JP2022097256A - 溶接金属及び溶接構造物 - Google Patents
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Abstract
【課題】ＳＲ後の優れた引張強さを有し、また溶接金属内の位置にかかわらず、優れた低温靱性を有する溶接金属及び溶接構造物を提供する。【解決手段】溶接金属は、Ｍｎ：１．００質量％以上１．８０質量％以下、Ｃｕ：０．１５質量％以上１．２０質量％以下、Ｍｏ：０．１０質量％以上０．６０質量％以下、Ｔｉ：０．０４０質量％以上０．０８０質量％以下、Ｂ：０．００１５質量％以上０．００４０質量％以下、を含有し、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｏ及びＮの含有量が適切に制御されており、Ｃｒ：０．３０質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるとともに、溶接金属中のＳｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量をそれぞれ質量％で［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］と表す場合に、［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］：１．６７以下である。【選択図】なし
Description
本発明は、溶接金属及び溶接構造物に関し、特に、応力除去熱処理後の低温靱性に優れた溶接金属及び溶接構造物に関する。
石油、ガス等の掘削及び生産に使用される海洋構造物や、油、ガス等の輸送に使用されるパイプラインは、設備の大型化や寒冷地での稼働が増加しており、これらの溶接構造物の建造に使用される鋼板や溶接材料には、高強度であるとともに低温での靱性に優れた特性が求められる。
しかし、６１０ＭＰａ級高張力鋼材のような高強度材を使用して溶接構造物を建造する場合に、応力除去熱処理（ＳＲ：Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を実施すると、溶接部の靱性が劣化し、要求される特性が得られない場合がある。そこで、ＳＲ後の強度及び靱性が優れた溶接金属に対する要求が、より一層高くなっている。
しかし、６１０ＭＰａ級高張力鋼材のような高強度材を使用して溶接構造物を建造する場合に、応力除去熱処理（ＳＲ：Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を実施すると、溶接部の靱性が劣化し、要求される特性が得られない場合がある。そこで、ＳＲ後の強度及び靱性が優れた溶接金属に対する要求が、より一層高くなっている。
例えば、特許文献１には、Ｍｏを添加しつつ、溶接金属の化学成分組成を制御するとともに、ＳＲ後に生成される粒界上の炭化物の平均円相当直径を制御することにより、ＳＲ焼鈍後に高い強度と優れた低温靱性を発揮することができる溶接金属が提案されている。
また、特許文献２には、溶接金属の化学成分組成を制御するとともに、溶接金属中に存在する炭化物の量及び個数密度を制御し、さらに溶接金属中の化学成分の含有量に基づき、所定の計算式により得られる値を制御した溶接金属が提案されている。上記特許文献２によると、ＳＲ焼鈍後に溶接金属に高い強度と優れた低温靱性とを有する溶接金属を確保することができるとされている。
さらに、特許文献３には、溶接金属の化学成分組成を制御するとともに、微細組織の発現を目的として、化合物として含まれるＳｉ含有量とＴｉ含有量との比を適切に制御した溶接金属が提案されている。上記特許文献３によると、ＳＲ後においても、優れた強度、靱性を備えた溶接金属を得ることができるとされている。
ところで、上記海洋構造物やパイプライン等の溶接構造物のうち、油井管やＬＰＧタンクにおいては、原油や粗製プロパンに含まれる硫化水素が原因となって、腐食反応が起こりやすい。そして、この腐食反応で発生した水素が鋼中に侵入することにより、水素脆化割れの一種である、硫化物応力腐食割れが発生することがある。この応力腐食割れは、引張強さが高いほど起こりやすいため、溶接金属中のＮｉ含有量が過剰になると、硫化物応力腐食割れが発生するリスクが高くなる。
そこで、上記問題に対応するため、米国防蝕技術協会（ＮＡＣＥ：Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）の規格（ＮＡＣＥ ＭＲ０１７５）では、溶接金属中のＮｉ含有量が１質量％以下に規制されている。こうしたことから、ＳＲ後の引張強さ及び低温靱性を確保するのみでなく、Ｎｉ含有量が１質量％以下である溶接金属が要望されている。
しかしながら、特許文献１～３については、いずれも、ＮＡＣＥ ＭＲ０１７５で規定される溶接金属中のＮｉ含有量を満足しない場合がある。特に、特許文献２は、Ｎｉ含有量を２．７以上に規定されており、上記規格を満足することができない。
また、特許文献１～３に記載の溶接金属は、低温靱性を測定するための試験片の採取位置による結果のばらつきが考慮されておらず、採取位置によっては、靱性が低い値となるおそれがある。
また、特許文献１～３に記載の溶接金属は、低温靱性を測定するための試験片の採取位置による結果のばらつきが考慮されておらず、採取位置によっては、靱性が低い値となるおそれがある。
さらに、特許文献３に記載の溶接金属は、－３０℃における靱性は優れているものの、より低温である－４０℃における靱性について考慮されていないため、全ての溶接金属について、－４０℃における所望の低温靱性を得るためには、更なる検討が必要である。
本発明は、かかる課題に鑑みてなされたものであって、ＳＲ後の優れた引張強さを有し、また溶接金属内の位置にかかわらず、優れた低温靱性を有する溶接金属及び溶接構造物を提供することを目的とする。
本発明の上記目的は、溶接金属に係る下記［１］の構成により達成される。
［１］ Ｃ ：０．０３０質量％以上０．０８０質量％以下、
Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
Ｍｎ：１．００質量％以上１．８０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．０２０質量％以下、
Ｃｕ：０．１５質量％以上１．２０質量％以下、
Ｎｉ：０．６０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｏ：０．１０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｔｉ：０．０４０質量％以上０．０８０質量％以下、
Ｏ ：０．０３０質量％以上０．１００質量％以下、及び
Ｂ ：０．００１５質量％以上０．００４０質量％以下、を含有し、
Ｃｒ：０．３０質量％以下、
Ｐ ：０．０２０質量％以下、及び
Ｎ ：０．０１００質量％以下、
であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であるとともに、
溶接金属中のＳｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］、
溶接金属中のＭｎ含有量を質量％で［Ｍｎ］、
溶接金属中のＣｒ含有量を質量％で［Ｃｒ］、
溶接金属中のＭｏ含有量を質量％で［Ｍｏ］と表す場合に、
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］：１．６７以下であることを特徴とする溶接金属。
［１］ Ｃ ：０．０３０質量％以上０．０８０質量％以下、
Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
Ｍｎ：１．００質量％以上１．８０質量％以下、
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Ｃｕ：０．１５質量％以上１．２０質量％以下、
Ｎｉ：０．６０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｏ：０．１０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｔｉ：０．０４０質量％以上０．０８０質量％以下、
Ｏ ：０．０３０質量％以上０．１００質量％以下、及び
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Ｃｒ：０．３０質量％以下、
Ｐ ：０．０２０質量％以下、及び
Ｎ ：０．０１００質量％以下、
であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であるとともに、
溶接金属中のＳｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］、
溶接金属中のＭｎ含有量を質量％で［Ｍｎ］、
溶接金属中のＣｒ含有量を質量％で［Ｃｒ］、
溶接金属中のＭｏ含有量を質量％で［Ｍｏ］と表す場合に、
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］：１．６７以下であることを特徴とする溶接金属。
溶接金属に係る本発明の好ましい実施形態は、以下の［２］に関する。
［２］ さらに、Ａｌ、Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を、
Ａｌ：０．０３０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以下、
Ｖ ：０．０３０質量％以下、の範囲で含有することを特徴とする、［１］に記載の溶接金属。
［２］ さらに、Ａｌ、Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を、
Ａｌ：０．０３０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以下、
Ｖ ：０．０３０質量％以下、の範囲で含有することを特徴とする、［１］に記載の溶接金属。
また本発明の上記目的は、溶接構造物に係る下記［３］の構成により達成される。
［３］ ［１］又は［２］に記載の溶接金属を有することを特徴とする溶接構造物。
［３］ ［１］又は［２］に記載の溶接金属を有することを特徴とする溶接構造物。
本発明によれば、ＳＲ後の優れた引張強さを有し、また溶接金属内の位置にかかわらず、優れた低温靱性を有する溶接金属及び溶接構造物を提供することができる。
以下、本発明を実施するための形態（以下、「本実施形態」という。）について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下で説明する実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において、任意に変更して実施することができる。
また、本実施形態における含有量とは、特に説明がない限り、溶接金属全質量に対する質量％を意味する。
また、本実施形態における含有量とは、特に説明がない限り、溶接金属全質量に対する質量％を意味する。
［１．溶接金属］
本発明者らは、ＳＲ後においても、所望の強度及び優れた低温靱性を有する溶接金属を得るため、鋭意検討を行った。その結果、溶接金属が適切な含有量でＣｕを含有していると、ＳＲ後の靱性を向上させることができることを見出した。
また、本発明者らは、溶接金属部の場所によっては、溶接金属中央のパス会合部と比べて靱性が低下し、溶接金属部の特性がばらつくおそれがあることに着目した。このような靱性の低下は、溶接金属の場所によって、粒界脆化の影響が強く顕在化するために発生する。そこで、本実施形態においては、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を用いた所定の式により得られる値を適切に制御している。これにより、測定位置によって靱性が低い値となることを抑制することができ、溶接金属中央のパス会合部から離れた場所であっても、良好な靱性を確保することができる。
本発明者らは、ＳＲ後においても、所望の強度及び優れた低温靱性を有する溶接金属を得るため、鋭意検討を行った。その結果、溶接金属が適切な含有量でＣｕを含有していると、ＳＲ後の靱性を向上させることができることを見出した。
また、本発明者らは、溶接金属部の場所によっては、溶接金属中央のパス会合部と比べて靱性が低下し、溶接金属部の特性がばらつくおそれがあることに着目した。このような靱性の低下は、溶接金属の場所によって、粒界脆化の影響が強く顕在化するために発生する。そこで、本実施形態においては、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を用いた所定の式により得られる値を適切に制御している。これにより、測定位置によって靱性が低い値となることを抑制することができ、溶接金属中央のパス会合部から離れた場所であっても、良好な靱性を確保することができる。
以下、具体的な溶接金属の化学成分組成と、その含有量の数値限定理由について、更に詳細に説明する。
＜Ｃ：０．０３０質量％以上０．０８０質量％以下＞
Ｃは、ＳＲ焼鈍後の溶接金属の強度を確保する効果を有する成分である。
Ｃ含有量が０．０３０質量％未満であると、ＳＲ焼鈍後に所望の強度を得ることができない。したがって、溶接金属中のＣ含有量は、０．０３０質量以上とし、０．０４０質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．０８０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、粒界炭化物の粗大化を促進し、ＳＲ後の低温靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＣ含有量は０．０８０質量％以下とし、０．０７０質量％以下であることが好ましく、０．０６５質量％以下であることがより好ましい。
Ｃは、ＳＲ焼鈍後の溶接金属の強度を確保する効果を有する成分である。
Ｃ含有量が０．０３０質量％未満であると、ＳＲ焼鈍後に所望の強度を得ることができない。したがって、溶接金属中のＣ含有量は、０．０３０質量以上とし、０．０４０質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．０８０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、粒界炭化物の粗大化を促進し、ＳＲ後の低温靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＣ含有量は０．０８０質量％以下とし、０．０７０質量％以下であることが好ましく、０．０６５質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下＞
Ｓｉは、ＳＲ焼鈍後の溶接金属の強度を確保する効果を有する成分である。
Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満であると、ＳＲ焼鈍後に所望の強度を得ることができない。したがって、溶接金属中のＳｉ含有量は、０．１０質量％以上とし、０．１２質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．３０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＳｉ含有量は０．３０質量％以下とし、０．２５質量％以下であることが好ましく、０．２２質量％以下であることがより好ましく、０．２０質量％以下であることが更に好ましい。
Ｓｉは、ＳＲ焼鈍後の溶接金属の強度を確保する効果を有する成分である。
Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満であると、ＳＲ焼鈍後に所望の強度を得ることができない。したがって、溶接金属中のＳｉ含有量は、０．１０質量％以上とし、０．１２質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．３０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＳｉ含有量は０．３０質量％以下とし、０．２５質量％以下であることが好ましく、０．２２質量％以下であることがより好ましく、０．２０質量％以下であることが更に好ましい。
＜Ｍｎ：１．００質量％以上１．８０質量％以下＞
Ｍｎは、溶接時において、微細組織生成の起点となる酸化物を形成する成分であり、溶接金属中に適切な含有量でＭｎが含有されていると、溶接金属の強度及び靱性を向上させることができる。
Ｍｎ含有量が１．００質量％未満であると、所望の強度及び靱性を得ることができない。したがって、溶接金属中のＭｎ含有量は、１．００質量％以上とし、１．１０質量％以上であることが好ましく、１．２０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．８０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＭｎ含有量は、１．８０質量％以下とし、１．７０質量％以下であることが好ましく、１．６０質量％以下であることがより好ましい。
Ｍｎは、溶接時において、微細組織生成の起点となる酸化物を形成する成分であり、溶接金属中に適切な含有量でＭｎが含有されていると、溶接金属の強度及び靱性を向上させることができる。
Ｍｎ含有量が１．００質量％未満であると、所望の強度及び靱性を得ることができない。したがって、溶接金属中のＭｎ含有量は、１．００質量％以上とし、１．１０質量％以上であることが好ましく、１．２０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．８０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＭｎ含有量は、１．８０質量％以下とし、１．７０質量％以下であることが好ましく、１．６０質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｓ：０質量％超０．０２０質量％以下＞
Ｓは、溶接時において、微細組織生成の起点となるＭｎＳを形成する成分である。上記効果は、溶接金属中のＳ含有量が微量であっても得ることができる。したがって、溶接金属中のＳ含有量は０質量％超とし、０．００２質量％以上であることが好ましく、０．００４質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｓ含有量が０．０２０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＳ含有量は０．０２０質量％以下とし、０．０１５質量％以下であることが好ましく、０．０１２質量％以下であることがより好ましい。
Ｓは、溶接時において、微細組織生成の起点となるＭｎＳを形成する成分である。上記効果は、溶接金属中のＳ含有量が微量であっても得ることができる。したがって、溶接金属中のＳ含有量は０質量％超とし、０．００２質量％以上であることが好ましく、０．００４質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｓ含有量が０．０２０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＳ含有量は０．０２０質量％以下とし、０．０１５質量％以下であることが好ましく、０．０１２質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｃｕ：０．１５質量％以上１．２０質量％以下＞
Ｃｕは、溶接金属の靱性を改善する効果を有する成分である。詳細なメカニズムは不明であるが、同等の強度を有する溶接金属で比較した場合に、適切な含有量でＣｕが含有されている溶接金属の方が、Ｃｕ含有量が所定量以下である溶接金属よりも、ＳＲ後の靱性が改善されている。この結果から、Ｃｕが溶接金属中に固溶することにより、低温でのマトリクスの靱性を改善する効果を得ることができると考えられる。
溶接金属中のＣｕ含有量が０．１５質量％未満であると、ＳＲ後の靱性を改善する効果を得ることができない。したがって、溶接金属中のＣｕ含有量は、０．１５質量％以上とし、０．３０質量％以上であることが好ましく、０．５０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．２０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ後に析出物を形成し、強度が過大となって、靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＣｕ含有量は、１．２０質量％以下とし、１．００質量％以下であることが好ましく、０．８０質量％以下であることがより好ましい。
Ｃｕは、溶接金属の靱性を改善する効果を有する成分である。詳細なメカニズムは不明であるが、同等の強度を有する溶接金属で比較した場合に、適切な含有量でＣｕが含有されている溶接金属の方が、Ｃｕ含有量が所定量以下である溶接金属よりも、ＳＲ後の靱性が改善されている。この結果から、Ｃｕが溶接金属中に固溶することにより、低温でのマトリクスの靱性を改善する効果を得ることができると考えられる。
溶接金属中のＣｕ含有量が０．１５質量％未満であると、ＳＲ後の靱性を改善する効果を得ることができない。したがって、溶接金属中のＣｕ含有量は、０．１５質量％以上とし、０．３０質量％以上であることが好ましく、０．５０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．２０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ後に析出物を形成し、強度が過大となって、靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＣｕ含有量は、１．２０質量％以下とし、１．００質量％以下であることが好ましく、０．８０質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｎｉ：０．６０質量％以上１．００質量％以下＞
Ｎｉは、溶接金属の低温でのマトリクスの靱性を改善する効果を有する成分である。溶接金属中のＮｉ含有量が０．６０質量％未満であると、低温での靱性を向上させる効果を得ることができない。したがって、溶接金属中のＮｉ含有量は、０．６０質量％以上とし、０．７０質量％以上であることが好ましく、０．８０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が１．００質量％を超えると、ＮＡＣＥ ＭＲ０１７５で規定されるＮｉ含有量の範囲から外れ、硫化物応力腐食割れの感受性が高まる。したがって、溶接金属中のＮｉ含有量は、１．００質量％以下とする。
Ｎｉは、溶接金属の低温でのマトリクスの靱性を改善する効果を有する成分である。溶接金属中のＮｉ含有量が０．６０質量％未満であると、低温での靱性を向上させる効果を得ることができない。したがって、溶接金属中のＮｉ含有量は、０．６０質量％以上とし、０．７０質量％以上であることが好ましく、０．８０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が１．００質量％を超えると、ＮＡＣＥ ＭＲ０１７５で規定されるＮｉ含有量の範囲から外れ、硫化物応力腐食割れの感受性が高まる。したがって、溶接金属中のＮｉ含有量は、１．００質量％以下とする。
＜Ｍｏ：０．１０質量％以上０．６０質量％以下＞
Ｍｏは、焼き戻し脆化の抑制に効果を有する成分であり、Ｍｏが溶接金属の粒内へ微細析出することによって、焼鈍軟化を抑制することができる。
Ｍｏ含有量が０．１０質量％未満であると、焼き戻しにより脆化を招き、ＳＲ後の低温靱性が劣化する。したがって、溶接金属中のＭｏ含有量は、０．１０質量％以上とし、０．１５質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．６０質量％を超えると、ＳＲ焼鈍により、微細な炭化物が多量に析出するため、溶接金属の強度が過度に上昇し、その結果、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中のＭｏ含有量は、０．６０質量％以下とし、０．５０質量％以下であることが好ましく、０．４５質量％以下であることがより好ましい。
Ｍｏは、焼き戻し脆化の抑制に効果を有する成分であり、Ｍｏが溶接金属の粒内へ微細析出することによって、焼鈍軟化を抑制することができる。
Ｍｏ含有量が０．１０質量％未満であると、焼き戻しにより脆化を招き、ＳＲ後の低温靱性が劣化する。したがって、溶接金属中のＭｏ含有量は、０．１０質量％以上とし、０．１５質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．６０質量％を超えると、ＳＲ焼鈍により、微細な炭化物が多量に析出するため、溶接金属の強度が過度に上昇し、その結果、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中のＭｏ含有量は、０．６０質量％以下とし、０．５０質量％以下であることが好ましく、０．４５質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｔｉ：０．０４０質量％以上０．０８０質量％以下＞
Ｔｉは、溶接時において、微細組織生成の起点となる酸化物を形成する成分であり、溶接金属中に適切な含有量でＴｉが含有されていると、溶接金属の靱性を向上させることができる。
Ｔｉ含有量が０．０４０質量％未満であると、所望の靱性を得ることができない。したがって、溶接金属中のＴｉ含有量は、０．０４０質量％以上とし、０．０４５質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０８０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、微細な炭化物が析出するため、溶接金属の強度が過度に上昇し、低温靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＴｉ含有量は、０．０８０質量％以下とし、０．０７０質量％以下であることが好ましい。
Ｔｉは、溶接時において、微細組織生成の起点となる酸化物を形成する成分であり、溶接金属中に適切な含有量でＴｉが含有されていると、溶接金属の靱性を向上させることができる。
Ｔｉ含有量が０．０４０質量％未満であると、所望の靱性を得ることができない。したがって、溶接金属中のＴｉ含有量は、０．０４０質量％以上とし、０．０４５質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０８０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、微細な炭化物が析出するため、溶接金属の強度が過度に上昇し、低温靱性が低下する。したがって、溶接金属中のＴｉ含有量は、０．０８０質量％以下とし、０．０７０質量％以下であることが好ましい。
＜Ｏ：０．０３０質量％以上０．１００質量％以下＞
Ｏは、溶接時において、微細組織生成の起点となる酸化物を形成し、溶接金属の靱性を向上させることができる成分である。
Ｏ含有量が０．０３０質量％未満であると、所望の靱性を得ることができない。したがって、溶接金属中のＯ含有量は、０．０３０質量％以上とし、０．０４０質量％以上であることが好ましく、０．０５０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｏ含有量が０．１００質量％を超えると、酸化物の粗大化を招き、溶接金属の靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中のＯ含有量は、０．１００質量％以下とし、０．０８０質量％以下であることが好ましく、０．０７０質量％以下であることがより好ましい。
Ｏは、溶接時において、微細組織生成の起点となる酸化物を形成し、溶接金属の靱性を向上させることができる成分である。
Ｏ含有量が０．０３０質量％未満であると、所望の靱性を得ることができない。したがって、溶接金属中のＯ含有量は、０．０３０質量％以上とし、０．０４０質量％以上であることが好ましく、０．０５０質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｏ含有量が０．１００質量％を超えると、酸化物の粗大化を招き、溶接金属の靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中のＯ含有量は、０．１００質量％以下とし、０．０８０質量％以下であることが好ましく、０．０７０質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｂ：０．００１５質量％以上０．００４０質量％以下＞
Ｂは、溶接金属の強度及び靱性に対して悪影響を及ぼす粒界フェライトの生成を抑制する効果を有する成分である。
Ｂ含有量が０．００１５質量％未満であると、溶接金属の強度及び靱性の低下を抑制する効果を十分に得ることができない。したがって、溶接金属中のＢ含有量は、０．００１５質量％以上とし、０．００２０質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．００４０質量％を超えると、ＰＷＨＴ後に析出物が過剰に生成して、靱性が劣化する。したがって、溶接金属中のＢ含有量は、０．００４０質量％以下とする。
Ｂは、溶接金属の強度及び靱性に対して悪影響を及ぼす粒界フェライトの生成を抑制する効果を有する成分である。
Ｂ含有量が０．００１５質量％未満であると、溶接金属の強度及び靱性の低下を抑制する効果を十分に得ることができない。したがって、溶接金属中のＢ含有量は、０．００１５質量％以上とし、０．００２０質量％以上であることが好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．００４０質量％を超えると、ＰＷＨＴ後に析出物が過剰に生成して、靱性が劣化する。したがって、溶接金属中のＢ含有量は、０．００４０質量％以下とする。
＜Ｃｒ：０．３０質量％以下＞
Ｃｒは、溶接金属の強度を確保する効果を有する成分であるが、必ずしも溶接金属中にＣｒが含有されている必要はなく、０質量％であってもよい。
一方、Ｃｒ含有量が０．３０質量％を超えると、ＳＲ後における焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＣｒ含有量は、０．３０質量％以下とし、０．２５質量％以下であることが好ましく、０．１０質量％以下であることがより好ましく、０．０５質量％以下であることが更に好ましい。
Ｃｒは、溶接金属の強度を確保する効果を有する成分であるが、必ずしも溶接金属中にＣｒが含有されている必要はなく、０質量％であってもよい。
一方、Ｃｒ含有量が０．３０質量％を超えると、ＳＲ後における焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＣｒ含有量は、０．３０質量％以下とし、０．２５質量％以下であることが好ましく、０．１０質量％以下であることがより好ましく、０．０５質量％以下であることが更に好ましい。
＜Ｐ：０．０２０質量％以下＞
Ｐは、粒界に偏析して、粒界を脆化させることで靱性の低下を引き起こす成分であって、溶接金属中に不可避的に含まれる成分である。
Ｐ含有量が０．０２０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＰ含有量は０．０２０質量％以下とし、０．０１５質量％以下であることが好ましい。
なお、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましく、不純物のため下限は特に限定されない。すなわちＰ含有量は０質量％であってもよいが、０質量％とすることは工業的に不可能であるため、実際的には０質量％超である。
Ｐは、粒界に偏析して、粒界を脆化させることで靱性の低下を引き起こす成分であって、溶接金属中に不可避的に含まれる成分である。
Ｐ含有量が０．０２０質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、ＳＲ焼鈍による焼き戻し脆化を助長し、靱性が低下する原因となる。したがって、溶接金属中のＰ含有量は０．０２０質量％以下とし、０．０１５質量％以下であることが好ましい。
なお、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましく、不純物のため下限は特に限定されない。すなわちＰ含有量は０質量％であってもよいが、０質量％とすることは工業的に不可能であるため、実際的には０質量％超である。
＜Ｎ：０．０１００質量％以下＞
Ｎは、溶接金属の強度が過度に上昇し、低温靱性の低下を引き起こす成分であって、溶接金属中に不可避的に含まれる成分である。
Ｎ含有量が０．０１００質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、溶接金属の強度が過度に上昇し、これにより、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中のＮ含有量は、０．０１００質量％以下とし、０．００８０質量％以下であることが好ましく、０．００６０質量％以下であることがより好ましい。
なお、Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましく、不純物のため下限は特に限定されない。すなわちＮ含有量は０質量％であってもよいが、０質量％とすることは工業的に不可能であるため、実際的には０質量％超である。
Ｎは、溶接金属の強度が過度に上昇し、低温靱性の低下を引き起こす成分であって、溶接金属中に不可避的に含まれる成分である。
Ｎ含有量が０．０１００質量％を超えて、溶接金属中に過剰に含有されると、溶接金属の強度が過度に上昇し、これにより、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中のＮ含有量は、０．０１００質量％以下とし、０．００８０質量％以下であることが好ましく、０．００６０質量％以下であることがより好ましい。
なお、Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましく、不純物のため下限は特に限定されない。すなわちＮ含有量は０質量％であってもよいが、０質量％とすることは工業的に不可能であるため、実際的には０質量％超である。
＜［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］：１．６７以下＞
本発明者らは、溶接金属の場所によっては、溶接金属中央のパス会合部と比べて靱性が低下し、溶接金属の特性がばらつくおそれがあることに着目した。このような靱性の低下は、溶接金属の場所によって、粒界脆化の影響が強く顕在化するために発生する。そこで、本実施形態においては、溶接金属中央のパス会合部から離れた場所であっても、良好な靱性を確保するために、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量に基づき、所定の式により得られる値を適切に制御している。
溶接金属中のＳｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］、溶接金属中のＭｎ含有量を質量％で［Ｍｎ］、溶接金属中のＣｒ含有量を質量％で［Ｃｒ］、溶接金属中のＭｏ含有量を質量％で［Ｍｏ］と表す場合に、式Ｉ：（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］）により算出される値が１．６７を超えると、溶接金属の場所によっては、靱性が低下することがある。したがって、上記式Ｉにより算出される値は、１．６７以下とする。
一方、上記式Ｉにより算出される値の下限値については、特に制限されないが、０．８０以上であることが好ましい。
本発明者らは、溶接金属の場所によっては、溶接金属中央のパス会合部と比べて靱性が低下し、溶接金属の特性がばらつくおそれがあることに着目した。このような靱性の低下は、溶接金属の場所によって、粒界脆化の影響が強く顕在化するために発生する。そこで、本実施形態においては、溶接金属中央のパス会合部から離れた場所であっても、良好な靱性を確保するために、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量に基づき、所定の式により得られる値を適切に制御している。
溶接金属中のＳｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］、溶接金属中のＭｎ含有量を質量％で［Ｍｎ］、溶接金属中のＣｒ含有量を質量％で［Ｃｒ］、溶接金属中のＭｏ含有量を質量％で［Ｍｏ］と表す場合に、式Ｉ：（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］）により算出される値が１．６７を超えると、溶接金属の場所によっては、靱性が低下することがある。したがって、上記式Ｉにより算出される値は、１．６７以下とする。
一方、上記式Ｉにより算出される値の下限値については、特に制限されないが、０．８０以上であることが好ましい。
なお、本実施形態に係る溶接金属は、さらに、Ａｌ、Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を、以下に示すそれぞれの含有量の範囲内において含有することが好ましい。
＜Ａｌ：０．０３０質量％以下＞
Ａｌは、本実施形態の溶接金属において必須成分ではないが、アシキュラーフェライトの変態起点として作用する酸化物を形成し、溶接金属の強度及び靱性を改善する効果を有する成分であるため、溶接金属中にＡｌが含有されていることが好ましい。
溶接金属中にＡｌを含有させる場合に、Ａｌ含有量が０．００２質量％以上であると、溶接金属の強度及び靱性をより一層向上させることができる。したがって、溶接金属中には、０．００２質量％以上の含有量でＡｌを含有させることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０３０質量％を超えると、酸化物の粗大化を招き、却って靱性が低下する。したがって、溶接金属中には、０．０３０質量％以下の含有量でＡｌを含有させることが好ましく、Ａｌ含有量は、０．０２５質量％以下であることがより好ましく、０．０２０質量％以下であることが更に好ましい。
Ａｌは、本実施形態の溶接金属において必須成分ではないが、アシキュラーフェライトの変態起点として作用する酸化物を形成し、溶接金属の強度及び靱性を改善する効果を有する成分であるため、溶接金属中にＡｌが含有されていることが好ましい。
溶接金属中にＡｌを含有させる場合に、Ａｌ含有量が０．００２質量％以上であると、溶接金属の強度及び靱性をより一層向上させることができる。したがって、溶接金属中には、０．００２質量％以上の含有量でＡｌを含有させることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０３０質量％を超えると、酸化物の粗大化を招き、却って靱性が低下する。したがって、溶接金属中には、０．０３０質量％以下の含有量でＡｌを含有させることが好ましく、Ａｌ含有量は、０．０２５質量％以下であることがより好ましく、０．０２０質量％以下であることが更に好ましい。
＜Ｎｂ：０．０１０質量％以下＞
Ｎｂは、本実施形態の溶接金属において必須成分ではないが、ＳＲ後に微細な炭化物を形成し、強度を確保する効果を有する成分であるため、溶接金属中にＮｂが含有されていることが好ましい。
溶接金属中にＮｂを含有させる場合に、Ｎｂ含有量が０．００１質量％以上であると、溶接金属の強度を確保する効果を得ることができる。したがって、溶接金属中には、０．００１質量％以上の含有量でＮｂを含有させることが好ましく、Ｎｂ含有量は、０．００２質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０１０質量％を超えると、微細な炭化物を多量に析出することにより、溶接金属の強度が過度に上昇し、その結果、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中には、０．０１０質量％以下の含有量でＮｂを含有させることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００５質量％以下であることがより好ましい。
Ｎｂは、本実施形態の溶接金属において必須成分ではないが、ＳＲ後に微細な炭化物を形成し、強度を確保する効果を有する成分であるため、溶接金属中にＮｂが含有されていることが好ましい。
溶接金属中にＮｂを含有させる場合に、Ｎｂ含有量が０．００１質量％以上であると、溶接金属の強度を確保する効果を得ることができる。したがって、溶接金属中には、０．００１質量％以上の含有量でＮｂを含有させることが好ましく、Ｎｂ含有量は、０．００２質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．０１０質量％を超えると、微細な炭化物を多量に析出することにより、溶接金属の強度が過度に上昇し、その結果、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中には、０．０１０質量％以下の含有量でＮｂを含有させることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００５質量％以下であることがより好ましい。
＜Ｖ：０．０３０質量％以下＞
Ｖは、本実施形態の溶接金属において必須成分ではないが、ＳＲ後に微細な炭化物を形成し、強度を確保する効果を有する成分であるため、溶接金属中にＶが含有されていることが好ましい。
溶接金属中にＶを含有させる場合に、Ｖ含有量が０．００２質量％以上であると、溶接金属の強度を確保する効果を得ることができる。したがって、溶接金属中には、０．００２質量％以上の含有量でＶを含有させることが好ましく、Ｖ含有量は、０．００５質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．０３０質量％を超えると、微細な炭化物を多量に析出することにより、溶接金属の強度が過度に上昇し、その結果、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中には、０．０３０質量％以下の含有量でＶを含有させることが好ましく、Ｖ含有量は０．０２０質量％以下であることがより好ましく、０．０１５質量％以下であることが更に好ましい。
Ｖは、本実施形態の溶接金属において必須成分ではないが、ＳＲ後に微細な炭化物を形成し、強度を確保する効果を有する成分であるため、溶接金属中にＶが含有されていることが好ましい。
溶接金属中にＶを含有させる場合に、Ｖ含有量が０．００２質量％以上であると、溶接金属の強度を確保する効果を得ることができる。したがって、溶接金属中には、０．００２質量％以上の含有量でＶを含有させることが好ましく、Ｖ含有量は、０．００５質量％以上であることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が０．０３０質量％を超えると、微細な炭化物を多量に析出することにより、溶接金属の強度が過度に上昇し、その結果、低温靱性が低下するおそれがある。したがって、溶接金属中には、０．０３０質量％以下の含有量でＶを含有させることが好ましく、Ｖ含有量は０．０２０質量％以下であることがより好ましく、０．０１５質量％以下であることが更に好ましい。
＜残部＞
本実施形態に係る溶接金属の上記成分を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ等が挙げられる。
本実施形態に係る溶接金属の上記成分を除く残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ等が挙げられる。
［２．溶接構造物］
本実施形態に係る溶接構造物は、上記［１．溶接金属］で説明した本実施形態に係る溶接金属を有する溶接構造物である。
なお、本実施形態に係る溶接構造物において、本実施形態に係る溶接金属を有すること以外の条件については特に限定されないが、母材としては、６１０ＭＰａ級高張力鋼材を適用することが好ましく、フラックス入りワイヤアーク溶接（ＦＣＡＷ：Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）により製造されることが好ましい。溶接時の溶接電圧、溶接電流、溶接姿勢等については、一般的な溶接方法における通常の条件を用いることができる。
本実施形態に係る溶接構造物は、上記［１．溶接金属］で説明した本実施形態に係る溶接金属を有する溶接構造物である。
なお、本実施形態に係る溶接構造物において、本実施形態に係る溶接金属を有すること以外の条件については特に限定されないが、母材としては、６１０ＭＰａ級高張力鋼材を適用することが好ましく、フラックス入りワイヤアーク溶接（ＦＣＡＷ：Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）により製造されることが好ましい。溶接時の溶接電圧、溶接電流、溶接姿勢等については、一般的な溶接方法における通常の条件を用いることができる。
以下、本実施形態に係る溶接金属の発明例及び比較例について説明する。
［溶接金属の機械的性質の評価］
（ワイヤの作製）
まず、下記表１に示す成分組成を有する各種のフラックス入りワイヤを準備した。
（ワイヤの作製）
まず、下記表１に示す成分組成を有する各種のフラックス入りワイヤを準備した。
（ガスシールドアーク溶接）
次に、上記フラックス入りワイヤを用いて、主に、下記表２に示す溶接条件によりガスシールドアーク溶接を実施し、種々の成分を有する溶接金属を作製した。なお、以下に示す発明例及び比較例の溶接金属においては、表２に示す条件とわずかに異なる条件を用いた例もあるが、入熱条件、すなわち電流と電圧、溶接速度の条件を揃えているため、作製される溶接金属の性能に影響はないと考えられる。
図１は、ガスシールドアーク溶接により得られた溶接継手を示す断面図である。本実施例においては、Ｖ開先が形成された母材４の裏面側に裏当て材２を配置して、バタリングを行う際は、開先面に厚さ３ｍｍ以上のバタリングを施した後、ガスシールドアーク溶接を実施し、溶接金属１を形成した。
次に、上記フラックス入りワイヤを用いて、主に、下記表２に示す溶接条件によりガスシールドアーク溶接を実施し、種々の成分を有する溶接金属を作製した。なお、以下に示す発明例及び比較例の溶接金属においては、表２に示す条件とわずかに異なる条件を用いた例もあるが、入熱条件、すなわち電流と電圧、溶接速度の条件を揃えているため、作製される溶接金属の性能に影響はないと考えられる。
図１は、ガスシールドアーク溶接により得られた溶接継手を示す断面図である。本実施例においては、Ｖ開先が形成された母材４の裏面側に裏当て材２を配置して、バタリングを行う際は、開先面に厚さ３ｍｍ以上のバタリングを施した後、ガスシールドアーク溶接を実施し、溶接金属１を形成した。
（機械的性質の評価）
溶接金属１の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２００５に規定される「溶着金属の引張及び衝撃試験方法」に準拠し、溶接金属１から試験片を採取して、引張試験により引張強さを評価するとともに、衝撃試験により靱性を評価した。
溶接金属１の機械的性質は、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２００５に規定される「溶着金属の引張及び衝撃試験方法」に準拠し、溶接金属１から試験片を採取して、引張試験により引張強さを評価するとともに、衝撃試験により靱性を評価した。
引張試験に供する試験片は、ＪＩＳ Ｚ ３１１１：２００５に準拠し、丸棒の試験片を採取した。なお、丸棒の軸方向（引張方向）は溶接長方向に平行、すなわち、図１における紙面の垂直方向であり、採取位置は、母材４の厚さ方向の中央及び母材４間の中央（破線Ａ）の位置である。
採取した試験片に対して、６２０℃の温度で８時間の応力除去熱処理（ＳＲ）を施し、試験温度を室温として、降伏応力（ＹＳ：Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｓｓ）及び引張強さ（ＴＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定することにより、引張強さを評価した。なお、降伏応力（ＹＳ）が５００ＭＰａ以上であるとともに、引張強さが６２０ＭＰａ以上である場合に、引張強さが良好であると判断した。
採取した試験片に対して、６２０℃の温度で８時間の応力除去熱処理（ＳＲ）を施し、試験温度を室温として、降伏応力（ＹＳ：Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｓｓ）及び引張強さ（ＴＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を測定することにより、引張強さを評価した。なお、降伏応力（ＹＳ）が５００ＭＰａ以上であるとともに、引張強さが６２０ＭＰａ以上である場合に、引張強さが良好であると判断した。
溶接金属１内の２箇所において、靱性を確認するため、衝撃試験に供する試験片は、「中央ノッチ」と、「ノッチ４ｍｍずらし」の２箇所から採取した。
「中央ノッチ」とは、図１に示すように、母材４の厚さ方向の中央及び母材４間の中央（破線Ａ）の位置にノッチが形成されるように採取した試験片（図示せず）を表す。すなわち、「中央ノッチ」は、溶接金属１の中央のパス会合部にノッチが形成された試験片である。
また、「ノッチ４ｍｍずらし」とは、母材４間の中央（破線Ａ）から、一方の母材の方向に４ｍｍ移動させた位置（破線Ｂ）にノッチ３ａが形成されるように採取した試験片３を表す。
「中央ノッチ」とは、図１に示すように、母材４の厚さ方向の中央及び母材４間の中央（破線Ａ）の位置にノッチが形成されるように採取した試験片（図示せず）を表す。すなわち、「中央ノッチ」は、溶接金属１の中央のパス会合部にノッチが形成された試験片である。
また、「ノッチ４ｍｍずらし」とは、母材４間の中央（破線Ａ）から、一方の母材の方向に４ｍｍ移動させた位置（破線Ｂ）にノッチ３ａが形成されるように採取した試験片３を表す。
衝撃試験は、６２０℃の温度で８時間の応力除去熱処理（ＳＲ）を施した試験片に対して、試験温度を－４０℃として実施し、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－４０℃）を測定することにより靱性を評価した。
なお、「中央ノッチ」及び「ノッチ４ｍｍずらし」の２種類の試験片において、－４０℃における吸収エネルギーが、いずれも５０Ｊ以上の場合に、靱性が良好であると判断した。
そして、引張強さ及び靱性がいずれも良好であったものを合格とし、それ以外のものを不合格とした。
なお、「中央ノッチ」及び「ノッチ４ｍｍずらし」の２種類の試験片において、－４０℃における吸収エネルギーが、いずれも５０Ｊ以上の場合に、靱性が良好であると判断した。
そして、引張強さ及び靱性がいずれも良好であったものを合格とし、それ以外のものを不合格とした。
得られた溶接金属の化学成分組成を下記表３に示し、評価結果を下記表４に示す。なお、表３に記載の溶接金属の化学成分の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であった。また、表３において、［Ｓｉ］は、溶接金属中のＳｉ含有量を質量％で表した値であり、［Ｃｒ］は、溶接金属中のＣｒ含有量を質量％で表した値であり、［Ｍｎ］は、溶接金属中のＭｎ含有量を質量％で表した値であり、［Ｍｏ］は、溶接金属中のＭｏ含有量を質量％で表した値である。
上記表３及び４に示すように、各化学成分の含有量が本発明の数値範囲内である発明例Ｎｏ．１～８は、ＳＲ後の降伏応力（ＹＳ）が５００ＭＰａ以上、かつ、ＳＲ後の引張強さ（ＴＳ）が６２０ＭＰａ以上であって、良好な引張強さを有していた。また、中央ノッチ及びノッチ４ｍｍずらしの試験片のいずれにおいても、－４０℃における吸収エネルギーが５０Ｊ以上であって、優れた低温での靱性を得ることができた。
図２は、縦軸をノッチ４ｍｍずらしの試験片における－４０℃シャルピー吸収エネルギー（Ｊ）とし、横軸を式Ｉ（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］）により算出される値とした場合の、吸収エネルギーと式Ｉにより算出される値との関係を示すグラフである。図２中、「〇」は発明例を示し、「×」は比較例を示す。また図２において、発明例及び比較例の「Ｎｏ．」は省略している。
図２に示すように、式Ｉにより算出される値が小さいほど、シャルピー吸収エネルギーの値が上昇する傾向にある。なお、ノッチ４ｍｍずらしの試験片について、シャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上となった試験片は、全て、式Ｉ（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］）により算出される値が１．６７以下であった。
一方、比較例Ｎｏ．１は、溶接金属中のＣｒ含有量及び式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４９Ｊ）。
比較例Ｎｏ．２は、溶接金属中のＭｎ含有量及び式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：３２Ｊ）。
比較例Ｎｏ．２は、溶接金属中のＭｎ含有量及び式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：３２Ｊ）。
比較例Ｎｏ．３は、溶接金属中のＣｒ含有量及び式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：３０Ｊ）。
比較例Ｎｏ．４は、溶接金属中のＭｏ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったとともに、式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性も低下した（ｖＥ－４０℃：２３Ｊ）。
比較例Ｎｏ．４は、溶接金属中のＭｏ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったとともに、式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性も低下した（ｖＥ－４０℃：２３Ｊ）。
比較例Ｎｏ．５は、溶接金属中のＭｎ含有量、Ｔｉ含有量及び式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後の中央ノッチの試験片について、靱性が低下し（ｖＥ－４０℃：４８Ｊ）、ノッチずらしの試験片についても、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４９Ｊ）。
比較例Ｎｏ．６は、溶接金属中のＢ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４２Ｊ）。
比較例Ｎｏ．６は、溶接金属中のＢ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４２Ｊ）。
比較例Ｎｏ．７は、溶接金属中のＣｕ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：３５Ｊ）。
比較例Ｎｏ．８は、溶接金属中のＣｕ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったとともに、式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性も低下した（ｖＥ－４０℃：４９Ｊ）。
比較例Ｎｏ．８は、溶接金属中のＣｕ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったとともに、式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えていたため、ＳＲ後のノッチずらしの試験片について、靱性も低下した（ｖＥ－４０℃：４９Ｊ）。
比較例Ｎｏ．９は、溶接金属中のＣｒ含有量及び式Ｉにより算出される値が本発明の数値範囲における上限値を超えており、Ｃｕ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったため、ＳＲ後の引張強さが低下し（ＴＳ：５９８ＭＰａ）、ＳＲ後の中央ノッチの試験片について、靱性が低下し（ｖＥ－４０℃：３９Ｊ）、ノッチずらしの試験片についても、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４６Ｊ）。
比較例Ｎｏ．１０は、溶接金属中のＭｏ含有量が本発明の数値範囲における上限値を超えており、溶接金属中のＣｕ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったため、ＳＲ後の中央ノッチの試験片について、靱性が低下し（ｖＥ－４０℃：３９Ｊ）、ノッチずらしの試験片についても、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４５Ｊ）。
比較例Ｎｏ．１０は、溶接金属中のＭｏ含有量が本発明の数値範囲における上限値を超えており、溶接金属中のＣｕ含有量が本発明の数値範囲における下限値未満であったため、ＳＲ後の中央ノッチの試験片について、靱性が低下し（ｖＥ－４０℃：３９Ｊ）、ノッチずらしの試験片についても、靱性が低下した（ｖＥ－４０℃：４５Ｊ）。
１ 溶接金属
２ 裏当て材
３ 試験片
３ａ ノッチ
４ 母材
２ 裏当て材
３ 試験片
３ａ ノッチ
４ 母材
Claims (3)
- Ｃ ：０．０３０質量％以上０．０８０質量％以下、
Ｓｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
Ｍｎ：１．００質量％以上１．８０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超０．０２０質量％以下、
Ｃｕ：０．１５質量％以上１．２０質量％以下、
Ｎｉ：０．６０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｏ：０．１０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｔｉ：０．０４０質量％以上０．０８０質量％以下、
Ｏ ：０．０３０質量％以上０．１００質量％以下、及び
Ｂ ：０．００１５質量％以上０．００４０質量％以下、を含有し、
Ｃｒ：０．３０質量％以下、
Ｐ ：０．０２０質量％以下、及び
Ｎ ：０．０１００質量％以下、
であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であるとともに、
溶接金属中のＳｉ含有量を質量％で［Ｓｉ］、
溶接金属中のＭｎ含有量を質量％で［Ｍｎ］、
溶接金属中のＣｒ含有量を質量％で［Ｃｒ］、
溶接金属中のＭｏ含有量を質量％で［Ｍｏ］と表す場合に、
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］－［Ｍｏ］：１．６７以下であることを特徴とする溶接金属。 - さらに、Ａｌ、Ｎｂ及びＶの少なくとも一種を、
Ａｌ：０．０３０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以下、
Ｖ ：０．０３０質量％以下、の範囲で含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接金属。 - 請求項１又は２に記載の溶接金属を有することを特徴とする溶接構造物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020210728A JP2022097256A (ja) | 2020-12-18 | 2020-12-18 | 溶接金属及び溶接構造物 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP2020210728A JP2022097256A (ja) | 2020-12-18 | 2020-12-18 | 溶接金属及び溶接構造物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2022097256A true JP2022097256A (ja) | 2022-06-30 |
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ID=82165232
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| JP2020210728A Pending JP2022097256A (ja) | 2020-12-18 | 2020-12-18 | 溶接金属及び溶接構造物 |
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-
2020
- 2020-12-18 JP JP2020210728A patent/JP2022097256A/ja active Pending
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