耐高温割れ性に優れた溶接金属
【課題】軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れるとともに、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属を提供することにある。
【解決手段】耐高温割れ性に優れた溶接金属は、鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有することを特徴とする。
【解決手段】耐高温割れ性に優れた溶接金属は、鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有することを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
軟鋼、高張力鋼等から構成される溶接構造物を製造する際に使用するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤで溶接された溶接金属に関し、特に、鋼板の片面突き合わせ継手溶接の初層溶接金属部で問題となる耐高温割れ性に優れた溶接金属に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤで溶接された溶接金属（以下、単に「溶接金属」と称する場合がある）の耐高温割れ性を向上させるために、様々な技術が創出されている。
【０００３】
例えば、溶接速度を下げる、溶接電流を低くする等の溶接手段を特定する方法（例えば、特許文献１）、Ｂ量、または、Ｓ量を低減させるといったＢ、Ｓ量を特定する方法（例えば、特許文献１）、δフェライト量を所定量以上に調整するというδフェライト量を特定する方法（例えば、特許文献２、３、４）が提案されている。
【０００４】
しかし、前記の溶接手段を特定する方法によれば、溶接作業の時間を大幅に増大させてしまい、溶接効率を犠牲にすることとなる。また、前記のＢ、Ｓ量を特定する方法によれば、Ｂ量を低減した場合は低温靭性が確保できなくなるといった問題が生じてしまい、一方、Ｓ量を低減しようとした場合は、Ｓ等の不純物元素の低減には限界があるといった障害が存在する。また、δフェライト量を特定する方法によれば、溶接金属のδフェライト量に影響するＣが、溶接する際に母材を希釈させてしまうため、特に母材希釈量の影響を受けやすく高温割れの発生しやすい初層においてδフェライト量が不安定になりやすく、安定した耐高温割れ性を得難い。
【０００５】
そこで、前記のような問題を回避しつつ、溶接金属の耐高温割れ性を向上させる方法として、溶接金属の凝固組織を微細分散させる後記のような方法が報告されている。
【０００６】
例えば、溶接後の溶接金属組織中に希土類元素の窒化物または当該窒化物と酸化物（ＣａＯ、ＴｉＯ２等）との複合析出物を所定量以上生成させることにより、溶接金属の凝固組織を微細にする方法（例えば、特許文献５）、フェライト系ステンレス鋼の溶接部の溶接金属組織中にＡｌおよびＴｉの窒化物を所定量以上生成させることにより、溶接金属の凝固組織を微細にする方法（例えば、特許文献６）である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５４−１３０４５２号公報
【特許文献２】特開平９−２６７１９１号公報
【特許文献３】特開２００８−５５４６２号公報
【特許文献４】特開２０００−３１７６８１号公報
【特許文献５】特開２００３−１４８４号公報
【特許文献６】特開２００２−３３６９９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献５に開示された方法によると、希土類元素の窒化物または当該窒化物と酸化物（ＣａＯ、ＴｉＯ２等）との複合析出物を所定量以上生成させるには、多量のＮの添加や、多量の希土類元素の添加が不可欠である。しかし、多量の希土類元素の添加は経済的な観点より困難であるとともに、多量のＮの添加は低温靭性の低下やブローホールの発生を引き起こしてしまう。
【０００９】
また、特許文献６に開示された方法によると、１５〜２５質量％のＣｒを含有させることにより、フェライト系ステンレス鋼の溶接部へのＮの溶解度を増加させている。これにより、ＡｌおよびＴｉの窒化物を生成させるためのＮを多量（０．０４〜０．２質量％）に添加することができる。しかしながら、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板を溶接する場合は、溶接部のＮの溶解度が必然的に小さくなってしまうため、多量のＮの添加は、溶接部のＮの溶解度を超える可能性が高く、ブローホールなどの欠陥が発生しやすいという問題がある。
また、ガスシールドアーク溶接に適用されるフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属には、溶接金属中に多量の酸素が存在し、Ｔｉ窒化物を生成すべく添加したＴｉの大部分は酸化物として消費されてしまう。そのため、Ｔｉ窒化物を生成すべく多量のＴｉを添加する必要があるが、その場合には、溶接金属中にＴｉの大部分が溶存し、溶接金属の凝固温度を下げるため、かえって高温割れが発生し易くなってしまう。加えて、靭性などの機械的性質も低下すると共に、多量のＴｉ添加は経済的な観点からも好ましくない。
【００１０】
本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れるとともに、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者は、ＴｉＮが凝固組織のδフェライト組織の微細化に有効であることに着眼した。そして、溶接金属中の成分を制御することで、溶接金属中にＴｉＮを生成させ耐高温割れ性を著しく改善させると同時に、ブローホールのような欠陥が無く、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属が提供できるという知見を得た。
【００１２】
本発明は、前記した知見に基づき、検討を重ね完成したものである。すなわち、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有することを特徴とする。
【００１３】
このように、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、前記のような組成とすることにより、溶接金属中にＴｉＮを生成させることで、耐高温割れ性を著しく改善させると同時に、ブローホールのような欠陥が無く、靭性などの機械的性質に優れたものとなる。
なお、詳細には、以下の通りである。
【００１４】
本発明では溶接金属中にＴｉＮを生成させるため、従来から使用されている全姿勢溶接を確保するためにＳｉを多量に添加したＴｉＯ２主体のフラックス入りワイヤではなく、逆にＳｉを低減し、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮを増量したワイヤを用いた。これにより、溶接金属の凝固段階でＴｉＮが生成され、溶接金属の凝固組織が微細化するとともに、最終凝固部分の低融点の液膜が分散し、耐高温割れ性が著しく改善する。
なお、ワイヤのＴｉおよびＮのみを増量しただけでは、溶接金属の凝固段階でＴｉ酸化物が生成し、凝固組織を微細化するのに十分なＴｉＮが得られないだけでなく、多量に残存した溶存Ｔｉによって、溶接金属の凝固温度が下がり高温割れが発生しやすくなる。さらに、多量に残存した溶存Ｎによりブローホールが発生し、溶接金属の靭性値も低下する。よって、ワイヤのＴｉとＮの増量に加え、Ａｌを増量するとともに、Ｓｉを低減することで、溶接金属の凝固段階でＳｉ系酸化物が生成することを抑制し、溶接金属の凝固段階で生成する酸化物をＡｌ系酸化物とすることができる。
【００１５】
なお、このＡｌ系酸化物は、凝固段階で生成するＴｉＮの不均質核生成の核として有効であり、ＴｉＮの生成を促進する効果がある。また、Ｎの溶解度が低く、ブローホールが発生しやすい軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の溶接においても、溶接部にＴｉの窒化物を生成させる事ができ、その結果、溶接金属の凝固組織が微細化し、耐高温割れ性をさらに向上させることができる。
【００１６】
また、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％、からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１７】
このように、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、脱酸力、脱硫力に優れた希土類元素、Ｃａ、Ｍｇから選択された少なくとも１種を所定量含有することにより、溶接金属中に生成する酸化物系介在物から、脱酸力の弱いＳｉＯ２やＭｎＯやＴｉＯ２を還元する。その結果、当該酸化物系介在物の組成を、凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物とすることができる。これにより、溶接金属の耐高温割れ性が向上する。さらに、優れた脱硫力は、不可避的不純物として含有されるＳと結合し硫化物を形成する。
【００１８】
また、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１９】
このように、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉから選択された少なくとも１種を含有することで、溶接金属の耐高温割れ性や靭性をさらに向上させることができる。
【発明の効果】
【００２０】
本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属によれば、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れるとともに、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属の耐高温割れ性の評価に使用する溶接母材の開先形状の断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
次に、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属を実施するための形態について、詳細に説明する。
【００２３】
［耐高温割れ性に優れた溶接金属］
本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有する。さらに、希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％、からなる群から選択された少なくとも１種を含有することが好ましい。さらに、Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することが好ましい。
以下に、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属に含まれる各合金成分を数値限定した理由について説明する。
【００２４】
（Ｃ：０．０３〜０．１０質量％）
Ｃは、溶接金属の焼入れ性を確保するために添加する。Ｃ量が０．０３質量％未満では、焼入れ性不足により、溶接金属の強度・靭性が不足する。また、低Ｃ量により溶接金属に高温割れが発生しやすくなる。Ｃ量が０．１０質量％を超えると、溶接金属の固相線温度が低下しすぎるため、凝固組織微細化による溶接金属の耐高温割れ性改善効果を打消し、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｃ量は、０．０３〜０．１０質量％とする。
【００２５】
（Ｓｉ：０．７質量％以下）
Ｓｉは、後記するＰ、Ｓと同様に溶接金属の最終凝固部で低融点の共晶反応を起こし、高温割れを助長する。さらに、脱酸元素でもあり、溶接金属中の介在物をＳｉを含んだ酸化物とし、凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物の生成を阻害するため、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｓｉ量は、０．７質量％以下（０質量％を含まない）とする。
【００２６】
（Ｍｎ：０．５〜３．０質量％）
Ｍｎは不純物元素として含有されるＳと結合してＭｎＳを生成し、耐高温割れ性を改善する効果がある。Ｍｎ量が０．５質量％未満では、ＭｎＳによる高温割れの抑制作用が小さくなり、溶接部に高温割れが発生する。また、Ｍｎ量が３．０質量％を超えると、溶接部の強度が過多となり、靭性不足となる。また、溶接部に低温割れが発生する。よって、Ｍｎ量は、３．０質量％以下とする。
【００２７】
（Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％）
Ｔｉは、溶接金属の耐高温割れ性を改善するために添加する。ＴｉはＴｉＮを生成することで、溶接金属の凝固組織を微細にし、溶接部の耐高温割れ性を改善するのに不可欠な元素である。Ｔｉ量が０．０５質量％未満では、上記効果が充分では無く、溶接部に高温割れが発生する。Ｔｉ量が０．５０質量％を超えると、ＴｉＮが生成し凝固組織が微細化し耐高温割れ性は改善するが、Ｔｉ量の大部分が溶存し、溶接金属の凝固温度を低下させるため凝固組織微細化による耐高温割れ性改善効果を上回って高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｔｉ量は、０．０５〜０．５０質量％とする。
【００２８】
（Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％）
Ａｌは強脱酸剤であり溶接金属中に生成する酸化物系介在物から、Ａｌに比べ脱酸力の弱いＳｉからなるＳｉＯ２やＭｎからなるＭｎＯやＴｉからなるＴｉＯ２を還元し、酸化物系介在物の組成を凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物に制御できる。その結果、溶接金属の高温割れ抑制作用が改善する。Ａｌ量が０．０２質量％未満では、上記作用が充分でなく、高温割れが発生する。Ａｌ量が０．１０質量％を超えると、介在物サイズの粗大なＡｌ系酸化物が増え靭性が低下する。よって、Ａｌ量は、０．０２〜０．１０質量％とする。
【００２９】
（Ｏ：０．０３〜０．１０質量％）
Ｏは溶接金属の凝固組織を微細化するＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物を構成する元素であり、溶接金属の耐高温割れ性改善に寄与している。Ｏ量が０．０３質量％未満では、酸化物量が不足し、凝固組織微細化効果が充分でなく、高温割れが発生する。Ｏ量が０．１０質量％を超えると、酸化物の個数の増加および粗大化を招き、靭性が低下するため好ましくない。よって、Ｏ量は、０．０３〜０．１０質量％とする。
【００３０】
（Ｐ：０．０２質量％以下）
Ｐは不純物元素であり、Ｐ量が０．０２質量％を超えると、著しく耐高温割れ性が劣るため、Ｐ量は０．０２質量％以下（０質量％を含まない）とする。
【００３１】
（Ｓ：０．０２質量％以下）
Ｓは不純物元素であり、Ｓ量が０．０２質量％を超えると、著しく耐高温割れ性が劣るため、Ｓ量は０．０２質量％以下（０質量％を含まない）とする。
【００３２】
（Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％）
Ｎは、溶接金属の耐高温割れ性を改善するために添加する。ＮはＴｉＮを生成し、溶接金属の凝固組織を微細にし、溶接部の耐高温割れ性を改善するのに不可欠な元素である。Ｎ量が０．０１０質量％未満では、上記効果が充分では無く、溶接部に高温割れが発生する。Ｎ量が０．０３質量％を超えると、溶接金属中にブローホールが発生し、靭性も低下する。よって、Ｎ量は、０．０１０〜０．０３質量％とする。
【００３３】
（Ｂ:０．０００３〜０．００５質量％）
Ｂはγ粒界に偏析し、初析フェライトの生成を抑制する効果があり、溶接金属の靭性改善に有効である。Ｂ量が０．０００３質量％未満では、大部分のＢがＢＮとして窒化物に固定化され、初析フェライトの生成を抑制する効果が無く、靭性が低下する。Ｂ量が０．００５質量％を超えると、溶接金属の凝固温度を著しく低下させ、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｂ量は、０．０００３〜０．００５質量％とする。
【００３４】
（Ｆｅ）
残部のＦｅは、ワイヤの鋼製外皮を構成するＦｅ、ワイヤのフラックスに添加されている鉄粉、合金粉のＦｅ、および母材のＦｅのうち、少なくともいずれか１つに相当するものである。
【００３５】
（不可避的不純物）
残部の不可避的不純物としては、Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。Ｗ量は１．０質量％以下が好ましく、Ｔａ量は０．１質量％以下が好ましく、Ｃｒ量は０．５質量％以下が好ましく、Ｃｕ量は１．０質量％以下が好ましく、Ｎｂ量は０．１質量％以下が好ましく、Ｖ量は０．１質量％以下が好ましい。Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖが上記値を超えると、溶接金属の強度が大きくなり、靭性が低下するからである。
【００３６】
また、前記成分に加えて、所定量の、希土類元素、Ｃａ、Ｍｇからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することが好ましい。
【００３７】
（希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％）
希土類元素、Ｃａ、Ｍｇはいずれも脱酸力、脱硫力に優れている。優れた脱酸力は、溶接金属中に生成する酸化物系介在物から、脱酸力の弱いＳｉＯ２やＭｎＯやＴｉＯ２を還元し、酸化物系介在物の組成を凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物に制御できる。その結果、溶接金属の高温割れ抑制作用が改善する。さらに、優れた脱硫力は、不純物元素として含有されるＳと結合し硫化物を形成する。これらの効果から、溶接部の耐高温割れ性が改善する。
希土類元素、Ｃａ、Ｍｇが０．０００１質量％未満では、上記効果が十分ではない。一方、希土類元素、Ｃａ、Ｍｇが０．０１質量％を超えると酸化物の粗大化を招き、靭性が低下するため好ましくない。
【００３８】
なお、本発明にいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙおよび原子番号５７（Ｌａ）乃至７１（Ｌｕ）をいう。そして、希土類元素として、これらのうち、１種または２種以上含んでいてもよい。なお、希土類元素の含有量は、後記のようにフラックス入りワイヤの組成を調整することによって制御することができる。
【００３９】
さらに、前記成分に加えて、所定量のＭｏ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することが好ましい。
【００４０】
（Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％）
Ｍｏ、Ｃｏはいずれも溶接金属の強度を向上させる効果を有する。必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｍｏ、Ｃｏをそれぞれ上記下限濃度以上添加する必要がある。一方、上記上限濃度を超えて添加した場合、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００４１】
（Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％）
Ｚｒは、溶接金属中に炭化物を析出させ、溶接金属の強度を向上させる効果を有する。
必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｚｒを０．００１質量％以上添加する必要がある。一方、０．５質量％を超えて添加した場合、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００４２】
（Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％）
Ｎｉは、溶接金属の靭性を向上させるのに極めて有効な効果を有する元素である。上記効果を有するためには、Ｎｉを０．０１質量％以上添加する必要がある。一方、１．０質量％を超えて添加した場合、溶接金属中のＮの飽和溶解度が低下し、ブローホールが発生し、靭性が低下する恐れがある。
【００４３】
本発明に係る溶接金属において、介在物を構成する元素の比率（原子分率）と個数は、例えば、日本電子（株）製「ＪＸＡ−８５００Ｆ」を用い、溶接金属中央部の任意の測定領域（３ｍｍ×４ｍｍ）に含まれるすべての介在物を、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）による元素分析を行って測定することができる。
ＴｉＮは、前述した方法で測定したとき、溶接金属中に１〜５００個／ｍｍ２存在していることが好ましい。ＴｉＮの個数が上記の下限を下回ると、凝固組織微細化効果が充分でなく高温割れが発生する場合がある。一方、ＴｉＮの個数が上記の上限を上回ると、破壊時のボイドの起点が過剰となり、靭性が低下する場合があり好ましくない。
なお、ＴｉＮの個数の制御は、後記する溶接材料（フラックス入りワイヤ）の組成を制御することで対応することができる。
【００４４】
［溶接金属の製造方法］
次に、本発明に係る溶接金属の製造方法について説明する。
（溶接材料）
本発明に係る溶接金属は、溶接材料（フラックス入りワイヤ）の組成を以下のように適切に制御することによって得ることができる。なお、溶接電流、溶接電圧、ワイヤ突き出し長さ、溶接方法等の溶接条件を適切に制御することが好ましい。
フラックス入りワイヤの詳細な組成は、溶接条件等によっても相違するが、例えば、溶接効率に優れたガスシールドアーク溶接を用いて溶接する場合、所望の成分の介在物が得られるように、フラックス入りワイヤの組成を以下のように制御することが望ましい。すなわち、Ｃ：０．０２〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０質量％、Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、Ｂ：０．００３〜０．０２質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．００５〜０．０３５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
【００４５】
フラックス入りワイヤは、さらに希土類元素の１種または２種以上を希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％、Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％、Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％からなる群から選択された少なくとも1種を含有することが好ましい。また、強度および靭性を向上させるために、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％，Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％、およびＮｉ：０．０１〜５．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００４６】
フラックス入りワイヤのフラックス充填率は、特に限定されず、ワイヤの生産性、例えば成型および伸線時の断線等を考慮して適宜設定することができる。なお、フラックス充填率は、１０〜２５％の範囲内であることが好ましい。
上記組成のフラックス入りワイヤの鋼製外皮は、特に限定されず、例えば、Ｃ：０．０２質量％、Ｓｉ：０．０２質量％、Ｍｎ：０．２５質量％、Ｐ：０．０１０質量％、Ｓ：０．００８質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものを使用することが好ましい。
【００４７】
フラックス入りワイヤの断面形状は特に限定されず、例えば、合わせ目はあっても無くても良い。なお、ワイヤの断面形状に合わせ目が無い場合には、ワイヤ送給性改善を目的として、ワイヤの表面にＣｕメッキ、Ｎｉメッキ、またはこれらの複合メッキを施しても良い。
溶接母材の組成は特に限定されないが、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４００Ｂ鋼（Ｃ：０．１２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：１．１質量％、Ｐ：０．００８質量％、Ｓ：０．００３質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物）等を用いることができる。
【００４８】
（溶接方法）
溶接方法に関しては、溶接効率等を考慮すると、ガスシールドアーク溶接を行うことが好ましい。なお、溶接金属の化学組成は、一般に、フラックス入りワイヤ等の溶接材料のほか、母材の希釈による影響等も受けるが、ガスシールドアーク溶接を行う場合には、その影響は少ない。
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ＣＯ２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＯ２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＣＯ２ガスとＯ２ガスとの３種類の混合ガス等が用いられる。
ただし、本発明に用いられる溶接方法は、上記のガスシールドアーク溶接法のみに限定されず、例えば、被覆アーク溶接法、ティグ溶接、サブマージアーク溶接法等のいずれの溶接法にも適用可能である。
【実施例】
【００４９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。なお、本発明は下記実施例によって制限されず、本発明の趣旨に適合しうる範囲で適切に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５０】
表１、２に示すフラックス入りワイヤを用い、ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４００Ｂ鋼（Ｃ：０．１２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：１．１質量％、Ｐ：０．００８質量％、Ｓ：０．００３質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物）からなる溶接母材を、表３に示す溶接条件で片面溶接（下向突合せ溶接）し、表４、５に示す化学組成を有する溶接金属を得た。なお、希土類元素はＣｅ、Ｌａを測定した。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
【表５】
【００５６】
ここで、図１は、高温割れ抑制作用の評価に使用する溶接母材の開先形状を示す断面図である。図１に示すように、溶接母材１はＶ形状の開先を有し、このＶ形状の開先の裏面には、耐火物２およびアルミニウムテープ等からなる裏当て材３が配置されている。そして、開先角度を３５°として、セラミック製の耐火物２が配置されている部分のルート間隔を４ｍｍとした。
作製された溶接金属を用いて、以下に示す方法で、高温割れ抑制作用、機械的性質（引張強さ、吸収エネルギー）について評価した。その評価結果に基づいて、実施例および比較例の溶接金属の総合評価を行った。その結果を表６、７に示す。
【００５７】
（耐高温割れ性）
溶接終了後、初層溶接部（クレータ部を除く）について、Ｘ線透過試験（ＪＩＳ Ｚ ３１０４）にて、内部割れの有無を確認し、割れ発生部分のトータル長さを測定し、割れ率を算出した。ここで、割れ率は、割れ率Ｗ＝（割れ発生部分のトータル長さ）／（初層溶接部長さ（クレータ部を除く））×１００により算出される。その割れ率で耐高温割れ性を評価した。
なお、耐高温割れ性の評価基準については、割れ率０％のときを耐高温割れ性が良好とし、割れ率が０％を超えるときを不良とした。
【００５８】
（機械的性質）
ＪＩＳ Ｚ３３１３に準じて、引張強さ、０℃吸収エネルギー（靭性）について評価した。
引張強さの評価基準は、４９０ＭＰａ以上６４０ＭＰａ以下のときを良好とし、４９０ＭＰａ未満または６４０ＭＰａ超のときを不良とした。また、０℃吸収エネルギーの評価基準は、６０Ｊ以上のときを良好とし、６０Ｊ未満のときを不良とした。
【００５９】
（総合評価）
総合評価の評価基準は、前記評価項目のうち、耐高温割れ性が良好であり、機械的性質が良好であるときを、溶接金属として優れている：「○」とし、前記評価項目の少なくとも1つが不良であるときを、溶接金属として劣っている：「×」で示した。
【００６０】
【表６】
【００６１】
【表７】
【００６２】
表４、６に示すように、実施例Ｎｏ．１〜２２は、本発明の範囲を満足するため、耐高温割れ性、機械的性質の全てにおいて優れていた。
一方、表５、７に示すように、比較例２３〜３９は、本発明の規定するいずれかの要件を満たさないため、良好な結果とならなかった。
【００６３】
具体的には、比較例Ｎｏ．２３は、Ｃ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２４は、Ｃ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性および機械的性質に劣っていた。
【００６４】
比較例Ｎｏ．２５は、Ｓｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．２６は、Ｍｎ量が上限値を超えるため、機械的特性が劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２７は、Ｍｎ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
【００６５】
比較例Ｎｏ．２８は、Ｔｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２９は、Ｔｉ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３０は、Ａｌ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３１は、Ａｌ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
【００６６】
比較例Ｎｏ．３２は、Ｏ量が上限値を超えるため、機械的性質に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３３は、Ｏ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
なお、比較例Ｎｏ．３２は、ワイヤの化学組成として、酸素源となるＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３の添加量が多く、脱酸剤であるＴｉ、Ａｌ添加量が少ないため脱酸不足となり、溶接金属中の酸素濃度が上限値を越える結果となった。一方、比較例Ｎｏ．３３は、ワイヤの化学組成として、酸素源となるＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３の添加量が少なく、脱酸剤であるＴｉ、Ａｌ添加量が多いため十分に脱酸され、溶接金属中の酸素量が下限値未満となる結果となった。
【００６７】
比較例Ｎｏ．３４は、Ｐ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３５は、Ｓ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３６は、Ｎ量が上限値を超えるため、溶接金属にブローホールが発生し機械的性質に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３７は、Ｎ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３８は、Ｂ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３９は、Ｂ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣っていた。
【００６８】
以上の結果から、実施例Ｎｏ．１〜２２は、比較例Ｎｏ．２３〜３９と比べて、溶接金属として優れていることが確認された。
【符号の説明】
【００６９】
１ 溶接母材
２ 耐火物
３ 裏当て材
【技術分野】
【０００１】
軟鋼、高張力鋼等から構成される溶接構造物を製造する際に使用するガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤで溶接された溶接金属に関し、特に、鋼板の片面突き合わせ継手溶接の初層溶接金属部で問題となる耐高温割れ性に優れた溶接金属に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から、ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤで溶接された溶接金属（以下、単に「溶接金属」と称する場合がある）の耐高温割れ性を向上させるために、様々な技術が創出されている。
【０００３】
例えば、溶接速度を下げる、溶接電流を低くする等の溶接手段を特定する方法（例えば、特許文献１）、Ｂ量、または、Ｓ量を低減させるといったＢ、Ｓ量を特定する方法（例えば、特許文献１）、δフェライト量を所定量以上に調整するというδフェライト量を特定する方法（例えば、特許文献２、３、４）が提案されている。
【０００４】
しかし、前記の溶接手段を特定する方法によれば、溶接作業の時間を大幅に増大させてしまい、溶接効率を犠牲にすることとなる。また、前記のＢ、Ｓ量を特定する方法によれば、Ｂ量を低減した場合は低温靭性が確保できなくなるといった問題が生じてしまい、一方、Ｓ量を低減しようとした場合は、Ｓ等の不純物元素の低減には限界があるといった障害が存在する。また、δフェライト量を特定する方法によれば、溶接金属のδフェライト量に影響するＣが、溶接する際に母材を希釈させてしまうため、特に母材希釈量の影響を受けやすく高温割れの発生しやすい初層においてδフェライト量が不安定になりやすく、安定した耐高温割れ性を得難い。
【０００５】
そこで、前記のような問題を回避しつつ、溶接金属の耐高温割れ性を向上させる方法として、溶接金属の凝固組織を微細分散させる後記のような方法が報告されている。
【０００６】
例えば、溶接後の溶接金属組織中に希土類元素の窒化物または当該窒化物と酸化物（ＣａＯ、ＴｉＯ２等）との複合析出物を所定量以上生成させることにより、溶接金属の凝固組織を微細にする方法（例えば、特許文献５）、フェライト系ステンレス鋼の溶接部の溶接金属組織中にＡｌおよびＴｉの窒化物を所定量以上生成させることにより、溶接金属の凝固組織を微細にする方法（例えば、特許文献６）である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５４−１３０４５２号公報
【特許文献２】特開平９−２６７１９１号公報
【特許文献３】特開２００８−５５４６２号公報
【特許文献４】特開２０００−３１７６８１号公報
【特許文献５】特開２００３−１４８４号公報
【特許文献６】特開２００２−３３６９９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献５に開示された方法によると、希土類元素の窒化物または当該窒化物と酸化物（ＣａＯ、ＴｉＯ２等）との複合析出物を所定量以上生成させるには、多量のＮの添加や、多量の希土類元素の添加が不可欠である。しかし、多量の希土類元素の添加は経済的な観点より困難であるとともに、多量のＮの添加は低温靭性の低下やブローホールの発生を引き起こしてしまう。
【０００９】
また、特許文献６に開示された方法によると、１５〜２５質量％のＣｒを含有させることにより、フェライト系ステンレス鋼の溶接部へのＮの溶解度を増加させている。これにより、ＡｌおよびＴｉの窒化物を生成させるためのＮを多量（０．０４〜０．２質量％）に添加することができる。しかしながら、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板を溶接する場合は、溶接部のＮの溶解度が必然的に小さくなってしまうため、多量のＮの添加は、溶接部のＮの溶解度を超える可能性が高く、ブローホールなどの欠陥が発生しやすいという問題がある。
また、ガスシールドアーク溶接に適用されるフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属には、溶接金属中に多量の酸素が存在し、Ｔｉ窒化物を生成すべく添加したＴｉの大部分は酸化物として消費されてしまう。そのため、Ｔｉ窒化物を生成すべく多量のＴｉを添加する必要があるが、その場合には、溶接金属中にＴｉの大部分が溶存し、溶接金属の凝固温度を下げるため、かえって高温割れが発生し易くなってしまう。加えて、靭性などの機械的性質も低下すると共に、多量のＴｉ添加は経済的な観点からも好ましくない。
【００１０】
本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れるとともに、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者は、ＴｉＮが凝固組織のδフェライト組織の微細化に有効であることに着眼した。そして、溶接金属中の成分を制御することで、溶接金属中にＴｉＮを生成させ耐高温割れ性を著しく改善させると同時に、ブローホールのような欠陥が無く、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属が提供できるという知見を得た。
【００１２】
本発明は、前記した知見に基づき、検討を重ね完成したものである。すなわち、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有することを特徴とする。
【００１３】
このように、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、前記のような組成とすることにより、溶接金属中にＴｉＮを生成させることで、耐高温割れ性を著しく改善させると同時に、ブローホールのような欠陥が無く、靭性などの機械的性質に優れたものとなる。
なお、詳細には、以下の通りである。
【００１４】
本発明では溶接金属中にＴｉＮを生成させるため、従来から使用されている全姿勢溶接を確保するためにＳｉを多量に添加したＴｉＯ２主体のフラックス入りワイヤではなく、逆にＳｉを低減し、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮを増量したワイヤを用いた。これにより、溶接金属の凝固段階でＴｉＮが生成され、溶接金属の凝固組織が微細化するとともに、最終凝固部分の低融点の液膜が分散し、耐高温割れ性が著しく改善する。
なお、ワイヤのＴｉおよびＮのみを増量しただけでは、溶接金属の凝固段階でＴｉ酸化物が生成し、凝固組織を微細化するのに十分なＴｉＮが得られないだけでなく、多量に残存した溶存Ｔｉによって、溶接金属の凝固温度が下がり高温割れが発生しやすくなる。さらに、多量に残存した溶存Ｎによりブローホールが発生し、溶接金属の靭性値も低下する。よって、ワイヤのＴｉとＮの増量に加え、Ａｌを増量するとともに、Ｓｉを低減することで、溶接金属の凝固段階でＳｉ系酸化物が生成することを抑制し、溶接金属の凝固段階で生成する酸化物をＡｌ系酸化物とすることができる。
【００１５】
なお、このＡｌ系酸化物は、凝固段階で生成するＴｉＮの不均質核生成の核として有効であり、ＴｉＮの生成を促進する効果がある。また、Ｎの溶解度が低く、ブローホールが発生しやすい軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の溶接においても、溶接部にＴｉの窒化物を生成させる事ができ、その結果、溶接金属の凝固組織が微細化し、耐高温割れ性をさらに向上させることができる。
【００１６】
また、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％、からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１７】
このように、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、脱酸力、脱硫力に優れた希土類元素、Ｃａ、Ｍｇから選択された少なくとも１種を所定量含有することにより、溶接金属中に生成する酸化物系介在物から、脱酸力の弱いＳｉＯ２やＭｎＯやＴｉＯ２を還元する。その結果、当該酸化物系介在物の組成を、凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物とすることができる。これにより、溶接金属の耐高温割れ性が向上する。さらに、優れた脱硫力は、不可避的不純物として含有されるＳと結合し硫化物を形成する。
【００１８】
また、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする。
【００１９】
このように、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉから選択された少なくとも１種を含有することで、溶接金属の耐高温割れ性や靭性をさらに向上させることができる。
【発明の効果】
【００２０】
本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属によれば、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる耐高温割れ性に優れるとともに、靭性などの機械的性質に優れた溶接金属を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属の耐高温割れ性の評価に使用する溶接母材の開先形状の断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
次に、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属を実施するための形態について、詳細に説明する。
【００２３】
［耐高温割れ性に優れた溶接金属］
本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属は、鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有する。さらに、希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％、からなる群から選択された少なくとも１種を含有することが好ましい。さらに、Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することが好ましい。
以下に、本発明に係る耐高温割れ性に優れた溶接金属に含まれる各合金成分を数値限定した理由について説明する。
【００２４】
（Ｃ：０．０３〜０．１０質量％）
Ｃは、溶接金属の焼入れ性を確保するために添加する。Ｃ量が０．０３質量％未満では、焼入れ性不足により、溶接金属の強度・靭性が不足する。また、低Ｃ量により溶接金属に高温割れが発生しやすくなる。Ｃ量が０．１０質量％を超えると、溶接金属の固相線温度が低下しすぎるため、凝固組織微細化による溶接金属の耐高温割れ性改善効果を打消し、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｃ量は、０．０３〜０．１０質量％とする。
【００２５】
（Ｓｉ：０．７質量％以下）
Ｓｉは、後記するＰ、Ｓと同様に溶接金属の最終凝固部で低融点の共晶反応を起こし、高温割れを助長する。さらに、脱酸元素でもあり、溶接金属中の介在物をＳｉを含んだ酸化物とし、凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物の生成を阻害するため、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｓｉ量は、０．７質量％以下（０質量％を含まない）とする。
【００２６】
（Ｍｎ：０．５〜３．０質量％）
Ｍｎは不純物元素として含有されるＳと結合してＭｎＳを生成し、耐高温割れ性を改善する効果がある。Ｍｎ量が０．５質量％未満では、ＭｎＳによる高温割れの抑制作用が小さくなり、溶接部に高温割れが発生する。また、Ｍｎ量が３．０質量％を超えると、溶接部の強度が過多となり、靭性不足となる。また、溶接部に低温割れが発生する。よって、Ｍｎ量は、３．０質量％以下とする。
【００２７】
（Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％）
Ｔｉは、溶接金属の耐高温割れ性を改善するために添加する。ＴｉはＴｉＮを生成することで、溶接金属の凝固組織を微細にし、溶接部の耐高温割れ性を改善するのに不可欠な元素である。Ｔｉ量が０．０５質量％未満では、上記効果が充分では無く、溶接部に高温割れが発生する。Ｔｉ量が０．５０質量％を超えると、ＴｉＮが生成し凝固組織が微細化し耐高温割れ性は改善するが、Ｔｉ量の大部分が溶存し、溶接金属の凝固温度を低下させるため凝固組織微細化による耐高温割れ性改善効果を上回って高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｔｉ量は、０．０５〜０．５０質量％とする。
【００２８】
（Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％）
Ａｌは強脱酸剤であり溶接金属中に生成する酸化物系介在物から、Ａｌに比べ脱酸力の弱いＳｉからなるＳｉＯ２やＭｎからなるＭｎＯやＴｉからなるＴｉＯ２を還元し、酸化物系介在物の組成を凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物に制御できる。その結果、溶接金属の高温割れ抑制作用が改善する。Ａｌ量が０．０２質量％未満では、上記作用が充分でなく、高温割れが発生する。Ａｌ量が０．１０質量％を超えると、介在物サイズの粗大なＡｌ系酸化物が増え靭性が低下する。よって、Ａｌ量は、０．０２〜０．１０質量％とする。
【００２９】
（Ｏ：０．０３〜０．１０質量％）
Ｏは溶接金属の凝固組織を微細化するＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物を構成する元素であり、溶接金属の耐高温割れ性改善に寄与している。Ｏ量が０．０３質量％未満では、酸化物量が不足し、凝固組織微細化効果が充分でなく、高温割れが発生する。Ｏ量が０．１０質量％を超えると、酸化物の個数の増加および粗大化を招き、靭性が低下するため好ましくない。よって、Ｏ量は、０．０３〜０．１０質量％とする。
【００３０】
（Ｐ：０．０２質量％以下）
Ｐは不純物元素であり、Ｐ量が０．０２質量％を超えると、著しく耐高温割れ性が劣るため、Ｐ量は０．０２質量％以下（０質量％を含まない）とする。
【００３１】
（Ｓ：０．０２質量％以下）
Ｓは不純物元素であり、Ｓ量が０．０２質量％を超えると、著しく耐高温割れ性が劣るため、Ｓ量は０．０２質量％以下（０質量％を含まない）とする。
【００３２】
（Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％）
Ｎは、溶接金属の耐高温割れ性を改善するために添加する。ＮはＴｉＮを生成し、溶接金属の凝固組織を微細にし、溶接部の耐高温割れ性を改善するのに不可欠な元素である。Ｎ量が０．０１０質量％未満では、上記効果が充分では無く、溶接部に高温割れが発生する。Ｎ量が０．０３質量％を超えると、溶接金属中にブローホールが発生し、靭性も低下する。よって、Ｎ量は、０．０１０〜０．０３質量％とする。
【００３３】
（Ｂ:０．０００３〜０．００５質量％）
Ｂはγ粒界に偏析し、初析フェライトの生成を抑制する効果があり、溶接金属の靭性改善に有効である。Ｂ量が０．０００３質量％未満では、大部分のＢがＢＮとして窒化物に固定化され、初析フェライトの生成を抑制する効果が無く、靭性が低下する。Ｂ量が０．００５質量％を超えると、溶接金属の凝固温度を著しく低下させ、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｂ量は、０．０００３〜０．００５質量％とする。
【００３４】
（Ｆｅ）
残部のＦｅは、ワイヤの鋼製外皮を構成するＦｅ、ワイヤのフラックスに添加されている鉄粉、合金粉のＦｅ、および母材のＦｅのうち、少なくともいずれか１つに相当するものである。
【００３５】
（不可避的不純物）
残部の不可避的不純物としては、Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。Ｗ量は１．０質量％以下が好ましく、Ｔａ量は０．１質量％以下が好ましく、Ｃｒ量は０．５質量％以下が好ましく、Ｃｕ量は１．０質量％以下が好ましく、Ｎｂ量は０．１質量％以下が好ましく、Ｖ量は０．１質量％以下が好ましい。Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖが上記値を超えると、溶接金属の強度が大きくなり、靭性が低下するからである。
【００３６】
また、前記成分に加えて、所定量の、希土類元素、Ｃａ、Ｍｇからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することが好ましい。
【００３７】
（希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％）
希土類元素、Ｃａ、Ｍｇはいずれも脱酸力、脱硫力に優れている。優れた脱酸力は、溶接金属中に生成する酸化物系介在物から、脱酸力の弱いＳｉＯ２やＭｎＯやＴｉＯ２を還元し、酸化物系介在物の組成を凝固組織微細化に効果的なＴｉＮの生成を促進するＡｌ系酸化物に制御できる。その結果、溶接金属の高温割れ抑制作用が改善する。さらに、優れた脱硫力は、不純物元素として含有されるＳと結合し硫化物を形成する。これらの効果から、溶接部の耐高温割れ性が改善する。
希土類元素、Ｃａ、Ｍｇが０．０００１質量％未満では、上記効果が十分ではない。一方、希土類元素、Ｃａ、Ｍｇが０．０１質量％を超えると酸化物の粗大化を招き、靭性が低下するため好ましくない。
【００３８】
なお、本発明にいう希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙおよび原子番号５７（Ｌａ）乃至７１（Ｌｕ）をいう。そして、希土類元素として、これらのうち、１種または２種以上含んでいてもよい。なお、希土類元素の含有量は、後記のようにフラックス入りワイヤの組成を調整することによって制御することができる。
【００３９】
さらに、前記成分に加えて、所定量のＭｏ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉからなる群から選択された少なくとも１種を、さらに含有することが好ましい。
【００４０】
（Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％）
Ｍｏ、Ｃｏはいずれも溶接金属の強度を向上させる効果を有する。必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｍｏ、Ｃｏをそれぞれ上記下限濃度以上添加する必要がある。一方、上記上限濃度を超えて添加した場合、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００４１】
（Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％）
Ｚｒは、溶接金属中に炭化物を析出させ、溶接金属の強度を向上させる効果を有する。
必要に応じて強度調整の目的のために含有させることが可能である。上記効果を有するためには、Ｚｒを０．００１質量％以上添加する必要がある。一方、０．５質量％を超えて添加した場合、溶接金属の強度が過度に大きくなり、靭性が低下する。
【００４２】
（Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％）
Ｎｉは、溶接金属の靭性を向上させるのに極めて有効な効果を有する元素である。上記効果を有するためには、Ｎｉを０．０１質量％以上添加する必要がある。一方、１．０質量％を超えて添加した場合、溶接金属中のＮの飽和溶解度が低下し、ブローホールが発生し、靭性が低下する恐れがある。
【００４３】
本発明に係る溶接金属において、介在物を構成する元素の比率（原子分率）と個数は、例えば、日本電子（株）製「ＪＸＡ−８５００Ｆ」を用い、溶接金属中央部の任意の測定領域（３ｍｍ×４ｍｍ）に含まれるすべての介在物を、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）による元素分析を行って測定することができる。
ＴｉＮは、前述した方法で測定したとき、溶接金属中に１〜５００個／ｍｍ２存在していることが好ましい。ＴｉＮの個数が上記の下限を下回ると、凝固組織微細化効果が充分でなく高温割れが発生する場合がある。一方、ＴｉＮの個数が上記の上限を上回ると、破壊時のボイドの起点が過剰となり、靭性が低下する場合があり好ましくない。
なお、ＴｉＮの個数の制御は、後記する溶接材料（フラックス入りワイヤ）の組成を制御することで対応することができる。
【００４４】
［溶接金属の製造方法］
次に、本発明に係る溶接金属の製造方法について説明する。
（溶接材料）
本発明に係る溶接金属は、溶接材料（フラックス入りワイヤ）の組成を以下のように適切に制御することによって得ることができる。なお、溶接電流、溶接電圧、ワイヤ突き出し長さ、溶接方法等の溶接条件を適切に制御することが好ましい。
フラックス入りワイヤの詳細な組成は、溶接条件等によっても相違するが、例えば、溶接効率に優れたガスシールドアーク溶接を用いて溶接する場合、所望の成分の介在物が得られるように、フラックス入りワイヤの組成を以下のように制御することが望ましい。すなわち、Ｃ：０．０２〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０質量％、Ｍｎ：１．７〜４．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜１．００質量％、ＴｉＯ２：１．０〜８．０質量％、Ａｌ：０．２０〜１．５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜１．０質量％、Ｂ：０．００３〜０．０２質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．００５〜０．０３５質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
【００４５】
フラックス入りワイヤは、さらに希土類元素の１種または２種以上を希土類元素換算値で０．０００５〜０．５質量％、Ｃａ：０．０００２〜０．２質量％、Ｍｇ：０．０１〜２．０質量％からなる群から選択された少なくとも1種を含有することが好ましい。また、強度および靭性を向上させるために、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、Ｃｏ：０．０１〜２．０質量％，Ｚｒ：０．０１〜１．０質量％、およびＮｉ：０．０１〜５．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することが好ましい。
【００４６】
フラックス入りワイヤのフラックス充填率は、特に限定されず、ワイヤの生産性、例えば成型および伸線時の断線等を考慮して適宜設定することができる。なお、フラックス充填率は、１０〜２５％の範囲内であることが好ましい。
上記組成のフラックス入りワイヤの鋼製外皮は、特に限定されず、例えば、Ｃ：０．０２質量％、Ｓｉ：０．０２質量％、Ｍｎ：０．２５質量％、Ｐ：０．０１０質量％、Ｓ：０．００８質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものを使用することが好ましい。
【００４７】
フラックス入りワイヤの断面形状は特に限定されず、例えば、合わせ目はあっても無くても良い。なお、ワイヤの断面形状に合わせ目が無い場合には、ワイヤ送給性改善を目的として、ワイヤの表面にＣｕメッキ、Ｎｉメッキ、またはこれらの複合メッキを施しても良い。
溶接母材の組成は特に限定されないが、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４００Ｂ鋼（Ｃ：０．１２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：１．１質量％、Ｐ：０．００８質量％、Ｓ：０．００３質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物）等を用いることができる。
【００４８】
（溶接方法）
溶接方法に関しては、溶接効率等を考慮すると、ガスシールドアーク溶接を行うことが好ましい。なお、溶接金属の化学組成は、一般に、フラックス入りワイヤ等の溶接材料のほか、母材の希釈による影響等も受けるが、ガスシールドアーク溶接を行う場合には、その影響は少ない。
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ＣＯ２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＯ２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＣＯ２ガスとＯ２ガスとの３種類の混合ガス等が用いられる。
ただし、本発明に用いられる溶接方法は、上記のガスシールドアーク溶接法のみに限定されず、例えば、被覆アーク溶接法、ティグ溶接、サブマージアーク溶接法等のいずれの溶接法にも適用可能である。
【実施例】
【００４９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。なお、本発明は下記実施例によって制限されず、本発明の趣旨に適合しうる範囲で適切に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００５０】
表１、２に示すフラックス入りワイヤを用い、ＪＩＳ Ｇ３１０６ ＳＭ４００Ｂ鋼（Ｃ：０．１２質量％、Ｓｉ：０．２質量％、Ｍｎ：１．１質量％、Ｐ：０．００８質量％、Ｓ：０．００３質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物）からなる溶接母材を、表３に示す溶接条件で片面溶接（下向突合せ溶接）し、表４、５に示す化学組成を有する溶接金属を得た。なお、希土類元素はＣｅ、Ｌａを測定した。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
【表５】
【００５６】
ここで、図１は、高温割れ抑制作用の評価に使用する溶接母材の開先形状を示す断面図である。図１に示すように、溶接母材１はＶ形状の開先を有し、このＶ形状の開先の裏面には、耐火物２およびアルミニウムテープ等からなる裏当て材３が配置されている。そして、開先角度を３５°として、セラミック製の耐火物２が配置されている部分のルート間隔を４ｍｍとした。
作製された溶接金属を用いて、以下に示す方法で、高温割れ抑制作用、機械的性質（引張強さ、吸収エネルギー）について評価した。その評価結果に基づいて、実施例および比較例の溶接金属の総合評価を行った。その結果を表６、７に示す。
【００５７】
（耐高温割れ性）
溶接終了後、初層溶接部（クレータ部を除く）について、Ｘ線透過試験（ＪＩＳ Ｚ ３１０４）にて、内部割れの有無を確認し、割れ発生部分のトータル長さを測定し、割れ率を算出した。ここで、割れ率は、割れ率Ｗ＝（割れ発生部分のトータル長さ）／（初層溶接部長さ（クレータ部を除く））×１００により算出される。その割れ率で耐高温割れ性を評価した。
なお、耐高温割れ性の評価基準については、割れ率０％のときを耐高温割れ性が良好とし、割れ率が０％を超えるときを不良とした。
【００５８】
（機械的性質）
ＪＩＳ Ｚ３３１３に準じて、引張強さ、０℃吸収エネルギー（靭性）について評価した。
引張強さの評価基準は、４９０ＭＰａ以上６４０ＭＰａ以下のときを良好とし、４９０ＭＰａ未満または６４０ＭＰａ超のときを不良とした。また、０℃吸収エネルギーの評価基準は、６０Ｊ以上のときを良好とし、６０Ｊ未満のときを不良とした。
【００５９】
（総合評価）
総合評価の評価基準は、前記評価項目のうち、耐高温割れ性が良好であり、機械的性質が良好であるときを、溶接金属として優れている：「○」とし、前記評価項目の少なくとも1つが不良であるときを、溶接金属として劣っている：「×」で示した。
【００６０】
【表６】
【００６１】
【表７】
【００６２】
表４、６に示すように、実施例Ｎｏ．１〜２２は、本発明の範囲を満足するため、耐高温割れ性、機械的性質の全てにおいて優れていた。
一方、表５、７に示すように、比較例２３〜３９は、本発明の規定するいずれかの要件を満たさないため、良好な結果とならなかった。
【００６３】
具体的には、比較例Ｎｏ．２３は、Ｃ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２４は、Ｃ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性および機械的性質に劣っていた。
【００６４】
比較例Ｎｏ．２５は、Ｓｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．２６は、Ｍｎ量が上限値を超えるため、機械的特性が劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２７は、Ｍｎ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
【００６５】
比較例Ｎｏ．２８は、Ｔｉ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．２９は、Ｔｉ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３０は、Ａｌ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３１は、Ａｌ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
【００６６】
比較例Ｎｏ．３２は、Ｏ量が上限値を超えるため、機械的性質に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３３は、Ｏ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
なお、比較例Ｎｏ．３２は、ワイヤの化学組成として、酸素源となるＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３の添加量が多く、脱酸剤であるＴｉ、Ａｌ添加量が少ないため脱酸不足となり、溶接金属中の酸素濃度が上限値を越える結果となった。一方、比較例Ｎｏ．３３は、ワイヤの化学組成として、酸素源となるＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３の添加量が少なく、脱酸剤であるＴｉ、Ａｌ添加量が多いため十分に脱酸され、溶接金属中の酸素量が下限値未満となる結果となった。
【００６７】
比較例Ｎｏ．３４は、Ｐ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３５は、Ｓ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３６は、Ｎ量が上限値を超えるため、溶接金属にブローホールが発生し機械的性質に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３７は、Ｎ量が下限値未満であるため、耐高温割れ性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．３８は、Ｂ量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。一方、比較例Ｎｏ．３９は、Ｂ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣っていた。
【００６８】
以上の結果から、実施例Ｎｏ．１〜２２は、比較例Ｎｏ．２３〜３９と比べて、溶接金属として優れていることが確認された。
【符号の説明】
【００６９】
１ 溶接母材
２ 耐火物
３ 裏当て材
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、
Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有することを特徴とする耐高温割れ性に優れた溶接金属。
【請求項２】
さらに、希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％、からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐高温割れ性に優れた溶接金属。
【請求項３】
さらに、Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐高温割れ性に優れた溶接金属。
【請求項１】
鋼製外皮内にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤにより溶接された溶接金属であって、
Ｃ：０．０３〜０．１０質量％、Ｓｉ：０．７質量％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ａｌ：０．０２〜０．１０質量％、Ｏ：０．０３〜０．１０質量％、Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０３質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有することを特徴とする耐高温割れ性に優れた溶接金属。
【請求項２】
さらに、希土類元素：０．０００１〜０．０１質量％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１質量％、からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐高温割れ性に優れた溶接金属。
【請求項３】
さらに、Ｍｏ：０．００１〜０．２質量％、Ｃｏ：０．００５〜０．１質量％、Ｚｒ：０．００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．０１〜１．０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐高温割れ性に優れた溶接金属。
【図１】
【公開番号】特開２０１１−２４５５１９（Ｐ２０１１−２４５５１９Ａ）
【公開日】平成２３年１２月８日（２０１１．１２．８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１２１８９２（Ｐ２０１０−１２１８９２）
【出願日】平成２２年５月２７日（２０１０．５．２７）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年１２月８日（２０１１．１２．８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年５月２７日（２０１０．５．２７）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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