JP3734742B2

JP3734742B2 - Welded joint with excellent toughness

Info

Publication number: JP3734742B2
Application number: JP2001352644A
Authority: JP
Inventors: 喜臣岡崎; 等畑野; 敏晃高木; 裕之武田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2001-11-19
Filing date: 2001-11-19
Publication date: 2006-01-11
Anticipated expiration: 2021-11-19
Also published as: JP2003155539A

Description

【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は建築構造物、機械構造物、船舶などにおける鋼材の溶接継手に関する。
【０００２】
【従来の技術】
阪神大震災の教訓のもと、特に建築構造物の溶接継手の性能への注目が高まっており、とりわけ継手の靭性を向上させることが望まれている。
一方、近年、建築物が大型化（高層化）しており、それらを構成する構造用鋼材には一層の高強度化・大断面化（厚肉化）が要求されている。このような鋼材を溶接する際には、大入熱溶接が適用される傾向にあり、溶接継手の靭性を確保することは技術的に困難となりつつある。
【０００３】
溶接継手の靭性を向上させる技術として、例えば特開２０００−６１６８７号公報には、溶接金属（溶着金属）として残留オーステナイトを１．５体積％以上含有する組成とすることが記載されているが、この技術は入熱２０〜３０kJ／cm程度の炭酸ガスシールドによる低入熱溶接に関するものであり、エレクトロスラグ溶接のような入熱２００kJ／cm以上で溶接する大入熱溶接においては適用しがたいものである。
【０００４】
大入熱溶接では溶接金属に粒界フェライトが生成しやすく、低入熱溶接に比較して、その強度・靭性を確保することが困難である。その主な理由として、以下の２つが考えられる。
粒界フエライトの抑制には、Ｂを活用することが有効とされているが、このＢとは析出していないfreeＢ（固溶Ｂ）である。なお、本件発明では、以後、この析出していないＢを固溶Ｂと表現する。固溶Ｂ量は鋼材中に添加したトータルＢ量から非水溶媒電解法によって分離定量したＢ量（すなわち析出したＢ量）を差し引いた量である。大入熱溶接では冷却速度が遅いためＢの析出が促進され、固溶Ｂが減少する。これに対し、鋼材のＢ添加量を増加させれば必然的に固溶Ｂを確保することができるが、Ｂは一方で高温割れを助長するため、Ｂの添加には自ずから限度がある。
また、近年、鋼材の熱影響部（ＨＡＺ部）の脆化を抑制するためにＣ量を低下させた鋼材を活用することが主流となりつつある。このため、大入熱溶接時には鋼材による溶接金属の成分の希釈が一層大きくなり、溶接金属のＣ量が大きく低下するため、粒界フエライト生成が促進される傾向がある。なお、Ｃ、Ｍｎ、Ｂなどの安価でかつ焼入性を高める作用を持つ元素を活用すれば、溶接金属の強度を向上させることができるが、靭性を確保することができない。また、鋼材と溶接金属の強度分布が不均一になり、信頼性のある溶接継手を得ることができない。
【０００５】
また、信頼性のある溶接構造物を形成するにあたっては、溶接金属のみならず、母材である鋼材のＨＡＺ部をも適正に制御した溶接継手が必要であるが、大入熱溶接に対して、そこまで考慮されていないのが現状である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、入熱２００kJ／cm以上の大入熱溶接においても、優れた靭性を有する溶接継手を提供することを目的とする。なお、上記大入熱溶接により形成された溶接継手の最終層の溶接まま組織の断面面積は通常６．５cm²以上である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の溶接継手は、一方の鋼材と他方の鋼材とが入熱２００ＫＪ／cm以上の大入熱溶接により溶接金属を介して一体的に接合された溶接継手であって、前記鋼材はmass％でＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｃｒ：０．１０〜２．００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記溶接金属はmass％でＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：１．４０％以下、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｃｒ：０．２０〜１．００％、Ｔｉ：０．０８％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、固溶Ｂ：０．０００３％以上を含み、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。前記溶接金属は、さらにＮｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．５％以下の１種以上を含有することができる。
【０００８】
上記溶接継手において、前記鋼材はさらにＣｕ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｍｏ：０．５％以下の１種以上を含有することができる。
【０００９】
また、上記溶接継手としては、ボンドから溶接金属側へ１mm隔てた位置から、ボンドから鋼材側へ１０mm隔てた位置との間において、ビッカース硬度の最大値と最小値の差が４０以下とすることが好ましい。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者は大入熱溶接を実施した場合における溶接金属およびＨＡＺのそれぞれの靭性について検討を重ねた結果、本発明を完成するに至った。まず、溶接金属の靭性向上手段について詳細に説明する。
本発明者は溶接金属の成分として、ＢにＮｉおよびＣｒを複合添加することにより、溶接金属中のＢ析出が抑制され、固溶Ｂが確保できることを見出した。溶接金属の成分は、鋼材成分、溶接ワイヤ成分およびフラックス成分によって決定され、鋼材成分からの希釈により含有させることも可能であるが、特に溶接ワイヤ等の溶材にＮｉ、Ｃｒ、Ｂをともに含有させることが、溶接金属に固溶Ｂを残存させるのに効果的であることを知見した。溶接金属の生成は、極めて短時間の加熱、冷却現象である故に不明点も多く、溶材にＮｉ、ＣｒおよびＢを併存させた場合に溶接金属に固溶Ｂが生成し易い理由は現時点では必ずしも明らかではないが、ワイヤから溶融したＮｉ、Ｃｒの存在が高温域のＴｉの酸化、窒化に影響を及ぼし、窒化物として析出するＢ量が低減するためであると推測される。
【００１１】
このようにして固溶Ｂの含有量が調整される溶接金属の成分限定理由について説明する。単位はmass％である。
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは強度を確保するための必須成分であり、０．０１％以上を必要とする。一方、過剰の添加は靭性を劣化させるので、上限を０．１２％に止める。好ましくは０．０３〜０．１０％である。
【００１２】
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
Ｓｉは脱酸元素として含有され、０．１０％以上を必要とする。一方、過剰の添加は島状マルテンサイトを増加させ、また固溶強化を過大にさせるので、上限を１．００％に止める。好ましくは０．１０〜０．８０％である。
【００１３】
Ｍｎ：１．４０％以下
Ｍｎは固溶強化により溶接金属の強度を向上させる。一方、過剰に添加すると強度が過大になって靭性が損なわれるので、１．４０％以下とされる。
【００１４】
Ｃｕ：０．１０〜１．００％
Ｃｕは強度を向上させる作用を有し、０．１０％以上を必要とする。一方、過剰の添加は強度が過大になり、靭性を劣化させるので、上限を１．００％とする。好ましくは、０．３０〜０．８０％である。
【００１５】
Ｎｉ：０．２０〜１．００％
Ｃｒ：０．２０〜１．００％
ＮｉおよびＣｒは複合添加によりＢの析出を抑制し、固溶Ｂを生成させるのに有効であり、また各々焼き入れ性を高め、強度を向上させる作用を有する。０．２０％未満ではかかる作用が過少であり、一方１．００％を超えると強度が過大となって返って靭性が劣化するようになる。好ましくは各々０．３０〜０．８０％である。
【００１６】
Ｔｉ：０．０８％以下
Ｔｉは組織を微細なアシキュラーフェライトにし、靭性を向上させる作用を有する。また、溶接金属中の不純物であるＮを固定して固溶Ｂの生成を促進させる。しかし、過多に添加すると、焼き入れ性が高まって靭性を劣化させるので、０．０８％以下に止める。好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
【００１７】
Ｂ（全量）：０．０００５〜０．００５０％、固溶Ｂ：０．０００３％以上
Ｂは固溶Ｂを生成させるために必須の元素であり、所定量の固溶Ｂを確保するには最低０．０００５％は必要である。一方、過多に添加すると高温割れが発生するようになるので、上限を０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。固溶Ｂは粒界フェライトの生成を抑制して靭性を改善するのに必須の元素であり、かかる作用を発揮させるには少なくとも０．０００３％は必要であり、好ましくは０．０００５％以上とするのがよい。
【００１８】
本発明にかかる溶接金属は上記成分を含み、残部がＦｅ及び不純物からなるものであるが、上記成分の作用効果を損なわない範囲で特性を向上させる成分の含有を妨げず、さらに下記の範囲でＮｂ、Ｍｏを１種以上添加することができる。
【００１９】
Ｎｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．５％以下
Ｎｂ、Ｍｏは析出強化により強度を向上させる作用を有する。しかし、過多の添加は強度が過大となり、返って靭性を劣化させるのでＮｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．５％以下に止める。Ｎｂ量、Ｍｏ量の下限は特に規定されないが、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上添加することが好ましい。
【００２０】
上記溶接金属は、溶接ままで靭性に優れ、さらに比較的高強度であり、成分調整により容易に引張強さを５７０ＭＰａとすることができる。近年、構造用鋼材においても高強度化が指向されているが、前記溶接金属によれば、溶接対象の鋼材（母材）が５７０ＭＰａ以上の高強度材に対しても好適である。
【００２１】
なお、ＢとＮｉとを複合添加した溶接ワイヤは低温用鋼の溶接に、またＢとＣｒとを複合添加した溶接ワイヤは耐熱鋼などの溶接に使用されているが、Ｎｉ、ＣｒおよびＢの３種を複合添加した溶接ワイヤは構造用鋼材の溶接、特に大入熱溶接に使用された例は見られない。
【００２２】
次ぎに、母材を構成する鋼材について説明する。本発明の溶接継手においては、強度を確保しつつ、ボンド部における靭性の劣化を防止するため、Ｃ量を０．０３〜０．１２％にする必要があるが、本発明で用いる鋼材は引張強さが５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材であり、その成分は以下のとおりである。
【００２３】
本発明にかかる鋼材は、mass％でＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｃｒ：０．１０〜２．００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下、成分限定理由を述べる。
【００２４】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは強度を確保するために必要とされるが、過多に添加すると靭性が低下するようになり、特にボンド部での靭性の劣化が著しい。このため、下限を０．０３％、好ましくは０．０４％とし、上限を０．１２％、好ましくは０．１０％とする。
【００２５】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは脱酸のために必要とされるが、過多に添加するとＨＡＺの靭性を劣化させるようになる。このため、上限を１．０％、好ましくは０．８０％とする。
【００２６】
Ｍｎ：２．０％以下
ＭｎはＳｉと同様に脱酸に寄与し、強度を向上させる。しかし、過多に添加すると焼き入れ性が高まって靭性を劣化させる。このため、上限を２．０％とする。好ましくは０．５〜１．５％とするのがよい。
【００２７】
Ｎｉ：０．１０〜２．００％
Ｎｉは焼き入れ性を高め、強度を向上させると共にマトリックスを強靱化する。また、溶接金属と同種の材質とすることによって継手全体としての均一性を向上させる。一方、過剰な添加は強度が過大となって返って靭性を劣化させる。このため、下限を０．１０％、好ましくは０．２０％とし、上限を２．００％、好ましくは１．８０％とする。
【００２８】
Ｃｒ：０．１０〜２．００％
ＣｒもＮｉと同様、焼き入れ性を高め、強度を向上させる。また、溶接金属と同種の材質とすることによって継手全体としての均一性を向上させる。一方、過剰な添加は強度が過大となって返って靭性を劣化させる。このため、下限を０．１０％、好ましくは０．２０％とし、上限を２．００％、好ましくは１．２０％とする。
Ｂ（全量）：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは焼き入れ性を高め、強度の向上に寄与する。０．０００５％未満ではかかる作用が過少である。一方、Ｂ０．００５０％超では鋼材自体の靭性が劣化するので、０．００５０％を上限とする。
【００２９】
本発明にかかる鋼材は上記成分のほか、残部がＦｅ及び不純物からなるものであるが、さらに特性を向上させる成分として、下記の範囲でＣｕ、Ｎｂ、Ｍｏの１種以上の添加を妨げない。
【００３０】
Ｃｕ：０．１０〜２．００％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％以下、Ｍｏ：０．５％以下
これらの元素はともに焼き入れ性を高め、強度の向上に寄与する。各元素の下限未満ではかかる作用が過少である。Ｍｏも０．０１％以上が好ましい。一方、Ｃｕ２．００％超では熱間割れのおそれが生じ、Ｎｂ０．０５％超，Ｍｏ０．５％超ではＨＡＺの靭性が劣化するので、これらの値を各元素の上限とする。鋼材の成分の種類は、溶接金属の構成成分と一致するように適宜選択使用することが継手全体の均一性からは好ましい。この意味で、Ｃｕは必須成分とすることができる。
【００３１】
次ぎに、鋼材のＨＡＺ部と溶接金属との相互関係から溶接継手の靭性をさらに向上させる手段について説明する。
鋼材のＨＡＺ部と溶接金属の硬さ分布が一定であれば、靭性の分布もまた−定になるため、安定的に良好な靭性を確保することができる。すなわち、本発明者の調査により、ボンド（溶接金属と鋼材のＨＡＺ部との境界）から１mm溶接金属側に隔てた位置から、ボンドから鋼材側へ１０mm隔てた位置との間における硬さのバラツキ（最大値と最小値との差）がビッカース硬度で４０以下であるとき、溶接金属とボンドとＨＡＺ部の全域に渡って良好な特性が得られることが見出された。
【００３２】
前記硬度差は、溶接金属と鋼材の成分バランスを適切に制御することによって達成することができる。具体的には、溶接金属と鋼材のＣ含有量の差が０．０３％以下、Ｎｉ含有量の差が０．５％以下、Ｃｒ含有量の差が０．３％以下、Ｃｕ含有量の差が０．２５％以下、Ｂ含有量の差が０．０００５％以下となるように制御すればよい。
【００３３】
【実施例】
下記表１に示す鋼板、表２に示すワイヤを用い、下記に示す溶接条件でサブマージアーク溶接を実施し、溶接継手を作製した。フラックスは市振されている３０％鉄粉−２０％Ｓｉ０₂−１５％ＭｇＯ−１０％ＴｉＯ₂−１５％Ａｌ₂Ｏ₃を用いた。得られた溶接継手の溶接金属部の表層部より試料を採取し、成分分析を実施した。分析結果を表３に示す。
・溶接条件
板厚２５mm、レ型開先、電流：１５００Ａ、電圧：４５Ｖ、
溶接速度１５cm／min、溶接入熱２７０kJ／cm
【００３４】
【表１】

【００３５】
【表２】

【００３６】
【表３】

【００３７】
また、図１に示すように、鋼板１，１の１／４板厚位置における溶接金属部２の中央部から、引張試験片およびＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー試験片３を採取し、引張試験および衝撃試験を実施した。また、溶接継手の鋼板側について、図２および図３に示すように、１／４板厚位置のボンド部（ＨＡＺ１位置）およびボンドから７mm鋼板側の位置（ＨＡＺ２位置）からＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー試験片３を採取し、衝撃試験を実施した。衝撃試験温度は−２０℃とした。
また、図４に示すように、鋼板１の表面から１mmの位置について、ボンドから１mm溶接金属側の位置から、ボンドから１０mm鋼板側まで０．５mm間隔で荷重５ｋｇでビッカース硬度を測定し、その最大値と最小値の差をバラツキ（△Ｈｖ）として求めた。
【００３８】
これらの測定結果を表４に併せて示す。靭性の評価は、吸収エネルギーvＥ_-20が８０Ｊ以上のものが合格レベルである。さらに上記の３本のシヤルピー衝撃値のバラツキ（最大値と最小値の差）が１００Ｊ以下のものについては、安定して良好な特性が発現する。これより、総合評価として、吸収エネルギーが３カ所とも合格レベルにあり、かつ衝撃値のバラツキが１００Ｊ以下のものを優（表中、◎）、吸収エネルギーが３カ所とも合格レベルにあるが、衝撃値のバラツキが１００Ｊ超のものを良（表中、○）、吸収エネルギーが１カ所でも合格レベルに達していないものを不可（表中、−）で評価した。
【００３９】
【表４】

【００４０】
表４より、実施例はいずれも溶接金属部およびＨＡＺ部において良好な靭性が得られていることがわかる。ビッカース硬度のバラツキが４０以下である実施例である試料 No. ８、９、１０は靭性のバラツキも少なく、特に良好である。
これに対して、比較例である試料 No. ２１は鋼板No. ＪのＣ量が本発明範囲超であるため、溶接金属は良好な特性を有しているものの、ボンド部での靭性が劣化して溶接継手としては不良である。また、比較例である試料 No. ２２〜３２は溶接金属の成分がいずれも本発明範囲外となっており、靭性値が抵い、あるいは割れが発生するなどの問題が生じた。また、比較例の試料 No. ３２は溶接金属成分は固溶Ｂを除いて本発明成分を満足するが、Ｎｉ、Ｃｒを含有するものの、その量が過少なワイヤを用いたため、固溶Ｂを確保できておらず、溶接金属の靭性が劣化している。
【００４１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、Ｃ量を０．０３〜０．１２％含む所定成分からなる高強度鋼材を入熱２００ＫＪ／cm以上の大入熱溶接の下で溶接した溶接継手でありながら、溶接金属を固溶Ｂを含む所定成分としたので、ＨＡＺ部の靭性の劣化を防止しつつ、溶接金属に優れた靭性を付与することができ、高強度鋼材を大入熱溶接したものでありながら溶接継手全体として優れた靭性を備える。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の溶接継手の溶接金属における試験片採取位置を示す断面説明図である。
【図２】実施例の溶接継手のボンド部（ＨＡＺ１）における試験片採取位置を示す断面説明図である。
【図３】実施例の溶接継手のボンド部から鋼材側に離間した位置（ＨＡＺ２）における試験片採取位置を示す断面説明図である。
【図４】実施例の溶接継手の溶接金属周辺の硬度分布測定範囲を示す断面説明図である。[0001]
[Technical field to which the invention belongs]
The present invention relates to a welded joint of steel materials in a building structure, a mechanical structure, a ship, and the like.
[0002]
[Prior art]
Based on the lessons learned from the Great Hanshin Earthquake, attention has been focused especially on the performance of welded joints in building structures, and it is particularly desirable to improve the toughness of joints.
On the other hand, in recent years, buildings have become larger (higher), and structural steel materials constituting them have been required to have higher strength and larger cross-section (thickening). When welding such steel materials, high heat input welding tends to be applied, and it is technically difficult to ensure the toughness of the welded joint.
[0003]
As a technique for improving the toughness of a welded joint, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-61687 describes a composition containing 1.5 vol% or more of retained austenite as a weld metal (welded metal). This technique relates to low heat input welding with a carbon dioxide shield with a heat input of about 20 to 30 kJ / cm, and is difficult to apply to large heat input welding such as electroslag welding with a heat input of 200 kJ / cm or higher. Is.
[0004]
In high heat input welding, grain boundary ferrite is easily generated in the weld metal, and it is difficult to ensure its strength and toughness compared to low heat input welding. The main two reasons are as follows.
In order to suppress the grain boundary ferrite, it is considered effective to utilize B, but this B is free B (solid solution B) which is not precipitated. In the present invention, hereinafter, this non-precipitated B is expressed as solid solution B. The amount of solute B is an amount obtained by subtracting the amount of B separated (quantified by the nonaqueous solvent electrolysis method) (that is, the amount of precipitated B) from the total amount of B added to the steel material. In high heat input welding, since the cooling rate is slow, precipitation of B is promoted and solid solution B decreases. On the other hand, if the amount of B added to the steel material is increased, solute B can inevitably be secured. However, since B promotes hot cracking, the addition of B is naturally limited.
In recent years, it has become mainstream to use steel materials with a reduced C content in order to suppress embrittlement of the heat-affected zone (HAZ portion) of the steel materials. For this reason, at the time of high heat input welding, the dilution of the components of the weld metal by the steel material is further increased and the amount of C of the weld metal is greatly reduced, so that the generation of grain boundary ferrite tends to be promoted. In addition, if elements such as C, Mn, and B that are inexpensive and have an effect of improving hardenability can be used, the strength of the weld metal can be improved, but the toughness cannot be ensured. In addition, the strength distribution of the steel material and the weld metal becomes uneven, and a reliable welded joint cannot be obtained.
[0005]
In order to form a reliable welded structure, a welded joint that appropriately controls not only the weld metal but also the HAZ part of the base steel material is necessary. However, the situation is not considered so far.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of such a problem, and an object of the present invention is to provide a welded joint having excellent toughness even in high heat input welding with a heat input of 200 kJ / cm or more. The sectional area of the as-welded structure of the final layer of the welded joint formed by the high heat input welding is usually 6.5 cm ² or more.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The welded joint of the present invention is a welded joint in which one steel material and the other steel material are integrally joined via a weld metal by high heat input welding with a heat input of 200 KJ / cm or more, and the steel material is mass%. And C: 0.03 to 0.12%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, Ni: 0.10 to 2.00%, Cr: 0.10 to 2.00% , B: 0.0005-0.0050% is included, the balance consists of Fe and impurities, the weld metal is mass% C: 0.01-0.12%, Si: 0.10-1.00%, Mn: 1.40% or less, Cu: 0.10 to 1.00%, Ni: 0.20 to 1.00%, Cr: 0.20 to 1.00%, Ti: 0.08% or less, B : 0.0005 to 0.0050%, solid solution B: 0.0003% or more, with the balance being Fe and impurities. The weld metal may further contain one or more of Nb: 0.02% or less and Mo: 0.5% or less.
[0008]
In the weld joint, the steel material may further contain one or more of Cu: 0.10 to 2.00%, Nb: 0.001 to 0.05%, and Mo: 0.5% or less.
[0009]
Moreover, as for the above-mentioned welded joint, the difference between the maximum value and the minimum value of the Vickers hardness should be 40 or less between the position 1 mm away from the bond to the weld metal side and the position 10 mm away from the bond to the steel material side. Is preferred.
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As a result of repeated investigations on the toughness of the weld metal and HAZ in the case where high heat input welding is performed, the present inventor has completed the present invention. First, the means for improving the toughness of weld metal will be described in detail.
The present inventor has found that by adding Ni and Cr to B as a component of the weld metal, precipitation of B in the weld metal is suppressed and solid solution B can be secured. The component of the weld metal is determined by the steel material component, the welding wire component, and the flux component, and can be contained by dilution from the steel material component. In particular, the molten material such as the welding wire contains Ni, Cr, and B together. Has been found to be effective in leaving solid solution B in the weld metal. Since the formation of weld metal is an extremely short time heating and cooling phenomenon, there are many unclear points, and the reason why solute B is likely to be generated in the weld metal when Ni, Cr and B coexist in the molten metal is not necessarily present. Although it is not clear, it is presumed that the presence of Ni and Cr melted from the wire affects the oxidation and nitridation of Ti in the high temperature range, and the amount of B precipitated as nitride is reduced.
[0011]
The reason for limiting the components of the weld metal for which the content of the solid solution B is adjusted in this way will be described. The unit is mass%.
C: 0.01 to 0.12%
C is an essential component for ensuring strength, and needs to be 0.01% or more. On the other hand, excessive addition degrades toughness, so the upper limit is limited to 0.12%. Preferably it is 0.03 to 0.10%.
[0012]
Si: 0.10 to 1.00%
Si is contained as a deoxidizing element and requires 0.10% or more. On the other hand, excessive addition increases island-like martensite and makes solid solution strengthening excessive, so the upper limit is limited to 1.00%. Preferably it is 0.10 to 0.80%.
[0013]
Mn: 1.40 % or less Mn improves the strength of the weld metal by solid solution strengthening. On the other hand, if added excessively, the strength becomes excessive and the toughness is impaired, so the content is made 1.40 % or less.
[0014]
Cu: 0.10 to 1.00%
Cu has the effect | action which improves an intensity | strength and requires 0.10% or more. On the other hand, excessive addition results in excessive strength and deteriorates toughness, so the upper limit is made 1.00%. Preferably, it is 0.30 to 0.80%.
[0015]
Ni: 0.20 to 1.00%
Cr: 0.20 to 1.00%
Ni and Cr are effective for suppressing the precipitation of B by composite addition and forming solid solution B, and also have the effect of increasing the hardenability and improving the strength. If it is less than 0.20%, such an action is insufficient. On the other hand, if it exceeds 1.00%, the strength is excessively increased and the toughness is deteriorated. Preferably each is 0.30 to 0.80%.
[0016]
Ti: 0.08% or less Ti has a function of making the structure fine acicular ferrite and improving toughness. Further, N, which is an impurity in the weld metal, is fixed to promote the formation of solute B. However, if added excessively, the hardenability is increased and the toughness is deteriorated, so it is limited to 0.08% or less. Preferably, it is 0.01 to 0.05%.
[0017]
B (total amount): 0.0005 to 0.0050%, solid solution B: 0.0003% or more B is an essential element for generating solid solution B. To secure a predetermined amount of solid solution B A minimum of 0.0005% is required. On the other hand, if added excessively, hot cracking will occur, so the upper limit is made 0.0050%, preferably 0.0040%. Solid solution B is an essential element for improving the toughness by suppressing the formation of intergranular ferrite, and at least 0.0003% is required to exert such an effect, preferably 0.0005% or more. It is good to do.
[0018]
The weld metal according to the present invention contains the above-mentioned components , and the balance consists of Fe and impurities, but does not hinder the inclusion of the components that improve the properties within the range that does not impair the effects of the above-described components , and further within the following ranges. One or more kinds of Nb and Mo can be added.
[0019]
Nb: 0.02% or less, Mo: 0.5% or less Nb and Mo have an effect of improving strength by precipitation strengthening. However, excessive addition results in excessive strength and deteriorates toughness, so Nb: 0.02% or less and Mo: 0.5% or less. The lower limits of the Nb amount and the Mo amount are not particularly defined, but it is preferable to add Nb: 0.001% or more and Mo: 0.01% or more.
[0020]
The weld metal is excellent in toughness as it is welded and has a relatively high strength, and the tensile strength can be easily adjusted to 570 MPa by adjusting the components. In recent years, structural steel materials are also aimed at increasing strength, but the weld metal is also suitable for high-strength materials in which the steel material (base material) to be welded is 570 MPa or more.
[0021]
In addition, the welding wire combined with B and Ni is used for welding low temperature steel, and the welding wire combined with B and Cr is used for welding heat resistant steel. Welding wires with a combination of the three types have not been used for welding structural steels, particularly high heat input welding.
[0022]
Next, the steel material constituting the base material will be described. In the welded joint of the present invention, while ensuring the strength, in order to prevent the toughness of deterioration in the bond portion, it is necessary to make the amount of C to 0.03 to 0.12 percent, steel used in the present invention the tensile It is a high-strength steel material having a strength of 570 MPa or more, and its components are as follows.
[0023]
The steel materials according to the present invention are mass% C: 0.03 to 0.12%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, Ni: 0.10 to 2.00%, Cr: It contains 0.10 to 2.00% , B: 0.0005 to 0.0050% , and the balance consists of Fe and impurities. Hereinafter, the reasons for limiting the components will be described.
[0024]
C: 0.03-0.12%
C is required for securing the strength, but if added excessively, the toughness will decrease, and the toughness particularly deteriorates at the bond part. Therefore, the lower limit is 0.03%, preferably 0.04%, and the upper limit is 0.12%, preferably 0.10%.
[0025]
Si: 1.0% or less Si is required for deoxidation, but if it is added excessively, the toughness of the HAZ is deteriorated. For this reason, the upper limit is made 1.0%, preferably 0.80%.
[0026]
Mn: 2.0% or less Mn contributes to deoxidation similarly to Si and improves strength. However, excessive addition increases the hardenability and degrades the toughness. For this reason, the upper limit is made 2.0%. Preferably it is 0.5 to 1.5%.
[0027]
Ni: 0.10 to 2.00%
Ni enhances hardenability, improves strength and toughens the matrix. Moreover, the uniformity as the whole joint is improved by using the same kind of material as the weld metal. On the other hand, excessive addition results in excessive strength and deteriorates toughness. Therefore, the lower limit is 0.10%, preferably 0.20%, and the upper limit is 2.00%, preferably 1.80%.
[0028]
Cr: 0.10 to 2.00%
Cr, like Ni, improves hardenability and improves strength. Moreover, the uniformity as the whole joint is improved by using the same kind of material as the weld metal. On the other hand, excessive addition results in excessive strength and deteriorates toughness. Therefore, the lower limit is 0.10%, preferably 0.20%, and the upper limit is 2.00%, preferably 1.20%.
B (total amount): 0.0005 to 0.0050%
B increases the hardenability and contributes to the improvement of strength. If it is less than 0.0005%, such an action is insufficient. On the other hand, if it exceeds B 0.0050%, the toughness of the steel material itself deteriorates, so 0.0050% is made the upper limit.
[0029]
The steel material according to the present invention is composed of Fe and impurities in addition to the above components, but does not prevent addition of one or more of Cu, Nb, and Mo within the following ranges as components for further improving the characteristics.
[0030]
Cu: 0.10 to 2.00%, Nb: 0.001 to 0.05% or less, Mo: 0.5% or less Both of these elements increase the hardenability and contribute to the improvement of strength. This effect is too small below the lower limit of each element. Mo is also preferably 0.01% or more. On the other hand, if Cu exceeds 2.00%, hot cracking may occur, and if Nb exceeds 0.05% and Mo exceeds 0.5%, the toughness of HAZ deteriorates, so these values are the upper limit of each element. It is preferable from the uniformity of the entire joint that the types of steel components are appropriately selected and used so as to match the constituent components of the weld metal. In this sense, Cu can be an essential component.
[0031]
Next, means for further improving the toughness of the welded joint from the mutual relationship between the HAZ portion of the steel material and the weld metal will be described.
If the hardness distribution of the HAZ part of the steel material and the weld metal is constant, the distribution of toughness is also constant, so that good toughness can be secured stably. That is, according to the investigation by the present inventor, hardness variation between a position separated from the bond (boundary between the weld metal and the HAZ part of the steel material) by 1 mm toward the weld metal side and a position separated from the bond by 10 mm from the steel material side. It was found that when the (difference between the maximum value and the minimum value) is 40 or less in terms of Vickers hardness, good characteristics can be obtained over the entire area of the weld metal, the bond, and the HAZ part.
[0032]
The hardness difference can be achieved by appropriately controlling the component balance between the weld metal and the steel material. Specifically, the difference in C content between the weld metal and the steel material is 0.03% or less, the difference in Ni content is 0.5% or less, the difference in Cr content is 0.3% or less, and the Cu content is What is necessary is just to control so that a difference may be 0.25% or less, and the difference of B content may be 0.0005% or less.
[0033]
【Example】
Using the steel plates shown in Table 1 and the wires shown in Table 2, submerged arc welding was performed under the welding conditions shown below to produce welded joints. Flux used was _{_{_{TiO 2 -15% Al 2 O 3}}} 30% iron powder _{-20% Si0 2 -15% MgO-} 10% being Ichiburi. A sample was taken from the surface layer portion of the weld metal portion of the obtained welded joint, and component analysis was performed. The analysis results are shown in Table 3.
-Welding conditions Plate thickness 25mm, ladle groove, current: 1500A, voltage: 45V,
Welding speed 15cm / min, welding heat input 270kJ / cm
[0034]
[Table 1]

[0035]
[Table 2]

[0036]
[Table 3]

[0037]
Further, as shown in FIG. 1, a tensile test piece and a JIS No. 4 V-notch Charpy test piece 3 are sampled from the central portion of the weld metal portion 2 at the ¼ plate thickness position of the

steel plates

1 and 1, and the tensile test and impact are taken. The test was conducted. Further, as shown in FIGS. 2 and 3, the steel plate side of the welded joint is JIS No. 4 V-notch Charpy from the bond part (HAZ1 position) at the 1/4 plate thickness position and the position 7 mm from the bond (HAZ2 position). A test piece 3 was collected and subjected to an impact test. The impact test temperature was −20 ° C.
In addition, as shown in FIG. 4, the Vickers hardness is measured at a load of 5 kg at a 0.5 mm interval from a position 1 mm from the bond to the 10 mm steel plate side from a position 1 mm from the bond to the position 1 mm from the surface of the steel plate 1. The difference between the maximum value and the minimum value was determined as variation (ΔHv).
[0038]
These measurement results are also shown in Table 4. Evaluation of toughness is acceptable when the absorbed energy vE- ₂₀ is 80 J or more. Further, when the variation in the three SHARPpy impact values (difference between the maximum value and the minimum value) is 100 J or less, good characteristics are stably exhibited. From this, as a comprehensive evaluation, the absorbed energy is acceptable at all three locations and the variation in impact value is 100 J or less (優 in the table), and the absorbed energy is acceptable at all three locations. A value with a value variation of more than 100 J was evaluated as good (◯ in the table), and an absorption energy that did not reach the acceptable level even at one location was evaluated as unacceptable (-in the table).
[0039]
[Table 4]

[0040]
It can be seen from Table 4 that good toughness is obtained in the weld metal part and the HAZ part in all the examples. Samples Nos. 8, 9, and 10, which are examples in which the variation in Vickers hardness is 40 or less, are particularly good because there is little variation in toughness.
On the other hand, in the sample No. 21 which is a comparative example, since the C amount of the steel plate No. J exceeds the range of the present invention, the weld metal has good characteristics, but the toughness at the bond portion deteriorates. Therefore, it is not good as a welded joint. Further, Sample Nos. 22 to 32, which are comparative examples, all have a weld metal component outside the scope of the present invention, resulting in problems such as poor toughness or cracking. Sample No. 32 of the comparative example satisfies the present invention components except for the solid solution B as the weld metal component , but it contains Ni and Cr , but the amount of the wire is too small. The toughness of the weld metal has deteriorated.
[0041]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a welded joint obtained by welding high-strength steel material having a predetermined component containing 0.03 to 0.12% of C under high heat input welding with a heat input of 200 KJ / cm or more. However, since the weld metal is a predetermined component containing the solute B, it is possible to impart excellent toughness to the weld metal while preventing toughness deterioration of the HAZ part, and high-strength steel is welded with high heat input. However, it has excellent toughness as a whole welded joint.
[Brief description of the drawings]
BRIEF DESCRIPTION OF DRAWINGS FIG. 1 is a cross-sectional explanatory view showing a specimen collection position in a weld metal of a weld joint of an example.
FIG. 2 is a cross-sectional explanatory view showing a specimen collection position in a bond part (HAZ1) of a welded joint of an example.
FIG. 3 is a cross-sectional explanatory view showing a specimen collection position at a position (HAZ2) spaced from the bond portion of the weld joint of the example to the steel material side.
FIG. 4 is an explanatory cross-sectional view showing a hardness distribution measurement range around a weld metal of a weld joint of an example.

Claims

A welded joint in which one steel material and the other steel material are integrally joined via a weld metal by high heat input welding with a heat input of 200 KJ / cm or more,
The steel material is mass% C: 0.03 to 0.12%, Si: 1.0% or less, Mn: 2.0% or less, Ni: 0.10 to 2.00%, Cr: 0.10 2.00% , B: 0.0005-0.0050% included, the balance consists of Fe and impurities,
The weld metal is mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 1.40% or less, Cu: 0.10 to 1.00%, Ni: Including 0.20 to 1.00%, Cr: 0.20 to 1.00%, Ti: 0.08% or less, B: 0.0005 to 0.0050%, Solid solution B: 0.0003% or more A welded joint excellent in toughness with the balance being Fe and impurities.

The weld joint having excellent toughness according to claim 1, wherein the weld metal further contains one or more of Nb: 0.02% or less and Mo: 0.5% or less.

The steel is further Cu: 0.10~2.00%, Nb: 0.001~0.05 %, Mo: toughness according to claim 1 or 2 containing one or more than 0.5% Excellent welded joint.

The difference between the maximum value and the minimum value of Vickers hardness is 40 or less between a position 1 mm away from the bond to the weld metal side and a position 10 mm away from the bond to the steel material side. Welded joints with excellent toughness described in the section.