JP2008000808A - 低温靭性、耐低温割れ性、および全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属 - Google Patents

Abstract

【課題】−６０℃域での低温靭性が良好であり、低温割れも発生せず、且つ、全姿勢溶接時のビード形状が良好な高硬度溶接金属を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．００％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．０１〜０．０３％、およびＮ：０．００６０％以下（０％を含まない）を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、Ａｌの含有量［Ａｌ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］との比率（［Ａｌ］／［Ｔｉ］）が４０以上であり、下式（１）で表されるＱ値は−１．５質量％以上０．５０質量％以下の範囲内であると共に、残留オーステナイトを５体積％以上２０体積％以下の範囲内で含有する高強度溶接金属である。
Ｑ値＝−４．９［Ｃ］＋０．１８［Ｓｉ］＋［Ａｌ］−０．１［Ｍｎ］−０．５［Ｎｉ］・・・ （１）
式中、［ ］は、各成分の含有量（質量％）を意味する。
【選択図】なし

Description

本発明は、低温靭性、耐低温割れ性、および全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属に関するものである。本発明の溶接金属は、例えば、寒冷海域で使用される液化ガスタンク、ラインパイプなどの海洋構造物のように、溶接金属部の靭性および耐低温割れ性が強く求められる溶接構造体に好適に用いられる。

近年、海洋構造物などに使用される鋼材は益々高強度化しており、鋼材同士を接合する接合部（溶接金属）にも高強度化が望まれている。ところが、一般に、高強度化に伴って低温靭性が低下するほか、低温割れ（水素割れ）の問題も発生する。

そこで、本願出願人は、特に、高強度溶接金属の低温靭性を高める技術として、例えば、特許文献１および特許文献２の方法を提案している。

このうち、特許文献１は、５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、−６０℃域での低温靭性に優れた高強度溶接金属に関する技術である。ここでは、溶接金属の低温靭性向上に有用なアシキュラーフェライトを生成させるため、溶接金属中のＴｉ，Ｏ，およびＢのバランスを適正に制御してアシキュラーフェライトの生成核となるＴｉ系酸化物の形態を調整している。

また、特許文献２は、４９０ＭＰａ以上の高強度を有し、−２０℃域での低温靭性に優れた高強度溶接金属に関する技術である。ここでは、「溶接金属中に残留オーステナイトを生成させると溶接金属の靭性を大きく改善できる。」という新規知見に基づき、溶接金属中の残留オーステナイト量を規定すると共に、所定の残留オーステナイト量を確保するため、Ｓｉ，Ｃｕ，Ａｌなどの含有量を規定している。

一方、溶接金属の高強度化に伴う低温割れの防止技術として、例えば、特許文献３が挙げられる。特許文献３は、９００ＭＰａ以上の超高強度を有し、−２０℃域での低温靭性に優れた超高強度溶接鋼管に関する技術である。ここには、溶接金属中に残留オーステナイトが１体積％以上生成すると、耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度溶接鋼管が得られることが記載されている。
特開２００４−３１５９６２号公報 特開２０００−６１６８７号公報 特開２００２−１１５０３２号公報

高強度溶接金属の低温靭性に対する要請は益々高まっており、特許文献２や特許文献３に記載されているように−２０℃域での低温靭性に優れているだけでは不充分であり、特許文献１に記載されているように−６０℃域での低温靭性に優れた高強度溶接金属の提供が強く求められている。

更に、高強度溶接金属には、上述した低温靭性や耐低温割れ性のほかに、全姿勢溶接時のビード部分（１回の溶接操作（パス）によって得られる溶接金属）の形状（外観）が良好であることも要求されている。具体的には、例えば、横向姿勢、立向姿勢、上向姿勢などの全姿勢溶接可能なワイヤを用いて溶接を行なったとき、溶融金属が全長にわたって垂れ落ちることなく、良好なビード形状を備えた溶接金属の提供が望まれている。

しかしながら、前述した特許文献に記載の方法は、いずれも、ビード形状の外観について充分考慮されたものではない。

一般に、全姿勢溶接が可能な溶接金属を得るためには、フラックス（鉱物の粉体）入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接法の採用が推奨されている。ガスシールドアーク溶接用ワイヤは、フラックス入りワイヤとソリッドワイヤとに大別されるが、フラックス入りワイヤは、ソリッドワイヤに比べてスパッタが少ないこと、溶接時に溶接金属表面にスラグが形成されるために下向姿勢のみならず立向姿勢及び上向姿勢においても溶接作業性が良好である、など種々の長所を有しているからである。

しかしながら、ＴｉＯ_２をベースとした通常のフラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接を実施した場合、全姿勢溶接は可能になるが、靭性を改善するための成分設計により、ビードの形状は不良になることが本発明者の検討結果によって明らかになった。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、−６０℃域での低温環境下における靭性（低温靭性）が良好であり、割れ（低温割れ）も発生せず、しかも、全姿勢溶接時のビード形状が良好な高硬度溶接金属を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る低温靭性および耐低温割れ性に優れ、全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．００％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．３〜３．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．０１〜０．０３％、およびＮ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、Ａｌの含有量［Ａｌ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］との比率（［Ａｌ］／［Ｔｉ］）が４０以上であり、下式（１）で表されるＱ値は、−１．５質量％以上０．５０質量％以下の範囲内であると共に、残留オーステナイトを５体積％以上２０体積％以下の範囲内で含有することに要旨を有している。
Ｑ値
＝−４．９［Ｃ］＋０．１８［Ｓｉ］＋［Ａｌ］−０．１［Ｍｎ］−０．５［Ｎｉ］
・・・ （１）
式中、［ ］は、各成分の含有量（質量％）を意味する。

好ましい実施形態において、上記の溶接金属は、更に、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する。

好ましい実施形態において、上記の溶接金属は、更に、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する。

本発明には、上記の溶接金属を含む溶接構造体も包含される。

本発明によれば、溶接金属の成分組成および組織が適切に制御されているため、−６０℃域での低温靭性および耐低温割れ性に優れており、且つ、全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属を提供することができた。

本発明者は、−６０℃域での低温靭性および耐低温割れ性に優れており、全姿勢溶接時のビード形状が良好な（以下、単に、「ビード形状が良好な」と呼ぶ場合がある。）溶接金属を提供するため、溶接金属の成分および組織の両方の観点から検討を重ねてきた。特に、本発明では、溶接金属の低温靭性向上に有用なアシキュラーフェライトを生成させると共に、ビード形状が良好な溶接金属を得るため、従来のように、Ｔｉ系酸化物を利用するのではなく、これまであまり着目されていなかったＡｌ系酸化物を主に利用することにし、検討を進めてきた。その結果、Ａｌ系酸化物は、アシキュラーフェライトの生成核として低温靭性や耐低温割れ性の向上に寄与するだけでなく、ビード形状の改善にも寄与することを突き止めた。具体的には、Ａｌ系酸化物を得るための溶接金属の成分設計として、（ａ）所望のＡｌ系酸化物が得られるように金属としてＡｌ量を多くＴｉ量を少なくするように制御し、（ｂ）一方、高Ａｌ化によるδ−フェライト生成に伴う靭性劣化の防止のために、Ａｌなどのフェライト安定化元素とＣなどのオーステナイト安定化元素とで表される値（Ｑ値）を所定範囲に制御し、上記（ａ）及び（ｂ）の制御によって低温靭性および耐低温割れ性の向上を図ると共に、（ｃ）ビード形状が良好な溶接金属を得るために、Ａｌ量とＴｉ量との比（［Ａｌ］／［Ｔｉ］）を所定値以上に制御すれば良いことを突き止めた。これにより、低温靭性や耐低温割れ性の向上に有用な残留オーステナイトが多量に生成されて上記特性が一層向上すると同時に、ビードの外観も向上することが分かった。そして、上記（ａ）〜（ｃ）の要件をすべて満足する溶接金属を得るためには、従来のようにＴｉＯ_２を主体とするフラックス入りワイヤを用いるのではなく、Ａｌを多量に含有する新規なフラックス入りワイヤを用い、特に、Ａｌ、Ｔｉ、Ａｌ量とＴｉ量との比、Ａｌなどのフェライト安定化元素とＣなどのオーステナイト安定化元素とで表される値（Ｒ値、溶接金属用に定められたＱ値とは、係数が異なるワイヤ用のパラメータである。）などが適切に制御されたフラックス入りワイヤを用いれば良いことを見出し、本発明に到達した。

このように、本発明は、主に、Ａｌを効果的に活用することによって溶接金属の低温靭性、耐低温割れ性、およびビード形状の向上を図っており、ビード形状に関しては、［Ａｌ］／［Ｔｉ］の比を所定量以上に制御することによって向上を図っている点で、主に、Ｔｉ系酸化物を核とするアシキュラーフェライトの形成によって低温靭性などの改善を図り、溶接金属の組成を制御することによってビード形状の改善を図ることについて何も教示していない従来技術とは、大きく相違している。

例えば、前述した特許文献１は、Ｔｉ系酸化物をアシキュラーフェライトの生成核として低温靭性の改善を図るという上記従来技術の一例であり、溶接金属中のＡｌ量については全く記載されていない。

また、前述した特許文献３も、溶接金属中のＡｌ量を極力低くする（０．０２％以下）ことが記載されており、本発明とは相違している。

一方、前述した特許文献２には、本願発明とＡｌ量が重複する溶接金属が開示されているが、ここでは、Ｔｉも比較的多く含有している。すなわち、特許文献２は、前述した特許文献１と同様、主に、Ｔｉ系酸化物を核としてアシキュラーフェライトを生成させ、靭性改善を目指す技術に過ぎない。また、特許文献２では、本願発明のように溶接金属のビード形状を改善するためにＡｌ量とＴｉ量との比を適切に制御しようという思想は全くないため、上記の比は小さく、良好なビード形状は得られない。

本明細書において、「高強度溶接金属」とは、後記する実施例に記載の方法で降伏応力（ＹＳ）を測定したとき、ＹＳ≧６５０ＭＰａのものを意味する。

また、「低温靭性に優れる」とは、後記する実施例に記載の方法でシャルピー衝撃値（ｖＥ_−６０）を測定したとき、ｖＥ_−６０≧８０Ｊのものを意味する。

また、「耐低温割れ性に優れる」とは、溶接後に低温割れが生じないものを意味する。

また、「全姿勢溶接時のビード形状が良好である」とは、後記する実施例に記載の溶接方法でビード形状を評価したとき、溶融金属が全長にわたって垂れ落ちることなく、ビード形状が良好なものを意味する。

（本発明の溶接金属）
以下、本発明の溶接金属を特徴付ける成分について、詳しく説明する。

前述したように、本発明の溶接金属は、Ａｌを多くＴｉを少なく、且つ、Ａｌ量とＴｉ量の比が所定値以上に制御されており、しかも、フェライト安定化元素とオーステナイト安定化元素とで表される値（Ｑ値）が所定範囲に制御されていることに特徴を有しており、これにより、低温靭性および耐低温割れ性に優れており、且つ、全姿勢溶接時のビード形状が良好な溶接金属が得られる。また、このような成分設計とすることにより、低温靭性および耐低温割れ性の向上に有用な残留オーステナイトを多量に生成させることができる。

Ａｌ：０．１〜１．５％
Ａｌは、溶接金属中の酸素と結合し、溶鋼（溶融した溶接金属）中にＡｌ_２Ｏ_３粒子として存在することによって良好なビード形状の発現に寄与すると共に、アシキュラーフェライトの生成核となる元素である。また、Ａｌは、固溶Ａｌとして存在し、セメンタイトの生成を阻害して残留オーステナイトの生成を促進する元素である。更に、Ａｌは、脱酸作用によって溶接金属を清浄化する作用も有している。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量の下限を０．１％とする。ただし、Ａｌ量が過剰になると、凝固時に粗大なδ−フェライトが生成し、靭性が低下するため、上限を１．５％とする。Ａｌの含有量は、０．４０％以上１．２５％以下であることが好ましく、０．５０％以上１．００％以下であることがより好ましい。

Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％
Ｔｉは、脱酸作用によって溶接金属を清浄化する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｔｉ量の下限を０．００１％とする。ただし、Ｔｉ量が過剰になると、粗大なＴｉＣなどの介在物が析出し、靭性が低下するため、上限を０．０２０％とする。Ｔｉの含有量は、０．００５％以上０．０１５％以上であることが好ましく、０．００５％以上０．０１２％以下であることがより好ましい。

Ａｌの含有量［Ａｌ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］との比率：［Ａｌ］／［Ｔｉ］≧４０
［Ａｌ］／［Ｔｉ］の比は、溶接作業性の向上にも有用なＡｌ系酸化物を形成し、良好なビード形状を確保するための重要なパラメータである。［Ｔｉ］に比べて［Ａｌ］が多くなり、上記の比が大きくなると、溶接金属中に、ＴｉＯ_２ではなくＡｌ_２Ｏ_３が多く生成されるようになり、ビード形状の良好な溶接金属が得られる。上記の比が４０未満では、後記する実施例に示すように、Ａｌ_２Ｏ_３の形成によるビード形状改善作用が充分得られない。［Ａｌ］／［Ｔｉ］の比は大きい程よく、例えば、５０以上であることが好ましく、６０以上であることがより好ましい。

なお、［Ａｌ］／［Ｔｉ］の上限は、溶接作業性との関係では限定されないが、２００を超えると、溶接金属中にＴｉ系酸化物が全く形成されず、Ｔｉ系酸化物による低温靭性向上作用が全く期待できないため、更なる低温靭性の改善を考慮すれば、上限を２００とすることが好ましい。前述したとおり、本発明では、主に、Ａｌ系酸化物を核とするアシキュラーフェライトの生成や残留オーステナイトの生成によって低温靭性などの改善を図っているため、溶接金属中にＴｉ系酸化物が全く形成されなくても大きな影響は見られないが、Ｔｉ系酸化物の生成を完全に排除するものでは決してなく、低温靭性の更なる向上を期待して、溶接金属中にＡｌ系酸化物とＴｉ系酸化物とが混在していることが好ましいからである。上記の観点からすれば、上記の比率は１７５以下であることがより好ましい。

Ｑ値：−１．５質量％以上０．５０質量％以下
Ｑ値＝−４．９［Ｃ］＋０．１８［Ｓｉ］＋［Ａｌ］−０．１［Ｍｎ］−０．５［Ｎｉ］ ・・・（１）
Ｑ値は、粗大なδ−フェライトの生成を抑制して良好な低温靭性や耐低温割れ性を確保するための指標となるものであり、上式（１）に示すように、フェライト安定化元素（Ｓｉ、Ａｌ）と、オーステナイト安定化元素（Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ）とのバランスに基づいて表される数値である。本発明者が、熱力学計算ソフト（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃなど）を用いて多くの基礎実験を行なった結果、フェライト安定化元素であるＳｉやＡｌが多くなると、オーステナイト（γ）域が縮小する（平衡状態図のγ域がループ状になる）傾向にあること、この傾向は、高温で生成したδ−フェライトが室温まで残存する傾向と合致することが判明した。そこで、様々な成分からなる試料を用い、上記の熱力学計算ソフトに基づいて平衡状態図を計算した結果、粗大なδ−フェライトの有無を決定する指標となり得るＱ値として、各元素の係数を上記のように決定した次第である。

Ｑ値は、−１．２質量％以上０．４質量％以下であることが好ましく、−１．０質量％以上０．０質量％以下であることがより好ましい。

本発明の溶接金属は、前述した成分を上記の範囲に制御したところに特徴があり、他の成分は、所望の作用に悪影響を及ぼさない限り、特に限定されないが、例えば、以下の範囲内に制御することが好ましい。

Ｃ：０．０６〜０．２０％
Ｃは、溶接金属の強度を確保し、残留オーステナイトの形成に有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ量の下限を０．０６％とする。しかし、Ｃ量が過剰になると、硬質組織の生成が増加し、低温靭性の劣化を招くので、Ｃ量の上限を０．２０％とする。Ｃ量は、０．０７％以上０．１６％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．１〜１．００％
Ｓｉは、セメンタイトの生成を抑制して残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。また、Ｓｉは、脱酸作用を有し、溶接金属を清浄化するほか、溶接金属内に歩留まった場合はフェライトを固溶強化させる作用を有している。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量の下限を０．１％とする。しかし、Ｓｉ量が過剰になると、溶接金属の強度が過度に上昇して低温靭性の低下を招く恐れがあるため、Ｓｉ量の上限を１．００％とする。Ｓｉ量は、０．１５％以上０．９％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、溶接金属の強度および低温靭性を確保するために有用であり、残留オーステナイトの形成に寄与する元素でもある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量の下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、焼入性の上昇または偏析によって低温靭性が劣化するため、Ｍｎ量の上限を３．０％とする。Ｍｎ量は、０．７％以上２．５％以下であることが好ましい。

Ｎｉ：０．３〜３．０％
Ｎｉは、Ｍｎと同様に、溶接金属の強度および低温靭性を確保するために有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎｉ量の下限を０．３％とする。しかし、Ｎｉ量が過剰になると、焼入性の上昇によって低温靭性が劣化するため、Ｎｉ量の上限を３．０％とする。Ｎｉ量は、０．５％以上２．５％以下であることが好ましい。

Ｏ（酸素）：０．０１〜０．０３％
Ｏは、溶接金属中にアシキュラーフェライトの主な生成核となるＡｌ系酸化物を生成させ、低温靭性を高めるために重要な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｏ量の下限を０．０１％とする。しかし、Ｏ量が過剰になると、Ａｌ系酸化物の粗大化を招き、低温靭性が却って劣化するため、Ｏ量の上限を０．０３％とする。Ｏ量は、０．０ｌ０％以上０．０２０％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．００６０％（０％を含まない）
Ｎは、溶接金属内に固溶し、歪時効効果により低温靭性を劣化させるため、極力抑えることが良く、上限を０．００６０％とした。Ｎ量は少ないほど良く、０．００５０％以下であることが好ましい。

本発明の溶接金属は、上記成分を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなどが挙げられる。

更に、低温靭性や強度の更なる向上を目的として、下記成分を積極的に含有することが好ましい。

Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
これらの元素は、いずれも、溶接金属の強度を一層向上させる元素である。詳細には、Ｃｕは、溶接金属の低温靭性を損なうことなく強度を高めることができ、ＮｂおよびＶは、溶接金属の焼入性を高めて強度を向上させる元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｕを０．４０％以上、Ｎｂを０．０１０％以上、Ｖを０．０２０％以上とすることが好ましい。

ただし、Ｃｕ量が過剰になると、溶接金属の焼入性が増大して低温靭性が劣化するため、Ｃｕの上限を２．０％とすることが好ましい。Ｃｕは、１．５０％以下であることが好ましい。

また、ＮｂおよびＶが過剰になると、溶接金属中に炭化物が析出して低温靭性が劣化するため、Ｎｂの上限を０．０５％、Ｖの上限を０．０８％とすることが好ましい。Ｎｂは０．０３％以下であることがより好ましく、Ｖは０．０６％以下であることがより好ましい。

これらの元素は、夫々単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を併用しても良い。

Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：１．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
これらの元素は、いずれも、溶接金属の低温靭性を一層改善する元素である。詳細には、Ｂは、溶接金属中に固溶したＮを固定する作用、および粒界から粗大なフェライトが生成するのを抑制する作用を有しており、その結果、低温靱性の向上に寄与している。一方、ＣｒおよびＭｏは、溶接金属の組織微細化作用を有しており、その結果、低温靭性が改善される。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂを０．００１０％以上、Ｃｒを０．１０％以上、Ｍｏを０．１％以上とすることが好ましい。

ただし、Ｂ量が過剰になると、アシキュラーフェライトの生成が阻害され、低温靭性が低下するため、Ｂの上限を０．０１％とすることが好ましい。Ｂは、０．００５％以下であることがより好ましい。

また、Ｃｒ量およびＭｏ量が過剰になると、溶接金属の強度が高くなり過ぎて低温靭性が劣化するため、Ｃｒの上限を２，５０％、Ｍｏの上限を１．０％とすることが好ましい。Ｃｒは２．２５％以下であることがより好ましく、Ｍｏは１．０％以下であることがより好ましい。

これらの元素は、夫々単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を併用しても良い。

以上、本発明に係る溶接金属の成分について説明した。

更に、本発明の溶接金属は、残留オーステナイトを５体積％以上２０体積％以下の範囲内で含有している。残留オーステナイトは、低温靭性および耐低温割れ性の改善に有用であり、これらの作用を有効に発揮させるため、残留オーステナイトの下限を５体積％と定めた。上記の特性改善という観点からすれば、残留オーステナイトの体積率は多い程良いが、過剰になると強度の低下を招くため、その上限を２０体積％とした。低温靭性、耐低温割れ性、強度のバランスを考慮すると、残留オーステナイトは、５．２体積％以上１０体積％以下であることが好ましく、５．５体積％以上８．０体積％以下であることがより好ましい。所望とする残留オーステナイトは、後記する実施例に示すように、溶接金属の組成（Ｃ，Ｓｉ，［Ａｌ］／［Ｔｉ］，Ｍｎ，Ｎｉなど）を適切に制御することによって得られる。

（溶接金属の製造方法）
次に、上記の溶接金属を得る方法について説明する。

本発明の溶接金属は、溶接材料（ワイヤ）の組成を以下のように適切に制御することによって得られる。更には、溶接電流、溶接電圧、ワイヤ突き出し長さ、溶接方法などの溶接条件を適切に制御することが好ましい。

まず、本発明に用いられるフラックス入りワイヤについて説明する。

本発明では、所望の溶接金属を得るために、従来のようにＴｉＯ_２（ルチル）主体のフラックス入りワイヤではなく、Ａｌを多量に含有するフラックス入りワイヤを用いたことに特徴がある。これにより、溶鋼中にＡｌ_２Ｏ_３が含まれるようになって溶鋼そのものの粘性が増加するため、スラグがなくても、全姿勢溶接が可能となる。すなわち、本発明によれば、スラグ不要のフラックス入りワイヤを提供することができる。

従来のＴｉＯ_２主体のフラックス入りワイヤは、全姿勢溶接が可能なワイヤとして汎用されているが、その理由は、溶鋼中にＴｉＯ_２を主成分とするスラグが形成され、溶融金属が垂れ落ちることがないためである。しかしながら、ＴｉＯ_２主体のフラックス入りワイヤは、スラグの主成分がＴｉ系酸化物であるため、溶接金属の酸化物もＴｉ系酸化物が主体となり、とりわけ、再熱部の靭性が低減するなどして溶接金属の低温靭性が劣る傾向にあった。これに対し、本発明のようにＡｌ主体のフラックス入りワイヤを用いれば、スラグが発生しないにもかかわらず全姿勢溶接が可能になり、溶接金属の低温靭性も高められる（後記する実施例を参照）。Ａｌ主体のフラックス入りワイヤの使用によって全姿勢溶接が可能になる理由は、詳細には不明であるが、溶鋼中に微細なＡｌ_２Ｏ_３が分散して存在するため、溶融金属の粘性が上昇し、溶融金属が垂れ落ちることがなくなるためと考えられる。その結果、溶接金属のビード形状も大幅に改善される。

本発明に用いられるフラックス入りワイヤの詳細な組成は、溶接条件などによっても相違するが、例えば、溶接効率に優れたガスシールドアーク溶接を用いて溶接する場合、所望のＡｌ系酸化物が得られるよう、以下に示すようにＡｌ、Ｔｉの量を制御すると共に、［Ａｌ］／［Ｔｉ］の比を以下のように制御する。
Ａｌ：０．１０〜１．８０％（好ましくは０．５０〜１．５０％）
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％（好ましくは０．０１２〜０．０２５％）
［Ａｌ］／［Ｔｉ］：２５〜１５０（好ましくは３０〜１４０）

上記以外の成分としては、Ｃ：０．０８〜０．３０％（より好ましくは０．１０〜０．２５％）、Ｓｉ：０．２〜１．５％（より好ましくは０．３〜１．０％）、Ｎｉ：０．２〜３．０％（より好ましくは０．６〜２．０％）、Ｍｎ：０．８〜３．０％（より好ましくは０．０１２〜０．０２５％）、Ｎ：０．００３〜０．０１５％（より好ましくは０．００５〜０．０１０％）、下式（２）で表されるＲ値を−１．５〜０．５％（より好ましくは−１．２〜０．４％）の範囲に制御し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物とすることが好ましい。
Ｒ値
＝−３．９［Ｃ］＋０．１３［Ｓｉ］＋０．９［Ａｌ］−０．１［Ｍｎ］−０．５［Ｎｉ］ ・・・ （２）
式中、［ ］は、各成分の含有量（質量％）を意味する。

また、強度の更なる向上を目的として、Ｃｕ：２．０％以下（更に好ましくは１．５％以下）、Ｎｂ：０．０５５％以下（更に好ましくは０．０３５％以下）、及び／又はＶ：０．０９％以下（更に好ましくは０．０６５％以下）に制御することがより好ましい。

また、低温靭性の更なる向上を目的として、Ｂ：０．０１０％以下（更に好ましくは０．００６％以下）、Ｃｒ：２．７５％以下（更に好ましくは２．５０％以下）、及び／又はＭｏ：１．８０％以下（更に好ましくは１．１０％以下）に制御することがより好ましい。

更に、溶接金属中のＯ量を適切に制御するため、ＢａＦ_２などのフッ化物をワイヤ全重量に対して約１．５〜３．０％（より好ましくは、１．６〜２．８％）の範囲内に制御することが好ましい。

また、Ｍｇを更に添加しても良く、この場合は、ワイヤ全重量に対してＭｇを０．２〜０．５％（より好ましくは０．３〜０．４％）の範囲内に制御することが好ましい。

本発明に用いられるフラックス入りワイヤは、被溶接物（母材）の要求性能に応じて、上記以外の成分として、例えば、Ｃｏ、Ｗなどを、本発明の作用を損なわない範囲で適宜含んでいてもよい。

また、ワイヤ中に含まれる酸化物は、ＴｉＯ_２を実質的に０とし、ＳｉＯ_２とＭｎＯとの合計量を０．３％以下（０％を含む）に制御することが好ましい。なお、Ａｌ_２Ｏ_３に関しては、ワイヤ中に金属成分としてＡｌが０．１０〜１．８０％の範囲内で含まれているように制御されていれば良い。後記する実施例では、ワイヤ中に金属成分としてＡｌを添加しており、Ａｌ_２Ｏ_３＝０とした。

フラックス入りワイヤのフラックス充填率は、特に規定されず、ワイヤの生産性、例えば成型及び伸線時の断線などを考慮して適宜設定することができる。フラックス充填率は、おおむね、１１．０〜１８．０％の範囲内であることが好ましい。

ワイヤの断面形状は特に限定されず、例えば、合わせ目はあってもなくても良い。なお、ワイヤの断面形状に合わせ目がない場合には、ワイヤ送給性改善を目的として、ワイヤの表面にＣｕメッキ、Ｎｉメッキ、またはこれらの複合メッキを施しても良い。

本発明に用いられる鋼材は特に限定されないが、例えば、ＨＴ７８０級の鋼材などを用いることが好ましい。

溶接方法に関しては、溶接効率などを考慮すると、ガスシールドアーク溶接（ＦＣＡＷ）を行なうことが好ましい。なお、溶接金属の化学組成は、一般に、ワイヤなどの溶接材料のほか、母材の希釈による影響なども受けるが、ガスシールドアーク溶接を行なう場合には、その影響は殆どない。

ガスシールドアーク溶接の方法は、特に限定されず、通常用いられる方法を採用することができる。例えば、シールドガスとしては、１００％ＣＯ_２ガスの他、ＡｒガスとＣＯ_２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＯ_２ガスとの混合ガス、ＡｒガスとＣＯ_２ガスとＯ_２ガスとの３種混合ガスなどが用いられる。

ただし、本発明に用いられる溶接方法は、これに限定する趣旨ではなく、例えば、被覆アーク溶接法（ＳＭＡＷ）、ティグ（ＴＩＧ）溶接、サブマージアーク溶接法（ＳＡＷ）、ガスシールドアーク溶接法（ＭＡＧ，ＭＩＧ）等のいずれの溶接法も適用可能である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適切に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

（溶接金属の形成）
以下に詳述するように、表１、表２に示すフラックス入りワイヤＷ１〜Ｗ４０（ワイヤ中のＳｉＯ_２＝０、ＭｎＯ＝０、Ａｌ_２Ｏ_３＝０、残部：Ｆｅおよび不可避不純物）を用い、図１に示す鋼材１同士をガスシールドアーク溶接して溶接金属３（表３、表４に示す溶接金属Ｎｏ．１〜４０）を形成した。

フラックス入りワイヤは、溶製して得られたシースの中にフラックスを入れてワイヤを作製し、φ１．２ｍｍに伸線加工したものを使用した。表１には、シースとフラックスの成分組成を併せたフラックス入りワイヤの組成を示している。

鋼材１としては、図１に示すように、板厚Ｌ２：２０ｍｍ，開先形状（θ＝４５°のＶ型開先）を有する鋼板（溶接母材）を用い、鋼材同士を溶接した。鋼材の組成は、表５に示すとおりである。Ｖ形状の開先部の下部には、溶接母材１と同一の化学組成を有する裏当金２が配置されており、裏当金２が配置されている部分のギャップ幅（ルートギャップ）Ｌ１を１３ｍｍとした。

溶接条件は、溶接電流：２８０Ａ，アーク電圧：２８〜３０Ｖ，溶接速度：３０ｃｍ／ｍｉｎ程度、溶接姿勢：下向き、予熱・パス間温度：１５０℃±１０℃とし、６層１２パスのガスシールドアーク溶接を行なった。シールドガスとしては、ＣＯ₂とＡｒを体積比で２０体積％：８０体積％で混合した混合ガスを用いた。

（評価）
１．溶接金属の組成
溶接金属の組成は、溶接金属の中央部分について調べた。

２．引張特性の評価
溶接金属の中央部分から、溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ Ａ１号）を採取し、引張試験を実施した。詳細には、ＹＳまでは１５Ｎ／ｍｍ^２／ｓｅｃの引張速度で実施し、それ以降破断までは２０ｍｍ／ｍｉｎの引張速度で実施した（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）。引張試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値を引張強度（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）とした。

本実施例では、ＹＳ≧６５０ＭＰａのものを高強度溶接金属と評価した。

３．低温靭性の評価
溶接金属の中央部分から、溶接線に対して垂直方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１ ４号）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験片は３本ずつ採取し、これらの平均値をシャルピー衝撃値（ｖＥ_−６０）とした。シャルピー衝撃値は、−６０℃での吸収エネルギーを測定したときの値である。

本実施例では、ｖＥ_−６０≧８０Ｊのものを「低温靭性に優れる」と評価した。

４．耐低温割れ性の評価
上記の溶接金属について、ＪＩＳ Ｚ３０６０に記載の超音波探傷試験（ＵＴ）を実施し、欠陥（割れ）が検出されなかったものを○（合格）、欠陥（割れ）が見られたものを×（不合格）と評価した。

５．ビード形状の評価
図２（ａ）に示すように立向上進溶接を実施した後のビード形状を肉眼で観察した。溶接条件は、以下のとおりである。

溶接電流：２２０Ａ，アーク電圧：２３Ｖ，溶接速度：１４ｃｍ／ｍｉｎ、予熱・パス間温度：１５０℃±１０℃とし、６層１２パスのガスシールドアーク溶接を行なった。シールドガスとしては、ＣＯ₂とＡｒを体積比で２０体積％：８０体積％で混合した混合ガスを用いた。

ビード形状の評価は、図２（ｂ）に示す溶接金属３の断面におけるＬ（脚長）とＨ（膨れ部分）との比を測定し、下記基準で評価した。Ｈ／Ｌの測定は、母材全長の任意の部分（合計５箇所）について行ない、その平均値をとってビード形状を評価した。
Ｈ／Ｌ≦０．１５：○（ビード形状が良好である）
Ｈ／Ｌ＞０．１５：×（ビード形状が不良である）
これらの結果を表６、表７にまとめて示す。

表６、表７より、以下のように考察することができる。

まず、表６のＮｏ．１〜２０は、それぞれ、表１のフラックス入りワイヤＷ１〜Ｗ２０を用い、溶接金属の組成が本発明の要件を満足する本発明例であり、６５０ＭＰａ以上の高強度（ＹＳ）を有しており、−６０℃域での低温靭性および耐低温割れ性に優れていると共に、ビード形状も良好である。

これに対し、表７のＮｏ．２１〜３０、３３、３４、３５、４０は、それぞれ、表２のフラックス入りワイヤＷ２１〜Ｗ３０、Ｗ３３、Ｗ３４、Ｗ３５、Ｗ４０を用いたために、溶接金属の組成が本発明の要件のいずれかを満足しない比較例であり、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．２１はＣ量が少ないワイヤＷ２１を用いたために溶接金属中のＣ量が少ない比較例、Ｎｏ．２３はＳｉ量が少ないワイヤＷ２３を用いたために溶接金属中のＳｉ量が少ない比較例であり、いずれも、残留オーステナイトの生成が少なく、引張強度および低温靭性が低下し、低温割れが発生した。

Ｎｏ．２２は、Ｃ量が多く、Ｓｉ量が少ないワイヤＷ２２を用いたために溶接金属中のＣ量が多く、Ｓｉ量が少ない比較例、Ｎｏ．２４は、Ｓｉ量が多いワイヤＷ２４を用いたために溶接金属中のＳｉ量が多い比較例、Ｎｏ．２５は、Ｍｎ量が多いワイヤＷ２５を用いたために溶接金属中のＭｎ量が多い比較例であり、Ｎｏ．２７は、Ａｌ量が多いワイヤＷ２７を用いたために溶接金属中のＡｌ量が多く、Ｑ値が大きい比較例、Ｎｏ．３３はフッ化物の少ないワイヤＷ３３を用いたために溶接金属中のＯ量が多い比較例、Ｎｏ．３４はＲ値が大きいワイヤＷ３４を用いたために溶接金属中のＱ値が大きい比較例、Ｎｏ．４０はＮ量が多いワイヤＷ４０を用いたために溶接金属中のＮ量が多い比較例であり、いずれも、低温靭性が低下した。

Ｎｏ．２６は、Ａｌ量が少ないワイヤＷ２６を用いたために溶接金属中のＡｌ量が少なく、Ａｌ量とＴｉ量との比が小さい比較例であり、残留オーステナイトの生成が少なく、低温靭性が低下し、低温割れも発生した。また、良好なビード形状も得られなかった。

Ｎｏ．３５はＲ値が小さいワイヤＷ３５を用いたために溶接金属中のＱ値が小さい比較例であり、残留オーステナイトの生成が少なく、低温靭性が低下し、低温割れも発生した。

Ｎｏ．２８はＮｉを含有せず、Ａｌ量とＴｉ量との比が小さいワイヤＷ２８を用いた比較例、Ｎｏ．３０はＴｉＯ_２が多いワイヤＷ３０を用いた比較例であり、低温靭性が低下した。また、良好なビード形状も得られなかった。

Ｎｏ．２９は、Ｎｉが多いワイヤＷ２９を用いた比較例であり、残留オーステナイトの生成が少なく、低温靭性が低下し、低温割れが発生した。

更に、選択成分であるＣｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂの添加量が本発明の好ましい範囲を外れる下記の参考例は、以下の不具合を有している。

Ｎｏ．３１はＣｒが多いワイヤＷ３１を用いた参考例、Ｎｏ．３２はＭｏが多いワイヤＷ３２を用いた参考例、Ｎｏ．３６はＣｕが多いワイヤＷ３６を用いた参考例、Ｎｏ．３７はＮｂが多いワイヤＷ３７を用いた参考例、Ｎｏ．３８はＶが多いワイヤＷ３８を用いた参考例、Ｎｏ．３９はＢ量が多いワイヤＷ３９を用いた参考例であり、いずれも、低温靭性が低下した。

実施例に用いた鋼板の開先形状を示す図である。 図２（ａ）は、ビード形状の評価に用いた立向上進溶接試験を模式的に示す図であり、図（ｂ）は、ビード形状の評価基準となるＨ／Ｌの測定位置を示す模式図である。

符号の説明

１ 母材
２ 裏当金
３ 溶接金属

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０６〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．１〜１．００％、
   Ｍｎ：０．５〜３．０％、
   Ａｌ：０．１〜１．５％、
   Ｎｉ：０．３〜３．０％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、
   Ｏ ：０．０１〜０．０３％、および
   Ｎ ：０．００６０％以下（０％を含まない）
   を含有し、
   残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、
   Ａｌの含有量［Ａｌ］とＴｉの含有量［Ｔｉ］との比率（［Ａｌ］／［Ｔｉ］）が４０以上であり、
   下式（１）で表されるＱ値は−１．５質量％以上０．５０質量％以下の範囲内であると共に、
   残留オーステナイトを５体積％以上２０体積％以下の範囲内で含有することを特徴とする低温靭性および耐低温割れ性に優れており、全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属。
   Ｑ値
   ＝−４．９［Ｃ］＋０．１８［Ｓｉ］＋［Ａｌ］−０．１［Ｍｎ］−０．５［Ｎｉ］
   ・・・ （１）
   式中、［ ］は、各成分の含有量（質量％）を意味する。
2. 更に、
   Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、および
   Ｖ ：０．０８％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の溶接金属。
3. 更に、
   Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、および
   Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の溶接金属。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属を含む溶接構造体。

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