JP4427350B2 - 強度均一性に優れた溶接金属 - Google Patents
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Description
本発明は、ガスシールドアーク溶接法によって形成される溶接金属に関し、特にソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法によって形成される溶接金属における強度均一性を改善する技術に関するものである。
建築物、橋梁、船舶および海洋構造物などの構造物は、その高強度化の志向が近年益々高まっている。こうしたことから、鋼板自体の強度は勿論のこと、溶接したときにおける溶接金属の高強度化も望まれているのが実情である。
その一方で、溶接施工コストの低減に対する要求も高くなっており、１パス当たりの溶接入熱量を増加させる溶接施工が主流になりつつある。こうした溶接を行った場合には、溶接金属の冷却速度が遅くなるので、靭性確保が困難になるばかりでなく、溶接金属の部位によっては強度レベルが不均一になるという問題がある。
特に、ガスシールドアーク溶接法を適用した場合には、通常多層盛りによって溶接金属が形成されることになるので、溶接金属の組織は不均一になりやすい。図１は、ガスシールドアーク溶接法によって溶接したときに形成される溶接金属の組織を示した図面代用写真である。多層盛りで形成された溶接金属では、その溶接金属中には再熱を受けた領域（以下、「再熱部」と呼ぶことがある）と、再熱を受けることなく凝固ままの領域（以下、「原質部」と呼ぶことがある）が形成されるが（図１）、特に再加熱部では靭性には優れているものの、強度的には低下したものとなる。
こうした組織の不均一が生じると、例えば建築構造物の柱−梁接合部の様に剛接合が要求される部分にあっては、溶接金属の一部だけが軟質化して強度が劣化するという強度上の問題となる。
多層盛りで形成された溶接金属における組織不均一性を解消する技術としては、これまで特許文献１のような技術が提案されている。この技術では、溶接金属を再加熱することによって原質部の強度均一化を図るものである。しかしながら、こうした技術では工程が増加するばかりか、原質部の強度が却って低下することになる。
ところで、溶接金属の靭性を改善する技術についてはこれまでにも様々提案されており、低温靭性は溶接金属組織に大きく依存し、アシキュラーフェライト（以下、「ＡＦ」と略記することがある）と呼ばれる微細組織を形成することが低温靭性向上に有効であることが、多数多数報告されている（例えば、特許文献２）。またＡＦは、溶接金属中に含有されるＴｉ系酸化物を核として生成するものであるので、酸化物依存形態を制御することが低温靭性向上に有効であることも知られている。
本発明者らは、かねてより溶接金属の特性を改善すうための技術の検討を進めており、その研究の一環として特許文献３の様な技術も提案している。この技術では、フラックス入りワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法を適用して、溶接金属中の固溶Ｔｉを所定量確保することによって固溶Ｂを確保し、組織微細化によって溶接金属の靭性改善を図ったものである。これは、フラックスに含有される強脱酸元素量の配合調整によって、溶接金属中における固溶Ｔｉ量の確保が実現できたのである。
一方、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法も汎用されているが、こうした方法では、種々の脱酸元素を添加できないので、溶接金属中の固溶Ｔｉの確保は困難であった。
特開昭５９−８２１８７号公報 特許請求の範囲等
特開２０００−７１０９２号公報 特許請求の範囲等
特開２０００−２６３２８３号公報 特許請求の範囲等
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法を適用したときに、溶接金属中の固溶Ｔｉを確保することによって、組織均一性を改善し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の溶接金属とは、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法によって多層盛りで形成される溶接金属であって、Ｃ：０．２０％以下（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００５％未満（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｏ：０．０２０〜０．０５０％の他、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、溶接原質部における固溶Ｔｉ量が０．０１〜０．０５％であり、残部が鉄および不可避不純物からなるものである点に要旨を有するものである。
本発明の溶接金属においては、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂおよび／またはＶ：合計で０．０３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有される成分に応じてその特性が更に改善されることになる。
本発明では、溶接施工条件を適切に制御することによって、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法で形成される溶接金属の組織均一性が著しく改善されたのである。
本発明者らは、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法で溶接金属を形成するに際して、形成される溶接金属中の固溶Ｔｉを確保すれば、溶接金属における組織の均一化が図るのではないかと考えた。しかしながら、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法では、フラックス入りワイヤーを用いた場合と異なり、前述の如く種々の脱酸元素（例えば、Ａｌ等）を添加することができないので、固溶Ｔｉの確保は困難であるとされている。
そこで本発明者らは、ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法で溶接金属を形成するに際して、Ａｌ等の脱酸元素に頼ることなく、溶接金属中の固溶Ｔｉ量を確保するために様々な角度から検討した。その結果、シールドガス成分やチップ−母材間距離等の溶接溶接施工条件を適正に制御すれば、形成される溶接金属中の固溶Ｔｉを適切な範囲に確保することに成功したのである。特に、溶接金属の原質部における固溶Ｔｉ量を一定の範囲で確保することによって、溶接金属の強度均一性を確保できることを見出し、本発明を完成した。
このように、原質部における固溶Ｔｉの量を適切な範囲に制御することによって、強度均一性が確保できた理由についてはその全てを解明し得た訳ではないがおそらく、次のように考えることができた。即ち、強度均一化をもたらしたのは、冶金学的には原質部が再加熱を受けたときに析出する炭化物（ＴｉＣ）であるが、これが微細に分散することによる粒子分散強化機構によって、通常軟質化してしまう再加熱部の強度が確保できるものと考えられる。そして、上記炭化物の析出形態は、最高到達温度や冷却時間等に依存するので、再加熱を受けた部位によっても種々変化するものであり、その形態を一概に定量化することは困難であるが、固溶Ｔｉ量を規定することによって炭化物による効果を確保できるものと考えられた。
本発明では、溶接金属の原質部における固溶Ｔｉ量を０．０１〜０．０５％に制御する必要がある。固溶Ｔｉは上述の如く、再加熱を受けた領域にＴｉＣを生成させるＴｉの供給源として作用するものであり、ＴｉＣによる効果を発揮させるためには、固溶Ｔｉ量は少なくとも０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、固溶Ｔｉ量が過剰になると、炭化物（ＴｉＣ）が多量に生成して靭性を却って低下させることになるので、０．０５％以下とすべきである。尚、本発明で規定する「固溶Ｔｉ量」とは、Ｔｉ全含有量から、抽出残渣分析によるＴｉ化合物の定量値を差し引いた値である。
溶接金属の原質部における固溶Ｔｉ量を上記の範囲に制御するためには、溶接条件（シールドガス成分やチップ−母材間距離等）を適切に制御する必要がある。このうち、シールドガス成分に関しては、具体的にはシールドガスアーク溶接では通常１００〜８０％Ａｒ−０〜２０％ＣＯ２ガスがシールドガスとして使用されているが、固溶Ｔｉ量を確保するためには、ＣＯ２ガスの比率の高いもの、できればＣＯ２１００％のガスを使用することが好ましい。このようにシールドガス成分を制御することによって、脱酸過程が制御されて、固溶Ｔｉ量を確保できることになる。
一方、チップ−母材間距離については、適正な溶接施工の範囲内でできるだけ短くした方が良い。この距離を長くすると、反応時間が長くなり、固溶Ｔｉが低減するようになるからである。また、パス間温度については、ワイヤ中のＴｉ量にもよるが、あまり高過ぎないようにした方が良い。この温度があまり高くなり過ぎると固溶Ｔｉ量が低減することになる。こうした観点から、パス間温度は３００℃以下とすることが好ましい。但し、固溶Ｔｉを確保するために手段については、上記の場合に限らず、例えばＡｌ強脱酸元素を添加することも有効である。
本発明の溶接金属は、化学成分を適切に制御する必要がある。即ち、本発明の溶接金属は基本成分として、Ｃ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００５％未満（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｏ：０．０２０〜０．０５０％を夫々含有するものであるが、これらの成分の範囲限定理由は次の通りである。
Ｃ：０．２０％以下（０％を含まない）
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るが、過剰に含有されると、高温割れを助長することになる。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．１０％程度である。またこうした効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。
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るが、過剰に含有されると、高温割れを助長することになる。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．１０％程度である。またこうした効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜１．２％
Ｓｉは、脱酸作用によって溶接金属の清浄度を高め、歩留まった場合には、フェライトを固溶強化させるのに有効に作用する。こうした効果を発揮させるには、０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有されると強度上昇・硬質第二相の生成によって、原質部の強度を上昇させて均一性が却って劣化するので、１．２％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．８０％である。
Ｓｉは、脱酸作用によって溶接金属の清浄度を高め、歩留まった場合には、フェライトを固溶強化させるのに有効に作用する。こうした効果を発揮させるには、０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有されると強度上昇・硬質第二相の生成によって、原質部の強度を上昇させて均一性が却って劣化するので、１．２％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．８０％である。
Ｍｎ：０．３０〜２．０％
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．３０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．８０％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると焼入れ性が増大したり、偏析によって硬質第二相が生じたりして、原質部強度が上昇して強度が不均一になることから、２．０％以下に抑える必要がある。好ましくは１．６％以下とするのがよい。
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．３０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．８０％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると焼入れ性が増大したり、偏析によって硬質第二相が生じたりして、原質部強度が上昇して強度が不均一になることから、２．０％以下に抑える必要がある。好ましくは１．６％以下とするのがよい。
Ａｌ：０．００５％未満（０％を含む）
Ａｌは、硬質第二相の生成を促進して原質部の強度を上昇させて、強度が不均一になるので、できるだけ低減する必要がある。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．００５％未満とする必要があり、好ましくは０．００２％以下とするのがよい。
Ａｌは、硬質第二相の生成を促進して原質部の強度を上昇させて、強度が不均一になるので、できるだけ低減する必要がある。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．００５％未満とする必要があり、好ましくは０．００２％以下とするのがよい。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ（Ｔｉ全含有量）は、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させるために、溶接金属には欠かせない元素である。こうした作用を発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１５％以上含有させるのがよい。しかしながら、過剰に含有させると、固溶Ｔｉが増加することになって、多量に炭化物が生成して再加熱部の強度が著しく増大し、溶接金属の強度が不均一となる。
Ｔｉ（Ｔｉ全含有量）は、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させるために、溶接金属には欠かせない元素である。こうした作用を発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１５％以上含有させるのがよい。しかしながら、過剰に含有させると、固溶Ｔｉが増加することになって、多量に炭化物が生成して再加熱部の強度が著しく増大し、溶接金属の強度が不均一となる。
Ｏ：０．０２０〜０．０５０％
Ｏは、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成するのに有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏを過剰に含有させると、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉなどの脱酸元素が持つ強度確保作用を消失させることになるので、溶接金属の強度が確保できなくなるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量好ましい下限は０．０２５％であり、好ましい上限は０．０４０％である。
Ｏは、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成するのに有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｏを過剰に含有させると、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉなどの脱酸元素が持つ強度確保作用を消失させることになるので、溶接金属の強度が確保できなくなるので、０．０５０％以下とする必要がある。尚、Ｏ含有量好ましい下限は０．０２５％であり、好ましい上限は０．０４０％である。
本発明の溶接金属は、上記元素を必須成分として含有するものであり、残部はＦｅおよび不可避不純物（例えば、Ｎなど）であるが、更に他の元素として、（ａ）Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｒ：１．０以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎｂおよび／またはＶ：合計で０．０３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有される成分に応じてその特性が更に改善されることになる。これらの元素を含有させるときの範囲限定理由は、下記の通りである。
Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｂは、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ため、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その作用は含有量が増加するにつれて増大するが、Ｂ含有量が過剰になると高温割れを助長するので、０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８０％以下とするのがよい。尚、Ｂによる効果を有効に発揮させるためには、０．００２０％以上含有させることが好ましい。
Ｂは、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ため、溶接金属の強度を確保する上で有効な元素であり、その作用は含有量が増加するにつれて増大するが、Ｂ含有量が過剰になると高温割れを助長するので、０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８０％以下とするのがよい。尚、Ｂによる効果を有効に発揮させるためには、０．００２０％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）
ＣｕおよびＮｉは、Ｍｎと同様の作用を発揮するが、特に溶接金属の低温靭性を確保する上でも有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、あまり過剰になると偏析によって硬質第二相が生成して原質部の強度が上昇し、強度が不均一になるので、Ｃｕで２．０％以下、Ｎｉで３．０％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．１％程度、より好ましくは０．２％程度である。またより好ましい上限はＣｕで１．５％、Ｎｉで２．０％である。
ＣｕおよびＮｉは、Ｍｎと同様の作用を発揮するが、特に溶接金属の低温靭性を確保する上でも有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、あまり過剰になると偏析によって硬質第二相が生成して原質部の強度が上昇し、強度が不均一になるので、Ｃｕで２．０％以下、Ｎｉで３．０％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．１％程度、より好ましくは０．２％程度である。またより好ましい上限はＣｕで１．５％、Ｎｉで２．０％である。
Ｃｒ：１．０以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）
ＣｒおよびＭｏは、焼入れ性を増加させるために、溶接金属全体の強度確保に有効に作用する。また、粒界からのフェライト生成を抑制して組織を微細化する作用を発揮するのにも有効である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、あまり過剰になると原質部の強度が上昇し、強度が不均一になるので、いずれも１．０％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０１％程度、より好ましくは０．２％程度である。またより好ましい上限はいずれも０．８％程度である。
ＣｒおよびＭｏは、焼入れ性を増加させるために、溶接金属全体の強度確保に有効に作用する。また、粒界からのフェライト生成を抑制して組織を微細化する作用を発揮するのにも有効である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、あまり過剰になると原質部の強度が上昇し、強度が不均一になるので、いずれも１．０％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、いずれも０．０１％程度、より好ましくは０．２％程度である。またより好ましい上限はいずれも０．８％程度である。
Ｎｂおよび／またはＶ：合計で０．０３％以下（０％を含まない）
ＮｂおよびＶは、いずれも焼入性を高めるのに有効である他、Ｔｉと同様の作用を発揮する元素である。こうしたことから、ＮｂやＶが原質部に固溶した場合には、再熱部の軟化を抑制できることになる。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、あまり過剰になるとＴｉの場合と同様に炭化物の析出によって強度が不均一になるので、合計で０．０３％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、合計で０．００５％程度であり、またより好ましい上限は合計で０．０２％程度である。
ＮｂおよびＶは、いずれも焼入性を高めるのに有効である他、Ｔｉと同様の作用を発揮する元素である。こうしたことから、ＮｂやＶが原質部に固溶した場合には、再熱部の軟化を抑制できることになる。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、あまり過剰になるとＴｉの場合と同様に炭化物の析出によって強度が不均一になるので、合計で０．０３％以下とするのがよい。尚、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、合計で０．００５％程度であり、またより好ましい上限は合計で０．０２％程度である。
尚本発明の溶接金属が適用される鋼材（被溶接材）の種類については、特に限定するものではないが、例えば建築用鋼、造船用鋼が好ましいものとして挙げられる。
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性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更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。
下記表１、２に示す化学成分組成の各種ソリッドワイヤーを作製し、鋼材（化学成分組成、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．２％のＳＭ４９０鋼）を溶接した。このときの溶接条件、開先形状は下記の通りである。また、溶接に当たっては、チップ−母材間距離およびパス間温度を制御し、必要に応じて電流値（溶接源流）、シールドガス条件を制御してガスシールドアーク溶接を実施し、種々の固溶Ｔｉ量を含有する溶接金属を得た。
（溶接条件）
溶接電圧：３０Ｖ
溶接速度：２０ｃｍ／分
（開先形状）
板厚：２０ｍｍ
開先形状：４５°Ｖ型
（溶接条件）
溶接電圧：３０Ｖ
溶接速度：２０ｃｍ／分
（開先形状）
板厚：２０ｍｍ
開先形状：４５°Ｖ型
各場合における、チップ−母材間距離、パス間温度、溶接電流値、シールドガス条件等を下記表３、４に示す。また形成された溶接金属の化学成分組成を、原質部の固溶Ｔｉ量と共に、下記表４、５に示す。
形成された各溶接金属について、機械的特性について評価した。このときの評価に当たっては、溶接金属部について板厚方向に１ｍｍピッチでビッカース硬度（Ｈｖ）測定し、得られた値の最大値（Ｈｖｍａｘ）と最小値（Ｈｖｍｉｎ）の差（（Ｈｖｍａｘ−Ｈｖｍｉｎ）を、強度均一性の指標とした。また、溶接金属中央部について、Ｖノッチシャルピー試験を行い、０℃での吸収エネルギーｖＥ０を測定して靭性を評価した。
これらの結果を、下記表７、８に示すが、本発明で規定する要件を満足するもの（試験Ｎｏ．１〜３８）では、良好な強度均一性が達成されていることが分かる。これに対して本発明で規定する要件のいずれかが外れるもの（試験Ｎｏ．３９〜６０）では、強度のバラルキが生じており、のものは、本発明で規定するのいずれかの要件を外れる例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。
Claims (4)
- ソリッドワイヤーを用いたガスシールドアーク溶接法によって多層盛りで形成される溶接金属であって、Ｃ：０．２０％以下（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．２％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００５％未満（０％を含む）、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｏ：０．０２０〜０．０５０％の他、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、溶接原質部における固溶Ｔｉ量が０．０１〜０．０５％であり、残部が鉄および不可避不純物からなるものであることを特徴とする強度均一性に優れた溶接金属。
- 更に、他の元素としてＢ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の溶接金属。
- 更に、他の元素としてＣｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の溶接金属。
- 更に、他の元素としてＮｂおよび／またはＶ：合計で０．０３％以下（０％を含まない）を含有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。
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