(57)【要約】【課題】  大入熱、高パス間温度の溶接条件においても、溶着金属が強度、靭性に優れ、しかも低入熱溶接に対して耐低温割れ性に優れたガスシールドアーク溶接用ワイヤを提供する。【解決手段】  本発明のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、mass％で、Ｃ：０〜０．０１１％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：１．８超〜２．５％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％を含み、かつ下記ＰMPが１０％以上とされ、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。PMP=4[Mn]+([Cu]+[Ni]+[Cr])+6000([Mo]+[V]+[Nb]+[Zr]+[Ta]+[Hf]+[W])*[B]但し、［元素名］は当該元素の含有％を示す。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：０〜０．０１１％、
Ｓｉ：０．５〜１．０％、
Ｍｎ：１．８超〜２．５％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
Ｔｉ：０．１〜０．３％、
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％
を含み、かつ下記ＰMPが１０％以上とされ、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる、大入熱特性及び耐低温割れ性に優れたガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
PMP=4[Mn]+([Cu]+[Ni]+[Cr])+6000([Mo]+[V]+[Nb]+[Zr]+[Ta]+[Hf]+[W])*[B]
但し、［元素名］は当該元素の含有mass％を示す。
【請求項２】
さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｎｉの１種もしくは２種を合計で０．１〜２．０％含む、請求項１に記載したガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項３】
さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗの１種もしくは２種以上を合計で０．００１〜０．１％含む、請求項１又は２に記載したガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項４】
さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌを０．００１〜０．１％含む、請求項１から３のいずれか１項に記載したガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項５】
さらに、Ｆｅの一部に代えて、ＲＥＭを０．００１〜０．２％を含む、請求項１から４のいずれか１項に記載したガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、大入熱、高パス間温度での溶接性に優れ、しかも低入熱時の耐低温割れ性にも優れたガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤに関する。
【背景技術】
【０００２】
炭酸ガス等をシールドガスとして用いるガスシールドアーク溶接法は、溶接能率が高く、全姿勢での溶接が可能であるため、建築、橋梁、造船分野などの鉄骨の製作、建造等において多用されている。近年、作業能率を改善するため、大入熱及び高いパス間温度で溶接することが求められているが、従来の溶接用ワイヤを用いた溶接では、溶着金属（deposited metal）の強度、靭性が得られず、所望の機械的特性が得られなかった。
【０００３】
そこで、このような大入熱及び高いパス間温度でも溶接可能なワイヤが種々提案されている。例えば、特開平１０−２３０３８７号公報（特許文献１）には、重量％でＣ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．６５〜１．１０％、Ｍｎ：１．７５−２．５０％、Ｔｉ：０．１６−０．４５％、Ｂ：０．００３−０．０１０％、Ｓ：０．０２０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｂ量とＴｉ量、Ｂ量とＳ量とを所定の関係の下に規制したワイヤが記載されている。また、特開平１１−９０６７８号公報（特許文献２）や特開平１１−２３９８９２号公報（特許文献３）にも、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ａｌ及び／又はＺｒを所定量添加したワイヤや、さらにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｖ及び／又はＮｂ、Ｏを所定量添加し、あるいは添加量の上限を規制したワイヤが記載されている。
【０００４】
前記ワイヤにより、大入熱溶接に対応できるようになったものの、パス間温度が５００℃を超える溶接条件では十分な特性が得られていなかった。一方、近年、５００℃超のパス間温度でも溶接可能なワイヤが、特開２００４−９８１４３号公報（特許文献４）に提案されている。このワイヤは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ及び／又はＮｂを所定量が含み、さらに大入熱、高パス間温度の溶接条件下で溶接金属の靭性が確保されるように、前記成分の添加量をＰｔｓというパラメータによって規制するとともに、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｔｉの関係をＶｃｑというパラメータによって規制したものである。
また、大入熱溶接性を確保すると共に組み立て溶接、横向き溶接のような低入熱溶接における溶接性も改良したワイヤが特開２００４−２０２５７２号公報（特許文献５）に提案されている。
【特許文献１】特開平１０−２３０３８７号公報
【特許文献２】特開平１１−９０６７８号公報
【特許文献３】特開平１１−２３９８９２号公報
【特許文献４】特開２００４−９８１４３号公報
【特許文献５】特開２００４−２０２５７２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
上記特許文献４に記載のワイヤにより大入熱溶接特性が改善され、また特許文献５のワイヤではさらに低入力溶接特性もある程度改善されたものの、低入熱溶接時の耐低温割れ性が十分ではなく、耐低温割れ性の向上が望まれている。
本発明はかかる問題に鑑みなされもので、大入熱、高パス間温度の溶接条件において溶着金属が強度、靭性に優れ、しかも低入熱溶接に対して耐低温割れ性に優れたガスシールドアーク溶接用ワイヤ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】
【０００６】
本発明のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、mass％（以下、単に「％」と表示する。）で、
Ｃ：０〜０．０１１％、
Ｓｉ：０．５〜１．０％、
Ｍｎ：１．８超〜２．５％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
Ｔｉ：０．１〜０．３％、
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％
を含み、かつ下記ＰMPが１０％以上とされ、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるものである。
PMP=4[Mn]+([Cu]+[Ni]+[Cr])+6000([Mo]+[V]+[Nb]+[Zr]+[Ta]+[Hf]+[W])*[B]
但し、［元素名］は当該元素の含有％を示す。
【０００７】
本発明のワイヤの組成は、大入熱、５００℃超のパス間温度の溶接条件下での引張強度及び靭性を確保しつつ、優れた耐低温割れ性を発現するように設計されたものである。すなわち、主としてＣ量を可及的に抑制すると共にＳｉを適量添加して溶着金属中のＣ量を低減して耐低温割れ性を改善し、またＣ量の低下を補償して大入熱溶接時の強度、靭性を確保すべくフェライト生成抑制元素の添加量をＰMPという指標を導入して適正化し、さらにＮを積極的に添加して溶着金属の組織を微細化することにより靭性を向上させ、大入熱溶接特性、低入熱溶接時の耐低温割れ性を向上させたものである。
【０００８】
前記ワイヤにおいて、Ｆｅの一部に代えて、(1) Ｃｒ、Ｎｉの１種もしくは２種を合計で０．１〜２．０％、(2) Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗの１種もしくは２種以上を合計で０．００１〜０．１％、(3) Ａｌ：０．００１〜０．１％、(4) ＲＥＭ：０．００１〜０．２％のいずれかのグループより選択された元素を単独で、あるいは複合添加することができる。これによって、溶着金属の機械的特性をより向上させることがきる。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤによれば、大入熱、高パス間温度での溶接において溶着金属の強度、靭性に優れ、さらに低入熱溶接においても靭性に優れた溶着金属が得られるため、低入熱溶接時における耐低温割れ性にも優れる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明のガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤは、Ｃ：０〜０．０１１％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：１．８超〜２．５％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．１〜０．３％、Ｂ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％を含み、かつ下記ＰMPが１０％以上とされ、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるものである。ＰMPの式中、［元素名］は当該元素の含有mass％を示す。以下、成分限定理由について説明する。
PMP=4[Mn]+([Cu]+[Ni]+[Cr])+6000([Mo]+[V]+[Nb]+[Zr]+[Ta]+[Hf]+[W])*[B]
【００１１】
Ｃ：０〜０．０１１％
Ｃは溶着金属の強度を向上させる作用を有するが、優れた耐低温割れ性を確保するには低い方がよく、本発明では無添加でも差し支えない。もっとも、Ｃ濃度を過度に低減させるには、製造コスト高を招来するので、０．００１％程度以上とすればよい。一方、０．０１１％を超えると、強度が過大になり、溶着金属の靭性が劣化し、特に耐低温割れ性の劣化が著しくなる。このため、Ｃ量は０．０１１％以下、好ましくは０．０１０％以下とする。
【００１２】
Ｓｉ：０．５〜１．０％
Ｓｉは脱酸元素であり、溶着金属中の溶存酸素量を低下させる。また、Ｓｉ量を上記範囲にコントロールすることで、雰囲気のＣＯ2 の還元を抑制して溶着金属中のＣ量を低下させ、耐低温割れ性を改善する効果がある。０．５％未満では溶存酸素量の低減が十分でなく、溶着金属の靭性が劣化する。このため、Ｓｉ量の下限を０．５％とし、好ましくは０．６％とするのがよい。一方、過多に添加すると、固溶強化により強度が過大になり、溶着金属の靭性、耐低温割れ性が劣化するようになる。このため、その上限を１．０％とし、好ましくは０．９％とするのがよい。
【００１３】
Ｍｎ：１．８超〜２．５％
Ｍｎは、脱酸元素として作用すると共に、粒界フェライトの生成を抑制するため、強度、靭性を改善する効果がある。Ｍｎ量が過少になると大入熱溶接時の機械的特性が劣化するので、Ｍｎ量を１．８％超とし、好ましくは１．９％以上とするのがよい。一方、過多になると低入熱溶接時の強度が過大となり、耐低温割れ性が劣化する。このため、その上限を２．５％とし、好ましくは２．４％とするのがよい。
【００１４】
Ｃｕ：０．１〜１．０％（導電性めっき皮膜として付与される量を含む。）
Ｃｕは溶着金属の靭性を改善する作用があり、また心線の導電性めっき皮膜として不可避的
に含有される。０．１％未満では導電性を確保することができず、溶接作業性が劣化する。一方、１．０％を超えるとＣｕが微細に析出し、強度、靭性バランスが劣化するようになる。このため、Ｃｕ量の下限を０．１％、好ましくは０．１５％とし、その上限を１．０％、好ましくは０．８％とする。
【００１５】
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
ＭｏはＢと複合して添加することで、粒界フェライトの生成を抑制し、大入熱溶接時の強度靭性バランスを改善する作用を有する。０．１０％未満ではかかる作用が過小であり、一方０．５０％を超えると、強度が高くなり過ぎて耐低温割れ性が劣化する。このため、Ｍｏ量の下限を０．１０％、好ましくは０．１５％とし、その上限を０．５０％、好ましくは０．４２％、より好ましくは０．４０％とする。
【００１６】
Ｔｉ：０．１〜０．３％
Ｔｉは酸化物を形成し、これが粒内変態の核として振舞うので、組織の微細化、靭性の改善作用を有する。０．１％未満ではかかる作用が過小であり、０．３％を超えるとＴｉ炭化物が形成されるようになり、溶着金属の靭性が劣化するようになる。このため、Ｔｉ量の下限を０．１％、好ましくは０．１５％とし、その上限を０．３％、好ましくは０．２５％とする。
【００１７】
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％
Ｂは粒界フェライトの生成を抑制し、これにより強度靭性バランスを改善する作用を有する。０．００１０％未満ではかかる作用が過小であり、一方０．００５０％を超えると低入熱溶接時の溶着金属の強度が過大となり、耐低温割れ性が劣化するようになる。このため、Ｂ量の下限を０．００１０％、好ましくは０．００１５％とし、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。
【００１８】
Ｎ：０．００４０〜０．０１５０％
ＮはＴｉと反応してＴｉＮを形成し、γ粒径を微細化することにより、靭性を改善する作用を有する。０．００４０％未満では、十分な量のＴｉＮが形成されないため、かかる作用が過小であり、一方０．０１５０％を超えると固溶Ｎが存在するようになるため、却って靭性が劣化するようになる。このため、Ｎ量の下限を０．００４０％、好ましくは０．００５０％とし、一方その上限を０．０１５０％、好ましくは０．０１２０％とする。
【００１９】
ＰMP：１０％以上
ＰMPは、大入熱溶接時の溶着金属の強度、靭性に及ぼすフェライト生成抑制元素の添加量の影響を定量的に評価した指標であり、この値が１０％未満では、極低Ｃ量の下では所期の高強度、高靭性を確保することができないようになる。このため、フェライト抑制元素の添加量をＰMPで１０％以上とする。
【００２０】
本発明のワイヤは、典型的には上記基本成分の他、残部Ｆｅで形成されるが、Ｆｅの一部に代えて、(1) Ｃｒ、Ｎｉの１種もしくは２種を合計で０．１〜２．０％、(2) Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗの１種もしくは２種以上を合計で０．００１〜０．１％、(3) Ａｌ：０．００１〜０．１％、(4) ＲＥＭ：０．００１〜０．２％のいずれかのグループより選択された元素を単独で、あるいは複合添加することができる。以下、これらの元素の添加理由について説明する。
【００２１】
Ｃｒ、Ｎｉ：合計で０．０１〜２．０％
これらの元素は粒界フェライトの生成を抑制する作用及び組織微細化作用を有し、強度靭性バランスを改善する。０．０１％未満ではかかる作用効果が過小となり、一方２．０％を超えると大入熱溶接の際の溶着金属中にＭＡ（Martensite-Austenite Constituent：マルテンサイトおよびオーステナイトの混合物）が形成されるようになり、靭性が劣化する。このため、１種又は２種の合計量で下限を０．０１％とし、上限を２．０％とする。
【００２２】
Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｗ：合計で０．００１〜０．１％
これらの元素は、Ｍｏ，Ｂと共に複合添加することにより、粒界フェライトの生成を抑制する効果を高め、強度・靭性バランスを改善する。しかし、過多に添加すると、強度が過大となり、却って強度靭性バランスが劣化するようになる。このため、これらの元素の１種もしくは２種以上の合計で下限を０．００１％、上限を０．１％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは固溶ＮをＡｌＮとして固定し、これにより母材靭性を改善する作用を有する。０．００１％未満ではかかる作用が過少であり、一方０．１％を超えて過多に添加すると固溶強化が過大となり、靭性が劣化するようになる。このため、Ａｌ量の下限を０．００１％とし、その上限を０．１％、好ましくは０．０５％とする。
【００２４】
ＲＥＭ：０．００１〜０．２％
ＲＥＭは介在物を微細化し、これにより溶着金属組織を微細化することで強度靭性を改善する作用を有する。一方、過多に添加するとこれらの効果が失われて却って強度靭性を劣化させるようになる。このため本発明では、ＲＥＭ量の下限を０．００１％とし、その上限を０．２％とする。
【００２５】
本発明の溶接ワイヤを製造するに際し、特別な製造条件は必要でなく、常法により製造することができる。すなわち、上記成分の鋼を溶製し、鋳塊を得る。この場合、Ｃｕ添加量については、伸線後に施される銅めっきによって付与される量（ワイヤ線径により異なるが、通常、ワイヤ質量に対して０．１〜０．３％程度）を考慮して、鋼成分を決定する。鋳塊は必要に応じて熱間鍛造等が施された後、熱間圧延され、さらに冷間伸線が施されて素線に形成される。素線は、必要に応じて５００〜９００℃程度の温度で焼鈍され、酸洗された後、銅めっきが施され、さらに必要に応じて仕上伸線が施されて目標線径とされる。その後、必要に応じ潤滑剤が付与され、溶接用ワイヤとされる。
以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。
【実施例】
【００２６】
目標のワイヤ組成（ただし、Ｃｕを含まない。）となるように所定成分の鋼１５０ｋｇをＶＩＦ（真空誘導炉）にて真空下で溶製し、その鋳塊を１５５ｍｍ角に熱間鍛造した後、１０００℃に加熱し、熱間圧延で５．５ｍｍφに圧延し、伸線して１．４ｍｍ％の素線を得た。さらに、この素線を酸洗した後、銅めっきを施した。銅めっきは、成分がＣｕおよび不可避的不純物からなり、ワイヤ重量に対してＣｕ量が０．２％程度となるようにめっき量を調整した。このようにして製造された溶接ワイヤの組成を表１に示す。
【００２７】
上記のようにして製造された溶接ワイヤを用いて下記溶接条件にて溶接試験を行い、大入熱溶接時の溶着金属の強度、靭性を調べた。
溶接電流：４２０Ａ
溶接電圧：４３Ｖ
ワイヤ送り速度：２８cm／min 
入熱量：３８．７kJ／cm
予熱：なし
パス間管理条件：連続、最終パス間温度５００〜５５０℃
母材鋼板：ＳＭ４９０、形状２２mm厚×１００mm幅×２００mm長
開先形状：３５°レ型開先、ギャップ７mm
シールドガス：ＣＯ2 、流量２５Ｌ／min 
【００２８】
溶接後、溶着金属から試験片を採取し、ＪＩＳＺ３１１１に従って引張試験、衝撃試験を行い、引張強さ（ＴＳ）及び衝撃値（vＥ0℃）を測定した。ＴＳ：５４０ＭＰａ以上、vＥ0℃：８０Ｊ以上であれば大入熱溶接時の強度強靭バランスは良好であり、合格レベルと評価することができる。前記測定結果を表２に示す。
【００２９】
次に、下記の溶接条件にて拘束隅肉溶接試験を行い、小入熱溶接時の耐低温割れ性を調べた。
溶接電流：２００Ａ
溶接電圧：２６Ｖ
ワイヤ送り速度：５０cm／min 
入熱量：６．２４kJ／cm
予熱：なし
母材鋼板：ＳＭ４９０
母材試験体の構造：図１
試験温度：０℃
シールドガス：ＣＯ2 、流量２５Ｌ／min 
【００３０】
前記試験体は、図１に示すように、基板１の幅方向中央に立板２が立設され、これに三角形の拘束板４を接合し、かつ基板１の下面に方形の拘束板３を３枚接合したもので、これらの接合は拘束隅肉脚長６mm以上で溶接されたものである（社団法人日本溶接協会発行、「溶接の研究」、No. ４０（２００２）ｐ２０３）。基板１と立板２とは、図のように、拘束板３の真上を避けて６カ所、上記溶接ワイヤを用いて溶接を行い、この溶接ビード６について低温割れ性を調べた。低温割れ性は、溶接後、２４時間経過した後、ビード表面をカラーチェクして割れの有無を目視観察した。観察結果を表２に併せて示す。表２において、評価欄の○は合格基準を満足していることを、×は合格基準を満たさないことを示す。
【００３１】
表２より、発明例に係る試料No. １、７、８、１５、１７〜２６は、大入熱溶接時の機械的特性及び低入熱溶接時の耐低温割れ性に優れている。
一方、比較例については、試料No. ２はＣ量が高過ぎるため、大入熱溶接時の強度が高くなり過ぎ、溶着金属の衝撃特性が劣化しており、また耐低温割れ性も劣化している。また、Ｓｉに関して、Ｓｉ量が過少なNo. ３では脱酸が不足し、固溶酸素が残存するため靭性が劣化しており、一方Ｓｉ量が過多のNo. ４では固溶強化により強度が高くなり過ぎ、靭性が１８Ｊと著しく劣化した。また、Ｍｎに関して、No. ５はＭｎ量が低過ぎるため、粒界フェライトの形成を抑制できず、大入熱溶接時の靭性が劣化し、一方Ｍｎ量が過多のNo. ６では低入熱溶接時の強度が過大となり、耐低温割れ性が悪化した。また、Ｃｕに関して、試料No. ９はＣｕ量が高過ぎるため、Ｃｕの析出により強度が向上したものの、靭性が劣化した。また、Ｍｏに関して、Ｍｏが過少なNo. １０では、粒界フェライトの形成を抑制できず、大入熱溶接特性が低下し、一方Ｍｏが過多のNo. １１では、低入熱溶接時の強度が上がり過ぎて耐低温割れ性が確保できなかった。また、Ｔｉに関して、Ｔｉ量が０．５４％と過多なNo. １２では、溶着金属中にＴｉ炭化物が形成され、靭性の劣化が著しい。また、Ｂについて、Ｂ量が過少なNo. １３では、粒界フェライトの形成を抑制できず、大入熱溶接時の靭性を確保することができず、一方Ｂ量が過多のNo. １４では、低入熱溶接時の強度が高くなり過ぎるため、耐低温割れ性が確保されなかった。また、No. １６は、個々の合金成分は本発明範囲内にあるものの、フェライト抑制元素量を総合評価するとＰMPが８．６と過少なため、十分な大入熱溶接特性が得られていない。また、No. ２７は、Ｃ量が高く、Ｎ量が低いため溶着金属の靭性が低下し、耐低温割れ性が確保されなかった。
【００３２】
【表１】
2006289395.tif 000002
【００３３】
【表２】
2006289395.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】拘束隅肉溶接試験で用いた母材試験体構造を示す斜視図である。
【図１】
2006289395.tif 000004
【手続補正書】
【提出日】平成18年2月3日(2006.2.3)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３２】
【表１】
2006289395.tif 000005