(57)【要約】【課題】Ｂ含有量が10ppm以上である鋼材の溶接方法及び溶接継手の製造方法を提供する。【解決手段】Ｂ含有量ＢM［ppm］が10〜50ppmであり、かつ、Ｎ含有量ＮM［ppm］が10〜80ppmである鋼材を、フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、Ｎ含有量ＮW［ppm］及びＢ含有量ＢW［ppm］が、式（１）を満足する溶接材料を用いて接合する、鋼材の溶接方法。0.8×｛ＮM＋3.8×λ×ＤN×(ＮW×Ｘ−ＮM)/3｝≧ＢM＋3.8×λ×ＤB×(ＢW×Ｘ−ＢM)/3  ・・・（１）。ここで、ＤNはＮの拡散係数[mm2/sec]、ＤBはＢの拡散係数[mm2/sec]、λは入熱量[kJ/mm]であり、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は0.95、タングステン−不活性ガス溶接の場合は0.98、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は1.00である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、Ｂ含有量ＢＭ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、
Ｎ含有量ＮＷ［ｐｐｍ］及びＢ含有量ＢＷ［ｐｐｍ］が、下記式（１）を満足する溶接材料を用いて接合する、鋼材の溶接方法。
０．８×｛ＮＭ＋３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３｝
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（１）
ここで、ＤＮはＮの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、ＤＢはＢの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］であり、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
【請求項２】
更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉＭ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯＭ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する溶接材料を用いて接合する、請求項１に記載の鋼材の溶接方法。
０．８×〔｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝
＋３．８×λ×ＤＮ×〔ＮＷ×Ｘ−｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝〕／３〕
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（２）
【請求項３】
前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、請求項１又は２に記載の鋼材の溶接方法。
【請求項４】
質量比で、Ｂ含有量ＢＭ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、
Ｎ含有量ＮＷ［ｐｐｍ］及びＢ含有量ＢＷ［ｐｐｍ］が、下記式（１）を満足する溶接材料を用いて接合する、溶接継手の製造方法。
０．８×｛ＮＭ＋３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３｝
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（１）
ここで、ＤＮはＮの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、ＤＢはＢの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］であり、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
【請求項５】
更に、前記鋼材のＴｉ含有量がＴｉＭ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯＭ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する溶接材料を用いて接合する、請求項４に記載の溶接継手の製造方法。
０．８×〔｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝
＋３．８×λ×ＤＮ×〔ＮＷ×Ｘ−｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝〕／３〕
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（２）
【請求項６】
前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、請求項４又は５に記載の溶接継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材の溶接方法及び溶接継手の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｂ（ボロン）は、鋼中での存在状態によって鋼材の特性に及ぼす影響が変化する元素である。例えば、Ｂが鋼中に固溶している場合は焼入れ性を顕著に高め、強度の向上に寄与する。また、ＢＮ（窒化ボロン）は、フェライトの生成核となり、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の結晶粒を微細化し、鋼材の靭性の向上に寄与する。
【０００３】
したがって、鋼材を溶接する場合、母材ではＢが鋼中に固溶していることが望ましく、一方、ＨＡＺではＢＮが生成することが望ましい。このような溶接継手を得るために、従来、溶接金属に含有させたＢをＨＡＺに拡散させる方法が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００３−１３８３３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１では、母材のＢ含有量を１０ｐｐｍ以下としているが、Ｂ含有量が少ない場合は、存在状態が変化しやすい。強度を安定して高めるためには、鋼材のＢ含有量を１０ｐｐｍ以上とすることが望ましい。また、鋼材の焼入れ性を高めるにはＢを鋼中に固溶させることが必要であり、一方、ＨＡＺではフェライト変態核となるＢＮを形成させることが望ましい。本発明は、このような実情に鑑み、Ｂ含有量が１０ｐｐｍ以上である鋼材の溶接方法の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
ＨＡＺでは、Ｂ及びＮが相互に拡散することから、本発明者らは、鋼材及びＨＡＺにおけるＢの存在状態に大きく影響を及ぼすＮを、溶接金属から供給する溶接方法を指向した。本発明の要旨は以下のとおりである。
【０００７】
［１］質量比で、Ｂ含有量ＢＭ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、
Ｎ含有量ＮＷ［ｐｐｍ］及びＢ含有量ＢＷ［ｐｐｍ］が、下記式（１）を満足する溶接材料を用いて接合する、鋼材の溶接方法。
０．８×｛ＮＭ＋３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３｝
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（１）
ここで、ＤＮはＮの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、ＤＢはＢの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］であり、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
［２］更に、前記鋼材のＴｉ（チタン）含有量がＴｉＭ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ（酸素）含有量がＯＭ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する溶接材料を用いて接合する、上記［１］に記載の鋼材の溶接方法。
０．８×〔｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝
＋３．８×λ×ＤＮ×〔ＮＷ×Ｘ−｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝〕／３〕
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（２）
［３］前記ガスシールドアーク溶接の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、上記［１］又は［２］に記載の鋼材の溶接方法。
［４］質量比で、Ｂ含有量ＢＭ［ｐｐｍ］が１０〜５０ｐｐｍであり、かつ、Ｎ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］が１０〜８０ｐｐｍである鋼材を、
フラックスコアードアーク溶接、タングステン−不活性ガス溶接、２電極エレクトロガスアーク溶接の何れかのガスシールドアーク溶接方法によって、
Ｎ含有量ＮＷ［ｐｐｍ］及びＢ含有量ＢＷ［ｐｐｍ］が、下記式（１）を満足する溶接材料を用いて接合する、溶接継手の製造方法。
０．８×｛ＮＭ＋３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３｝
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（１）
ここで、ＤＮはＮの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、ＤＢはＢの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、λは前記ガスシールドアーク溶接方法の入熱量［ｋＪ／ｍｍ］であり、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
［５］更に、前記鋼材のＴｉ（チタン）含有量がＴｉＭ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ（酸素）含有量がＯＭ［ｐｐｍ］であるとき、
前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する溶接材料を用いて接合する、上記［４］に記載の溶接継手の製造方法。
０．８×〔｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝
＋３．８×λ×ＤＮ×〔ＮＷ×Ｘ−｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝〕／３〕
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（２）
［６］前記ガスシールドアーク溶接の入熱量λが４ｋＪ／ｍｍ以上である、上記［４］又は［５］に記載の鋼材の溶接方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、Ｂ含有量が１０ｐｐｍ以上である鋼材のＨＡＺ靭性を向上させる溶接方法を提供することができる。したがって、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
以下、本発明について詳細に説明する。まず、溶接に使用される鋼材、すなわち、母材について説明する。なお、鋼材及び溶接材料に含まれる成分の含有量の単位［ｐｐｍ］は質量比である。
【００１０】
本発明が対象とする鋼材は、１０ｐｐｍ以上のＢを含有する鋼材である。本発明は、一般の溶接構造物用厚鋼板に適用されるため、使用する厚鋼板の厚さは６．０ｍｍ以上であることが多い。板厚が６．０ｍｍ以下の鋼材にも適用可能であるが、ガスシールドアーク溶接以外の手法が用いられる場合は、本発明の対象外である。また、１０ｐｐｍ以上のＢを含有させる鋼材の引張強さは、５１０ＭＰａ以上であることが多い。ただし、引張強さが５１０ＭＰａ以下であっても、１０ｐｐｍ以上のＢを含有する鋼材に本発明を適用してもよい。
【００１１】
鋼材のＢ含有量ＢＭ［ｐｐｍ］は１０〜５０ｐｐｍとする。Ｂは固溶状態で鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度上昇効果を得るためには１０ｐｐｍ以上含有することが望ましい。一方で、５０ｐｐｍを超える含有は、強度上昇効果が飽和する一方で、靱性の低下が著しくなる。このため、Ｂは１０〜５０ｐｐｍの範囲とする。
【００１２】
鋼材のＮ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］は１０〜８０ｐｐｍとする。Ｎ（窒素）は不純物であり、通常の製鋼プロセスでは鋼材のＮ含有量ＮＭを１０ｐｐｍ未満に低下させることが難しい。一方、鋼材Ｎ含有量ＮＭが８０ｐｐｍを超えると、鋼の鋳造時にスラブ割れを引き起こす原因となる。製造コストの観点から、ＮＭは２０ｐｐｍ以上であってもよい。鋼材の靭性などの特性を考慮すると、ＮＭを６０ｐｐｍ以下とするのが好ましい。
【００１３】
Ｔｉ、Ｏを含有する鋼材では、Ｔｉは平衡状態でＴｉ2Ｏ３を形成し、残ったＴｉがＴｉＮを形成する。ＴｉＮを形成せずに残ったＮがＢＮを形成することになるので、ＢＮを形成するために必要とされる固溶Ｎ量を考慮することが好ましい。固溶Ｎ量は、原子量を考慮するとＴｉ２Ｏ３を形成するＯの体積分率がＴｉの体積分率の２倍であることから、鋼材のＮ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］、Ｔｉ含有量ＴｉＭ［ｐｐｍ］、Ｏ含有量ＯＭ［ｐｐｍ］によって、
｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝
で求められる。
【００１４】
鋼材に含まれる、Ｂ、Ｎ以外の成分組成は特に制限されないが、本発明は、金属組織が、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトなどを主体とするフェライト系鋼材に対して特に有効である。フェライト系鋼材は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの１種又は２種以上の合計の面積率が５０％超である鋼材と定義される。また、ステンレス鋼はＮの固溶量を増加させるＣｒを多量に含むため、本発明はＣｒ含有量が９質量％以下のフェライト系鋼材に対して極めて有効である。
【００１５】
鋼材に含まれる、Ｂ、Ｎ以外の成分組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０４〜０．２０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる成分組成であることが好ましい。不純物であるＯ（酸素）の含有量は５０ｐｐｍ以下が好ましい。さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０５％（５００ｐｐｍ）以下、Ａｌ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有させてもよい。
【００１６】
鋼材の製造方法も特に制限されないが、例えば、常法で鋼を溶製し、成分の調整後、鋳造して得られた鋳片を熱間圧延して製造することができる。熱間圧延後は、そのまま水冷するか、又は空冷した後、再加熱して焼入れてもよい。熱間圧延後、冷間圧延して、更に熱処理を施してもよい。
【００１７】
鋼を溶製し、鋳造した後、そのまま熱間圧延を行ってもよいが、鋼片を、一旦、室温まで冷却し、Ａｃ３以上の温度に再加熱して、熱間圧延を行ってもよい。Ａｃ３は鋼の組織がオーステナイトになる温度である。熱間圧延の加熱温度は、好ましくは１０００℃以上、より好ましくは１０５０℃以上とする。一方、加熱温度の上限は、組織の粗大化を防止するため、１２００℃、より好ましくは１１５０℃とする。
【００１８】
熱間圧延は、フェライト変態が開始する温度であるＡｒ３以上で終了することが好ましい。Ａｃ３及びＡｒ３は、鋼片から試験片を採取し、加熱時及び冷却時の熱膨張挙動から求めることができる。熱間圧延後、そのまま水冷する場合は、２５０℃以下の温度まで焼入れる。熱間圧延後、空冷してＡｃ３以上の温度に再加熱し、焼入れを行ってもよい。
【００１９】
熱間圧延は、鋼板の表面温度が８５０〜９５０℃の温度域における累積圧下率を３０％以上とし、表面温度が８４０℃以下の温度域における累積圧下率を３０〜８０％として行うことが好ましい。また、圧延終了温度は、鋼板の表面温度で７００〜８２０℃が好ましい。熱間圧延を施した後、鋼板の表面温度で３００〜７００℃の温度域における平均冷却速度を５℃／以上とする加速冷却を施してもよい。
【００２０】
次に、溶接方法について説明する。溶接方法は、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）、タングステン−不活性ガス溶接（ＴＩＧ）、２電極エレクトロガスアーク溶接（ＥＧＷ）の何れかのガスシールドアーク溶接方法とする。本発明では、溶接金属の成分制御が重要であり、溶接方法を、溶接棒又は溶接ワイヤとシールドガスの成分を用いて溶接金属の成分が制御可能であるガスシールドアーク溶接とする。
【００２１】
次に、溶接に使用される溶接材料について説明する。本発明の鋼材の溶接方法は、溶接材料に含まれるＮを利用して、ＨＡＺにＢＮを形成するものである。そのため、母材のＢ含有量ＢＭ［ｐｐｍ］及びＮ含有量ＮＭ［ｐｐｍ］と、溶接材料のＮ含有量ＮＷ［ｐｐｍ］及びＢ含有量ＢＷ［ｐｐｍ］とが、下記式（１）を満足することが必要である。
【００２２】
０．８×｛ＮＭ＋３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３｝
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（１）
ここで、ＤＮはＮの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、ＤＢはＢの拡散係数［ｍｍ２／ｓｅｃ］、λは入熱量［ｋＪ／ｍｍ］であり、Ｘは、溶接方法に応じて選択される変数であり、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
【００２３】
ここで、式（１）について説明する。左辺は、溶接材料からの拡散を考慮した溶接後のＨＡＺのＮ量に、Ｂの原子量とＮの原子量との比（１０．８／１４．０＝０．８）を掛けたものである。一方、右辺は溶接材料からの拡散を考慮した溶接後のＨＡＺのＢ量を示している。したがって、式（１）を満足すると、溶接後のＨＡＺでＢを固定するために必要とされるＮ量が、溶接後のＨＡＺのＢ量以上となり、ＨＡＺではＢがＢＮを形成し、固定される。なお、母材は溶接継手の熱影響を受けていない部分であり、溶接金属は溶融した溶接材料が凝固して形成された部分である。溶接材料に含まれる成分の含有量に対し、溶接金属の成分の含有量は、スラグアウトなどによって減少し、その割合は、溶接方法によって一定であることが知られており、Ｘで表す。Ｘは、溶接方法がフラックスコアードアーク溶接の場合は０．９５、タングステン−不活性ガス溶接の場合は０．９８、２電極エレクトロガスアーク溶接の場合は１．００である。
【００２４】
まず、ＨＡＺのＮ量について説明する。ＨＡＺのＮ量は、母材と溶接金属との間の相互拡散によって決定される。また、相互拡散は母材と溶接金属のＮ濃度差と、Ｎの拡散係数、及び拡散時間で決定される。母材のＮ量は鋼材のＮ含有量と同じであるが、溶接金属のＮ量は溶接の影響を受けるため、溶接材料のＮ含有量のＸ倍に減少するため、母材と溶接金属のＮ濃度差は、鋼材のＮ含有量ＮＭ、溶接材料のＮ含有量ＮＷにより、
ＮＷ×Ｘ−ＮＭ
で表される。
【００２５】
次に、拡散時間は、ＢＮの析出開始温度となる１０００℃以上で保持された場合、入熱量λ［ｋＪ／ｍｍ］とＨＡＺの温度−時間履歴の関係から、３．８×λで表される。母材と溶接金属との間の相互拡散量は、母材と溶接金属のＮ濃度差と、Ｎの拡散係数、及び拡散時間で決定されることから、
３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３
となる。これは、Ｎの含有量が異なる鋼材を使用して相互拡散量を測定した試験結果に基づいて求めた式である。ＤＮ、ＮＷ、ＮＭ、λを変数としてフィッティングを行って係数を決定しており、上式は全体として母材と溶接金属との間を相互拡散したＮ量となり、単位は［ｐｐｍ］である。
【００２６】
溶接後のＨＡＺのＮ量は、母材のＮ量と、母材と溶接金属との間で相互拡散したＮ量との合計である。したがって、
ＮＭ＋３．８×λ×ＤＮ×（ＮＷ×Ｘ−ＮＭ）／３
となる。これに、Ｂの原子量とＮの原子量との比、すなわち０．８を掛けると、ＢＮを形成するＮ量を示す、上式（１）の左辺が導出される。
【００２７】
ＨＡＺのＢ量も同様に、母材のＢ量と、母材と溶接金属との間で相互拡散したＢ量との合計である。したがって、
ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３
となる。上式（１）は、溶接後のＨＡＺでＢＮを形成するＮ量が、ＨＡＺのＢ量以上であることを意味している。
【００２８】
溶接材料のＮ含有量ＮＷ［ｐｐｍ］は１０〜２００ｐｐｍとし、溶接金属から母材にＮを拡散させてＨＡＺのＮ量を増加させるために、ＮＷ量が鋼材のＮ含有量ＮＭよりも多いことが好ましい。さらに、ＮＷは鋼材のＮ含有量ＮＭに対してＮＭ／Ｘ以上であることが望ましい。Ｎは不純物であり、溶接材料の製造過程で、溶接棒の鋼製心棒などに１０ｐｐｍ以上が含まれる。好ましくは２０ｐｐｍ以上とする。一方で、２００ｐｐｍを超えるＮの含有は、溶接金属の靭性を低下させる原因となる。好ましくは１００ｐｐｍ以下とする。
【００２９】
溶接材料のＢ含有量ＢＷ［ｐｐｍ］は１５ｐｐｍ以下に制限することが好ましく、望ましくは１０ｐｐｍ未満に制限する。ＢＷは１０〜５０ｐｐｍであってもよいが、母材と同量以下が望ましい。溶接材料のＢ含有量が多く、溶接金属から母材にボロンを拡散すると、ＨＡＺのＢ量が増加してしまい、必要な固溶Ｎ量が不足する原因となる場合がある。
【００３０】
鋼材のＴｉ含有量がＴｉＭ［ｐｐｍ］であり、かつ、Ｏ含有量がＯＭ［ｐｐｍ］であるとき、母材の固溶Ｎ量は、｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝で求められる。一方、ＨＡＺのＢ量はＴｉ、Ｏの影響をほとんど受けないので、右辺は式（１）と同じでよい。したがって、鋼材に含まれるＴｉ、Ｏの影響を考慮する場合は、前記式（１）に代えて下記式（２）を満足する溶接材料を用いて接合する。
０．８×〔｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝
＋３．８×λ×ＤＮ×〔ＮＷ×Ｘ−｛ＮＭ−０．３×（ＴｉＭ−２×ＯＭ）｝〕／３〕
≧ＢＭ＋３．８×λ×ＤＢ×（ＢＷ×Ｘ−ＢＭ）／３  ・・・（２）
【００３１】
溶接材料は、溶接方法に応じて、適宜、フラックス入りワイヤ、ソリッドワイヤを選択することができる。Ｂ、Ｎ以外の溶接材料の成分組成は、特に限定されるものではなく、所望の特性に応じて、適宜選択すればよい。
【００３２】
溶接材料に含まれる、Ｂ、Ｎ以外の成分組成は、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不純物からなる成分組成であることが好ましい。さらに、Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：４．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下の１種又は２種以上を含有させてもよい。
【００３３】
フラックスは特に制限されるものではなく、Ｔｉ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｃａ酸化物、Ｍｇ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ａｌ酸化物、Ｆｅ酸化物、その他、フッ化物、硫化物を含有させることができる。
【００３４】
シールドガスは、主成分として、一般的なガスシールドアーク溶接で用いられるＣＯ２や、Ａｒ、Ｈｅを用いることが好ましいが、その他特別な不活性ガスや、それらの混合ガスを用いることもできる。ただし、シールドガスに窒素（Ｎ２）が含まれる場合、溶接金属のＮ含有量が増加しないように、Ｎ２の体積比を２％未満に制限することが好ましい。ガスの混合方法は、ガスボンベ内であらかじめ混合しておくことが好ましいが、ガス混合機を用いて混合することもできる。
【００３５】
ガスシールドアーク溶接の入熱量は４ｋＪ／ｍｍ以上であることが好ましい。入熱量が小さい場合、溶接金属からＨＡＺへの拡散時間が短くなることに加えて、冷却速度が速くなるため、ＢＮによる靭性向上効果が得られる鋼組織が形成されない場合がある。
【実施例】
【００３６】
（実施例１）
表１に示すＮ含有量及びＢ含有量の鋼材並びに溶接材料を用いて、フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）、タングステン−不活性ガス溶接（ＴＩＧ）、２電極エレクトロガスアーク溶接（２電極ＥＧＷ）の何れかの溶接方法で溶接継手を製造した。鋼材、溶接材料のＮ含有量及びＢ含有量、溶接方法、入熱から、Ｎの拡散係数ＤＮ［ｍｍ２／ｓｅｃ］を０．００６５ｍｍ２／ｓｅｃ、Ｂの拡散係数ＤＢ［ｍｍ２／ｓｅｃ］を０．００５ｍｍ２／ｓｅｃとして、式（１）の左辺、右辺を計算した。表１の「式（１）」の「左辺≧右辺」の欄には式（１）を満足するものを○、満足しないものを×で示した。溶接継手のＨＡＺからＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。
【００３７】
【表１】
2019010653.tif 000002
【００３８】
表１に示すように、式（１）を満足する条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は良好であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。一方、式（１）を満足しない条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は劣化しており、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満である。
【００３９】
（実施例２）
表２に示すＮ含有量、Ｂ含有量、Ｔｉ含有量及びＯ含有量の鋼材、並びに表２に示すＮ含有量及びＢ含有量の溶接材料を用いて、ＦＣＡＷ、ＴＩＧ、２電極ＥＧＷの何れかの溶接方法で溶接継手を製造した。実施例１と同様に、式（２）の左辺、右辺を計算し、表２の「式（２）」の「左辺≧右辺」の欄には式（２）を満足するものを○、満足しないものを×で示した。溶接継手のＨＡＺからＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。
【００４０】
【表２】
2019010653.tif 000003
【００４１】
表２に示すように、式（２）を満足する条件で製造した溶接継手のＨＡＺの靭性は良好であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。鋼材に含まれるＴｉ、Ｏを考慮する場合、式（２）を満足する条件で溶接することにより、溶接継手のＨＡＺの靭性を確保できることがわかる。