JP2003211268A - Welded joint with large input-heat welding - Google Patents
Welded joint with large input-heat weldingInfo
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接入熱が 100kJ
／cm以上の大入熱溶接によって鋼板を溶接して得られる
溶接継手に関する。TECHNICAL FIELD The present invention has a welding heat input of 100 kJ.
The present invention relates to a welded joint obtained by welding steel plates by high heat input welding of not less than / cm.
【０００２】[0002]
【従来の技術】近年、鋼構造物や船舶の大型化が進むに
つれて、使用する鋼板の高強度化および厚肉化のニーズ
が高まっている。 厚肉鋼板の溶接においては、溶接能力
を高めるために、エレクトロガス溶接，エレクトロスラ
グ溶接，サブマージアーク溶接等の大入熱溶接が採用さ
れる。 しかし溶接入熱が大きくなると、溶接金属および
溶接熱影響部の靭性が劣化する。2. Description of the Related Art In recent years, as steel structures and ships have become larger in size, there has been an increasing need for steel sheets to be used having high strength and thick wall. In the welding of thick steel plates, large heat input welding such as electrogas welding, electroslag welding, and submerged arc welding is adopted in order to improve the welding ability. However, when the welding heat input increases, the toughness of the weld metal and the weld heat affected zone deteriorates.
【０００３】特に造船の分野では、コンテナ船の大型化
によってシェアストレーキ用の板厚60mmを超える厚肉鋼
板を立向きエレクトロガス溶接で１パス溶接を行なう技
術が実用化されている。このような板厚60mmを超える厚
肉鋼板をエレクトロガス溶接で１パス溶接を行なう場合
は、溶接入熱が 500kJ／cm程度まで大きくなるので、溶
接金属および溶接熱影響部が長時間高温にさらされて組
織の粗大化が起こる。その結果、溶接金属および溶接熱
影響部の靭性が劣化する。Particularly in the field of shipbuilding, a technology for performing one-pass welding by vertical electrogas welding of a thick steel plate having a plate thickness of more than 60 mm for shear strike has been put into practical use due to an increase in size of a container ship. When performing one-pass welding of such thick steel plates with a thickness of more than 60 mm by electrogas welding, the welding heat input increases to about 500 kJ / cm, so the weld metal and the heat affected zone are exposed to high temperatures for a long time. As a result, the coarsening of the tissue occurs. As a result, the toughness of the weld metal and the weld heat affected zone deteriorates.
【０００４】一方、 建築，橋梁の分野ではサブマージア
ーク溶接において、鉄粉を添加したフラックスを使用し
て電極の多電極化を図った結果、 大電流，大溶着の溶接
が可能となり、１パスで板厚80mm程度まで溶接する技術
が実用化されている。また、エレクトロスラグ溶接でも
100mm程度の板厚の鋼板を溶接する技術が実用化されて
いる。このような厚肉鋼板をサブマージアーク溶接およ
びエレクトロスラグ溶接で１パス溶接を行なう場合は、
溶接入熱が 500kJ／cmを超えるので、溶接金属および溶
接熱影響部が長時間高温にさらされて組織の粗大化が起
こる。 その結果、溶接金属および溶接熱影響部の靭性が
劣化するのである。On the other hand, in the fields of construction and bridges, in submerged arc welding, a flux containing iron powder was used to achieve multiple electrodes, and as a result, welding with a large current and a large amount of welding became possible, and in one pass. The technology of welding up to a plate thickness of about 80 mm has been put to practical use. Also, with electroslag welding
Technology for welding steel plates with a thickness of about 100 mm has been put into practical use. When performing such one-pass welding on such thick steel plates by submerged arc welding and electroslag welding,
Since the welding heat input exceeds 500 kJ / cm, the weld metal and the heat-affected zone are exposed to high temperatures for a long time, causing coarsening of the structure. As a result, the toughness of the weld metal and the weld heat affected zone deteriorates.
【０００５】そこで溶接金属や溶接熱影響部の靭性劣化
を防止するために、鋼板にTiＮを微細に分散させてフェ
ライト変態の核として利用することによって、溶接入熱
による組織の粗大化を防止し、かつ微細なフェライトを
生成させる技術が知られている。 しかし大入熱溶接を行
なう場合には溶接熱影響部が長時間高温にさらされるの
で、鋼板に分散させたTiＮが分解してＮが発生し、その
結果、溶接熱影響部の靭性が劣化する。Therefore, in order to prevent the deterioration of the toughness of the weld metal and the weld heat affected zone, TiN is finely dispersed in the steel sheet and used as the core of ferrite transformation, thereby preventing the coarsening of the structure due to the heat input of welding. And, a technique for producing fine ferrite is known. However, when high heat input welding is performed, the heat affected zone is exposed to high temperatures for a long time, so TiN dispersed in the steel sheet decomposes and N is generated, and as a result, the toughness of the heat affected zone deteriorates. .
【０００６】特開平6-71447 号公報には、大入熱溶接を
行なうにあたって、溶接の前後に溶接部近傍を加熱して
溶接熱影響部の冷却速度を制御することによって、組織
の粗大化を防止する方法が開示されている。しかしなが
ら実際に大入熱溶接を施工する際に、大型の溶接継手の
溶接部を加熱するためには多大な労力と費用が必要であ
り、 溶接現場でこのような加熱処理を行なって冷却速度
を制御することは困難である。Japanese Unexamined Patent Publication (Kokai) No. 6-71447 discloses that when performing high heat input welding, the structure near the weld is heated before and after welding to control the cooling rate of the heat affected zone of the weld, thereby increasing the coarsening of the structure. A method of prevention is disclosed. However, when actually performing large heat input welding, a great deal of labor and cost are required to heat the welded part of a large welded joint, and such a heat treatment is performed at the welding site to reduce the cooling rate. It is difficult to control.
【０００７】また特開平10-109189 号公報や特開平10-1
80488 号公報には、溶接金属の低温靭性を改善するため
に外皮とフラックスの組成を規定したエレクトロガスア
ーク溶接用フラックス入りワイヤが開示されている。し
かしながら大入熱のエレクトロガスアーク溶接（すなわ
ちエレクトロガス溶接）を行なう場合には溶接金属が長
時間高温にさらされるので、これらのフラックス入りワ
イヤを用いても溶接金属の組織の粗大化が起こる。その
結果、溶接金属の靭性が劣化する。[0007] Further, JP-A-10-109189 and JP-A-10-1
No. 80488 discloses a flux-cored wire for electrogas arc welding in which the composition of the shell and the flux is specified to improve the low temperature toughness of the weld metal. However, when electrogas arc welding with a high heat input (that is, electrogas welding) is performed, the weld metal is exposed to high temperatures for a long time, so that even if these flux-cored wires are used, the structure of the weld metal becomes coarse. As a result, the toughness of the weld metal deteriorates.
【０００８】一方、 特開平7-328793号公報や特開2000-1
07885 号公報には、大入熱サブマージアーク溶接に用い
て高靭性の溶接金属が得られるフラックスおよびソリッ
ドワイヤが開示されている。しかしながら溶接入熱が 1
00kJ／cm以上の大入熱サブマージアーク溶接の場合に
は、これらのフラックスやソリッドワイヤを用いても、
溶接金属の靭性劣化を防止する効果は十分ではない。し
かもこれらのフラックスやソリッドワイヤは、溶接ボン
ド部および溶接熱影響部の靭性の劣化を防止できないの
で、溶接継手全体の靭性の劣化防止を達成できない。On the other hand, Japanese Patent Laid-Open Nos. 7-328793 and 2000-1
Japanese Patent No. 07885 discloses a flux and a solid wire that can be used for high heat input submerged arc welding to obtain a weld metal having high toughness. However, the welding heat input is 1
In the case of high heat input submerged arc welding of 00 kJ / cm or more, even if these fluxes and solid wires are used,
The effect of preventing deterioration of the toughness of the weld metal is not sufficient. Moreover, since these fluxes and solid wires cannot prevent the deterioration of the toughness of the weld bond portion and the weld heat affected zone, it is impossible to prevent the deterioration of the toughness of the entire welded joint.
【０００９】[0009]
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記のような
問題を解消し、溶接入熱が 100kJ／cm以上の大入熱溶接
によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と溶接熱影響
部の低温靭性を向上した溶接継手を提供することを目的
とする。DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention solves the above problems and provides a weld metal and a weld heat affected zone obtained by welding a steel sheet by high heat input welding with a welding heat input of 100 kJ / cm or more. An object is to provide a welded joint having improved low temperature toughness.
【００１０】[0010]
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接入熱
100kJ／cm以上の大入熱エレクトロガス溶接あるいは大
入熱サブマージアーク溶接等の大入熱溶接によって鋼板
を溶接して得られる溶接金属と溶接熱影響部の低温靭性
向上について鋭意研究を重ねた結果、下記の知見を得る
に至った。The present inventors have found that welding heat input
Results of intensive research on improvement of low temperature toughness of weld metal and weld heat affected zone obtained by welding steel plates by high heat input welding such as high heat input electrogas welding of 100 kJ / cm or more or high heat input submerged arc welding The following findings have been obtained.
【００１１】すなわち溶接金属については、大入熱溶接
の場合は冷却速度が遅いので、高温に保持される時間が
長くなり、初析フェライトが成長して低温靭性が劣化す
る。したがって溶接金属の低温靭性を改善するために
は、溶接金属の焼入れ性を改善する必要がある。一方、
溶接熱影響部については、鋼板に不可避的不純物として
含まれるＮや組織の微細化を目的として添加したTiＮの
分解によって発生したＮが低温靭性を劣化させる原因に
なる。したがって溶接熱影響部の低温靭性を改善するた
めには、溶接熱影響部に存在するＮを他の元素と結合さ
せて、窒化物として固定する必要がある。That is, with respect to the weld metal, in the case of high heat input welding, the cooling rate is slow, so that the time for holding at high temperature becomes long, proeutectoid ferrite grows and low temperature toughness deteriorates. Therefore, in order to improve the low temperature toughness of the weld metal, it is necessary to improve the hardenability of the weld metal. on the other hand,
In the heat affected zone of welding, N contained as an unavoidable impurity in the steel sheet and N generated by the decomposition of TiN added for the purpose of refining the structure become a cause of deteriorating the low temperature toughness. Therefore, in order to improve the low temperature toughness of the weld heat affected zone, it is necessary to combine N existing in the weld heat affected zone with another element and fix it as a nitride.
【００１２】そこで本発明者らは、溶接金属と溶接熱影
響部が長時間高温に保持される大入熱溶接において、Ｂ
が溶接金属から溶接熱影響部に拡散し、その程度は溶接
入熱量によることに着目した。すなわち溶接金属にＢを
含有させて溶接金属の焼入れ性を改善して、溶接金属の
低温靭性を向上する。またＢが溶接金属から溶接熱影響
部に拡散して溶接熱影響部に存在するＮをＢＮとして固
定することによって、溶接熱影響部の低温靭性を向上さ
せることができる。しかも溶接熱影響部ではＢＮが核と
なって微細フェライトが生成する効果も現れるので、Ｂ
は溶接金属と溶接熱影響部の低温靭性を向上する上で有
効な元素である。以上の効果を発揮するだけのＢ量を添
加すれば良いことを発明者らは見い出した。[0012] Therefore, the present inventors have found that in high heat input welding in which the weld metal and the heat affected zone are kept at high temperature for a long time, B
It was noted that was diffused from the weld metal to the weld heat affected zone, and the extent of this was due to the welding heat input. That is, B is added to the weld metal to improve the hardenability of the weld metal and improve the low temperature toughness of the weld metal. Further, B is diffused from the weld metal to the weld heat affected zone and N existing in the weld heat affected zone is fixed as BN, whereby the low temperature toughness of the weld heat affected zone can be improved. Moreover, in the heat-affected zone of welding, the effect that BN acts as nuclei to generate fine ferrite appears.
Is an element effective in improving the low temperature toughness of the weld metal and the heat affected zone. The inventors have found that it is sufficient to add a sufficient amount of B to exert the above effects.
【００１３】すなわち本発明は、溶接入熱が 100kJ／cm
以上の大入熱溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接
継手であって、溶接継手の溶接金属がＣを0.03〜0.12質
量％、Siを0.10〜0.80質量％、Mnを0.80〜2.50質量％、
Niを0.50〜3.00質量％、Crを0.50質量％以下、Moを0.50
質量％以下、Tiを0.01〜0.10質量％、希土類元素を0.00
10〜0.0050質量％含有し、かつＢの含有量（質量％）が
下記の (1)式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる組成を有する溶接継手である。That is, the present invention has a welding heat input of 100 kJ / cm.
A welded joint obtained by welding a steel sheet by the above high heat input welding, wherein the weld metal of the welded joint contains 0.03 to 0.12% by mass of C, 0.10 to 0.80% by mass of Si, and 0.80 to 2.50% by mass of Mn,
0.50 to 3.00% by mass of Ni, 0.50% by mass or less of Cr, 0.50 of Mo
Mass% or less, Ti 0.01 to 0.10 mass%, rare earth element 0.00
A welded joint having a content of 10 to 0.0050% by mass, a B content (% by mass) satisfying the following formula (1), and a balance of iron and inevitable impurities.
【００１４】
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦ 0.01 ・・・ (1)
Ｑ ：溶接入熱（kJ／cm）
ｆ（Ｑ）：Ｑの関数
〔Ｂ〕 ：Ｂの含有量（質量％）
前記した発明においては、第１の好適態様として、溶接
継手の溶接金属が、前記した組成に加えてＶを0.10質量
％以下、Nbを0.10質量％以下含有することが好ましい。F (Q) ≦ [B] ≦ 0.01 (1) Q: welding heat input (kJ / cm) f (Q): function of Q [B]: content of B (% by mass) In the invention described above, as a first preferred embodiment, the weld metal of the welded joint preferably contains 0.10 mass% or less of V and 0.10 mass% or less of Nb in addition to the above-described composition.
【００１５】また第２の好適態様として、大入熱溶接が
大入熱エレクトロガス溶接であり、ｆ（Ｑ）が下記の
(2)式によることが好ましい。
ｆ（Ｑ）＝ 0.003×｛0.23×Ln（Ｑ）− 0.5｝ ・・・ (2)
Ln（Ｑ）：Ｑの自然対数また第３の好適態様として、大
入熱溶接が大入熱サブマージアーク溶接であり、ｆ
（Ｑ）が下記の (3)式によることが好ましい。As a second preferred embodiment, the high heat input welding is high heat input electrogas welding, and f (Q) is as follows.
Formula (2) is preferred. f (Q) = 0.003 × {0.23 × Ln (Q) −0.5} (2) Ln (Q): natural logarithm of Q Further, as a third preferred embodiment, large heat input welding is large heat input submerged arc. Welding, f
It is preferable that (Q) is based on the following expression (3).
【００１６】 ｆ（Ｑ）＝ 0.003×｛0.42×Ln（Ｑ）− 1.9｝ ・・・ (3)[0016] f (Q) = 0.003 × {0.42 × Ln (Q) −1.9} (3)
【００１７】[0017]
【発明の実施の形態】本発明において、溶接入熱が 100
kJ／cm以上の大入熱エレクトロガス溶接あるいは大入熱
サブマージアーク溶接等の大入熱溶接によって得られる
溶接継手の溶接金属の成分を限定した理由を説明する。
Ｃ：0.03〜0.12質量％
Ｃは、溶接金属の強度を確保し、かつ焼入れ性を向上す
るために必要な元素である。Ｃ含有量が0.03質量％未満
では、十分な焼入れ性が得られない。一方、0.12質量％
を超えると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでな
く、マルテンサイト相が生成して低温靭性が劣化する。
したがって、Ｃは0.03〜0.12質量％の範囲内を満足する
必要がある。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION In the present invention, the welding heat input is 100%.
The reason for limiting the components of the weld metal of the weld joint obtained by high heat input welding such as high heat input electrogas welding of kJ / cm or more or high heat input submerged arc welding will be described. C: 0.03 to 0.12 mass% C is an element necessary to secure the strength of the weld metal and improve the hardenability. If the C content is less than 0.03 mass%, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, 0.12 mass%
If it exceeds, not only hot cracking of the weld metal occurs, but also a martensite phase is formed and the low temperature toughness deteriorates.
Therefore, C must satisfy the range of 0.03 to 0.12 mass%.
【００１８】Si：0.10〜0.80質量％
Siは、脱酸作用を有するとともに溶接金属の強度を向上
させる元素である。Si含有量が0.10質量％未満では、溶
融金属の湯流れ性が劣下して溶接作業の効率が低下す
る。 一方、0.80質量％を超えると、溶接金属の高温割れ
が発生する。したがって、Siは0.10〜0.80質量％の範囲
内を満足する必要がある。Si: 0.10 to 0.80 mass% Si is an element that has a deoxidizing action and improves the strength of the weld metal. When the Si content is less than 0.10 mass%, the molten metal flowability is deteriorated and the welding work efficiency is reduced. On the other hand, when it exceeds 0.80 mass%, hot cracking of the weld metal occurs. Therefore, Si must satisfy the range of 0.10 to 0.80 mass%.
【００１９】Mn：0.80〜2.50質量％
Mnは、溶接金属の強度を確保し、かつ焼入れ性を向上さ
せる元素である。Mn含有量が0.80質量％未満では、十分
な焼入れ性が得られない。一方、2.50質量％を超える
と、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部
ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して低温靭
性が劣化する。したがって、Mnは0.80〜2.50質量％の範
囲内を満足する必要がある。Mn: 0.80 to 2.50 mass% Mn is an element that secures the strength of the weld metal and improves the hardenability. If the Mn content is less than 0.80 mass%, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 2.50% by mass, not only hot cracking of the weld metal occurs, but also upper bainite or martensite phase is formed and the low temperature toughness deteriorates. Therefore, Mn needs to satisfy the range of 0.80 to 2.50 mass%.
【００２０】Ni：0.50〜3.00質量％
Niは、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素である。
Ni含有量が0.50質量％未満では、十分な強度の溶接継手
が得られない。一方、3.00質量％を超えると、溶接金属
の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイトあ
るいはマルテンサイト相が生成して低温靭性が劣化す
る。したがって、Niは0.50〜3.00質量％の範囲内を満足
する必要がある。Ni: 0.50 to 3.00 mass% Ni is an element that improves the strength and toughness of the weld metal.
If the Ni content is less than 0.50 mass%, a welded joint having sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.00% by mass, not only hot cracking of the weld metal occurs, but also upper bainite or martensite phase is formed and the low temperature toughness deteriorates. Therefore, Ni must satisfy the range of 0.50 to 3.00 mass%.
【００２１】Cr：0.50質量％以下
Crは、溶接金属の強度と低温靭性を向上させる元素であ
る。Cr含有量が0.50質量％を超えると、溶接金属の高温
割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイトあるいは
マルテンサイト相が生成して低温靭性が劣化する。した
がって、Crは0.50質量％以下とする。なお、好ましくは
0.02〜0.50質量％である。Cr: 0.50% by mass or less Cr is an element that improves the strength and low temperature toughness of the weld metal. When the Cr content exceeds 0.50 mass%, not only hot cracking of the weld metal occurs, but also upper bainite or martensite phase is generated and the low temperature toughness deteriorates. Therefore, Cr is 0.50 mass% or less. In addition, preferably
It is 0.02 to 0.50 mass%.
【００２２】Mo：0.50質量％以下
Moは、Ｖ，Nbと同様に、大入熱の溶接において溶接金属
の強度を向上し、かつ組織を微細化して低温靭性を向上
させる元素である。Mo含有量が0.50質量％を超えると、
溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Moは0.50
質量％以下とする。なお、好ましくは0.01〜0.50質量％
である。Mo: 0.50% by mass or less Mo is an element which, like V and Nb, improves the strength of the weld metal in welding with a high heat input and also refines the structure to improve the low temperature toughness. When the Mo content exceeds 0.50% by mass,
Hot cracking of weld metal occurs. Therefore, Mo is 0.50
It should be less than or equal to mass%. In addition, preferably 0.01 to 0.50 mass%
Is.
【００２３】Ｖ：0.10質量％以下
Ｖは、Mo，Nbと同様に、大入熱の溶接において溶接金属
の強度を向上し、かつ組織を微細化して低温靭性を向上
させる元素である。Ｖ含有量が0.10質量％を超えると、
溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Ｖを含有
させる場合は0.10質量％以下とすることが好ましい。 な
お、さらに好ましくは0.01〜0.10質量％である。V: 0.10% by mass or less V is an element which, like Mo and Nb, improves the strength of the weld metal in welding with a high heat input and also refines the structure to improve the low temperature toughness. If the V content exceeds 0.10 mass%,
Hot cracking of weld metal occurs. Therefore, when V is contained, it is preferably 0.10 mass% or less. Further, it is more preferably 0.01 to 0.10 mass%.
【００２４】Nb：0.10質量％以下
Nbは、Mo，Ｖと同様に、大入熱の溶接において溶接金属
の強度を向上し、かつ組織を微細化して低温靭性を向上
させる元素である。Nb含有量が0.10質量％を超えると、
溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Nbを含有
させる場合は0.10質量％以下とすることが好ましい。な
お、さらに好ましくは0.01〜0.10質量％である。Nb: 0.10% by mass or less Nb is an element which, like Mo and V, improves the strength of the weld metal in welding with a high heat input, and refines the structure to improve the low temperature toughness. When the Nb content exceeds 0.10 mass%,
Hot cracking of weld metal occurs. Therefore, when Nb is contained, it is preferably 0.10 mass% or less. Further, it is more preferably 0.01 to 0.10 mass%.
【００２５】Ti：0.01〜0.10質量％
Tiは、溶接金属中で酸化物を形成し、その酸化物を核と
して微細なフェライト相が生成されるので、溶接金属の
低温靭性を向上させる効果がある。Ti含有量が0.01質量
％未満では、酸化物が十分に生成しないので低温靭性向
上の効果が得られない。 一方、0.10質量％を超えると、
溶接金属が硬化して低温靭性の劣化を招く。したがっ
て、Tiは0.01〜0.10質量％の範囲内を満足する必要があ
る。Ti: 0.01 to 0.10 mass% Ti forms an oxide in the weld metal, and a fine ferrite phase is generated with the oxide as a nucleus, so that it has the effect of improving the low temperature toughness of the weld metal. . When the Ti content is less than 0.01% by mass, oxides are not sufficiently formed, so that the effect of improving low temperature toughness cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.10 mass%,
The weld metal hardens and causes deterioration of low temperature toughness. Therefore, Ti must satisfy the range of 0.01 to 0.10 mass%.
【００２６】希土類元素：0.0010〜0.0050質量％
希土類元素は、周期表の３族に属する元素の総称であ
り、溶接金属中のＳと結合して硫化物を微細に析出分散
させ、Ｓによる溶接金属の靭性低下を防止する効果があ
る。希土類元素の含有量が0.0010質量％未満では、硫化
物が十分に生成せず、Ｓの固定が十分ではないので、低
温靭性が劣化する。一方、0.0050質量％を超えると、溶
接金属が硬化して低温靭性の劣化を招く。したがって、
希土類元素は0.0010〜0.0050質量％の範囲内を満足する
必要がある。なお本発明においては、希土類元素は特定
の元素に限定しないが、Ce，La，Nd等の比較的安価で入
手しやすい元素を用いるのが好ましい。Rare earth element: 0.0010 to 0.0050 mass% Rare earth element is a general term for elements belonging to Group 3 of the periodic table. It combines with S in the weld metal to finely precipitate and disperse sulfides, and weld metal with S. It has the effect of preventing deterioration of toughness. When the content of the rare earth element is less than 0.0010% by mass, sulfide is not sufficiently generated and S is not sufficiently fixed, so that the low temperature toughness deteriorates. On the other hand, when it exceeds 0.0050 mass%, the weld metal is hardened and the low temperature toughness is deteriorated. Therefore,
The rare earth element needs to satisfy the range of 0.0010 to 0.0050 mass%. In the present invention, the rare earth element is not limited to a specific element, but it is preferable to use a relatively inexpensive and easily available element such as Ce, La and Nd.
【００２７】さらに、Ｂの含有量（質量％）が、Ｂの拡
散距離ＤB （μｍ）に対して下記の(1)式を満足する必
要がある。
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦ 0.01 ・・・ (1)
Ｑ ：溶接入熱（kJ／cm）
ｆ（Ｑ）：Ｑの関数
〔Ｂ〕 ：Ｂの含有量（質量％）
Ｂは、溶接金属および溶接熱影響部の強度を向上すると
ともに低温靭性を向上する効果を有しており、本発明を
構成する最も重要な元素である。つまりＢは焼入れ性を
向上させる元素であるから、溶接金属中に存在するＢに
よって溶接金属の焼入れ性が向上し、その結果、低温靭
性が向上する。 しかもＢは、溶接金属中で粗大な初析フ
ェライトの成長を抑制して微細なフェライト相を生成さ
せるので、溶接金属の低温靭性を一層向上する効果も有
する。Further, the content (mass%) of B must satisfy the following equation (1) with respect to the diffusion distance D B (μm) of B. f (Q) ≦ [B] ≦ 0.01 (1) Q: welding heat input (kJ / cm) f (Q): function of Q [B]: B content (mass%) B is welding It has the effects of improving the strength of the metal and the heat-affected zone of the weld and improving the low temperature toughness, and is the most important element constituting the present invention. That is, since B is an element that improves the hardenability, the presence of B in the weld metal improves the hardenability of the weld metal and, as a result, improves the low temperature toughness. Moreover, B suppresses the growth of coarse pro-eutectoid ferrite in the weld metal to generate a fine ferrite phase, and therefore has the effect of further improving the low temperature toughness of the weld metal.
【００２８】また、Ｂは溶接金属から溶接熱影響部に拡
散する。こうしてＢが溶接金属から溶接熱影響部に拡散
することによって、溶接熱影響部の焼入れ性が向上し、
その結果、低温靭性が向上する。 さらに鋼板に不可避的
不純物として含まれるＮや、組織の微細化を目的として
添加したTiＮが溶接入熱によって分解して発生したＮと
結合してＢＮを形成することによってＮを固定し、低温
靭性の劣化を防止する。 しかもＢＮを核として微細なフ
ェライト相が生成するので、溶接熱影響部の低温靭性を
一層向上する効果がある。Further, B diffuses from the weld metal to the weld heat affected zone. In this way, B is diffused from the weld metal to the weld heat affected zone, so that the hardenability of the weld heat affected zone is improved,
As a result, the low temperature toughness is improved. Further, N contained as an unavoidable impurity in the steel sheet and TiN added for the purpose of refining the structure are decomposed by welding heat input and combined with N to form BN, thereby fixing N and fixing the low temperature toughness. Prevent deterioration of the. In addition, since a fine ferrite phase is generated with BN as a nucleus, it has an effect of further improving the low temperature toughness of the weld heat affected zone.
【００２９】本発明におけるＢの主要な機能は、 溶接金
属から熱影響部に拡散し、溶接金属に近い熱影響部にお
いて、固溶ＮをＢＮとして固定するということである。
なお固溶Ｎは、鋼中に不可避的不純物として存在してい
たもの、および鋼中の析出物のTiＮが溶解して発生した
ものである。この機能は、溶接方法に関わらず、 Ｂの拡
散距離が大であれば、拡散範囲で一定のＢ濃度を確保す
るためにはＢの含有量を増加させる必要があると考えら
れる。 したがって、溶接金属中のＢの必要量はＢの拡散
距離ＤB （μｍ）に比例すると仮定できる。The main function of B in the present invention is to diffuse from the weld metal to the heat affected zone and fix the solid solution N as BN in the heat affected zone close to the weld metal.
The solid solution N is the one that was present as unavoidable impurities in the steel and the one that was generated by the dissolution of TiN, which is the precipitate in the steel. With this function, regardless of the welding method, if the B diffusion distance is large, it is considered necessary to increase the B content in order to secure a constant B concentration in the diffusion range. Therefore, it can be assumed that the required amount of B in the weld metal is proportional to the diffusion distance D B (μm) of B.
【００３０】Ｂの拡散距離ＤB （μｍ）は、溶接時の冷
却パターン（すなわち温度履歴）によって決定される。
鋼中でのＢの拡散は、溶接金属が凝固した直後から生じ
ると考えられるので、1500℃から1100℃への冷却過程に
ついて検討すれば良い。すなわち、各溶接方法ごとに板
厚と開先形状が決まれば、溶接入熱Ｑ（すなわち単位溶
接長さあたりの投入熱量（kJ／cm））がほぼ決定され、
この溶接入熱Ｑ（kJ／cm）に応じて熱影響部の冷却パタ
ーンが変化する。そこで各溶接方法による実際の溶接継
手で温度を実測し、1500℃から1100℃までの冷却時間，
冷却速度を求め、さらに拡散方程式からＢの拡散距離Ｄ
B （μｍ）が算出できる。こうして算出したＢの拡散距
離Ｄ’B （μｍ）と溶接入熱Ｑ（kJ／cm）には良好な相
関関係があり、経験的に得られた関係式で表わされるこ
とが分かった。 ただし溶接方法が異なると、溶接入熱Ｑ
（kJ／cm）が同一であっても1500℃から1100℃までの冷
却速度が異なるので、Ｂの算出拡散距離Ｄ’B （μｍ）
と溶接入熱Ｑ（kJ／cm）との関係式は、溶接方法ごとに
設定する必要がある。The diffusion distance D B (μm) of B is determined by the cooling pattern (ie temperature history) during welding.
Since the diffusion of B in steel is considered to occur immediately after the weld metal solidifies, the cooling process from 1500 ° C. to 1100 ° C. should be examined. That is, if the plate thickness and groove shape are determined for each welding method, the welding heat input Q (that is, the input heat amount per unit welding length (kJ / cm)) is almost determined,
The cooling pattern of the heat-affected zone changes according to the welding heat input Q (kJ / cm). Therefore, we measured the temperature at the actual welded joint by each welding method, and measured the cooling time from 1500 ℃ to 1100 ℃,
Calculate the cooling rate, and then use the diffusion equation to calculate the diffusion distance D of B
B (μm) can be calculated. It has been found that there is a good correlation between the diffusion distance D ′ B (μm) of B thus calculated and the welding heat input Q (kJ / cm), which is expressed by a relational expression obtained empirically. However, if the welding method is different, the welding heat input Q
Even if (kJ / cm) is the same, the cooling rate from 1500 ℃ to 1100 ℃ is different, so the calculated diffusion distance of B D' B (μm)
The relational expression between the welding heat input Q (kJ / cm) must be set for each welding method.
【００３１】すなわち、溶接入熱が 100kJ／cm以上の大
入熱エレクトロガス溶接の場合には、算出拡散距離Ｄ’
B （μｍ）は下記の (4)式で表わされる。
Ｄ’B ＝0.23×Ln（Ｑ）− 0.5 ・・・ (4)
また溶接入熱が 100kJ／cm以上の大入熱サブマージアー
ク溶接の場合には、算出拡散距離Ｄ’B （μｍ）は下記
の (5)式で表わされる。That is, in the case of high heat input electrogas welding in which the welding heat input is 100 kJ / cm or more, the calculated diffusion distance D '
B (μm) is expressed by the following equation (4). D' B = 0.23 x Ln (Q) -0.5 (4) In the case of large heat input submerged arc welding with a welding heat input of 100 kJ / cm or more, the calculated diffusion distance D' B (μm) is as follows. It is expressed by equation (5).
【００３２】
Ｄ’B ＝0.42×Ln（Ｑ）− 1.9 ・・・ (5)
さらにエレクトロスラグ溶接の場合にも、溶接時の熱サ
イクルはサブマージアーク溶接と同様であるので、 (5)
式と同様の関係が成り立つ。そして、継手の熱影響部の
靭性とＢの拡散距離との実測値から、比例係数0.003 が
経験的に得られる。すなわち溶接金属中のＢの含有量
（質量％）の下限値は、0.003 ×Ｄ’B で与えられる。D ′ B = 0.42 × Ln (Q) −1.9 (5) Further, in the case of electroslag welding, the heat cycle during welding is similar to that of submerged arc welding, so (5)
The same relationship as the formula holds. Then, a proportionality coefficient of 0.003 is empirically obtained from the measured values of the toughness of the heat-affected zone of the joint and the diffusion distance of B. That is, the lower limit of the B content (mass%) in the weld metal is given by 0.003 × D ′ B.
【００３３】すなわちＢ含有量（質量％）が下記の (6)
式で算出される指標αの値未満の場合は、溶接金属およ
び溶接熱影響部の低温靭性を向上する効果は得られな
い。
α＝0.003 ×Ｄ’B ・・・ (6)
Ｄ’B ：Ｂの算出拡散距離（μｍ）一方、Ｂ含有量が0.
01質量％を超えると、溶接金属と溶接熱影響部の焼入れ
性が過剰に高められて、溶接金属と溶接熱影響部の高温
割れが発生するばかりでなく、マルテンサイト相が生成
して低温靭性が劣化する。That is, the B content (% by mass) is as follows (6)
If it is less than the value of the index α calculated by the formula, the effect of improving the low temperature toughness of the weld metal and the weld heat affected zone cannot be obtained. α = 0.003 × D ′ B ... (6) D ′ B : Calculated diffusion distance of B (μm) On the other hand, B content is 0.
If it exceeds 01% by mass, the hardenability of the weld metal and the heat-affected zone will be excessively increased, and not only hot cracking of the weld metal and the heat-affected zone will occur, but also martensite phase will form and low temperature toughness will occur. Deteriorates.
【００３４】したがって、Ｂ含有量（質量％）は下記の
(1)式を満足する必要がある。
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦ 0.01 ・・・ (1)
Ｑ ：溶接入熱（kJ／cm）
ｆ（Ｑ）：Ｑの関数
〔Ｂ〕 ：Ｂの含有量（質量％）
ここで溶接入熱が 100kJ／cm以上の大入熱エレクトロガ
ス溶接の場合には、算出拡散距離Ｄ’B （μｍ）は前記
の (4)式で精度良く算出できるので、
ｆ（Ｑ）＝ 0.003×｛0.23×Ln（Ｑ）− 0.5｝ ・・・ (2)
となる。Therefore, the B content (mass%) is as follows.
It is necessary to satisfy the formula (1). f (Q) ≦ [B] ≦ 0.01 (1) Q: welding heat input (kJ / cm) f (Q): function of Q [B]: B content (mass%) In the case of high heat input electrogas welding with heat of 100 kJ / cm or more, the calculated diffusion distance D' B (μm) can be calculated accurately by the above equation (4), so f (Q) = 0.003 x {0.23 × Ln (Q) −0.5} (2)
【００３５】また溶接入熱が 100kJ／cm以上の大入熱サ
ブマージアーク溶接の場合には、算出拡散距離Ｄ’
B （μｍ）は前記の (5)式で精度良く算出できるので、
ｆ（Ｑ）＝ 0.003×｛0.42×Ln（Ｑ）− 1.9｝ ・・・ (3)
となる。エレクトロスラグ溶接の場合にも同様の関係が
成り立つ。In the case of large heat input submerged arc welding with a welding heat input of 100 kJ / cm or more, the calculated diffusion distance D '
Since B (μm) can be accurately calculated by the above equation (5), f (Q) = 0.003 × {0.42 × Ln (Q) −1.9} (3) A similar relationship holds for electroslag welding.
【００３６】このようにして溶接金属中にＢを適正に添
加することによって、溶接入熱 100kJ／cm以上の大入熱
溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手の溶接金
属および溶接熱影響部の低温靭性を向上できる。In this way, by appropriately adding B to the weld metal, the weld metal and the weld heat affected zone of the welded joint obtained by welding the steel sheet by high heat input welding with a heat input of 100 kJ / cm or more. The low temperature toughness can be improved.
【００３７】[0037]
【実施例】〈実施例１〉溶接入熱 100kJ／cm以上の大入
熱エレクトロガス溶接を行なって、鋼板の溶接継手を作
製した。鋼板の板厚と成分は、表１に示す通りである。
また使用したエレクトロガス溶接用フラックス入りワイ
ヤ（以下、ワイヤという）の成分は、表２に示す通りで
ある。なお、表２に示す各元素の含有量（質量％) は、
ワイヤの総質量（すなわち鋼製外皮およびフラックスの
合計質量）に対する比率を示す。EXAMPLES Example 1 Welding heat input A large heat input electrogas welding of 100 kJ / cm or more was performed to produce a welded joint of steel sheets. The plate thickness and composition of the steel plate are as shown in Table 1.
Further, the components of the used flux-cored wire for electrogas welding (hereinafter referred to as wire) are as shown in Table 2. The content (% by mass) of each element shown in Table 2 is
The ratio to the total mass of the wire (that is, the total mass of the steel skin and the flux) is shown.
【００３８】[0038]
【表１】 [Table 1]
【００３９】[0039]
【表２】 [Table 2]
【００４０】溶接条件は、表３に示す通りである。 な
お、鋼板Ｂ（板40mm）と鋼板Ｃ（板60mm）の溶接継手を
作製する際には、溶接欠陥を防止するためにワイヤを板
厚方向にオシレートさせながら溶接を行なった。The welding conditions are as shown in Table 3. When manufacturing a welded joint of steel plate B (plate 40 mm) and steel plate C (plate 60 mm), welding was performed while oscillating the wire in the plate thickness direction in order to prevent welding defects.
【００４１】[0041]
【表３】 [Table 3]
【００４２】このようにして鋼板Ａ〜Ｃとワイヤ１〜31
を種々組み合わせて、 100kJ／cm以上の溶接入熱でエレ
クトロガス溶接を行ない、溶接継手を作製した。各溶接
継手を作製する際の溶接入熱（kJ／cm）および得られた
溶接金属の成分（質量％）は、表４に示す通りである。
また各溶接継手の表面を１mm研削した後、溶接金属およ
び溶接熱影響部から試験片（ＪＩＳ４号２mm−Ｖノッチ
試験片）を切り出して、シャルピー衝撃試験を行なっ
た。 ノッチ位置は、溶接金属中央部および溶接熱影響部
とした。−40℃における吸収エネルギー VＥ-40 （Ｊ）
は、表４に示す通りである。 なお表４中のα値は、 (2)
式および (4)式を用いて算出される値である。In this way, the steel plates A to C and the wires 1 to 31
Welded joints were manufactured by performing electrogas welding with a heat input of 100 kJ / cm or more in various combinations. Table 4 shows the welding heat input (kJ / cm) and the composition (mass%) of the obtained weld metal when producing each welded joint.
After grinding the surface of each welded joint by 1 mm, a test piece (JIS No. 2 mm-V notch test piece) was cut out from the weld metal and the weld heat affected zone, and a Charpy impact test was conducted. The notch positions were the weld metal center and the weld heat affected zone. Absorbed energy at -40 ℃ V E -40 (J)
Is as shown in Table 4. The α value in Table 4 is (2)
This is the value calculated using equation (4).
【００４３】[0043]
【表４】 [Table 4]
【００４４】発明例１〜12は、溶接入熱（kJ／cm）およ
び溶接金属の成分（質量％）が本発明の範囲を満足する
例である。比較例１〜６は、Ｂ含有量が (1)式の範囲を
外れる例である。また比較例７〜８はＣ含有量が本発明
の範囲を外れる例であり、比較例９はSi含有量が本発明
の範囲を外れる例であり、比較例10〜11はMn含有量が本
発明の範囲を外れる例であり、比較例12〜13はNi含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例14はCr含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例15はMo含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例16はＶ含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例17〜18はTi含
有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例19〜20は
REM含有量が本発明の範囲を外れる例である。Inventive Examples 1 to 12 are examples in which the welding heat input (kJ / cm) and the component (mass%) of the weld metal satisfy the range of the present invention. Comparative Examples 1 to 6 are examples in which the B content is outside the range of the formula (1). Further, Comparative Examples 7 to 8 are examples in which the C content is out of the range of the present invention, Comparative Example 9 is an example in which the Si content is out of the range of the present invention, and Comparative Examples 10 to 11 are in the Mn content of the present invention. Examples outside the scope of the invention, Comparative Examples 12 to 13 are examples where the Ni content is outside the scope of the present invention, Comparative Example 14 is an example where the Cr content is outside the scope of the present invention, Comparative Example 15 Is an example in which the Mo content is out of the range of the present invention, Comparative Example 16 is an example in which the V content is out of the range of the present invention, and Comparative Examples 17 to 18 are examples in which the Ti content is out of the range of the present invention. And Comparative Examples 19 to 20
This is an example in which the REM content is out of the range of the present invention.
【００４５】表４から明らかなように、発明例１〜12で
は、溶接金属および溶接熱影響部ともに−40℃における
吸収エネルギーが80Ｊ以上であり、優れた低温靭性を有
する溶接継手が得られた。一方、比較例１，３，５は、
Ｂ含有量が (1)式の範囲の下限値を下回っているので、
溶接金属中の初析フェライトの抑制および溶接熱影響部
のＮ固定が不十分となり、溶接金属および溶接熱影響部
の低温靭性が劣化した。As is clear from Table 4, in Invention Examples 1 to 12, the absorbed energy at -40 ° C was 80 J or more in both the weld metal and the weld heat affected zone, and weld joints having excellent low temperature toughness were obtained. . On the other hand, Comparative Examples 1, 3, 5
Since the B content is below the lower limit of the range of formula (1),
The suppression of pro-eutectoid ferrite in the weld metal and the N fixation of the weld heat affected zone became insufficient, and the low temperature toughness of the weld metal and the weld heat affected zone deteriorated.
【００４６】比較例２，４は、Ｂ含有量が (1)式の範囲
の上限値を上回っているので、溶接金属に割れが発生し
て試験片を採取できなかった。 また比較例６は、Ｂ含有
量が(1)式の範囲の上限値を上回っているので、マルテ
ンサイト相が生成して溶接金属および溶接熱影響部の低
温靭性が劣化した。比較例７，10，12，17，19は、それ
ぞれＣ，Mn，Ni，Ti，REM の含有量が本発明の範囲の下
限値を下回っているので、溶接金属の低温靭性が劣化し
た。In Comparative Examples 2 and 4, the B content was above the upper limit of the range of the formula (1), so cracks occurred in the weld metal and test pieces could not be collected. Further, in Comparative Example 6, the B content exceeds the upper limit of the range of the formula (1), so that the martensite phase is generated and the low temperature toughness of the weld metal and the weld heat affected zone is deteriorated. In Comparative Examples 7, 10, 12, 17, and 19, the contents of C, Mn, Ni, Ti, and REM were below the lower limit of the range of the present invention, so the low temperature toughness of the weld metal deteriorated.
【００４７】比較例８，13は、それぞれＣ，Niの含有量
が本発明の上限値を上回っているので、溶接金属に割れ
が発生して試験片を採取できなかった。 比較例９，11，
14，15，16，18，20は、それぞれSi，Mn，Cr，Mo，Ｖ，
Ti，REM の含有量が本発明の範囲の上限値を上回ってい
るので、溶接金属の低温靭性が劣化した。In Comparative Examples 8 and 13, since the contents of C and Ni exceeded the upper limits of the present invention, cracks occurred in the weld metal and test pieces could not be collected. Comparative Examples 9 and 11,
14, 15, 16, 18, and 20 are Si, Mn, Cr, Mo, V, and
Since the contents of Ti and REM exceeded the upper limits of the range of the present invention, the low temperature toughness of the weld metal deteriorated.
【００４８】つまり本発明では、溶接入熱が 100kJ／cm
以上の大入熱エレクトロガス溶接によって鋼板を溶接し
て得られる溶接継手の溶接金属と溶接熱影響部の低温靭
性を向上できることが確かめられた。
〈実施例２〉溶接入熱 100kJ／cm以上の大入熱サブマー
ジアーク溶接を行なって、鋼板の溶接継手を作製した。That is, in the present invention, the welding heat input is 100 kJ / cm.
It was confirmed that the low temperature toughness of the weld metal and the weld heat affected zone of the welded joint obtained by welding steel plates by the above high heat input electrogas welding can be improved. <Example 2> Weld heat input A large heat input submerged arc welding of 100 kJ / cm or more was performed to produce a welded joint of steel plates.
【００４９】鋼板の板厚と成分は、表５に示す通りであ
る。 溶接においては、線径6.4mm のソリッドワイヤと鉄
粉入りフラックスを使用し、２電極のサブマージアーク
溶接（いわゆるタンデムサブマージアーク溶接）を行な
った。 その溶接条件は、表６に示す通りである。Table 5 shows the plate thickness and composition of the steel plate. In welding, a solid wire with a wire diameter of 6.4 mm and a flux containing iron powder were used, and two-electrode submerged arc welding (so-called tandem submerged arc welding) was performed. The welding conditions are as shown in Table 6.
【００５０】[0050]
【表５】 [Table 5]
【００５１】[0051]
【表６】 [Table 6]
【００５２】このようにして 100kJ／cm以上の溶接入熱
でサブマージアーク溶接を行ない、鋼板Ｄ〜Ｆの溶接継
手を作製した。各溶接継手を作製する際の溶接入熱（kJ
／cm）および得られた溶接金属の成分（質量％）は、表
７に示す通りである。
また各溶接継手の表面を１mm研削した後、溶接金属およ
び溶接熱影響部から試験片（ＪＩＳ４号２mm−Ｖノッチ
試験片）を切り出して、シャルピー衝撃試験を行なっ
た。 ノッチ位置は、溶接金属中央部および溶接熱影響部
とした。−40℃における吸収エネルギー VＥ-40 （Ｊ）
は、表７に示す通りである。 なお表７中のα値は、 (3)
式および (4)式を用いて算出される値である。In this way, submerged arc welding was carried out with a welding heat input of 100 kJ / cm or more, and welded joints of steel plates D to F were produced. Welding heat input (kJ
/ Cm) and the components (mass%) of the obtained weld metal are as shown in Table 7. After grinding the surface of each welded joint by 1 mm, a test piece (JIS No. 2 mm-V notch test piece) was cut out from the weld metal and the weld heat affected zone, and a Charpy impact test was conducted. The notch positions were the weld metal center and the weld heat affected zone. Absorbed energy at -40 ℃ V E -40 (J)
Is as shown in Table 7. The α value in Table 7 is (3)
This is the value calculated using equation (4).
【００５３】[0053]
【表７】 [Table 7]
【００５４】発明例13〜24は、溶接入熱（kJ／cm）およ
び溶接金属の成分（質量％）が本発明の範囲を満足する
例である。比較例21〜26は、Ｂ含有量が (1)式の範囲を
外れる例である。また比較例27〜28はＣ含有量が本発明
の範囲を外れる例であり、比較例29はSi含有量が本発明
の範囲を外れる例であり、比較例30〜31はMn含有量が本
発明の範囲を外れる例であり、比較例32〜33はNi含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例34はCr含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例35はMo含有量
が本発明の範囲を外れる例であり、比較例36はＶとNb含
有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例37〜38は
Ti含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例39〜
40は REM含有量が本発明の範囲を外れる例である。Invention Examples 13 to 24 are examples in which the welding heat input (kJ / cm) and the weld metal composition (mass%) satisfy the range of the present invention. Comparative Examples 21 to 26 are examples in which the B content is outside the range of the formula (1). Further, Comparative Examples 27 to 28 are examples in which the C content is out of the range of the present invention, Comparative Example 29 is an example in which the Si content is out of the range of the present invention, and Comparative Examples 30 to 31 are in the Mn content. Examples outside the scope of the invention, Comparative Examples 32-33 are examples where the Ni content is outside the scope of the present invention, Comparative Example 34 is an example where the Cr content is outside the scope of the present invention, Comparative Example 35 Is an example in which the Mo content is out of the range of the present invention, Comparative Example 36 is an example in which the V and Nb contents are out of the range of the present invention, and Comparative Examples 37 to 38 are
Ti content is an example outside the scope of the present invention, Comparative Example 39 ~
40 is an example in which the REM content is out of the range of the present invention.
【００５５】表７から明らかなように、発明例13〜24で
は、溶接金属および溶接熱影響部ともに−40℃における
吸収エネルギーが80Ｊ以上であり、優れた低温靭性を有
する溶接継手が得られた。
一方、比較例21，23，25は、Ｂ含有量が (1)式の範囲の
下限値を下回っているので、溶接金属中の初析フェライ
トの抑制および溶接熱影響部のＮ固定が不十分となり、
溶接金属および溶接熱影響部の低温靭性が劣化した。As is clear from Table 7, in Invention Examples 13 to 24, the weld metal and the weld heat-affected zone both had absorbed energy at -40 ° C of 80 J or more, and weld joints having excellent low temperature toughness were obtained. . On the other hand, in Comparative Examples 21, 23 and 25, since the B content is below the lower limit of the range of the formula (1), the suppression of proeutectoid ferrite in the weld metal and the N fixation of the weld heat affected zone are insufficient. Next to
The low temperature toughness of the weld metal and weld heat affected zone deteriorated.
【００５６】比較例22，24は、Ｂ含有量が (1)式の範囲
の上限値を上回っているので、溶接金属に割れが発生し
て試験片を採取できなかった。 また比較例26は、Ｂ含有
量が(1)式の範囲の上限値を上回っているので、上部ベ
イナイトおよびマルテンサイト相が生成して溶接金属お
よび溶接熱影響部の低温靭性が劣化した。比較例27，3
0，32，37，39は、それぞれＣ，Mn，Ni，Ti，REM の含
有量が本発明の範囲の下限値を下回っているので、溶接
金属の低温靭性が劣化した。In Comparative Examples 22 and 24, the B content was above the upper limit of the range of the formula (1), so that cracks occurred in the weld metal and the test pieces could not be collected. Further, in Comparative Example 26, since the B content exceeds the upper limit of the range of the formula (1), the upper bainite and martensite phases are generated and the low temperature toughness of the weld metal and the weld heat affected zone is deteriorated. Comparative Examples 27 and 3
In Nos. 0, 32, 37, and 39, the contents of C, Mn, Ni, Ti, and REM were below the lower limit of the range of the present invention, so that the low temperature toughness of the weld metal deteriorated.
【００５７】比較例28，33は、それぞれＣ，Niの含有量
が本発明の上限値を上回っているので、溶接金属に割れ
が発生して試験片を採取できなかった。
比較例29，31，34，35，36，38，40は、それぞれSi，M
n，Cr，Mo，Ｖ，Nb，Ti，REM の含有量が本発明の範囲
の上限値を上回っているので、溶接金属の低温靭性が劣
化した。In Comparative Examples 28 and 33, the contents of C and Ni exceeded the upper limits of the present invention, so that cracks occurred in the weld metal and test pieces could not be collected. Comparative Examples 29, 31, 34, 35, 36, 38, 40 are Si, M, respectively.
Since the contents of n, Cr, Mo, V, Nb, Ti and REM exceeded the upper limits of the range of the present invention, the low temperature toughness of the weld metal deteriorated.
【００５８】つまり本発明では、溶接入熱が 100kJ／cm
以上の大入熱サブマージアーク溶接によって鋼板を溶接
して得られる溶接継手の溶接金属と溶接熱影響部の低温
靭性を向上できることが確かめられた。That is, in the present invention, the welding heat input is 100 kJ / cm.
It was confirmed that the low temperature toughness of the weld metal and the heat affected zone of the welded joint obtained by welding steel sheets by the above high heat input submerged arc welding can be improved.
【００５９】[0059]
【発明の効果】本発明では、溶接入熱が 100kJ／cm以上
の大入熱溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手
の溶接金属と溶接熱影響部の低温靭性を向上できる。According to the present invention, the low temperature toughness of the weld metal and the heat affected zone of the welded joint obtained by welding the steel sheet by the high heat input welding with the heat input of 100 kJ / cm or more can be improved.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｂ２３Ｋ 103:04 Ｂ２３Ｋ 103:04 (72)発明者 安田 功一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 一宮 克行 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 阪口 修一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 BB10 CA05 EA02 EA10 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (51) Int.Cl. 7 Identification code FI theme code (reference) // B23K 103: 04 B23K 103: 04 (72) Inventor Koichi Yasuda 1 Kawasaki-cho, Chuo-ku, Chiba-shi, Chiba Address Kawasaki Iron & Steel Co., Ltd. Technical Research Institute (72) Inventor Katsuyuki Ichinomiya 1-chome, Mizushima Kawasaki Dori, Kurashiki City, Okayama Prefecture (no address) Kawasaki Steel Co., Ltd. Mizushima Steel Works (72) Inventor Shuichi Sakaguchi Chuo-ku, Chiba City, Chiba Prefecture Kawasaki Town No. 1 Kawasaki Steel Co., Ltd. Technical Research Institute F-term (reference) 4E001 AA03 BB05 BB10 CA05 EA02 EA10
Claims (4)
によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、前
記溶接継手の溶接金属がＣを0.03〜0.12質量％、Siを0.
10〜0.80質量％、Mnを0.80〜2.50質量％、Niを0.50〜3.
00質量％、Crを0.50質量％以下、Moを0.50質量％以下、
Tiを0.01〜0.10質量％、希土類元素を0.0010〜0.0050質
量％含有し、かつＢの含有量（質量％）が下記の (1)式
を満足し、残部が鉄およ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溶接継手。 ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦ 0.01 ・・・ (1) Ｑ ：溶接入熱（kJ／cm） ｆ（Ｑ）：Ｑの関数 〔Ｂ〕 ：Ｂの含有量（質量％）1. A welded joint obtained by welding a steel sheet by high heat input welding having a welding heat input of 100 kJ / cm or more, wherein the weld metal of the welded joint contains 0.03 to 0.12% by mass of C and 0% by mass of Si. .
10 to 0.80 mass%, Mn 0.80 to 2.50 mass%, Ni 0.50 to 3.
00 mass%, Cr 0.50 mass% or less, Mo 0.50 mass% or less,
A composition containing 0.01 to 0.10% by mass of Ti, 0.0010 to 0.0050% by mass of a rare earth element, the content of B (% by mass) satisfying the following formula (1), and the balance being iron and unavoidable impurities: A welded joint characterized by having. f (Q) ≦ [B] ≦ 0.01 (1) Q: welding heat input (kJ / cm) f (Q): Q function [B]: B content (mass%)
加えてＶを0.10質量％以下、Nbを0.10質量％以下含有す
ることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。2. The welded joint according to claim 1, wherein the weld metal of the welded joint contains V in an amount of 0.10 mass% or less and Nb in an amount of 0.10 mass% or less in addition to the composition.
溶接であり、前記ｆ（Ｑ）が下記の (2)式によることを
特徴とする請求項１または２に記載の溶接継手。 ｆ（Ｑ）＝ 0.003×｛0.23×Ln（Ｑ）− 0.5｝ ・・・ (2) Ln（Ｑ）：Ｑの自然対数3. The welded joint according to claim 1, wherein the high heat input welding is high heat input electrogas welding, and the f (Q) is obtained by the following equation (2). f (Q) = 0.003 × {0.23 × Ln (Q) −0.5} (2) Ln (Q): Natural logarithm of Q
ク溶接であり、前記ｆ（Ｑ）が下記の (3)式によること
を特徴とする請求項１または２に記載の溶接継手。 ｆ（Ｑ）＝ 0.003×｛0.42×Ln（Ｑ）− 1.9｝ ・・・ (3)4. The welded joint according to claim 1, wherein the high heat input welding is a high heat input submerged arc welding, and the f (Q) is obtained by the following equation (3). f (Q) = 0.003 × {0.42 × Ln (Q) −1.9} (3)
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