JP4903918B1 - 超高強度溶接継手およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【選択図】図1
Description
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。
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。
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。
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。
本発明は下記のとおりである。
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。
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。
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。
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。
「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。
[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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
[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。
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。
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。
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。
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。
[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。
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。
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。
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。
[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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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)
- 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。 - 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。 - 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。 - 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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