JP2004098108A

JP2004098108A - 溶接材料、溶接方法および溶接継手

Info

Publication number: JP2004098108A
Application number: JP2002261680A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Takeda; 武田　裕之; Tsukasa Yuri; 由利　司; Toshihiko Nakano; 中野　利彦
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2002-09-06
Filing date: 2002-09-06
Publication date: 2004-04-02
Anticipated expiration: 2022-09-06
Also published as: JP3881944B2

Abstract

【課題】高張力鋼板本来の疲労強度を十分に活かした、疲労強度に優れた溶接継手を得ることができる溶接材料および溶接方法を提供する。
【解決手段】溶接材料は、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が４００〜１５０℃、質量％でＣ：０．００１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：３〜１０％を含有し、さらに必要によりＮｉ：１３％以下を含有する鉄合金とする。このような溶接材料を用いて、例えば炭酸ガスアーク溶接で溶接することにより、溶接部に発生する引張残留応力を小さくするとともに、応力振幅負荷時に破壊の起点となりうる炭化物やブローホール生成量を少なくすることができ、安定して高い疲労強度を有する溶接継手が得られる。
【選択図】　　なし

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は薄板高張力鋼板のすみ肉溶接や大脚長の水平すみ肉溶接に好適の溶接材料および溶接方法に関し、特に疲労強度に優れた溶接継手部が得られる溶接材料および溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、軽量化を背景に、自動車に代表される薄鋼板、あるいは造船、鉄骨、橋梁などに代表される厚鋼板で高張力鋼板を使用する動きが活発化している。これらの高張力鋼板は溶接で組み立てられることが多いが、溶接継手の疲労強度が従来の軟鋼並しか確保できず、高張力鋼板本来の疲労強度を発揮できない問題がある。
【０００３】
溶接部の疲労強度が母材より低下するのは、溶接時に発生する引張残留応力が大きくなることが原因の一つとして挙げられる（非特許文献１参照）。すなわち溶接後、溶接金属が冷却される際に熱収縮することに起因して発生する引張残留応力（以下、単に「残留応力」または「溶接残留応力」ともいう。）が疲労強度の低下をもたらす。そのため、このような熱収縮に起因する残留応力を低減する方法が種々検討されている。
【０００４】
例えば、こうした問題点を解決する方法の一つとして、溶接材料や溶接方法に工夫を加える方法、特に溶接部に圧縮応力を付与する方法が注目されている（非特許文献２参照）。この方法は、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が開始する温度（以下、「マルテンサイト変態開始温度」または「Ｍｓ点」と呼ぶ。）に着目し、Ｍｓ点を低くして低温度での変態膨張を利用して残留応力を低減することを目的とするものである。これは、残留応力の発生原因が溶接部の冷却時における熱収縮であることから、変態に伴う膨張（温度が低下することにより体積が膨張する作用）により一時的にこの熱収縮を熱膨張に反転させることにより残留応力の低減を図ることを目的とするものである。このような手法による残留応力の低減方法は公開特許公報にも記述されており、例えばＭｓ点と成分範囲を規定した溶接材料を用いる方法が特許文献１〜３等で報告されている。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１１−１３８２９０号公報
【特許文献２】
特開２０００−１７３８０号公報
【特許文献３】
特開２００１−２４６４９５号公報
【非特許文献１】
渡辺、他３名，「高強度鋼溶接継手の疲労強度とその支配因子」，溶接学会論文集，社団法人溶接学会，１９９５年，第１３巻，第３号、ｐ．４３８−４４３
【非特許文献２】
太田、他７名，溶接学会全国大会講演概要，社団法人溶接学会，１９９７年９月，第６１集，ｐ．５２０−５２１
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、低Ｍｓ点の溶接材料を用いて溶接残留応力を低減しただけでは、安定して溶接部の継手疲労強度を高めることは難しい問題がある。この理由は、継手疲労強度を支配するのが溶接残留応力だけではなく、ミクロ組織や溶接欠陥にも起因するためである。
【０００７】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、高張力鋼板本来の疲労強度を十分に活かした、疲労強度に優れた溶接継手を得ることができる溶接材料および溶接方法を提供することを目的とする。また、このような疲労強度に優れた溶接継手の提供を目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために、従来例に係わる溶接材料の化学成分、特に溶融金属中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ濃度等に着目して鋭意研究を重ね、本発明を完成するに至ったものである。
【０００９】
請求項１の発明は、マルテンサイト変態開始温度が４００〜１５０℃、質量％でＣ：０．００１〜０．２％、Ｍｎ：３〜１０％、Ｓｉ：０．１〜１．０％を含有する鉄合金からなることを特徴とする溶接材料である。
【００１０】
請求項２の発明は、前記鉄合金が、さらにＮｉ：１３％以下を含有するものである請求項１記載の溶接材料である。
【００１１】
請求項３の発明は、請求項１または２記載の溶接材料を用いることを特徴とする溶接方法である。
【００１２】
請求項４の発明は、請求項１または２記載の溶接材料を用いて作製された溶接継手である。
【００１３】
上記溶接材料を用いて作製した溶接継手は、溶接材料のＭｓ点を低下させて溶接部に発生する残留応力を小さくするだけでなく、応力振幅負荷時に破壊の起点となりうる炭化物やブローホール生成量を少なくすることにより、安定して高い疲労強度を得ることができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
発明者らは、溶接部に発生する残留応力を低減しつつ、安定して溶接部の疲労強度が高められる方法について種々の検討を行った。その結果、溶接部の疲労強度を安定して高めるためには、溶接金属のＭｓ点を低めて残留応力を制御することに加えて、溶接金属中の炭化物の制御が重要との知見を得て本発明を完成するに至った。そして、溶接材料中に含まれる合金元素とミクロ組織ならびに疲労試験を行った結果、溶接金属の化学成分を調整して溶接金属のＭｓ点を低下させて残留応力を低減させることに加えて、溶接材料中にＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ等に代表される強炭化物形成元素を含まない場合には溶接金属中に生成する炭化物量が少なくなり、さらには脱酸元素であるＳｉを適量加えて溶接金属中に溶解する酸素量を減少させることによりブローホール欠陥を抑制でき、応力振幅が溶接部に付与された場合にも破壊の起点となる非金属介在物量やブローホール量が低減されることから疲労強度を高められることを見出した。そして、これらの要件を達成するための手段として、溶接材料中にＣが０．００１〜０．２質量％，Ｍｎが３〜１０質量％、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、さらに必要によりＮｉ：１３質量％以下含有されている場合に、優れた疲労特性を安定して具現化されることを見出した。
【００１５】
次に本発明にて規定した溶接材料の化学成分添加理由および組成限定理由について説明する。
【００１６】
鉄合金は先に述べたように、冷却過程においてマルテンサイト変態が生じると、マルテンサイト変態開始からある程度温度が降下するまでの間に一旦膨張する（図１参照）。本発明（実線）においては、溶接により生成する溶接金属に溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において、マルテンサイト変態開始時より膨張した状態とするものである。その結果、冷却過程で溶接金属に生じた引張残留応力を緩和する、あるいは引張残留応力に代えて圧縮残留応力を与えることができる。これに対し、本発明の規定範囲を外れる従来の溶接材料から生成する溶接金属（破線）では、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が高く、マルテンサイト変態による膨張が少ないため、室温においては、変態完了後の冷却により収縮した状態となる。
【００１７】
Ｃの含有量は、溶接性を確保しマルテンサイトの硬さを下げるために少ない方が好ましく、溶接割れを生じさせないためには０．２質量％以下、特に好ましくは０．１質量％未満とする。なお、Ｃ含有量を低くしすぎると溶接金属の強度が低下し、かえって疲労強度の低下をもたらすため、下限は０．００１質量％とする。
【００１８】
マルテンサイト変態開始温度は、Ｃ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ等の合金元素含有量を調整することにより変化させることができるが、これら元素の内、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ等は溶接金属中に含まれるＣとの反応性が富み炭化物を形成しやすい元素である。このようにして生成した炭化物は応力振幅付与時の破壊の起点となり継手疲労強度を低下させる原因となることからできるだけ含有させない方がよい。特許文献１（特開平１１−１３８２９０号公報）や特許文献３（特開２００１−２４６４９５号公報）等に記載された通り、Ｃｒはマルテンサイト変態開始温度を低下させるのに有効な元素であるが、炭化物抑制の観点からは好ましいとは言えない。そのため本発明ではＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ等の炭化物生成能の強い元素は添加しないが、特にＣｒを添加しないことはＭｓ点を低下させる面では不利となるので、同様にＭｓ点を低下させる能力が高いＭｎを多量添加して、Ｃｒ未添加の弊害を補うものである。なおＭｎは脱酸能力が比較的強い元素であり、本発明のようにＭｎを多量に添加することで溶融金属内での脱酸効果が顕著に現れ、溶接時のシールドガスから混入する酸素にガスに起因したブローホール欠陥を抑制する効果も有している。このようなブローホール欠陥は先に述べた炭化物と同様に破壊の起点となるので、溶接継手としての疲労強度を高めるためには、ブローホール欠陥を抑制する必要がある。
【００１９】
上記の通りＭｓ点低下の効果も鑑み、Ｍｎの含有量は３〜１０質量％とした。Ｃｒに代わってＭｓ点の低下をもたらす必要があることから、Ｍｎの含有量は３質量％以上含有させることが必要となる。一方Ｍｎの含有量が１０質量％を越えると、溶接金属中に導入される転位密度が増大して水素がトラップされ易くなり、遅れ割れが発生し易くなることから１０質量％を上限とした。
【００２０】
また、溶接材料の製造性や加工性、あるいは溶接金属の強度や靭性を調整する目的で、Ｓｉ、Ｎｉなどを適宜添加することが好ましい。
【００２１】
Ｓｉは脱酸材としての機能があり、不活性シールドから炭酸ガス溶接まで、シールドガス中の広範な酸素量に対して安定して脱酸機能を果たして溶接金属中のブローホール欠陥を抑制するには、０．１質量％以上添加することが必要である。なお本発明の溶接材料には、同じく脱酸機能を有するＭｎが多量に添加されているため、Ｓｉの添加量の下限値としては０．１質量％で良い。溶接金属中にブローホール欠陥が生成すると、炭化物と同様に応力振幅付与時の破壊の起点となることから、ブローホールは可能な限り抑制する必要がある。なお１．０質量％を超えて添加しても溶接材料製造工程における加工性が低下するとともに、本発明のように同じく脱酸元素として機能するＭｎを多量に含んだ溶接材料では効果が飽和するため、添加する量としては１質量％が上限で良いと考えられる。
【００２２】
Ｎｉは、マルテンサイト変態開始温度の調整だけでなく、溶接金属の靱性改善及び強度向上に有効な元素である。しかしＮｉ含有量が１３質量％を越えても効果は飽和するとともに、Ｎｉは高価な元素であり多量に添加するのは経済的にも好ましくないので、Ｎｉ添加量の上限は１３質量％がとする。なおミクロ偏析による溶接金属の成分バラツキによる疲労強度低下を防止するには、９質量％未満とすることが好ましい。
【００２３】
本発明が意図する溶接材料としては、代表例としてソリッドワイヤが例示されるが、シース材の内側に粉末を含有させるメタル系あるいはスラグ系フラックス入りワイヤでも適用可能である。フラックス入りワイヤについては溶接材料単体のＭｓ点を評価することは原理的に不可能なことから、本発明では同等の化学成分を有するバルク状評価試験片を溶解した後に熱処理する方法により作製し、Ｍｓ点を評価している。スラグ系フラックス入りワイヤとして使用する場合には、溶接作業性の劣化を防ぐために溶接後のスラグ剥離性を向上させることが望まれるため、酸化ビスマスを添加してもよいが、この場合の添加量は溶接材料全質量当たり０．００２〜０．１０％程度が適当である。またアークの安定性やスラグ量を調整するなどの目的で、必要に応じてフラックス成分として、酸化物、弗化物、金属及び合金などを適量にて添加することができる。例えば、スラグ量を調整するためにスラグ形成剤として、ＣａＯ、ＭｎＯ、Ａｌ_２Ｏ_３等の酸化物を添加できる。また脱水素剤として、ＣａＦ_２、ＳｒＦ_２、ＭｇＦ_２、Ｋ_２ＳｉＦ_６等の弗化物を添加できる。
【００２４】
本発明をフラックス入りワイヤとして使用する場合には、ワイヤの断面形状、ケーシング材質、ワイヤ径等も特に制限されない。成分の添加態様に関しては、通常外皮金属として軟鋼等を用いるが、外皮金属で不足する成分または添加量をフラックスへの配合にてまかない、ワイヤ全質量に対する所定の配合量とすることは言うまでもない。さらに外皮成分が制限されないことは言うまでもない。またフラックス率（ワイヤ全質量に対するフラックスの質量％）は特に限定されないが、５〜２５％が適当である。
【００２５】
また溶接材料がソリッドワイヤであれフラックス入りワイヤであれ、溶接のシールドガスに特に限定はない。炭酸ガスアーク溶接のほか、Ａｒガスを主体とするガスアーク溶接等も可能である。
【００２６】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徹して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２７】
【実施例】
以下に、本発明の実施例について説明する。表１に示す化学成分の鋼板を用いて、図２に示す溶接条件で重ねアーク溶接継手を製作した。これらの溶接継手から図３に示す試験片を採取し、図３中に併記した条件で疲労試験を実施した。溶接材料の化学成分と溶接継手の疲労強度測定結果を表２に示す。なお溶接材料は軟鋼製ケーシング内に金属粉を充填し、全体の化学組成が表２になるように調整したφ１．２ｍｍのメタル系フラックス入りワイヤを製造して実験に供した。なおフラックス入りワイヤのＭｓ点は、同等の化学成分を有するバルク状評価試験片を溶解した後に熱処理する方法により作製して評価した。
【００２８】
【表１】

【００２９】
【表２】

【００３０】
表２に示すように、Ｎｏ．８〜１３に示す溶接材料では化学成分が本発明の規定範囲を満足しており、このため溶接継手の疲労強度が高い。
【００３１】
一方Ｎｏ．１〜７は、溶接材料の化学成分が本発明の規定範囲から外れているため、溶接継手部に高い疲労強度が得られていない。また、以下に現象を説明する。
【００３２】
Ｎｏ．１：合金元素の合計添加量が少なく、マルテンサイト変態が認められなかったため、疲労強度が低い。
【００３３】
Ｎｏ．２：Ｍｎ　含有量が本発明の規定範囲より低いため、マルテンサイト変態が認められなかった。またＳｉ含有量も本発明の規定範囲より低いため、溶接金属中にブローホール欠陥が発生したものと推察される。そのため高い疲労強度が得られなかった。
【００３４】
Ｎｏ．３〜５：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂの炭化物形成元素を添加したために疲労強度が低下した。炭化物が破壊の起点となったものと思われる。
【００３５】
Ｎｏ．６：Ｍｎ　含有量が本発明の規定範囲を超えるため、溶接金属が溶接終了後に遅れ破壊した。そのため疲労強度を評価できなかった。
【００３６】
Ｎｏ．７：Ｃ　含有量が本発明の規定範囲を超えるため、溶接金属のマルテンサイトが高硬度化して変形能が低下したため疲労強度が低下した。
【００３７】
【発明の効果】
以上より明らかなように、本発明によれば、溶接部の引張残留応力が低下するとともに疲労破壊の起点となる介在物や欠陥が抑制され、溶接ビードの手直しをすることなく溶接ままで高い疲労強度の溶接継手が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の溶接材料と従来の溶接材料から生成した溶接金属の変態特性の相違を示す説明図である。
【図２】重ねアーク溶接継手の溶接条件を示す説明図である。
【図３】溶接継手の疲労試験条件を示す説明図である。

Claims

マルテンサイト変態開始温度が４００〜１５０℃、質量％でＣ：０．００１〜０．２％、Ｍｎ：３〜１０％　、Ｓｉ：０．１〜１．０％を含有する鉄合金からなることを特徴とする溶接材料。
前記鉄合金が、さらにＮｉ：１３％以下を含有するものである請求項１記載の溶接材料。
請求項１または２記載の溶接材料を用いることを特徴とする溶接方法。
請求項１または２記載の溶接材料を用いて作製された溶接継手。