JP6885219B2 - 鋼材の溶接方法及び溶接継手の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼材の溶接方法及び溶接継手の製造方法に関する。

Ｂ（ボロン）は、鋼中での存在状態によって鋼材の特性に及ぼす影響が変化する元素である。例えば、Ｂが鋼中に固溶している場合は焼入れ性を顕著に高め、強度の向上に寄与する。また、ＢＮ（窒化ボロン）は、フェライトの生成核となり、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の結晶粒を微細化し、鋼材の靭性の向上に寄与する。

したがって、鋼材を溶接する場合、母材ではＢが鋼中に固溶していることが望ましく、一方、ＨＡＺではＢＮが生成することが望ましい。このような溶接継手を得るために、従来、溶接金属に含有させたＢをＨＡＺに拡散させる方法が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。

ところで、溶接金属の強度を時効効果によって高めるため、窒素ガスを含有するシールドガスを用いて溶接を行う溶接方法が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。しかし、特許文献２の鋼材は、Ｂを含有するものではない。

特開２００３−１３８３３９号公報 特開昭５５−２４７３９号公報

特許文献１では、母材のＢ含有量を１０ｐｐｍ以下としているが、Ｂ含有量が少ない場合は、存在状態が変化しやすい。強度を安定して高めるためには、鋼材のＢ含有量を１０ｐｐｍ以上とすることが望ましい。また、鋼材の焼入れ性を高めるにはＢを鋼中に固溶させることが必要であり、一方、ＨＡＺではフェライト変態核となるＢＮを形成させることが望ましい。本発明は、このような実情に鑑み、Ｂ含有量が１０ｐｐｍ以上である鋼材の溶接方法の提供を課題とするものである。

溶接金属にはシールドガスに含まれるＮが溶解し、ＨＡＺには母材と溶接金属とに含まれるＢ及びＮが相互に拡散する。そこで、本発明者らは、鋼材及びＨＡＺにおけるＢの存在状態に大きく影響を及ぼすＮを、シールドガスから供給する溶接方法を指向した。本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量比で、Ｂ含有量Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
Ｎ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が下記（１）式を満足するシールドガスを用いて、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、鋼材の溶接方法。
０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）｝／３≧Ｂ_Ｍ ・・・ （１）
ここで、Ｄ_ＮはＮの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］である。
［２］更に、前記鋼材を、
フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、溶接材料のＮ含有量Ｎ_Ｗ［ｐｐｍ］及びＢ含有量Ｂ_Ｗ［ｐｐｍ］と、シールドガスのＮ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する条件で、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、上記［１］に記載の鋼材の溶接方法。
０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ）／３｝
≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （２）
ここで、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
［３］更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（１）に代えて下記式（３）を満足するシールドガスを用いて接合する、上記［１］に記載の鋼材の溶接方法。
０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝〕／３〕
≧Ｂ_Ｍ ・・・ （３）
［４］更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（２）に代えて下記式（４）を満足する溶接材料及びシールドガスを用いて接合する、上記［２］に記載の鋼材の溶接方法。
０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝〕／３〕
≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （４）
［５］前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、上記［１］〜［４］の何れかに記載の鋼材の溶接方法。
［６］質量比で、Ｂ含有量Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
Ｎ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が下記（１）式を満足するシールドガスを用いて、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、溶接継手の製造方法。
０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）／３｝≧Ｂ_Ｍ・・・（１）
ここで、Ｄ_ＮはＮの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］である。
［７］更に、前記鋼材を、
フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、溶接材料のＮ含有量Ｎ_Ｗ［ｐｐｍ］及びＢ含有量Ｂ_Ｗ［ｐｐｍ］と、シールドガスのＮ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する条件で、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、上記［６］に記載の溶接継手の製造方法。
０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ）／３｝
≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （２）
ここで、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
［８］更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（１）に代えて下記式（３）を満足するシールドガスを用いて接合する、上記［６］に記載の溶接継手の製造方法。
０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝〕／３〕
≧Ｂ_Ｍ ・・・ （３）
［９］更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（２）に代えて下記式（４）を満足する溶接材料及びシールドガスを用いて接合する、上記［７］に記載の溶接継手の製造方法。
０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝〕／３〕
≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （４）
［１０］前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、上記［６］〜［９］の何れかに記載の溶接継手の製造方法。

本発明によれば、Ｂ含有量が１０ｐｐｍ以上である鋼材のＨＡＺ靭性を向上させる溶接方法を提供することができる。したがって、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。

以下、本発明について詳細に説明する。まず、溶接に使用される鋼材、すなわち、母材について説明する。なお、鋼材及び溶接材料に含まれる成分の含有量の単位［ｐｐｍ］は質量比である。

本発明が対象とする鋼材は、１０ｐｐｍ以上のＢを含有する鋼材である。一般の溶接構造物に適用される鋼板の厚さは６．０ｍｍ以上であることが多く、本発明を適用する場合は、鋼材の板厚が６．０ｍｍ以上であることが好ましい。板厚が６．０ｍｍ以下の鋼材にも適用可能であるが、ガスシールドアーク溶接以外の手法で接合される場合は、本発明の対象外である。また、１０ｐｐｍ以上のＢを含有する鋼材の引張強さは、５１０ＭＰａ以上であることが多い。ただし、引張強さが５１０ＭＰａ以下であっても、１０ｐｐｍ以上のＢを含有する鋼材に本発明を適用してもよい。

鋼材のＢ含有量Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］は１０〜５０ｐｐｍとする。Ｂは固溶状態で鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度上昇効果を得るためには１０ｐｐｍ以上含有することが望ましい。一方で、５０ｐｐｍを超える含有は、強度上昇効果が飽和する一方で、靱性の低下が著しくなる。このため、Ｂは１０〜５０ｐｐｍの範囲とする。

鋼材のＮ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］は１０〜８０ｐｐｍとする。Ｎ（窒素）は不純物であり、通常の製鋼プロセスでは鋼材のＮ含有量Ｎ_Ｍを１０ｐｐｍ未満に低下させることが難しい。一方、鋼材Ｎ含有量Ｎ_Ｍが８０ｐｐｍを超えると、鋼の鋳造時にスラブ割れを引き起こす原因となる。製造コストの観点から、Ｎ_Ｍは２０ｐｐｍ以上であってもよい。鋼材の靭性などの特性を考慮すると、Ｎ_Ｍを６０ｐｐｍ以下とするのが好ましい。

Ｔｉ、Ｏを含有する鋼材では、Ｔｉは平衡状態でＴｉ_２Ｏ_３を形成し、残ったＴｉがＴｉＮを形成する。ＴｉＮを形成せずに残ったＮがＢＮを形成することになるので、ＢＮを形成するために必要とされる固溶Ｎ量を考慮することが好ましい。固溶Ｎ量は、原子量を考慮するとＴｉ_２Ｏ_３を形成するＯの体積分率がＴｉの体積分率の２倍であることから、鋼材のＮ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］、Ｔｉ含有量Ｔｉ_Ｍ［ｐｐｍ］、Ｏ含有量Ｏ_Ｍ［ｐｐｍ］によって、
｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
で求められる。

鋼材に含まれる、Ｂ、Ｎ以外の成分組成は特に制限されないが、本発明は、金属組織が、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトなどを主体とするフェライト系鋼材に対して特に有効である。フェライト系鋼材は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上の合計の面積率が５０％超である鋼材と定義される。また、ステンレス鋼はＮの固溶量を増加させるＣｒを多量に含むため、本発明はＣｒ含有量が９質量％以下のフェライト系鋼材に対して極めて有効である。

鋼材に含まれる、Ｂ、Ｎ以外の成分組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０４〜０．２０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる成分組成であることが好ましい。不純物であるＯ（酸素）の含有量は５０ｐｐｍ以下が好ましい。さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０５％（５００ｐｐｍ）以下、Ａｌ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有させてもよい。

鋼材の製造方法も特に制限されないが、例えば、常法で鋼を溶製し、成分の調整後、鋳造して得られた鋳片を熱間圧延して製造することができる。熱間圧延後は、そのまま水冷するか、又は空冷した後、再加熱して焼入れてもよい。熱間圧延後、冷間圧延して、更に熱処理を施してもよい。

鋼を溶製し、鋳造した後、そのまま熱間圧延を行ってもよいが、鋼片を、一旦、室温まで冷却し、Ａｃ_３以上の温度に再加熱して、熱間圧延を行ってもよい。Ａｃ_３は鋼の組織がオーステナイトになる温度である。熱間圧延の加熱温度は、好ましくは１０００℃以上、より好ましくは１０５０℃以上とする。一方、加熱温度の上限は、組織の粗大化を防止するため、１２００℃、より好ましくは１１５０℃とする。

熱間圧延は、フェライト変態が開始する温度であるＡｒ_３以上で終了することが好ましい。Ａｃ_３及びＡｒ_３は、鋼片から試験片を採取し、加熱時及び冷却時の熱膨張挙動から求めることができる。熱間圧延後、そのまま水冷する場合は、２５０℃以下の温度まで焼入れる。熱間圧延後、空冷してＡｃ_３以上の温度に再加熱し、焼入れを行ってもよい。

熱間圧延は、鋼板の表面温度が８５０〜９５０℃の温度域における累積圧下率を３０％以上とし、表面温度が８４０℃以下の温度域における累積圧下率を３０〜８０％として行うことが好ましい。また、圧延終了温度は、鋼板の表面温度で７００〜８２０℃が好ましい。熱間圧延を施した後、鋼板の表面温度で３００〜７００℃の温度域における平均冷却速度を５℃／以上とする加速冷却を施してもよい。

次に、溶接方法について説明する。溶接方法は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）、タングステン−不活性ガス溶接（ＴＩＧ）、２電極エレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）の何れかのガスシールドアーク溶接方法とする。本発明では、溶接金属の成分制御が重要であり、溶接方法を、溶接棒又は溶接ワイヤとシールドガスの成分を用いて溶接金属の成分が制御可能であるガスシールドアーク溶接方法とする。

次に、シールドガスについて説明する。シールドガスの主成分には、一般的なガスシールドアーク溶接で用いられるＣＯ_２や、Ａｒ、Ｈｅを用いることが好ましいが、その他特別な不活性ガスや、それらの混合ガスを用いることもできる。加えて、シールドガスには含有体積比で２〜６ｖｏｌ．％のＮ_２を含ませることが好適である。ガスの混合方法は、ガスボンベ内であらかじめ混合しておくことが好ましいが、ガス混合機を用いて混合することもできる。溶接時のシールドガスは、一般的な溶接方法と同様に溶接トーチから溶接部周辺へガスを供給する方法が好ましい。

本発明の鋼材の溶接方法は、シールドガスに含まれるＮ_２を利用して、ＨＡＺにＢＮを形成するものである。溶接材料に含まれるＢ量及びＮ量を考慮しない場合は、母材のＢ含有量Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］及びＮ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］と、シールドガスのＮ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］とが、下記式（１）を満足することが必要である。
０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）／３｝≧ Ｂ_Ｍ・・・ （１）
ここで、Ｄ_ＮはＮの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、λは入熱量［ｋＪ／ｍｍ］である。

式（１）について説明する。左辺は、溶接材料からの拡散を考慮した溶接後のＨＡＺのＮ量に、Ｂの原子量とＮの原子量との比（１０．８／１４＝０．８）を掛けたものである。一方、右辺は溶接材料からの拡散を考慮した溶接後のＨＡＺのＢ量を示している。溶接金属のＢが母材のＢと同程度以下である場合、ＨＡＺのＢは増加しないと考えられる。このとき、ＨＡＺのＢ量は最大でも鋼材のＢ含有量と同程度となるため、式（１）の右辺をＢ_Ｍ［ｐｐｍ］としている。したがって、式（１）を満足すると、溶接後のＨＡＺでＢを固定するために必要とされるＮ量が、溶接後のＨＡＺのＢ量以上となり、ＨＡＺではＢがＢＮを形成し、固定される。なお、母材は溶接継手の熱影響を受けていない部分であり、溶接金属は溶融した溶接材料が凝固して形成された部分である。

ＨＡＺのＮ量は、母材と溶接金属間の相互拡散によって決定され、相互拡散は母材と溶接金属とのＮ濃度差とＮの拡散係数、及び拡散時間で決定される。シールドガスに含まれるＮ_２は、一旦、溶接金属に固溶し、溶接金属と母材との間で相互拡散が生じると考えられる。また、溶接材料に含まれるＮ量が少ない場合は、溶接金属からＨＡＺに供給されるＮ量が、シールドガスから溶接金属に溶解するＮ量で決定されると仮定する。

本発明者らは、実験値との対応から、シールドガスから溶接金属に供給されるＮ量が、シールドガスのＮ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］によって、
３０×Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］
で表されることを見出した。これは、Ｎ_２濃度が異なるシールドガスを使用して溶接を行い、シールドガスから溶接金属に供給されるＮ量［ｐｐｍ］とシールドガスのＮ_２含有量体積比［ｖｏｌ．％］とが比例関係にあり、その傾きが３０であったという知見に基づいており、上記の項の単位は［ｐｐｍ］である。

したがって、母材と溶接金属のＮ濃度差は
３０×Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］−Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］
で表され、上式の単位は、全体として［ｐｐｍ］となる。

次に、拡散時間はＢＮの析出が必要となる１０００℃以上で保持された場合、入熱量λ［ｋＪ／ｍｍ］とＨＡＺの温度−時間履歴の関係から、３．８×λで表される。母材と溶接金属との間の相互拡散は拡散時間とＮの拡散係数、及び母材と溶接金属のＮ濃度差で決定されることから、
３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）／３
で表される。これは、Ｎの含有量が異なる鋼材を使用して相互拡散量を測定した試験結果に基づいて求めた式である。Ｄ_Ｎ、Ｎ_Ｇ、Ｎ_Ｍ、λを変数としてフィッティングを行って係数を決定しており、上式は全体として母材と溶接金属との間を相互拡散したＮ量となり、単位は［ｐｐｍ］である。

溶接後のＨＡＺのＮ量は、母材のＮ量と、母材と溶接金属との間で相互拡散したＮ量との合計である。したがって、
Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）／３
となる。これに、Ｂの原子量とＮの原子量との比、すなわち０．８を掛けると、ＢＮを形成するＮ量を示す、上式（１）の左辺が導出される。式（１）の右辺は、鋼材のＢ含有量（ＨＡＺのＢ量の最大値）Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、上式（１）は、溶接後のＨＡＺでＢＮを形成するＮ量が、ＨＡＺのＢ量以上であることを意味している。

溶接材料に含まれるＢ及びＮが溶接金属からＨＡＺに拡散し、ＨＡＺにおけるＢＮの形成に影響を及ぼす場合は、上式（１）に加えてＮ含有量Ｎ_Ｗ［ｐｐｍ］及びＢ含有量Ｂ_Ｗ［ｐｐｍ］の影響を考慮する必要がある。この場合は、上式（１）式に代えて下記式（２）を満足することが必要である。
０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ）／３｝
≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （２）
式（１）と同様、Ｄ_ＮはＮの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、Ｄ_ＢはＢの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、λは入熱量［ｋＪ／ｍｍ］である。また、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、ＴＩＧの場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。

上式（２）は式（１）と同様、溶接後のＨＡＺのＮ量を示す左辺と、溶接後のＨＡＺのＢ量を示す右辺とからなる。溶接金属は溶融した溶接材料が凝固して形成された部分であり、溶接材料に含まれる成分の含有量に対し、溶接金属の成分の含有量は、スラグアウトなどによって減少する。そして、成分の含有量の減少の割合は、溶接方法によって一定であることが知られており、Ｘで表す。Ｘは、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。

ＨＡＺのＮ量は、母材と溶接金属間の相互拡散によって決定され、相互拡散は母材と溶接金属とのＮ濃度差とＮの拡散係数、及び拡散時間で決定される。母材のＮ量は鋼材のＮ含有量と同じであるが、溶接金属のＮ量は溶接の影響を受けるため、溶接材料のＮ含有量のＸ倍に減少する。また、シールドガスに含まれるＮ_２は、一旦、溶接金属に固溶するので、溶接金属に含まれるＮ量は、
３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ
となり、母材と溶接金属のＮ濃度差は
３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ
で表され、上式の単位は、全体として［ｐｐｍ］となる。

溶接後のＨＡＺのＮ量は、母材のＮ量と、母材と溶接金属との間で相互拡散したＮ量との合計であり、式（１）の
３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ
を上記の母材と溶接金属のＮ濃度差に代えて、
Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ）／３
となる。これに、Ｂの原子量とＮの原子量との比、すなわち０．８を掛けると、ＢＮを形成するＮ量を示す、式（２）の左辺が導出される。

ＨＡＺのＢ量は、母材と溶接金属間の相互拡散によって決定され、相互拡散は母材と溶接金属とのＢ濃度差とＢの拡散係数、及び拡散時間で決定される。母材のＢ量は鋼材のＢ含有量と同じであるが、溶接金属のＢ量は溶接の影響を受けるため、溶接材料のＢ含有量のＸ倍に減少する。したがって、溶接金属に含まれるＢ量は、Ｂ_Ｗ×Ｘである。

母材と溶接金属との間の相互拡散は、拡散時間とＢの拡散係数、及び母材と溶接金属のＢ濃度差で決定されることから、
３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３
で表される。これは、Ｂの含有量が異なる鋼材を使用して相互拡散量を測定した試験結果に基づいて求めた式である。Ｄ_Ｂ、Ｂ_Ｗ、Ｂ_Ｍ、λを変数としてフィッティングを行って係数を決定しており、上式は全体として母材と溶接金属との間を相互拡散したＢ量となり、単位は［ｐｐｍ］である。

溶接後のＨＡＺのＢ量は、母材のＢ量と、母材と溶接金属との間で相互拡散したＢ量との合計である。したがって、
Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３
となり、式（２）の右辺が導出される。式（２）は、式（１）と同様、溶接後のＨＡＺでＢＮを形成するＮ量が、ＨＡＺのＢ量以上であることを意味している。

溶接材料のＮ含有量Ｎ_Ｗ［ｐｐｍ］は２０ｐｐｍ以下に制限することが好ましい。Ｎは不純物であり、溶接材料に過剰に含まれる場合、溶接金属の靭性を低下させる原因となる。シールドガスから供給されるＮ量と合わせて溶接金属のＮ含有量が２００ｐｐｍ以上とならないよう、好ましくは溶接材料のＮ含有量を１０ｐｐｍ以下とする。

溶接材料のＢ含有量Ｂ_Ｗ［ｐｐｍ］は１５ｐｐｍ以下に制限することが好ましく、望ましくは１０ｐｐｍ未満に制限する。Ｂ_Ｗは１０〜５０ｐｐｍであってもよいが、母材と同量以下が望ましい。溶接材料のＢ含有量が多く、溶接金属から母材にボロンを拡散すると、ＨＡＺ部のＢ量が増加してしまい、必要な固溶Ｎ量が不足する原因となる場合がある。

母材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、母材の固溶Ｎ量は、｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝で求められる。一方、ＨＡＺのＢ量はＴｉ、Ｏの影響をほとんど受けないので、右辺は式（１）と同じでよい。したがって、鋼材に含まれるＴｉ、Ｏの影響を考慮する場合は、前記式（１）に代えて下記式（３）を満足する溶接材料を用いて接合する。
０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝］／３〕
≧Ｂ_Ｍ ・・・ （３）

同様に、鋼材に含まれるＴｉ、Ｏの影響と、溶接材料に含まれるＮ、Ｂの影響とを考慮する場合は、前記式（２）に代えて下記式（４）を満足する溶接材料を用いて接合する。
０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝］／３〕
≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （４）

溶接材料は、溶接方法に応じて、適宜、フラックス入りワイヤ、ソリッドワイヤを選択することができる。Ｂ、Ｎ以外の溶接材料の成分組成は、特に限定されるものではなく、所望の特性に応じて、適宜、選択すればよい。

溶接材料に含まれる、Ｂ、Ｎ以外の成分組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる成分組成であることが好ましい。さらに、Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下の１種又は２種以上を含有させてもよい。

フラックスは特に制限されるものではなく、Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ａｌ酸化物、Ｆｅ酸化物、その他、フッ化物、硫化物を含有させることができる。

ガスシールドアーク溶接の入熱量は４ｋＪ／ｍｍ以上であることが好ましい。入熱量が小さい場合、溶接金属からＨＡＺへの拡散時間が短くなることに加えて、冷却速度が速くなるため、ＢＮによる靭性向上効果が得られる鋼組織が形成されない場合がある。

（実施例１）

表１に示すＮ含有量及びＢ含有量の鋼材、並びにＮ_２含有量のシールドガスを用いて、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）、タングステン−不活性ガス溶接（ＴＩＧ）、２電極エレクトロガスアーク溶接（２電極ＥＧＷ）の何れかの溶接方法で溶接継手を製造した。鋼材のＮ含有量、シールドガスのＮ_２含有量、入熱から、Ｎの拡散係数Ｄ_Ｎ［ｍｍ^２／ｓｅｃ］を０．００６５ｍｍ^２／ｓｅｃとして、式（１）の左辺を計算し、右辺は鋼材のＢ含有量とした。表１の「式（１）」の「左辺≧右辺」の欄には式（１）を満足するものを○、満足しないものを×で示した。溶接継手のＨＡＺからＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。

表１に示すように、式（１）を満足する条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は良好であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。一方、式（１）を満足しない条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は劣化しており、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満である。
（実施例２）

表２に示すＮ含有量及びＢ含有量の鋼材、並びに表２に示す溶接材料、並びにＮ_２含有量のシールドガスを用いて、ＦＣＡＷ、ＴＩＧ、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかの溶接方法で溶接継手を製造した。鋼材、溶接材料のＮ含有量及びＢ含有量、溶接方法、入熱から、Ｎの拡散係数Ｄ_Ｎ［ｍｍ^２／ｓｅｃ］を０．００６５ｍｍ^２／ｓｅｃ、Ｂの拡散係数Ｄ_Ｂ［ｍｍ^２／ｓｅｃ］を０．００５ｍｍ^２／ｓｅｃとして、式（２）の左辺、右辺を計算した。表２の「式（２）」の「左辺≧右辺」の欄には式（２）を満足するものを○、満足しないものを×で示した。溶接継手のＨＡＺからＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。

表２に示すように、式（２）を満足する条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は良好であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。
（実施例３）

表３に示すＮ含有量、Ｂ含有量、Ｔｉ含有量及びＯ含有量の鋼材、並びにＮ_２含有量のシールドガスを用いて、ＦＣＡＷ、ＴＩＧ、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかの溶接方法で溶接継手を製造した。実施例１と同様に、式（３）の左辺し、右辺は鋼材のＢ含有量とした。表３の「式（３）」の「左辺≧右辺」の欄には式（３）を満足するものを○、満足しないものを×で示した。溶接継手のＨＡＺからＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。

表３に示すように、式（３）を満足する条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は良好であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。
（実施例４）

表４に示すＮ含有量、Ｂ含有量、Ｔｉ含有量及びＯ含有量の鋼材、並びに表４に示すＮ含有量及びＢ含有量の溶接材料、並びにＮ_２含有量のシールドガスを用いて、ＦＣＡＷ、ＴＩＧ、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかの溶接方法で溶接継手を製造した。鋼材、溶接材料のＮ含有量及びＢ含有量、溶接方法、入熱から、Ｎの拡散係数Ｄ_Ｎ［ｍｍ^２／ｓｅｃ］を０．００６５ｍｍ^２／ｓｅｃ、Ｂの拡散係数Ｄ_Ｂ［ｍｍ^２／ｓｅｃ］を０．００５ｍｍ^２／ｓｅｃとして、式（４）の左辺、右辺を計算した。表４の「式（４）」の「左辺≧右辺」の欄には式（４）を満足するものを○、満足しないものを×で示した。溶接継手のＨＡＺからＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。

表４に示すように、式（４）を満足する条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は良好であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。

Claims (10)

1. 質量比で、Ｂ含有量Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
   Ｎ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が下記（１）式を満足するシールドガスを用いて、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、鋼材の溶接方法。
   ０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）／３｝≧Ｂ_Ｍ ・・・ （１）
   ここで、Ｄ_ＮはＮの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］である。
2. 更に、前記鋼材を、
   フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、溶接材料のＮ含有量Ｎ_Ｗ［ｐｐｍ］及びＢ含有量Ｂ_Ｗ［ｐｐｍ］と、シールドガスのＮ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が、
   前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する条件で、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、請求項１に記載の鋼材の溶接方法。
   ０．８×〔Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ）／３〕
   ≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （２）
   ここで、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
3. 更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
   前記式（１）に代えて下記式（３）を満足するシールドガスを用いて接合する、請求項１に記載の鋼材の溶接方法。
   ０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
   ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝］／３〕
   ≧Ｂ_Ｍ ・・・ （３）
4. 更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
   前記式（２）に代えて下記式（４）を満足する溶接材料及びシールドガスを用いて接合する、請求項２に記載の鋼材の溶接方法。
   ０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
   ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝］／３〕
   ≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （４）
5. 前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の鋼材の溶接方法。
6. 質量比で、Ｂ含有量Ｂ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量Ｎ_Ｍ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
   Ｎ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が下記（１）式を満足するシールドガスを用いて、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、溶接継手の製造方法。
   ０．８×｛Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ−Ｎ_Ｍ）／３｝≧Ｂ_Ｍ ・・・ （１）
   ここで、Ｄ_ＮはＮの拡散係数［ｍｍ^２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］である。
7. 更に、前記鋼材を、
   フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、溶接材料のＮ含有量Ｎ_Ｗ［ｐｐｍ］及びＢ含有量Ｂ_Ｗ［ｐｐｍ］と、シールドガスのＮ_２含有量体積比Ｎ_Ｇ［ｖｏｌ．％］が、
   前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する条件で、ガスシールドアーク溶接方法によって接合する、請求項６に記載の溶接継手の製造方法。
   ０．８×〔Ｎ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×（３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−Ｎ_Ｍ）／３〕
   ≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （２）
   ここで、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
8. 更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
   前記式（１）に代えて下記式（３）を満足するシールドガスを用いて接合する、請求項６に記載の溶接継手の製造方法。
   ０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
   ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝］／３〕
   ≧Ｂ_Ｍ ・・・ （３）
9. 更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉ_Ｍ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯ_Ｍ［ｐｐｍ］であるとき、
   前記式（２）に代えて下記式（４）を満足する溶接材料及びシールドガスを用いて接合する、請求項７に記載の溶接継手の製造方法。
   ０．８×〔｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝
   ＋３．８×λ×Ｄ_Ｎ×〔３０×Ｎ_Ｇ＋Ｎ_Ｗ×Ｘ−｛Ｎ_Ｍ−０．３×（Ｔｉ_Ｍ−２×Ｏ_Ｍ）｝］／３〕
   ≧Ｂ_Ｍ＋３．８×λ×Ｄ_Ｂ×（Ｂ_Ｗ×Ｘ−Ｂ_Ｍ）／３ ・・・ （４）
10. 前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、請求項６〜請求項９の何れか１項に記載の溶接継手の製造方法。