JP2004001028A

JP2004001028A - Method for high heat input submerged-arc welding

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Publication number: JP2004001028A
Application number: JP2002158586A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Nakazawa; 中澤　博志; Shigeo Oyama; 大山　繁男; Kazutoshi Ichikawa; 市川　和利
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-05-31
Filing date: 2002-05-31
Publication date: 2004-01-08
Anticipated expiration: 2022-05-31
Also published as: JP3759474B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a welding method which obtains a weld metal of an excellent toughness of not less than 100 J in Charpy absorbed energy at 0°C even when submerged arc welding with a high heat input not more than 600 kJ/cm is applied on a steel of 500-600 MPa tensile strength class. <P>SOLUTION: The method is characterized in that a steel plate containing designated contents of C, Si and Mn is welded using flux including designated contents of SiO<SB>2</SB>, MgO, CaO, CaF<SB>2</SB>, Al<SB>2</SB>O<SB>3</SB>, TiO<SB>2</SB>, Fe and B<SB>2</SB>O<SB>3</SB>, and a wire containing 0.02-0.34% C, 0.02-1.2% Si, 1.16-2.30% Mn, 0.10-3.0% Mo, 2.0% Ni or less, 0.005-0.1% Ti, 0.006% N or less, 0.0009-0.009% O and the balance containing Fe and inevitable impurities. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力鋼板の大入熱サブマージアーク溶接により得られる溶接金属に関し、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの各種溶接鋼構造物を建造する際の大入熱サブマージアーク溶接において、良好な靭性を有する溶接金属を得る溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築構造物においては地震時の構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接金属の高靭性化の社会的要請は極めて大きい。一方、建築構造物の大型化により、肉厚の厚いボックス柱が製造されているが、大入熱の１パス溶接による施工法が能率面から優位であり、大入熱１パス溶接における溶接金属の高靭性化が求められている。
【０００３】
ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接は、板厚５０ｍｍを超える１パス溶接の場合、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上と大きいため溶接金属の冷却速度が小さく、冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から粗大な初析フェライト（α）が生成しやすく、十分な溶接金属の靭性が得られ難い。
【０００４】
一般にボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接の高靭性化については、溶接材料の成分組成を規定した技術として、例えば、特開平１１−１７００８５号公報があるが、溶接金属の組織粒径、粒内組織及び粒界組織を積極的にコントロールするものではなく、これら溶接材料では、十分な溶接金属靭性を得るのは難しい。
【０００５】
この他の方法として従来、溶接金属の靭性を向上させるために、溶接金属にＴｉを添加することによりＴｉ酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭化させる方法が知られている。しかしながら、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接では、一般のアーク溶接に比べて、溶融プールが長時間維持されるので、溶接金属中にＴｉを相当量添加しても、Ｔｉ酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまう部分が多く、アシキュラーフェライトの有効な核生成サイトとして十分に機能せず、この方法のみでは溶接金属の充分な靭性を確保することが困難である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、５００〜６００ＭＰａ級の引張強度の鋼を溶接入熱でおおよそ６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアーク溶接においても０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性の溶接金属を得る溶接方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【０００８】
（１）　質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなる鋼板を、
ＳｉＯ_２：１５〜２５％、
ＭｇＯ：６〜１６％、
ＣａＯ：５〜１３％、
ＣａＦ_２：１〜６％、
Ａｌ_２Ｏ_３：１７〜２５％、
ＴｉＯ_２：６〜１５％、
Ｆｅ：１１〜２３％、
Ｂ_２Ｏ_３：０．１〜０．６％
の成分を含有するフラックスと、
Ｃ：０．０２〜０．３４％、
Ｓｉ：０．０２〜１．２％、
Ｍｎ：１．１６〜２．３％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｏ：０．０００９〜０．００９％
を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなるワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【０００９】
（２）　質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％
を含有する上記（１）記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１０】
（３）　質量％で、
Ｓｉ：０．１〜１．２％
を含有する上記（１）記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１１】
（４）　さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０２〜１．０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％、
Ｖ：０．０２〜０．８５％
の内の１種または２種以上を含有する上記（１）から（３）のいずれかに記載のワイヤを用いて溶接することを特徴とする溶接金属靭性に優れる大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１２】
（５）　上記（１）から（４）のいずれかに記載の大入熱サブマージアーク溶接方法によって生成された溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．７％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ：０．００９％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎｉ：０．０１〜０．７％
を含有し、
Ｃｒ：０．０２〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０１７％、
Ｖ：０．００５〜０．０５％
の内の１種または２種以上を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなることを特徴とする、０℃における吸収エネルギー値が１００Ｊ以上の溶接金属靭性に優れるサブマージアーク溶接金属。
【００１３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の技術思想について、金属学的効果の点から説明する。
【００１４】
図１に従来技術における溶接金属組織（左図）と本発明における溶接金属組織（右図）とを模式的に示す。
【００１５】
一般に溶接金属の組織は、溶接、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態することにより最終組織が形成される。従来、約５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱サブマージアーク溶接においては、凝固後の高い温度域でδフェライト相からオーステナイト相へ変態するため、図１の左図（ａ）、（ｂ）に示すようにオーステナイトの成長によりその粒径が粗大化していた。さらにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒界５の周囲に靭性に有害な粗大な初析（粒界）フェライト４の生成や、オーステナイト粒内に靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）９が生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。
【００１６】
そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接金属組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。
【００１７】
その結果、溶接、凝固後のδフェライト相を低温領域まで熱力学的に安定させる元素としてＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶが有効であり、これらの元素を溶接金属に多く含有させると同時にオーステナイトを安定化させる元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ）を可能な限り低減させることにより、溶接金属凝固後、比較的低温の領域までδフェライト相を維持し、オーステナイト相への変態を低温領域で行わせることにより、大入熱のサブマージアーク溶接における溶接金属中のオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、溶接金属組織を微細化できることを見出した。
【００１８】
また、図１の右図（ｃ）、（ｄ）に示すようにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒内に微細なベーナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に細粒なセメンタイト１３として微細分散され、上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時における破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。発明者らは、実験によりこのようにオーステナイト粒内に細粒なベーナイト１１またはアシキュラーフェライト８を生成させるためには、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを見出した。
【００１９】
また、本発明者らは、上記の結晶粒の微細化及び粒内組織の微細ベーナイトまたはアシキュラーフェライト組織の生成を利用したセメンタイトの微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著に発現させるために、さらにＢのオーステナイト粒界への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴って顕著になると思われる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方法が有効であることが判った。
【００２０】
さらに、本発明者らは、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するＣの含有量を抑制したり、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の生成を抑制する作用を有するＳｉの含有量を適量添加することによりオーステナイト相から各種フェライト相（初析フェライト、ベーナイトあるいはアシキュラーフェライト）への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の生成を低減し、溶接金属の靭性をより向上させることができることを明らかにした。
【００２１】
なお、本発明によれば、図１の右図に示すように、溶接金属中に結晶粒が微細であり、粒内組織が微細ベーナイト１１及びアシキュラーフェライト８主体組織でセメンタイト１３が微細分散されているとともに、初析（粒界）フェライト７が少ないことを特徴とする靭性に優れた組織が得られる。
【００２２】
本発明は、以上の知見から成したものであり、本発明者らは大入熱サブマージアーク溶接金属の靭性向上を目的として、溶接金属のδフェライト相を安定させるとともに焼入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を所定量含有することを特徴とし、引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼を６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアークサブマージアーク溶接時でも従来に比べて溶接金属の靭性を向上することができる。
【００２３】
また、本発明では、さらに、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）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、さらに、大入熱サブマージアークサブマージアーク溶接時の溶接金属の靭性を向上できるものである。
【００２４】
以下に本発明の溶接方法における限定理由について説明する。
【００２５】
なお、以下の％は、質量％を示し、ＨＡＺは溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）を示す。
【００２６】
本発明における鋼板の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００２７】
鋼板のＣ含有量の下限は母材及び溶接部の強度、靭性を確保するための最小量として０．０３％と規定した。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その含有量の上限を０．２％とする。
【００２８】
鋼板のＳｉは脱酸のために鋼に含有されるが、Ｓｉは鋼の溶接性及びＨＡＺ靭性の向上に寄与するものでないので、その下限は特に限定するものではない。しかしながら、脱酸後に残留するＳｉを０．０１％以上とすることが操業上好ましい。一方、多すぎると溶接性及びＨＡＺの靭性が劣化するため、その含有量の上限を０．４％とする。
【００２９】
鋼板のＭｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、これらの効果を得るためにその含有量の下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺの靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるのでその含有量の上限を２％とする。
【００３０】
本発明におけるフラックスの化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００３１】
フラックスのＳｉＯ_２は大入熱サブマージアーク溶接において、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であるが、過多になると溶接金属の酸素やＳｉが増加し、靭性が劣化する。すなわち、１５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、２５％を超えると靭性が劣化するため、その含有量を１５〜２５％に規定する。
【００３２】
フラックスのＭｇＯはスラグの耐火性を向上させる。サブマージアーク溶接のような入熱の大きい溶接はスラグの耐火性を高くする必要があり、６％未満ではビードが不良となる。一方、１６％を超えるとビード表面に突起物が発生する。
したがって、ＭｇＯの含有量を６〜１６％とする。
【００３３】
フラックスのＣａＯはスラグの融点及び流動性を調整するために重要な成分である。その含有量が５％未満ではビード趾端部のなじみが悪く、１３％を超えるとスラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一になるため、ＣａＯの含有量を５〜１３％とした。
【００３４】
フラックスのＣａＦ_２は靭性改善に効果があるが、融点が低いため過多になると大入熱サブマージアーク溶接では、ビードの平滑性が損なわれる。その含有量が１％未満では靭性改善の効果がなく、６％を超えるとビードが不良となるため、ＣａＦ_２の含有量を１〜６％とした。
【００３５】
フラックスのＡｌ_２Ｏ_３はスラグ剥離性を良好にする効果がある。その含有量が１７％未満では剥離性が劣化し、２５％を超えると凸ビードになるため、Ａｌ_２Ｏ_３の含有量を１７〜２５％とした。
【００３６】
フラックスのＴｉＯ_２はビード表面の平滑性を得るのに効果があり、かつ、靭性向上にも有効である。その含有量が６％未満ではビード表面の平滑性及び靭性の向上の効果がなく、１５％を超えるとビード趾端部の立ち上がり角度が大きくなるため、ＴｉＯ_２の含有量を６〜１５％とした。
【００３７】
フラックスのＦｅは溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果がある。その含有量が１１％未満では溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果が得られず、２３％を超えるとビード表面に突起物が発生するため、Ｆｅの含有量を１１〜２３％とした。
【００３８】
フラックスのＢ_２Ｏ_３は靭性向上に効果がある。その含有量が０．１％未満では靭性向上の効果が得られず、０．６％を超えると溶着金属が硬化し、かえって靭性が劣化するため、Ｂ_２Ｏ_３の含有量を０．１〜０．６％とする。
【００３９】
本発明における溶接ワイヤの化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００４０】
溶接ワイヤのＣは良好な靭性を得るための重要な成分であり、溶接金属で良好な靭性を得るためにはその含有量を０．０２％〜０．３４％にする必要がある。その含有量が０．０２％未満であると脱酸不足となり、０．３４％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって何れの場合にも靭性が劣化する。
【００４１】
また、溶接金属にＣを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）が多く生成するため、より溶接金属の靭性を向上させるためには、Ｃの含有量の上限を０．１５％とすることが好ましい。
【００４２】
溶接ワイヤのＳｉは脱酸元素であり、溶接金属の酸素を低減する。その含有量が０．０２％未満では脱酸効果が得られず、また、１．２％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって何れの場合にも靭性が劣化するため、その含有量を０．０２〜１．２％とする。
【００４３】
また、Ｓｉは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素としてワイヤ中に含有させているが、このオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得てより靭性を向上させるためには、さらに、Ｓｉの含有量の下限を０．１％にすることが好ましい。
【００４４】
溶接ワイヤのＭｎは溶接金属の強度の向上及び脱酸効果元素として重要な成分である。その含有量が１．１６％未満では溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり靭性が劣化する。２．３％を超えると溶接金属の硬さが過剰となって靭性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量を１．１６〜２．３％にする。
【００４５】
溶接ワイヤのＭｏは溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分である。その含有量が０．１％未満では溶接金属の靭性向上に効果がなく、３．０％を超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化するため、Ｍｏの含有量を０．１〜３．０％とする。
【００４６】
溶接ワイヤのＮｉは溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させるに必要な元素であるが、オーステナイトを安定化する元素であり、２．０％を超えて含有されるとオーステナイト粒径を粗大化させるので好ましくない。本発明ではオーステナイト粒径の微細化のためにＮｉの含有量の上限を２．０％とした。Ｎｉの下限は特に限定するものではないが、特に靭性の向上のためには０．００３％以上とすることが好ましい。
【００４７】
溶接ワイヤのＴｉは溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を生成して、強度及び靭性の向上に有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その十分な効果を得るためにワイヤ中の含有量の下限を０．００５％とした。しかしながら、０．１％を超えてワイヤ中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．１％とした。
【００４８】
溶接ワイヤのＮは靭性を劣化させる元素である。そこで、できるだけ低い方が良く０．００６％以下とした。
【００４９】
溶接ワイヤのＯは微小量の添加によりオーステナイト粒内に強度及び靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、その含有量の下限を０．０００９％とした。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．００９％とした。
【００５０】
溶接ワイヤのＣｒ、Ｎｂ及びＶは、Ｍｏと同様に、何れも溶接金属の焼入れ性増大元素として重要な成分であり、本発明では、より溶接金属の靭性を向上させるために、溶接ワイヤ中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する。
【００５１】
Ｃｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれの含有量が０．０２％未満では、溶接金属の靭性向上に効果がない。一方、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有量が１．０％、０．１％、０．８５％をそれぞれ超えると溶接金属の焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化する。
【００５２】
したがって、溶接ワイヤ中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれの含有量を０．０２〜１．０％、０．０２〜０．１％、０．０２〜０．８５％とする。
【００５３】
本発明における溶接金属の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００５４】
溶接金属のＣは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、５００〜６００ＭＰａ以上の溶接金属の引張強度を確保するためには、溶接金属中に０．０３％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃは、オーステナイトの安定化元素であるために溶接金属に過剰に含有するとオーステナイト粒が粗大化し、また、溶接金属の硬さが過剰となって溶接金属の靭性を劣化させるばかりでなく、Ｃを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）が多く生成するため、溶接金属の靭性を向上させるためにＣ含有量の上限を０．１５％とした。
【００５５】
溶接金属のＳｉは、脱酸元素として働き、溶接金属の不純物としての酸素量を減少させる成分であるが、本発明では、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素として、また、Ｓｉは、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の生成を抑制する効果があり、その効果を得るためにも溶接金属中に０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、０．７％を超えて溶接金属中に含有すると溶接金属の硬さを過剰に高め、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．７％とした。
【００５６】
溶接金属のＭｎは、溶接金属の強度の向上及び脱酸作用を有し、その含有量が１．０％を下回ると溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり、溶接金属の靭性を劣化させる。しかしながら、Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であるため、２．０％を超えて含有すると、溶接金属中のオーステナイトの粒が粗大化するのでオーステナイトの粒を微細化するために、その含有量の上限を２．０％とする。
【００５７】
溶接金属のＭｏは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性向上のために重要な元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接金属中に０．０５％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を０．６５％とした。
【００５８】
溶接金属のＴｉは、溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を形成して、強度、靭性の向上のために有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その充分な効果を得るために溶接金属中に０．００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．１％を超えて溶接金属中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．１％とした。
【００５９】
溶接金属のＢは、微量でも溶接金属中のオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界における靭性に有害な初析フェライトの変態を抑止するので、溶接金属中に０．０００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．０１％を超えてワイヤ中に含有されると、過剰なＢがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．０１％とした。
【００６０】
溶接金属のＮは、溶接金属において不純物元素であり、溶接金属に固溶したＮがフェライトマトリックスの靭性を劣化させ、さらに過剰に溶接金属中に含有されるとＢを窒化物として固定してしまい、上記のＢのオーステナイト粒界での初析フェライト変態の抑止効果を低下させる。そこで、本発明では、その含有量の上限を０．００９％に制限した。
【００６１】
溶接金属のＯは、微少量の添加によりオーステナイト粒内に強度、靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、０．０１５％以上添加する必要がある。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．０４％とした。
【００６２】
溶接金属のＮｉは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させる元素であるが、オーステナイトの安定化元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接金属中に０．０１％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されるとオーステナイト粒を粗大化させるため、本発明では、オーステナイト粒の微細化のために、その含有量の上限を０．７％とした。
【００６３】
溶接金属のＣｒ、Ｎｂ及びＶは、Ｍｏと同様に、何れもδフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性向上のためにのぞましい元素である。溶接金属中にさらにＣｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加し、上記の効果を得るためには、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの含有量の下限をそれぞれ０．０２％、０．００５％、０．００５％とする。
【００６４】
一方、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶはいずれも過剰に含有すると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶのうちの１種または２種以上を添加する場合、それぞれ含有量の上限を０．１％、０．０１７％、０．０５％とする。
【００６５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を用いて本発明の効果を説明する。
【００６６】
表１に示す化学組成の鋼板を用い、図２に示す開先を有する板厚６０ｍｍの角継手を表２に示す溶接ワイヤ、表３に示す焼成型フラックスを用いて表４に示す溶接条件でサブマージ溶接による大入熱角継手溶接を行い、板厚１／２、溶接部中央から引張試験片及びシャルピー衝撃試験片を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数：３本の平均により評価した。なお、表１において、鋼板Ａ〜Ｃが本発明範囲内の成分を有する鋼板、鋼板Ｄ〜Ｈが本発明範囲から外れる成分を有する鋼板を示す。また、表２において、ワイヤａ〜ｃが本発明範囲内の成分を有するワイヤ、鋼板ｄ〜ｔが本発明範囲から外れる成分を有するワイヤを示す。また、表２において、フラックス丸付き数字の１〜４が本発明範囲内の成分を有するフラックス、フラックス丸付き数字の５〜２０が本発明範囲から外れる成分を有するフラックスを示す。
【００６７】
表５、６にこれらの試験結果を示す。これらの結果から明らかなように、本発明の大入熱サブマージアーク溶接方法によって得られた試験記号でＷ１〜Ｗ８の溶接金属は、良好な強度と靭性を有する。
【００６８】
これらに対し、比較例である試験記号でＷ９、２６、４７の溶着金属は、Ｃが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００６９】
比較例である試験記号でＷ１０、２７の溶接金属は、Ｃが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７０】
比較例である試験記号でＷ１１、３１の溶接金属は、Ｓｉが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００７１】
比較例である試験記号でＷ１２、２８、３２の溶接金属は、Ｓｉが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７２】
比較例である試験記号でＷ１３、３０の溶接金属は、Ｍｎが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７３】
比較例である試験記号でＷ１４、２９の溶接金属は、Ｍｎが低いため、十分な強度が得られず、また、脱酸不足となり靭性が劣化している。
【００７４】
比較例である試験記号でＷ１５の溶接金属は、Ｍｏが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００７５】
比較例である試験記号でＷ１６の溶接金属は、Ｍｏが低いため、靭性向上に効果がない。
【００７６】
比較例である試験記号でＷ１７の溶接金属は、Ｎｉが高いため、オーステナイト粒径を粗大化させ、靭性が劣化している。
【００７７】
比較例である試験記号でＷ１８の溶接金属は、Ｔｉが低いため、強度及び靭性の向上に効果がない。
【００７８】
比較例である試験記号でＷ１９、４９の溶接金属は、Ｔｉが高いため、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させている。
【００７９】
比較例である試験記号でＷ２０の溶接金属は、Ｎが高いため、靭性が劣化している。
【００８０】
比較例である試験記号でＷ２１の溶接金属は、Ｏが低いため、オーステナイト粒内に強度及び靭性の向上として有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトが形成できず、靭性が劣化している。
【００８１】
比較例である試験記号でＷ２２の溶接金属は、Ｏが高いため、靭性が劣化している。
【００８２】
比較例である試験記号でＷ２３の溶接金属は、Ｃｒが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８３】
比較例である試験記号でＷ２４の溶接金属は、Ｎｂが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８４】
比較例である試験記号でＷ２５の溶接金属は、Ｖが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８５】
比較例である試験記号でＷ３３〜４４の溶接金属は、溶接作業性劣化によるビード不良、スラグイン、ブローホールなど、溶接欠陥の発生により健全な溶接金属を得られない。
【００８６】
比較例である試験記号でＷ４５の溶接金属は、Ｂが低いため、靭性向上に効果がない。
【００８７】
比較例である試験記号でＷ４６の溶接金属は、Ｂが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８８】
比較例である試験記号でＷ４８の溶接金属は、Ｃ、Ｓｉ、Ｏが高いため、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００８９】
比較例である試験記号でＷ５０の溶接金属は、Ｍｎ、Ｖが高いため、焼入れ性が過大となり、硬さが過剰となって靭性が劣化している。
【００９０】
したがって、比較例ではいずれも溶接金属において十分な機械的性質が得られず、健全な溶接金属として使用できるものではない。
【００９１】
【表１】

【００９２】
【表２】

【００９３】
【表３】

【００９４】
【表４】

【００９５】
【表５】

【００９６】
【表６】

【００９７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、従来、高靭性の溶接金属を得ることが困難であった溶接入熱６００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱サブマージアーク溶接においても、５００ＭＰａ以上の引張強度とともに、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性を有する機械的特性の優れた溶接金属を得ることが可能であり、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に生産効率を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来技術（左図）及び本発明（右図）における溶接金属の組織学的特徴を示す概念図である。
【図２】本発明の実施例の説明に用いた溶接開先形状を示す図である。
【符号の説明】
１　フランジ板
２　ウェブ板
３　裏板
４　初析（粒界）フェライト
５　オーステナイト粒界
６　粗大なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
７　粗粒なベイナイト
８　アシキュラーフェライト
９　粗粒なセメンタイト
１０　細粒なベイナイト或いはアシキュラーフェライト
１１　細粒なベイナイト
１２　酸化物
１３　細粒なセメンタイト[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a weld metal obtained by large heat input submerged arc welding of a high-tensile steel sheet, and particularly to large heat input submerged arc welding when building various welded steel structures such as buildings, shipbuilding, bridges, and marine structures. And a welding method for obtaining a weld metal having good toughness.
[0002]
[Prior art]
In building structures, there is a great social demand for increasing the toughness of weld metal from the viewpoint of preventing brittle fracture of structures during earthquakes. On the other hand, thicker box columns are manufactured due to the increase in the size of the building structure. However, the construction method using one-pass welding with large heat input is superior in terms of efficiency. There is a demand for higher toughness.
[0003]
Large heat input submerged arc welding of box column joints has a large welding heat input of 400 kJ / cm or more in the case of one-pass welding exceeding a plate thickness of 50 mm, so that the cooling rate of the weld metal is low, and austenite (γ) is used in the cooling process. Coarse proeutectoid ferrite (α) is easily generated from the grain boundaries, and it is difficult to obtain sufficient toughness of the weld metal.
[0004]
In general, with regard to the toughness of large heat input submerged arc welding of box column corner joints, as a technique defining the component composition of the welding material, for example, there is JP-A-11-170085, It does not actively control the intragranular structure and the grain boundary structure, and it is difficult to obtain sufficient weld metal toughness with these welding materials.
[0005]
As another method, conventionally, in order to improve the toughness of the weld metal, a Ti oxide is generated by adding Ti to the weld metal, and a fine acicular ferrite is generated using the Ti as a nucleus to form the weld metal. A method for increasing toughness is known. However, in the large heat input submerged arc welding of the box column corner joint, the molten pool is maintained for a longer time than in general arc welding, so even if a considerable amount of Ti is added to the weld metal, There are many parts that migrate into the slag bath and separate from the molten metal, and they do not function sufficiently as effective nucleation sites for acicular ferrite, and it is difficult to secure sufficient toughness of the weld metal using this method alone It is.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above-mentioned problems of the prior art, the present invention provides a steel having a tensile strength of 500 to 600 MPa class with a heat input of about 600 kJ / cm and a large heat input of about 60 kJ / cm. An object of the present invention is to provide a welding method for obtaining a weld metal having excellent toughness of 100 J or more.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The present invention solves the above-mentioned problems, and the gist of the invention is as follows.
[0008]
(1) In mass%,
C: 0.03 to 0.2%,
Si: 0.4% or less,
Mn: 0.5-2%
Containing steel, the balance consisting of unavoidable impurities and Fe,
SiO ₂ 15-25%,
MgO: 6 to 16%,
CaO: 5-13%,
CaF ₂ : 1 to 6%,
Al ₂ O ₃ : 17-25%,
TiO ₂ : 6 to 15%,
Fe: 11 to 23%,
B ₂ O ₃ : 0.1-0.6%
A flux containing the components of
C: 0.02-0.34%,
Si: 0.02 to 1.2%,
Mn: 1.16 to 2.3%,
Mo: 0.1 to 3.0%,
Ni: 2.0% or less,
Ti: 0.005 to 0.1%,
N: 0.006% or less,
O: 0.0009 to 0.009%
A large heat input submerged arc welding method excellent in weld metal toughness, characterized in that the welding is performed using a wire made of impurities and unavoidable impurities and Fe.
[0009]
(2) In mass%,
C: 0.02 to 0.15%
A large heat input submerged arc welding method having excellent weld metal toughness, characterized by welding using the wire according to the above (1), comprising:
[0010]
(3) In mass%,
Si: 0.1 to 1.2%
A large heat input submerged arc welding method having excellent weld metal toughness, characterized by welding using the wire according to the above (1), comprising:
[0011]
(4) Further, in mass%,
Cr: 0.02 to 1.0%,
Nb: 0.02 to 0.1%,
V: 0.02 to 0.85%
A large heat input submerged arc welding method excellent in weld metal toughness, characterized in that welding is performed using the wire according to any one of the above (1) to (3) containing one or more of the following.
[0012]
(5) The weld metal produced by the large heat input submerged arc welding method according to any one of (1) to (4) above is, in mass%,
C: 0.03 to 0.15%,
Si: 0.10 to 0.7%,
Mn: 1.0-2.0%,
Mo: 0.05 to 0.65%,
Ti: 0.005 to 0.1%,
B: 0.0005 to 0.01%,
N: 0.009% or less,
O: 0.015 to 0.04%,
Ni: 0.01 to 0.7%
Containing
Cr: 0.02-0.1%,
Nb: 0.005 to 0.017%,
V: 0.005 to 0.05%
A submerged arc weld metal having excellent weld metal toughness having an absorbed energy value of 100 J or more at 0 ° C., characterized in that it contains one or more of the above, and the balance consists of unavoidable impurities and Fe.
[0013]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
First, the technical concept of the present invention will be described in terms of metallurgical effects.
[0014]
FIG. 1 schematically shows a weld metal structure in the prior art (left figure) and a weld metal structure in the present invention (right figure).
[0015]
Generally, the structure of a weld metal is transformed from a δ ferrite phase to an austenite phase in a cooling process after welding and solidification, and then transformed to an α ferrite phase to form a final structure. Conventionally, in a large heat input submerged arc welding of about 500 kJ / cm or more, since a transformation from a δ ferrite phase to an austenite phase occurs in a high temperature range after solidification, as shown in the left diagrams (a) and (b) of FIG. The grain size became coarse due to the growth of austenite. Further, during the transformation process from the austenite phase to the α-ferrite phase, coarse pro-eutectoid (grain boundaries) ferrite 4 harmful to toughness is formed around the austenite grain boundaries 5 and coarse and hard harmful to toughness in austenite grains. Brittle cementite (Fe ₃ C) 9 were formed, and due to these, the toughness of the weld metal was significantly reduced.
[0016]
Therefore, the present inventors have intensively studied the composition of a weld metal for improving the above-mentioned problem by welding experiments and the like.
[0017]
As a result, Si, Mo, Cr, Nb and V are effective as elements for thermodynamically stabilizing the δ ferrite phase after welding and solidification down to a low temperature range. The elements (C, Mn, Ni) that stabilize the iron are reduced as much as possible so that after solidification of the weld metal, the δ ferrite phase is maintained up to a relatively low temperature range, and the transformation to the austenite phase is performed in the low temperature range. By this, it was found that coarsening of austenite grains in the weld metal in submerged arc welding with large heat input can be suppressed, and the weld metal structure can be refined.
[0018]
Further, as shown in the right diagrams (c) and (d) of FIG. 1, during the transformation process from the austenite phase to the α ferrite phase, fine bainite 11 or acicular ferrite 8 is generated in the austenite grains, and their structures are formed. If it is completely covered, the cementite, which is the starting point of the brittle crack, is finely dispersed as fine cementite 13 in the grains, and in addition to the above-described effect of subdividing the fracture surface unit during the development of the brittle crack due to the refinement of the crystal grains. It has been found that the toughness of the weld metal can be greatly improved. The inventors conducted experiments to improve the hardenability by adding appropriate amounts of Si, Mo, Cr, Nb and V in order to form fine bainite 11 or acicular ferrite 8 in austenite grains as described above. Was found to be effective.
[0019]
In addition, the present inventors, in order to more remarkably exhibit the effect of improving the toughness brought about by the fine dispersion of cementite utilizing the formation of the fine grain and fine bainite or acicular ferrite microstructure of the grain structure described above. Further, it is effective that a method of utilizing the segregation effect of B on the austenite grain boundaries to suppress the formation of coarse pro-eutectoid ferrite at the austenite grain boundaries, which is considered to be remarkable as the austenite grains become finer, is effective. understood.
[0020]
Furthermore, the present inventors, in addition to the above-mentioned means, have also restricted the content of C added to the weld metal, and have developed cementite (Fe ₃ By adding an appropriate amount of Si having an action of suppressing the formation of C), the transformation process from an austenite phase to various ferrite phases (proeutectoid ferrite, bainite or acicular ferrite) or after the completion of the transformation, forms in the grains. Coarse, hard and brittle cementite (Fe ₃ It has been clarified that the generation of C) can be reduced and the toughness of the weld metal can be further improved.
[0021]
According to the present invention, as shown in the right diagram of FIG. 1, the crystal grains are fine in the weld metal, and the cementite 13 is finely dispersed in the microstructure of the bainite 11 and the acicular ferrite 8 mainly in the grain. In addition, a structure excellent in toughness characterized by having a small amount of pro-eutectoid (grain boundary) ferrite 7 is obtained.
[0022]
The present invention has been made based on the above findings, and the present inventors aim at improving the toughness of a large heat input submerged arc weld metal, stabilizing the δ ferrite phase of the weld metal and improving the hardenability. A predetermined amount of Si, Mo, Cr, Nb, and V, and a predetermined amount of B, which has an effect of suppressing the formation of coarse proeutectoid ferrite at austenite grain boundaries, and has a tensile strength of Even at the time of submerged arc welding of high-strength steel of 500 to 600 MPa class with a large heat input of 600 kJ / cm or less, the toughness of the weld metal can be improved as compared with the conventional case.
[0023]
Further, in the present invention, cementite (Fe) which impairs the toughness in the crystal grains is further added. ₃ In order to suppress the generation of C), the content of C contained in the welding wire is suppressed, and the content of Si is increased. It can improve toughness.
[0024]
Hereinafter, the reasons for limitation in the welding method of the present invention will be described.
[0025]
The following% indicates mass%, and HAZ indicates a heat affected zone (Heat Affected Zone).
[0026]
The reasons for limiting the chemical composition of the steel sheet in the present invention are as follows.
[0027]
The lower limit of the C content of the steel sheet was defined as 0.03% as a minimum amount for securing the strength and toughness of the base metal and the welded portion. However, if the amount of C is too large, the toughness of the base material and the HAZ is reduced and the weldability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the content is set to 0.2%.
[0028]
Although Si of the steel sheet is contained in the steel for deoxidation, the lower limit is not particularly limited since Si does not contribute to the improvement of the weldability and the HAZ toughness of the steel. However, it is preferable in operation to make the amount of Si remaining after deoxidation 0.01% or more. On the other hand, if the content is too large, the weldability and the toughness of the HAZ deteriorate, so the upper limit of the content is set to 0.4%.
[0029]
Mn of the steel sheet is indispensable for securing the strength and toughness of the base material and the welded portion, and in order to obtain these effects, the lower limit of the content is set to 0.5%. However, if the Mn content is too large, the toughness of the HAZ is deteriorated, the segregation of the center of the slab is promoted, and the weldability is deteriorated. Therefore, the upper limit of the content is set to 2%.
[0030]
The reasons for limiting the chemical components of the flux in the present invention are as follows.
[0031]
Flux SiO ₂ Is the most important component for forming a good weld bead in large heat input submerged arc welding. However, when it is excessive, oxygen and Si of the weld metal increase, and the toughness deteriorates. That is, if the content is less than 15%, the end of the bead toe becomes poor, and if it exceeds 25%, the toughness is deteriorated. Therefore, the content is defined to be 15 to 25%.
[0032]
MgO in the flux improves the fire resistance of the slag. High heat input welding such as submerged arc welding requires high slag fire resistance, and if it is less than 6%, the bead becomes poor. On the other hand, if it exceeds 16%, a projection is generated on the bead surface.
Therefore, the content of MgO is set to 6 to 16%.
[0033]
CaO of the flux is an important component for adjusting the melting point and fluidity of the slag. If the content is less than 5%, the conformity of the end of the bead is poor, and if it exceeds 13%, the slag fluidity becomes poor and the bead height becomes uneven, so the content of CaO is set to 5 to 13%. .
[0034]
Flux CaF ₂ Is effective for improving the toughness, but if the melting point is too low, the excessively high heat input submerged arc welding impairs the smoothness of the bead. If the content is less than 1%, there is no effect of improving toughness, and if it exceeds 6%, the bead becomes defective. ₂ Was set to 1 to 6%.
[0035]
Al of flux ₂ O ₃ Has the effect of improving the slag removability. If the content is less than 17%, the releasability deteriorates, and if it exceeds 25%, a convex bead is formed. ₂ O ₃ Was 17 to 25%.
[0036]
Flux TiO ₂ Is effective in obtaining smoothness of the bead surface and is also effective in improving toughness. If the content is less than 6%, there is no effect of improving the smoothness and toughness of the bead surface, and if it exceeds 15%, the rising angle of the end of the bead toe becomes large. ₂ Was set to 6 to 15%.
[0037]
Fe in the flux is effective in improving welding efficiency and reducing welding heat input. If the content is less than 11%, the effect of improving the welding efficiency and the reduction of welding heat input cannot be obtained, and if it exceeds 23%, protrusions are generated on the bead surface, so that the Fe content is 11 to 23%. did.
[0038]
Flux B ₂ O ₃ Is effective in improving toughness. If the content is less than 0.1%, the effect of improving toughness cannot be obtained, and if it exceeds 0.6%, the deposited metal is hardened and the toughness is rather deteriorated. ₂ O ₃ Is 0.1 to 0.6%.
[0039]
The reasons for limiting the chemical components of the welding wire in the present invention are as follows.
[0040]
C in the welding wire is an important component for obtaining good toughness, and in order to obtain good toughness in the weld metal, its content needs to be 0.02% to 0.34%. If the content is less than 0.02%, deoxidation becomes insufficient, and if it exceeds 0.34%, the hardness of the weld metal becomes excessive and the toughness deteriorates in any case.
[0041]
Also, if C is excessively contained in the weld metal, coarse cementite (Fe ₃ Since a large amount of C) is generated, the upper limit of the content of C is preferably set to 0.15% in order to further improve the toughness of the weld metal.
[0042]
Si in the welding wire is a deoxidizing element and reduces oxygen in the weld metal. If the content is less than 0.02%, the deoxidizing effect cannot be obtained, and if it exceeds 1.2%, the hardness of the weld metal becomes excessive and the toughness deteriorates in any case. The amount is 0.02-1.2%.
[0043]
Further, Si is contained in the wire as an effective element for suppressing coarsening of austenite as a stabilizing element of δ ferrite and for reducing the austenite grain size. In addition to the effect, coarse cementite (Fe ₃ The effect of suppressing the formation of C) is obtained, and in order to obtain the effect and further improve the toughness, it is preferable that the lower limit of the Si content is further set to 0.1%.
[0044]
Mn of the welding wire is an important component as an element for improving the strength of the weld metal and deoxidizing. If the content is less than 1.16%, sufficient strength of the weld metal cannot be obtained, and the oxygen content of the weld metal increases, resulting in deterioration of toughness. If it exceeds 2.3%, the hardness of the weld metal becomes excessive and the toughness deteriorates. Therefore, the content of Mn is set to 1.16 to 2.3%.
[0045]
Mo in the welding wire is an important component as an element for increasing the hardenability of the weld metal. If the content is less than 0.1%, the toughness of the weld metal is not improved, and if it exceeds 3.0%, the hardenability of the weld metal becomes excessive, the hardness becomes excessive, and the toughness deteriorates. Is 0.1 to 3.0%.
[0046]
Ni of the welding wire is an element necessary for improving the toughness of the ferrite matrix in the weld metal, but is an element for stabilizing austenite, and when contained in more than 2.0%, the austenite grain size is coarsened. Is not preferred. In the present invention, the upper limit of the Ni content is set to 2.0% in order to reduce the austenite particle size. The lower limit of Ni is not particularly limited, but is preferably 0.003% or more for improving toughness.
[0047]
Even a trace amount of Ti in the welding wire generates Ti oxides and the like in the weld metal, and becomes a nucleation site for generating fine crystalline acicular ferrite, which is effective in improving strength and toughness. The lower limit of the content in the wire was set to 0.005% in order to obtain the following. However, if the content exceeds 0.1% in the wire, Ti not fixed as an oxide or a nitride will form a solid solution in the ferrite matrix and deteriorate the toughness. 0.1%.
[0048]
N of the welding wire is an element that deteriorates toughness. Therefore, the lower the better, the better.
[0049]
O of the welding wire forms a Ti oxide as a nucleation site of an acicular ferrite transformation effective in improving strength and toughness in austenite grains by adding a small amount, so the lower limit of the content is 0.0009%. did. However, if contained excessively, the toughness of the weld metal is degraded, so the upper limit of the content was made 0.009%.
[0050]
Like Mo, Cr, Nb and V of the welding wire are all important components as quenching-enhancing elements of the weld metal, and in the present invention, in order to further improve the toughness of the weld metal, Further, one or more of Cr, Nb and V are added.
[0051]
When one or more of Cr, Nb and V are added, if the content of each is less than 0.02%, there is no effect in improving the toughness of the weld metal. On the other hand, if the contents of Cr, Nb and V exceed 1.0%, 0.1% and 0.85%, respectively, the hardenability of the weld metal becomes excessive, the hardness becomes excessive and the toughness deteriorates.
[0052]
Therefore, when one or more of Cr, Nb, and V are further added to the welding wire, the contents thereof are respectively 0.02 to 1.0%, 0.02 to 0.1%, and 0%. 0.02 to 0.85%.
[0053]
The reasons for limiting the chemical components of the weld metal in the present invention are as follows.
[0054]
C of the weld metal is a component for improving the strength of the weld metal, and it is necessary to contain 0.03% or more in the weld metal in order to secure the tensile strength of the weld metal of 500 to 600 MPa or more. However, since C is an austenite stabilizing element, if it is excessively contained in the weld metal, the austenite grains become coarse, and the hardness of the weld metal becomes excessive, thereby deteriorating the toughness of the weld metal, If C is contained excessively, coarse cementite (Fe ₃ Since a large amount of C) is generated, the upper limit of the C content is set to 0.15% in order to improve the toughness of the weld metal.
[0055]
Although Si in the weld metal is a component that acts as a deoxidizing element and reduces the amount of oxygen as an impurity in the weld metal, the present invention suppresses austenite coarsening as a δ ferrite stabilizing element, As an element effective for reducing the size of Si, Si is formed of coarse cementite (Fe) which is harmful to toughness generated in austenite grains. ₃ C) has the effect of suppressing the formation of C), and in order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.1% or more in the weld metal. However, if the content exceeds 0.7% in the weld metal, the hardness of the weld metal is excessively increased and the toughness is deteriorated. Therefore, the upper limit of the content is set to 0.7%.
[0056]
Mn of the weld metal has the effect of improving the strength of the weld metal and deoxidizing. If the content is less than 1.0%, sufficient strength of the weld metal cannot be obtained. High, deteriorating the toughness of the weld metal. However, since Mn is a stabilizing element of austenite, if it is contained in excess of 2.0%, the austenite grains in the weld metal become coarse, so that the austenite grains are refined. The upper limit is 2.0%.
[0057]
Mo in the weld metal suppresses austenite coarsening as a stabilizing element for δ-ferrite and reduces the austenite grain size, and at the same time functions effectively as a hardenability-enhancing element during transformation of austenite to α-ferrite. In the present invention, it is an important element for improving the toughness of the weld metal because it promotes the formation of bainite or acicular ferrite in the inside. In order to obtain this effect, in the present invention, it is necessary to contain 0.05% or more in the weld metal. However, if contained excessively, the weld metal is excessively hardened and the toughness of the weld metal is degraded. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is set to 0.65%.
[0058]
Ti of the weld metal forms a Ti oxide or the like even in a small amount in the weld metal, and serves as a nucleation site for generating fine crystalline acicular ferrite effective for improving strength and toughness. In order to obtain a sufficient effect, it is necessary to contain 0.005% or more in the weld metal. However, if the content exceeds 0.1% in the weld metal, Ti not fixed as an oxide or nitride dissolves in the ferrite matrix and deteriorates toughness, so the upper limit of the content is limited. 0.1%.
[0059]
Since B of the weld metal segregates in the austenite grain boundary in the weld metal even in a very small amount and suppresses transformation of proeutectoid ferrite which is harmful to the toughness at the austenite grain boundary, it is necessary to contain 0.0005% or more in the weld metal. is there. However, if the content exceeds 0.01% in the wire, excess B will form a solid solution in the ferrite matrix and deteriorate the toughness. Therefore, the upper limit of the content is set to 0.01%.
[0060]
N in the weld metal is an impurity element in the weld metal, and N dissolved in the weld metal degrades the toughness of the ferrite matrix, and when excessively contained in the weld metal, B is fixed as a nitride. The effect of suppressing the transformation of proeutectoid ferrite at the austenite grain boundary of B is reduced. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is limited to 0.009%.
[0061]
O of the weld metal is added in a very small amount to form Ti oxide as a nucleation site of the acicular ferrite transformation effective for improving the strength and toughness in the austenite grains, so it is necessary to add 0.015% or more. . However, if contained excessively, the toughness of the weld metal is deteriorated, so the upper limit of the content is set to 0.04%.
[0062]
Ni in the weld metal is an element that improves the toughness of the ferrite matrix in the weld metal, but is an austenite stabilizing element. In order to obtain this effect, in the present invention, it is necessary to contain 0.01% or more in the weld metal. However, if contained excessively, the austenite grains are coarsened. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is set to 0.7% in order to refine the austenite grains.
[0063]
Similar to Mo, Cr, Nb and V in the weld metal all suppress austenite coarsening as a stabilizing element of δ ferrite, reduce austenite grain size, and at the same time, quench during transformation of austenite to α ferrite. In the present invention, it is a desirable element for improving the toughness of the weld metal because it functions effectively as an element for increasing the toughness and promotes the formation of bainite or acicular ferrite in the crystal grains. In order to further add one or more of Cr, Nb and V to the weld metal and obtain the above-mentioned effect, the lower limits of the contents of Cr, Nb and V are set to 0.02% and 0%, respectively. 0.005% and 0.005%.
[0064]
On the other hand, if all of Cr, Nb and V are contained excessively, the weld metal is excessively hardened and the toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, in the present invention, one or more of Cr, Nb and V are used. When adding, the upper limits of the contents are set to 0.1%, 0.017%, and 0.05%, respectively.
[0065]
【Example】
Hereinafter, the effects of the present invention will be described using examples of the present invention.
[0066]
A steel plate having the chemical composition shown in Table 1 was used, and a 60 mm-thick square joint having a groove shown in FIG. 2 was welded under the welding conditions shown in Table 4 using the welding wire shown in Table 2 and the sintering flux shown in Table 3. Large heat input angle joint welding by submerged welding was performed, and a tensile test piece and a Charpy impact test piece were sampled from a plate thickness of 、 and the center of the welded portion, and each was subjected to a mechanical test. The toughness was evaluated by a Charpy impact test at 0 ° C., and each was evaluated by the average of three repetitions. In Table 1, steel sheets A to C indicate steel sheets having components within the range of the present invention, and steel sheets D to H indicate steel sheets having components deviating from the present invention. In Table 2, wires a to c indicate wires having components falling within the scope of the present invention, and steel plates d to t indicate wires having components falling outside the scope of the present invention. In Table 2, the numbers 1 to 4 with flux circles indicate fluxes having components within the range of the present invention, and the numbers with flux circles 5 to 20 indicate fluxes having components outside the range of the present invention.
[0067]
Tables 5 and 6 show the results of these tests. As is apparent from these results, the weld metals W1 to W8 with the test symbols obtained by the large heat input submerged arc welding method of the present invention have good strength and toughness.
[0068]
On the other hand, the weld metals of test symbols W9, 26, and 47, which are comparative examples, do not have sufficient strength due to low C, and are insufficient in deoxidation to deteriorate toughness.
[0069]
The weld metals of test symbols W10 and W27, which are comparative examples, have a high C, so that the hardness is excessive and the toughness is deteriorated.
[0070]
Since the weld metals of test symbols W11 and W31, which are comparative examples, have low Si, sufficient strength cannot be obtained, and deoxidation is insufficient to deteriorate toughness.
[0071]
The weld metals of test symbols W12, 28, and 32, which are comparative examples, have a high Si content, and thus have excessive hardness and deteriorated toughness.
[0072]
The weld metals of test symbols W13 and W30, which are comparative examples, have high Mn, and therefore have excessive hardness and deteriorated toughness.
[0073]
The weld metals of test symbols W14 and W29, which are comparative examples, do not have sufficient strength because of low Mn, and are insufficient in deoxidation to deteriorate toughness.
[0074]
The weld metal of the test symbol W15, which is a comparative example, has high Mo, so that the hardenability is excessive, the hardness is excessive, and the toughness is deteriorated.
[0075]
The weld metal with the test symbol W16, which is a comparative example, has a low Mo, and thus has no effect on improving toughness.
[0076]
Since the weld metal of test symbol W17, which is a comparative example, has a high Ni content, the austenite grain size is coarsened and the toughness is deteriorated.
[0077]
Since the weld metal with the test symbol of W18, which is a comparative example, has low Ti, it has no effect on improving the strength and toughness.
[0078]
Since the weld metals of test symbols W19 and W49, which are comparative examples, have high Ti, Ti not fixed as oxides or nitrides forms a solid solution in the ferrite matrix and deteriorates toughness.
[0079]
Since the weld metal of the test symbol W20, which is a comparative example, has a high N, the toughness is deteriorated.
[0080]
Since the weld metal of test symbol W21, which is a comparative example, has a low O, a nucleation site for acicular ferrite transformation effective for improving strength and toughness cannot be formed in austenite grains, and toughness is deteriorated.
[0081]
Since the weld metal of the test symbol W22, which is a comparative example, has a high O content, the toughness is deteriorated.
[0082]
Since the weld metal of test symbol W23, which is a comparative example, has a high Cr, the quenchability is excessive, the hardness is excessive, and the toughness is deteriorated.
[0083]
Since the weld metal of the test symbol W24, which is a comparative example, has a high Nb, the hardenability is excessive, the hardness is excessive, and the toughness is deteriorated.
[0084]
Since the weld metal of the test symbol W25, which is a comparative example, has a high V, the hardenability is excessive, the hardness is excessive, and the toughness is deteriorated.
[0085]
With the weld metals of test symbols W33 to W44, which are comparative examples, a sound weld metal cannot be obtained due to occurrence of welding defects such as bead failure, slag in, and blow holes due to deterioration of welding workability.
[0086]
The weld metal of the test symbol W45, which is a comparative example, has a low B, and thus has no effect on improving toughness.
[0087]
Since the weld metal of the test symbol W46, which is a comparative example, has a high B, the hardness is excessive and the toughness is deteriorated.
[0088]
The weld metal of test symbol W48, which is a comparative example, has high C, Si, and O, and therefore has excessive hardness and deteriorates toughness.
[0089]
Since the weld metal of the test symbol W50, which is a comparative example, has high Mn and V, the hardenability is excessive, the hardness is excessive, and the toughness is deteriorated.
[0090]
Therefore, in any of the comparative examples, sufficient mechanical properties cannot be obtained in the weld metal, and the weld metal cannot be used as a sound weld metal.
[0091]
[Table 1]

[0092]
[Table 2]

[0093]
[Table 3]

[0094]
[Table 4]

[0095]
[Table 5]

[0096]
[Table 6]

[0097]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, even in a large heat input submerged arc welding at a heat input of 600 kJ / cm or less, which has conventionally been difficult to obtain a high toughness weld metal, a tensile strength of 500 MPa or more and a zero strength are obtained. It is possible to obtain a weld metal with excellent mechanical properties having excellent toughness of 100 J or more in Charpy absorbed energy at ℃, and it is possible to remarkably increase the safety of building structures and at the same time remarkably increase production efficiency. Can be.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram showing histological characteristics of a weld metal according to a conventional technique (left figure) and the present invention (right figure).
FIG. 2 is a view showing a welding groove shape used in the description of the embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
1 Flange plate
2 Web board
3 Back plate
4 Proeutectoid (grain boundary) ferrite
5 Austenite grain boundaries
6 Coarse bainite or acicular ferrite
7 Coarse bainite
8 Acicular ferrite
9 Coarse cementite
10 Fine-grained bainite or acicular ferrite
11 Fine-grained bainite
12 oxide
13. Fine cementite

Claims

In mass%,
C: 0.03 to 0.2%,
Si: 0.4% or less,
Mn: 0.5-2%
Containing steel, the balance consisting of unavoidable impurities and Fe,
SiO ₂ : 15 to 25%,
MgO: 6 to 16%,
CaO: 5-13%,
CaF _2: 1~6%,
Al ₂ O ₃ : 17 to 25%,
TiO _2: 6~15%,
Fe: 11 to 23%,
B ₂ O _3: 0.1~0.6%,
A flux containing the components of
C: 0.02-0.34%,
Si: 0.02 to 1.2%,
Mn: 1.16 to 2.3%,
Mo: 0.1 to 3.0%,
Ni: 2.0% or less,
Ti: 0.005 to 0.1%,
N: 0.006% or less,
O: 0.0009 to 0.009%,
A large heat input submerged arc welding method excellent in weld metal toughness, characterized in that the welding is performed using a wire made of impurities and unavoidable impurities and Fe.

In mass%,
C: 0.02 to 0.15%
A large heat input submerged arc welding method excellent in weld metal toughness, characterized by welding using the wire according to claim 1 containing:

In mass%,
Si: 0.1 to 1.2%
A large heat input submerged arc welding method excellent in weld metal toughness, characterized by welding using the wire according to claim 1 containing:

Furthermore, in mass%,
Cr: 0.02 to 1.0%,
Nb: 0.02 to 0.1%,
V: 0.02 to 0.85%
4. A large heat input submerged arc welding method excellent in weld metal toughness, characterized by welding using the wire according to any one of claims 1 to 3 containing at least one of the following.

The weld metal produced by the high heat input submerged arc welding method according to any one of claims 1 to 4, in mass%,
C: 0.03 to 0.15%,
Si: 0.1-0.7%,
Mn: 1.0-2.0%,
Mo: 0.05 to 0.65%,
Ti: 0.005 to 0.1%,
B: 0.0005 to 0.01%,
N: 0.009% or less,
O: 0.015 to 0.04%,
Ni: 0.01 to 0.7%,
Containing
Cr: 0.02-0.1%,
Nb: 0.005 to 0.017%,
V: 0.005 to 0.05%
A submerged arc weld metal having excellent weld metal toughness having an absorbed energy value of 100 J or more at 0 ° C., characterized in that it contains one or more of the above, and the balance consists of unavoidable impurities and Fe.