WO2010055788A1 - 溶接金属 - Google Patents

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WO2010055788A1
WO2010055788A1 PCT/JP2009/068781 JP2009068781W WO2010055788A1 WO 2010055788 A1 WO2010055788 A1 WO 2010055788A1 JP 2009068781 W JP2009068781 W JP 2009068781W WO 2010055788 A1 WO2010055788 A1 WO 2010055788A1
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WO
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mass
less
weld metal
oxide
flux
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Application number
PCT/JP2009/068781
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English (en)
French (fr)
Inventor
喜臣 岡崎
斉 石田
武史 日高
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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Publication date
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    • 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
    • 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
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/368—Selection of non-metallic compositions of core materials either alone or conjoint with selection of soldering or welding materials
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a weld metal formed by gas shielded arc welding using a flux-cored wire, and particularly to a high-strength weld metal excellent in low-temperature toughness.
  • Steel materials used in structures have become increasingly stronger in recent years, and higher strength is also desired for joints that join steel materials.
  • the weld metal joined with such structural materials is also required to have good toughness in a low temperature environment at a level of ⁇ 40 ° C. or lower.
  • the weld metal cannot increase the toughness by heat treatment, the low temperature toughness of the weld metal is inferior to the low temperature toughness of the steel material.
  • the present inventors are also carrying out various studies in order to improve the low temperature toughness of the weld metal.
  • the present inventors have found that if the component composition of the weld metal is strictly defined, the weld metal can be strengthened and the low-temperature toughness can be improved (Patent Document 1).
  • Patent Document 1 this technique mainly improves the characteristics of a weld metal obtained by gas shielded arc welding using a wire that does not form slag during welding (for example, a solid wire).
  • the present invention has been made in view of such a situation, and an object of the present invention is to make the strength of a weld metal formed by gas shielded arc welding using a flux-cored wire at 700 MPa or more and at ⁇ 60 ° C. It is to provide a weld metal having excellent low temperature toughness.
  • the present inventors made extensive studies to achieve both the strength of weld metal formed by gas shielded arc welding using a flux-cored wire and further low temperature toughness. .
  • the present inventors have made the oxide composition formed in the weld metal while controlling the component composition of the weld metal more strictly than the technique of Patent Document 2.
  • the present inventors have found that it is important to appropriately control the internal state to make the bainite structure fine, and thus completed the present invention.
  • the weld metal according to the present invention is a weld metal formed by gas shielded arc welding using a flux-cored wire, mainly composed of Fe, C: 0.02 to 0.12% by mass, Si: 0.1 to 1.0 mass%, Mn: 0.5 to 3.0 mass%, Al: 0.002 to 0.03 mass%, NI: 0.5 to 3.5 mass%, Ti: 0.0.
  • 80% or more of oxides in the number ratio are crystalline containing Ti And enclosing the amorphous oxide containing an oxide and / or Si, a maximum diameter more oxide 1 ⁇ m are suppressed to the observation field of view 1 mm 2 0.99 per below, the weld metal section of tissue
  • the average size of the bainite structure observed in is 2.0 ⁇ m or less.
  • Cu 2.0% by mass or less (not including 0% by mass)
  • Nb 0.2% by mass or less (not including 0% by mass)
  • V It is preferable to include at least one selected from the group consisting of 0.2% by mass or less (excluding 0% by mass).
  • Mo 1.0% by mass or less (not including 0% by mass)
  • Cr 2.0% by mass or less (not including 0% by mass)
  • B It is preferable to include at least one selected from the group consisting of 0.010% by mass or less (not including 0% by mass).
  • the present invention by strictly adjusting the component composition of the weld metal and appropriately controlling the form of the oxide in the weld metal, high strength of 700 MPa or more and low temperature toughness in the ⁇ 60 ° C. region. It is possible to provide an excellent weld metal. Since the weld metal of the present invention is obtained by using a flux-cored wire at the time of welding, welding in all positions is possible at the time of welding, and welding workability is improved.
  • the weld metal of the present invention is characterized in that oxides are properly dispersed. That is, in the flux-cored wire, an oxide such as Ti, Si, Mn, or Al is added to the flux or the like in order to form slag on the surface of the weld metal during welding. Therefore, generally more oxide is produced in the weld metal obtained by gas shielded arc welding using the flux-cored wire than in the weld metal obtained by gas shielded arc welding using the solid wire. It will be. Therefore, there is a considerable difference in the amount of oxide generated in the weld metal between the weld metal obtained using the solid wire and the weld metal obtained using the flux-cored wire.
  • fine oxides are appropriately dispersed, the internal state of the fine oxides is appropriately controlled, and generation of coarse oxides is suppressed as much as possible. This is very important.
  • fine oxides form the nuclei of the bainite structure to improve low-temperature toughness and low-temperature toughness due to the formation of coarse oxides. Deterioration can be prevented.
  • the said oxide means oxides, such as Ti, Si, Mn, and Al, or the complex oxide containing these elements.
  • Ti oxides include Ti 2 O 3 , Si oxides such as SiO 2 , Mn oxides such as MnO and MnO 2 , and Al oxides such as Al 2 O 3 .
  • the composite oxide include oxides containing Ti and Mn (for example, (MnTi) O 3 and the like).
  • the fine oxide is an oxide having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m, and such an oxide serves as a nucleus for forming a bainite structure.
  • Oxide having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m needs to be 10 ⁇ 10 3 to 500 ⁇ 10 3 per 1 mm 2 of the visual field when the cross section of the weld metal is observed with an electron microscope. .
  • the number of such oxides is less than 10 ⁇ 10 3 , the amount of oxide produced is small, the generation of acicular ferrite is not promoted, and the low temperature toughness cannot be improved.
  • the number of such oxides is preferably 50 ⁇ 10 3 or more, more preferably 100 ⁇ 10 3 or more. However, if the number of oxides exceeds 500 ⁇ 10 3 , the amount of oxides generated increases and void connection is facilitated, so that low temperature toughness deteriorates.
  • the number of such oxides is preferably 450 ⁇ 10 3 or less, more preferably 400 ⁇ 10 3 or less.
  • the number of fine oxides is 5000 times using a scanning electron microscope, measured by observing five observation field ranges of 400 ⁇ m 2 in different regions, and averaging the measured values per 1 mm 2 . Convert and calculate.
  • the coarse oxide is an oxide having a maximum diameter of 1 ⁇ m or more, and even if such an oxide is formed, it does not form a nucleus for acicular ferrite, but adversely affects low temperature toughness.
  • the oxide having the maximum diameter of 1 ⁇ m or more needs to be suppressed to 150 or less per 1 mm 2 of the observation visual field.
  • the number of such oxides is acceptable up to 150, but is preferably as small as possible.
  • the number of oxides having a maximum diameter of 1 ⁇ m or more is preferably 140 or less, more preferably 130 or less, and still more preferably 120 or less.
  • the number of coarse oxides was measured by observing five places the scope of the observation field of view 1 mm 2 at 1000 times using a scanning electron microscope in different regions, calculated by averaging the measured values.
  • the position observed with an electron microscope will not be specifically limited if it is a cross section of a weld metal.
  • the oxide is appropriately dispersed.
  • the internal state of the oxide having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m and bainite. It is important to strictly control the size of the tissue.
  • oxides having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m in the number ratio is a crystalline oxide containing Ti and / or an amorphous oxide containing Si. Adjust to include the object. As a result, it is important that the average size of the bainite structure is 2.0 ⁇ m or less. The reason for such control is as follows. Considering the mechanism for promoting intragranular transformation, oxides that reduce both the interfacial energy between bainite and oxide and the interfacial energy between bainite and austenite are effective as transformation nuclei. And if many such effective oxides are produced
  • an oxide that exhibits a behavior of liquefying in high temperature austenite and crystallizing in the subsequent cooling process.
  • Such an oxide is an oxide having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m, and includes a crystalline oxide containing Ti and / or an amorphous oxide containing Si It is.
  • An oxide having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m and including a crystalline oxide containing Ti and / or an amorphous oxide containing Si has a maximum diameter of 0.1.
  • the bainite structure is uniformly refined and the average size becomes 2.0 ⁇ m or less.
  • the weld metal can exhibit sufficient toughness even at a low temperature of ⁇ 60 ° C.
  • an oxide having a maximum diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m and containing a crystalline oxide containing Ti and / or an amorphous oxide containing Si is a transmission electron.
  • TEM Transmission Electron Microscope
  • components such as Si and Ti are analyzed by EDX (Energy Dispersive X-ray spectrometer) and identified as amorphous or crystalline by diffraction pattern analysis. The number of oxides including the crystalline oxide and / or the amorphous oxide containing Si and the other oxides are counted. The size of the bainite structure was calculated by EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) analysis of FE-SEM. The crystal orientation analysis is performed for an area range of about 10,000 ⁇ m 2 , the minor axis is measured with a bainite structure surrounded by a boundary having an orientation difference of 15 ° or more as one structural unit, and measured over the entire observation area range.
  • EDX Electronic Dispersive X-ray spectrometer
  • the average value was calculated for all bainite structures.
  • the ratio of the number of oxides including a crystalline oxide containing Ti and / or an amorphous oxide containing Si is less than 80%, the size of the bainite structure becomes non-uniform, and the average size Becomes over 2.0 ⁇ m and the toughness decreases.
  • the weld metal of the present invention is mainly composed of Fe.
  • C 0.02 to 0.12% by mass
  • Si 0.1 to 1.0% by mass
  • Mn 0.5 ⁇ 3.0 mass%
  • Al 0.002 to 0.03 mass%
  • Ni 0.5 to 3.5 mass%
  • Ti 0.005 to 0.20 mass%
  • O 0.03 to 0 0.08% by mass
  • N 0.01% by mass or less. The reason for setting these ranges will be described below.
  • C is an element indispensable for ensuring the strength of the weld metal, and needs to be contained in an amount of 0.02% by mass or more.
  • C is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% by mass or more.
  • C exceeds 0.12% by mass, the formation of a hard structure is increased, the strength of the weld metal is excessively increased, and the low temperature toughness is deteriorated. Therefore, the C content needs to be suppressed to 0.12% by mass or less.
  • C is preferably 0.10% by mass or less, more preferably 0.09% by mass or less.
  • Si 0.1 to 1.0% by mass>
  • Si is an element having a deoxidizing action and cleans the weld metal.
  • the ferrite is strengthened by solid solution.
  • Si needs to be contained by 0.1% by mass or more.
  • Si is preferably 0.15% by mass or more, more preferably 0.2% by mass or more.
  • Si exceeds 1.0% by mass, the strength of the weld metal is excessively increased and low temperature toughness is decreased.
  • Si generates a hard second phase and causes the low temperature toughness of the weld metal to deteriorate.
  • Si is preferably 0.8% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or less.
  • Mn is an element indispensable for ensuring the strength of the weld metal and the low temperature toughness at the ⁇ 60 ° C. level.
  • Mn is contained in an amount of 0.5% by mass or more.
  • Mn is preferably 0.8% by mass or more, more preferably 1% by mass or more.
  • Mn also causes a decrease in low-temperature toughness due to the formation of a hard second phase by segregation.
  • Mn is preferably 2.8% by mass or less, more preferably 2.5% by mass or less.
  • Al cleans the weld metal by deoxidation.
  • Al constitutes an amorphous oxide together with Si.
  • Al is contained by 0.002 mass% or more.
  • Al is preferably 0.003% by mass or more. However, when Al exceeds 0.03% by mass, a coarse oxide is formed in the weld metal.
  • Al is preferably 0.02% by mass or less, more preferably 0.01% by mass or less, and still more preferably 0.008% by mass or less.
  • Ni like Mn, is an important element for ensuring the strength and toughness of the weld metal, and particularly effectively acts to improve low-temperature toughness. In order to exert such an action, Ni needs to be contained by 0.5% by mass or more. Ni is preferably 0.75% by mass or more, more preferably 1% by mass or more. However, if Ni exceeds 3.5 mass%, the hardenability increases and the low temperature toughness of the weld metal is deteriorated, so the Ni content is suppressed to 3.5 mass% or less. Ni is preferably 3.0% by mass or less, more preferably 2.5% by mass or less.
  • Ti is important as an element that forms an oxide serving as a nucleus for generating a bainite structure in the weld metal.
  • the Ti content should be 0.005% by mass or more.
  • Ti is preferably 0.01% by mass or more, more preferably 0.03% by mass or more.
  • TiC carbide
  • O oxygen
  • Oxgen is an extremely important element for generating an oxide that forms a nucleation of a bainite structure in the weld metal to enhance low-temperature toughness.
  • O is preferably 0.04% by mass or more.
  • O is preferably 0.07% by mass or less, more preferably 0.06% by mass or less.
  • the weld metal of the present invention contains the above element as an essential component, but N is further limited to 0.01% by mass or less (including 0% by mass). N is preferably dissolved as much as possible because it dissolves in the weld metal and degrades the low temperature toughness due to the strain aging effect. For this reason, the upper limit of N is defined as 0.01% mass. N is more preferably 0.009% by mass or less, and still more preferably 0.008% by mass or less. In addition, it is preferable that the element shown to the following (a) and (b) is further included in the weld metal of this invention as another element as needed.
  • Cu 2.0% by mass or less (excluding 0% by mass)
  • Nb 0.2% by mass or less (not including 0% by mass)
  • V 0.2% by mass or less (0% by mass)
  • At least one selected from the group consisting of Cu, Nb, and V is an element that further improves the strength of the weld metal. These elements can be contained alone or in combination of two or more selected arbitrarily. The reason for specifying such a range is as follows.
  • Cu 2.0 mass% or less (excluding 0 mass%)
  • Cu has the same action as Ni, and can increase the strength without impairing the low temperature toughness of the weld metal. Such an effect is exhibited by addition of a small amount of Cu.
  • Cu is preferably contained in an amount of 0.005% by mass or more, and more preferably 0.01% by mass or more.
  • the Cu content is preferably suppressed to 2.0 mass% or less.
  • Cu is more preferably 1.8% by mass or less, and still more preferably 1.7% or less.
  • Nb and V are effective elements for improving the hardenability of the weld metal and improving the strength by adding a small amount.
  • Nb content exceeds 0.2% by mass or the V content exceeds 0.2% by mass, carbides precipitate in the weld metal and deteriorate the low temperature toughness. Therefore, it is preferable to suppress the Nb content to 0.2% by mass or less and the V content to 0.2% by mass or less.
  • the Nb content is more preferably 0.15% by mass or less, and still more preferably 0.1% by mass or less.
  • the V content is more preferably 0.15% by mass or less, and still more preferably 0.1% by mass or less.
  • the total content is preferably 0.3% by mass or less, more preferably 0.2% by mass or less, and still more preferably 0.1% by mass or less.
  • At least one selected from the group consisting of Mo, Cr, and B are elements that further improve the low temperature toughness of the weld metal. These elements can be contained alone or in combination of two or more selected arbitrarily. The reasons for defining these ranges are as follows.
  • Mo is an element that refines the structure of the weld metal and improves the low-temperature toughness, and has an effect of suppressing the generation of ferrite from the grain boundary, and can increase the strength of the weld metal. Mo also has the effect of increasing the softening resistance due to tempering. Such an effect is exhibited by addition of a small amount of Mo, but Mo is preferably contained in an amount of 0.01% by mass or more, and more preferably 0.05% by mass or more. However, if Mo exceeds 1.0 mass%, the strength of the weld metal becomes too high and the low-temperature toughness deteriorates, so the upper limit is made 1.0 mass%. Mo is more preferably 0.8% by mass or less, and still more preferably 0.7% by mass or less.
  • Cr 2.0 mass% or less (excluding 0 mass%) Cr has the effect of enhancing the hardenability of the weld metal to suppress the formation of ferrite from the grain boundaries, and refining the structure to improve the low temperature toughness. Such an effect is exhibited by addition of a small amount of Cr, but Cr is preferably contained in an amount of 0.01% by mass or more. Cr is more preferably 0.02% by mass or more, and still more preferably 0.03% by mass or more. However, if the Cr content exceeds 2.0% by mass, the strength of the weld metal becomes too high and the low temperature toughness is deteriorated, so the upper limit is made 2.0% by mass. Cr is preferably 1.8% by mass or less, and more preferably 1.5% by mass or less.
  • B 0.010% by mass or less (excluding 0% by mass)
  • B is an element that has an effect of fixing N dissolved in the weld metal and an effect of suppressing the formation of ferrite from the grain boundary, and is an element that contributes to improvement of low temperature toughness.
  • Such an effect is exhibited by addition of a small amount of B, but B is preferably contained in an amount of 0.0005% by mass or more, and more preferably 0.001% by mass or more.
  • B exceeds 0.010% by mass, the formation of a bainite structure is hindered, and the low temperature toughness is deteriorated to easily cause weld cracking. Therefore, the B content is preferably suppressed to 0.010% by mass or less.
  • B is more preferably 0.008% by mass or less, and still more preferably 0.005% by mass or less.
  • the component composition of the weld metal of the present invention is as described above, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities include As, Sb, and Sn.
  • the weld metal of the present invention satisfies the above component composition range, and the oxide is appropriately dispersed in the weld metal.
  • the formation method of a weld metal is not specifically limited, The following method is employable.
  • a flux-cored wire may be used during gas shielded arc welding, and the component composition of the flux-cored wire may be appropriately controlled.
  • the flux-cored wire contains 0.40% by mass or more of Mg with respect to the mass of the entire flux-cored wire, and Ti, Si, Mn, and Al (hereinafter sometimes referred to as oxide-forming elements) contained in the flux-cored wire. It is important that the balance is properly adjusted.
  • Mg is an element that acts as a deoxidizer and acts to control the form of oxide generated in the weld metal. If Mg is less than 0.40% by mass, the deoxidation of the weld metal during welding is insufficient and a large amount of oxide is formed, and as a result of the oxide agglomerating and coarsening, the low temperature toughness cannot be increased. . Mg is preferably contained in an amount of 0.43% by mass or more, more preferably 0.45% by mass or more.
  • the portion where Mg is added to the flux-cored wire is not particularly limited, and may be contained in a steel outer shell (hoop) or may be contained in the flux.
  • the form of adding Mg is not particularly limited, and it may be added as metal Mg or may be added as a compound such as MgO.
  • the Z value is more preferably 110 or more, and still more preferably 130 or more. However, when the Z value exceeds 220, the amount of oxide formed in the weld metal increases, and the oxides aggregate to increase the amount of coarse oxide, so that the low temperature toughness of the weld metal deteriorates.
  • the Z value is more preferably 210 or less, and even more preferably 200 or less.
  • [Ti], [Si], [Mn], and [Al] mean the total amount (% by mass) of each element contained in the entire flux-cored wire.
  • the flux-cored wire is composed of a steel outer shell (hoop) and a flux, and both of them contain Ti, Si, Mn, and Al as individual elements or as compounds such as TiO 2 and SiO 2 .
  • the total amount is obtained by converting the elements contained in these compounds. Specifically, for [Ti], a value obtained by adding a value obtained by calculating a Ti element equivalent amount from a compound amount such as TiO 2 to a blending amount as a Ti element is substituted.
  • [Si] a value obtained by adding a value obtained by calculating the equivalent amount of Si element from the amount of compound such as SiO 2 to the blending amount as Si element is substituted.
  • [Mn] a value obtained by adding a value obtained by calculating the equivalent amount of Mn element from the amount of compound such as MnO or MnO 2 to the blending amount as Mn element is substituted.
  • [Al] a value obtained by adding a value obtained by calculating the equivalent amount of Al element from the amount of compound such as AlO 2 to the blending amount as Al element is substituted.
  • [Ti], [Si], [Mn], and [Al] may be added to the flux-cored wire within a range that satisfies the Z value. Specifically, [Ti] is 6.0% by mass or less (not including 0% by mass), [Si] is 1.4% by mass or less (not including 0% by mass), and [Mn] is 3.8%. What is necessary is just to mix
  • the flux-cored wire is adjusted in the amount of Mg, Ti, Si and Al, contains SiO 2 in an amount of 0.15% by mass or more, and contains flux so that TiO 2 / SiO 2 is 18-30.
  • What has been prepared may be used, and the remaining component composition is not particularly limited. What is necessary is just to mix
  • C is 0.15% by mass or less (not including 0% by mass)
  • Ni is 3.7% by mass or less (not including 0% by mass)
  • Cu is 2.1% by mass or less (0% by mass).
  • Nb is 0.25% by mass or less (including 0% by mass)
  • V is 0.25% by mass or less (including 0% by mass)
  • Mo is 1.3% by mass or less (0% by mass).
  • Cr may be blended in a range of 2.1 mass% or less (including 0 mass%) and B in a range of 0.012 mass% or less (including 0 mass%).
  • the Z value may be adjusted to be low.
  • the ratio of the CO 2 gas is lowered, the amount of oxygen generated in the weld metal is reduced, so that the amount of oxide produced is reduced. Therefore, in such a case, the Z value may be adjusted higher.
  • the oxide tends to be coarsened. Therefore, the Z value may be adjusted to be low.
  • the weld metal of the present invention that satisfies the above requirements has a high strength of 700 MPa or more and excellent low-temperature toughness in the ⁇ 60 ° C. region, so that it can be used in, for example, marine structures, liquefied gas tanks, line pipes, etc. Can be suitably used as a weld metal when welding the structure used in the above.
  • the steel materials were gas shielded arc welded together to form a weld metal.
  • Table 1 shows the component composition of the flux-cored wire (the balance is Fe and inevitable impurities).
  • the component composition of the flux-cored wire shown in Table 1 is a combination of the sheath and flux component compositions. About Ti, Si, Mn, and Al, the total amount of each element contained in the flux-cored wire is shown.
  • a parameter value (Z value) is calculated from the amounts of Ti, Si, Mn, and Al using the equation (1), and is shown in Table 1.
  • the steel material a steel plate having a thickness of 20 mm and a groove shape of 45 ° V-shaped groove was used, and the steel materials were welded to each other.
  • the welding conditions were welding current: 280 A, voltage: 28-30 V, welding speed: about 30 cm / min, and 6-layer 12-pass gas shielded arc welding was performed.
  • As the shielding gas a mixed gas in which CO 2 and Ar were mixed at a volume ratio of 20% by volume: 80% by volume was used. Table 2 shows the component composition of the obtained weld metal.
  • the number and size of oxides contained in the obtained weld metal, and the maximum diameter is 0.1 ⁇ m or more and less than 1 ⁇ m, and contains a crystalline oxide and / or Si containing Ti.
  • the ratio of the oxide including the amorphous oxide, the average size of the bainite structure, and the like were measured by the procedure described above. Table 2 shows the calculation results. Although the number of oxides having a maximum diameter of 1 ⁇ m or more is not described in Table 2, such oxides are suppressed to 150 or less in terms of 1 mm 2 observation field in any sample.
  • Tensile properties were evaluated by measuring tensile strength (TS) by a tensile test. A tensile strength (TS) of 700 MPa or more is considered acceptable. The measurement results are shown in Table 2. The yield strength (YS) was also measured and shown in Table 2 as a reference value.
  • No. Examples 1 to 12 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, have high strength (TS) of 700 MPa or more, and have good low-temperature toughness of absorbed energy at ⁇ 60 ° C. of 80 J or more. ing.
  • no. Nos. 13 to 20 are examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and the low-temperature toughness is inferior.
  • No. No. 20 is an example corresponding to the technique of Patent Document 2 and exhibits sufficient toughness at ⁇ 40 ° C.
  • the toughness at ⁇ 60 ° C. does not reach 80 J, which is the acceptance criterion in the present invention.

Abstract

　本発明は、フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属の強度を７００ＭＰａ以上とすると共に、－６０℃の低温域での靭性にも優れた溶接金属を提供する。本発明の溶接金属は、Ｆｅを主体とし、Ｃ：０．０２～０．１２質量％、Ｓｉ：０．１～１．０質量％、Ｍｎ：０．５～３．０質量％、Ａｌ：０．００２～０.０３質量％、Ｎｉ：０．５～３．５質量％、Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、Ｏ：０．０３～０．０８質量％をそれぞれ含むと共に、Ｎ：０．０１質量％以下に制限し、かつ、酸化物を所定の条件で含有し、溶接金属の組織において観察されるベイナイト組織の平均サイズが２．０μｍ以下であることを特徴とする。

Description

溶接金属
　本発明は、フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成された溶接金属に関するものであり、特には低温靭性に優れた高強度溶接金属に関する。
　構造物に使用される鋼材は近年益々高強度化しており、鋼材同士を接合する接合部にも高強度化が望まれている。鋼材同士を接合する方法は種々存在し、一般には溶接が用いられる。そのため、鋼材同士を溶接したときに形成される溶接金属についても高強度化が求められており、７００ＭＰａ以上の強度レベルが要求されることがある。
　ところで、海洋構造物や液化ガスタンク、ラインパイプなど、低温環境下で使用される構造物の素材としては、高強度の他に、例えば－４０℃以下のレベルでの低温環境下においても靭性が良好であることが強く求められている（以下、低温靭性という）。そのためこうした構造物用の素材を接合した溶接金属もまた、－４０℃以下のレベルでの低温環境下における良好な靭性を有することが求められる。ところが、溶接金属は鋼材と異なり、熱処理することで靭性を高めることはできないため、該溶接金属の低温靭性は鋼材の低温靭性よりも劣っているのが現状である。
　こうした溶接金属の低温靭性は、該溶接金属の組織に大きく影響を受けることが知られている。低温靭性を改善する方法としては、旧γ粒内から核生成した微細なベイナイト組織（アシキュラーフェライト（acicular ferrite）とも呼ばれる。以下では、ベイナイト組織と記述する）を生成することが有効であることも知られている。
　本発明者らも、溶接金属の低温靭性を改善するために種々の検討を進めている。その研究の一環として、本発明者らは、溶接金属の成分組成を厳密に規定すれば、溶接金属を高強度化し、かつ低温靭性を改善できることを見出した（特許文献１）。しかしこの技術は、主に溶接時にスラグを形成しないワイヤ（例えば、ソリッドワイヤ）を用いてガスシールドアーク溶接して得られた溶接金属の特性を向上させるものである。こうした技術を、溶接時にスラグを形成するワイヤ（例えば、フラックス入りワイヤ）を用いて得られた溶接金属の特性向上に適用しようとしても、溶接金属の強度と低温靭性は充分に改善できない。
　ところで、ガスシールドアーク溶接時にソリッドワイヤ等を用いると、溶接時に溶接金属表面にスラグが殆ど生成しないため、全姿勢溶接できない。これに対し、溶接時にスラグを形成するフラックス入りワイヤを用いると、溶接時に溶接金属表面にスラグが形成されるため全姿勢溶接できるようになる。そのため、溶接にはフラックス入りワイヤを用いることが望まれている。しかし上述したように、フラックス入りワイヤを用いて得られた溶接金属の強度と低温靭性は満足できるものではなく、改善が求められていた。
　このような状況から、本発明者らは、先に特許文献２の技術も提案している。この技術によれば、－４０℃の低温においては十分な靭性が発揮されうる。
　しかし、近年ではさらに一層の低温靭性（－６０℃程度の低温での低温靭性）が求められるようになってきており、特許文献２の技術によっても、－６０℃程度の低温では未だ要求される低温靭性に達していなかった。
日本国公開特許公報：２００４－３１５９６２ 日本国公開特許公報：２００６－７５６３４
　本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属の強度を７００ＭＰａ以上とすると共に、－６０℃での低温靭性にも優れた溶接金属を提供することである。
　本発明者らは、特許文献２の技術を参考にして、フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接して形成された溶接金属の強度と一層の低温靭性の両立を図るべく鋭意検討を重ねた。その結果、本発明者らは、低温靭性をさらに改善するには、溶接金属の成分組成を特許文献２の技術よりも更に厳密に制御しつつ、溶接金属内に形成される酸化物の形態に加えて内部状態まで適切に制御し、ベイナイト組織を微細にすることが重要であることを見出し、本発明を完成した。
　すなわち、本発明に係る溶接金属とは、フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成された溶接金属であって、Ｆｅを主体とし、Ｃ：０．０２～０．１２質量％、Ｓｉ：０．１～１．０質量％、Ｍｎ：０．５～３．０質量％、Ａｌ：０．００２～０.０３質量％、ＮＩ：０．５～３．５質量％、Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、Ｏ：０．０３～０．０８質量％をそれぞれ含むと共に、Ｎ：０．０１質量％以下に制限し、かつ前記溶接金属断面を電子顕微鏡で観察したときに、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満である酸化物が、観察視野１ｍｍ２あたり１０×１０３～５００×１０３個存在し、前記最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物のうち、個数割合で８０％以上の酸化物が、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包しており、最大径が１μｍ以上の酸化物が観察視野１ｍｍ２あたり１５０個以下に抑えられており、前記溶接金属断面の組織において観察されるベイナイト組織の平均サイズが２．０μｍ以下であることを特徴とする。
　溶接金属の強度を一層向上させるには、さらに、Ｃｕ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、およびＶ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましい。
　溶接金属の低温靭性を一層改善するには、さらに、Ｍｏ：１．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）、およびＢ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含むことが好ましい。
　本発明によれば、溶接金属の成分組成を厳密に調整すると共に、溶接金属内の酸化物の形態を適切に制御することによって、７００ＭＰａ以上の高強度で、かつ－６０℃域での低温靭性に優れた溶接金属を提供できる。本発明の溶接金属は、溶接時にフラックス入りワイヤを用いることにより得られるため、溶接時に全姿勢溶接が可能となり、溶接作業性が改善される。
　本発明の溶接金属は、酸化物が適正に分散しているところに特徴がある。すなわち、フラックス入りワイヤは溶接時に溶接金属の表面にスラグを形成するために、フラックス等にＴｉやＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の酸化物が配合される。そのため、フラックス入りワイヤを用いてガスシールドアーク溶接して得られた溶接金属中には、ソリッドワイヤを用いてガスシールドアーク溶接して得られた溶接金属中よりも一般に多くの酸化物が生成することになる。従って、ソリッドワイヤを用いて得られた溶接金属とフラックス入りワイヤを用いて得られた溶接金属では、溶接金属内に生成している酸化物量にはかなりの差がある。
　そこで、本発明に係る溶接金属は、微細な酸化物が適当に分散していると共に、当該微細な酸化物の内部状態が適切に制御され、かつ粗大な酸化物の生成が極力抑えられていることが重要である。溶接金属中の酸化物の形態・内部状態をバランスよく制御することによって、微細な酸化物がベイナイト組織の生成核となって低温靭性が改善され、粗大な酸化物が生成することによる低温靭性の劣化を防止できる。
　上記酸化物は、ＴｉやＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ等の酸化物、またはこれらの元素を含む複合酸化物を意味する。Ｔｉの酸化物としては例えばＴｉ２Ｏ３、Ｓｉの酸化物としては例えばＳｉＯ２、Ｍｎの酸化物としては例えばＭｎＯやＭｎＯ２、Ａｌの酸化物としては例えばＡｌ２Ｏ３などが挙げられる。複合酸化物としては、例えばＴｉとＭｎを含む酸化物（例えば、（ＭｎＴｉ）Ｏ３など）が挙げられる。
　なお、上記特許文献２に記載されているように、フラックス入りワイヤには酸化物が多く含まれるため、溶接時にフラックス入りワイヤを用いると、溶接金属中の酸素源が多くなる。そのため溶接金属中では、まず脱酸力の強いＴｉが酸素と結合して酸化物を形成し、これが粗大な酸化物に成長する。溶接金属中のＴｉが脱酸によって消費された後にも、溶接金属中には酸素が残存する。この残存する酸素は、ＳｉやＭｎ、Ａｌ等を結合して微細な酸化物を形成するため、このような微細な酸化物もベイナイト組織の生成核となるのである。つまり、溶接金属中の酸素源が少ない場合には、主にＴｉによる脱酸のみが進行し、Ｔｉを含まない酸化物は殆ど生成しないが、溶接時にスラグを形成するフラックス入りワイヤを用いた場合には、溶接金属中の酸素源が多くなるため、Ｔｉを含まない酸化物も多く生成するのである。
　従って、溶接金属内に生成している個々の酸化物についてその成分組成を測定したところ、粗大な酸化物はＴｉを含むものが多いが、微細な酸化物にはＴｉを含むものと含まないものが混在していた。
　上記微細な酸化物とは、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物であり、このような酸化物が、ベイナイト組織の生成核となる。最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物は、溶接金属の断面を電子顕微鏡で観察したときに、観察視野１ｍｍ２あたり１０×１０３～５００×１０３個存在している必要がある。
　このような酸化物が１０×１０３個未満では、酸化物の生成量が少なく、アシキュラーフェライトの生成が促進されず、低温靭性を改善できない。このような酸化物は、好ましくは５０×１０３個以上、より好ましくは１００×１０３個以上である。しかし、当該酸化物が５００×１０３個を超えると、酸化物の生成量が多くなり、ボイドの連結を容易にしてしまうため却って低温靭性が劣化する。このような酸化物は、好ましくは４５０×１０３個以下、より好ましくは４００×１０３個以下である。
　微細な酸化物の個数は、走査型電子顕微鏡を用いて、５０００倍で、観察視野４００μｍ２の範囲を異なる領域で５箇所観察して測定し、測定した値を平均したものを１ｍｍ２あたりに換算して算出する。
　一方、上記粗大な酸化物とは、最大径が１μｍ以上の酸化物であり、こうした酸化物が生成してもアシキュラーフェライトの生成核とならず、かえって低温靭性に悪影響を及ぼす。最大径が１μｍ以上の酸化物は、溶接金属の断面を電子顕微鏡で観察したときに、観察視野１ｍｍ２あたり１５０個以下に抑えられている必要がある。このような酸化物は１５０個までであれば許容できるが、できるだけ少ない方が好ましい。最大径が１μｍ以上の酸化物は好ましくは１４０個以下、より好ましくは１３０個以下、更に好ましくは１２０個以下である。
　粗大な酸化物の個数は、走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍で観察視野１ｍｍ２の範囲を異なる領域で５箇所観察して測定し、測定した値を平均して算出する。なお、電子顕微鏡で観察する位置は、溶接金属の断面であれば特に限定されない。
　本発明の溶接金属は、上記酸化物が適正に分散したものであるが、溶接金属の低温靭性を更に向上させるために、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物の内部状態及びベイナイト組織のサイズを厳密に制御することが重要である。すなわち、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物のうちの個数割合で８０％以上の酸化物が、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包するように調整する。この結果、ベイナイト組織の平均サイズを２．０μｍ以下とすることが重要である。
　このような制御をする理由は以下のとおりである。粒内変態の促進メカニズムを考えると、ベイナイトと酸化物間の界面エネルギーと、ベイナイトとオーステナイト間の界面エネルギーとの両方を低下させる酸化物が、変態核として効果的である。そして、このような効果的な酸化物を多数生成させれば、結果としてベイナイト組織が微細になる。この観点で、高温のオーステナイトにおいては液体化し、その後の冷却過程において結晶化する挙動を示す酸化物が有効であると考えられる。
　このような酸化物が、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物であって、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包するものである。最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満であって、かつ、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および/またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物が、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物全体に対して個数割合で８０％以上であるとき、ベイナイト組織は均一に微細化して、平均サイズが２．０μｍ以下となる。これにより溶接金属が、－６０℃の低温でも十分な靭性を発揮しうるようになる。
　なお、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満であって、かつ、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscope）を用いて、約２５μｍ２の面積範囲を異なる領域で１０ヶ所測定して算出したものである。複合形態については、Ｓｉ、Ｔｉなどの成分はＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectrometer：エネルギー分散型Ｘ線分析装置）によって分析し、ディフラクションパターン解析によって非晶質か結晶質か同定し、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物とそれ以外の酸化物の個数をカウントする。
　また、ベイナイト組織のサイズは、ＦＥ－ＳＥＭのＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）解析によって算出した。約１００００μｍ２の面積範囲について結晶方位解析を行ない、１５°以上の方位差を持つ境界で囲まれたベイナイト組織を一つの組織単位として、その短径を測定し、前記観察面積範囲全体で測定された全てのベイナイト組織を対象に平均値を算出した。
　Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物の個数割合が８０％に満たない場合は、ベイナイト組織のサイズが不均一となり、平均サイズが２．０μｍを超えるようになって靭性が低下する
　本発明の溶接金属の強度を向上させ、低温靭性も確保するため成分組成も厳密に調整することが重要である。すなわち、本発明の溶接金属はＦｅを主体とするものであり、必須成分として、Ｃ：０．０２～０．１２質量％、Ｓｉ：０．１～１．０質量％、Ｍｎ：０．５～３．０質量％、Ａｌ：０．００２～０．０３質量％、Ｎｉ：０．５～３．５質量％、Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、Ｏ：０．０３～０．０８質量％をそれぞれ含有すると共に、Ｎ：０．０１質量％以下に制限されるものである。これらの範囲を定めた理由を以下説明する。
＜Ｃ：０．０２～０．１２質量％＞
　Ｃは、溶接金属の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、０．０２質量％以上含有される必要がある。Ｃは好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５質量％以上である。しかしＣが０．１２質量％を超えると硬質組織の生成を増加させて溶接金属の強度が過度に上昇し、低温靭性の劣化を招くので、Ｃ含有量は０．１２質量％以下に抑える必要がある。Ｃは好ましくは０．１０質量％以下、より好ましくは０．０９質量％以下である。
＜Ｓｉ：０．１～１．０質量％＞
　Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であり、溶接金属を清浄化する。またＳｉが溶接金属内に歩留まった場合は、フェライトを固溶強化させる。こうした効果を発揮させるには、Ｓｉは０．１質量％以上含有される必要がある。Ｓｉは好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２質量％以上である。しかしＳｉが１．０質量％を超えると、溶接金属の強度が過度に上昇して低温靭性が低下する原因となる。また、Ｓｉは硬質の第二相を生成させて溶接金属の低温靭性を劣化させる原因となる。Ｓｉは好ましくは０．８質量％以下であり、より好ましくは０．５質量％以下である。
＜Ｍｎ：０．５～３．０質量％＞
　Ｍｎは、溶接金属の強度および－６０℃レベルでの低温靭性を確保するために欠かせない元素である。このような効果を発揮させるために、Ｍｎは０．５質量％以上含有される。Ｍｎは好ましくは０．８質量％以上、より好ましくは１質量％以上である。しかしＭｎが３．０質量％を超えると、焼入性が増大し過ぎて却って低温靭性を低下させる。また、Ｍｎは、偏析により硬質の第二相が生成することによっても低温靭性の低下を招く。Ｍｎは好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下である。
＜Ａｌ：０．００２～０．０３質量％＞
　Ａｌは脱酸作用により溶接金属を清浄にする。また、Ａｌは、Ｓｉとともに非晶質の酸化物を構成する。こうした効果を発揮させるために、Ａｌは０．００２質量％以上含有される。Ａｌは好ましくは０．００３質量％以上である。しかし、Ａｌが０．０３質量％を超えると、溶接金属内に粗大な酸化物を形成するようになる。Ａｌは好ましくは０．０２質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下、更に好ましくは０．００８質量％以下である。 
＜Ｎｉ：０．５～３．５質量％＞
　Ｎｉは、Ｍｎと同様に、溶接金属の強度および靭性を確保するうえで重要な元素であり、特に低温靭性の向上に有効に作用する。こうした作用を発揮させるには、Ｎｉは０．５質量％以上含有される必要がある。Ｎｉは好ましくは０．７５質量％以上、より好ましくは１質量％以上である。しかし、Ｎｉが３．５質量％を超えると焼入性が増大して溶接金属の低温靭性を劣化させるので、Ｎｉ含有量は３．５質量％以下に抑える。Ｎｉは好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下である。
＜Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％＞
　Ｔｉは、溶接金属中にベイナイト組織を生成させるための核となる酸化物を形成する元素として重要である。Ｔｉ含有量が０．００５質量％未満では酸化物が充分に生成せず、ベイナイト組織も生成し難くなり、満足のいく低温靭性が得られない。そこで酸化物を生成させるため、Ｔｉ含有量は０．００５質量％以上とすべきである。Ｔｉは好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上である。しかしＴｉ含有量が０．２０質量％を超えると炭化物（ＴｉＣ）が析出して溶接金属の強度を著しく高めて低温靭性を劣化させるので、Ｔｉ含有量は０．２０質量％以下に抑える。Ｔｉは好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以下である。
＜Ｏ：０．０３～０．０８質量％＞
　Ｏ（酸素）は、溶接金属中にベイナイト組織の生成核となる酸化物を生成させて低温靭性を高めるために極めて重要な元素である。このような効果を発揮させるには、Ｏは０．０３質量％以上含有させる必要がある。Ｏは好ましくは０．０４質量％以上である。しかしＯが０．０８質量％を超えて含有させると酸化物が粗大化してベイナイト組織の生成核になり難くなり、却って低温靭性が劣化する原因となる。そのためＯ含有量は０．０８質量％以下に抑える。Ｏは好ましくは０．０７質量％以下、より好ましくは０．０６質量％以下である。
　本発明の溶接金属は、上記元素を必須成分として含有するものであるが、更に、Ｎが０．０１質量％以下（０質量％を含む）に制限される。
　Ｎは、溶接金属内に固溶し、歪時効効果により低温靭性を劣化させるため、極力抑えることが好ましい。このため、Ｎの上限が０．０１％質量と定められる。Ｎはより好ましくは０．００９質量％以下、更に好ましくは０．００８質量％以下である。
　なお、本発明の溶接金属には、必要に応じて、更に他の元素として、下記（ａ）や（ｂ）に示す元素を含むことが好ましい。
（ａ）Ｃｕ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｖ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
　Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも溶接金属の強度を一層向上させる元素である。これらの元素は、それぞれ単独で、または任意に選ばれる２種以上を組み合わせて含有されることができる。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
（Ｃｕ：２．０質量％以下（０質量％を含まない））
　Ｃｕは、Ｎｉと同様の作用を有しており、溶接金属の低温靭性を損なうことなく強度を高めることができる。このような作用はＣｕの少量の添加により発揮されるが、Ｃｕは好ましくは０．００５質量％以上含有させることが推奨され、より好ましくは０．０１質量％以上である。しかしＣｕが２．０質量％を超えると溶接金属の焼入性が増大して低温靭性を劣化させるので、Ｃｕ含有量は２．０質量％以下に抑えるのがよい。Ｃｕはより好ましくは１．８質量％以下、更に好ましくは１．７％以下である。
（Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）および／またはＶ：０．２質量％以下（０質量％を含まない））
　ＮｂやＶは、少量の添加で溶接金属の焼入性を高めて強度を向上させるのに有効な元素である。しかしＮｂ含有量が０．２質量％を超えるか、Ｖ含有量が０．２質量％を超えると溶接金属中に炭化物が析出して低温靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量は０．２質量％以下、Ｖ含有量は０．２質量％以下に抑えることが好ましい。Ｎｂ含有量は、０．１５質量％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．１質量％以下である。Ｖ含有量は、０．１５質量％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．１質量％以下である。ＮｂとＶを併用する場合は、合計で０．３質量％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．２質量％以下、更に好ましくは０．１質量％以下である。 
（ｂ）Ｍｏ：１．０質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）、およびＢ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
　Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂは、いずれも溶接金属の低温靭性を一層改善する元素である。これらの元素は、それぞれ単独で、または任意に選ばれる２種以上を組み合わせて含有されることができる。これらの範囲を規定した理由は次の通りである。
（Ｍｏ：１．０質量％以下（０質量％を含まない））
　Ｍｏは、溶接金属の組織を微細化し、低温靭性を改善する元素であるとともに、フェライトが粒界から生成するのを抑える作用を有し、溶接金属の強度を高めることができる。Ｍｏは、更に焼戻しによる軟化抵抗を増加させる作用も有する。こうした効果はＭｏの少量の添加により発揮されるが、Ｍｏは好ましくは０．０１質量％以上含有されることが望ましく、より好ましくは０．０５質量％以上である。しかしＭｏが１．０質量％を超えると、溶接金属の強度が高くなり過ぎて低温靭性が劣化するため、上限は１．０質量％とする。Ｍｏはより好ましくは０．８質量％以下、更に好ましくは０．７質量％以下である。
（Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない））
　Ｃｒは、溶接金属の焼入性を高めて粒界からのフェライト生成を抑制し、組織を微細化して低温靭性を改善する作用を有している。このような作用はＣｒの少量の添加で発揮するが、Ｃｒは好ましくは０．０１質量％以上含有されることが望ましい。Ｃｒはより好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０３質量％以上である。しかしＣｒ含有量が２．０質量％を超えると溶接金属の強度が高くなり過ぎて却って低温靭性を劣化させるので、上限は２．０質量％とする。Ｃｒは好ましくは１．８質量％以下であり、より好ましくは１．５質量％以下である。
（Ｂ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まない））
　Ｂは、溶接金属中に固溶したＮを固定する作用と粒界からフェライトが生成するのを抑制する作用を有する元素であり、低温靱性向上に寄与する元素である。このような効果はＢの少量の添加で発揮されるが、Ｂは０．０００５質量％以上含有されることが好ましく、より好ましくは０．００１質量％以上である。しかしＢが０．０１０質量％を超えるとベイナイト組織の生成を阻害し、低温靭性を劣化させて溶接割れを起こし易くなるので、Ｂ含有量は０．０１０質量％以下に抑制することが好ましい。Ｂはより好ましくは０．００８質量％以下、更に好ましくは０．００５質量％以下である。
　本発明の溶接金属の成分組成は上述した通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、例えばＡｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等が挙げられる。
　本発明の溶接金属は、上記成分組成の範囲を満足すると共に、溶接金属中に酸化物が適正に分散している。溶接金属の形成方法は特に限定されないが、次の方法を採用できる。
　上記要件を満足する溶接金属を得るには、ガスシールドアーク溶接時にフラックス入りワイヤを用いると共に、該フラックス入りワイヤの成分組成を適切に制御すればよい。
　フラックス入りワイヤを用いることにより、全姿勢溶接が可能となり、溶接作業性を改善できる。
　フラックス入りワイヤがフラックス入りワイヤ全体の質量に対してＭｇを０．４０質量％以上含有すると共に、フラックス入りワイヤに含まれるＴｉ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌ（以下、酸化物形成元素ということがある）のバランスが適正に調整されることが重要である。
　Ｍｇは、脱酸剤として作用し、溶接金属内に生成する酸化物の形態を制御するように作用する元素である。Ｍｇが０．４０質量％未満では、溶接時における溶接金属の脱酸が不充分となって酸化物が多く生成し、この酸化物が凝集して粗大化する結果、低温靭性を高めることができない。Ｍｇは０．４３質量％以上含有されることが好ましく、より好ましくは０．４５質量％以上含有される。
　フラックス入りワイヤにＭｇを添加する部位は特に限定されず、鋼外皮（フープ）に含有させてもよいし、フラックスに含有させてもよい。Ｍｇを添加する形態についても特に限定されず、金属Ｍｇのまま添加してもよいし、ＭｇＯなどの化合物として添加してもよい。
　上記フラックス入りワイヤに含まれる酸化物形成元素は、下記（１）式を用いて、上記フラックス入りワイヤに含まれるＴｉ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌの量から算出されるＺ値が９０～２２０の範囲となるように調整する。
　Ｚ値＝７×［Ｔｉ］＋１５０×［Ｓｉ］＋３５×［Ｍｎ］－１８０×［Ａｌ］…（１）
　Ｚ値が９０未満では、溶接金属内に形成される酸化物量が少なくなり、ベイナイト組織が生成し難くなるため、溶接金属の低温靭性を向上させることができない。Ｚ値はより好ましくは１１０以上であり、更に好ましくは１３０以上である。しかしＺ値が２２０を超えると、溶接金属内に形成される酸化物量が多くなり、酸化物同士が凝集して粗大な酸化物が多くなるため、溶接金属の低温靭性が却って劣化する。Ｚ値はより好ましくは２１０以下であり、更に好ましくは２００以下である。
　式中、［Ｔｉ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］は、フラックス入りワイヤ全体に含まれる各元素の全量（質量％）を意味している。フラックス入りワイヤは、鋼外皮（フープ）とフラックスから構成されており、その両方に、ＴｉやＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを、それぞれ単独元素として、またはＴｉＯ２やＳｉＯ２等の化合物として含有する。本発明の溶接金属を得るには、こうした化合物に含まれる元素も換算して全量を求める。具体的には、［Ｔｉ］には、Ｔｉ元素としての配合量に、ＴｉＯ２等の化合物量からＴｉ元素相当量を算出した値を加算したものを代入する。［Ｓｉ］には、Ｓｉ元素としての配合量に、ＳｉＯ２等の化合物量からＳｉ元素相当量を算出した値を加算したものを代入する。［Ｍｎ］には、Ｍｎ元素としての配合量に、ＭｎＯやＭｎＯ２等の化合物量からＭｎ元素相当量を算出した値を加算したものを代入する。［Ａｌ］には、Ａｌ元素としての配合量に、ＡｌＯ２等の化合物量からＡｌ元素相当量を算出した値を加算したものを代入する。
　［Ｔｉ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ａｌ］は、上記Ｚ値を満足する範囲でフラックス入りワイヤに配合すればよい。具体的には、［Ｔｉ］は６．０質量％以下（０質量％を含まない）、［Ｓｉ］は１．４質量％以下（０質量％を含まない）、［Ｍｎ］は３．８質量％以下（０質量％を含まない）、［Ａｌ］は１質量％以下（０質量％を含まない）の範囲で配合すればよい。
　さらに、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満であって、かつ、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物を所望の量確保するためには、溶接ワイヤ全重量（ワイヤ外皮＋フラックス）に対しＳｉＯ２を０．１５質量％以上含有させ、かつ、ＴｉＯ２とＳｉＯ２の配合量の比（ＴｉＯ２／ＳｉＯ２）が１８～３０となるようフラックスを配合する必要がある。この比率を制御することにより、非晶質酸化物であるＳｉ系の酸化物と、ベイナイトと良好な格子整合性を持つＴｉ系の酸化物の両方を包含する複合酸化物が形成できるようになる。
　フラックス入りワイヤは、上述したように、Ｍｇ、Ｔｉ、ＳｉおよびＡｌ量が調整され、ＳｉＯ２を０．１５質量％以上含有し、かつＴｉＯ２／ＳｉＯ２が１８～３０となるようフラックスを配合しておいたものを用いればよく、残部の成分組成は特に限定されない。他の元素としては、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ等を配合すればよい。残部は、Ｆｅおよび不可避不純物（例えばＡｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等）である。これらの元素は、溶接後に得られる溶接金属の成分組成が上記範囲を満足するように、フラックス入りワイヤに配合すればよい。具体的には、Ｃは０．１５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｉは３．７質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃｕは２．１質量％以下（０質量％を含む）、Ｎｂは０．２５質量％以下（０質量％を含む）、Ｖは０．２５質量％以下（０質量％を含む）、Ｍｏは１．３質量％以下（０質量％を含む）、Ｃｒは２．１質量％以下（０質量％を含む）、Ｂは０．０１２質量％以下（０質量％を含む）の範囲で配合すればよい。
　但し、フラックス入りワイヤの成分組成を厳密に規定しても、溶接金属内に形成される酸化物の形態は、溶接条件にも大きく影響を受ける。そのため、本発明の溶接金属を得るには、上記フラックス入りワイヤを用い、シールドガスとして、ＣＯ２：Ａｒ＝２０体積％：８０体積％の混合ガスを用い、電流：２８０Ａ、電圧：２８～３０Ｖ、溶接速度：３０ｃｍ／ｍｉｎ程度でガスシールドアーク溶接する。すなわち、成分組成が上記Ｚ値を満足するフラックス入りワイヤを用い、上記条件でガスシールドアーク溶接すれば、溶接金属内に存在する酸化物の形態を適切に制御できる。但し、ＣＯ２ガスの比率を高くすると、溶接金属中の酸素源が多くなるため、酸化物の生成量が増える。従って、このような場合には上記Ｚ値は低めに調整すればよい。一方、ＣＯ２ガスの比率を低くすると、溶接金属中の酸素源が少なくなるため、酸化物の生成量が減少する。従って、このような場合には上記Ｚ値は高めに調整すればよい。また、電流や電圧を高める場合や、溶接速度を小さくすると、酸化物は粗大化する傾向を示すため、上記Ｚ値は低めに調整すればよい。
　なお、従来ではガスシールドアーク溶接時のシールドガスとしては、ＣＯ２ガスを単独で用いることが一般的であったが、本発明の溶接金属を形成する際には、シールドガスとしてＣＯ２とＡｒの混合ガスを用いる。
　上記要件を満足する本発明の溶接金属は、７００ＭＰａ以上の高強度であり、－６０℃域での低温靭性にも優れているので、例えば、海洋構造物や液化ガスタンク、ラインパイプなど低温環境下で使用される構造物を溶接したときの溶接金属として好適に用いることができる。
　以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明する。下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　フラックス入りワイヤを用いて、鋼材同士をガスシールドアーク溶接して溶接金属を形成した。
　フラックス入りワイヤとしては、溶製して得られたシースの中に、フラックスを入れてワイヤを作製し、このフラックス入りワイヤをφ１．２ｍｍに伸線加工した。フラックス入りワイヤの成分組成（残部はＦｅおよび不可避不純物）を表１に示す。なお、表１に示したフラックス入りワイヤの成分組成は、シースとフラックスの成分組成を併せたものである。Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌについては、フラックス入りワイヤに含まれているそれぞれの元素の含有量の全量を示している。Ｔｉ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡｌ量から前記（１）式を用いてパラメータ値（Ｚ値）を算出し、表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　鋼材としては、板厚：２０ｍｍ、開先形状：４５°Ｖ型開先のものを用い、この鋼材同士を溶接した。溶接条件は、溶接電流：２８０Ａ、電圧：２８～３０Ｖ、溶接速度：３０ｃｍ／ｍｉｎ程度であり、６層１２パスのガスシールドアーク溶接を行なった。シールドガスとしては、ＣＯ２とＡｒを体積比で２０体積％：８０体積％で混合した混合ガスを用いた。得られた溶接金属の成分組成を表２に示す。
　得られた溶接金属中に含まれる酸化物の個数やサイズ、及び、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満であって、かつ、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物の割合、ベイナイト組織の平均サイズなどは、前記した手順で測定した。これらの算出結果を表２に示す。なお、表２には最大径が１μｍ以上の酸化物の個数については記載されていないが、このような酸化物はいずれのサンプルでも観察視野１ｍｍ２換算で１５０個以下に抑えられている。
　次に、溶接金属の機械的性質として、引張特性と衝撃特性について評価した。試験片はＪＩＳ-Ｚ２２０２に準じて溶接金属から切り出したものを用いた。
　引張特性は、引張試験により引張強度（ＴＳ）を測定して評価した。引張強度（ＴＳ）が７００ＭＰａ以上を合格とする。測定結果を表２に示す。なお、降伏強度（ＹＳ）についても測定し、参考値として表２に示した。
　衝撃特性はシャルピー衝撃試験により評価した。シャルピー衝撃試験は、－６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ－６０）を測定し、吸収エネルギーが８０Ｊ以上を合格とする。測定結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１～１２は、本発明で規定される要件を満足する例であり、７００ＭＰａ以上の高強度（ＴＳ）を有し、かつ、－６０℃における吸収エネルギーが８０Ｊ以上の良好な低温靭性を有している。一方、Ｎｏ．１３～２０は、本発明で規定される何れかの要件を満足しない例であり、低温靭性が劣っている。なお、Ｎｏ．２０は前記特許文献２の技術に相当する例であり、－４０℃では十分な靭性を発揮する。しかしながら、Ｎｏ．２０は、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満であって、かつ、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包する酸化物の割合、ベイナイト組織の平均サイズが本発明の範囲を外れているため、－６０℃での靭性は、本発明における合格基準である８０Ｊに達していない。
　以上のとおり、本発明を詳細に、また特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。本出願は２００８年１１月１４日出願の日本特許出願（特願２００８－２９２５４２）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　フラックス入りワイヤを用い、ガスシールドアーク溶接によって形成された溶接金属であって、Ｆｅを主体とするものであり、
    　Ｃ：０．０２～０．１２質量％、
    　Ｓｉ：０．１～１．０質量％、
    　Ｍｎ：０．５～３．０質量％、
    　Ａｌ：０．００２～０.０３質量％、
    　ＮＩ：０．５～３．５質量％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．２０質量％、
    　Ｏ：０．０３～０．０８質量％をそれぞれ含むと共に、
    　Ｎ：０．０１質量％以下に制限し、かつ
    　前記溶接金属断面を電子顕微鏡で観察したときに、最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満である酸化物が、観察視野１ｍｍ２あたり１０×１０３～５００×１０３個存在し、
    　前記最大径が０．１μｍ以上、１μｍ未満の酸化物のうち、個数割合で８０％以上の酸化物が、Ｔｉを含有する結晶質の酸化物および／またはＳｉを含有する非晶質の酸化物を内包しており、
    　最大径が１μｍ以上の酸化物が観察視野１ｍｍ２あたり１５０個以下に抑えられており、
    　前記溶接金属断面の組織において観察されるベイナイト組織の平均サイズが２．０μｍ以下であることを特徴とする溶接金属。
  2. 　Ｃｕ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）、
    　Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、および
    　Ｖ ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む請求項１に記載の溶接金属。
  3. 　Ｍｏ：１．０質量％以下（０質量％を含まない）、
    　Ｃｒ：２．０質量％以下（０質量％を含まない）、および
    　Ｂ ：０．０１０質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含む請求項１または２に記載の溶接金属。
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