JP2004114053A

JP2004114053A - Large heat input electroslag welding method

Info

Publication number: JP2004114053A
Application number: JP2002276951A
Authority: JP
Inventors: Yasushi Kitani; 木谷　靖; Tomomasa Ikeda; 池田　倫正; Jinko Sasa; 佐々　仁孝
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-09-24
Filing date: 2002-09-24
Publication date: 2004-04-15
Anticipated expiration: 2022-09-24
Also published as: JP3800330B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a welding method for obtaining weld metal of excellent toughness when welding a steel plate by a large heat input electroslag welding with the welding heat input of ≥ 400 kJ/cm. <P>SOLUTION: In the welding method, a wire having a composition consisting of, by mass, 0.02 to 0.30% C, 0.05 to 1.80% Si, 0.5 to 3.5% Mn, 0.005 to 0.08% Al, ≤ 3.0% Ni, 0.05 to 2.5% Mo, 0.05 to 0.40% Ti, ≤ 0.012% N and 0.001 to 0.015% O, and the balance Fe with inevitable impurities and flux containing CaO, CaF<SB>2</SB>, SiO<SB>2</SB>, TiO<SB>2</SB>, Al<SB>2</SB>O<SB>3</SB>, MnO, MgO and FeO, with the basicity B<SB>LK</SB>satisfying the range of -2.0 to 0.5 are used. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接において、靭性に優れた溶接金属が得られる溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地震による建築物等の鋼構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接部の高靭性化の要求が高まっている。鉄骨構造に用いられる溶接法としては、ガスシールドアーク溶接，サブマージアーク溶接，エレクトロスラグ溶接等がある。これらの溶接法のうち、エレクトロスラグ溶接は、一般に鉄骨ダイアフラムや仕口部の立向き溶接に用いられ、他の溶接法に比べて大きい入熱で高能率の溶接が可能である。
【０００３】
たとえばダイアフラムの板厚が６０ｍｍ程度になると、１パスでエレクトロスラグ溶接を行なった場合、溶接入熱は１０００ｋＪ／ｃｍ程度と非常に大きくなる。このような大入熱の溶接では、溶接時の溶接金属の冷却速度が小さくなり、溶接金属の焼入れ性が低下する。その結果、ミクロ組織が粗大となり、溶接金属の靭性が低下するという問題がある。
【０００４】
この問題を解決する方法として、たとえば特開昭５９−１７９２８９　号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量を規定し、かつそれらの含有量からＴＳＥ＝４１Ｃ＋５Ｓｉ＋８Ｍｎ＋２８Ｃｕ＋５Ｎｉ＋２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３２Ｖで算出されるＴＳＥ値が２８以上となるように成分を調整した極厚低合金高張力鋼板用エレクトロスラグ溶接ワイヤが開示されている。この技術では、極厚鋼板のエレクトロスラグ溶接で５３ｋｇ／ｍｍ^２（すなわち５１９ＭＰａ）以上の引張強さと−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３　ｋｇｆ・ｍ（すなわち２９．４Ｊ）以上を有するエレクトロスラグ溶接金属が得られるとしている。
【０００５】
また特開平９−１３６７１０号公報には、エレクトロスラグ溶接において、母材（すなわち鋼材）と溶接用ワイヤと当金との溶融で形成される溶接金属の珪素含有量が０．１６〜０．２０重量％の範囲内となるように、珪素含有量の少ない材質の溶接用ワイヤを使用するとともに、当金の珪素含有量を母材と溶接用ワイヤの珪素含有量とに対応させて調整するエレクトロスラグ溶接金属の珪素調整方法が提案されている。
【０００６】
また特許第２８９２５７５　号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｔｉを適正範囲内で含み、かつＭｎ≧３（Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｔｉ）を満足する非消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。
しかし特開昭５９−１７９２８９　号公報，特開平９−１３６７１０号公報，特許第２８９２５７５　号公報に記載された技術で得られる溶接金属は、シャルピー吸収エネルギーが試験温度０℃ないし−２０℃で３０Ｊ程度であるので、十分な靭性を有しているとは言い難い。
【０００７】
このような問題に対して、たとえば特開２００２−７９３９６号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｂを適正範囲内で含有し、　Ｎ，Ｏ含有量を低減した大入熱エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。この技術では、溶接金属のオーステナイト粒径を制御し、Ｂのオーステナイト粒界への偏析作用を利用することにより、優れた溶接金属靭性が得られるとしている。
【０００８】
しかしながら大入熱エレクトロスラグ溶接では、母材希釈率が高く、また種々の組成の鋼材が使用されるため、特開２００２−７９３９６号公報に記載された溶接用ワイヤを利用しても溶接金属の組織微細化が不十分になる場合があり、高靭性の溶接金属を安定して得ることは困難であると推察される。
エレクトロスラグ溶接と同様に、大入熱溶接として用いられるサブマージアーク溶接においては、溶接金属を微細なアシキュラーフェライト組織とすることで高靭性化を達成する技術が良く知られている。溶接金属のアシキュラーフェライト化については、数多くの検討がなされ、溶接金属中にＴｉを含む酸化物系介在物を数多く分散させることによって、酸化物系介在物ないしその周辺からアシキュラーフェライトが生成するという知見が得られている。
【０００９】
しかしながら、エレクトロスラグ溶接は立向きで極めて溶接速度が遅く、溶融メタル中の脱酸反応が促進されることに加え、溶融メタル中の酸化物が浮上して大部分がスラグとして排出され、溶融メタル中の酸素量が低くなり、　酸化物系介在物の多量分散が困難となる。そのためサブマージアーク溶接のように、アシキュラーフェライト主体の組織にすることで高い靭性を得ることはできないというのが一般的認識であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開昭５９−１７９２８９　号公報
【特許文献２】
特開平９−１３６７１０号公報
【特許文献３】
特許第２８９２５７５　号公報
【特許文献４】
特開２００２−７９３９６号公報
【００１１】
【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　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接した際に、優れた靭性の溶接金属を得ることが可能な溶接方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接入熱　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属の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。
大入熱エレクトロスラグ溶接においては、極めて低速の立向き溶接となるため、高靭性が得られる微細なアシキュラーフェライト組織とするために必須とされるＴｉを含む酸化物系介在物を溶接金属中に分散させることが困難である。Ｔｉは、エレクトロスラグ溶接においては、溶接用ワイヤから添加されるが、Ｔｉが酸化物系介在物として溶接金属に分散されるには、溶接中に生じるスラグと溶融メタルとの反応（いわゆるスラグ・メタル反応）においてＴｉが酸素と結合し、溶融メタル内に導入される状況が必要である。
【００１３】
溶融メタル中に効果的にＴｉ系酸化物を導入するためには、Ｔｉ系酸化物が溶融メタル中を浮上してスラグに排出（いわゆるスラグアウト）されても十分な量の酸化物が溶融メタル中に残存するように、溶接中に多量のＴｉおよびＯを溶融メタル中に供給できるようにすれば良い。このために本発明者らは、溶接用ワイヤからのＴｉ添加に加えて、スラグ・メタル反応による溶融メタル中の酸素量を制御する方法を見出した。
【００１４】
サブマージアーク溶接においては、溶接用フラックスの塩基度と溶融メタル中の酸素量との関係は従来から知られている。本発明者らは、エレクトロスラグ溶接においても、溶接用ワイヤからＴｉ等の脱酸元素を添加した場合に、溶接用フラックスの塩基度と溶融メタル中の酸素量との間に強い相関があることを知見した。
【００１５】
すなわち、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加するとともに、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、溶融メタル中に多量のＴｉ酸化物が生成され、スラグ・メタル反応によってスラグ中に排出されても十分な量の酸化物系介在物が溶融メタル中に残存させることができる。この方法によって、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉを含む酸化物を溶融メタル中に十分な量を分散させることが可能となり、アシキュラーフェライト組織主体の高靭性溶接金属が得られるようになる。
【００１６】
また大入熱エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属の冷却速度が非常に遅いので、旧オーステナイト粒界に粗大な初析フェライト組織が成長して、靭性が劣化する。したがって溶接金属の靭性劣化を防止するためには、溶接金属の焼入れ性を調整するか、あるいは旧オーステナイト粒界に偏析し粒界フェライトを抑制するＢの添加を適正に行なうことも必要である。
【００１７】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであって、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接方法において、Ｃ：０．０２〜０．３０質量％，Ｓｉ：０．０５〜１．８０質量％，Ｍｎ：　０．５〜３．５　質量％，Ａｌ：　０．００５〜０．０８質量％，Ｎｉ：３．０質量％以下，Ｍｏ：０．０５〜２．５　質量％，Ｔｉ：０．０５〜０．４０質量％，Ｎ：　０．０１２質量％以下，Ｏ：　０．００１〜０．０１５　質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接用ワイヤと、ＣａＯ，ＣａＦ_２，ＳｉＯ_２，ＴｉＯ_２，　Ａｌ_２Ｏ_３，ＭｎＯ，ＭｇＯ，ＦｅＯを含有し、そのモル分率を用いて下記の　（１）式で表わされる塩基度Ｂ_ＬＫが−２．０　〜０．５　の範囲内を満足する溶接用フラックスとを用いてエレクトロスラグ溶接を行なうことを特徴とする大入熱エレクトロスラグ溶接方法である。
【００１８】

［ＣａＯ］　　：溶接用フラックス中のＣａＯモル分率
［ＣａＦ_２］　：溶接用フラックス中のＣａＦ_２モル分率
［ＳｉＯ_２］　：溶接用フラックス中のＳｉＯ_２モル分率
［ＴｉＯ_２］　：溶接用フラックス中のＴｉＯ_２モル分率
［　Ａｌ_２Ｏ_３］：溶接用フラックス中の　Ａｌ_２Ｏ_３モル分率
［ＭｎＯ］　　：溶接用フラックス中のＭｎＯモル分率
［ＭｇＯ］　　：溶接用フラックス中のＭｇＯモル分率
［ＦｅＯ］　　：溶接用フラックス中のＦｅＯモル分率
また本発明は、溶接用ワイヤが前記組成に加えて、Ｂ：　０．００８〜０．０２５　質量％を含有することが好ましい。
【００１９】
また溶接用ワイヤが前記組成に加えて、Ｃｒ：０．０５〜２．５　質量％、Ｖ：　０．００５〜０．５　質量％およびＮｂ：　０．００５〜０．５　質量％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明を適用する溶接用ワイヤの成分を規定した理由について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．３０質量％
Ｃは、溶接金属の強度を増加し、かつ焼入れ性を向上させる元素であるが、Ｃ含有量が０．０２質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。　一方、　０．３０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも過剰な硬化や島状マルテンサイトの生成により溶接金属の靭性が劣化する。　このため、Ｃは０．０２〜０．３０質量％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０２〜０．１５質量％である。
【００２１】
Ｓｉ：０．０５〜１．８０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、さらに溶融メタルの湯流れ性を向上させる元素である。このような効果はＳｉ含有量が０．０５質量％以上で認められる。一方、　１．８０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．８０質量％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１５〜１．５０質量％である。
【００２２】
Ｍｎ：　０．５〜３．５　質量％
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保し、かつ溶接金属の焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が　０．５質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。一方、　　３．５質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｍｎは　０．５〜３．５　質量％の範囲に限定した。なお、好ましくは　１．２〜２．５　質量％である。
【００２３】
Ａｌ：　０．００５〜０．０８質量％
Ａｌは、脱酸元素であり、溶融メタル中での脱酸作用を促進させるために溶接用ワイヤに含有させる。溶融メタルの脱酸反応が不十分であると、溶接金属中の酸素が増加し、固溶状態で含有されるべき元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｂ等が酸化物となり、溶接金属の焼入れ性低下，靭性劣化が生じる。このため、Ａｌは　０．００５質量％以上含有させる。しかし、０．０８質量％を超えて含有すると、溶接金属中に　Ａｌ_２Ｏ_３が多量に形成され、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ酸化物の生成を阻害する。このため、Ａｌは　０．００５〜０．０８質量％の範囲に限定した。
【００２４】
Ｎｉ：　３．０質量％以下
Ｎｉは、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素として、０．０５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　３．０質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する危険性が増大するばかりでなく、上部ベイナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、溶接金属の靭性を劣化させる。このため、Ｎｉは　３．０質量％以下に限定した。なお、好ましくは０．０５〜２．５　質量％である。
【００２５】
Ｍｏ：０．０５〜２．５　質量％
Ｍｏは、溶接金属の強度を向上させ、かつ溶接金属の焼入れ性を増加し、変態時にアシキュラーフェライトの生成を促進し、溶接金属の組織を微細化させる元素である。このような効果を得るためには、　０．０５質量％以上の含有を必要とする。一方、　２．５質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、しかも過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｍｏは０．０５〜２．５　質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２６】
Ｔｉ：０．０５〜０．４０質量％
Ｔｉは、溶融メタル中で酸化物を形成し、その酸化物を核として微細なアシキュラーフェライトが生成し、溶接金属の靭性を向上させる効果を有する。エレクトロスラグ溶接では、Ｔｉ酸化物が溶融メタルからスラグとして排出されやすいので、Ｔｉ含有量が０．０５質量％未満では、酸化物が十分に生成せず、溶接金属の靭性向上の効果が得られない。一方、０．４０質量％を超えて含有すると、Ｔｉが溶接金属中で固溶元素として働くので、溶接金属が硬化して靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉは０．０５〜０．４０質量％の範囲に限定した。
【００２７】
Ｎ：　０．０１２質量％以下
Ｎは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を劣化させる元素である。したがつてＮは、できるだけ低減することが好ましい。本発明では、溶接用ワイヤにＢを添加した場合、溶接金属中のＮをＢＮとして固定でき、固溶Ｎによる靭性劣化をある程度抑制することが可能である。しかし、　０．０１２質量％を超えて含有すると、溶接金属中のフリーＢが十分に確保できなくなり、Ｂの初析フェライト抑制効果が得られず、　溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｎは　０．０１２質量％以下とする。
【００２８】
Ｏ：　０．００１〜０．０１５　質量％
Ｏは、アシキュラーフェライト生成の核となるＴｉ酸化物を形成するために、　０．００１質量％以上含有する必要がある。しかし、　０．０１５質量％を超えて含有すると、溶接金属中のＯが過剰となり、溶接金属の焼入れ性を低下させ、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｏは　０．００１〜０．０１５　質量％の範囲に限定した。
【００２９】
Ｂ：　０．００８〜０．０２５　質量％
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、溶接金属の靭性を向上させる元素である。またＢは、溶接金属中のＮをＢＮとして固定し、固溶Ｎによる溶接金属の靭性劣化を防止する効果がある。しかもＢは、旧オーステナイト粒界に偏析し、粗大な初析フェライトの成長を抑制する作用を有し、溶接金属の靭性を一層向上させる効果も有するので、必要に応じて含有できる。このようなＢの効果を得るためには、溶接金属中で酸化物あるいは窒化物として固定されないフリーＢを適正量確保する必要があるので、エレクトロスラグ溶接においては溶接用ワイヤから多量にＢを添加するのが有効である。そのため、Ｂは　０．００８質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．０２５質量％を超えて含有すると、溶接金属の焼入れ性が過剰に高くなり、高温割れが発生しやすくなるばかりでなく、マルテンサイト相が生成して溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｂは　０．００８〜０．０２５　質量％の範囲に限定した。
【００３０】
上記した成分に加えて、本発明では、さらにＣｒ：０．０５〜２．５　質量％，Ｖ：　０．００５〜０．５　質量％およびＮｂ：　０．００５〜０．５　質量％のうちから１種または２種以上を選択して含有することができる。Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂは、いずれも大入熱溶接において、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
【００３１】
Ｃｒ：０．０５〜２．５　質量％
Ｃｒは、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度と靭性を向上させるために、０．０５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　２．５質量％を超えて含有すると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベーナイト相あるいはマルテンサイト相が生成して、　溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｃｒは０．０５〜２．５　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
Ｖ：　０．００５〜０．５　質量％
Ｖは、Ｃｒと同様に、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、　０．００５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．５質量％を超えて含有すると、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。このため、Ｖは　０．００５〜０．５　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３３】
Ｎｂ：　０．００５〜０．５　質量％
Ｎｂは、Ｃｒ，Ｖと同様に、大入熱エレクトロスラグ溶接において、溶接金属の強度を向上させ、組織を微細化して靭性を向上させる。このような効果を得るためには、　０．００５質量％以上含有することが好ましい。一方、　　０．５質量％を超えて含有すると、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。このため、Ｎｂは　０．００５〜０．５　質量％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
なお、溶接用ワイヤ中のこれらの元素の含有量は、ソリッドワイヤやフラックス入りワイヤのいずれにも適用できる。つまり、ソリッドワイヤを用いて大入熱エレクトロスラグ溶接を行なう場合は、ソリッドワイヤ中の元素の含有量が上記した範囲内を満足すれば良い。またフラックス入りワイヤを用いて大入熱エレクトロスラグ溶接を行なう場合は、外皮およびフラックスに含有される元素の含有量の合計が、それぞれ上記した範囲内を満足すれば良い。
【００３５】
次に本発明を適用する溶接用フラックスの塩基度について説明する。
溶接用フラックスの塩基度Ｂ_ＬＫ：−２．０　〜０．５
溶接用フラックスは、主として酸化物と弗化物で構成されており、スラグの粘性，融点，流動性，電気抵抗等の特性を考慮して、その組成が決定される。本発明では、溶接金属にアシキュラーフェライト組織を生成させるために必要なＴｉを含有する酸化物系介在物を分散させるために、溶接金属中の酸素量を決定する塩基度Ｂ_ＬＫを指標として溶接用フラックスの成分を規定する。なお塩基度Ｂ_ＬＫとして　（１）式で算出される値を用いる。
【００３６】
すなわち、塩基度Ｂ_ＬＫが　０．５を超えると、溶融メタルへの酸素供給が不十分となり、溶接用ワイヤから多量のＴｉを添加しても、Ｔｉ酸化物の生成が不十分となり、溶融メタル中に酸化物系介在物を効果的に分散させることができない。　一方、塩基度Ｂ_ＬＫが−２．０　未満では、溶融メタルへの酸素供給が過剰となり、溶接金属の焼入れ性が低下して、靭性が劣化する。またＢが酸化物となるので、粒界フェライトの生成を抑制するフリーＢ量を低減し、靭性を劣化させる。このため、塩基度Ｂ_ＬＫは−２．０　〜０．５　の範囲を満足する必要がある。
【００３７】
なお、大入熱エレクトロスラグ溶接に用いる溶接用フラックスは、一般的に溶融フラックスである。したがって、本発明で規定する塩基度Ｂ_ＬＫは、溶融・粉砕・篩い後の成分によって規定されるものである。
【００３８】
【実施例】
表１に示す成分の厚鋼板（厚さ６０ｍｍ）をスキンプレート１およびダイアフラム２として用い、ＪＩＳ規格ＳＮ４９０　相当のフラットバーを側板３として用いて、図１に示すように組み立てて溶接継手を作製した。溶接は表２に示す条件でエレクトロスラグ溶接を行ない、　溶接用ワイヤ（線径１．６ｍｍ　のソリッドワイヤ）と溶接用フラックスは表３，表４に示すものを使用した。なお表３，表４中の溶接用フラックスの記号は、　表５に示した成分の各溶接用フラックスに対応する。
【００３９】
【表１】

【００４０】
【表２】

【００４１】
【表３】

【００４２】
【表４】

【００４３】
【表５】

【００４４】
溶接用フラックスの添加量は、溶接開始時に　１４０ｇとし、溶接の進行に合せて適宜少量の追加添加を行なった。
溶接の終了後、図２に示すように溶接継手の溶接金属４からシャルピー衝撃試験片５（ＪＩＳ規格Ｚ２２０２　に準拠した２ｍｍＶノッチ試験片）を採取した。なお、シャルピー衝撃試験片５のノッチ位置は、スキンプレート１の板厚方向で溶接金属４の幅が最大となる部位の溶接金属４中心部とした。
【００４５】
このようにして採取したシャルピー衝撃試験片５を使用し、ＪＩＳ規格Ｚ２２４２　に準拠して衝撃試験を行なった。試験温度は０℃とし、シャルピー吸収エネルギー_ＶＥ_Ｏ（Ｊ）を測定した。発明例１〜１５および比較例１〜２１について、それぞれ３本のシャルピー衝撃試験片５を用いて_ＶＥ_Ｏ（Ｊ）を測定し、その平均値を表３，表４に示す。
【００４６】
発明例１〜１５は、いずれも_ＶＥ_Ｏが７０Ｊ以上であり、良好な靭性を有する溶接金属４が得られた。
一方、　本発明の範囲を外れる成分の溶接用ワイヤや溶接用フラックスを用いた比較例１〜２１は、_ＶＥ_Ｏが７０Ｊ未満であり、溶接金属４の靭性が劣化した。
このように本発明を適用して大入熱エレクトロスラグ溶接を行なうと、良好な靭性を有する溶接金属が得られることが確認できた。
【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、溶接入熱が　４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手において、良好な靭性を有する溶接金属が安定して得られ、　溶接構造物の安全性、さらには溶接施工効率が顕著に向上し、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接継手を作製する際にスキンプレート，ダイアフラム，側板を組み立てた状態を模式的に示す平面図である。
【図２】シャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に示す平面図である。
【符号の説明】
１　スキンプレート
２　ダイアフラム
３　側板
４　溶接金属
５　シャルピー衝撃試験片[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a welding method capable of obtaining a weld metal having excellent toughness in large heat input electroslag welding having a heat input of 400 kJ / cm or more.
[0002]
[Prior art]
In recent years, from the viewpoint of preventing brittle fracture of a steel structure such as a building due to an earthquake, there is an increasing demand for toughness of a welded portion. As a welding method used for a steel structure, there are gas shielded arc welding, submerged arc welding, electroslag welding, and the like. Among these welding methods, electroslag welding is generally used for vertical welding of steel-frame diaphragms and joints, and enables high-efficiency welding with a larger heat input than other welding methods.
[0003]
For example, when the thickness of the diaphragm is about 60 mm, when electroslag welding is performed in one pass, the welding heat input is as large as about 1000 kJ / cm. In welding with such a large heat input, the cooling rate of the weld metal during welding decreases, and the hardenability of the weld metal decreases. As a result, there is a problem that the microstructure becomes coarse and the toughness of the weld metal decreases.
[0004]
As a method for solving this problem, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 59-179289 discloses that the contents of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, and V are defined, and the TSE = An electroslag welding wire for an extremely thick low alloy high tensile strength steel sheet, in which the components are adjusted so that the TSE value calculated by 41C + 5Si + 8Mn + 28Cu + 5Ni + 2Cr + 7Mo + 32V is 28 or more, is disclosed. In this technique, electroslag welding of an extremely thick steel sheet has a tensile strength of 53 kg / mm ² (ie, 519 MPa) or more and a Charpy absorbed energy at −20 ° C. of 3 kgfm (ie, 29.4 J) or more. It is said that metal can be obtained.
[0005]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-136710 discloses that in electroslag welding, the silicon content of a weld metal formed by melting a base metal (that is, a steel material), a welding wire, and a metal is 0.16 to 0.20. In addition to using a welding wire made of a material having a low silicon content so as to be within the range of the weight percent, the silicon content of the gold is adjusted according to the silicon content of the base metal and the welding wire. Methods for adjusting the silicon of slag weld metal have been proposed.
[0006]
Further, Japanese Patent No. 2892575 proposes a non-consumable nozzle type electroslag welding wire which contains C, Si, Mn, P, S and Ti within an appropriate range and satisfies Mn ≧ 3 (C + Si + Mo + Ti). .
However, the weld metal obtained by the techniques described in JP-A-59-179289, JP-A-9-136710 and JP-A-2892575 has a Charpy absorbed energy of about 30 J at a test temperature of 0 ° C to -20 ° C. Therefore, it cannot be said that it has sufficient toughness.
[0007]
To cope with such a problem, for example, Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2002-79396 discloses a large heat input electrode containing C, Si, Mn, Mo, Ni, and B within an appropriate range and reducing the N and O contents. Slag welding wires have been proposed. According to this technique, excellent weld metal toughness is obtained by controlling the austenite grain size of the weld metal and utilizing the segregation effect of B on the austenite grain boundaries.
[0008]
However, in the large heat input electroslag welding, the base metal dilution ratio is high and steel materials of various compositions are used. Therefore, even if a welding wire described in JP-A-2002-79396 is used, the welding metal In some cases, the refinement of the structure becomes insufficient, and it is presumed that it is difficult to stably obtain a high toughness weld metal.
As in electroslag welding, in submerged arc welding used as high heat input welding, a technique for achieving high toughness by forming a weld metal into a fine acicular ferrite structure is well known. Numerous studies have been made on the formation of an acicular ferrite in a weld metal, and by dispersing a large number of oxide-based inclusions containing Ti in the weld metal, the acicular ferrite is generated from the oxide-based inclusion or its surroundings. Has been obtained.
[0009]
However, electroslag welding is vertical and has a very low welding speed, and in addition to promoting the deoxidation reaction in the molten metal, oxides in the molten metal float up and are mostly discharged as slag, and the molten metal is discharged. The amount of oxygen in the inside becomes low, and it becomes difficult to disperse a large amount of oxide-based inclusions. Therefore, it was generally accepted that high toughness cannot be obtained by forming a structure mainly composed of acicular ferrite as in submerged arc welding.
[0010]
[Patent Document 1]
JP-A-59-179289 [Patent Document 2]
JP-A-9-136710 [Patent Document 3]
Japanese Patent No. 2892575 [Patent Document 4]
JP 2002-79396 A
[Problems to be solved by the invention]
The present invention solves the above-mentioned problems and provides a welding method capable of obtaining a weld metal having excellent toughness when a steel sheet is welded by high heat input electroslag welding having a welding heat input of 400 kJ / cm or more. The purpose is to provide.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have conducted intensive studies on the improvement of the toughness of a weld metal obtained by welding a steel sheet by high heat input electroslag welding with a heat input of 400 kJ / cm or more, and as a result, have obtained the following knowledge.
In high heat input electroslag welding, since the welding is an extremely low-speed vertical welding, an oxide-based inclusion containing Ti, which is indispensable for obtaining a fine acicular ferrite structure with high toughness, is contained in the weld metal. Is difficult to disperse. In the electroslag welding, Ti is added from a welding wire. However, in order for Ti to be dispersed in the weld metal as an oxide-based inclusion, a reaction between slag and molten metal generated during welding (so-called slag, It is necessary that Ti be combined with oxygen in the metal reaction) and be introduced into the molten metal.
[0013]
In order to effectively introduce the Ti-based oxide into the molten metal, a sufficient amount of the oxide is required even if the Ti-based oxide floats in the molten metal and is discharged into slag (so-called slag out). It is sufficient that a large amount of Ti and O can be supplied into the molten metal during welding so as to remain in the molten metal. For this reason, the present inventors have found a method of controlling the amount of oxygen in the molten metal by the slag-metal reaction in addition to the addition of Ti from the welding wire.
[0014]
In submerged arc welding, the relationship between the basicity of the welding flux and the amount of oxygen in the molten metal has been conventionally known. The present inventors have found that even in electroslag welding, when a deoxidizing element such as Ti is added from a welding wire, there is a strong correlation between the basicity of the welding flux and the amount of oxygen in the molten metal. Was found.
[0015]
That is, by adding a large amount of Ti from the welding wire and using a low basicity welding flux, a large amount of Ti oxide is generated in the molten metal and discharged into the slag by the slag-metal reaction. However, a sufficient amount of oxide-based inclusions can remain in the molten metal. According to this method, it becomes possible to disperse a sufficient amount of an oxide containing Ti, which is a nucleus for producing acicular ferrite, in a molten metal, and to obtain a high toughness weld metal mainly composed of an acicular ferrite structure.
[0016]
In addition, in the large heat input electroslag welding, since the cooling rate of the weld metal is very slow, a coarse pro-eutectoid ferrite structure grows at the former austenite grain boundary, and the toughness is deteriorated. Therefore, in order to prevent the toughness of the weld metal from deteriorating, it is necessary to adjust the hardenability of the weld metal or to appropriately add B to segregate the former austenite grain boundaries and suppress grain boundary ferrite.
[0017]
The present invention has been completed on the basis of the above-described findings, and provides a large heat input electroslag welding method having a heat input of 400 kJ / cm or more, wherein C: 0.02 to 0.30 mass%, Si: 0.05 to 1.80 mass%, Mn: 0.5 to 3.5 mass%, Al: 0.005 to 0.08 mass%, Ni: 3.0 mass% or less, Mo: 0.05 to 2 0.5% by mass, Ti: 0.05 to 0.40% by mass, N: 0.012% by mass or less, O: 0.001 to 0.015% by mass, the balance being Fe and inevitable impurities. A welding wire having a composition, a base containing CaO, CaF ₂ , SiO ₂ , TiO ₂ , Al ₂ O ₃ , MnO, MgO, and FeO, and represented by the following formula (1) using the molar fraction thereof: welding degree _{B LK} satisfies the range of -2.0 to 0.5 A large heat input electroslag welding method characterized by performing the electro-slag welding using a flux.
[0018]

[CaO]: CaO mole fraction in welding flux [CaF ₂ ]: CaF ₂ mole fraction in welding flux [SiO ₂ ]: SiO ₂ mole fraction in welding flux [TiO ₂ ]: Welding TiO ₂ mole fraction in flux [Al ₂ O ₃ ]: Al ₂ O ₃ mole fraction in welding flux [MnO]: MnO mole fraction in welding flux [MgO]: MgO in welding flux Molar fraction [FeO]: FeO molar fraction in welding flux In the present invention, the welding wire preferably contains B: 0.008 to 0.025% by mass in addition to the above composition.
[0019]
Further, in addition to the above composition, the welding wire has one of Cr: 0.05 to 2.5% by mass, V: 0.005 to 0.5% by mass, and Nb: 0.005 to 0.5% by mass. It is preferable to contain one or more species.
[0020]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The reason for defining the components of the welding wire to which the present invention is applied will be described.
C: 0.02 to 0.30 mass%
C is an element that increases the strength of the weld metal and improves the hardenability, but if the C content is less than 0.02% by mass, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 0.30% by mass, hot cracking of the weld metal may occur, and the toughness of the weld metal deteriorates due to excessive hardening and the formation of island-like martensite. For this reason, C was limited to the range of 0.02 to 0.30% by mass. In addition, Preferably it is 0.02-0.15 mass%.
[0021]
Si: 0.05 to 1.80 mass%
Si is an element having a deoxidizing action, improving the strength of the weld metal, and further improving the flowability of the molten metal. Such an effect is recognized when the Si content is 0.05% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 1.80% by mass, hot cracking of the weld metal may occur, and furthermore, it promotes the formation of island-like martensite and deteriorates the toughness of the weld metal. For this reason, Si was limited to the range of 0.05 to 1.80% by mass. In addition, Preferably it is 0.15 to 1.50 mass%.
[0022]
Mn: 0.5 to 3.5 mass%
Mn is an element that secures the strength of the weld metal and improves the hardenability of the weld metal. If the Mn content is less than 0.5% by mass, sufficient hardenability cannot be obtained. On the other hand, when the content exceeds 3.5% by mass, not only hot cracking of the weld metal occurs, but also an upper bainite phase or a martensite phase is generated, and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, Mn was limited to the range of 0.5 to 3.5% by mass. In addition, Preferably it is 1.2-2.5 mass%.
[0023]
Al: 0.005 to 0.08 mass%
Al is a deoxidizing element, and is contained in the welding wire in order to promote the deoxidizing action in the molten metal. If the deoxidation reaction of the molten metal is insufficient, oxygen in the weld metal increases, and elements such as Si, Mn, and B, which should be contained in a solid solution state, become oxides, and the hardenability of the weld metal decreases. , Toughness degradation occurs. Therefore, Al is contained in an amount of 0.005% by mass or more. However, when the content exceeds 0.08% by mass, a large amount of Al ₂ O ₃ is formed in the weld metal, which hinders the formation of Ti oxide which is a nucleus for the formation of acicular ferrite. For this reason, Al was limited to the range of 0.005 to 0.08% by mass.
[0024]
Ni: 3.0% by mass or less Ni is preferably contained in an amount of 0.05% by mass or more as an element for improving the strength and toughness of the weld metal. On the other hand, if the content exceeds 3.0% by mass, the risk of hot cracking of the weld metal not only increases, but also an upper bainite phase or a martensite phase is generated, thereby deteriorating the toughness of the weld metal. For this reason, Ni was limited to 3.0% by mass or less. In addition, Preferably it is 0.05-2.5 mass%.
[0025]
Mo: 0.05 to 2.5 mass%
Mo is an element that improves the strength of the weld metal, increases the hardenability of the weld metal, promotes the formation of acicular ferrite during transformation, and refines the structure of the weld metal. In order to obtain such an effect, the content needs to be 0.05% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 2.5% by mass, hot cracking of the weld metal may occur, and excessive hardening occurs to deteriorate the toughness of the weld metal. For this reason, Mo must satisfy the range of 0.05 to 2.5% by mass.
[0026]
Ti: 0.05 to 0.40 mass%
Ti forms an oxide in a molten metal, and fine acicular ferrite is generated using the oxide as a nucleus, thereby improving the toughness of the weld metal. In electroslag welding, Ti oxides are easily discharged as slag from the molten metal. If the Ti content is less than 0.05% by mass, oxides are not sufficiently generated, and the effect of improving the toughness of the weld metal is obtained. Absent. On the other hand, if the content exceeds 0.40% by mass, Ti functions as a solid solution element in the weld metal, so that the weld metal hardens and causes deterioration in toughness. For this reason, Ti was limited to the range of 0.05 to 0.40% by mass.
[0027]
N: 0.012% by mass or less N is an element that forms a solid solution in the weld metal and deteriorates the toughness of the weld metal. Therefore, it is preferable to reduce N as much as possible. In the present invention, when B is added to the welding wire, N in the weld metal can be fixed as BN, and it is possible to suppress toughness deterioration due to solid solution N to some extent. However, if the content exceeds 0.012% by mass, free B in the weld metal cannot be sufficiently ensured, and the effect of suppressing B proeutectoid ferrite cannot be obtained, and the toughness of the weld metal deteriorates. For this reason, N is set to 0.012% by mass or less.
[0028]
O: 0.001 to 0.015 mass%
O must be contained in an amount of 0.001% by mass or more in order to form a Ti oxide serving as a nucleus for producing acicular ferrite. However, when the content exceeds 0.015% by mass, O in the weld metal becomes excessive, and the hardenability of the weld metal is reduced, and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, O was limited to the range of 0.001 to 0.015% by mass.
[0029]
B: 0.008 to 0.025 mass%
B is an element that improves the hardenability of the weld metal and improves the toughness of the weld metal. B has the effect of fixing N in the weld metal as BN and preventing the toughness of the weld metal from deteriorating due to solid solution N. In addition, B segregates at the former austenite grain boundary, has the effect of suppressing the growth of coarse pro-eutectoid ferrite, and has the effect of further improving the toughness of the weld metal, so that B can be contained as necessary. In order to obtain such an effect of B, it is necessary to secure an appropriate amount of free B which is not fixed as an oxide or nitride in the weld metal. Therefore, in electroslag welding, a large amount of B is added from a welding wire. It is effective to do. Therefore, it is preferable that B is contained in an amount of 0.008% by mass or more. On the other hand, when the content exceeds 0.025% by mass, the hardenability of the weld metal becomes excessively high, so that not only the hot crack is easily generated, but also the martensite phase is generated, and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, B was limited to the range of 0.008 to 0.025% by mass.
[0030]
In addition to the above-mentioned components, in the present invention, Cr: 0.05 to 2.5% by mass, V: 0.005 to 0.5% by mass and Nb: 0.005 to 0.5% by mass One or more kinds can be selected and contained. Cr, V, and Nb are elements that improve the strength and toughness of the weld metal in large heat input welding, and can be selectively contained as necessary.
[0031]
Cr: 0.05 to 2.5 mass%
Cr is preferably contained in an amount of 0.05% by mass or more in order to improve the strength and toughness of the weld metal in high heat input electroslag welding. On the other hand, when the content exceeds 2.5% by mass, not only hot cracking of the weld metal occurs but also an upper bainite phase or a martensite phase is generated, and the toughness of the weld metal is deteriorated. For this reason, Cr is preferably limited to the range of 0.05 to 2.5% by mass.
[0032]
V: 0.005 to 0.5% by mass
V, like Cr, improves the strength of the weld metal in high heat input electroslag welding, refines the structure, and improves toughness. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.005% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5% by mass, the weld metal is hardened and the toughness is deteriorated. For this reason, V is preferably limited to the range of 0.005 to 0.5% by mass.
[0033]
Nb: 0.005 to 0.5% by mass
Like Cr and V, Nb improves the strength of the weld metal, refines the structure, and improves the toughness in large heat input electroslag welding. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.005% by mass or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5% by mass, the weld metal is hardened and the toughness is deteriorated. Therefore, Nb is preferably limited to the range of 0.005 to 0.5% by mass.
[0034]
The content of these elements in the welding wire can be applied to both solid wires and flux-cored wires. That is, when performing high heat input electroslag welding using a solid wire, the content of the element in the solid wire should satisfy the above-mentioned range. When performing high heat input electroslag welding using a flux-cored wire, the total content of the elements contained in the outer shell and the flux only needs to satisfy the above ranges.
[0035]
Next, the basicity of the welding flux to which the present invention is applied will be described.
Basicity B _LK of welding flux: -2.0 to 0.5
The flux for welding is mainly composed of oxides and fluorides, and its composition is determined in consideration of characteristics such as slag viscosity, melting point, fluidity, and electric resistance. In the present invention, in order to disperse an oxide-based inclusion containing Ti necessary for forming an acicular ferrite structure in a weld metal, welding is performed using a basicity B _LK that determines the amount of oxygen in the weld metal as an index. Specifies the components of the industrial flux. Note that a value calculated by the equation (1) is used as the basicity B _LK .
[0036]
That is, if the basicity B _LK exceeds 0.5, oxygen supply to the molten metal becomes insufficient, and even if a large amount of Ti is added from the welding wire, generation of Ti oxide becomes insufficient, and Oxide-based inclusions cannot be effectively dispersed therein. On the other hand, if the basicity B _LK is less than −2.0, the supply of oxygen to the molten metal becomes excessive, the hardenability of the weld metal is reduced, and the toughness is deteriorated. In addition, since B is an oxide, the amount of free B that suppresses generation of grain boundary ferrite is reduced, and the toughness is deteriorated. Therefore, basicity _{B LK} must satisfy the range of -2.0 to 0.5.
[0037]
The welding flux used for large heat input electroslag welding is generally a molten flux. Therefore, the basicity B _LK specified in the present invention is specified by the components after melting, pulverization, and sieving.
[0038]
【Example】
A steel plate (thickness: 60 mm) having the components shown in Table 1 was used as the skin plate 1 and the diaphragm 2, and a flat bar equivalent to JIS SN490 was used as the side plate 3 to assemble as shown in FIG. 1 to produce a welded joint. . Electroslag welding was performed under the conditions shown in Table 2 and welding wires (solid wire having a wire diameter of 1.6 mm) and welding fluxes shown in Tables 3 and 4 were used. The symbols of the welding fluxes in Tables 3 and 4 correspond to the welding fluxes of the components shown in Table 5.
[0039]
[Table 1]

[0040]
[Table 2]

[0041]
[Table 3]

[0042]
[Table 4]

[0043]
[Table 5]

[0044]
The addition amount of the welding flux was 140 g at the start of welding, and a small amount of additional flux was added in accordance with the progress of welding.
After the welding was completed, a Charpy impact test piece 5 (a 2 mm V notch test piece based on JIS Z2202) was collected from the weld metal 4 of the welded joint as shown in FIG. The notch position of the Charpy impact test piece 5 was set at the center of the weld metal 4 where the width of the weld metal 4 became maximum in the thickness direction of the skin plate 1.
[0045]
Using the Charpy impact test piece 5 thus collected, an impact test was performed in accordance with JIS Z2242. The test temperature was 0 ° C., and the Charpy absorbed energy _V _EO (J) was measured. For each of Inventive Examples 1 to 15 and Comparative Examples 1 to 21, _V _EO (J) was measured using three Charpy impact test pieces 5, and the average values are shown in Tables 3 and 4.
[0046]
Invention Examples 1 to 15 are all _V E _O is at least 70 J, the weld metal 4 were obtained with a good toughness.
On the other hand, Comparative Examples 1 to 21 using a welding wire and welding flux components outside the scope of the present invention, _V E _O is less than 70 J, was deteriorated toughness of the weld metal 4.
As described above, it has been confirmed that when high heat input electroslag welding is performed by applying the present invention, a weld metal having good toughness can be obtained.
[0047]
【The invention's effect】
According to the present invention, in a welded joint obtained by welding steel sheets by high heat input electroslag welding having a welding heat input of 400 kJ / cm or more, a weld metal having good toughness can be stably obtained. In addition, the safety of welding and the efficiency of welding work are remarkably improved, and a remarkable industrial effect is achieved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a plan view schematically showing a state in which a skin plate, a diaphragm, and a side plate are assembled when a welded joint is manufactured.
FIG. 2 is a plan view schematically showing a sampling position of a Charpy impact test specimen.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Skin plate 2 Diaphragm 3 Side plate 4 Weld metal 5 Charpy impact test piece

Claims

In the large heat input electroslag welding method having a welding heat input of 400 kJ / cm or more, C: 0.02 to 0.30 mass%, Si: 0.05 to 1.80 mass%, Mn: 0.5 to 3.0. 5 mass%, Al: 0.005 to 0.08 mass%, Ni: 3.0 mass% or less, Mo: 0.05 to 2.5 mass%, Ti: 0.05 to 0.40 mass%, N : 0.012 mass% or less, O: 0.001 to 0.015 containing mass%, a welding wire having the balance consisting of Fe and unavoidable _{_{impurities, CaO, CaF 2, SiO 2}} , TiO 2 , Al ₂ O ₃ , MnO, MgO, FeO, and the basicity B _LK represented by the following formula (1) is satisfied within the range of −2.0 to 0.5 using the molar fractions thereof. Electroslag welding using welding flux High Heat Input Electroslag Welding wherein the.

[CaO]: CaO mole fraction in welding flux [CaF ₂ ]: CaF ₂ mole fraction in welding flux [SiO ₂ ]: SiO ₂ mole fraction in welding flux [TiO ₂ ]: Welding TiO ₂ mole fraction in flux [Al ₂ O ₃ ]: Al ₂ O ₃ mole fraction in welding flux [MnO]: MnO mole fraction in welding flux [MgO]: MgO in welding flux Molar fraction [FeO]: FeO mole fraction in welding flux

The large heat input electroslag welding method according to claim 1, wherein the welding wire contains B: {0.008 to 0.025}% by mass in addition to the composition.

In addition to the composition, the welding wire has one of Cr: 0.05-2.5% by mass, V: {0.005-0.5}% by mass, and Nb: {0.005-0.5}% by mass. The high heat input electroslag welding method according to claim 1, wherein the method includes one or more kinds.