(57)【要約】【課題】  特に高いパス間温度で行う炭酸ガスシールドアーク溶接において、溶接金属の機械的特性を劣化させることのない溶接方法について提案する。【解決手段】  Ti：0.005mass％〜0.025mass％およびNb：0.010mass％以下を含有する鋼材を、Ｃ：0.02mass％以下、Si：0.4〜1.2mass％、Mn：1.7〜2.2mass％、Al：0.005〜0.070mass％、Ti：0.05〜0.14mass％、Ｂ：0.0020〜0.0100mass％、Mo：0.4mass％以上、Ｎ：0.0039mass％未満およびNi：1.5〜６mass％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶接ワイヤを用いて、炭酸ガスシールドアーク溶接による溶接接合を行う。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ti：0.005〜0.03mass％
を含有する鋼材に、めっきを含めた組成が
Ｃ：0.02mass％以下、
Si：0.4〜1.2mass％、
Mn：1.7〜2.2mass％、
Al：0.005〜0.070mass％、
Ti：0.05〜0.14mass％、
Ｂ：0.0020〜0.0100mass％、
Mo：0.4mass％以上、
Ni：1.5〜６mass％および
Ｎ：0.0039mass％未満
を含む鋼製の溶接ワイヤを用いて、炭酸ガスシールドアーク溶接による溶接接合を行うことを特徴とする炭酸ガスシールドアーク溶接方法。
【請求項２】
請求項１において、多層溶接を行うに当り、パス間温度を350℃以上とすることを特徴とする炭酸ガスシールドアーク溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば建築や橋梁などに使用される490〜520N/mm２級、さらには570N/mm２級のTiを含有する高張力鋼材に対する炭酸ガスシールドアーク溶接において、優れた靭性を有する溶接金属が安定して得られる炭酸ガスシールドアーク溶接方法と、この方法によって得られる溶接継手とに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
建築や橋梁などの鋼構造物の溶接には、ガスシールドアーク溶接、とくに炭酸ガスシールドアーク溶接が、最も一般的な溶接方法として広く用いられている。この溶接を実施するに当り、溶接金属の靭性向上手段として、Ti−Ｂ系の溶接ワイヤの検討が行われている。
例えば、特許文献１には、溶接ワイヤ中のＣ、SiおよびMnとAl、Ti、ZrおよびＶの中の１種類以上とを含有すると共に、さらにＢを添加した溶接ワイヤが開示されている。また、特許文献２には、Ｃ、SiおよびMnとTiおよびMoの１種類以上を含有するとともに、さらにＢを添加した溶接ワイヤが提案されている。
【０００３】
ところで、近年では、溶接作業の効率化のために、高いパス間温度の条件下で多層溶接が実施される傾向にある。この高いパス間温度の条件下に溶接を行うと、溶接後の溶接金属の強度が低下するとともに靭性も劣化することが問題になる。従って、高いパス間温度の条件下においても、溶接継手の特性が劣化することのない、溶接ワイヤに対する要求が高まってきている。
【０００４】
かような要求は、特に炭酸ガスシールドアーク溶接において顕著であり、炭酸ガスシールドアーク溶接を高いパス間温度の条件下に行った際に、溶接金属が良好な機械的特性を得ることが求められている。
このような高いパス間温度の条件に対応するために、特許文献３では、Ｃ、Si、Mn、Ti、ＢおよびＳを含有し、かつＢとTiとの比率並びにＢとＳとの積をそれぞれ規制した、溶接ワイヤが提案されている。また、特許文献４には、TiおよびＢにAlおよびZrの１種類以上を含有し、さらにＣ、Si、Mn、ＯおよびMoを所定量含む、溶接ワイヤが提案されている。
【特許文献１】特公昭43-12258号公報
【特許文献２】特公昭55-149797号公報
【特許文献３】特開平10-230387号公報
【特許文献４】特開平11-90678号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
これら特許文献３および４に記載の従来技術は、パス間温度の条件において鋼板の溶け込み量の影響が少ない場合に、溶接金属の機械的特性を改善するには有効である。しかしながら、さらに高いパス間温度での溶接は、通常の溶接と比較すると、各パス間の時間間隔が短いために、多層溶接の初期からパス間温度が上昇することに伴って、溶接継手開先底部においても溶融金属の量が非常に多く、すなわち母材の溶け込み量が大きくなり、溶接金属の機械的性質も鋼板組成の影響を受け、特に開先底部の溶接金属において十分な機械的特性が得られないところに問題を残すものであった。
【０００６】
そこで、本発明は、上記の従来の溶接ワイヤにかかる問題点を解決し、特に高いパス間温度で行う炭酸ガスシールドアーク溶接において、溶接金属の機械的特性（靭性）を劣化させることのない溶接方法について提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
発明者らは、高いパス間温度条件での炭酸ガスシールド溶接について、溶接金属の化学組成、高いパス間温度条件の溶接に供する鋼板の成分組成および溶接ワイヤの成分組成に関して総合的に検討を行い、高いパス間温度の溶接において開先底部の溶接金属の機械的特性が改善されることを見出し、本発明を完成した。
【０００８】
すなわち、本発明の要旨構成は、次の通りである。
（１）Ti：0.005〜0.03mass％を含有する鋼材に、めっきを含めた組成がＣ：0.02mass％以下、Si：0.4〜1.2mass％、Mn：1.7〜2.2mass％、Al：0.005〜0.070mass％、Ti：0.05〜0.14mass％、Ｂ：0.0020〜0.0100mass％、Mo：0.4mass％以上、Ni：1.5〜６mass％およびＮ：0.0039mass％未満を含む鋼製の溶接ワイヤを用いて、炭酸ガスシールドアーク溶接による溶接接合を行うことを特徴とする炭酸ガスシールドアーク溶接方法。
【０００９】
（２）上記（１）において、多層溶接を行うに当り、パス間温度を350℃以上とすることを特徴とする炭酸ガスシールドアーク溶接方法。
【００１０】
なお、本発明で用いる溶接ワイヤは、めっきを施されている場合があり、その際のめっきの種類はCuめっきが多い。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、特に高いパス間温度においても、溶接金属の機械的特性を劣化させることのない、炭酸ガスシールドアーク溶接が実現される。従って、この炭酸ガスシールドアーク溶接によって得られる溶接継手は、機械的特性、とりわけ靱性に優れたものとなる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
まず、本発明において溶接に供する鋼材の成分組成の限定理由について説明する。
Ti：0.005〜0.03mass％
Tiは、TiNを形成することにより、特にパス間温度が高い場合には、溶接金属の靭性を向上させる、有効な元素であり、0.005mass％以上は必要である。一方、Ti量が0.03mass％を超えると、溶接時の希釈により溶接金属中のTi量が増加し、溶接金属の靱性を低下させることから、Ti量は0.005〜0.03mass％の範囲とする。
本発明の溶接方法は、Tiを上記の範囲で含有する鋼材であれば他の成分組成に関わらず適用できるが、特に下記の成分範囲に合致する鋼材に好ましく適用できる。
【００１３】
Ｎ：0.0030〜0.0070mass％
Ｎは、Tiと結合してTiNを形成する。TiNは、上述したように、高いパス間温度で溶接を行う際、溶接金属での靭性を向上させるのに有効な元素であり、0.0030mass％以上が好ましい。一方、0.0070mass％を超えると、その効果は飽和する。従って、Ｎの含有量は0.0030〜0.0070mass％の範囲とする。
【００１４】
上記のように、本発明では、TiNにより溶接金属の靭性を向上させるために、TiおよびＮの含有量は上記の範囲内に規制するが、さらに両者の関係をTi／N≧2.0とすることが好ましい。これは、Ti含有量に見合った量のＮ含有量とし、さらにその析出粒径を十分に微細にするためである。なお、上記の比Ti／Ｎは、2.5以上とすることがより好ましい。
【００１５】
Nb：0.010mass％以下
Nbは、母材の強度を向上し、また溶接熱影響部（Heat Affected Zone：以下HAZと示す）の軟化を抑制する元素である。しかし、多量の含有は、高いパス間温度の多層溶接においては、HAZにNbの炭窒化物が析出して靭性を低下させるため、0.010mass％以下とする。
【００１６】
Ｃ：0.07〜0.17mass％
Ｃは、0.07mass％以上の含有にて強度を確保することができるが、0.17mass％を超えると溶接低温割れ感受性を高めるために、0.07〜0.17mass％の範囲とする。
【００１７】
Si：0.05〜0.6mass％
Siは、鋼中に固溶して強度を向上する効果を有する。その効果を得るためには、0.05mass％以上で含有させる。しかし、0.6mass％を超えると、島状マルテンサイトを増加させ、HAZの靭性を低下させる。したがって、0.05〜0.6mass％の範囲とする。
【００１８】
Mn：0.6〜1.6mass％
Mnは、焼入れ性を高めて強度を向上するのに寄与する成分であり、そのためには0.6mass％以上が必要である。一方、1.6mass％を超えると、溶接性を低下させるため、0.6〜1.6mass％の範囲とする。
【００１９】
Ｐ：0.020mass％以下
Ｐは、高いパス間温度の溶接時に、青熱脆性温度域以上に加熱される部分の靭性を低下し、また粒界割れを促進させるために、その含有量は低い方が好ましく、0.020mass％以下であれば、上記の問題を回避できる。
【００２０】
Ｓ：0.020mass％以下
Ｓは、母材の延性および靭性を低下させるため、その量は低い方が好ましいが、0.020mass％以下であれば実用上問題がないことから、上限を0.020mass％とする。
【００２１】
次に、本発明の炭酸ガスアーク溶接に用いる鋼を主成分とする溶接ワイヤのめっきを含めた成分組成について、詳しく説明する。
Ｃ：0.02mass％以下
Ｃは、溶接金属の強度を確保するのに必要であるが、過剰な添加は靭性の低下を招く。ここで、炭酸ガスシールドアーク溶接の場合、溶接ワイヤの合金元素を調整すれば、溶接ワイヤ中のＣ含有量が0.02mass％以下でも、溶接金属に十分な強度を与えられることから、Ｃ含有量を0.02mass％以下とした。なお、下限については、0.005mass％未満では、溶接金属の強度が不足するため、0.005mass％以上が好ましい。
【００２２】
Si：0.4〜1.2mass％
Siは脱酸成分として、ガスシールドアーク溶接、とくに炭酸ガスアーク溶接時に使用する溶接ワイヤには不可欠な元素である。但し、Si含有量が0.4mass％未満では脱酸効果が不十分であり、ブローホールが発生し易い。一方、1.2mass％を超えると、溶接金属中の含有量が過多となり、靭性が却って劣化する。このため、0.4〜1.2mass％の範囲とした。
【００２３】
Mn：1.7〜2.2mass％
Mnは、Siと同様に脱酸元素として不可欠な元素であり、溶接金属中の酸素量を低減させるために、必須の元素である。すなわち、Mn含有量が1.7mass％未満では、溶接金属中での含有量が不足して溶接金属に十分な強度および靭性を付与することができない。一方、2.2mass％を超えると、溶接金属中でのMn含有量が過多となり、靭性がかえって劣化する。このため、1.7〜2.2mass％の範囲とした。
【００２４】
Al：0.005〜0.070mass％
Alは、強脱酸元素としての効果を有しており、ほとんどのAlが酸化物として含有されるが、一部のAlは溶接金属中の固溶Ｎと結びつき窒化物として析出し、溶接金属の靭性低下を抑制する効果がある。そのためには、0.005mass％以上の添加が必要であり、一方0.070mass％を超える添加は靭性を低下させる。
【００２５】
Ti：0.05〜0.14mass％
Tiを含む溶接ワイヤを用いれば、高いパス間温度でガスシールドアーク溶接を行う場合にアークを安定させてスパッタを減少させ、またブローホールの発生を防止させる効果がある。さらに、溶接金属の靭性を向上させる効果もある。そのためには、0.05mass％以上で含まれることが必要である。一方、高いパス間温度の溶接における、溶接金属の靭性を向上させるためには、溶接金属組織をベイナイト組織とすることが有効であり、ベイナイト組織の溶接金属靭性はTi含有量が0.14mass％を超えると不安定となるため、0.14mass％以下とする必要がある。
【００２６】
Ｂ：0.0020〜0.0100mass％
Ｂは、溶接金属組織の粗大なフェライト生成を抑制して、組織を微細化し、靭性を向上させるのに有効な元素である。そのためには、0.0020mass％以上の含有が必要である。一方、0.0100mass％を超えて含有させても靭性改善の効果には乏しく、むしろ高温割れが発生し易くなる。このため、Ｂの含有量は0.0020〜0.0100mass％の範囲とした。
【００２７】
Mo：0.4mass％以上
Moは、高いパス間温度の炭酸ガスシールドアーク溶接を行う場合に、溶接金属の組織を微細化して靭性を向上させるのに、不可欠な元素である。しかし、本発明のように、Ｃ含有量を少なくした溶接ワイヤにおいては、Mo 含有量が0.4mass％未満ではその効果が乏しい。このため、Mo含有量は0.4mass％以上とした。なお、上限は、溶接金属が硬化して靭性が低下することを防止する観点から、2.0mass％とすることが好ましい。
【００２８】
Ｎ：0.0039mass％未満
Ｎは、靭性向上の点からできる限り少ない方が好ましい。特に、工程生産上問題のない0.0039mass％未満とした。製造コストを低くするためには0.0005mass％以上が好ましい。
【００２９】
Ni：1.5〜６mass％
Niは、固溶強化により靭性の確保が期待できる元素であり、そのためには1.5mass％以上が必要である。一方、６mass％を超えて含有させても靭性改善効果に乏しく、むしろ低温割れが発生し易くなる。特に、高いパス間温度の溶接における溶接金属の靭性を安定化させるには、Niを含有させる必要がある。
【００３０】
さらに、本発明で用いる溶接ワイヤでは、上記の成分の他にも、以下に示す成分を適宜添加することができる。
Cu：0.5mass％以下
Cuは、溶接金属の焼入性を増し、固溶強化による強度の確保が期待できる元素である。そのためには、0.005mass％以上で含有することが好ましい。しかしながら、Cuを多量に含有すると溶接金属に凝固割れを発生させるため、Cuは0.5mass％以下とした。なお、ワイヤにめっきが施されている場合、そのめっきはCuであることが多いので、めっきをCuの供給源とすることができる。
【００３１】
本発明では、炭酸ガスシールドアーク溶接、特に350℃以上さらに600℃以上の高いパス間温度で炭酸ガスシールドアーク溶接を行う際に、上記した成分組成に成る鋼材に対して、上記の成分組成から成る溶接ワイヤを用いて溶接を行うことによって、優れた機械的特性の溶接金属から成る溶接継手を得るところに特徴がある。
【実施例１】
【００３２】
表１に示す成分組成の鋼板（試験体）に対して、表２に示す成分組成の溶接ワイヤ（直径1.4mm）を使用して、表３に示す溶接条件によって炭酸ガスシールドアーク溶接を行い、溶接継手を作製した。ここで、溶接継手に関しては、パス間の冷却時間を調整してパス間温度を350℃に管理した溶接継手と、パス間温度を管理しない溶接継手とを作製した。パス間温度を管理しない溶接継手は溶接が完了するまで連続往復溶接により溶接継手を作製した。よって、溶接継手ごとに到達溶接パス間温度が異なる結果となった。
【００３３】
パス間温度：350℃の溶接は、さらに詳しくは、パス間温度が350℃に到達するまでは連続往複溶接を実施し、測温位置（図１参照）における温度を基準とするパス間温度が350℃に達したならば試験体の端部まで溶接を行い、その後測温位置の温度（パス間温度）が350℃に冷えるまで溶接を中断（冷却時間を延長）し、測温位置の温度が350℃まで冷えた時点で溶接を中断した端部より溶接を再開した。
なお、溶接継手の開先形状および試験体の寸法は、図１に示す通りである。
【００３４】
このようにして作製した溶接継手の溶接金属について靭性を評価した。
ここで、靭性を評価するに当たって、図２に示すように、溶接金属の表面部と開先底部とよりシャルピー衝撃試験片（JIS規格Z 2202に準拠した２mmＶノッチ試験片）を採取した。このシャルピー衝撃試験片を用いて、JIS規格Z 2242に準拠した衝撃試験を行った。試験温度は０℃とし、シャルピー吸収エネルギーvE０（J）を測定した。測定は、各溶接継手の溶接金属の各部について、それぞれ３本のシャルピー衝撃試験片を採取して行い、その平均値をvE０として表４に示す。
【００３５】
【表１】
2005211933.tif 000002
【００３６】
【表２】
2005211933.tif 000003
【００３７】
【表３】
2005211933.tif 000004
【００３８】
【表４】
2005211933.tif 000005
【００３９】
発明例は、パス間温度350℃および600℃以上における溶接金属の表面部および開先底部のいずれの溶接金属においても、シャルピー吸収エネルギーvE０が70J以上と優れた靭性を有する、溶接継手が得られている。
一方、成分が本発明の範囲を外れる溶接ワイヤを用いた比較例では、いずれかのパス間温度もしくは溶接金属の試験片採取位置においてシャルピー吸収エネルギーvE０が70J未満と、劣るものとなっている。
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】溶接継手の開先形状および試験体の寸法を示す図である。
【図２】溶接金属におけるシャルピー衝撃試験片の採取部位を示す図である。
【図１】
2005211933.tif 000006
【図２】
2005211933.tif 000007