WO2022131333A1 - Ｔｉｇ溶接用溶加材およびそれを用いた溶接継手部の製造方法 - Google Patents

Ｔｉｇ溶接用溶加材およびそれを用いた溶接継手部の製造方法 Download PDF

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一史 渡邊
充志 ▲高▼田
彰芳 安藤
能知 岡部
圭治 植田
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Definitions

  • the present invention relates to a filler material for TIG welding, and in particular, for welding high Mn-containing steel materials used in an extremely low temperature environment, the melt for TIG welding has excellent high temperature crack resistance in which the occurrence of high temperature cracks is suppressed during welding.
  • the present invention relates to a filler material and a method for manufacturing a welded joint portion using the material.
  • TIG welding is Tungsten Inert Gas (tungsten-inert gas) welding, which uses tungsten, which is a material that does not wear out on the electrode rod, and blows argon gas or helium gas, which are inert gases, to shut off the air.
  • tungsten-inert gas which uses tungsten, which is a material that does not wear out on the electrode rod, and blows argon gas or helium gas, which are inert gases, to shut off the air.
  • it is a method of melting and welding another filler metal (welding rod) in an arc.
  • this TIG welding it can be applied to various alloy steels, non-ferrous metals, etc., it can be welded even in a complicated shape, and excellent welding quality can be obtained, so that it is applied to welding of all metals.
  • liquefied natural gas (hereinafter, also referred to as LNG) does not contain sulfur, it is said to be a clean fuel that does not generate air pollutants such as sulfur oxides, and its demand is increasing.
  • the container (tank) for transporting or storing the LNG is required to maintain excellent ultra-low temperature impact toughness at a temperature of -162 ° C. or lower, which is the liquefaction temperature of the LNG. ing.
  • high Mn steel As a material for a container (tank) for transporting or storing LNG, application of high Mn-containing steel containing about 10 to 35% by mass of Mn (hereinafter, also referred to as “high Mn steel”). Is being considered.
  • the high Mn steel has an austenitic phase even at an extremely low temperature, does not cause brittle fracture, and has a high strength as compared with an austenitic stainless steel. Further, there is also a demand for the development of a welding method and a welding material capable of stably welding such a high Mn-containing steel material.
  • Patent Document 1 proposes "a high-strength welded joint portion having excellent ultra-low temperature impact toughness and a flux cored arc welding wire for this purpose".
  • the flux cored arc welding wire described in Patent Document 1 has C: 0.15 to 0.8%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 15 to 34%, Cr in% by weight.
  • Patent Document 2 proposes "solid wire for gas metal arc welding".
  • the solid wire for gas metal arc welding described in Patent Document 2 has a mass% of C: 0.2 to 0.8%, Si: 0.15 to 0.90%, Mn: 17.0 to 28. 0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.01 to 10.00%, Cr: 0.4 to 4.0%, Mo: 0.01 to 3.50 %, B: less than 0.0010%, N: 0.12% or less, and has a composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities. If necessary, one or more selected from V, Ti and Nb, and one or more selected from Cu, Al, Ca and REM may be contained. It is supposed to be.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 have a problem that high temperature cracking occurs during welding.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, can suppress the occurrence of high temperature cracks during welding, and has high strength suitable as a welding material for high Mn-containing steel materials used in an extremely low temperature environment. It is an object of the present invention to provide a filler material used for TIG welding, which can stably manufacture a welded joint portion having both excellent low temperature toughness and excellent low temperature toughness.
  • high strength means that the normal temperature yield strength (0.2% proof stress) of the weld metal manufactured in accordance with the JIS Z 3111 regulations is 400 MPa or more.
  • Excellent ultra-low temperature toughness means that the absorbed energy vE-196 of the weld metal manufactured in accordance with JIS Z 3111 is 28J or more in the Charpy impact test at a test temperature of -196 ° C. It shall be.
  • the present inventors first diligently examined the factors affecting high-temperature cracking during TIG welding of high Mn steel. As a result, it was found that the cause of the occurrence of high temperature cracking is the segregation of P into the final solidified portion of the weld metal. Further, when Cr is contained in the composition of the filler metal in an amount of 6.0% by mass or more, a Cr phosphate is formed in the liquid phase of the weld metal, thereby suppressing segregation of P into the final solidified portion of the weld metal. Furthermore, it was found that it has the effect of suppressing the occurrence of high-temperature cracking.
  • the composition of the filler metal for TIG welding which is necessary for the weld metal manufactured in accordance with the regulations of JIS Z 3111 to become a weld metal having both desired high strength and desired excellent ultra-low temperature toughness. investigated. As a result, the composition of the filler metal was adjusted in the range of C: 0.20 to 0.80% and Si: 0.15 to 0.90% by mass%, and further, Mn: 15.0 to 30. After adjusting 0.0% and Cr: 6.0 to 15.0% to a specific range, the composition is reduced to P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, and N: 0.120% or less. It was found that it is necessary to use a filler metal material for TIG welding and a welded joint portion using the same.
  • the present invention has been completed with further studies based on such findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • C 0.20 to 0.80%, Si: 0.15 to 0.90%, Mn: 15.0 to 30.0%, P: 0.030% or less, S: A filler material for TIG welding containing 0.030% or less, Cr: 6.0 to 15.0%, N: 0.120% or less, and having a composition consisting of a balance Fe and unavoidable impurities.
  • TIG welding which further contains one or two selected from Ni: 10.00% or less and Mo: 3.50% or less in mass% in addition to the above composition in [1]. Welding material.
  • the composition is further selected from V: 1.00% or less, Ti: 1.00% or less, and Nb: 1.00% or less in mass%.
  • a filler material for TIG welding containing only one type or two or more types.
  • REM A filler material for TIG welding containing one or more selected from 0.020% or less.
  • [5] A method for manufacturing a welded joint portion for TIG welding a high Mn-containing steel material using the TIG welding filler material and the non-consumable electrode according to any one of [1] to [4].
  • [6] The method for manufacturing a welded joint portion in [5], wherein the Mn content of the high Mn-containing steel material is 15.0 to 30.0% by mass.
  • the high Mn-containing steel material has C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 15.0 in mass%.
  • the filler metal material for TIG welding as a welding material for a steel material containing high Mn, high-temperature cracking during TIG welding can be suppressed, and a welded joint having high strength and excellent ultra-low temperature toughness.
  • the parts can be easily manufactured, which is extremely effective in industry.
  • the present invention is a filler material suitable for TIG welding of high Mn-containing steel materials.
  • the filler metal of the present invention By using the filler metal of the present invention, high temperature cracking can be suppressed during TIG welding between steel materials containing high Mn.
  • the test plate must be constrained or reverse strained in advance so that the angular deformation after welding does not exceed 5 ° so that the test piece can be collected.
  • the groove shape is a V groove, which is composed of a backing metal. Unless otherwise specified, welding is performed by downward welding, with 1 or 2 passes for the first and second layers, and 1 or 2 passes or more for the third and subsequent layers. Specimens after welding shall not be heat treated.
  • the filler metal of the present invention is a welded metal manufactured by TIG welding in accordance with JIS Z 3111, which has a high strength of 400 MPa or more with a 0.2% proof stress at room temperature and a test temperature of -196 ° C. It is a welded metal that has excellent ultra-low temperature toughness with an absorption energy of 28J or more in the Charpy impact test, and is a welding material capable of manufacturing a welded joint portion having high strength and excellent ultra-low temperature toughness.
  • TIG welding As described above, in TIG welding, tungsten, which is a material that does not wear out on the electrode rod, is used, and another filler metal is melted and welded in an arc while blowing argon gas or helium gas to block air. The method.
  • This TIG welding can be applied to various alloy steels, non-ferrous metals, etc., can be welded even in complicated shapes, and excellent welding quality can be obtained, so that it is applied to welding of all metals.
  • a 45 ° V groove is formed by abutting a steel plate or steel material (plate thickness: 3 to 100 mm) as a base material in accordance with JIS Z3111, and a pure tungsten rod is used as an electrode.
  • a steel plate or steel material plate thickness: 3 to 100 mm
  • a pure tungsten rod is used as an electrode.
  • current 180 to 250 A (DCEN)
  • voltage 10 to 15 V
  • welding speed 5 to 15 cm / min.
  • Welding heat input 0.7 to 4.0 kJ / mm
  • inter-pass temperature 100 to 150 ° C.
  • shield gas Ar
  • gas flow rate 10 to 25 L / min.
  • the filler metal for TIG welding of the present invention has a basic composition of C: 0.20 to 0.80%, Si: 0.15 to 0.90%, Mn: 15.0 to 30.0 in mass%. %, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: 6.0 to 15.0%, N: 0.120% or less, and has a composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities. It is a thing. First, the reason for limiting the composition of the basic composition will be described. In the following, "%" in the composition means “mass%".
  • C is an element having an action of increasing the strength of the weld metal by strengthening the solid solution, and also stabilizes the austenite phase and improves the ultra-low temperature impact toughness of the weld metal. In order to obtain such an effect, a content of 0.20% or more is required. However, if it is contained in an amount of more than 0.80%, carbides are precipitated, the extremely low temperature toughness is lowered, and welding cracks (high temperature cracks) are likely to occur during welding. Therefore, C is limited to the range of 0.20 to 0.80%. In addition, C is preferably 0.40% or more. Preferably, C is 0.60% or less. More preferably, C is 0.45% or more. More preferably, C is 0.55% or less.
  • Si acts as a deoxidizing agent, has the effect of increasing the yield of Mn, increasing the viscosity of the molten metal, and stably maintaining the bead shape. In order to obtain such an effect, a content of 0.15% or more is required. However, if it is contained in excess of 0.90%, the extremely low temperature toughness of the weld metal is lowered, and Si segregates during solidification to form a liquid phase at the interface of the solidified cell, which lowers the high temperature crack resistance. .. Therefore, Si was limited to the range of 0.15 to 0.90%.
  • Si is 0.20% or more.
  • Si is 0.70% or less. More preferably, Si is 0.30% or more. More preferably, Si is 0.60% or less.
  • Mn is an element that stabilizes the austenite phase at low cost, and the content of Mn is required to be 15.0% or more in the present invention. If Mn is less than 15.0%, a ferrite phase is formed in the weld metal, and the toughness at extremely low temperatures is significantly reduced. On the other hand, when Mn exceeds 30.0%, excessive Mn segregation occurs during solidification, which induces weld cracking (high temperature cracking). Therefore, Mn was limited to the range of 15.0 to 30.0%. It should be noted that Mn is preferably 18.0% or more. Mn is preferably 27.0% or less. More preferably, Mn is 20.0% or more. More preferably, Mn is 26.0% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that segregates at the grain boundaries and induces high-temperature cracking, and it is preferable to reduce it as much as possible, but 0.030% or less is acceptable. Therefore, P was limited to 0.030% or less. Excessive reduction leads to an increase in refining cost. Therefore, P is preferably adjusted to 0.003% or more. More preferably, P is 0.005% or more. More preferably, P is 0.020% or less.
  • S exists as MnS which is a sulfide-based inclusion in the weld metal. Since MnS is the starting point of fracture, it lowers the extremely low temperature toughness. Therefore, S is limited to 0.030% or less. Excessive reduction leads to an increase in refining cost. Therefore, S is preferably adjusted to 0.001% or more. More preferably, S is 0.003% or more. More preferably, P is 0.020% or less.
  • Cr acts as an element that stabilizes the austenite phase at extremely low temperatures, and improves the extremely low temperature toughness of the weld metal. It also has the effect of improving the strength of the weld metal. Furthermore, it works effectively to narrow the temperature range of the solid-liquid coexistence region of the molten metal and suppress the occurrence of high-temperature cracking, and suppresses high-temperature cracking due to P by forming Cr phosphide in the liquid phase. It also has an effect. In order to obtain such an effect, the content of 6.0% or more is required. If Cr is less than 6.0%, the above effect cannot be ensured.
  • Cr was limited to the range of 6.0 to 15.0%.
  • Cr is preferably more than 7.0%.
  • Cr is 15.0% or less. More preferably, Cr is 8.0% or more. More preferably, Cr is 13.0% or less.
  • N 0.120% or less
  • N is an element that is inevitably mixed, but like C, it effectively contributes to the improvement of the strength of the weld metal, stabilizes the austenite phase, and contributes to the stable improvement of the ultra-low temperature toughness. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.003% or more.
  • N was limited to 0.120% or less.
  • N is 0.004% or more.
  • N is 0.080% or less. More preferably, N is 0.010% or more. More preferably, N is 0.060% or less.
  • the above-mentioned components are the basic components, but in the present invention, in addition to the above-mentioned basic composition, Ni: 10.00% or less as an optional component, if necessary. And Mo: One or two selected from 3.50% or less can be selected and contained. Further, in addition to them, one or more selected from V: 1.00% or less, Ti: 1.00% or less and Nb: 1.00% or less may be selected and contained. can. Furthermore, in addition to them, one or more selected from Cu: 1.00% or less, Al: 0.100% or less, Ca: 0.010% or less and REM: 0.020% or less. Can be selected and contained.
  • Ni and Mo are elements that enhance the austenite grain boundaries, and can be selected as necessary and contain either one or two.
  • Ni is an element that strengthens austenite grain boundaries and segregates at the grain boundaries to improve ultra-low temperature toughness. In addition, Ni also has the effect of stabilizing the austenite phase, so if the content is further increased, the austenite phase is stabilized and the extremely low temperature toughness of the weld metal is improved.
  • Ni is an expensive element, and a content of more than 10.00% is economically disadvantageous. Therefore, Ni is preferably limited to 10.00% or less. More preferably, it is in the range of 8.00% or less. More preferably, it is in the range of 6.00% or less.
  • Mo is an element that strengthens austenite grain boundaries and segregates at the grain boundaries to improve the strength of the weld metal. It also has the effect of improving the strength of the weld metal by strengthening the solid solution.
  • Mo is preferably limited to the range of 3.50% or less. More preferably, it is in the range of 3.00% or less. Further, preferably, Mo is 1.00% or more. Preferably, Mo is 3.00% or less.
  • V 1.00% or less
  • Ti 1.00% or less
  • Nb 1.00% or less
  • All of V, Ti and Nb are elements that promote the formation of carbides and contribute to the improvement of the strength of the weld metal, and can be selected as necessary and contain one or more.
  • V is a carbide-forming element, which precipitates fine carbides and contributes to the improvement of the strength of the weld metal. In order to obtain such an effect, it is preferably contained in an amount of 0.001% or more. However, if it is contained in an amount of more than 1.00%, the carbide becomes coarse and becomes a starting point of fracture, which causes a decrease in extremely low temperature toughness. Therefore, when it is contained, V is preferably limited to 1.00% or less. Preferably, V is 0.002% or more. Preferably, V is 0.60% or less. More preferably, V is 0.005% or more. More preferably, V is 0.20% or less.
  • Ti is a carbide-forming element and precipitates fine carbides, which contributes to improving the strength of the weld metal.
  • carbides are deposited on the interface of the solidified cell of the weld metal, which contributes to suppressing the occurrence of high temperature cracks.
  • it is preferably contained in an amount of 0.001% or more.
  • Ti is preferably limited to 1.00% or less.
  • Ti is 0.002% or more.
  • Ti is preferably 0.60% or less. More preferably, Ti is 0.005% or more. More preferably, Ti is 0.20% or less.
  • Nb is a carbide-forming element, which is an element that precipitates carbides and contributes to the improvement of the strength of the weld metal.
  • carbides are deposited on the interface of the solidified cell of the weld metal, which contributes to suppressing the occurrence of high temperature cracks. In order to obtain such an effect, it is preferably contained in an amount of 0.001% or more. However, if it exceeds 1.00%, the carbide becomes coarse and becomes a starting point of fracture, which causes a decrease in extremely low temperature toughness. Therefore, when it is contained, it is preferable to limit Nb to 1.00% or less. More preferably, Nb is 0.002% or more. Preferably, Nb is 0.60% or less. More preferably, Nb is 0.005% or more. More preferably, Nb is 0.30% or less.
  • Cu 1.00% or less, Al: 0.100% or less, Ca: 0.010% or less and REM: 0.020% or less]
  • Cu is an element that contributes to austenite stabilization
  • Al is an element that contributes to bead shape stabilization
  • Ca and REM are elements that contribute to workability improvement. Select one or more as necessary. Can be contained.
  • Cu is an element that stabilizes the austenite phase, stabilizes the austenite phase even at extremely low temperatures, and improves the extremely low temperature toughness of the weld metal. In order to obtain such an effect, it is preferably contained in an amount of 0.01% or more. However, if it is contained in a large amount exceeding 1.00%, segregation occurs during solidification and induces high temperature cracking. Therefore, when it is contained, Cu is preferably limited to 1.00% or less. Preferably, Cu is 0.01% or more. Preferably, Cu is 0.60% or less. More preferably, Cu is 0.10% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent, increases the viscosity of the molten metal, and has an important effect of stably maintaining the bead shape. In addition, it narrows the temperature range of the solid-liquid coexistence region of the molten metal and contributes to the suppression of the occurrence of high-temperature cracking of the weld metal. Since such an effect becomes remarkable when the content is 0.005% or more, it is preferable to contain 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.100%, the viscosity of the molten metal becomes too high, and conversely, the beads do not spread and defects such as fusion defects increase. Therefore, when it is contained, Al is preferably limited to 0.100% or less. More preferably, Al is 0.005% or more. More preferably, Al is 0.060% or less. More preferably, Al is 0.020% or less.
  • Ca binds to S in the molten metal to form a high melting point sulfide CaS. Since CaS has a higher melting point than MnS, it contributes to suppressing the occurrence of high-temperature cracking of the weld metal. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.010%, the arc is disturbed during welding, which makes stable welding difficult. Therefore, when it is contained, Ca is preferably limited to 0.010% or less. More preferably, Ca is 0.001% or more. More preferably, Ca is 0.008% or less.
  • REM refers to rare earth elements such as Sc, Y, La, and Ce. It is a powerful deoxidizer and is present in weld metals in the form of REM oxides. The REM oxide becomes a nucleation site during solidification, thereby refining the crystal grains and contributing to the improvement of the strength of the weld metal. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.001% or more. However, if it is contained in excess of 0.020%, the stability of the arc is lowered. Therefore, when it is contained, the REM is preferably limited to 0.020% or less. More preferably, the REM is 0.002% or more. Preferably the REM is 0.018% or less. More preferably, the REM is 0.010% or less.
  • the balance other than the above components consists of Fe and unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities include O, Sn, Sb, As, Pb, Bi and the like. It is preferable that the amount of O in the wire is 0.15% or less, the amounts of Sn, Sb, and As are 0.005% or less, and the amounts of Pb and Bi are 0.0001% or less, respectively. Further, elements other than these may be contained as long as the above-mentioned basic composition and selective components are satisfied, and such an embodiment is also included in the technical scope of the present invention.
  • the production of the filler material of the present invention does not need to limit the production method except that the molten steel having the above-mentioned composition component is used, and any of the conventional filler metal production methods can be applied.
  • the fillering material of the present invention is, for example, a casting process in which molten steel having the above-mentioned composition components is melted in a conventional melting furnace such as an electric furnace or a vacuum melting furnace and cast into a mold having a predetermined shape.
  • a heating step of heating the obtained ingot to a predetermined temperature and a hot rolling step of hot rolling the heated ingot to obtain a steel material (rod shape) having a predetermined shape are sequentially performed, and then The obtained steel material (rod-shaped) is subjected to cold rolling (cold wire drawing) multiple times and, if necessary, a tanning step of setting the tanning temperature: 900 to 1200 ° C. to obtain the desired dimensions. It is preferable to carry out a cold rolling step using a wire.
  • the steel materials used as the base material are butted against each other, and while the inert gas is sprayed, the filler metal is continuously supplied and an arc is generated at the electrode of the tungsten rod. Welding can be performed to manufacture a welded joint.
  • the steel material used as the base material is preferably a steel material containing high Mn.
  • the high Mn-containing steel material is a high-strength steel material for extremely low temperature, and is preferably Mn of 15.0 to 30.0% by mass. Specifically, in terms of mass%, C: 0.10 to 0.80%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 15.0 to 30.0%, P: 0.030% or less, A steel material containing S: 0.030% or less, Cr: 2.5 to 15.0%, N: 0.120% or less, and having a basic composition of the balance Fe and unavoidable impurities.
  • one or two selected from Ni: 10.00% or less and Mo: 3.50% or less shall be selected and contained as an optional optional component, if necessary.
  • one or two or more selected from V: 2.00% or less, Ti: 1.00% or less and Nb: 1.00% or less are selected and contained.
  • Cu: 1.00% or less, Al: 0.100% or less, Ca: 0.010% or less, and REM: 0.020% or less selected from 1 A species or two or more species can be selected and contained.
  • a steel material obtained through a conventional steelmaking process and a casting process is hot-rolled by adjusting heating conditions and rolling ratio, and then cooled to obtain a steel material (steel plate).
  • the thickness of the rolled steel sheet is, for example, 3 to 100 mm.
  • the molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and cast to make 1000 kg of steel ingot.
  • the obtained ingot is heated to 1200 ° C., then hot-rolled, then cold-rolled, and annealed (900 to 1200 ° C.) as necessary for TIG welding with a diameter of 2.0 mm ⁇ and a length of 1000 mm. It was used as a filler material.
  • a high Mn-containing steel plate for ultra-low temperature (plate thickness: 12 mm) was prepared, and the welded material was obtained by abutting to form a 45 ° V groove in accordance with JIS Z3111. Using, TIG welding was performed to obtain a welded metal in the groove described above.
  • a steel sheet having a composition of 0.5% C-0.4% Si-25% Mn-3% Cr-residue Fe was used as the test plate.
  • each filler material (diameter 2.0 mm ⁇ ) having the composition shown in Table 1 is used, the electrode is a pure tungsten rod (3.2 mm ⁇ ), no preheating, in a downward posture, and current: 200 A (DCEN).
  • the voltage was 12 V, the welding speed was 8 cm / min, the inter-pass temperature was 100 to 150 ° C., and the shield gas was Ar.
  • the examples of the present invention are welding materials that do not generate high-temperature cracking during welding and can obtain a welded metal having excellent high-temperature cracking resistance.
  • the yield strength (0.2% proof stress) at room temperature is 400 MPa or more
  • the absorbed energy vE-196 of the Charpy impact test at a test temperature: -196 ° C. is 28 J or more. It has been found that it is a filler metal that has cleared the target value and can obtain a weld metal having both high strength and excellent ultra-low temperature toughness.
  • Weld cracking (high temperature cracking) occurs because the segregation of P in the above can not be suppressed, and the absorbed energy vE-196 at the test temperature: -196 ° C. is less than 28J, and the desired excellent ultra-low temperature toughness can be secured. do not have.
  • Welding material No. 22 since the C content and the Mn content are high outside the range of the present invention, carbides and Mn segregate into the final solidified portion at the time of welding, and welding cracks (high temperature cracks) are generated.
  • Carbide is the starting point of fracture, and the absorbed energy vE-196 at the test temperature: -196 ° C is less than 28J, and the desired excellent ultra-low temperature toughness cannot be secured.
  • the absorbed energy vE-196 is less than 28J, and the desired excellent ultra-low temperature toughness cannot be secured.
  • welding material No. In 24 since the Mn content is low outside the range of the present invention, the stability of the austenite phase is low, and therefore, the absorbed energy vE-196 at the test temperature: -196 ° C. is less than 28 J, which is an excellent extremely low temperature desired. Toughness has not been secured.
  • welding material No. In No. 25 the Mo content is high outside the range of the present invention, and Mo carbides that can be the starting point of fracture are generated. Very low temperature toughness has not been ensured.

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Abstract

極低温環境下で使用される高Ｍｎ含有鋼材用の溶接材料として好適で、溶接時に高温割れの発生が抑制され、耐高温割れ性に優れるＴＩＧ溶接用溶加材を提供する。質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：６．０～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するＴＩＧ溶接用溶加材とする。なお、必要に応じて、ＮｉおよびＭｏのうちから選ばれた１種または２種を、さらに、Ｖ、ＴｉおよびＮｂのうちから選ばれた１種または２種以上を、さらに加えて、Ｃｕ、Ａｌ、ＣａおよびＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。これにより、ＴＩＧ溶接時に溶接割れの発生が抑制され、耐高温割れ性に優れ、さらに、高強度でかつ極低温衝撃靭性に優れた溶接継手部を容易に製造することができる。

Description

ＴＩＧ溶接用溶加材およびそれを用いた溶接継手部の製造方法
　本発明は、ＴＩＧ溶接用溶加材に関し、特に、極低温環境下で使用される高Ｍｎ含有鋼材溶接用で、溶接時に高温割れの発生が抑制される耐高温割れ性に優れるＴＩＧ溶接用溶加材およびそれを用いた溶接継手部の製造方法に関する。
　ＴＩＧ溶接は、Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ（タングステン－不活性ガス）溶接のことであり、電極棒に消耗しない材料のタングステンを使用して、不活性ガスであるアルゴンガスやヘリウムガスを吹き付けて空気を遮断しながら、別の溶加材（溶接棒）をアーク中で溶融して溶接する方法である。このＴＩＧ溶接によれば、様々な合金鋼や非鉄金属などにも適用でき、複雑な形状でも溶接でき、優れた溶接品質が得られることから、あらゆる金属の溶接に適用されている。
　近年、環境に対する規制が厳しくなっている。そして、液化天然ガス（以下、ＬＮＧともいう）は、硫黄を含まないため、硫黄酸化物等の大気汚染物質を発生させないクリーンな燃料と言われ、その需要が増加している。さらに、そのＬＮＧの輸送または保管のために、ＬＮＧを輸送または貯蔵する容器（タンク）は、ＬＮＧの液化温度である－１６２℃以下の温度で優れた極低温衝撃靭性を保持することが求められている。
　従来より、優れた極低温衝撃靭性を保持することの必要性から、容器（タンク）等の材料用として、アルミニウム合金、９％Ｎｉ鋼、オーステナイト系ステンレス鋼等が用いられてきた。
　しかしながら、アルミニウム合金は、引張強さが低いため、構造物の板厚を大きく設計する必要があり、また溶接性が悪いという問題がある。９％Ｎｉ鋼は、溶接材料として高価なＮｉ基材料を用いることが必要なため、経済的に不利となる。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、高価であり、母材強度も低いという問題がある。
　このような問題から、ＬＮＧを輸送または貯蔵する容器（タンク）用の材料として、最近ではＭｎを１０～３５質量％程度含有する高Ｍｎ含有鋼（以下、「高Ｍｎ鋼」ともいう）の適用が検討されている。高Ｍｎ鋼は、極低温においてもオーステナイト相であり、脆性破壊が発生せず、またオーステナイト系ステンレス鋼と比較して、高い強度を有するという特徴がある。また、このような高Ｍｎ含有鋼材を安定して溶接できる溶接方法および溶接材料の開発も要望されている。
　このような要望に対して、例えば、特許文献１には、「極低温衝撃靭性に優れた高強度溶接継手部及びこのためのフラックスコアードアーク溶接用ワイヤ」が提案されている。特許文献１に記載されたフラックスコアードアーク溶接用ワイヤは、重量％で、Ｃ：０．１５～０．８％、Ｓｉ：０．２～１．２％、Ｍｎ：１５～３４％、Ｃｒ：６％以下、Ｍｏ：１．５～４％、Ｓ：０．０２％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０９～０．５％、Ｎ：０．００１～０．３％、ＴｉＯ2：４～１５％、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2およびＡｌ2Ｏ3のうちから選択された１種以上の合計：０．０１～９％、Ｋ、ＮａおよびＬｉのうちから選択された１種以上の合計：０．５～１．７％、ＦとＣａのうち１種以上：０．２～１．５％、残部Ｆｅおよびその他の不可避的不純物を含む組成を有するワイヤである。特許文献１に記載されたフラックスコアードアーク溶接用ワイヤを用いて溶接すれば、試験温度：－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが２８Ｊ以上の優れた低温靭性および常温引張強さが４００ＭＰａ以上の高強度を有する溶接継手部が効果的に得られ、また、ワイヤ組成をＭｏ：１．５％以上に調整しており、優れた耐高温割れ性を有する溶接継手部を確保できるとしている。
　また、特許文献２には、「ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ」が提案されている。特許文献２に記載されたガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤは、質量％で、Ｃ：０．２～０．８％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１７．０～２８．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１～１０．００％、Ｃｒ：０．４～４．０％、Ｍｏ：０．０１～３．５０％、Ｂ：０．００１０％未満、Ｎ：０．１２％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するワイヤである。なお、必要に応じて、Ｖ、ＴｉおよびＮｂのうちから選ばれた１種または２種以上、Ｃｕ、Ａｌ、ＣａおよびＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種以上を含有しても良いとしている。特許文献２に記載されたガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤを用いて溶接すれば、ヒューム発生量が少なく、しかも、常温降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上の高強度で、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ以上となる、高強度で極低温衝撃靭性に優れた溶接継手部を製造できるとしている。
日本特表２０１７－５０２８４２号公報 国際公開ＷＯ２０２０／０３９６４３号公報
　しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献１および特許文献２に記載された技術では、溶接時に高温割れが発生するという問題があった。
　本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、溶接時に高温割れの発生を抑制することができ、かつ極低温環境下で使用される高Ｍｎ含有鋼材用の溶接材料として好適な、高強度と優れた極低温靭性とを兼備した溶接継手部を安定して製造することができるＴＩＧ溶接に用いられる溶加材を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「高強度」とは、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規定に準拠して製造した溶着金属の常温降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上である場合をいう。「優れた極低温靭性」とは、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規定に準拠して製造した溶着金属の、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ以上である場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、高Ｍｎ鋼のＴＩＧ溶接時の高温割れに影響する要因について、鋭意検討した。その結果、高温割れ発生の要因として、溶接金属の最終凝固部へのＰの偏析が挙げられることを知見した。さらに、溶加材の組成中に、Ｃｒを６．０質量％以上含有すると、溶接金属の液相中にＣｒリン化物を形成することで、溶接金属の最終凝固部へのＰの偏析を抑制し、さらに、高温割れの発生をも抑制する作用があることを知見した。
　また、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規定に準拠して製作した溶着金属が、所望の高強度と所望の優れた極低温靭性とを兼備する溶着金属となるために必要なＴＩＧ溶接用溶加材の組成について検討した。その結果、溶加材の組成を、質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％およびＳｉ：０．１５～０．９０％の範囲に調整し、さらに、Ｍｎ：１５．０～３０．０％およびＣｒ：６．０～１５．０％を特定範囲に調整したうえで、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下およびＮ：０．１２０％以下に低減した組成を有するＴＩＧ溶接用溶加材およびそれを用いた溶接継手部とする必要があることを知見した。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであって、本発明の要旨は、次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：６．０～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するＴＩＧ溶接用溶加材。
［２］［１］における前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有するＴＩＧ溶接用溶加材。
［３］［１］または［２］における前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：１．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するＴＩＧ溶接用溶加材。
［４］［１］ないし［３］のいずれか一つにおける前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するＴＩＧ溶接用溶加材。
［５］［１］ないし［４］のいずれか一つに記載のＴＩＧ溶接用溶加材と非消耗電極を用いて高Ｍｎ含有鋼材をＴＩＧ溶接する溶接継手部の製造方法。
［６］［５］において、前記高Ｍｎ含有鋼材のＭｎ含有量が、質量％で、１５．０～３０．０％である溶接継手部の製造方法。
［７］［５］または［６］において、前記高Ｍｎ含有鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２．５～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接継手部の製造方法。
［８］［５］ないし［７］のいずれか一つにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する溶接継手部の製造方法。
［９］［５］ないし［８］のいずれか一つにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：２．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する溶接継手部の製造方法。
［１０］［５］ないし［９］のいずれか一つにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する溶接継手部の製造方法。
　本発明に係るＴＩＧ溶接用溶加材によれば、高Ｍｎ含有鋼材の溶接材料として、ＴＩＧ溶接時の高温割れを抑制することができ、さらに、高強度でかつ極低温靭性に優れた溶接継手部を容易に製造することができ、産業上格段の効果を奏するものである。
　本発明は、高Ｍｎ含有鋼材のＴＩＧ溶接用として好適な溶加材である。本発明の溶加材を用いれば、高Ｍｎ含有鋼材同士のＴＩＧ溶接時に、高温割れを抑制することができる。試験板は、試験片が採取できるよう、溶接後の角変形が５°以上にならないように、あらかじめ拘束を行うか、または、逆ひずみを与えておかなければならない。開先形状はV開先とし、裏当て金とで構成する。溶接は、特に指定された場合を除き、下向き溶接で行い、１および２層目は１または２パス、３層目以降は１または２パスまたはそれ以上で行う。溶接後の試験片は、熱処理を行ってはならない。
　より好ましくは、本発明の溶加材は、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１に準拠してＴＩＧ溶接により製作した溶着金属が、常温における０．２％耐力で４００ＭＰａ以上の高強度と、試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２８Ｊ以上である優れた極低温靭性と、を兼備する溶着金属となり、高強度で極低温靭性に優れた溶接継手部を製造することができる溶接材料である。
　［ＴＩＧ溶接］
　ＴＩＧ溶接は、前述したように、電極棒に消耗しない材料のタングステンを使用して、アルゴンガスやヘリウムガスを吹き付けて空気を遮断しながら、別の溶加材をアーク中で溶融して溶接する方法である。このＴＩＧ溶接は、様々な合金鋼や非鉄金属などにも適用でき、複雑な形状でも溶接でき、優れた溶接品質が得られることから、あらゆる金属の溶接に適用されている。
　ＴＩＧ溶接方法の一例としては、母材となる鋼板または鋼材（板厚：３～１００ｍｍ）に、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１に準拠して、突き合わせて、４５°Ｖ開先を形成し、電極として純タングステン棒（３．２ｍｍφ）と、溶加材（直径２．０ｍｍφ）を用いて、予熱なし、下向き姿勢で、電流：１８０～２５０Ａ（ＤＣＥＮ）、電圧：１０～１５Ｖ、溶接速度：５～１５ｃｍ／ｍｉｎ、溶接入熱量：０．７～４．０ｋＪ／ｍｍで、パス間温度：１００～１５０℃、シールドガス：Ａｒ、ガス流量：１０～２５Ｌ／ｍｉｎからなる条件で実施する。
　［溶加材の基本組成］
　本発明のＴＩＧ溶接用溶加材は、基本組成として、質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：６．０～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するものである。まずは、基本組成の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における「％」は、「質量％」であることを意味する。
　［Ｃ：０．２０～０．８０％］
　Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、また、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．２０％以上の含有を必要とする。しかし、０．８０％を超えて含有すると、炭化物が析出し、極低温靭性が低下し、さらに、溶接時の溶接割れ（高温割れ）が生じやすくなる。そのため、Ｃは、０．２０～０．８０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Cは、０．４０％以上である。好ましくは、Ｃは０．６０％以下である。より好ましくは、Ｃは０．４５％以上である。より好ましくは、Ｃは、０．５５％以下である。
　［Ｓｉ：０．１５～０．９０％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、Ｍｎの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、０．１５％以上の含有を必要とする。しかし、０．９０％を超えて含有すると、溶接金属の極低温靭性を低下させ、また、Ｓｉは、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を低下させる。そのため、Ｓｉは、０．１５～０．９０％の範囲に限定した。好ましくは、Ｓｉは、０．２０％以上である。好ましくは、Ｓｉは、０．７０％以下である。より好ましくは、Ｓｉは、０．３０％以上である。より好ましくは、Ｓｉは０．６０％以下である。
　［Ｍｎ：１５．０～３０．０％］
　Ｍｎは、安価に、オーステナイト相を安定化する元素であり、本発明では１５．０％以上の含有を必要とする。Ｍｎが１５．０％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し、極低温での靭性が著しく低下する。一方、Ｍｎが３０．０％を超えると、凝固時に過度のＭｎ偏析が発生し、溶接割れ（高温割れ）を誘発する。そのため、Ｍｎは、１５．０～３０．０％の範囲に制限した。なお、好ましくは、Ｍｎは１８．０％以上である。好ましくはＭｎは、２７．０％以下である。より好ましくは、Ｍｎは、２０．０％以上である。より好ましくは、Ｍｎは２６．０％以下である。
　［Ｐ：０．０３０％以下］
　Ｐは、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｐは、０．０３０％以下に限定した。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｐは、０．００３％以上に調整することが好ましい。より好ましくは、Ｐは、０．００５％以上である。より好ましくは、Ｐは、０．０２０％以下である。
　［Ｓ：０．０３０％以下］
　Ｓは、溶接金属中では、硫化物系介在物であるＭｎＳとして存在する。ＭｎＳは、破壊の発生起点となるため、極低温靭性を低下させる。そのため、Ｓは、０．０３０％以下に限定した。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓは、０．００１％以上に調整することが好ましい。より好ましくは、Ｓは、０．００３％以上である。より好ましくは、Ｐは、０．０２０％以下である。
　［Ｃｒ：６．０～１５．０％］
　Ｃｒは、極低温ではオーステナイト相を安定化させる元素として働き、溶接金属の極低温靭性を向上させる。また、溶接金属の強度を向上させる作用を有する。さらに、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、高温割れの発生を抑制するのに有効に作用するとともに、液相中でＣｒリン化物を形成することで、Ｐによる高温割れを抑制する作用も有する。このような効果を得るためには、６．０％以上の含有を必要とする。Ｃｒが６．０％未満では、上記した効果を確保できない。一方、１５．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温靭性の低下を招く。そのため、Ｃｒは、６．０～１５．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Ｃｒは７．０％超である。好ましくは、Ｃｒは、１５．０％以下である。より好ましくは、Ｃｒは、８．０％以上である。より好ましくはＣｒは、１３．０％以下である。
　［Ｎ：０．１２０％以下］
　Ｎは、不可避的に混入する元素であるが、Ｃと同様に、溶接金属の強度向上に有効に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、極低温靱性の安定的向上に寄与する。このような効果は、０．００３％以上の含有で顕著となる。一方、０．１２０％を超えて含有すると、窒化物を形成し、低温靱性が低下する。そのため、Ｎは、０．１２０％以下に限定した。好ましくは、Ｎは、０．００４％以上である。好ましくはＮは、０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｎは、０．０１０％以上である。より好ましくはＮは、０．０６０％以下である。
　［任意的選択成分］
　本発明の溶加材は、上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、上記した基本の組成に加えてさらに、任意的選択成分として必要に応じて、Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有することができる。また、それらに加えて、Ｖ：１．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有することができる。さらに、それらに加えて、Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有することができる。
　［Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下］
　ＮｉおよびＭｏは、いずれもオーステナイト粒界を強化する元素であり、必要に応じて選択してどちらか１種または２種を含有することができる。
　　［Ｎｉ： １０．００％以下］
　Ｎｉは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、極低温靱性を向上させる。また、Ｎｉは、オーステナイト相を安定化する効果もあるため、さらに含有量を増加すれば、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温靭性を向上させる。しかし、Ｎｉは、高価な元素であり、１０．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉは、１０．００％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、８．００％以下の範囲である。さらに好ましくは、６．００％以下の範囲である。
　　［Ｍｏ：３．５０％以下］
　Ｍｏは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、溶接金属の強度を向上させる。また、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる作用も有する。一方、３．５０％を超えて含有すると、炭化物として析出し、破壊の発生起点となり、極低温靭性の低下を招く場合がある。そのため、Ｍｏは３．５０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、３．００％以下の範囲である。さらに、好ましくは、Ｍｏは、１．００％以上である。好ましくは、Ｍｏは、３．００％以下である。
　［Ｖ：１．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下］
　Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、いずれも、炭化物の形成を促進し、溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有することができる。
　　［Ｖ：１．００％以下］
　Ｖは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、１．００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温靭性の低下を招く。そのため、含有する場合には、Ｖは、１．００％以下に限定することが好ましい。好ましくは、Ｖは０．００２％以上である。好ましくは、Ｖは０．６０％以下である。さらに好ましくは、Ｖは０．００５％以上である。さらに好ましくはＶは０．２０％以下である。
　　［Ｔｉ：１．００％以下］
　Ｔｉは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、１．００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温靭性の低下を招く。そのため、含有する場合には、Ｔｉは、１．００％以下に限定することが好ましい。好ましくは、Ｔｉは０．００２％以上である。好ましくはＴｉは０．６０％以下である。さらに好ましくは、Ｔｉは０．００５％以上である。さらに好ましくはＴｉは０．２０％以下である。
　　［Ｎｂ：１．００％以下］
　Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。また、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましい。しかし、１．００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温靭性の低下を招く。そのため、含有する場合には、Ｎｂは１．００％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Ｎｂは、０．００２％以上である。好ましくは、Ｎｂは０．６０％以下である。さらに好ましくは、Ｎｂは０．００５％以上である。さらに好ましくは、Ｎｂは０．３０％以下である。
　［Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下］
　Ｃｕは、オーステナイト安定化に寄与する元素であり、Ａｌは、ビード形状の安定化、ＣａおよびＲＥＭは、加工性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有することができる。
　　［Ｃｕ：１．００％以下］
　Ｃｕは、オーステナイト相を安定化する元素であり、極低温でもオーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、１．００％を超えて多量に含有すると、凝固時に偏析し、高温割れを誘発する。そのため、含有する場合には、Ｃｕは、１．００％以下に限定することが好ましい。好ましくは、Ｃｕは、０．０１％以上である。好ましくは、Ｃｕは、０．６０％以下である。より好ましくは、Ｃｕは、０．１０％以下である。
　　［Ａｌ：０．１００％以下］
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する重要な作用を有する。また、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、０．００５％以上の含有で顕著となるため、０．００５％以上含有することが好ましい。しかし、０．１００％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加する。そのため、含有する場合には、Ａｌは、０．１００％以下に限定することが好ましい。より好ましくは、Ａｌは、０．００５％以上である。より好ましくはＡｌは０．０６０％以下である。より好ましくはＡｌは、０．０２０％以下である。
　　［Ｃａ：０．０１０％以下］
　Ｃａは、溶融金属中でＳと結合し、高融点の硫化物ＣａＳを形成する。ＣａＳは、ＭｎＳよりも高融点であるため、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となる。一方、０．０１０％を超えて含有すると、溶接時にアークに乱れが生じ、安定な溶接が困難となる。そのため、含有する場合には、Ｃａは、０．０１０％以下に限定することが好ましい。より好ましくは、Ｃａは、０．００１％以上である。より好ましくは、Ｃａは０．００８％以下である。
　　［ＲＥＭ：０．０２０％以下］
　ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素をいう。強力な脱酸剤であり、溶接金属中でＲＥＭ酸化物の形態で存在する。ＲＥＭ酸化物は、凝固時の核生成サイトとなることで、結晶粒を微細化し、溶接金属の強度の向上に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となる。しかし、０．０２０％を超えて含有すると、アークの安定性が低下する。そのため、含有する場合には、ＲＥＭは、０．０２０％以下に限定することが好ましい。より好ましくはＲＥＭは、０．００２％以上である。好ましくはＲＥＭは、０．０１８％以下である。より好ましくはＲＥＭは０．０１０％以下である。
　［残部成分］
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Ｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉなどが挙げられる。ワイヤ中のＯ量は、０．１５％以下とし、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ量は、それぞれ０．００５％以下とし、Ｐｂ、Ｂｉ量は、それぞれ０．０００１％以下としておくことが好ましい。また、前述の基本組成および選択成分を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
　［溶加材の製造方法］
　次に、本発明のＴＩＧ溶接用溶加材の製造方法について説明する。
　本発明の溶加材の製造は、前述した組成成分を有する溶鋼を使用すること以外、その製造方法を限定する必要はなく、常用の溶加材の製造方法がいずれも適用できる。
　本発明の溶加材は、例えば、前述の組成成分を有する溶鋼を、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製炉で溶製し、所定形状の鋳型等に鋳造する鋳造工程と、ついで、得られた鋼塊を、所定温度に加熱する加熱工程と、加熱された鋼塊に、熱間圧延を施し、所定形状の鋼素材（棒状）とする熱延工程と、を順次行い、ついで、得られた鋼素材（棒状）を複数回の冷間圧延（冷間伸線加工）と、必要に応じて、焼鈍温度：９００～１２００℃とする焼鈍工程と、を施して、所望寸法のワイヤとする冷延工程を行う、ことが好ましい。
　［溶接継手部の製造方法］
　前述のＴＩＧ溶接用溶加材を用いて、ＴＩＧ溶接法により母材となる鋼材を溶接した溶接継手部の製造方法について説明する。
　前述した組成成分を有するＴＩＧ溶接用溶加材を用い、母材となる鋼材を突き合わせ、不活性ガスを吹き付けながら、溶加材を連続的に供給し、タングステン棒の電極にてアークを発生させて溶接を行って溶接継手部を製作することができる。
　［鋼材］
　母材となる鋼材は、高Ｍｎ含有鋼材であることが好ましい。高Ｍｎ含有鋼材とは、極低温用の高強度鋼材であって、質量％で、Ｍｎが１５．０～３０．０％であることが好ましい。具体的には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２．５～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を基本組成とする鋼材であって、この基本組成に加えてさらに、任意的選択成分として必要に応じて、Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有することができ、また、それらに加えて、Ｖ：２．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有することができ、さらに、それらに加えて、Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有することができるものである。
　高Ｍｎ含有鋼材の製造方法としては、常法の製鋼工程および鋳造工程を経て得た鋼素材を、加熱条件や圧下率などを調整して熱間圧延した後、冷却して鋼材（鋼板）を得る方法などがある。圧延後の鋼板の板厚は、例えば、３～１００ｍｍである。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するものではない。
　表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊１０００ｋｇとした。得られた鋼塊を、１２００℃に加熱した後、熱間圧延し、ついで冷間圧延し、必要に応じ焼鈍（９００～１２００℃）して、直径２．０ｍｍφ、長さ１０００ｍｍのＴＩＧ溶接用溶加材とした。
　次いで、試験板として、極低温用高Ｍｎ含有鋼板（板厚：１２ｍｍ）を用意し、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１に準拠して、突き合わせて、４５°Ｖ開先を形成し、得られた溶加材を用いて、ＴＩＧ溶接を行って、上記した開先内に溶着金属を得た。なお、試験板として使用した極低温用高Ｍｎ含有鋼板は、０．５％Ｃ－０．４％Ｓｉ－２５％Ｍｎ－３％Ｃｒ－残部Ｆｅからなる組成を有する鋼板を用いた。
　ＴＩＧ溶接は、表１に示す組成の各溶加材（直径２．０ｍｍφ）を用いて、電極は、純タングステン棒（３．２ｍｍφ）とし、予熱なし、下向き姿勢で、電流：２００Ａ（ＤＣＥＮ）、電圧：１２Ｖ、溶接速度：８ｃｍ／ｍｉｎで、パス間温度：１００～１５０℃、シールドガス：Ａｒからなる条件で実施した。
　［耐高温割れ性］
　溶接後、溶着金属を光学顕微鏡で観察し（３０倍）、溶接割れの有無を判定した。溶接割れは、高温割れであり、割れ発生が認められる場合は耐高温割れ性が低下しているとして「×」と評価した。割れ発生が認められない場合は、耐高温割れ性に優れるとして「○」と評価した。
　［溶着金属特性］
　得られた溶着金属から、ＪＩＳ　Ｚ　３１１１の規定に準拠して、溶着金属の引張試験片（平行部径６ｍｍφ）および溶着金属のシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。
　　［引張試験：０．２％耐力（ＭＰａ）］
　引張試験は、室温で、各３本実施し、得られた値（０．２％耐力）の平均値を当該ワイヤを用いた溶着金属の引張特性とした。本発明の目標値は、前述したように、常温における０．２％耐力が４００ＭＰａ以上とした。
　　［衝撃試験：吸収エネルギーｖＥ-196（Ｊ）］
　また、シャルピー衝撃試験は、各３本実施し、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196を求め、その平均値を当該ワイヤを用いた溶着金属の極低温靭性とした。本発明の目標値は、前述したように、吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ以上とした。
　得られた結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　本発明例は、いずれも溶接時に高温割れの発生がなく、耐高温割れ性に優れた溶着金属が得られる溶接材料である。
　さらに、本発明例は、いずれも常温における降伏強さ（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上で、試験温度：－１９６℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-196が、２８Ｊ以上と、上記の目標値をクリアしており、高強度と優れた極低温靭性とを兼備する溶接金属を得ることができる溶加材であることが判明した。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例では、高温割れが発生し、耐高温割れ性が低下しているか、あるいは、常温における０．２％耐力が４００ＭＰａ未満、吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満となっており、目標とする強度と極低温靭性を兼備する溶着金属が得られていない。
　以下に、個々の比較例について説明する。
　溶加材Ｎｏ．１９は、Ｐ含有量がそれぞれ本発明の範囲を高く外れているため、溶接時の最終凝固部にＰが偏析して、高温割れが発生している。
　溶加材Ｎｏ．２０は、Ｓ含有量が本発明の範囲を高く外れているため、破壊の起点となりうるＭｎＳが生成しており、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。
　溶加材Ｎｏ．２１では、Ｃｒ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶着金属の０．２％耐力が４００ＭＰａ未満と所望の高強度を確保できておらず、さらに、溶接時の最終凝固部へのＰの偏析を抑制できないため、溶接割れ（高温割れ）が発生しており、さらに、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。
　溶加材Ｎｏ．２２は、Ｃ含有量およびＭｎ含有量が本発明の範囲を高く外れているため、溶接時の最終凝固部へ炭化物およびＭｎが偏析し、溶接割れ(高温割れ)が発生しており、また、炭化物が破壊の起点となり、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。
　溶加材Ｎｏ．２３は、Ｃ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、溶着金属の０．２％耐力が４００ＭＰａ未満と所望の高強度を確保できておらず、さらに、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。
　溶加材Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を低く外れているため、オーステナイト相の安定性が低く、そのため、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。
　溶加材Ｎｏ．２５は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲を高く外れており、破壊の起点となりうるＭｏ炭化物が生成しているため、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。
　溶加材Ｎｏ．２６は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を高く外れているため、溶接時の最終凝固部へＳｉが偏析し、溶接割れ（高温割れ）が発生しており、さらに、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギーｖＥ-196が２８Ｊ未満と所望の優れた極低温靭性を確保できていない。

 

Claims (10)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．２０～０．８０％、Ｓｉ：０．１５～０．９０％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：６．０～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するＴＩＧ溶接用溶加材。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載のＴＩＧ溶接用溶加材。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：１．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のＴＩＧ溶接用溶加材。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１ないし３のいずれか１項に記載のＴＩＧ溶接用溶加材。
  5. 　請求項１ないし４のいずれか１項に記載のＴＩＧ溶接用溶加材と非消耗電極を用いて高Ｍｎ含有鋼材をＴＩＧ溶接する溶接継手部の製造方法。
  6. 　前記高Ｍｎ含有鋼材のＭｎ含有量が、質量％で、１５．０～３０．０％である請求項５に記載の溶接継手部の製造方法。
  7. 　前記高Ｍｎ含有鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．８０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１５．０～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２．５～１５．０％、Ｎ：０．１２０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する請求項５または６に記載の溶接継手部の製造方法。
  8. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｎｉ：１０．００％以下およびＭｏ：３．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項５ないし７のいずれか１項に記載の溶接継手部の製造方法。
  9. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：２．００％以下、Ｔｉ：１．００％以下およびＮｂ：１．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項５ないし８のいずれか１項に記載の溶接継手部の製造方法。
  10. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項５ないし９のいずれか１項に記載の溶接継手部の製造方法。

     
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