JP4467364B2 - 溶接金属、溶接ワイヤ及びエレクトロスラグ溶接方法 - Google Patents

Description

本発明は、建築用鉄骨等の鋼材をエレクトスラグ溶接した際に形成される溶着金属、エレクトスラグ溶接する際に使用される溶接ワイヤ及びエレクトロスラグ溶接方法に関する。

エレクトロスラグ溶接は、溶接入熱が極めて大きいため、他の溶接方法に比べて、機械的特性が良好な溶接金属及び鋼材の溶接熱影響部（ＨＡＺ：heat-affected zone）を得ることが難しい。種々の機械的特性の中でも、衝撃値及び伸びは過大な溶接入熱によって特性が低下しやすく、特に、靱性を示す衝撃値は良好な値を安定して確保することが困難である。溶接入熱は、被溶接材である鋼材の厚さが増加するに従い上昇し、例えば、鋼材の厚さが６０ｍｍであるダイヤフラムをエレクトロスラグ溶接で接合した場合、溶接入熱は８００ｋＪ／ｃｍを超える値となる。

また、エレクトロスラグ溶接は、溶接速度が極めて遅いため、凝固過程における最終融液に靱性を低下させる不純物元素が凝縮しやすい。更に、中心部になる程冷却速度が遅く、金属組織が劣化するため、溶接金属の中心部の靱性が周辺部に比べて極めて低くなる。このため、エレクトロスラグ溶接により形成された溶接金属は、靱性のばらつきが大きく、溶接部の靱性を安定化させることは難しい。このような理由から、エレクトロスラグ溶接においては、溶接金属の靱性値の改善は、技術的なハードルが高い要求と言える。

一方、近時、建築分野においては、耐震性改善要求を契機にして、溶接部全体の高強度化及び高靱性化が求められており、その機械的特性の要求値が高くなっている。このため、エレクトロスラグ溶接についても、ＨＡＺ及び溶接金属の高強度化及び高靱性化が求められており、鋼材及び溶接材料の両面から、これらの性能改善が検討されている。具体的には、鋼材に関しては、大入熱溶接においても高靱性の熱影響部を得ることができる鋼材（以下、高ＨＡＺ靱性鋼材という）が開発され、実用化されている。また、溶接材料に関しては、ワイヤ組成を工夫することにより、従来のエレクトロスラグ溶接用ワイヤを使用した場合に比べて、溶接金属の靱性を向上させることができる溶接ワイヤが提案されている（特許文献１参照）。更に、大入熱溶接して得た高靱性の溶接継手も提案されている（特許文献２参照）。特許文献２の溶接継手においては、鋼材のＣ含有量を０．０３乃至０．１２質量％にし、更に溶接金属の組成を適正化することにより、熱影響部の靱性低下を防止すると共に溶接金属の靱性を向上させている。

特開２００２−７９３９６号公報 特開２００３−１５５５３９号公報

しかしながら、前述の従来の技術には、以下に示す問題点がある。即ち、高ＨＡＺ靱性鋼材は、通常の多層盛り溶接等での大入熱溶接において、ＨＡＺの靱性を向上させることを念頭に設計されているため、極大入熱の１パスのエレクトロスラグ溶接に適用した場合、従来の鋼材を使用した継手よりもＨＡＺの靱性は向上するが、溶接金属の靱性は向上しないという問題点がある。

また、特許文献１に記載の大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤは、鋼ＨＡＺ靱性鋼と組み合わせて使用した場合でも、７０Ｊ程度の靱性値を得ることができ、従来の溶接ワイヤに比べて靱性値を大幅に向上することができるが、溶接金属の靱性がばらつきやすく、安定した衝撃特性が得られないという問題点がある。更に、特許文献２に記載の溶接継手は、溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍを超えた場合の靱性確保を目的としているが、被溶接部材である鋼材の厚さが厚く、溶接入熱が極めて高いエレクトロスラグ溶接に適用した場合、十分な靱性が得られないという問題点がある。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、溶接入熱が大きいエレクトロスラグ溶接により形成しても優れた靱性が安定して得られる溶接金属、溶接ワイヤ及びエレクトロスラグ溶接方法を提供することを目的とする。

本願第１発明に係る溶接金属は、鋼材をエレクトロスラグ溶接することにより形成される溶接金属であって、Ｃ：０．０３乃至０．１０質量％、Ｓｉ：０．２０乃至０．８０質量％、Ｍｎ：０．６０乃至１．８０質量％、Ｃｕ：０．１０乃至１．００質量％、Ｎｉ：０．２０乃至１．４０質量％、Ｍｏ：０．５０乃至２．００質量％、Ｔｉ：０．０１０乃至０．０４０質量％及びＯ：０．００５乃至０．０６０質量％を含有し、Ｃｒ：０．８０質量％以下、Ｂ：０．００２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。

本発明においては、大入熱溶接した場合においても靱性を改善する効果が高いＭｏを添加すると共に、Ｍｏと共に添加することにより靱性のばらつきを抑制する効果があるＣｕを添加しており、更に、これらの含有量を適正化しているため、溶接入熱が２５０ｋＪ／ｃｍを超えるエレクトロスラグ溶接により形成されたものであっても、優れた靱性が得られる。

この溶接金属は、例えば、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定された建築構造用圧延鋼材であって、Ｃ：０．１８質量％以下、Ｓｉ：０．５５質量％以下、Ｍｎ：１．６０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制されると共に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼材を溶接することにより得られる。

また、前記溶接金属は、更に、Ｌａ：０．０１乃至０．１０質量％及びＣｅ：０．０１乃至０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これにより、靱性をより向上させることができる。

また、前記溶接金属は、例えば、５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱エレクトロスラグ溶接により形成されたものであっても、優れた靱性が得られる。

本願第２発明に係る溶接ワイヤは、鋼材をエレクトロスラグ溶接する際に使用される溶接ワイヤであって、Ｃ：０．０１乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．１０乃至１．００質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｕ：０．０５乃至１．００質量％、Ｍｏ：０．７乃至３．０質量％、Ｔｉ：０．１０乃至０．４０質量％及びＯ：０．０００５乃至０．０５００質量％を含有し、Ｎｉ：２．２質量％以下、Ｃｒ：０．６０質量％以下、Ｂ：０．００１０質量％以下及びＮ：０．０１００質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。

本発明においては、大入熱溶接において溶接金属の靱性を改善する効果が高いＭｏを添加すると共に、Ｍｏと共に添加することにより溶接金属における靱性のばらつきを抑制する効果があるＣｕを添加しているため、大入熱エレクトロスラグ溶接に使用した際に、高靱性の溶接金属が得られる。

この溶接ワイヤは、例えば、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定された建築構造用圧延鋼材であって、Ｃ：０．１８質量％以下、Ｓｉ：０．５５質量％以下、Ｍｎ：１．６０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制されると共に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の鋼材をエレクトロスラグ溶接する際に使用される。

前記溶接ワイヤは、更に、Ｌａ：０．０１乃至０．２０質量％及びＣｅ：０．００１乃至０．２０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これにより、溶接金属の靱性をより向上させることができる

また、この溶接ワイヤは、溶接入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接に使用した場合においても、靱性が優れた溶接金属が得られる。

本願第３発明に係るエレクトロスラグ溶接方法は、Ｃ：０．０１乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．１０乃至１．００質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｕ：０．０５乃至１．００質量％、Ｍｏ：０．７乃至３．０質量％、Ｔｉ：０．１０乃至０．４０質量％及びＯ：０．０００５乃至０．０５００質量％を含有し、Ｎｉ：２．２質量％以下、Ｃｒ：０．６０質量％以下、Ｂ：０．００１０質量％以下及びＮ：０．０１００質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の溶接ワイヤを使用して鋼材を溶接し、Ｃ：０．０３乃至０．１０質量％、Ｓｉ：０．２０乃至０．８０質量％、Ｍｎ：０．６０乃至１．８０質量％、Ｃｕ：０．１０乃至１．００質量％、Ｎｉ：０．２０乃至１．４０質量％、Ｍｏ：０．５０乃至２．００質量％、Ｔｉ：０．０１０乃至０．０４０質量％及びＯ：０．００５乃至０．０６０質量％を含有し、Ｃｒ：０．８０質量％以下、Ｂ：０．００２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の溶接金属を得ることを特徴とする。

本発明においては、大入熱溶接において溶接金属の靱性を改善する効果が高いＭｏが添加され、更にＭｏと共に添加されることにより溶接金属における靱性のばらつきを抑制する効果があるＣｕも添加されている溶接ワイヤを使用し、これらの元素が含まれる溶接金属を形成しているため、大入熱エレクトロスラグ溶接においても、高靱性の溶接金属が得られる。

前記鋼材は、例えば、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定された建築構造用圧延鋼材であって、Ｃ：０．１８質量％以下、Ｓｉ：０．５５質量％以下、Ｍｎ：１．６０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下に規制されると共に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成である。

また、前記溶接ワイヤは、更に、Ｌａ：０．０１乃至０．２０質量％及びＣｅ：０．００１乃至０．２０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有し、前記溶接金属は、更に、Ｌａ：０．０１乃至０．１０質量％及びＣｅ：０．０１乃至０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有していてもよい。これにより、溶接金属の靱性をより向上することができる。

更に、前記エレクトロスラグ溶接方法は、溶接入熱を５００ｋＪ／ｃｍ以上にした場合においても、靱性が優れた溶接金属を得ることができる。

本発明によれば、大入熱溶接において溶接金属の靱性を改善する効果が高いＭｏを添加し、更にＭｏと共に添加することにより溶接金属における靱性のばらつきを抑制する効果があるＣｕを添加しているため、エレクトロスラグ溶接においても優れた靱性の溶接金属を安定して得ることができる。

以下、本発明に係る溶接金属について具体的に説明する。本発明者等は、上記課題を解決するため、溶接金属の高靱性化に取り組んだ結果、以下の知見を得た。溶接金属における靱性等の機械的特性は、金属組織と密接な関係があり、溶接入熱が大きくなると、溶融金属及び溶融部の冷却速度が著しく低下し、金属組織中に脆化要因となる粒界フェライトが生成しやすくなる。粒界フェライトの生成を抑制するためには、結晶粒界によって形成される粒界フェライトの核の生成を防止し、オーステナイトを、細かく緻密なフェライト粒からなるアシキュラーフェライトに変態させることが有効である。アシキュラーフェライトは、靱性改善の効果が極めて高く、良好な靱性を得るためには好ましい組織である。また、粒界フェライトの生成を防止するためには、Ｍｎ及びＮｉ等の焼き入れ性が高い元素を添加することも有効である。しかしながら、これらの焼き入れ元素の含有量が過剰になると、大入熱溶接において、アシキュラーフェライトに代わって粗大なベイナイトが生成するため、溶接金属の強度が増し、靱性が著しく低下する。このため、エレクトロスラグ溶接のように、溶接入熱が極めて大きく且つ冷却速度が極めて遅い場合は、粒界フェライトの生成及び粗大ベイナイトの生成を同時に抑制しなければならない。

本発明者等は、先ず金属組織への影響が大きい元素の添加量について検討を行ったが、目標とする靱性は容易に得られず、また靱性値を安定化することもできなかった。そこで、本発明者等は、溶接金属の靱性を向上するため鋭意実験研究を行った結果、以下に示す特定成分の含有量を制御することにより、溶接金属の靱性を向上させることができることを見出した。即ち、従来の知見では、Ｍｏは強度及び靱性を高める効果があるが、過剰に添加すると靱性及び伸びが低下するとされていたが、本発明者等は、あえてＭｏ含有量を高くした溶接金属について検討を行ったところ、溶接金属中にＭｏを一定量以上含有させると、溶接金属の中心部における結晶粒界が減少して靱性が向上することを見出した。また、Ｍｏと共にＣｕを添加することにより、衝撃値のばらつきが小さくなり、靱性が安定化することも見出した。更にまた、溶接金属に希土類を含有させると、靱性が良好になることも見出した。

以下、本発明の溶接金属における化学組成の数値限定理由について説明する。

溶接金属中のＣ：０．０３乃至０．１０質量％
Ｃは、溶接金属の強度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、Ｃ含有量が多すぎると、具体的には、溶接金属中のＣ含有量が０．１０質量％を超えると、溶接金属の靱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０．１０質量％とする。

溶接金属中のＳｉ：０．２０乃至０．８０質量％
Ｓｉは、溶接金属の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。但し、溶接金属中のＳｉ含有量が０．２０質量％未満の場合、その効果が得られない。一方、Ｓｉを過剰に添加すると、具体的には、溶接金属中のＳｉ含有量が０．８０質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加して靱性が低下する。よって、溶接金属中のＳｉ含有量は０．２０乃至０．８０質量％とする。

溶接金属中のＭｎ：０．６０乃至１．８０質量％
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、焼き入れ性を向上させる効果があり、溶接金属の靱性を安定化するためには必須の元素である。但し、溶接金属中のＭｎ含有量が０．６質量％未満の場合、溶接金属の靱性を向上させるアシキュラーフェライトが減少し、粒界フェライト等の靱性を低下させる組織が生成する。一方、溶接金属中のＭｎ含有量が１．８質量％を超えると、焼入れ性が著しく高くなり、靱性が低下する。よって、溶接金属中のＭｎ含有量は０．６０乃至１．８０質量％とする。

溶接金属中のＣｕ：０．１０乃至１．００質量％
Ｃｕは、合金成分として添加された場合には、溶接金属の強度を改善する効果があるが、Ｍｏと共に添加された場合には、靱性のばらつきを抑制する効果があり、本発明の溶接金属には必須の元素である。但し、溶接金属中のＣｕ含有量が０．１０質量％未満の場合、靱性を改善する効果が得られない。また、靱性が高い成分系であっても、Ｃｕ含有量が０．１０質量％未満であると、場所によって特性が大きくばらついて、溶接金属中に靱性が低い箇所が生じるため、特性が不十分となる。一方、溶接金属中のＣｕ含有量が１．００質量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が低下する。よって、溶接金属中のＣｕ含有量は０．１０乃至１．００質量％とする。

溶接金属中のＮｉ：０．２０乃至１．４０質量％
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる効果があり、補助的に添加することにより、溶接金属の金属組織及び強度を調節することができる。但し、溶接金属中のＮｉ含有量が０．２０質量％未満の場合、粒界フェライトが生成し、靱性が低下する。一方、溶接金属中のＮｉ含有量が１．４０質量％を超えると、粗大なベイナイトが生成しやすくなるため靱性が低下すると共に、凝固偏析が大きくなって、伸びを低下させるマルテンサイト相の生成が顕著になる。よって、溶接金属中のＮｉ含有量は０．２０乃至１．４０質量％とする。

溶接金属中のＭｏ：０．５０乃至２．００質量％
Ｍｏは、溶接金属の金属組織の制御及び靱性の改善おける効果が極めて大きく、本発明者等により新たな知見が見出された成分である。Ｍｏは、高温におけるオーステナイトの結晶粒サイズを安定化し、その後の冷却工程においても粒界フェライトを抑制する働きが顕著である。但し、溶接金属中のＭｏ含有量が０．５０質量％未満であると、十分な靱性を得ることができない。一方、溶接金属中のＭｏ含有量が２．００質量％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて、靱性及び伸びが低下する。よって、溶接金属中のＭｏ含有量は０．５０乃至２．００質量％とする。

溶接金属中のＴｉ：０．０１０乃至０．０４０質量％
Ｔｉは、アシキュラーフェライトを生成する核となり、粒界フェライトの生成を防止するために必須の成分である。但し、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０１０質量％未満の場合は、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０４０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、靱性及び伸びが低下する。よって、溶接金属中のＴｉ含有量は０．０１０乃至０．０４０質量％とする。

溶接金属中のＯ：０．００５乃至０．０６０質量％
エレクトロスラグ溶接においては、溶接中は、溶融スラグによって溶接金属が大気から遮断されるため、溶接金属中のＯ含有量は変動しにくい。しかしながら、Ｏは溶接金属の金属組織に対する影響が大きい元素であるため、溶接金属の特性を確保するためには、Ｏ含有量が所定の範囲になるように調節することが好ましい。具体的には、溶接金属中のＯ含有量が０．００５質量％未満であると、焼入れ性が高くなりすぎて、靱性が著しく低下する。一方、溶接金属中のＯ含有量が０．０６０質量％を超えると、合金元素が酸化により消耗する量が増加し、結果として靱性が低下する。よって、溶接金属中のＯ含有量は０．００５乃至０．０６０質量％とする。

溶接金属中のＣｒ：０．８０質量％以下
Ｃｒは、溶接金属の焼入れ性を高め、金属組織を改善する効果があるが、過剰に添加されると、具体的には、溶接金属中のＣｒ含有量が０．８０質量％を超えると、靱性が低下する。よって、溶接金属中のＣｒ含有量は０．８０質量％以下に規制する。

溶接金属中のＢ：０．００２０質量％以下
本発明者等の検討結果により、適正量のＢを添加すると、衝撃値が向上することが判明したが、その効果はＢ含有量が比較的高い場合にしか得られなかった。また、Ｂは、粒界フェライトの生成を抑制する効果が高いが、大入熱溶接においては、凝固偏析を生じて高温割れ感受性を高める元素でもある。このため、溶接金属中のＢ含有量は少なくすることが好ましい。よって、溶接金属中のＢ含有量は０．００２０質量％以下に規制する。

溶接金属中のＮ：０．０１０質量％以下
溶接に使用される鋼材及び溶接ワイヤは、一般に、低コストな大気圧中で製造されるため、その製造工程においてＮが混入してしまう。しかしながら、Ｎは溶接金属の靱性を低下させる元素であり、その含有量はできるだけ少なくすることが好ましい。よって、溶接金属中のＮ含有量は０．０１０質量％以下に規制する。

溶接金属中のＬａ：０．０１乃至０．１０質量％、Ｃｅ：０．０１乃至０．１０質量％
Ｌａ及びＣｅは、溶接金属の靱性を改善する効果があり、本発明の溶接金属においては、Ｌａ及びＣｅからなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有していてもよい。本発明の溶接金属において必須成分であるＴｉは、溶接金属中でＴｉＮとして析出して、オーステナイトからフェライトが析出する際の有効異質核として作用し、アシキュラーフェライトの生成を促進すると考えられている。そこで、本発明者等は、溶接金属中にＬａ及びＣｅが添加されると、これらの元素が溶存酸素を他の元素よりも優先して消費し、Ｔｉが酸化消耗する反応、即ち、ＴｉがＴｉＯ_２となる反応が抑制されるため、ＴｉＮの生成が促進されて、その結果、アシキュラーフェライトの生成が促進されると考えている。但し、溶接金属中のＬａ含有量が０．０１質量％未満の場合、靱性改善の効果が得られない。一方、Ｌａは高価な材料であり、また、溶接金属への歩留まりが低いため、溶接金属に多量に添加しようとすると、溶接材料が極めて高価になる。このため、溶接金属中のＬａ含有量の上限は０．１０質量％とすることが好ましい。同様に、溶接金属中のＣｅ含有量が０．０１質量％未満の場合、靱性改善の効果が得られない。一方、溶接金属中のＣｅ含有量が０．１０質量％を超えると、溶接材料のコストが極めて高価になる。よって、Ｌａ及びＣｅを添加する場合、溶接金属中のＬａ含有量は０．０１乃至０．１０質量％とし、Ｃｅ含有量は０．０１乃至０．１０質量％とすることが好ましい。

この溶接金属は、溶接ワイヤを使用して、下記表１に示す組成の建築構造用圧延鋼材をエレクトロスラグ溶接することにより得ることができる。なお、下記表１における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。このような組成の鋼材としては、例えば、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定されているＳＮ４９０Ｂ及びＳＮ４９０Ｃ等があげられ、高ＨＡＺ靱性鋼材もこの組成の範囲内に入る鋼材である。以下、上述した組成を有する溶接金属を形成する際に使用される溶接ワイヤの化学成分の数値限定理由について説明する。

溶接ワイヤ中のＣ：０．０１乃至０．１２質量％
Ｃは、溶接金属の強度を確保するために有効な元素である。但し、溶接ワイヤ中のＣ含有量が０．０１質量％未満では、その効果が得られない。一方、溶接ワイヤ中のＣ含有量が０．１２質量％を超えると、溶接金属の靱性が低下すると共に高温割れ感受性が高くなる。よって、溶接ワイヤ中のＣ含有量は０．０１乃至０．１２質量％とする。

溶接ワイヤ中のＳｉ：０．１０乃至１．００質量％
Ｓｉは、溶接金属の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。但し、溶接ワイヤ中のＳｉ含有量が０．１０質量％未満の場合、その効果が得られない。一方、溶接ワイヤ中のＳｉ含有量が１．００質量％を超えると、溶接金属中の酸素量が増加して靱性が低下する。よって、溶接ワイヤ中のＳｉ含有量は０．１０乃至１．００質量％とする。

溶接ワイヤ中のＭｎ：０．５乃至２．０質量％
Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、焼き入れ性を高める効果があり、溶接金属の靱性を安定化するためには必須の成分である。但し、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量が０．５質量％未満の場合、溶接金属の靱性を向上させるアシキュラーフェライトが減少し、粒界フェライト等の靱性を低下させる組織が生成する。一方、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量が２．０質量％を超えると、焼入れ性が著しく高くなり、溶接金属の靱性が低下する。よって、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量は０．５乃至２．０質量％とする。

溶接ワイヤ中のＣｕ：０．０５乃至１．００質量％
Ｃｕは、溶接金属の強度を改善する効果がある。また、Ｍｏと共に添加された場合には、溶接金属における靱性のばらつきを抑制する効果を発揮するため、本発明の溶接ワイヤには必須の元素である。但し、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量が０．０５質量％未満の場合、溶接金属の靱性を改善する効果が得られない。また、仮に溶接金属が靱性が高い成分系により構成されていても、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量が０．０５質量％未満であると、溶接金属中のＣｕ含有量が少なくなり、靱性のばらつきが大きくなる。一方、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量が１．００質量％を超えると、溶接金属中のＣｕ含有量が多くなるため、溶接金属の強度が高くなりすぎて靱性が低下する。よって、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量は０．０５乃至１．００質量％とする。なお、本発明の溶接ワイヤにＣｕを添加する方法としては、溶接ワイヤの表面にＣｕめっき層を設けてもよいが、本発明はこれに限定されるものではなく、例えば、溶接ワイヤ中に合金成分として添加しためっき無しのソリッドワイヤでも同様の効果が得られる。

溶接ワイヤ中のＭｏ：０．７乃至３．０質量％
Ｍｏは、溶接金属の金属組織の制御及び靱性の改善おける効果が極めて大きく、本発明者等により新たな知見が見出された成分である。Ｍｏは、高温下で溶接金属のオーステナイトの結晶粒サイズを安定化し、その後の冷却工程においても粒界フェライトを抑制する働きが顕著である。但し、溶接ワイヤ中のＭｏ含有量が０．７質量％未満であると、溶接金属の靱性が低下する。一方、溶接ワイヤ中のＭｏ含有量が３．０質量％を超えると、溶溶接金属の焼入れ性が高くなりすぎて、靱性及び伸びが低下する。よって、溶接ワイヤ中のＭｏ含有量は０．７乃至３．０質量％とする。

溶接ワイヤ中のＴｉ：０．１０乃至０．４０質量％
Ｔｉは、溶接金属中でアシキュラーフェライトを生成する核となり、粒界フェライトの生成を防止するために必須の成分である。しかしながら、溶接ワイヤに含まれるＴｉは、溶接中にその多くが酸化消耗されるため、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が０．１０質量％未満の場合は、十分な効果が得られない。一方、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が０．４０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、靱性及び伸びが低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．１０乃至０．４０質量％とする。

溶接ワイヤ中のＯ：０．０００５乃至０．０５００質量％
Ｏは、溶接金属の金属組織に対する影響が大きい元素であり、溶接金属の特性を確保するためには、溶接金属中のＯ含有量を一定範囲にすることが好ましい。溶接ワイヤ中のＯ含有量が０．０００５質量％未満であると、溶接金属の焼入れ性が高くなり、靱性が著しく低下する。一方、溶接ワイヤ中のＯ含有量が０．０５００質量％を超えると、合金元素が酸化により消耗する量が増加し、結果として溶接金属の靱性が低下する。よって、溶接ワイヤ中のＯ含有量は０．０００５乃至０．０５００質量％とする。

溶接ワイヤ中のＮｉ：２．２質量％以下
Ｎｉは、溶接金属の焼入れ性を向上させる効果があり、溶接ワイヤに補助的に添加することにより、溶接金属の金属組織及び強度を調節することができる。しかしながら、高ＨＡＺ靱性鋼材等には、鋼材の靱性を確保するためにＮｉが添加されているため、溶接ワイヤにおいては、Ｎｉ含有量の上限値のみを規定する。具体的には、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量が２．２質量％を超えると、溶接金属中に粗大なベイナイトが生成しやすくなって靱性が低下すると共に、凝固偏析が大きくなって、伸びを低下させるマルテンサイト相の生成が顕著になる。よって、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量は２．２質量％以下に規制する。

溶接ワイヤ中のＣｒ：０．６０質量％以下
Ｃｒは、溶接金属の焼入れ性を高め、金属組織を改善する効果があるが、Ｃｒ含有量が０．６０質量％を超えると、溶接金属の靱性が低下する。よって、溶接ワイヤ中のＣｒ含有量は０．６０質量％以下に規制する。

溶接ワイヤ中のＢ：０．００１０質量％以下
Ｂは、溶接金属中に粒界フェライトが生成することを抑制する効果が高いが、大入熱溶接においては、溶接金属成分を凝固偏析させ、溶接金属の高温割れ感受性を高める元素である。このため、溶接金属中のＢ含有量は、できるだけ少なくすることが好ましい。なお、高ＨＡＺ靱性鋼材にはＢが添加されていることが多いため、被溶接材に高ＨＡＺ靱性鋼材を使用する場合には、溶接ワイヤにはＢを添加しないことが好ましい。よって、溶接ワイヤ中のＢ含有量は、一般的な製造工程で含まれる範囲とし、０．００１０質量％以下に規制する。

溶接ワイヤ中のＮ：０．０１００質量％以下
溶接ワイヤは、一般に大気圧中で製造されるため、その製造工程においてＮが混入してしまう。しかしながら、Ｎは溶接金属の靱性を低下させる元素であり、その含有量はできるだけ少なくすることが好ましい。よって、溶接ワイヤ中のＮ含有量は０．０１００質量％以下に規制する。

溶接ワイヤ中のＬａ：０．０１乃至０．２０質量％、Ｃｅ：０．０１乃至０．２０質量％
Ｌａ及びＣｅは、溶接金属の靱性を改善する効果があり、本発明の溶接ワイヤにおいては、Ｌａ及びＣｅからなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有していてもよい。但し、溶接ワイヤ中のＬａ含有量が０．０１質量％未満の場合、溶接金属の靱性改善効果は得られない。また、Ｌａは高価な材料であると共に、溶接金属への歩留まりが低い。このため、溶接ワイヤに多量に添加しようとすると、溶接ワイヤのコストが極めて高価になる。そこで、溶接ワイヤ中のＬａ含有量は０．２０質量％以下にすることが好ましい。同様に、溶接ワイヤ中のＣｅ含有量が０．０１質量％未満の場合、溶接金属の靱性改善効果が得られない。一方、溶接ワイヤ中のＣｅ含有量が０．２０質量％を超えると、溶接ワイヤのコストが極めて高価になる。よって、溶接ワイヤにＬａ及びＣｅを添加する場合、Ｌａ含有量は０．０１乃至０．２０質量％とし、Ｃｅ含有量は０．０１乃至０．２０質量％とすることが好ましい。

この溶接ワイヤは、大入熱溶接において溶接金属の靱性を改善する効果が高いＭｏを添加すると共に、Ｍｏと共に添加することにより溶接金属における靱性のばらつきを抑制する効果があるＣｕを添加しているため、溶接金属中に最適な量のＭｏ及びＣｕが添加され、鋼材を大入熱のエレクトロスラグ溶接した場合でも、高靱性の溶接金属が得られる。また、この溶接ワイヤは、特に高ＨＡＺ靱性鋼を大入熱エレクトロスラグ溶接する際に好適であり、これにより、靱性値が高い溶接金属及びＨＡＺを安定して得ることができる。その場合、高ＨＡＺ靱性鋼は、被溶接材の少なくとも一部に使用されていればよい。例えば、橋梁等に使用されるＢＯＸ柱において、スキンプレートに高ＨＡＺ靱性鋼材を使用した場合、ダイヤフラム及び裏当て材には通常の鋼材を使用することができる。

なお、エレクトロスラグ溶接方法には、溶接により通電ノズルが溶融して消耗する消耗ノズル式、及び溶融して消耗するノズルを含まない構成の非消耗ノズル式の２種類の施工方法があるが、本発明の溶接ワイヤは、どちらの施工方法にも適用可能であり、どちらの施工方法を適用した場合においても、高靱性で且つ靱性にばらつきがない溶接金属を得ることができる。また、本発明の溶接ワイヤは、特に、Ｍｏ及びＣｕの添加量を適正化しているため、５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接においても、溶接金属のミクロ組織が良好なアシキュラーフェライト及びベーナイト組織となるため、靱性が優れた溶接金属を得ることができる。

以下、本発明の実施例の効果について、本発明の範囲から外れる比較例と比較して説明する。先ず、本発明の第１実施例として、溶接ワイヤの組成を変えて、スキンプレートとダイヤフラムとをエレクトロスラグ溶接しＢＯＸ柱を作製した。図１（ａ）はその際の溶接方法を示す斜視図であり、図１（ｂ）は断面図である。なお、図１（ａ）においては、図を見やすくするために裏当金を省略している。図１（ａ）及び（ｂ）に示すように、本実施例においては、板厚が夫々６０乃至１００ｍｍであり、下記表２に示す組成の高ＨＡＺ靱性鋼材Ａ又は高ＨＡＺ靱性鋼材Ｂからなるスキンプレート１に形成されたノズル挿入孔５から、直径が１．６ｍｍで下記表３に示す組成の溶接ワイヤをＢＯＸ柱内に挿入し、板厚が６０ｍｍで下記表２に示す組成のＪＩＳ規格Ｇ３１００−ＳＭ４００鋼材からなるダイヤフラム２とスキンプレート１とを、非消耗ノズル式でエレクトロスラグ溶接して実施例及び比較例の溶接継手を作製した。その際、幅が６５ｍｍで厚さが３２ｍｍのＪＩＳ規格Ｇ３１００−ＳＭ４００鋼材を裏当金３として使用し、フラックスには溶融フラックスを使用した。また、溶接条件は、開先４のルートギャップを２５ｍｍ、電流を４００Ａ、電圧を５２Ｖ、溶接速度を１．２乃至１．４ｃｍ／分とし、溶接入熱は約９６０ｋＪ／ｃｍであった。なお、下記表２及び表３における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、本実施例においては、鋼材によってスキンプレート１の厚さが異なっているが、溶接時の電流値により入熱を決めているため、上記溶接条件にはほとんど影響しない。

そして、上述の方法及び条件で作製した実施例１乃至１０及び比較例１乃至１６の溶接継手における溶接金属の成分分析を行った。その結果を下記表４に示す。なお、下記表４における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

次に、実施例１乃至１０及び比較例１乃至１６の溶接継手について、引張試験及びシャルピー衝撃試験を行い、その溶接部の機械的特性を評価した。以下、各項目の評価方法について説明する。図２（a）は引張試験片の採取位置を示す断面図であり、図２（ｂ）は衝撃試験片の採取位置を示す断面図である。引張試験は、各溶接継手の溶接金属５の中央部から図２（ａ）に示す直径が１２．５ｍｍの試験片６を採取し、ＪＩＳ規格Ｚ−３１１１に基づいて実施し、試験片６の０．２％耐力、引張強度及び伸びを測定した。また、シャルピー衝撃試験は、各溶接継手の溶接金属５の中央部から図２（ｂ）に示す形状の試験片７を採取し、ＪＩＳ規格ＪＩＳ規格Ｚ−３１１１に基づいて実施した。その際、ノッチ形状は２ｍｍＶノッチとし、試験温度は０°とした。これらの結果を下記表５にまとめて示す。なお、本実施例においては、各評価項目の目標値を、夫々、０．２％耐力は４４０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強度は６００Ｎ／ｍｍ^２、伸びは２２％以上、衝撃値（シャルピー吸収エネルギー）は各測定値が７０以上、平均値が９０以上、標準偏差が２２以下とし、下記表５に示す総合評価は、全てが目標値以上であった場合を○、１つでも目標値に満たない場合は×とした。

上記表３乃至５に示すように、比較例１の溶接継手は、溶接ワイヤのＣ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、溶接金属中のＣ含有量が０．０３質量％未満になり、衝撃値が目標値よりも低くなった。一方、比較例２の溶接継手は、溶接ワイヤのＣ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＣ含有量が０．１０質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。また、比較例３の継手は、溶接ワイヤのＳｉ含有量が本発明の範囲範囲よりも少ないため、溶接金属中のＳｉ含有量が０．２０質量％未満になり、衝撃値が目標値よりも低くなった。一方、比較例４の溶接継手は、溶接ワイヤのＳｉ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＳｉ含有量が０．８０質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなり、衝撃値のばらつきも大きかった。

比較例５の継手は、溶接ワイヤのＭｎ含有量が本発明の範囲範囲よりも少ないため、溶接金属中のＭｎ含有量が０．６０質量％未満になり、衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例６の溶接継手は、溶接ワイヤのＭｎ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＭｎ含有量が１．８０質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例７の継手は、溶接ワイヤのＣｕ含有量が本発明の範囲範囲よりも少ないため、溶接金属中のＣｕ含有量が０．１０質量％未満になり、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなり、衝撃値のばらつきも大きかった。比較例８の溶接継手は、溶接ワイヤのＣｕ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＣｕ含有量が１．００質量％を超え、衝撃値が目標値よりも低くなった。

比較例９の継手は、溶接ワイヤのＮｉ含有量が本発明の範囲範囲よりも多いため、溶接金属中のＮｉ含有量が１．４０質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例１０の溶接継手は、溶接ワイヤのＣｒ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＣｒ含有量が０．８０質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例１１の継手は、溶接ワイヤのＭｏ含有量が本発明の範囲範囲よりも少ないため、溶接金属中のＭｏ含有量が０．５０質量％未満になり、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例１２の溶接継手は、溶接ワイヤのＭｏ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＭｏ含有量が２．００質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。

比較例１３の継手は、溶接ワイヤのＴｉ含有量が本発明の範囲範囲よりも少ないため、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０１質量％未満になり、衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例１４の溶接継手は、溶接ワイヤのＴｉ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０４質量％を超え、衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例１５の継手は、溶接ワイヤのＮ含有量が本発明の範囲範囲よりも多いため、溶接金属中のＮ含有量が０．０１質量％を超え、衝撃値が目標値よりも低くなった。比較例１６の溶接継手は、溶接ワイヤのＯ含有量が本発明の範囲よりも多いため、溶接金属中のＯ含有量が０．０６０質量％を超え、伸び及び衝撃値が目標値よりも低くなった。

一方、本発明の範囲内の組成を有する溶接ワイヤを使用して溶接した実施例１乃至１０の溶接継手は、委溶接金属の組成が本発明の範囲内となり、０．２％耐力、引張強度、伸び及び衝撃値の全ての項目で目標値を上回り、比較例１乃至１６の溶接継手よりも機械的特性が優れていた。

また、本発明の第２実施例として、上記表２に示す鋼材を、前述の第１実施例と同様の方法及び条件で溶接して、下記表６に示す組成の溶接金属を形成した。なお、下記表６における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

そして、実施例１１乃至２１及び比較例２７乃至４２の溶接金属について、前述の第１実施例と同等の方法で引張試験及びシャルピー衝撃試験を行い、その機械的特性を評価した。その結果を下記表７にまとめて示す。

上記表６及び表７に示すように、比較例２７の溶接金属は、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、０．２％耐力及び衝撃値が目標値よりも低かった。比較例２８の溶接金属は、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも多いため、衝撃値が目標値よりも低かった。比較例２９の溶接金属は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、０．２％耐力及び衝撃値が目標値よりも低かった。比較例３０の溶接金属は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲よりも多いため、衝撃値が目標値よりも低かった。比較例３１の溶接金属は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、０．２％耐力及び衝撃値が目標値よりも低かった。比較例３２の溶接金属は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも多いため、伸び及び衝撃値が目標値よりも低かった。

比較例３３の溶接金属は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、衝撃値のばらつきが大きかった。比較例３４の溶接金属は、Ｃｕ含有量が本発明の範囲よりも多いため、伸び及び衝撃値が目標値よりも低かった。比較例３５の溶接金属は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、衝撃値が目標値よりも低かった。比較例３６の溶接金属は、Ｎｉ含有量が本発明の範囲よりも多いため、伸びが目標値よりも低かった。比較例３７の溶接金属は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲よりも多いため、衝撃値が目標値よりも低く、ばらつきも大きかった。比較例３８の溶接金属は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、０．２％耐力及び衝撃値が目標値よりも低かった。比較例３９の溶接金属は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲を超えているため、伸び及び衝撃値が目標値よりも低かった。

比較例４０の溶接金属は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲よりも少ないため、０．２％耐力及び衝撃値が目標値よりも低かった。比較例４１の溶接金属は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を超えているため、衝撃値が目標値よりも低く、ばらつきも大きかった。比較例４２の溶接金属は、Ｏ含有量が本発明の範囲よりも多いため、０．２％耐力、伸び及び衝撃値が目標値よりも低かった。

一方、本発明の範囲内の組成を有する実施例１１乃至２１の溶接金属は、０．２％耐力、引張強度、伸び及び衝撃値の全ての項目で、目標値を上回っており、前述の比較例２７乃至４２の継手よりも優れた機械的特性が得られ、更に靱性のばらつきも少なかった。

更に、本発明の第３実施例として、ダイヤフラム２の厚さを４０ｍｍにして、それ以外は前述の第１実施例と同様の方法及び条件で、スキンプレート１とダイヤフラム２とをエレクトロスラグ溶接して、実施例２２の溶接継手を作製した。このとき、スキンプレート１には鋼材Ａを使用した。下記表８にこの溶接継手の溶接金属の組成を示す。なお、下記表８には、ダイヤフラム２の厚さが６０ｍｍである実施例１１の溶接継手の溶接金属組成を併せて示す。また、下記表８における残部はＦｅ及び不可避的不純物である。

次に、この溶接継手の溶接金属について、前述の第１及び第２実施例と同等の方法で引張試験及びシャルピー衝撃試験を行い、溶接金属の機械的特性を評価した。その結果を下記表９にまとめて示す。なお、下記表９には、実施例１１の溶接継手における溶接金属の機械的特性の評価結果を併せて示す。

上記表９に示すように、ダイヤフラムの厚さを４０ｍｍにすると、ダイヤフラムの厚さが６０ｍｍの場合よりも溶接入熱が低くなるため、実施例２２の溶接継手は、実施例１１の継手よりも機械的性能が向上し、特に衝撃値が大幅に向上していた。

（ａ）は本実施例の溶接方法を示す斜視図であり、（ｂ）はその断面図である。 （ａ）は引張試験片の採取位置を示す断面図であり、（ｂ）は衝撃試験片の採取位置を示す断面図である。

符号の説明

１；スキンプレート
２；ダイヤフラム
３；裏当金
４；開先
５；溶接金属
６；引張試験片
７；衝撃試験片
８；ノズル挿入孔

Claims (12)

1. 鋼材をエレクトロスラグ溶接することにより形成される溶接金属であって、Ｃ：０．０３乃至０．１０質量％、Ｓｉ：０．２０乃至０．８０質量％、Ｍｎ：０．６０乃至１．８０質量％、Ｃｕ：０．１０乃至１．００質量％、Ｎｉ：０．２０乃至１．４０質量％、Ｍｏ：０．５０乃至２．００質量％、Ｔｉ：０．０１０乃至０．０４０質量％及びＯ：０．００５乃至０．０６０質量％を含有し、Ｃｒ：０．８０質量％以下、Ｂ：０．００２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接金属。
2. 前記鋼材は、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定された建築構造用圧延鋼材であって、Ｃ：０．１８質量％以下、Ｓｉ：０．５５質量％以下、Ｍｎ：１．６０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下及びＳ：０．０１５質量％以下に規制されると共に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下及びＭｏ：１．０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の溶接金属。
3. 更に、Ｌａ：０．０１乃至０．１０質量％及びＣｅ：０．０１乃至０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接金属。
4. ５００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で溶接されたものであることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の溶接金属。
5. 鋼材をエレクトロスラグ溶接する際に使用される溶接ワイヤであって、Ｃ：０．０１乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．１０乃至１．００質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｕ：０．０５乃至１．００質量％、Ｍｏ：０．７乃至３．０質量％、Ｔｉ：０．１０乃至０．４０質量％及びＯ：０．０００５乃至０．０５００質量％を含有し、Ｎｉ：２．２質量％以下、Ｃｒ：０．６０質量％以下、Ｂ：０．００１０質量％以下及びＮ：０．０１００質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接ワイヤ。
6. 前記鋼材は、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定された建築構造用圧延鋼材であって、Ｃ：０．１８質量％以下、Ｓｉ：０．５５質量％以下、Ｍｎ：１．６０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下及びＳ：０．０１５質量％以下に規制されると共に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下及びＭｏ：１．０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項５に記載の溶接ワイヤ。
7. 更に、Ｌａ：０．０１乃至０．２０質量％及びＣｅ：０．００１乃至０．２０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の溶接ワイヤ。
8. ５００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で溶接されることを特徴とする請求項５乃至７のいずれか１項に記載の溶接ワイヤ。
9. Ｃ：０．０１乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．１０乃至１．００質量％、Ｍｎ：０．５乃至２．０質量％、Ｃｕ：０．０５乃至１．００質量％、Ｍｏ：０．７乃至３．０質量％、Ｔｉ：０．１０乃至０．４０質量％及びＯ：０．０００５乃至０．０５００質量％を含有し、Ｎｉ：２．２質量％以下、Ｃｒ：０．６０質量％以下、Ｂ：０．００１０質量％以下及びＮ：０．０１００質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の溶接ワイヤを使用して鋼材を溶接し、Ｃ：０．０３乃至０．１０質量％、Ｓｉ：０．２０乃至０．８０質量％、Ｍｎ：０．６０乃至１．８０質量％、Ｃｕ：０．１０乃至１．００質量％、Ｎｉ：０．２０乃至１．４０質量％、Ｍｏ：０．５０乃至２．００質量％、Ｔｉ：０．０１０乃至０．０４０質量％及びＯ：０．００５乃至０．０６０質量％を含有し、Ｃｒ：０．８０質量％以下、Ｂ：０．００２０質量％以下及びＮ：０．０１０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成の溶接金属を得ることを特徴とするエレクトロスラグ溶接方法。
10. 前記鋼材は、ＪＩＳ規格Ｇ３１３６に規定された建築構造用圧延鋼材であって、Ｃ：０．１８質量％以下、Ｓｉ：０．５５質量％以下、Ｍｎ：１．６０質量％以下、Ｐ：０．０３０質量％以下及びＳ：０．０１５質量％以下に規制されると共に、Ｃｕ：２．０質量％以下、Ｎｉ：３．０質量％以下、Ｃｒ：２．０質量％以下及びＭｏ：１．０質量％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項９に記載のエレクトロスラグ溶接方法。
11. 前記溶接ワイヤは、更に、Ｌａ：０．０１乃至０．２０質量％及びＣｅ：０．００１乃至０．２０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有し、前記溶接金属は、更に、Ｌａ：０．０１乃至０．１０質量％及びＣｅ：０．０１乃至０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項９又は１０に記載のエレクトロスラグ溶接方法。
12. 溶接入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上であることを特徴とする請求項９乃至１１のいずれか１項に記載のエレクトロスラグ溶接方法。

Images