JP4469226B2 - 下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。 - Google Patents

Description

本発明は、引張強度が４００〜５７０ＭＰａ級の厚鋼板において、Ａｒ＋ＣＯ₂溶接あるいはＣＯ₂溶接等のガスシールドアーク溶接を下盛した後に、該ガスシールドアーク溶接部の上からサブマージアーク溶接等により溶接入熱が４．５ｋＪ／ｍｍ以上の溶接を上盛して溶接ビードを形成する場合に、下盛ガスシールドアーク溶接金属、特に、上盛溶接による熱影響を受ける下盛ガスシールドアーク溶接金属において高い靱性を有することができる下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤに関する。

フラックスを使用しないガスシールドアーク溶接において使用されるソリッドワイヤは被覆アーク溶接棒等に比べて、含まれる水素量が少ない。このため、このソリッドワイヤは、耐低温割れ性に優れる、スラグの生成が少ないためスラグ剥離作業が不要または能率的である、等の利点があり様々な用途に使用されている。

最近、高層建築物の箱形４面ボックス柱に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性に優れた高機能鋼が多く使用されるようになり、これに伴って溶接金属にも鋼材と同等の高靱性が要求されるようになってきている。４面ボックス柱の製造は、各面を構成するスキンプレート同士の４辺の角部分を溶接して中空の柱とすることにより行われる。また、溶接施工効率を高めるために、スキンプレート同士の角継手には１パス２電極サブマージアーク溶接（以下、ＳＡＷとが称する場合ある。）が用いられ、また、スキンプレートとダイヤフラムとの溶接にはエレクトロスラグ溶接（以下、ＥＳＷとが称する場合ある。）が用いられる場合が多い。

但し、スキンプレートの板厚が６０ｍｍ程度を超えるような場合には、１パスＳＡＷでの角継手溶接は困難となり、多層盛りＳＡＷ溶接や多層盛りガスシールドアーク溶接（Ａｒ＋ＣＯ₂溶接、ＣＯ₂溶接）が利用される。この場合、多層盛りＳＡＷではガスシールドアーク溶接に比べてパス数が少ないため、溶接効率に優れるものの、溶接欠陥の回避や靱性確保が困難である点が課題であり、一方、多層盛りガスシールドアーク溶接では溶接部の品質に優れるものの、溶接能率の悪さが課題であった。

そこで、最近、初層から一定厚さ範囲までは溶接部の品質に優れるガスシールドアーク溶接で下盛り溶接し、後半は能率のよい中〜大入熱ＳＡＷで１〜数パスの上盛り溶接で行う方法が検討されている。

しかし、上記下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接を行う場合には、下盛り溶接ビードの上層部がＳＡＷによる上盛り溶接時の入熱による熱影響を受け、特にＳＡＷの入熱が高い場合には通常のガスシールドアーク溶接用ワイヤを用いる限り溶接金属が熱影響により脆化するという新たな課題が生じるようになった。したがって、ガスシールドアーク溶接単独で多層盛り溶接する際に用いられるソリッドワイヤではなく、上記のような組み合わせ溶接における下盛り溶接として使用され、その際に下盛り溶接金属の熱影響部の脆化を抑制し靭性を改善させるソリッドワイヤの開発が望まれている。

従来のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤとして、特許文献１では銅ワイヤの含有水素量を低減による耐割れ性向上、特許文献２では銅メッキなしワイヤの適用による耐スパッタ性向上等があり、いずれも溶接作業性の改善に重点を置いたソリッドワイヤであり、上記新たな技術的課題を解決することはできない。また、高入熱・多パス条件でのガスシールドアーク溶接における溶接金属の靱性向上を目的として提案されたワイヤとして、特許文献３では溶接金属中での被脱酸元素の炭素当量への寄与の観点からその成分組成を最適化したガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤが開示されている。

しかし、特許文献３で前提とするガスシールドアーク多層盛り溶接におけるパス間の入熱量差は、上記下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接における両者溶接間の入熱量差に比べて小さい。そのため、特許文献３で提案されるワイヤを上記下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接における下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）で使用する場合にその溶接金属の熱影響部の脆化を抑制し靱性を充分に改善することは困難である。

また、ボックス柱角継手溶接方法に関して、ガスシールドアーク溶接を用いて角部の極一部をシーリング溶接した後、２電極サブマージ溶接を行う、異なる溶接方法の組み合わせ溶接方法が、特許文献４などに開示されている。しかし、上記組み合わせ溶接方法におけるシーリング溶接は、サブマージ溶接では溶け込み不良となりやすいボックス柱の角部分をガスシールドアーク溶接を用いて１パス溶接するものであり、シーリング溶接により角部分に形成された溶接金属は、１パスのサブマージアーク溶接時に再溶解されるため溶接金属の熱影響部の問題は生じない。

つまり、上述した下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接では、４面ボックス柱の角継手溶接時の溶接効率を向上することを課題するため、下盛り溶接では溶接金属部の品質向上のために必要な溶接金属部をガスシールドアーク溶接により多層盛り溶接することが前提となる。このため、下盛り溶接後に引き続き行われる上盛りＳＡＷ溶接時にも、下盛り溶接金属上層部の一部は再溶解されるものの、その大部分は固相のままで残存し、この固相残存部の一部が下盛り溶接時の入熱による熱影響部となり、脆化および靭性低下が生じるという、新たな課題が生じるのである。この点で、特許文献４で開示される溶接方法では、このような技術的課題は生じず、また、特許文献４にはこの課題およびこれを解決するためのワイヤの成分組成についての開示は一切されていない。

建築用４面ボックス柱の製造時などに適用することを目的とする、上記ガスシールドアーク溶接による下盛り溶接と、中・大入熱サブマージアーク溶接による上盛り溶接の組み合わせ溶接では、溶接効率の向上とともに、建築用高ＨＡＺ靱性鋼に対応して、下盛り溶接金属の靭性は、０℃での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーで７０Ｊ以上を安定して確保できることが要求されている。

しかしながら、上述の通り、従来のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤでは、このような組み合わせ溶接方法に適用した場合に上記溶接金属靭性を充分に満足することは困難であった。

特開平１０−２６３８７６号公報 特開平１１−３４２４９４号公報 特開２００３−１３６２８１号公報 特開１０−３１４９４６号公報

本発明は、上述した従来技術の現状を鑑みて、引張強度が４００〜５７０ＭＰａ級の厚鋼板を用いてＡｒ＋ＣＯ₂溶接あるいはＣＯ₂溶接等のガスシールドアーク溶接による下盛り溶接した後に、該下盛り溶接金属の上から溶接入熱が４．５ｋＪ／ｍｍ以上のサブマージアーク溶接等により上盛り溶接する際に、前記下盛り溶接金属、特に前記上盛り溶接により熱影響を受けやすい下盛り溶接金属の上層部分の脆化を抑制し、靱性を向上できる下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは下記の通りである。

（１）上盛り溶接の入熱量が４．５ｋＪ／ｍｍ以上のサブマージアーク溶接であり、下盛り溶接である多層盛りガスシールドアーク溶接と上盛り溶接のサブマージアーク溶接との、入熱量比が１．５倍以上の溶接における下盛り溶接に用いる下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤであって、
質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．２〜１％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
Ｂ ：０．００１〜０．０１５％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
に制限し、かつ下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．３〜０．５％を満足し、残部が不可避不純物およびＦｅからなることを特徴とする下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋Ｓｉ％／２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５
・ ・ ・（１）

（２） 質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．００４〜０．２％、
Ｗ ：０．００１〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｖ ：０．００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．００１〜０．０５％
の１種または２種以上を含有し、
かつ下記（２）式で示されるＮｂ当量（Ｎｂｅｑ．）が０．０１％以下であることを特徴とする前記（１）に記載の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
Ｎｂｅｑ．＝Ｎｂ％＋Ｖ％／５＋Ｍｏ％／２０＋Ｗ％／１０＋Ｔａ％／５
・ ・ ・（２）
（３） 質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．０１〜６％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。

（４）質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。

本発明によれば、引張強度が４００〜５７０ＭＰａ級の厚鋼板を用いてＡｒ＋ＣＯ₂溶接あるいはＣＯ₂溶接等のガスシールドアーク溶接による下盛り溶接した後に、該下盛り溶接金属の上から溶接入熱が４．５ｋＪ／ｍｍ以上のサブマージアーク溶接等により上盛り溶接する際に、前記下盛り溶接金属、特に前記上盛り溶接により熱影響を受けやすい下盛り溶接金属の上層部分の脆化を抑制し、靱性を向上できる下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを提供することが可能となる。

その結果、高層建築物の建造時などで、特に板厚が６０ｍｍ程度を超えるような厚手スキンプレートを用いてその角部分を溶接し中空の４面ボックス柱を製造する際の角継手溶接において、本発明ワイヤを適用した上記下盛りおよび上盛りの組み合わせ溶接により、溶接欠陥がなく靱性に優れた溶接部を確保しつつ、溶接効率を向上させることが可能となる。

以下に、本発明を詳細に説明する。

本発明は、単独の多層盛り溶接方法に用いられる従来のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤに比べると、その用途である溶接方法および溶接条件の前提および技術思想が以下の点で基本的に異なるものである。

つまり、本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、下盛り溶接として、ガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接（以下、単に「下盛り溶接」ということもある。）を行った後、引き続き、上盛り溶接として、ガスシールドアーク溶接に比べて大入熱量のサブマージアーク溶接（以下、単に「上盛り溶接」ということもある。）を行う、入熱量差の大きい下盛り溶接と上盛り溶接との組み合わせ溶接方法における下盛り溶接に適用することを前提とする。

一方、従来のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、単独のガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接方法に用いられることを前提とする。

従来のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの成分設計においても、多層盛溶接を想定し、各溶接パス間の入熱量や、後続パス溶接による先行パス溶接金属の熱影響部における組織変化に起因する靭性などの機械的特性の影響を考慮することが行なわれている。しかし、単独のガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接方法では、最初から最後まで各溶接パスの入熱は一定範囲内で行なわれるため、各パス間の入熱量差は、本発明が前提とする、例えば、入熱量比が１．５以上になるような、下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接方法に比べて非常に小さい。このため、本発明が前提とする、下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接方法において、下盛り溶接用ワイヤとして、従来のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを用いる場合には、下盛り溶接により形成された溶接金属（以下、単に「下盛り溶接金属」ということもある。）が上盛り溶接により熱影響を受け、その熱影響部の靱性が劣化する、という、新たな問題が生じることがわかった。

本発明者らは上記下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接方法における下盛り溶接金属熱影響部の靱性劣化の原因を調査した。その結果、以下に説明するように、ガスシールドアーク溶接で形成された下盛り溶接金属は、引き続き行なわれる大入熱サブマージアーク溶接により加熱され、その熱影響において粗大な粒界フェライトが生成するために溶接金属組織の有効結晶粒径が粗大化し、また、溶接金属の熱影響部において析出元素が炭窒化物として析出し、過度な析出強化または粗大析出物の形成による脆化が生じ、これらを原因として溶接金属の靭性が大きく劣化することを見いだした。

図１は本発明が前提とする入熱量差の大きい下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）と上盛り溶接（サブマージアーク溶接）との組み合わせ溶接方法における溶接金属およびその熱影響部を説明するための模式図を示す。

図１に模式的に示すように、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）によって形成された下盛り溶接金属であるガスシールドアーク溶接金属２は、引き続き行なわれる上盛り溶接（サブマージアーク溶接）の入熱によりその上層領域が熱影響を受けるが、その熱影響程度は、上盛り溶接（サブマージアーク溶接）位置（上盛りＳＡＷ溶接金属１）からの伝熱距離に依存し再加熱温度に応じて異なる。上盛り溶接位置から近く、再加熱温度がＡＣ３変態点以上となる熱影響部３では、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）で形成された初期の溶接金属組織は消失し、相変態により結晶粒が粗大な組織が形成され靱性が劣化されやすい。

また、上盛り溶接位置から比較的離れた、再加熱温度がＡＣ３変態点未満となる熱影響部４、特にＡＣ１変態点未満〜５００℃程度に再加熱された領域では、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）溶接金属中にワイヤから供給された析出強化元素の析出が促進され、過度に強度が高まると脆化し靱性劣化が顕著となる場合がある。

さらに、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）金属が特に焼き入れ性が高い成分組成の場合には、再加熱温度が二相域（ＡＣ１〜ＡＣ３変態点）となると、逆変態オーステナイト中にＣが濃化した後、冷却時に靱性に悪影響を及ぼす硬質相である島状マルテンサイト（Ｍ^*）が形成されやすくなる。また、再加熱温度がＡＣ３変態点以上となると、溶接金属組織がラス間に粗大な島状マルテンサイトが形成されやすい上部ベイナイトになりやすく、何れの場合も下盛り溶接金属の熱影響部の靱性が損なわれやすい。

本発明は、これらの知見を基に、上記下盛り溶接と上盛り溶接の組み合わせ溶接方法における下盛り溶接金属熱影響部の靭性劣化を抑制するための具体的手段について詳細に調査・研究した。

その結果、下盛り溶接として使用するガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの成分組成として、
（１）下盛り溶接金属の熱影響部において、Ｔｉを適正量含有させることにより、オーステナイト粒径の微細化が促進されること、
（２）下盛り溶接金属の熱影響部において、Ｔｉと同時にＢも適正量含有させることにより、フェライト変態核が増加し、かつ粒界の焼入性が高まり旧オーステナイト粒界に生じる粗大な粒界フェライトの生成も抑制されること、
（３）下盛り溶接金属の熱影響部における上記（２）のＴｉおよびＢの効果を十分に発現させるためには、ワイヤの合金組成を炭素当量（Ｃｅｑ．）で適正量以上とし溶接金属の焼入れ性を高める必要があり、一方、下盛り溶接金属の熱影響部以外の過剰炭素当量による靭性劣化を防止するために炭素当量の上限を規制する必要があること、
（４）下盛り溶接金属の熱影響部において、Ｎｂなどの析出強化元素の含有量を制限することにより、析出物の生成に起因した脆化を抑制できること、を新たに知見した。
本発明は、以上の知見および技術思想をもとになされたものであり、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接）後に、上盛り溶接（大入熱量のサブマージアーク溶接）を行う溶接方法における下盛り溶接に用いられ、特に下盛り溶接金属の熱影響部の靭性に優れた下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤである。

以下に本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの成分組成とその限定理由を説明する。
なお、以下に示される「％」は特に説明がない限りは、「質量％」を意味するものとする。

先ず、本発明の目的を達成する上で特に必要とされる下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの基本成分について説明する。

Ｃは、溶接金属の強度を確保する上で必須な成分であり、強度向上効果を十分に得るためにワイヤの含有量として０．０１％以上必要である。ただし、ワイヤの含有量が０．２％を超えると、溶接金属の硬さが過大となり、また、上盛り溶接による熱影響部において靱性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトの生成量も多くなり、その結果、下盛り溶接金属全体の靭性が低下し、かつ、上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部の靭性劣化も著しくなるため好ましくない。これらの理由から、本発明のワイヤ中のＣ含有量を０．０１〜０．２％とした。

Ｓｉは、溶接金属中で脱酸剤として作用するとともに、溶接時のスパッタ低減に効果があるため、ワイヤ中に０．２％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉを１％超含有すると下盛り溶接金属全体および上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部の硬さを過度に高め、また、島状マルテンサイト組織の割合を増加させる結果、靭性が顕著に劣化するため好ましくない。これらの理由から、本発明のワイヤ中のＳｉ含有量を０．２〜１％に限定した。

Ｍｎは、溶接金属中でＳｉと同じく脱酸剤としての働きを有し、また、溶接金属組織を微細化する作用を有し、溶接金属の強度・靭性向上に効果がある元素であるため、本発明においては、ワイヤ中に０．５％以上含有させる。しかし、Ｍｎを２．５％超含有させると、溶接金属の焼入性が過大となって硬さを過度に高めて靭性を劣化させるため、本発明においてはワイヤ中のＭｎの上限を２．５％とする。

Ａｌは、溶接金属中でＳｉと同じく脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量制御に有効であり、脱酸に有効に寄与するためには溶接ワイヤ中のＡｌ含有量の下限を０．００２％とする必要がある。一方、溶接金属中にＡｌが過剰に含有されると、溶接金属組織中のアシキュラーフェライトの生成が抑制され、溶接金属全体の組織が粗大化される結果、下盛り溶接金属全体および上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部の靭性が劣化するため好ましくない。これらの問題が生じさせない溶接ワイヤ中のＡｌ含有量の上限は、０．１％であるため、本発明においては溶接ワイヤ中のＡｌ含有量の上限を０．１％とした。

Ｔｉは、溶接金属において酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核として溶接金属の組織微細化に寄与する。また、下盛り溶接金属の上盛り溶接による熱影響を受ける領域においても、再加熱オーステナイト粒径の微細化を促進させ、熱影響部の組織微細化に寄与するため、本発明の下盛り溶接用ワイヤにおいて最も重要な元素の一つである。上記効果を十分に発揮させ下盛り溶接金属、特にその熱影響部の靭性を向上させるためには、溶接ワイヤ中にＴｉを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が０．３％を超えると、溶接金属中に脆性破壊の起点となるような粗大な酸化物や窒化物を形成して逆に溶接金属の靭性を劣化させるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量の上限を０．３％とした。

Ｂは、溶接金属中に適正量存在すると、固溶Ｂの効果により、溶接金属の焼入性を高め、粗大な粒界フェライトを抑制し、靭性向上に顕著な効果を発揮する。また、ＢはＴｉと共存することで溶接金属組織中のアシキュラーフェライト生成による溶接金属組織の微細化にも寄与し、特にＢによる焼入性向上による変態組織の微細化促進作用により、上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部の靭性を向上に顕著な効果がある。本発明では、これらの効果を十分発揮させ、下盛り溶接金属および上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部の靭性を向上させるために、溶接ワイヤ中のＢ含有量の下限を０．００１％とした。一方、溶接ワイヤ中のＢ含有量が０．０１５％超となると、溶接金属中のＢ量が過剰となり、焼入性が過大となって、溶接金属組織が粗大な上部ベイナイト組織になりやすいため、溶接金属の靱性確保上、好ましくない。そこで、本発明においては、溶接ワイヤのＢ含有量の上限を０．０１５％とした。

Ｎは、溶接金属中でＴｉと結合しＴｉＮを形成し、特に上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部において、特にオーステナイト変態点以上に再加熱される領域のオーステナイト粒径を微細化させる作用があり、この効果を十分に得るためにＮが含有量の下限を０．００１％とした。

しかし、Ｎを溶接金属中に過剰に含有させると、Ｂと結びついてＢＮを形成し、上記Ｂの有効性が失われ、溶接金属組織の粗大化を招く結果となるため好ましくない。ワイヤ中のＮ含有量が０．０１％を超えるとこれらの悪影響が顕在化し、また、溶接金属中で固溶状態のＮ量が増加しフェライトマトリックスの靭性を劣化させる悪影響も生じる。さらに、ワイヤ中のＮ含有量の過度な増加は溶接欠陥を増加させる原因ともなる。したがって、これらの問題を防止するために、本発明では、溶接ワイヤ中のＮ含有量の上限を０．０１％とした。

本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤにおいて、本発明の目的を達成する上で、以上の積極的に添加すべき元素とともに、以下の不可避的成分の含有量を制限する必要がある。

Ｐ、Ｓは本発明において不可避的不純物元素であり、溶接金属の靭性劣化を抑制するためにワイヤ中のＰおよびＳの含有量は少ないほど好ましい。本発明では、下盛り溶接金属の上盛り溶接による熱影響を受けた領域（熱影響部）、および、受けない領域ともに溶接金属の靭性劣化が許容できるワイヤ中の含有量として、Ｐ含有量の上限は０．０２％、Ｓ含有量の上限は０．０１％と定める。

Ｏは、本発明溶接ワイヤにおいて不可避的不純物元素であり、多量に存在すると、溶接ワイヤの製造性を阻害する。また、溶接金属のＯ含有量を過剰に増加させて、溶接金属の延性、靱性を劣化させるため、好ましくない。
本発明においては、溶接ワイヤの製造性、溶接金属の材質劣化を生じない範囲として、ワイヤ中のＯ含有量の上限を０．０１％とする。

本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤにおいて、本発明の目的を達成する上で、以上の基本成分の規定とともに、ワイヤの成分組成を下記（１）で定義されるＣｅｑ．により規定する必要がある。

下記（１）で定義されるＣｅｑ．が０．３％未満であると、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）金属の熱影響部において焼入性不足のために、上述したＴｉ、Ｂの組織微細化効果が十分発揮されず、靭性を害する粗大な粒状フェライトの生成が抑制できず、靭性が顕著に劣化する。

一方、Ｃｅｑ．が０．５％超になると、下盛り溶接（ガスシールドアーク溶接）金属の硬さが過剰となって脆化し靭性が劣化する恐れが生じる。さらには、上盛り溶接に起因する下盛り溶接金属の熱影響部において靭性に悪影響及ぼす硬質の島状マルテンサイト（Ｃが濃化した高炭素のマルテンサイトあるいは該マルテンサイトと残留オーステナイトとの混合組織）が生成する可能性が高くなる。これらの結果、下盛り溶接金属全体および下盛り溶接金属の熱影響部の何れも靭性を低下させることとなり好ましくない。
これらの理由から、本発明のワイヤ成分組成を下記（１）Ｃｅｑ．が０．３〜０．５％になるように規定した。
Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋Ｓｉ％／２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５
・ ・ ・（１）

以上の基本成分、不可避的成分、および、Ｃｅｑの規定により、本発明の目的を達成することはできるが、本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤにおいて、目的とする特性を害さない範囲で、以下の目的からさらに以下の成分元素を適量添加することができる。

Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａは析出強化元素であり、溶接金属の強度向上の目的で、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの１種または２種以上を以下の含有量、および、下記（２）式で定義されるＮｂ当量（Ｎｂｅｑ．）の範囲で含有させることができる。

ＭｏはＣｒと同様、焼入性を高める作用を有する元素であり、溶接金属組織中のベイナイトあるいはアシキュラーフェライトを微細化し、靱性を向上させるために有効な元素である。この効果を発揮させるために、Ｍｏの含有量の下限は実施例に示す最小量の０．００４％にしたが、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

しかし、Ｍｏは下盛り溶接金属の熱影響部において析出物を形成し、析出脆化により、靭性の劣化を招く可能性があるため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量の上限を０．２％に限定する必要がある。

ＷもＭｏと同様の作用を有する元素であり、Ｍｏと同様な効果を発揮させるためには、Ｗの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
また、Ｍｏと同様に析出に起因した脆化を避けるため、Ｗを含有させる場合には、その溶接ワイヤ中の含有量の上限を０．１％に限定する必要がある。

Ｎｂは、微量で焼入性を高め、析出強化により溶接金属の強度を高めるためには有効な元素であり、この効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

しかし、Ｍｏと同様、析出脆化を顕著に生じる元素であるため、本発明においては、Ｎｂを含有させる場合には、上盛り溶接による下盛り溶接金属の熱影響部の脆化を抑制すためにワイヤ中のＮｂ含有量の上限を０．０１％とする。

ＶもＮｂと同様の析出強化元素であり、溶接金属の強度向上の目的で含有させる場合、その効果を発揮するために０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、本発明のワイヤへの多量の含有は好ましくなく、Ｖを含有させる場合には、上盛り溶接による下盛り溶接金属の熱影響部の脆化を抑制すためにワイヤ中のＶ含有量の上限を０．０５％とする。

ＴａもＮｂと同様の作用を有する元素であり、溶接金属の強度向上の目的で含有させる場合、その効果を発揮するために０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし、本発明のワイヤへの多量の含有は同様に好ましくなく、Ｖを含有させる場合には、上盛り溶接による下盛り溶接金属の熱影響部の脆化を抑制すためにワイヤ中のＴａ含有量の上限を０．０５％とする。

以上のＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの析出強化元素の１種または２種以上を添加する場合には、析出脆化を抑制するために上記含有量の規定とともに、下記（２）式で定義されるＮｂ当量（Ｎｂｅｑ．）の範囲を満足させる必要がある。

下記（２）式で定義されるＮｂｅｑ．が０．０１％超になると、ワイヤ中のＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの含有量が各々上記本発明の好ましい範囲内であっても、ガスシールドアーク溶接金属で形成される上盛り溶接金属の熱影響部の靭性を著しく低下させる可能性が高い。このため、本発明では、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの析出強化元素の１種または２種以上を添加する場合には、下記（２）式で定義されるＮｂ当量（Ｎｂｅｑ．）を０．０１％以下に限定する。
Ｎｂｅｑ．＝Ｎｂ％＋Ｖ％／５＋Ｍｏ％／２０＋Ｗ％／１０＋Ｔａ％／５
・ ・ ・（２）

以上が、本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤにおける基本構成要件とその限定理由である。

また、上記構成要件に加えて、本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤでは、溶接金属の材質、特に強度の調整を目的として、本発明の目的とする特性を阻害しない範囲で、さらに、以下に説明するＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、の１種または２種以上を含有させることができる。

Ｎｉは、溶接金属中に一定以上含有させると、固溶靱化効果によって靱性を高め、かつ焼入性向上、固溶強化によって同時に強度も高めることが可能な非常に有用な元素である。溶接金属において、このＮｉの効果を明確に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量が６％超になると溶接金属の降伏応力の低下が著しく、必要な強度の確保が困難になるため、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量の上限は６％とするのが好ましい。

Ｃｕは溶接ワイヤがめっきされて使用される場合には不可避的にワイヤ及び溶接金属に含有される。Ｃｕは強度向上には有効な元素であり、効果を発揮させるためには０．０１％以上含有させるのが好ましい。ただし、過剰に含有されると、溶接金属の靭性の劣化や耐高温割れ性の劣化を招く。ワイヤ表面に施されるめっきとして含有される場合、あるいは強度向上のために意図的に含有する場合とも、溶接金属の靭性の劣化や耐高温割れ性の劣化を生じない上限として、本発明においては、ワイヤのＣｕ含有量の上限は１．５％とするのが好ましい。

Ｃｒは、焼入性を高めて溶接金属組織のベイナイトあるいはアシキュラーフェライトの微細化を通して靱性向上に有効な元素であり、かつ、固溶強化、析出強化により強度向上にも有効な元素である。この効果を得るためには、溶接ワイヤ中に０．０１％以上含有するのが好ましい。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、本発明ではその含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。

また、上記構成要件に加えて、本発明においては、さらに溶接金属の延性、靭性を改善する必要がある場合には、必要に応じてさらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を以下の含有量の範囲で含有させることができる。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも溶接金属中で硫化物の構造を変化させ、また硫化物、酸化物のサイズを微細化して延性及び靭性向上に有効である。その効果を発揮するための下限の含有量は、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれも０．０００２％とするのが好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性の劣化を招くため、また、溶接ビード形状の劣化、溶接性の劣化の可能性も生じるため、これらの含有量の上限をいずれも０．０１％とするのが好ましい。

上述したように、本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク用溶接ワイヤは、下盛り溶接として、ガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接（下盛り溶接）を行った後、引き続き、その上から上盛り溶接として、ガスシールドアーク溶接に比べて大入熱量のサブマージアーク溶接（上盛り溶接）を行う、入熱量差の大きい下盛り溶接と上盛り溶接との組み合わせ溶接方法において、その下盛り溶接に適用することを前提とし、下盛り溶接で形成された溶接金属の特に熱影響部の靭性を向上するものである。

本発明は、上記入熱量差の大きい下盛り溶接と上盛り溶接との組み合わせ溶接方法において、特にサブマージアーク溶接等による上盛り溶接時の入熱が、ガスシールドアーク溶接の下盛り溶接時の入熱（通常、５ｋＪ／ｍｍ程度以下の小〜中入熱）の１．５倍以上の場合に本発明の上記効果が顕著になる。

つまり、下盛り溶接と上盛り溶接との入熱の比が１．５倍未満である場合は、本発明の上記効果は得られるものの、上盛り溶接による下盛り溶接金属の熱影響部の靭性など機械的特性の劣化は少なくなるため、本発明の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの有利な効果がえられ難くなる。

なお、下盛り溶接として適用されるガスシールドアーク溶接は、特に限定させるものではなく、例えば、ＭＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接、ＣＯ２溶接等が適用できる。

なお、本発明における下盛り溶接は、通常のガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接の溶接条件を前提とする。したがって、単独のガスシールドアーク溶接による多層盛り溶接において、例えば、各溶接パス間の入熱量差を意図に大きくする、あるいは、各溶接パス間の入熱量差が大きくばらつくような、特殊な溶接条件での多層盛り溶接において、最大入熱が最小入熱の１．５倍以上となる溶接条件で単独の多層盛り溶接を行なう場合にも、当然に本発明の上記効果を発揮することができる。このような場合は、上述の下盛り溶接と上盛り溶接とを区別する必要はない。

本発明の効果を実施例によりさらに詳細に説明する。

種々の化学組成のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを用いて図２に示すような継手を作製し、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により溶接金属の靱性を評価した。

鋼板５は板厚１００ｍｍの引張強度４９０ＭＰａ級鋼を用い、開先角度２０°のレ形開先の角溶接継手とし、表２の化学組成を有する直径１．４ｍｍのソリッドワイヤを用いた炭酸ガスシールドアーク溶接（ＣＯ２溶接）により１５パスの下盛り溶接８を行った後、２電極サブマージアーク溶接により上盛り溶接９を行った。その溶接条件を表１に示す。

サブマージアーク溶接の溶接材料は日鉄住金溶接工業製のワイヤ：Ｙ−ＤＬとフラックス：ＮＳＨ６０を用いた。下盛り溶接８は裏当て６隅部のシーリング溶接7を除いて入熱を３６〜４０ｋＪ／ｃｍとし、上盛り溶接９の入熱は１３３〜２３０ｋＪ／ｃｍとした。従って、サブマージアーク溶接による上盛り溶接９の入熱はＣＯ２溶接による下盛り溶接８の３．３〜６．４倍となっており、上盛り溶接９の入熱は下盛り溶接８のガスシールドアーク溶接の入熱範囲を大きく超えている。

表２に、ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤの化学組成と、該ワイヤを用いて作製した継手の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験結果を示す。

２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片は図２に示す２カ所から採取し、−２０℃で３本試験を行い、吸収エネルギーの平均値で靱性を評価した。すなわち、位置Ｂ１１は、ガスシールドアーク溶接の溶接金属自体の靱性を評価するためのもので、下盛り溶接のほぼ中心の鋼板断面からノッチを入れた。一方、位置Ａ１０は、上盛り溶接による熱影響部の靱性を評価するためのもので、下盛り溶接と上盛り溶接との境界が試験片表面となる位置から試験片を採取し、ノッチは鋼板表面側から下盛り溶接に向かって破壊が進行する方向に入れた。

本発明のガスシールドアーク溶接ワイヤを用いて作製した本発明の要件を満足している継手Ａ１〜Ａ１０の場合は、ガスシールドアーク溶接金属自体の靱性（位置Ｂ）が、−２０℃の吸収エネルギーで全て１３０Ｊ以上の高い値を有しているのに加えて、該下盛り溶接よりも大きな入熱で溶接された上盛り溶接により熱影響を受けた位置Ａの吸収エネルギーもほぼ１１０Ｊ以上を有しており、下盛り溶接の溶接金属は、位置によらず非常に良好な靱性を有していることが明らかである。

一方、継手Ｂ１〜Ｂ１２は、下盛り溶接に供した溶接ワイヤの組成が本発明を満足していないため、下盛り溶接の溶接金属の靱性が本発明に比べて劣っている例である。

すなわち、継手Ｂ１は、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が過小であるため、上盛り溶接の熱影響を受ける位置Ａで下盛り溶接金属の組織が粗大となり、靱性が大きく劣っている。

継手Ｂ２は、溶接ワイヤ中にＢが意図的には含有されていないため、Ｂによる組織微細化効果が上盛り溶接の熱影響を受ける位置Ａで機能せず、粗大組織が残存するため、該位置の溶接金属靱性が本発明に比べて大きく劣っている。

継手Ｂ３は、溶接ワイヤ中にＴｉが含有されておらず、またＢ含有量が過小であるため、上盛り溶接による熱影響を受けた領域の組織が粗大となり、位置Ａの靱性劣化が大きい。

継手Ｂ４は、溶接ワイヤ中にＴｉ、Ｂは含有されているものの、両元素の含有量が過小であるため、上盛り溶接による熱影響を宇糧領域の組織微細化効果を十分発揮し得ず、従って、位置Ａの靱性の劣化が著しく、好ましくない。

継手Ｂ５は、溶接ワイヤ組成の炭素当量（Ｃｅｑ．）が過小なため、下盛り溶接中、上盛り溶接による熱影響を受けた溶接金属とを問わず、再加熱を受けた領域の組織が粗大となるため、位置Ａ、位置Ｂとも溶接金属の靱性が大きく劣っている。

継手Ｂ６は、逆に溶接ワイヤ組成の炭素当量（Ｃｅｑ．）が過大であるため、溶接金属の硬さが過大となって、下盛り溶接の溶接金属靱性が劣る。

継手Ｂ７は、溶接ワイヤ組成のＮｂ当量（Ｎｂｅｑ．）が過大なため、特に上盛り溶接による熱影響を受けた位置Ａで析出脆化が生じるため、該位置の靱性劣化が大きい。

継手Ｂ８は、溶接ワイヤ中のＣ含有量が過大であるため、溶接金属の硬さが過大となり、また、靱性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトの量も多くなるため、下盛り溶接の溶接金属位置によらず、靱性が著しく劣化している。

継手Ｂ９は、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量が過大であり、溶接金属の焼入性が過大となって硬さを過度に高めるため、下盛り溶接の溶接金属位置によらず、靱性が著しく劣化している。

継手Ｂ１０は、Ｔｉが溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が過大なため、溶接金属中に粗大な酸化物、窒化物を形成して、位置Ａ、位置Ｂとも溶接金属の靱性が大きく劣っている。

継手Ｂ１１は、溶接ワイヤ中のＢ含有量が過大であり、そのため、溶接金属中のＢ含有量も過大となり、下盛り溶接中、上盛り溶接による熱影響を受けた溶接金属とを問わず、強度の過大な組織を形成して靭性が劣化している。

継手Ｂ１２は、溶接ワイヤ中のＮ含有量が過大であるため、Ｂによる組織微細化効果が阻害され、位置Ａ、位置Ｂとも溶接金属の靱性が大きく劣っているが、特に再加熱を受ける位置Ａの靭性劣化が著しい。

以上の実施例からも、本発明によれば、大入熱のサブマージアーク溶接等の上盛り溶接による熱影響を受けても溶接金属の靱性が劣化せず、溶接金属全体の靱性が良好となる、下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤを提供できることが明白である。

サブマージアーク溶接の上盛り溶接とこれによるガスシールドアーク溶接による下盛り溶接の熱影響部との関係を示す模式図である。 ガスシールドアーク溶接による下盛り溶接とサブマージアーク溶接による上盛り溶接とによる溶接継手の開先形状、溶接の積層状態、及び下盛り溶接金属の靱性を評価するための２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置、方向、ノッチ位置を模式的に示す継手断面図である。

符号の説明

１：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）により形成された上盛り溶接金属
２：ガスシールドアークにより形成された下盛り溶接金属
３：ＡＣ３変態点以上に再加熱された下盛り溶接金属の熱影響部
４：ＡＣ３変態点未満に再加熱された下盛り溶接金属の熱影響部
５：鋼板
６：裏当
７：シーリング溶接
８：上盛り溶接の積層状態
９：下盛り溶接の積層状態
１０：シャルピー試験片の位置、ノッチ方向（位置Ａ）
１１：シャルピー試験片の位置、ノッチ方向（位置Ｂ）

Claims (4)

1. 上盛り溶接の入熱量が４．５ｋＪ／ｍｍ以上のサブマージアーク溶接であり、下盛り溶接である多層盛りガスシールドアーク溶接と上盛り溶接のサブマージアーク溶接との、入熱量比が１．５倍以上の溶接における下盛り溶接に用いる下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤであって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．２％、
   Ｓｉ：０．２〜１％、
   Ｍｎ：０．５〜２．５％、
   Ａｌ：０．００２〜０．１％、
   Ｔｉ：０．０１〜０．３％、
   Ｂ ：０．００１〜０．０１５％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１％
   を含有し、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｏ：０．０１％以下
   に制限し、かつ下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．３〜０．５％を満足し、残部が不可避不純物およびＦｅからなることを特徴とする下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
   Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋Ｓｉ％／２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５
   ・ ・ ・（１）
2. 質量％で、さらに、
   Ｍｏ：０．００４〜０．２％、
   Ｗ ：０．００１〜０．１％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．０１％、
   Ｖ ：０．００１〜０．０５％、
   Ｔａ：０．００１〜０．０５％
   の１種または２種以上を含有し、
   かつ下記（２）式で示されるＮｂ当量（Ｎｂｅｑ．）が０．０１％以下であることを特徴とする請求項１に記載の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
   Ｎｂｅｑ．＝Ｎｂ％＋Ｖ％／５＋Ｍｏ％／２０＋Ｗ％／１０＋Ｔａ％／５
   ・ ・ ・（２）
3. 質量％で、さらに、
   Ｎｉ：０．０１〜６％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
   Ｃｒ：０．０１〜１．５％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
4. 質量％で、さらに、
   Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の下盛り溶接用ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。

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