JP2009082948A

JP2009082948A - 溶接継手

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Publication number: JP2009082948A
Application number: JP2007254421A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Sumi; 博幸角; Yoshihito Ishizaki; 圭人石▲崎▼; Tetsuya Hashimoto; 哲哉橋本; Toshihiko Nakano; 利彦中野
Original assignee: JFE Steel Corp; Kobe Steel Ltd
Current assignee: JFE Steel Corp; Kobe Steel Ltd
Priority date: 2007-09-28
Filing date: 2007-09-28
Publication date: 2009-04-23
Anticipated expiration: 2027-09-28
Also published as: JP4903107B2

Abstract

【課題】降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材のエレクトロガスアーク溶接において、継手強度及び衝撃性能がいずれも優れた溶接継手を提供する。
【解決手段】降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材をエレクトロガスアーク溶接した溶接継手である。溶接金属の化学組成が、Ｃ：０．０５〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｎｉ：０．９〜１．３％、Ｍｏ：０．４〜０．６％、Ｔｉ：０．０３〜０．０６％、Ｂ：０．００２〜０．００６％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０２％以下、Ｏ：０．０４％以下、Ｎ：０．００７５％以下に規制し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。溶接金属のビッカース硬度Ｈｖは、２２０〜２３５である。
【選択図】なし

Description

本発明は、ＹＰ４６０鋼等の降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材をエレクトロガスアーク溶接法により溶接した溶接継手に関する。

エレクトロガスアーク溶接は、高能率立向溶接方法として、船舶、石油貯蔵タンク及び橋梁等の幅広い分野に適用されている。近時、中国・東アジア諸国の経済、産業の発展が著しく、物流量の増加に伴い、コンテナ貨物の効率的な輸送を目的に、コンテナ船の大型化が急速に進んでいる。

コンテナ船の大型化に伴い、船側外板又はハッチコーミング等の厚肉化が進んでおり、コンテナ積載数が８０００ＴＥＵの場合、降伏強度が３９０Ｎ／ｍｍ^２の鋼材を使用すると、適用板厚は８０ｍｍ程度となる。一方で、鋼材の降伏強度を４６０Ｎ／ｍｍ^２以上とすることで、適用板厚は６０ｍｍ程度に薄くすることができ、船体の軽量化が可能である。これにより、燃費効率が向上するうえ、溶接施工能率も向上する。

従来から、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材に対するエレクトロガスアーク溶接の適用に関する検討がなされている。例えば、特許文献１はワイヤの化学組成及び溶接金属の化学組成を規定することにより、耐脆性破壊特性を向上させたエレクトロガスアーク溶接方法を提案している。

しかし、このような高強度の鋼材を適用するためには、溶接継手強度の確保が重要であり、エレクトロガスアーク溶接のような大入熱溶接の場合には、鋼材の熱影響部の幅が大きいため、熱影響による鋼材の軟化幅も増大し、十分な継手強度が確保できないという問題点がある。

そこで、このような課題の解決のため、溶接金属の強度を従来よりも高めて、熱影響部の塑性変形を拘束し、継手強度の確保を図ることが提案された。

特開２００５−３２９４６０号公報

しかし、単純に、従来ワイヤより更に合金成分を添加して、溶接金属の強度を高めただけでは、衝撃性能が劣化してしまうという問題点がある。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材のエレクトロガスアーク溶接において、継手強度及び衝撃性能がいずれも優れた溶接継手を提供することを目的とする。

本発明に係る溶接継手は、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材をエレクトロガスアーク溶接した溶接継手であって、
溶接金属の化学組成が、
Ｃ：０．０５乃至０．０７質量％
Ｓｉ：０．１０乃至０．３０質量％
Ｍｎ：１．４０乃至１．８０質量％
Ｎｉ：０．９乃至１．３質量％
Ｍｏ：０．４乃至０．６質量％
Ｔｉ：０．０３乃至０．０６質量％
Ｂ：０．００２乃至０．００６質量％
を含有し、
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｓ：０．０２質量％以下
Ｃｕ：０．２質量％以下
Ｃｒ：０．０５質量％以下
Ａｌ：０．０２質量％以下
Ｏ：０．０４質量％以下
Ｎ：０．００７５質量％以下
に規制し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものであり、
かつ溶接金属の硬さがビッカース硬度でＨｖ：２２０乃至２３５であることを特徴とする。

本発明によれば、溶接金属の組成及び硬さを適切に規定することにより、継手強度が高く、かつ衝撃性能が優れた溶接継手を得ることができる。

以下、本発明の実施の形態について、具体的に説明する。１電極エレクトロガスアーク溶接において、本発明者らが鋭意検討した結果、溶接金属の化学組成範囲を細かく適切に規定することと、溶接金属の硬さの範囲を規定することにより、溶接継手の強度及び衝撃性能を高めることができることを見出した。

従来、被溶接鋼板の厚肉化に伴う溶接入熱の増大による溶接金属の強度低下及び靱性劣化に対して、主に、靱性を安定化させる効果があるＮｉの添加による改善を図ってきた。従って、板厚６０ｍｍのエレクトロガスアーク溶接金属は、Ｎｉを２質量％以上含有する場合も認められた。しかし、このようにＮｉが主体の成分系で継手強度を確保するために合金成分を添加して強度を高めると、靭性が劣化する傾向が認められた。

そこで、本発明者らは、合金成分量が少なくても、強度低下及び靭性劣化を防止できる成分系の溶接金属を開発すべく鋭意検討した結果、従来の溶接金属よりもＮｉ量を減らし、Ｍｏを添加することで、組織の微細化が可能となり、厚板における強度及び靭性の確保が可能となることを見出した。但し、Ｎｉを過度に減らすと、遷移温度を低下させる効果がなくなり、低温での靱性が劣化する。一方、Ｍｏ量が過大となると、焼入れ効果が高いため、強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する傾向となる。

このように、溶接金属の強度を高めると靭性が劣化するため、強度を低くする方が望ましいが、エレクトロガスアーク溶接のような大入熱溶接の場合、鋼材の熱影響部が軟化し、溶接金属の強度を低くすると、継手強度の確保が難しくなる。

そこで、本発明においては、溶接金属のビッカース硬さＨｖを２２０以上とすることにより、板厚が４０ｍｍ以上の鋼材のエレクトロガスアーク溶接においても、十分な継手強度を確保することを可能とした。

以下、本発明の溶接金属の組成規定理由について、説明する。

「Ｃ：０．０５乃至０．０７質量％」
Ｃは溶接金属の強度を確保するためには欠かせない元素である。Ｃの質量が０．０５質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、継手引張強度を確保できない。一方、Ｃが０．０７質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。

「Ｓｉ：０．１０乃至０．３０質量％」
Ｓｉは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させる。Ｓｉの質量が０．１０質量％未満では、溶接金属の靭性が劣化する。一方、Ｓｉの質量が０．３０質量％を超えると、強度が高くなり、靱性が劣化する。

「Ｍｎ：１．４０乃至１．８０質量％」
Ｍｎは脱酸剤として溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させると共に、溶接金属の強度を確保するにためにも有効な元素である。Ｍｎの質量が１．４０質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、継手引張強度が確保できない。一方、Ｍｎの質量が１．８０質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。

「Ｎｉ：０．９乃至１．３質量％」
Ｎｉはオーステナイト形成元素であり、前述したとおり、溶接金属の靭性を安定化させる効果がある。Ｎｉの質量が０．９質量％未満では、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｎｉが１．３質量％を超えると、強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。

「Ｍｏ：０．４乃至０．６質量％」
Ｍｏはフェライト形成元素であり、溶接金属の焼入れ性を高める効果があり、凝固組織の微細化に有効な元素である。従って、靭性を向上させ、更には少量のＭｏ添加でも、溶接金属の強度を高めることができる。Ｍｏの質量が０．４質量％未満では、溶接金属の強度が低下し、継手強度を確保できない。一方、Ｍｏが０．６質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり、靭性が劣化する。

このように、Ｍｏは溶接金属の焼入れ性を高める効果があり、組織微細化に有効であるが、Ｍｏを過度に添加すると、強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。一方で、Ｎｉは靭性の安定化に有効であるが、Ｎｉを過度に添加すると、オーステナイト凝固となり、靭性が劣化する。本発明のＮｉ，Ｍｏの含有量範囲においては、オーステナイト形成元素のＮｉを添加して靱性の安定化を図り、フェライト形成元素であるＭｏを添加することによりオーステナイト凝固を抑制しつつ組織の微細化を行う。これにより、継手強度確保のための溶接金属強度を維持しつつ、溶接金属強度の上昇による靭性劣化を抑制することができ、本発明は、強度及び靭性が共に優れた溶接金属を得ることができる組成範囲を開示したものである。

「Ｔｉ：０．０３乃至０．０６質量％」
ＴｉはＢとの相乗効果により溶接金属組織を微細化し、靱性を向上させる効果がある。Ｔｉの質量が０．０３質量％未満では、組織の微細化効果が得られず、溶接金属の靱性が劣化する。一方、Ｔｉが０．０６質量％を超えると、溶接金属中にＴｉが過剰となり、靭性が劣化する。

「Ｂ：０．００２乃至０．００６質量％」
Ｂは少量の添加でＴｉとの相乗効果により溶接金属組織を微細化し、靭性を向上させる効果がある。Ｂの質量が０．００２質量％未満では、組織の微細化効果が得られず、溶接金属の靭性が劣化する。一方、Ｂが０．００６質量％を超えると、溶接金属中にＢが過剰となり、強度が高くなり過ぎ靱性が劣化する。

「Ｏ：０．０４質量％以下」
溶接金属のＯ量が高いと、靭性は劣化するので、Ｏを０．０４質量％以下に規制する。

「Ｎ：０．００７５質量％以下」
溶接金属のＮ量が高いと、靱性は劣化するので、Ｎを０．００７５質量％以下に規制する。

「Ａｌ：０．０２質量％以下」
溶接金属のＡｌ量が高いと、Ｔｉ酸化物による組織微細化効果が抑制され、靱性は劣化するので、Ａｌは０．０２質量％以下に規制する。

「Ｐ：０．０２質量％以下」
溶接金属のＰ量が高いと高温割れが発生しやすくなるので、Ｐは０．０２質量％以下に規制する。

「Ｓ：０．０２質量％以下」
溶接金属のＳ量が高いと、高温割れが発生しやすくなるので、Ｓは０．０２質量％以下に規制する。

「Ｃｕ：０．２質量％以下」
溶接金属のＣｕは、強度を高める効果はあるものの、過度に添加すると強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化するため、意図的には添加しない。但し、鋼材の希釈及びワイヤのメッキにより、不可避的に０．２質量％以下は含まれることがあり、この程度は許容される。

「Ｃｒ：０．０５質量％以下」
溶接金属のＣｒはフェライト形成元素であり、溶接金属の焼入れ性を高める効果があるが、その効果はＭｏと比較して小さく、このため、Ｃｒは意図的には添加しない。但し、鋼材の希釈により、Ｃｒが不可避的に０．０５質量％以下含まれることがあり、この程度は許容される。

「ビッカース硬度Ｈｖ：２２０乃至２３５」
溶接金属の強度が低いと、継手の強度を確保できない。本発明者らが鋭意検討した結果、溶接金属の硬さＨｖが２２０未満であると、板厚が４０ｍｍ以上の鋼材をエレクトロガスアーク溶接した場合、熱影響部が軟化し、継手強度を確保できない。溶接金属の硬さがＨｖ２２０以上であると、溶接金属部の拘束力により、熱影響部の塑性変形が抑制され、継手強度が目標の５７０Ｎ／ｍｍ^２以上を満足する。一方、溶接金属の硬さＨｖが２３５を超えると、溶接金属の組織がベイナイト＋マルテンサイト組織となるため、継手強度は目標を満足するが、溶接金属の強度が高くなり過ぎ、靱性が劣化する。

なお、溶接金属の硬さは、溶接金属の成分濃度から決まるパラメータＰＣＭを、０．２００乃至０．３５０の範囲内に規定することと、溶接入熱を２００ｋＪ／ｃｍ乃至４６０ｋＪ／ｃｍの範囲に調整して溶接施工することにより制御する。即ち、溶接金属中の化学成分の含有量から、下記数式ＰＣＭの値を算出する。

溶接金属の残部としては、Ｆｅ及び母材の希釈により混入するＮｂ，Ｖの他、不可避的不純物がある。なお、残部のうち、Ｆｅは９０質量％以上含有されている。

一般的に、鋼材をエレクトロガスアーク溶接する場合、鋼材希釈率が２０乃至３０質量％程度であるため、本発明の溶接金属化学成分範囲に制御するには、４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材成分及びエレクトロガスアーク溶接用ワイヤの成分で調整を行う。

以下、本発明の実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。下記表１は供試鋼板の組成（質量％）を示す。この供試鋼板は、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、板厚は４０〜６０ｍｍ、幅は５００ｍｍ、長さは１０００ｍｍの大きさを有する。そして、下記表２（試験条件）及び表３（溶接施工条件）に示す条件で、１パス溶接を行った。なお、ワイヤ径は１．６ｍｍである。

開先形状：Ｖ開先

溶接金属の衝撃試験については、ＪＩＳＺ３１２８に規定されている方法により、−２０℃における衝撃値を測定し、３本の衝撃値の平均値が５３Ｊ以上のものを、衝撃性能が良好と判断した。溶接金属の硬さは、図１に示すように、溶接金属１の中央部の位置で矢印２に示すように、板厚方向に２ｍｍ間隔でビッカース硬さを測定し、その平均値をビッカース硬さとした。なお、符号３は溶接母材である。板厚が４０ｍｍの場合は２１点、５０ｍｍの場合は２６点、５５ｍｍの場合は２８点、６０ｍｍの場合は３１点の夫々について測定した。溶接継手引張試験片は、ＮＫＵ２Ａ号試験片を用い、継手強度が５７０Ｎ／ｍｍ^２以上を良好とした。

下記表４（表４−１、表４−２）はワイヤの化学組成（質量％）を示す。表４に示す組成のワイヤ１〜２１と、表１に示す板厚の供試鋼板とを種々組合せてエレクトロガスアーク溶接を行った。下記表５（表５-１，表５−２）は、溶接金属の化学組成（質量％）を示す。更に、下記表６は、実施例及び比較例の機械的性能を示す。

本発明の実施例１〜１４では、溶接金属の強度は適正範囲内でかつ機械的性能を満足した。比較例１５では、溶接金属のＣ量が０．０５質量％未満、Ｓｉ量が０．１０質量％未満、Ｔｉ量が０．０３質量％未満であり、ビッカース硬さがＨｖ２２０未満であり、継手強度が低く、靭性も劣化した。比較例１６では、溶接金属のＣ量が０．０７質量％を超え、Ｓｉ量が０．３０質量％を超え、Ｍｎ量が１．８０質量％を超えており、強度が高くなり過ぎ靱性が劣化した。比較例１７では、溶接金属のＮｉ量が１．３質量％を超え、Ｍｏ量が０．６質量％を超えており、強度が高くなり過ぎ靭性が劣化した。比較例１８では、溶接金属のＴｉ量が０．０６質量％を超え、Ｂ量が０．００６質量％を超えており、Ｔｉ，Ｂ量が過剰となり靱性が劣化した。比較例１９では、溶接金属のＢ量が０．００２質量％未満であり、靭性が劣化した。比較例２０では、溶接金属のＮｉ量が０．９質量％未満であり、靭性が劣化した。比較例２１では、溶接金属のＭｎ量が１．４０質量％未満であり、Ｍｏ量が０．４質量％未満であり、ビッカース硬さがＨｖ２２０未満であり、継手強度が低くなった。

ビッカース硬さの測定位置を示す図である。

符号の説明

１：溶接金属
２：矢印
３：溶接母材

Claims

降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼材をエレクトロガスアーク溶接した溶接継手であって、
溶接金属の化学組成が、
Ｃ：０．０５乃至０．０７質量％
Ｓｉ：０．１０乃至０．３０質量％
Ｍｎ：１．４０乃至１．８０質量％
Ｎｉ：０．９乃至１．３質量％
Ｍｏ：０．４乃至０．６質量％
Ｔｉ：０．０３乃至０．０６質量％
Ｂ：０．００２乃至０．００６質量％
を含有し、
Ｐ：０．０２質量％以下
Ｓ：０．０２質量％以下
Ｃｕ：０．２質量％以下
Ｃｒ：０．０５質量％以下
Ａｌ：０．０２質量％以下
Ｏ：０．０４質量％以下
Ｎ：０．００７５質量％以下
に規制し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるものであり、
かつ溶接金属の硬さがビッカース硬度でＨｖ：２２０乃至２３５であることを特徴とする溶接継手。