鋼材の被覆アーク溶接方法
JP4564245B2 (ja) 2003-07-25 2010-10-20 新日本製鐵株式会社 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法
JP5136466B2 (ja) 2008-03-28 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 高強度鋼溶接用フラックス入りワイヤおよびその製造方法
KR101065996B1 (ko) * 2008-05-27 2011-09-19 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 응고 결정립을 미세하게 하는 2상 스테인리스 강 용접용 플럭스 내장 와이어
US9211613B2 (en) * 2009-12-16 2015-12-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Flux-cored wire for gas shield arc welding use enabling all-position welding
CN102753300B (zh) * 2010-06-07 2014-04-30 新日铁住金株式会社 超高强度焊接接头及其制造方法
JP5607002B2 (ja) 2011-02-02 2014-10-15 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属
EP2676763B1 (en) * 2011-02-14 2018-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Line pipe having a welded joint of duplex stainless steel
JP5606985B2 (ja) 2011-04-08 2014-10-15 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属
US9505088B2 (en) * 2013-01-31 2016-11-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Flux-cored wire, welding method using flux-cored wire, method for manufacturing weld joint using flux-cored wire, and weld joint

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02217195A (ja) * 1989-02-18 1990-08-29 Nippon Steel Corp 耐火鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JPH08197283A (ja) * 1995-01-23 1996-08-06 Nippon Steel Corp 溶接変形の少ない高靱性溶接部が得られるマグ溶接用フラックス入りワイヤ
JPH08257785A (ja) * 1995-01-23 1996-10-08 Nippon Steel Corp 鋼溶接部の耐低温割れ性を改善するアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JP2001205483A (ja) * 2000-01-19 2001-07-31 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
WO2013168670A1 (ja) * 2012-05-08 2013-11-14 新日鐵住金株式会社 超高張力鋼溶接用フラックス入りワイヤ

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2548175A (en) * 2016-03-09 2017-09-13 Goodwin Plc A steel, a welding consumable and a cast steel product
GB2548175B (en) * 2016-03-09 2018-10-03 Goodwin Plc A steel, a welding consumable and a cast steel product
JP2018144071A (ja) * 2017-03-06 2018-09-20 新日鐵住金株式会社 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接継手の製造方法

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