JP2011224612A - 靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接線方向で安定して靭性値が高い溶接金属を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手を提供する。
【解決手段】γ{=49×[ワイヤ中のBの質量%]−[フラックス中のB2O3の質量%]}が−0.2乃至0.2であり、溶接金属(WM)中のB及びNは、μ{=[WM中のBの質量%]/[WM中のNの質量%]}が0.6乃至1.6を満たす。溶接金属は、C:0.03乃至0.15質量%、Si:0.05乃至1.0質量%、Mn:0.5乃至2.5質量%、Mo:0.05乃至1.0質量%、Al:0.005乃至0.05質量%、Ti:0.005乃至0.05質量%、B:0.002乃至0.01質量%、N:0.002乃至0.01質量%、O:0.015乃至0.04質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
【選択図】図1
【解決手段】γ{=49×[ワイヤ中のBの質量%]−[フラックス中のB2O3の質量%]}が−0.2乃至0.2であり、溶接金属(WM)中のB及びNは、μ{=[WM中のBの質量%]/[WM中のNの質量%]}が0.6乃至1.6を満たす。溶接金属は、C:0.03乃至0.15質量%、Si:0.05乃至1.0質量%、Mn:0.5乃至2.5質量%、Mo:0.05乃至1.0質量%、Al:0.005乃至0.05質量%、Ti:0.005乃至0.05質量%、B:0.002乃至0.01質量%、N:0.002乃至0.01質量%、O:0.015乃至0.04質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。
【選択図】図1
Description
本発明は、建築用鉄骨などの490乃至740MPa級の厚板(40mm以上)高張力鋼板をエレクトロスラグ溶接して得た溶接継手であって、溶接入熱が400kJ/cm以上1000kJ/cm以下の大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接金属が溶接線方向で良好な靭性を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手に関する。
エレクトロスラグ溶接は、厚鋼板の大入熱1パス溶接が可能な高能率溶接である。このため、建築用鉄骨の四面BOX柱の組立工程における内ダイアフラムの立向溶接に広く使用されている。近年、地震時の塑性変形能力の確保及び長寿命化の観点から、建築物の部材及び溶接部に対しても性能要求が厳格となり、エレクトロスラグ溶接継手の溶接金属にも高靭性値が求められるようになった。
ところで、エレクトロスラグ溶接は他のアーク溶接と比べて溶接入熱が非常に大きいため、溶接金属の冷却速度が小さくなり、組織が粗大化する傾向にある。その結果、溶接金属の靭性が低下するという問題が生じる。
これに対して、エレクトロスラグ溶接金属の靭性を向上させる方法として、特許文献1乃至4に開示された技術がある。特許文献1は、溶接ワイヤ中にδフェライト相を安定させると共に、焼入れ性を向上させる元素であるSi、Mo、Cr、Nb及びVを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるBを所定量含有するものである。また、特許文献1は、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト(Fe3C)の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するCの含有量を抑制し、Siの含有量を増加させることにより、大入熱エレクトロスラグ溶接時の溶接金属の靭性を向上させる。
特許文献2は、溶接用ワイヤから多量のTiを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、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を可能とし、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したものである。また、特許文献2は、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極めて遅く、溶接金属の靭性が劣化するため、溶接金属の焼入れ性を調整するか、又は旧オーステナイト粒界に偏析して粒界フェライトを抑制するBを添加するものである。
特許文献3は、溶接用ワイヤから多量のTiを添加すると共に、低塩基度の溶接用フラックスを使用することにより、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を可能とし、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したものである。また、大入熱エレクトロスラグ溶接においては、オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライトの生成を抑制する作用のあるBを適量添加する必要があるが、特許文献3は、脱酸反応によってスラグアウトされるBを安定して溶接金属中に歩留らせるため、エレクトロスラグ溶接に所定量のBを含有する溶接ワイヤと一定量以上のB2O3を予め添加したフラックスを使用する。
特許文献4は、溶接金属の組成を適正化し、特にBとNの比であるB/N値を適正範囲内に制御することで、Ti酸化物よりも比較的容易に分散析出が可能なBNをアシキュラーフェライトの生成核として利用し、溶接金属を微細組織化して高靭性化を図るものである。
しかしながら、特許文献1に記載の技術では、溶接金属の酸素量に大きく影響するフラックス成分については何ら考慮されておらず、溶接線方向での安定した靭性値を得ることはできない。
また、特許文献2に記載の技術では、その実施例及び比較例をみても、高靭性値が得られているとはいえない。また、特許文献2では、フラックス成分を規定しているが、B2O3量が含まれておらず、溶接線方向での安定したB量の歩留りが得られず、溶接線方向で安定した靭性値が得られていない。
更に、特許文献3においては、フラックス中のB2O3量が規定されているが、その実施例及び比較例に記載されているB2O3量の殆どが1.5質量%より多くて過大であり、溶接スタート側でのBの歩留りが過大となり、溶接スタート側での靭性が低下し、場合によっては割れが発生する虞がある。
更にまた、特許文献4においては、溶接線方向での母材希釈率の変動が大きいエレクトロスラグ溶接において、溶接金属のB/N比を特定範囲内に制御することは難しい。その結果、溶接線方向での靭性値のばらつきが大きく、試験片採取箇所によっては満足な靭性値が得られない虞がある。
更に、特許文献1乃至4に記載の技術では、溶接ワイヤの形態としてはソリッドワイヤを前提としている。ソリッドワイヤは、必要な合金元素を添加して所定の成分に溶製した鋼を圧延・伸線し、製品径のワイヤに仕上げたものであるが、溶製時のB量のばらつきが大きく、高精度に制御するためには製造コストが高くなる。また、合金成分の含有量が多いソリッドワイヤの場合、ワイヤ自身が硬いためにエレクトロスラグ溶接時のワイヤ矯正が不十分となり、非消耗ノズルの先端から曲がった状態でワイヤが送給される傾向にある。このため、溶接金属の片溶けなどの溶接欠陥が発生しやすい。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、溶接線方向で安定して靭性値が高い溶接金属を有する靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手を提供することを目的とする。
本発明に係る靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手は、鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入り溶接ワイヤと溶接フラックスとを使用して鋼板をエレクトロスラグ溶接した継手において、
前記溶接ワイヤ中のB含有量を[ワイヤ中のBの質量%]、前記溶接フラックス中のB2O3含有量を[フラックス中のB2O3の質量%]としたとき、下記数式(1)の値γが−0.2乃至0.2を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、C:0.03乃至0.15質量%、Si:0.05乃至1.0質量%、Mn:0.5乃至2.5質量%、Mo:0.05乃至1.0質量%、Al:0.005乃至0.05質量%、Ti:0.005乃至0.05質量%、B:0.002乃至0.01質量%、N:0.002乃至0.01質量%、O:0.015乃至0.04質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のB含有量を[WM中のBの質量%]、N含有量を[WM中のNの質量%]としたとき、下記数式(2)の値μが0.6乃至1.6を満たすことを特徴とする。
前記溶接ワイヤ中のB含有量を[ワイヤ中のBの質量%]、前記溶接フラックス中のB2O3含有量を[フラックス中のB2O3の質量%]としたとき、下記数式(1)の値γが−0.2乃至0.2を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、C:0.03乃至0.15質量%、Si:0.05乃至1.0質量%、Mn:0.5乃至2.5質量%、Mo:0.05乃至1.0質量%、Al:0.005乃至0.05質量%、Ti:0.005乃至0.05質量%、B:0.002乃至0.01質量%、N:0.002乃至0.01質量%、O:0.015乃至0.04質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のB含有量を[WM中のBの質量%]、N含有量を[WM中のNの質量%]としたとき、下記数式(2)の値μが0.6乃至1.6を満たすことを特徴とする。
前記メタル系フラックス入り溶接ワイヤは、
鋼製外皮が、C:0.05質量%以下、Si:0.2質量%以下、Mn:0.6質量%以下、残部はFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、C:0.005乃至0.15質量%、Si:1.0質量%以下、Mn:0.5乃至3.5質量%、Mo:0.05乃至2.0質量%、Ti:0.05乃至0.4質量%、B:0.003乃至0.020質量%、N:0.012質量%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
鋼製外皮が、C:0.05質量%以下、Si:0.2質量%以下、Mn:0.6質量%以下、残部はFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、C:0.005乃至0.15質量%、Si:1.0質量%以下、Mn:0.5乃至3.5質量%、Mo:0.05乃至2.0質量%、Ti:0.05乃至0.4質量%、B:0.003乃至0.020質量%、N:0.012質量%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。
また、前記溶接フラックスは、フラックス全質量に対して、FeO:4.5質量%以下、B2O3:1.5質量%以下を含有するように構成することができる。
更に、前記溶接金属は、前記成分に加えて、Cu:2.0質量%以下、Ni:2.0質量%以下、Cr:2.0質量%以下、V:0.5質量%以下、及びNb:0.5質量%以下からなる群から選択された少なくとも1種を含有するように構成することができる。
更にまた、前記溶接金属は、前記成分に加えて、希土類元素(REM):0.02質量%以下を含有するように構成することができる。
本発明によれば、入熱が400kJ/cmを超え、1000kJ/cm程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接においても、得られた溶接金属が溶接線方向で良好な靭性を示す靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手を得ることができる。
本発明者等は、入熱が400kJ/cmを超え、1000kJ/cm程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接においても、溶接継手方向で安定した靭性を確保する方法について、鋭意検討を実施した。その結果、溶接ワイヤ中のB量と溶接フラックス中のB2O3量の関係を規定することで、溶接金属のB量を溶接線方向で一定に制御することが可能であることを見出した。
更に、溶接ワイヤの形態を、鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入りワイヤとすることで、従来のソリッドワイヤに比べて溶接ワイヤ中のB含有量を高精度に制御でき、また金属粉末を用いることから溶融金属中の溶存酸素量が増してアシキュラーフェライトの生成核となる酸化物が微細に分散しやすい傾向にあることが判明した。その結果、従来のソリッドワイヤよりもメタル系フラックス入りワイヤを使用した方が、溶接金属の靭性を向上させ、安定化させるには有利であることを見いだし、本発明を完成させるに至った。
以下に、本発明について詳細に説明する。先ず、溶接ワイヤ中のB量と溶接フラックス中のB2O3量との関係について説明する。
「ワイヤ中のB量とフラックス中のB2O3量との関係:数式1の値γが−0.2乃至0.2」
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材、及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら、溶接を進行する。なお、一般には、縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にB量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材、及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら、溶接を進行する。なお、一般には、縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にB量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
このためには、ワイヤ中のB量とフラックス中のB2O3量との関係を表した数式1の値γが、−0.2乃至0.2を満たす必要がある。ワイヤ中のB量に対して、フラックスのB2O3量が過剰であると、即ち、数式1の値γ{=49×[ワイヤ中のBの質量%]−[フラックス中のB2O3の質量%]}が−0.2未満であると、溶接金属中のB量も過大となり、固溶B量が過剰となり、溶接金属が硬化して、靭性が劣化する。一方、フラックスB2O3量が不足すると、すなわち、数式1の値γ{=49×[ワイヤ中のBの質量%]−[フラックス中のB2O3の質量%]}が0.2を超えると、固溶Bが生成されず、安定した靭性が得られない。よって、数式1の値γ{=49×[ワイヤ中のBの質量%]−[フラックス中のB2O3の質量%]}は、−0.2乃至0.2とする。
次に、本発明のエレクトロスラグ溶接金属の成分を限定した理由について説明する。
「溶接金属中のC:0.03乃至0.15質量%」
Cは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、溶接金属中のC含有量が0.03質量%未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のC含有量が多すぎると、具体的には0.15質量%を超えると、溶接金属の靭性が低下すると共に高温割れ感受性が高くなる。よって、溶接金属中のC含有量は0.03乃至0.15質量%とする。
Cは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、溶接金属中のC含有量が0.03質量%未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のC含有量が多すぎると、具体的には0.15質量%を超えると、溶接金属の靭性が低下すると共に高温割れ感受性が高くなる。よって、溶接金属中のC含有量は0.03乃至0.15質量%とする。
「溶接金属中のSi:0.05乃至1.0質量%」
Siは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、溶接金属中のSi含有量が0.05質量%未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のSi含有量が1.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、更には島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よって、溶接金属中のSi含有量は0.05乃至1.0質量%とする。
Siは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、溶接金属中のSi含有量が0.05質量%未満では、その効果が得られない。一方、溶接金属中のSi含有量が1.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、更には島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よって、溶接金属中のSi含有量は0.05乃至1.0質量%とする。
「溶接金属中のMn:0.5乃至2.5質量%」
Mnは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、溶接金属中のMn含有量が0.5質量%未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、溶接金属中のMn含有量が2.5質量%を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のMn含有量は0.5乃至2.5質量%とする。
Mnは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、溶接金属中のMn含有量が0.5質量%未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、溶接金属中のMn含有量が2.5質量%を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のMn含有量は0.5乃至2.5質量%とする。
「溶接金属中のMo:0.05乃至1.0質量%」
Moは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、溶接金属中のMo含有量が0.05質量%未満であると、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のMo含有量が1.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性及び伸びが劣化する。よって、溶接金属中のMo含有量は0.05乃至1.0質量%とする。
Moは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、溶接金属中のMo含有量が0.05質量%未満であると、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のMo含有量が1.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性及び伸びが劣化する。よって、溶接金属中のMo含有量は0.05乃至1.0質量%とする。
「溶接金属中のAl:0.005乃至0.05質量%」
Alは、溶接金属の脱酸効果のため含有される元素である。しかし、溶接金属中のAl含有量が0.005質量%未満の場合、その効果が発揮されず、溶接金属の焼入れ性低下及び靭性劣化が生じる。一方、溶接金属中のAl含有量が0.05質量%を超えると、Al酸化物が多量に形成され、アシキュラーフェライトの生成核となるTi酸化物の生成を阻害するため、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のAl含有量は0.005乃至0.05質量%とする。
Alは、溶接金属の脱酸効果のため含有される元素である。しかし、溶接金属中のAl含有量が0.005質量%未満の場合、その効果が発揮されず、溶接金属の焼入れ性低下及び靭性劣化が生じる。一方、溶接金属中のAl含有量が0.05質量%を超えると、Al酸化物が多量に形成され、アシキュラーフェライトの生成核となるTi酸化物の生成を阻害するため、靭性が劣化する。よって、溶接金属中のAl含有量は0.005乃至0.05質量%とする。
「溶接金属中のTi:0.005乃至0.05質量%」
Tiは、Ti酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、溶接金属中のTi含有量が0.005質量%未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、溶接金属中のTi含有量が0.05質量%を超えると、溶接金属中のTi析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、溶接金属中のTi含有量は0.005乃至0.05質量%とする。
Tiは、Ti酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、溶接金属中のTi含有量が0.005質量%未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、溶接金属中のTi含有量が0.05質量%を超えると、溶接金属中のTi析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、溶接金属中のTi含有量は0.005乃至0.05質量%とする。
「溶接金属中のB:0.002乃至0.01質量%」
Bは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。更に、本発明では、溶接金属中のフリーNをBNとして固定すると共に、アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させることから、溶接金属中のB含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のB含有量が0.002質量%未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進効果が期待できない。一方、溶接金属中のB含有量が0.01質量%を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、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。よって、溶接金属中のB含有量は0.002乃至0.01質量%とする。
Bは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。更に、本発明では、溶接金属中のフリーNをBNとして固定すると共に、アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させることから、溶接金属中のB含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のB含有量が0.002質量%未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進効果が期待できない。一方、溶接金属中のB含有量が0.01質量%を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、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。よって、溶接金属中のB含有量は0.002乃至0.01質量%とする。
「溶接金属中のN:0.002乃至0.01質量%」
Nは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を低下させる元素である。本発明では、NとBとが結合して生成するBNを核としてアシキュラーフェライトの生成促進を図るため、溶接金属中のN含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のN含有量が0.002質量%未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進の効果が期待できない。一方、溶接金属中のN含有量が0.01質量%を超えると、溶接金属中のフリーNを抑制するために過剰なBを添加する必要があり、溶接金属の靭性が劣化すると共に、高温割れが発生する危険性が増大する。よって、溶接金属中のN含有量は0.002乃至0.01質量%とする。
Nは、溶接金属中に固溶し、溶接金属の靭性を低下させる元素である。本発明では、NとBとが結合して生成するBNを核としてアシキュラーフェライトの生成促進を図るため、溶接金属中のN含有量が所定の範囲になるように調整する。具体的には、溶接金属中のN含有量が0.002質量%未満の場合、アシキュラーフェライトの生成促進の効果が期待できない。一方、溶接金属中のN含有量が0.01質量%を超えると、溶接金属中のフリーNを抑制するために過剰なBを添加する必要があり、溶接金属の靭性が劣化すると共に、高温割れが発生する危険性が増大する。よって、溶接金属中のN含有量は0.002乃至0.01質量%とする。
「溶接金属中のO:0.015乃至0.04質量%」
Oは、アシキュラーフェライトの生成核となるTi酸化物を形成し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のO含有量が0.015質量%未満の場合は、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のO含有量が0.04質量%を超えると、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るばかりでなく、溶接金属中で破壊の起点となる粗大な酸化物を多量に内存させることになり、溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のO含有量は0.015乃至0.04質量%とする。
Oは、アシキュラーフェライトの生成核となるTi酸化物を形成し、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のO含有量が0.015質量%未満の場合は、上記効果が期待できない。一方、溶接金属中のO含有量が0.04質量%を超えると、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るばかりでなく、溶接金属中で破壊の起点となる粗大な酸化物を多量に内存させることになり、溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のO含有量は0.015乃至0.04質量%とする。
「溶接金属中のB量とN量の関係:数式2の値μが0.6乃至1.6」
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら溶接を進行する。前述のごとく、一般には縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にB量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
エレクトロスラグ溶接では、溶接ワイヤ、鋼材及び裏当金が溶解して一つの大きな溶融金属が形成される。このとき、一般的には、溶接ワイヤを溶融金属上で左右にオシレートし、鋼材又は裏当金の溶融を促進させながら溶接を進行する。前述のごとく、一般には縦向き溶接であるため、溶接ワイヤは上昇移動する。この溶融金属が凝固したものが溶接金属であるが、エレクトロスラグ溶接の場合、溶接線方向で溶接金属の母材希釈が変動しやすいため、溶接金属の成分組成の溶接線方向での変動も生じやすい。その結果、溶接金属の靭性が溶接線方向で安定しにくい傾向にある。このような溶接金属の靭性を安定化するには、溶接線方向での溶接金属中の成分、特にB量及び酸素量を一定に制御することが重要である。
このためには、溶接金属中のB量とN量の関係を表した数式2の値μが0.6乃至1.6を満たす必要がある。数式2の値μ{=[WM中のBの質量%]/[WM中のNの質量%]}が0.6未満では、溶接金属中のNが過剰となり、粗大な粒界フェライトが生成するばかりでなく、フリーNが存在するため、溶接金属の靭性が劣化する。一方、数式2の値μ{=[WM中のBの質量%]/[WM中のNの質量%]}が1.6を超えると、溶接金属中のBが過剰となり、フリーBの増加による焼入れ性の増加及び島状マルテンサイトの生成による靭性の劣化が生じる。よって、数式2の値μ{=[WM中のBの質量%]/[WM中のNの質量%]}は、0.6乃至1.6とする。
「溶接金属中の他の成分」
上記した成分に加えて、本発明では、溶接金属中に、前記成分に加えて、更に、Cu:2.0質量%以下、Ni:2.0質量%以下、Cr:2.0質量%以下、V:0.5質量%以下、及びNb:0.5質量%以下からなる群から選択された少なくとも1種を含有することができる。更に、溶接金属中に、REM:0.02質量%以下を含有することもできる。
上記した成分に加えて、本発明では、溶接金属中に、前記成分に加えて、更に、Cu:2.0質量%以下、Ni:2.0質量%以下、Cr:2.0質量%以下、V:0.5質量%以下、及びNb:0.5質量%以下からなる群から選択された少なくとも1種を含有することができる。更に、溶接金属中に、REM:0.02質量%以下を含有することもできる。
「溶接金属中のCu:2.0質量%以下」
Cuは、溶接金属の強度を向上させ、かつ焼入れ性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のCu含有量が2.0質量%を超えると、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、過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のCu含有量は2.0質量%以下とすることが好ましい。
Cuは、溶接金属の強度を向上させ、かつ焼入れ性を向上させる元素である。しかし、溶接金属中のCu含有量が2.0質量%を超えると、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、過剰な硬化が生じて溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接金属中のCu含有量は2.0質量%以下とすることが好ましい。
「溶接金属中のNi:2.0質量%以下」
Niは、一般的には添加することによりマトリックスを強化し、靭性を向上させる効果があるが、本発明では、靭性向上はMoの添加で主として得ている。一方、溶接金属中のNi含有量は2.0質量%を超えると、A3変態点の低下により固液共存域を増加させ、結果として耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接金属中のNi含有量は2.0質量%以下とすることが好ましい。
Niは、一般的には添加することによりマトリックスを強化し、靭性を向上させる効果があるが、本発明では、靭性向上はMoの添加で主として得ている。一方、溶接金属中のNi含有量は2.0質量%を超えると、A3変態点の低下により固液共存域を増加させ、結果として耐高温割れ性が劣化する。よって、溶接金属中のNi含有量は2.0質量%以下とすることが好ましい。
「溶接金属中のCr:2.0質量%以下」
Crは、一般的には強度と靭性を向上させる元素であるが、本発明では、上記性能はMo等の他の成分の添加で主として得ている。一方、溶接金属中のCr含有量が2.0質量%を超えると高温割れが発生したり、溶接金属の硬化により靭性が劣化する。よって、溶接金属中のCr含有量は2.0質量%以下とすることが好ましい。
Crは、一般的には強度と靭性を向上させる元素であるが、本発明では、上記性能はMo等の他の成分の添加で主として得ている。一方、溶接金属中のCr含有量が2.0質量%を超えると高温割れが発生したり、溶接金属の硬化により靭性が劣化する。よって、溶接金属中のCr含有量は2.0質量%以下とすることが好ましい。
「溶接金属中のV:0.5質量%以下」
Vは、一般的には溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではMo等の他の成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のV含有量が0.5質量%を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のV含有量は0.5質量%以下とすることが好ましい。
Vは、一般的には溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではMo等の他の成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のV含有量が0.5質量%を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のV含有量は0.5質量%以下とすることが好ましい。
「溶接金属中のNb:0.5質量%以下」
Nbは、一般的にはVと同様に溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではMo等の他成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のNb含有量が0.5質量%を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のNb含有量は0.5質量%以下とすることが好ましい。
Nbは、一般的にはVと同様に溶接金属の強度を向上させるが、本発明ではMo等の他成分の添加で強度を確保している。一方、溶接金属中のNb含有量が0.5質量%を超えると、溶接金属が硬化して靭性が劣化する。よって、溶接金属中のNb含有量は0.5質量%以下とすることが好ましい。
「溶接金属中のREM:0.02質量%以下」
REM(希土類元素)は、硫化物を生成することによってSを固定し、Sに起因する溶接金属の靭性劣化を防止する作用を有する。しかし、溶接金属中のREM含有量が0.02質量%を超えると、溶接金属が過剰に硬化して靭性の劣化を招く。よって、溶接金属中のREM含有量は0.02質量%以下とすることが好ましい。ここで、REMとは、周期律表の3族に属する元素の総称である。本発明では、使用するREMを特定の元素に限定しないが、原子番号57乃至71の元素が好ましく、とりわけCe、La、Ndなどの比較的安価で入手しやすい元素が一層好ましい。
REM(希土類元素)は、硫化物を生成することによってSを固定し、Sに起因する溶接金属の靭性劣化を防止する作用を有する。しかし、溶接金属中のREM含有量が0.02質量%を超えると、溶接金属が過剰に硬化して靭性の劣化を招く。よって、溶接金属中のREM含有量は0.02質量%以下とすることが好ましい。ここで、REMとは、周期律表の3族に属する元素の総称である。本発明では、使用するREMを特定の元素に限定しないが、原子番号57乃至71の元素が好ましく、とりわけCe、La、Ndなどの比較的安価で入手しやすい元素が一層好ましい。
次に、溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤにおける鋼製外皮の成分組成の限定理由について説明する。
「鋼製外皮成分のC:0.05質量%以下」
Cは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のC含有量が0.05質量%を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されることがあり、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のC含有量は0.05質量%以下とすることが好ましい。
Cは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のC含有量が0.05質量%を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されることがあり、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のC含有量は0.05質量%以下とすることが好ましい。
「鋼製外皮成分のSi:0.2質量%以下」
Siは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のSi含有量が0.2質量%を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されやすく、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のSi含有量は0.2質量%以下とすることが好ましい。
Siは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のSi含有量が0.2質量%を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給されやすく、溶接金属の片溶けが発生しやすい。よって、鋼製外皮成分のSi含有量は0.2質量%以下とすることが好ましい。
「鋼製外皮成分のMn:0.6質量%以下」
Mnは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のMn含有量が0.6質量%を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、鋼製外皮成分のMn含有量は0.6質量%以下とすることが好ましい。
Mnは、鋼製外皮の強度を確保する上で重要な元素である。しかし、鋼製外皮成分のMn含有量が0.6質量%を超えると、鋼製外皮が硬化してエレクトロスラグ溶接時における溶接ワイヤの矯正が不十分となり、溶接ワイヤの送給性が不良となる。また、非消耗ノズルの先端から溶接ワイヤが曲がった状態で供給され、溶接金属の片溶けが発生する。よって、鋼製外皮成分のMn含有量は0.6質量%以下とすることが好ましい。
上記した鋼製外皮の成分以外の残部は、Fe及び不可避的不純物である。
次に、本発明の溶接ワイヤであるメタル系フラックス入りワイヤの組成限定理由について説明する。ワイヤ組成とは、鋼製外皮とその内部に充填した金属粉末との総合成分の組成である。この組成はワイヤ全質量に対する質量%である。
「溶接ワイヤ中のC:0.005乃至0.15質量%」
Cは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、C含有量が0.005質量%未満では、その効果が得られない。一方、C含有量が0.15質量%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。よって、C含有量は0.005乃至0.15質量%とすることが好ましい。C源としては、例えば、鋼製外皮、グラファイト、鉄粉、Fe−Mn等の金属粉、又は合金粉がある。
Cは、溶接金属の強度と靭性を確保するために有効な元素であるが、C含有量が0.005質量%未満では、その効果が得られない。一方、C含有量が0.15質量%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。よって、C含有量は0.005乃至0.15質量%とすることが好ましい。C源としては、例えば、鋼製外皮、グラファイト、鉄粉、Fe−Mn等の金属粉、又は合金粉がある。
「溶接ワイヤ中のSi:1.0質量%以下」
Siは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、Si含有量が1.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、さらには島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よってSi含有量は1.0質量%以下とすることが好ましい。Si源としては、例えば、鋼製外皮、Fe−Si、Fe−Si−Mn等の合金粉がある。
Siは、溶接金属の脱酸作用と焼入れ性を確保すると共に、溶接金属の湯流れを安定させるために必要な元素である。しかし、Si含有量が1.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生しやすくなり、さらには島状マルテンサイトと称する低靭性組織の生成が顕著となり、溶接金属の靭性が著しく劣化する。よってSi含有量は1.0質量%以下とすることが好ましい。Si源としては、例えば、鋼製外皮、Fe−Si、Fe−Si−Mn等の合金粉がある。
「溶接ワイヤ中のMn:0.5乃至3.5質量%」
Mnは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、Mn含有量が0.5質量%未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、Mn含有量が3.5質量%を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、Mn含有量は0.5乃至3.5質量%とすることが好ましい。Mn源としては、例えば、鋼製外皮、金属Mn、Fe−Mn、Fe−Si−Mn等の金属粉、合金粉がある。
Mnは、脱酸剤として作用すると共に焼入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靭性安定化のために必要な元素である。しかし、Mn含有量が0.5質量%未満の場合、十分な焼入れ性及び靭性が得られない。一方、Mn含有量が3.5質量%を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎ、強度が上がり、耐高温割れ性が劣化すると共に、靭性が劣化する。よって、Mn含有量は0.5乃至3.5質量%とすることが好ましい。Mn源としては、例えば、鋼製外皮、金属Mn、Fe−Mn、Fe−Si−Mn等の金属粉、合金粉がある。
「溶接ワイヤ中のMo:0.05乃至2.0質量%」
Moは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、Mo含有量が0.05質量%未満であると、上記効果が期待できない。一方、Mo含有量が2.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Mo含有量は0.05乃至2.0質量%とすることが好ましい。Mo源としては、例えば、Fe−Mo等の合金粉がある。
Moは、焼入れ性を高め、溶接金属の強度と靭性の向上に大きな効果があるが、Mo含有量が0.05質量%未満であると、上記効果が期待できない。一方、Mo含有量が2.0質量%を超えると、溶接金属の高温割れが発生する可能性があり、かつ、過剰な硬化により溶接金属の靭性が劣化する。よって、Mo含有量は0.05乃至2.0質量%とすることが好ましい。Mo源としては、例えば、Fe−Mo等の合金粉がある。
「溶接ワイヤ中のTi:0.05乃至0.4質量%」
Tiは、Ti酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、Ti含有量が0.05質量%未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、Ti含有量が0.4質量%を超えると、溶接金属中のTi析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、Ti含有量は0.05乃至0.4質量%とすることが好ましい。Ti源としては、例えば、Fe−Ti等の合金粉がある。
Tiは、Ti酸化物としてアシキュラーフェライトを生成する核となり、粗大な粒界フェライトの生成を防止するために必要な元素である。しかし、Ti含有量が0.05質量%未満の場合、酸化物の生成が不十分で、溶接金属の靭性向上が得られない。一方、Ti含有量が0.4質量%を超えると、溶接金属中のTi析出物が多くなりすぎて、靭性が低下する。よって、Ti含有量は0.05乃至0.4質量%とすることが好ましい。Ti源としては、例えば、Fe−Ti等の合金粉がある。
「溶接ワイヤ中のB:0.003乃至0.020質量%」
Bは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。しかし、B含有量が0.003質量%未満の場合、上記効果が期待できない。一方、B含有量が0.020質量%を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、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。よって、B含有量は0.003乃至0.020質量%とすることが好ましい。B源としては、例えば、Fe−B、Fe−Si−B等の合金粉、特殊ガラス等の複合酸化物がある。
Bは、溶接金属の焼入れ性を向上させ、初析フェライトの成長の抑制により、靭性を向上させる元素である。しかし、B含有量が0.003質量%未満の場合、上記効果が期待できない。一方、B含有量が0.020質量%を超えると、溶接金属の焼入れ性が過剰となるため、高温割れが発生しやすくなると共に、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。よって、B含有量は0.003乃至0.020質量%とすることが好ましい。B源としては、例えば、Fe−B、Fe−Si−B等の合金粉、特殊ガラス等の複合酸化物がある。
「溶接ワイヤ中のN:0.012質量%以下」
Nは、溶接金属の靭性を低下させる元素であるため、その含有量は可及的に少なくすることが好ましい。N含有量が0.012質量%を超えると、靭性の劣化が著しい。よってN含有量は0.012質量%以下とすることが好ましい。
Nは、溶接金属の靭性を低下させる元素であるため、その含有量は可及的に少なくすることが好ましい。N含有量が0.012質量%を超えると、靭性の劣化が著しい。よってN含有量は0.012質量%以下とすることが好ましい。
上記した溶接ワイヤの組成以外の残部は、Fe及び不可避的不純物である。
次に、本発明における溶接フラックスの成分を組成限定した理由について説明する。この溶接フラックス成分の組成は、フラックス全質量に対する質量%である。
「溶接フラックスのFeO:4.5質量%以下」
溶接フラックスのFeOが4.5質量%を超えると、溶接安定性が劣化し、場合によっては溶接停止が発生すると共に、溶接金属中の酸素が高くなる。それと共に、本発明では溶接線方向でのB量を安定させるためにB2O3を添加しており、B2O3からBへの還元反応により、溶接金属中の酸素量が高くなる。このため、溶接金属中のB量と酸素量とのバランスが崩れて、溶接金属は良好な靭性が得られなくなる。よって、フラックス中のFeO含有量は4.5質量%以下とすることが好ましい。
溶接フラックスのFeOが4.5質量%を超えると、溶接安定性が劣化し、場合によっては溶接停止が発生すると共に、溶接金属中の酸素が高くなる。それと共に、本発明では溶接線方向でのB量を安定させるためにB2O3を添加しており、B2O3からBへの還元反応により、溶接金属中の酸素量が高くなる。このため、溶接金属中のB量と酸素量とのバランスが崩れて、溶接金属は良好な靭性が得られなくなる。よって、フラックス中のFeO含有量は4.5質量%以下とすることが好ましい。
「溶接フラックス中のB2O3:1.5質量%以下」
溶接フラックス中のB2O3は、本発明においては、溶接金属中へのBの供給を安定化するために補助的に必要な成分であり、エレクトロスラグ溶接ワイヤ中のB量が0.004質量%以下と少ないときには、フラックスからのB2O3添加は不要となる。一方、B2O3量が1.5質量%を超えると、溶接金属中のB量が過大となり、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接フラックス中のB2O3含有量は1.5質量%以下とすることが好ましい。
溶接フラックス中のB2O3は、本発明においては、溶接金属中へのBの供給を安定化するために補助的に必要な成分であり、エレクトロスラグ溶接ワイヤ中のB量が0.004質量%以下と少ないときには、フラックスからのB2O3添加は不要となる。一方、B2O3量が1.5質量%を超えると、溶接金属中のB量が過大となり、高温割れが発生しやすくなると共に、島状マルテンサイト相の生成により溶接金属の靭性が劣化する。よって、溶接フラックス中のB2O3含有量は1.5質量%以下とすることが好ましい。
なお、溶接フラックスの他の成分の組成は、例えば、以下のとおりである。
SiO2:25乃至50質量%
CaO:5乃至25質量%
Al2O3:15質量%以下
CaF2:20質量%以下
MgO:16質量%以下
MnO:25質量%以下
TiO2:10質量%以下
SiO2:25乃至50質量%
CaO:5乃至25質量%
Al2O3:15質量%以下
CaF2:20質量%以下
MgO:16質量%以下
MnO:25質量%以下
TiO2:10質量%以下
また、溶接フラックスは、スラグの融点、流動性及び粘性等の特性を考慮して、その組成が決められており、酸化物と弗化物から構成されている。このように構成されるフラックスは塩基度を調整することが好ましい。塩基度BLは下記数式3で算出される値であり、塩基度BLが0.5未満の場合、溶接金属酸素量が過剰となる。一方、塩基度BLが1.5を超えると、スラグの融点が高くなりすぎて、溶接停止が発生しやすくなる。よって、塩基度BLは0.5乃至1.5とすることが好ましい。
次に、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。溶接試験は以下のようにして行った。図1に示すように、板厚60mmのスキンプレートa上に、JIS規格SN490に規定されたフラットバーを1対の側板cとして立設し、この側板c間に60mm厚のダイアフラムbを挟んだ溶接継手を作製した(溶接長800mm)。この溶接継手における溶接箇所は、ダイアフラムbと、側板cと、スキンプレートaに囲まれた空間である。各部材の寸法は図1に示すとおりである。また、下記表1はスキンプレートa、ダイアフラムb、側板cの成分組成(質量%)を示す。そして、下記表2に示す溶接条件で、線径が1.6mmの溶接ワイヤを使用して、エレクトロスラグ溶接を実施した。なお、溶接フラックスは、溶接開始前に、110g投入した。
溶接ワイヤとして用いたメタル系フラックス入りワイヤの成分組成(即ち、鋼製外皮と充填した金属粉末との総合成分)を下記表3−1乃至表3−6に示す。また、表4は、鋼製外皮の成分組成(質量%)を示し、表5は溶接フラックスの成分組成(フラックス全質量に対する質量%)を示す。
溶接終了後、UT(超音波探傷試験)により高温割れ等の欠陥の有無を確認し、図2に示す採取位置で引張試験片d、及びシャルピー衝撃試験片eを採取し、溶接金属の機械的性質を調査した。また、溶接金属の成分分析を行った。引張試験片は、溶接線方向の300mmの箇所から採取し、引張試験を実施した。衝撃試験片については、溶接線方向で、200mm、400mm、600mmの3箇所から採取し、試験温度を0℃として、衝撃試験を実施した。但し、衝撃吸収エネルギは、各箇所3本の試験片の衝撃値の平均値である。また、溶接金属の成分分析は、溶接線方向で500mmの箇所から採取し、溶接金属中央部について分析試験を行った。
溶接金属の組成を下記表6−1、表6−2、表6−3,及び表6-4に示す。また、引張強さ及び衝撃値を下記表7−1及び表7−2に示す。
表3、表6及び表7に示すように、本発明の実施例1乃至24は、溶接金属の組成、数式1の値γ、数式2の値μが本発明の請求項1に規定する範囲を満足するため、引張強度が高く、200mm、400mm、600mmの位置の0℃衝撃エネルギがいずれも高いものであった。
これに対し、比較例25は、溶接金属のC量が請求項1の規定範囲より低いため、引張強度及び靭性が低値であった。比較例26は、溶接金属のC量が請求項1の規定範囲より高いため、硬さが過剰となり、引張強度が過剰となり、靭性が低値であった。
比較例27は、溶接金属のSi量が請求項1の規定範囲より高いため、高温割れが発生し、靭性が低値であった。
比較例28は、溶接金属のMn量が請求項1の規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分であり、引張強度と靭性が低値であった。比較例29は、溶接金属のMn量が請求項1の規定範囲より高いため、溶接金属の焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度が過剰となり、靭性が低値であった。
比較例30は、溶接金属のMo量が請求項1の規定範囲より低いため、焼入れ性が不十分であり、引張強度及び靭性が低値であった。比較例31は、溶接金属のMo量が請求項1の規定範囲より高いため、焼入れ性が過大となり、高温割れが発生した。また、引張強度が過大となり、靭性が低値であった。
比較例32は、溶接金属のAl量が請求項1の規定範囲より低いため、脱酸効果が低く、靭性が低値であった。比較例33は、溶接金属のAl量が請求項1の規定範囲より高いため、Al酸化物の多量生成により、靭性が低値であった。
比較例34は、溶接金属のTi量が請求項1の規定範囲より低いため、アシキュラーフェライト相の生成が不十分であり、靭性が低値であった。比較例35は、溶接金属のTi量が請求項1の規定範囲より高いため、溶接金属のTi析出物が過大となり、靭性が低値であった。
比較例36は、溶接金属のB量が請求項1の規定範囲より低く、更に、数式2の値μが請求項1の規定範囲より低いため、初析フェライトの成長抑制効果が不十分であり、靭性が低値であった。比較例37は、溶接金属のB量が請求項1の規定範囲より高く、更に、数式2の値μが請求項1の規定範囲より高いため、高温割れが発生した。また、マルテンサイト相の生成により、靭性が低値であった。
比較例38は、溶接金属の酸素量が請求項1の規定範囲より低いため、溶接金属のB量と酸素量とのバランスが崩れると共に、数式2のμ値が請求項1の規定範囲より低いため、靭性が低値であった。
比較例39は、数式1のγ値が本発明の請求項1の規定範囲より低いため、高温割れが溶接線の全域に発生し、試験を中止した。
比較例40は、数式1のγ値が請求項1の規定範囲より低く、更に、溶接金属の酸素量が請求項1の規定範囲より過大であるため、靭性が低値であった。
比較例41は、溶接金属のSi量が請求項1の規定範囲より低く、更に、数式2のμ値が請求項1の規定範囲より低いため、固溶Bが生成されず、初析フェライトの成長抑制効果が不十分となり、靭性が低値であった。
比較例42は、溶接金属のN量が請求項1の規定範囲より低く、更に、数式2のμ値が請求項1の規定範囲より高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Bが不安定となり、その結果、溶接開始後200mmの位置の靭性値が低かった。
比較例43は、数式1のγ値が請求項1の規定範囲より高く、数式2のμ値が請求項1の規定範囲よりも低く、更に、溶接金属のN量が請求項1の規定範囲よりも高いため、溶接線方向における溶接金属中の固溶Bが不安定となり、その結果、溶接開始後200mmの位置の靭性値が低かった。
a:スキンプレート、b:ダイアフラム、c:側板、d:引張試験片、e:シャルピー衝撃試験片
Claims (5)
- 鋼製外皮の内部に金属粉末を充填してなるメタル系フラックス入り溶接ワイヤと溶接フラックスとを使用して鋼板をエレクトロスラグ溶接した継手において、
前記溶接ワイヤ中のB含有量を[ワイヤ中のBの質量%]、前記溶接フラックス中のB2O3含有量を[フラックス中のB2O3の質量%]としたとき、下記数式(1)の値γが−0.2乃至0.2を満たすと共に、
前記エレクトロスラグ溶接により得られた溶接金属が、C:0.03乃至0.15質量%、Si:0.05乃至1.0質量%、Mn:0.5乃至2.5質量%、Mo:0.05乃至1.0質量%、Al:0.005乃至0.05質量%、Ti:0.005乃至0.05質量%、B:0.002乃至0.01質量%、N:0.002乃至0.01質量%、O:0.015乃至0.04質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有すると共に、
前記溶接金属中のB含有量を[WM中のBの質量%]、N含有量を[WM中のNの質量%]としたとき、下記数式(2)の値μが0.6乃至1.6を満たすことを特徴とする靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
γ=49×[ワイヤ中のBの質量%]−[フラックス中のB2O3の質量%]・(1)
μ=[WM中のBの質量%]/[WM中のNの質量%] ・・・(2) - 前記メタル系フラックス入り溶接ワイヤは、
鋼製外皮が、C:0.05質量%以下、Si:0.2質量%以下、Mn:0.6質量%以下、残部はFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、
ワイヤ組成がワイヤ全質量に対して、C:0.005乃至0.15質量%、Si:1.0質量%以下、Mn:0.5乃至3.5質量%、Mo:0.05乃至2.0質量%、Ti:0.05乃至0.4質量%、B:0.003乃至0.020質量%、N:0.012質量%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項1に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。 - 前記溶接フラックスは、フラックス全質量に対して、FeO:4.5質量%以下、B2O3:1.5質量%以下を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
- 前記溶接金属は、前記成分に加えて、Cu:2.0質量%以下、Ni:2.0質量%以下、Cr:2.0質量%以下、V:0.5質量%以下、及びNb:0.5質量%以下からなる群から選択された少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
- 前記溶接金属は、前記成分に加えて、希土類元素(REM):0.02質量%以下を含有することを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の靭性が優れたエレクトロスラグ溶接継手。
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