WO2011148859A1

WO2011148859A1 - Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度溶接金属

Info

Publication number: WO2011148859A1
Application number: PCT/JP2011/061574
Authority: WO
Inventors: 栄一田村; 鵬韓; 瞬泉谷
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2010-05-25
Filing date: 2011-05-19
Publication date: 2011-12-01
Anticipated expiration: 2012-11-25
Also published as: JP2012006073A; JP5551990B2

Abstract

　本発明は、サブマージアーク溶接によって得られる溶接金属であり、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｓｉ：０．１～０．７０％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｃｕ：０．１～２．５％および／またはＮｉ：０．５～３．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５～１．５％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｏ：０．０１０～０．０５０％を含有するとともに、下記（１）式を満足し、Ａｌ含有酸化物の面積率が０．５％以上、２．０％以下である。そして、この溶接金属は、ＣＴＯＤ特性に優れた高強度溶接金属となる。　０．４５％≦［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］／５）≦０．７５％・・・（１）

Description

ＣＴＯＤ特性に優れた高強度溶接金属

　本発明は高強度溶接金属に関するものであり、より詳細には靭性の評価基準の中でも特にＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ　Ｔｉｐ　Ｏｐｅｎｉｎｇ　Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ、亀裂先端開口変位量）特性に優れた高強度溶接金属に関するものである。

　近年、海洋構造物は大型化および寒冷地化が進み、海洋構造物に用いられる鋼板および溶接部には更なる高強度および高靭性が求められている。海洋構造物に求められる靭性は、特にＣＴＯＤ特性と呼ばれる特性であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上でＣＴＯＤ特性に優れた溶接金属が求められている。ＣＴＯＤ特性とは、欠陥が存在する構造物の破壊靭性を評価する指標の一つであり、亀裂が急速に進展する直前の亀裂先端開口変位量（ＣＴＯＤ値）をＣＴＯＤ試験で測定することによって算出される。従来のＶノッチシャルピー衝撃試験のような小型の試験では良好な結果を示しても、大型構造物の溶接継手のＣＴＯＤ試験では必ずしも良好な破壊靭性値を示すとは限らない。一方、上記したような大型構造物の溶接方法としては、高効率施工が可能であり、溶接金属の品質が安定している等の観点からサブマージアーク溶接が多く用いられている。

　亀裂等の欠陥が存在する場合、負荷中に発生するボイドが連結することにより破壊が進展することが知られており、従来はボイドの発生源である介在物（主に酸化物）を微細に分散させた上で、結晶粒を微細化させＣＴＯＤ特性を向上させる試みがなされている。

　例えば、特許文献１では、溶接継手中のＯ（酸素）の量とＴｉ量を調整し、Ｏ量を２０ｐｐｍ以上として微細なＴｉ酸化物を所定以上確保するとともに、Ｏ量は多くても７０ｐｐｍ程度として粗大な（粒径２．０μｍ以上）酸化物の量を抑制することによって電子ビーム溶接継手のＣＴＯＤ特性を向上させている。特許文献１では粗大な酸化物を抑制するために溶接継手に含有される酸素は多くても７０ｐｐｍ程度であるが、サブマージアーク溶接は溶接金属に含有される酸素含有量が比較的多い方法であり、特許文献１の技術をサブマージアーク溶接に適用することは困難である。また、特許文献２では溶接継手のＮｉ量を４％超にするとともに、溶接金属部の硬さを母材部の硬さの所定以上にすることによって破壊靭性値を向上させる技術が開示されている。しかし、Ｎｉの多量添加はコスト増加を招く。

日本国特開２００８－８８５０４号公報日本国特開２００８－８７０３４号公報

　本発明は、上記した課題に鑑みてなされたものであり、サブマージアーク溶接によって得られる溶接金属であって、ＣＴＯＤ特性に優れた高強度溶接金属を得ることを目的とする。

　上記課題を達成した本発明は、サブマージアーク溶接によって得られる溶接金属であって、Ｃ：０．０２～０．１２％（質量％の意味。以下、化学組成について同じ。）、Ｓｉ：０．１～０．７０％、Ｍｎ：１．０～２．０％、Ｃｕ：０．１～２．５％および／またはＮｉ：０．５～３．５％、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５～１．５％、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｏ：０．０１０～０．０５０％を含有するとともに、下記（１）式を満足し、残部が鉄および不可避不純物であり、Ａｌ含有酸化物の面積率が０．５％以上、２．０％以下であることを特徴とする高強度溶接金属である。
　０．４５％≦［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／５≦０．７５％・・・（１）
（但し、［］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）

　本発明によれば、溶接金属の化学成分の中でも特にＡｌ、Ｔｉ、およびＯ（酸素）の含有量を適切に制御するとともに、Ａｌ含有酸化物の面積率を所定範囲に制御しているため、亀裂の進展を抑制することができる結果、ＣＴＯＤ特性を向上させることができる。さらに溶接金属の化学成分の個別の含有量とともにＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を相互に制御しているため高強度を達成することができる。

図１は、Ｔｉ、Ｍｇ、ＣａおよびＡｌの各種元素の酸化物とマトリックス（溶接金属）との付着仕事の大きさを示すグラフである。図２（ａ）は実施例において用いた母材鋼板の開先形状を示す図であり、図２（ｂ）は溶接の積層要領を示した図である。図３（ａ）は実施例における引張試験片の採取位置を示した図であり、図３（ｂ）は実施例におけるシャルピー衝撃試験片の採取位置を示した図である。

　本発明者らは、溶接金属のＣＴＯＤ特性を向上させるため、ＣＴＯＤ試験における亀裂進展のメカニズムについて詳細に検討した。ＣＴＯＤ試験では、亀裂が成長し、ある限界に達すると一気に進展して破壊に至るが、亀裂の成長過程では亀裂先端に高い歪みが発生する。この亀裂先端での歪みが低いほど亀裂は成長しにくく、ＣＴＯＤ特性も高くなる。従来は、介在物に起因するボイドが連結することによって破壊が進展し、介在物の存在はＣＴＯＤ特性を劣化させるものと考えられており、上記した特許文献１に開示されているように、粗大な（粒径２．０μｍ以上）介在物を抑制し、さらに微細な酸化物を所定以上確保して組織を微細化することによってＣＴＯＤ特性を向上させていた。しかし、本発明者らが検討した結果、ある程度の大きさの介在物を適切に分散させてボイドを積極的に形成させれば、却ってＣＴＯＤ特性を向上させることができること、このようなＣＴＯＤ特性の向上に有効な酸化物はＡｌを含有する酸化物であることを見出し、本発明を完成した。

　すなわち溶接金属中に介在物が存在する場合、負荷がかかることによって介在物とマトリックス（溶接金属）との界面（以下、単に「介在物界面」と呼ぶ場合がある。）で剥離が起こり、ボイドが発生するが、亀裂先端付近にボイドを発生させると、ボイドにも歪みが発生することとなる。この亀裂先端付近のボイドに発生する歪みは、亀裂先端に発生していた歪みが分散したものであり、本発明者らはボイドの大きさと量（面積率）を適切に調整すれば亀裂先端の歪みを効率的に分散させることができ、亀裂先端の歪みを低減することが可能であると考えた。

　上記のように、亀裂先端付近で発生した歪みをボイドに分散させることによって亀裂先端の歪みを低減するためには、ＣＴＯＤ試験における負荷の初期に介在物界面が剥離し、ボイドを形成させる必要がある。そこで本発明者らは介在物界面のボイドの発生について、特に介在物界面での付着仕事の観点から検討した。ここで、付着仕事とは、液相のマトリックス（溶接金属）中に固相の介在物が存在している状態において、マトリックスと介在物を付着させるのに必要なエネルギーのことであり、この付着仕事が小さいほど、マトリックスが固まった後に介在物界面の接着力が小さくなり剥離しやすくなるものと考えた。本発明者らは、介在物の中でも酸化物に着目し、酸化物の形成能の高いＴｉ、Ｍｇ、ＣａおよびＡｌという元素についてこれらの酸化物の付着仕事について検討した。図１に、Ｔｉ、Ｍｇ、ＣａおよびＡｌの各種元素の酸化物とマトリックス（溶接金属）との付着仕事の大きさを示す。図１は、付着仕事γ_ＬＶ＝（１+ｃｏｓθ）の式に基づき、θ：濡れ性（接触角）と付着仕事の関係をグラフ化したものである。なお、前記γ_ＬＶは液相－気相の界面張力を示すものであり、「Ｂ．Ｊ．Ｋｅｅｎｅ, Ｒｅｖｉｅｗｓ　ｏｆ　ｄａｔａ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　ｓｕｒｆａｃｅ　ｔｅｎｓｉｏｎ　ｏｆ　ｐｕｒｅｍｅｔａｌｓ, Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｒｅｖｉｅｗｓ, ｖｏｌ．３８, Ｎｏ．４（１９９３）, ｐｐ．１５７－１９２」に示される値を用いた。また、各種元素の酸化物とマトリックスとの間の接触角θは、「サムソノフ監修、最新酸化物便覧、物理化学性質、日ソ通信社（１９７８）」に示される値を用いた。図１によれば、Ｔｉ、Ｍｇ、ＣａおよびＡｌの元素の中で、Ａｌ酸化物の付着仕事が最も小さいことが分かる。

　また、介在物界面での剥離は、介在物とマトリックスの強度差の影響も受けると考えられ、該強度差が大きいほど介在物界面の応力集中が大きくなるため、介在物界面が剥離しやすくボイドが発生しやすくなる。Ａｌ含有酸化物は通常、鋼の２倍程度の縦弾性係数を有しており、マトリックスとの強度差も極めて大きく、このような観点からも界面からのボイド発生が起こりやすい介在物であると言える。

　さらに、上述したように亀裂先端の歪みを効率的に分散させるためには、適切なサイズのボイドを形成させることが必要である。なぜなら、ボイドのサイズが小さすぎると亀裂先端の歪みを効率的に分散させることができず、一方ボイドのサイズが大きすぎると、亀裂先端付近に発生する歪みの総量が大きくなり、亀裂先端の歪みも大きくなってしまうためである。本発明者らの検討によれば、Ａｌ含有酸化物は適切なサイズのボイド形成に有用であり、このようなボイドのサイズの観点からもＡｌ含有酸化物は有効であることが分かった。

　本発明においてＡｌ含有酸化物とは、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）で元素分析を行った際に、ＡｌとＯ（酸素）のピークが検出されるものを言い、Ａｌ以外の他の元素が含まれる複合酸化物であってもよい。但し、後述するように本発明では酸化物を形成する元素（Ｔｉ、Ｃａなど）が少量に抑えられているため、本発明のＡｌ含有酸化物はＡｌの単独酸化物であるか、またはＡｌ以外の他の元素を少量含有する複合酸化物であり、このような本発明のＡｌ含有酸化物は、粒径がおよそ０．５～２μｍ程度のものとなる。このようなサイズのＡｌ含有酸化物とマトリックスとの界面に形成されるボイドは、周辺のマクロな変形によってＡｌ含有酸化物のサイズより大きくなり、そのサイズはＡｌ含有酸化物の面積のおよそ４倍の値となることが本発明者らの検討により明らかとなっており、このようなサイズのボイドが亀裂先端の歪みを分散させて低減するのに有効である。

　ボイドによって亀裂先端の歪みを低減するという効果を有効に発揮させるために、Ａｌ含有酸化物の面積率を０．５％以上、２．０％以下とする。Ａｌ含有酸化物の面積率が小さすぎると、歪みを分散させる効果が十分でなく、一方、該面積率が大きすぎると亀裂先端付近の歪みの総量が大きくなってしまうためである。このＡｌ含有酸化物の面積率の範囲は、ボイドの面積率を２％以上、８．０％以下とすればボイドによる亀裂先端の歪み低減効果が有効に得られると判明したことから、Ａｌ含有酸化物の面積率（ボイドの面積率の１／４）に換算して得られたものである。Ａｌ含有酸化物の面積率は好ましくは１．０％以上、１．５％以下である。

　次に、本発明の溶接金属の化学成分について以下に説明する。本発明では、上述したＡｌ含有酸化物を所定量形成させ、かつ引張強度が７８０ＭＰａ以上である溶接金属を得るため、特に溶接金属中の強脱酸元素量（Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ）と酸素の含有量、および強度への影響の大きい元素の含有量（Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）を相互に調整している点に特徴を有している。

Ｃ：０．０２～０．１２％
　Ｃは、溶接金属の強度を確保するためには欠くことのできない元素である。そこでＣ量を０．０２％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると硬質組織が生成することによって靭性が劣化する。そこでＣ量は０．１２％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１０％以下である。

Ｓｉ：０．１～０．７０％
　Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属を清浄にする作用を有し、また溶接金属中に歩留まった場合は、固溶強化により溶接金属を強化する作用を有する。そこでＳｉ量は０．１％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、酸化物中にＳｉが含まれるようになり、Ａｌ含有酸化物のヤング率が低下して、該酸化物と溶接金属の界面が剥離しにくくなる。その結果、ボイドが発生しにくくなり、ＣＴＯＤ特性が低下する。また、溶接金属の強度が上昇しすぎたり、硬質組織が生成したりすることによって靭性が低下しやすくなる。そこでＳｉ量は０．７０％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．６％以下であり、より好ましくは０．５５％以下である。

Ｍｎ：１．０～２．０％
　Ｍｎは、組織を微細化することによって溶接金属の強度および靭性を確保する作用を有する。そこでＭｎ量は１．０％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．２％以上であり、より好ましくは１．３％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、焼入れ性が増大しすぎることによって靭性が劣化する。そこでＭｎ量は２．０％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．９％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。

Ｃｕ：０．１～２．５％および／またはＮｉ：０．５～３．５％
　ＣｕおよびＮｉは、いずれも強度および靭性を確保するのに有効な元素である。そこでＣｕ量は０．１％以上、Ｎｉ量は０．５％以上と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．５％以上である。Ｎｉ量は、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．３％以上である。一方、ＣｕおよびＮｉはいずれも、過剰になると焼入れ性が増大しすぎることによって靭性が劣化する。そこで、Ｃｕ量は２．５％以下、Ｎｉ量は３．５％以下と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。Ｎｉ量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．２％以下である。ＣｕおよびＮｉは、それぞれ単独で含有されていても良いし、両方同時に含有されていても良い。

Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５～１．５％
　ＣｒおよびＭｏは、いずれも強度を確保するのに有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．１５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｍｏ量は０．５％以上であり、好ましくは０．６％以上である。一方、ＣｒおよびＭｏは、いずれも過剰になると焼入れ性が増大しすぎることによって靭性が劣化する。そこで、Ｃｒ量は１．０％以下とし、Ｍｏ量は１．５％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。Ｍｏ量は、好ましくは１．３％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。ＣｒおよびＭｏは、それぞれ単独で含有されていても良いし、両方同時に含有されていても良い。

Ｃａ：０．００５％以下（０％を含む）
　Ｃａは、強脱酸元素であり、脱酸作用により溶接金属を清浄にする作用を有する。このような作用を有効に発揮させるためには０．００２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。また、Ｃａは溶接金属との界面の付着仕事が小さい酸化物を形成させるが、Ｃａ量が過剰になってＣａ系酸化物が多くなると、上記したＡｌ含有酸化物を確保することができない。そこで、Ｃａ量は０．００５％以下と定めた。Ｃａ量は、より好ましくは０．００４％以下である。

Ｔｉ：０．００５０％以下（０％を含む）
　Ｔｉは、脱酸作用により溶接金属を清浄にする作用を有する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｔｉの酸化物はマトリックスとの付着仕事が大きく、界面で剥離しにくいため、上記したような亀裂先端の歪みを低減させる効果が少なく、Ｔｉ量が多くなると所望のＡｌ含有酸化物を確保することができない。従って、Ｔｉ量は０．００５０％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。

Ａｌ：０．００５～０．０５０％
　Ａｌは、強脱酸元素であり脱酸作用により溶接金属を清浄にする作用を有する。また、上述した通り、界面剥離しやすい優れた酸化物系介在物を生成するため、ＣＴＯＤ試験時にボイドが発生しやすく、亀裂先端の歪みを該ボイドに分散させることができ、ＣＴＯＤ特性を向上させることができる。そこでＡｌ量は０．００５％以上と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、Ａｌ含有酸化物の面積率が増加しすぎて却ってＣＴＯＤ特性が劣化する。そこでＡｌ量は０．０５０％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

Ｏ：０．０１０～０．０５０％
　Ｏは、Ａｌ含有酸化物を適量形成させるために必要な元素である。そこでＯ量は０．０１０％以上と定めた。Ｏ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｏ量が過剰になると酸化物の量が過剰となってＣＴＯＤ特性が劣化する。そこで、Ｏ量は０．０５０％以下と定めた。Ｏ量は、好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。

　本発明の溶接金属の化学成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が溶接金属中に持ち込まれることは当然に許容される。

　さらに、上記した化学成分のうち、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは下記（１）式を満たすことが重要である。

　０．４５％≦［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］／５）≦０．７５％・・・（１）
　上記（１）式は、各元素の含有量と強度の関係から、実験的に算出された式である。上記（１）式に含有される各元素は、溶接金属の強度に影響する元素であり、［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／５の値（以下、Ｘ値と呼ぶ。）を０．４５％以上とすることによって溶接金属の強度を向上（７８０ＭＰａ以上）させることができる。Ｘ値は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．５２％以上である。一方、Ｘ値が０．７５％を超えると溶接金属の強度が高くなりすぎることによって靭性が劣化する。Ｘ値は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６８％以下である。なお、上記（１）式を計算するに際して、含有されない元素がある場合は、その含有量を０として計算すれば良い。

　本発明の溶接金属は、サブマージアーク溶接によって得られる。本発明のようにＣＴＯＤ特性向上のために酸化物を積極的に利用する技術では、溶接金属へある程度の酸素の供給が必要だからである。本発明の溶接金属を得るための、サブマージアーク溶接に使用するワイヤやフラックス、また母材鋼板は特に限定されないが、例えば以下のものを用いることができる。

　ワイヤとしては、Ｃ：０．０２～０．１２％（好ましくは０．０５～０．１２％）、Ｓｉ：０．０５～０．５％（好ましくは０．１～０．４％）、Ｍｎ：１．０～２．５％（好ましくは１．５～２．２％）、Ｃｕ：０．１０～２．５％（好ましくは０．１０～２．０％）および／またはＮｉ：０．５～３．５％（好ましくは１．５～３．０％）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）（好ましくは０．８％以下）および／またはＭｏ：０．５～１．５％（好ましくは０．６～１．０％）、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含む）（好ましくは０．００３％以下）、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む）（好ましくは０．００８％以下）、Ａｌ：０．０１％以下（０％を含まない）（好ましくは０．００８％以下）を含有し、残部は鉄および不可避不純物であり、下記（２）式を満たすワイヤであることが好ましい。
　０．４５％≦［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／５≦０．７５％・・・（２）
　なお、酸素量について、溶接金属中の酸素量は、サブマージアーク溶接する際のフラックスや大気中からの酸素の影響を大きく受ける。ワイヤ中の酸素量は通常の不可避不純物レベルであれば特に問題ない。

　フラックスとしては、塩基度が２．０～４．０であり、フラックスの全質量に対するＡｌ_２Ｏ_３の質量割合が１０～１６％であるものを用いることが好ましい。ここで、塩基度とは、｛ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＣａＦ_２＋ＢａＯ＋ＳｒＯ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｋ_２Ｏ＋Ｌｉ_２Ｏ＋０．５（ＭｎＯ＋ＦｅＯ）｝／｛ＳｉＯ_２＋０．５（Ａｌ_２Ｏ_３＋ＴｉＯ_２＋ＺｒＯ_２）｝である。塩基度が２．０未満であると、溶接金属中の酸素量が過剰となり、一方、塩基度が４．０を超えると溶接金属中の酸素量が低くなりすぎ、いずれの場合も本発明のＡｌ含有酸化物を適切に確保することができなくなる。また、フラックス中のＡｌ_２Ｏ_３は、溶接金属中のＡｌ量に大きく影響を与え、Ａｌ含有酸化物の面積率にも影響を与える。Ａｌ含有酸化物を適切に確保するためには、フラックス中のＡｌ_２Ｏ_３の質量割合は１０～１６％とすることが好ましい。

　母材鋼板としては、例えばＡＳＴＭ規格　Ａ５１７鋼板などを用いることができる。

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

　表１、２に示すワイヤおよびフラックス、図２（ａ）に示す（単位はｍｍ）開先形状の母材鋼板を用い、以下の溶接条件によって溶接を行った。溶接は、図２（ｂ）に示す積層要領で行った。なお、母材鋼板には、Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．２４％、Ｍｎ：０．７９％、Ｐ：０．００５％、Ｓ:０．００３％、Ｃｕ：０．２１％、Ｎｉ：０．７９％、Ｃｒ：０．４９％、Ｍｏ：０．４５％、Ｖ：０．０４０％、Ｂ：０．０００７％を含有し、残部が鉄および不可避不純物である鋼板を用いた。図２中の“１ｓｔ　ｓｉｄｅ”、“２ｎｄ　ｓｉｄｅ”はサブマージアーク溶接を行う際の順序を示している。即ち、１ｓｔ　ｓｉｄｅ側の開先から先に溶接を行い、その後２ｎｄ　ｓｉｄｅ側を溶接する。また、図２（ｂ）中の符合１～１５はサブマージアーク溶接パスを行った順序を示している。尚、図２（ｂ）において、各サブマージアーク溶接パスの順序をわかりやすくするために、１ｓｔ　ｓｉｄｅ側の開先と２ｎｄ　ｓｉｄｅ側の開先の位置を違えて示しているが、実際には図２（ａ）に示すように１ｓｔ　ｓｉｄｅ側と２ｎｄ　ｓｉｄｅ側の開先は合わせてある。

溶接条件
　電流：５００～５５０Ａ
　電圧：２６～３２Ｖ
　速度：３０ｃｍ／ｍｉｎ
　入熱量：２６～３６ｋＪ／ｃｍ
　予熱温度およびパス間温度：１４０～１６０℃
　パス数：１５

　得られた溶接金属を、以下の要領で評価した。

（１）引張強度、シャルピー吸収エネルギー、ＣＴＯＤ値の測定
　図３（ａ）の溶接金属中に丸で示す位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２０１号のＡ１号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に従って溶接金属の引張試験を行った。また、図３（ｂ）に試験片形状を示している位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験片を採取し、－６０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_－６０）を測定した。さらに図３（ｂ）に試験片形状を示している位置からＷＥＳ１１０８号（日本溶接協会規格）に準拠してＣＴＯＤ試験片を採取し、－４０℃でＣＴＯＤ値を測定した。本発明では、引張強度（ＴＳ）、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_－６０）、およびＣＴＯＤ値について、それぞれ７８０ＭＰａ以上、４７Ｊ以上、０．３０ｍｍ以上を合格とした。

（２）Ａｌ含有酸化物の測定
　上記引張試験片の採取位置と同一部位の、１００μｍ×１００μｍの領域を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて倍率１０００倍で観察し、得られたＳＥＭ写真を画像解析してＡｌ含有酸化物の面積率を測定した。この際、Ａｌ含有酸化物であるか否かは、前記領域にて観察された介在物を、ＥＰＭＡで分析し、アルミと酸素のピークを有する（すなわちアルミと酸素を含有する）ことが確認されたものをＡｌ含有酸化物と判断した。なお、ＳＥＭ観察にあたって、長径が０．１μｍ未満のサイズの介在物はＥＰＭＡでの分析が困難であるため測定対象から除外した。

　結果を表３に示す。

　試験Ｎｏ．１～７は、溶接金属の化学成分およびＡｌ含有酸化物の面積率が本発明の要件を満たしているため、引張強度、シャルピー吸収エネルギー、およびＣＴＯＤ値に優れる結果となった。

　一方、試験Ｎｏ．８～１９は、化学成分およびＡｌ含有酸化物の面積率の少なくともいずれかが本発明要件を外れたため、引張強度、シャルピー吸収エネルギー、およびＣＴＯＤ値の少なくともいずれかが劣る結果となった。

　試験Ｎｏ．８は、Ａｌ量が多かったためにＡｌ含有酸化物の面積率が大きくなりＣＴＯＤ値が劣化した。試験Ｎｏ．９は、Ｔｉ量が多かったためにＡｌ含有酸化物の面積率を確保することができず、ＣＴＯＤ値が劣化した。試験Ｎｏ．１０、１１、１２は、それぞれＭｏ量、Ｃｒ量、Ｎｉ量が多く式（１）の値が大きくなったために、強度が向上しすぎて靭性（シャルピー吸収エネルギー）が劣化した。試験Ｎｏ．１３は式（１）の値が小さくなったため、溶接金属の引張強度を確保することができなかった。試験Ｎｏ．１４、１５は、それぞれＭｎ量、Ｃ量が少なく式（１）の値が小さくなったため、溶接金属の引張強度を確保することができなかった。試験Ｎｏ．１６、１７は、それぞれＡｌ量、Ｏ量が少なかったため、Ａｌ含有酸化物の面積率を確保することができず、ＣＴＯＤ値が劣化した。試験Ｎｏ．１８は、Ａｌ量およびＯ量が多かったため、Ａｌ含有酸化物の面積率が大きくなりＣＴＯＤ値が劣化した。試験Ｎｏ．１９は、Ｓｉ量が多かったため、ＣＴＯＤ値が劣化した。

　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、２０１０年５月２５日出願の日本特許出願（特願２０１０－１１９３０４）、２０１０年７月１５日出願の日本特許出願（特願２０１０－１６０７９７）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。

　本発明は、構造物、特に海洋構造物に用いられる鋼板の溶接に有用である。

Claims

　サブマージアーク溶接によって得られる溶接金属であって、
　Ｃ：０．０２～０．１２％（質量％の意味。以下、化学組成について同じ。）、
　Ｓｉ：０．１～０．７０％、
　Ｍｎ：１．０～２．０％、
　Ｃｕ：０．１～２．５％および／またはＮｉ：０．５～３．５％、
　Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５～１．５％、
　Ｃａ：０．００５％以下（０％を含む）、
　Ｔｉ：０．００５０％以下（０％を含む）、
　Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
　Ｏ：０．０１０～０．０５０％を含有するとともに、下記（１）式を満足し、残部が鉄および不可避不純物であり、
　Ａｌ含有酸化物の面積率が０．５％以上、２．０％以下であることを特徴とする高強度溶接金属。
　０．４５％≦［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）／５≦０．７５％・・・（１）
（但し、［］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）