WO2018203513A1 - アーク溶接方法及び溶接ワイヤ - Google Patents

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WO2018203513A1
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arc
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聖 八島
励一 鈴木
実 宮田
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to an arc welding method and a welding wire.
  • Patent Document 1 discloses that variation in hardness reduction due to tempering is suppressed in spot welding of high-strength steel sheets containing 0.15% or more of carbon and having a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Document 2 is based on arc welding, and by appropriately controlling the number density and volume fraction of retained austenite particles together with the chemical composition, hydrogen brittleness resistance even at high strength exceeding 780 MPa. It is described that a weld metal having excellent susceptibility can be realized.
  • Patent Document 1 relates to spot welding and can be used only for spot welding, and does not have versatility that can be used for both spot welding and wire welding as in arc welding.
  • An object of the present invention is to provide an arc welding method and a welding wire capable of easily suppressing hydrogen embrittlement of a weld metal and preventing generation of cracks regardless of spot welding or wire welding in welding of high-tensile steel sheets.
  • the austenite structure has a feature that the solid solubility limit of hydrogen is higher than that of the ferrite structure and martensite structure, diffusible hydrogen that causes hydrogen embrittlement is reduced if the weld metal includes the austenite structure.
  • the present inventors pay attention to this point, and determine an appropriate amount of the relationship between the content of alloy elements that enhance the hardenability such as Ni and Cr in the welding wire and the content of these alloy elements in the high-tensile steel plate. It was found that the amount of retained austenite in the weld metal can be controlled easily and appropriately, and hydrogen embrittlement of the weld metal can be suppressed, and the present invention has been completed. .
  • a welding wire having a total amount of Cr and Ni of 1.00 mass% or more is used.
  • the present invention relates to an arc welding method in which welding is performed under the condition that X represented by 1) is 200 or less.
  • the martensitic transformation point (Ms transformation point) of the weld metal is lowered, and so-called retained austenite that cannot be transformed in the cooling process is generated. Since hydrogen in the weld metal is dissolved in the retained austenite, hydrogen embrittlement due to diffusible hydrogen can be suppressed.
  • the carbon equivalent Ceq BM represented by the following formula (2) of the steel sheet is 0.30 to 0.70, and the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (3) of the welding wire.
  • w may be 0.20 to 1.30.
  • the steel plate may have a thickness of 0.5 mm to 4.0 mm.
  • wire welding may be performed under the condition that the welding length is more than 20 mm and the welding heat input is 0.3 kJ / cm or more and 15 kJ / cm or less. Moreover, you may implement wire welding on the conditions from which a welding speed will be 45 cm / min or more and 150 cm / min or less.
  • the present invention contains at least C: 0.08 to 0.30%, Si: 2.00% or less, and Mn: 0.90 to 3.00% by mass, with the balance being Fe and inevitable
  • a welding wire for arc welding a steel plate that is a typical impurity The welding wire is in mass% with respect to the total mass of the wire, C: 0.08 to 0.30%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.50 to 2.50%, Ni: 12.00% or less, Cr: 12.00% or less, and Mo: 1.50% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, The total amount of Cr and Ni is 1.00 to 24.00%,
  • the welding wire also relates to a welding wire satisfying that X represented by the following formula (1) is 0.6 or more and 200 or less.
  • the welding wire is, by mass%, Ti: 0.50% or less, V: 1.00% or less, Nb: 1.00% or less, Zr: 0.50% or less, W: 1.00% or less, and B: One or more selected from the group consisting of 0.0050% or less may further be contained.
  • the arc welding method of the present embodiment applies to steel plates having a C (carbon) content of 0.08 to 0.30 mass%. If the amount of C in the steel sheet is 0.08% by mass or more, the steel sheet has sufficient strength as a high-tensile steel sheet. Moreover, even if the amount of C is 0.30 mass% or less, it has the delayed fracture resistance equivalent to the steel plate whose amount of C in a steel plate is 0.08 mass%. In addition, delayed fracture is less likely to occur.
  • the steel sheet used in the present arc welding method is not particularly limited as long as the C content is 0.08 to 0.30 mass%, but in addition to C, Si, Mn, Ni Various alloy components such as Cr, Mo and the like can be appropriately contained.
  • the contents of C, Si, Mn, Ni, Cr, and Mo which are chemical components effective for enhancing the hardenability and lowering the Ms transformation point, are used.
  • the following expression (1) is satisfied in relation to the contents of C, Si, Mn, Ni, Cr and Mo in the welding wire.
  • the strength class of the steel sheet to which the present arc welding method is applied is not particularly limited, but particularly considering the increase in strength in automotive applications, the tensile strength of the steel sheet is preferably 440 MPa or more (440 MPa class), More preferably, it is 590 MPa or more (590 MPa class), More preferably, it is 980 MPa or more (980 MPa class).
  • X represented by the following formula (1) is 200 or less using a welding wire in which the total amount of Cr and Ni is 1.00% by mass or more with respect to the steel sheet. Welding is performed under conditions.
  • X 0.8 ⁇ (300-279 [C] W ⁇ 25 [Si] W ⁇ 35 [Mn] W ⁇ 49 [Ni] W ⁇ 47 [Cr] W ⁇ 61 [Mo] W ) + 0.2 ⁇ ( 300-279 [C] BM- 25 [Si] BM -35 [Mn] BM -49 [Ni] BM -47 [Cr] BM -61 [Mo] BM ) (1) (However, [C] W , [Si] W , [Mn] W , [Ni] W , [Cr] W , and [Mo] W are respectively C, Si, Mn, Ni, The contents (% by mass) of Cr and Mo are shown, and [C] BM ,
  • the total amount of Cr and Ni in the welding wire is set to 1.00% by mass or more in order to reduce the martensitic transformation point of the weld metal and generate retained austenite.
  • the total amount of Cr and Ni in the welding wire is preferably 1.20% by mass or more.
  • the total amount of Cr and Ni in the welding wire is preferably 24.00% by mass or less, more preferably 20.00% by mass or less, and 19.00% by mass from the viewpoint of appropriate hardenability. More preferably, it is% or less.
  • the total amount of Cr and Ni is 1.00% by mass or more, only one of Cr and Ni may be contained, or both Cr and Ni may be contained.
  • the wire composition of the welding wire applicable to this arc welding method may be that the total amount of Cr and Ni is 1.00% by mass or more, and other chemical components are not particularly limited. In addition to Ni, it may contain chemical components effective for enhancing the hardenability and lowering the Ms transformation point, such as C, Si, Mn, and Mo.
  • the wire composition of the welding wire according to one aspect of the present embodiment will be described.
  • the amount of each component shall be expressed by mass% with respect to the total mass of the wire.
  • Cr is an effective element for lowering the martensitic transformation point of the weld metal.
  • the content of Cr is not necessarily essential if the Ni amount is 1.00% or more. It is preferably 10% or more.
  • Cr is a ferrite stable element, it is preferably 12.00% or less, more preferably 10.00% or less, and 9.50% from the viewpoint of more stably generating retained austenite. More preferably, it is as follows.
  • Ni is an effective element for reducing the martensitic transformation point of the weld metal and generating retained austenite.
  • the Cr amount is 1.00% or more, the Ni content is not necessarily essential, so the lower limit is not limited.
  • Ni contributes to strength improvement. Therefore, from the viewpoint of preventing weld cracking due to excessive strength, the amount of Ni is preferably 12.00% or less, more preferably 10.00% or less, and even more preferably 9.50% or less.
  • the C content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • the lower limit of the amount of C is not particularly limited, but is, for example, 0.01% or more, preferably 0.08% or more.
  • Si is a ferrite stabilizing element, but is an element that improves deoxidation and bead shape.
  • Si may not be contained, but from the viewpoint of deoxidation, the amount of Si in the case of containing Si is preferably 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 2.00% or less.
  • Ti and Zr form carbides and trap hydrogen.
  • V and Nb also trap hydrogen by forming carbides.
  • there is also an effect of improving the strength if excessively added, there is a possibility that the strength becomes excessive and weld cracks may occur.
  • V or Nb each is in the range of 1.00% or less. It is preferable to add at. W may be added to improve the strength. However, excessive addition may result in excessive strength and weld cracking. Therefore, when W is added, it is preferably added in a range of 1.00% or less. B, like W, may be added to improve the strength. However, excessive addition may result in excessive strength and weld cracking. Therefore, when B is added, it is preferably added in a range of 0.0050% or less. Moreover, the remainder in the welding wire of this aspect is inevitable impurities, such as Fe and P and S.
  • X represents residual austenite in the weld metal (experimentally found by experiments by the present inventors focusing on the amount of each component of C, Si, Mn, Ni, Cr, and Mo that lowers the martensite transformation point). It is an index of residual ⁇ ).
  • the martensitic transformation point of the weld metal is adjusted by appropriately adjusting the amounts of these chemical components in the welding wire so that X is 200 or less.
  • the retained austenite having a high hydrogen solubility limit can be sufficiently generated.
  • diffusible hydrogen in the weld metal that causes hydrogen embrittlement can be suppressed, and cracking due to hydrogen embrittlement can be prevented.
  • X is 200 or less, preferably 155 or less.
  • the lower limit of X is not particularly limited. However, if X is too low, the amount of martensite deposited becomes too large and the weld metal becomes excessively hard, and the mechanical performance of the welded joint is sufficient. There is a possibility that brittle fracture may occur without being able to be exhibited. From this viewpoint, X is preferably 0 or more, more preferably 0.6 or more, and even more preferably 100 or more.
  • the carbon equivalent Ceq BM of the steel sheet is preferably 0.30 or more, and more preferably 0.40 or more, from the viewpoint of hardenability. On the other hand, from the viewpoint of preventing delayed cracking, it is preferably 0.70 or less, and more preferably 0.60 or less.
  • the carbon equivalent Ceq BM of the steel plate in this specification shall be represented by the following formula (2).
  • Ceq BM [C] BM + [Mn] BM / 6 + ([Cu] BM + [Ni] BM ) / 15 + ([Cr] BM + [Mo] BM + [V] BM ) / 5 (2) (However, [C] BM , [Mn] BM , [Cu] BM , [Ni] BM , [Cr] BM , [Mo] BM , and [V] BM are respectively C, Mn, (The contents (% by mass) of Cu, Ni, Cr, Mo, and V are shown.)
  • the carbon equivalent Ceq w of the welding wire from the viewpoint of hardenability, is preferably 0.20 or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing delayed cracking, it is preferably 1.30 or less.
  • the carbon equivalent Ceq w of the welding wire in this specification shall be represented by following formula (3).
  • Ceq w [C] w + [Mn] w / 6 + ([Cu] w + [Ni] w) / 15 + ([Cr] w + [Mo] w + [V] w) / 5 (3) (However, [C] w , [Mn] w , [Cu] w , [Ni] w , [Cr] w , [Mo] w , and [V] w are C, Mn in the welding wire, respectively. , Cu, Ni, Cr, Mo, and V content (% by mass) are shown.)
  • wire welding may be performed, or spot welding (arc spot welding) may be performed.
  • spot welding arc spot welding
  • the welding length (bead length) is not particularly limited, but in the present invention, wire welding is used when the welding length exceeds 20 mm, and spot welding is used when the welding length is 20 mm or less.
  • the amount of heat input during wire welding is not particularly limited. However, if the amount of heat input is too low, the weld metal is rapidly cooled, resulting in embrittlement and mechanical properties of the welded joint. May deteriorate. From this viewpoint, it is preferable that the welding heat input is 0.3 kJ / cm or more. On the other hand, if the welding heat input becomes too high, the cooling rate becomes slow, so that the generation of retained austenite is suppressed, and the above-described effects may not be sufficiently obtained. From this point of view, the welding heat input is preferably 15 kJ / cm or less.
  • the welding speed at the time of wire welding is not particularly limited, but if the welding speed is too high, the weld metal may be rapidly cooled to cause embrittlement, which may deteriorate the mechanical properties of the welded joint. There is. From this viewpoint, the welding speed is preferably 45 cm / min or more. On the other hand, if the welding speed is too slow, the cooling rate becomes slow, so that the production of retained austenite is suppressed, and the above-described effects may not be sufficiently obtained. From this viewpoint, the welding speed is preferably 150 cm / min or less.
  • the welding time is not particularly limited, but if the welding time is too short, the weld metal is rapidly cooled to cause embrittlement, which may deteriorate the mechanical characteristics of the welded joint. From this viewpoint, the welding time is preferably 0.2 seconds or longer. On the other hand, if the welding time becomes too long, the cooling rate becomes slow, so that the generation of retained austenite is suppressed, and the above-described effects may not be sufficiently obtained. From this viewpoint, the welding time is preferably 4.0 seconds or less.
  • the arc voltage and welding current at the time of performing the welding may be appropriately set in consideration of the intended welding heat input, and are not particularly limited, but the arc voltage is in the range of 15 to 30 V, for example.
  • the welding current is in the range of 80 to 300 A, for example.
  • Table 1 shows the composition of each of the steel plates A to F (note that the balance is iron and inevitable impurities) and the strength class.
  • “-” indicates that the content of the component was at the impurity level.
  • X BM calculated as 300-279 [C] BM -25 [Si] BM -35 [Mn] BM -49 [Ni] BM -47 [Cr] BM -61 [Mo] BM is shown in Table 1. Show. [C] BM , [Si] BM , [Mn] BM , [Ni] BM , [Cr] BM , and [Mo] BM are C, Si, Mn, Ni, Cr, and Mo in the steel sheet, respectively. Content (mass%) of.
  • Ceq BM [C] BM + [Mn] BM / 6 + ([Cu] BM + [Ni] BM ) / 15 + ([Cr] BM + [Mo] BM + [V] BM ) / 5 (2) (However, [C] BM , [Mn] BM , [Cu] BM , [Ni] BM , [Cr] BM , [Mo] BM , and [V] BM are respectively C, Mn, Cu, (The contents (% by mass) of Ni, Cr, Mo, and V are shown.)
  • Ceq w [C] w + [Mn] w / 6 + ([Cu] w + [Ni] w) / 15 + ([Cr] w + [Mo] w + [V] w) / 5 (3) (However, [C] w , [Mn] w , [Cu] w , [Ni] w , [Cr] w , [Mo] w , and [V] w are C, Mn, Cu in the welding wire, respectively. Ni, Cr, Mo, and V contents (% by mass) are shown.)
  • the delayed fracture (hydrogen embrittlement) susceptibility of the welded joint was evaluated by the following SSRT (Slow Strain Rate Technique) test. Specifically, in the wire welding, a parallel part having a width of 15 mm was cut out from the weld joint of each example to prepare a test piece. About this test piece, the tensile test was implemented and breaking strength (breaking strength without charge) was measured. In addition, a test piece similarly cut out from the welded joint was immersed in a hydrochloric acid solution of pH 3 for 100 hours for hydrogen charging, and then a tensile test was performed in the same manner to measure the breaking strength (breaking strength after charging).
  • SSRT Slow Strain Rate Technique
  • a test piece was prepared by superposing the cross on the cross so that the center portion provided with the hole in the upper plate was an overlapped portion, and performing arc spot welding on the overlapped center portion.
  • the arc was irradiated from the position of height 15mm on the surface side of the upper plate.
  • tool is fixed to the hole provided in each both ends of an upper board and a lower board, and the CTS test (cross tension test) which pulls an upper board and a lower board to a perpendicular direction reverse side is carried out.
  • the break strength (break strength without charge) was measured. Further, after the test piece was immersed in a hydrochloric acid solution of pH 3 for 100 hours for hydrogen charging, the CTS test (cross tensile test) was similarly performed to measure the breaking strength (breaking strength after charging).
  • breaking strength ratio (breaking strength after charging) / (breaking strength without charge)
  • Breaking load ratio (breaking strength after charging) / (breaking strength without charge)
  • the breaking load ratio of 0.5 or less was evaluated as x, 0.5 to 0.7 as ⁇ , 0.7 to 0.9 as ⁇ , and 0.9 or more as ⁇ . Evaluations with ⁇ or ⁇ were accepted. The results are shown in Tables 4-5.
  • Examples 1 to 54 are examples, and examples 55 to 61 are comparative examples.
  • Examples 1 to 54 in which arc welding was performed under the condition that the total amount of Cr and Ni in the welding wire was 1.0% by mass or more and X was 200 or less, the fracture load ratio was ⁇ or ⁇ , No cracking occurred.
  • Example 55 in which the welding wire to which Cr and Ni were not added was used and arc welding was performed under the condition that X exceeded 200, the fracture load ratio was x, and a weld crack occurred.
  • Examples 56 and 57 where the total amount of Cr and Ni in the welding wire was as low as 0.4% by mass and 0.9% by mass, respectively, the fracture load ratio was ⁇ and weld cracking occurred.
  • Example 58 in which arc welding was performed under a condition where X exceeded 200, the fracture load ratio was x and weld cracking occurred.
  • Example 59 which used the welding wire which did not add Cr and Ni and performed arc welding on the conditions where X exceeds 200, the fracture load ratio was x and the weld crack produced.
  • Example 60 where the total amount of Cr and Ni in the welding wire was as low as 0.9% by mass, the fracture load ratio was ⁇ and weld cracking occurred.
  • Example 61 in which arc welding was performed under a condition where X exceeded 200, the fracture load ratio was x, and a weld crack occurred.

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Abstract

本発明は、Ｃ量が０．０８～０．３０質量％の鋼板のアーク溶接方法において、Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００質量％以上である溶接ワイヤを用いて、下記式（１）で表されるＸが２００以下となる条件で溶接を実施するアーク溶接方法に関する。　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　（１）　（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、明細書中に定義されている。）

Description

アーク溶接方法及び溶接ワイヤ
　本発明は、アーク溶接方法及び溶接ワイヤに関する。
　自動車分野においては、昨今の低燃費化や排出ガスの規制に伴って、車体の軽量化が進められている。これに伴い、車体部品に用いられる薄鋼板についても、従来よりも炭素の含有量を増加させて引張強度を高めた高張力鋼板が採用されることが増えてきており、今後もさらに高強度化が進むとされている。この強度化が進む程、鋼板の接合部位における高い溶接継手強度の確保や水素脆化を原因とした遅れ破壊や遅れ割れの抑制が求められる。自動車等の車体用の鋼板の溶接には、アーク溶接やスポット溶接等が一般的に用いられているが、いずれの溶接方法によっても水素脆化による遅れ破壊の発生防止は課題となる。
　高張力鋼板による遅れ破壊の抑制について、例えば特許文献１には、炭素を０．１５％以上含み、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板のスポット溶接において、焼戻しによる硬さ低減のばらつきを抑制し、溶接時間を短縮しつつ、高い耐遅れ破壊特性を安定して得ることについて記載されている。また、特許文献２にはアーク溶接によるものであって、化学成分組成と共に、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を適切に制御したことによって、７８０ＭＰａ超の高強度であっても耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が実現可能であることが記載されている。
国際公開第２０１４／１７１４９５号 日本国特開２０１３－１７３１７９号公報
　しかしながら、特許文献１はスポット溶接に関するもので、点溶接にしか用いることができず、アーク溶接のように、点溶接、線溶接どちらにも用いることができるような汎用性を有しない。
　また、特許文献２には、アーク溶接によって、耐水素脆化感受性が得られるものの、溶接金属中の残留オーステナイト組織を適切に制御する必要がある。特に、点溶接は溶接条件が限られるため、溶接金属組織の制御が困難である。
　本発明は、高張力鋼板の溶接において、点溶接または線溶接を問わず、容易に溶接金属の水素脆化を抑制し、割れの発生を防止できるアーク溶接方法および溶接ワイヤを提供することを目的とする。
　オーステナイト組織は、フェライト組織やマルテンサイト組織と比べて水素の固溶限が高い特徴を有するため、オーステナイト組織を含む溶接金属であれば、水素脆化の要因となる拡散性水素が低減される。本発明者らはこの点に着目して、溶接ワイヤ中のＮｉやＣｒをはじめとする焼入れ性を高める合金元素の含有量と、高張力鋼板中のこれら合金元素の含有量との関係を適量にすることで、溶接金属中の残留オーステナイト量を容易かつ適切にコントロールすることが可能となり、溶接金属の水素脆化を抑制することが可能となることを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明は、Ｃ量が０．０８～０．３０質量％の鋼板のアーク溶接方法において、Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００質量％以上である溶接ワイヤを用いて、下記式（１）で表されるＸが２００以下となる条件で溶接を実施するアーク溶接方法に関する。
　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　　　（１）
　（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、夫々前記鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
　上記アーク溶接方法によれば、溶接金属のマルテンサイト変態点（Ｍｓ変態点）が低くなり、冷却過程で変態することが出来なかった、いわゆる残留オーステナイトが生成する。この残留オーステナイトに溶接金属中の水素が固溶されるため、拡散性水素に起因する水素脆化を抑制することができる。
　上記アーク溶接方法においては、Ｘが０以上であってもよい。
　上記アーク溶接方法においては、前記鋼板の下記式（２）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３０～０．７０であり、前記溶接ワイヤの下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑｗが０．２０～１．３０であってもよい。
　ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５　　　（２）
　（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
　Ｃｅｑｗ＝［Ｃ］ｗ＋［Ｍｎ］ｗ／６＋（［Ｃｕ］ｗ＋［Ｎｉ］ｗ）／１５＋（［Ｃｒ］ｗ＋［Ｍｏ］ｗ＋［Ｖ］ｗ）／５　　　（３）
　（但し、［Ｃ］ｗ、［Ｍｎ］ｗ、［Ｃｕ］ｗ、［Ｎｉ］ｗ、［Ｃｒ］ｗ、［Ｍｏ］ｗ、及び［Ｖ］ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
　上記アーク溶接方法においては、前記鋼板の板厚が０．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であってもよい。
　上記アーク溶接方法においては、溶接長を２０ｍｍ超とし、溶接入熱量が０．３ｋＪ／ｃｍ以上１５ｋＪ／ｃｍ以下となる条件で線溶接を実施してもよい。また、溶接速度が４５ｃｍ／分以上１５０ｃｍ／分以下となる条件で線溶接を実施してもよい。
　また、上記アーク溶接方法においては、溶接時間が０．２秒以上４．０秒以下となる条件で点溶接を実施してもよい。
　また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０８～０．３０％、Ｓｉ：２．００％以下、及びＭｎ：０．９０～３．００％を少なくとも含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼板をアーク溶接するための溶接ワイヤであって、
　前記溶接ワイヤは、ワイヤ全質量に対し、質量％で、
　Ｃ：０．０８～０．３０％、
　Ｓｉ：０．１０～２．００％、
　Ｍｎ：０．５０～２．５０％、
　Ｎｉ：１２．００％以下、
　Ｃｒ：１２．００％以下、及び
　Ｍｏ：１．５０％以下
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるとともに、
　Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００～２４．００％であり、
　前記溶接ワイヤは、下記式（１）で表されるＸが０．６以上２００以下であることを満足する溶接ワイヤにも関する。
　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　　　（１）
　（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、夫々前記鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
　上記溶接ワイヤは、質量％で、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｎｂ：１．００％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｗ：１．００％以下、及びＢ：０．００５０％以下からなる群から選択される１以上をさらに含有してもよい。
　本発明のアーク溶接方法および溶接ワイヤによれば、高張力鋼板の溶接においても、点溶接または線溶接を問わず、容易に溶接金属の水素脆化を抑制して、遅れ破壊の抑制および遅れ割れの発生を防止できる。
　以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本明細書において、質量を基準とする百分率（質量％）は、重量を基準とする百分率（重量％）と同義である。
　本実施形態のアーク溶接方法（以下、本アーク溶接方法ともいう）は、Ｃ（炭素）量が０．０８～０．３０質量％の鋼板をその適用対象とする。鋼板中のＣ量が０．０８質量％以上であれば、高張力鋼板として十分な強度を有する。また、Ｃ量が０．３０質量％以下であっても、鋼板中のＣ量が０．０８質量％の鋼板と同等の耐遅れ破壊性を有する。また、より遅れ破壊が発生し難くなる。
　また、本アーク溶接方法に用いられる鋼板は、Ｃ量が０．０８～０．３０質量％であれば、鋼種としては特に限定されるものではないが、Ｃに加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の各種合金成分を適宜含有しうる。ここで、鋼板に含有されうる合金成分のうち、焼入れ性を高め、Ｍｓ変態点を低下させるのに有効な化学成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量は、使用される溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量との関係で、後述する式（１）を満たす。
　上記鋼板の一例としては、質量％で、Ｃ：０．０８～０．３０％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．９０～３．００％を少なくとも含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有する鋼板が挙げられる。
　本アーク溶接方法において、鋼板の板厚（厚み）は、アーク溶接を適用できる範囲であれば特に限定されるものではないが、本アーク溶接方法によれば、特に板厚の薄い鋼板（薄鋼板）に適用した場合においても上記効果を発揮できる。鋼板の板厚は、特に自動車用途において部材としての必要な強度及び剛性を確保するためには、好ましくは０．５ｍｍ以上であり、より好ましくは０．６ｍｍ以上である。また、特に自動車用途における軽量化を考慮して、必要な強度と薄板化を両立する観点からは、好ましくは４．０ｍｍ以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ以下である。
　本アーク溶接方法が適用される鋼板の強度クラスは、特に限定されるものではないが、特に自動車用途における高強度化を鑑みると、鋼板の引張強度としては、好ましくは４４０ＭＰａ以上（４４０ＭＰａ級）、より好ましくは５９０ＭＰａ以上（５９０ＭＰａ級）、さらに好ましくは９８０ＭＰａ以上（９８０ＭＰａ級）である。
　また、本アーク溶接方法では、上記鋼板に対して、Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００質量％以上である溶接ワイヤを用いて、下記式（１）で表されるＸが２００以下となる条件で溶接を実施する。
　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　　　（１）
　（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、夫々前記鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
　Ｃｒ及びＮｉは、マルテンサイト変態点を低下させ、オーステナイト相を安定化させる元素である。本アーク溶接方法では、溶接金属のマルテンサイト変態点を低下させて残留オーステナイトを生成させるために、溶接ワイヤ中のＣｒ及びＮｉの合計量を１．００質量％以上とする。溶接ワイヤ中のＣｒ及びＮｉの合計量は、好ましくは１．２０質量％以上である。一方、溶接ワイヤ中のＣｒ及びＮｉの合計量は、適正な焼入れ性の観点から２４．００質量％以下であることが好ましく、２０．００質量％以下であることがより好ましく、１９．００質量％以下であることがさらに好ましい。なお、Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００質量％以上であれば、Ｃｒ及びＮｉの一方のみを含有していてもよく、あるいはＣｒ及びＮｉの両方を含有していてもよい。
　本アーク溶接方法に適用可能な溶接ワイヤのワイヤ組成は、Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００質量％以上であればよく、その他の化学成分は特に限定されるものではないが、例えば、Ｃｒ及びＮｉに加えて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ等の、焼入れ性を高め、Ｍｓ変態点を低下させるのに有効な化学成分を含有しうる。以下において、本実施形態の一態様に係る溶接ワイヤのワイヤ組成について説明する。なお、下記のワイヤ組成においては、特にことわりのない限り、各成分量はワイヤ全質量に対する質量％で表わされるものとする。
　Ｃｒは溶接金属のマルテンサイト変態点を低下させるために有効な元素である。なお、Ｃｒ及びＮｉの合計量の関係において、Ｎｉ量が１．００％以上であれば、Ｃｒの含有は必ずしも必須ではないが、上記効果を有効に発揮するためには、Ｃｒ量は０．１０％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒはフェライト安定元素であるため、残留オーステナイトをより安定的に生成させる観点から、１２．００％以下であることが好ましく、１０．００％以下であることがより好ましく、９．５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｎｉは溶接金属のマルテンサイト変態点を低下させて残留オーステナイトを生成させるために有効な元素である。なお、Ｃｒ及びＮｉの合計量の関係において、Ｃｒ量が１．００％以上であれば、Ｎｉの含有は必ずしも必須ではないため、下限は限定されない。また、Ｎｉは強度向上に寄与する。そのため、過剰強度による溶接割れ防止の観点から、Ｎｉ量は１２．００％以下であることが好ましく、１０．００％以下であることがより好ましく、９．５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃはオーステナイトを安定化する元素ではあるが、溶接金属中に炭化物を生じさせるとともに、溶接金属のマルテンサイト変態を誘起する元素でもある。したがって、本態様のワイヤにおいては、Ｃ量は０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。また、Ｃ量の下限は特に限定されるものではないが、例えば０．０１％以上であり、好ましくは０．０８％以上である。
　Ｓｉはフェライト安定化元素であるが、脱酸やビード形状を改善する元素である。本態様のワイヤにおいて、Ｓｉは含有されていなくともよいが、脱酸の観点から、Ｓｉを含有する場合のＳｉ量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、スラグ抑制および残留オーステナイトをより安定的に生成させるためには、Ｓｉ量は２．００％以下であることが好ましい。
　ＭｎはＣ同様にオーステナイト安定化元素であり、また、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する効果を有するＮの固溶量を増加させる効果がある元素である。本態様のワイヤにおいて、脱酸の観点から、Ｍｎ量は好ましくは０．５０％以上である。一方、スラグ抑制の観点から、Ｍｎ量は２．５０％以下であることが好ましい。
　Ｍｏはフェライト安定化元素であり、強度の向上に寄与する元素である。本態様のワイヤにおいて、Ｍｏは含有されていなくともよいが、強度確保の観点から、Ｍｏを含有する場合のＭｏ量は、好ましくは０．５０％以上である。一方、過剰強度による溶接割れ防止の観点から、Ｍｏ量は１．５０％以下であることが好ましい。
　また、本態様の溶接ワイヤには、上記化学成分に加えて、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ及びＢの１種以上を、下記の量範囲でさらに添加してもよい。
　ＴｉおよびＺｒは炭化物を形成し水素をトラップする。その一方で、強脱酸元素でもあるため、過剰に添加するとスラグが多く発生してしまう虞があることから、ＴｉやＺｒを添加する場合は、それぞれ０．５０％以下の範囲で添加するのが好ましい。
　ＶおよびＮｂも炭化物を形成することで水素をトラップする。その一方で、強度を向上させる効果もあるため、過剰に添加すると、強度が過剰となり溶接割れが発生する虞があることから、ＶやＮｂを添加する場合は、それぞれ１．００％以下の範囲で添加することが好ましい。
　Ｗは強度を向上させるために添加してもよい。しかし、過剰な添加は、強度が過剰となり溶接割れが発生する虞があるため、Ｗを添加する場合は、１．００％以下の範囲で添加することが好ましい。
　Ｂも、Ｗと同様に、強度を向上させるために添加してもよい。しかし、過剰な添加は、強度が過剰となり溶接割れが発生する虞があるため、Ｂを添加する場合は、０．００５０％以下の範囲で添加することが好ましい。
　また、本態様の溶接ワイヤにおける残部は、Ｆｅ、及び、ＰやＳ等の不可避的不純物である。
　また、本アーク溶接方法においては、上記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）である［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗと、上記鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）である［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭから下記式（１）により算出されるパラメータＸが、２００以下であることが重要である。
　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　　　（１）
　Ｘは、マルテンサイト変態点を低下させるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの各成分量に着目して本発明者らが実験により経験的に見出した、溶接金属中の残留オーステナイト（残留γ）の指標となるものである。
　本アーク溶接方法によれば、鋼板の化学成分組成を考慮して、Ｘが２００以下となるように溶接ワイヤ中のこれらの化学成分量を適切に調整することにより、溶接金属のマルテンサイト変態点を低下させて、水素の固溶限の高い残留オーステナイトを十分に生成させることができる。その結果、水素脆化の原因となる溶接金属中の拡散性水素を抑制し、水素脆化に起因する割れの発生を防止することができる。この観点から、Ｘは２００以下であり、好ましくは１５５以下である。
　一方、Ｘの下限は特に限定されるものではないが、Ｘが低くなりすぎると、マルテンサイトの析出量が多くなりすぎて溶接金属が過度に硬くなってしまい、溶接継手の機械的性能が十分に発揮できずに脆性破壊を生じてしまうおそれがある。この観点からは、Ｘは０以上であることが好ましく、０．６以上であることがより好ましく、１００以上であることがさらに好ましい。
　また、鋼板の炭素当量ＣｅｑＢＭは、焼入れ性の観点からは、０．３０以上であることが好ましく、０．４０以上であることがより好ましい。一方、遅れ割れ予防の観点からは、０．７０以下であることが好ましく、０．６０以下であることがより好ましい。
　なお、本明細書における鋼板の炭素当量ＣｅｑＢＭは、下記式（２）で表されるものとする。
　ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５　　　（２）
　（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
　また、溶接ワイヤの炭素当量Ｃｅｑｗは、焼入れ性の観点からは、０．２０以上であることが好ましい。一方、遅れ割れ予防の観点からは、１．３０以下であることが好ましい。
　なお、本明細書における溶接ワイヤの炭素当量Ｃｅｑｗは、下記式（３）で表されるものとする。
　Ｃｅｑｗ＝［Ｃ］ｗ＋［Ｍｎ］ｗ／６＋（［Ｃｕ］ｗ＋［Ｎｉ］ｗ）／１５＋（［Ｃｒ］ｗ＋［Ｍｏ］ｗ＋［Ｖ］ｗ）／５　　　（３）
　（但し、［Ｃ］ｗ、［Ｍｎ］ｗ、［Ｃｕ］ｗ、［Ｎｉ］ｗ、［Ｃｒ］ｗ、［Ｍｏ］ｗ、及び［Ｖ］ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
　本アーク溶接方法としては、線溶接を実施してもよく、あるいは点溶接（アークスポット溶接）を実施してもよい。
　線溶接を実施する場合、溶接長（ビード長）は特に限定されないが、本発明においては、溶接長が２０ｍｍを超える場合を線溶接、溶接長が２０ｍｍ以下の場合を点溶接とする。
　また、線溶接を実施する際の溶接入熱量は、特に限定されるものではないが、溶接入熱量が低くなりすぎると溶接金属が急冷されることにより脆化が生じ、溶接継手の機械的特性が劣化するおそれがある。この観点からは、溶接入熱量は０．３ｋＪ／ｃｍ以上であることが好ましい。
　他方、溶接入熱量が高くなりすぎると、冷却速度が遅くなるために残留オーステナイトの生成が抑制され、上述した効果を十分に得られなくなるおそれがある。この観点からは、溶接入熱量は１５ｋＪ／ｃｍ以下であることが好ましい。
　線溶接を実施する際の溶接速度も、特に限定されるものではないが、溶接速度が速くなりすぎると溶接金属が急冷されることにより脆化が生じ、溶接継手の機械的特性が劣化するおそれがある。この観点からは、溶接速度は４５ｃｍ／分以上であることが好ましい。
　他方、溶接速度が遅くなりすぎると、冷却速度が遅くなるために残留オーステナイトの生成が抑制され、上述した効果を十分に得られなくなるおそれがある。この観点からは、溶接速度は１５０ｃｍ／分以下であることが好ましい。
　また、点溶接を実施する場合、溶接時間は特に限定されないが、溶接時間が短すぎると溶接金属が急冷されることにより脆化が生じ、溶接継手の機械的特性が劣化するおそれがある。この観点からは、溶接時間は０．２秒以上であることが好ましい。
　他方、溶接時間が長くなりすぎると、冷却速度が遅くなるために残留オーステナイトの生成が抑制され、上述した効果を十分に得られなくなるおそれがある。この観点からは、溶接時間は４．０秒以下であることが好ましい。
　溶接を実施する際のアーク電圧や溶接電流は、目的とする溶接入熱量を考慮して適宜設定すればよく、特に限定されるものではないが、アーク電圧は例えば１５～３０Ｖの範囲であり、溶接電流は例えば８０～３００Ａの範囲である。
　本アーク溶接方法は、ＭＡＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接等のいずれであってもよい。
　シールドガスとしては、ＭＡＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接等の各溶接種類に応じて、ＡｒやＨｅ等の不活性ガス、ＣＯ２、不活性ガスとＣＯ２との混合ガス等の公知のものを適宜選択して用いることができる。
　以下に、実施例を挙げて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明は、これらの実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することが可能であり、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に、鋼板Ａ～Ｆのそれぞれの組成（なお、残部は鉄及び不可避的不純物である）と、強度クラスを示す。なお、表１中の「－」は、その成分の含有量が不純物レベルであったことを表す。
　また、３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭとして算出されるＸＢＭを表１にあわせて示す。なお、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、それぞれ鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を表す。
　また、各例に使用される鋼板の炭素当量ＣｅｑＢＭを下記式（２）に基づいて算出し、表１にあわせて示した。
　ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５　　　（２）
　（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、それぞれ鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
＜Ｎｏ．１～６１＞
　各例において、表２～３に示される鋼種及び板厚を有する２枚の鋼板に対して、表２～３に示される組成を有する溶接ワイヤを用いて、表４～５に示される溶接条件でアーク溶接を実施した。なお、シールドガスとしては、Ａｒ＋２０体積％ＣＯ２の混合ガスを用いた。また、表２～３には、鋼板のＸＢＭ及び炭素当量ＣｅｑＢＭをあわせて示している。さらに、表２～３中の「－」は、その成分の含有量が不純物レベルであったことを表す。
　また、表２～３に、３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗとして算出されるＸＷをあわせて示す。なお、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、それぞれ溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を表す。
　さらに、各例について、ＸＷ及びＸＢＭより下記式（１’）に基づき算出されるＸを表２に示した。
　Ｘ＝０．８ＸＷ＋０．２ＸＢＭ　　　（１’）
　また、各例に使用される鋼板の炭素当量Ｃｅｑｗを下記式（３）に基づいて算出し、表２～３にあわせて示した。
　Ｃｅｑｗ＝［Ｃ］ｗ＋［Ｍｎ］ｗ／６＋（［Ｃｕ］ｗ＋［Ｎｉ］ｗ）／１５＋（［Ｃｒ］ｗ＋［Ｍｏ］ｗ＋［Ｖ］ｗ）／５　　　（３）
　（但し、［Ｃ］ｗ、［Ｍｎ］ｗ、［Ｃｕ］ｗ、［Ｎｉ］ｗ、［Ｃｒ］ｗ、［Ｍｏ］ｗ、及び［Ｖ］ｗは、それぞれ溶接ワイヤ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
（機械的特性の評価）
　各例について、溶接継手の遅れ破壊（水素脆化）感受性を下記のＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ　Ｓｔｒａｉｎ　Ｒａｔｅ　Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）試験により評価した。
　具体的に、線溶接では各例の溶接継手から幅１５ｍｍの平行部を切り出して試験片を作製した。この試験片について、引張試験を実施して、破断強度（チャージなし破断強度）を測定した。また、溶接継手から同様に切り出した試験片をｐＨ３の塩酸溶液に１００時間浸漬して水素チャージを行った後に、同様に引張試験を実施して破断強度（チャージ後破断強度）を測定した。
　また、点溶接では、両端部に穴加工が施され、中心部にも穴が設けられた鋼板（上板）と、両端部に穴加工が施された鋼板（下板）を、上板が上側になり、上板の穴が設けられた中心部が重ね合わせ部分となるように十字に重ね合わせ、重ね合せられた中心部にアークスポット溶接を実施して試験片を作製した。なお、上板の表面側の高さ１５ｍｍの位置からアークを照射した。そして、作製した試験片について、上板及び下板のそれぞれの両端部に設けられた穴にジグを固定して、上板及び下板を垂直方向逆側に引っ張るＣＴＳ試験（十字引張試験）を実施して、破断強度（チャージなし破断強度）を測定した。また、試験片をｐＨ３の塩酸溶液に１００時間浸漬して水素チャージを行った後に、同様にＣＴＳ試験（十字引張試験）を実施して、破断強度（チャージ後破断強度）を測定した。
　各例の溶接継手について、測定されたチャージなし破断強度及びチャージ後破断強度から、下記式に基づいて破断強度比を算出した。
　　　破断荷重比＝（チャージ後破断強度）／（チャージなし破断強度）
　そして、破断荷重比が０．５以下のものを×、０．５～０．７のものを△、０．７～０．９のものを○、０．９以上のものを◎として評価し、評価が◎または○のものを合格とした。結果を表４～５に示す。
（溶接割れの評価）
　各例について、溶接後のビード表面、およびマクロ断面を目視で観察することにより、溶接割れの評価を行った。評価基準としては、割れが発生していないものを○、割れが発生しているものを×とし、評価が○であったものを合格とした。結果を表４～５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　例１～５４は実施例であり、例５５～６１は比較例である。
　溶接ワイヤ中のＣｒ及びＮｉの合計量が１．０質量％以上であり、Ｘが２００以下となる条件でアーク溶接を実施した例１～５４では、破断荷重比が◎または○であり、溶接割れも生じなかった。
　一方、Ｃｒ及びＮｉを添加していない溶接ワイヤを使用し、かつ、Ｘが２００を超える条件でアーク溶接を実施した例５５では、破断荷重比が×であり、溶接割れが生じた。
　また、溶接ワイヤ中のＣｒ及びＮｉの合計量がそれぞれ０．４質量％、０．９質量％と低い例５６及び例５７では、破断荷重比が△であり、溶接割れが生じた。
　また、Ｘが２００を超える条件でアーク溶接を実施した例５８では、破断荷重比が×であり、溶接割れが生じた。
　また、Ｃｒ及びＮｉを添加していない溶接ワイヤを使用し、かつ、Ｘが２００を超える条件でアーク溶接を実施した例５９では、破断荷重比が×であり、溶接割れが生じた。
　また、溶接ワイヤ中のＣｒ及びＮｉの合計量が０．９質量％と低い例６０では、破断荷重比が△であり、溶接割れが生じた。
　また、Ｘが２００を超える条件でアーク溶接を実施した例６１では、破断荷重比が×であり、溶接割れが生じた。
　本発明を特定の態様を参照して詳細に説明したが、本発明の精神と範囲を離れることなく様々な変更および修正が可能であることは、当業者にとって明らかである。
　なお、本出願は、２０１７年５月１日付けで出願された日本特許出願（特願２０１７－０９１３７６）に基づいており、その全体が引用により援用される。

Claims (9)

  1. 　Ｃ量が０．０８～０．３０質量％の鋼板のアーク溶接方法において、Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００質量％以上である溶接ワイヤを用いて、下記式（１）で表されるＸが２００以下となる条件で溶接を実施するアーク溶接方法。
    　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　　（１）
    　（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、夫々前記鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
  2. 　前記Ｘが０以上である請求項１に記載のアーク溶接方法。
  3. 　前記鋼板の下記式（２）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３０～０．７０であり、
    前記溶接ワイヤの下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑｗが０．２０～１．３０である請求項１に記載のアーク溶接方法。
    　ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５　（２）
    　（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
    　Ｃｅｑｗ＝［Ｃ］ｗ＋［Ｍｎ］ｗ／６＋（［Ｃｕ］ｗ＋［Ｎｉ］ｗ）／１５＋（［Ｃｒ］ｗ＋［Ｍｏ］ｗ＋［Ｖ］ｗ）／５　　　（３）
    　（但し、［Ｃ］ｗ、［Ｍｎ］ｗ、［Ｃｕ］ｗ、［Ｎｉ］ｗ、［Ｃｒ］ｗ、［Ｍｏ］ｗ、及び［Ｖ］ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
  4. 　前記鋼板の板厚が０．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下である請求項１に記載のアーク溶接方法。
  5. 　溶接長を２０ｍｍ超とし、溶接入熱量が０．３ｋＪ／ｃｍ以上１５ｋＪ／ｃｍ以下となる条件で線溶接を実施する請求項１～４のいずれか１項に記載のアーク溶接方法。
  6. 　溶接速度が４５ｃｍ／分以上１５０ｃｍ／分以下となる条件で線溶接を実施する請求項５に記載のアーク溶接方法。
  7. 　溶接時間が０．２秒以上４．０秒以下となる条件で点溶接を実施する請求項１～４のいずれか１項に記載のアーク溶接方法。
  8. 　質量％で、Ｃ：０．０８～０．３０％、Ｓｉ：２．００％以下、及びＭｎ：０．９０～３．００％を少なくとも含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼板をアーク溶接するための溶接ワイヤであって、
    　前記溶接ワイヤは、ワイヤ全質量に対し、質量％で、
    　Ｃ：０．０８～０．３０％、
    　Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    　Ｍｎ：０．５０～２．５０％、
    　Ｎｉ：１２．００％以下、
    　Ｃｒ：１２．００％以下、及び
    　Ｍｏ：１．５０％以下
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるとともに、
    　Ｃｒ及びＮｉの合計量が１．００～２４．００％であり、
    　前記溶接ワイヤは、下記式（１）で表されるＸが０．６以上２００以下であることを満足する溶接ワイヤ。
    　Ｘ＝０．８×（３００－２７９［Ｃ］Ｗ－２５［Ｓｉ］Ｗ－３５［Ｍｎ］Ｗ－４９［Ｎｉ］Ｗ－４７［Ｃｒ］Ｗ－６１［Ｍｏ］Ｗ）＋０．２×（３００－２７９［Ｃ］ＢＭ－２５［Ｓｉ］ＢＭ－３５［Ｍｎ］ＢＭ－４９［Ｎｉ］ＢＭ－４７［Ｃｒ］ＢＭ－６１［Ｍｏ］ＢＭ）　　（１）
    　（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｓｉ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、及び［Ｍｏ］ＢＭは、夫々前記鋼板中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
  9. 　前記溶接ワイヤは、質量％で、
    　Ｔｉ：０．５０％以下、
    　Ｖ：１．００％以下、
    　Ｎｂ：１．００％以下、
    　Ｚｒ：０．５０％以下、
    　Ｗ：１．００％以下、及び
    　Ｂ：０．００５０％以下
    　からなる群から選択される１以上をさらに含有する請求項８に記載の溶接ワイヤ。
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