JP2005330578A

JP2005330578A - 靭性に優れたエレクトロガス溶接継ぎ手

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Publication number: JP2005330578A
Application number: JP2005063379A
Authority: JP
Inventors: Shigeru Okita; 茂大北; Yuji Hashiba; 裕治橋場; Tadashi Ishikawa; 忠石川; Masahito Sasaki; 聖人笹木; Jun Otani; 潤大谷; Masanori Minagawa; 昌紀皆川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-22
Filing date: 2005-03-08
Publication date: 2005-12-02
Anticipated expiration: 2025-03-08
Also published as: JP4486529B2

Abstract

【課題】高強度で、かつ板厚５０ｍｍを越える厚鋼材の溶接においても、溶接継手部における溶接金属の硬さが２２０以下であっても十分な破壊靱性が確保しうる溶接金属を提供する。
【解決手段】溶接金属の各化学成分のがmass%で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.2〜0.6％、Mn：1.0〜2.0%、Ni：0.5〜3.0％、Mo：0.5％以下、Ａｌ：0.005〜0.025％、Ｔｉ：0.01〜0.05％、Ｂ：0.003〜0.009％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.02〜0.05％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接溶接金属組成を有し、下記（Ａ）式で示す溶接金属のCEの値を0.36〜0.42とすることを特徴とする靭性に優れたエレクトロガスアーク溶接継ぎ手。 CE＝C＋Si/24＋Mn/6+（Cu+Ni）/40＋（Cr＋Mo＋V）/5・・・（Ａ）ここに、C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V：溶接金属の各化学成分の平均mass%
【選択図】なし

Description

本発明は、大型船舶等の溶接構造体における破壊発生の最も高い部位である溶接継手部の耐脆性破壊発生特性を大幅に改善するエレクトロガスアーク溶接方法に関するものである。
具体的には、降伏強度が360Ｎ/ｍｍ²以上、板厚が50ｍｍ以上、80ｍｍ以下の鋼材を、１電極または２電極のうちの少なくとも１電極にフラックス入りワイヤを用いて立向き溶接する１電極または２電極エレクトロガス溶接継ぎ手に関する。

大型造船構造物等の溶接構造体において、最も破壊発生の可能性の高い部位は溶接継手部である。この理由は、溶接時に溶接欠陥を生じさせる可能性があり、破壊の起点となる応力集中部が存在する可能性が高いこと、溶接熱影響により鋼材の組織が粗大化し、溶接継手の脆性破壊発生に対する指標として用いられている破壊靱性値：Ｋｃが低下していること、等である。
溶接金属部の破壊靱性を確保するためには簡便のためシャルヒ゜ー衝撃値が規定されている。このシャルヒ゜ー衝撃値（以下靭性）を確保するためには、アーク溶接において十分に焼き入れ性を確保してアシキュラーフェライトを主体とする組織に制御することが一般的に実施されてきた。例えば、非特許文献１に開示されているように、Ｔｉ−Ｂ系の溶接金属を用い、粒界の粗大フェライトをなくし、微細なアシキュラーフェライト組織単相として、溶接金属の靱性を確保してきた。
このときの溶接金属の硬さは、少なくとも２２０以上必要であった。

しかしながら、エレクトロガスアーク溶接などの大入熱溶接の場合には、その鋼材の熱影響部は大きく軟化するために、溶接金属の硬さがＨＡＺの硬さよりも大幅に硬くなる。その場合には、溶接金属と鋼材が変形せずに、軟化したＨＡＺに歪が集中することと、その変形しようとするＨＡＺを溶接金属と鋼材が拘束するために、図２に示すように、溶接金属の硬さ（Ｈｖ）が２２０を超えると、脆性破壊発生抵抗特性（Ｋｃ）が低下することが分かった。
また、特開平１１−１９７８８４号公報には、ワイヤ中のC,Si,Mn,Ti,Bを特定範囲とすることによって、良好な溶接作業性と優れた溶接金属性能が得られる２電極エレクトロアークガス溶接方法が開示されている。
しかし、この特開平１１−１９７８８４号公報には、本発明の特徴である溶接金属の硬さ（Ｈｖ）と破壊靭性との関係については、検討されていなかった。
溶接学会全国大会後援概要集（第70集（2002-4）ｐ40-41 特開平１１−１９７８８４号公報

最近の溶接構造物の大型化に伴い、高強度で、かつ板厚５０ｍｍを越える厚鋼材が使用されるようになると、上述のように、溶接ボンド部の破壊靱性を確保するために、極端なオーバーマッチングとなる継手設計をさける必要が出てきた。しかしながら、前述のように、溶接金属の硬さＨｖが２２０以上になると溶接金属の靱性が低下するという重大な問題が生じる。そこで、これまで使用されていなかった高強度厚肉鋼材の大入熱１パス溶接において、溶接金属の硬さが２２０以下であっても十分な破壊靱性が確保できる溶接金属の開発が望まれた。
そこで、本発明は、上記課題に鑑み、高強度で、かつ板厚５０ｍｍを越える厚接においても、溶接継手部における溶接金属の・溶接材料を選定して、目的とする成分の溶接金属を形成し、微細なフェライト組織を主体とした、粒界の粗大フェライトの抑制を行い、溶接金属の硬さを２２０以下で靱性の良好な溶接金属を作成する１電極または２電極エレクトロガスア−ク溶接法を提供するものであり、その要旨とするところは特許請求の範囲に記載した通りの下記内容である。

板厚が50ｍｍ以上、80ｍｍ以下の鋼材を、１電極または２電極のうちの少なくとも１電極にフラックス入りワイヤを用いて立向き溶接する１電極または２電極エレクトロガスアーク溶接継ぎ手であって、
溶接金属の各化学成分のがmass%で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.2〜0.5％、Mn：1.0〜2.0%、Ni：0.5〜3.0％、Mo：0.5％以下、Ａｌ：0.005〜0.025％、Ｔｉ：0.01〜0.05％、Ｂ：0.003〜0.009％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.02〜0.05％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接溶接金属組成を有し、かつ溶接金属の硬さがビッカース硬度で２２０以下であり、
下記（Ａ）式で示す溶接金属のCEの値を0.36〜0.42とすることを特徴とする靭性に優れたエレクトロガスアーク溶接継ぎ手。
CE＝C＋Si/24＋Mn/6+（Cu+Ni）/40＋（Cr＋Mo＋V）/5・・・（Ａ）
ここに、C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V：溶接金属の各化学成分の平均mass%

本発明によれば、破壊靱性の確保が難しい厚手大入熱溶接用高強度鋼材（特に降伏強度が360Mpa以上、500MPa程度以下、板厚が50ｍｍ以上、80ｍｍ以下の鋼材が対象）の溶接継手であっても、イーブンマッチングあるいはオーバーマッチングとなる溶接継手設計を可能にして継手部の破壊靱性を確保することができるという顕著な効果を奏する。

本発明は、板厚が50ｍｍ以上、80ｍｍ以下の鋼材を、１電極または２電極のうちの少なくとも１電極にフラックス入りワイヤを用いて立向き溶接する１電極または２電極エレクトロガスアーク溶接継ぎ手であって、
溶接金属の各化学成分のがmass%で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.2〜0.5％、Mn：1.0〜2.0%、Ni：0.5〜3.0％、Mo：0.5％以下、Ａｌ：0.005〜0.025％、Ｔｉ：0.01〜0.05％、Ｂ：0.003〜0.009％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.02〜0.05％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接溶接金属組成を有し、かつ溶接金属の硬さがビッカース硬度で２２０以下であり、下記（Ａ）式で示す溶接金属のCEの値を0.36〜0.42とすることを特徴とする。
CE＝C＋Si/24＋Mn/6+（Cu+Ni）/40＋（Cr＋Mo＋V）/5・・・（Ａ）
ここに、C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V：溶接金属の各化学成分の平均mass%
先ず、溶接金属の硬さ（Ｈｖ）を従来は２２０以上に設計していた理由について説明する。
前述のように、従来技術とくに大入熱の立向き溶接においては、粒界フェライトが生成し、特に板厚や開先形状が大きくなった場合に溶接入熱が変化して、冷却時間が長くなっても粒界フェライトが生成し、靭性が低下させないようにするために、溶接金属中の合金成分を高くし粒界フェライトを消滅させていた。この不要に合金成分を多く添加していたために溶接金属の硬さが２２０以上になっていた。

この問題を解決するには、鋼材の成分や板厚、溶接時の開先形状に制限を加え、溶接施工条件に応じた溶接ワイヤを設計選定する必要があるが、実際の施工現場においては、ある程度の溶接施工条件のばらつきや鋼材、溶接材料の成分変動も許容できる溶接方法でなくては使用できなかった。
そこで、本発明者らは、母材の強度、成分、溶接時の開先形状、溶接施工条件等を考慮し、ある一定の条件範囲内で、溶接材料を選定することにより、目的とする硬さ２２０以下で靱性の良好なエレクトロガスア−ク溶接溶接継ぎ手を得た。
以下に本発明の技術思想を説明する。
まず、Ti-B系溶接金属として、ミクロ組織をアシキュラーフェライトと粒界フェライトの混合組織として、かつ粒界フェライトの体積率を制限することにより、本発明の対象とするような、大入熱溶接であるエレクトロガス溶接方法においても、必要な靭性値と硬さの両方を満たす溶接金属が得られた。
また、靭性の改善と硬さ低減の両者に有害な高炭素マルテンサイトの生成を抑えるためにＣ含有量の低い溶接ワイヤを使用し、ＢとNiを添加した溶接ワイヤを使用すれば、硬さを上昇させることなく靭性を改善できた。
さらに、靭性に有害な窒素（N）量を低減するために、Ｎ含有量の少ない溶接ワイヤを使用し、さらに、好ましくは溶接時にNが極力混入しないようにアーク溶接時のガス流量と溶接電圧を制御することにより、靭性の良好な溶接金属を得る条件を見出した。

以下に、溶接金属の各化学成分の限定理由を示す。
なお、本発明における化学成分は全てmass%で示す。
Ｃ：0.01〜0.10％は、靭性向上および硬さ低減の点から炭素は低ければ低いほど望ましいが、0.01％を下限としたのは、現実に材料の入手が困難なためと、低炭素を補完するために他の合金成分を多量に添加する必要があり、現実のワイヤ製造上困難が生じる。また0.10％を上限としたのは、炭素が高いと、高炭素マルテンサイト組織が増加し、本検討の主眼である硬さを減じつつミクロ組織を微細化する趣旨に到達できないためである。
Ｓｉ：0.2%〜0.5%は溶接金属の脱酸および強度を高める目的で添加するが、０.2％以下では脱酸の目的を十分達成せず、0.６％を超えると高炭素マルテンサイトなどの脆化組織の生成を助長するためこの範囲とする。
Ｍｎ：１．０〜2.0％は、主として、溶接金属の強度を調整するためにこの範囲とする。Ｍｎが１．０未満であると、強度が低くなるとともに、Ｎｉなどの高価な元素が多量に必要となり、また、溶接金属の脱酸の目的にも不足傾向が生じる。Ｍｎが2.0％を超える量は硬さを２２０以下に抑えるためには不要である。
Ｎｉ：0.5〜3.0％、Ｎｉは靭性を阻害することなく強度を高める元素として使用する。０．５％未満ではその効果が発揮できず、３．０％を超えると溶接高温割れが発生する懸念があり、また高価であるためこの範囲とする。

Ｍｏ：０．５％以下は溶接金属の強度の調整の目的で添加する。
Ａｌ：0.005〜0.025％は、溶接金属の脱酸を目的に添加するが、0.005％未満では十分ではなく、0.025％を超えると、他のＴｉやＢの歩留まりに影響して、溶接金属のミクロ組織が変化するため、この範囲に制御する必要がある。
Ｔｉ：0.01〜0.05％は、溶接金属にアシキュラーフェライトを生成させ、その靭性を向上させるのに最も重要な元素であり、溶接金属中の酸素量にも依存するが、溶接金属中に0.01〜0.05％程度の存在が必要である。
Ｂ：0.003〜0.009％は、溶接金属の硬さを大きく上昇させないで粒界フェライト組織を減少させ、靭性を改善できるために、本目的を達成するのに非常に重要な元素である。したがって溶接金属中に最低30ｐｐｍの含有が必要であり、90ｐｐｍを超えると高温われが発生する。
Ｎ：0.00７％以下は、低ければ低いほど望ましいが、現在の商業ベースでの材料の製造性を考慮すると溶接金属のＮ含有量の下限はせいぜい20ｐｐｍ程度である。上限を７０ｐｐｍとしたのは、多くなると、溶接金属の靭性を低下させるためである。
Ｏ：0.02〜0.05％、Ｏはアシキュラーフェライト生成のための重要元素であるが、エレクトロガス溶接金属では少なくとも0.02％以下にすることは難しく、0.05％以上になると靭性が低下することからこの範囲とした。
次に、硬さについては、靭性、強度と密接な関係があり、溶接金属の炭素量を低減し、溶接施工条件を検討することにより溶接ワイヤ、鋼材の板厚、成分を考慮しつつ溶接金属の成分を（Ａ）式で示す溶接金属のCE（炭素当量）の値を0.36〜0.42の範囲に制御することが必要であった。これらにより、ビッカース硬度で２２０を超えずに、良好な靭性を示す溶接継ぎ手を得られた。
CE＝C＋Si/24＋Mn/6+（Cu+Ni）/40＋（Cr＋Mo＋V）/5・・・（Ａ）
ここに、C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V：溶接金属の各化学成分の平均mass%
なお、上記の化学成分以外についてはＦｅおよび不可避的不純物が含まれる。

板厚：５０、６０、７０、８０の厚鋼材（耐力360.400.470Ｎ／ｍｍ²級鋼）を準備し、図１に示す開先形状にて、エレクトロガスアーク溶接を実施した。溶接に供したワイヤは、ソリッドワイヤは製作上の難しさから4種類とし、主にフラックス入りワイヤの成分を調整して溶接金属を作成した。
使用した鋼材の化学成分と硬さを表１に示す。
使用した溶接条件を表２に示す。
使用したソリッドワイヤの化学成分を表３に示す。
使用したフラックス入りワイヤの化学成分を表４に示す。
得られた溶接部の特性を表５に示す。
なお、溶接金属の性能評価として、−２０℃において切り欠き位置が溶接金属の中央となるように加工した試験片を用いてＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した３本の平均値で評価した。

また、図２に示した破壊靭性試験は溶接ボンド部にノッチを配置した中央切り欠き付きのディープノッチ試験により評価した。
表５に示すように、本発明で規定する条件を満足する溶接Ｎｏ.は、溶接金属の硬さＨｖが２２０以下でかつ母材の平均硬さ以上を示すもので、溶接金属部において十分なシャルピー衝撃吸収エネルギーを示した。
一方、表５の比較例の溶接Ｎｏ.は、溶接状況の欄に記載した通り、必要強度が不足するもの、溶接金属の焼入れ性が不足し粒界フェライトが2０％を越してシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下するもの、溶接金属の硬さが２２０を超えるもの、及び溶接時にヒ゛ート゛表面形状が乱れて健全な溶接部が得られないものなどの比較例である。

以上説明したように、本発明は、降伏強度が360Ｎ/ｍｍ²以上の高強度で、かつ板厚５０ｍｍを越える厚鋼材の大入熱エレクトロガスアーク溶接において、溶接継手部におけるＨＡＺ軟化部があっても、溶接金属の硬さを２２０以下、かつ鋼材の平均硬さ以上と制御することにより十分なボンド部の破壊靱性を確保しうる溶接金属を提供することが可能となり、本技術は広くその効果を発揮できるものである。

本発明におけるエレクトロガスアーク溶接方法に用いる開先形状を例示する図である。Ｋｃ（−２０℃）に及ぼす溶接金属の硬さの影響を示す図である。