(57)【要約】【課題】  鋼板を溶接入熱でおおよそ６００ｋＪ／ｃｍ以下の片面１パス大入熱サブマージアーク溶接するに際して、溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲で靭性が均一であり、かつ高い靭性が得られる溶接方法を提供する。【解決手段】  板厚が５０ｍｍ以上の鋼板を４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で片面１パスサブマージアーク溶接する際に、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有する鋼板を、特定組成のフラックスと、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｎｉ：１〜６％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％含有する溶接ワイヤを用いて溶接する大入熱サブマージアーク溶接方法。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚が５０ｍｍ以上の鋼板を４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で片面１パス溶接するサブマージアーク溶接方法において、質量％で、Ｃ  ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、質量％で、ＳｉＯ２：１０〜２５％、ＭｇＯ：５〜２０％、ＣａＯ：５〜１５％、ＣａＦ２：１〜１０％、Ａｌ２Ｏ３：５〜２５％、ＴｉＯ２：２〜２０％、Ｆｅ：１０〜２５％、Ｂ２Ｏ３：０．６１％〜２．５％を含有するフラックスと、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｎｉ：１〜６％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接ワイヤを用いてサブマージアーク溶接することを特徴とする溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項２】
前記サブマージアーク溶接によって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．７〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０７％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．７５〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限した溶接金属を形成することを特徴とする請求項１記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項３】
前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜６％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．１％、Ｖ：０．００２〜０．５％、および、Ｔａ：０．００２〜０．５％の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に記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項４】
上記フラックスが、質量％で、さらに、Ｍｏ：１〜５％、および、Ｎｉ：１〜５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項５】
上記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｗ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．００２〜０．２％、および、Ｂ：０．００１〜０．０５％の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１〜４の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項６】
前記溶接金属がサブマージアーク溶接によって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．７〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０７％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．７５〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、および、Ｔａ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上を含有した溶接金属を形成することを特徴とする請求項３〜５の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項７】
前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を０．０００２〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１〜６の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項８】
上記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を０．０００２〜０．０１％含有することを特徴とする請求項１〜７の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【請求項９】
前記溶接金属がサブマージアーク溶接によって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．７〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０７％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．７５〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、および、Ｔａ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上を含有し、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を０．０００１〜０．００５％含有した溶接金属を形成することを特徴とする請求項７または８に記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱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、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの高い安全性が要求される溶接構造物を建造する際に用いられる大入熱サブマージアーク溶接方法に関し、特に、良好な靭性を有する溶接金属が得られる高張力鋼板の大入熱サブマージアーク溶接方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建築分野、造船分野等において、大型溶接構造物を建造する際には溶接施工能率を高めるために溶接時の大入熱化が要求され、アーク溶接の中でも溶接入熱が高いサブマージアーク溶接が多く用いられている。一方、建築、造船等では、同時に溶接構造物に対して高い安全性が要求され、特に溶接部に高い靭性が要求される。特に、建築構造物では、地震時の脆性破壊を防止する観点から溶接部、特に溶接金属の高靭性化に対する社会的要請が極めて大きくなってきている。
【０００３】
近年の建築構造物の大型化に伴い、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を溶接してボックス柱を製造する際に、溶接能率を向上させるために、多電極を用いた片面１パス大入熱サブマージアーク溶接の適用が増加している。このような厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上になり、溶接部に形成される溶接金属の冷却速度が遅くなるため、冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から靭性に有害な粗大な初析フェライト（α）が生成されやすく、溶接金属の靭性が低下する問題が生じる。
【０００４】
また、鋼板板厚が厚く、溶接入熱がさらに高くなる場合には、溶接金属の厚み範囲において、溶融金属が最初に凝固する溶接ルート部側（以降、溶接裏面側とも言う）の溶接金属がより厳しい熱履歴となるため靭性劣化が著しく、その結果、厚み方向の中心部や表面側の溶接金属と同等の良好な靭性を確保することが困難となる。
比較的入熱が大きい溶接時の溶接金属靭性を確保する方法として、一般に溶接材料を用いて溶接金属中に合金元素を多く添加し焼入性を高めることで組織微細化を図ることが知られている。
【０００５】
しかし、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上で１パス片面サブマージ溶接する場合には、溶接材料を用いて溶接金属中に合金元素量を増加させると、溶接表面側の溶接金属の焼入性が過大となって逆に靭性が劣化する問題が生じるようになる。
【０００６】
上記厚鋼板の大入熱サブマージ溶接時の溶接金属厚み範囲における靭性の不均一性は、２電極以上を用いて溶接する多電極サブマージアーク溶接、および、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼の場合にその問題が顕在化しやすい。
【０００７】
従来、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属靭性を向上させる方法として、ボンドフラックスおよび溶接ワイヤを用いて、溶接金属中のＴｉ、Ｂ、Ｍｏの複合添加により焼き入れ性を向上し、溶接金属靭性を改善する方法が開示されている（例えば、特許文献１参照）。
【０００８】
しかし、この方法では溶接金属の靭性は０℃でのシャルピー衝撃値で４７Ｊ以上までの改善はできるが、１００Ｊ以上、さらには、１５０Ｊ以上の靭性向上は難しい。
【０００９】
また、従来から、溶接時に溶接金属にＴｉを添加することによりＴｉ酸化物を生成させ、これを核として微細なアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭化させる方法が知られている。しかしながら、ボックス柱角継手の大入熱サブマージアーク溶接のように大入熱溶接の中でも入熱の極めて大きい溶接方法においては、一般のアーク溶接に比べて、溶融金属プールが長時間維持されるので、溶接金属中にＴｉを相当量添加しても、Ｔｉ酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまう部分が多い。このため、溶接金属中のＴｉ酸化物をアシキュラーフェライトの核生成サイトとして十分に機能させ、溶接金属の靭性を十分に改善することは困難である。また、大入熱サブマージアーク溶接では冷却速度が極めて小さいため、溶接金属中に粒界フェライトが多く生成し、かつ粗大化しやすいため、アシキュラーフェライト生成により十分な靭性改善は得られ難いという問題もある。
【００１０】
また、最近では、δフェライト相を安定化させて凝固オーステナイト粒径の微細化を図り、その結果として変態組織を微細化させる技術も提案されている（例えば、特許文献２参照）。しかし、板厚が５０ｍｍ以上の厚手鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接では、溶接金属全体を均一に高靭化することは難しい。
【００１１】
以上のように、溶接金属の靭性向上を図るための従来技術は、厚手鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属厚み範囲における靭性のばらつきを充分に改善することは困難である。
【００１２】
したがって、厚手鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接において溶接金属中心部だけでなく、溶接金属の表面側から裏面側までの厚み範囲全体における靭性を均一に向上させる技術が望まれている。
【００１３】
【特許文献１】特開平１１−１７００８５号公報
【特許文献２】特開２００４−１０２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、５００〜６００ＭＰａ級の引張強度の鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上での片面１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲で靭性が均一であり、かつ０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上の高い靭性が得られる溶接方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
上記課題を解決するために、本発明者らはサブマージアーク溶接において、溶接金属の厚み方向での変態挙動、組織と靱性との関係から、変態前のオーステナイト組織や厚み方向での冷却速度の違いに大きな影響を受けずに微細アシキュラーフェライトの生成、粒界フェライトの抑制ができる溶接金属の成分組成を検討した。その結果、ＴｉとＢの複合添加による微細アシキュラーフェライト生成の促進と共に、焼入性元素であるＮｉ及びＭｏの適量添加、及びＢ添加量の制限による粗大粒界フェライトの抑制と上部ベイナイトの抑制または微細化の作用効果を有効活用することにより、溶接金属の全厚み範囲における靭性向上が可能となることを見いだした。本発明は、これらの知見に基づきなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１６】
（１）板厚が５０ｍｍ以上の鋼板を４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で片面１パス溶接するサブマージアーク溶接方法において、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼板を、質量％で、ＳｉＯ2：１０〜２５％、ＭｇＯ：５〜２０％、ＣａＯ：５〜１５％、ＣａＦ2：１〜１０％、Ａｌ2Ｏ3：５〜２５％、ＴｉＯ2：２〜２０％、Ｆｅ：１０〜２５％、Ｂ2Ｏ3：０．６１％〜２．５％を含有するフラックスと、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜３％、Ｎｉ：１〜６％、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶接ワイヤを用いてサブマージアーク溶接することを特徴とする溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１７】
（２）前記サブマージアーク溶接によって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．７〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０７％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．７５〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限した溶接金属を形成することを特徴とする上記（１）記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１８】
（３）前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１５％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜６％、Ｎｂ：０．００２〜０．１％、Ｖ：０．００２〜０．５％、および、Ｔａ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００１９】
（４）上記フラックスが、質量％で、さらに、Ｍｏ：１〜５％、および、Ｎｉ：１〜５％の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００２０】
（５）上記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｗ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．００２〜０．２％、および、Ｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００２１】
（６）前記溶接金属がサブマージアーク溶接によって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．７〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０７％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．７５〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、および、Ｔａ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上を含有した溶接金属を形成することを特徴とする上記（３）〜（５）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００２２】
（７）前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を０．０００２〜０．０１％含有することを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００２３】
（８）上記溶接ワイヤが、質量％で、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を０．０００２〜０．０１％含有することを特徴とする上記（１）〜（７）の何れかに記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【００２４】
（９）前記溶接金属がサブマージアーク溶接によって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．７〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０７％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｎｉ：０．７５〜３％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下に制限し、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．５％、および、Ｔａ：０．００５〜０．５％の１種または２種以上を含有し、さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を０．０００１〜０．００５％含有した溶接金属を形成することを特徴とする上記（７）または（８）に記載の溶接金属の靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、板厚が５０ｍｍ以上の引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上の片面１パス溶接する大入熱サブマージアーク溶接において、溶接金属の表面から裏面までの全厚み範囲で靭性を均一にでき、かつ０℃での２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上、さらには、１５０Ｊ以上の高い靭性が得られる。したがって、本発明の適用により、建築、造船、橋梁、海洋構造物などの溶接構造物の溶接施工効率を向上し、かつその安全性を高めることができるため、産業上の非常に利用価値が高いものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
本発明の詳細について以下に説明する。
【００２７】
先ず、本発明の技術的課題とこれを解決するための技術思想について説明する。
【００２８】
本発明は、板厚が５０ｍｍ以上の高張力鋼板を４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で片面１パス溶接するサブマージアーク溶接方法を前提とする。前述したように、板厚が厚い鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、溶融金属の厚み方向の各位置によって熱履歴や冷却速度が異なり、特に溶接裏面側の溶接金属は、溶接表面側および中心部の溶接金属に比べて熱履歴や冷却速度がより厳しいため靭性が著しく劣化することが問題となる。
【００２９】
そこで、本発明者らは、板厚が５０ｍｍ以上の高張力鋼板を溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ以上での片面１パス大入熱サブマージアーク溶接を前提とし、溶融金属の表面側から裏面側まで全厚み範囲における靭性が０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上、好ましくは１５０Ｊ以上の高い靱性を確保することを目標とし、溶接試験等からこれを達成するための溶接金属の成分組成と溶接金属組織の検討を行った。その結果、以下の知見が得られた。
【００３０】
ａ）  Ｔｉ及びＢ複合添加（複合析出物による微細アシキュラーフェライト生成促進）
一般に溶接金属中のＴｉ酸化物は微細アシキュラーフェライトの生成核として作用することが知られている。しかし、本発明が前提とする厚鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接では、溶融金属プールが長時間維持されるため、溶接材料により溶接金属中に添加されたＴｉの大部分はスラグ浴中に移行し、排出され、その機能を十分に発揮することはできない。また，Ｔｉ酸化物によるアシキュラーフェライト生成能が同じでも溶接入熱が大きくなって冷却速度が小さくなるとアシキュラーフェライト１個１個のサイズが粗大化するため，４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で良好な靭性を得るためにはＴｉ酸化物のアシキュラーフェライト生成能だけでは不十分である。
【００３１】
これに対して、本発明者らは、溶接材料によりＴｉと共にＢを溶接金属中に複合添加すると、凝固後の溶接金属の冷却過程でＴｉ酸化物界面にＢＮおよびＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６などのＢ化合物が析出し、Ｔｉ酸化物の微細アシキュラーフェライト生成能を向上させ、Ｔｉの単独添加に比べて微細アシキュラーフェライトの生成が促進されることを確認した。
【００３２】
ｂ）  Ｎｉ、Ｍｏ添加（焼入れ性向上による粒界フェライト抑制かつ上部ベイナイト抑制・微細化）
一般に溶接金属中に合金元素を添加し焼入性を高めると、溶接金属の靭性に有害な粗大粒界フェライトの生成は抑制され、溶接金属組織が微細化され、靭性が向上することが知られている。しかし、本発明が前提とする厚板鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接では、溶接金属の厚み方向での冷却速度差が大きく、冷却速度が遅い裏面側溶接金属で粒界フェライトが顕著に生成する。したがって、合金元素の添加量を裏面側溶接金属に合わせて多く添加すると、表面側溶接金属の焼入性が過大となり硬質かつ粗大な上部ベイナイト組織が生成する結果、逆に靱性が劣化するため、溶接金属の厚み方向で均一な靭性を得ることは困難であった。
【００３３】
これに対して、本発明者らは焼入れ性の高い合金元素の中でも、ＮｉとＭｏは溶接金属を多く添加しても上部ベイナイトの生成を抑制または上部ベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用効果を有し、ＮｉとＭｏの添加により溶接金属厚み方向における靭性の冷却速度依存性を小さくし、均一化できることを確認した。
【００３４】
ｃ）  Ｂの固溶作用（粒界偏析による粒界フェライト抑制）
一般に溶接金属中でＢはオーステナイト相中に固溶状態で存在すると、オーステナイト粒界に偏析して粒界焼入性を高め、靱性に有害な粗大粒界フェライト生成を抑制する作用があることが知られている。しかし、本発明が前提とする厚板鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接のように，、溶接金属の厚み方向での冷却速度差が大きくなってくると，単にＢを含有させただけでは粒界フェライトの生成抑制効果が十分でない場合が生じる。これに対して，本発明者らは，冷却速度の広い範囲で粒界フェライトを抑制し，かつ靭性に好ましくない上部ベイナイトの生成も抑制するにはＢが最も好適ではあるが，その含有量範囲を厳密に規定し，さらにＮｉ，Ｍｏと合わせて用いる必要があることを確認した。
【００３５】
本発明は、以上の知見を基になされたものであり、上記ａ）からｃ）の相乗効果により、図１に示すように、従来のＴｉ添加による溶接金属中の微細アシキュラーフェライト生成（図１のａ、参照）、合金元素添加による溶接金属の焼入性向上（図１のｂ１およびｂ２、参照）では困難であった、厚鋼板の片面１パス大入熱サブマージアーク溶接における溶融金属の全厚み範囲での靭性の均一化を達成することを技術思想とするものである。
【００３６】
以下に本発明における鋼板、フラックスおよび溶接ワイヤの限定理由について説明する。
【００３７】
なお、以下の説明において「％」は特に説明がない限りは、「質量％」を意味するものとする。
【００３８】
先ず、本発明の目的を達成するために必要とする鋼板の基本成分の限定理由につい説明する。
【００３９】
本発明において、鋼板成分は、溶接構造用鋼板としての機械的特性を維持するとともに、大入熱サブマージアーク溶接における鋼板の溶融により溶接金属中への鋼板成分の希釈による溶接金属中の成分組成および機械的特性、特に靭性を維持するために以下のように限定するものである。
【００４０】
Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を確保する上で０．０２％以上含有させる必要がある。一方、鋼板中に０．２％超含有させると、鋼板の靱性や溶接熱影響部靱性、さらには耐溶接割れ性の劣化が大きくなって構造用鋼としての安全性が損なわれることと、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属のＣ含有量が過大となって溶接金属の靱性も劣化させる懸念があるため、本発明においては鋼板のＣ含有量の上限を０．２％とする。
【００４１】
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として、また、鋼板の強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に１％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して鋼板の延性や靭性劣化を招く。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中のＳｉ含有量も過大となって溶接金属の靱性を損ねる恐れがある。そこで、鋼板におけるＳｉ含有量の範囲は０．０１〜１％とした。
【００４２】
Ｍｎ：Ｍｎは、鋼板の焼入性を高めて強度、靭性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％以上含有させる必要がある。しかし、２．５％を超える過剰な含有は、過剰なＣ含有と同様、鋼板の靭性を著しく劣化させ、かつ、溶接熱影響部の靭性、割れ性なども劣化させる。さらに溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属靱性にも悪影響を及ぼすようになるため、上限を２．５％とした。
【００４３】
Ａｌ：Ａｌは鋼板の脱酸、溶接熱影響部の加熱オーステナイト粒径の微細化等に有効な元素であり、これらの効果を発揮するために０．００２％以上含有する。一方、０．１％を超えて過剰に鋼板にＡｌを含有させると、粗大な酸化物を形成して鋼板の靭性、延性を極端に劣化させる。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中のＡｌ量が過大となって、靱性に有害な上部ベイナイトが形成されて溶接金属の靱性が劣化する恐れがあるため、本発明においては、鋼板のＡｌ含有量を０．００２％〜０．１％の範囲に限定する。
【００４４】
Ｎ：Ｎは鋼板中でＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働いて鋼板の靱性向上に寄与し、その効果が十分に得るために０．００１％以上含有させる。一方、Ｎが鋼板中に過剰に含有すると固溶Ｎが増加して鋼板の靭性の劣化を招く。また、鋼板中のＮ含有量が０．０１５％を超えて過度に高くなると、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属のＮ量も過大となって、Ｂと窒化物を形成して組織微細化に有効な固溶Ｂ量を減少させ、粒内、粒界とも溶接金属組織を粗大化するため、好ましくない。このため、本発明では鋼板中のＮ含有量の上限を０．０１５％とする。
【００４５】
Ｐ：Ｐは不純物元素であり、鋼板の特性、溶接金属の特性に対してともに、極力低減することが好ましいが、靭性確保の点から許容できる量として上限を０．０２％とした。
【００４６】
Ｓ：Ｓも不純物元素で、鋼板及び溶接金属の延性、靭性をともに劣化させるため、低減が必要である。延性、靭性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる上限として、その含有量を０．０１％以下とする。
【００４７】
Ｏ：Ｏは、鋼板においては不可避的不純物元素であり、酸化物を形成し鋼板の延性、靱性に悪影響を与えるため好ましくない。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属のＯ量を過度に高めて、同様に溶接金属の延性、靱性を劣化させることも懸念されるため、Ｏ含有量を０．０１％以下に制限する。
【００４８】
本発明において上記鋼板の基本成分の他に、さらに鋼板および溶接金属の機械的特性、特に強度、靭性を調整するために、選択成分として、さらに、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの１種または２種以上を以下の所定範囲で鋼板中に添加しても良い。
【００４９】
Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮの形成によりオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性向上に有効な元素である。
【００５０】
また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にＴｉを含有させ、Ｔｉ酸化物の形成により微細アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属の組織微細化にも効果を発揮する。これらの効果を発揮させるためには鋼板中にＴｉを０．００２％以上含有させることが好ましい。一方、鋼板中のＴｉ含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物や窒化物を形成して鋼板の靭性や延性を劣化さる。また、溶接材料の組成によっては溶接による鋼板溶融、成分希釈で溶接金属中のＴｉ量を過剰にして、溶接金属の強度を過度に高める恐れがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とするのが好ましい。
【００５１】
Ｂ：Ｂは極微量で焼入性を高める元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にＢを含有させ、溶接金属で固溶Ｂの結晶粒界偏析による粒界フェライト抑制、およびＴｉ酸化物でのＢＮ等のＢ化合物析出による微細アシキュラーフェライト生成促進の作用効果を有する。これらの効果を発揮するためには、Ｂは鋼板中に０．０００３％以上含有するのが好ましい。一方、０．０１５％を超えて鋼板中にＢを含有させると、鋼板製造時に加熱段階で粗大な析出物を形成し、鋼板の焼入性向上効果が不十分となり、かつ、鋼片の割れや析出物に起因した靭性劣化を招くため、鋼板のＢ含有量の上限を０．０１５％とするのが好ましい。
【００５２】
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入性向上と析出強化とによって鋼板の強度向上に有効な元素である。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にＭｏを含有させ、溶接金属の焼入性を高めて粒界フェライト抑制し、また、アシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化し、溶接金属組織の微細化の作用効果がある。これらの効果を生じさせるためには、鋼板のＭｏ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｍｏが１．５％を超えて過剰に鋼板に含有されると、強度が過度に高くなって鋼板の靭性を劣化させるため、鋼板中のＭｏ含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。
【００５３】
Ｎｉ：Ｎｉは、本質的に鋼板マトリクスの靭性を高める作用を有する元素であり、ミクロ組織に大きく依存せず強度と靭性を同時に向上できるため、鋼板、溶接金属いずれにおいても非常に有効な元素である。これらの効果を発揮するためには鋼板中にＮｉを０．０１％以上含有させるのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が６％を超えて含有させると、鋼板、溶接金属の強度、靭性の向上効果は飽和するため、経済性も考慮して、Ｎｉ含有量の上限を６％とするのが好ましい。
【００５４】
Ｃｒ：Ｃｒは、Ｍｏとほぼ同様の焼入性を有し、鋼板の強度向上に有効な元素である。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にＣｒを含有させ、溶接金属の焼入性を高めて粒界フェライト抑制し、溶接金属組織の微細化の効果がある。これらの効果を生じさせるためには、鋼板のＣｒ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｒが１．５％を超えて過剰に鋼板に含有されると、強度が過度に高くなって鋼板の靭性を劣化させるため、鋼板中のＣｒ含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。
【００５５】
Ｗ：Ｗは、Ｍｏ、Ｃｒと同様の焼入性を有し、鋼板の強度向上に有効な元素である。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にＷを含有させ、溶接金属の焼入性を高めて粒界フェライト抑制し、溶接金属組織の微細化の効果がある。これらの効果を生じさせるためには、鋼板のＷ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｗが１．５％を超えて過剰に鋼板に含有されると、強度が過度に高くなって鋼板の靭性を劣化させるため、鋼板中のＷ含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。
【００５６】
Ｃｕ：Ｃｕは、主として焼入性向上効果と固溶強化により鋼板の強度向上に有効な元素であり、これらの効果を発揮するためには、鋼板にＣｕを０．０１％以上含有させるのが好ましい。一方、鋼板にＣｕを１．５％超含有させると、鋼板の熱間加工性が劣化し、また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属のＣｕ含有量が増加し、耐高温割れ性を劣化させるため、鋼板中のＣｕ含有量の上限は１．５％とするのが好ましい。
【００５７】
Ｎｂ：Ｎｂは、析出強化及び変態強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、また、加熱オーステナイト粒径微細化によって鋼板の靭性向上にも有効である。これらの効果を発揮するためには、Ｎｂ含有量を０．００２％以上とするのが好ましい。一方、０．１％を超えてＮｂを過剰に含有させると、鋼板の靭性を劣化させ、かつ、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中に過剰なＮｂが含有され、溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のＮｂ含有量の上限を０．１％とするのが好ましい。
【００５８】
Ｖ：Ｖは主として析出強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、効果を発揮するためには、Ｖを０．００２％以上含有させるのが好ましい。一方、０．５％を超えてＶを鋼板に過剰に含有させると、粗大な析出物を形成して鋼板の靭性を劣化させ、かつ、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にも過剰なＶが含有され、溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のＶ含有量の上限は０．５％とするのが好ましい。
【００５９】
Ｔａ：Ｔａは、主として析出強化により微量で鋼板の高強度化に有効な元素であり、この効果を発揮するためには、Ｔａ含有量を０．００２％以上とするのが好ましい。一方、０．５％を超えてＴａを鋼板に過剰に含有させると、粗大な析出物を形成して鋼板の靭性を劣化させ、かつ、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にも過剰なＴａが含有されて溶接金属の靭性を劣化させる懸念も生じるため、本発明においては、鋼板中のＴａ含有量の上限は０．５％とするのが好ましい。
【００６０】
本発明において、上記鋼板の基本成分および選択成分の他に、鋼板の機械特性、特に延性を改善するために、さらにＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を鋼板中に含有させることができる。
【００６１】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。また、酸化物を微細化させて溶接熱影響部の靭性向上にも有効な元素である。これらの効果を発揮するためには、鋼板中のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の下限を０．０００２％とするのが好ましい。一方、鋼板中のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量が０．０１％を超えると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、鋼板の延性、靭性、さらに疲労特性の劣化を招く。また、溶接による鋼板溶融、成分希釈によって溶接金属中にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭが過剰に含有されると、溶接性も阻害する可能性があるため、鋼板中の鋼板中のＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上の含有量の上限を０．０１％とするのが好ましい。
【００６２】
次に、本発明の目的を達成するために必要とするフラックスの基本成分の限定理由を説明する。
【００６３】
厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、溶接ワイヤとともにフラックスの成分組成による溶接金属の組織および機械的特性への寄与が大きい。このため、本発明が目的とする溶接金属の全厚み範囲における機械的特性、特に均一にかつ高い靱性を達成するためには、溶接ワイヤや鋼板だけでなく、フラックスの成分組成を以下のように適正化する必要がある。
【００６４】
ＳｉＯ２：ＳｉＯ２は大入熱サブマージアーク溶接においてビード止端部のなじみ性を改善し、良好な溶接ビードを形成するために最も重要な成分であり、この効果を得るためにフラックス中にＳｉＯ２を１０％以上含有する。一方、フラックス中のＳｉＯ２含有量が２５％を超えると溶接金属の酸素やＳｉが増加し、靭性が劣化するため、その含有量の上限を２５％に規定する。
【００６５】
ＭｇＯ：ＭｇＯはサブマージアーク溶接のような入熱の大きい溶接においてスラグの耐火性を向上させ、ビード形状を良好とするためにフラックス中に５％以上含有する。一方、ＭｇＯ含有量が２０％を超えるとビード表面に突起物が発生してビード形状が劣化するため、フラックス中のＭｇＯ含有量の上限は２０％とする。
【００６６】
ＣａＯ：ＣａＯはスラグの融点及び流動性を調整し、ビード止端部のなじみ性を改善するために重要な成分であり、この効果を得るためにフラックス中にＣａＯを５％以上含有する。一方、フラックス中のＣａＯ含有量が１５％を超えると、スラグ流動性が不良となり、ビード高さが不均一になるため、フラックス中のＣａＯ含有量の上限を１５％とした。
【００６７】
ＣａＦ２：ＣａＦ２は靭性改善に効果があり、この効果を得るためフラックス中にＣａＦ２を１％以上含有する。一方、ＣａＦ２は融点が低いため１０％を超えて過多に含有すると大入熱サブマージアーク溶接では、ビードの平滑性が損なわれ、ビード不良となるため、フラックス中のＣａＦ２含有量の上限を１０％とした。
【００６８】
Ａｌ２Ｏ３：Ａｌ２Ｏ３はスラグ剥離性を良好にする効果があり、この効果を得るためフラックス中にＡｌ２Ｏ３を５％以上含有する。一方、Ａｌ２Ｏ３含有量が２５％を超えると凸ビードになり、ビード形状不良となるため、フラックス中のＡｌ２Ｏ３含有量の上限を２５％とした。
【００６９】
ＴｉＯ２：ＴｉＯ２はビード表面の平滑性向上および靭性向上に効果があり、これらの効果を得るためフラックス中にＴｉＯ２を２％以上含有する。一方、ＴｉＯ２含有量が２０％を超えるとビード止端部の立ち上がり角度が大きくなってビード形状を悪化させるため、また、溶接金属中にＴｉＯ２が過度に存在し、靱性に悪影響を及ぼすようになるため、フラックス中のＴｉＯ２含有量の上限を２０％とした。
【００７０】
Ｆｅ：Ｆｅは溶着効率の向上及び溶接入熱の低減に効果があり、これらの効果を得るためフラックス中のＦｅを１０％以上含有する。一方、Ｆｅ含有量が２５％を超えるとビード表面に突起物が発生するため、フラックス中のＦｅ含有量の上限を２５％とした。なお、本発明において、Ｆｅは純Ｆｅの他、例えば、Ｍｎ、ＳｉとのＦｅ合金であっても良く、フラックス中のＦｅの合計含有量が上記範囲内であれば効果を発揮する。
【００７１】
Ｂ２Ｏ３：Ｂ２Ｏ３は溶接金属中で生成したＴｉ酸化物の界面にＢＮなどのＢ化合物を析出し、Ｔｉ酸化物の微細アシキュラーフェライト生成能をさらに促進させ、また、溶接勤続中で固溶Ｂとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの生成を抑制する作用を有する。これらの作用を利用し、溶接金属組織を微細化するためには、フラックス中にＢ２Ｏ３を０．６１％以上含有する必要がある。なお、後述するようにＢを溶接ワイヤから溶接金属に添加することも可能であるが、溶接ワイヤ中のＢ含有量の増加は、溶接ワイヤ製造時の加工性を劣化させるため好ましくない。このため、本発明では、Ｂの溶接金属への添加は、基本的にフラックスからＢ２Ｏ３の形態で添加し、これに加えて、後述する必要に応じて補助的に溶接ワイヤからＢを溶接金属に添加する。
【００７２】
一方、フラックス中のＢ２Ｏ３含有量が２．５％を超えると、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向の靭性を高いレベルで均一化する場合に、表面側溶接金属の焼入れ性が過度に増加し、硬質で粗大な上部ベイナイト組織の生成が顕著となり、逆に靭性の劣化を招く。このため、フラックス中のＢ２Ｏ３含有量の上限を２．５％と規定した。
【００７３】
なお、本発明において、フラックス中のＢの形態をＢ２Ｏ３とした理由は、Ｂ２Ｏ３は、金属Ｂやその他のＢ化合物の形態に比べて溶接金属中のＢの歩留まりが良いためである。本発明では上記のフラックス成分を基本成分として含有するが、これら成分を結合させるための水ガラス等のバインダー（Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ）等を常法通り含有させてもよい。
【００７４】
本発明において上記フラックスの基本成分の他に、さらに溶接金属の機械的特性、特に靱性を安定して向上させるために、選択成分として、以下の範囲でＭｏ、Ｎｉを添加しても良い。
【００７５】
Ｍｏ、Ｎｉ：Ｍｏは、他の焼入れ性元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用が高い元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために有効な元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性元素中で、唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ｎｉ量が多い方が靱性は良好となる。Ｎｉは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、ＣＣＴ図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きいため、溶接金属中のＮｉにより、大入熱サブマージアーク溶接時の溶接金属厚み方向での冷却速度の違いよる表面側と裏面側との組織変化およびそれによる靭性差を小さくでき、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために有効な元素である。
【００７６】
本発明では、基本的にワイヤからＭｏ、Ｎｉを溶接金属中に添加するが、これに加えて、補助的にフラックスからＭｏ、Ｎｉを溶接金属中に添加し、後述するＭｏ、Ｎｉの作用により溶接金属の組織微細化、靱性向上の効果をより安定して得るために、フラックス中にＭｏおよびＮｉの1種または２種を含有させる場合は、それぞれの含有量の下限を１％とすることが好ましい。一方、ＭｏおよびＮｉのそれぞれの含有量が５％超になると、溶接ワイヤ組成や鋼板組成によっては溶接金属の硬さが過大となって靱性を劣化させる懸念があるため、フラックス中にＭｏおよびＮｉの1種または２種を含有させる場合は、それぞれの含有量の上限は５％とするのが好ましい。
【００７７】
なお、フラックス中のＭｏ、Ｎｉの形態は、ＭｏおよびＮｉの含有量が上記範囲内であれば、純金属、合金、酸化物、いずれの形態でも構わない。溶接金属中の酸素量を低減するためには金属Ｍｏ、金属ＮｉまたはＭｏ、Ｎｉを含有する合金で含有させるのがより好ましい。
【００７８】
以上が本発明における目的および技術思想を達成するためのフラックスの主要な成分組成の限定理由であるが、本発明の目的および技術思想から逸脱せず、溶接金属の機械的特性を害さない範囲において、上記フラックス成分の他の成分や、バインダー成分を含有することができる。
【００７９】
次に、本発明の目的を達成するために必要とする溶接ワイヤの基本成分組成の限定理由を説明する。
【００８０】
厚鋼板の大入熱サブマージアーク溶接では、フラックスとともに溶接ワイヤの成分組成による溶接金属の組織および機械的特性への寄与が大きい。このため、本発明が目的とする溶接金属の全厚み範囲における機械的特性、特に均一にかつ高い靱性を達成するためには、フラックスや鋼板だけでなく、溶接ワイヤの成分組成を以下のように適正化する必要がある。
【００８１】
Ｃ：Ｃは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、特に高張力鋼用溶接金属として引張強度５００〜８００ＭＰａを確保するために、溶接ワイヤ中に０．０２％以上含有させる。一方、溶接ワイヤ中のＣが０．２％を超えて含有されると、溶接金属中のＣ量が過剰となり、溶接金属の靭性が劣化するため、好ましくない。従って、本発明において溶接ワイヤ中のＣ含有量は０．０２〜０．２％に限定する。
【００８２】
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素であり、溶接金属中の酸素量を減少させ、溶接金属の介在物による欠陥を抑制し、酸素による材質劣化を抑制する。これらの効果を発揮するためには溶接ワイヤ中にＳｉを０．０１％以上含有させる。しかしながら、１％を超えてワイヤ中にＳｉを含有すると、溶接金属の硬さが過剰に高まり、靭性を劣化させるので、ワイヤ中のＳｉ含有量の上限を１％とした。
【００８３】
Ｍｎ：Ｍｎは、溶接金属の強度向上及び脱酸作用を有し、その溶接ワイヤ中の含有量が０．１％を下回ると、十分な脱酸作用と溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなるために、溶接金属の靭性を劣化させる。そのため、ワイヤ中のＭｎ含有量の下限を０．１％とした。一方ワイヤ中のＭｎ含有量が２．５％を超えると、溶接金属組織が粗大なベイナイト組織となって靭性が劣化する可能性が高くなるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のＭｎ含有量の上限を２．５％とする。
【００８４】
Ｍｏ：Ｍｏは、他の焼入れ性元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する作用を有する元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために特に重要な元素である。これらの作用効果により、溶接金属の表側から裏側の全厚み範囲にわたって均一に、かつ安定的に高い靭性を保持するためには、溶接ワイヤ中にＭｏを０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、３％を超えて溶接金属中にＭｏを過剰に含有させると溶接金属が過剰に硬化し、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、本発明では溶接ワイヤ中のＭｏ含有量の上限を３％とした。
なお、サブマージアーク溶接では、Ｍｏをフラックスから溶接金属中に添加できるが、溶接ワイヤからＭｏを添加する方がより溶接金属でのＭｏの歩留まりがより安定するため、本発明においては、基本的にはＭｏを溶接ワイヤから添加し、後述する必要に応じてＭｏをフラックスから補助的に添加する。
【００８５】
Ｎｉ：Ｎｉは、焼入れ性元素中で唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ｎｉ量が多い方が靱性は良好となる。また、Ｎｉは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、ＣＣＴ図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きい。このため、溶接金属中のＮｉは、厚鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の厚み方向における冷却速度差に起因する表面側と裏面側との溶接金属組織の変化を小さくし、その結果、溶接金属の全厚み範囲における靭性の均一化を達成するために特に重要な元素である。これらの作用効果を充分に発現するためには、Ｎｉは溶接ワイヤ中に１％以上含有させる必要がある。特に、低温での溶接金属靱性を確実に確保するためには、溶接ワイヤ中のＮｉ含有量を２．１％以上とするのが好ましい。
【００８６】
一方、６％を超えてＮｉを溶接ワイヤ中に含有しても効果が飽和する一方で、溶接金属の焼入性が過剰となり、強度が過大となって靱性を劣化させる可能性が生じるため、本発明においては溶接ワイヤ中のＮｉ含有量の上限を６％に限定する。
【００８７】
なお、サブマージアーク溶接では、Ｎｉをフラックスから溶接金属中に添加できるが、溶接ワイヤからＮｉを添加する方がより溶接金属でのＮｉの歩留まりがより安定するため、本発明においては、基本的にはＮｉを溶接ワイヤから添加し、後述する必要に応じてＮｉをフラックスから補助的に添加する。
【００８８】
Ａｌ：Ａｌは、脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量制御に有効な元素であり、溶接金属の脱酸に有効に寄与するために溶接ワイヤ中にＡｌを０．００２％以上含有させる。一方、溶接金属中にＡｌが過剰に含有されると微細アシキュラーフェライトの生成が抑制され、溶接金属組織が粗大化し、靭性が劣化するため、溶接ワイヤ中のＡｌ含有量の上限は０．１％とする。
【００８９】
Ｔｉ：Ｔｉは、溶接金属においてＴｉ酸化物を形成して微細アシキュラーフェライトの生成核として作用し、溶接金属組織の微細化に寄与する本発明において重要な元素である。本発明では、溶融金属プールが長時間維持されるような大入熱サブマージアーク溶接でも、後述するフラックスから溶接金属中に添加するＢがＢＮおよびＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６などのＢ化合物としてＴｉ酸化物界面に析出し、微細アシキュラーフェライト生成能を高めることが可能となる。本発明では、これらの効果を充分に確保するため、溶接ワイヤ中にＴｉを０．００５％以上含有させる。一方、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量が０．３％を超えると、溶接金属中に脆性破壊の起点となるような粗大なＴｉを含む酸化物や窒化物を形成して溶接金属の靭性を劣化させるため、本発明においては、溶接ワイヤ中のＴｉ含有量の上限は０．３％とした。
【００９０】
Ｎ：Ｎは、溶接ワイヤ中の不可避的不純物元素であるが、Ｎは溶接金属中でＴｉ、Ｂと窒化物を形成して、オーステナイト微細化や微細アシキュラーフェライト生成には有益な元素である。これらの効果をえるためにはＮ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、溶接ワイヤのＮ含有量が０．０１５％を超えて多くなると、溶接金属におけるＮ含有量を増加させ、該溶接金属中のＮが固溶状態でフェライトマトリクスの靭性を劣化させる。また、Ｂを窒化物として固定してしまい、固溶Ｂの粒界偏析によるオーステナイト粒界での初析フェライト（粒界フェライト）変態の抑止、およびそれによる靭性効果を阻害する。そこで、本発明では、その溶接ワイヤ中の含有量の上限を０．０１５％とした。
【００９１】
Ｐ：Ｐは不可避的不純物元素であり、溶接金属中のＰは溶接金属の靭性を劣化させるため、溶接ワイヤ中のＰ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、溶接金属の靭性確保の点から許容できる上限量として溶接ワイヤ中のＰ含有量の上限を０．０２％とした。
【００９２】
Ｓ：Ｓは不可避的不純物元素であり、溶接金属の延性、靭性をともに劣化させるため、溶接ワイヤ中のＳ含有量は極力低減する必要がある。本発明では、溶接金属の延性、靭性の確保の観点から実用的に許容できる上限として、溶接ワイヤ中のＳ含有量の上限を０．０１％とした。
【００９３】
Ｏ：酸素（Ｏ）は、溶接ワイヤ中の不可避的不純物元素であり、Ｏ含有量が過大であると、溶接ワイヤの製造性を阻害し、また、溶接金属中のＯ含有量を増加させて、溶接金属の延性、靱性を劣化させるため好ましくない。本発明においては、溶接ワイヤの製造性を良好にし、溶接金属の延性、靱性の劣化させないために、溶接ワイヤ中のＯ含有量の上限を０．０１％とする。
【００９４】
本発明において上記溶接ワイヤの基本成分の他に、溶接金属の機械的特性、特に強度、靭性を調整するために、さらにＣｕ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｂの１種または２種以上を所定範囲で溶接ワイヤ中に含有させることができる。
【００９５】
Ｃｕ：Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、溶接金属の焼入性を高めることにより、粗大粒界フェライト生成を抑制し、溶接金属組織の微細化および強度・靱性向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには溶接ワイヤ中のＣｕ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＣｕ含有量が １．５％超であると、高温割れを生じやすくなり、溶接ワイヤの製造性が劣化するため、Ｃｕ含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。なお、Ｃｕは溶接ワイヤ中に含有させても、ワイヤ表面にメッキしてもその実質的効果は変わらない。
【００９６】
Ｃｒ：Ｃｒは、Ｍｏと同等の焼入性を有する元素であり、溶接金属の強度向上のために溶接ワイヤ中にＣｒを０．０１％以上含有する。一方、溶接ワイヤ中のＣｒ含有量が １．５％超であると、溶接金属の靱性劣化が顕著に生じるため、Ｃｒ含有量の上限は１．５％とするのが好ましい。
【００９７】
Ｗ：Ｗは、定性的にはＣｒと同様の作用効果を有する元素であり、溶接金属の強度向上のために溶接ワイヤ中にＷを０．０１％以上含有するのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＷ含有量が２％超であると、溶接金属の靱性劣化が顕著に生じるため、Ｗ含有量の上限は２％とするのが好ましい。
【００９８】
Ｎｂ：Ｎｂは、溶接金属の焼入性向上および析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＮｂ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＮｂ含有量が０．０５％を超えると、溶接金属の強度が過大となり、また、粗大なＮｂ析出物が形成されるために、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のＮｂ含有量の上限を０．０５％とするのが好ましい。
【００９９】
Ｖ：Ｖは、溶接金属の析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＶ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＶ含有量が０．５％を超えると、溶接金属の強度が過大となり、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のＶ含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。
【０１００】
Ｔａ：Ｔａは、Ｖとほぼ同様の作用を有する元素であり、溶接金属の析出強化により、溶接金属の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に発揮するためには、溶接ワイヤ中のＴａ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。一方、溶接ワイヤ中のＴａ含有量が０．２％を超えると、溶接金属の強度が過大となり、溶接金属の靭性劣化が著しくなるため、好ましくない。そのため、溶接ワイヤ中のＴａ含有量の上限を０．２％とするのが好ましい。
【０１０１】
Ｂ：Ｂは、溶接金属中で固溶Ｂとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粗大粒界フェライトの生成を抑制し、Ｔｉ酸化物と同時にＢＮなどのＢ化合物として析出し、Ｔｉ酸化物との相互作用により微細アシキュラーフェライト生成を促進させる作用をもつ。これらの作用を利用し、溶接金属の組織を微細化し、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の表側から裏側までの全厚み範囲の靭性を均一に向上させるために、Ｂは溶接金属中で必須元素である。本発明では、Ｂは基本的にフラックスから添加し、さらにＢの作用効果を安定して得るために補助的にＢを溶接ワイヤから溶接金属中に添加する場合は、溶接ワイヤ中のＢ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【０１０２】
一方、溶接ワイヤ中のＢ含有量が０．０５％超になると、溶接金属中に粗大な上部ベイナイト組織が生成され、溶接金属の靱性が劣化し、さらに、ワイヤ製造時の加工性が劣化するため、好ましくない。そこで、溶接ワイヤ中にＢを含有する場合は、Ｂ含有量の上限を０．０５％とするのが好ましい。
【０１０３】
本発明において上記溶接ワイヤの基本成分および選択成分の他に、溶接金属の機械的特性、特に延性、靭性を改善するために、さらにＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を溶接ワイヤ中に所定範囲で含有させることができる。
【０１０４】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも、溶接金属において硫化物の構造を変化させ、また硫化物、酸化物のサイズを微細化し、溶接金属の延性及び靭性を向上するために有効な元素である。これらの効果を発揮するためには、溶接ワイヤ中のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量は、０．０００２％とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量が０．０１％を超える過剰な添加は、溶接金属中の硫化物や酸化物を粗大化させ、溶接金属の延性、靭性の劣化を招き、また、溶接ビード形状の劣化、溶接性の劣化の可能性も生じるため、溶接ワイヤ中のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上の含有量の上限を０．０１％とする。
【０１０５】
以上が本発明における鋼板、フラックス、溶接ワイヤの成分組成の限定理由である。本発明では、本発明の目的を達成するために必要とする、鋼板、溶接ワイヤ、フラックスによりサブマージ溶接して形成される溶接金属の基本成分組成を以下のように限定される。
Ｃ：Ｃは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、５００ＭＰａ以上の高張力鋼用溶接金属の引張強度を確保するために、Ｃは溶接金属中に０．０３％以上含有させる。しかしながらＣは、オーステナイトの安定化元素であるために溶接金属に過剰に含有すると溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靭性を確保する必要性から溶接金属中のＣ含有量の上限は０．２％とした。
【０１０６】
Ｓｉ：Ｓｉは、溶接金属中の脱酸元素として働き、溶接金属の酸素量を減少させることで溶接金属の靱性、延性を向上できる成分であり、効果を発揮するために溶接金属中のＳｉ含有量を０．１％以上とする。ただし、１％を超えてＳｉを過剰に含有すると、溶接金属の硬さを過剰に高め、また島状マルテンサイト生成を促進して靭性を劣化させるので、溶接金属中のＳｉ含有量の上限を１％とした。
【０１０７】
Ｍｎ：Ｍｎは、溶接金属の強度の向上及び脱酸作用を有し、その含有量が０．７％を下回ると溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり、溶接金属の靭性を劣化させるため好ましくない。このため、溶接金属中のＭｎ含有量の下限を０．７％とした。しかしながらＭｎは２％を超えて含有すると焼入性が過剰となって溶接金属の強度が過大となって靱性を劣化させるため、溶接金属中のＭｎ含有量の上限は２％とした。
【０１０８】
Ａｌ：Ａｌは、溶接金属中のＮを固定し、固溶Ｎ低減によって靱性向上に寄与する他、ＢＮの生成を抑制し固溶Ｂを確保する作用を有する。これらの効果を得るために溶接金属中にＡｌを０．００１％以上含有させる。一方、０．０７％を超えて過剰にＡｌを溶接金属中に含有すると、ＢＮの生成を極度に抑制し、本発明のＴｉ酸化物粒界に析出するＢＮが減少し、微細アシキュラーフェライトの生成促進による靭性向上効果を阻害するため、本発明において溶接金属中のＡｌ含有量の上限を０．０７％とした。
【０１０９】
Ｍｏ：Ｍｏは、他の焼入れ性元素に比べて、溶接金属のアシキュラーフェライトやベイナイトの有効結晶粒径を微細化する効果を有する元素である。特に大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向での熱履歴や冷却速度の違いより、溶接金属の全厚み範囲の焼き入性を向上させる場合に靭性に有害な上部ベイナイトが生成しやすい表層側溶接金属において、上部ベイナイト結晶粒径を微細化し、靭性劣化を抑制できるため、溶接金属の全範囲の靭性を均一化するために特に重要な元素である。これらの作用効果により、溶接金属の表側から裏側の全厚み範囲にわたって均一に、かつ安定的に高い靭性を保持するためには、溶接金属中にＭｏを０．１％以上含有させる必要がある。しかしながら、１％を超えて溶接金属中にＭｏを過剰に含有させると溶接金属が過剰に硬化し、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、本発明では、溶接金属中のＭｏ含有量の上限を１％とした。
【０１１０】
Ｎｉ：Ｎｉは、焼入れ性元素中で唯一固溶靭化効果を有して本質的に靱性を向上でき、Ｎｉ量が多い方が靱性は良好となる。また、Ｎｉは、他のオーステナイト安定化元素に比べて、ＣＣＴ図でのベイナイトノーズを広げる効果が大きい。このため、溶接金属中のＮｉは、厚鋼板の１パス大入熱サブマージアーク溶接時に溶接金属の厚み方向における冷却速度差に起因する表面側と裏面側との溶接金属組織の変化を小さくし、その結果、溶接金属の全厚み範囲における靭性の均一化を達成するために特に重要な元素である。これらの作用効果を充分に発現するためには、Ｎｉは溶接金属中に０．７５％以上含有させる必要がある。一方、３％を超えてＮｉを溶接金属中に含有しても効果が飽和する一方で、溶接金属の焼入性が過剰となり、強度が過大となって靱性を劣化させる可能性が生じるため、本発明においては溶接金属中のＮｉ含有量の上限を３％に限定する。
【０１１１】
Ｔｉ：Ｔｉは溶接金属中でＴｉを含有する酸化物を形成して微細アシキュラーフェライトの核となり、溶接金属組織を微細化ずるために有効な元素である。本発明では、溶接金属中にＴｉはＢとともに複合添加することにより、Ｔｉが酸素と優先的に結合してＴｉ酸化物を生成し、そのＴｉ酸化物界面にＢＮおよびＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６などのＢ化合物を析出し、微細アシキュラーフェライトの生成能を格段に向上する。これらのＴｉの効果を発揮するためには、Ｔｉは溶接金属中に０．００５％以上含有させる必要がある。ただし、０．１％を超えて溶接金属中に過剰に含有させると、粗大なＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物が増加して靱性に悪影響を及ぼすため、本発明においては溶接金属中のＴｉ含有量の上限を０．１％とした。
【０１１２】
Ｂ：Ｂは、溶接金属中に生成したＴｉ酸化物界面にＢＮなどのＢ化合物を複合析出し、Ｔｉ酸化物の微細アシキュラーフェライト生成能を向上させ、溶接金属組織の微細化に必須の元素である。また、溶接金属中で固溶Ｂとしてオーステナイト結晶粒界に偏析し、粒界の焼入れ性を高め、靭性に有害な粗大粒界フェライトの生成を抑制する作用効果も有する。これらの効果を発揮するためには、Ｂは溶接金属中に０．００１％以上含有させる必要がある。特に、溶接金属の表面から裏面側の溶接金属組織の変化を最小限に止めるためには、溶接金属中のＢ含有量の下限は０．００１５％とすることがより好ましい。一方、０．０１％を超えて過剰にＢを溶接金属中に含有させると、大入熱サブマージアーク溶接における溶接金属の厚み方向の靭性を高いレベルで均一化する場合に、表面側溶接金属の焼入れ性が過度に増加し、硬質で粗大な上部ベイナイト組織の生成が顕著となり、逆に靭性の劣化を招く。また、高温割れの危険性も増大して好ましくない。このため、本発明においては、溶接金属中のＢ含有量の上限を０．０１％とした。
【０１１３】
Ｎ：Ｎは溶接金属中でＴｉ、Ｂと窒化物を形成して、オーステナイト微細化や微細アシキュラーフェライト生成には有益な元素であるため、溶接金属組織の微細化効果を発揮するためにはＮ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、０．０１％を超えてＮを溶接金属中に過剰に含有させると、溶接金属中の固溶Ｎ量が増加してフェライトマトリクスの靭性を劣化する。また、ＢＮが過剰に生成して前記固溶Ｂの粒界偏析による粗大粒界フェライト抑制およびこれによる靭性向上効果を阻害しする。このため、本発明においては、溶接金属中のＮ含有量の上限を０．０１％とした。
【０１１４】
Ｏ：酸素（Ｏ）は、ＴｉとＴｉ酸化物を形成し、溶接金属中のアシキュラーフェライト生成核として作用し溶接金属の微細化にするために溶接金属中に０．０１％以上含有する必要がある。しかし、それ以外には有益な効果は示さず、過剰に含有させると溶接金属の延性及び靭性を劣化させるのでＯ含有量の上限を０．０５％とした。
【０１１５】
Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓは不可避的不純物元素であり、溶接金属中のこれらの含有量は少ないほど好ましい。本発明では、溶接金属の靭性確保の点から許容できる上限量としてＰ含有量の上限を０．０２％、Ｓ含有量の上限を０．０１％とした。
【０１１６】
以上が本発明の目的を達成するために必要とする、本発明の溶接金属の基本成分及び不可避的不純物元素の限定理由である。なお、本発明においては、上記溶接金属の基本成分の他に、さらに溶接金属の機械的特性、特に強度や靱性の調整のために、選択成分として、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａの１種または２種以上を所定範囲で溶接金属中に含有させることができる。
【０１１７】
Ｃｕ：Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、溶接金属中に適正量含有させると焼入性を高めて溶接金属の高強度化、さらに、粗大粒界フェライト生成の抑制による組織微細化による靱性向上に有効である。これらの効果を発揮するためにはＣｕは０．０１％以上溶接金属中に含有させるのが好ましい。一方、溶接金属中のＣｕ含有量が１．５％を超えて過剰に含有されると、溶接金属の耐高温割れ性を劣化させ、また、溶接機金属強度が過大となって靱性も劣化するようになるため好ましくない。そのため、溶接金属中のＣｕ含有量の上限を１．５％とするのが好ましい。
【０１１８】
Ｃｒ：Ｃｒは、弱いながらＭｏと類似の焼入性を高めて溶接金属組織のベイナイト化あるいはアシキュラーフェライトの微細化により靱性向上の作用を有する元素であり、かつ、固溶強化、析出強化により強度向上にも有効な元素である。この効果を得るためには、溶接金属中のＣｒ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。しかしながら、０．５％を超えてＣｒを溶接金属中に過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、溶接金属中のＣｒ含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。
【０１１９】
Ｗ：Ｗは、溶接金属の強度を高めるのに有効な元素であり、また、弱いながらＭｏと類似の組織微細化効果を有する。これらの効果を発揮するためには溶接金属中のＷ含有量を０．０１％とすることが好ましい。一方、０．５％を超えてＷを溶接金属中に含有させると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、溶接金属中のＷ含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。
【０１２０】
Ｎｂ：Ｎｂは、焼入性向上効果と析出強化により溶接金属の高強度化に有効な元素である。この溶接金属の高強度化の効果を得るためには、Ｎｂは溶接金属中に０．００２％以上含有させることが好ましい。一方、０．０５％を超えてＮｂを溶接金属中に含有させると析出脆化を生じて溶接金属の靱性を著しく損ねるため、溶接金属中のＮｂ含有量の上限は０．０５％とするのが好ましい。
【０１２１】
Ｖ、Ｔａ：Ｖ、ＴａもＮｂと定性的にほぼ同様の作用を有し、溶接金属の高強度化の効果を明確に発揮するためにはＶ、Ｔａは何れも０．００５％以上含有するのが好ましい。一方、Ｖ、Ｔａは何れも０．５％を超えて溶接金属中に含有させると溶接金属の靱性劣化が大きくなるため、溶接金属中のＶ、Ｔａの含有量の上限は、いずれも０．５％とするのが好ましい。
【０１２２】
本発明において上記溶接金属の基本成分および選択成分の他に、溶接金属の機械的特性、特に延性、靭性を改善するために、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を所定範囲で溶接金属中に含有させることができる。
【０１２３】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭはいずれも、溶接金属において硫化物の構造を変化させ、また硫化物、酸化物のサイズを微細化し、溶接金属の延性及び靭性向上に有効な元素である。
【０１２４】
また、Ｔｉとの複合酸化物を形成して酸化物の微細化、分散密度増加を介してアシキュラーフェライト生成能を高める効果を有する。これらの効果を発揮するためには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれも含有量を０．０００１％以上とするのが好ましい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれも０．００５％を超えて溶接金属中に過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、溶接金属の延性、靭性の劣化を招く。また、溶接ビード形状の劣化、溶接性の劣化の可能性も生じる。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量の上限はいずれも上０．００５％とするのが好ましい。
【実施例】
【０１２５】
以下に、実施例により本発明の効果を説明する。
【０１２６】
図２に示すように予め鋼板端部に開先加工した表１に示す板厚と成分組成の鋼板を突合せて継手を形成し、この開先部を表２に示す成分組成の焼成型フラックスと、表３に示す成分組成の溶接ワイヤを用いて、表４に示す溶接条件で１パス、入熱５６１ＫＪ／ｃｍでの大入熱サブマージアーク溶接を行った。その後、溶接継手において、図２に示す溶接部中央の鋼板表面下７ｍｍ、板厚中心部、裏面上７ｍｍの３箇所から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、機械試験を実施した。溶接金属の靭性は０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、各々繰返し数：３本の測定値の平均値で評価した。なお、表１において、鋼板１〜９が本発明範囲内の化学組成を有する鋼板、鋼板１０〜１４が本発明範囲から外れる化学組成を有する鋼板である。また、表２において、フラックス１〜１０が本発明範囲内の化学組成を有するフラックスであり、フラックス１１〜１５が本発明の範囲外の化学組成を有するフラックスである。さらに、表３において、ワイヤ１〜９が本発明範囲内の化学組成を有するワイヤ、鋼板１０〜１６が本発明範囲から外れる化学組成を有するワイヤである。
【０１２７】
表５は各鋼板、フラックス、溶接ワイヤを用いて作製した溶接継手における溶接金属の化学組成と靱性値を示す。表５の中で継手Ａ１〜Ａ２４は鋼板、フラックスおよび溶接ワイヤが発明で規定する成分組成の範囲を満足するため、サブマージアーク溶接で得られた溶接金属の各成分組成も本発明で規定する範囲内である発明例を示す。また、継手Ｂ１〜Ｂ１７は鋼板、フラックスおよび溶接ワイヤの少なくともいずれかが発明で規定する成分組成の範囲から外れているため、その結果、サブマージアーク溶接で得られた溶接金属の各成分組成も本発明で規定する範囲から外れた比較例を示す。
【０１２８】
表５に示すとおり、継手Ａ１〜Ａ２４の本発明例はいずれも、溶接金属の靱性が溶接金属の表面下７ｍｍから裏面上７ｍｍの全厚み範囲にわたって安定的に１７０Ｊ以上の吸収エネルギーが得られ、極めて良好な溶接金属靱性を達成した。
【０１２９】
一方、継手Ｂ１〜Ｂ１７の比較例では、本発明で規定する要件の少なくとも何れかを満足していないために、溶接金属の靱性が劣るか、あるいは、厚み方向の特定測定位置では比較的良好な靱性が得られても、厚み方向の別の測定位置では極端に靱性が劣る、すなわち、溶接金属の厚み方向で均一な高靱性が得られない結果となった。
【０１３０】
すなわち、継手Ｂ１は、鋼板のＣ量が過大であるために、溶接金属のＣ量も過大で、溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１３１】
継手Ｂ２は、鋼板のＢ量が過大であるために、溶接金属のＢ量も過大で、溶接金属の焼入性が過剰になって強度が過大になり、また粗大な析出物が形成されるため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１３２】
継手Ｂ３は、鋼板のＰ量が過大であるために、溶接金属のＰ量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１３３】
継手Ｂ４は、鋼板のＳ量が過大であるために、溶接金属のＳ量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１３４】
継手Ｂ５は、鋼板のＮ量が過大であるために、溶接金属のＮ量も過大で、そのため、固溶Ｂ量が確保できず、合金組成の調整により表面下７ｍｍでは良好な靱性が得られているものの、板厚中心部から裏面上７ｍｍでは組織微細化が十分でなく、表面下７ｍｍに比べて靱性が大きく劣化している。すなわち、溶接金属全体で高靱性を達成する目的からは不十分な達成レベルとなっている。
【０１３５】
継手Ｂ６は、フラックスの組成のうち、Ｂ２Ｏ３が含有されていないため、溶接金属中のＢ量が過小となり、そのため、溶接金属組織において、アシキュラーフェライトの生成が十分でなく、また、粒界フェライトの抑制効果が不十分なため、本発明に比べて全体的に靱性は低位であり、かつ、粒界フェライト生成挙動の冷却速度依存性が大きいために、表面下７ｍｍと裏面上７ｍｍとの靱性差も大きく、好ましくない。
【０１３６】
継手Ｂ７は、フラックスの組成のうち、Ｂ２Ｏ３が過剰に含有されているため、溶接金属中のＢ量も過大となり、溶接金属の焼入性が過剰になって強度が過大になり、また粗大な析出物が形成されるため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１３７】
継手Ｂ８は、フラックス中のＭｏ量が過大であるために、溶接金属中のＭｏ量も過大となり、そのため、溶接金属が過剰に硬化するため、溶接金属の靭性劣化が著しい。
【０１３８】
継手Ｂ９は、Ｍｏに加えてＮｉもフラックス中の含有量が過大であるため、溶接金属中のＭｏ、Ｎｉ量とも過大となり、その結果、溶接金属強度が過度に高くなり、溶接金属の靭性劣化が著しい。
【０１３９】
継手Ｂ１０は、フラックス中のＴｉＯ２量が過大なため、ビード止端部の立ち上がり角度が大きくなってビード形状を悪化させて好ましくない、また、溶接金属の靱性も位置によらず劣化している。
【０１４０】
継手Ｂ１１は、溶接ワイヤのＣ含有量が過大であるため、溶接金属のＣ量も過大で、溶接金属の硬さが過剰となり、かつ、靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）や島状マルテンサイトが多く生成するため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１４１】
継手Ｂ１２は、溶接ワイヤのＮｉ、Ｍｏ含有量が過小なために、溶接金属中のＮｉ、Ｍｏ量が過小となり、そのため、靱性レベルが若干劣るとともに、粒界フェライト生成の冷却速度依存性が抑制されておらず、そのため、溶接金属中の靱性変動が大きく、特に裏面上７ｍｍの靱性劣化が著しく、好ましくない。
【０１４２】
継手Ｂ１３は、溶接ワイヤのＮ含有量が過大なために溶接金属中のＮ含有量も過大となり、そのため、固溶Ｂ量が確保できず、靱性変動が大きく、特に裏面上７ｍｍの靱性が著しく劣る。
【０１４３】
継手Ｂ１４は、溶接ワイヤのＰ量が過大であるために、溶接金属のＰ量も過大で、そのため、溶接金属の靱性が溶接金属の位置によらず劣る。
【０１４４】
継手Ｂ１５は、溶接ワイヤのＭｏ含有量が過大であるために、溶接金属中のＭｏ量も過大となり、そのため、溶接金属が過剰に硬化するため、溶接金属の靭性劣化が著しい。
【０１４５】
継手Ｂ１６は、溶接ワイヤのＴｉ含有量が過小であるため、溶接金属組織のアシキュラーフェライト生成が十分でなく、組織が粗大となる。そのため、靱性が溶接金属位置によらず大きく劣る。
【０１４６】
継手Ｂ１７は、溶接ワイヤのＢ含有量が過大であるため、溶接金属中のＢ量も過大となり、そのため、溶接金属が過剰に硬化するため、溶接金属の靭性劣化が著しい。
【０１４７】
以上の実施例の結果から、本発明によれば、板厚が５０ｍｍ以上の鋼板を４００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱で片面１パスの大入熱サブマージアーク溶接する際に、溶接金属の表面側から裏面側までの全厚み範囲にわたって均一にかつ２ｍｍＶノッチシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性が得られることは明らかである。
【０１４８】
【表１】
2006051515.tif 000002
【０１４９】
【表２】
2006051515.tif 000003
【０１５０】
【表３】
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【０１５１】
【表４】
2006051515.tif 000005
【０１５２】
【表５】
2006051515.tif 000006
【図面の簡単な説明】
【０１５３】
【図１】片面１パス大入熱サブマージアーク溶接における靱性分布と溶接金属組成との関係を模式的に示す図である。
【図２】本発明の実施例に用いた溶接開先形状と２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置、方向を示す図である。
【図１】
2006051515.tif 000007
【図２】
2006051515.tif 000008