JP4903918B1 - 超高強度溶接継手およびその製造方法 - Google Patents

超高強度溶接継手およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

マルテンサイト単相組織の溶接金属を含む板厚が４〜１２ｍｍの鋼板を用いた強度及び靭性に優れる超高強度溶接継手であって、溶接方向に垂直の断面において、鋼板表層の溶接金属の幅Ｗ１が、２．０〜７．０ｍｍ、鋼板表層から板厚の３／４の位置の溶接金属の幅Ｗ２が、０．５〜２．４ｍｍである溶接金属の断面形状を持ち、かつ、溶接金属が、Ｃ：０．０９超〜０．２４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００４〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｏ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：１．０〜９％を含み、さらに、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４０〜１．００％で、式｛（［Ｓi］＋［Mn］）／40＋［Al］＋［Ti］｝で定義されるＹが０．０７〜０．２０％である溶接継手、及び、その溶接継手をレーザーハイブリッド溶接で１パス溶接することにより製造する方法を提供する。
【選択図】図１

Description

本発明は、引張強さ１１００ＭＰａ以上の厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて１パス溶接することによって得られる超高強度溶接継手およびその製造方法に関し、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上である強度および靭性に優れ、建設機械や産業機械などに好適に用いられる超高強度溶接継手に関する。
近年、建造物の大型化、高層化の要求が増加しており、建設工期短縮、施工コスト削減のために、建設に使用されるクレーンなどの建設機械や産業機械の大型化、高機能化が要求されている。その要求に対して、建設機械、産業機械に使用される鋼板の高強度化が進んでおり、最近では、引張強さが１１００ＭＰａを超える超高強度鋼板も使用されている。
従来、鋼板の溶接には、手溶接、ガスシールドアーク溶接、サブマージアーク溶接などが使用されてきた。しかし、近年、鋼板の溶接の高効率化を目的として、レーザーとガスシールドアーク溶接を組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いることが検討されている。
レーザーハイブリッド溶接の方法としては、ガスシールドアーク溶接によってプールを形成し、そこにレーザー照射を行う方法、または、レーザーを照射し、高密度の入熱を与えることで鋼板を溶融させ、そこにガスシールドアーク溶接を行う方法がある。
鋼板の溶接にレーザーハイブリッド溶接を用いた場合、従来の溶接よりも深い溶け込みが得られるため、鋼板の板厚が１２ｍｍ以下であれば１パス溶接が可能であり、効率よく鋼板を溶接できる。
レーザーハイブリッド溶接を用いて鋼板を溶接する方法としては、特許文献１や特許文献２に記載の技術が提案されている。
特許文献１には、ミクロ組織がフェライトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織で引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を用い、その鋼板を管状に成形した後、突合せ部をレーザーハイブリッド溶接法によって溶接する超高強度溶接鋼管の製造方法が開示されている。
また、特許文献２には、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上である引張強度９００ＭＰａ以上の鋼板を用い、その鋼板を管状に成形した後、突合せ部をレーザーハイブリッド溶接法によって溶接する超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法が開示されている。
特開２００８−２３５６９号公報 特開２００８−２４８３１５号公報
板厚が４〜１２ｍｍの鋼板を効率良く溶接するには、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて１パス溶接することが好ましい。
鋼板の板厚が４ｍｍ以上では、引張強度だけでなく靭性が要求されるようになる。特に、建設機械や産業機械に使用される溶接継手としては、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上であることが要求されることが多い。そのため、板厚が４ｍｍ以上でレーザーハイブリット溶接が適用されているのは、鋼板の引張強さが１０５０ＭＰａ程度までであり、引張強さ１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼にレーザーハイブリッド溶接の適用を検討した例は無い。
引張強さが１１００ＭＰａ以上の鋼をレーザーハイブリッド溶接すると溶接金属の組織はマルテンサイト単相となり、さらに、１パス溶接であるため、溶接金属は凝固したままの状態で使用されることから、溶接金属の靭性の確保が困難である。このため、引張強さ１１００ＭＰａ以上の鋼板をレーザーハイブリッド溶接した場合であっても、溶接金属の強度及び靭性を満足できるようにする技術が望まれている。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、厚さ４〜１２ｍｍであり引張強さが１１００ＭＰａ以上の鋼板を、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接による１パス溶接した場合であっても、引張強度および靭性を満足できる溶接金属及び超高強度溶接継手を提供することを目的とする。
引張強さ１１００ＭＰａ以上の厚さ４〜１２ｍｍの鋼板の溶接において、溶接継手の引張強度を確保するためには、溶接金属はマルテンサイト単相の組織にすることが必要である。
レーザービーム単独の溶接では、溶接金属は凝固ままの組織であり、マルテンサイトのブロック及びパケットが粗大になるため靭性の確保が困難であった。一方、ガスシールドアーク溶接単独で１パス溶接を行うと、高い入熱が必要となるため、冷却速度が遅くなり、溶接金属及び溶接継手全体の引張強度を確保することが困難であった。
そこで、本発明者らは、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリット溶接に着目した。レーザーハイブリッド溶接は、ガスシールドアーク溶接によって酸素を含有させた溶接金属を形成し、そこにレーザービームを用いて、少ない入熱で深く溶け込ませることで、従来のガスシールドアーク溶接と比較して非常に早い冷却速度で溶接でき、これによって溶接金属内に微細な酸化物を分散して晶出させることができるため、マルテンサイトの組織（ブロックやパケット等）が微細なものとなり、溶接金属の組織がマルテンサイト単相であっても十分な靭性が確保できると考えた。
本発明者らは、レーザーハイブリット溶接による１パス溶接で得られる溶接金属及び溶接継手について、強度が得られる焼入性を確保して、さらに溶接金属中に酸化物を微細に分散して晶出させることで、優れた引張強さおよび靭性の溶接金属を得ることができる最適な溶接金属の組成について検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂの含有量をそれぞれ所定の範囲内にすることで、溶接金属の組織をマルテンサイト単相とすることができ、さらに、酸素量と、脱酸または酸化物形成元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉの含有量をそれぞれ所定の範囲内にすることで、溶接金属内に適量の微細な酸化物を分散して晶出させることができるようになり、溶接金属の強度及び靭性を確保できることを見出した。
本発明は下記のとおりである。
（１）マルテンサイト単相組織の溶接金属を含む板厚が４〜１２ｍｍの鋼板を用いた超高強度溶接継手であって、溶接方向に垂直の溶接継手の断面において、鋼板表層の溶接金属の幅をＷ１とし、鋼板表層から板厚の３／４のところの溶接金属の幅をＷ２とし、Ｗ１が２．０ｍｍ〜７．０ｍｍであり、かつ、Ｗ２が０．５ｍｍ〜２．４ｍｍである溶接金属の断面形状を持ち、かつ、
前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０９超〜０．２４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００４〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｏ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：１．０〜９％を含有し、さらに、下記（式１）で定義される炭素等量（Ｃｅｑ）が０．４０〜１．００％であり、かつ、下記（式２）で定義されるＹが０．０７〜０．２０％であり、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであることを特徴とする強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
・・・（式１）
Ｙ＝（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／４０＋［Ａｌ］＋［Ｔｉ］
・・・（式２）
（式１）および（式２）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。また、（式１）において含有していない元素は含有量０％として計算する。
（２）前記溶接金属が、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載の強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。
（３）引張強さが１１００ＭＰａ以上である厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を、ソリッドワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによって上記（１）または（２）に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、
前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらに、Ｎｉ：０．０１％〜６．０％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｂ：０．０００２〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００６〜０．０１００％のうちの１種または２種以上を含有し、下記（式１）により定義されるＣｅｑが０．４〜１．２％であり残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接に使用するソリッドワイヤが、質量％で、Ｃ：０．４％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：１２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｂ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
前記鋼板に対して前記ソリッドワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ＡｒまたはＨｅガスに２〜５％のＯ２ガスまたは５〜２５％のＣＯ２ガスを混合した混合ガスを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
・・・（式１）
（式１）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（４）引張強さが１１００ＭＰａ以上である厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を、フラックス入りワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによって上記（１）または（２）に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、
前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらに、Ｎｉ：０．０１％〜６．０％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｃｕ：０．００５〜１．０％、Ｂ：０．０００２〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００６〜０．０１００％のうちの１種または２種以上を含有し、下記（式１）により定義されるＣｅｑが０．４〜１．２％であり残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接する際に使用するフラックス入りワイヤが、合金成分として、ワイヤ全体に対する質量％で、Ｃ：０．４％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：１２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｂ：０．０１５０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
前記鋼板に対して前記フラックス入りワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ＡｒまたはＨｅガスに５％以下のＯ２ガスまたは２５％以下のＣＯ２ガスを混合した混合ガス、純Ａｒガス、または純Ｈｅガスのいずれかを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
・・・（式１）
（式１）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
本発明は、引張強さ１１００ＭＰａ以上の厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによって得られる生産性に優れた超高強度溶接継手であり、さらに得られる溶接金属が、溶接金属内に晶出された微細な酸化物によって微細化されたマルテンサイト単相組織からなるものとなるため、溶接金属の組織がマルテンサイト単相からなる凝固まま組織であるにもかかわらず、引張強さが１１００ＭＰａ以上、かつ、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上であるため寒冷地で使用される可能性のある建設機械や産業機械に使用できるものであり、産業上の効果は極めて大きい。
図１は、溶接継手の断面形状を説明するための断面図である。
図２は、鋼板の開先形状を説明するための断面図である。
図３は、−４０℃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（ｖＥ−４０）とＹ＝（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／４０＋［Ａｌ］＋［Ｔｉ］で定義される数値との関係を示したグラフである。
図４は、溶接継手の引張強度、靭性、溶接金属の組成の測定に用いる溶接継手引張試験片、シャルピー衝撃試験片、成分分析試料の採取要領とビッカース硬さ測定の要領を説明するための断面模式図である。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
「超高強度溶接継手」
本発明の超高強度溶接継手とは、引張強度が１１００ＭＰａ〜１７００ＭＰａ、かつ、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上の特性を有する超高強度鋼からなり、板厚が４〜１２ｍｍの鋼板を溶接して形成された超高強度溶接継手であって、マルテンサイト単相組織の溶接金属を含むものである。
さらに、本発明の超高強度溶接継手は、図１に示すように、溶接方向に垂直の溶接継手の断面において、鋼板表層（すなわち、溶接手段が配置される側の鋼板表面を結ぶ線上）の溶接金属の幅をＷ１とし、鋼板表層から板厚の３／４のところの溶接金属の幅をＷ２とし、Ｗ１が２．０〜７．０ｍｍであり、かつ、Ｗ２が０．５ｍｍ〜２．４ｍｍである溶接金属の断面形状を持ち、その溶接金属が、特定の化学組成を有し、微細化されたマルテンサイト単相組織からなるものとされていることにより、溶接継手の引張強さが１１００ＭＰａ以上、かつ、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上とされているものである。
まず、溶接金属の化学組成について各成分の規定理由を説明する。なお、各成分についての％は質量％を意味する。
［Ｃ：０．０９超〜０．２４％］
Ｃはマルテンサイト組織において、強度発現に最も重要な元素である。Ｃの含有量が少ないと、溶接金属の引張強さが十分に得られないため、０．０９％超は必要である。しかし、０．２４％を超えて過剰にＣが含有されていると、溶接金属の靭性が劣化する。このため、Ｃの含有量は、０．０９超〜０．２４％とする。また、溶接金属の強度と靭性を安定して確保するには、Ｃの下限を０．１１％、０．１２％又は０．１４％としてもよく、Ｃの上限を、０．２０％、０．１８％又は０．１６％としてもよい。
［Ｓｉ：０．２〜１．０％］
Ｓｉは、脱酸元素であり溶接金属中の酸素（Ｏ）を低減して清浄度を高める作用がある。また、溶接金属中に残留したＳｉは、酸化物を形成して組織の微細化に寄与するため、靭性を向上させる作用もある。これらの効果を得るためにはＳｉの含有量を０．２％以上とする必要がある。一方、溶接金属中のＳｉ含有量が１．０％を超えて過剰になると、酸化物が粗大化し、溶接金属の靭性が著しく劣化する。このため、溶接金属中のＳｉ含有量は０．２〜１．０％とする。また、溶接金属の靭性を安定して確保するには、Ｓｉの下限を０．２５％、０．３％又は０．３５％としてもよく、Ｓｉの上限は、０．８％、０．７％又は０．６％としてもよい。
［Ｍｎ：０．５〜２．５％］
Ｍｎは、溶接金属の焼入性を確保して強度を高める元素である。また、Ｍｎは、溶接金属中で酸化物を形成し、組織を微細化して靭性を向上させる効果を持つ。これらの効果を得るためには、Ｍｎの含有量を０．５％以上とする必要がある。一方、溶接金属中のＭｎの含有量が２．５％を超えると、溶接金属中に残留オーステナイトが過剰に生成する。その結果、粒界脆化感受性が高まり、溶接金属の靭性や耐溶接割れ性の劣化の可能性が高くなる。このため、溶接金属中のＭｎ含有量は０．５〜２．５％とする。また、溶接金属の強度と靭性を安定して確保するには、Ｍｎの下限を０．７％、０．９％、１．０％又は１．１％としてもよく、Ｍｎの上限は、２．０％、１．９％、１．８％又は１．７％としてもよい。
［Ｐ：０．０２％以下］
Ｐは不可避的不純物元素であり、靭性を阻害するため極力低減する必要がある。溶接金属中のＰの含有量が０．０２％以下であると、溶接金属の靭性への悪影響が許容できる。このため、溶接金属中のＰの含有量は０．０２％以下とする。靭性の一層の向上のため、Ｐの上限を０．０１５％又は０．０１０％に制限してもよい。
［Ｓ：０．０２％以下］
Ｓも不可避的不純物元素であり、溶接金属中に過大に存在すると靭性と延性をともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。溶接金属中のＳの含有量が０．０２％以下であると、靭性、延性への悪影響を許容できる。このため、溶接金属中のＳの含有量は０．０２％以下とする。靭性の一層の向上のため、Ｓの上限を０．０１５％、０．０１０％又は０．０６％に制限してもよい。
［Ａｌ：０．００４〜０．０８％］
Ａｌは脱酸元素であり、Ｓｉと同様、溶接金属中の酸素量を低減し、清浄度を向上させる効果がある。また、Ａｌは溶接金属中に酸化物を形成して、マルテンサイトの組織（ブロックやパケット等）を微細にする効果がある。これらの効果を発揮させるためには、溶接金属中にＡｌを０．００４％以上含有させる必要がある。一方、溶接金属中に０．０８％を超えてＡｌを過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成し、この粗大酸化物が靭性を著しく劣化させる。したがって、溶接金属中のＡｌの含有量を０．００４〜０．０８％とする。また、溶接金属の靭性を向上する効果を十分に得るには、Ａｌの下限を０．０１０％、０．０１５％又は０．０１８％としてもよく、また、粗大酸化物の生成抑制のため、Ａｌの上限を、０．０６％、０．０４％又は０．０３％としてもよい。
［Ｔｉ：０．００５〜０．１５％］
Ｔｉは溶接金属において脱酸元素として有効であり、かつ溶接金属中の固溶Ｎを窒化物として固定して固溶Ｎの靭性への悪影響を緩和できる元素である。さらにＴｉは酸化物を形成し、マルテンサイトの組織（ブロックやパケット等）を微細にする作用もある。これらのＴｉの作用により溶接金属の靭性向上効果を発揮させるためには、溶接金属中にＴｉを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、溶接金属中のＴｉ含有量が０．１５％を超えて過剰になると、粗大な酸化物の形成、および、ＴｉＣの過度な析出による靭性劣化が顕著に生じる可能性が大となる。このため、溶接金属中のＴｉの含有量を０．００５〜０．１５％とする。また、溶接金属の靭性向上効果を十分に得るには、Ｔｉの下限を０．０１５％、０．０２５％又は０．０３０％としてもよく、Ｔｉの上限は、０．１４％、０．１２％又は０．０１０％としてもよい。
［Ｏ：０．００５〜０．０５％］
一般的にＯは不純物として扱われるため、極力低減することが望ましいとされるが、本発明においては、マルテンサイトの組織を微細化するために、溶接金属中に酸化物を微細に分散させておく。そうすると、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態した際に、酸化物が組織の成長を阻害して組織（ブロックやパケット等）を微細にし、溶接金属の靭性が改善されるようになる。このような酸化物の微細化効果による靭性改善効果が発現するためには、溶接金属中にＯを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、酸化物は延性破壊の起点となり靭性を低下させる。Ｏが０．０５％を超えて含有されると、微細化による靭性改善よりも酸化物による靭性劣化の影響が大きくなる。
このため、溶接金属中のＯ含有量を０．００５〜０．０５％とする。また、溶接金属の組織の微細化に酸化物が寄与する効果を十分に得るには、Ｏ含有量の下限を０．０１０％、０．０１５％又は０．０２０％としてもよく、Ｏの上限を、０．０４５％、０．０４０％又は０．０３５％としてもよい。
［Ｎｉ：１．０〜９％］
Ｎｉは、固溶した状態で鋼の靭性を向上させる元素であり、溶接金属の他の成分、組織によらず安定して靭性を向上できる唯一の元素であり、特に、高強度の溶接金属で靭性を確保するには必要な元素である。このため、Ｎｉを１．０％以上含有させる必要がある。Ｎｉ含有量が多いほど靭性を向上する上で有利ではあるが、溶接金属中の含有量が９％を超えると、靭性向上効果が飽和する。
したがって、溶接金属中のＮｉ含有量を１．０〜９％に限定する。なお、Ｎｉの効果が確実に靭性向上に寄与するためには、Ｎｉの下限を１．６％、２．１％、２．６％とするのがよい。また、Ｎｉは高価な元素であり、その上限を７．５％、６．０％又は５．０％に制限してもよい。
以上の元素を含有し、残部の不可避的不純物ならびにＦｅにより構成される溶接金属が、本発明の超高強度溶接継手に含まれる溶接金属の基本構成であるが、本発明においては、溶接金属の特定の機械的性質をさらに調整するために、溶接金属中に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｂのうち１種または２種以上を、必要に応じて以下の範囲でさらに含有させることができる。
［Ｃｒ：０．１〜２．０％］
Ｃｒは、焼入れ性を高めることにより高強度化に有効な元素であり、そのために溶接金属中に０．１％以上含有させてもよい。一方、Ｃｒを２．０％を越えて含有させると、マルテンサイトを不均一に硬化させ靭性を著しく劣化させるため、含有量の上限を２．０％とする。より安定してＣｒの効果を得るには、下限を０．２％又は．３％としてもよい。Ｃｒの上限を、１．５％、１．２％、０．８％又は０．５％としてもよい。
［Ｍｏ：０．１〜１．５％］
Ｍｏは、溶接金属の引張強さＴＳを高めるための焼入性向上元素である。この効果を発揮させるために、溶接金属中にＭｏを０．１％以上含有させてもよい。一方、Ｍｏを１．５％を超えて含有させても、高強度化の効果は飽和する。このため、溶接金属中にＭｏを含有させる場合の含有量は０．１〜１．５％とする。より安定してＭｏの効果を得るには、下限を０．２％又は０．３％としてもよい。Ｍｏの上限を、１．２％、１．０％、０．８％又は０．６％としてもよい。
［Ｖ：０．００５〜０．２％］
Ｖは微細炭化物を形成して、析出強化により溶接金属の強度を確保するのに有効な元素である。この効果を発揮させるために、溶接金属中にＶを０．００５％以上含有させてもよい。一方、０．２％を越えて溶接金属中にＶを含有させると、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させる。そのため、溶接金属中にＶを含有させる場合の含有量は０．００５〜０．２％とする。より安定してＶの効果を得るには、下限を０．０２％、０．０４％としてもよい。必要に応じて、Ｖの上限を、０．１８％、０．１６％、０．１２％又は０．０８％としてもよい。
［Ｎｂ：０．００５〜０．１％］
Ｎｂはフェライト安定化元素であり、残留オーステナイト低減に有効であり、また、微細炭化物を形成して、析出強化により溶接金属の強度を確保するのに有効である。これらの効果を発揮させるために、溶接金属中にＮｂを０．００５％以上含有させてもよい。一方、０．１％を越えて溶接金属中にＮｂを含有させると、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させる。そのため、溶接金属中にＮｂを含有させる場合の含有量は０．００５〜０．１％とする。より安定してＮｂの効果を得るには、下限を０．００８％、０．０１０％としてもよい。必要に応じて、Ｎｂの上限を、０．０８％、０．０６％、０．０４％又は０．０３％としてもよい。
［Ｃｕ：０．０１〜１．０％］
Ｃｕは強度向上に有効な元素であり、溶接金属の強度向上効果を十分に得るために、溶接金属中に０．０１％以上含有させてもよい。一方、溶接金属中のＣｕ含有量が１．０％を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。したがって、溶接金属中にＣｕを含有させる場合の含有量は０．０１〜１．０％とする。より安定してＣｕの効果を得るには、下限を０．０５％又は０．１０％としてもよい。靭性向上のため、Ｃｕの上限を、０．８％、０．６％、０．３％又は０．２％としてもよい。
［Ｂ：０．０００５〜０．０１％］
Ｂは、焼入れ性を高めて溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、また、溶接金属中の固溶Ｎと結びついてＢＮを形成し、溶接金属の靭性を向上する作用も有する。これらの効果を確実に発揮させるためには、溶接金属中に０．０００５％以上含有させてもよい。一方、含有量が０．０１％を超えると、Ｂが過剰となり、粗大なＢＮやＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６等のＢ化合物を形成して靭性を劣化させる。このため、溶接金属中にＢを含有させる場合の含有量を０．０００５〜０．０１％に限定する。より安定してＢの効果を得るには、下限を０．０００８％、０．００１０％としてもよい。靭性向上のため、Ｂの上限を、０．００８％、０．００６％、０．００４％、０．００３％又は０．００２％としてもよい。
また、本発明においては、超高強度溶接継手の溶接金属の引張強さ（ＴＳ）を確保するために、下記（式１）のように日本溶接協会規格（ＷＥＳ）で定義される焼入れ硬さの指標である炭素当量（Ｃｅｑ）を０．４０〜１．００％とする。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
・・・（式１）
なお、（式１）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。また、含有していない元素は含有量０％として計算する。
上記（式１）で定義されるＣｅｑは、溶接金属の焼入れ硬さを示すものである。溶接金属が目標の引張強さを確保するためには、溶接金属中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を、上記（式１）で定義されるＣｅｑを０．４０％以上に限定する必要がある。Ｃｅｑが０．４０％未満であると、焼入れ硬さが不足するため目標である引張強さ（ＴＳ）１１００ＭＰａを満足できない。また、上記（式１）で定義されるＣｅｑが大きい程焼入れ硬さが高くなるが、１．００％を超えて過剰となると、溶接金属の靭性が劣化する。以上の理由により、上記（式１）で定義されるＣｅｑを０．４０〜１．００％に限定する。溶接金属の引張強さを高めるために、Ｃｅｑの下限を０．５０％、０．６０％、０．６５％としてもよい。溶接金属の靭性の劣化を小さくするに、Ｃｅｑの上限を０．９０％、０．８５％又は０．８０％としてもよい。
また、本発明においては、溶接金属内に微細な酸化物を晶出させてマルテンサイトの組織（ブロックやパケット等）を微細化し、超高強度溶接継手の溶接金属の靭性を確保する。この効果を得るにためは、溶接金属中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、及び、Ｔｉの含有量を、下記（式２）で定義されるＹの値が０．０７〜０．２０％の範囲となるようにする。
Ｙ＝（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／４０＋［Ａｌ］＋［Ｔｉ］
・・・（式２）
なお、（式２）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
ここで、上記（式２）で定義されるＹと靭性との関係について、図面を用いて説明する。
大型の建設機械や産業機械に使用される溶接継手としては、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。
その目標を達成するため、本発明者は、溶接継手の溶接金属内において微細な酸化物を晶出させることでマルテンサイト組織を微細化し、それによって靭性を向上させることとし、酸化物の晶出に寄与するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、及び、Ｔｉの含有量とｖＥ−４０との関係について検討を重ねた。
その結果、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、及び、Ｔｉは、いずれも微細な酸化物を晶出させる元素であるが、酸素と結合して微細な酸化物を晶出する機能に大きな差があることが分かった。
そこで、本発明者は、これらの差を考慮して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、及び、Ｔｉの組成比を限定する上記（式２）を見出し、上記（式２）で定義されるＹとｖＥ−４０との関係について、調べた。
その結果、図３に示されるように、上記（式２）で定義されるＹの値が０．０７％未満の場合や、０．２０％を超える場合には、ｖＥ−４０において２７Ｊ／ｃｍ２以上の値を得ることが困難になることが分かった。この理由は、Ｙの値が０．０７％未満であると、溶接金属内の酸化物の数が不足してマルテンサイトを微細化する効果が十分に得られず、一方、０．２０％を超えると、酸化物によるマルテンサイト組織の微細化効果が飽和し、さらに酸化物の増加によって延性破壊特性の劣化が大きくなり、いずれも場合もｖＥ−４０が不十分となると考えられる。
したがって、上記（式２）で定義されるＹの値を０．０７〜０．２０％の範囲に限定する。また、安定してマルテンサイトを微細化する効果を得るには、Ｙの下限は、０．０８％、０．０９％、０．１０％又は０．１２％としてもよく、また、Ｙの上限は、０．１８％、０．１７％、０．１６％又は０．１５％としてもよい。
次に溶接方向に垂直の溶接継手の断面形状についての規定理由を説明する。
本発明では、図１に示すような断面形状で鋼板表層の溶接金属の幅をＷ１とし、鋼板表層から板厚の３／４のところの溶接金属の幅をＷ２とする。この場合、Ｗ１が２．０〜７．０ｍｍであり、かつ、Ｗ２が０．５ｍｍ〜２．４ｍｍとする。このような形状の溶接金属は、４〜１２ｍｍの鋼板をレーザービームとガスシールドアーク溶接を組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて１パス溶接することにより得ることができる。
４〜１２ｍｍの鋼板の１パス溶接にレーザーハイブリッド溶接を用いることで、ガスシールドアーク溶接を用いて１パス溶接するのと比較して、投入される入熱を大幅に低減できる。大幅に入熱が低減されることで、速い冷却速度が得られ、溶接金属中に酸化物を微細に晶出することができるため、マルテンサイトの微細化に寄与し、溶接金属の靭性を向上させることができる。
Ｗ１が２．０ｍｍ未満では、ガスシールドアーク溶接の溶着量を少なくする必要があり、溶着量を少なくするためには、電流または電圧を大きく下げて入熱量を下げる必要がある。電流、電圧が低くなり過ぎるとアーク状態が不安定になるため、溶接欠陥が生じやすくなる。一方で、Ｗ１が７．０ｍｍを超えていると、ガスシールドアーク溶接の入熱量を高く設定する必要があり、冷却速度が遅くなるため、溶接金属中に酸化物を微細に晶出する量が減少するため、靭性向上効果が低下して好ましくない。
このため、Ｗ１の範囲は２．０〜７．０ｍｍとする。必要に応じて、Ｗ１の下限を２．５ｍ又は３．０ｍｍとしてもよく、Ｗ１の上限を６．０ｍｍ、５．５ｍｍ又は５．０ｍｍとしてもよい。
Ｗ２が０．５ｍｍ未満では、鋼板表層から板厚の３／４のところに形成される溶接金属は、ガスシールドアーク溶接の溶接ワイヤ成分およびＯが含まれない可能性が高くなり、その部分の靭性向上効果が得られなくなるため好ましくない。また、Ｗ２が２．４ｍｍを超える場合は、レーザー出力を大きく上げる必要があり、それによって金属蒸気の発生も大きくなり、溶接が不安定になるため溶接欠陥が生じる可能性が高くなる。
そのため、本発明においては、Ｗ２の範囲は０．５〜２．４ｍｍとする。必要に応じて、Ｗ２の下限を０．７ｍｍ又は０．９ｍｍとしてもよく、Ｗ２の上限を２．２ｍｍ、２．０ｍｍ又は１．８ｍｍとしてもよい。
なお、本発明においては、溶接金属の組織がマルテンサイト単相組織であることを判定する方法として、後述の溶接金属のビッカース硬さ測定結果から（式４）で求められるマルテンサイト組織の硬さを引いたものが−２０以上であれば、得られた溶接金属はマルテンサイト単相であると判断する方法を採用するものとする。
「超高強度溶接継手の製造方法」
本発明の超高強度溶接継手を製造するには、まず、母材となる鋼板として、引張強さ１１００ＭＰａ以上の厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を用意する。
引張強さが１１００ＭＰａ以上の鋼板を用いることにより、大型の建設機械や産業機械に使用される材料として、十分な強度を有する溶接継手が得られる。
また、鋼板の厚さを４〜１２ｍｍの範囲内とすることにより、レーザーハイブリッド溶接を用いて１パス溶接することが可能であり、多数パス溶接を行う場合と比較して、優れた生産性が得られる。鋼板の厚さが４ｍｍ未満である場合、レーザーハイブリッド溶接を用いることなく、１パス溶接することが可能となる。また、鋼板の厚さが１２ｍｍを超えると、レーザーハイブリッド溶接により１パス溶接できなくなる場合がある。
次に、母材となる鋼板の組成について各成分の規定理由を説明する。なお、各成分についての％は質量％を意味する。
［Ｃ：０．１０〜０．２５％］
Ｃは引張強度を得るのに重要な元素であり、鋼板の引張強さを１１００ＭＰａ以上とするには、０．１０％以上含有させる必要がある。しかし、０．２５％を超えて含有されていると、靭性や耐低温割れ性の劣化が著しくなるため、Ｃ含有量を０．１０〜０．２５％に限定する。必要に応じて、Ｃの上限を０．２０％、０．１８％又は０．１６％としてもよく、Ｃの下限を０．１１％又は０．１２％としてもよい。
［Ｓｉ：０．０３〜１．０％］
Ｓｉは脱酸元素であり、鋼の健全性を保ち、さらに溶接による母材希釈によって溶接金属にＳｉを含有させて溶接金属の靭性を向上させるのに寄与する。そのためには、最低０．０３％を鋼板に含有させる必要である。ただし、１．０％を超えて過剰に含有させると、強度が高くなり、靭性と低温割れ性を劣化させて好ましくないため、Ｓｉの含有量を０．０３〜１．０％に限定する。脱酸を確実に行うため、Ｓｉの下限を０．１０％又は０．１５％としてもよい。Ｓｉの上限を０．５％、０．４％又は０．３％としてもよい。
［Ｍｎ：０．５〜２．５％］
Ｍｎは焼入れ性を確保して強度を高めるために必須の元素である。また、溶接による母材希釈によって溶接金属にＭｎを含有させて、溶接金属の靭性を向上させるのにも寄与する元素である。その効果を得るためには、０．５％以上含有させる必要がある。一方、２．５％を超えて含有させると、粒界脆化感受性が増加して靭性の劣化、耐低温割れ性劣化の可能性が高くなるため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．５％に限定する。必要に応じて、Ｍｎの下限を１．０％、１．２％又は１．５％としてもよく、Ｍｎの上限を２．３％、２．１％又は１．９％としてもよい。
［Ｐ：０．０２％以下］
Ｐは不可避的不純物元素であり、母材および溶接熱影響部の靭性を阻害するため、極力低減する必要があるが、鋼板中のＰの含有量が０．０２％以下であれば、靭性への悪影響が許容できるため、Ｐの含有量は０．０２％以下とする。靭性向上のため、Ｐの上限を０．０１５％、０．０１２％又は０．０１０％としてもよい。
［Ｓ：０．０１％以下］
Ｓも不可避的不純物元素であり、鋼板中に過大に存在すると靭性と延性をともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。Ｓの含有量が０．０２％以下であると、靭性、延性への悪影響を許容できため、Ｓの含有量は０．０２％以下とする。靭性と延性の向上のため、Ｓの上限を０．００８％、０．００６％又は０．００５％としてもよい。
［Ａｌ：０．００２〜０．１％］
Ａｌは脱酸元素であり、Ｓｉと同様、鋼板中の酸素量を低減し、鋼の清浄度を向上させる効果がある。また、溶接による母材希釈によって溶接金属にＡｌを含有させて、溶接金属中に酸化物を形成することで靭性を向上させるのに寄与する。そのためには、鋼板中に０．００２％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成するようになり、靭性を阻害するようになるため、Ａｌ含有量を０．００２〜０．１％とする。脱酸を確実に行うため、Ａｌの下限を０．０１０％又は０．０１５％としてもよい。粗大な酸化物の生成を避けるため、Ａｌの上限を０．０８１％、０．０７０％、０．０６０％又は０．０５０％としてもよい。
［Ｎ：０．００１〜０．００６％］
Ｎは、微量では鋼板の加熱時に微細な窒化物を形成して加熱オーステナイト粒径を微細化して靭性に寄与する。そのためには鋼板中の含有量は０．００１％以上必要である。一方、０．００６％を超えて含有すると固溶Ｎ量が増加することで靭性を劣化させるため、Ｎの含有量は０．００１〜０．００６％とする。靭性向上のため、Ｎの上限を０．００５％又は０．００４５％としてもよい。
［Ｏ：０．００１〜０．００４％］
酸素（Ｏ）は不可避的不純物であり、鋼板中で酸化物を形成する。一般的に鋼板中の酸化物は粗大であり、靭性を劣化させる要因となるため、極力低減することが望ましい。鋼板中のＯが０．００４％以下では靭性への悪影響を無視できる。また、Ｏを０．００１％よりも低減するにはＯを製鋼工程で取り除くコストが高くなる。そのため、Ｏの含有量は０．００１〜０．００４％とする。靭性向上のため、Ｏの上限を０．００３％又は０．００２５％としてもよい。
以上の元素を含有し、残部の不可避的不純物ならびにＦｅによりなる組成が、本発明の超高強度溶接継手に使用される鋼板の基本組成であるが、本発明においては、鋼板の特定の機械的性質を調整するために、必要に応じて、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａのうち１種または２種以上を以下の含有量の範囲でさらに含有することができる。
［Ｎｉ：０．０１〜６．０％］
Ｎｉは、焼入性を高めて強度向上に寄与すると同時に靭性も高められる唯一の元素である。強度及び靭性を向上する効果を得るために、鋼板中にＮｉを０．０１％以上添加させてもよい。Ｎｉは添加するほど、靭性の向上に寄与するが、一方で添加量が増えると、鋼板の製造過程で発生する酸化スケールが剥がれにくくなり、それを取り除くためのコストが高くなるため、Ｎｉの添加量は６．０％以下に制限する。そのため、鋼板にＮｉを含有させる場合、その含有量は０．０１〜６．０％とする。コスト低減のため、Ｎｉの上限を４．０％、３．０％、２．０％又は１．０％に制限してもよい。
［Ｃｒ：０．１〜２．０％］
Ｃｒは、焼入性向上、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を得るには、０．１％以上添加してもよい。一方で２．０％を超えて含有させると、鋼板の靭性が劣化するため、Ｃｒを含有させる場合は０．１〜２．０％の範囲とする。必要に応じて、Ｃｒの上限を１．０％、０．８％又は０．５％に制限してもよい。
［Ｍｏ：０．１〜２．０％］
Ｍｏは、焼入性向上、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を得るために、０．１％添加してもよい。一方で２．０％を超えて含有させると、鋼板の靭性が劣化するため、Ｍｏを含有させる場合は０．１〜２．０％の範囲とする。必要に応じて、Ｍｏの上限を１．０％、０．６％、０．４％又は０．２％としてもよい。
［Ｖ：０．０１〜０．２％］
Ｖは、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を得るために、０．０１以上添加してもよい。一方で、０．２％を超えて含有させると、鋼板の靭性が劣化するため、Ｖを含有させる場合は０．０１〜０．２％の範囲とする。必要に応じて、Ｖの上限を０．１％、０．０６％又は０．０４％に制限してもよい。
［Ｔｉ：０．０１〜０．２０％］
Ｔｉは、析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素である。また、高温でも安定なＴｉＮを形成して加熱オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、靭性向上にも寄与する元素である。その効果を得るために、０．０１％以上添加してもよい。一方で、Ｔｉを０．２０％を超えて含有させると、粗大な析出物を形成して靭性を劣化させるため、Ｔｉを含有させる場合は０．０１〜０．２０％の範囲とする。必要に応じて、Ｔｉの上限を０．１６％、０．１２％、０．０６％又は０．０４％に制限してもよい。なお、強度向上のため、Ｎｉ又はＴｉのいずれかの添加が望ましい。
［Ｎｂ：０．００５〜０．２％］
Ｎｂは析出強化とともに焼入性向上により、鋼板の強度向上に有効な元素である。その効果を明確に発揮するために、０．００５％以上添加してもよい。一方で、０．２％を超えて含有させると靭性の劣化が大きくなるため、好ましくない。そのため、Ｎｂを含有させる場合は０．００５〜０．２０％の範囲とする。必要に応じて、Ｎｂの上限を０．１２％、０．０８％、０．０５％又は０．０２％に制限してもよい。
［Ｃｕ：０．００５〜１．０％］
Ｃｕは主として焼入性向上と固溶強化、さらには析出強化とにより鋼板の強度を高める有効な元素である。その効果を発揮するために、０．００５％以上含有させてもよい。一方で１．０％を超えると熱間加工性に問題を生じるため好ましくない。そのため、Ｃｕを含有させる場合は０．００５〜１．０％の範囲とする。必要に応じて、Ｃｕの上限を０．５％、０．３％又は０．２％に制限してもよい。
［Ｂ：０．０００２〜０．０３０％］
Ｂは固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入性を高めることが可能なため、強度を高めるのに有効な元素である。焼入性向上に効果を発揮させるために、０．０００２％以上のＢを含有してもよい。一方でＢを０．０３０％を超えて鋼板中に含有させると粗大な析出物が生じて靭性が顕著に劣化するため、Ｂを含有させる場合は０００２〜０．０３０％の範囲に限定する。必要に応じて、Ｂの上限を０．０１０％、０．００５％、０．００３％又は０．００２％に制限してもよい。
［Ｃａ：０．０００６〜０．０１００％］
Ｃａは鋼中の硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。また、酸化物の微細化や適正な酸化物組成となることで、溶接熱影響部の靭性の向上にも有効である。その効果を得るために、Ｃａを０．０００６％以上含有させてもよい。一方、０．０１００％を超えて過剰に含有させると粗大な介在物を形成するようになり、靭性を劣化させる要因となるため好ましくない。そのために、Ｃａを含有させる場合は０．０００６〜０．０１００％の範囲に限定する。必要に応じて、Ｃａの上限を０．００５０％、０．００３０％又は０．００２０％としてもよい。
また、Ｃａは、一般的に溶接金属に歩留まることは無い。Ｃａは酸素との結合力が強く、溶接中の溶融池内では酸素と結合した後、浮上してスラグに排出されてしまうためである。
［Ｃｅｑ：０．４〜１．２％］
本発明において、鋼板の強度を得るには、個々の元素の限定以外に焼入性の指標である（式１）で表わされるＣｅｑも限定する必要がある。鋼板の強度を得るにはＣｅｑは０．４０％以上必要である。Ｃｅｑが高くなるほど強度は高くなるが、一方で１．２％を超えると靭性の劣化が大きくなるため、本発明においては、Ｃｅｑは、０．４０〜１．２％に限定する。必要に応じて、Ｃｅｑの下限を０．４５％、０．５０％又は０．５５％としてもよく、Ｃｅｑの上限を１．０％、０．８０％又は０．７０％としてもよい。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
・・・（式１）
なお、（式１）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
鋼板としては、上述した組成を有する引張強さ１１００ＭＰａ以上の厚さ４〜１２ｍｍの鋼板であれば、本発明の特性を満たす溶接継手が得られるため、従来のいかなる方法で製造されたいかなる鋼板であってもよく、特定の鋼板に限定されるものではないが、本発明の製造方法において好適に用いることのできる鋼板としては、例えば、ＷＥＬ−ＴＥＮ９５０シリーズ（商品名：新日本製鐵株式会社製）やＷＥＬＤＯＸ（商品名：ＳＳＡＢスウェーデンスティール社製）が挙げられる。
また、本発明において製造される超高強度溶接継手の形状は、用途等に応じて決定され、特に限定されない。したがって、溶接される鋼板の形状も、溶接後の用途等に応じて適宜決定することができ、特に限定されるものではなく、例えば、鋼板を管状などの所定の形状に成形したものであってもよい。
また、溶接される鋼板の形状は、略同一の面内となるように溶接される鋼板を配置して、溶接される鋼板の端面同士を突合せてなる形状であることが好ましい。レーザーハイブリッド溶接の溶接条件は、Ｗ１、Ｗ２の範囲の形状が得られるように適正な条件を選択すれば良い。好ましい鋼板の開先形状は、開先角度が、２０°〜５０°、開先深さが、１／３ｔ〜２／３ｔ、ルートギャップが、０ｍｍ〜１．０ｍｍである。
次に、上記の条件を満たす鋼板を、溶接ワイヤを用いて、レーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによってマルテンサイト単相組織の溶接金属を含む超高強度溶接継手を製造する。
溶接ワイヤとしては、ソリッドワイヤまたは鋼製外皮の内部にフラックスが充填されたフラックス入りワイヤを用いる。使用されるソリッドワイヤまたはフラックス入りワイヤは、合金成分として、ワイヤ全体に対する質量％で、Ｃ：０．４％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：１２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３０％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなる成分のものの中から、溶接による鋼板の成分希釈を考慮して、上述した組成の溶接金属が得られるものを用いればよい。なお、各成分についての％は質量％を意味する。
溶接ワイヤの組成について各成分の規定理由を説明する。なお、各成分についての％は質量％を意味する。
［Ｃ：０．４％以下］
Ｃは溶接金属の引張強さを高めるのに必須の元素であるが、Ｃの含有量が０．４％を超えると、溶接金属のＣが過剰となるため、靭性および耐低温割れ性の劣化が大きくなる。そのため、溶接ワイヤのＣは０．４％以下とする。靭性等の向上のため、Ｃの上限を０．３０％、０．２７％、０．２５％、０．２２％又は０．２０％に制限してもよい。強度を向上させるため、Ｃの下限を０．１０％、０．１３％又は０．１５％としてもよい。
［Ｓｉ：１．５％以下］
Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属中の酸素（Ｏ）を低減して清浄度を高めるが、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると溶接金属中のＳｉ量が過剰になり、溶接金属中に粗大な酸化物が生成されて、溶接金属の靭性が著しく劣化する。このため、溶接ワイヤ中のＳｉ含有量は１．５％以下とする。靭性等の向上のため、Ｓｉの上限を１．０％、０．８％、０．６％、０．５％又は０．４５％に制限してもよい。強度を向上させるため、Ｓｉの下限を０．１０％、０．１５％又は０．２０％としてもよい。
［Ｍｎ：４．０％以下］
Ｍｎは、溶接金属の焼入性を確保して強度を高める元素である。また、Ｍｎは、組織を微細化して靭性を向上させるためにも有効な元素である。溶接ワイヤのＭｎの含有量が４．０％を超えると、溶接金属中のＭｎ量が過剰になり、溶接金属中に残留オーステナイトが過剰に生成するため、粒界脆化感受性が増加して溶接金属の靭性劣化、耐溶接割れ性劣化の可能性が高くなる。このため、本発明においては、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量は４．０％以下とする。靭性等の向上のため、Ｍｎの上限を３．０％、２．５％、２．２％又は２．０％制限してもよい。強度を向上させるため、Ｍｎの下限を０．５％、１．０％又は１．４％としてもよい。
［Ｐ：０．０２％以下］
Ｐは不可避的不純物元素であり、靭性を阻害するため極力低減する必要がある。溶接ワイヤ中のＰの含有量が０．０２％以下であると、溶接金属の靭性への悪影響が許容できる。このため、本発明では溶接ワイヤ中のＰの含有量は０．０２％以下とする。靭性向上のため、Ｐの上限を０．０１５％又は０．０１３％としてもよい。
［Ｓ：０．０２％以下］
Ｓも不可避的不純物元素であり、溶接金属中に過大に存在すると靭性と延性をともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。溶接ワイヤ中のＳの含有量が０．０２％以下であると、溶接金属に対する靭性、延性への悪影響を許容できる。このため、溶接ワイヤ中のＳの含有量は０．０２％以下とする。靭性と延性の向上のため、Ｓの上限を０．０１５％、０．０１３％又は０．０１０％又は０．００７％としてもよい。
［Ａｌ：０．０８％以下］
Ａｌは脱酸元素であり、Ｓｉと同様、溶接金属中の酸素量を低減し、清浄度を向上させる効果がある。また、Ａｌは溶接金属中に酸化物を形成して、マルテンサイトの組織（ブロックやパケット等）を微細にする効果がある。溶接ワイヤ中に０．０８％を超えてＡｌを含有させると、溶接金属中のＡｌ量が過剰となり、粗大な酸化物を形成し、この粗大酸化物が靭性を著しく劣化させる。したがって、溶接ワイヤ中のＡｌの含有量を０．０８％以下とする。必要に応じて、Ａｌの上限を０．０６％、０．０５％、０．０４％又は０．０３％としてもよい。必要に応じて、Ａｌの下限を０．００１％、０．００５％又は０．００８％又は０．０１０％としてもよい。
［Ｔｉ：０．３０％以下］
Ｔｉは溶接金属において脱酸元素として有効であり、かつ溶接金属中の固溶Ｎを窒化物として固定して固溶Ｎの靭性への悪影響を緩和できる元素である。さらに、Ｔｉは酸化物を形成し、マルテンサイトの組織を微細にする作用もある。しかし、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が０．３０％を超えて過剰になると、溶接金属中に粗大な酸化物の形成されたり、ＴｉＣの過度な析出による靭性劣化が顕著に生じたりする可能性が大となる。このため、溶接ワイヤ中のＴｉの含有量を０．３０％以下とする。また、Ｔｉの上限を、０．２％、０．１５％又は０．１０％としてもよい。Ｖの下限は特に定める必要はないが、０．０１％又は０．０３％としてもよい。
［Ｎｉ：１２．０％以下］
Ｎｉは、固溶した状態で鋼の靭性を向上させる元素であり、溶接金属の他の成分、組織によらず安定して靭性を向上できる唯一の元素であり、特に、高強度の溶接金属で靭性を確保するには必要な元素である。溶接ワイヤ中の含有量が１２．０％を超えると、溶接金属の靭性向上効果が飽和するため、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量を１２．０％以下に限定する。Ｎｉは高価な元素であり、Ｎｉの上限を９．０％、６．０％、４．０％又は３．５％としてもよい。また、Ｎｉの下限を１．０％、１．５％又は２．０％としてもよい。
［Ｃｒ：３．０％以下］
Ｃｒは、焼入れ性を高めることにより高強度化に有効な元素であるが、Ｃｒを３．０％を越えて溶接ワイヤに含有させると、溶接金属中のＣｒ量が過剰になり、マルテンサイトを不均一に硬化させ、靭性を著しく劣化させる。このため、溶接ワイヤ中にＣｒを含有させる場合は、溶接ワイヤ中のＣｒの含有量を３．０％以下としてもよい。また、Ｃｒの上限を、１．５％、１．０％、０．５％又は０．３％としてもよい。Ｃｒの下限は特に定める必要はないが、０．０５％又は０．１％としてもよい。
［Ｍｏ：３．０％以下］
Ｍｏは、溶接金属の引張強さを高めるために有効な元素であるが、Ｍｏを溶接ワイヤ中に３．０％を超えて含有させると、溶接金属中のＭｏ量が過剰になり靭性が劣化する。このため、Ｍｏを含有させる場合は、その含有量を３．０％以下としてもよい。また、Ｍｏの上限を、１．５％、１．０％、０．５％又は０．３％としてもよい。Ｍｏの下限は特に定める必要はないが、０．０５％又は０．１％としてもよい。
［Ｖ：０．３０％以下］
Ｖは、溶接金属の引張強さを高めるために有効な元素であるが、Ｖを溶接ワイヤ中に０．３％を超えて含有させると、溶接金属中のＶ量が過剰になり靭性が劣化する。このため、Ｖを含有させる場合は、その含有量を０．３０％以下としてもよい。また、Ｖの上限を、０．２％、０．１５％、０．１０％又は０．０６％としてもよい。Ｖの下限は特に定める必要はないが、０．０１％又は０．０２％としてもよい。
［Ｎｂ：０．３０％以下］
Ｎｂはフェライト安定化元素であり、残留オーステナイト低減に有効であり、また、微細炭化物を形成して、析出強化により溶接金属の強度を確保するのに有効である。しかし、０．３％を越えて溶接ワイヤ中にＮｂを含有させると、溶接金属中のＮｂ量が過剰になり、溶接金属中に粗大な析出物を形成して靭性を劣化させる。そのため、Ｎｂを含有させる場合の含有量を０．３０％以下としてもよい。また、Ｎｂの上限を、０．２％、０．１５％、０．１０％又は０．０８％としてもよい。Ｎｂの下限は特に定める必要はないが、０．０１％又は０．０２％としてもよい。
［Ｃｕ：１．５％以下］
Ｃｕは溶接金属の引張強さを高めるのに有効な元素である。しかし、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量が１．５％を超えると、溶接金属中のＣｕ量が過剰になり溶接金属の靭性が劣化する。したがって、Ｃｕを含有させる場合の含有量を１．５％以下としてもよい。また、Ｃｕの上限を、１．０％、０．６％又は０．４％としてもよい。Ｃｕの下限は特に定める必要はないが、０．０１％又は０．０３％としてもよい。なお、溶接ワイヤ中のＣｕの含有量は、ワイヤ周りの銅メッキのＣｕも含める。
［Ｂ：０．０１５０％以下］
Ｂは、焼入れ性を高めて溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、また、溶接金属中の固溶Ｎと結びついてＢＮを形成し、溶接金属の靭性を向上する作用も有する。しかし、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が過剰となり、粗大なＢＮやＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６等のＢ化合物を形成して靭性を逆に劣化させる。このため、Ｂを含有させる場合の含有量を０．０１５０％以下としてもよい。また、Ｂの上限を、０．０１００％、０．００５０％又は０．００３０％としてもよい。Ｂの下限は特に定める必要はないが、０．０００１％又は０．０００３％としてもよい。
また、以上のような溶接ワイヤを用いるレーザーハイブリッド溶接としては、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせた溶接方法を用いる。
レーザービームを供給するレーザーとしては、特に限定されず、ＹＡＧ（イットリウム・アルミニウム・ガーネット）レーザー、ＣＯ２レーザー、ファイバーレーザーなどを用いることができる。
また、レーザーハイブリッド溶接における電流、電圧、溶接速度、入熱、予熱温度などの条件は、特に限定されるものではなく、鋼板の厚さなどに応じてマルテンサイト単相組織の溶接金属が得られるように適宜決定することができる。例えば、入熱は、２．７〜４．６ｋＪ／ｃｍとし、溶接速度は、１００〜１２０ｃｍ／ｍｉｎとすることができる。
また、レーザーハイブリッド溶接に溶接ワイヤとしてソリッドワイヤを用いる場合、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして２〜５％のＯ２ガスまたは５〜２５％のＣＯ２ガスを含むＡｒガスまたはＨｅガスからなる混合ガスを用いる。そうすると、シールドガスに含まれるＯ２ガスまたはＣＯ２ガスから溶接金属中に酸素が供給されるので、溶接後に、Ｏを０．００５〜０．０５％含有する溶接金属が得られる。
シールドガスに含まれるＯ２ガスの含有量が２％未満、またはＣＯ２ガスの含有量が５％未満である場合、溶接金属中のＯの含有量が不足し、溶接金属中の酸化物によるマルテンサイトの微細化が十分でなく、靭性改善効果が十分に得られない。また、シールドガスに含まれるＯ２ガスが５％を超えると、またはＣＯ２ガスが２５％を超えると、溶接金属中に過剰に酸化物が晶出し、その酸化物が延性破壊の起点となり、それに起因する靭性低下の影響が大きくなる。
また、レーザーハイブリッド溶接に溶接ワイヤとしてフラックス入りワイヤを用いる場合、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ＡｒまたはＨｅガスに５％以下のＯ２ガスまたは２５％以下のＣＯ２ガスを混合した混合ガス、または純Ａｒガスや純Ｈｅガスを用いる。
フラックス入りワイヤを用いる場合は、フラックスに含まれる酸化鉄などの金属酸化物から溶接金属中に酸素が供給されるので、ソリッドワイヤを用いる場合のようにシールドガスから溶接金属中に酸素を供給しなくても、溶接後に、Ｏを０．００５〜０．０５％含有する溶接金属が得られる。したがって、ガスシールドアーク溶接においては、シールドガスとして酸素を含まないＡｒガス、Ｈｅガスを単独で用いてもよい。
次に上記鋼板と上記溶接ワイヤを用いて、本発明の溶接金属の組成を得るための方法について説明する。
溶接金属の組成は、溶接ワイヤの成分と鋼板の成分との希釈によって決定される。その希釈の割合は板厚、開先の形状、ガスシールドアーク溶接の入熱によって変化する。例えば、図２に示す断面形状の開先（開先角度３０度のＹ開先で、ルートギャップ０．５ｍｍ）を用いてレーザーハイブリッド溶接する場合では、溶接ワイヤの希釈率は、板厚が４ｍｍでは約６５％、板厚が８ｍｍでは約７０％、板厚が１２ｍｍでは約７５％であり、それぞれ残りは、鋼板の希釈率である。
また、溶接ワイヤのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉは酸化消耗するため、これら元素は１００％溶接金属に移行するわけではない。溶接金属に移行する割合は、ＣとＴｉが約６０％、ＳｉとＭｎが約８０％である。他の合金元素については溶接金属にほぼ１００％移行する。
これらの関係を式に表わすと、溶接金属の組成は下記（式３）で表される。溶接しようとする鋼板の組成に対して、本発明の溶接金属の組成を得るために、この（式３）による計算方法を用いて使用する溶接ワイヤの組成を選択する。
［溶接金属の組成］＝α×β×［溶接ワイヤの組成］＋（１−α）×［
鋼板の組成］ ・・・（式３）
ここで、α＝０．６５（板厚：４ｍｍ）、α＝０．７０（板厚：８ｍｍ）、α＝０．７５（板厚：１２ｍｍ）であり、β＝０．６（Ｃ、Ｔｉ）、β＝０．８（Ｓｉ、Ｍｎ）、β＝１．０（Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｂ）である。
［ ］は、溶接ワイヤまたは鋼板を形成する元素のそれぞれの含有量（質量％）を表す。
以下に示す製造方法により、溶接継手を製造し、評価した。
まず、表１に示す板厚、組成（合金成分）、降伏強度、引張強度、靭性（ｖＥ−４０）の鋼板を用意し、溶接位置にセットした。溶接される鋼板の開先は、図２に示すように、開先角度が３０度、開先深さが鋼板板厚の１／２で、ルートギャップが０．５ｍｍのＹ開先とした。
ついで、表２〜表４に示す組成（合金成分）のＷ１〜Ｗ１０８の溶接ワイヤを用いて、表５〜表７に示す条件（電流、電圧、溶接速度、入熱、予熱温度、シールドガスの組成、レーザービームの出力）で、レーザービーム照射とガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接を用いて１パス溶接した。この結果、板厚方向に貫通する溶接金属を有する溶接継手を製造した。
なお、レーザーとしてはＹＡＧレーザーを使用した。また、表２〜表４において「ＳＷ」はソリッドワイヤを示し、「ＦＣＷ」はフラックス入りワイヤを示す。
Figure 0004903918
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このようにして得られた番号１〜１０８の溶接継手について、溶接金属の組成（合金成分）、降伏強度、引張強さ（引張強度）、靭性（ｖＥ−４０）、溶接金属のビッカース硬さを調べた。その結果を、表８〜１３の番号１〜１０８に示す。
溶接金属の成分分析は図４（ｃ）に示すように、鋼板表層と鋼板表層から板厚の１／４のところの深さの部分の間で、溶接金属の幅中央のところから分析試料を採取して、溶接金属の組成を測定した。
降伏強度（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）は、ＪＩＳ Ｚ ３１２１「突合せ溶接継手の引張試験方法」に準拠して行い、図４（ｂ）の要領で１Ａ号試験片を採取して評価した。継手引張試験の引張強さが１１００ＭＰａ以上のものを合格とした。
また、靭性（ｖＥ−４０）は、ＪＩＳ Ｚ３１２８「溶接継手の衝撃試験方法」に準拠して行い、溶接継手からシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃でのシャルピー衝撃試験を行って吸収エネルギーを測定した。図４（ａ）に、溶接継手の靭性の測定に用いるシャルピー衝撃試験片の断面を示す。図４（ａ）に示すように、シャルピー衝撃試験片は、溶接金属の板厚方向に貫通している部分をノッチ位置とするものであり、ノッチとして深さ２ｍｍのＶ字溝（図示略）が設けられているものである。板厚によってフルサイズのシャルピー衝撃試験片を採取できないものは、サブサイズ試験片とした。サブサイズ試験片で測定した吸収エネルギーは１平方センチメートル当たりに換算して評価した。本実施例では板厚１２ｍｍは１０ｍｍフルサイズのシャルピー衝撃試験片、板厚８ｍｍは５ｍｍサブサイズシャルピー衝撃試験片、板厚４ｍｍは２．５ｍｍサブサイズシャルピー衝撃試験片として採取した。−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られた吸収エネルギーが、２７Ｊ／ｃｍ２以上のものを合格とした。
溶接金属のビッカース硬さは、図４（ｄ）に示すように、鋼板表層から板厚の１／８の深さところで、溶接金属の幅中央のところを荷重１０ｋｇで測定した。
レーザーハイブリッド溶接で得られた溶接金属がマルテンサイト単相になっているかを判定する方法として、ここでは、公知の（式４）で示される焼入れままの１００％マルテンサイト組織の硬さ式を用いて判定する方法を用いた。低合金鋼の焼入れままのマルテンサイト組織の硬さは、ほぼＣ量によって決まることが知られており、他の合金元素の影響は小さい。この式から求める硬さと測定される溶接金属の硬さとの差が小さければ、マルテンサイト単相と判断される。
なお、実際の溶接金属では、マルテンサイト組織のラス間に数％の残留オーステナイトが生じる。残留オーステナイトの割合が高くなると、硬さの低下が顕著となるが、数％程度ならば１００％マルテンサイト組織の硬さ式から求める硬さとの差がほとんど無いため、硬さの差が生じない程度の残留オーステナイトを含む場合もマルテンサイト単相組織として扱われる。溶接金属のビッカース硬さ測定結果から（式４）で求められるマルテンサイト組織の硬さを引いたものが−２０以上であれば、得られた溶接金属はマルテンサイト単相であると判断して合格とする。
マルテンサイト組織の硬さ＝８８４×［Ｃ］×（１−０．３×
［Ｃ］２）＋２９４
・・・（式４）
［ ］は、元素の含有量（質量％）を表す。
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表８〜１１に示すように、本発明の実施例である番号１〜７６の溶接継手は、引張強さが１１００ＭＰａ以上、かつ、−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２以上であった。また、得られた溶接金属はマルテンサイト単相組織であると判断された。
これに対し、表１２、１３に示すように、比較例である番号７７〜１０８の溶接継手は、いずれも成分、Ｃｅｑ、Ｙのいずれかが本発明範囲を満たしていないため、引張強さが１１００ＭＰａ未満および／または−４０℃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（ｖＥ−４０）が２７Ｊ／ｃｍ２未満となり、不合格となった。
表１に記載の鋼板Ｓ１からＳ１２を用い、以下に示す成分のソリッドワイヤおよびフラックス入りワイヤを用いて、以下に示す条件で、レーザービーム（ＹＡＧレーザー）とガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによって、板厚方向に貫通する溶接金属を含む合計１０３個の溶接継手を作製した。
ソリッドワイヤおよびフラックス入りワイヤとしては、質量％で、Ｃ：０．４％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．８％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：１２％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｂ：０〜０．０１５０％以下の範囲で含むものを用いた。
ガスシールドアーク溶接は、シールドガスとして２〜５％のＯ２ガスまたは５〜２５％のＣＯ２ガスを含むＡｒガスからなる混合ガスを使用し、電流２３０〜２７０Ａ，電圧２４〜２８Ｖ，溶接速度１００〜１２０ｃｍ／ｍｉｎ，入熱２．７６〜４．５４ｋＪ／ｃｍ、予熱温度１００〜１２５℃の溶接条件範囲とし、使用したＹＡＧレーザーの出力は５〜１１ｋＷの範囲とし、使用する鋼板に応じて条件を選択して行った。
得られた溶接金属としては、質量％で、Ｃ：０．０９超〜０．２４％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００４〜０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ｏ：０．００５〜０．０５％、Ｎｉ：１．０〜９．０％を含んでおり、さらに以下の元素を添加している場合は、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％の範囲で１種または２種以上の元素を含んでいた。
このようにして得られた溶接継手の溶接金属の成分から、下記（式２）で定義されるＹの値を算出した。
Ｙ＝（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／４０＋［Ａｌ］＋［Ｔｉ］
…（式２）
また、溶接継手の靭性（ｖＥ−４０）を、上述した番号１〜７２の溶接継手と同様にして調べた。その結果を図３に示す。
図３では、縦軸に、−４０℃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（ｖＥ−４０）の値を取り、横軸に、上記（式２）で定義されるＹの値を取った。
図３より、Ｙの値が０．０７〜０．２０％の範囲である場合、ｖＥ−４０が２７Ｊ／ｃｍ２以上となることが分かる。また、Ｙの値が０．０８〜０．１８％である場合には優れた靭性が得られ、さらに０．１０〜０．１７％である場合には、より安定した優れた靭性が得られることが分かる。
また、Ｙの値が０．０８％未満であったり、０．２０％を超えて過剰であったりする場合には、ｖＥ−４０が不十分となることが分かる。

Claims (4)

  1. マルテンサイト単相組織の溶接金属を含む板厚が４〜１２ｍｍの鋼板を用いた超高強度溶接継手であって、溶接方向に垂直の溶接継手の断面において、鋼板表層の溶接金属の幅をＷ１とし、鋼板表層から板厚の３／４のところの溶接金属の幅をＷ２とし、Ｗ１が２．０ｍｍ〜７．０ｍｍであり、かつ、Ｗ２が０．５ｍｍ〜２．４ｍｍである溶接金属の断面形状を持ち、かつ、
    前記溶接金属が、質量％で、
    Ｃ：０．０９超〜０．２４％、
    Ｓｉ：０．２〜１．０％、
    Ｍｎ：０．５〜２．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．００４〜０．０８％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
    Ｏ：０．００５〜０．０５％、
    Ｎｉ：１．０〜９％を含有し、
    さらに、下記（式１）で定義される炭素等量（Ｃｅｑ）が０．４０〜１．００％であり、かつ、下記（式２）で定義されるＹが０．０７〜０．２０％であり、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなることを特徴とする強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
    ０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
    ・・・（式１）
    Ｙ＝（［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］）／４０＋［Ａｌ］＋［Ｔｉ］
    ・・・（式２）
    （式１）および（式２）において、［ ］付元素はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
  2. 前記溶接金属が、質量％で、
    Ｃｒ：０．１〜２．０％、
    Ｍｏ：０．１〜１．５％、
    Ｖ：０．００５〜０．２％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．０１％
    のうちの１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の強度と靭性に優れる超高強度溶接継手。
  3. 引張強さが１１００ＭＰａ以上である厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を、ソリッドワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによって請求項１または２に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、
    前記鋼板が、質量％で
    Ｃ：０．１０〜０．２５％、
    Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
    Ｍｎ：０．５〜２．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００２〜０．１％、
    Ｎ：０．００１〜０．００６％、
    Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、
    さらに、
    Ｎｉ：０．０１〜６．０％、
    Ｃｒ：０．１〜２．０％、
    Ｍｏ：０．１〜２．０％、
    Ｖ：０．０１〜０．２％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
    Ｃｕ：０．００５〜１．０％、
    Ｂ：０．０００２〜０．０３０％、
    Ｃａ：０．０００６〜０．０１００％
    のうちの１種または２種以上を含有し、下記（式１）により定義されるＣｅｑが０．４〜１．２％であり、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
    前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接する際に使用するソリッドワイヤが、質量％で、
    Ｃ：０．４％以下、
    Ｓｉ：１．５％以下、
    Ｍｎ：４．０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下を含有し、
    さらに、
    Ｔｉ：０．３０％以下、
    Ｎｉ：１２．０％以下、
    Ｃｒ：３．０％以下、
    Ｍｏ：３．０％以下、
    Ｖ：０．３％以下、
    Ｎｂ：０．３％以下、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    Ｂ：０．０１５０％以下
    のうちの１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
    前記鋼板に対して前記ソリッドワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ＡｒまたはＨｅガスに２〜５％のＯ２ガスまたは５〜２５％のＣＯ２ガスを混合した混合ガスを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
    ０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
    ・・・（式１）
    （式１）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
  4. 引張強さが１１００ＭＰａ以上であり厚さ４〜１２ｍｍの鋼板を、フラックス入りワイヤを用いて、レーザービームとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザーハイブリッド溶接により１パス溶接することによって請求項１または２に記載の超高強度溶接継手を製造する方法であって、
    前記鋼板が質量％で
    Ｃ：０．１０〜０．２５％、
    Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
    Ｍｎ：０．５〜２．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００２〜０．１％、
    Ｎ：０．００１〜０．００６％、
    Ｏ：０．００１〜０．００４％を含有し、
    さらに、
    Ｎｉ：０．０１〜６．０％、
    Ｃｒ：０．１〜２．０％、
    Ｍｏ：０．１〜２．０％、
    Ｖ：０．０１〜０．２％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
    Ｃｕ：０．００５〜１．０％、
    Ｂ：０．０００２〜０．０３０％、
    Ｃａ：０．０００６〜０．０１００％
    のうちの１種または２種以上を含有し、下記（式１）により定義されるＣｅｑが０．４〜１．２％であり、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
    前記鋼板をレーザーハイブリッド溶接する際に使用するフラックス入りワイヤが、合金成分として、ワイヤ全体に対する質量％で、
    Ｃ：０．４％以下、
    Ｓｉ：１．５％以下、
    Ｍｎ：４．０％以下、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下を含有し、
    さらに、
    Ｔｉ：０．３０％以下、
    Ｎｉ：１２．０％以下、
    Ｃｒ：３．０％以下、
    Ｍｏ：３．０％以下、
    Ｖ：０．３％以下、
    Ｎｂ：０．３％以下、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    Ｂ：０．０１５０％以下
    のうちの１種または２種以上を含有し、残部が不可避的不純物ならびにＦｅからなるものであり、
    前記鋼板に対して前記フラックス入りワイヤを用いてレーザーハイブリッド溶接する際、ガスシールドアーク溶接において、シールドガスとして、ＡｒまたはＨｅガスに５％以下のＯ２ガスまたは２５％以下のＣＯ２ガスを混合した混合ガス、純Ａｒガス、または純Ｈｅガスのいずれかを用いることを特徴とする超高強度溶接継手の製造方法。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４
    ０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
    ・・・（式１）
    （式１）において［ ］付元素は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
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