(57)【要約】【課  題】溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と溶接熱影響部の靭性を向上した溶接継手および溶接方法を提供する。【解決手段】溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、溶接継手の溶接金属がＣを０．０３〜０．１２質量％，Ｓｉを０．１０〜０．８０質量％，Ｍｎを０．８０〜２．５０質量％，Ｎｉを０．５０〜３．００質量％，Ｃｒを０．５０質量％以下，Ｍｏを０．５０質量％以下，Ｔｉを０．０１〜０．１０質量％，希土類元素を０．００１０〜０．００５０質量％含有し，かつＢの含有量が    ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝≦〔Ｂ〕≦  ０．０１    を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する溶接継手である。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、前記溶接継手の溶接金属がＣを０．０３〜０．１２質量％、Ｓｉを０．１０〜０．８０質量％、Ｍｎを０．８０〜２．５０質量％、Ｎｉを０．５０〜３．００質量％、Ｃｒを０．５０質量％以下、Ｍｏを０．５０質量％以下、Ｔｉを０．０１〜０．１０質量％、希土類元素を０．００１０〜０．００５０質量％含有し、かつＢの含有量が下記の  （１）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする溶接継手。
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                            ・・・  （１）
ｆ（Ｑ）＝  ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝
Ｌｎ（Ｑ）：Ｑの自然対数
Ｑ      ：溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）
〔Ｂ〕  ：Ｂの含有量（質量％）
【請求項２】
前記溶接継手の溶接金属が、前記組成に加えてＶを０．１０質量％以下、Ｎｂを０．１０質量％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
【請求項３】
溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接する溶接方法において、前記大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接継手の溶接金属がＣを０．０３〜０．１２質量％、Ｓｉを０．１０〜０．８０質量％、Ｍｎを０．８０〜２．５０質量％、Ｎｉを０．５０〜３．００質量％、Ｃｒを０．５０質量％以下、Ｍｏを０．５０質量％以下、Ｔｉを０．０１〜０．１０質量％、希土類元素を０．００１０〜０．００５０質量％含有し、かつＢの含有量が下記の  （１）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有するように溶接条件を調整することを特徴とする溶接方法。
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                            ・・・  （１）
ｆ（Ｑ）＝  ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝
Ｌｎ（Ｑ）：Ｑの自然対数
Ｑ      ：溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）
〔Ｂ〕  ：Ｂの含有量（質量％）
【請求項４】
前記溶接継手の溶接金属が、前記組成に加えてＶを０．１０質量％以下、Ｎｂを０．１０質量％以下含有することを特徴とする請求項３に記載の溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手および溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地震による建築物等の鋼構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接部の高靭性化の要求が高まっている。鉄骨構造に用いられる溶接法としては、ガスシールドアーク溶接，サブマージアーク溶接，エレクトロスラグ溶接等がある。これらの溶接法のうち、エレクトロスラグ溶接は、一般に鉄骨ダイアフラムや仕口部の立向き溶接に用いられ、他の溶接法に比べて大きい入熱で高能率の溶接が可能である。
【０００３】
たとえばダイアフラムの板厚が６０ｍｍ程度になると、１パスでエレクトロスラグ溶接を行なった場合、溶接入熱は１０００ｋＪ／ｃｍ程度と非常に大きくなる。このような大入熱の溶接では、溶接金属および溶接熱影響部が長時間高温にさらされて組織が粗大となり、溶接金属および溶接熱影響部の靭性が低下するという問題がある。
【０００４】
そこで溶接熱影響部の靭性劣化を防止するために、鋼板にＴｉＮを微細に分散させてフェライト変態の核として利用することによって、溶接入熱による組織の粗大化を防止し、かつ微細なフェライトを生成させる技術が知られている。  しかし大入熱溶接を行なう場合には溶接熱影響部が長時間高温にさらされるので、鋼板に分散させたＴｉＮが分解してＮが発生し、その結果、溶接熱影響部の靭性が劣化する。
【０００５】
特開平６−７１４４７  号公報には、大入熱溶接を行なうにあたって、溶接の前後に溶接部近傍を加熱して溶接熱影響部の冷却速度を制御することによって、組織の粗大化を防止する方法が開示されている。しかしながら実際に大入熱溶接を施工する際に、大型の溶接継手の溶接部を加熱するためには多大な労力と費用が必要であり、  溶接現場でこのような加熱処理を行なって冷却速度を制御することは困難である。
【０００６】
また特開昭５９−１７９２８９  号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの含有量を規定し、かつそれらの含有量からＴＳＥ＝４１Ｃ＋５Ｓｉ＋８Ｍｎ＋２８Ｃｕ＋５Ｎｉ＋２Ｃｒ＋７Ｍｏ＋３２Ｖで算出されるＴＳＥ値が２８以上となるように成分を調整した極厚低合金高張力鋼板用エレクトロスラグ溶接ワイヤが開示されている。この技術では、極厚鋼板のエレクトロスラグ溶接で５３ｋｇ／ｍｍ２  （すなわち５１９ＭＰａ）以上の引張強さと−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが３  ｋｇｆ・ｍ（すなわち２９．４Ｊ）以上を有するエレクトロスラグ溶接金属が得られるとしている。
【０００７】
また特開平９−１３６７１０号公報には、エレクトロスラグ溶接において、母材（すなわち鋼材）と溶接用ワイヤと当金との溶融で形成される溶接金属の珪素含有量が０．１６〜０．２０重量％の範囲内となるように、珪素含有量の少ない材質の溶接用ワイヤを使用するとともに、当金の珪素含有量を母材と溶接用ワイヤの珪素含有量とに対応させて調整するエレクトロスラグ溶接金属の珪素調整方法が提案されている。
【０００８】
また特許第２８９２５７５  号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｔｉを適正範囲内で含み、かつＭｎ≧３（Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｏ＋Ｔｉ）を満足する非消耗ノズル式エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。
しかし特開昭５９−１７９２８９  号公報，特開平９−１３６７１０号公報，特許第２８９２５７５  号公報に記載された技術で得られる溶接金属は、シャルピー吸収エネルギーが試験温度０℃ないし−２０℃で３０Ｊ程度であるので、十分な靭性を有しているとは言い難い。
【０００９】
このような問題に対して、たとえば特開２００２−７９３９６号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｂを適正範囲内で含有し、  Ｎ，Ｏ含有量を低減した大入熱エレクトロスラグ溶接ワイヤが提案されている。この技術では、溶接金属のオーステナイト粒径を制御し、Ｂのオーステナイト粒界への偏析作用を利用することにより、優れた溶接金属靭性が得られるとしている。
【００１０】
しかしながら大入熱エレクトロスラグ溶接では、母材希釈率が高く、また種々の組成の鋼材が使用されるため、特開２００２−７９３９６号公報に記載された溶接用ワイヤを利用しても溶接金属の組織微細化が不十分になる場合があり、高靭性の溶接金属を安定して得ることは困難であると推察される。
しかも、これらの技術は溶接金属単独の靭性を改善する技術であって、溶接熱影響部の靭性劣化を防止できないので、溶接継手全体の靭性の劣化防止を達成できない。
【００１１】
【特許文献１】
特開平６−７１４４７  号公報
【特許文献２】
特開昭５９−１７９２８９  号公報
【特許文献３】
特開平９−１３６７１０号公報
【特許文献４】
特許第２８９２５７５  号公報
【特許文献５】
特開２００２−７９３９６号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような問題を解消し、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と溶接熱影響部の靭性を向上した溶接継手および溶接方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接入熱  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接金属と溶接熱影響部の靭性向上について鋭意研究を重ねた結果、下記の知見を得るに至った。
すなわち溶接金属については、大入熱エレクトロスラグ溶接の場合は冷却速度が遅いので、高温に保持される時間が長くなり、初析フェライトが成長して靭性が劣化する。  したがって溶接金属の靭性を改善するためには、溶接金属の焼入れ性を改善する必要がある。
【００１４】
一方、溶接熱影響部については、鋼板に不可避的不純物として含まれるＮや組織の微細化を目的として添加したＴｉＮの分解によって発生したＮが靭性を劣化させる原因になる。したがって溶接熱影響部の靭性を改善するためには、溶接熱影響部に存在するＮを他の元素と結合させて、窒化物として固定する必要がある。
そこで本発明者らは、溶接金属と溶接熱影響部が長時間高温に保持される大入熱エレクトロスラグ溶接において、Ｂが溶接金属から溶接熱影響部に拡散し、その程度は溶接入熱量によることに着目した。
【００１５】
すなわち溶接金属にＢを含有させて溶接金属の焼入れ性を改善して、溶接金属の靭性を向上する。またＢが溶接金属から溶接熱影響部に拡散して溶接熱影響部に存在するＮをＢＮとして固定することによって、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。しかも溶接熱影響部ではＢＮが核となって微細フェライトが生成する効果も現れるので、Ｂは溶接金属と溶接熱影響部の靭性を向上する上で有効な元素である。以上の効果を発揮するだけのＢ量を添加すれば良いことを発明者らは見い出した。
【００１６】
すなわち本発明は、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手であって、溶接継手の溶接金属がＣを０．０３〜０．１２質量％，Ｓｉを０．１０〜０．８０質量％，Ｍｎを０．８０〜２．５０質量％，Ｎｉを０．５０〜３．００質量％，Ｃｒを０．５０質量％以下、Ｍｏを０．５０質量％以下，Ｔｉを０．０１〜０．１０質量％，希土類元素を０．００１０〜０．００５０質量％含有し，かつＢの含有量が下記の  （１）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有する溶接継手である。
【００１７】
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                            ・・・  （１）
ｆ（Ｑ）＝  ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝
Ｌｎ（Ｑ）：Ｑの自然対数
Ｑ      ：溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）
〔Ｂ〕  ：Ｂの含有量（質量％）
前記した溶接継手の発明においては、好適態様として、溶接継手の溶接金属が、前記した組成に加えてＶを０．１０質量％以下、Ｎｂを０．１０質量％以下含有することが好ましい。
【００１８】
また本発明は、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接する溶接方法において、大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られた溶接継手の溶接金属がＣを０．０３〜０．１２質量％，Ｓｉを０．１０〜０．８０質量％，Ｍｎを０．８０〜２．５０質量％，Ｎｉを０．５０〜３．００質量％，Ｃｒを０．５０質量％以下，Ｍｏを０．５０質量％以下，Ｔｉを０．０１〜０．１０質量％，希土類元素を０．００１０〜０．００５０質量％含有し、かつＢの含有量が下記の  （１）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有するように溶接条件を調整する溶接方法である。
【００１９】
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                            ・・・  （１）
ｆ（Ｑ）＝  ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝
Ｌｎ（Ｑ）：Ｑの自然対数
Ｑ      ：溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）
〔Ｂ〕  ：Ｂの含有量（質量％）
前記した溶接方法の発明においては、好適態様として、溶接継手の溶接金属が、前記した組成に加えてＶを０．１０質量％以下、Ｎｂを０．１０質量％以下含有することが好ましい。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明において、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって得られる溶接継手の溶接金属の成分を限定した理由を説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１２質量％
Ｃは、溶接金属の強度を確保し、かつ焼入れ性を向上するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０３質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。一方、０．１２質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、マルテンサイト相が生成して靭性が劣化する。したがって、Ｃは０．０３〜０．１２質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２１】
Ｓｉ：０．１０〜０．８０質量％
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに溶接金属の強度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量が０．１０質量％未満では、溶融金属の湯流れ性が劣化して溶接作業の効率が低下する。  一方、０．８０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Ｓｉは０．１０〜０．８０質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２２】
Ｍｎ：０．８０〜２．５０質量％
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保し、かつ焼入れ性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．８０質量％未満では、十分な焼入れ性が得られない。一方、２．５０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して靭性が劣化する。したがって、Ｍｎは０．８０〜２．５０質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２３】
Ｎｉ：０．５０〜３．００質量％
Ｎｉは、溶接金属の強度と靭性を向上させる元素である。Ｎｉ含有量が０．５０質量％未満では、十分な強度の溶接継手が得られない。一方、３．００質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して靭性が劣化する。したがって、Ｎｉは０．５０〜３．００質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２４】
Ｃｒ：０．５０質量％以下
Ｃｒは、溶接金属の強度と低温靭性を向上させる元素である。Ｃｒ含有量が０．５０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生するばかりでなく、上部ベイナイトあるいはマルテンサイト相が生成して靭性が劣化する。したがって、Ｃｒは０．５０質量％以下とする。なお、好ましくは０．０２〜０．５０質量％である。
【００２５】
Ｍｏ：０．５０質量％以下
Ｍｏは、Ｖ，Ｎｂと同様に、大入熱の溶接において溶接金属の強度を向上し、かつ組織を微細化して靭性を向上させる元素である。Ｍｏ含有量が０．５０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Ｍｏは０．５０質量％以下とする。なお、好ましくは０．０１〜０．５０質量％である。
【００２６】
Ｖ：０．１０質量％以下
Ｖは、Ｍｏ，Ｎｂと同様に、大入熱の溶接において溶接金属の強度を向上し、かつ組織を微細化して靭性を向上させる元素である。Ｖ含有量が０．１０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Ｖを含有させる場合は０．１０質量％以下とすることが好ましい。  なお、さらに好ましくは０．０１〜０．１０質量％である。
【００２７】
Ｎｂ：０．１０質量％以下
Ｎｂは、Ｍｏ，Ｖと同様に、大入熱の溶接において溶接金属の強度を向上し、かつ組織を微細化して靭性を向上させる元素である。Ｎｂ含有量が０．１０質量％を超えると、溶接金属の高温割れが発生する。したがって、Ｎｂを含有させる場合は０．１０質量％以下とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは０．０１〜０．１０質量％である。
【００２８】
Ｔｉ：０．０１〜０．１０質量％
Ｔｉは、溶接金属中で酸化物を形成し、その酸化物を核として微細なフェライト相が生成されるので、溶接金属の靭性を向上させる効果がある。Ｔｉ含有量が０．０１質量％未満では、酸化物が十分に生成しないので靭性向上の効果が得られない。  一方、０．１０質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性の劣化を招く。したがって、Ｔｉは０．０１〜０．１０質量％の範囲内を満足する必要がある。
【００２９】
希土類元素：０．００１０〜０．００５０質量％
希土類元素（すなわち  ＲＥＭ）は、周期表の３族に属する元素の総称であり、溶接金属中のＳと結合して硫化物を微細に析出分散させ、Ｓによる溶接金属の靭性劣化を防止する効果がある。希土類元素の含有量が０．００１０質量％未満では、硫化物が十分に生成せず、Ｓの固定が十分ではないので、靭性が劣化する。一方、０．００５０質量％を超えると、溶接金属が硬化して靭性の劣化を招く。したがって、希土類元素は０．００１０〜０．００５０質量％の範囲内を満足する必要がある。なお本発明においては、希土類元素は特定の元素に限定しないが、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ等の比較的安価で入手しやすい元素を用いるのが好ましい。
【００３０】
さらに、Ｂの含有量（質量％）が、下記の  （１）式を満足する必要がある。
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                            ・・・  （１）
ｆ（Ｑ）＝  ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝
Ｌｎ（Ｑ）：Ｑの自然対数
Ｑ      ：溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）
〔Ｂ〕  ：Ｂの含有量（質量％）
Ｂは、溶接金属および溶接熱影響部の強度を向上するとともに靭性を向上する効果を有しており、本発明を構成する最も重要な元素である。つまりＢは焼入れ性を向上させる元素であるから、溶接金属中に存在するＢによって溶接金属の焼入れ性が向上し、その結果、靭性が向上する。  しかもＢは、溶接金属中で粗大な初析フェライトの成長を抑制して微細なフェライト相を生成させるので、溶接金属の靭性を一層向上する効果も有する。
【００３１】
また、Ｂは溶接金属から溶接熱影響部に拡散する。こうしてＢが溶接金属から溶接熱影響部に拡散することによって、溶接熱影響部の焼入れ性が向上し、その結果、靭性が向上する。  さらに鋼板に不可避的不純物として含まれるＮや、組織の微細化を目的として添加したＴｉＮが溶接入熱によって分解して発生したＮと結合してＢＮを形成することによってＮを固定し、靭性の劣化を防止する。  しかもＢＮを核として微細なフェライト相が生成するので、溶接熱影響部の靭性を一層向上する効果がある。
【００３２】
本発明におけるＢの主要な機能は、  溶接金属から熱影響部に拡散し、溶接金属に近い熱影響部において、固溶ＮをＢＮとして固定するということである。なお固溶Ｎは、鋼中に不可避的不純物として存在していたもの、および鋼中の析出物のＴｉＮが溶解して発生したものである。この機能は、溶接方法に関わらず、  Ｂの拡散距離が大であれば、拡散範囲で一定のＢ濃度を確保するためにはＢの含有量を増加させる必要があると考えられる。  したがって、溶接金属中のＢの必要量はＢの拡散距離ＤＢ  （μｍ）に比例すると仮定できる。
【００３３】
Ｂの拡散距離ＤＢ  （μｍ）は、溶接時の冷却パターン（すなわち温度履歴）によって決定される。  鋼中でのＢの拡散は、溶接金属が凝固した直後から生じると考えられるので、１５００℃から１１００℃への冷却過程について検討すれば良い。すなわち、溶接する板厚と開先形状が決まれば、溶接入熱Ｑ（すなわち単位溶接長さあたりの投入熱量（ｋＪ／ｃｍ））がほぼ決定され、この溶接入熱Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）に応じて熱影響部の冷却パターンが変化する。そこでエレクトロスラグ溶接による実際の溶接継手で温度を実測し、１５００℃から１１００℃までの冷却時間，冷却速度を求め、さらに拡散方程式からＢの拡散距離ＤＢ  （μｍ）が算出できる。こうして算出したＢの拡散距離Ｄ’Ｂ  （μｍ）と溶接入熱Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）には良好な相関関係があり、経験的に得られた関係式で表わされることが分かった。
【００３４】
すなわち、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接の場合には、算出拡散距離Ｄ’Ｂ  （μｍ）は下記の  （２）式で表わされる。
Ｄ’Ｂ  ＝０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９                      ・・・  （２）
そして、継手の熱影響部の靭性とＢの拡散距離との実測値から、比例係数０．００３  が経験的に得られる。すなわち溶接金属中のＢの含有量（質量％）の下限値は、０．００３  ×Ｄ’Ｂ  で与えられる。
【００３５】
すなわちＢ含有量（質量％）が下記の  （３）式で算出される指標αの値未満の場合は、溶接金属および溶接熱影響部の靭性を向上する効果は得られない。
α＝０．００３  ×Ｄ’Ｂ                                  ・・・  （３）
Ｄ’Ｂ  ：Ｂの算出拡散距離（μｍ）
一方、Ｂ含有量が０．０１質量％を超えると、溶接金属と溶接熱影響部の焼入れ性が過剰に高められて、溶接金属と溶接熱影響部の高温割れが発生するばかりでなく、マルテンサイト相が生成して靭性が劣化する。
【００３６】
したがって、Ｂ含有量（質量％）は下記の  （４）式を満足する必要がある。
α≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                                  ・・・  （４）
〔Ｂ〕  ：Ｂの含有量（質量％）
この  （４）式において、αは  （３）式で表わされるから、Ｂ含有量は  （１）式を満足する必要がある。
【００３７】
ｆ（Ｑ）≦〔Ｂ〕≦  ０．０１                            ・・・  （１）
ｆ（Ｑ）＝  ０．００３×｛０．４２×Ｌｎ（Ｑ）−  １．９｝
このようにして溶接金属中にＢを適正に添加することによって、溶接入熱  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手の溶接金属および溶接熱影響部の靭性を向上できる。
【００３８】
【実施例】
溶接入熱  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接を行なって、鋼板の溶接継手を作製した。
以下に本発明の効果を実施例に基づいて説明する。
図１に、エレクトロスラグ溶接による継手作製方法を示す。溶接前に、スキンプレート１，ダイアフラム２および側板３を組み合わせ、これらに囲まれた隙間を開先４とする。開先４にはノズル５を通して溶接ワイヤを供給し、溶接フラックスを使用して、図１で下から上へオシレートしながら溶接を行なった。なおスキンプレート１，ダイアフラム２には、  表１に示す板厚，成分の鋼板を用いた。
【００３９】
Ｌ１  ＝Ｌ２  ＝６００ｍｍ  ，Ｗ１  ＝Ｗ２  ＝４００ｍｍ  として、表２に示す３種類の継手を作製した。ダイアフラム２に使用した鋼板およびｔＳ  ，スキンプレート１に使用した鋼板およびｔＤ  および溶接条件は、表２に示す通りである。
側板３は、ｘ＝３２ｍｍ，ｙ＝６５ｍｍでＪＩＳ規格ＳＮ４９０  相当のフラットバーを使用した。溶接フラックスとしては、ＪＩＳ規格Ｚ３３５３  のＦＳ−ＦＧ３相当を使用した。溶接ワイヤには、溶接金属成分を変化させるため、種々の組成の線径１．６ｍｍ  のソリッドワイヤを使用した。
【００４０】
【表１】
2004154784.tif 000003
【００４１】
【表２】
2004154784.tif 000004
【００４２】
溶接が終了した後、図２に示すサンプル位置６から溶接継手の溶接金属部と溶接熱影響部の靭性測定のため、ＪＩＳ規格Ｚ２２０２  に準拠した２ｍｍ−Ｖノッチ試験片をそれぞれ切り出して、ＪＩＳ規格Ｚ２２４２  に準拠してシャルピー衝撃試験を行なった。  ノッチ位置は、溶接金属部についてはスキンプレート１の板厚方向で溶接金属７の幅が最大となる部位の溶接金属中心部８、溶接熱影響部についてはスキンプレート側で溶融線１０に接した溶接熱影響部９とした。
【００４３】
また靭性の評価は、試験温度−２０℃における吸収エネルギー  ＶＥ−２０  （Ｊ）により行ない、各々３本ずつの試験結果の平均値で評価した。得られた溶接金属の成分とシャルピー衝撃試験の結果は、表３，表４に示す通りである。なお表３，表４中のα値は  （３）式を用いて算出される値である。
【００４４】
【表３】
2004154784.tif 000005
【００４５】
【表４】
2004154784.tif 000006
【００４６】
発明例１〜１２は、溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）および溶接金属の成分（質量％）が本発明の範囲を満足する例である。
比較例１〜６は、Ｂ含有量が  （１）式の範囲を外れる例である。また比較例７〜８はＣ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例９はＳｉ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１０〜１１はＭｎ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１２〜１３はＮｉ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１４はＣｒ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１５はＭｏ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１６はＶ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１７〜１８はＴｉ含有量が本発明の範囲を外れる例であり、比較例１９〜２０は  ＲＥＭ含有量が本発明の範囲を外れる例である。
【００４７】
表３から明らかなように、発明例１〜１２では、溶接金属および溶接熱影響部ともに−２０℃における吸収エネルギーが８０Ｊ以上であり、優れた靭性を有する溶接継手が得られた。
一方、表４から明らかなように、比較例１，３，５は、Ｂ含有量が  （１）式の範囲の下限値を下回っているので、溶接金属中の初析フェライトの抑制および溶接熱影響部のＮ固定が不十分となり、溶接金属および溶接熱影響部の靭性が劣化した。
【００４８】
比較例２，４，６は、Ｂ含有量が  （１）式の範囲の上限値を上回っているので、溶接金属および溶接熱影響部でＢ過剰となり、上部ベイナイトおよびマルテンサイト相が生成して靭性が劣化した。
比較例７，１０，１２，１７，１９は、それぞれＣ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｔｉ，ＲＥＭ  の含有量が本発明の範囲の下限値を下回っているので、溶接金属の靭性が劣化した。
【００４９】
比較例８，９，１１，１３，１４，１５，１６，１８，２０は、それぞれＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＲＥＭ  の含有量が本発明の上限値を上回っているので、溶接金属の靭性が劣化した。
つまり本発明では、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手の溶接金属と溶接熱影響部の靭性を向上できることが確かめられた。
【００５０】
【発明の効果】
本発明では、溶接入熱が  １００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱エレクトロスラグ溶接によって鋼板を溶接して得られる溶接継手の溶接金属と溶接熱影響部の靭性を向上できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接継手作製方法を模式的に示す立体図である。
【図２】シャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に溶接継手部を拡大して示す平面図である。
【符号の説明】
１  スキンプレート
２  ダイアフラム
３  側板
４  開先
５  ノズル
６  サンプル位置
７  溶接金属
８  シャルピーノッチ位置（溶接金属部測定用）
９  シャルピーノッチ位置（溶接熱影響部測定用）
１０  溶融線
ｔＳ  スキンプレート板厚
ｔＤ  ダイアフラム板厚
Ｌ１  スキンプレート長さ
Ｌ２  ダイアフラム長さ
Ｗ１  スキンプレート幅
Ｗ２  ダイアフラム幅
ｘ  側板高さ
ｙ  側板幅
【図１】
2004154784.tif 000007
【図２】
2004154784.tif 000008