説明

溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法

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

【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの高い安全性が要求される溶接構造物を建造する際に用いられる大入熱サブマージアーク溶接方法に関し、特に、良好な靭性を有する溶接金属が得られる高張力鋼板の2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法に関する。
【背景技術】
【0002】
建築分野、造船分野等において、大型溶接構造物を建造する際には溶接施工能率を高めるために溶接時の大入熱化が要求され、アーク溶接の中でも溶接入熱が高いサブマージアーク溶接が多く用いられている。一方、建築、造船等では、同時に溶接構造物に対して高い安全性が要求され、特に溶接部に高い靭性が要求される。とりわけ、建築構造物では、地震時の脆性破壊を防止する観点から溶接部、特に溶接金属の高靭性化に対する社会的要請が極めて大きくなってきている。
【0003】
近年の建築構造物の大型化にともない、板厚が40mm以上の厚鋼板を溶接してボックス柱を製造する際に、溶接能率を向上させるために、1〜2電極を用いた片面1パス大入熱サブマージアーク溶接の適用が増加している。このような厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、溶接入熱が400kJ/cm以上になり、溶接部に形成される溶接金属の冷却速度が遅くなるため、溶接金属の冷却過程でオーステナイト(γ)粒界から靭性に有害な粗大な初析フェライト(α)が生成されやすく、溶接金属の靭性が低下する問題が生じる。
【0004】
また、鋼板板厚が厚く、溶接入熱がさらに高くなる場合には、溶接金属の厚み範囲において、溶融金属が最初に凝固する溶接ルート部側(以下、溶接裏面側とも言う)の溶接金属がより厳しい熱履歴となるため靭性劣化が著しく、その結果、厚み方向の中心部や表面側の溶接金属と同等の良好な靭性を確保することが困難となる。
【0005】
一般に比較的入熱が大きい溶接時の溶接金属靭性を確保する方法として、溶接材料を用いて溶接金属中に合金元素を多く添加し焼入性を高めることで組織微細化を図ることが知られている。
【0006】
しかし、板厚が40mm以上の厚鋼板を溶接入熱が400kJ/cm以上で片面1パスサブマージ溶接する場合には、溶接材料を用いて溶接金属中に合金元素量を増加させると、溶接表面側の溶接金属の焼入性が過大となって逆に靭性が劣化する問題が生じるようになる。
【0007】
上記厚鋼板の大入熱サブマージ溶接時の溶接金属厚み範囲における靭性の不均一性は、2電極以上の多電極サブマージアーク溶接方法を用い、板厚が40mm以上の厚鋼を溶接する場合にその問題が顕在化しやすい。
【0008】
従来、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属靭性を向上させる方法として、ボンドフラックス及び溶接ワイヤを用いて、溶接金属中のTi、B、Moの複合添加により焼入性を向上し、溶接金属靭性を改善する方法が提案されている(例えば、特許文献1参照)。
【0009】
しかし、この方法により溶接金属の靭性は0℃でのシャルピー衝撃値で47J以上までの改善はできるが、70J以上の靭性向上は難しい。
【0010】
また、従来から、大入熱溶接時に溶接金属にTiを添加することによりTi酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭化させる方法が知られている。しかしながら、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接のように大入熱溶接の中でも極めて入熱量の大きい溶接方法においては、一般のアーク溶接に比べて、溶融金属プールが長時間維持されるので、溶接金属中にTiを相当量添加しても、Ti酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまう部分が多い。このため、溶接金属中のTi酸化物をアシキュラーフェライトの核生成サイトとして十分に機能させ、溶接金属の靭性を十分に改善することは困難である。また、大入熱サブマージアーク溶接では冷却速度が極めて小さいため、溶接金属中に粒界フェライトが多く生成し、かつ粗大化しやすいため、粒内に微細なアシキュラーフェライトを生成させても粗大な粒界フェライトが靭性に支配的な影響を及ぼすため、十分な靭性改善は得られ難いという問題もある。
【0011】
また、最近では、溶接金属の凝固後に生成されるδフェライト相を安定化させて凝固オーステナイト粒径の微細化を図り、その結果として溶接金属の変態組織を微細化させて靭性を向上させる技術も提案されている(例えば、特許文献2参照)。しかし、板厚が40mm以上の厚手鋼板の1パス大入熱サブマージアーク溶接では、溶接金属全体を均一に高靭化することは難しい。
【0012】
以上のように、溶接材料の工夫により溶接金属組織改善を通して溶接金属の靭性向上を図る従来技術には限界があり、厚手鋼板の1パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属厚み範囲における靭性のばらつきを十分に改善することは困難である。従って、厚手鋼板の1パス大入熱サブマージアーク溶接において溶接金属中心部だけでなく、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲全体における靭性を均一に向上させる新しい技術が望まれている。
【0013】
【特許文献1】特開平11−170085号公報
【特許文献2】特開2004−1028号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【0014】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、板厚が40mm以上、引張強度が490MPa級以上の厚手高張力鋼板を溶接入熱が400kJ/cm以上での2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲で靭性が均一であり、かつ0℃における2mmVノッチシャルピー吸収エネルギーが70J以上の高い靭性が得られる溶接方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0015】
前記課題を解決するため、本発明者らは、溶接材料による溶接金属組成の最適化をベースとした上で、通常、厚手鋼板における2電極片面1パスサブマージアーク溶接では不可避的に生じる溶接金属の溶接表面側と裏面側との間の温度履歴の差を溶接条件によって可能な限り小さくし、溶接金属の合金成分の含有量を過度に高めずに、溶接金属の表面側から裏面側にわたって均一に高靭性が得られる新たな方法を考究した。
【0016】
その結果、2電極片面1パスサブマージアーク溶接に用いる溶接ワイヤとフラックスの組成を適正範囲とした上で、第1電極(先行極)と第2電極(後行極)の溶接ワイヤの直径とその断面積の比率を適正化することによって、溶接金属裏側の冷却速度を制御し、高温割れを回避しつつ、裏面側の冷却速度をほぼ表面側と同程度にすることが可能となることを知見した。
【0017】
本発明はかかる新知見に基づいて発明されたものであり、その発明の要旨とするところは以下の通りである。
【0018】
(1)板厚が40mm以上の鋼板を2電極サブマージアーク溶接で片面1パス溶接するに際して、質量%で、
C:0.02〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:0.1〜2.5%、
Al:0.002〜0.1%、
N:0.001〜0.015%を含有し、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
O:0.01%以下に制限し、
残部がFe及び不可避不純物からなる鋼板を、
質量%で、
SiO2:10〜25%、
MgO:5〜20%、
CaO:5〜15%、
CaF2:1〜10%、
Al23:5〜25%、
TiO2:2〜20%、
Fe:10〜25%、
23:0.1%〜2.5%からなるフラックスと、
質量%で、
C:0.02〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:0.5〜2.5%、
Al:0.002〜0.1%、
Ti:0.005〜0.3%、
N:0.001〜0.015%含有し、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
O:0.01%以下に制限し、残部がFe及び不可避不純物からなる第1電極および第2電極の溶接ワイヤを用い、第2電極の溶接ワイヤの直径が6〜8mmであり、かつ第2電極の溶接ワイヤの断面積に対する第1電極の溶接ワイヤの断面積の比率が35〜75%である条件で溶接することを特徴とする溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【0019】
(2)前記鋼板が、質量%で、さらに、
Ti:0.002〜0.05%、
B:0.0003〜0.015%、
Mo:0.01〜1.5%、
Cr:0.01〜1.5%、
W:0.01〜1.5%、
Ni:0.01〜6%、
Cu:0.01〜1.5%、
Nb:0.002〜0.1%、
V:0.002〜0.5%、及び、
Ta:0.002〜0.5%の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)に記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【0020】
(3)前記鋼板が、質量%で、さらに、
Ca:0.0002〜0.01%
Mg:0.0002〜0.01%、及び、
REM:0.0002〜0.01%の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)または(2)に記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【0021】
(4)前記フラックスが、質量%で、さらに、
Mo:1〜5%、及び、
Ni:1〜5%の1種または2種を含有することを特徴とする前記(1)〜(3)の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【0022】
(5)前記溶接ワイヤが、質量%で、さらに、
Ni:0.1〜6%、
Cu:0.01〜1.5%、
Cr:0.01〜1.5%、
Mo:0.1〜3%、
W:0.01〜2%、
Nb:0.002〜0.05%、
V:0.005〜0.5%、
Ta:0.002〜0.2%、及び、
B:0.001〜0.05%の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)〜(4)の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【0023】
(6)前記溶接ワイヤが、質量%で、さらに、
Ca:0.0002〜0.01%、
Mg:0.0002〜0.01%、及び、
REM:0.0002〜0.01%の1種または2種以上を含有することを特徴とする前記(1)〜(5)の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【発明の効果】
【0024】
本発明によれば、板厚が40mm以上の引張強度が500〜600MPa級の厚手高張力鋼板を溶接入熱が400kJ/cm以上の2電極片面1パス溶接する大入熱サブマージアーク溶接において、溶接金属の表面から裏面までの全厚み範囲で靭性を均一にでき、かつ0℃での2mmVノッチシャルピー吸収エネルギーが70J以上の高い靭性が得られる。従って、本発明の適用により、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの溶接構造物の溶接施工効率を向上し、かつその安全性を高めることができるため、産業上の非常に利用価値が高いものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【0025】
通常、2電極片面1パスサブマージアーク溶接をするに際に、第1電極(先行極)と第2電極(後行極)とに同一ワイヤを用い、同一入熱条件で溶接すると、溶接金属の裏面側は第1電極(先行極)による溶接入熱に加えて、さらに第2電極(後行極)による溶接入熱の影響を受けるため、溶接後の溶接金属裏面側の冷却速度は表面側に比べて不可避的に遅くなる。特に、溶接金属の組織を左右する、溶接金属の裏側の800℃から500℃までの冷却速度が表面側に比べて遅くなるため、溶接金属の裏側に変態点の高い組織が形成されやすくなる。実際に、溶接金属の裏面側の組織は、表面側に比べて粒界フェライトの割合が多くなり、靭性が低下しやすい傾向にある。
【0026】
板厚が限定された鋼板を2電極片面1パスサブマージアーク溶接をする場合には、溶接材料を選定し、溶接金属の化学組成を非常に厳密に一定範囲に収めることにより表面側と裏面側の溶接金属の組織差を極力小さくし、厚み範囲で均一に高い靭性を保持することも可能ではある。しかし、特殊な溶接材料を使用し、対象となる鋼板板厚も制限されるため、実用面で問題がある。
【0027】
また、冷却速度が遅くなる溶接金属の裏面側の焼入れ性を高めるために、第1電極(先行極)のワイヤの合金成分を第2電極(後行極)に比べて多くする方法も考えられる。しかし、本発明者らの検討によれば、板厚が40mm以上の厚手鋼板を溶接する場合には、ワイヤの合金成分の制御だけでは、第1電極(先行極)で形成された溶接金属と第2電極(後行極)で形成された溶接金属とが溶融状態で混合され、溶接金属の表面側と裏面側の成分組成の差による大きな効果は期待できないことを確認している。
【0028】
さらに、第1電極(先行極)と第2電極(後行極)の溶接入熱量に差をつけ、溶接金属の表面側と裏面側での冷却速度の差を小さくすることにより、冷却速度に起因する溶接金属の表面側と裏面側の靱性差を小さくする方法も考えられるが、溶接入熱の制御は、溶接の安定性およびビード形状確保の点から好ましい方法とは言えない。
【0029】
そこで、本発明者らは、板厚が40mm以上の厚手鋼板を2電極片面1パスサブマージアーク溶接する際に、溶接安定性及びビード形状を良好に維持しつつ、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲で均一で、かつ高い靭性が得られるための、溶接ワイヤ、フラックスおよび鋼板の成分組成制御と、第1電極(先行極)と第2電極(後行極)のワイヤによる溶接金属裏面側の実効的な入熱制御方法について検討した。
【0030】
その結果、溶接電流などによる溶接入力は変化させずに、両者のワイヤ断面積の比率が所定範囲内となるように第1電極(先行極)のワイヤの直径を第2電極(後行極)のワイヤに比べて細くすることにより、溶接金属の裏面側のビード幅を許容範囲内で狭くすることができ、その結果、裏面側の冷却速度を表面側と同程度まで高められることを確認した。また、この溶接金属の裏面側の実効的な入熱制御に加え、溶接ワイヤ、フラックスおよび鋼板の成分組成制御により、溶接安定性及びビード形状を良好に維持しつつ、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲で均一で、かつ高い靭性を得ることができることを確認した。
【0031】
本発明は、以上の知見および技術思想の基になされたものである。
【0032】
以下に、上記技術思想の基に目的とする効果を達成するために必要な本発明の技術事項の限定理由について説明する。
【0033】
本発明では、上記のとおり、溶接電流などによる溶接入力は変化させずに、第1電極(先行極)のワイヤの直径を第2電極(後行極)のワイヤに比べて細くすることにより、溶接金属の裏面側のビード幅を狭くし、裏面側の冷却速度を表面側と同程度まで高められることを技術思想とする。
【0034】
しかし、第1電極(先行極)のワイヤの直径の低下により、溶接金属の裏面側のビード幅が過度に狭くなると、高温割れや融合不良が生じたり、溶接能率も低下する可能性が高くなる。このため、このような問題が生じないように、2電極片面1パスサブマージアーク溶接に用いる、第1電極(先行極)の溶接ワイヤと第2電極(後行極)の溶接ワイヤとの断面積比率を35〜75%とし、かつ第2電極(後行極)の溶接ワイヤの直径を6〜8mmとする両者を適正化する必要がある。
【0035】
該ワイヤ径が6mm未満となると、全体的にビード幅が過度に小さくなってビード形状が縦長(なし形)となる結果、高温割れが生じやすくなり、溶接欠陥を抑制する点から好ましくない。一方、ワイヤ径が8mmより大きくなると、溶接機の能力限定から電流密度が過小となってアークが不安定になるなどの溶接作業性が劣化し、また、溶接金属組成が鋼材組成の影響を過度に受けて材質を安定的に確保することが困難になる。
【0036】
このような理由から、本発明では、第2電極の溶接ワイヤの直径を6〜8mmとする。
【0037】
本発明では、第2電極(後行極)の溶接ワイヤの直径を上記範囲に限定するとともに、以下の検討結果を基に、第2電極(後行極)の溶接ワイヤの断面積と第1電極(先行極)の溶接ワイヤの断面積との比率を35〜75%とする。
【0038】
本発明者らは、板厚が40mm未満の比較的薄い鋼板を2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接する際に、良好な靭性の溶接金属を形成できることを確認した、溶接ワイヤ、フラックスおよび鋼板の成分組成の条件で、第1電極及び第2電極の溶接入熱を変えずに、第1電極と第2電極のそれぞれの溶接ワイヤの直径を変化させ、溶接後の溶接金属の厚み範囲の靭性を測定した。
すなわち、化学組成が、0.12%C−0.25%Si−1.41%Mn−0.009%P−0.004%S−0.016%Al−0.0035%N−0.0029%O−0.007%Nb−0.011%Ti−0.0020%Caで、板厚が55mmの鋼板を、化学組成がSiO2:18%、MgO:12.3%、CaO:11.8%、CaF2:3.7%、Al23:12%、TiO2:11%、Fe:18.5%、B23:0.8%、Ni:1.5%からなるフラックスと、化学組成が0.06%C−0.15%Si−2.0%Mn−0.01%P−0.004%S−0.006%Al−0.0051%N−0.95%Ni−0.46%Mo−0.023%Ti−0.0031%Oからなる溶接ワイヤを用い、2電極片面1パスサブマージアーク溶接を行う際に、溶接入熱は、約540〜550kJ/cm程度でほぼ一定とし、第1電極(先行極)と第2電極(後行極)の各溶接ワイヤの直径を種々変えた条件で、溶接継手を作成した。また、得られた溶接継手について、図1に示す、溶接金属の種々位置から2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属の厚み範囲の靭性分布を測定し評価した。なお、第2電極(後行極)の溶接ワイヤの直径を8mm、7mm、6.4mmの3種類とし、各第2電極の溶接ワイヤ径毎に、ワイヤ直径の異なる第1電極(先行極)の溶接ワイヤを数種類のずつ組み合わせて継手を作成した。
【0039】
図2に、溶接金属の裏面上7mm位置での0℃吸収エネルギーと溶接金属の表面下7mm位置での0℃吸収エネルギーとの差を求め、この0℃吸収エネルギーの差と、第1電極(先行極)と第2電極(後行極)との溶接ワイヤ断面積の比率との関係を整理した結果を示す。
【0040】
なお、本実験で使用した鋼板をフラック及び溶接ワイヤで溶接した場合は、溶接金属の表面下7mm位置での0℃吸収エネルギーは、全て100J以上の良好な靭性が得られている。
【0041】
図2から明らかなように以上から、第2電極(後行極)の溶接ワイヤ径が6〜8mmの前提条件で、第2電極(後行極)のワイヤ断面積に対する第1電極(先行極)のワイヤ断面積の比が0.35〜0.75の範囲内にある場合に、高温割れや融合不良の溶接欠陥は発生せず、かつ溶接金属の裏面側の靭性は、ほぼ表面側と同等程度に高めることが可能となる。また、この条件では、溶接作業性の劣化もなかった。
【0042】
一方、第2電極(後行極)のワイヤ断面積に対する第1電極(先行極)のワイヤ断面積の比が0.75超であると、溶接金属の裏面側での焼入性不足を解消できず、裏面側の冷却速度が表面側に比べて遅くなるため、靭性を劣化させる粒界フェライトの生成、或いは、粒成長による結晶粒の粗大化の結果、裏面上7mmでの靭性劣化が著しい。
【0043】
また、第2電極(後行極)のワイヤ断面積に対する第1電極(先行極)のワイヤ断面積の比が0.35未満になると、溶接金属の裏面上7mmの組織は表面下7mmとほぼ同等に微細化されるが、溶接金属の裏面側の冷却速度が過度に速くなるため、拡散性水素の偏析、或いは、裏面側ビード幅が狭くなることにより、高温割れ(ビード幅が狭い場合に溶接金属の凝固組織の成長や凝固収縮に起因して発生する割れ)、融合不良などの溶接欠陥が生じやすくなる。これらの欠陥の存在によって、溶接金属の裏面上7mmの吸収エネルギーは、ワイヤ断面積の比が適正範囲(0.35〜0.75)の場合に比べて若干低めとなる。
【0044】
以上の検討結果を基に、本発明では、高温割れ及び融合不良などの溶接欠陥を生じさせず、かつ、溶接作業性の劣化等をともなわずに、溶接金属の裏面側の靭性を表面側と同等程度に高めるために、第2電極(後行極)の溶接ワイヤの直径6〜8mmを前提とし、かつ、第2電極(後行極)の溶接ワイヤの断面積に対する第1電極(先行極)の溶接ワイヤの断面積の比率を35〜75%とする。ことが可能となる。
【0045】
本発明では、上記第1電極(先行極)および第2電極(後行極)の溶接ワイヤの条件を適正に制御することに加え、溶接金属全体の靱性を目的とするレベルに高めるためには、溶接金属組成を適正に制御するため、鋼板、フラックスおよび溶接ワイヤのそれぞれの成分組成を以下のように限定する必要がある。
【0046】
2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法では、通常のアーク溶接に比べて溶接入熱量が高いため、溶接時に形成させる溶接金属の成分組成は、鋼板の成分が一部溶融して混入する比率、つまり、鋼板の希釈率が大きくなるため、溶接金属組成に対する鋼板組成の寄与を無視できない。
そのため、本発明においては、鋼板は質量%で、C:0.02〜0.2%、Si:0.01〜1%、Mn:0.1〜2.5%、Al:0.002〜0.1%、N:0.001〜0.015%を含有し、P:0.02%以下、S:0.01%以下、O:0.01%以下に制限し、必要に応じて、Ti:0.002〜0.05%、B:0.0003〜0.015%、Mo:0.01〜1.5%、Cr:0.01〜1.5%、W:0.01〜1.5%、Ni:0.01〜6%、Cu:0.01〜1.5%、Nb:0.002〜0.1%、V:0.002〜0.5%、及び、Ta:0.002〜0.5%、の1種または2種以上を含有し、さらに必要に応じて、Ca:0.0002〜0.01%、Mg:0.0002〜0.01%、及び、REM:0.0002〜0.01%、の1種または2種以上を含有する。
【0047】
先ず、鋼板中のCは、鋼板の強度を確保する上で0.02%以上含有させる必要がある。一方、鋼板中に0.2%超含有させると、鋼板の靱性や溶接熱影響部靱性、さらには耐溶接割れ性の劣化が大きくなって構造用鋼としての安全性が損なわれることと、希釈によって溶接金属のC含有量が過大となって溶接金属の靱性も劣化させる懸念があるため、本発明においては鋼板のC含有量の上限を0.2%とする。
Siは、脱酸元素として、また、鋼板の強度確保に有効な元素である。0.01%未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に1%を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して鋼板の延性や靭性劣化を招く。また、溶接金属中のSi含有量も過大となって溶接金属の靱性を損ねる恐れがある。そこで、鋼板におけるSi含有量の範囲は0.01〜1%とした。
【0048】
Mnは、鋼板の焼入性を高めて強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限0.1%以上含有させる必要がある。しかし、2.5%を超える過剰な含有は、過剰なC含有と同様、鋼板の靭性を著しく劣化させ、かつ、溶接熱影響部の靭性、割れ性なども劣化させる。さらに溶接金属靱性にも悪影響を及ぼすようになるため、上限を2.5%とした。
【0049】
Alは鋼板の脱酸、加熱オーステナイト粒径の微細化等に有効な元素であり、効果を発揮するためには0.002%以上含有する必要があるが、0.1%を超えて過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成して鋼板の靭性、延性を極端に劣化させるため、また、溶接金属中のAl量が過大となって、靱性に有害な上部ベイナイトが形成されて溶接金属の靱性が劣化する恐れがあるため、本発明においては、鋼板のAl量を0.002%〜0.1%の範囲に限定する。
【0050】
NはAlやTiと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働いて鋼板の靱性向上に寄与するが、その効果が明確になるためには0.001%以上含有させる必要がある一方、過剰に含有させると固溶Nが増加して鋼板の靭性の劣化につながる。また、鋼板のN量が過度に高いと、溶接金属のN量も過大となって、Bと窒化物を形成して組織微細化に有効な固溶B量を減少させ、粒内、粒界とも組織を粗大化する傾向があり、好ましくない。本発明はこのNによる溶接金属に対する悪影響が許容できる鋼板中含有量として、鋼板のN量は上限を0.015%とする。
【0051】
Pは不純物元素であり、鋼板の特性、溶接金属の特性に対してともに、極力低減することが好ましいが、靭性確保の点から許容できる量として上限を0.02%とした。
【0052】
Sも不純物元素で、鋼板及び溶接金属の延性、靭性をともに劣化させるため、低減が必要である。延性、靭性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる上限として、その含有量を0.01%以下とする。
【0053】
Oは、鋼板においては不純物元素であり、酸化物による悪影響で鋼板の延性、靱性に悪影響を与えるため好ましくない。また、溶接金属のO量を過度に高めて、同様に溶接金属の延性、靱性を劣化させる場合も懸念されるため、0.01%以下に制限する。
【0054】
以上が、本発明で使用する鋼板の基本成分であるが、本発明では、さらに、鋼板の強度を調整する等の目的で、鋼板中に、さらに、Ti、B、Mo、Ni、Cr、W、Cu、Nb、V、及び、Taの1種または2種以上を以下の含有量の範囲で含有することができる。
【0055】
TiはTiNの形成によりオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性向上に有効な元素であり、また希釈によって溶接金属に含有されることによって、溶接金属の組織微細化にも効果を発揮するが、これらの効果を発揮できるためには鋼板中に0.002%以上の含有が必要である。一方、鋼板中の含有量が0.05%を超えると、粗大な酸化物や窒化物を形成して鋼板の靭性や延性を劣化させ、また、溶接材料の組成によっては溶接金属中のTi量を過剰にして、溶接金属の強度を過度に高める恐れがあるため、上限を0.05%とする。
【0056】
Bは極微量で焼入性を高める元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、鋼板にBが適正量含有されていると、希釈によって溶接金属中にも含有されて溶接金属の粒界フェライト抑制に効果がある。これらの効果を明確に発揮するためには、Bは鋼板中に0.0003%以上含有する必要がある。一方、0.015%を超えて鋼板中に含有させると、鋼片製造時や鋼板製造時の加熱段階で粗大な析出物を形成する場合が多いため、焼入性向上効果が不十分となり、かつ、鋼片の割れや析出物に起因した靭性劣化を生じる危険性も増加する。そのため、本発明においては、Bの範囲を0.0003〜0.015%とする。
【0057】
Moは、焼入性向上と析出強化とによって鋼板の強度向上に有効な元素である。また、鋼板にMoが適正量含有されていると、希釈によって溶接金属中にも含有されて溶接金属の焼入性を高めて粒界フェライト抑制、アシキュラーフェライト微細化に効果がある。明瞭な効果を生じるためには0.01%以上必要である。一方、Moが1.5%を超えて過剰に含有されると、強度が過度に高くなって鋼板の靭性を劣化させるため、本発明においては、鋼板中のMoの含有量を0.01〜1.5%とする。
【0058】
CrもMoとほぼ同様の効果と作用を有するため、Moと同様の理由により、鋼板中の含有量は0.01〜1.5%に限定する。
【0059】
WもMo、Crと様の効果と作用を有するため、同様の理由により、鋼板中の含有量は0.01〜1.5%に限定する。
【0060】
Niは、本質的にマトリクスの靭性を高めることが可能な元素であり、ミクロ組織に大きく依存せず強度と靭性を同時に向上できるため、鋼板、溶接金属いずれにおいても非常に有効な元素であるが、鋼板の靱性向上に効果を発揮するためには鋼板中に0.01%以上含有させる必要がある。含有量が多くなると強度、靭性は向上するが、6%を超えて含有させても効果が飽和するため、経済性も考慮して、上限を6%とする。
【0061】
Cuは、主として焼入性向上効果と固溶強化により鋼板の強度向上に有効な元素であるが、効果を発揮するためには、0.01%以上含有させる必要がある。一方、1.5%超含有させると、熱間加工性に問題を生じるため、また、溶接金属の耐高温割れ性を劣化させるため、鋼板中のCu含有量は0.01〜1.5%に限定する。
【0062】
Nbは析出強化及び変態強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、また、加熱オーステナイト粒径微細化によって鋼板の靭性向上にも有効であるが、効果を発揮するためには、0.002%以上は必要である。ただし、0.1%を超えて過剰に含有させると、鋼板の靭性を劣化させ、かつ、希釈によって溶接金属中にも過剰なNbが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のNb含有量は0.002〜0.1%の範囲に限定する。
【0063】
Vは主として析出強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、効果を発揮するためには、0.002%以上は必要である。ただし、0.5%を超えて過剰に含有させると、粗大な析出物を形成して鋼板の靭性を劣化させ、かつ、希釈によって溶接金属中にも過剰なVが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のV含有量は0.002〜0.5%の範囲に限定する。
【0064】
Taも主として析出強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、効果を発揮するためには、0.002%以上は必要である。ただし、0.5%を超えて過剰に含有させると、粗大な析出物を形成して鋼板の靭性を劣化させ、かつ、希釈によって溶接金属中にも過剰なTaが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のTa含有量は0.002〜0.5%の範囲に限定する。
【0065】
発明では、上記鋼板成分に加え、さらに、鋼板の延性を改善する目的で、Ca、MgおよびREMの1種または2種以上含有させることができる。該選択可能な元素においても、各々の組成範囲について、下記のように限定する必要がある。
【0066】
Ca、Mg、REMはいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。酸化物を微細化させて溶接継手の熱影響部靭性の向上にも有効に働く。その効果を発揮するための下限の含有量は、鋼板中の含有量でいずれも0.0002%である。一方、過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性、さらに疲労特性の劣化を招くため、また、希釈によって溶接金属中に過剰に含有されると、溶接性も阻害する可能性があるため、鋼板中の含有量の上限をいずれも0.01%とする。
【0067】
以上が本発明で使用する鋼板の化学組成における限定理由である。
【0068】
次に、フラックスの組成の限定理由を以下に述べる。大入熱サブマージアーク溶接においては溶接金属の組成、組織に対して、フラックスの寄与が大きいため、安定的に高い溶接金属靱性を達成するためには、溶接ワイヤや鋼板だけでなく、フラックス組成も適正化する必要がある。すなわち、本発明においては、質量%で、SiO2:10〜25%、MgO:5〜20%、CaO:5〜15%、CaF2:1〜10%、Al23:5〜25%、TiO2:2〜20%、Fe:10〜25%、B23:0.1%〜2.5%、からなり、さらに必要に応じて、Mo:1〜5%、Ni:1〜5%、の1種または2種を含有する必要がある。
【0069】
SiO2は大入熱サブマージアーク溶接においてビード止端部のなじみ性を改善し、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であり、この効果を得るためにフラックス中にSiO2を10%以上含有する。一方、フラックス中のSiO2含有量が25%を超えると溶接金属の酸素やSiが増加し、靭性が劣化するため、その含有量の上限を25%に規定する。
【0070】
MgOはサブマージアーク溶接のような入熱の大きい溶接においてスラグの耐火性を向上させ、ビード形状を良好とするためにフラックス中に5%以上含有する。一方、MgO含有量が20%を超えるとビード表面に突起物が発生してビード形状が劣化するため、フラックス中のMgO含有量の上限は20%とする。
【0071】
CaOはスラグの融点及び流動性を調整し、ビード止端部のなじみ性を改善するために重要な成分であり、この効果を得るためにフラックス中にCaOを5%以上含有する。一方、フラックス中のCaO含有量が15%を超えると、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一になるため、フラックス中のCaO含有量の上限を15%とした。
【0072】
CaF2は靭性改善に効果があり、この効果を得るためフラックス中にCaF2を1%以上含有する。一方、CaF2は融点が低いため10%を超えて過多に含有すると大入熱サブマージアーク溶接では、ビードの平滑性が損なわれ、ビード不良となるため、フラックス中のCaF2含有量の上限を10%とした。
【0073】
Al23はスラグ剥離性を良好にする効果があり、この効果を得るためフラックス中にAl23を5%以上含有する。一方、Al23含有量が25%を超えると凸ビードになり、ビード形状不良となるため、フラックス中のAl23含有量の上限を25%とした。
【0074】
TiO2はビード表面の平滑性向上及び靭性向上に効果があり、これらの効果を得るためフラックス中にTiO2を2%以上含有する。一方、TiO2含有量が20%を超えるとビード止端部の立ち上がり角度が大きくなってビード形状を悪化させるため、また、溶接金属中にTiO2が過度に存在し、靱性に悪影響を及ぼすようになるため、フラックス中のTiO2含有量の上限を20%とした。
【0075】
Feは溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果があり、これらの効果を得るためフラックス中のFeを10%以上含有する。一方、Fe含有量が25%を超えるとビード表面に突起物が発生するため、フラックス中のFe含有量の上限を25%とした。なお、本発明において、Feは純Feの他、例えば、Mn、SiとのFe合金であっても良く、フラックス中のFeの合計含有量が上記範囲内であれば効果を発揮する。
【0076】
23は溶接金属中で生成したTi酸化物の界面にBNなどのB化合物を析出し、Ti酸化物の微細アシキュラーフェライト生成能をさらに促進させ、また、溶接勤続中で固溶Bとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの生成を抑制する作用を有する。これらの作用を利用し、溶接金属組織を微細化するためには、フラックス中にB23を0.1%以上、好ましくは0.6%以上含有する必要がある。なお、後述するようにBを溶接ワイヤから溶接金属に添加することも可能であるが、溶接ワイヤ中のB含有量の増加は、溶接ワイヤ製造時の加工性を劣化させるため好ましくない。このため、本発明では、Bの溶接金属への添加は、基本的にフラックスからB23の形態で添加し、これに加えて、後述する必要に応じて補助的に溶接ワイヤからBを溶接金属に添加する。一方、フラックス中のB23含有量が2.5%を超えると、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向の靭性を高いレベルで均一化する場合に、表面側溶接金属の焼入性が過度に増加し、硬質で粗大な上部ベイナイト組織の生成が顕著となり、逆に靭性の劣化を招く。このため、フラックス中のB23含有量の上限を2.5%と規定した。
【0077】
なお、本発明において、フラックス中のBの形態をB23とした理由は、B23は、金属Bやその他のB化合物の形態に比べて溶接金属中のBの歩留まりが良いためである。
【0078】
本発明においては、上記フラックスの基本成分の他に、さらに溶接金属の機械的特性、特に靱性を安定して向上させるために、選択成分として、以下の範囲でMo、Niを添加しても良い。
【0079】
Moは、他の焼入性向上元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用が高い元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために有効な元素である。また、Niは、焼入性向上元素中で、唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ni量が多い方が靱性は良好となる。Niは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、CCT図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きいため、溶接金属中のNiにより、大入熱サブマージアーク溶接時の溶接金属厚み方向での冷却速度の違いよる表面側と裏面側との組織変化及びそれによる靭性差を小さくでき、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために有効な元素である。
【0080】
本発明では、基本的にワイヤからMo、Niを溶接金属中に添加するが、これに加えて、補助的にフラックスからMo、Niを溶接金属中に添加し、後述するMo、Niの作用により溶接金属の組織微細化、靱性向上の効果をより安定して得るために、フラックス中にMo及びNiの1種または2種を含有させる場合は、それぞれの含有量の下限を1%とすることが好ましい。
【0081】
一方、Mo及びNiのそれぞれの含有量が5%超になると、溶接ワイヤ組成や鋼板組成によっては溶接金属の硬さが過大となって靱性を劣化させる懸念があるため、フラックス中にMo及びNiの1種または2種を含有させる場合は、それぞれの含有量の上限は5%とするのが好ましい。
【0082】
なお、フラックス中のMo、Niの形態は、Mo及びNiの含有量が上記範囲内であれば、純金属、合金、酸化物、いずれの形態でも構わない。溶接金属中の酸素量を低減するためには金属Mo、金属NiまたはMo、Niを含有する合金で含有させるのがより好ましい。
【0083】
以上が本発明における目的及び技術思想を達成するためのフラックスの主要な成分組成の限定理由であるが、本発明の目的及び技術思想から逸脱せず、溶接金属の機械的特性を害さない範囲において、上記フラックス成分の他の成分や、バインダー成分を含有することができる。
【0084】
次に溶接ワイヤの成分組成の限定理由を説明する。厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、フラックスとともに溶接ワイヤの成分組成による溶接金属の組織及び機械的特性への寄与が大きい。このため、溶接金属の組成を限定して表面側から裏面側まで均一に高靭性を達成するためには、フラックスや鋼板だけでなく、溶接ワイヤの成分組成を以下のように適正化する必要がある。なお、本発明の2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接においては、第1電極と第2電極とに異なるワイヤ径の溶接ワイヤ用いることが要点となっているが、ワイヤ組成については、第1電極と第2電極とが各々本発明の化学組成範囲内であれば、第1電極と第2電極とは化学組成が同一のものであっても異なったものでも本発明の効果を損ねるものではない。
【0085】
溶接ワイヤの組成は、質量%で、C:0.02〜0.2%、Si:0.01〜1%、Mn:0.5〜2.5%、Al:0.002〜0.1%、Ti:0.005〜0.3%、N:0.001〜0.015%含有し、P:0.02%以下、S:0.01%以下、O:0.01%以下に制限することを基本要件とし、必要に応じて、Ni:0.1〜6%、Cu:0.01〜1.5%、Cr:0.01〜1.5%、Mo:0.1〜3%、W:0.01〜2%、Nb:0.002〜0.05%、V:0.005〜0.5%、Ta:0.002〜0.2%、及び、B:0.001〜0.05%の1種または2種以上を含有し、さらに、必要に応じて、Ca:0.0002〜0.01%、Mg:0.0002〜0.01%、及び、REM:0.0002〜0.01%、の1種または2種以上を含有することを特徴とする。
【0086】
Cは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、特に高張力鋼用溶接金属として引張強度500〜800MPaを確保するために、溶接ワイヤ中に0.02%以上含有させる。一方、溶接ワイヤ中のCが0.2%を超えて含有されると、溶接金属中のC量が過剰となり、溶接金属の靭性が劣化するため、好ましくない。従って、本発明において溶接ワイヤ中のC含有量は0.02〜0.2%に限定する。
【0087】
Siは、脱酸元素であり、溶接金属中の酸素量を減少させ、溶接金属の介在物による欠陥を抑制し、酸素による材質劣化を抑制する。これらの効果を発揮するためには溶接ワイヤ中にSiを0.01%以上含有させる。しかしながら、1%を超えてワイヤ中にSiを含有すると、溶接金属の硬さが過剰に高まり、靭性を劣化させるので、ワイヤ中のSi含有量の上限を1%とした。
【0088】
Mnは、溶接金属の強度向上及び脱酸作用を有し、その溶接ワイヤ中の含有量が0.5%を下回ると、十分な脱酸作用と溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなるために、溶接金属の靭性を劣化させる。そのため、ワイヤ中のMn含有量の下限を0.5%とした。一方ワイヤ中のMn含有量が2.5%を超えると、溶接金属組織が粗大なベイナイト組織となって靭性が劣化する可能性が高くなるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のMn含有量の上限を2.5%とする。
【0089】
Alは、脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量制御に有効な元素であり、溶接金属の脱酸に有効に寄与するために溶接ワイヤ中にAlを0.002%以上含有させる。一方、溶接金属中にAlが過剰に含有されると微細アシキュラーフェライトの生成が抑制され、溶接金属組織が粗大化し、靭性が劣化するため、溶接ワイヤ中のAl含有量の上限は0.1%とする。
【0090】
Tiは、溶接金属においてTi酸化物を形成して微細アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属組織の微細化に寄与する本発明において重要な元素である。本発明では、溶融金属プールが長時間維持されるような大入熱サブマージアーク溶接でも、後述するフラックスから溶接金属中に添加するBがBN及びFe23(C、B)6などのB化合物としてTi酸化物界面に析出し、微細アシキュラーフェライト生成能を高めることが可能となる。本発明では、これらの効果を十分に確保するため、溶接ワイヤ中にTiを0.005%以上含有させる。一方、溶接ワイヤ中のTi含有量が0.3%を超えると、溶接金属中に脆性破壊の起点となるような粗大なTiを含む酸化物や窒化物を形成して溶接金属の靭性を劣化させるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のTi含有量の上限は0.3%とした。
【0091】
Nは、溶接ワイヤ中の不可避的不純物元素であるが、Nは溶接金属中でTi、Bと窒化物を形成して、オーステナイト微細化や微細アシキュラーフェライト生成には有益な元素である。これらの効果を得るためにはN含有量を0.001%以上とする必要がある。一方、溶接ワイヤのN含有量が0.015%を超えて多くなると、溶接金属におけるN含有量を増加させ、該溶接金属中のNが固溶状態でフェライトマトリクスの靭性を劣化させる。また、Bを窒化物として固定してしまい、固溶Bの粒界偏析によるオーステナイト粒界での初析フェライト(粒界フェライト)変態の抑止、及びそれによる靭性効果を阻害する。そこで、本発明では、その溶接ワイヤ中の含有量の上限を0.015%とした。
【0092】
Pは不可避的不純物元素であり、溶接金属中のPは溶接金属の靭性を劣化させるため、溶接ワイヤ中のP含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、溶接金属の靭性確保の点から許容できる上限量として溶接ワイヤ中のP含有量の上限を0.02%とした。
【0093】
Sも不可避的不純物元素であり、溶接金属の延性、靭性をともに劣化させるため、溶接ワイヤ中のS含有量は極力低減する必要がある。本発明では、溶接金属の延性、靭性の確保の観点から実用的に許容できる上限として、溶接ワイヤ中のS含有量の上限を0.01%とした。
【0094】
酸素(O)も、溶接ワイヤ中の不可避的不純物元素であり、O含有量が過大であると、溶接ワイヤの製造性を阻害し、また、溶接金属中のO含有量を増加させて、溶接金属の延性、靱性を劣化させるため好ましくない。本発明においては、溶接ワイヤの製造性を良好にし、溶接金属の延性、靱性の劣化させないために、溶接ワイヤ中のO含有量の上限を0.01%とする。
【0095】
本発明において上記溶接ワイヤの基本成分の他に、溶接金属の機械的特性、特に強度、靭性を調整するために、さらにNi、Cu、Cr、Mo、W、Nb、V、TaおよびBの1種または2種以上を所定範囲で溶接ワイヤ中に含有させることができる。
【0096】
Niは、焼入性向上元素中で唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ni量が多い方が靱性は良好となる。また、Niは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、CCT図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きい。このため、溶接金属中のNiは、厚鋼板の1パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の厚み方向における冷却速度差に起因する表面側と裏面側との溶接金属組織の変化を小さくし、その結果、溶接金属の全厚み範囲における靭性の均一化を達成するために有効な元素である。これらの作用効果を十分に発現するためにNiを溶接ワイヤ中に含有させる場合は、0.1%以上含有させる必要がある。一方、6%を超えてNiを溶接ワイヤ中に含有しても効果が飽和する一方で、溶接金属の焼入性が過剰となり、強度が過大となって靱性を劣化させる可能性が生じるため、本発明においては溶接ワイヤ中のNi含有量の上限を6%に限定する。
【0097】
Cuは、オーステナイト安定化元素であり、溶接金属の焼入性を高めることにより、粗大粒界フェライト生成を抑制し、溶接金属組織の微細化及び強度・靱性向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには溶接ワイヤ中のCu含有量を0.01%以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のCu含有量が1.5%超であると、高温割れを生じやすくなり、溶接ワイヤの製造性が劣化するため、Cu含有量の上限を1.5%とするのが好ましい。なお、Cuは溶接ワイヤ中に含有させても、ワイヤ表面にメッキしてもその実質的効果は変わらない。
【0098】
Crは、Moと同様、焼入性向上に有効な元素であり、溶接金属の強度向上のために溶接ワイヤ中にCrを含有させる場合には、0.01%以上含有する必要がある。一方、溶接ワイヤ中のCr含有量が 1.5%超であると、溶接金属の靱性劣化が顕著に生じるため、Cr含有量の上限は1.5%とするのが好ましい。
【0099】
Moは、他の焼入性向上元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用を有する元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために特に有効な元素である。該作用効果を期待して溶接ワイヤ中にMoを含有させる場合は、0.1%以上含有させる必要がある。しかしながら、3%を超えて溶接金属中にMoを過剰に含有させると、溶接金属が過剰に硬化し、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、本発明では溶接ワイヤ中のMo含有量の上限を3%とした。
【0100】
Wは、定性的にはCrと同様の作用効果を有する元素であり、溶接金属の強度向上のために溶接ワイヤ中にWを含有させる場合、効果を発揮させるためには0.01%以上含有するのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のW含有量が2%超であると、溶接金属の靱性劣化が顕著に生じるため、W含有量の上限は2%とするのが好ましい。
【0101】
Nbは、溶接金属の焼入性向上及び析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のNb含有量は0.002%以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のNb含有量が0.05%を超えると、溶接金属の強度が過大となり、また、粗大なNb析出物が形成されるために、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のNb含有量の上限を0.05%とするのが好ましい。
【0102】
Vは、溶接金属の析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のV含有量は0.005%以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のV含有量が0.5%を超えると、溶接金属の強度が過大となり、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のV含有量の上限を0.5%とするのが好ましい。
【0103】
Taは、Vとほぼ同様の作用を有する元素であり、溶接金属の析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するために溶接ワイヤ中にTaを含有させる場合は、溶接ワイヤ中のTa含有量は0.002%以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のTa含有量が0.2%を超えると、溶接金属の強度が過大となり、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のTa含有量の上限を0.2%とする。
【0104】
Bは、溶接金属中で固溶Bとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粗大粒界フェライトの生成を抑制し、Ti酸化物と同時にBNなどのB化合物として析出し、Ti酸化物との相互作用により微細アシキュラーフェライト生成を促進させる作用をもつ。これらの作用を利用し、溶接金属の組織を微細化し、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の表側から裏側までの全厚み範囲の靭性を均一に向上させるために、Bは溶接金属中で必須元素である。
【0105】
本発明では、Bは基本的にフラックスから添加するが、さらにBの作用効果を安定して得るために補助的にBを溶接ワイヤから溶接金属中に添加することも可能である。その場合、効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のB含有量を0.001%以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のB含有量が0.05%超になると、溶接金属中に粗大な上部ベイナイト組織が生成され、溶接金属の靱性が劣化し、さらに、ワイヤ製造時の加工性が劣化するため、好ましくない。そこで、溶接ワイヤ中にBを含有する場合は、B含有量の上限を0.05%とするのが好ましい。
【0106】
Ca、Mg、REMはいずれも、溶接金属において硫化物の構造を変化させ、また硫化物、酸化物のサイズを微細化し、溶接金属の延性及び靭性を向上するために有効な元素であるため、必要に応じて溶接ワイヤに含有させることができる。これらの効果を発揮するためには、溶接ワイヤ中のCa、Mg及びREMの1種または2種以上の含有量は、各々0.0002%以上とすることが好ましい。一方、Ca、Mg及びREMの1種または2種以上の含有量が0.01%を超えて過剰なると、溶接金属中の硫化物や酸化物を粗大化させ、溶接金属の延性、靭性の劣化を招き、また、溶接ビード形状の劣化、溶接性の劣化の可能性も生じるため、溶接ワイヤ中のCa、Mg及びREMの1種または2種以上の含有量の上限を0.01%とする。
【実施例】
【0107】
以上が本発明の要件についての限定理由であるが、さらに、実施例により、本発明の作用、効果を説明する。
【0108】
図1に示すように、予め鋼板端部に開先加工した表1に示す板厚と成分組成の鋼板を突合せて継手を形成し、この開先部を表2に示す成分組成の焼成型フラックスと、表3に示す成分組成の溶接ワイヤを用いて、表4に示す溶接条件で2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接を行った。その後、溶接継手において、図2に示す溶接金属中央の鋼板表面下7mm、板厚中心部、裏面上7mmの3箇所から2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を実施した。溶接金属の靭性は0℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、各々繰返し数:3本の測定値の平均値で評価した。
【0109】
表1において、鋼板A1〜A8が本発明範囲内の化学組成を有する鋼板、鋼板B1〜B4が本発明範囲から外れる化学組成を有する鋼板である。また、表2において、フラックスA1〜A9が本発明範囲内の化学組成を有するフラックスであり、フラックスB1〜B5が本発明の範囲外の化学組成を有するフラックスである。さらに、表3において、ワイヤA1−a〜A9−bが本発明範囲内の化学組成を有するワイヤ、ワイヤB1−a〜B5−bが本発明範囲から外れる化学組成を有するワイヤである。なお、ワイヤについては、同一のインゴットから異なるワイヤ径(4〜8mm)のワイヤに伸線加工しており、ワイヤ記号の−の左側の記号が同一のものは同一のインゴットから加工したことを示している。ワイヤの化学組成はワイヤ伸線加工後の分析値である。
【0110】
表4に示すように、様々に鋼板、フラックス、ワイヤを組み合わせて継手を作製し、そのときの溶接金属中央の鋼板表面下7mm、板厚中心部、裏面上7mmの靭性を0℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価した。また、継手のX線透過試験、断面組織観察等により、溶接欠陥の有無を調査した。表4のうち、継手A1〜A33が本発明を満足している継手であり、溶接金属のいずれの位置においても70Jよりも十分高い吸収エネルギーが得られ、かつ、溶接金属の表面側〜裏面側で安定して高靭性が得られていることが明らかである。
【0111】
一方、表4において、継手B1〜B18は本発明の要件を満足していない継手であり、下記に説明するように、溶接金属全体の靭性レベルが低いか、あるいは、溶接金属の一部の位置で靭性が低下するか、あるいは/及び、溶接欠陥が生じて継手の健全性が損なわれている。
【0112】
すなわち、継手B1は、鋼板のC量が過大であるために、溶接金属のC量も過大で、溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト(Fe3C)や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【0113】
継手B2は、鋼板のP量が過大であるために、溶接金属のP量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【0114】
継手B3は、鋼板のS量が過大であるために、溶接金属のS量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【0115】
継手B4は、鋼板のN量が過大であるために、溶接金属のN量も過大で、そのため、溶接金属における固溶B量が十分でなく、合金組成の調整により表面下7mmでは比較的良好な靱性が得られているものの、板厚中心部から裏面上7mmでは組織微細化が十分でなく、表面下7mmに比べて靱性が大きく劣化している。すなわち、溶接金属全体で高靱性を達成する目的からは不十分な達成レベルとなっている。
【0116】
継手B5は、フラックスの組成のうち、B2O3が含有されていないため、溶接金属中のB量が過小となり、そのため、溶接金属組織において、アシキュラーフェライトの生成が十分でなく、また、粒界フェライトの抑制効果が不十分なため、本発明に比べて全体的に靱性は低位であり、かつ、粒界フェライト生成挙動の冷却速度依存性が大きいために、表面下7mmと裏面上7mmとの靱性差も大きく、好ましくない。
【0117】
継手B6は、フラックスの組成のうち、B2O3が過剰に含有されているため、溶接金属中のB量も過大となり、溶接金属の焼入性が過剰になって強度が過大になり、また粗大な析出物が形成されるため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず本発明よりも劣る。また、溶接金属に高温割れも観察され、継手としての健全性も劣る。
【0118】
継手B7は、フラックス中のTiO2とともにMo量が過大であるために、溶接金属中のTi、Mo量が過大となり、そのため、粗大な析出物が増加し、かつ、溶接金属が過剰に硬化するため、溶接金属の靭性が溶接金属の位置によらず本発明よりも劣る。
【0119】
継手B8は、TiO2に加えてNiもフラックス中の含有量が過大であるため、溶接金属中のTi、Ni量とも過大となり、その結果、粗大な析出物が増加し、かつ、溶接金属強度が過度に高くなり、溶接金属の靭性が溶接金属の位置によらず十分でない。
【0120】
継手B9は、フラックス中のTiO2量が過大なため、ビード止端部の立ち上がり角度が大きくなってビード形状を悪化させて好ましくない。また、溶接金属中にTiO2が過剰に存在し、粗大なTiO2も多くなり、そのため、溶接金属の靱性も位置によらず劣化している。
【0121】
継手B10は、溶接ワイヤのC含有量が過大であるため、溶接金属のC量も過大で、溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト(Fe3C)や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【0122】
継手B11は、溶接ワイヤのN含有量が過大なために溶接金属中のN含有量も過大となり、そのため、固溶B量が確保できず、靱性変動が大きく、特に裏面上7mmの靱性が著しく劣るため、好ましくない。
【0123】
継手B12は、溶接ワイヤのP量が過大であるために、溶接金属のP量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【0124】
継手B13は、溶接ワイヤのTi含有量が過大であるために、溶接金属中のTi量も過大となり、そのため、溶接金属中に粗大なTi析出物が生じ、溶接金属の靭性劣化が著しい。
【0125】
継手B14は、溶接ワイヤにTiが含有されていないため、溶接金属組織のアシキュラーフェライト生成が十分でなく、組織が粗大となる。そのため、靱性が溶接金属位置によらず大きく劣る。
【0126】
継手B15は、表面側の靭性は比較的良好であるが、溶接ワイヤ径が同一であるため、溶接金属表面側から裏面側にいくに従って冷却速度が小さくなるため、裏面側にいくほど組織が粗大化している。そのため、表面側から裏面側にいくほど靭性が低下し、裏面上7mmにおける吸収エネルギーは低くなっており、好ましくない。
【0127】
継手B16は、第1電極は第2電極に比べて細径とはなっているが、第1電極のワイヤ断面積が第2電極のワイヤ断面積に比べて十分小さくなっておらず、そのため、本発明の効果が十分発揮されない。従って、継手B17と同様、表面側から裏面側にいくほど靭性が低下し、裏面上7mmにおける吸収エネルギーは低くなっており、好ましくない。
【0128】
継手B17は、逆に第1電極のワイヤ断面積が第2電極のワイヤ断面積に比べて過小であるため、ビード断面形状が不良となり、高温割れが生じているため、好ましくない。
【0129】
継手B18は、第2電極のワイヤ径が過小であるため、溶接金属の靭性は良好であるものの、融合不良が生じており、継手健全性が損なわれるため、好ましくない。
【0130】
以上の実施例の結果から、本発明によれば、板厚が40mm以上の厚手高張力鋼板を400kJ/cm以上の溶接入熱で片面1パスの大入熱サブマージアーク溶接する際に、溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲にわたって均一にかつ2mmVノッチシャルピー吸収エネルギーで70J以上の優れた靭性が得られることは明らかである。
【0131】
【表1】

【0132】
【表2】

【0133】
【表3】

【0134】
【表4】

【図面の簡単な説明】
【0135】
【図1】本発明の実施例に用いた溶接開先形状と2mmVノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置、方向を示す図である。
【図2】表面下7mmと裏面上7mmとの間の靭性差(0℃吸収エネルギーの差)と第1電極と第2電極との断面積比との関係を示す図である。

【特許請求の範囲】
【請求項1】
板厚が40mm以上の鋼板を2電極サブマージアーク溶接で片面1パス溶接するに際して、
質量%で、
C:0.02〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:0.1〜2.5%、
Al:0.002〜0.1%、
N:0.001〜0.015%を含有し、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
O:0.01%以下に制限し、
残部がFe及び不可避不純物からなる鋼板を、
質量%で、
SiO2:10〜25%、
MgO:5〜20%、
CaO:5〜15%、
CaF2:1〜10%、
Al23:5〜25%、
TiO2:2〜20%、
Fe:10〜25%、
23:0.1%〜2.5%からなるフラックスと、
質量%で、
C:0.02〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:0.5〜2.5%、
Al:0.002〜0.1%、
Ti:0.005〜0.3%、
N:0.001〜0.015%含有し、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
O:0.01%以下に制限し、残部がFe及び不可避不純物からなる第1電極および第2電極の溶接ワイヤを用い、第2電極の溶接ワイヤの直径が6〜8mmであり、かつ第2電極の溶接ワイヤの断面積に対する第1電極の溶接ワイヤの断面積の比率が35〜75%である条件で溶接することを特徴とする溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項2】
前記鋼板が、質量%で、さらに、
Ti:0.002〜0.05%、
B:0.0003〜0.015%、
Mo:0.01〜1.5%、
Cr:0.01〜1.5%、
W:0.01〜1.5%、
Ni:0.01〜6%、
Cu:0.01〜1.5%、
Nb:0.002〜0.1%、
V:0.002〜0.5%、及び、
Ta:0.002〜0.5%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項3】
前記鋼板が、質量%で、さらに、
Ca:0.0002〜0.01%
Mg:0.0002〜0.01%、及び、
REM:0.0002〜0.01%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項4】
前記フラックスが、質量%で、さらに、
Mo:1〜5%、及び、
Ni:1〜5%の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1〜3の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項5】
前記溶接ワイヤが、質量%で、さらに、
Ni:0.1〜6%、
Cu:0.01〜1.5%、
Cr:0.01〜1.5%、
Mo:0.1〜3%、
W:0.01〜2%、
Nb:0.002〜0.05%、
V:0.005〜0.5%、
Ta:0.002〜0.2%、及び、
B:0.001〜0.05%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜4の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項6】
前記溶接ワイヤが、質量%で、さらに、
Ca:0.0002〜0.01%、
Mg:0.0002〜0.01%、及び、
REM:0.0002〜0.01%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1〜5の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた2電極片面1パス大入熱サブマージアーク溶接方法。

【図1】
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【図2】
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【公開番号】特開2007−83292(P2007−83292A)
【公開日】平成19年4月5日(2007.4.5)
【国際特許分類】
【出願番号】特願2005−276806(P2005−276806)
【出願日】平成17年9月22日(2005.9.22)
【出願人】(000006655)新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Fターム(参考)】