靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手
【課題】溶接線方向で安定して靭性値が高い溶接金属を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手を提供する。
【解決手段】γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝が−０．２乃至０．２であり、溶接金属（ＷＭ）中のＢ及びＮは、μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝が０．６乃至１．６を満たす。溶接金属は、Ｃ：０．０３乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至１．０質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｔｉ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｂ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｏ：０．０１５乃至０．０４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【解決手段】γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝が−０．２乃至０．２であり、溶接金属（ＷＭ）中のＢ及びＮは、μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝が０．６乃至１．６を満たす。溶接金属は、Ｃ：０．０３乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至１．０質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｔｉ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｂ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｏ：０．０１５乃至０．０４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築用鉄骨などの４９０乃至７４０ＭＰａ級の厚板（４０ｍｍ以上）高張力鋼板をエレクトロスラグ溶接して得た溶接継手であって、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上１０００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接金属が溶接線方向で良好な靭性を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
エレクトロスラグ溶接は、厚鋼板の大入熱１パス溶接が可能な高能率溶接である。このため、建築用鉄骨の四面ＢＯＸ柱の組立工程における内ダイアフラムの立向溶接に広く使用されている。近年、地震時の塑性変形能力の確保及び長寿命化の観点から、建築物の部材及び溶接部に対しても性能要求が厳格となり、エレクトロスラグ溶接継手の溶接金属にも高靭性値が求められるようになった。
【０００３】
ところで、エレクトロスラグ溶接は他のアーク溶接と比べて溶接入熱が非常に大きいため、溶接金属の冷却速度が小さくなり、組織が粗大化する傾向にある。その結果、溶接金属の靭性が低下するという問題が生じる。
【０００４】
これに対して、エレクトロスラグ溶接金属の靭性を向上させる方法として、特許文献１乃至４に開示された技術がある。特許文献１は、溶接ワイヤ中にδフェライト相を安定させると共に、焼入れ性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有するものである。また、特許文献１は、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するＣの含有量を抑制し、Ｓｉの含有量を増加させることにより、大入熱エレクトロスラグ溶接時の溶接金属の靭性を向上させる。
【０００５】
特許文献２は、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を溶融メタル中に十分な量を分散させることを可能とし、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようにしたものである。また、特許文献２は、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属の冷却速度が極めて遅く、溶接金属の靭性が劣化するため、溶接金属の焼入れ性を調整するか、又は旧オーステナイト粒界に偏析して粒界フェライトを抑制するＢを添加するものである。
【０００６】
特許文献３は、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を溶融メタル中に十分な量を分散させることを可能とし、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようにしたものである。また、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライトの生成を抑制する作用のあるＢを適量添加する必要があるが、特許文献３は、脱酸反応によってスラグアウトされるＢを安定して溶接金属中に歩留らせるため、エレクトロスラグ溶接に所定量のＢを含有する溶接ワイヤと一定量以上のＢ２Ｏ３を予め添加したフラックスを使用する。
【０００７】
特許文献４は、溶接金属の組成を適正化し、特にＢとＮの比であるＢ／Ｎ値を適正範囲内に制御することで、Ｔｉ酸化物よりも比較的容易に分散析出が可能なＢＮをアシキュラーフェライトの生成核として利用し、溶接金属を微細組織化して高靭性化を図るものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００２−７９３９６号公報
【特許文献２】特開２００４−１１４０５３号公報
【特許文献３】特開２００５−２４６３９９号公報
【特許文献４】特開２００４−１２４２１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、溶接金属の酸素量に大きく影響するフラックス成分については何ら考慮されておらず、溶接線方向での安定した靭性値を得ることはできない。
【００１０】
また、特許文献２に記載の技術では、その実施例及び比較例をみても、高靭性値が得られているとはいえない。また、特許文献２では、フラックス成分を規定しているが、Ｂ２Ｏ３量が含まれておらず、溶接線方向での安定したＢ量の歩留りが得られず、溶接線方向で安定した靭性値が得られていない。
【００１１】
更に、特許文献３においては、フラックス中のＢ２Ｏ３量が規定されているが、その実施例及び比較例に記載されているＢ２Ｏ３量の殆どが１．５質量％より多くて過大であり、溶接スタート側でのＢの歩留りが過大となり、溶接スタート側での靭性が低下し、場合によっては割れが発生する虞がある。
【００１２】
更にまた、特許文献４においては、溶接線方向での母材希釈率の変動が大きいエレクトロスラグ溶接において、溶接金属のＢ／Ｎ比を特定範囲内に制御することは難しい。その結果、溶接線方向での靭性値のばらつきが大きく、試験片採取箇所によっては満足な靭性値が得られない虞がある。
【００１３】
更に、特許文献１乃至４に記載の技術では、溶接ワイヤの形態としてはソリッドワイヤを前提としている。ソリッドワイヤは、必要な合金元素を添加して所定の成分に溶製した鋼を圧延・伸線し、製品径のワイヤに仕上げたものであるが、溶製時のＢ量のばらつきが大きく、高精度に制御するためには製造コストが高くなる。また、合金成分の含有量が多いソリッドワイヤの場合、ワイヤ自身が硬いためにエレクトロスラグ溶接時のワイヤ矯正が不十分となり、非消耗ノズルの先端から曲がった状態でワイヤが送給される傾向にある。このため、溶接金属の片溶けなどの溶接欠陥が発生しやすい。
【００１４】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、溶接線方向で安定して靭性値が高い溶接金属を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手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】
本発明に係る靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手は、鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入り溶接ワイヤと溶接フラックスとを使用して鋼板をエレクトロスラグ溶接した継手において、
前記溶接ワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記溶接フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（１）の値γが−０．２乃至０．２を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、Ｃ：０．０３乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至１．０質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｔｉ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｂ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｏ：０．０１５乃至０．０４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のＢ含有量を［ＷＭ中のＢの質量％］、Ｎ含有量を［ＷＭ中のＮの質量％］としたとき、下記数式（２）の値μが０．６乃至１．６を満たすことを特徴とする。
【００１６】
【数１】
【００１７】
【数２】
【００１８】
前記メタル系フラックス入り溶接ワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．００５乃至０．１５質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至２．０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４質量％、Ｂ：０．００３乃至０．０２０質量％、Ｎ：０．０１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
【００１９】
また、前記溶接フラックスは、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有するように構成することができる。
【００２０】
更に、前記溶接金属は、前記成分に加えて、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：２．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｖ：０．５質量％以下、及びＮｂ：０．５質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有するように構成することができる。
【００２１】
更にまた、前記溶接金属は、前記成分に加えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０２質量％以下を含有するように構成することができる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超え、１０００ｋＪ／ｃｍ程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接においても、得られた溶接金属が溶接線方向で良好な靭性を示す靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】溶接試験における継手形状を示す図である。
【図２】試験片の採取位置を示す図である（但し、衝撃試験片は、煩雑さを避けるために、各位置を代表して１本のみ図示した）。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明者等は、入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超え、１０００ｋＪ／ｃｍ程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接においても、溶接継手方向で安定した靭性を確保する方法について、鋭意検討を実施した。その結果、溶接ワイヤ中のＢ量と溶接フラックス中のＢ２Ｏ３量の関係を規定することで、溶接金属のＢ量を溶接線方向で一定に制御することが可能であることを見出した。
【００２５】
更に、溶接ワイヤの形態を、鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入りワイヤとすることで、従来のソリッドワイヤに比べて溶接ワイヤ中のＢ含有量を高精度に制御でき、また金属粉末を用いることから溶融金属中の溶存酸素量が増してアシキュラーフェライトの生成核となる酸化物が微細に分散しやすい傾向にあることが判明した。その結果、従来のソリッドワイヤよりもメタル系フラックス入りワイヤを使用した方が、溶接金属の靭性を向上させ、安定化させるには有利であることを見いだし、本発明を完成させるに至った。
【００２６】
以下に、本発明について詳細に説明する。先ず、溶接ワイヤ中のＢ量と溶接フラックス中のＢ２Ｏ３量との関係について説明する。
【００２７】
「ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量との関係：数式１の値γが−０．２乃至０．２」
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材、及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら、溶接を進行する。なお、一般には、縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にＢ量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
【００２８】
このためには、ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量との関係を表した数式１の値γが、−０．２乃至０．２を満たす必要がある。ワイヤ中のＢ量に対して、フラックスのＢ２Ｏ３量が過剰であると、即ち、数式１の値γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝が−０．２未満であると、溶接金属中のＢ量も過大となり、固溶Ｂ量が過剰となり、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。一方、フラックスＢ２Ｏ３量が不足すると、すなわち、数式１の値γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝が０．２を超えると、固溶Ｂが生成されず、安定した靭性が得られない。よって、数式１の値γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝は、−０．２乃至０．２とする。
【００２９】
次に、本発明のエレクトロスラグ溶接金属の成分を限定した理由について説明する。
【００３０】
「溶接金属中のＣ：０．０３乃至０．１５質量％」
Ｃは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、溶接金属中のＣ含有量が０．０３質量％未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＣ含有量が多すぎると、具体的には０．１５質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下すると共に高温割れ感受性が高くなる。よって、溶接金属中のＣ含有量は０．０３乃至０．１５質量％とする。
【００３１】
「溶接金属中のＳｉ：０．０５乃至１．０質量％」
Ｓｉは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、溶接金属中のＳｉ含有量が０．０５質量％未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＳｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、更には島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よって、溶接金属中のＳｉ含有量は０．０５乃至１．０質量％とする。
【００３２】
「溶接金属中のＭｎ：０．５乃至２．５質量％」
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、溶接金属中のＭｎ含有量が０．５質量％未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、溶接金属中のＭｎ含有量が２．５質量％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＭｎ含有量は０．５乃至２．５質量％とする。
【００３３】
「溶接金属中のＭｏ：０．０５乃至１．０質量％」
Ｍｏは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、溶接金属中のＭｏ含有量が０．０５質量％未満であると、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のＭｏ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性及び伸びが劣化する。よって、溶接金属中のＭｏ含有量は０．０５乃至１．０質量％とする。
【００３４】
「溶接金属中のＡｌ：０．００５乃至０．０５質量％」
Ａｌは、溶接金属の脱酸効果のため含有される元素である。しかし、溶接金属中のＡｌ含有量が０．００５質量％未満の場合、その効果が発揮されず、溶接金属の焼入れ性低下及び靭性劣化が生じる。一方、溶接金属中のＡｌ含有量が０．０５質量％を超えると、Ａｌ酸化物が多量に形成され、アシキュラーフェライトの生成核となるＴｉ酸化物の生成を阻害するため、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＡｌ含有量は０．００５乃至０．０５質量％とする。
【００３５】
「溶接金属中のＴｉ：０．００５乃至０．０５質量％」
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、溶接金属中のＴｉ含有量が０．００５質量％未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０５質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、溶接金属中のＴｉ含有量は０．００５乃至０．０５質量％とする。
【００３６】
「溶接金属中のＢ：０．００２乃至０．０１質量％」
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。更に、本発明では、溶接金属中のフリーＮをＢＮとして固定すると共に、アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させることから、溶接金属中のＢ含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のＢ含有量が０．００２質量％未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進効果が期待できない。一方、溶接金属中のＢ含有量が０．０１質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＢ含有量は０．００２乃至０．０１質量％とする。
【００３７】
「溶接金属中のＮ：０．００２乃至０．０１質量％」
Ｎは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を低下させる元素である。本発明では、ＮとＢとが結合して生成するＢＮを核としてアシキュラーフェライトの生成促進を図るため、溶接金属中のＮ含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のＮ含有量が０．００２質量％未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進の効果が期待できない。一方、溶接金属中のＮ含有量が０．０１質量％を超えると、溶接金属中のフリーＮを抑制するために過剰なＢを添加する必要があり、溶接金属の靭性が劣化すると共に、高温割れが発生する危険性が増大する。よって、溶接金属中のＮ含有量は０．００２乃至０．０１質量％とする。
【００３８】
「溶接金属中のＯ：０．０１５乃至０．０４質量％」
Ｏは、アシキュラーフェライトの生成核となるＴｉ酸化物を形成し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のＯ含有量が０．０１５質量％未満の場合は、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のＯ含有量が０．０４質量％を超えると、溶接金属中のＯが過剰となり、溶接金属の焼入れ性を低下させるばかりでなく、溶接金属中で破壊の起点となる粗大な酸化物を多量に内存させることになり、溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＯ含有量は０．０１５乃至０．０４質量％とする。
【００３９】
「溶接金属中のＢ量とＮ量の関係：数式２の値μが０．６乃至１．６」
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら溶接を進行する。前述のごとく、一般には縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にＢ量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
【００４０】
このためには、溶接金属中のＢ量とＮ量の関係を表した数式２の値μが０．６乃至１．６を満たす必要がある。数式２の値μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝が０．６未満では、溶接金属中のＮが過剰となり、粗大な粒界フェライトが生成するばかりでなく、フリーＮが存在するため、溶接金属の靭性が劣化する。一方、数式２の値μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝が１．６を超えると、溶接金属中のＢが過剰となり、フリーＢの増加による焼入れ性の増加及び島状マルテンサイトの生成による靭性の劣化が生じる。よって、数式２の値μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝は、０．６乃至１．６とする。
【００４１】
「溶接金属中の他の成分」
上記した成分に加えて、本発明では、溶接金属中に、前記成分に加えて、更に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：２．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｖ：０．５質量％以下、及びＮｂ：０．５質量％以下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できる。更に、溶接金属中に、ＲＥＭ：０．０２質量％以下を含有することもできる。
【００４２】
「溶接金属中のＣｕ：２．０質量％以下」
Ｃｕは、溶接金属の強度を向上させ、かつ焼入れ性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のＣｕ含有量が２．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＣｕ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００４３】
「溶接金属中のＮｉ：２．０質量％以下」
Ｎｉは、一般的には添加することによりマトリックスを強化し、靭性を向上させる効果があるが、本発明では、靭性向上はＭｏの添加で主として得ている。一方、溶接金属中のＮｉ含有量は２．０質量％を超えると、Ａ３変態点の低下により固液共存域を増加させ、結果として耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接金属中のＮｉ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００４４】
「溶接金属中のＣｒ：２．０質量％以下」
Ｃｒは、一般的には強度と靭性を向上させる元素であるが、本発明では、上記性能はＭｏ等の他の成分の添加で主として得ている。一方、溶接金属中のＣｒ含有量が２．０質量％を超えると高温割れが発生したり、溶接金属の硬化により靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＣｒ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００４５】
「溶接金属中のＶ：０．５質量％以下」
Ｖは、一般的には溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではＭｏ等の他の成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のＶ含有量が０．５質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＶ含有量は０．５質量％以下とすることが好ましい。
【００４６】
「溶接金属中のＮｂ：０．５質量％以下」
Ｎｂは、一般的にはＶと同様に溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではＭｏ等の他成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のＮｂ含有量が０．５質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＮｂ含有量は０．５質量％以下とすることが好ましい。
【００４７】
「溶接金属中のＲＥＭ：０．０２質量％以下」
ＲＥＭ（希土類元素）は、硫化物を生成することによってＳを固定し、Ｓに起因する溶接金属の靭性劣化を防止する作用を有する。しかし、溶接金属中のＲＥＭ含有量が０．０２質量％を超えると、溶接金属が過剰に硬化して靭性の劣化を招く。よって、溶接金属中のＲＥＭ含有量は０．０２質量％以下とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、周期律表の３族に属する元素の総称である。本発明では、使用するＲＥＭを特定の元素に限定しないが、原子番号５７乃至７１の元素が好ましく、とりわけＣｅ、Ｌａ、Ｎｄなどの比較的安価で入手しやすい元素が一層好ましい。
【００４８】
次に、溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤにおける鋼製外皮の成分組成の限定理由について説明する。
【００４９】
「鋼製外皮成分のＣ：０．０５質量％以下」
Ｃは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のＣ含有量が０．０５質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されることがあり、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のＣ含有量は０．０５質量％以下とすることが好ましい。
【００５０】
「鋼製外皮成分のＳｉ：０．２質量％以下」
Ｓｉは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のＳｉ含有量が０．２質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されやすく、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のＳｉ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましい。
【００５１】
「鋼製外皮成分のＭｎ：０．６質量％以下」
Ｍｎは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のＭｎ含有量が０．６質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、鋼製外皮成分のＭｎ含有量は０．６質量％以下とすることが好ましい。
【００５２】
上記した鋼製外皮の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００５３】
次に、本発明の溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤの組成限定理由について説明する。ワイヤ組成とは、鋼製外皮とその内部に充填した金属粉末との総合成分の組成である。この組成はワイヤ全質量に対する質量％である。
【００５４】
「溶接ワイヤ中のＣ：０．００５乃至０．１５質量％」
Ｃは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．００５質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００５乃至０．１５質量％とすることが好ましい。Ｃ源としては、例えば、鋼製外皮、グラファイト、鉄粉、Ｆｅ−Ｍｎ等の金属粉、又は合金粉がある。
【００５５】
「溶接ワイヤ中のＳｉ：１．０質量％以下」
Ｓｉは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、さらには島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よってＳｉ含有量は１．０質量％以下とすることが好ましい。Ｓｉ源としては、例えば、鋼製外皮、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉がある。
【００５６】
「溶接ワイヤ中のＭｎ：０．５乃至３．５質量％」
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．５質量％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５乃至３．５質量％とすることが好ましい。Ｍｎ源としては、例えば、鋼製外皮、金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の金属粉、合金粉がある。
【００５７】
「溶接ワイヤ中のＭｏ：０．０５乃至２．０質量％」
Ｍｏは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、Ｍｏ含有量が０．０５質量％未満であると、上記効果が期待できない。一方、Ｍｏ含有量が２．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は０．０５乃至２．０質量％とすることが好ましい。Ｍｏ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｍｏ等の合金粉がある。
【００５８】
「溶接ワイヤ中のＴｉ：０．０５乃至０．４質量％」
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５質量％未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．４質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０５乃至０．４質量％とすることが好ましい。Ｔｉ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉がある。
【００５９】
「溶接ワイヤ中のＢ：０．００３乃至０．０２０質量％」
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００３質量％未満の場合、上記効果が期待できない。一方、Ｂ含有量が０．０２０質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．００３乃至０．０２０質量％とすることが好ましい。Ｂ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ等の合金粉、特殊ガラス等の複合酸化物がある。
【００６０】
「溶接ワイヤ中のＮ：０．０１２質量％以下」
Ｎは、溶接金属の靭性を低下させる元素であるため、その含有量は可及的に少なくすることが好ましい。Ｎ含有量が０．０１２質量％を超えると、靭性の劣化が著しい。よってＮ含有量は０．０１２質量％以下とすることが好ましい。
【００６１】
上記した溶接ワイヤの組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００６２】
次に、本発明における溶接フラックスの成分を組成限定した理由について説明する。この溶接フラックス成分の組成は、フラックス全質量に対する質量％である。
【００６３】
「溶接フラックスのＦｅＯ：４．５質量％以下」
溶接フラックスのＦｅＯが４．５質量％を超えると、溶接安定性が劣化し、場合によっては溶接停止が発生すると共に、溶接金属中の酸素が高くなる。それと共に、本発明では溶接線方向でのＢ量を安定させるためにＢ２Ｏ３を添加しており、Ｂ２Ｏ３からＢへの還元反応により、溶接金属中の酸素量が高くなる。このため、溶接金属中のＢ量と酸素量とのバランスが崩れて、溶接金属は良好な靭性が得られなくなる。よって、フラックス中のＦｅＯ含有量は４．５質量％以下とすることが好ましい。
【００６４】
「溶接フラックス中のＢ２Ｏ３：１．５質量％以下」
溶接フラックス中のＢ２Ｏ３は、本発明においては、溶接金属中へのＢの供給を安定化するために補助的に必要な成分であり、エレクトロスラグ溶接ワイヤ中のＢ量が０．００４質量％以下と少ないときには、フラックスからのＢ２Ｏ３添加は不要となる。一方、Ｂ２Ｏ３量が１．５質量％を超えると、溶接金属中のＢ量が過大となり、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接フラックス中のＢ２Ｏ３含有量は１．５質量％以下とすることが好ましい。
【００６５】
なお、溶接フラックスの他の成分の組成は、例えば、以下のとおりである。
ＳｉＯ２：２５乃至５０質量％
ＣａＯ：５乃至２５質量％
Ａｌ２Ｏ３：１５質量％以下
ＣａＦ２：２０質量％以下
ＭｇＯ：１６質量％以下
ＭｎＯ：２５質量％以下
ＴｉＯ２：１０質量％以下
【００６６】
また、溶接フラックスは、スラグの融点、流動性及び粘性等の特性を考慮して、その組成が決められており、酸化物と弗化物から構成されている。このように構成されるフラックスは塩基度を調整することが好ましい。塩基度ＢＬは下記数式３で算出される値であり、塩基度ＢＬが０．５未満の場合、溶接金属酸素量が過剰となる。一方、塩基度ＢＬが１．５を超えると、スラグの融点が高くなりすぎて、溶接停止が発生しやすくなる。よって、塩基度ＢＬは０．５乃至１．５とすることが好ましい。
【００６７】
【数３】
【実施例】
【００６８】
次に、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。溶接試験は以下のようにして行った。図１に示すように、板厚６０ｍｍのスキンプレートａ上に、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０に規定されたフラットバーを１対の側板ｃとして立設し、この側板ｃ間に６０ｍｍ厚のダイアフラムｂを挟んだ溶接継手を作製した（溶接長８００ｍｍ）。この溶接継手における溶接箇所は、ダイアフラムｂと、側板ｃと、スキンプレートａに囲まれた空間である。各部材の寸法は図１に示すとおりである。また、下記表１はスキンプレートａ、ダイアフラムｂ、側板ｃの成分組成（質量％）を示す。そして、下記表２に示す溶接条件で、線径が１．６ｍｍの溶接ワイヤを使用して、エレクトロスラグ溶接を実施した。なお、溶接フラックスは、溶接開始前に、１１０ｇ投入した。
【００６９】
【表１】
【００７０】
【表２】
【００７１】
溶接ワイヤとして用いたメタル系フラックス入りワイヤの成分組成（即ち、鋼製外皮と充填した金属粉末との総合成分）を下記表３−１乃至表３−６に示す。また、表４は、鋼製外皮の成分組成（質量％）を示し、表５は溶接フラックスの成分組成（フラックス全質量に対する質量％）を示す。
【００７２】
【表３−１】
【００７３】
【表３−２】
【００７４】
【表３−３】
【００７５】
【表３−４】
【００７６】
【表３−５】
【００７７】
【表３−６】
【００７８】
【表４】
【００７９】
【表５】
【００８０】
溶接終了後、ＵＴ（超音波探傷試験）により高温割れ等の欠陥の有無を確認し、図２に示す採取位置で引張試験片ｄ、及びシャルピー衝撃試験片ｅを採取し、溶接金属の機械的性質を調査した。また、溶接金属の成分分析を行った。引張試験片は、溶接線方向の３００ｍｍの箇所から採取し、引張試験を実施した。衝撃試験片については、溶接線方向で、２００ｍｍ、４００ｍｍ、６００ｍｍの３箇所から採取し、試験温度を０℃として、衝撃試験を実施した。但し、衝撃吸収エネルギは、各箇所３本の試験片の衝撃値の平均値である。また、溶接金属の成分分析は、溶接線方向で５００ｍｍの箇所から採取し、溶接金属中央部について分析試験を行った。
【００８１】
溶接金属の組成を下記表６−１、表６−２、表６−３，及び表６-４に示す。また、引張強さ及び衝撃値を下記表７−１及び表７−２に示す。
【００８２】
【表６−１】
【００８３】
【表６−２】
【００８４】
【表６−３】
【００８５】
【表６−４】
【００８６】
【表７−１】
【００８７】
【表７−２】
【００８８】
表３、表６及び表７に示すように、本発明の実施例１乃至２４は、溶接金属の組成、数式１の値γ、数式２の値μが本発明の請求項１に規定する範囲を満足するため、引張強度が高く、２００ｍｍ、４００ｍｍ、６００ｍｍの位置の０℃衝撃エネルギがいずれも高いものであった。
【００８９】
これに対し、比較例２５は、溶接金属のＣ量が請求項１の規定範囲より低いため、引張強度及び靭性が低値であった。比較例２６は、溶接金属のＣ量が請求項１の規定範囲より高いため、硬さが過剰となり、引張強度が過剰となり、靭性が低値であった。
【００９０】
比較例２７は、溶接金属のＳｉ量が請求項１の規定範囲より高いため、高温割れが発生し、靭性が低値であった。
【００９１】
比較例２８は、溶接金属のＭｎ量が請求項１の規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分であり、引張強度と靭性が低値であった。比較例２９は、溶接金属のＭｎ量が請求項１の規定範囲より高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度が過剰となり、靭性が低値であった。
【００９２】
比較例３０は、溶接金属のＭｏ量が請求項１の規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分であり、引張強度及び靭性が低値であった。比較例３１は、溶接金属のＭｏ量が請求項１の規定範囲より高いため、焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度が過大となり、靭性が低値であった。
【００９３】
比較例３２は、溶接金属のＡｌ量が請求項１の規定範囲より低いため、脱酸効果が低く、靭性が低値であった。比較例３３は、溶接金属のＡｌ量が請求項１の規定範囲より高いため、Ａｌ酸化物の多量生成により、靭性が低値であった。
【００９４】
比較例３４は、溶接金属のＴｉ量が請求項１の規定範囲より低いため、アシキュラーフェライト相の生成が不十分であり、靭性が低値であった。比較例３５は、溶接金属のＴｉ量が請求項１の規定範囲より高いため、溶接金属のＴｉ析出物が過大となり、靭性が低値であった。
【００９５】
比較例３６は、溶接金属のＢ量が請求項１の規定範囲より低く、更に、数式２の値μが請求項１の規定範囲より低いため、初析フェライトの成長抑制効果が不十分であり、靭性が低値であった。比較例３７は、溶接金属のＢ量が請求項１の規定範囲より高く、更に、数式２の値μが請求項１の規定範囲より高いため、高温割れが発生した。また、マルテンサイト相の生成により、靭性が低値であった。
【００９６】
比較例３８は、溶接金属の酸素量が請求項１の規定範囲より低いため、溶接金属のＢ量と酸素量とのバランスが崩れると共に、数式２のμ値が請求項１の規定範囲より低いため、靭性が低値であった。
【００９７】
比較例３９は、数式１のγ値が本発明の請求項１の規定範囲より低いため、高温割れが溶接線の全域に発生し、試験を中止した。
【００９８】
比較例４０は、数式１のγ値が請求項１の規定範囲より低く、更に、溶接金属の酸素量が請求項１の規定範囲より過大であるため、靭性が低値であった。
【００９９】
比較例４１は、溶接金属のＳｉ量が請求項１の規定範囲より低く、更に、数式２のμ値が請求項１の規定範囲より低いため、固溶Ｂが生成されず、初析フェライトの成長抑制効果が不十分となり、靭性が低値であった。
【０１００】
比較例４２は、溶接金属のＮ量が請求項１の規定範囲より低く、更に、数式２のμ値が請求項１の規定範囲より高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Ｂが不安定となり、その結果、溶接開始後２００ｍｍの位置の靭性値が低かった。
【０１０１】
比較例４３は、数式１のγ値が請求項１の規定範囲より高く、数式２のμ値が請求項１の規定範囲よりも低く、更に、溶接金属のＮ量が請求項１の規定範囲よりも高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Ｂが不安定となり、その結果、溶接開始後２００ｍｍの位置の靭性値が低かった。
【符号の説明】
【０１０２】
ａ：スキンプレート、ｂ：ダイアフラム、ｃ：側板、ｄ：引張試験片、ｅ：シャルピー衝撃試験片
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築用鉄骨などの４９０乃至７４０ＭＰａ級の厚板（４０ｍｍ以上）高張力鋼板をエレクトロスラグ溶接して得た溶接継手であって、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上１０００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接金属が溶接線方向で良好な靭性を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
エレクトロスラグ溶接は、厚鋼板の大入熱１パス溶接が可能な高能率溶接である。このため、建築用鉄骨の四面ＢＯＸ柱の組立工程における内ダイアフラムの立向溶接に広く使用されている。近年、地震時の塑性変形能力の確保及び長寿命化の観点から、建築物の部材及び溶接部に対しても性能要求が厳格となり、エレクトロスラグ溶接継手の溶接金属にも高靭性値が求められるようになった。
【０００３】
ところで、エレクトロスラグ溶接は他のアーク溶接と比べて溶接入熱が非常に大きいため、溶接金属の冷却速度が小さくなり、組織が粗大化する傾向にある。その結果、溶接金属の靭性が低下するという問題が生じる。
【０００４】
これに対して、エレクトロスラグ溶接金属の靭性を向上させる方法として、特許文献１乃至４に開示された技術がある。特許文献１は、溶接ワイヤ中にδフェライト相を安定させると共に、焼入れ性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有するものである。また、特許文献１は、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するＣの含有量を抑制し、Ｓｉの含有量を増加させることにより、大入熱エレクトロスラグ溶接時の溶接金属の靭性を向上させる。
【０００５】
特許文献２は、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を溶融メタル中に十分な量を分散させることを可能とし、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようにしたものである。また、特許文献２は、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属の冷却速度が極めて遅く、溶接金属の靭性が劣化するため、溶接金属の焼入れ性を調整するか、又は旧オーステナイト粒界に偏析して粒界フェライトを抑制するＢを添加するものである。
【０００６】
特許文献３は、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を溶融メタル中に十分な量を分散させることを可能とし、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようにしたものである。また、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライトの生成を抑制する作用のあるＢを適量添加する必要があるが、特許文献３は、脱酸反応によってスラグアウトされるＢを安定して溶接金属中に歩留らせるため、エレクトロスラグ溶接に所定量のＢを含有する溶接ワイヤと一定量以上のＢ２Ｏ３を予め添加したフラックスを使用する。
【０００７】
特許文献４は、溶接金属の組成を適正化し、特にＢとＮの比であるＢ／Ｎ値を適正範囲内に制御することで、Ｔｉ酸化物よりも比較的容易に分散析出が可能なＢＮをアシキュラーフェライトの生成核として利用し、溶接金属を微細組織化して高靭性化を図るものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００２−７９３９６号公報
【特許文献２】特開２００４−１１４０５３号公報
【特許文献３】特開２００５−２４６３９９号公報
【特許文献４】特開２００４−１２４２１８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、溶接金属の酸素量に大きく影響するフラックス成分については何ら考慮されておらず、溶接線方向での安定した靭性値を得ることはできない。
【００１０】
また、特許文献２に記載の技術では、その実施例及び比較例をみても、高靭性値が得られているとはいえない。また、特許文献２では、フラックス成分を規定しているが、Ｂ２Ｏ３量が含まれておらず、溶接線方向での安定したＢ量の歩留りが得られず、溶接線方向で安定した靭性値が得られていない。
【００１１】
更に、特許文献３においては、フラックス中のＢ２Ｏ３量が規定されているが、その実施例及び比較例に記載されているＢ２Ｏ３量の殆どが１．５質量％より多くて過大であり、溶接スタート側でのＢの歩留りが過大となり、溶接スタート側での靭性が低下し、場合によっては割れが発生する虞がある。
【００１２】
更にまた、特許文献４においては、溶接線方向での母材希釈率の変動が大きいエレクトロスラグ溶接において、溶接金属のＢ／Ｎ比を特定範囲内に制御することは難しい。その結果、溶接線方向での靭性値のばらつきが大きく、試験片採取箇所によっては満足な靭性値が得られない虞がある。
【００１３】
更に、特許文献１乃至４に記載の技術では、溶接ワイヤの形態としてはソリッドワイヤを前提としている。ソリッドワイヤは、必要な合金元素を添加して所定の成分に溶製した鋼を圧延・伸線し、製品径のワイヤに仕上げたものであるが、溶製時のＢ量のばらつきが大きく、高精度に制御するためには製造コストが高くなる。また、合金成分の含有量が多いソリッドワイヤの場合、ワイヤ自身が硬いためにエレクトロスラグ溶接時のワイヤ矯正が不十分となり、非消耗ノズルの先端から曲がった状態でワイヤが送給される傾向にある。このため、溶接金属の片溶けなどの溶接欠陥が発生しやすい。
【００１４】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、溶接線方向で安定して靭性値が高い溶接金属を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手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】
本発明に係る靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手は、鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入り溶接ワイヤと溶接フラックスとを使用して鋼板をエレクトロスラグ溶接した継手において、
前記溶接ワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記溶接フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（１）の値γが−０．２乃至０．２を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、Ｃ：０．０３乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至１．０質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｔｉ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｂ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｏ：０．０１５乃至０．０４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のＢ含有量を［ＷＭ中のＢの質量％］、Ｎ含有量を［ＷＭ中のＮの質量％］としたとき、下記数式（２）の値μが０．６乃至１．６を満たすことを特徴とする。
【００１６】
【数１】
【００１７】
【数２】
【００１８】
前記メタル系フラックス入り溶接ワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．００５乃至０．１５質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至２．０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４質量％、Ｂ：０．００３乃至０．０２０質量％、Ｎ：０．０１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
【００１９】
また、前記溶接フラックスは、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有するように構成することができる。
【００２０】
更に、前記溶接金属は、前記成分に加えて、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：２．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｖ：０．５質量％以下、及びＮｂ：０．５質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を含有するように構成することができる。
【００２１】
更にまた、前記溶接金属は、前記成分に加えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０２質量％以下を含有するように構成することができる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超え、１０００ｋＪ／ｃｍ程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接においても、得られた溶接金属が溶接線方向で良好な靭性を示す靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】溶接試験における継手形状を示す図である。
【図２】試験片の採取位置を示す図である（但し、衝撃試験片は、煩雑さを避けるために、各位置を代表して１本のみ図示した）。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明者等は、入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超え、１０００ｋＪ／ｃｍ程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接においても、溶接継手方向で安定した靭性を確保する方法について、鋭意検討を実施した。その結果、溶接ワイヤ中のＢ量と溶接フラックス中のＢ２Ｏ３量の関係を規定することで、溶接金属のＢ量を溶接線方向で一定に制御することが可能であることを見出した。
【００２５】
更に、溶接ワイヤの形態を、鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入りワイヤとすることで、従来のソリッドワイヤに比べて溶接ワイヤ中のＢ含有量を高精度に制御でき、また金属粉末を用いることから溶融金属中の溶存酸素量が増してアシキュラーフェライトの生成核となる酸化物が微細に分散しやすい傾向にあることが判明した。その結果、従来のソリッドワイヤよりもメタル系フラックス入りワイヤを使用した方が、溶接金属の靭性を向上させ、安定化させるには有利であることを見いだし、本発明を完成させるに至った。
【００２６】
以下に、本発明について詳細に説明する。先ず、溶接ワイヤ中のＢ量と溶接フラックス中のＢ２Ｏ３量との関係について説明する。
【００２７】
「ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量との関係：数式１の値γが−０．２乃至０．２」
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材、及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら、溶接を進行する。なお、一般には、縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にＢ量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
【００２８】
このためには、ワイヤ中のＢ量とフラックス中のＢ２Ｏ３量との関係を表した数式１の値γが、−０．２乃至０．２を満たす必要がある。ワイヤ中のＢ量に対して、フラックスのＢ２Ｏ３量が過剰であると、即ち、数式１の値γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝が−０．２未満であると、溶接金属中のＢ量も過大となり、固溶Ｂ量が過剰となり、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。一方、フラックスＢ２Ｏ３量が不足すると、すなわち、数式１の値γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝が０．２を超えると、固溶Ｂが生成されず、安定した靭性が得られない。よって、数式１の値γ｛＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］｝は、−０．２乃至０．２とする。
【００２９】
次に、本発明のエレクトロスラグ溶接金属の成分を限定した理由について説明する。
【００３０】
「溶接金属中のＣ：０．０３乃至０．１５質量％」
Ｃは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、溶接金属中のＣ含有量が０．０３質量％未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＣ含有量が多すぎると、具体的には０．１５質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下すると共に高温割れ感受性が高くなる。よって、溶接金属中のＣ含有量は０．０３乃至０．１５質量％とする。
【００３１】
「溶接金属中のＳｉ：０．０５乃至１．０質量％」
Ｓｉは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、溶接金属中のＳｉ含有量が０．０５質量％未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＳｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、更には島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よって、溶接金属中のＳｉ含有量は０．０５乃至１．０質量％とする。
【００３２】
「溶接金属中のＭｎ：０．５乃至２．５質量％」
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、溶接金属中のＭｎ含有量が０．５質量％未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、溶接金属中のＭｎ含有量が２．５質量％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＭｎ含有量は０．５乃至２．５質量％とする。
【００３３】
「溶接金属中のＭｏ：０．０５乃至１．０質量％」
Ｍｏは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、溶接金属中のＭｏ含有量が０．０５質量％未満であると、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のＭｏ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性及び伸びが劣化する。よって、溶接金属中のＭｏ含有量は０．０５乃至１．０質量％とする。
【００３４】
「溶接金属中のＡｌ：０．００５乃至０．０５質量％」
Ａｌは、溶接金属の脱酸効果のため含有される元素である。しかし、溶接金属中のＡｌ含有量が０．００５質量％未満の場合、その効果が発揮されず、溶接金属の焼入れ性低下及び靭性劣化が生じる。一方、溶接金属中のＡｌ含有量が０．０５質量％を超えると、Ａｌ酸化物が多量に形成され、アシキュラーフェライトの生成核となるＴｉ酸化物の生成を阻害するため、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＡｌ含有量は０．００５乃至０．０５質量％とする。
【００３５】
「溶接金属中のＴｉ：０．００５乃至０．０５質量％」
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、溶接金属中のＴｉ含有量が０．００５質量％未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０５質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、溶接金属中のＴｉ含有量は０．００５乃至０．０５質量％とする。
【００３６】
「溶接金属中のＢ：０．００２乃至０．０１質量％」
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。更に、本発明では、溶接金属中のフリーＮをＢＮとして固定すると共に、アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させることから、溶接金属中のＢ含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のＢ含有量が０．００２質量％未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進効果が期待できない。一方、溶接金属中のＢ含有量が０．０１質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＢ含有量は０．００２乃至０．０１質量％とする。
【００３７】
「溶接金属中のＮ：０．００２乃至０．０１質量％」
Ｎは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を低下させる元素である。本発明では、ＮとＢとが結合して生成するＢＮを核としてアシキュラーフェライトの生成促進を図るため、溶接金属中のＮ含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のＮ含有量が０．００２質量％未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進の効果が期待できない。一方、溶接金属中のＮ含有量が０．０１質量％を超えると、溶接金属中のフリーＮを抑制するために過剰なＢを添加する必要があり、溶接金属の靭性が劣化すると共に、高温割れが発生する危険性が増大する。よって、溶接金属中のＮ含有量は０．００２乃至０．０１質量％とする。
【００３８】
「溶接金属中のＯ：０．０１５乃至０．０４質量％」
Ｏは、アシキュラーフェライトの生成核となるＴｉ酸化物を形成し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のＯ含有量が０．０１５質量％未満の場合は、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のＯ含有量が０．０４質量％を超えると、溶接金属中のＯが過剰となり、溶接金属の焼入れ性を低下させるばかりでなく、溶接金属中で破壊の起点となる粗大な酸化物を多量に内存させることになり、溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＯ含有量は０．０１５乃至０．０４質量％とする。
【００３９】
「溶接金属中のＢ量とＮ量の関係：数式２の値μが０．６乃至１．６」
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら溶接を進行する。前述のごとく、一般には縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にＢ量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
【００４０】
このためには、溶接金属中のＢ量とＮ量の関係を表した数式２の値μが０．６乃至１．６を満たす必要がある。数式２の値μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝が０．６未満では、溶接金属中のＮが過剰となり、粗大な粒界フェライトが生成するばかりでなく、フリーＮが存在するため、溶接金属の靭性が劣化する。一方、数式２の値μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝が１．６を超えると、溶接金属中のＢが過剰となり、フリーＢの増加による焼入れ性の増加及び島状マルテンサイトの生成による靭性の劣化が生じる。よって、数式２の値μ｛＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］｝は、０．６乃至１．６とする。
【００４１】
「溶接金属中の他の成分」
上記した成分に加えて、本発明では、溶接金属中に、前記成分に加えて、更に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：２．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｖ：０．５質量％以下、及びＮｂ：０．５質量％以下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できる。更に、溶接金属中に、ＲＥＭ：０．０２質量％以下を含有することもできる。
【００４２】
「溶接金属中のＣｕ：２．０質量％以下」
Ｃｕは、溶接金属の強度を向上させ、かつ焼入れ性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のＣｕ含有量が２．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＣｕ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００４３】
「溶接金属中のＮｉ：２．０質量％以下」
Ｎｉは、一般的には添加することによりマトリックスを強化し、靭性を向上させる効果があるが、本発明では、靭性向上はＭｏの添加で主として得ている。一方、溶接金属中のＮｉ含有量は２．０質量％を超えると、Ａ３変態点の低下により固液共存域を増加させ、結果として耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接金属中のＮｉ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００４４】
「溶接金属中のＣｒ：２．０質量％以下」
Ｃｒは、一般的には強度と靭性を向上させる元素であるが、本発明では、上記性能はＭｏ等の他の成分の添加で主として得ている。一方、溶接金属中のＣｒ含有量が２．０質量％を超えると高温割れが発生したり、溶接金属の硬化により靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＣｒ含有量は２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００４５】
「溶接金属中のＶ：０．５質量％以下」
Ｖは、一般的には溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではＭｏ等の他の成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のＶ含有量が０．５質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＶ含有量は０．５質量％以下とすることが好ましい。
【００４６】
「溶接金属中のＮｂ：０．５質量％以下」
Ｎｂは、一般的にはＶと同様に溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではＭｏ等の他成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のＮｂ含有量が０．５質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のＮｂ含有量は０．５質量％以下とすることが好ましい。
【００４７】
「溶接金属中のＲＥＭ：０．０２質量％以下」
ＲＥＭ（希土類元素）は、硫化物を生成することによってＳを固定し、Ｓに起因する溶接金属の靭性劣化を防止する作用を有する。しかし、溶接金属中のＲＥＭ含有量が０．０２質量％を超えると、溶接金属が過剰に硬化して靭性の劣化を招く。よって、溶接金属中のＲＥＭ含有量は０．０２質量％以下とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、周期律表の３族に属する元素の総称である。本発明では、使用するＲＥＭを特定の元素に限定しないが、原子番号５７乃至７１の元素が好ましく、とりわけＣｅ、Ｌａ、Ｎｄなどの比較的安価で入手しやすい元素が一層好ましい。
【００４８】
次に、溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤにおける鋼製外皮の成分組成の限定理由について説明する。
【００４９】
「鋼製外皮成分のＣ：０．０５質量％以下」
Ｃは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のＣ含有量が０．０５質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されることがあり、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のＣ含有量は０．０５質量％以下とすることが好ましい。
【００５０】
「鋼製外皮成分のＳｉ：０．２質量％以下」
Ｓｉは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のＳｉ含有量が０．２質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されやすく、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のＳｉ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましい。
【００５１】
「鋼製外皮成分のＭｎ：０．６質量％以下」
Ｍｎは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のＭｎ含有量が０．６質量％を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、鋼製外皮成分のＭｎ含有量は０．６質量％以下とすることが好ましい。
【００５２】
上記した鋼製外皮の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００５３】
次に、本発明の溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤの組成限定理由について説明する。ワイヤ組成とは、鋼製外皮とその内部に充填した金属粉末との総合成分の組成である。この組成はワイヤ全質量に対する質量％である。
【００５４】
「溶接ワイヤ中のＣ：０．００５乃至０．１５質量％」
Ｃは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、Ｃ含有量が０．００５質量％未満では、その効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５質量％を超えると、溶接金属の靭性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００５乃至０．１５質量％とすることが好ましい。Ｃ源としては、例えば、鋼製外皮、グラファイト、鉄粉、Ｆｅ−Ｍｎ等の金属粉、又は合金粉がある。
【００５５】
「溶接ワイヤ中のＳｉ：１．０質量％以下」
Ｓｉは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が１．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、さらには島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よってＳｉ含有量は１．０質量％以下とすることが好ましい。Ｓｉ源としては、例えば、鋼製外皮、Ｆｅ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の合金粉がある。
【００５６】
「溶接ワイヤ中のＭｎ：０．５乃至３．５質量％」
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．５質量％未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が３．５質量％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、Ｍｎ含有量は０．５乃至３．５質量％とすることが好ましい。Ｍｎ源としては、例えば、鋼製外皮、金属Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｎ等の金属粉、合金粉がある。
【００５７】
「溶接ワイヤ中のＭｏ：０．０５乃至２．０質量％」
Ｍｏは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、Ｍｏ含有量が０．０５質量％未満であると、上記効果が期待できない。一方、Ｍｏ含有量が２．０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は０．０５乃至２．０質量％とすることが好ましい。Ｍｏ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｍｏ等の合金粉がある。
【００５８】
「溶接ワイヤ中のＴｉ：０．０５乃至０．４質量％」
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５質量％未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．４質量％を超えると、溶接金属中のＴｉ析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．０５乃至０．４質量％とすることが好ましい。Ｔｉ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｔｉ等の合金粉がある。
【００５９】
「溶接ワイヤ中のＢ：０．００３乃至０．０２０質量％」
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００３質量％未満の場合、上記効果が期待できない。一方、Ｂ含有量が０．０２０質量％を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ｂ含有量は０．００３乃至０．０２０質量％とすることが好ましい。Ｂ源としては、例えば、Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ等の合金粉、特殊ガラス等の複合酸化物がある。
【００６０】
「溶接ワイヤ中のＮ：０．０１２質量％以下」
Ｎは、溶接金属の靭性を低下させる元素であるため、その含有量は可及的に少なくすることが好ましい。Ｎ含有量が０．０１２質量％を超えると、靭性の劣化が著しい。よってＮ含有量は０．０１２質量％以下とすることが好ましい。
【００６１】
上記した溶接ワイヤの組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００６２】
次に、本発明における溶接フラックスの成分を組成限定した理由について説明する。この溶接フラックス成分の組成は、フラックス全質量に対する質量％である。
【００６３】
「溶接フラックスのＦｅＯ：４．５質量％以下」
溶接フラックスのＦｅＯが４．５質量％を超えると、溶接安定性が劣化し、場合によっては溶接停止が発生すると共に、溶接金属中の酸素が高くなる。それと共に、本発明では溶接線方向でのＢ量を安定させるためにＢ２Ｏ３を添加しており、Ｂ２Ｏ３からＢへの還元反応により、溶接金属中の酸素量が高くなる。このため、溶接金属中のＢ量と酸素量とのバランスが崩れて、溶接金属は良好な靭性が得られなくなる。よって、フラックス中のＦｅＯ含有量は４．５質量％以下とすることが好ましい。
【００６４】
「溶接フラックス中のＢ２Ｏ３：１．５質量％以下」
溶接フラックス中のＢ２Ｏ３は、本発明においては、溶接金属中へのＢの供給を安定化するために補助的に必要な成分であり、エレクトロスラグ溶接ワイヤ中のＢ量が０．００４質量％以下と少ないときには、フラックスからのＢ２Ｏ３添加は不要となる。一方、Ｂ２Ｏ３量が１．５質量％を超えると、溶接金属中のＢ量が過大となり、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接フラックス中のＢ２Ｏ３含有量は１．５質量％以下とすることが好ましい。
【００６５】
なお、溶接フラックスの他の成分の組成は、例えば、以下のとおりである。
ＳｉＯ２：２５乃至５０質量％
ＣａＯ：５乃至２５質量％
Ａｌ２Ｏ３：１５質量％以下
ＣａＦ２：２０質量％以下
ＭｇＯ：１６質量％以下
ＭｎＯ：２５質量％以下
ＴｉＯ２：１０質量％以下
【００６６】
また、溶接フラックスは、スラグの融点、流動性及び粘性等の特性を考慮して、その組成が決められており、酸化物と弗化物から構成されている。このように構成されるフラックスは塩基度を調整することが好ましい。塩基度ＢＬは下記数式３で算出される値であり、塩基度ＢＬが０．５未満の場合、溶接金属酸素量が過剰となる。一方、塩基度ＢＬが１．５を超えると、スラグの融点が高くなりすぎて、溶接停止が発生しやすくなる。よって、塩基度ＢＬは０．５乃至１．５とすることが好ましい。
【００６７】
【数３】
【実施例】
【００６８】
次に、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。溶接試験は以下のようにして行った。図１に示すように、板厚６０ｍｍのスキンプレートａ上に、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０に規定されたフラットバーを１対の側板ｃとして立設し、この側板ｃ間に６０ｍｍ厚のダイアフラムｂを挟んだ溶接継手を作製した（溶接長８００ｍｍ）。この溶接継手における溶接箇所は、ダイアフラムｂと、側板ｃと、スキンプレートａに囲まれた空間である。各部材の寸法は図１に示すとおりである。また、下記表１はスキンプレートａ、ダイアフラムｂ、側板ｃの成分組成（質量％）を示す。そして、下記表２に示す溶接条件で、線径が１．６ｍｍの溶接ワイヤを使用して、エレクトロスラグ溶接を実施した。なお、溶接フラックスは、溶接開始前に、１１０ｇ投入した。
【００６９】
【表１】
【００７０】
【表２】
【００７１】
溶接ワイヤとして用いたメタル系フラックス入りワイヤの成分組成（即ち、鋼製外皮と充填した金属粉末との総合成分）を下記表３−１乃至表３−６に示す。また、表４は、鋼製外皮の成分組成（質量％）を示し、表５は溶接フラックスの成分組成（フラックス全質量に対する質量％）を示す。
【００７２】
【表３−１】
【００７３】
【表３−２】
【００７４】
【表３−３】
【００７５】
【表３−４】
【００７６】
【表３−５】
【００７７】
【表３−６】
【００７８】
【表４】
【００７９】
【表５】
【００８０】
溶接終了後、ＵＴ（超音波探傷試験）により高温割れ等の欠陥の有無を確認し、図２に示す採取位置で引張試験片ｄ、及びシャルピー衝撃試験片ｅを採取し、溶接金属の機械的性質を調査した。また、溶接金属の成分分析を行った。引張試験片は、溶接線方向の３００ｍｍの箇所から採取し、引張試験を実施した。衝撃試験片については、溶接線方向で、２００ｍｍ、４００ｍｍ、６００ｍｍの３箇所から採取し、試験温度を０℃として、衝撃試験を実施した。但し、衝撃吸収エネルギは、各箇所３本の試験片の衝撃値の平均値である。また、溶接金属の成分分析は、溶接線方向で５００ｍｍの箇所から採取し、溶接金属中央部について分析試験を行った。
【００８１】
溶接金属の組成を下記表６−１、表６−２、表６−３，及び表６-４に示す。また、引張強さ及び衝撃値を下記表７−１及び表７−２に示す。
【００８２】
【表６−１】
【００８３】
【表６−２】
【００８４】
【表６−３】
【００８５】
【表６−４】
【００８６】
【表７−１】
【００８７】
【表７−２】
【００８８】
表３、表６及び表７に示すように、本発明の実施例１乃至２４は、溶接金属の組成、数式１の値γ、数式２の値μが本発明の請求項１に規定する範囲を満足するため、引張強度が高く、２００ｍｍ、４００ｍｍ、６００ｍｍの位置の０℃衝撃エネルギがいずれも高いものであった。
【００８９】
これに対し、比較例２５は、溶接金属のＣ量が請求項１の規定範囲より低いため、引張強度及び靭性が低値であった。比較例２６は、溶接金属のＣ量が請求項１の規定範囲より高いため、硬さが過剰となり、引張強度が過剰となり、靭性が低値であった。
【００９０】
比較例２７は、溶接金属のＳｉ量が請求項１の規定範囲より高いため、高温割れが発生し、靭性が低値であった。
【００９１】
比較例２８は、溶接金属のＭｎ量が請求項１の規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分であり、引張強度と靭性が低値であった。比較例２９は、溶接金属のＭｎ量が請求項１の規定範囲より高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度が過剰となり、靭性が低値であった。
【００９２】
比較例３０は、溶接金属のＭｏ量が請求項１の規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分であり、引張強度及び靭性が低値であった。比較例３１は、溶接金属のＭｏ量が請求項１の規定範囲より高いため、焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度が過大となり、靭性が低値であった。
【００９３】
比較例３２は、溶接金属のＡｌ量が請求項１の規定範囲より低いため、脱酸効果が低く、靭性が低値であった。比較例３３は、溶接金属のＡｌ量が請求項１の規定範囲より高いため、Ａｌ酸化物の多量生成により、靭性が低値であった。
【００９４】
比較例３４は、溶接金属のＴｉ量が請求項１の規定範囲より低いため、アシキュラーフェライト相の生成が不十分であり、靭性が低値であった。比較例３５は、溶接金属のＴｉ量が請求項１の規定範囲より高いため、溶接金属のＴｉ析出物が過大となり、靭性が低値であった。
【００９５】
比較例３６は、溶接金属のＢ量が請求項１の規定範囲より低く、更に、数式２の値μが請求項１の規定範囲より低いため、初析フェライトの成長抑制効果が不十分であり、靭性が低値であった。比較例３７は、溶接金属のＢ量が請求項１の規定範囲より高く、更に、数式２の値μが請求項１の規定範囲より高いため、高温割れが発生した。また、マルテンサイト相の生成により、靭性が低値であった。
【００９６】
比較例３８は、溶接金属の酸素量が請求項１の規定範囲より低いため、溶接金属のＢ量と酸素量とのバランスが崩れると共に、数式２のμ値が請求項１の規定範囲より低いため、靭性が低値であった。
【００９７】
比較例３９は、数式１のγ値が本発明の請求項１の規定範囲より低いため、高温割れが溶接線の全域に発生し、試験を中止した。
【００９８】
比較例４０は、数式１のγ値が請求項１の規定範囲より低く、更に、溶接金属の酸素量が請求項１の規定範囲より過大であるため、靭性が低値であった。
【００９９】
比較例４１は、溶接金属のＳｉ量が請求項１の規定範囲より低く、更に、数式２のμ値が請求項１の規定範囲より低いため、固溶Ｂが生成されず、初析フェライトの成長抑制効果が不十分となり、靭性が低値であった。
【０１００】
比較例４２は、溶接金属のＮ量が請求項１の規定範囲より低く、更に、数式２のμ値が請求項１の規定範囲より高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Ｂが不安定となり、その結果、溶接開始後２００ｍｍの位置の靭性値が低かった。
【０１０１】
比較例４３は、数式１のγ値が請求項１の規定範囲より高く、数式２のμ値が請求項１の規定範囲よりも低く、更に、溶接金属のＮ量が請求項１の規定範囲よりも高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Ｂが不安定となり、その結果、溶接開始後２００ｍｍの位置の靭性値が低かった。
【符号の説明】
【０１０２】
ａ：スキンプレート、ｂ：ダイアフラム、ｃ：側板、ｄ：引張試験片、ｅ：シャルピー衝撃試験片
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入り溶接ワイヤと溶接フラックスとを使用して鋼板をエレクトロスラグ溶接した継手において、
前記溶接ワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記溶接フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（１）の値γが−０．２乃至０．２を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、Ｃ：０．０３乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至１．０質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｔｉ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｂ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｏ：０．０１５乃至０．０４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のＢ含有量を［ＷＭ中のＢの質量％］、Ｎ含有量を［ＷＭ中のＮの質量％］としたとき、下記数式（２）の値μが０．６乃至１．６を満たすことを特徴とする靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
γ＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］・（１）
μ＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］ ・・・（２）
【請求項２】
前記メタル系フラックス入り溶接ワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．００５乃至０．１５質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至２．０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４質量％、Ｂ：０．００３乃至０．０２０質量％、Ｎ：０．０１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項３】
前記溶接フラックスは、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項４】
前記溶接金属は、前記成分に加えて、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：２．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｖ：０．５質量％以下、及びＮｂ：０．５質量％以下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乃至３のいずれか１項に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項５】
前記溶接金属は、前記成分に加えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０２質量％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項１】
鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入り溶接ワイヤと溶接フラックスとを使用して鋼板をエレクトロスラグ溶接した継手において、
前記溶接ワイヤ中のＢ含有量を［ワイヤ中のＢの質量％］、前記溶接フラックス中のＢ２Ｏ３含有量を［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］としたとき、下記数式（１）の値γが−０．２乃至０．２を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、Ｃ：０．０３乃至０．１５質量％、Ｓｉ：０．０５乃至１．０質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至１．０質量％、Ａｌ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｔｉ：０．００５乃至０．０５質量％、Ｂ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｎ：０．００２乃至０．０１質量％、Ｏ：０．０１５乃至０．０４質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のＢ含有量を［ＷＭ中のＢの質量％］、Ｎ含有量を［ＷＭ中のＮの質量％］としたとき、下記数式（２）の値μが０．６乃至１．６を満たすことを特徴とする靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
γ＝４９×［ワイヤ中のＢの質量％］−［フラックス中のＢ２Ｏ３の質量％］・（１）
μ＝［ＷＭ中のＢの質量％］／［ＷＭ中のＮの質量％］ ・・・（２）
【請求項２】
前記メタル系フラックス入り溶接ワイヤは、
鋼製外皮が、Ｃ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：０．２質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以下、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、Ｃ：０．００５乃至０．１５質量％、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：０．５乃至３．５質量％、Ｍｏ：０．０５乃至２．０質量％、Ｔｉ：０．０５乃至０．４質量％、Ｂ：０．００３乃至０．０２０質量％、Ｎ：０．０１２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項３】
前記溶接フラックスは、フラックス全質量に対して、ＦｅＯ：４．５質量％以下、Ｂ２Ｏ３：１．５質量％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項４】
前記溶接金属は、前記成分に加えて、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：２．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｖ：０．５質量％以下、及びＮｂ：０．５質量％以下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乃至３のいずれか１項に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【請求項５】
前記溶接金属は、前記成分に加えて、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０２質量％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１１−２２４６１２（Ｐ２０１１−２２４６１２Ａ）
【公開日】平成２３年１１月１０日（２０１１．１１．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−９６３３５（Ｐ２０１０−９６３３５）
【出願日】平成２２年４月１９日（２０１０．４．１９）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【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１１月１０日（２０１１．１１．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年４月１９日（２０１０．４．１９）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【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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