(57)【要約】【課題】  引張強度が７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの高強度鋼板をサブマージアーク溶接する際に鋼板と同等の引張強度が７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの高強度の溶接金属が得られ、かつ溶接ビード止端部に発生する亀裂欠陥を防止し、欠陥の無く健全で、強度、疲労強度などの機械的強度に優れた溶接継手を得ることができる高強度鋼板のサブマージアーク溶接方法を提供する。【解決手段】  引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板を充填フラックスと溶接ワイヤを用いてサブマージアーク溶接する方法において、粒径２１０μｍ以下の細粒が５〜６０質量％含有する粒度分布を有するフラックスを用い、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）が１．０５〜３．００であり、かつ引張強度が７００〜１２００ＭＰａである溶接金属を開先内に形成する高強度鋼板のサブマージアーク溶接方法。【選択図】  図２
2006281303.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板を充填フラックスと溶接ワイヤを用いてサブマージアーク溶接する方法において、粒径２１０μｍ以下の細粒が５〜６０質量％含有する粒度分布を有するフラックスを用い、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）が１．０５〜３．００であり、かつ引張強度が７００〜１２００ＭＰａである溶接金属を開先内に形成することを特徴とする高強度鋼板のサブマージアーク溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の鋼板を、サブマージアーク溶接により、引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の溶接金属を得ることを可能とする溶接して作成した溶接継手に関し、この溶接継手は船舶、ラインパイプあるいはペンストック等の溶接構造物に適用される溶接継手の作成方法である。
【背景技術】
【０００２】
溶接技術は鉄鋼材料を組み立てる上で、母材あるいは母材と溶接材料を溶かして冶金的に接合する方法として広く利用されている技術である。溶接方法はティグ溶接、被覆アーク溶接、ミグ溶接あるいはマグ溶接等色々と使用目的に合わせて採用されるが、この中で、サブマージアーク溶接は大入熱で高速溶接が可能なため生産性が高く、広く船舶、ラインパイプあるいはペンストック等の大型の構造物を組み立てる分野で広く採用されている。
【０００３】
溶接部は構造部材の一つとして単に接合されているだけでなく、当然母材と同等の機械的特性が要求される。特に近年、溶接構造物の高機能化に伴い、溶接部にはより高い機械的特性が要求されるようになってきている。
【０００４】
しかし、溶接部には機械的特性と共に欠陥の無い健全性や良好なビード外観も重要な要素である。ピットと呼ばれる穴やポックマークと呼ばれるビード表面の疵、あるいはネッキングと呼ばれるビード幅の乱れのビード形状不良等は、美観上だけでなく、ビード形状不良によっては継手強度、疲労強度などの機械的特性に影響をおよぼす危険性も有る。
【０００５】
一般に比較的板厚の厚い鋼板を溶接する場合は、溶接効率が高い理由から１電極または多電極を用いたサブマージアーク溶接方法が多く用いられ、溶接に用いられる充填フラックスが溶接ビード形状や継手の機械的特性に大きな影響を及ぼすことが知られている。
【０００６】
このため、従来からサブマージアーク溶接部の継手強度、疲労強度などの機械的特性やビード外観について、使用するフラックスで制御しようと、種々の検討がなされている。
【０００７】
例えば、サブマージアーク溶接方法において、フラックスの粒度を、粒径３５５μｍ超の粗粒が５％以下、粒径７５μｍ未満の細粒が５〜２０％占める粒度分布とし、フラックス中の高塩基度成分と高酸化成分の組成バランスを調整することにより、靭性に優れ、且つビード形状やスラグ乖離性の良好な溶接金属を得るための方法が提案されている（例えば特許文献１参照）。この方法では良好なビード形状を得るとともに、溶接時の溶接金属の突沸を抑制するために、粗粒と細粒の占める量をそれぞれ制限し、粒径７５〜３５５μｍのものが２０〜９５％含む粒度分布を有するフラックスとしている。
【０００８】
また、サブマージアーク溶接方法において、フラックスの粒度分布を、３２メッシュ（５００μｍ）以下が５〜３０％、３２メッシュ（５００μｍ）超〜２０メッシュ（８５０μｍ）が１５〜５０％、２０メッシュ（８５０μｍ）超〜１２メッシュ（１４００μｍ）が２０〜７０％、１２メッシュ（１４００μｍ））超が２０％以下とし、かつ３２メッシュ（５００μｍ）以下の細粒子の比表面積が０．０２〜０．１３ｍ2／ｇであるフラックスを用いて溶接する方法が提案されている（例えば特許文献２参照）。このサブマージ溶接方法は、フラックスの粒度分布を粗粒子の隙間に微粒子が充填されるような充填密度の高い粒度構成とし、かつ吸湿量を低減するために微粒子の比表面積を適正に調整することにより、フラックス充填層中に含有する外気量と吸湿量を減少させ、耐気孔性、耐ポックマーク性及び機械特性の良好な溶接金属を得る方法である。
【０００９】
また、サブマージアーク溶接方法において、フラックスの組成、Ｈ２Ｏ含有率及び嵩密度、さらに、フラックスの粒度分布を１５０メッシュ（１０６μｍ）以下が１０％以下、１５０メッシュ超（１０６μｍ）〜６５メッシュ（２５０μｍ）が１５％以下にそれぞれ規定することによりポックマークなどがない平滑な余盛高さの低いビードを形成させ、強度及び疲労強度が良好な高性能の溶接継手を得る方法が提案されている（例えば特許文献３参照）。
【００１０】
また、サブマージアーク溶接方法において、フラックスの成分組成を中性成分のＡｌ２Ｏ３含有量を多くし、強高塩基度成分と強酸化成分の含有量を低くなるように調整し、かつフラックス粒度粒度分布を６５メッシュ（２１２μｍ）〜１５０メッシュ（１００μｍ）が１０〜４０％とすることにより、十分な靭性を有し、ポックマークがない外観性の良好な溶接ビードを得られる方法が提案されている（例えば特許文献４参照）。
【００１１】
上記従来技術は、溶接金属の溶着量を全く考慮してないため、溶接止端部形状を改善することは困難である。また、上記従来技術は、４００〜６００ＭＰａ級の鋼材を母材に使用しており、７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの高強度材への適用は考慮されていないのが現状である。
【００１２】
一方、既に述べた様に近年母材の高強度化に伴い、母材と同様に７００ＭＰａ〜１２００ＭＰａの高強度の溶接金属を有する溶接継手が使用されるようになってきた。
【００１３】
このような母材および溶接金属の高強度化に伴い、従来のビード形状という外観的な不良またはビード表面欠陥に加えて、継手の良好な機械的特性を維持するためには、次に述べる様な最近新たに露見した止端部での欠陥の発生という問題点の解決を図ることが必要になった。
【００１４】
一般に、サブマージアーク溶接方法などの比較的溶接入熱が大きいアーク溶接を用いて高強度鋼板を溶接する場合には、母材の特に溶融線近傍の溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ：Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅということもある）は溶接入熱により軟化（以下、ＨＡＺ軟化ということもある）する。その結果、溶接継手に荷重が負荷される場合、例えば溶接後に成形加工等で溶接ビードに対して溶接方向と直角方向に引張応力が加わると、変形能が少ない高強度の母材および溶接金属により拘束された溶接止端部近傍のＨＡＺ軟化部に応力歪みが集中し、特に止端部近傍で亀裂が発生する原因となる。従来の母材強度が７００ＭＰａ未満の低強度鋼板を用いた溶接継手では、母材や溶接熱影響部の変形によりある程度この応力集中が緩和されるため、上記止端部での割れは顕著ではなかったが、７００ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いた溶接継手では母材とＨＡＺ軟化部での変形能の差が大きくなるため、より止端部で高い応力集中が生じ、亀裂の発生が顕著になる。
【００１５】
このため、アンダーカットやオーバーラップ等の溶接止端部における欠陥が無くても、高強度溶接継手においては、成形加工時または使用環境において溶接方向と直角方向に溶接ビードに引張応力が加わった際には、応力集中部が生じている止端部の溶接熱影響部に亀裂が生じる危険性が高まってきた。一般には、このような高強度溶接継手において特有な亀裂欠陥はＨＡＺ軟化部で発生するが、実溶接継手では母材希釈により止端部極近傍の溶接金属が軟化している場合もあり、その場合は止端部近傍の溶接金属に欠陥が発生する事もある。
【００１６】
図１に溶接ビードの断面形状および溶接熱影響部に発生した欠陥の一例を模式図で示す。溶接後の成形加工等で溶接方向と直角方向に溶接ビードに引張応力が加わると図１の拡大図で（Ａ）で示すような欠陥が生じる。
【００１７】
このためには、この止端部に注目して欠陥を防止する技術を開発する必要が出てきた。
【００１８】
【特許文献１】特開平０８−１８７５９３号公報
【特許文献２】特開昭５７−１０３７９４号公報
【特許文献３】特開昭５７−１１８８９４号公報
【特許文献４】特開昭６０−２３８０９７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
本発明は、引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度鋼板をサブマージアーク溶接する際に鋼板と同等の引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度の溶接金属が得られ、かつ溶接ビード止端部に発生する亀裂欠陥を防止し、欠陥の無く健全で、強度、疲労強度などの機械的強度に優れた溶接継手を得ることができる高強度鋼板のサブマージアーク溶接方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明者等は、引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の鋼板をサブマージアーク溶接することにより引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の溶接金属を形成した溶接止端部近傍で発生しやすい亀裂を抑制するための方法について、詳細に検討した結果、止端部近傍での亀裂欠陥との関係から溶接で使用するフラックスの粒度および開先部空間に対する溶着量の割合を最適化することで止端部近傍の亀裂欠陥の無い健全な高強度溶接継手が得られることを知見した。
【００２１】
本発明は、これらの知見を基になされたものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【００２２】
（１）  引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板を充填フラックスと溶接ワイヤを用いてサブマージアーク溶接する方法において、粒径２１０μｍ以下の細粒が５〜６０質量％含有する粒度分布を有するフラックスを用い、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）が１．０５〜３．００であり、かつ引張強度が７００〜１２００ＭＰａである溶接金属を開先内に形成することを特徴とする高強度鋼板のサブマージアーク溶接方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度鋼板をサブマージアーク溶接する際に、鋼板と同等の引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度の溶接金属が得られ、かつ溶接ビード止端部に発生する亀裂欠陥を防止し、止端部に欠陥の無く健全で、強度、疲労強度などの機械的強度に優れた溶接継手を得ることができるものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
以下に本発明の実施形態について詳細に説明する。
【００２５】
本発明者等は、引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度鋼板をサブマージアーク溶接することにより引張強度が７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の溶接金属を形成した高強度溶接継手において、フラックスの組成やその粒度構成、さらに溶接条件を変えて溶接試験を行った後、溶接止端部近傍での亀裂発生状況を調査し、亀裂発生を抑制する条件について詳細に検討した。その結果、粒度構成や溶着量を制御することにより溶接ビードの止端部における溶接金属と母材のなじみを改善し、止端角を大きくすることにより、溶接止端部近傍での応力集中を軽減し、止端部の亀裂欠陥発生を防止できることを見いだした。なお、ここで言う溶接止端角とは、図１に示される溶接継手における溶接金属表面と母材表面とがなす角度（θ）（図１中に示す２）である。
【００２６】
先ず、本発明における引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板をサブマージアーク溶接し、鋼板と同等の引張強度を有する溶接金属を形成することを前提とする場合に、本発明で規定するフラックスの粒度の限定理由を、以下に、説明する。
【００２７】
本発明では以下の理由から、サブマージアーク溶接で使用するフラックス粒度を粒径２１０μｍ以下の細粒が５〜６０質量％と規定した。
【００２８】
なお、以下の説明において、フラックスの全質量に対する直径２１０μｍ以下の細粒の質量％を、単にフラックス粒度と呼ぶこともある。また、上記直径２１０μｍ以下の細粒とは、升目のサイズが２１０ミクロン×２１０ミクロンの篩いを通ったフラックスのことを意味し、一方、ふるいに残ったフラックスを直径２１０ミクロン超のフラックスとした。
【００２９】
本発明者等は種々の粒度のフラックスを試作し、これらを用いて高強度鋼板をサブマージアーク溶接して鋼板と同等の引張強度を有する溶接金属を形成した後、継手における溶接止端部の亀裂欠陥の発生状況に及ぼすフラックス粒度の影響を調査した。
【００３０】
その結果の一例として、図２に、高強度鋼板のサブマージアーク溶接時に使用したフラックス粒度と溶接止端部での亀裂欠陥の発生状況との関係を示す。
【００３１】
なお、図２の溶接は、表１に示す成分組成の引張強度が９８６ＭＰａの高強度鋼板を、表２に示す成分組成の溶接ワイヤと表４に示す成分組成のフラックスを用い、表５に示す開先形状、溶接条件で表３に示す溶接金属を形成した。なお、溶接は、３電極を用いたサブマージアーク溶接を用いた。またフラックス粒度は、表４に示したフラックスを予め篩いにかけて２１０μｍ以下のフラックスと２１０μｍ超のフラックスに分離し、それぞれの粒度を有するフラックスの質量比を変化させ混合することで調整した。また、溶接終了後、溶接部に対して溶接線と直角方向に母材強度の１／２の引張加重を１秒間負荷した後、除荷し、止端部付近における亀裂欠陥発生状況を調査した。後に述べる様に、止端部の形状および亀裂欠陥の発生状況は溶着量の影響も受けるため、溶接条件を制御することにより、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）を２．８と一定にした。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
【表２】
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【００３４】
【表３】
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【００３５】
【表４】
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【００３６】
【表５】
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【００３７】
図２が示す様に、サブマージアーク溶接で用いたフラックスの粒径２１０μｍ以下の細粒が５％未満の場合では、溶接止端部付近に亀裂欠陥が発生しているが、５％以上の場合には、溶接止端部付近に亀裂欠陥は発生しなくなる。これは、フラックス中の粒径２１０μｍ以下の細粒が増加することにより、サブマージアーク溶接時に特に止端部近傍のフラックスの溶融性が向上し、ビード止端部と母材とのなじみが良くなった結果、止端角の減少および応力集中の抑制がなされたためと考えられる。
【００３８】
上記の検討結果から、本発明では、高強度溶接継手における止端部の亀裂欠陥発生を防止するために、サブマージアーク溶接時に使用するフラックスの粒度を、フラックス中の粒径２１０μｍ以下の細粒が５％以上含有するものに規定した。
【００３９】
本発明において、サブマージアーク溶接時に使用する、フラックス中の粒径２１０μｍ以下の細粒の含有量の上限は溶接止端部近傍の亀裂欠陥防止の観点からは特に規制する必要は無い。しかし、フラックス中の細粒が増加することにより、フラックスの比表面積が増加し、大気中の水分付着に起因してフラックス中の水分量が増加するため、溶接部の低温れ割れ発生を招く原因となる。一般に低温割れは溶接金属中の拡散性水素に起因して溶接金属あるいは溶接熱影響部で発生する割れであり、溶接金属中の拡散性水素を低減することで低減される。
【００４０】
本発明者等は、高強度鋼板をサブマージアーク溶接して鋼板と同等の引張強度を有する溶接金属を形成する際に、溶接金属における低温割れの発生状況に及ぼすフラックス粒度の影響を調査した。
【００４１】
先ず、事前に、溶接金属中の拡散性水素量と溶接部の低温割れの発生との関係を調べた。
【００４２】
溶接金属における低温割れの評価は、図４に示す様に長さ１０００ｍｍ、幅５００ｍｍ、板厚２０ｍｍの母材の中央に長さ６００ｍｍのスリットを加工し、その上にＳＡＷ溶接を行う自拘束形のスリット割れ試験を行い、溶接後４８時間保持した後、溶接ビードを１０等分しその断面を１００倍の顕微鏡で観察して低温割れの有無を確認した。この事前試験結果から、溶接金属における低温割れの発生は、溶接金属中の拡散性水素量が５ｃｃ／１００ｇ超えると発生することを確認した。
【００４３】
次に、本発明者等は、サブマージアーク溶接時に形成される溶接金属中の拡散性水素量が５ｃｃ／１００ｇ以下とするためのフラックス粒度について検討を行った。
【００４４】
図３はサブマージアーク溶接時に使用したフラックスの粒度と溶接金属中の拡散性水素量との関係を示す。なお、図３中、●は、溶接部に低温割れが発生し、○は低温割れが発生していない場合を示す。溶接試験は、図２と同様の表１〜５に示す鋼板、溶接ワイヤ、フラックス、溶接条件で行った。フラックスの粒度の調整方法は、図２の場合と同様の方法で行った。但し、開先形状は表４に記載した片面Ｖ開先ではなく、図４に示した幅２．４ｍｍ、長さ６００ｍｍのスリットの上に、開先を加工せずそのままサブマージアーク溶接を行った。また、溶接金属中の拡散性水素量は、ＪＩＳ  Ｚ３１１８に準拠して測定した。
【００４５】
図３の結果から、フラックス中の粒径２１０μｍ以下の細粒が６０％を超えて含有する場合には、溶接金属中の拡散性水素量が５ｃｃ／１００ｇを超えることにより、溶接部の低温割れが発生し、６０％以下の場合に溶接部の低温割れは防止できる。
【００４６】
上記検討結果から、本発明では、高強度溶接継手における溶接部の低温割れを防止するために、サブマージアーク溶接時に使用するフラックスの粒度を、フラックス中の粒径２１０μｍ以下の細粒が６０％以下含有するものに規定した。
【００４７】
引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板と溶接金属からなる高強度溶接継手における溶接止端部の亀裂欠陥の発生は、止端部の形状に起因する応力状態に影響を受ける。このため、本発明では、上記サブマージアーク溶接時に使用するフラックス粒度の規定に加えて、以下の理由から、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）を１．０５〜３．００に規定する。
【００４８】
一般にサブマージアーク溶接は、予め鋼板の溶接位置に加工した開先部の空間に対してアークにより溶かされたフラックスおよび溶接ワイヤを充填して溶接金属（溶接ビード）を形成することで行われる。この際、アークは開先面の母材も一部溶融し、溶着金属と溶融した母材が混合して溶接金属が形成される。この際、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着量の体積（Ｖｄ）の相対量により、溶接ビードの余盛り高さや止端角度が変化する。
【００４９】
本発明者等は、高強度鋼板のサブマージアーク溶接における、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着量の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）と溶接止端部近傍の亀裂欠陥の発生状況との関係について検討した。
【００５０】
その結果の一例として、図８に溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着量の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）と溶接止端部近傍の亀裂欠陥発生状況との関係を示す。図中、●は溶接止端部に欠陥が発生し、○は溶接止端部に欠陥が発生していない場合を示す。溶接試験は、図２と同様の表１〜５に示す鋼板、溶接ワイヤ、フラックス、開先形状、溶接条件で行った。フラックス粒度は粒径２１０μｍ以下の細粒が１０％含有するものを用いた。また、溶接終了後、溶接部に対して溶接線と直角方向に母材強度の１／２の引張加重を１秒間負荷した後、除荷し、止端部付近における亀裂欠陥発生状況を調査した。
【００５１】
図８が示す様に、Ｖｄ／Ｖｇが３を超える場合には、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対して溶着量の体積（Ｖｄ）が過剰となって余盛り高さも過度に増大し、その結果、止端角が小さくなり、応力集中に起因して溶接止端部付近の亀裂欠陥が顕著に発生する。そのため、本発明においては、溶接止端部付近の亀裂欠陥を抑制するため、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着量の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）を３．００以下と規定した。
【００５２】
なお、本発明において、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｄ）および溶着量の体積（Ｖｇ）は次のように定義される。
【００５３】
図５は溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着量の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）を求める方法を示す図である。
【００５４】
すなわち溶接する前の継手断面における図５（ａ）に示す太点線で囲まれた開先の面積Ｓｇ、および、溶接した後の継手断面における図５（ｂ）に示す太線で囲まれた溶着金属の面積Ｓｄをそれぞれ測定し、これらの測定値の比からＳｄ／Ｓｇが求められる。ＶｄおよびＶｇは共に溶接ビード単位長さあたりの体積であるから、Ｓｄ／Ｓｇと等しいから、Ｓｄ／ＳｇからＶｄ／Ｖｇが求められる。
【００５５】
また、一般に、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｄ）および溶着量の体積（Ｖｇ）と溶接ビードの余盛高さは次のような関係にある。
【００５６】
図６は溶接ビードの余盛り高さを説明する図である。本発明において、溶接ビードの余盛り高さは、図６に示す様に溶接ビード幅方向における両止端部間を結ぶ水平線とビード表面との最大距離ｈと定義される。なお、図６（ａ）に示す様な凸状ビードの場合は、ｈは正の値となり、図６（ｂ）に示す様な凹状ビードの場合は、ｈは負の値となる。
【００５７】
図６に示した様に溶接ビード単位溶接長さ当たりの溶着量の体積（Ｖｄ）が開先体積（Ｖｇ）に比べて相対的に多い場合には、図６（ａ）に示す様に溶接金属が母材表面より高い凸状のビードになる。一方、溶接ビード単位長さ当たりの溶着金属の体積（Ｖｄ）が、開先体積（Ｖｇ）に比べて相対的に少ないと、図６（ｂ）が示す様に余盛りは形成されず余盛りの無い、或いは、溶接金属が母材表面より低い凹状のビードとなる。凹状のビードは溶接継手の継手強度を低下させるため好ましくなく、継手強度を良好とするために図６（ａ）に示すような適正な余盛高さを有する凸状のビードとする必要がある。
【００５８】
図７は溶接継手における溶接ビード単位長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着金属の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）と、溶接ビードの余盛り高さｄとの関係を示す。溶接試験は、図２と同様の表１〜５に示す鋼板、溶接ワイヤ、フラックス、開先形状、溶接条件で行った。フラックス粒度は粒径２１０μｍ以下の細粒が１０％含有するものを用いた。また、溶接終了後、溶接部に対して溶接線と直角方向に母材強度の１／２の引張加重を１秒間負荷した後、除荷し、止端部付近における亀裂欠陥発生状況を調査した。
【００５９】
図７が示す様に、Ｖｄ／Ｖｇが１．００以上でも溶接条件のばらつき等により溶接ビードの余盛り高さｈが負になる場合があり、余盛り高さｈが正となる凸状ビードを安定して形成する為にはＶｄ／Ｖｇが１．０５以上とする必要がある。また、図７に示すＶｄ／Ｖｇが１．５以下の試験条件においては、止端部付近に亀裂欠陥の発生は見られなかった。
【００６０】
これらの結果から、本発明において、溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）に対する溶着量の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）は、溶接止端部付近の亀裂欠陥を抑制するために規定する必要はないが、溶接継手に適正な余盛高さの溶接ビードを形成し、良好な継手強度を得るために、Ｖｄ／Ｖｇの下限を１．０５と規定した。
【００６１】
なお、サブマージアーク溶接時に、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属の体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）を本発明で規定する上記範囲内に制御する方法は特に限定するものではない。溶接ビード単位溶接長さ当たりの開先体積（Ｖｇ）は鋼板の厚さや溶接継手の設計方針等の条件を考慮しつつ、決定することができる。また、溶接ビード単位溶接長さ当たりの溶着量の体積（Ｖｄ）を制御する方法は、溶接入熱、溶接ワイヤ径などの溶接条件を制御することにより、所要の溶着量を得ることができる。
【００６２】
本発明は、引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板をサブマージアーク溶接し、鋼板と同等の引張強度が７００〜１２００ＭＰａを有する溶接金属を形成することを前提とする場合に、止端部付近における亀裂欠陥および溶接金属の低温割れを抑制し、かつ良好な余盛高さおよび止端部形状を有する溶接ビードを形成することを目的とする。
【００６３】
本発明において前提とする引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度鋼板、および、この鋼板と同等の引張強度が７００〜１２００ＭＰａの溶接金属の化学組成は、特に限定する必要はない。本発明の目的および主旨に反しない範囲において、鋼板及び溶接金属の成分組成は限定されるものではないが、上記引張強度の高強度鋼板および溶接金属の成分組成として、例えば、以下に示されるような成分系が挙げられる。
【００６４】
先ず、７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度溶接金属を得るための望ましい溶接金属の化学組成の実施形態を以下に説明する。
【００６５】
なお、以下に示される「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。
【００６６】
Ｃ量は質量％で０．０３％以上０．０９％以下が望ましい。Ｃは溶接金属の焼き入れ性を向上させ、強度を確保するためには必須の元素であり、この効果を得るためには０．０３％以上必要である。しかし、０．０９％以上含まれると溶接金属の焼き入れ性が過剰となり組織が硬くなり靭性が低下するため、上限は０．０９％となる。
【００６７】
Ｓｉ量は質量％で０．０８％以上０．５％以下が望ましい。Ｓｉは溶接金属のブローホールを防止する観点から０．０８％以上は必要であるが、過剰に添加されると溶接金属が硬くなり靭性が低下する。そのため上限は０．５％とした。
【００６８】
Ｍｎ量は質量％で１．２％以上２．５％以下が望ましい。Ｍｎは溶接金属の焼き入れ性を向上させるために１．２％以上添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると溶接金属の焼き入れ性が高くなりすぎ、靭性が低下するため上限を２．５％とした。
【００６９】
Ｎｉ量は質量％で１．３％以上３．３％以下が望ましい。Ｎｉは溶接金属の焼き入れ性を向上させ強度や靭性を確保するため必須の元素であり、その効果を得るためには最低限１．３％必要である。しかし、過剰のＮｉは溶接金属の高温割れを助長するため上限を３．３％とした。
【００７０】
Ｃｒ量は質量％で０．４％以上１．３％以下が望ましい。Ｃｒは溶接金属の焼き入れ性を向上させるため、０．４％以上添加する必要があるが、過剰のＣｒは靭性を低下させるため、上限を１．３％とした。
【００７１】
Ｍｏ量は質量％で０．５％以上２．０％以下が望ましい。ＭｏもＣｒと同様に溶接金属の焼き入れ性を向上させ強度を得るために必須の元素である。そのため、０．５％以上必要である。しかし、溶接金属中に過剰に添加すると靭性低下を招くため、１．８％以下とした。
【００７２】
上記の引張強度が７００〜１２００ＭＰａの高強度溶接金属の化学組成は、主として溶融する溶接ワイヤの化学組成と、一部溶融する鋼板の化学組成との混合により実現できる。以下に望ましいワイヤ成分組成の実施形態の一例を示す。
【００７３】
なお、以下に示される「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。ワイヤ成分組成として、質量％で、Ｃ量は０．０１％以上、０．２５％以下、Ｍｎ量は０．５％以上、２．５％以下、Ｓｉ量は０．０１％以上、０．５％以下、Ｃｒ量は０．１％以上、５．０％以下、Ｍｏ量は０．１％以上、６．０％以下、Ｎｉ量は０．１％以上、１２．０％以下が望ましい。
【００７４】
次に、７００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ以下の高強度鋼板を得るための望ましい鋼板の化学組成の実施形態を以下に説明する。
【００７５】
なお、以下に示される「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。
【００７６】
鋼板成分組成として、質量％で、Ｃ量は０．０２％以上、０．２０％以下、Ｍｎ量は１．０％以上、２．０％以下、Ｓｉ量は０．０５％以上、０．５％以下、Ｃｒ量は０．０５％以上、１．５％以下、Ｍｏ量は０．００１％以上１．５％以下、Ｎｉ量は０．２％以上４．０％以下が望ましい。
【００７７】
高強度鋼板のサブマージアーク溶接方法において形成される溶接金属の成分組成は、鋼板と溶接ワイヤの希釈率から推定できるため、これらの成分範囲の鋼板と溶接ワイヤを組み合わせることにより、望ましい溶接金属の化学組成を得ることができる。
【００７８】
さらに本発明で使用しているような多電極サブマージ溶接の場合は、ワイヤの組み合わせを調整することにより、種類の少ないワイヤを準備することにより、より多くの母材に対応して望ましい溶接金属の化学組成を得ることができ、工業的にも有効である。
【００７９】
サブマージアーク溶接方法において使用するフラックスの成分組成も特に規定するものではなく、溶接作業性を良好に保つ目的で、質量％で、ＳｉＯ２量は５％以上、３０％以下、ＣａＯ量は５％以上、３０％以下、ＭｇＯ量は２％以上、８％以下、Ａｌ２Ｏ３量は１０％以上、４０％以下、ＣａＦ２量は２０％以上、５０％以下の範囲であれば、溶接作業性が良好なフラックスとして使用される。
【実施例】
【００８０】
次に、以下の実施例により本発明の効果を説明する。
表６に示す、引張強度が７１０、８８０、１０１０ＭＰａの強度の異なる３種の鋼板（ｉ、ｉｉ、ｉｉｉ）を試作し、長さ１５００ｍｍ、幅２００ｍｍ、板厚１６ｍｍの鋼板の中央部に深さ５ｍｍ、開先角度９０度、長さ１５００ｍｍのＶ溝開先を加工した。溶接は全て３電極によるサブマージ溶接を用いて、表７に示すのワイヤ（ａ〜ｉ）を組み合わせて鋼板開先内に形成する溶接金属の引張強度を調整し、表８に示す、フラックス粒度により溶接止端部形状を変化させ、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）は溶接入熱を変化させて溶接を行った。
【００８１】
フラックス粒度は、表８に示す所定の組成比率で混合して溶融・粉砕して製造したフラックスを篩にかけて粒径２１０μｍ以下の細粒が所定の比率で含まれる様に調整した。
【００８２】
また、溶接終了後、溶接部に対して溶接線と直角方向に母材強度の１／２の引張加重を１秒間負荷した後、除荷し、止端部付近における亀裂欠陥発生状況を調査した。
【００８３】
止端部付近における亀裂欠陥は、溶接ビードの溶接長５００ｍｍを１０等分して１０断面のマクロ試験片を採取して、４００倍の光学顕微鏡で観察して欠陥の有無を判定した。また、溶接ビードの止端角はマクロ写真から溶接ビード１０断面の各２個の止端角を測定して、合計２０個の止端角の平均値をその溶接ビードの止端角の代表値とした。
【００８４】
溶接金属の低温割れは、放射線および超音波による非破壊試験法で溶接ビードの５００ｍｍの全溶接長に亘って非破壊検査を実施し、低温割れの有無を調査した。
【００８５】
また、溶接後の外観検査でビード形状やスラグの剥離性も調査した。溶接金属の強度は図９が示す様に、ビード４中央部からＪＩＳ  Ａ２号の引張試験片３を採取して測定した。
【００８６】
表９に各試験条件と継手評価結果を示す。
【００８７】
【表６】
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【００８８】
【表７】
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【００８９】
【表８】
2006281303.tif 000010
【００９０】
【表９】
2006281303.tif 000011
【００９１】
表９において、発明例１から５は何れも本発明で規定する、引張強度が７００〜１２００ＭＰａの鋼板及び溶接金属を前提とし、かつフラックス粒度（粒径２１０μｍ以下の細粒が５〜６０質量％含有する）、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）の条件を満足する発明例であり、そのため止端部の亀裂欠陥はなく、溶接部の低温割れの発生もなくかつ良好な余盛高さの溶接ビードを有する健全な溶接部が得られている。
【００９２】
一方、表９において、比較例１〜５は、本発明で規定する、引張強度が７００〜１２００ＭＰａの鋼板及び溶接金属を前提とするが、フラックス粒度（粒径２１０μｍ以下の細粒が５〜６０質量％含有する）、溶接ビード単位長さ当たりの開先内体積（Ｖｇ）に対する溶着金属体積（Ｖｄ）の比（Ｖｄ／Ｖｇ）の条件の何れかまたは両方が本発明範囲から外れた実施例である。
【００９３】
比較例１はフラック中の２１０ミクロン以下の細粒が少ない。そのためＶｄ／Ｖｇは請求項１の範囲内であるが、止端部に欠陥が生じている。
【００９４】
比較例２は逆にフラックスの微粒が過剰である。そのため、止端部に欠陥は無いが、溶接金属に低温割れが発生している。
【００９５】
比較例３は、フラックスの粒度は本発明の範囲内であるが、Ｖd/Vgが本発明の下限以下で、そのため余盛り不足となっている。
【００９６】
比較例４はフラックスの粒度は本発明の範囲内であるが、逆にＶd/Vgが本発明の範囲を上回る。そのため余盛り過剰となり、止端部に欠陥が生じている。
【００９７】
比較例５はフラックスの粒度は本発明の範囲以上の６７．２％である。そのため、粒度の観点からは止端部の形状は良くなり、止端部の欠陥は防止できる方向であるが、Ｖd/Vgが本発明の範囲を上回るため余盛り過剰で、このた止端角が小さくなり端部に欠陥が生じている。さらに、フラックス粒度が本発明の範囲を超えているため、溶接金属の拡散性水素が高くその結果低温割れが発生している。
【産業上の利用可能性】
【００９８】
本発明により、止端部に欠陥のない、健全な高強度サブマージ溶接継手を容易に得ることができ軽量化または環境上の点から高強度化が要求される溶接鋼構造物において安全性と信頼性が高められるため、産業上貢献するところが大きいものである。
【図面の簡単な説明】
【００９９】
【図１】止端部と止端部の欠陥の模式図である。
【図２】フラックスの粒度と止端部欠陥の発生状況の関係を示す図である。
【図３】フラックスの粒度と溶接金属中の拡散性水素量の関係を示す図である。
【図４】低温割れ傾向を評価した試験方法を示す図である。
【図５】Ｖｄ／Ｖｇの求め方を示す図である。
【図６】余盛り形状を示す図で、（ａ）は凸状のビード、（ｂ）は凹状のビードを示す図である。
【図７】Ｖｄ／Ｖｇと余盛り高さの関係を示す図である。
【図８】Ｖｄ／Ｖｇと止端部の欠陥の発生状況の関係を示す図である。
【図９】引張試験片の採取位置を示す図である。
【符号の説明】
【０１００】
１  止端部の欠陥
２  止端角
３  引張試験片
４  ビード
Ｓｄ  溶接金属の面積
Ｓｇ  開先の面積
ｈ  最大距離
Ｖｄ  溶着金属の体積
Ｖｇ  開先体積
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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