JP2013173179A - 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属 - Google Patents

Abstract

【課題】高強度であっても耐水素脆化感受性に優れており、好ましくは低温靱性に優れた溶接金属を提供する。
【解決手段】フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属であって、所定の化学成分組成を有し、残留オーステナイト粒子が２５００個／ｍｍ²以上存在すると共に、残留オーステナイト粒子の体積分率が４．０％以上である。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接構造物に使用される溶接金属において、水素脆化に対する感受性を低減した耐水素脆化感受性に優れた溶接金属に関するものである。詳細には、ＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）法を用いて耐水素脆化感受性を評価するに当たり、小型試験片のみならず、溶接金属において組織的な弱化部をより多く含んだ大型試験片を用いた場合であっても耐水素脆化感受性に優れており、好ましくは低温靱性も良好な溶接金属に関するものである。

高張力鋼を溶接する際には、溶接金属部の低温割れ防止の観点から、予熱／パス間温度を厳密に管理する必要があり、施工効率低下の原因となっている。近年、溶接構造物に使用される鋼材は、ますます高強度化しており、溶接金属においても高強度化への要求が高まっている（例えばＨＴ７８０：ハイテン７８０ＭＰa級）。

このような高強度化は、耐低温割れ性を低下させる傾向があり、耐低温割れ性を改善することが必要となる。特に、フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接では、優れた溶接作業性を有するため、この溶接法によって形成される溶接金属において、耐低温割れ性を確保する技術が求められている。

上記のような低温割れは、拡散性水素が粒界に偏析し、粒界強度が低下する（以下、これを「水素脆化」と呼ぶ）ことが原因であると推察されており、耐低温割れ性の改善に対しては、拡散性水素をいかに低減するかが重要なポイントとなる。

こうしたことから、溶接金属の耐低温割れ性を向上させるためには、溶接金属における水素脆化に対する感受性を低くすることが必要である。そこで、様々な技術が提案されている。

例えば、特許文献１では、水素トラップ能力の高いＭｏ炭化物（Ｍｏを含む炭化物）を溶接金属内に分散させることによって、低温割れの防止を図る技術が開示されている。しかしながらこの技術では、Ｍｏ炭化物を分散させるために、鋼材を突き合わせた後、内面側からサブマージアーク溶接するという特殊な溶接手法を採用する必要があり、鋼材の一般溶接には適用できない。

また特許文献２には、溶接施工時の冷却時間を管理することで、低温割れを防止する技術が提案されている。この技術では、成分に応じた厳格な施工管理が必要となり、作業負荷が高いという問題がある。

特許文献３には、拡散性水素をトラップする残留オーステナイト分率を溶接金属中で１％以上とすることで低温割れを防止する技術が提案されている。しかしながら、この技術は、鋼管における両面１パスシーム溶接を前提としており、鋼材の溶接一般に適用できない。

特許文献４には、拡散性水素量を低減すると共に、強度と化学成分組成を適切に制御することによって、耐低温割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、この技術においても、満足すべき強度レベルが成分の影響を受けるため、実際の施工に際しては適用箇所が限られる。

上記のようなこれまで提案されている技術は、いずれも耐低温割れ性改善を目的としたものであるが、実際の溶接施工においては、種々の要因で溶接金属中の水素量が増加する可能性があるため、より本質的な方向として、耐水素脆化感受性を改善することが必要である。

また、近年、海洋構造物に用いられる溶接金属においても、ＨＴ７８０級の適用が拡大している。これらの溶接金属では、寒冷地での使用に耐えられるように、７８０ＭＰａ級強度での耐水素脆化感受性に優れていることは勿論のこと、好ましくは、低温靭性にも優れていることが要求される。

特開２００５−４０８１６号公報 特開２００３−３３８７６号公報 特開２００２−１１５０３２号公報 特開平１１−１４７１９６号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れており、低温割れの生じない溶接金属、好ましくは更に低温靭性にも優れた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耐水素脆化感受性に優れた溶接金属とは、フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属であって、Ｃ：０．０２〜０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．９０〜２．５％、Ｎｉ：０．２０〜３．５％、Ｔｉ：０．０４０〜０．１５％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．０３０〜０．１０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、残留オーステナイト粒子が２５００個／ｍｍ²以上存在すると共に、残留オーステナイト粒子の体積分率が４．０％以上であり、且つ、下記（１）式で表されるβ値が７５以上であるところに要旨を有するものである。
β値＝３２０×［Ｃ］＋５０×［Ｓｉ］＋１５×［Ｍｎ］＋１０×［Ｎｉ］＋２８×［Ｍｏ］ ・・・（１）
但し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を意味する。

上記個数密度の測定に際し、対象となる残留オーステナイト粒子の大きさは、測定限界以上（円相当直径で０．１５μｍを超えるもの）のものである。

本発明の好ましい実施形態において、Ｍｏは０．０５％未満に制御されたものである。

本発明の好ましい実施形態において、Ｓｉ：０．１０〜０．５％およびＮｉ：１．０〜２．０％を夫々満足すると共に、下記（２）式で規定されるα値は３．２以上である。上記実施形態によれば、更に低温靭性にも優れた（具体的には、−４０℃での衝撃吸収エネルギーｖＥ_-40が８５Ｊを超える）溶接金属が実現できる。
α値＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋（２×［Ｍｏ］）＋（１６×［Ｔｉ］）−（１２×［Ｏ］） ・・・（２）
但し、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］および［Ｏ］は、夫々Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＴｉおよびＯの含有量（質量％）を意味する。

本発明の好ましい実施形態において、２０質量％以上のＴｉを含有する酸化物粒子で、円相当直径：０．１５〜１．０μｍのものが５０００個／ｍｍ²以上存在するものである。上記「円相当直径」とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる残留オーステナイト粒子や酸化物粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。

本発明の好ましい実施形態において、更に、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、更に、Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、更に、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有するものである。

本発明によれば、化学成分組成と共に、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を適切に制御したため、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が実現できる。好ましくは、ＳｉおよびＮｉの含有量をより厳密に規定すると共に、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＴｉおよびＯの含有量で規定される所定の関係式を満足することによって、低温靭性にも優れた溶接金属が実現できる。

溶接金属を作製するときの開先形状を示す概略説明図である。 丸棒試験片の採取位置を示す概略説明図である。 再熱サイクルを模擬した熱サイクル（時間と温度の関係）を示すグラフである。 引張り試験を行ったときの試験片の形状を示す説明図である。 ＳＳＲＴ法で水素吸蔵量を測定するときの小型試験片の形状を示す説明図である。 ＳＳＲＴ法で水素吸蔵量を測定するときの大型試験片の形状および大型試験片の採取位置を示す説明図である。

本発明は、本出願人によって先に開示された特願２０１１−１８４１１７号に記載の、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属（以下、先願発明と呼ぶ。）の改良技術である。以下、先願発明について説明しつつ、本願発明に到達した経緯および本願発明の特徴部分を説明する。

先願発明では、拡散性水素のトラップサイトとして作用する残留オーステナイトに着目し、残留オーステナイト粒子を高密度に分散させると耐水素脆化感受性が大幅に改善されることを見出し、その個数密度（２５００個／ｍｍ²以上）、および組織全体に対する体積分率（４．０％以上）を規定した。耐水素脆化感受性の評価に当たっては、動的ひずみにより徐々に応力を負荷する応力加速型のＳＳＲＴ法を採用しており、後記する図５に示す小型試験片を用いて微量の拡散性水素によって脆化させ、強制的に破断させたときの破断伸びを測定して評価した。

更に先願発明では、良好な低温靱性を確保するための指標として、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、およびＯで表されるα値［先願発明では（１）式として規定］を設定した。低温靱性の向上には、旧オーステナイト粒界からの粗大な粒界フェライト生成量の低減が必要であるが、先願発明では、（ア）上記α値を構成するＭｎ、Ｎｉ、ＭｏおよびＴｉは、固溶状態で存在することにより粒界フェライト生成を抑制する作用があること、（イ）一方、一部のＭｎやＴｉは酸化物を構成するため、Ｏを低減することにより固溶状態で存在する量が増えるようになる、といった知見に基づき、数多くの基礎実験に基づいて各元素の係数を求め、上記α値を３．２以上と設定した。詳細には、所望とする低温靱性の確保には、上記α値の制御と共に、低温靱性向上作用元素であるＳｉおよびＮｉを、より適切な範囲に制御することが必要であることを開示した。

先願発明を提案した後も、本発明者らは更に検討を重ねてきた。その結果、耐水素脆化感受性の評価には、先願発明で用いた試験片よりも形状が大きい大型試験片を用いたＳＳＲＴ法が適切であることが判明した。特に先願発明のように所定密度の残留オーステナイト粒子を多く含む溶接金属の場合、溶接過程での複雑な熱履歴により、残留オーステナイトは必ずしも均一に分散せず、局所的に残留オーステナイト量の少ない領域が形成される場合があり、そこが割れの起点となることがある。その結果、先願発明の評価方法では、小型試験片の採取位置による耐水素脆化感受性のバラツキが多く見られるようになり、溶接金属の実体に適した正確な評価ができない場合がある。そのため、より精度良く耐水素脆化感受性を評価するためには、より大型の試験片を用いて評価する必要があった。

更に本発明者らは、溶接金属のＭｏが多くなると、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下することを知見した。Ｍｏは溶接金属の強度向上元素として知られており、先願発明でも、７８０ＭＰａ超の高強度を確保するため、Ｍｏ量を０．０５％以上含有していた。しかしながら、その後の研究により、０．０５％以上のＭｏを含む溶接金属は、先願発明のように小型試験片を用いたＳＳＲＴ試験での耐水素脆化感受性評価は良好（合格）であるが、大型試験片を用いたＳＳＲＴ試験では不良（不合格）となることが判明した［例えば、後記する実施例の表３ＢのＮｏ．４０、４９を参照］。これに対し、Ｍｏを０．０５％未満（０％を含む）に低減した溶接金属では、いずれの試験片を用いたときも良好な耐水素脆化感受性を確保できることが判明した。

溶接金属中のＭｏの低減によって特に大型試験片によるＳＳＲＴ試験での破断伸びが大きくなって耐水素脆化感受性が向上する理由（裏返すと、Ｍｏの増加によって耐水素脆化感受性が低下する理由）は詳細には不明であるが、フェライト安定化元素であるＭｏが増加すると、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトが少ない領域が局所的に形成され、そこを起点して破断が誘発されるのではないかと推察される。

しかしながら、Ｍｏは溶接金属の強度向上元素であり、溶接金属のＭｏ量が０．０５％を下回ると、所望の高強度レベル（ＴＳ＞７８０ＭＰａ）を確保できない。そのため、本発明では、溶接金属のＭｏ＜０．０５％であっても上記の高強度を達成するための指標（高強度確保パラメータ）として、新たに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、およびＭｏの強度向上元素で規定されるβ値を設定した。このように溶接金属のＭｏ量の低減と上記β値の導入により、７８０ＭＰａ超の高強度であっても所望とする耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られることを見出し、本発明を完成した。

よって、本願発明と先願発明とは、（ア）耐水素脆化感受性を精度良く評価するためのＳＳＲＴ用試験片として、先願発明よりも大型の試験片（図６を参照）を用いた点、（イ）耐水素脆化感受性の評価基準が相違する点、（ウ）先願発明に比べて溶接金属のＭｏ量を低減して所望とする耐水素脆化感受性を確保した点、（エ）溶接金属のＭｏ量の低減に伴う強度不足を補填するため、新たにβ値を設定して７８０ＭＰａ超の高強度を確保した点、で相違している。上記以外の点は、先願発明と実質的に同じである。

本明細書において高強度とは、引張り強度ＴＳが７８０ＭＰａ超のものを意味し、好ましくは、おおむね、８００〜９８０ＭＰａのものを意味する。

本明細書において「耐水素脆化感受性に優れた」とは、後記する実施例に記載の方法で耐水素脆化感受性を評価したとき、下記（ア）および（イ）の両方を満足するものを意味する。
（ア）小型試験片を用いて後記する（５）式に基づいて水素脆化感受性指数Ｓ（％）を測定したとき、Ｓ＜６０％のもの
（イ）大型試験片を用いたときの破断伸びが２％超のもの

本明細書において、好ましい特性である「低温靱性に優れた」とは、後記する実施例に記載の方法で−４０℃での衝撃吸収エネルギーｖＥ_-40を測定したとき、ｖＥ_-40＞８５Ｊのものを意味する。

以下、本発明の構成要件を詳述する。

上述したように本発明の溶接金属は、フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属であって、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．９０〜２．５％、Ｎｉ：０．２０〜３．５％、Ｔｉ：０．０４０〜０．１５％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．０３０〜０．１０％を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、残留オーステナイト粒子が２５００個／ｍｍ²以上存在すると共に、残留オーステナイト粒子の体積分率が４．０％以上であり、且つ、下記（１）式で表されるβ値が７５以上である点に特徴がある。
β値＝３２０×［Ｃ］＋５０×［Ｓｉ］＋１５×［Ｍｎ］＋１０×［Ｎｉ］＋２８×［Ｍｏ］ ・・・（１）
但し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を意味する。

まず、本発明の溶接金属を特徴付ける残留オーステナイトについて説明する。

上述したように本発明では、溶接金属に存在する残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ²以上で、残留オーステナイト粒子の体積分率（組織全体に対する割合）を４．０％以上に制御している。本発明によれば、所定量の残留オーステナイトが適切な個数密度で分散しているため、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られる。

本発明では、溶接金属のなかでも特に原質部に存在する残留オーステナイトについて、上記の要件を規定している。溶接金属における残留オーステナイトは、溶接時の後パスの影響により分解するため、特に再熱部では測定箇所により残留オーステナイト量にバラツキが生じやすいのに対し、最終パスの原質部は、溶接時の後パスの熱影響を受けず、残留オーステナイト量を正確に評価しやすいためである。

残留オーステナイトは、拡散性水素のトラップサイトとなるため、拡散性水素低減作用を有し、耐水素脆化感受性の向上に寄与する組織であることは既に報告されている。しかし、これまでは、専ら残留オーステナイトの量（全組織中の比率）が規定されているのみであって、その分散状態（個数密度）については何ら留意されていなかった。ところが本発明者らの検討結果によれば、残留オーステナイトの量だけをいくら制御しても、その分散状態を適切に制御しない限り、所望とする耐水素脆化感受性が得られないことが明らかになった（例えば、後記する実施例の表３ＢのＮｏ．３４、４５、５４、５５を参照）。

すなわち、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属を得るためには、拡散性水素のトラップサイトとなる残留オーステナイトの量を確保すると共に、マトリクス組織の微細化により残留オーステナイト粒子の個数を高密度（具体的には、２５００個／ｍｍ²以上）に分散させることによって、拡散性水素のトラップ効果が最大限に発現され、耐水素脆化感受性が大幅に改善されることが判明した。例えば後記する実施例の表３ＢのＮｏ３４およびＮｏ．４５は、いずれも残留オーステナイトの体積分率≒７％の例であり、所定量の残留オーステナイトが存在するが、所定の個数密度を有していない（分散状態が適切でない）ため、小型試験片および大型試験片のいずれも用いたときも耐水素脆化感受性が低下した。

耐水素脆化感受性向上の観点からは、残留オーステナイト粒子の個数密度は大きい程よく、３０００個／ｍｍ²以上であることが好ましく、より好ましくは、３３００個／ｍｍ²以上である。なお、その上限は、耐水素脆化感受性向上の観点からは特に限定されない。

また、耐水素脆化感受性向上の観点からは、全組織に占める残留オーステナイト粒子の体積分率は多い程よく、４．５％以上であることが好ましく、より好ましくは４．８％以上である。なお、その上限は、耐水素脆化感受性向上の観点からは特に限定されないが、過剰に存在すると降伏応力が低下することなどを考慮すると、おおむね、１０％以下であることが好ましい。

本発明は、溶接金属を構成する組織のうち、残留オーステナイトの量（体積分率）および個数密度を制御したところに特徴があり、残留オーステナイト以外の組織は何ら限定するものでなく、溶接金属に通常含まれる組織であれば良い。具体的には、主体組織としてベイナイト（全組織に対する体積分率で、約５０％以上）を含み、その他に粒界フェライト、マルテンサイトなどを含んでいても良い。

次に、本発明の溶接金属における化学成分組成について説明する。

［Ｃ：０．０２〜０．１２％］
Ｃは、溶接金属の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｃ含有量の下限を０．０２％以上とする。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなる（すなわち、耐水素脆化感受性が劣化する）ため、その上限を０．１２％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、より好ましくは０．０８％以下である。

［Ｓｉ：０．１０〜２．００％］
Ｓｉは、固溶状態で存在することで炭化物形成を遅らせ、残留オーステナイトを安定化する作用を有する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であると、所定の残留オーステナイトを確保できず、上述した作用が有効に発揮されないため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％以上とする。好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．２８％以上である。

一方、Ｓｉ含有量の上限は、所望とする特性の種類によって相違し得る。本来の解決課題である耐水素脆化感受性向上の観点からすれば、Ｓｉ含有量の上限を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるからである。好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。一方、Ｓｉ量の低減化は、溶接金属の低温靱性向上に寄与するため、上述した耐水素脆化感受性に加えて低温靱性も向上させたい場合には、Ｓｉ含有量の上限を０．５％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、硬質な島状マルテンサイトが形成され、これが破壊の起点となって低温靭性が著しく低下するためである。より好ましくは０．４％以下である。

［Ｍｎ：０．９０〜２．５％］
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｍｎ含有量の下限を０．９０％以上とする。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を２．５％とする。好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。

［Ｎｉ：０．２０〜３．５％］
Ｎｉは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｎｉ含有量の下限を０．２０％以上とする。好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が３．５％を超えて過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を３．５％とする。好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．８％以下である。

更にＮｉは、溶接金属の低温靱性向上作用も有している。そのため、優れた耐水素脆化感受性を発揮させつつ、更に低温靱性も高めたいときは、Ｎｉ含有量を、上記範囲（０．２０〜３．５％）のなかでも、特に１．０％以上２．０％以下に制御することが好ましい。詳細にはＮｉは、脆性破面遷移温度を低温化できるため、低温でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが向上し、低温靱性が向上する。このような低温靱性向上作用を有効に発揮させるためには、Ｎｉ含有量の下限を１．０％以上とすることが好ましい。より好ましい下限は１．１％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、マルテンサイトの生成量が増えて強度が上昇するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低下するため、その上限を２．０％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は１．８％以下である。

［Ｔｉ：０．０４０〜０．１５％］
Ｔｉは、粒内変態の起点となる酸化物を形成し、マトリクス組織を微細化することで残留オーステナイト粒子の高密度分散に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｔｉ含有量の下限を０．０４０％以上とする。好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０５５％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を０．１５％とする。好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。

［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、不可避的に混入してくる元素の一つであり、工業的に０％とすることは困難である。Ｎは、溶接金属の強度向上に有効であるが、過剰に含有すると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる。そのため、Ｎ含有量の上限は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。

［Ｏ：０．０３０〜０．１０％］
Ｏは、粒内変態の起点となる酸化物を形成し、組織を微細化することで残留オーステナイト粒子の高密度分散に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｏ含有量の下限を０．０３０％以上とする。好ましくは０．０３５％以上、より好ましくは０．０４０％以上である。しかしながら、Ｏ含有量が０．１０％を超えるとＳｉ酸化物が形成され、固溶Ｓｉが減少することで残留オーステナイト量が確保できなくなるため、その上限を０．１０％とする。好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０６０％以下である。

本発明の溶接金属に含まれる基本元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、ＰやＳ等）が挙げられる。但し、一般に不純物は粒界に偏析することで粒界強度を低下させ、低温割れを助長するため、例えばＰ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制することが好ましい。

本発明を特徴付ける元素のＭｏは、不可避不純物として含まれていても良い（Ｍｏ：０．０１％未満）し、或いは、不可避不純物レベルを超えて０．０５％未満まで積極的に含有しても良い。Ｍｏの上限が０．０５％未満であれば、所望とする耐水素脆化感受性が有効に発揮されることを確認している（後記する実施例を参照）。

前述したように、Ｍｏは、溶接金属の強度向上に有効な元素であるが、先願発明の開示後の研究により、Ｍｏ含有量が０．０５％を超えると、大型試験片を用いたＳＳＲＴ試験での破断伸びが所定範囲を満たさなくなり、所望とする耐水素脆化感受性が発揮されないことが明らかになった。そのため、本発明では、Ｍｏ含有量の上限を０．０５％未満とした。耐水素脆化感受性を向上させる観点からすれば、Ｍｏ含有量は少ない方が良く、好ましい上限は０．０３％である。

なお、Ｍｏ低減による強度の低下は、新たに、強度向上パラメータであるβ値を導入することで所望の高強度を確保することにした。以下、β値について後述する。

β値は下記（１）式で表されるものであり、所望とする７８０ＭＰａ超の高強度を確保するために設定されたものであり、本発明では７５以上とする。
β値＝３２０×［Ｃ］＋５０×［Ｓｉ］＋１５×［Ｍｎ］＋１０×［Ｎｉ］＋２８×［Ｍｏ］ ・・・（１）

上記（１）式において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を意味する。なお、Ｍｏは、上述したとおり、不可避的不純物レベル（Ｍｏ：０．０１％未満）で含まれる場合もあるし、不純物レベルを超えて０．０５％未満の範囲で積極的に含まれる場合もある。よって、Ｍｏを不純物レベルで含むときは［Ｍｏ］＝０としてβ値を算出し、０．０５％未満の範囲でＭｏを含むときはその量を［Ｍｏ］としてβ値を算出する。

上記のとおり、β値は、強度向上元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＭｏから構成されているが、各元素の係数は、強度に及ぼす寄与度を考慮し、所望の高硬度を確保するために多数の基礎実験から導出したものである。β値が大きい程、高強度を示すようになり、好ましくは８０以上、更に好ましくは８２以上である。なお、β値の上限は、各元素の含有量に基づいて決定され得るが、過剰な強度上昇による水素脆化感受性劣化などを考慮すると、おおむね、１６０以下であることが好ましい。

本発明の溶接金属における基本成分は上記のとおりであるが、更に他の元素として、（ａ）Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有しても良く、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。

［Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＣｕは、溶接金属の強度向上元素として有用であり、単独で含有しても良いし、２種以上を併用しても良い。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０５％以上、Ｖで０．０２％以上、Ｎｂで０．０１％以上、Ｃｕで０．０５％以上である。但し、上記元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる。そのため、各元素量の上限について、Ｃｒで２．０％以下（より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下）、Ｖで０．６０％以下(より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．４０％以下)、Ｎｂで０．１５％以下（より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０８％以下）、Ｃｕで１．０％以下（より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．２％以下）に、夫々抑制することが好ましい。

[Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．１０％以下（０％を含まない）]
ＡｌとＺｒは、いずれも強脱酸元素であり、固溶Ｓｉ増加による残留オーステナイト増加を促進する作用がある。これらの元素は単独で含有しても良いし、併用しても良い。上記効果を発揮させるための好ましい下限は、Ａｌ、Ｚｒのいずれも０．０１０％以上である。但し、上記元素の含有量が過剰になると、酸化物起点の粒内変態が減少し、組織粗大化により水素脆化感受性が高くなる。そのため、各元素量の上限について、Ａｌで０．０２０％以下（より好ましくは０．０１８％以下）、Ｚｒで０．１０％以下(より好ましくは０．０６％以下)に、夫々抑制することが好ましい。

［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制することで強度の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ含有量の下限を０．００１０％以上とすることが好ましい。但し、Ｂ含有量が過剰になると、強度が著しく上昇し、水素脆化感受性が高くなるため、その上限を０．００５０％以下（より好ましくは０．００３０％以下）に、抑制することが好ましい。

更に、耐水素脆化感受性向上という本来の課題に加え、好ましくは低温靱性（具体的には、−４０℃での衝撃吸収エネルギーｖＥ_-40＞８５Ｊ）も向上させたい場合には、上述したとおり、Ｓｉ：０．１０〜０．５％およびＮｉ：１．０〜２．０％に制御すると共に、下記（１）式で規定されるα値を３．２以上とすることが有効である。
α値＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋（２×［Ｍｏ］）＋（１６×［Ｔｉ］）−（１２×［Ｏ］） ・・・（２）
但し、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］および［Ｏ］は、夫々Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＴｉおよびＯの含有量（質量％）を意味する。

α値は、先願発明で設定したものであり、その詳細は既に述べたとおりである。α値が大きい程、低温靱性も高くなり、好ましくは３．４以上であり、より好ましくは３．６以上である。なお、その上限は、各元素の含有量に基づいて決定され得るが、焼入れ性向上による強度の過大な上昇に伴う水素脆化感受性の劣化などを考慮すると、おおむね、６．２以下であることが好ましい。

以上、本発明に係る溶接金属の成分、並びに成分に関連するβ値およびα値について説明した。

更に、耐水素脆化感受性の更なる向上のためには、２０質量％以上のＴｉを含有する酸化物粒子で、円相当直径：０．１５〜１．０μｍのものが５０００個／ｍｍ²以上存在することが好ましい。上述したとおりＴｉは、マトリクス組織を微細化させて残留オーステナイト粒子の高密度分散に寄与する元素であるが、溶接金属中のＴｉ量を制御するだけでなく、所定サイズのＴｉ含有酸化物粒子の個数密度も制御することよって、耐水素脆化感受性が一層向上するようになる。酸化物粒子中のＴｉ量が２０質量％未満では、上述したＴｉの作用が有効に発揮されない。

ここで「円相当直径」とは、光学顕微鏡（倍率１０００倍程度）の観察視野で観察されるＴｉ含有酸化物粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。具体的には、後記する実施例の欄に記載の方法でＴｉ含有酸化物粒子の円相当直径を測定する。

上記Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が大きい程、耐水素脆化感受性は向上するようになるが、より好ましくは８０００個／ｍｍ^２以上であり、更に好ましくは１００００個／ｍｍ^２以上である。なお、その上限は、耐水素脆化感受性との関係では特に限定されないが、低温靭性などを考慮すると、おおむね、２５０００個／ｍｍ^２以下であることが好ましい。

なお、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度を上記範囲に制御するためには、後記（４）式に規定するように、（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉの比（Ｂ値で代表させる場合がある）を１０．０超とすることが推奨される（詳細は後述する）。

次に、本発明の溶接金属を作製する方法について説明する。

本発明の溶接金属は、フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成されるものであることが前提である。そして上記要件を満足する溶接金属を得るための好ましい条件［特にワイヤ成分（溶接材料）、溶接条件］は以下のとおりである。

まずワイヤ成分（溶接材料）は、鋼材よりなる外皮とフラックスとを合わせた全ワイヤ（１００質量％）に対し、質量比で、下記（ａ）〜（ｉ）の要件を全て満足することが好ましい。
（ａ）溶接材料中のＳｉ（金属、酸化物などの存在形態を問わず、溶接材料中に含まれる全てのＳｉを意味する。）が０．３５〜２．５％
（ｂ）溶接材料中、金属として存在するＳｉが０．２５％以上（上限については、好ましくは２．２％以下）
（ｃ）溶接材料中、ＳｉＯ₂が０．２５％以下（下限については、好ましくは０．１０％以上）
（ｄ）溶接材料中のＴｉ（金属、酸化物などの存在形態を問わず、溶接材料中に含まれる全てのＴｉを意味する。）が２．５〜４．５％
（ｅ）溶接材料中のＡｌ（金属、酸化物などの存在形態を問わず、溶接材料中に含まれる全てのＡｌを意味する。）が０．１０％以上（上限は、好ましくは０．７０％以下）
（ｆ）溶接材料中のＺｒ（金属、酸化物などの存在形態を問わず、溶接材料中に含まれる全てのＺｒを意味する。）が０．０３５％以上（上限は、好ましくは０．１０％以下）
（ｇ）溶接材料中のＭｇ（金属、酸化物などの存在形態を問わず、溶接材料中に含まれる全てのＭｇを意味する。）が０．４％以上（上限は、好ましくは０．７０％以下）
（ｈ）溶接材料中のＳｉ［上記（ａ）］、Ｔｉ［上記（ｄ）］、Ａｌ［上記（ｅ）］、Ｚｒ［上記（ｆ）］およびＭｇ［上記（ｇ）］の各量から、下式に基づいて求められるＡ値が０．３０以上（上限は、好ましくは１．８０以下）
Ａ値＝Ｓｉ−[Ｓｉ／（Ｔｉ＋２×Ａｌ＋２×Ｚｒ＋３．５×Ｍｇ）]
（ｉ）溶接材料中のＳｉ［上記（ａ）］、Ｔｉ［上記（ｄ）］、更には溶接材料中に含まれるＭｎ（Ｍｎの存在形態は問わず、溶接材料中に含まれる全Ｍｎ量を意味する）について、（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉで表される比（Ｂ値）が、下記（３）式の関係を満足すること
（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉ（＝Ｂ値）＞４．０ ・・・（３）

以下、上記（ａ）〜（ｉ）の限定理由について説明する。

まず、上記（ａ）〜（ｈ）はいずれも、残留オーステナイトの量および個数密度を所定量確保するのに有効な固溶Ｓｉ量を確保するために設定されたものである。

はじめに、Ｓｉについて規定した上記要件（ａ）〜（ｃ）について説明する。上記（ｂ）の如く金属として存在するＳｉが０．２５％を下回る場合、或いは上記（ｃ）の如くＳｉＯ₂が０．２５％を上回る場合、更に上記（ａ）の如く溶接材料中の全Ｓｉ量が０．３５％を下回る場合のいずれの場合であっても［すなわち、上記要件（ａ）〜（ｃ）を満足しない場合］、残留オーステナイトの量を確保するのに必要な固溶Ｓｉ量を確保できない。その結果、所望とする残留オーステナイトの量（体積分率）が得られず、耐水素脆化感受性が低下する。

なお、固溶Ｓｉ量を確保するという観点からすれば、上記（ａ）で規定するＳｉ量（全Ｓｉ量）は多いほうが良いが、上限値（２．５％）を超えると、溶接金属におけるＳｉ量が本発明で規定する上限値（２．００％）を超え、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるため、溶接材料中のＳｉ量の好ましい上限を２．５％以下とした。

次に、上記要件（ｄ）〜（ｇ）について説明する。ここでは、Ｓｉに比べて強脱酸の元素であるＴｉ［上記要件（ｄ）］、Ａｌ［上記要件（ｅ）］、Ｚｒ［上記要件（ｆ）］、Ｍｇ［上記要件（ｇ）］について規定しているが、これらの元素が上記要件の範囲を満足しないと、溶接金属において、酸化物として存在するＳｉ（例えばＳｉＯ_２のほか、Ｓｉ−Ｍｎ系複合酸化物など）が増加して固溶Ｓｉが減少し、残留オーステナイトの個数密度や体積分率が低下し、やはり、耐水素脆化感受性が低下する。

なお、固溶Ｓｉ量を確保するという観点からすれば、上記（ｄ）で規定するＴｉ量（全Ｔｉ量）は多いほうが良いが、上限値（４．５％）を超えると、溶接金属におけるＴｉ量が本発明で規定する上限値（０．１５％）を超えるため、溶接材料中のＴｉ量の好ましい上限を４．５％以下とした。

同様の観点からすると、溶接材料中のＡｌ量の好ましい上限は０．７０％以下である。また、溶接材料中のＺｒ量の好ましい上限は０．１０％以下であり、溶接材料中のＭｇ量の好ましい上限は０．７０％以下である。

また、上記要件（ｈ）で規定するＡ値は、固溶Ｓｉ量の増減に大きく関与する上記Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇの各含有量に基づいて算出されるものであるが、Ａ値が上記範囲（０．３０以上）を下回ると、溶接金属において、酸化物として存在するＳｉが増加して固溶Ｓｉが減少し、耐水素脆化感受性が低下する。

次に、上記要件（ｉ）について説明する。（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉの比（Ｂ値）で表される上記要件（ｉ）は、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度を確保するために設定されたものである。上述したように本発明の溶接金属は、ベイナイトを主体とし、残留オーステナイトを所定量含むものであるが、残留オーステナイトはベイナイトラス間に生成するため、残留オーステナイト粒子の個数密度を増加させるためには、基地となるベイナイト組織の微細化が必要である。本発明者らの検討結果によれば、上記Ｂ値が上記（３）式の関係［（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉの比＞４．０］を満足するものは、Ｔｉ含有酸化物（詳細には、少なくともＴｉとＭｎを含む酸化物）が形成され、この酸化物を起点とした粒内変態によって、ベイナイト組織が微細化することが判明した。

更に本発明者らの検討結果によれば、上述した（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉの比（Ｂ値）が下記（４）式の関係を満足することにより、上記Ｔｉ含有酸化物が溶接金属中に高密度で分散するようになり、ベイナイト組織が一層微細化されることも判明した。具体的には、前述したＴｉ含有酸化物（２０質量％以上のＴｉを含有する酸化物粒子で、円相当直径：０．１５〜１．０μｍのもの）の個数密度が５０００個／ｍｍ²以上となり、一層良好な耐水素脆化感受性が発揮されるようになった。
（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉ（＝Ｂ値）＞１０．０ ・・・（４）

このようにＢ値で表される（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉの比の上昇は、ベイナイト組織の微細化→Ｔｉ−Ｍｎ系酸化物の個数密度の増加→残留オーステナイトの個数密度の増加をもたらし、結果的に耐水素脆化感受性の向上に寄与するものである。

なお、溶接材料中の上記以外の成分（例えば溶接金属の基本成分であるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ；選択成分であるＭｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｂ）は、溶接金属における上記成分の範囲が所定範囲になるように適切に制御されていれば特に限定されないが、おおむね、以下のように制御することが推奨される。
溶接材料中のＣ（好ましくは０．０５〜０．１３％）、Ｍｎ（好ましくは１．６〜３．４％）、Ｎｉ（好ましくは０．３５〜３．２％）、Ｍｏ（好ましくは０〜０．０５％）、Ｃｒ（好ましくは０〜１．７％）、Ｖ（好ましくは０〜０．６％）、Ｎｂ（好ましくは０〜０．１２％）、Ｃｕ（好ましくは０〜０．７５％）、Ｂ（好ましくは０〜０．００５％）

また、溶接金属を形成するときのガスシールドアーク溶接条件は以下のように制御することが好ましい。

まず入熱量は２．５ｋＪ／ｍｍ以下とすることが好ましい。入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを上回ると、溶接時の冷却速度が低下し、残留オーステナイトの分解が促進される。その結果、所定の残留オーステナイト（個数密度および体積分率）が得られない。入熱量は小さい程よく、例えば２．０ｋＪ／ｍｍ以下であることが好ましい。なお、入熱量の下限は、溶接時の施工効率などを考慮すると、おおむね、０．７ｋＪ／ｍｍ以上であることが好ましい。

また、シールドガスの組成は、Ａｒなどの不活性ガスからなるもの（単一ガス）よりも、例えばＣＯ₂と、Ａｒなどの不活性ガスとの混合ガスを用いることが好ましい。シールドガスの組成によってＴｉ含有酸化物の個数密度が増加し、残留オーステナイトの個数密度向上に有用なベイナイト組織の微細化が促進されるからである。本発明に用いられる代表的な混合ガスとしては、例えば、後記する実施例に記載の混合ガス（２０体積％のＣＯ₂を含み、残部Ａｒ）が挙げられる。

また、本発明ではフラックス入りワイヤを用いて溶接を行うが、ワイヤ中のフラックスの充填率は、ガスシールドアーク溶接に用いられるものであれば特に限定されず、通常１０〜２０％程度である。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する趣旨ではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適宜改変して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

［実施例１］
下記表１Ａおよび表１Ｂに示す化学成分組成（質量％）のフラックス入りワイヤ（溶接材料、ワイヤ径：１．２ｍｍ、フラックス充填率：１３．５％）を用い、下記の手順で溶接金属を作成して各種性能（引張強度、水素脆化感受性、低温靱性）を評価した。表１Ａおよび表１Ｂの欄において「−」とは、無添加（含有せず）を意味する。また「その他」とは、各表に記載の元素を除いた残部成分（鉄および不可避不純物）である。

［溶接金属の作製］
母材鋼板として、ＳＭ４９０Ａ鋼板（板厚２０ｍｍ）を図１に示す開先形状に加工したものを用意し、上記表１Ａおよび表１Ｂに示す溶接材料を用いて下記条件でガスシールドアーク溶接を行なった。

（溶接条件）
シールドガス：２０体積％ＣＯ₂−８０体積％Ａｒ混合ガス
電流−電圧−溶接速度：２７０〜２８０Ａ−２９Ｖ−３．０〜８．０ｍｍ／秒
入熱条件：
（ア）１．０ｋＪ／ｍｍ（２８０Ａ−２９Ｖ−８．０ｍｍ／秒）
（イ）１．７４ｋＪ／ｍｍ（２７０Ａ−２９Ｖ−４．５ｍｍ／秒）
（ウ）２．３７ｋＪ／ｍｍ（２７０Ａ−２９Ｖ−３．３ｍｍ／秒）
（エ）２．６１ｋＪ／ｍｍ（２７０Ａ−２９Ｖ−３．０ｍｍ／秒）
予熱−パス間温度：１０５〜１５０℃
積層法：３層１３パス

作製した溶接金属の最終パスより、直径：５ｍｍの丸棒試験片を採取し（採取位置を図２に示す：原質部に相当）、再熱サイクルを模擬した熱サイクルを付与した。このときの再熱サイクルを模擬した熱サイクル（時間と温度の関係）を図３に示す。また、作製した各溶接金属の化学成分組成（質量％、残部は鉄および表に記載の元素以外の不可避不純物）を表２Ａおよび表２Ｂに示す。各元素の欄において「＜」とは、不可避不純物量（不純物レベル未満）であることを意味する。これらの表には、各溶接金属の作製に用いた溶接材料（表１Ａおよび表１Ｂを参照）の種類、および上記入熱条件の種類を併記する。

次に、上記熱サイクル付与後の試験片より、引張り試験用試験片、および水素吸蔵量を測定するための小型試験片(水素吸蔵量測定用小型試験片)を採取した。引張り試験片の形状を図４に、水素吸蔵量測定用小型試験片の形状を図５に、夫々示す。これらの試験片を用い、各特性を下記の方法によって評価すると共に、Ｔｉ含有酸化物の個数密度、残留オーステナイト粒子の個数密度、残留オーステナイト粒子の体積分率を以下のようにして測定した。

なお、耐水素脆化感受性の評価に当たっては、上記図５の小型試験片を用いるほか、後記する図６の大型試験片も用いて評価した（後者については、後に説明する）。いずれの試験片を用いた場合でも、ＳＳＲＴ法によって耐水素脆化感受性を評価した。ＳＳＲＴ法によれば、試験環境によらず短時間で遅れ破壊感受性を測定でき、より低い吸蔵水素量での高感度な評価が可能だからである。

［小型試験片を用いた水素脆化感受性の評価］
上記図５の水素吸蔵量測定用小型試験片を用い、拡散性水素量＝１．５〜３．０ｐｐｍとなるような水素チャージ条件を選定した。このときのチャージ条件は、下記の通りである。

水溶液：（０．５ｍｏｌ／Ｌまたは２．５ｍｏｌ／ＬのＨ₂ＳＯ₄）＋（１ｇ／Ｌ−ＫＳＣＮ）、（３０ｇ／Ｌ−ＮａＣｌ）＋（１ｇ／Ｌ−ＫＳＣＮ）
電流密度：０．１Ａ／ｄｍ²、１．０Ａ／ｄｍ²、５．０Ａ／ｄｍ²
チャージ時間：２４時間

また、拡散性水素量は、四重極質量分析計を内蔵した昇温脱離分析装置（日電アネルバ製）を用い、昇温速度：１２℃／分で３００℃までに放出される水素量とした。

上記条件下で、上記の小型試験片に水素チャージを行った後、水素逃散を防ぐための亜鉛めっきを、下記の要領で施した。
水溶液：（３５０ｇ／Ｌ−ＺｎＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ）＋（２０．６ｇ／Ｌ−Ｈ₂ＳＯ₄（９７％））＋（６０ｇ／Ｌ−Ｎａ₂ＳＯ₄）
浴温：６０℃
電流密度：５０Ａ／ｄｍ²
めっき時間：３分

次に、クロスヘッド速度：５．０×１０^-3ｍｍ／分（歪速度：６．９４×１０^-6／秒）でＳＳＲＴ試験を実施し、非水素チャージ材の破断伸びをＥ₀、水素チャージ材の破断伸びをＥ_hとしたときに、下記（５）式によって算出される水素脆化感受性指数Ｓ（％）が６０％未満のものを、小型試験片での耐水素脆化感受性に優れると評価した。
Ｓ＝（１−Ｅ_h／Ｅ₀）×１００（％） …（５）

［引張り強度ＴＳの評価］
板厚：２０ｍｍのＳＭ４９０Ａ鋼板に２０°Ｖ字開先を施し、上記表１Ａおよび表１Ｂに示す溶接材料を用いて下記条件でガスシールドアーク溶接を行なった。
（溶接条件）
シールドガス：２０体積％ＣＯ₂−８０体積％Ａｒ混合ガス
電流−電圧−溶接速度：２７０Ａ−２９Ｖ−４．５ｍｍ／秒
入熱量：１．７４ｋＪ／ｍｍ［上記（イ）の条件］
予熱−パス間温度：１０５〜１５０℃
積層法：８層１７パス

このようにして作製した溶接金属について、ＪＩＳ−Ｚ２２０２に準拠した図４に示す引張り試験片を採取して引張り試験を行った。本実施例では、引張り強度ＴＳ＞７８０ＭＰａのものを合格とした。

［低温靭性の測定］
引張り強度測定用に作製した溶接金属の板厚中央部より、溶接線方向に垂直にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ３１１１ ４号試験Ｖノッチ試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領で、−４０℃での衝撃吸収エネルギーｖＥ_-40を測定した。３回の測定の平均値が８５Ｊを超えるものを低温靭性に優れると評価した。

［Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度の測定］
Ｔｉ含有酸化物（詳細には、２０質量％以上のＴｉを含有する酸化物粒子であって、円相当直径：０．１５〜１．０μｍの酸化物）の個数密度は、下記の方法で測定した。

上記のＳＳＲＴ試験用に作製した溶接金属（前記「溶接金属の作製」の欄を参照）の最終パスより、直径：５ｍｍの丸棒試験片を採取し、輪切り断面を鏡面研磨した後、光学顕微鏡にて１０００倍の画像を２視野撮影した。画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）によって、円相当直径：０．１５〜１．０μｍの酸化物粒子を選定すると共に、撮影した酸化物中央部の組成をＳＥＭ−ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ−ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）にて分析した。検出された元素のうち、Ｔｉの分析値（質量％）をＳｉ、Ｓ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｍｇの分析値（質量％）の合計で規格化することで、酸化物粒子に含まれるＴｉ濃度（質量％）を算出し、２０質量％以上のＴｉを含有する酸化物粒子であって、円相当直径が０．１５〜１．０μｍのＴｉ含有酸化物の個数密度を算出した。なお、Ｍｎは殆どの酸化物に含まれるため、上記方法で同定されるＴｉ含有酸化物は、更にＭｎを含むものである。

［残留オーステナイト粒子の個数密度の測定］
上述したＴｉ含有酸化物粒子の個数密度を測定したサンプルを、レペラ試薬で腐食させ、光学顕微鏡にて１０００倍の画像を２視野撮影した。残留オーステナイトの白い腐食コントラストを、画像解析ソフト（上記と同じ）により解析し、円相当直径にして０．１５μｍを超える残留オーステナイト粒子の個数密度を算出した。

［残留オーステナイト粒子の体積分率の測定］
上述したＴｉ含有酸化物粒子の個数密度を測定したサンプルについて、その表面を電解研磨し、リガク社製の二次元微小部Ｘ線回折装置（「ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤＩＩ」）にてＸ線回折測定を実施した。フェライト相の（１１０）、（２００）、（２１１）、（２２０）の各格子面のピーク、および残留オーステナイト相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の各格子面のピークについて、各ピークの積分強度比に基づき、残留オーステナイト相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の体積分率をそれぞれ算出し、これらの平均値を求め、これを「残留オーステナイトの体積分率」とした。

更に本実施例では、図６の大型試験片での耐水素脆化感受性を以下のようにして評価した。

［大型試験片を用いた水素脆化感受性の評価］
母材鋼板として、ＳＭ４９０Ａ鋼板（板厚２５ｍｍ）に図６（ａ）に示す開先形状を施したものを用意し、上記表１Ａおよび表１Ｂに示す溶接材料を用いて下記の条件でガスシールドアーク溶接を行なった。
（溶接条件）
シールドガス：２０体積％ＣＯ₂−８０体積％Ａｒ混合ガス
電流−電圧−溶接速度：２８０Ａ−２９Ｖ−８．０ｍｍ／秒
入熱条件：
（ア）１．０ｋＪ／ｍｍ（２８０Ａ−２９Ｖ−８．０ｍｍ／秒）
予熱−パス間温度：５０℃
積層法：８層１６パス

このようにして作製した溶接金属について、図６（ａ）の丸枠部分から溶接方向に平行に、図６（ｂ）に示す大型試験片を採取し、下記条件で水素チャージを行なった。
（水素チャージ条件）
水溶液：（３０ｇ／Ｌ−ＮａＣｌ）＋（１ｇ／Ｌ−ＫＳＣＮ）
電流密度：０．１Ａ／ｄｍ²
チャージ時間：１００時間

上記条件下で、引張り試験片に水素チャージを行った後、水素逃散を防ぐための亜鉛めっきを施した。このときのめっき条件は、前述した小型試験片を用いたときのめっき条件と同じである。

次に、クロスヘッド速度：３．０×１０^-2ｍｍ／分（歪速度：６．９４×１０^-6／秒）でＳＳＲＴ試験を実施し、水素チャージ材の破断伸びが２．０％を超えるものを、大型試験片での耐水素脆化感受性に優れると評価した。

これらの結果を表３Ａおよび表３Ｂにまとめて示す。

これらの結果から、以下のように考察することができる。

まず表３ＡのＮｏ．１〜３１は、本発明で規定する要件を満足する例であり、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、小型試験片および大型試験片での耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られた。詳細には、表１Ａに示す適切な溶接材料を用い、適切な入熱条件［（ア）〜（ウ）］にて溶接を行なったため、溶接金属の化学成分組成およびβ値（以上、表２Ａを参照）、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率（以上、表３Ａを参照）が全て適切に制御された結果、所望の特性を兼ね備えた溶接金属が得られた。

上記のうち、特にＴｉ含有酸化物粒子の個数密度が５０００個／ｍｍ²以上のもの（Ｎｏ．２、３、７〜１４、１６、１７、１９〜３１）は、Ｂ値（表１Ａを参照）が適切に制御された溶接材料を用いたため、小型試験片および大型試験片での耐水素脆化感受性がより向上する傾向が見られた。

更に上記例のうち、Ｎｏ．７〜１１、１３、１４、１７、２０、２２、２４〜３１は、溶接金属中のＳｉ量、Ｎｉ量、およびα値（表２Ａを参照）が全て適切に制御されているため、良好な低温靱性（ｖＥ_-40＞８５Ｊ）を有していた。

これに対し、表３ＢのＮｏ．３２〜５６は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、所望とする特性が得られなかった。

まずＮｏ．３２は、適切な溶接材料Ｆ１を用いたが、入熱量が多い入熱条件（エ）で溶接した例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるＳｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．３３は、溶接材料として、Ｓｉ量（全Ｓｉ量）が少なく、金属として存在するＳｉ量が少なく、Ａ値が外れる溶接材料Ｆ３２を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。更に、高強度の指標であるβ値が小さいため、強度が低下した。また、低温靱性の指標であるα値が小さいため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．３４は、溶接材料として、Ｓｉ量（全Ｓｉ量）が多く、Ｂ値が外れる溶接材料Ｆ３３を用いた例である。その結果、溶接金属のＳｉ量が多くなり、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるＳｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．３５は、溶接材料として、Ｔｉ量（全Ｔｉ量）が少ない溶接材料Ｆ３４を用いた例である。その結果、溶接金属のＴｉ量が少なく、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．３６は、溶接材料として、Ｔｉ量（全Ｔｉ量）が多い溶接材料Ｆ３５を用いた例である。その結果、溶接金属のＴｉ量が多くなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるＮｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．３７は、溶接材料として、Ａｌ量（全Ａｌ量）が少ない溶接材料Ｆ３６を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるα値が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．３８は、溶接材料として、Ｚｒ量（全Ｚｒ量）が少ない溶接材料Ｆ３７を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．３９は、溶接材料として、Ｍｇ量（全Ｍｇ量）が少ない溶接材料Ｆ３８を用いた例である。その結果、溶接金属のＮｉ量が少なく、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。更に、溶接金属のＮｉ量が少ないため、強度が低下した。また、低温靱性の指標であるＮｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．４０は、溶接材料として、Ｍｏ量（全Ｍｏ量）が多い溶接材料Ｆ３９を用いた例である。その結果、大型試験片の耐水素脆化感受性が低下した。

Ｎｏ．４１は、溶接材料として、金属として存在するＳｉ量が少ない溶接材料Ｆ４０を用いた例である。その結果、溶接金属のＣ量が少なく、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。更に高強度の指標であるβ値が小さいため、強度が低下した。また、低温靱性の指標であるＮｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．４２は、ＳｉＯ₂量が多い溶接材料Ｆ４１を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。更に高強度の指標であるβ値が小さいため、強度が低下した。また、低温靱性の指標であるα値が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．４３は、溶接材料として、Ａ値が適切でない溶接材料Ｆ４２を用いた例である。その結果、溶接金属のＭｎ量が少なく、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。更に高強度の指標であるβ値が小さいため、強度が低下した。

Ｎｏ．４４は、溶接材料として、Ｂ値が適切でない溶接材料Ｆ４３を用いた例である。その結果、溶接金属のＣ量が多く、Ｓｉ量が少なく、Ｏ量が多く、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．４５は、溶接材料として、Ｂ値が適切でない溶接材料Ｆ４４を用いた例である。その結果、溶接金属のＣ量が多く、Ｓｉ量が少なく、Ｏ量が多く、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．４６は、溶接材料Ｆ４５を用いた例であるが、溶接金属のＭｎ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．４７は、溶接材料Ｆ４６を用いた例であるが、溶接金属のＮｉ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるＮｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．４８は、溶接材料Ｆ４７を用いた例であるが、溶接金属のＮ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるα値が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．４９は、溶接材料として、Ｍｏ量が多い溶接材料Ｆ４８を用いた例である。その結果、溶接金属のＭｏ量が多くなり、大型試験片の耐水素脆化感受性が低下した。

Ｎｏ．５０は、溶接材料Ｆ４９を用いた例であるが、溶接金属のＣｒ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．５１は、溶接材料Ｆ５０を用いた例であるが、溶接金属のＶ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．５２は、溶接材料Ｆ５１を用いた例であるが、溶接金属のＮｂ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．５３は、溶接材料Ｆ５２を用いた例であるが、溶接金属のＭｏ量およびＣｕ量が多くなり、強度が過大となったため、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．５４は、溶接材料Ｆ５３を用いた例であるが、溶接金属のＡｌ量が多くなった。また、溶接金属中に、強脱酸元素であるＡｌが多くなると、溶接金属の酸素濃度が低下するようになり、溶接金属のＯ量も少なくなった。そのため、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Ｎｏ．５５は、Ｚｒ量が好ましい上限を超える溶接材料Ｆ５４を用いた例である。その結果、溶接金属のＺｒ量が多く、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。また、低温靱性の指標であるＳｉ量およびＮｉ量が適切でないため、所望とする低温靱性が得られなかった。

Ｎｏ．５６は、Ｂ量が好ましい上限を超える溶接材料Ｆ５５を用いた例である。その結果、溶接金属のＢ量が多くなり、小型試験片および大型試験片のいずれの耐水素脆化感受性も低下した。

Claims (7)

1. フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属であって、
   Ｃ：０．０２〜０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．１０〜２．００％、
   Ｍｎ：０．９０〜２．５％、
   Ｎｉ：０．２０〜３．５％、
   Ｔｉ：０．０４０〜０．１５％、
   Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ｏ：０．０３０〜０．１０％を夫々含有し、
   残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   残留オーステナイト粒子が２５００個／ｍｍ²以上存在すると共に、残留オーステナイト粒子の体積分率が４．０％以上であり、且つ、
   下記（１）式で表されるβ値が７５以上であることを特徴とする耐水素脆化感受性に優れた溶接金属。
   β値＝３２０×［Ｃ］＋５０×［Ｓｉ］＋１５×［Ｍｎ］＋１０×［Ｎｉ］＋２８×［Ｍｏ］ ・・・（１）
   但し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］および［Ｍｏ］は、夫々Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を意味する。
2. Ｍｏが０．０５％未満に制御されたものである請求項１に記載の溶接金属。
3. Ｓｉ：０．１０〜０．５％およびＮｉ：１．０〜２．０％を夫々満足すると共に、
   下記（２）式で規定されるα値が３．２以上である請求項１または２に記載の溶接金属。
   α値＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋（２×［Ｍｏ］）＋（１６×［Ｔｉ］）−（１２×［Ｏ］） ・・・（２）
   但し、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］および［Ｏ］は、夫々Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＴｉおよびＯの含有量（質量％）を意味する。
4. ２０質量％以上のＴｉを含有する酸化物粒子で、円相当直径：０．１５〜１．０μｍのものが５０００個／ｍｍ²以上存在するものである請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属。
5. 更に、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の溶接金属。
6. 更に、Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の溶接金属。
7. 更に、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の溶接金属。