WO2012137957A1 - 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属 - Google Patents

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琢哉 高知
漆原　亘
統宣 佐藤
良彦 北川
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Definitions

  • the present invention relates to a weld metal having reduced sensitivity to hydrogen embrittlement in a weld metal used for a welded structure.
  • gas shielded arc welding using a flux-cored wire has excellent welding workability, so a technique for ensuring low temperature cracking resistance is required for a weld metal formed by this welding method.
  • Patent Document 1 discloses a technique for preventing low-temperature cracking by dispersing Mo carbide (carbide containing Mo) having a high hydrogen trap capability in a weld metal.
  • Mo carbide carbide containing Mo
  • Patent Document 1 discloses a technique for preventing low-temperature cracking by dispersing Mo carbide (carbide containing Mo) having a high hydrogen trap capability in a weld metal.
  • this technique in order to disperse Mo carbides, it is necessary to employ a special welding technique in which submerged arc welding is performed from the inner surface side after a steel material is abutted, and it is not applicable to general welding of steel materials.
  • Patent Document 2 discloses a technique for preventing cold cracking of a welded joint by dispersing Si—Mn—Ti—Al composite oxide effective for trapping diffusible hydrogen in a weld metal. Yes.
  • the assumed strength level is 588.4 MPa or more in terms of tensile strength, and it cannot be said that sufficient strength can be secured.
  • Patent Document 3 proposes a technique for improving cold cracking resistance by reducing the amount of diffusible hydrogen and appropriately controlling the strength and chemical composition. However, even in this technique, since a satisfactory strength level is affected by the components, the number of application points is limited in actual construction.
  • Patent Document 8 also proposes a technique for achieving both strength and toughness by precisely controlling the form of oxide containing Ti, Si, and the like, and expressing a fine acicular ferrite structure starting from these oxides. .
  • this technique does not take into account cold cracking resistance.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-40816 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-348649 Japanese Unexamined Patent Publication No. 11-147196 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 8-257785 Japanese Patent No. 3208556 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-274304 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-87043 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-115701
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a weld metal that has excellent resistance to hydrogen embrittlement resistance even if it has high strength, and does not cause cold cracking. There is.
  • the weld metal according to the present invention that has solved the above problems is a weld metal formed by gas shielded arc welding using a flux-cored wire, and C: 0.02 to 0.12% ("mass" The chemical composition is the same hereinafter), Si: 0.1 to 0.80%, Mn: 0.9 to 2.5%, Ni: 0.20 to 3.5%, Mo: 0 0.05 to 1.50%, Ti: 0.040 to 0.15%, V: 0.05 to 0.60%, N: 0.015% or less (excluding 0%), and O: 0.030 % or more respectively containing the balance being iron and unavoidable impurities, the Ti containing more than 20%, the equivalent circle diameter: presence Ti-containing oxide particles of 0.15 ⁇ 1.0 .mu.m is 5000 / mm 2 or more As well as the total mass of the weld metal present as a compound in the weld metal. The amount is 0.002% or more, further, the average circle equivalent diameter of V containing carbides present in the weld metal and has a
  • the “compound” is intended to include compounds such as nitrides, carbonitrides, etc. in addition to carbides.
  • the V-containing carbide is intended to include not only VC but also those containing other elements (for example, Ti, Nb, Mo, etc.) up to about 25 atomic% or less.
  • the above “equivalent circle diameter” is assumed to be equal in area by paying attention to the size of oxide particles or V-containing carbides observed on the observation surface of an optical microscope or a transmission electron microscope (TEM). The diameter of the circle.
  • the weld metal of the present invention as other elements, Cr: 2.0% or less (not including 0%), Nb: 0.15% or less (not including 0%), Cu: 1.0% Or less (excluding 0%), Al: 0.020% or less (not including 0%), Zr: 0.10% or less (not including 0%), B: 0.0050% or less (0% It is also preferable to contain at least one of (not contained), and the characteristics of the weld metal are further improved according to the kind of the element to be contained.
  • the number density of Ti-containing oxide particles of a predetermined size, the amount of V present as a compound in the weld metal, the size of the V-containing carbide present in the weld metal, etc. is controlled appropriately, so that a weld metal with excellent resistance to hydrogen embrittlement can be realized.
  • the present inventors examined from various angles about the means for improving the resistance to hydrogen embrittlement in HT780 class high strength weld metal formed by gas shielded arc welding using flux-cored wire. As a result, the hydrogen-containing embrittlement susceptibility is improved by making V-containing carbides acting as trapping sites for diffusible hydrogen exist in a proper form and by refining the structure by generating acicular ferrite from the oxide. As a result, the present invention has been completed.
  • the weld metal component is controlled within a predetermined range, Ti is contained at 20% or more, and Ti-containing oxide particles having an equivalent circle diameter of 0.15 to 1.0 ⁇ m are secured at 5000 particles / mm 2 or more, V amount per total mass of weld metal present as a compound in weld metal (hereinafter sometimes referred to as “compound-type V amount”) is 0.002% or more, and further V-containing carbides present in weld metal It was found that the hydrogen embrittlement susceptibility was improved in the HT780 class weld metal by controlling the average equivalent circle diameter to 15 nm or less.
  • Ti-containing oxide particles containing 20% or more of Ti and equivalent circle diameter: 0.15 to 1.0 ⁇ m: 5000 / mm 2 or more act as the starting point of intragranular transformation, so that the structure is remarkably refined and the hydrogen embrittlement susceptibility is reduced. It works effectively. In order to exhibit such an effect, the number needs to be 5000 / mm 2 or more.
  • the number of Ti-containing oxide particles is preferably 8000 / mm 2 or more (more preferably 9000 / mm 2 or more).
  • the upper limit of the number of Ti-containing oxide particles is not particularly limited, but is preferably 40000 pieces / mm 2 or less, more preferably 30000 pieces / mm 2 or less (more preferably 20000 pieces / mm 2 or less). It is.
  • the size of the Ti-containing oxide particles to be measured is 0.15 to 1.0 ⁇ m in terms of the equivalent circle diameter. If the equivalent circle diameter is smaller than 0.15 ⁇ m, the origin of intragranular transformation is This is because the ability is lowered, and when there are a large number of particles larger than 1.0 ⁇ m, intragranular transformation occurs at a higher temperature, resulting in a decrease in strength.
  • Compound-type V content in weld metal 0.002% or more
  • the compound type V content is preferably 0.003% or more (more preferably 0.005% or more).
  • the upper limit with preferable compound amount V is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less (more preferably 0.02% or less).
  • the average equivalent circle diameter of the V-containing carbides present in the weld metal is preferably 12 nm or less, more preferably 10 nm or less.
  • C is an element indispensable for ensuring the strength of the weld metal, and in order to exert such an effect, it is necessary to contain 0.02% or more. Preferably it is 0.04% or more, More preferably, it is 0.06% or more. However, if the C content exceeds 0.12%, the strength increases excessively and the hydrogen embrittlement susceptibility increases (hydrogen embrittlement susceptibility deteriorates). In addition, the upper limit with preferable C content is 0.10%, More preferably, it is 0.08% or less.
  • Si 0.1 to 0.80%
  • Si is a deoxidizing element and has a function of cleaning the weld metal.
  • the Si content needs to be 0.1% or more.
  • the content is preferably 0.25% or more, more preferably 0.28% or more.
  • the Si content is excessive, the grain boundary transformation starting from the oxide is suppressed and the hydrogen embrittlement susceptibility is increased, so it is necessary to suppress it to 0.80% or less.
  • it is 0.7% or less, and more preferably 0.5% or less.
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal, and in order to exert such an effect, it is necessary to contain 0.9% or more. Preferably it is 1.2% or more, More preferably, it is 1.5% or more. However, if the content exceeds 2.5%, the hydrogen embrittlement susceptibility increases due to an excessive increase in strength. Preferably it is 2.2% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
  • Ni is an element necessary for ensuring the strength of the weld metal, and in order to exert such effects, it is necessary to contain 0.20% or more. Preferably it is 0.5% or more, More preferably, it is 1.0% or more. However, if it exceeds 3.5%, it causes excessive hydrogen embrittlement susceptibility due to an excessive increase in strength. Preferably it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.8% or less.
  • Mo 0.05 to 1.50%
  • Mo is an element necessary for improving the strength of the weld metal, and in order to exert such effects, it is necessary to contain 0.05% or more.
  • it is 0.10% or more, more preferably 0.2% or more.
  • it is contained excessively exceeding 1.50%, it becomes a cause of increased hydrogen embrittlement susceptibility due to an excessive increase in strength.
  • it is 1.0% or less, More preferably, it is 0.50% or less.
  • Ti 0.040 to 0.15%
  • Ti is an element that is effective in improving the hydrogen embrittlement resistance by forming an oxide serving as a starting point of intragranular transformation and making the structure finer. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.040% or more. Preferably it is 0.050% or more, More preferably, it is 0.055% or more. However, if the content exceeds 0.15%, hydrogen embrittlement susceptibility increases due to an excessive increase in strength. Preferably it is 0.12% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • V 0.05 to 0.60%
  • V is an element effective for improving the hydrogen embrittlement resistance by forming V-containing carbides that serve as trapping sites for diffusion-type hydrogen.
  • it is necessary to contain 0.05% or more.
  • it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.15% or more.
  • the content exceeds 0.60%, the strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • N 0.015% or less (excluding 0%)
  • N is an element inevitably mixed in, and is effective in improving the strength of the weld metal. However, if excessively contained, it causes an increase in the strength of hydrogen embrittlement due to an excessive increase in strength. .
  • the N content needs to be 0.015% or less. Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.006% or less. In addition, it is difficult to make N into 0% industrially.
  • O is an element that is effective in improving the hydrogen embrittlement resistance by forming an oxide serving as a starting point of intragranular transformation and making the structure finer. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.030% or more. Preferably it is 0.035% or more, More preferably, it is 0.040% or more.
  • the upper limit of the O content is not particularly set, but if the content is excessive, the toughness is adversely affected, so that it is 0.10% or less (more preferably 0.080% or less). Is preferred.
  • the contained elements specified in the present invention are as described above, and the balance is iron and unavoidable impurities, and the elements (for example, P, S) brought in as raw materials, materials, production facilities, etc. as the unavoidable impurities. , Sn, etc.) can be permitted.
  • impurities segregate at the grain boundaries to lower the grain boundary strength and promote low temperature cracking. Therefore, in particular, P: 0.02% or less (excluding 0%), S: 0.025% or less ( It is preferable to suppress each of them. Further, inevitable impurities other than these are preferably 0.010% or less (excluding 0%) in total.
  • the weld metal of the present invention as other elements, (a) Cr: 2.0% or less (not including 0%), Nb: 0.15% or less (not including 0%), and Cu: 1 1 or more selected from the group consisting of 0.0% or less (excluding 0%), (b) Al: 0.020% or less (not including 0%) and / or Zr: 0.10% or less (0 %), (C) B: 0.0050% or less (not including 0%), etc. are preferably included, and the properties of the weld metal are further improved depending on the type of element to be included. The reason for setting the range when these elements are contained is as follows.
  • Cr 2.0% or less (not including 0%), Nb: 0.15% or less (not including 0%) and Cu: 1.0% or less (not including 0%)
  • Cr, Nb and Cu are effective elements for improving the strength of the weld metal. Of these, Cu effectively acts to ensure low temperature toughness. However, when these elements are contained excessively, the hydrogen embrittlement susceptibility becomes high due to an excessive increase in strength. Therefore, Cr is 2.0% or less (more preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less), and Nb is 0.15% or less (more preferably 0.10% or less, still more preferably). Is preferably 0.08% or less) or 1.0% or less (more preferably 0.5% or less, still more preferably 0.2% or less) of Cu. In addition, the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.05% or more in Cr, 0.01% or more in Nb, or 0.05% or more in Cu (both are inevitable at less than 0.01%). Impurity level).
  • Al and Zr are both strong deoxidizing elements and are effective for cleaning the weld metal. However, if it is contained excessively, the oxide that becomes the starting point of the intragranular transformation is reduced, which causes the hydrogen embrittlement sensitivity to increase due to the coarsening of the structure. Therefore, it is preferable to suppress the content of Al to 0.020% or less (more preferably 0.018% or less) and Zr to 0.10% or less (more preferably 0.06% or less). In addition, the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.01% or more of all of Al or Zr (both are inevitable impurity levels at less than 0.01%).
  • B is an element that improves the strength by suppressing the formation of ferrite from the prior austenite grain boundaries. However, if excessively contained, the strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement susceptibility is increased. For these reasons, B is preferably suppressed to 0.0050% or less (more preferably 0.0030% or less). In addition, the preferable minimum for exhibiting the said effect is 0.0010% or more (less than 0.0008% and an inevitable impurity level).
  • the wire component and the welding conditions are not particularly limited, but in order to realize the prescribed mode, A preferred range exists.
  • a preferable wire component satisfies, for example, all of the following requirements. That is, for the total wire mass that combines the outer shell made of steel and the flux, (A) The amount of Ti present in the form of metal, oxide or other (total Ti amount) is 2.5 to 4.5% (mass%), (B) Al amount (total Al amount) present in the form of metal, oxide or other is 0.10% (mass%) or more, (C) Al amount present as metal (metal Al amount) is 0.01 to 0.05% (mass%) or more, (D) Zr amount (total Zr amount) present as a metal, oxide or other metal present in the form is 0.035% (mass%) or more, (E) Mg amount present as metal (metal Mg amount) is 0.4% (mass%) or more, (F) Ratio [(Mn + Ti) / Si] of Si amount (total Si amount) present in the form of metal, oxide or other and Mn + Ti amount (to
  • Ti carbide has a crystal structure similar to that of V-containing carbide and is stable at higher temperatures, it is finely produced prior to V-containing carbide in the cooling process during welding and becomes a precipitation nucleus of V-containing carbide at a lower temperature. Presumed. Therefore, in order to obtain the V-containing carbide in a predetermined form, it is necessary to secure Ti generated as carbide.
  • Ti is a deoxidizing element and is mostly fixed as an oxide, by controlling Al, Zr, Mg, etc., which are more strongly deoxidized, within the above ranges [Requirements (b) to (e) ], It is considered that a part of Ti is reduced to produce Ti carbide.
  • the above requirement (f) is for controlling the Ti-containing oxide particles that contribute to the refinement of the structure.
  • predetermined Ti-containing oxide particles are formed, and the bainite structure is refined by intragranular transformation starting from the Ti-containing oxide particles.
  • the ratio is more than 10.0 [Formula (1)]
  • Ti-containing oxide particles are dispersed at high density, and further refinement of the structure is achieved, resulting in hydrogen embrittlement resistance. It also leads to improved sensitivity.
  • the welding conditions for forming the weld metal it is preferable to use a mixed gas comprising a heat input of 2.5 kJ / mm or less, 20% (volume%) CO 2 as the shielding gas, and the balance of Ar. . If the heat input exceeds 2.5 kJ / mm, the cooling rate during welding decreases, and the equivalent circle diameter of the V-containing carbide exceeds a predetermined upper limit.
  • the composition of the shielding gas is intended to control the oxide form to achieve the refinement of the structure.
  • the flux-cored wire is used for welding, but the flux filling rate of the wire used is usually about 10 to 20%.
  • a weld metal was produced by the following procedure, and various performances ( Tensile strength, hydrogen embrittlement sensitivity) were evaluated.
  • Tables 1 and 2 the column indicated by “-” indicates no addition (not contained).
  • the amounts of Mn, Si, Ti, and Zr indicate the total amount of Mn, the total amount of Si, the total amount of Ti, and the total amount of Zr, respectively, and the amount of Mg indicates the amount of metallic Mg.
  • test piece for measuring hydrogen storage amount From the heat-treated test piece, a test piece for tensile test and a test piece for measuring hydrogen storage amount (test piece for measuring hydrogen storage amount) were collected.
  • the shape of the tensile test piece is shown in FIG. 4, and the shape of the hydrogen storage amount measurement test piece is shown in FIG. Using these test pieces, the hydrogen embrittlement sensitivity was evaluated by the following method.
  • Aqueous solution (0.5 mol / L or 2.5 mol / L H 2 SO 4 ) + (1 g / L-KSCN), (30 g / L-NaCl) + (1 g / L-KSCN)
  • Current density 0.1 A / dm 2 , 1.0 A / dm 2 , 5.0 A / dm 2
  • Charge time 24 hours
  • the amount of diffusible hydrogen is determined by using a temperature-programmed desorption analyzer (manufactured by Nidec Anelva) with a built-in quadrupole mass spectrometer, did.
  • Plate thickness A weld metal made under the following welding conditions by applying a 45 ° V-shaped groove to a SM490A steel plate with a thickness of 20 mm (welding materials shown in Tables 1 and 2), in accordance with JIS-Z2202. Tensile test specimens were collected, subjected to a tensile test, and those having a tensile strength exceeding 780 MPa were regarded as acceptable.
  • the number density of Ti-containing oxide particles containing 20% or more of Ti and having an equivalent circle diameter of 0.15 to 1.0 ⁇ m, the amount of compound type V in the weld metal, and the average of V-containing carbides present in the weld metal was measured by the following method.
  • the analysis value of Ti (% by mass) is included in the oxide particles by standardizing the analysis value (% by mass) of Si, S, Ti, Mn, Al, Zr, and Mg.
  • No. 32 to 53 are examples that do not meet any of the requirements defined in the present invention, and at least one of the properties of tensile strength and resistance to hydrogen embrittlement is deteriorated.
  • No. No. 32 is an example in which the heat input conditions at the time of welding are not appropriate, the average equivalent circle diameter of the V-containing carbide is large, and the hydrogen embrittlement susceptibility is high (the hydrogen embrittlement susceptibility is deteriorated).
  • No. 33 is an example in which the total amount of Al in the welding material is insufficient, the amount of compound type V in the weld metal is small, and the hydrogen embrittlement sensitivity is high.
  • No. 34 is an example in which the Ni content of the weld metal and the amount of metal Al in the welding material are insufficient, the amount of compound type V in the weld metal is reduced, the hydrogen embrittlement sensitivity is increased, The tensile strength is low.
  • No. No. 35 is an example in which the amount of metallic Al in the welding material is excessive, and the number density of Ti-containing oxide particles in the welding metal is reduced, and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. 36 is an example in which the Mn content of the weld metal and the metal Mg content in the welding material are insufficient, the compound type V content in the weld metal is reduced, the hydrogen embrittlement sensitivity is increased, and the tensile strength is increased. Is low.
  • No. 37 is an example in which the Mo content of the weld metal and the metal Zr content in the weld material are insufficient, the compound type V content in the weld metal is reduced, the hydrogen embrittlement sensitivity is increased, and the tensile strength is increased. Is low.
  • No. No. 38 is an example in which the C content and the compound type V content of the weld metal are low, and the hydrogen embrittlement sensitivity is high and the tensile strength is low.
  • No. No. 39 is an example in which the C content of the weld metal is excessive. The tensile strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. 40 is an example in which the Si content of the weld metal is excessive [the welding material (Ti + Mn / Si) is also small], and the number density of the Ti-containing oxide particles is low and the hydrogen embrittlement sensitivity is low. Is high.
  • No. No. 41 is an example in which the Mn content of the weld metal is excessive, the tensile strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. 42 is an example in which the Ni content of the weld metal is excessive, the (Ti + Mn / Si) of the welding material is also small, the number density of Ti-containing oxide particles is low, and the tensile strength is low.
  • the hydrogen embrittlement susceptibility is increased due to excessive increase.
  • No. 43 is an example in which the Mo content of the weld metal is excessive [(Ti + Mn / Si) of the welding material is also small], and the number density of the Ti-containing oxide particles is reduced and the tensile strength is reduced.
  • the hydrogen embrittlement susceptibility is increased due to excessive increase.
  • No. No. 44 is an example in which the Ti content of the weld metal is insufficient (the total Ti content in the welding material is small), and the number density of the Ti-containing oxide particles is low and the hydrogen embrittlement sensitivity is high.
  • No. No. 45 is an example in which the Ti content of the weld metal is excessive, and the tensile strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. 46 is an example in which the Si content of the weld metal is excessive and the V content is insufficient [(Ti + Mn / Si) of the welding material is also small], and the number density of Ti-containing oxide particles The amount of compound type V in the weld metal decreases, the tensile strength increases excessively, and the hydrogen embrittlement sensitivity increases.
  • No. 47 is an example in which the V content of the weld metal is excessive, the tensile strength is excessively increased, and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. No. 48 is an example in which the Cr content of the weld metal is excessive, and (Ti + Mn / Si) of the welding material is also reduced, so that the number density of the Ti-containing oxide particles is lowered and the hydrogen embrittlement sensitivity is reduced. It is high.
  • No. No. 49 is an example in which the Nb content of the weld metal is excessive, the tensile strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. 50 is an example in which the Cu content of the weld metal is excessive [the welding material (Ti + Mn / Si) is also small], and the number density of the Ti-containing oxide particles is low and the hydrogen embrittlement sensitivity is low. Is high.
  • No. No. 51 is an example in which the Al content of the weld metal is excessive, and the number density of the Ti-containing oxide particles is lowered and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. No. 52 is an example in which the Zr content of the weld metal is excessive, and the number density of the Ti-containing oxide particles is lowered and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • No. 53 is an example in which the B content of the weld metal is excessive. The tensile strength is excessively increased and the hydrogen embrittlement sensitivity is increased.
  • the weld metal of the present invention is used for welded structures and can reduce sensitivity to hydrogen embrittlement.

Abstract

　本発明の溶接金属は、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、所定の化学成分組成を有し、Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径：０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子が５０００個／ｍｍ２以上存在すると共に、溶接金属中に化合物として存在する溶接金属全質量当たりのＶ量が０．００２％以上で、溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径が１５ｎｍ以下である。

Description

耐水素脆化感受性に優れた溶接金属
　本発明は、溶接構造物に使用される溶接金属において、水素脆化に対する感受性を低減した溶接金属に関するものである。
　高張力鋼を溶接する際には、溶接金属部の低温割れ防止の観点から、予熱／パス間温度を厳密に管理する必要があり、施工効率低下の原因となっている。近年、溶接構造物に使用される鋼材は、ますます高強度化しており、溶接金属においても高強度化への要求が高まっている（例えばＨＴ７８０：ハイテン７８０ＭＰa級）。
　このような高強度化は、耐低温割れ性を低下させる傾向があり、耐低温割れ性を改善することが必要となる。特に、フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接では、優れた溶接作業性を有するため、この溶接法によって形成される溶接金属において、耐低温割れ性を確保する技術が求められている。
　上記のような低温割れは、拡散性水素が粒界に偏析し、粒界強度が低下する（以下、これを「水素脆化」と呼ぶ）ことが原因であると推察されており、耐低温割れ性の改善に対しては、拡散性水素をいかに低減するかが重要なポイントとなる。
　こうしたことから、溶接金属の耐低温割れ性を向上させるためには、溶接金属における水素脆化に対する感受性を低くすることが必要となり、こうした観点から、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、水素トラップ能力の高いＭｏ炭化物（Ｍｏを含む炭化物）を溶接金属内に分散させることによって、低温割れの防止を図る技術が開示されている。しかしながらこの技術では、Ｍｏ炭化物を分散させるために、鋼材を突き合わせた後、内面側からサブマージアーク溶接するという特殊な溶接手法を採用する必要があり、鋼材の溶接一般に適用できない。
　また特許文献２には、拡散性水素をトラップするのに有効なＳｉ－Ｍｎ－Ｔｉ－Ａｌ系複合酸化物を溶接金属に分散させることで、溶接継手の低温割れを防止する技術が開示されている。しかしながらこの技術では、想定する強度レベルが引張り強度にして５８８．４ＭＰａ以上であり、十分な強度が確保できているとは言えない。
　特許文献３には、拡散性水素量を低減すると共に、強度と化学成分組成を適切に制御することによって、耐低温割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、この技術においても、満足すべき強度レベルが成分の影響を受けるため、実際の施工に際しては適用箇所が限られる。
　一方、Ｖ添加により溶接金属中の拡散性水素を吸蔵させると共に、微細炭化物を生成することで溶接金属中の炭素を固定し、耐低温割れ性を改善する技術（例えば、特許文献４、５）や、フラックス成分を詳細に制御することで、低温靭性、耐力および耐割れ性を兼備する技術（例えば、特許文献６、７）等も提案されている。これらの技術は、いずれも耐低温割れ性の改善を目的としたものであるが、実際の溶接施工においては、種々の要因で溶接金属中の水素量が増加する可能性があるため、より本質的な方向として、耐水素脆化感受性を改善することが必要である。
　また特許文献８には、ＴｉやＳｉ等を含む酸化物形態を精緻に制御し、これら酸化物を起点に微細アシキュラーフェライト組織を発現させることで強度と靭性を両立する技術も提案されている。しかしながらこの技術では、耐低温割れ性については何ら考慮されていない。
日本国特開２００５－４０８１６号公報 日本国特開２００１－３４８６４９号公報 日本国特開平１１－１４７１９６号公報 日本国特開平８－２５７７８５号公報 日本国特許第３２０８５５６号公報 日本国特開２０１０－２７４３０４号公報 日本国特開２００８－８７０４３号公報 日本国特開２０１０－１１５７０１号公報
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れたものとし、低温割れの生じないようにした溶接金属を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた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る溶接金属であって、Ｃ：０．０２～０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．１～０．８０％、Ｍｎ：０．９～２．５％、Ｎｉ：０．２０～３．５％、Ｍｏ：０．０５～１．５０％、Ｔｉ：０．０４０～０．１５％、Ｖ：０．０５～０．６０％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．０３０％以上を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径：０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子が５０００個／ｍｍ２以上存在すると共に、溶接金属中に化合物として存在する溶接金属全質量当たりのＶ量が０．００２％以上であり、更に、溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径が１５ｎｍ以下である点に要旨を有するものである。
　尚、上記「化合物」とは、炭化物の他、窒化物、炭窒化物等の化合物を含む趣旨である。またＶ含有炭化物とは、ＶＣは勿論のこと、他の元素（例えば、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍｏ等）を総量で２５原子％程度以下まで含有するものをも含む趣旨である。上記「円相当直径」とは、光学顕微鏡や透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の観察面上で認められる酸化物粒子またはＶ含有炭化物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径である。
　本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）の少なくとも１種を含有させることも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。
　本発明によれば、化学成分組成と共に、所定の大きさのＴｉ含有酸化物粒子の個数密度、溶接金属中に化合物として存在するＶ量、および溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の大きさ等を適切に制御するようにしたので、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が実現できる。
溶接金属を作製するときの開先形状を示す概略説明図である。 丸棒試験片の採取位置を示す概略説明図である。 再熱サイクルを模擬した熱サイクル（時間と温度の関係）を示すグラフである。 引張り試験を行ったときの試験片の形状を示す説明図である。 水素吸蔵量を測定するときの試験片の形状を示す説明図である。
　本発明者らは、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るＨＴ７８０クラスの高強度溶接金属において、耐水素脆化感受性を改善する手段について様々な角度から検討した。その結果、拡散性水素のトラップサイトとして作用するＶ含有炭化物を適正な形態で存在させると共に、酸化物起点のアシキュラーフェライト生成により組織を微細化させることで、耐水素脆化感受性が改善されることを見出し、本発明を完成した。
　即ち、溶接金属成分を所定の範囲に制御すると共に、Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径：０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子を５０００個／ｍｍ２以上確保すると共に、溶接金属中に化合物として存在する溶接金属全質量当たりのＶ量（以下、「化合物型Ｖ量」と呼ぶことがある）を０．００２％以上とし、更に、溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径を１５ｎｍ以下に制御することによって、ＨＴ７８０クラスの溶接金属において、耐水素脆化感受性が改善されることが判明した。
　耐水素脆化感受性を優れたものとするためには、拡散性水素の低減が有効である。拡散性水素を低減するためには、Ｖ含有炭化物を存在させることが有効であることが従来から知られていたが、溶接金属においては、特に溶接ままで適切に析出させることが困難であったため、十分に活用されているとは言い難い状況であった。そこで本発明者らは、Ｖ含有炭化物析出促進の観点から、溶接材料の成分および溶接条件を検討し、両者を適切に制御することで、水素脆化感受性改善に有効なＶ含有炭化物を分散させることに成功したのである。これらの要件を規定した理由は、下記の通りである。
［Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径：０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子の個数：５０００個／ｍｍ２以上］
　Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径：０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子が粒内変態の起点として作用することで、組織を著しく微細化し、水素脆化感受性を低下させるのに有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、その個数は５０００個／ｍｍ２以上とする必要がある。Ｔｉ含有酸化物粒子の個数は、８０００個／ｍｍ２以上であることが好ましい（より好ましくは、９０００個／ｍｍ２以上）。Ｔｉ含有酸化物粒子の個数の上限は、特に規定するものではないが、好ましくは４００００個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは３００００個／ｍｍ２以下（更に好ましくは２００００個／ｍｍ2以下）である。尚、測定対象とするＴｉ含有酸化物粒子の大きさを、円相当直径で０．１５～１．０μｍとしたのは、円相当直径が０．１５μｍよりも小さいと粒内変態の起点としての能力が低下するためであり、また１．０μｍより大きいものが多数存在すると、粒内変態がより高温で起こり、強度の低下をもたらすからである。
［溶接金属中の化合物型Ｖ量：０．００２％以上］
　化合物型Ｖ量が０．００２％未満となると、拡散性水素トラップサイトとなるＶ含有炭化物の量が不足する。尚、化合物型Ｖ量は０．００３％以上であることが好ましい（より好ましくは０．００５％以上）。また化合物型Ｖ量の好ましい上限は０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下（更に好ましくは０．０２％以下）である。
［溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径：１５ｎｍ以下］
　上記で化合物型Ｖ量が確保されていても、Ｖ含有炭化物の平均円相当直径が１５ｎｍを超えると、Ｖ含有炭化物粒子が粗大となり、Ｖ含有炭化物粒子数が減少するため、トラップ効果が十分に発揮されなくなる。溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径は、１２ｎｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１０ｎｍ以下である。
　次に、本発明の溶接金属における化学成分組成について説明する。本発明の溶接金属において、その化学成分組成を適切に制御することも重要な要件であるが、その範囲設定理由は以下の通りである。
［Ｃ：０．０２～０．１２％］ 
　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、こうした効果を発揮させるには、０．０２％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなる（耐水素脆化感受性が劣化する）。尚、Ｃ含有量の好ましい上限は、０．１０％であり、より好ましくは０．０８％以下である。
［Ｓｉ：０．１～０．８０％］
　Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属を清浄化する作用を有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．１％以上とする必要がある。好ましくは０．２５％以上、より好ましくは０．２８％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、酸化物を起点とする粒界変態が抑制され、水素脆化感受性が高くなるので、０．８０％以下に抑える必要がある。好ましくは０．７％以下であり、より好ましくは０．５％以下に抑えるのが良い。
［Ｍｎ：０．９～２．５％］
　Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるには、０．９％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかしながら、２．５％を超えて過剰に含有させると、強度の過大な上昇による水素脆化感受性が高くなる原因となる。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：０．２０～３．５％］
　Ｎｉは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるには、０．２０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上である。しかしながら、３．５％を超えて過剰に含有させると、強度の過大な上昇による水素脆化感受性が高くなる原因となる。好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．８％以下である。 
［Ｍｏ：０．０５～１．５０％］ 
　Ｍｏは、溶接金属の強度を向上する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるには、０．０５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかしながら、１．５０％を超えて過剰に含有させると、強度の過大な上昇による水素脆化感受性が高くなる原因となる。好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
［Ｔｉ：０．０４０～０．１５％］
　Ｔｉは、粒内変態の起点となる酸化物を形成し、組織を微細化することで耐水素脆化特性の改善に有効な元素である。こうした効果を発揮させるには、０．０４０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０５５％以上である。しかしながら、０．１５％を超えて過剰に含有させると、強度の過大な上昇による水素脆化感受性が高くなる原因となる。好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
［Ｖ：０．０５～０．６０％］ 
　Ｖは、拡散型水素のトラップサイトとなるＶ含有炭化物を形成することで、耐水素脆化特性の改善に有効な元素である。こうした効果を発揮させるには、０．０５％以上含有させる必要がある。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしながら、０．６０％を超えて過剰に含有させると、強度を過大に上昇させ、水素脆化感受性が高くなる原因となる。
［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］ 
　Ｎは、不可避的に混入してくる元素であり、溶接金属の強度を向上する上で有効であるが、過剰に含有させると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる原因となる。こうしたことから、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする必要がある。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。尚、Ｎは工業的に０％とすることは困難である。
［Ｏ：０．０３０％以上］ 
　Ｏは、粒内変態の起点となる酸化物を形成し、組織を微細化することで耐水素脆化特性の改善に有効な元素である。こうした効果を発揮させるには、０．０３０％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０３５％以上、より好ましくは０．０４０％以上である。尚、Ｏ含有量の上限については、特に設定するものではないが、含有量が過剰になると、靭性に悪影響を及ぼすため、０．１０％以下（より好ましくは０．０８０％以下）であることが好ましい。
　本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｓｎ等）の混入が許容され得る。但し、一般に不純物は粒界に偏析することで粒界強度を低下させ、低温割れを助長するため、特にＰ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制することが好ましい。また、これら以外の不可避的不純物は、合計で０．０１０％以下（０％を含まない）とすることが好ましい。
　本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有させることが好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は下記の通りである。
［Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
　Ｃｒ，ＮｂおよびＣｕは、溶接金属の強度を向上する上で有効な元素である。このうちＣｕは、低温靭性の確保にも有効に作用する。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる原因となる。こうしたことから、Ｃｒで２．０％以下（より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下）、Ｎｂで０．１５％以下（より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０８％以下）、またはＣｕで１．０％以下（より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．２％以下）に、夫々抑制することが好ましい。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０５％以上、Ｎｂで０．０１％以上、またはＣｕで０．０５％以上である（いずれも、０．０１％未満で不可避的不純物レベル）。
［Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）および／またはＺｒ：０．１０％以下（０％を含まない）］
　ＡｌとＺｒは、いずれも強脱酸元素であり、溶接金属を清浄化させるのに有効である。しかしながら、過剰に含有させると、粒内変態の起点となる酸化物を減少させ、組織粗大化によって水素脆化感受性が高くなる原因となる。こうしたことから、Ａｌで０．０２０％以下（より好ましくは０．０１８％以下）、Ｚｒで０．１０％以下(より好ましくは０．０６％以下)に、夫々抑制することが好ましい。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、ＡｌまたはＺｒのいずれも０．０１％以上である（いずれも、０．０１％未満で不可避的不純物レベル）。
［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
　Ｂは、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制することで、強度を向上させる元素であるが、過剰に含有させると、強度を過大に上昇させ、水素脆化感受性が高くなる原因となる。こうしたことから、Ｂは０．００５０％以下（より好ましくは０．００３０％以下）に抑制することが好ましい。尚、上記効果を発揮させるための好ましい下限は、０．００１０％以上である（０．０００８％未満で不可避的不純物レベル）。
　本発明の溶接金属は、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るものであれば、特にワイヤ成分、溶接条件を限定するものではないが、規定の様態を実現するためには、好ましい範囲は存在する。
　こうした観点から、好ましいワイヤ成分（溶接材料）は、例えば次の要件の全てを満たすものである。即ち、鋼材よりなる外皮とフラックスとを合わせた全ワイヤ質量に対し、
（ａ）金属、酸化物その他の形態で存在するＴｉ量（全Ｔｉ量）が２．５～４．５％（質量％）、 
（ｂ）金属、酸化物その他の形態で存在するＡｌ量（全Ａｌ量）が０．１０％（質量％）以上、 
（ｃ）金属として存在するＡｌ量（金属Ａｌ量）が０．０１～０．０５％（質量％）以上、 
（ｄ）金属、酸化物その他の形態で存在する金属として存在するＺｒ量（全Ｚｒ量）が０．０３５％（質量％）以上、 
（ｅ）金属として存在するＭｇ量（金属Ｍｇ量）が０．４％（質量％）以上、 
（ｆ）金属、酸化物その他の形態で存在するＳｉ量（全Ｓｉ量）と、Ｍｎ＋Ｔｉ量（全Ｍｎ量と全Ｔｉ量の合計）との比［（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉ］が、下記（１）式の関係を満足すること。
　　（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓｉ＞１０．０ …（１） 
　尚、その他の成分については、特に制限する必要はないが、規定の溶接金属成分範囲を満足するよう調整する必要があることは勿論である。
　上記した要件（ａ）～（ｅ）は、化合物型Ｖ量、Ｖ含有炭化物の平均円相当径を制御するためのものである。これらの範囲から逸脱すると、化合物型Ｖ量、Ｖ含有炭化物粒子径を所定の範囲に制御することができなくなる。そのメカニズムついては、詳細は不明であるが、以下のように推測できる。
　Ｖ含有炭化物を多量且つ微細に析出させるためには、その核となる第二相粒子を微細に分散させることが有効となる。Ｔｉ炭化物は、Ｖ含有炭化物と結晶構造が類似し、しかもより高温で安定であるため、溶接時の冷却過程でＶ含有炭化物に先立ち微細に生成し、より低温でＶ含有炭化物の析出核となると推定される。よって、Ｖ含有炭化物を所定の形態で得るためには、炭化物として生成するＴｉを確保する必要がある。しかしながら、Ｔｉは脱酸元素であり、大部分は酸化物として固定されるため、より強脱酸のＡｌ，Ｚｒ，Ｍｇ等を上記の範囲に制御することで［要件（ｂ）～（ｅ）］、一部のＴｉが還元され、Ｔｉ炭化物が生成するものと考えられる。
　尚、Ｔｉ炭化物を確保するという観点からは、全Ｔｉ量は少なくとも２．５％以上確保する必要があり、また全Ｔｉ量は多いほうが好ましいが、その量が４．５％を超えると、溶接金属における含有量が規定範囲を超えてしまうことになる。また、金属Ａｌが０．０５％を超えると、組織微細化に寄与するＴｉ含有酸化物粒子が所定の個数得られなくなる［要件（ａ）、（ｃ）］。
　上記した要件（ｆ）は、組織微細化に寄与するＴｉ含有酸化物粒子を制御するためのものである。上記成分比を満たすことで、所定のＴｉ含有酸化物粒子が形成され、このＴｉ含有酸化物粒子を起点とした粒内変態によりベイナイト組織が微細化する。また上記比を１０．０超とすることで［前記（１）式］、Ｔｉ含有酸化物粒子が高密度で分散するようになり、いっそうの組織微細化が達成されることで耐水素脆化感受性の改善にもつながる。
　溶接金属を形成するときの溶接条件としては、入熱量を２．５ｋＪ／ｍｍ以下とし、シールドガスとして２０％（体積％）のＣＯ２を含み、残部がＡｒからなる混合ガスを用いることが好ましい。上記入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを上回ると、溶接時の冷却速度が低下し、Ｖ含有炭化物の円相当直径が所定の上限を超えてしまう。また、シールドガスの組成は、組織微細化を達成するための酸化物形態制御を目的としたものである。尚、本発明はフラックス入りワイヤを用いて溶接を行うものであるが、用いるワイヤのフラックスの充填率は通常１０～２０％程度である。
　以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、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。
　ワイヤ径：１．２ｍｍ、フラックス充填率：１３．５％で下記表１、２に示す化学成分組成のフラックス入りワイヤ（溶接材料）を用い、溶接金属を下記の手順で作製し、各種性能（引張強度、水素脆化感受性）を評価した。尚、表１、２中、「－」で示した欄は、無添加（含有せず）であることを示している。また、表１、２中、Ｍｎ，Ｓｉ，ＴｉおよびＺｒの量は、夫々全Ｍｎ量、全Ｓｉ量、全Ｔｉ量および全Ｚｒ量を示し、Ｍｇ量は金属Ｍｇ量を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
［溶接金属の作製］ 
　ＳＭ４９０Ａ鋼板を、図１に示す開先形状に加工し、下記の溶接条件でガスシールドアーク溶接を実施し、溶接金属を作製した。 
（溶接条件） 
シールドガス：２０体積％ＣＯ２－８０体積％Ａｒ混合ガス 
電流－電圧－溶接速度：２７０Ａ－２９Ｖ－３．０～４．５ｍｍ／秒 
入熱条件： 
（ア）１．７４ｋＪ／ｍｍ（２７０Ａ－２９Ｖ－４．５ｍｍ／秒） 
（イ）２．３７ｋＪ／ｍｍ（２７０Ａ－２９Ｖ－３．３ｍｍ／秒） 
（ウ）２．６１ｋＪ／ｍｍ（２７０Ａ－２９Ｖ－３．０ｍｍ／秒） 
予熱－パス間温度：１０５～１５０℃ 
積層法：３層１３パス 
　作製した溶接金属の最終パスより、直径：５ｍｍの丸棒試験片を採取し（採取位置を図２に示す）、再熱サイクルを模擬した熱サイクルを付与した。このときの再熱サイクルを模擬した熱サイクル（時間と温度の関係）を図３に示す。また、作製した各溶接金属の化学成分組成を、用いた溶接材料、入熱条件と共に下記表３、４に示す。尚、表３、４中、「＜」で示した欄は、不純物量（不純物レベル未満）であることを示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　熱処理済みの試験片より、引張り試験用試験片、および水素吸蔵量を測定するための試験片(水素吸蔵量測定用試験片)を採取した。引張り試験片の形状を図４に、水素吸蔵量測定用試験片の形状を図５に、夫々示す。これらの試験片を用い、水素脆化感受性を下記の方法によって評価した。 
［水素脆化感受性の評価］ 
　上記で得られた水素吸蔵量測定用試験片を用い、拡散性水素量＝１．５～３．０ｐｐｍとなるような水素チャージ条件を選定した。このとき採用したチャージ条件は、下記の通りである。 
水溶液：（０．５ｍｏｌ／Ｌまたは２．５ｍｏｌ／ＬのＨ２ＳＯ４）＋（１ｇ／Ｌ－ＫＳＣＮ）、（３０ｇ／Ｌ－ＮａＣｌ）＋（１ｇ／Ｌ－ＫＳＣＮ） 
電流密度：０．１Ａ／ｄｍ２、１．０Ａ／ｄｍ２、５．０Ａ／ｄｍ２ 
チャージ時間：２４時間 
　また、拡散性水素量は、四重極質量分析計を内蔵した昇温脱離分析装置（日電アネルバ製）を用い、昇温速度：１２℃／分で３００℃までに放出される水素量とした。 
　上記条件下で、引張り試験片に水素チャージを行った後、水素逃散を防ぐための亜鉛めっきを、下記の要領で施した。 
水溶液：（３５０ｇ／Ｌ－ＺｎＳＯ４・７Ｈ２Ｏ）＋（２０．６ｇ／Ｌ－Ｈ２ＳＯ４（９７％））＋（６０ｇ／Ｌ－Ｎａ２ＳＯ４） 
浴温：６０℃ 
電流密度：５０Ａ／ｄｍ２ 
めっき時間：３分 
　クロスヘッド速度：５．０×１０－３ｍｍ／分（歪速度：６．９４×１０－６／秒）でＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ　Ｓｔｒａｉｎ　Ｒａｔｅ　Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）試験を実施し、非水素チャージ材の破断伸びをＥ0、水素チャージ材の破断伸びをＥhとしたときに、下記（２）式によって算出される水素脆化感受性指数Ｓ（％）が６０％未満のものを、耐水素脆化感受性に優れると評価した。
　　Ｓ＝（１－Ｅh／Ｅ0）×１００（％）…（２） 
［引張り強度の評価］ 
　板厚：２０ｍｍのＳＭ４９０Ａ鋼板に、４５°Ｖ字開先を施し、下記の溶接条件で作製した溶接金属について（溶接材料については、表１、２に示したもの）、ＪＩＳ－Ｚ２２０２に準拠した引張り試験片を採取し、引張り試験を行い、引張り強度にして７８０ＭＰａを超えるものを合格とした。
（溶接条件） 
シールドガス：２０体積％ＣＯ２－８０体積％Ａｒ混合ガス 
電流－電圧－溶接速度：２７０Ａ－２９Ｖ－４．５ｍｍ／秒 
入熱量：１．７４ｋＪ／ｍｍ 
予熱－パス間温度：１０５～１５０℃ 
積層法：８層１７パス 
　Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径が０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子の個数密度、溶接金属中の化合物型Ｖ量、および溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径については、下記の方法で測定した。 
［Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度の測定］ 
　ＳＳＲＴ試験用に作製した溶接金属（前記「溶接金属の作製」の欄）の最終パスより、直径：５ｍｍの丸棒試験片を採取し、輪切り断面を鏡面研磨した後、光学顕微鏡にて１０００倍の画像を２視野撮影した。画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）によって、円相当直径：０．１５～１．０μｍの酸化物粒子を選定すると共に、撮影した酸化物中央部の組成をＳＥＭ－ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ－ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）にて分析した。検出された元素のうち、Ｔｉの分析値（質量％）をＳｉ，Ｓ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｍｇの分析値（質量％）の合計で規格化することで、酸化物粒子に含まれるＴｉ濃度（質量％）を算出し、２０％以上のＴｉを含有する酸化物粒子であって、円相当直径が０．１５～１．０μｍのものの個数密度を算出した。
［溶接金属中の化合物型Ｖ量］
　ＳＳＲＴ試験用に作製した溶接金属（前記「溶接金属の作製」の欄）の最終パスより、直径：５ｍｍ×長さ３０ｍｍの丸棒試験片を採取し、１０体積％アセチルアセトン－１体積％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノール溶液により電解抽出し、フィルター孔径：０．１μｍのフィルターで濾過して残渣を得た後、この残渣をＩＣＰ発光分析にかけ、化合物型Ｖ量を求めた。
［溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径］
　ＳＳＲＴ試験用に作製した溶接金属（前記「溶接金属の作製」の欄）の最終パスより、直径：５ｍｍの丸棒試験片を採取し、輪切り断面から抽出レプリカＴＥＭ試験片を作製し、３０万倍の画像を１視野撮影し、写りこんだＶ含有炭化物のうち、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）によって、面積が１０ｎｍ２以上のものの全粒子の円相当直径を測定し、平均値を算出した。このとき、観察された化合物粒子について、ＴＥＭに付属のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）にて元素分析を行い、Ｖ含有炭化物の判定を行った。
　これらの測定結果、水素脆化感受性指数Ｓ、引張り強度、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度、化合物型Ｖ量、およびＶ含有炭化物の平均円相当直径を、下記表５、６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらの結果から、次のように考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表３～６の試験Ｎｏ．を示す）。Ｎｏ．１～３１は、本発明で規定する要件を満足する例であり、化学成分組成と共に、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度およびＶ含有炭化物の形態（化合物型Ｖ量、平均円相当直径）が適切に制御されているため、高強度で耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られている。
　これに対し、Ｎｏ．３２～５３は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、引張り強度および耐水素脆化感受性の少なくともいずれかの特性が劣化している。
　Ｎｏ．３２は、溶接時の入熱条件が適切でない例であり、Ｖ含有炭化物の平均円相当直径が大きくなっており、水素脆化感受性が高くなっている（耐水素脆化感受性が劣化している）。Ｎｏ．３３は、溶接材料中の全Ａｌ量が不足している例であり、溶接金属中の化合物型Ｖ量が少なくなっており、水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．３４は、溶接金属のＮｉ含有量、および溶接材料中の金属Ａｌ量が不足している例であり、溶接金属中の化合物型Ｖ量が少なくなっており、水素脆化感受性が高くなると共に、引張り強度が低くなっている。Ｎｏ．３５は、溶接材料中の金属Ａｌ量が過剰になっている例であり、溶接金属中のＴｉ含有酸化物粒子の個数密度が少なくなって水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．３６は、溶接金属のＭｎ含有量、および溶接材料中の金属Ｍｇ量が不足している例であり、溶接金属中の化合物型Ｖ量が少なくなって水素脆化感受性が高くなると共に、引張り強度が低くなっている。Ｎｏ．３７は、溶接金属のＭｏ含有量、および溶接材料中の金属Ｚｒ量が不足している例であり、溶接金属中の化合物型Ｖ量が少なくなって水素脆化感受性が高くなると共に、引張り強度が低くなっている。
　Ｎｏ．３８は、溶接金属のＣ含有量および化合物型Ｖ量が少なくなっている例であり、水素脆化感受性が高くなると共に、引張り強度が低くなっている。Ｎｏ．３９は、溶接金属のＣ含有量が過剰になっている例であり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．４０は、溶接金属のＳｉ含有量が過剰になっている例であり［溶接材料の（Ｔｉ＋Ｍｎ／Ｓｉ）も小さくなっている］、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなって水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．４１は、溶接金属のＭｎ含有量が過剰になっている例であり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．４２は、溶接金属のＮｉ含有量が過剰になっている例であり、また溶接材料の（Ｔｉ＋Ｍｎ／Ｓｉ）も小さくなっており、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなると共に、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．４３は、溶接金属のＭｏ含有量が過剰になっている例であり［溶接材料の（Ｔｉ＋Ｍｎ／Ｓｉ）も小さくなっている］、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなると共に、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．４４は、溶接金属のＴｉ含有量が不足している例であり（溶接材料中の全Ｔｉ量が少ない）、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなって水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．４５は、溶接金属のＴｉ含有量が過剰になっている例であり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．４６は、溶接金属のＳｉ含有量が過剰になると共に、Ｖ含有量は不足している例であり［溶接材料の（Ｔｉ＋Ｍｎ／Ｓｉ）も小さくなっている］、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなると共に、溶接金属中の化合物型Ｖ量が少なくなり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．４７は、溶接金属のＶ含有量が過剰になっている例であり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．４８は、溶接金属のＣｒ含有量が過剰になっている例であり、また溶接材料の（Ｔｉ＋Ｍｎ／Ｓｉ）も小さくなったため、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなって水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．４９は、溶接金属のＮｂ含有量が過剰になっている例であり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．５０は、溶接金属のＣｕ含有量が過剰になっている例であり［溶接材料の（Ｔｉ＋Ｍｎ／Ｓｉ）も小さくなっている］、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなって水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．５１は、溶接金属のＡｌ含有量が過剰になっている例であり、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなって水素脆化感受性が高くなっている。
　Ｎｏ．５２は、溶接金属のＺｒ含有量が過剰になっている例であり、Ｔｉ含有酸化物粒子の個数密度が低くなって水素脆化感受性が高くなっている。Ｎｏ．５３は、溶接金属のＢ含有量が過剰になっている例であり、引張り強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなっている。
　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、２０１１年４月８日出願の日本特許出願（特願２０１１－０８６７２７）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。
　本発明の溶接金属は、溶接構造物に使用され、水素脆化に対する感受性を低減できる。

Claims (2)

  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る溶接金属であって、
    　Ｃ：０．０２～０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．１～０．８０％、Ｍｎ：０．９～２．５％、Ｎｉ：０．２０～３．５％、Ｍｏ：０．０５～１．５０％、Ｔｉ：０．０４０～０．１５％、Ｖ：０．０５～０．６０％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）およびＯ：０．０３０％以上を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　Ｔｉを２０％以上含有し、円相当直径：０．１５～１．０μｍのＴｉ含有酸化物粒子が５０００個／ｍｍ２以上存在すると共に、溶接金属中に化合物として存在する溶接金属全質量当たりのＶ量が０．００２％以上であり、
    　更に、溶接金属中に存在するＶ含有炭化物の平均円相当直径が１５ｎｍ以下であることを特徴とする耐水素脆化感受性に優れた溶接金属。
  2. 　更に、下記元素の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接金属。
    Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
    Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）
    Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）
    Ａｌ：０．０２０％以下（０％を含まない）
    Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）
    Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）
     
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