WO2023095477A1 - レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法 - Google Patents
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Abstract
低温靭性に優れた溶接金属部を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法を提供することを目的とし、鋼板は、Tiを含有し、質量%で、Al:0.025%以下、O:0.008%以下を含む鋼板とし、溶接ワイヤは、Tiを含有し、質量%で、Al:0.080%以下、O:0.015%以下を含むワイヤとする。そして、アーク溶接を、混合比率αの炭酸ガスと不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とする。β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)で定義されるβが1.1以下を満足するように、[Al]B(鋼板のAl量)、[Al]WI(溶接ワイヤのAl量)、[O]B(鋼板のO量)、[O]WI(溶接ワイヤのO量)、α(炭酸ガス混合比率(体積比率))を調整してハイブリッド溶接する。
Description
本発明は、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法に係り、とくにその溶接継手の溶接金属部の靭性向上に関する。
例えば、液化石油ガス(LPG)や液化アンモニウムなどの低温液体貯蔵用タンクは、通常、良好な低温靭性を有する厚鋼板を用いて溶接施工により建造されている。施工能率向上の観点から、小入熱、多パス溶接による施工よりも、サブマージアーク溶接などの大入熱溶接による施工が要望されている。しかし、大入熱溶接を適用し、溶接入熱量が増加すると、母材の溶接熱影響部(HAZ)の組織が粗大化し、溶接熱影響部の靭性が低下し、溶接変形および歪も大きくなる。
このような溶接熱影響部の靭性低下に対して、例えば、特許文献1には、高いHAZ靭性を有する大入熱溶接用鋼材が記載されている。特許文献1に記載された鋼材は、質量%で、Al:0.001~0.070%、Ti:0.005~0.030%、 B:0.0002~0.0050%、N:0.0010~0.0100%を含有する組成とし、かつ炭素当量Ceqを0.30~0.35%としてHAZ硬さを低減させ、固溶B量を0.0002~0.0010%に調整して粒界フェライトの粗大化を抑制し、粒界フェライト分率を1~20%に調整している。これにより、入熱20~100kJ/mmの溶接熱影響部の靭性が向上するとしている。
また、最近では、小入熱でありながら高能率な施工方法として、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせて複合化したレーザー・アークハイブリッド溶接法が開発されている。レーザー・アークハイブリッド溶接法では、レーザー溶接のみの場合と比較して、開先精度やギャップに対する裕度が大きくなることや、溶接ワイヤから溶接金属が供給されるため、溶融金属組成を制御しやすいといった長所がある。また、アーク溶接のみの場合に比べて、溶接部の深溶け込みが得られるという長所もある。しかし、レーザー・アークハイブリッド溶接では、アーク溶接条件およびレーザー溶接条件とブローホールとが密接に関係しており、ブローホールの発生を抑制するために、溶接条件に細心の注意を払う必要がある。
このような問題に対し、特許文献2には、レーザー・アークハイブリッド溶接時に、ブローホール発生を抑制できるレーザー・アークハイブリッド溶接性が優れた鋼材が記載されている。特許文献2に記載された鋼材では、C、Si、Mn、Al、O、P及びS含有量を最適化する。さらに、Al含有量を[Al]としたとき、非固溶Al(insol.Al)量を、0.1×[Al]~0.7×[Al]の範囲に最適化する。さらに、[Al]+[Si]/2.5≧0.05を満足するように、Al含有量およびSi含有量を可能な範囲で増加させるとしている。これにより、レーザー・アークハイブリッド溶接に際し、溶接部にブローホールが発生することを防止できるとしている。
しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献2に記載された鋼材では、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属部が、所望の低温靭性を確保できない場合がある。そのため、低温タンクを建造する溶接技術として、レーザー・アークハイブリッド溶接を適用できない。
本発明は、上記した問題を解決し、低温靭性に優れた溶接金属部、さらには低温靭性に優れた溶接ボンド部を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「低温靭性に優れた」とは、試験温度:-60℃におけるVノッチシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE-60が27J以上である場合をいうものとする。本発明で実施する溶接継手部のVノッチシャルピー衝撃試験では、き裂が母材側に逸れる現象FPD(Fracture Path Deviation)を生じやすいため、図2に示すようにサイドグルーブ付きシャルピー衝撃試験片(10mm角)を用いて実施するものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属部靭性に及ぼすミクロ組織の影響について検討した。その結果、低温靭性が低下した溶接金属部では、旧オーステナイト粒界から粗大な上部ベイナイトが形成された組織となっており、しかも、溶接金属中に形成された酸化物はAl2O3であった。
そこで、本発明者らは、溶接金属の低温靭性向上のためには、溶接金属をアシキュラーフェライト組織とすることが好ましいことに思い至った。溶接金属をアシキュラーフェライト組織とするためには、溶接金属中に形成される酸化物からフェライトを核生成させることが好ましい。そこで、溶接金属にTiを含有させて、溶接金属中に形成される酸化物にTiを含ませることに思い至った。そしてそのためには、溶接金属中のAl含有量[Al]WEと酸素含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEを1.1以下に限定する必要があることを見出した。というのは、[Al]WE/[O]WEが1.1を超えると、溶接金属中のO(酸素)が全てAlと結合するため、Tiを含有していても、TiがO(酸素)と結合することができず、アシキュラーフェライト組織形成に有効なTiを含む酸化物を形成することができなくなるからである。
本発明者らの更なる検討により、レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属中の[Al]WE/[O]WEを1.1以下にするためには、溶接金属中のAl含有量[Al]WEを制限するとともに、溶接金属中のO含有量[O]WEを増加させることが有効であることを知見した。そして、レーザー・アークハイブリッド溶接では、母材(鋼板)からの希釈が大きいため、溶接金属中のAl含有量[Al]WEを制限するためには、母材(鋼板)のAl含有量[Al]Bを0.025質量%以下に制限することが有効であることを知見した。
また、溶接金属中のO含有量[O]WEの増加は、アーク溶接(ガスメタルアーク溶接)におけるシールドガス中の炭酸ガスCO2の混合比率αを高めることにより、増加できることを知見した。
また、本発明者らの更なる検討により、下記(1)式
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、
[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、
[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、
[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、
α:混合ガス(シールドガス)の炭酸ガス混合比率(体積比率)
で定義されるβが、1.1以下を満足する場合には、溶接金属中のAl含有量[Al]WEと酸素含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEを1.1以下に調整でき、溶接金属の低温靭性が向上することを知見した。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、
[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、
[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、
[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、
α:混合ガス(シールドガス)の炭酸ガス混合比率(体積比率)
で定義されるβが、1.1以下を満足する場合には、溶接金属中のAl含有量[Al]WEと酸素含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEを1.1以下に調整でき、溶接金属の低温靭性が向上することを知見した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
[1]鋼板を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を製造するに当たり、
前記アーク溶接を、混合比率α(体積比率)の炭酸ガスと残部が不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、前記鋼板を、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.04~0.60%、Mn:0.5~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.006%以下を含み、さらに、Al:0.025%以下、Ti:0.005~0.030%、O(酸素):0.008%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板組成を有する鋼板とし、前記ガスメタルアーク溶接で使用する溶接ワイヤを、質量%で、C:0.03~0.12%、Si:0.30~1.00%、Mn:1.2~2.5%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.012%以下を含み、さらに、Al:0.080%以下、Ti:0.020~0.300%、O:0.015%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとし、
下記式(1)で定義されるβが1.1以下を満足するように、前記レーザー・アークハイブリッド溶接を行なうことを特徴とするレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。
[2]上記の[1]において、前記鋼板は、前記鋼板組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.050%以下、B:0.0030%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
[3]上記の[1]または[2]において、前記ワイヤは、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.80%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.080%以下、B:0.0060%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
[4]上記の[1]から[3]のいずれかにおいて、前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属がその中央部で、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.10~0.60%、Mn:0.8~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.010%以下、Ti:0.004~0.040%、Al:0.025%以下、O:0.008~0.040%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記Alの含有量[Al]WEと前記Oの含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEが、1.1以下を満足する溶接金属組成を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
[5]上記の[4]において、前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.060%以下、B:0.0040%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
すなわち、本発明の要旨は、次のとおりである。
[1]鋼板を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を製造するに当たり、
前記アーク溶接を、混合比率α(体積比率)の炭酸ガスと残部が不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、前記鋼板を、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.04~0.60%、Mn:0.5~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.006%以下を含み、さらに、Al:0.025%以下、Ti:0.005~0.030%、O(酸素):0.008%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板組成を有する鋼板とし、前記ガスメタルアーク溶接で使用する溶接ワイヤを、質量%で、C:0.03~0.12%、Si:0.30~1.00%、Mn:1.2~2.5%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.012%以下を含み、さらに、Al:0.080%以下、Ti:0.020~0.300%、O:0.015%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとし、
下記式(1)で定義されるβが1.1以下を満足するように、前記レーザー・アークハイブリッド溶接を行なうことを特徴とするレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。
[2]上記の[1]において、前記鋼板は、前記鋼板組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.050%以下、B:0.0030%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
[3]上記の[1]または[2]において、前記ワイヤは、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.80%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.080%以下、B:0.0060%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
[4]上記の[1]から[3]のいずれかにおいて、前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属がその中央部で、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.10~0.60%、Mn:0.8~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.010%以下、Ti:0.004~0.040%、Al:0.025%以下、O:0.008~0.040%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、前記Alの含有量[Al]WEと前記Oの含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEが、1.1以下を満足する溶接金属組成を有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
[5]上記の[4]において、前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.060%以下、B:0.0040%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。
本発明によれば、溶接金属靭性、さらに溶接ボンド部靭性に優れたレーザー・アークハイブリッド溶接継手を作製することができ、産業上格段の効果を奏する。
本実施形態は、突き合せた鋼板同士を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を作製するレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法である。なお、突き合せる鋼板は、溶接安定性の観点から板厚が6~36mmの鋼板とすることが好ましい。
まず、本実施形態に係る溶接継手の鋼板は、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.04~0.60%、Mn:0.5~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.006%以下を含み、さらに、Al:0.025%以下、Ti:0.005~0.030%、O(酸素):0.008%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
鋼板の成分組成の限定理由は、つぎのとおりである。以下、組成に関する「質量%」は、単に「%」と記す。
鋼板の成分組成の限定理由は、つぎのとおりである。以下、組成に関する「質量%」は、単に「%」と記す。
C:0.04~0.15%
Cは、鋼板強度を安価に向上するのに有効な元素であり、本実施形態ではC含有量は、0.04%以上とする。一方、C含有量は、0.15%を超えて含有すると、溶接熱影響部が硬化し、溶接ボンド部を含む溶接熱影響部靭性が低下する。そのため、C含有量は0.04~0.15%とする。なお、好ましくは、C含有量は、0.05~0.13%であり、より好ましくは0.06~0.12%である。
Cは、鋼板強度を安価に向上するのに有効な元素であり、本実施形態ではC含有量は、0.04%以上とする。一方、C含有量は、0.15%を超えて含有すると、溶接熱影響部が硬化し、溶接ボンド部を含む溶接熱影響部靭性が低下する。そのため、C含有量は0.04~0.15%とする。なお、好ましくは、C含有量は、0.05~0.13%であり、より好ましくは0.06~0.12%である。
Si:0.04~0.60%
Siは、脱酸元素として作用するとともに、鋼板の強度向上に有効に寄与する元素である。そのような効果を得るため、Si含有量は、0.04%以上とする。一方、Si含有量が、0.60%を超えると、溶接熱影響部で硬質な第2相(島状マルテンサイト)を形成し、溶接熱影響部(溶接ボンド部を含む)の靭性が低下する。そのため、Si含有量は0.04~0.60%とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.08~0.50%であり、より好ましくは0.10~0.45%である。
Siは、脱酸元素として作用するとともに、鋼板の強度向上に有効に寄与する元素である。そのような効果を得るため、Si含有量は、0.04%以上とする。一方、Si含有量が、0.60%を超えると、溶接熱影響部で硬質な第2相(島状マルテンサイト)を形成し、溶接熱影響部(溶接ボンド部を含む)の靭性が低下する。そのため、Si含有量は0.04~0.60%とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.08~0.50%であり、より好ましくは0.10~0.45%である。
Mn:0.5~2.0%
Mnは、鋼板の強度向上に有用な元素である。そのような効果を得るため、Mn含有量は、0.5%以上とする。一方、Mn含有量が、2.0%を超えると、溶接熱影響部が硬化し、溶接熱影響部(溶接ボンド部を含む)靭性が低下する。そのため、Mn含有量は0.5~2.0%とする。なお、Mn含有量は、好ましくは0.6~1.8%であり、より好ましくは0.7~1.7%である。
Mnは、鋼板の強度向上に有用な元素である。そのような効果を得るため、Mn含有量は、0.5%以上とする。一方、Mn含有量が、2.0%を超えると、溶接熱影響部が硬化し、溶接熱影響部(溶接ボンド部を含む)靭性が低下する。そのため、Mn含有量は0.5~2.0%とする。なお、Mn含有量は、好ましくは0.6~1.8%であり、より好ましくは0.7~1.7%である。
P:0.015%以下
Pは、鋼板の靭性を低下させる元素であり、また、溶接時の母材(鋼板)希釈で溶接金属に混入し、溶接金属の高温割れを誘発する。そのため、本実施形態では、P含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、0.015%以下であれば許容でき、0.015%以下とする。なお、過度のPの低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、P含有量は0.003%以上に調整することが好ましい。P含有量は、より好ましくは、0.004~0.012%である。
Pは、鋼板の靭性を低下させる元素であり、また、溶接時の母材(鋼板)希釈で溶接金属に混入し、溶接金属の高温割れを誘発する。そのため、本実施形態では、P含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、0.015%以下であれば許容でき、0.015%以下とする。なお、過度のPの低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、P含有量は0.003%以上に調整することが好ましい。P含有量は、より好ましくは、0.004~0.012%である。
S:0.010%以下
Sは、鋼板中ではMnSを形成し、圧延時に延ばされて伸長したMnSとなり、ラメラテアの発生の要因となる。そのため、本実施形態では、S含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、0.010%以下であれば、許容できる。そのため、S含有量は、0.010%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、S含有量は0.001%以上に調整することが好ましい。より好ましくは、S含有量は、0.002~0.008%である。
Sは、鋼板中ではMnSを形成し、圧延時に延ばされて伸長したMnSとなり、ラメラテアの発生の要因となる。そのため、本実施形態では、S含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、0.010%以下であれば、許容できる。そのため、S含有量は、0.010%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、S含有量は0.001%以上に調整することが好ましい。より好ましくは、S含有量は、0.002~0.008%である。
N:0.006%以下
Nは、不純物として混入する元素であり、固溶Nは靭性を低下させるため、N含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、0.006%以下であれば、許容できる。そのため、N含有量は0.006%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、N含有量は0.002%以上が好ましい。より好ましくは、N含有量は0.003~0.005%である。
Nは、不純物として混入する元素であり、固溶Nは靭性を低下させるため、N含有量は、できるだけ低減することが好ましいが、0.006%以下であれば、許容できる。そのため、N含有量は0.006%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、N含有量は0.002%以上が好ましい。より好ましくは、N含有量は0.003~0.005%である。
Al:0.025%以下
Alは、脱酸元素として作用するとともに、ミクロ組織の微細化に寄与し、鋼板(母材)の靭性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Al含有量は、0.004%以上とすることが好ましい。一方、Al含有量が、0.025%を超えると、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、Al含有量は0.025%以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは、0.004~0.020%であり、より好ましくは0.005~0.018%である。
Alは、脱酸元素として作用するとともに、ミクロ組織の微細化に寄与し、鋼板(母材)の靭性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには、Al含有量は、0.004%以上とすることが好ましい。一方、Al含有量が、0.025%を超えると、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、Al含有量は0.025%以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは、0.004~0.020%であり、より好ましくは0.005~0.018%である。
なお、レーザー・アークハイブリッド溶接の場合は、母材(鋼板)からの希釈が大きくなるため、溶接金属のAl含有量に対する鋼板のAl含有量の寄与が大きくなる。その結果、鋼板のAl含有量が多くなると、溶接金属中のAl量[Al]WEが増加し、溶接金属中の[Al]WE/[O]WEを1.1以下にすることが難しくなり、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接金属の靭性向上のためには、溶接金属中のAl含有量[Al]WEを制限する必要がある。溶接金属中の[Al]WE/[O]WEを1.1以下にするには、溶接金属中のO含有量[O]WEの増加を勘案して、母材(鋼板)のAl含有量[Al]Bを0.025%以下に制限するとともに、次式(1)で定義されるβが1.1以下となるように調整する。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。
Ti:0.005~0.030%
Tiは、窒化物形成元素であり、Nと結合してTiNを形成し、ピン止め粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Ti含有量は、0.005%以上とする。一方、Ti含有量が0.030%を超えると、固溶Ti量が増加し母材靭性が低下する。そのため、Ti含有量は0.005~0.030%とする。なお、Ti含有量は、好ましくは0.008~0.025%であり、より好ましくは0.010~0.022%である。
Tiは、窒化物形成元素であり、Nと結合してTiNを形成し、ピン止め粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Ti含有量は、0.005%以上とする。一方、Ti含有量が0.030%を超えると、固溶Ti量が増加し母材靭性が低下する。そのため、Ti含有量は0.005~0.030%とする。なお、Ti含有量は、好ましくは0.008~0.025%であり、より好ましくは0.010~0.022%である。
O(酸素):0.008%以下
O(酸素)は、鋼板中では酸化物を形成し、破壊の発生起点となる。そのため、本実施形態では、O含有量はできるだけ低減することが好ましいが、0.008%以下であれば許容できるため、0.008%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Oは0.002%以上に調整することが好ましい。より好ましくは0.003~0.006%である。
O(酸素)は、鋼板中では酸化物を形成し、破壊の発生起点となる。そのため、本実施形態では、O含有量はできるだけ低減することが好ましいが、0.008%以下であれば許容できるため、0.008%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、Oは0.002%以上に調整することが好ましい。より好ましくは0.003~0.006%である。
上記した成分が、本実施形態に係る鋼板の基本成分であるが、上記した基本成分に加えて、さらに選択元素として、必要に応じて、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.050%以下およびB:0.0030%以下のうちの1種または2種以上を含有できる。
Cu:1.0%以下
Cuは、鋼板強度を高めるとともに、耐食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とする。一方、1.0%を超えて含有すると、赤熱脆性を示し、鋼板の表面割れが発生して、鋼板の製造性が低下する。そのため、Cuを含有する場合には、1.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~0.8%である。
Cuは、鋼板強度を高めるとともに、耐食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とする。一方、1.0%を超えて含有すると、赤熱脆性を示し、鋼板の表面割れが発生して、鋼板の製造性が低下する。そのため、Cuを含有する場合には、1.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~0.8%である。
Ni:2.0%以下
Niは、鋼板の靭性を低下させずに鋼板強度を向上させ、また溶接熱影響部の靭性を改善させる元素であり、そのような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とする。一方、2.0%を超える含有は、製造コストを高騰させる。そのため、含有する場合は、Niは2.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~1.8%である。
Niは、鋼板の靭性を低下させずに鋼板強度を向上させ、また溶接熱影響部の靭性を改善させる元素であり、そのような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とする。一方、2.0%を超える含有は、製造コストを高騰させる。そのため、含有する場合は、Niは2.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~1.8%である。
Cr:0.50%以下
Crは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.50%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Crは0.50%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.45%である。
Crは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.50%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Crは0.50%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.45%である。
Mo:0.50%以下
Moは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.50%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Moは0.50%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.45%である。
Moは、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.50%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Moは0.50%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.45%である。
Nb:0.10%以下
Nbは、焼入れ性の向上を介して、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.10%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Nbは0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
Nbは、焼入れ性の向上を介して、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.10%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Nbは0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
V:0.10%以下
Vは、微細な炭化物を析出させて、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.10%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Vは0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
Vは、微細な炭化物を析出させて、母材の強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.10%を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Vは0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
Ca:0.004%以下
Caは、Sと結合し、球状のCaSを形成して、硫化物の形状制御に寄与する元素であり、板厚方向に引張応力が作用する場合に、ラメラテアの発生を防止する。そのような効果を得るためには、Caは0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.004%を超えるCaの含有は、粗大なCaSが増加し、破壊の発生起点となり、鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Caは0.004%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.003%である。
Caは、Sと結合し、球状のCaSを形成して、硫化物の形状制御に寄与する元素であり、板厚方向に引張応力が作用する場合に、ラメラテアの発生を防止する。そのような効果を得るためには、Caは0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.004%を超えるCaの含有は、粗大なCaSが増加し、破壊の発生起点となり、鋼板の靭性を低下させる。そのため、含有する場合は、Caは0.004%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.003%である。
REM:0.050%以下
REMは、Sと結合し、硫化物を形成する。この硫化物はフェライト核生成能を有し、オーステナイト粒内からフェライト粒を形成して、ミクロ組織微細化に寄与する。このような効果を得るためには、REMは0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.050%を超える含有は、REMがオーステナイト粒界に偏析して延性を低下させ、割れの発生要因となり、鋼板の製造性が低下する。そのため、含有する場合は、REMは0.050%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.045%である。
REMは、Sと結合し、硫化物を形成する。この硫化物はフェライト核生成能を有し、オーステナイト粒内からフェライト粒を形成して、ミクロ組織微細化に寄与する。このような効果を得るためには、REMは0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.050%を超える含有は、REMがオーステナイト粒界に偏析して延性を低下させ、割れの発生要因となり、鋼板の製造性が低下する。そのため、含有する場合は、REMは0.050%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.045%である。
B:0.0030%以下
Bは、Nと結合し、オーステナイト粒内でBNを形成する。熱影響部で形成されたBNはフェライト核生成サイトとなるため、ミクロ組織が微細化し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Bは0.0005%以上の含有を必要とする。一方、0.0030%を超える含有は、鋳造凝固時にオーステナイト粒界に偏析し、液相を形成して、割れの発生を誘引する。そのため、含有する場合は、Bは0.0030%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.0008~0.0025%である。
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。
Bは、Nと結合し、オーステナイト粒内でBNを形成する。熱影響部で形成されたBNはフェライト核生成サイトとなるため、ミクロ組織が微細化し、熱影響部の靭性向上に寄与する。そのような効果を得るためには、Bは0.0005%以上の含有を必要とする。一方、0.0030%を超える含有は、鋳造凝固時にオーステナイト粒界に偏析し、液相を形成して、割れの発生を誘引する。そのため、含有する場合は、Bは0.0030%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.0008~0.0025%である。
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。
本実施形態に係る溶接継手の製造方法では、上記した鋼板組成を有する鋼板同士を突き合わせて、所定形状の開先を形成し、レーザー・アークハイブリッド溶接を行なって、レーザー・アークハイブリッド溶接継手を作製する。なお、所定形状の開先としては、I開先、Y開先、V開先等が例示できる。
本実施形態に係る溶接継手の製造方法で使用するレーザー・アークハイブリッド溶接は、アーク溶接を、炭酸ガスと不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、レーザー溶接と組み合わせる。用いるレーザー溶接のレーザー源は、とくに限定する必要はないが、ビーム品質を維持したままで高出力化が容易なファイバーレーザーを用いるレーザー溶接とすることが好ましい。
レーザー溶接とアーク溶接との組合せは、図1に示すように、アーク電極(アークトーチ)を溶接進行方向の前方に配置してアーク溶接を行なう。すなわち、アーク電極(アークトーチ)の後方にレーザーヘッドを配置してレーザービームを照射してレーザー溶接を行なう、いわゆる先行:アーク溶接、後行:レーザー溶接とする配置が好ましい。しかし、先行:レーザー溶接、後行:アーク溶接とする配置としても問題ない。なお、先行:アーク溶接、後行:レーザー溶接の場合のレーザービームの狙い位置は、アークとの干渉を防止する目的から、アーク電極中心点から1~5mm後方の位置とすることが好ましい。
また、レーザー溶接の溶接条件は、被溶接材の板厚に応じて、適宜選択することが好ましい。例えば、板厚:6mm以上12mm未満の範囲では、レーザー出力:5~10kW、溶接速度0.8~2.0m/min、板厚:12mm以上24mm未満の範囲では、レーザー出力:8~30kW、溶接速度0.6~1.4m/min、板厚:24mm以上36mm未満の範囲では、レーザー出力:20~60kW、溶接速度0.3~1.0m/min、とすることが好ましい。
また、アーク溶接(ガスメタルアーク溶接)の溶接条件は、アーク安定性を考慮して、下向き姿勢で、ワイヤ突き出し長さ:10~25mm、電流:220~380A、電圧:28~46V、溶接速度:0.3~1.8m/minの範囲とすることが好ましい。また、アーク溶接(ガスメタルアーク溶接)のシールドガスは、混合比率α(体積比率)の炭酸ガスと残部がArガス等の不活性ガスからなる混合ガスを用いるものとする。なお、混合比率αは、0.05~1.00の範囲とすることが、アーク安定性の観点から好ましく、より好ましくは、0.20~1.00である。
本実施形態に係る溶接継手の製造方法で、アーク溶接(ガスメタルアーク溶接)で使用する溶接ワイヤは、C:0.03~0.12%、Si:0.30~1.00%、Mn:1.2~2.5%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.012%以下を含み、さらに、Al:0.080%以下、Ti:0.020~0.300%、O:0.015%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとする。なお、使用する溶接ワイヤは、アーク安定性の観点から0.9~1.6mmΦのワイヤとすることが好ましい。
つぎに、溶接ワイヤの組成(ワイヤ組成)の限定理由について説明する。
つぎに、溶接ワイヤの組成(ワイヤ組成)の限定理由について説明する。
C:0.03~0.12%
Cは、溶接金属の強度を安価に向上する元素であり、そのような効果を得るためには、C含有量は、0.03%以上とする。一方、C含有量が、0.12%を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのC含有量は0.03~0.12%とする。なお、C含有量は、好ましくは0.05~0.12%であり、より好ましくは0.06~0.11%である。
Cは、溶接金属の強度を安価に向上する元素であり、そのような効果を得るためには、C含有量は、0.03%以上とする。一方、C含有量が、0.12%を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのC含有量は0.03~0.12%とする。なお、C含有量は、好ましくは0.05~0.12%であり、より好ましくは0.06~0.11%である。
Si:0.30~1.00%
Siは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Si含有量は、0.30%以上とする。一方、Si含有量が、1.00%を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第2相(島状マルテンサイト)を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのSi含有量は0.30~1.00%とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.40~0.90%であり、より好ましくは0.45~0.85%である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Si含有量は、0.30%以上とする。一方、Si含有量が、1.00%を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第2相(島状マルテンサイト)を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのSi含有量は0.30~1.00%とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.40~0.90%であり、より好ましくは0.45~0.85%である。
Mn:1.2~2.5%
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Mn含有量は1.2%以上とする。一方、Mn含有量が2.5%を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのMn含有量は1.2~2.5%とする。なお、Mn含有量は、好ましくは1.4~2.3%であり、より好ましくは1.5~2.2%である。
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、Mn含有量は1.2%以上とする。一方、Mn含有量が2.5%を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのMn含有量は1.2~2.5%とする。なお、Mn含有量は、好ましくは1.4~2.3%であり、より好ましくは1.5~2.2%である。
P:0.015%以下
Pは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、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、P含有量が0.015%以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのP含有量は0.015%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含有量は0.003%以上に調整することが好ましい。P含有量は、より好ましくは0.004~0.013%である。
Pは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、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、P含有量が0.015%以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのP含有量は0.015%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含有量は0.003%以上に調整することが好ましい。P含有量は、より好ましくは0.004~0.013%である。
S:0.010%以下
Sは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、S含有量が0.010%以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのS含有量は0.010%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、S含有量は0.001%以上に調整することが好ましい。S含有量は、より好ましくは0.002~0.008%である。
Sは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、S含有量が0.010%以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのS含有量は0.010%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、S含有量は0.001%以上に調整することが好ましい。S含有量は、より好ましくは0.002~0.008%である。
N:0.012%以下
Nは、溶接ワイヤ中に不可避的に混入するが、固溶N量が増加すると延性を劣化させ、ワイヤ伸線性を低下させる。そのため、N含有量はできるだけ低減することが好ましいが、0.012%以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのN含有量は0.012%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、N含有量は0.002%以上に調整することが好ましい。N含有量は、より好ましくは0.003~0.010%である。
Nは、溶接ワイヤ中に不可避的に混入するが、固溶N量が増加すると延性を劣化させ、ワイヤ伸線性を低下させる。そのため、N含有量はできるだけ低減することが好ましいが、0.012%以下であれば、許容できる。そのため、溶接ワイヤのN含有量は0.012%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、N含有量は0.002%以上に調整することが好ましい。N含有量は、より好ましくは0.003~0.010%である。
Al:0.080%以下
Alは、強力な脱酸元素であり、Alの含有により酸化物を低減でき、ワイヤ素材の伸線性が向上する。そのような効果を得るためには、Al含有量は、0.004%以上とする。一方、Al含有量が、0.080%を超えると、粗大なAl2O3が増加し、破壊の発生起点となるため、ワイヤ伸線性が低下する。そのため、溶接ワイヤのAl含有量は0.080%以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは、0.070%以下であり、より好ましくは0.008~0.060%である。
Alは、強力な脱酸元素であり、Alの含有により酸化物を低減でき、ワイヤ素材の伸線性が向上する。そのような効果を得るためには、Al含有量は、0.004%以上とする。一方、Al含有量が、0.080%を超えると、粗大なAl2O3が増加し、破壊の発生起点となるため、ワイヤ伸線性が低下する。そのため、溶接ワイヤのAl含有量は0.080%以下とする。なお、Al含有量は、好ましくは、0.070%以下であり、より好ましくは0.008~0.060%である。
Ti:0.020~0.300%
Tiは、溶接金属中でTi酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織の微細化に寄与する。そのような効果を得るためには、溶接ワイヤのTi含有量は0.020%以上の含有を必要とする。一方、Ti含有量が0.300%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのTi含有量は0.020~0.300%とする。なお、Ti含有量は、好ましくは、0.040~0.250%であり、より好ましくは0.050~0.220%である。
Tiは、溶接金属中でTi酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織の微細化に寄与する。そのような効果を得るためには、溶接ワイヤのTi含有量は0.020%以上の含有を必要とする。一方、Ti含有量が0.300%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。そのため、溶接ワイヤのTi含有量は0.020~0.300%とする。なお、Ti含有量は、好ましくは、0.040~0.250%であり、より好ましくは0.050~0.220%である。
O:0.015%以下
Oは、不純物として混入する元素であるが、溶接ワイヤ中に酸化物を形成することでワイヤ伸線性を低下させる。そのため、できるだけ低減することが好ましいが、O含有量が0.015%以下であれば許容できるため、溶接ワイヤのO含有量は0.015%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、O含有量は、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003~0.012%である。
Oは、不純物として混入する元素であるが、溶接ワイヤ中に酸化物を形成することでワイヤ伸線性を低下させる。そのため、できるだけ低減することが好ましいが、O含有量が0.015%以下であれば許容できるため、溶接ワイヤのO含有量は0.015%以下とする。なお、過度の低減は、精練コストの高騰を招くため、O含有量は、好ましくは0.002%以上であり、より好ましくは0.003~0.012%である。
上記した成分が、ワイヤの基本成分であるが、本実施形態に係る溶接継手の製造方法では、上記した基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.80%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.080%以下、B:0.0060%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有できる。
Cu:1.0%以下
Cuは、溶接金属の強度および耐食性の向上に寄与する元素であり、そのような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とするが、1.0%を超えて含有すると、凝固時にオーステナイト粒界に液相を生成させ、高温割れを誘発する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのCu含有量は1.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~0.8%である。
Cuは、溶接金属の強度および耐食性の向上に寄与する元素であり、そのような効果を得るためには、0.1%以上の含有を必要とするが、1.0%を超えて含有すると、凝固時にオーステナイト粒界に液相を生成させ、高温割れを誘発する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのCu含有量は1.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~0.8%である。
Ni:2.0%以下
Niは、溶接金属の靭性を低下させずに、強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには0.1%以上の含有を必要とするが、2.0%を超える含有は製造コストの高騰を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのNi含有量は2.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~1.8%である。
Niは、溶接金属の靭性を低下させずに、強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには0.1%以上の含有を必要とするが、2.0%を超える含有は製造コストの高騰を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのNi含有量は2.0%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.2~1.8%である。
Cr:0.50%以下
Crは、溶接金属の強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.50%を超える含有は溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのCr含有量は0.50%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.45%である。
Crは、溶接金属の強度を向上させる元素であり、そのような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とするが、0.50%を超える含有は溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのCr含有量は0.50%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.45%である。
Mo:0.80%以下
Moは、溶接金属の強度を向上させ、また、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、0.01%以上を含有する必要があるが、0.80%を超える含有は、溶接金属を硬化させ、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、Moは0.80%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.70%である。
Moは、溶接金属の強度を向上させ、また、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、0.01%以上を含有する必要があるが、0.80%を超える含有は、溶接金属を硬化させ、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、Moは0.80%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.70%である。
Nb:0.10%以下
Nbは、焼入れ性を向上させ、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、0.01%以上を含有する必要があるが、0.10%を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのNb含有量は0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
Nbは、焼入れ性を向上させ、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るためには、0.01%以上を含有する必要があるが、0.10%を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのNb含有量は0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
V:0.10%以下
Vは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、0.01%以上含有する必要がある、0.10%を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのV含有量は0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
Vは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような効果を得るためには、0.01%以上含有する必要がある、0.10%を超える含有は、溶接金属の靭性を低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのV含有量は0.10%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.02~0.08%である。
Ca:0.004%以下
Caは、Sと結合しCaSを形成して、高温割れの抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.004%を超える含有は粗大なCaSを形成し、破壊の発生起点となり、溶接金属の靭性低下を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのCa含有量は0.004%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.003%である。
Caは、Sと結合しCaSを形成して、高温割れの抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.004%を超える含有は粗大なCaSを形成し、破壊の発生起点となり、溶接金属の靭性低下を招く。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのCa含有量は0.004%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.003%である。
REM:0.080%以下
REMは、陰極での電子放出能を高める元素である。REMを含有するワイヤでワイヤマイナスの正極性でアーク溶接した場合には、アークが安定し、スパッタを著しく低下させる効果がある。このような効果を得るためには、0.010%以上の含有を必要とする。一方、0.080%を超える添加は熱間延性を低下させ、ワイヤ製造性が低下する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのREM含有量は0.080%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.070%である。
REMは、陰極での電子放出能を高める元素である。REMを含有するワイヤでワイヤマイナスの正極性でアーク溶接した場合には、アークが安定し、スパッタを著しく低下させる効果がある。このような効果を得るためには、0.010%以上の含有を必要とする。一方、0.080%を超える添加は熱間延性を低下させ、ワイヤ製造性が低下する。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのREM含有量は0.080%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002~0.070%である。
B:0.0060%以下
Bは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることにより、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートを抑制する効果がある。このような効果を得るためには、0.0005%以上の含有を必要とする。一方、0.0060%を超える含有では、ワイヤ素材(鋼塊)の鋳造時の割れを誘発し、歩留りを低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのB含有量は0.0060%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.0010~0.0050%である。
Bは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下させることにより、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートを抑制する効果がある。このような効果を得るためには、0.0005%以上の含有を必要とする。一方、0.0060%を超える含有では、ワイヤ素材(鋼塊)の鋳造時の割れを誘発し、歩留りを低下させる。そのため、含有する場合には、溶接ワイヤのB含有量は0.0060%以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.0010~0.0050%である。
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。なお、ワイヤはソリッドワイヤおよびメタルコアードワイヤ、フラックスコアードワイヤのいずれでも適用できる。
本発明では、上記した鋼板組成の鋼板同士を突き合わせて、レーザー・アークハイブリッド溶接を行う。レーザー・アークハイブリッド溶接では、アーク溶接として、上記したワイヤ組成の溶接ワイヤを用い、炭酸ガス(混合比率α)とArガス等の不活性ガスとの混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接を用いる。なお、ガスメタルアーク溶接では、溶接トーチを溶接進行方向とは逆方向に対し20~60°傾けた下向き溶接とすることがレーザーとの干渉およびアーク安定性の観点から好ましい。
そして、本実施形態に係る溶接継手では、次式(1)で定義されるβが1.1以下を満足するように、鋼板のAl含有量[Al]B、鋼板のO含有量[O]B、溶接ワイヤのAl含有量[Al]WI、溶接ワイヤのO含有量[O]WI、および混合ガスにおける炭酸ガスの混合比率αを、調整して、レーザー・アークハイブリッド溶接を行う。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)
・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。
式(1)で定義されるβが1.1を超えて大きくなると、溶接金属中のAl含有量[Al]WEと酸素含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEを1.1以下に調整できなくなり、溶接金属の低温靭性が低下する。そのため、βを1.1以下になるように鋼板のAl、O含有量、溶接ワイヤのAl、O含有量および混合ガスにおける炭酸ガスの混合比率αの組合せを調整して、レーザー・アークハイブリッド溶接を行うこととした。例えば、使用する鋼板を一定とすれば、βが1.1以下となるように、溶接ワイヤの各成分、炭酸ガスの混合比率αを選択してレーザー・アークハイブリッド溶接を行う。
なお、上記したレーザー・アークハイブリッド溶接により得られたレーザー・アークハイブリッド溶接継手では、溶接金属の中央部が、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.10~0.60%、Mn:0.8~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.010%以下、Ti:0.004~0.040%、Al:0.025%以下、O:0.008~0.040%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、Alの含有量[Al]WEとOの含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEが、1.1以下を満足する溶接金属組成を有することが好ましい。
つぎに、溶接金属の組成の好適範囲の限定理由について説明する。
つぎに、溶接金属の組成の好適範囲の限定理由について説明する。
C:0.04~0.15%
Cは、溶接金属の強度を安価に向上する元素である。C含有量が0.04未満であると上記の強度向上が十分にえられない。そのため、C含有量は、0.04%以上とする。一方、C含有量が0.15%を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。したがって、C含有量は0.04~0.15%とする。なお、C含有量は、好ましくは0.05~0.13%である。
Cは、溶接金属の強度を安価に向上する元素である。C含有量が0.04未満であると上記の強度向上が十分にえられない。そのため、C含有量は、0.04%以上とする。一方、C含有量が0.15%を超えると、溶接金属が硬化するため、靭性が低下する。したがって、C含有量は0.04~0.15%とする。なお、C含有量は、好ましくは0.05~0.13%である。
Si:0.10~0.60%
Siは、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような強度上昇の効果を得るため、Si含有量は0.10%以上とする。一方、Si含有量が0.60%を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第2相(島状マルテンサイト)を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Si含有量は0.10~0.60%とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.15~0.50%である。
Siは、溶接金属の強度上昇に寄与する元素である。そのような強度上昇の効果を得るため、Si含有量は0.10%以上とする。一方、Si含有量が0.60%を超えると、溶接金属中でアシキュラーフェライトのラス間に硬質な第2相(島状マルテンサイト)を形成するため、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Si含有量は0.10~0.60%とする。なお、Si含有量は、好ましくは0.15~0.50%である。
Mn:0.8~2.0%
Mnは、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような強度向上の効果を得るため、Mn含有量は0.8%以上する。一方、Mn含有量が2.0%を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Mn含有量は0.8~2.0%とする。なお、Mn含有量は、好ましくは1.0~1.8%である。
Mnは、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。そのような強度向上の効果を得るため、Mn含有量は0.8%以上する。一方、Mn含有量が2.0%を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Mn含有量は0.8~2.0%とする。なお、Mn含有量は、好ましくは1.0~1.8%である。
P:0.015%以下
Pは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、P含有量は0.015%以下とする。P含有量は、好ましくは0.012%以下である。
Pは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、P含有量は0.015%以下とする。P含有量は、好ましくは0.012%以下である。
S:0.010%以下
Sは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、S含有量は0.010%以下とする。S含有量は、好ましくは0.008%以下である。
Sは、溶接金属の凝固時に結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素である。そのような高温割れを抑制するため、S含有量は0.010%以下とする。S含有量は、好ましくは0.008%以下である。
N:0.010%以下
Nは、溶接金属の靭性を劣化させる。そのような靭性低下を抑制するため、N含有量は0.010%以下とする。N含有量は、好ましくは0.008%以下である。
Nは、溶接金属の靭性を劣化させる。そのような靭性低下を抑制するため、N含有量は0.010%以下とする。N含有量は、好ましくは0.008%以下である。
Ti:0.004~0.040%
Tiは、溶接金属中でTi酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織が微細化する。そのような組織の微細化効果を得るため、Ti含有量は0.004%以上とする。一方、Ti含有量が0.040%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ti含有量は0.004~0.040%とする。Ti含有量は、好ましくは、0.006~0.030%である。
Tiは、溶接金属中でTi酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの生成核となり、組織が微細化する。そのような組織の微細化効果を得るため、Ti含有量は0.004%以上とする。一方、Ti含有量が0.040%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ti含有量は0.004~0.040%とする。Ti含有量は、好ましくは、0.006~0.030%である。
Al:0.025%以下
Alは、脱酸元素として作用し、酸化物を低減する。そのような脱酸効果を得るため、Al含有量は0.004%以上とするのが好ましい。一方、Al含有量が0.025%を超えると、粗大なAl2O3が増加し、靭性が低下する。したがって、Al含有量は0.025%以下とする。Al含有量は、より好ましくは0.005~0.022%である。
Alは、脱酸元素として作用し、酸化物を低減する。そのような脱酸効果を得るため、Al含有量は0.004%以上とするのが好ましい。一方、Al含有量が0.025%を超えると、粗大なAl2O3が増加し、靭性が低下する。したがって、Al含有量は0.025%以下とする。Al含有量は、より好ましくは0.005~0.022%である。
O:0.008~0.040%
Oは、鋼板および溶接ワイヤ、シールドガス中から混入し、溶接金属中で酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとなるため、0.008%以上の含有を必要とする。一方、O含有量が0.040%を超えると、粗大な酸化物を形成し、破壊の発生起点となることで靭性が低下する。そのため、O含有量は、0.008~0.040%とする。O含有量は、より好ましくは0.010~0.035%である。
Oは、鋼板および溶接ワイヤ、シールドガス中から混入し、溶接金属中で酸化物を形成し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとなるため、0.008%以上の含有を必要とする。一方、O含有量が0.040%を超えると、粗大な酸化物を形成し、破壊の発生起点となることで靭性が低下する。そのため、O含有量は、0.008~0.040%とする。O含有量は、より好ましくは0.010~0.035%である。
上記した成分が、溶接金属の基本成分であるが、本実施形態に係る溶接継手では、上記した基本の組成に加えて、さらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.060%以下、B:0.0040%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することが好ましい。
Cu:1.0%以下
Cuは、溶接金属の強度および耐食性が向上する元素である。その効果を得るため、0.1%以上とするのが好ましい。Cu含有量が1.0%を超えると、凝固時に高温割れを誘発する。したがって、Cu含有量は1.0%以下とする。Cu含有量は、より好ましくは0.2~0.8%である。
Cuは、溶接金属の強度および耐食性が向上する元素である。その効果を得るため、0.1%以上とするのが好ましい。Cu含有量が1.0%を超えると、凝固時に高温割れを誘発する。したがって、Cu含有量は1.0%以下とする。Cu含有量は、より好ましくは0.2~0.8%である。
Ni:2.0%以下
Niは、溶接金属の靭性が低下することなく、強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Ni含有量は0.1%以上とするのが好ましい。Ni含有量が2.0%を超えると、製造コストの高騰を招く。したがって、Ni含有量は2.0%以下とする。Ni含有量は、より好ましくは0.2~1.8%である。
Niは、溶接金属の靭性が低下することなく、強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Ni含有量は0.1%以上とするのが好ましい。Ni含有量が2.0%を超えると、製造コストの高騰を招く。したがって、Ni含有量は2.0%以下とする。Ni含有量は、より好ましくは0.2~1.8%である。
Cr:0.50%以下
Crは、溶接金属の強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Cr含有量は、0.01%以上とするのが好ましい。Cr含有量が0.50%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Cr含有量は0.50%以下とする。Cr含有量は、より好ましくは0.02~0.45%である。
Crは、溶接金属の強度が向上する元素である。その強度向上の効果を得るため、Cr含有量は、0.01%以上とするのが好ましい。Cr含有量が0.50%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Cr含有量は0.50%以下とする。Cr含有量は、より好ましくは0.02~0.45%である。
Mo:0.50%以下
Moは、溶接金属の強度が向上し、また、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。その効果を得るため、Mo含有量は0.01%以上とするのが好ましい。Mo含有量が、0.50%を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Mo含有量は0.50%以下とする。Mo含有量は、より好ましくは0.01~0.45%である。
Moは、溶接金属の強度が向上し、また、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。その効果を得るため、Mo含有量は0.01%以上とするのが好ましい。Mo含有量が、0.50%を超えると、溶接金属が硬化し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Mo含有量は0.50%以下とする。Mo含有量は、より好ましくは0.01~0.45%である。
Nb:0.10%以下
Nbは、焼入れ性を向上させ、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るため、Nb含有量は、0.01%以上とするのが好ましい。Nb含有量が、0.10%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Nb含有量は0.10%以下とする。Nb含有量は、より好ましくは0.02~0.08%である。
Nbは、焼入れ性を向上させ、靭性低下の要因となる粒界フェライトやフェライトサイドプレートの形成を抑制する。そのような効果を得るため、Nb含有量は、0.01%以上とするのが好ましい。Nb含有量が、0.10%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Nb含有量は0.10%以下とする。Nb含有量は、より好ましくは0.02~0.08%である。
V:0.10%以下
Vは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度が向上する。その強度向上の効果を得るため、V含有量は、0.01%以上とするのが好ましい。V含有量が0.10%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、V含有量は0.10%以下とする。V含有量は、より好ましくは0.02~0.08%である。
Vは、微細な炭化物を析出させることで、溶接金属の強度が向上する。その強度向上の効果を得るため、V含有量は、0.01%以上とするのが好ましい。V含有量が0.10%を超えると、溶接金属の靭性が低下する。したがって、V含有量は0.10%以下とする。V含有量は、より好ましくは0.02~0.08%である。
Ca:0.004%以下
Caは、Sと結合しCaSを形成して、高温割れを抑制する。このような効果を得るため、Ca含有量は、0.001%以上とすることが好ましい。一方、Ca含有量が0.004%を超えると、粗大なCaSを形成し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ca含有量は0.004%以下とする。Ca含有量は、より好ましくは0.002~0.003%である。
Caは、Sと結合しCaSを形成して、高温割れを抑制する。このような効果を得るため、Ca含有量は、0.001%以上とすることが好ましい。一方、Ca含有量が0.004%を超えると、粗大なCaSを形成し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ca含有量は0.004%以下とする。Ca含有量は、より好ましくは0.002~0.003%である。
REM:0.060%以下
REMは、Sと結合し、硫化物を形成し、ミクロ組織を微細化する。この組織の微細化の効果を得るため、REM含有量は0.001%以上とするのが好ましい。一方、REM含有量が0.060%を超えると、割れの発生要因となる。したがって、REM含有量は0.060%以下とする。REM含有量は、より好ましくは0.002~0.050%である。
REMは、Sと結合し、硫化物を形成し、ミクロ組織を微細化する。この組織の微細化の効果を得るため、REM含有量は0.001%以上とするのが好ましい。一方、REM含有量が0.060%を超えると、割れの発生要因となる。したがって、REM含有量は0.060%以下とする。REM含有量は、より好ましくは0.002~0.050%である。
B:0.0040%以下
Bは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの生成を抑制し、焼入れ性が向上する。この効果を得るため、B含有量は、0.0005%以上とするのが好ましい。一方、B含有量が0.0040%を超えると、割れを誘発する。したがって、B含有量は0.0040%以下とする。より好ましくは0.0008~0.0026%である。
Bは、溶接金属中でオーステナイト粒界に偏析し、低い靭性の粒界フェライトやフェライトサイドプレートの生成を抑制し、焼入れ性が向上する。この効果を得るため、B含有量は、0.0005%以上とするのが好ましい。一方、B含有量が0.0040%を超えると、割れを誘発する。したがって、B含有量は0.0040%以下とする。より好ましくは0.0008~0.0026%である。
レーザー・アークハイブリッド溶接継手における溶接金属組成は、主としてアーク溶接で使用する溶接ワイヤの組成と、さらに使用する鋼板からの希釈によって決定され、Tiを含み、[Al]WE/[O]WEが1.1以下を満足することを特徴としている。これにより、溶接金属の組織をアシキュラーフェライト組織とすることができ、溶接金属の靭性が向上する。[Al]WE/[O]WEが1.1を超えると、溶接金属中のOが全てAlと結合するため、Tiを含有していても、TiがOと結合することができず、溶接金属組織をアシキュラーフェライト組織とすることができなくなり、溶接金属の靭性が低下する。
以下、実施例に基づき、さらに本発明の一実施形態について説明する。
表1に示す組成の溶湯をアーク溶解炉で溶製し、鋳型に注湯し鋼塊としたのち、該鋼塊に熱間圧延を施して、板厚14mmの鋼板とした。また、表2に示す組成の溶湯をアーク溶解炉で溶製し、鋳型に注湯し鋼塊としたのち、該鋼塊に熱間圧延を施して、線材(5.5mmφ)とし、さらに冷間伸線と焼鈍とを施して、1.2mmφの溶接ワイヤ(ソリッドワイヤ)とした。
得られた各鋼板から、試験板各2枚を用意した。2枚の試験板の横端面同士を突き合わせて、I開先(ルートギャップ:0mm)を形成し、レーザー・アークハイブリッド溶接を施して、レーザー・アークハイブリッド溶接継手を作製した。なお、突き合わせる試験板横端面には切削加工を施した。
なお、用いたレーザー・アークハイブリッド溶接は、図1に示すように、下向き姿勢で、アーク電極(アークトーチ)に対して溶接進行方向の後方にレーザーヘッドを配置してレーザービームを照射する、いわゆる先行:アーク溶接、後行:レーザー溶接とする、レーザー・アークハイブリッド溶接とした。
アーク溶接(ガスメタルアーク溶接)の溶接条件は、下向き姿勢で、ワイヤ突き出し長さ:15mm、電流:300A、電圧:32V、溶接速度:1.0m/minの条件とし、シールドガスを、表3に示す混合比率α(体積比率)の炭酸ガスと残部がアルゴンAr(不活性ガス)からなる混合ガスとした。また、アーク溶接では、溶接ワイヤをREM含有ワイヤ(溶接ワイヤNo.m)とした場合には、ワイヤマイナスの正極性とし、それ以外の溶接ワイヤを使用した場合には、ワイヤプラスの逆極性とした。
また、レーザー溶接(ファイバーレーザー溶接)は、レーザー出力:10kW、溶接速度1.0m/minの条件とした。なお、レーザービームの焦点を、アーク電極中心点から3mm後方の位置とした。
レーザー・アークハイブリッド溶接における鋼板、溶接ワイヤおよび混合ガスにおける炭酸ガスの混合比率αとの組合せを、表3に示す。なお、表3には、式(1)で定義されるβの値を併記した。
得られた各溶接継手について、溶接金属の幅中央で板厚中央のφ1mmの範囲から切粉を採取し、湿式分析による元素分析を行った。得られた結果を溶接金属組成として表4に示す。
また、溶接継手の板厚中央位置で、溶接金属中央部とボンド部からシャルピー衝撃試験片(Vノッチ)を採取し、試験温度:-60℃で、シャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE-60(J)を求めた。なお、き裂が母材側に逸れる現象FPD(Fracture Path Deviation)を回避するため、使用するVノッチシャルピー衝撃試験片は、図2に示すサイドグルーブ付き試験片とした。得られた結果を表4に併記して示す。
本発明例の溶接金属部は、アシキュラーフェライト組織を有していた。
本発明例はいずれも、溶接金属およびボンド部で試験温度:-60℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE-60が27J以上であり、低温靭性に優れた溶接継手である、といえる。
本発明例はいずれも、溶接金属およびボンド部で試験温度:-60℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーvE-60が27J以上であり、低温靭性に優れた溶接継手である、といえる。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、溶接金属および/またはボンド部の吸収エネルギーvE-60が27J未満で、溶接金属の低温靭性が低下し、目的とする低温靭性に優れた溶接継手が得られていない。
S:被溶接材(鋼板)
1:アークトーチ
2:溶接ワイヤ
3:レーザービーム
4:溶接方向
1:アークトーチ
2:溶接ワイヤ
3:レーザービーム
4:溶接方向
Claims (5)
- 鋼板を、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせたレーザー・アークハイブリッド溶接して溶接継手を製造するに当たり、前記アーク溶接を、混合比率α(体積比率)の炭酸ガスと残部が不活性ガスからなる混合ガスをシールドガスとするガスメタルアーク溶接とし、
前記鋼板を、質量%で、
C:0.04~0.15%、Si:0.04~0.60%、Mn:0.5~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.006%以下を含み、さらに、Al:0.025%以下、Ti:0.005~0.030%、O(酸素):0.008%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板組成を有する鋼板とし、
前記ガスメタルアーク溶接で使用する溶接ワイヤを、質量%で、
C:0.03~0.12%、Si:0.30~1.00%、Mn:1.2~2.5%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.012%以下を含み、さらに、Al:0.080%以下、Ti:0.020~0.300%、O:0.015%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する溶接ワイヤとし、
下記式(1)で定義されるβが1.1以下を満足するように、前記レーザー・アークハイブリッド溶接を行なうことを特徴とするレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
記
β=(0.8×[Al]B+0.2×(1-0.9×α)×[Al]WI)/(0.005+0.8×[O]B+0.2×[O]WI+0.02×α)・・・(1)
ここで、[Al]B:鋼板のAl含有量(質量%)、[Al]WI:溶接ワイヤのAl含有量(質量%)、[O]B:鋼板のO含有量(質量%)、[O]WI:溶接ワイヤのO含有量(質量%)、α:炭酸ガス混合比率(体積比率)である。 - 前記鋼板は、前記鋼板組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.050%以下、B:0.0030%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
- 前記ワイヤは、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量%で、Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.80%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.080%以下、B:0.0060%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
- 前記レーザー・アークハイブリッド溶接継手の溶接金属の中央部が、質量%で、C:0.04~0.15%、Si:0.10~0.60%、Mn:0.8~2.0%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、N:0.010%以下、Ti:0.004~0.040%、Al:0.025%以下、O:0.008~0.040%を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、
前記Alの含有量[Al]WEと前記Oの含有量[O]WEの比、[Al]WE/[O]WEが、1.1以下を満足する溶接金属組成を有することを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。 - 前記溶接金属は、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量%で、
Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下、Ca:0.004%以下、REM:0.060%以下、B:0.0040%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項4に記載のレーザー・アークハイブリッド溶接継手の製造方法。
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WO2011155620A1 (ja) * | 2010-06-07 | 2011-12-15 | 新日本製鐵株式会社 | 超高強度溶接継手およびその製造方法 |
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JP2017521263A (ja) * | 2014-05-09 | 2017-08-03 | イェスタムプ・ハードテック・アクチエボラーグ | 2つのブランクを接合する方法、ブランク、及び得られた製品 |
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