JP5597401B2

JP5597401B2 - 高強度高靭性溶接金属

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Publication number: JP5597401B2
Application number: JP2010011210A
Authority: JP
Inventors: 喜臣岡崎; 栄一田村; 文雄湯瀬
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-01-21
Filing date: 2010-01-21
Publication date: 2014-10-01
Anticipated expiration: 2030-01-21
Also published as: JP2011149054A

Description

本発明は溶接金属に関するものであり、特に炭酸ガスシールドアーク溶接によって得られる高強度高靭性溶接金属に関するものである。

建築、造船、自動車等の製造過程における鋼板の溶接現場では、ガスシールドアーク溶接が広く採用されている。特に、建築鉄骨分野においては、経済性の観点からシールドガスとしてＣＯ₂を用いた炭酸ガスシールドアーク溶接が多く用いられている。一方、近年では耐震性向上等の観点から、建築用材料として高張力鋼の適用が拡大しつつあり、高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接で接合する要求が高まっている。

非特許文献１には、建築構造用の７８０ＭＰａ級高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接した例が開示されている。非特許文献１によれば、７８０ＭＰａ級の高張力鋼を溶接するにあたって、溶接金属の引張強度を一定以上に確保するためには、入熱量やパス間温度を低入熱量および低パス間温度（例えば、入熱量２０ｋＪ／ｃｍ程度、パス間温度：１５０℃程度）に厳格に管理する必要がある旨が記載されている。しかし、低入熱量や低パス間温度で現場での溶接を行う場合、パス数が過多となって融合不良が生じたり、施工能率が低下したりするなどの不具合が生じるため、あまり好ましくない。そこで、入熱量やパス間温度を厳格に下げなくても（以下では、「施工条件の緩和」と呼ぶ場合がある。）溶接金属の引張強度を確保できる技術が望まれている。

一方、溶接金属の引張強度が７８０ＭＰａ級に高強度化すると、一般に以下の不具合が生じることが知られている。

第一に、溶接金属の引張強度と靭性は、一般にトレードオフの関係にあることから、溶接金属の引張強度を高めると靭性が低下してしまう。

第二に、溶接金属は外力の直接的な作用によらない割れを生ずることがあり、一般的に２００℃未満で生ずる割れを低温割れと呼ぶが、溶接金属が高強度化すると低温割れが発生しやすくなる。低温割れの原因としては、急熱・急冷により発生した残留応力や、大気中や材料中の水分からの水素などが挙げられるが、特に水素による影響が大きいと考えられている。この水素による低温割れを低減するため、割れの発生する２００℃未満になる前に徐冷をしたり、母材を予め加熱しておいて溶接金属部の冷却速度を遅くしたりして、水素を逃す方法がある。しかし、このような方法は現場での作業性を悪化させてしまう。

以上の通り、現場溶接を行うにあたって、施工条件を緩和しても溶接金属の引張強度を確保できるとともに、靭性も確保することができ、かつ、現場での作業性を悪化させることなく耐低温割れ性を向上させる技術の開発が強く望まれている。

溶接金属の引張強度や靭性を向上させるための技術として、例えば特許文献１〜５が挙げられる。特許文献１にはワイヤの成分組成を調整することにより、溶接金属の引張強度が９００ＭＰａ以上で、かつ、安定した靭性を確保する技術が記載されている。しかし、特許文献１はシールドガスとしてＡｒ−ＣＯ₂を用いたものであり、炭酸ガスシールドアーク溶接の技術とは異なっており、また耐低温割れ性について何ら考慮されていない。

特許文献２、３には、ソリッドワイヤの成分組成を調整することによって、高入熱・高パス間温度であっても溶接金属の強度および靭性を確保できる旨が開示されている。しかし特許文献２は５９０ＭＰａ級の高張力鋼を対象としたものであり、そもそも低温割れの危険性は少ない上に、Ｂ（ボロン）を添加したワイヤを用いているため、７８０ＭＰａ級高張力鋼に適用することは高温割れの観点から難しい。また特許文献３は７８０ＭＰａ級高張力鋼にも適用できる旨が記載されているが、特許文献３も特許文献２と同様にＢ（ボロン）を添加しており、高温割れの危険性がかなり高い。

特許文献４では、ソリッドワイヤの化学成分組成を調整することによって、大入熱、高パス間温度の溶接条件であっても、強度、靭性に優れ、かつ耐低温割れ性に優れた溶着金属が得られることが開示されている。しかし、特許文献４は４９０〜５８０ＭＰａ級の高張力鋼を対象としたものであり、低温割れの問題が顕在化する７８０ＭＰａ級高張力鋼は意識していない。特許文献５には、９００ＭＰａ以上の超高強度鋼管の溶接金属において、残留オーステナイト相を１％以上含有させることによって耐低温割れ性を向上させる技術が開示されている。特許文献５では残留オーステナイトによって水素をトラップしているが、残留オーステナイトによっては加工誘起マルテンサイト変態して水素を放出するようになるため逆効果となる恐れがあり、単に残留オーステナイトの量を確保するのみでは耐低温割れ性は不十分である。

特開２００７−２６０６９７号公報特開２００４−２３７３３３号公報特開２００７−２５３１６３号公報特開２００６−２８９３９５号公報特開２００２−１１５０３２号公報

「第二吉本ビルディング」、鉄構技術、２００４年６月、ｐ．５６−６５

本発明は上記した問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は入熱量やパス間温度を厳格に下げなくても、引張強度、靭性、および耐低温割れ性に優れる溶接金属を得ることにある。

本発明に係る高強度高靭性溶接金属は、Ｃ：０．０３〜０．１２％（質量％の意味。以下、成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．４〜１．０％、Ｍｎ：１．００〜２．０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％を夫々含有するとともに、Ｃｕ：０．２〜２．５％および／またはＮｉ：１．５〜３．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５〜１．５％を含有し、更にＭｇ：０．００２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．０２〜０．０８％よりなる群から選択される１種以上を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、下記（１）式で表されるＺ値が２．００＜Ｚ＜２．６を満たし、残留オーステナイトを体積分率で３．０〜１０％含有し、前記残留オーステナイト中のＣ量が０．９％以上であることを特徴とする。
Ｚ＝１．７５×［Ｍｎ］＋［Ｔｉ］＋２．５×［Ｍｇ］−１０×［Ｃａ］−１２×［Ａｌ］＋０．７５×［Ｚｒ］・・・（１）
（但し、［］は各元素の含有量（質量％）を表す。）

本発明の溶接金属は、さらにＮｂ：０．０１２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。

本発明の溶接金属は、化学成分組成が適切に制御されているために高強度を実現できるとともに、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、およびＺｒの含有量を相互に制御しているため高靭性を発揮することができ、さらに安定な残留オーステナイトを所定量以上確保しているため耐低温割れ性にも優れている。

図１（ａ）は鋼板の開先形状を表した概略図であり、図１（ｂ）は溶接の層数とパス数を表した概略図である。図２（ａ）は溶接金属の引張試験片の採取位置を表した概略図であり、図２（ｂ）は溶接金属のシャルピー衝撃試験片の採取位置を表した概略図である。

本発明者らは、入熱量やパス間温度を厳格に下げなくても、溶接金属の引張強度および靭性を確保することのできるソリッドワイヤを既に提案している（特願２００９−２１８８２５号。以下、「先願」と呼ぶ。）。先願では、７８０ＭＰａ級高張力鋼を炭酸ガスシールドアーク溶接するにあたって、溶接金属の靭性が酸化物の形態に大きく支配されることに着目して検討した結果、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、およびＺｒの６つの元素が制御されたソリッドワイヤを用いれば、溶接金属中の酸化物を微細に分散させることができ、溶接金属の靭性向上に有効であることを見出した。具体的には、ソリッドワイヤにおける前記６つの元素の含有量を個別に調整するとともに、６つの元素の含有量を相互に制御している。

本発明者らは、先願のソリッドワイヤを開示した後も、溶接金属の強度および靭性だけでなく、さらに耐低温割れ性にも優れた溶接金属を提供するために検討した。その結果、耐低温割れ性の向上には、溶接金属中に安定した残留オーステナイトを所定量以上確保することが有効であることを見出し、本発明を完成した。

まず、本発明の溶接金属の化学成分について以下に説明する。

Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは溶接金属の強度を確保するとともに、残留オーステナイトを安定化させるために不可欠な元素である。そこでＣ量を０．０３％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると焼入性が増大しすぎることによって靭性が劣化する。そこでＣ量は０．１２％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０９％以下である。

Ｓｉ：０．４〜１．０％
Ｓｉは脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有し、溶接金属中に歩留まった場合は溶接金属を固溶強化させる作用を有する。更に、Ｓｉはセメンタイトの抑制効果を有しているため残留オーステナイトの生成に寄与するとともに、Ｃ濃度の高い残留オーステナイトの生成にも大きく寄与する元素である。そこでＳｉ量を０．４％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．５％以上であり、より好ましくは０．６％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると強度が上昇しすぎたり、硬質な第二相が形成したりすることによって靭性が劣化する。そこでＳｉ量は１．０％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．８％以下である。

Ｍｎ：１．００〜２．０％
Ｍｎは脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有するとともに、溶接金属中に歩留った場合には組織を微細化することによって溶接金属の強度および靭性を向上させる作用を有する。さらにＭｎは残留オーステナイトを安定化させる作用を有し、さらにＭｎの偏析部には安定した残留オーステナイトが生成することを見出した。そこでＭｎ量は１．００％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．１％以上であり、より好ましくは１．２５％以上（特に１．３％以上）である。一方、Ｍｎ量が過剰になると焼入性が増大しすぎることによって靭性が劣化する。そこでＭｎ量は２．０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．９％以下であり、より好ましくは１．８％以下（特に１．６％以下）である。

Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％
Ｔｉは脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有するとともに、溶接金属中に歩留まった場合にはアシキュラーフェライトと呼ばれる微細組織の生成核として作用するため溶接金属の組織微細化に寄与する元素である。また、溶接金属中に微細な酸化物を形成することにより、溶接金属の靭性の向上に寄与する。そこでＴｉ量を０．０１０％以上と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になるとＴｉＣによる析出強化によって靭性が劣化する。そこでＴｉ量を０．１０％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。

Ｃｕ：０．２〜２．５％
Ｎｉ：１．５〜３．５％
ＣｕおよびＮｉは、いずれも溶接金属の強度および靭性を向上させる作用を有する元素である。また、これら元素はオーステナイト安定化元素であり、さらにこれらの元素の偏析部に残留オーステナイトが生成することを見出した。そこで、Ｃｕ量は０．２％以上、Ｎｉ量は１．５％以上と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。Ｎｉ量は、好ましくは１．８％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｃｕ量およびＮｉ量が過剰になると、焼入れ性が増大することによって靭性が劣化する。そこでＣｕ量は２．５％以下、Ｎｉ量は３．５％以下と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。Ｎｉ量は、好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．５％以下である。ＣｕおよびＮｉは、それぞれ単独で用いても良いし、併用しても良い。

Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｍｏ：０．５〜１．５％
ＣｒおよびＭｏは、いずれも溶接金属の強度を向上させる作用を有する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｍｏ量は、０．５％以上であり、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．８％以上である。一方、Ｃｒ量およびＭｏ量が過剰になると、焼入性が増大することによって靭性が劣化する。そこでＣｒ量を１．０％以下、Ｍｏ量を１．５％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．７％以下である。Ｍｏ量は、好ましくは１．３％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。ＣｒおよびＭｏは、それぞれ単独で用いても良いし、併用しても良い。

Ｍｇ：０．００２％以下（０％を含まない）
Ｃａ：０．００２％以下（０％を含まない）
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｚｒ：０．０２〜０．０８％
Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、およびＺｒは、いずれも強脱酸元素であり、脱酸作用によって溶接金属を清浄にする作用を有する。特にＭｇおよびＺｒは、溶接金属中に歩留まった場合は、微細な酸化物を形成することによって靭性を向上させる効果も有しており、Ｍｇ量は０．０００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。Ｚｒ量は好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。Ｃａ量は０．０００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００２％以上である。Ａｌ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００２％以上である。一方、ＭｇおよびＺｒは前述した通り、微細な酸化物を形成して溶接金属の靭性を向上させる効果があるものの、Ｍｇ量およびＺｒ量はが過剰になると微細な酸化物が凝集して粗大な酸化物を形成することにより、却って靭性を劣化させてしまう。そこでＭｇ量は０．００２％以下とする。Ｍｇ量は、好ましくは０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。Ｚｒ量は０．０８％以下であり、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｃａ量は過剰になるとスパッタが増加するため著しく作業性が劣化する他、後述するように溶接金属中に歩留まった場合には粗大酸化物を形成しやすい元素であるため、Ｃａ量は０．００２％以下と定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．００１％以下であり、より好ましくは０．０００８％以下である。Ａｌは、後述するように溶接金属中に歩留まった場合には粗大酸化物を形成しやすい元素であるため、Ａｌ量は０．０５％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、およびＺｒは、それぞれ単独で用いても良いし、二種以上を組み合わせて用いても良い。

本発明における溶接金属の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物（例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等）が溶接金属中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明の溶接金属は必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。

Ｎｂ：０．０１２％以下（０％を含まない）
Ｖ：０．０１％以下（０％を含まない）
ＮｂおよびＶは、溶接金属の組織を微細化することにより、強度を向上させる作用を有する。そこでＮｂ、Ｖを含有させる場合は、Ｎｂ量は０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１％以上であり、Ｖ量は０．００１％以上が好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。ＮｂおよびＶは、それぞれ単独で用いても良いし、併用しても良い。一方、ＮｂやＶの炭化物が析出すると延性を劣化させ、靭性の向上も妨げるので、含有する場合であってもできるだけ制限することが好ましい。従って、Ｎｂ量は好ましくは０．０１２％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。Ｖ量は好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。なお、特に靭性を向上させる観点からは、ＮｂおよびＶは含有しない方が好ましい。

本発明では、上記した化学成分組成の個々の含有量を制御するとともに、下記（１）式で表されるＺ値が２．００＜Ｚ＜２．６となるようにする。
Ｚ＝１．７５×［Ｍｎ］＋［Ｔｉ］＋２．５×［Ｍｇ］−１０×［Ｃａ］−１２×［Ａｌ］＋０．７５×［Ｚｒ］・・・（１）
（但し、［］は各元素の含有量（質量％）を表す。）

上記した先願明細書にも記載の通り、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼の溶接金属の靭性は、ミクロ組織の影響に加えて、酸化物の形態に大きく支配されるようになる。これは酸化物がボイドの起点として作用するためである。溶接金属の靭性を向上させるためには、溶接金属中の酸化物を微細に分散させることが有効であるが、本発明者らによればＭｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、およびＺｒが酸化物の微細分散に大きく影響を与えることが分かっており、Ｚ値を上記範囲内に制御することによって溶接金属の靭性を向上させることができる。溶接金属中の酸化物のサイズは、（ｉ）酸化物が形成され始める温度、（ｉｉ）酸化物を形成する元素の脱酸力、および（ｉｉｉ）形成された酸化物と溶鋼の濡れ性、等によって決定される。上記（１）式において、各元素の含有量に乗ずる係数は数多くの基礎実験から算出されたものであり、前記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の因子を全て含めて、各元素が酸化物の形態に与える影響を反映したものである。

本発明において酸化物とは、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、またはＺｒの単独酸化物の他、少量のＳｉ酸化物を含む場合もあり、これらの酸化物が複合した複合酸化物も含む意味である。

上記（１）式で与えられるＺ値が２．００以下となると、酸化物の個数は少ないものの酸化物の大きさが粗大になるため、靭性が劣化する。一方、Ｚ値が２．６以上となると、酸化物の大きさは微細になるものの個数が多くなるため、やはり靭性が劣化する。上記（１）式において、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、およびＺｒには正の係数を乗じており、ＣａおよびＡｌには負の係数を乗じている。すなわち、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、およびＺｒは酸化物の大きさを微細にする効果があるものの、含有量が過剰になると酸化物の個数が大きくなって靭性が劣化する。一方、ＣａおよびＡｌは酸化物を粗大にする作用を有するため、含有量が過剰になると靭性が劣化する。

なお、Ｚ値を計算するにあたって、Ｚ値を構成する元素のうち含有されない元素がある場合は、その元素については０％としてＺ値を計算するものとする。

さらに、本発明の溶接金属は安定した残留オーステナイトを含有するところに特徴がある。残留オーステナイトは、溶接金属中に浸入した大気中や材料中の水分からの水素をトラップする作用を有すること自体は、例えば前述した特許文献５に記載されている。しかしながら、特許文献５のように単に残留オーステナイト量のみを制御するだけでは、耐低温割れ性を確実に確保することはできず、残留オーステナイトによっては加工誘起マルテンサイト変態し、トラップされていた水素が再び鋼中に放出されることとなることが判明した。そこで本発明は、残留オーステナイトの量を確保するだけでなく、残留オーステナイトの安定性に寄与する残留オーステナイト中のＣ量も考慮することにした。

具体的には、残留オーステナイト量を、体積分率で３．０〜１０％とする。残留オーステナイト量が３．０％未満となると、上記した水素トラップ作用が有効に発揮できない。後述するように、本発明における残留オーステナイトは安定性に優れるため、加工誘起マルテンサイト変態を起こしにくいものであるが、残留オーステナイト量が１０％を超えてしまうと、加工誘起マルテンサイト変態する量も無視できないものとなり、鋼中に浸入する水素の影響で耐低温割れ性が劣化する。残留オーステナイト量は、好ましくは３．５〜８．０％、より好ましくは４．０〜７．０％である。残留オーステナイト量を上記範囲に調整するためには、上述したようにオーステナイトを安定化させる作用を有するＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉや、Ｃ、Ｓｉの含有量を上記範囲に調整することが有効である。

さらに、本発明では、残留オーステナイト中のＣ量を０．９％以上とする。残留オーステナイト中のＣ量が０．９％未満となると、残留オーステナイトが不安定となり、すなわち、加工誘起マルテンサイト変態しやすくなり、残留オーステナイトがトラップしていた水素が再び鋼中に浸入してしまうため、耐低温割れ性が低下する。残留オーステナイト中のＣ量は、１．０％以上が好ましく、より好ましくは１．１％以上である。残留オーステナイト中のＣ量の上限は特に制限されないが、通常１．５％程度である。

残留オーステナイト中のＣ量は、上述したオーステナイト安定化元素（Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ、Ｓｉ）の含有量を調整する他、溶接施工条件を適切に調整することによって制御できる。具体的には、溶接後の冷却速度が（５０×Ｃeq−３０）℃／秒〜（５０×Ｃeq−１２）℃／秒となるように冷却することが好ましい。ここでＣeqとは、いわゆる「炭素当量」と呼ばれる値であり、Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５で表される。なお、［］は各元素の含有量（質量％）を示す。

前記冷却速度が（５０×Ｃeq−３０）℃／秒未満となるか、または（５０×Ｃeq−１２）℃／秒を超えると、残留オーステナイト中のＣ量が０．９％未満となり、残留オーステナイトが不安定となる。

また、溶接施工時の冷却速度は、溶接施工条件から算出する方法が種々提案されており、現場溶接において種々の溶接施工条件から溶接後の冷却速度を予想することができる。例えば「百合岡ら、鉄鋼材料の溶接、第１版、産報出版、１９９８年、ｐ．２２２−２２７」に記載されるように、入熱量、板厚、溶接方法、予熱温度等を調整することで溶接冷却時間を計算することができるため、溶接時においてこれらの溶接施工条件を調整することによって所望の冷却速度を達成することができる。

本発明の溶接金属は、高強度高靭性を達成することができる。例えば、引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、また０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ₀）が７０Ｊ以上であることが好ましい。

本発明の溶接金属を得るためには、例えば先願のソリッドワイヤ、具体的にはＣ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．３０〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％を夫々含有し、更に、Ｃｕ：０．２〜２．５％および／またはＮｉ：０．５〜３.５％、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５〜１．５％を含有するとともに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２０％、Ｃａ：０．００２０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５０％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物であり、下記（２）式で表されるＸ値が４．５≦Ｘ≦６．０を満たすソリッドワイヤを用いることができる。
Ｘ＝２．５×［Ｍｎ］＋５×［Ｔｉ]＋５０×［Ｍｇ]−１００×［Ｃａ]−３０×[Ａｌ]
＋２．５×［Ｚｒ] ・・・（２）
（但し、［Ｍｎ］、［Ｔｉ］、［Ｍｇ］、［Ｃａ］、［Ａｌ］、［Ｚｒ]は、夫々Ｍｎ、
Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ａｌ、Ｚｒの含有量（質量％）を表す。）

また前記ソリッドワイヤは更にＮｂ：０．０１２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。

本発明に用いられる鋼材（母材）は特に限定されないが、例えばＨＴ７８０鋼板を用いることが好ましい。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１−１、１−２に示す化学成分組成のワイヤを用意し、伸線加工して直径１．２ｍｍのワイヤとした。図１（図１（ａ）は溶接前を表し、図１（ｂ）は溶接後を表す）に示した開先形状のＨＴ７８０級鋼板を以下に示す溶接条件で溶接し、表２−１、２−２に示す成分組成の溶接金属を得た。

［溶接条件］
電流：２８０Ａ
電圧：３３Ｖ
溶接速度：２５ｃｍ／ｍｉｎ
入熱量：２２ｋＪ／ｃｍ
予熱温度およびパス間温度：２５０℃
層数／パス数：５層／１０パス
シールドガス：１００％ＣＯ₂
母材鋼板：ＨＴ７８０

得られた溶接金属を、以下に示す方法によって評価した。

（１）溶接金属の引張試験
図２（ａ）に示す位置から、ＪＩＳＺ２２０１に規定される１Ａ号試験片を採取し、
ＪＩＳＺ２２４１に従って溶接金属の引張試験を行った。

（２）溶接金属のシャルピー衝撃試験
図２（ｂ）に示す位置から、ＪＩＳＺ２２４２に規定される１０ｍｍ×１０ｍｍ×５
５ｍｍのサイズの試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に従って０℃におけるシャルピー
吸収エネルギー（ｖＥ₀）を求めた。

（３）残留オーステナイト分率の測定
溶接金属の中央部から、試験片を採取して鏡面研磨した後、Ｘ線回折法によって、リーベルト法でα−Ｆｅ（２００）面とγ−Ｆｅ（２００）面のピーク強度比から理論強度比を計算によって求め、残留オーステナイト分率を求めた。Ｘ線回折装置は、理学電気製の「ＲＡＤ−ＲＵ３００」を使用し、ターゲットはＣｏとし、ターゲット出力は４０ｋＶ、２００ｍＡとした。

（４）残留オーステナイト中のＣ量の測定
上記Ｘ線回折によって、残留オーステナイトの格子定数ａ_０を測定し、Ｄ．Ｊ．Ｄｙｓｏｎｅｔａｌ．，ＪｏｕｒｎａｌｏｆＴｈｅＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，（１９７０），ｐ４６９〜４７４に示される以下の式を用いて残留オーステナイト中のＣ量（Ｃγ_R）を求めた。
Ｃγ_R＝（ａ₀−３．５７８−０．０００９５×［Ｍｎ］＋０．０００２×［Ｎｉ］−０．０００６×［Ｃｒ］−０．０２２×［Ｎ］−０．００５６×［Ａｌ］＋０．０００４×［Ｃｏ］−０．００１５×［Ｃｕ］−０．００３１×［Ｍｏ］−０．００５１×［Ｎｂ］−０．００３９×［Ｔｉ］−０．００１８×［Ｖ］−０．００１８×［Ｗ］）／０．０３３

なお、本発明の溶接金属においては、ＷとＣｏは含有されていないため、上記式においてＷとＣｏは０％として計算するものとし、これら以外の成分についても含有していない場合は０％として計算した。

（５）耐低温割れ性の評価
ＪＩＳＺ３１５８のｙ形溶接割れ試験法に従い、板厚５０ｍｍのＨＴ７８０級鋼板を入熱量：１４ｋＪ／ｃｍ、予熱温度：２５℃で溶接を行って断面割れ率を測定し、割れ率が０％のものを合格とした。

結果を表３−１、３−２に示す。

実験Ｎｏ．１〜２０の溶接金属は、成分組成、Ｚ値、および溶接時の冷却速度が適切に制御されているため、安定した残留オーステナイトを所定量以上確保することができ、耐割れ性、引張強度、および靭性に優れている。

一方、実験Ｎｏ．２１〜３７は、成分組成、Ｚ値、および溶接時の冷却速度のいずれかが適切でなかったために、耐割れ性、引張強度、および靭性のいずれかが劣る結果となったものである。

実験Ｎｏ．２１はＣ量が多く、Ｚ値が小さかったため靭性が劣っている。実験Ｎｏ．２２はＳｉ量が多く、Ｚ値が小さいため靭性が劣っている。

実験Ｎｏ．２３はＭｎ量が多く、Ｚ値が大きかったため、実験Ｎｏ．２９はＭｇ量が多くＺ値が小さいため、実験Ｎｏ．３０はＣａ量が多いため、実験Ｎｏ．３１はＡｌ量が多くＺ値が小さいため、実験Ｎｏ．３５はＺｒ量が多くＺ値が大きいため、靭性が劣っている。

実験Ｎｏ．２４はＮｉ量が多かったため、実験Ｎｏ．２５はＣｒ量が多かったため、実験Ｎｏ．２６はＭｏ量が多かったため、靭性が劣っている。

実験Ｎｏ．２７はＴｉ量が少なかったため酸化物の微細化効果が不十分となり靭性が劣っている。実験Ｎｏ．２８はＭｎ量が少ないため残留オーステナイト分率が少なく耐低温割れ性が劣っており、またＴｉ量が多くＺ値が小さいため靭性が劣っている。

実験Ｎｏ．３２はＺ値が大きいため、実験Ｎｏ．３３はＺ値が小さいため、靭性が劣っている。

実験Ｎｏ．３４は、Ｂを含有しているため、高温割れが発生した。

実験Ｎｏ．３６は、Ｓｉ量が少ないため残留オーステナイト中のＣ量（Ｃγ_R）が少なくなり、耐低温割れ性が劣っている。実験Ｎｏ．３７はＺ溶接時の冷却速度が好ましい要件を超えるため残留オーステナイトの分率およびＣγ_Rが小さくなり耐低温割れ性が劣っている。なお、実験Ｎｏ．３６、３７はＣγ_Rが小さく、特にＮｏ．３７は残留オーステナイトの分率も小さく、いずれも靭性値が良好であるが、これはＣγ_Rが小さく残留オーステナイトが不安定であるために、加工誘起マルテンサイト変態して靭性が向上したものと考えられる。

Claims

Ｃ：０．０３〜０．１２％（質量％の意味。以下、成分組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．４〜１．０％、
Ｍｎ：１．００〜２．０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％を夫々含有するとともに、
Ｃｕ：０．２〜２．５％および／またはＮｉ：１．５〜３．５％、
Ｍｏ：０．５〜１．５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、
下記（１）式で表されるＺ値が２．００＜Ｚ＜２．６を満たし、
残留オーステナイトを体積分率で３．０〜１０％含有し、
前記残留オーステナイト中のＣ量が０．９％以上であることを特徴とする高強度高靭性溶接金属。
Ｚ＝１．７５×［Ｍｎ］＋［Ｔｉ］＋２．５×［Ｍｇ］−１０×［Ｃａ］−１２×［Ａｌ］＋０．７５×［Ｚｒ］・・・（１）
（但し、［］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
更に、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度高靭性溶接金属。
更に、
Ｍｇ：０．００２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．００２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．０２〜０．０８％よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１または２に記載の高強度高靭性溶接金属。
更に、
Ｎｂ：０．０１２％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度高靭性溶接金属。