JP5244035B2 - 溶接金属 - Google Patents
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Description
本発明は、軟鋼、高張力鋼等からなる鋼板の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関するものである。
従来、鋼板のガスシールドアーク溶接において、溶接金属の耐高温割れ性と靭性を向上させるために、次のような溶接金属が提案されている。例えば、特許文献１では、溶接線材のＳ含有量を０．００２０％以下に制限することが提案されている。また、特許文献２では、溶接ワイヤの材料成分を、イオウ（Ｓ）量：０.００４〜０.０１０％、ディロング線図によるフェライト量：１０〜１５％に調節することが提案されている。
特許文献３では、溶接金属組織におけるδフェライト量が３体積％以上となるように、溶融凝固時の金属組織におけるδフェライト量が少なくとも３体積％以上であるオーステナイト系ステンレス鋼製の溶接棒，溶接芯線又はバンドアーク鋼帯とフラックスを組み合わせた溶接材料が提案されている。特許文献４では、Ｃ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下の鋼板と、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００３〜０．０１５ｍａｓｓ％を含有するソリッドワイヤを用いることが提案されている。
また、溶接金属の凝固組織を微細分散させ、高温割れの主要因であるＰ、Ｓ、Ｂ等が偏析した最終凝固部分の低融点の共晶領域を微細分散させることで、耐高温割れ性が向上することに着目し、次のような手法も提案されている。例えば、特許文献５では、溶接後の溶接金属組織中に最大径０．０１〜１０．００μｍの希土類元素の窒化物もしくはさらに酸化物との複合析出物を、任意の断面において１個／ｍｍ２以上残存させて溶接金属の組織を微細にする溶接材料が提案されている。また、特許文献６では、溶接ワイヤの成分を調整することで、Ｔｉ又はＡｌの窒化物の粒子サイズが０．３μｍ２以上で、１．５×１０４個／ｍｍ２以上の密度で存在する溶接部を得ることが提案されている。
特許文献１に記載された発明では、溶接能率が向上した近年の溶接施工条件に拡大して適用することは困難である。また、低温靭性確保の観点からＢ量低減が困難な場合があるとともに、Ｓ等の不純物元素の低減にも限界があるため、溶接金属に発生する高温割れを完全には抑制できない。また、特許文献２〜４に記載された発明では、溶接金属のフェライト量に影響するＣ濃度が、溶接時に母材を希釈するため、母材希釈量の影響を受けて高温割れが発生しやすい初層のδフェライト量が不安定になりやすいため、安定した耐高温割れ特性を得ることが困難である。また、特許文献５，６に記載された発明では、凝固組織の微細化に窒化物を利用しているため、多量のＮ添加が不可欠であり、溶接金属の低温靭性の低下やブローホールの発生を引き起こす問題があった。
本発明は、前記課題に鑑みてなされたもので、耐高温割れ性、および溶接金属の機械的性質に優れた溶接金属を提供することを目的とする。
前記課題を解決するために、本発明に係る溶接金属は、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：０．０１〜０．１０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％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．００２〜０．０１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＶからなる群から選択された少なくとも１種の元素を、合計０．５質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記溶接金属に含まれる円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率が、Ｔｉ：３０〜７０原子％、Ａｌ：３０〜７０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｎ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｇ：１０原子％以下（０原子％を含む）、の範囲内であり（ただし、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｍｇ＝１００原子％とする）、前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物は、前記溶接金属中に１０〜５００個／ｍｍ ２ 存在する構成とする。
かかる構成によれば、溶接金属に所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｍｇ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｂを含有するとともに、前記溶接金属に含まれる円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成するＴｉおよびＡｌの比率を可能な限り多く、Ｓｉ、ＭｎおよびＭｇの比率を可能な限り少なくすることにより、溶接金属の凝固組織のδフェライト組織が微細化し、溶接金属の耐高温割れ特性が著しく改善する。
また、かかる構成によれば、上記元素が溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に影響を与えることがない。
また、かかる構成によれば、上記元素が溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に影響を与えることがない。
また、請求項２に係る溶接金属は、希土類元素の１種または２種以上を、合計０．０１質量％以下含有する構成とする。
かかる構成によれば、溶接金属に所定量の希土類元素をさらに含有することによって、溶接金属中の介在物から、希土類元素に比べて脱酸力の弱いＳｉ、Ｍｎからなる酸化物を還元し、溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物の制御を促進する。
請求項１に係る溶接金属によれば、溶接金属の低温靭性を向上させ、かつ、鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる高温割れを抑制することができる。さらに溶接金属の機械的性質も向上させることができる。
請求項２に係る溶接金属によれば、溶接金属の低温靭性がさらに向上し、かつ、鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる高温割れを好適に抑制することができる。さらに溶接金属の機械的性質も向上させることができる。
請求項３に係る溶接金属によれば、溶接金属の低温靭性がさらに向上し、かつ、鋼板の片面突合せ継手溶接の初層溶接部で問題となる高温割れを好適に抑制することができる。さらに溶接金属の機械的性質も向上させることができる。
本発明では、耐高温割れ特性を著しく改善した溶接金属を提供するため、凝固組織を微細化するＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する元素に着眼した。その結果、耐高温割れ特性を著しく改善した溶接金属を得るためには、円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する元素の比率を適切に制御することが極めて重要であり、従来に比べてＳｉ、ＭｎおよびＭｇを可能な限り少なく、ＴｉおよびＡｌを可能な限り多く含むＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物が、凝固組織のδフェライト組織の微細化に有効であり、溶接金属の耐高温割れ特性を著しく改善させることを知見した。
そして、上記組成の酸化物を含む溶接金属を得るためには、従来のようにＴｉＯ２主体のフラックス入りワイヤの特長である全姿勢溶接を確保するためにＳｉ源を多量に添加したワイヤではなく、逆にＳｉ源を低減し、Ａｌ源、Ｍｇ源およびＴｉ源を増量したワイヤを用いる必要がある。これにより、溶接金属の凝固段階でＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物が生成され、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。
また、上述のように、従来のＴｉＯ２主体のフラックス入りワイヤは、全姿勢溶接が可能なワイヤとして汎用されているが、その理由は、溶接金属表面をＴｉＯ２とＳｉＯ２とＭｎＯからなるスラグが覆い、溶接金属が垂れ落ちることを防止しているためである。従って、従来のフラックス入りワイヤでは、溶接金属中に生成する酸化物の大部分はＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＭｎＯからなる複合酸化物である。この酸化物は融点が低く、溶接金属の凝固段階では液体として存在している。
一方、本発明では、脱酸力の弱いＳｉ源およびＭｎ源を低減し、脱酸力の強いＴｉ源、Ａｌ源およびＭｇ源を増量することで、溶接金属中の酸化物から脱酸力の弱いＳｉＯ２やＭｎＯを還元し、ＴｉＯ２とＡｌ２Ｏ３が主体となる複合酸化物に制御した。この酸化物は、ＴｉＯ２とＡｌ２Ｏ３主体の複合酸化物であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物であり、融点が高く、溶接金属の凝固段階では既に凝固して固体として存在している。従って、溶接金属の凝固組織のδフェライト相とＴｉＯ２とＡｌ２Ｏ３主体の複合酸化物であるＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物との格子整合性が向上し、凝固組織が微細化する。
なお、全姿勢溶接性に関しても、従来のＴｉＯ２を主体としたフラックス入りワイヤを用いた溶接金属と比較して、本発明の溶接金属はＡｌ２Ｏ３、ＭｇＯおよびＴｉＯ２からなるスラグに覆われ、スラグ物性が従来のスラグ物性と同等になるため、溶接金属が垂れ落ちることがない。以下に、本発明に係る溶接金属成分の数値範囲を、その限定理由と共に記載する。
本発明に係る溶接金属は、Ｃ：０．０１〜０．１０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％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．００２〜０．０１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。また、溶接金属に含まれる円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率が、Ｔｉ：３０〜７０原子％、Ａｌ：３０〜７０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｎ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｇ：１０原子％以下（０原子％を含む）、の範囲内である（ただし、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｍｇ＝１００原子％とする）ことを特徴とする。なお、上記元素の含有量は、後述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。
（Ｃ：０．０１〜０．１０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０．０１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、０．０１〜０．１０質量％とすることが望ましい。
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０．０１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、０．０１〜０．１０質量％とすることが望ましい。
（Ｓｉ：０．７質量％以下）
Ｓｉは、Ｐ、Ｓ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Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に制御できなくなるため、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｓｉ量は、０．７質量％以下とすることが望ましい。
Ｓｉは、Ｐ、Ｓ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Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に制御できなくなるため、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｓｉ量は、０．７質量％以下とすることが望ましい。
（Ｍｎ：０．５〜３．０質量％）
Ｍｎは不可避的不純物として含有される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は脱酸元素でもあり、溶接金属中の介在物をＭｎを含んだ酸化物とし、凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に制御できなくなるため、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｍｎ量は、３．０質量％以下とすることが望ましい。
Ｍｎは不可避的不純物として含有される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は脱酸元素でもあり、溶接金属中の介在物をＭｎを含んだ酸化物とし、凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に制御できなくなるため、高温割れが発生しやすくなる。よって、Ｍｎ量は、３．０質量％以下とすることが望ましい。
（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は溶接時に脱酸反応に寄与し、溶接金属中の介在物がＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御でき、その結果、溶接金属の凝固組織を微細にでき、溶接部の耐高温割れ性が改善される。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、溶接金属中の酸化物はＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物となり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％とすることが望ましい。
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は溶接時に脱酸反応に寄与し、溶接金属中の介在物がＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御でき、その結果、溶接金属の凝固組織を微細にでき、溶接部の耐高温割れ性が改善される。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、溶接金属中の酸化物はＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物となり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％とすることが望ましい。
（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を還元し、介在物の組成を凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成の介在物に制御できる。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、溶接金属中の介在物からＴｉ酸化物が還元され、Ａｌ２Ｏ３主体となり、凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御できなくなり、溶接金属に高温割れが発生する。よって、Ａｌ量は、０．０２〜０．１０質量％とすることが望ましい。
Ａｌは強脱酸剤であり溶接金属中に生成する介在物から、Ａｌに比べ脱酸力の弱いＳｉからなるＳｉＯ２やＭｎからなるＭｎＯを還元し、介在物の組成を凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成の介在物に制御できる。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、溶接金属中の介在物からＴｉ酸化物が還元され、Ａｌ２Ｏ３主体となり、凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御できなくなり、溶接金属に高温割れが発生する。よって、Ａｌ量は、０．０２〜０．１０質量％とすることが望ましい。
（Ｏ：０．０３〜０．１０質量％）
Ｏは溶接金属の凝固組織を微細化する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％とすることが望ましい。
Ｏは溶接金属の凝固組織を微細化する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％とすることが望ましい。
（Ｍｇ:０．０００２〜０．０１質量％）
Ｍｇは強脱酸元素であり、溶接金属中の介在物からＭｇに比べて脱酸力の弱いＳｉやＭｎからなる酸化物を還元し、溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物の制御を促進する。Ｍｇ量が０．０００２質量％未満では、上記効果を生ずるには充分ではなく、高温割れが発生する。Ｍｇ量が０．０１質量％を超えると、溶接金属中の介在物からＴｉ酸化物が還元され、酸化物は凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御できなくなり、溶接金属に高温割れが発生する。よって、Ｍｇ量は、０．０００２〜０．０１質量％とすることが望ましい。
Ｍｇは強脱酸元素であり、溶接金属中の介在物からＭｇに比べて脱酸力の弱いＳｉやＭｎからなる酸化物を還元し、溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物の制御を促進する。Ｍｇ量が０．０００２質量％未満では、上記効果を生ずるには充分ではなく、高温割れが発生する。Ｍｇ量が０．０１質量％を超えると、溶接金属中の介在物からＴｉ酸化物が還元され、酸化物は凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御できなくなり、溶接金属に高温割れが発生する。よって、Ｍｇ量は、０．０００２〜０．０１質量％とすることが望ましい。
（Ｐ：０．０３質量％以下）
Ｐは不純物元素であり、Ｐ量が０．０３質量％を超えると、著しく耐高温割れ性が劣るため、Ｐ量は０．０３質量％以下とすることが望ましい。
Ｐは不純物元素であり、Ｐ量が０．０３質量％を超えると、著しく耐高温割れ性が劣るため、Ｐ量は０．０３質量％以下とすることが望ましい。
（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％以下とすることが望ましい。
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％以下とすることが望ましい。
（Ｎ：０．００２〜０．０１質量％）
Ｎは溶接金属の強度を確保する元素である。Ｎ量が０．００２質量％未満では、溶接金属の強度が不足する。Ｎ量が０．０１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、０．００２〜０．０１質量％とすることが望ましい。
Ｎは溶接金属の強度を確保する元素である。Ｎ量が０．００２質量％未満では、溶接金属の強度が不足する。Ｎ量が０．０１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、０．００２〜０．０１質量％とすることが望ましい。
（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％とすることが望ましい。
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％とすることが望ましい。
（Ｆｅ）
残部のＦｅは、ワイヤの鋼製外皮構成するＦｅ、および／または、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／または、母材のＦｅに相当する。
残部のＦｅは、ワイヤの鋼製外皮構成するＦｅ、および／または、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／または、母材のＦｅに相当する。
（不可避的不純物）
残部の不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｎｉ、Ｏ、Ｚｒ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。
残部の不可避的不純物としては、Ｓ、Ｐ、Ｎｉ、Ｏ、Ｚｒ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。
本発明に係る溶接金属は、さらに希土類元素の１種または２種以上を、合計０．０１質量％以下含有してもよい。
（希土類元素：０．０１質量％以下）
希土類元素は強脱酸元素であり、溶接金属中の介在物から希土類元素に比べて脱酸力の弱いＳｉやＭｎからなる酸化物を還元し、溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物制御を促進する。希土類元素が０．０１質量％を超えると、溶接金属中の介在物からＴｉ酸化物が還元され、酸化物は凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御できなくなり、溶接金属に高温割れが発生する。また、経済的にも０．０１質量以下とすることが望ましい。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。なお、希土類元素の含有量は、後述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。
希土類元素は強脱酸元素であり、溶接金属中の介在物から希土類元素に比べて脱酸力の弱いＳｉやＭｎからなる酸化物を還元し、溶接金属の凝固組織微細化に有効なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物制御を促進する。希土類元素が０．０１質量％を超えると、溶接金属中の介在物からＴｉ酸化物が還元され、酸化物は凝固組織微細化に効果的なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物組成に制御できなくなり、溶接金属に高温割れが発生する。また、経済的にも０．０１質量以下とすることが望ましい。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。なお、希土類元素の含有量は、後述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。
本発明に係る溶接金属は、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＶからなる群から選択された少なくとも１種の元素を、合計０．５質量％以下含有してもよい。
（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ：０．５質量％以下）
本発明においては、溶接金属の強度および靭性を調整するために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも1種以上を、０．５質量％以下の範囲内であれば、含有してもよい。これらの元素は、上記範囲内の量であれば、溶接金属の凝固組織を微細化するために不可欠なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に影響を及ぼさない。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖの含有量は、後述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。
本発明においては、溶接金属の強度および靭性を調整するために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも1種以上を、０．５質量％以下の範囲内であれば、含有してもよい。これらの元素は、上記範囲内の量であれば、溶接金属の凝固組織を微細化するために不可欠なＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物に影響を及ぼさない。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖの含有量は、後述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。
(Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物)
溶接金属に含まれる円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率は、Ｔｉ：３０〜７０原子％、Ａｌ：３０〜７０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｎ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｇ：１０原子％以下（０原子％を含む）とする。なお、金属元素の比率は原子％であり、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｍｇ＝１００原子％となる。Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率が上記範囲内であれば、凝固組織のδフェライト組織の微細化に有効であり、溶接金属の耐高温割れ特性を著しく改善する。なお、Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物の比率は、後述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。
溶接金属に含まれる円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率は、Ｔｉ：３０〜７０原子％、Ａｌ：３０〜７０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｎ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｇ：１０原子％以下（０原子％を含む）とする。なお、金属元素の比率は原子％であり、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｍｇ＝１００原子％となる。Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率が上記範囲内であれば、凝固組織のδフェライト組織の微細化に有効であり、溶接金属の耐高温割れ特性を著しく改善する。なお、Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物の比率は、後述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。
Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率（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酸化物を、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。
Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物は、前述した方法で酸化物を測定したとき、溶接金属中に１０〜５００個／ｍｍ２存在していることが好ましい。酸化物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、酸化物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る。
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られる。更には、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。
（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られる。更には、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Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化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：０．０３〜０．０８質量％、Ｓｉ：０．１０〜１．００質量％、Ｍｎ：２．４０〜３．７質量％、Ｔｉ：０．１５〜１．００質量％、ＴｉＯ２：５．０〜８．０質量％、Ａｌ：０．２０〜０．５０質量％、Ａｌ２Ｏ３：０．０５〜０．５０質量％、Ｂ：０．００３〜０．０２０質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．００２〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．３〜１．０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、（４×Ｔｉ＋１０×Ａｌ−３×Ｓｉ）≧１．０の関係式（前記関係式において（Ｔｉ）は、前記ワイヤに含有される前記Ｔｉおよび前記ＴｉＯ２のうちの前記Ｔｉのみから算出されるＴｉ量である）を満足することが好ましい。なお、計算式（４×Ｔｉ＋１０×Ａｌ−３×Ｓｉ）は、ワイヤに含まれるＴｉ量を所定範囲内に制御するために、ワイヤに含まれるＴｉ（ＴｉＯ２を含まない）量（質量％）を[Ｔｉ]とし、Ａｌ量を[Ａｌ]とし、Ｓｉ量を[Ｓｉ]として表したときに、経験的・実験的に得られた式である。
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種以上を合計で０．５００質量％以下含有することが好ましい。また、強度の更なる向上を目的として、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＶからなる群から選択された少なくとも１種の元素を０．５質量％以下含有することが好ましい。
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。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：０．０３質量％、Ｓｉ：０．０２質量％、Ｍｎ：０．２５質量％、Ｐ：０．０１０質量％、Ｓ：０．００７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。
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ず、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。
（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、その影響はほとんどない。
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、その影響はほとんどない。
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、ガスシールドアーク溶接法等のいずれの溶接法にも適用可能である。
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。
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、溶接金属成分の測定方法としては、Ｃ量およびＳ量は「燃焼赤外線吸収法」によって、Ｎ量およびＯ量は「不活性ガス融解熱伝導度法」によって、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｔｉ量、Ａｌ量、Ｍｇ量、Ｂ量、希土類元素量は「ＩＣＰ発光分光分析法」によって、Ｐ量は「吸光光度法」によって測定した。なお、希土類元素はＣｅ、Ｌａを測定した。
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、セラミック製の裏当て材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の酸化物形態を測定し、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。
（酸化物形態）
Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率（原子分率）と個数は、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酸化物を、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）による元素分析を行って測定した。その結果を表６，７に示す。
Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率（原子分率）と個数は、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酸化物を、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓｉｓ）による元素分析を行って測定した。その結果を表６，７に示す。
（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。その結果を表６，７に示す。
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。その結果を表６，７に示す。
評価基準は以下の通りとした。
（耐高温割れ性）
割れ率５％以下のときを耐高温割れ性が良好とし、割れ率０％のときを耐高温割れ性が優れているとし、割れ率が５％を超えるときを不良とした。
（耐高温割れ性）
割れ率５％以下のときを耐高温割れ性が良好とし、割れ率０％のときを耐高温割れ性が優れているとし、割れ率が５％を超えるときを不良とした。
（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。
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。
（総合評価）
総合評価の評価基準は、前記評価項目のうち、耐高温割れ性が優れており、機械的性質が良好であるときを、溶接金属としてより優れている：「◎」とし、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。
総合評価の評価基準は、前記評価項目のうち、耐高温割れ性が優れており、機械的性質が良好であるときを、溶接金属としてより優れている：「◎」とし、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。
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。特に、実施例Ｎｏ．２０〜２２は、希土類元素を添加することにより、耐高温割れ性が０％であった。
表５，７に示すように、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。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。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、酸化物も多くなったため、耐高温割れ性が劣っていた。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。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。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。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。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。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。
比較例Ｎｏ．３４は、Ｍｇ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、Ｍｇ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．３６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．３７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．３８は、Ｎ量が上限値を超えるため、機械的性質に劣っていた。比較例Ｎｏ．３９は、Ｎ量が下限値未満であるため、機械的性質に劣っていた。比較例Ｎｏ．４０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。比較例Ｎｏ．４１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。比較例Ｎｏ．４２は、希土類元素量が上限値を超えるため、耐高温割れ性に劣っていた。
以上の結果から、実施例Ｎｏ．１〜２２は、比較例Ｎｏ．２３〜４２と比べて、溶接金属として優れていることが確認された。
１ 溶接母材
２ 耐火物
３ 裏当て材
２ 耐火物
３ 裏当て材
Claims (2)
- 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：０．０１〜０．１０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％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１質量％、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ｎ：０．００２〜０．０１質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００５質量％、を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、およびＶからなる群から選択された少なくとも１種の元素を、合計０．５質量％以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ、前記溶接金属に含まれる円相当直径が０．５〜５．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物を構成する金属元素の比率が、Ｔｉ：３０〜７０原子％、Ａｌ：３０〜７０原子％、Ｓｉ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｎ：１５原子％以下（０原子％を含む）、Ｍｇ：１０原子％以下（０原子％を含む）、の範囲内であり（ただし、Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｍｇ＝１００原子％とする）、
前記Ｔｉ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｍｇ系酸化物は、前記溶接金属中に１０〜５００個／ｍｍ ２ 存在することを特徴とする溶接金属。 - 希土類元素の１種または２種以上を合計０．０１質量％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接金属。
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