JP7188646B1 - サブマージアーク溶接継手 - Google Patents

サブマージアーク溶接継手 Download PDF

Info

Publication number
JP7188646B1
JP7188646B1 JP2022530176A JP2022530176A JP7188646B1 JP 7188646 B1 JP7188646 B1 JP 7188646B1 JP 2022530176 A JP2022530176 A JP 2022530176A JP 2022530176 A JP2022530176 A JP 2022530176A JP 7188646 B1 JP7188646 B1 JP 7188646B1
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
content
weld metal
welded joint
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2022530176A
Other languages
English (en)
Other versions
JPWO2022186096A1 (ja
Inventor
一史 渡邊
充志 ▲高▼田
彰芳 安藤
能知 岡部
圭治 植田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of JPWO2022186096A1 publication Critical patent/JPWO2022186096A1/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7188646B1 publication Critical patent/JP7188646B1/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/0026—Arc welding or cutting specially adapted for particular articles or work
    • B23K9/0052—Welding of pipe panels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3073—Fe as the principal constituent with Mn as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/028—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/16—Arc welding or cutting making use of shielding gas
    • B23K9/173—Arc welding or cutting making use of shielding gas and of a consumable electrode
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/18—Submerged-arc welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/12—Vessels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Abstract

溶接時の高温割れの発生が抑制され、高強度で優れた極低温衝撃靭性を有する高Ｍｎ含有鋼材用のサブマージアーク溶接継手を提供する。高Ｍｎ含有鋼材が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１８．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｃｒ：２．５～７．０％、Ｎ：０．００５０～０．０５００％およびＯ：０．００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、溶接金属が、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：６．０～１４．０％およびＮ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する溶接継手である。

Description

本発明は、サブマージアーク溶接継手に係り、特に、極低温環境下で使用される高Ｍｎ含有鋼材溶接鋼構造物で、溶接時の高温割れの発生が抑制され、高強度で優れた極低温衝撃靭性を有する溶接継手に関する。
近年、環境に対する規制が厳しくなっている。液化天然ガス（以下、ＬＮＧともいう）は、硫黄を含まないため、硫化酸化物等の大気汚染物質を発生させないクリーンな燃料と言われ、その需要が増加している。ＬＮＧの輸送または保管のために、ＬＮＧを輸送または貯蔵する容器（タンク）は、ＬＮＧの液化温度である－１６２℃以下の温度で、優れた極低温衝撃靭性を保持することが求められている。
しかし、優れた極低温衝撃靭性を保持することの必要性から、容器（タンク）等の材料用として、従来、アルミニウム合金、９％Ｎｉ鋼、オーステナイト系ステンレス鋼等が、用いられてきた。
しかし、アルミニウム合金は、引張強さが低いため、構造物の板厚を大きく設計する必要があり、また溶接性が悪いという問題がある。また、９％Ｎｉ鋼は、溶接材料として高価なＮｉ基材料を用いることが必要なため、経済的に不利となる。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、高価であり、母材強度も低いという問題がある。
このような問題から、ＬＮＧを輸送または貯蔵する容器（タンク）用の材料として、最近では、質量％で、Ｍｎを１０～３５％程度含有する高Ｍｎ含有鋼（以下、高Ｍｎ鋼ともいう）の適用が検討されている。高Ｍｎ鋼は、極低温においても、オーステナイト相であり、脆性破壊が発生せず、またオーステナイト系ステンレス鋼と比較して、高い強度を有するという特徴がある。そこで、このような高Ｍｎ含有鋼材を安定して溶接できる溶接材料の開発が要望されていた。
このような要望に対して、例えば、特許文献１には、「極低温用高Ｍｎ鋼材」が開示されている。特許文献１に開示された「極低温用高Ｍｎ鋼材」は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．８０％、Ｍｎ：１５．０～３５．０％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～１０．０％、Ｔｉ；０．００１～０．０５％、Ｎ：０．０００１～０．１０％、Ｏ：０．００１～０．０１０％を含有し、Ｐ：０．０２％以下に制限し、さらに、Ｓｉ：０．００１～５．００％、Ａｌ：０．００１～２．０％の一方または両方を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の１種または２種以上を合計で０．０００２％以上含有し、３０Ｃ＋０．５Ｍｎ＋Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋１．２Ｓｉ＋０．８Ｍｏ≧２５・・・（式１）、Ｏ／Ｓ≧１・・・（式２）を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、オーステナイトの体積率が９５％以上であり、前記オーステナイトの結晶粒径が２０～２００μｍであり、前記オーステナイトの結晶粒界における炭化物被覆率が５０％以下である極低温用高Ｍｎ鋼材であるとしている。特許文献１に開示された高Ｍｎ鋼材では、結晶粒界に生成する炭化物が破壊の起点や亀裂の伝播の経路とならないように、オーステナイト粒径を適切なサイズに制御し、さらに合金元素の添加量やバランス、さらにはＳ量、Ｏ量を適正に調整し、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを添加することにより、オーステナイト粒径を適正に調整し、溶接熱影響部の結晶粒径の粗大化の抑制をも可能にできることが記載されている。
また、特許文献２には、「低温用厚鋼板」が開示されている。特許文献２に開示された「低温用厚鋼板」は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：２０．００％超え３０．００％未満、Ｎｉ：０．１０％以上３．００％未満、Ｃｒ：３．００％以上８．００％未満、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｎ：０．００５０％以上０．０５００％未満を含有し、Ｐ：０．００４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００５０％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、Ｍｎ濃化部のＭｎ濃度Ｍｎ１とＭｎ希薄部のＭｎ濃度Ｍｎ０から算出されるＭｎ偏析比ＸＭｎ（ＸＭｎ＝Ｍｎ１／Ｍｎ０）が１．６以下であり、室温（２５℃）における降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張応力が８００ＭＰａ以上、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ－１９６）が７０Ｊ以上である鋼材である、としている。特許文献２に記載された技術によれば、熱間圧延ままで、ＬＮＧを輸送または貯蔵する容器（タンク）用の材料として提供できることが記載されている。
また、特許文献３には、「極低温衝撃靭性に優れた高強度溶接継手部及びこのためのフラックスコアードアーク溶接用ワイヤ」が開示されている。特許文献３に開示された「フラックスコアードアーク溶接用ワイヤ」は、重量％で、Ｃ：０．１５～０．８％、Ｓｉ：０．２～１．２％、Ｍｎ：１５～３４％、Ｃｒ：６％以下、Ｍｏ：１．５～４％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０９～０．５％、Ｎ：０．００１～０．３％、ＴｉＯ２：４～１５％、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２及びＡｌ２Ｏ３のうちから選択された１種以上の合計：０．０１～９％、Ｋ、Ｎａ及びＬｉのうちから選択された１種以上の合計：０．５～１．７％、ＦとＣａのうち１種以上：０．２～１．５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避的不純物を含む組成を有するワイヤである。特許文献３に開示されたフラックスコアードアーク溶接用ワイヤを用いて溶接すれば、試験温度：－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが２７Ｊ以上の優れた低温靭性および常温引張強さが４００ＭＰａ超えの高強度を有する溶接継手部が効果的に得られ、また、ワイヤ組成をＭｏ：１．５％以上に調整しており、優れた耐高温割れ性を有する溶接継手部を確保できることが記載されている。
また、特許文献４には、「ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ」が開示されている。特許文献４に開示された「ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ」は、質量％で、Ｃ：０．２～０．８％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１７．０～２８．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１～１０．００％、Ｃｒ：０．４～４．０％、Ｍｏ：０．０１～３．５０％、Ｂ：０．００１０％未満、Ｎ：０．１２％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するワイヤである。なお、必要に応じて、Ｖ、ＴｉおよびＮｂのうちから選ばれた１種または２種以上、Ｃｕ、Ａｌ、ＣａおよびＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を含有しても良いとしている。特許文献４に開示されたガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤを用いて溶接すれば、ヒューム発生量が少なく、しかも、常温降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上の高強度で、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上となる、高強度で極低温衝撃靭性に優れた溶接継手部を製造できることが記載されている。
さらに、特許文献５には「極低温用高強度溶接継手の製造方法」が開示されている。特許文献５に開示された「極低温用高強度溶接継手の製造方法」は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１８～３０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１～０．０７％、Ｃｒ：２．５～７．０％、Ｎ：０．００５０～０．０５００％、およびＯ（酸素）：０．００５０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材組成を有する鋼材同士を、質量％で、Ｃ：０．２～０．８％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１７．０～２８．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１～１０．０％、Ｃｒ：０．４～４．０％、Ｍｏ：０．０２～２．５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．１２％以下、およびＯ（酸素）：０．０４％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接用ソリッドワイヤを用い、かつ、該ソリッドワイヤのＭｎおよびＣｒの含有量が、それぞれ該鋼材のＭｎおよびＣｒの含有量より少なく、下記（１）式で定義される該多層溶接金属部における第１層の溶接金属への該鋼材の希釈率が３５～６０％となるように、ガスメタルアーク溶接の溶接条件を調整することを特徴とする極低温用高強度溶接継手の製造方法である。
希釈率（％）＝１００×｛（第１層の溶接金属に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（該ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝／｛（該鋼材に含まれる成分元素の含有量：質量％）－（該ソリッドワイヤに含まれる成分元素の含有量：質量％）｝・・・（１）なお、必要に応じて、該鋼材は、質量％で、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：２．０％以下、Ｗ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％およびＢ：０．０００５～０．００２０％のうちから選ばれる１種または２種を含有してもよく、さらに、該ソリッドワイヤは、質量％で、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下およびＮｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有しても良いとしている。特許文献５に記載された製造方法によれば、極低温環境下で使用される溶接鋼構造物向けとして好適な、常温降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上の高強度で、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上となる、高強度で極低温衝撃靭性に優れた多層溶接金属部を有する溶接継手を容易に製造できることが記載されている。
特開２０１６－１９６７０３号公報 特開２０１７－０７１８１７号公報 特表２０１７－５０２８４２号公報 国際公開ＷＯ２０２０／０３９６４３号公報 国際公開ＷＯ２０２０／２０３３３５号公報
しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献１、２に記載された高Ｍｎ鋼材同士を、特許文献３、４に記載された溶接用ワイヤを用いて、特許文献５に記載された希釈率の条件でサブマージアーク溶接を実施しても、溶接時の高温割れが発生するという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、溶接時の高温割れの発生が抑制でき、かつ極低温環境下で使用される高Ｍｎ含有鋼材用の溶接継手として好適な、高強度と優れた極低温衝撃靭性とを兼備した、サブマージアーク溶接継手を提供することを目的とする。
なお、ここでいう「高強度」とは、ＪＩＳ Ｚ ３１１１の規程に準拠して作成した溶接金属の常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上で、かつ、その引張強さが６６０ＭＰａ以上であることと、ＪＩＳ Ｚ ３１２１の規定に準拠して作製した溶接継手の常温（２５℃）の引張強さが６６０ＭＰａ以上であることをいう。また、「優れた極低温衝撃靭性」とは、ＪＩＳ Ｚ ３１２８の規定に準拠して作製した溶接継手の溶接金属および溶接熱影響部についての試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上であることをいう。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、サブマージアーク溶接時の高温割れに影響する要因について、鋭意検討した。その結果、高温割れ発生の要因として、溶接金属の最終凝固部へのＰの偏析が挙げられることを知見した。特に、サブマージアーク溶接は、ガスメタルアーク溶接と比して投入熱量（Ｊ）の大きい高能率な溶接法であり、冷却速度が遅く、高温域での滞留時間が長いため、元素の拡散が促進され、最終凝固部へのＰ偏析がしやすいことを知見した。しかし、質量％で、溶接金属がＣｒを６．０％以上含有させ、溶接金属の液相中にＣｒリン化物を形成させることで、溶接金属の最終凝固部へのＰの偏析が抑制され、さらに、高温割れの発生が抑制できることを知見した。
ついで、ＪＩＳ Ｚ ３１２１の規定に準拠してサブマージアーク溶接により作製した溶接継手が、所望の高強度と所望の優れた極低温衝撃靭性とを兼備する溶接継手となるために必要な、鋼材組成および溶接金属組成について検討した。その結果、高Ｍｎ含有鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１８．０～３０．０％の範囲に調整し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下に低減し、さらに、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｃｒ：２．５～７．０％、Ｎ：０．００５０～０．０５００％と、特定範囲に調整したうえで、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下に低減した化学組成を有する鋼材であって、さらに、サブマージアーク溶接の溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％の範囲に調整したうえで、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１００％以下に低減し、さらに、Ｃｒ：６．０～１４．０％と特定範囲に調整し、Ｎ：０．１００％以下に低減した化学組成を有する溶接金属である、サブマージアーク溶接継手とする必要があることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
本発明の要旨は、次のとおりである。
［１］ 高Ｍｎ含有鋼材のサブマージアーク溶接継手であって、
前記高Ｍｎ含有鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：１８．０～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７０％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
Ｃｒ：２．５～７．０％、
Ｎ：０．００５０～０．０５００％、
Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．８０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：１５．０～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｃｒ：６．０～１４．０％、
Ｎ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するサブマージアーク溶接継手。
［２］ ［１］において、前記高Ｍｎ含有鋼材の化学組成に加えてさらに、質量％で、
Ｍｏ：２．００％以下、
Ｖ：２．０％以下、
Ｗ：２．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するサブマージアーク溶接継手。
［３］ ［１］または［２］において、前記高Ｍｎ含有鋼材の化学組成に加えてさらに、質量％で、
ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％、
Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有するサブマージアーク溶接継手。
［４］ ［１］～［３］のいずれか一つにおいて、前記高Ｍｎ含有鋼材の引張試験における常温降伏強さが４００ＭＰａ以上であり、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上であるサブマージアーク溶接継手。
［５］ ［１］～［４］のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成に加えてさらに、質量％で、
Ｍｏ：３．５０％以下、
Ｎｉ：１０．００％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有するサブマージアーク溶接継手。
［６］ ［１］～［５］のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成に加えてさらに、質量％で、
Ｖ：１．６０％以下、
Ｔｉ：１．００％以下、
Ｎｂ：１．００％以下、
Ｗ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するサブマージアーク溶接継手。
［７］ ［１］～［６］のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するサブマージアーク溶接継手。
［８］ ［１］～［７］のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の引張試験における常温の降伏強さが４００ＭＰａ以上および引張強さが６６０ＭＰａ以上、溶接継手の常温の引張強さが６６０ＭＰａ以上、かつ前記溶接金属および前記溶接継手における溶接熱影響部の試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上であるサブマージアーク溶接継手。
本発明によれば、高Ｍｎ含有鋼材のサブマージアーク溶接継手の溶接時の高温割れを抑制し、さらに、高強度でかつ極低温衝撃靭性に優れたサブマージアーク溶接継手を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏するものである。
本発明は、高Ｍｎ含有鋼材同士のサブマージアーク溶接による極低温用鋼材継手として好適なサブマージアーク溶接継手である。本発明の溶接継手は、ＪＩＳ Ｚ ３１２１の規定等に準拠して評価されるサブマージアーク溶接により作製した溶接継手であり、溶接時の高温割れを抑制でき、さらに、溶接金属の常温（２５℃）における降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上で、かつその引張強さが６６０ＭＰａ以上であって、溶接継手の常温（２５℃）の引張強さが６６０ＭＰａ以上である高強度と、加えて、ＪＩＳ Ｚ ３１２８の規定に準拠して作製した溶接継手の溶接金属および溶接熱影響部の試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上である優れた極低温衝撃靭性と、を兼備するサブマージアーク溶接継手である。
［サブマージアーク溶接］
サブマージアーク溶接（以下、「ＳＡＷ」ともいう。）は、母材（本発明においては、高Ｍｎ含有鋼材）上に予め散布した粉粒状のフラックス中に電極ワイヤを連続的に供給し、この電極ワイヤの先端と母材との間でアークを発生させて溶接を連続的に行う溶接法である。このサブマージアーク溶接は、大電流を適用してワイヤの溶着速度を高めることによって、能率よく溶接できるという利点を有している。
［高Ｍｎ含有鋼材］
まず、使用する鋼材について、説明する。なお、以下、「化学組成」における「％」は、「質量％」であることを意味する。
本発明で使用する鋼材は、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１８．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｃｒ：２．５～７．０％、Ｎ：０．００５０～０．０５００％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する高Ｍｎ含有鋼材とする。化学組成の限定理由は、以下のとおりである。
［Ｃ：０．１０～０．８０％］
Ｃは、オーステナイト相を安定化させる作用を有する、安価で、重要な元素である。このような効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とする。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上、さらに好ましくは０．３０％以上、もっとも好ましくは０．３５％以上である。一方、０．８０％を超えてＣを含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、極低温衝撃靱性が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．８０％以下とする。なお、Ｃ含有量は、好ましくは、０．７５％以下であり、より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．６５％以下であり、もっとも好ましくは０．６３％以下である。
［Ｓｉ：０．０５～１．００％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して固溶強化により鋼材の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上であり、もっとも好ましくは０．２０％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０以下であり、さらに好ましくは０．６５％以下であり、もっとも好ましくは、０．５０％以下である。
［Ｍｎ：１８．０～３０．０％］
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させる作用を有する、比較的安価な元素であり、本発明では、高強度と優れた極低温衝撃靱性を両立するために重要な元素である。このような効果を得るためには、１８．０％以上の含有を必要とする。したがって、Ｍｎ含有量は１８．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２０．０％以上であり、より好ましくは２２．０％以上であり、さらに好ましくは２４．０％以上である。一方、３０．０％を超えて含有しても、極低温衝撃靱性を向上させる効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、３０．０％を超えて多量に含有すると、切断性の低下を招くとともに、Ｍｎ偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎ含有量は、３０．０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは、２９．０％以下であり、より好ましくは、２８．０％以下であり、さらに好ましくは２７．０％以下である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは、不純物として、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる元素であり、本発明では、可能なかぎり低減することが望ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。なお、Ｐ含有量は、好ましくは、０．０２８％以下である。より好ましくは、０．０２４％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下であり、もっとも好ましくは０．０１５％以下である。なお、Ｐを０．００２％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済的な観点からは、Ｐは、０．００２％以上とすることが好ましい。
［Ｓ：０．００７０％以下］
Ｓは、鋼中では、硫化物系介在物として存在し、鋼材、溶接金属の延性、極低温衝撃靭性を低下させる。このため、Ｓは可能なかぎり低減することが望ましいが、０．００７０％以下であれば許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００７０％以下とする。なお、Ｓ含有量は、好ましくは、０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｓを０．０００５％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Ｓは、０．０００５％以上とすることが好ましい。
［Ａｌ：０．０１０～０．０７０％］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼材の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。このような効果を得るためには、０．０１０％以上の含有を必要とする。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、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、０．０７０％を超えて含有すると、溶接時にＡｌが溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．０７０％以下とする。なお、好ましくは、０．０６０％以下であり、より好ましくは、０．０５０％以下である。
［Ｃｒ：２．５～７．０％］
Ｃｒは、オーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靱性の向上および鋼材強度の向上に有効に寄与する元素である。また、微細結晶域を形成させるために効果的な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒを２．５％以上の含有を必要とする。このため、Ｃｒ含有量は２．５％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは３．０％以上であり、より好ましくは３．３％以上であり、さらに好ましくは３．５％以上、もっとも好ましくは４．０％以上である。一方、７．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温衝撃靭性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、７．０％以下とする。の範囲に限定した。なお、Ｃｒ含有量は、好ましくは６．８％以下であり、より好ましくは、６．５％以下であり、さらに好ましくは６．０％以下である。
［Ｎ：０．００５０～０．０５００％］
Ｎは、オーステナイト相を安定化する作用を有する元素であり、極低温衝撃靱性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎは０．００５０％以上の含有を必要とする。このため、Ｎ含有量は０．００５０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以上であり、より好ましくは０．００７０％以上、さらに好ましくは０．００８０％以上である。一方、０．０５００％を超えて含有すると、窒化物または炭窒化物が粗大化し、極低温衝撃靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．０５００％以下とする。なお、好ましくは、０．０４００％以下であり、より好ましくは、０．０３００％以下であり、さらに好ましくは０．０２００％以下である。
［Ｏ（酸素）：０．００５０％以下］
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼材の極低温衝撃靱性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）は、できるだけ低減することが好ましいが、０．００５０％以下であれば許容できる。このため、Ｏ（酸素）含有量は、０．００５０％以下とする。なお、Ｏ含有量は、好ましくは、０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。また、Ｏ（酸素）含有量を０．０００５％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Ｏ（酸素）含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００６％以上である。
［任意的選択組成］
上記した組成が基本の化学組成であるが、この基本の化学組成に必要に応じて、Ｍｏ：２．００％以下、Ｖ：２．０％以下およびＷ：２．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、さらに加えて、ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％およびＢ：０．０００５～０．００２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する化学組成としてもよい。
［Ｍｏ：２．００％以下、Ｖ：２．０％以下およびＷ：２．００％以下］
Ｍｏ、ＶおよびＷは、いずれもオーステナイト相の安定化に寄与するとともに、鋼材の強度向上、極低温衝撃靭性の向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｏ、ＶおよびＷを含有する場合には、Ｍｏ、ＶおよびＷをそれぞれ０．００１％以上含有することが好ましい。Ｍｏ、ＶおよびＷをそれぞれ０．００３％以上含有することがより好ましい。一方、ＭｏおよびＷがそれぞれ２．００％を超えて、またＶが２．０％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が増加し、破壊の起点となり、極低温衝撃靭性が低下する。このため、Ｍｏ、ＶおよびＷを含有する場合には、Ｍｏ：２．００％以下、Ｖ：２．０％以下およびＷ：２．００％以下とする。なお、好ましくは、Ｍｏ：１．７０％以下、Ｖ：１．７％以下およびＷ：１．７０％以下であり、より好ましくは、Ｍｏ：１．５０％以下、Ｖ：１．５％以下およびＷ：１．５０％以下である。
［ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％およびＢ：０．０００５～０．００２０％］
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素であり、介在物の形態制御を介し、鋼材の靭性向上、さらには延性、耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｂは、粒界に偏析し、鋼材の靭性向上に寄与する作用を有する元素である。これらの元素は、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
ＲＥＭは、上記した効果を得るためには、０．００１０％以上の含有を必要とする。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は、０．００１０％以上とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１５％以上である。一方、０．０２００％を超えて含有すると、非金属介在物量が増加し、靭性、さらには延性、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は、０．０２００％以下とする。ＲＥＭ含有量は好ましくは、０．０１８０％以下である。
また、Ｂは、上記した効果を得るためには、０．０００５％以上の含有を必要とする。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００８％以上である。一方、０．００２０％を超えて含有すると、粗大な窒化物や炭化物が増加し、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｂ含有量は、０．００２０％以下とする。好ましくは、０．００１８％以下である。
［残部組成］
上記した化学組成以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕが例示でき、合計で０．０５％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成および選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
［高Ｍｎ含有鋼材の製造方法］
ここで、本発明で使用する高Ｍｎ含有鋼材の好ましい製造方法について説明する。
上記した鋼材組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等の、常用の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とする。なお、溶製に際しては、真空脱ガス炉等による２次精錬を実施してもよいことは言うまでもない。得られた鋼素材はさらに、加熱され、熱間圧延およびその後の冷却を施されて、所定寸法の鋼材とされる。なお、加熱温度：１１００～１３００℃の範囲の温度で加熱し、仕上圧延終了温度：７９０～９８０℃で熱間圧延を終了し、直ちに冷却等を施すことにより、極低温衝撃靭性に優れた鋼材とすることができる。また、鋼材特性の調整のために、さらに、焼鈍処理等の熱処理を行ってもよいことは言うまでもない。
［鋼材の特性］
ここで、本発明で使用する高Ｍｎ含有鋼材の好ましい特性について説明する。
上記した鋼材組成を有する極低温用の高強度鋼材で、板厚は、例えば、６～１００ｍｍであり、引張試験における常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上であり、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上であることが好ましい。さらに、引張強さが８００ＭＰａ以上であるとより好ましい。
［溶接金属］
本発明では、上述した高Ｍｎ含有鋼材同士を、サブマージアーク溶接により一層または
多層の溶接金属からなる溶接金属部を形成した溶接継手とする。
本発明の溶接金属は、基本の化学組成として、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：６．０～１４．０％、Ｎ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する溶接金属とする。化学組成の限定理由は、以下のとおりである。
［Ｃ：０．１０～０．８０％］
Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とする。このため、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。しかし、０．８０％を超えて含有すると、炭化物が析出し、極低温衝撃靭性が低下し、さらに、溶接時の高温割れが生じやすくなる。そのため、Ｃは、０．８０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．７５％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．６５％以下であり、もっとも好ましくは０．６３％以下である。
［Ｓｉ：０．０５～１．００％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、Ｍｎの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上であり、もっとも好ましくは０．２５％以上である。しかし、１．００％を超えて含有すると、溶接金属の極低温衝撃靭性を低下させる。また、Ｓｉは、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を低下させる。そのため、Ｓｉは、１．００％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７５％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
［Ｍｎ：１５．０～３０．０％］
Ｍｎは、安価に、オーステナイト相を安定化する元素であり、本発明では１５．０％以上の含有を必要とする。Ｍｎが１５．０％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し、極低温衝撃靭性が著しく低下する。このため、Ｍｎ含有量は１５．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１７．０％以上であり、より好ましくは１８．０％以上である。一方、Ｍｎが３０．０％を超えると、凝固時に過度のＭｎ偏析が発生し、高温割れを誘発する。そのため、Ｍｎは、３０．０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は、好ましくは、２８．０％以下であり、より好ましくは、２７．０％以下である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１６％以下であり、もっとも好ましくは０．０１４％以下である。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は、０．００２％以上に調整することが好ましい。
［Ｓ：０．０３０％以下］
Ｓは、溶接金属中では、硫化物系介在物ＭｎＳとして存在する。ＭｎＳは、破壊の発生起点となるため、極低温衝撃靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１７％以下である。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は、０．００１％以上に調整することが好ましい。
［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する重要な作用を有する。また、Ａｌは、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となるため、Ａｌは０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、０．１００％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加する。そのため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下であり、もっとも好ましくは０．０３０％以下である。
［Ｃｒ：６．０～１４．０％］
Ｃｒは、極低温ではオーステナイト相を安定化させる元素として働き、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。また、Ｃｒは、溶接金属の強度を向上させる作用も有する。また、Ｃｒは、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、高温割れの発生を抑制するのに有効に作用する。さらに、Ｃｒは、液相中でＣｒリン化物を形成することで、Ｐによる高温割れを抑制する作用も有する。このような効果を得るためには、６．０％以上の含有を必要とする。Ｃｒが６．０％未満では、上記した効果を確保できない。このため、Ｃｒ含有量は、６．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは６．５％以上であり、より好ましくは７．０％以上であり、さらに好ましくは７．５％以上であり、もっとも好ましくは８．０％以上である。一方、１４．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｃｒは、１４．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは、１３．０％以下であり、より好ましくは１２．０％以下であり、さらに好ましくは１１．５％以下であり、もっとも好ましくは１１．０％以下である。
［Ｎ：０．１００％以下］
Ｎは、不可避的に混入する元素であるが、Ｃと同様に、溶接金属の強度向上に有効に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、極低温衝撃靱性の安定的向上に寄与する。このような効果は、０．００３％以上の含有で顕著となる。このため、Ｎ含有量は、０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。一方、０．１００％を超えて含有すると、窒化物を形成し、低温靱性が低下する。そのため、Ｎは、０．１００％以下とする。なお、Ｎ含有量は、０．０９０％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０７０％以下がさらに好ましく、０．０５０％以下がもっとも好ましい。
［任意的選択組成］
本発明の溶接金属は、上述した組成が基本の化学組成であるが、この化学組成に加えて、さらに、任意的選択組成として、必要に応じて、Ｍｏ：３．５０％以下またはＮｉ：１０．００％以下の組成を有し、さらに、Ｖ：１．６０％以下、Ｔｉ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下およびＷ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、さらに、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有することができる。
［Ｍｏ：３．５０％以下およびＮｉ：１０．００％以下］
ＭｏおよびＮｉは、いずれもオーステナイト粒界を強化する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有することができる。
Ｍｏは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、溶接金属の強度を向上させる。また、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる作用も有する。一方、３．５０％を超えて含有すると、炭化物として析出し、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は、３．５０％以下とする。なお、Ｍｏ含有量は、好ましくは、３．２０％以下であり、より好ましくは３．００％以下であり、さらに好ましくは２．５０％以下である。一方、上記効果を発現するためには、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏを０．００５％以上含有していることが好ましく、０．３０％以上含有していることがより好ましく、０．５０％以上含有していることがさらに好ましく、１．００％以上含有していることがもっとも好ましい。
Ｎｉは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、極低温衝撃靱性を向上させる。また、Ｎｉは、オーステナイト相を安定化する効果もあるため、さらに含有量を増加すれば、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましく、１．００％以上とすることがさらに好ましい。しかし、Ｎｉは、高価な元素であり、１０．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は、１０．００％以下とする。なお、Ｎｉ含有量は好ましくは、８．００％以下であり、より好ましくは７．００％以下であり、さらに好ましくは６．５０％以下であり、もっとも好ましくは６．００％以下である。
［Ｖ：１．６０％以下、Ｔｉ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下およびＷ：１．００％以下］
Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＷは、いずれも炭化物の形成を促進し、溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有することができる。
Ｖは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖを含有する場合には、０．００１％以上含有することが好ましいが、１．６０％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｖを含有する場合には、Ｖは、１．６０％以下とする。なお、Ｖ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．６０％以下である。
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．００１％以上含有することが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることがより好ましい。Ｔｉが１．００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は、１．００％以下にする。なお、好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂは０．００１％以上含有することが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．００５％以上がより好ましい。一方、Ｎｂが１．００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は、１．００％以下とする。なお、Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．６０％以下であり、もっとも好ましくは０．５０％以下である。
Ｗは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、さらに、オーステナイト相の安定化に寄与し、極低温衝撃靭性を向上させる。また、Ｗは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｗを含有する場合には、Ｗを０．００１％以上含有することが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｗが１．００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｗを含有する場合には、Ｗは、１．００％以下にする。なお、好ましくは、０．８０％以下である。より好ましくは０．６０％以下であり、さらに好ましくは０．４０％以下である。
［Ｃｕ：１．００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１００％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下］
Ｃｕは、オーステナイト安定化に寄与する元素であり、さらに、Ｃａ、ＢおよびＲＥＭは、加工性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有することができる。Ｃｕは、オーステナイト相を安定化する元素であり、極低温でもオーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。Ｃｕ含有量は、０．０４％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕが１．００％を超えて多量に含有すると、凝固時に偏析し、溶接時の高温割れを誘発する。そのため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．８０％以下である。
Ｃａは、溶融金属中でＳと結合し、高融点の硫化物ＣａＳを形成する。ＣａＳは、ＭｎＳよりも高融点であるため、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となる。そのため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、０．０１０％を超えて含有すると、溶接時にアークに乱れが生じ、安定な溶接が困難となる。そのため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａは、０．０１０％以下とする。なお、Ｃａ含有量は、好ましくは、０．００８％以下であり、より好ましくは、０．００６％以下である。
Ｂは、不可避的に混入する元素であり、オーステナイト粒界に偏析する。Ｂが０．０１００％より多く混入した場合は、オーステナイト粒界で窒化ホウ素を形成し、強度を低下させ、さらに、窒化ホウ素が破壊の起点となり、極低温衝撃靭性を低下させる。そのため、Ｂを含有する場合には、Ｂは、０．０１００％以下とする。なお、好ましくは、０．００８０％以下である。さらに好ましくは、０．００５０％以下である。一方、過度の低減は、精練コストの高騰を招くためＢを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭは、強力な脱酸剤であり、溶接金属中でＲＥＭ酸化物の形態で存在する。ＲＥＭ酸化物は凝固時の核生成サイトとなることで、結晶粒を微細化し、溶接金属の強度の向上に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となる。そのため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．００１％とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。しかし、０．０２０％を超えて含有すると、アークの安定性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は、０．０２０％以下とする。なお、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは、０．０１５％以下である。
［残部組成］
上記した化学組成以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｈ、Ｏ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｒｅが例示でき、合計で０．０１００％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成および選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
なお、溶接金属の化学組成は、主に、母材とＳＡＷ用ワイヤなどの溶接材料の流入割合によって決定する。
［溶接継手の製造方法］
次に、本発明に係る溶接継手の製造方法について説明する。
まず、上記した化学組成を有する高Ｍｎ含有鋼材を準備する。そして、準備した鋼材同士が所定の開先形状を形成するように、開先加工を行う。形成する開先形状については、特に限定する必要はなく、溶接鋼構造物用としてＪＩＳ Ｚ ３００１－１に準拠した通常のＶ開先、Ｘ開先、Ｋ開先等を例示することができる。
ついで、上記開先加工された鋼材同士を、サブマージアーク溶接して、一層または多層の溶接金属を形成し、溶接継手とする。使用する溶接材料は、所望の特性を有する溶接金属部を形成できればよく、上述の化学組成を有する溶接用ワイヤがまずは適用でき、特にそのワイヤまたは溶接用フラックスの種類を限定するものではない。
なお、ワイヤとしては、ソリッドワイヤまたはワイヤの内部にワイヤ用フラックスを内包したフラックスコアードワイヤがあり、本発明においては、いずれのワイヤも用いることができる。フラックスコアードワイヤを用いる場合には、使用する鋼製外皮、金属粉末、およびワイヤ用フラックス粉末の成分組成の合計値が、目標とする溶接材料の成分組成となるように製造する。
［溶接用ワイヤの製造方法］
さらに、ＳＡＷ用ワイヤ（ソリッドワイヤおよびフラックスコアードワイヤ）の製造方法について説明する。
ソリッドワイヤは、目標とする組成を有する溶鋼を、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製炉で溶製し、所定形状の鋳型等に鋳造する鋳造工程と、ついで、得られた鋼塊を、所定温度に加熱する加熱工程と、加熱された鋼塊に、熱間圧延を施し、所定形状の鋼素材（棒鋼）とする熱延工程と、を順次行い、ついで、得られた鋼素材（棒鋼）を複数回の冷間圧延（冷間伸線加工）と、必要に応じて、焼鈍温度：９００～１２００℃とする焼鈍工程と、を施して、所望寸法のワイヤとする冷延工程を行う、ことが好ましい。なお、ソリッドワイヤの成分組成は、特に限定されるものではないが、質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：１６．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：６．０～１５．０％、Ｍｏ：０．０１～４．０％、Ｎｉ：０．０１～１０．０、Ｏ：０．０５０％以下およびＮ：０．１５０％以下であることが好ましい。
また、フラックスコアードワイヤは、例えば、０．０５～０．２０％Ｃ－０．１５～０．３０％Ｓｉ－０．２～１．２％Ｍｎ－残部Ｆｅからなる組成を有する薄鋼板（板厚０．５ｍｍ）を鋼製外皮素材として、幅方向に冷間曲げ加工を施し、Ｕ字形状とする。そして、得られた鋼製外皮に、目標とするワイヤ組成となるように、成分調整した金属粉末およびワイヤ用フラックス粉末を封入し、冷間で伸線加工して、ＳＡＷ用フラックスコアードワイヤとすることが好ましい。
上記の金属粉末の成分組成は特に限定されないが、鋼製外皮素材の成分組成に対し、溶接用ワイヤとしての合計組成とするために補充する金属成分を有する金属粉末または合金粉末とする。フラックスコアードワイヤの成分組成は、特に限定されるものではないが、質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：１６．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：６．０～１５．０％、Ｍｏ：０．０１～４．０％、Ｎｉ：０．０１～９．０％、Ｏ：０．２００％以下およびＮ：０．１００％以下であることが好ましい。また、ワイヤ用フラックス粉末の成分も特に限定されないが、後述する溶接用フラックスと同等あるいは類似の成分を有するフラックス粉末であっても良い。
［溶接用フラックス］
前述のＳＡＷ用ワイヤ（ソリッドワイヤおよびフラックスコアードワイヤ）を使用する際に用いる溶接用フラックスは、特に限定する必要はないが、通常公知の焼結型フラックスおよび溶融型フラックスのいずれも使用することができる。なお、具体的な化学成分としては、ＳｉＯ２：２０～４０％、ＭｎＯ：８～１５％、ＴｉＯ２：５～１０％、Ａｌ２Ｏ３：１０～２０％、ＭｇＯ：２０～３０％などを含有する粉末材料を使用することができる。一例としては、３８％ＳｉＯ２－１１％ＭｎＯ－８％ＴｉＯ２－１６％Ａｌ２Ｏ３－２７％ＭｇＯからなる組成を有するものがある。しかし、本発明においては、溶接用フラックスはこれに限定されるものではない。
なお、前述している溶接継手の熱影響部とは、溶接時に投入された熱量の影響を受け、例えば、結晶構造の変化、新たな相の生成、結晶粒径の変化、元素の拡散、転位の回復などによって、母材原質部あるいは溶接金属原質部と特性が変化した領域を指している。なお、特性が変化する理由は上記に限ったものではない。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するものではない。
真空溶解炉で溶鋼を溶製し、鋳型に鋳造したのち、分解圧延して表１に示す化学組成のスラブ（肉厚：１５０ｍｍ）とし、鋼素材を得た。ついで、得られた鋼素材を、加熱炉に装入して、１２５０℃に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃とする熱間圧延を施したのち、直ちに、水冷処理を施し、板厚：１２ｍｍの鋼板（高Ｍｎ含有鋼材）を得た。
次に、表２に示す化学組成（ワイヤ組成）の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊を得た。得られた鋼塊を、１２００℃に加熱したのち、熱間圧延と、その後の冷間圧延とにより、４．０ｍｍφのサブマージアーク溶接用ソリッドワイヤとした。
また、鋼製外皮と該鋼製外皮に金属粉末およびフラックス粉末を内包したフラックスコアードワイヤを別途作製した。０．１％Ｃ－０．２％Ｓｉ－０．５％Ｍｎ－残部Ｆｅからなる組成を有する薄鋼板（板厚０．５ｍｍ）を鋼製外皮素材として、幅方向に冷間曲げ加工を施し、Ｕ字形状とした。そして、得られた鋼製外皮に、表３に示す化学組成となるように、成分調整した金属粉末およびフラックス粉末を封入し、冷間で伸線加工して、溶接用フラックスコアードワイヤ（直径：３．２ｍｍ）とした。つまり、表３に示す化学組成は、鋼製外皮、金属粉末およびフラックス粉末の合計値である。
ついで、得られた鋼材（板厚２０ｍｍ）を用いて、ＪＩＳ Ｚ ３１２１に準拠して、突き合わせて拘束し、４５°Ｖ開先を形成し、得られたソリッドワイヤまたはフラックスコアードワイヤを溶接材料として、サブマージアーク溶接を行って、上記した開先内に溶接金属を形成し、溶接継手を得た。なお、溶接時、３８％ＳｉＯ２－１１％ＭｎＯ－８％ＴｉＯ２－１６％Ａｌ２Ｏ３－２７％ＭｇＯからなる組成を有するフラックスを利用した。
サブマージアーク溶接は、表１に示す鋼材同士を、表２および表３に示す組成の各ソリッドワイヤ（直径４．０ｍｍφ）または各フラックスコアードワイヤ（直径３．２ｍｍ）を用いて、表４に示す組み合わせで、予熱なし、下向き姿勢で、電流：４５０～６５０Ａ（ＤＣＥＰ）、電圧：２８～３６Ｖ、溶接速度：２０ｃｍ／ｍｉｎで、パス間温度：１００～１５０℃、として実施した。
［高Ｍｎ含有鋼材の特性評価］
得られた高Ｍｎ含有鋼材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、引張試験片、およびＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。引張試験は、室温で各３本実施し、得られた値（０．２％耐力）の平均値を当該高Ｍｎ含有鋼材の引張特性とした。シャルピー衝撃試験は、各３本実施し、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ－１９６を求め、その平均値を当該高Ｍｎ含有鋼材の極低温衝撃靭性とした。
［溶接金属の成分分析］
溶接金属の化学組成は、溶接金属の中心部から切粉状のサンプルを採取し、燃焼-赤外吸収法、不活性ガス融解-熱伝導度法、不活性ガス融解-赤外吸収法、吸光光度法、ＩＣＰ－ＡＥＳ法、沈殿分析法、容量法、湿式化学分析法を用いて成分分析を行った。
［耐高温割れ性の評価］
溶接後、ミクロカッターにて溶接線方向中心位置より、観察面が溶接線と垂直な断面である厚さ１０ｍｍのマクロ試験片を採取し、溶接金属の断面を光学顕微鏡で（３０倍で）観察し、高温割れの有無を判定した。なお、高温割れは光学顕微鏡での組織写真中において、幅２５μｍ×長さ８０μｍ以上の細長い黒い領域、として判定した。高温割れの発生が認められる場合は、耐高温割れ性が低下しているとして「×」と評価した。高温割れの発生が認められない場合は、耐高温割れ性に優れるとして「○」と評価した。
［溶接金属特性の評価］
得られた溶接継手から、ＪＩＳ Ｚ ３１１１の規定に準拠して、溶接金属の引張試験片（平行部径６ｍｍφ）、およびシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。引張試験は、室温で、各３本実施し、得られた値（０．２％耐力、引張強さ）の平均値を当該溶接継手の溶接金属の引張特性とした。シャルピー衝撃試験も、同様に各３本実施し、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ－１９６を求め、その平均値を当該溶接継手の溶接金属の極低温衝撃靭性とした。
［溶接継手特性の評価］
また、ＪＩＳ Ｚ ３１２１の規定に準拠して、溶接継手の室温での引張試験も実施した。試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、溶接軸と直角方向に採取し、その厚さは、溶接継手の全厚の、１Ａ号試験片とした。試験は、３本実施し、得られた値の平均値を溶接継手の引張特性とした。
さらに、ＪＩＳ Ｚ ３１２８の規定に準拠して、溶接継手の溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験も実施した。試験片のＶノッチ方向は、母材表面に垂直であり、試験片は、板厚中央かつ、溶接金属中心位置および溶融線１ｍｍの位置から採取した。試験は、３本実施し、得られた値の平均値を溶接継手の溶接熱影響部の極低温衝撃靭性とした。
本発明の目標値は、前述したように、高Ｍｎ含有鋼材の常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上、また、溶接金属の常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、その引張強さが６６０ＭＰａ以上、溶接継手の常温（２５℃）の引張強さが６６０ＭＰａ以上であり、さらに、溶接金属、溶接継手の溶接熱影響部についての試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上としている。得られた結果を表１～５に示す。
Figure 0007188646000001
Figure 0007188646000002
Figure 0007188646000003
Figure 0007188646000004
Figure 0007188646000005
本発明例はいずれも、溶接時に高温割れの発生がなく、耐高温割れ性に優れ、溶接ビード外観も良好な溶接金属を有する溶接継手である。
さらに、本発明例はいずれも、高Ｍｎ含有鋼材の常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上、溶接金属の常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、かつ、その引張強さが６６０ＭＰａ以上であり、溶接継手の常温（２５℃）の引張強さが６６０ＭＰａ以上であり、溶接金属および溶接継手の溶接熱影響部の試験温度：－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ以上と、高強度と優れた極低温衝撃靭性とを兼備する溶接金属を有する溶接継手である。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、高温割れが発生し耐高温割れ性が低下しているか、溶接金属の常温（２５℃）の降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ未満であるか、引張強さが６６０ＭＰａ未満であるか、あるいは、溶接継手の常温（２５℃）の引張強さが６６０ＭＰａ未満であるか、もしくは、溶接金属あるいは溶接熱影響部の試験温度：－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満であるかして、高強度と優れた極低温衝撃靭性を兼備する溶接金属が得られていない。
比較例である溶接継手Ｎｏ．１３は、溶接金属のＭｎ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶接金属のオーステナイト相の安定性が低く、そのため、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．１４は、溶接金属のＳｉおよびＭｎ含有量が本発明の範囲を高く外れており、さらに、溶接金属のＣｒ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶接時の最終凝固部へＳｉ、ＭｎおよびＰが偏析し、高温割れが発生しており、さらに、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．１５は、溶接金属のＳおよびＭｏ含有量が本発明の範囲を高く外れているため、破壊の起点となりうるＭｎＳおよびＭｏ炭化物が生成しており、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．１６は、溶接金属のＣｒ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶接金属の０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、かつ、引張強さが６６０ＭＰａ未満と所望の高強度を確保できておらず、さらに、溶接時の最終凝固部へのＰの偏析を抑制できないため、高温割れが発生しており、さらに、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．１７は、溶接金属のＣ含有量が本発明の範囲を高く外れているため、溶接金属中に炭化物が生成しており、高温割れが発生しており、さらに、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である継手Ｎｏ．１８は、溶接金属のＣｒ含有量が本発明の範囲を高く外れているため、Ｃｒ炭化物が生成しており、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．２２は、溶接金属のＰ含有量が本発明の範囲を高く外れており、溶接金属の最終凝固部にＰが偏析し、高温割れが発生しており、さらに、溶接金属のＳ含有量が本発明の範囲を高く外れており、破壊の起点となりうるＭｎＳが析出しているため、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．２３は、溶接金属のＣｒ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶接金属の０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、かつ、引張強さが６６０ＭＰａ未満と所望の高強度を確保できておらず、さらに、溶接時の最終凝固部へのＰの偏析を抑制できないため、高温割れが発生しており、さらに、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できておらず、さらに、溶接継手の引張強さが６６０ＭＰａ未満と所望の高強度を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．２６は、溶接金属のＳｉおよびＭｎ含有量が本発明の範囲を高く外れており、さらに、溶接金属のＣｒ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶接時の最終凝固部へＳｉ、ＭｎおよびＰが偏析し、高温割れが発生しており、溶接金属の０．２％耐力が４００ＭＰａ未満となり、所望の高強度を確保できておらず、さらに、試験温度：－１９６℃における溶接金属の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。
また、比較例である溶接継手Ｎｏ．３３、３４および３５は、鋼材のＭｎ含有量が本発明の範囲を低く外れており、鋼材のオーステナイト相安定性が低く、そのため、試験温度：－１９６℃における溶接熱影響部の吸収エネルギーｖＥ－１９６が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温衝撃靭性を確保できていない。

Claims (7)

  1. 高Ｍｎ含有鋼材のサブマージアーク溶接継手であって、
    前記高Ｍｎ含有鋼材が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    Ｍｎ：１８．０～３０．０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．００７０％以下、
    Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
    Ｃｒ：２．５～７．０％、
    Ｎ：０．００５０～０．０５００％、
    Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
    引張試験における常温の降伏強さが４００ＭＰａ以上であり、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ -196 が２８Ｊ以上であり、
    溶接金属が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．８０％、
    Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    Ｍｎ：１５．０～３０．０％、
    Ｐ：０．０３０％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ａｌ：０．１００％以下
    Ｃｒ：６．０～１４．０％、
    Ｎ：０．１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するサブマージアーク溶接継手。
  2. 請求項１において、前記高Ｍｎ含有鋼材の化学組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｍｏ：２．００％以下、
    Ｖ：２．０％以下、
    Ｗ：２．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するサブマージアーク溶接継手。
  3. 請求項１または２において、前記高Ｍｎ含有鋼材の化学組成に加えてさらに、質量％で、ＲＥＭ：０．００１０～０．０２００％、
    Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有するサブマージアーク溶接継手。
  4. 請求項１～３のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｍｏ：３．５０％以下、
    Ｎｉ：１０．００％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有するサブマージアーク溶接継手。
  5. 請求項１～４のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｖ：１．６０％以下、
    Ｔｉ：１．００％以下、
    Ｎｂ：１．００％以下、
    Ｗ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するサブマージアーク溶接継手。
  6. 請求項１～５のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の化学組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｃａ：０．０１０％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    ＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するサブマージアーク溶接継手。
  7. 請求項１～６のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の引張試験における常温の降伏強さが４００ＭＰａ以上および引張強さが６６０ＭＰａ以上、溶接継手の常温の引張強さが６６０ＭＰａ以上、かつ前記溶接金属および前記溶接継手における溶接熱影響部の試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ以上であるサブマージアーク溶接継手。
JP2022530176A 2021-03-01 2022-02-28 サブマージアーク溶接継手 Active JP7188646B1 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021031513 2021-03-01
JP2021031513 2021-03-01
PCT/JP2022/008117 WO2022186096A1 (ja) 2021-03-01 2022-02-28 サブマージアーク溶接継手

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPWO2022186096A1 JPWO2022186096A1 (ja) 2022-09-09
JP7188646B1 true JP7188646B1 (ja) 2022-12-13

Family

ID=83153736

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2022530176A Active JP7188646B1 (ja) 2021-03-01 2022-02-28 サブマージアーク溶接継手

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20240051070A1 (ja)
EP (1) EP4253588A1 (ja)
JP (1) JP7188646B1 (ja)
KR (1) KR20230133347A (ja)
CN (1) CN116981540A (ja)
WO (1) WO2022186096A1 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115488475A (zh) * 2022-09-29 2022-12-20 南京钢铁股份有限公司 一种深冷环境用节Ni低温钢埋弧焊焊接工艺
WO2024069986A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 日本製鉄株式会社 溶接金属、溶接継手、及び溶接構造物
CN116079278B (zh) * 2023-04-06 2023-12-08 中国科学院合肥物质科学研究院 一种高吸能高锰钢实心焊丝及其焊接工艺

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5118913A (en) * 1974-08-09 1976-02-14 Nippon Steel Corp Teionjinseito netsukankakoseinosugureta oosutenaitoko
JPS5896853A (ja) * 1981-11-17 1983-06-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼
JP2017502842A (ja) * 2013-12-06 2017-01-26 ポスコＰｏｓｃｏ 極低温衝撃靭性に優れた高強度溶接継手部及びこのためのフラックスコアードアーク溶接用ワイヤ
JP2019520473A (ja) * 2016-05-02 2019-07-18 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニーＥｘｘｏｎ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ 高マンガン鋼スラリーパイプラインのための現場での円周溶接技術
WO2020039643A1 (ja) * 2018-08-23 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ
WO2020166538A1 (ja) * 2019-02-12 2020-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2020203335A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 極低温用高強度溶接継手の製造方法
WO2022030200A1 (ja) * 2020-08-03 2022-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6693217B2 (ja) 2015-04-02 2020-05-13 日本製鉄株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
JP6589535B2 (ja) 2015-10-06 2019-10-16 日本製鉄株式会社 低温用厚鋼板及びその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5118913A (en) * 1974-08-09 1976-02-14 Nippon Steel Corp Teionjinseito netsukankakoseinosugureta oosutenaitoko
JPS5896853A (ja) * 1981-11-17 1983-06-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼
JP2017502842A (ja) * 2013-12-06 2017-01-26 ポスコＰｏｓｃｏ 極低温衝撃靭性に優れた高強度溶接継手部及びこのためのフラックスコアードアーク溶接用ワイヤ
JP2019520473A (ja) * 2016-05-02 2019-07-18 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニーＥｘｘｏｎ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ 高マンガン鋼スラリーパイプラインのための現場での円周溶接技術
WO2020039643A1 (ja) * 2018-08-23 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ
WO2020166538A1 (ja) * 2019-02-12 2020-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
WO2020203335A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 極低温用高強度溶接継手の製造方法
WO2022030200A1 (ja) * 2020-08-03 2022-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ

Also Published As

Publication number Publication date
US20240051070A1 (en) 2024-02-15
JPWO2022186096A1 (ja) 2022-09-09
CN116981540A (zh) 2023-10-31
KR20230133347A (ko) 2023-09-19
WO2022186096A1 (ja) 2022-09-09
EP4253588A1 (en) 2023-10-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102511652B1 (ko) 가스 메탈 아크 용접용 솔리드 와이어
JP7188646B1 (ja) サブマージアーク溶接継手
JP6978613B2 (ja) 極低温用高強度溶接継手の製造方法
CN113646456B (zh) Tig焊接用填隙合金
JPWO2020039643A1 (ja) ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ
KR102639546B1 (ko) 가스 메탈 아크 용접용 솔리드 와이어 및 가스 메탈 아크 용접 방법
JP7276597B2 (ja) サブマージアーク溶接用ワイヤおよびそれを用いた溶接継手部の製造方法
JP7024931B1 (ja) ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ
JP7188647B1 (ja) Ｔｉｇ溶接継手
TWI775607B (zh) 焊接接頭及其製造方法
JP7267521B1 (ja) サブマージアーク溶接方法
JP7494966B1 (ja) ガスメタルアーク溶接方法
JP7235185B1 (ja) サブマージアーク溶接用メタルコアードワイヤおよびそれを用いたサブマージアーク溶接方法
KR20230070296A (ko) 용접 이음매 및 그 제조 방법
WO2022131333A1 (ja) Ｔｉｇ溶接用溶加材およびそれを用いた溶接継手部の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20220607

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20220607

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220823

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20220922

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20221101

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20221114

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7188646

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150