(57)【要約】【課題】  実際の溶接構造物を製造する場合に適用される溶接施工後、さらに、溶接継手を成形し、熱処理を施すような溶接継手で生じる溶接金属の歪時効硬化を抑制し、それに伴う靭性低下を低減することにより、低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法を提供する。【解決手段】  溶接継手の溶接部に、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．０８〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜２．３％、Ｎｉ：０．００５〜３．３％、Ｃｒ：０．００５〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜２％を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＰｃｗ値が０．２〜０．８を満足し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなる溶接金属を形成し、該溶接継手を加熱温度５０〜４５０℃、保持時間１秒以上の条件で加熱処理をした後、溶接継手を成形し、熱処理をする低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接により作製した溶接継手を成形し、熱処理をする溶接継手の加工方法において、前記溶接において前記溶接継手の溶接部に、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．０８〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜２．３％、Ｎｉ：０．００５〜３．３％、Ｃｒ：０．００５〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜２％を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＰｃｗ値が０．２〜０．８を満足し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなる溶接金属を形成し、該溶接継手を加熱温度５０〜４５０℃、保持時間１秒以上の条件で加熱処理をした後、前記溶接継手を成形し、熱処理をすることを特徴とする低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法。
Ｐｃｗ＝［Ｃ］＋０．０９×［Ｓｉ］＋０．０８×［Ｍｎ］＋０．０６×［Ｎｉ］＋０．１１×［Ｃｒ］＋０．１４×［Ｍｏ］    ・・・（１）
但し、上記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
前記溶接金属の引張強度が５００〜１２００ＭＰaであることを特徴とする請求項１記載の低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に造船分野における船体の製造や鋼管分野における表面処理鋼管の製造等で用いられる溶接継手の成形及び熱処理の加工方法に関し、詳しくは低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、接合部の板厚が１ｍｍ以上の鋼材を溶接して溶接継手を作製する場合には、接合部に溶接ワイヤ等の溶加材を加えて溶接する方法が用いられる。特に板厚が３〜５ｍｍ以上の比較的厚い鋼材を溶接する場合は、開先部を溶加材を用いてアーク溶接法などにより多層盛溶接する。
【０００３】
また、板厚が１０ｍｍ以上の鋼材を溶接するような、例えば、造船などの大型溶接構造物の建造時や、鋼管製造等の生産性が要求させる場合には、溶接効率の観点から溶接ワイヤを用いたＭＡＧ溶接、さらには、多電極サブマージアーク溶接等の大入熱高能率の溶接方法が適用される場合も多い。
【０００４】
一方、実構造物を製造する場合には、溶接施工後、得られた溶接継手に、曲げ、圧縮、引張等の成形加工を行い、さらに、熱処理を伴う加工が施される場合が多い。例えば、造船などの大型溶接構造物の建造時には、溶接施工後に溶接継手の変形を矯正するために、溶接部を含む継手に引張又は曲げなどの成形加工を施した後、加工歪みに起因する残留応力を熱処理により除去する方法が用いられる。また、鋼管の製造時にはシーム部を溶接して得られた鋼管の真円度を高めるための拡管成形が行なわれる。さらに、この鋼管表面の耐食性向上を目的として熱硬化樹脂などを加熱しつつコーティング処理が施される場合がある。
【０００５】
このように溶接継手を成形加工後、溶接部を含む溶接継手に熱処理がともなう加工が施される場合は、熱処理において、成形加工により溶接部の溶接金属に生じた加工歪に起因する転位に炭素や窒素が固着しておこす歪み時効が容易に起こり、溶接金属が脆化し、靭性が低下する問題があった。特に、このような靭性低下の問題は、比較的強度の高い溶接金属を有する溶接継手で起こる傾向が高かった。
【０００６】
従来から溶接金属の成分組成の観点から溶接継手の溶接部靭性を向上する方法が種々提案されている。例えば、特許文献１では、溶接継手に形成する溶接金属の成分組成の炭素当量（Ｃｅｑ）を規定し、さらにＴｉ酸化物やＢ酸化物を溶接金属中に適正に分散させることにより、溶接金属の靭性を改善する方法が開示されている。また、特許文献２には、再熱脆化を考慮し、溶接時の溶接材料のＣ含有量を極低量に抑えることにより、溶接金属の靭性を改善する方法が開示されている。さらに、特許文献３には、母材の高強度化に伴い、溶接金属の化学組成をさらに規定することにより溶接金属の強度と靭性を確保している。
【０００７】
一方、溶接継手を熱処理することにより溶接部靭性を改善する方法も提案されている。例えば、特許文献４では、継手の溶接部を一旦オーステナイト温度まで加熱した後、ＡC1変態温度直下で保持する方法が示されている。
【０００８】
しかし、上記従来技術は何れも、溶接継手をそのまま使用する場合の溶接部靭性を改善する方法であり、溶接継手をさらに成形及び熱処理する加工が施される溶接継手に特有な問題である、溶接金属の歪み時効による靭性低下を抑制する方法ではない。
【０００９】
【特許文献１】特開昭６２−４０９９６号
【特許文献２】特開昭６２−３４６９４号
【特許文献３】特開２０００−１９９０３６号
【特許文献４】特開昭５６−７７３３４号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、実際の溶接構造物を製造する場合に適用される溶接施工後、さらに、溶接継手を成形し、熱処理を施すような溶接継手で生じる溶接金属の歪時効硬化を抑制し、それに伴う靭性低下を低減することにより、低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工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】
【００１１】
本発明者らは、溶接施工後、溶接継手を成形し、熱処理を施すような溶接継手で生じる溶接金属の歪時効硬化を抑制するために、溶接継手の溶接金属の成分組成を規定するともとに、溶接継手を成形加工する前に、所定条件で加熱処理することが、溶接金属の歪時効硬化を抑制し、靭性低下を低減する方法として有効であるとの知見を得た。本発明は、この知見を基になされたものであり、その本発明の要旨とするところは、以下のとおりである。
【００１２】
（１）溶接により作製した溶接継手を成形し、熱処理をする溶接継手の加工方法において、前記溶接において前記溶接継手の溶接部に、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．０８〜０．４％、Ｍｎ：１．０〜２．３％、Ｎｉ：０．００５〜３．３％、Ｃｒ：０．００５〜１．５％、Ｍｏ：０．００５〜２％を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＰｃｗ値が０．２〜０．８を満足し、残部がＦｅ及び不可避的成分からなる溶接金属を形成し、該溶接継手を加熱温度５０〜４５０℃、保持時間１秒以上の条件で加熱処理をした後、前記溶接継手を成形し、熱処理をすることを特徴とする低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法。
Ｐｃｗ＝［Ｃ］＋０．０９×［Ｓｉ］＋０．０８×［Ｍｎ］＋０．０６×［Ｎｉ］＋０．１１×［Ｃｒ］＋０．１４×［Ｍｏ］    ・・・（１）
但し、上記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す。
【００１３】
（２）前記溶接金属の引張強度が５００〜１２００ＭＰaであることを特徴とする（１）記載の低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、実際の溶接構造物を製造する場合に適用される溶接施工後、さらに、溶接継手を成形し、熱処理を施すような溶接継手で生じる溶接金属の歪時効硬化を抑制し、それに伴う靭性低下を低減することにより、低温靭性の良好な溶接金属を有する溶接継手の加工方法を提供することができる。その結果、造船などの大型溶接構造物や表面処理を施す鋼管などの製造分野において溶接部の品質及び信頼性を高めることができ、産業上貢献するところは大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明の実施形態について説明する。
【００１６】
はじめに、本発明の技術思想について説明する。
【００１７】
本発明者等は、実際の溶接構造物を製造する場合に適用される溶接施工後、さらに、溶接継手を成形し、熱処理を施すような溶接継手で生じる溶接金属の歪時効硬化を抑制し、それに伴う靭性低下を低減する方法について検討した。
【００１８】
上記溶接金属の歪時効硬化及びそれに伴う靭性低下は、溶接継手を成形し、熱処理する際に、加工歪に起因する転位の周囲に、ＮやＣが固着し、硬化することが原因であると考えられる。特に溶接により形成された溶接金属の冷却速度は非常に速く、溶接金属中のＮ及びＣは、過剰な固溶Ｎや固溶Ｃとして存在するため、これらが上記転位周辺への集積を容易にし、上記歪時効硬化による靭性低下の大きな原因であると考えられる。
【００１９】
上記歪時効硬化を抑制するために、溶接金属の成分組成の観点からＮやＣの含有量を低減することが考えられる。しかし、Ｎは、通常、低合金成分系の溶接金属において脆化させる元素として知られ、不可避的不純物成分として溶接材料中で制限される成分である。
一方、Ｃは溶接後に溶融金属が凝固し、変態する過程で組織生成と械的特性発現のために作用し、特に溶接金属の焼入れ性を向上し強度を確保するために必須の元素である。特に引張強度が５００ＭＰａ以上の溶接金属を形成するためには、その含有量を低減するには限界がある。
【００２０】
そこで、本発明者らは、溶接金属の強度を確保するために必須ではあるが、上記歪時効硬化による靭性低下の大きな原因となる溶接金属中に過剰な固溶ＣとしているＣを固定、均一分散などにより無害化させる方法を種々の実験により検討した。
【００２１】
その結果、溶接施工後、溶接継手を成形する前に、溶接継手の加熱処理を行うことにより溶接金属中に過剰の固溶Ｃとして存在するＣを固定又は均一化し、上記歪時効硬化による靭性低下を抑制できることを見いだした。
【００２２】
図１は、従来技術と本発明の実施形態との溶接継手の加工工程を示す図である。
【００２３】
従来は、通常、溶接により作製した溶接継手をそのまま成形し、熱処理する加工方法が行なわれていた。なお、成形工程としては、従来から溶接施工後に溶接継手の変形を矯正するために行なわれているプレス成形などや、鋼管のシーム溶接後に、真円度を高めるための拡管などが挙げられる。また、溶接継手を成形した後に施される熱処理工程としては、従来から鋼管などの鋼材表面の耐食性向上のために行われている熱硬化樹脂や焼付塗装等の表面処理や、溶接継手の変形を矯正する際に生じた残留歪みを除去するために行なわれる熱処理などが挙げられる。
【００２４】
これに対して、本発明の実施形態は、後述する所定成分組成の溶接金属を有する溶接継手を用いて、従来の成形工程の前に、後述する所定条件で加熱処理工程を実施する点を特徴とする。
【００２５】
以下に本発明の加熱処理条件および溶接継手に形成する溶接金属について説明する。
【００２６】
まず、本発明における溶接継手の成形加工前の加熱処理条件の限定理由について説明する。
【００２７】
なお、以下の説明において、便宜上、溶接継手の成形する前の加熱処理を「１次加熱処理」、前記成形後の熱処理を「２次加熱処理」という場合がある。
【００２８】
本発明の特徴である１次加熱処理の加熱温度の限定理由について説明する。
【００２９】
図２および図３は溶接継手の１次加熱処理時の加熱温度と、２次加熱処理前後における各溶接金属の靭性（−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー）との関係を示すグラフである。また、図４および図５は溶接継手の１次加熱処理時の加熱温度と、２次加熱処理前後における各溶接金属の引張強度との関係示すグラフである。なお、図２および図４は１次加熱処理時の保持時間が６０秒、図３および図５はその保持時間が１２００秒の条件ある。また、図２〜５の２次加熱処理条件は何れも加熱温度が３００℃、その保持時間が６０秒である。
【００３０】
溶接継手は、長さ１０００ｍｍ×幅１５０ｍｍ×厚さ１２ｍｍの引張強度が１０００ＭＰａ級の高強度鋼板にベベル角４５度の開先を加工し、開先角度９０度のＶ開先を形成し、片面１層の３電極サブマージアーク溶接により作成した。溶接ワイヤは市販の１０００ＭＰａの溶接ワイヤ、フラックスも市販のメルトタイプのものを使用した。母材の化学組成、溶接条件、溶接金属の機械的特性を表１〜３に示す。
【００３１】
【表１】
2005305459.tif 000002
【００３２】
【表２】
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【００３３】
【表３】
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【００３４】
溶接継手の成形加工は、溶接金属の溶接線と直角方向に０．５％の歪みを付加するように変形させた。成形加工前の１次加熱処理、及び成形加工後の２次加熱処理は、何れも熱処理炉を用いて加熱した。溶接継手の溶接金属シャルピー衝撃試験及び引張試験用の試験片は図６に示す様に、１／２板厚の位置から、溶接金属引張試験片１は溶接方向と平行に、衝撃試験片２は溶接方向と垂直方向に採取した。また、衝撃試験片は２ｍｍＶノッチ（開先）３のノッチ位置は図６に示すように、溶接金属中央部から採取した。
【００３５】
図２及び図３から、１次加熱処理時の保持時間が６０秒及び１２００秒の何れの条件においても、その加熱温度が５０℃未満の場合には、１次加熱処理の作用効果が得られず、２次加熱処理後の溶接継手の溶接金属靭性は、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーの平均値で約１３０Ｊ以下に低下（２次加熱処理前の靭性に対する低下率で約２０〜２５％）する。また、１次加熱処理時の加熱温度が４５０℃を超える条件では特に保持時間が長い条件（保持時間：１２００秒、図３、参照）では１次加熱後で既に−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーの低下が生じる。これは、１次加熱処理時の加熱温度および保持時間の増加に伴って溶接金属中の炭化物や窒化物などの析出物の過度な増加及び粗大化により靭性が低下するためである。
【００３６】
これに対して、１次加熱処理時の加熱温度が５０℃以上４５０℃以下の条件では、−３０℃でのシャルピーエネルギーの平均値で約１５０Ｊ以上の靭性を確保２次加熱処理前の靭性に対する低下率で約１０％）でき、良好な靭性が得られる。
【００３７】
本発明の１次加熱処理により、２次加熱後の溶接金属の靭性低下を抑制できる理由は以下のように考えられる。
【００３８】
つまり、本発明の溶接継手の成形加工前に行なわれる１次加熱により溶接金属中の過剰の固溶Ｃや固溶Ｎを炭化物や窒化物等（以後、炭化物等と表現する）の析出物として固定し、又は偏析している固溶Ｃ或いは固溶Ｎを分散し均質化させる作用効果が得られる。その結果、溶接継手の成形加工後の２次加熱における溶接金属中の転位への固溶Ｃや固溶Ｎの集積を抑制し、転位の動きを固定し硬化することに起因する靭性低下を低減することができるためである。
【００３９】
一方、図４及び図５から、１次加熱処理時の加熱温度が４５０℃以下の条件では溶接金属の引張強度の低下はほとんど見られず（５％未満）、加熱による強度低下のない良好な引張強度を確保できる。しかし、その加熱温度が４５０℃を超える条件では、１次加熱後の溶接金属の引張強度低下が著しくなる。特に保持時間が長い条件（保持時間：１２００秒、図５、参照）で加熱温度が４５０℃を超える条件での溶接金属の引張強度の低下が大きくなる傾向にある。溶接金属の引張強度を確保するためには、溶接金属中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ等の焼き入れ性元素による硬化組織の形成と固溶Ｃによる固溶強化が必要となる。加熱温度が４５０℃を超える高温条件及び保持時間が長い条件における引張強度の低下は、過飽和固溶Ｃの炭化物の析出量増加による強化に寄与する固溶Ｃの減少と、析出物の粗大化のためであると考えられる。
【００４０】
以上の知見を基に、本発明において溶接継手を成形後、２次加熱処理する際の溶接金属の歪時効硬化に起因する靭性の低下を抑制し、良好な溶接金属の引張強度及び靭性を得るために、溶接継手の１次加熱処理、つまり成形加工前に行なわれる加熱処理における加熱温度を５０〜４５０℃とした。この加熱温度が５０℃未満及び４５０℃を超えるいずれの場合にも、溶接金属の靭性低下が起こるため好ましくない。また、その加熱温度が４５０℃を超える場合には、溶接金属の引張強度も低下するため、好ましくない。
【００４１】
次に、１次加熱処理における保持時間の限定理由について説明する。
【００４２】
図７および図８は溶接継手の１次加熱処理時の保持時間と、２次加熱処理前後における各溶接金属の靭性（−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー）との関係を示したグラフである。また、図９および図１０は、溶接継手の１次加熱処理時の保持時間と、２次加熱処理前後における各溶接金属の引張強度との関係を示すグラフである。なお、図７及び図９は、１次加熱処理時の加熱温度が５０℃であり上記本発明が規定する加熱温度の下限値に相当する条件である。図８及び図１０はその加熱温度が４５０℃であり、上記本発明が規定する加熱温度の上限値に相当する条件である。また、図８〜１０の２次加熱処理条件は何れも加熱温度が３００℃、その保持時間が６０秒である。
【００４３】
図７及び図８から、１次加熱処理時の保持時間が１秒未満の条件では、２次加熱処理後の溶接継手の溶接金属の靭性は、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーの平均値で１２０Ｊ以下に低下（２次加熱処理前の靭性に対する低下率で約２０〜２５％）する。これは、１次加熱処理時に溶接金属中の過剰な固溶Ｃ、固溶Ｎ等を析出させ、または、偏析した固溶Ｃ、固溶Ｎ等を分散、均質化し、２次加熱時の靭性低下を充分に抑制するためには、最低１秒以上の保持時間が必要であるためである。また、炭化物や窒化物などの析出量は加熱温度で決まるため、保持時間の長時間側では析出は飽和するが、溶接金属の靭性低下を抑制する作用にそれほど大きく影響は与えない。
【００４４】
図９及び図１から、２次加熱処理後の溶接継手の溶接金属の引張強度は、１次加熱処理時の加熱温度が４５０℃の条件（図１０、参照）では、その保持時間が１秒を超えると引張強度が除々に低下するものの、引張強度が９００ＭＰａ以上と良好な溶接金属の引張強度が維持でき、強度低下はみられない。
【００４５】
以上の知見を基に、本発明において溶接継手を成形加工後、２次加熱処理する際の溶接金属の歪時効硬化に起因する靭性の低下を抑制し、良好な溶接金属の引張強度及び靭性を得るために、溶接継手の１次加熱処理、つまり成形加工前に行なわれる加熱処理における保持時間の下限を１秒とした。この保持時間が１秒未満となる場合には、溶接金属の靭性低下が起こるため好ましくない。また、この保持時間上限は、溶接金属の強度及び靭性などの機械的特性の観点からは特に定める必要はないが保持時間が過度に長くなると溶接継手の加熱処理効率を低下させるため、好ましくは、１時間程度を上限とするのが望ましい。
【００４６】
本発明において溶接継手に形成される溶接金属の引張強度は、５００〜１２００ＭＰａをするのが好ましい。その引張強度が５００ＭＰａ未満の場合には、溶接金属の焼入性及び強度の向上のために添加するＣ含有量が少ないため、もともと２次加熱処理で問題となる、溶接金属中の固溶Ｃ量などに起因する歪時効硬化及びそれによる溶接金属の靱性の低下度合いが小さい。そのため、本発明の効果をより得るためには溶接金属の引張強度が５００ＭＰａ以上の高強度溶接金属に適用することが望ましい。一方、溶接金属の引張強度が１２００ＭＰａを超える場合には、溶接金属組織がマルテンサイト組織主体となり、溶接金属の靱性が低くなるため好ましくない。
【００４７】
次に、本発明の溶接継手に形成する溶接金属の成分組成の限定理由について説明する。
なお、以下の説明において「％」は、特に説明がない限り「質量％」を意味するものとする。
【００４８】
本発明において溶接継手に形成する良好な溶接金属の引張強度及び靭性を得るためには、特に以下の化学組成およびＰｃｗ値による化学組成の規定が必要である。
【００４９】
Ｃ  ：０．０３％以上０．０９％以下
Ｃは、溶接金属の引張強度を十分に向上するために有効な元素であるため、その含有量の下限を０．０３％とする。しかし、Ｃを過剰に含有させると溶接金属の硬度が高くなりすぎて必要な靱性が得られなく、また、低温割れ発生する危険性も高くなるため、その含有量の上限を０．０９％とした。
【００５０】
Ｓｉ：０．０８％以上０．４％以下
Ｓｉは、溶接金属の脱酸作用によりブローホール発明を防止する観点から、０．０８％以上を含有させる必要があるが、Ｓｉを過剰に含有させると、溶接金属の靱性を低下させるため、その含有量の上限を０．４０％とした。
【００５１】
Ｍｎ：１．０％以上、２．３％以下
Ｍｎは溶接金属の焼き入れ性を向上し引張強度を向上させる上では重要な元素であるため、その含有量の下限を１．０％をした。一方、２．３％を超える場合は、溶接金属の靭性低下をまねくため、その含有量の上限を２．３％とした。
【００５２】
Ｎｉ：０．００５％以上３．３％以下
Ｎｉ量は、溶接金属の焼き入れ性を向上させ、引張強度を向上させるため、また、靱性を向上させるために必要な元素の一つである。これらの効果を十分に得るためには、その含有量の下限を０．００５％とする。しかし、過剰なＮｉ添加は溶接金属の高温割れを起こしやすくするため、その含有量の上限を３．３％とした。
【００５３】
Ｃｒ：０．００５％以上１．５％以下
Ｃｒは、溶接金属の焼き入れ性を向上させ、引張強度向上のため、０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、過剰のＣｒ添加は溶接金属の靱性低下を招くためその含有量の上限を１．５％とした。
【００５４】
Ｍｏ：０．００５％以上２％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に溶接金属の焼き入れ性を向上させ引張強度を高めるために必要な元素であるため、０．００５％以上含有させる必要があり。しかし、Ｍｏの過剰添加は、溶接金属の引張強度が過度に高くなり、靱性低下を招くため、その含有量の上限を２％以下とした。
【００５５】
さらに、本発明では、良好な溶接金属の引張強度及び靭性を確保するために、上記成分含有量の規定と共に、上記成分含有量が下記（１）式で定義されるＰｃｗを０．２以上０．８以下の範囲を満足するようにに限定する必要がある。このＰｃｗ値が０．２未満の場合には、溶接金属の引張強度が低くなるため好ましくない。一方このＰｃｗ値が０．８を超える場合には、溶接金属の強度が高くなりすぎ、十分な溶接金属の靭性が得られなくなるため好ましくない。
Ｐｃｗ＝［Ｃ］＋０．０９×［Ｓｉ］＋０．０８×［Ｍｎ］＋０．０６×［Ｎｉ］＋０．１１×［Ｃｒ］＋０．１４×［Ｍｏ］    ・・・（１）
但し、上記［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）を示す。
【実施例】
【００５６】
以下に本発明の効果を実施例を基に説明する。
【００５７】
表４に示す成分組成、引張強度、板厚等サイズの鋼板を、表５に示す継手、溶接条件でＣＯ2溶接又はサブマージアーク溶接を行った後、表６に示す条件で１次加熱処理、成形加工、２次加熱処理を行った。溶接時に用いた溶接ワイヤの成分組成を表８に示す。サブマージアーク溶接は、溶け落ちを防ぐため１０００ＭＰａ級溶接ワイヤを用いてＣＯ2溶接により仮付け溶接をした後、その上から引き続きサブマージアーク溶接により本溶接を行なった。サブマージアーク溶接用のフラックスとしては、溶融形フラックスを用いた。
【００５８】
【表４】
2005305459.tif 000005
【００５９】
【表５】
2005305459.tif 000006
【００６０】
【表６】
2005305459.tif 000007
【００６１】
得られた溶接継手の溶接金属の機械的特性を測定するために溶接部から試験片を採取し、シャルピー衝撃試験及び引張試験をそれぞれ行った。溶接継手が板継手の場合は、図６に示すように１／２板厚から溶接線と直角方向にシャルピー衝撃試験片を、溶接線方向に溶接金属引張試験片を採取した。溶接継手がＵＯ鋼管の場合は、図１１に示すようにＸ開先４の内面溶接金属と外面溶接金属の溶融線の交点が衝撃試験片の中心線と交わるように衝撃試験片２を、外面溶接部から溶接金属引張試験片１を採取した。溶接金属の３０℃でのシャルピー衝撃値（靭性）及び引張強度を溶接金属の成分組成とともに表７に示す。
【００６２】
【表７】
2005305459.tif 000008
【００６３】
【表８】
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【００６４】
表６及び７に示す発明例１、２及び３は、鋼板の片面をＣＯ2溶接により多層盛溶接し、発明例４は鋼板をＣＯ2溶接により仮付溶接した後、その片面の２層をサブマージアーク溶接し、発明例５は鋼管シーム部をＣＯ２溶接により仮付溶接した後、内外面の各１層をサブマージアーク溶接した。その後、得られた各溶接継手は、本発明が規定する範囲内の条件で１次加熱処理を行い、その後、成形加工及び２次加熱処理を行った。なお、各溶接継手の成形加工は、発明例１〜４では溶接継手の面外変形のプレス矯正処理、発明例５ではシーム溶接した鋼管の円真度向上を目的とした拡管処理をそれぞれ行った。また、各溶接継手の２次加熱処理は、発明例１では焼き付け温度２５０℃での塗料の焼き付け塗布処理、発明例２では焼き付け温度３００℃での塗料の焼き付け塗布処理を、発明例３では焼き付け温度３５０℃の焼き付け塗布処理を、発明例４では、保持温度３００℃での樹脂コーティング処理、発明例５では、温度２５０℃、保持時間１分での塗装処理をそれぞれ行った。発明例１〜５、いずれの場合も、１次加熱処理の加熱温度や保持時間、溶接金属の成分組成及びＰｃｗ値が本願発明が規定する範囲内であるため、溶接継手を加工処理後に２次加熱処理を行った後の−３０℃のシャルピー吸収エネルギーは、表７の２次加熱後の溶接直後に対する靭性低下率が示すように２次加熱後でも殆ど変化せず良好な靭性が得られた。また、溶接金属の引張強度も全溶着金属と同程度の値が得られた。
【００６５】
一方、比較例１〜４は、１次加熱処理の加熱温度、保持時間、溶接金属の成分組成及びＰｃｗ値の何れかが本願発明が規定する範囲から外れた実施例である。
【００６６】
比較例１、２、３および４は各々、発明例１、２、３および４と同じ溶接継手を用いて、溶接後の処理条件を変えたものである。
【００６７】
比較例１は１次加熱処理を行わない点以外は、発明例１と同じである。２次加熱前と比較すると、１次加熱がないため２次加熱により溶接金属の靭性は、平均１７９Ｊと２０％程度低下している。
【００６８】
比較例２は発明例１次加熱処理の保持時間が０．５秒の条件で、それ以外の条件は発明例２と同じである。
【００６９】
本発明が規定する溶接後の継手の１次加熱処理の保持時間が短いため溶接継手のプレス矯正処理後の３００℃での塗料の焼き付け塗布処理した後の。溶接金属の−３０℃の吸収エネルギーは平均で１６９Ｊと溶接直後の靭性と比較するとて約２２％程度靭性が低下した。
【００７０】
比較例３は発明例３と１次加処理の条件が３０℃で６０秒であること以外は、発明例３と同じ条件である。
【００７１】
本発明が規定する溶接後の継手の１次加熱処理温度が低いため、時間は６０秒と本発明の範囲内であるが、、溶接継手のプレス矯正処理後の３００℃での塗料の焼き付け塗布処理後、溶接金属の−３０℃における吸収エネルギーの平均値は１４３Ｊであり、２次加熱前の溶接金属の靭性とと比較すると約２４％程度靭性が低下した。
比較例４は発明例４と１次加熱処理条件以外は同じ条件である。
【００７２】
比較例３は、１次加熱処理の温度が本願発明で規定する上限を越える温度であるため、溶接金属の靭性は低下した。溶接金属の引張強度も本願発明の範囲以上の高温での１次熱処理により低下している。これは発明例４では同じ２次加熱温度でも溶接金属の引張強度がそれほど低下していないことから、高温での１次加熱が原因とわかる。
比較例５は発明例４と母材は同じであるが１次加熱処理を全く行なわない点、および溶接材料を１２００ＭＰａ級の高強度のものを使用し溶接金属の成分組成及びＰｃｗ値を変えたものである。比較例５は、溶接金属のＣ、ＮｉおよびＣｒの各含有量が本願発明の規定範囲から高く外れるため、溶接金属の靱性は、溶接直後でも平均で７２Ｊと低く実用に適さない。
【００７３】
溶接金属の成分が、Ｃ、ＮｉおよびＣｒが本願発明の規定範囲より高い、ため、溶接金属の引張強度が溶接直後でも１２３５ＭＰａと高すぎた。これが１次加熱処理を実施しないことに加えて、２次加熱後さらに靭性が低下した原因となった。
【００７４】
比較例６は発明例５と同じ母材であるが、１２００ＭＰａ級の高強度溶接材料を使用したもので、溶接金属の成分組成及びＰｃｗ値が異なる。比較例６は、溶接金属のＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの各含有量およびＰｃｗ値が本願発明の規定範囲から高く外れるため、溶接金属の靱性は、溶接直後でも平均で５４Ｊと低く実用に適さない。
【００７５】
溶接金属の成分が、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏが本願発明の規定範囲より高く、Ｐｃｗは０．９８０で本願発明の規定範囲より高いため、溶接金属の引張強度が溶接直後でも１３５０ＭＰａと高すぎた。これが１次加熱処理を実施しないことに加えて、２次加熱後の靭性が低い原因となった。
【００７６】
比較例７は発明例２と同じ母材を用いて、１２００ＭＰａ級の高強度溶接材料を使用したものである。比較例７は、溶接金属の組成は本願発明の規定範囲に入っているが、Ｐｃｗが高くはずれているため、溶接金属の靱性は、溶接直後でも平均で７５Ｊと低く実用に適さない。
【００７７】
溶接金属の成分は範囲内でもＰｃｗが０．８１４で本願発明の規定範囲より高いため、溶接金属の引張強度が溶接直後でも１２３０ＭＰａと高すぎた。これが１次加熱処理を実施しないことに加えて、２次加熱後の靭性が低い原因となった。
【００７８】
比較例８は発明例１と同じ母材を用いて、軟鋼用の低強度市販溶材を使用し、ＣＯ２溶接したものである。そのため、Ｐｃｗが０．１５２と低くまた、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏが本発明の範囲より低く、溶接金属の強度は４７０ＭＰａと低い。そのため、溶接金属の靭性は１次加熱の有無によらず良好で、２次加熱による靭性低下もみられない。
【図面の簡単な説明】
【００７９】
【図１】従来技術と本発明の実施形態との溶接継手の加工工程を示す図である。
【図２】溶接継手の１次加熱処理時の加熱温度（保持時間：６０秒）と２次加熱処理前後における各溶接金属の靭性との関係を示すグラフである。
【図３】溶接継手の１次加熱処理時の加熱温度（保持時間：１２００秒）と２次加熱処理前後における各溶接金属の靭性との関係を示すグラフである。
【図４】溶接継手の１次加熱処理時の加熱温度（保持時間：６０秒）と２次加熱処理前後における各溶接金属の引張強度との関係示すグラフである。
【図５】溶接継手の１次加熱処理時の加熱温度（保持時間：１２００秒）と２次加熱処理前後における各溶接金属の引張強度との関係示すグラフである。
【図６】Ｖ開先の溶接継手における機械試験片の採取要領を示す図である。
【図７】溶接継手の１次加熱処理時の保持時間（加熱温度：５０℃）と２次加熱処理前後における各溶接金属の靭性との関係を示したグラフである。
【図８】溶接継手の１次加熱処理時の保持時間（加熱温度：４５０℃）と２次加熱処理前後における各溶接金属の靭性との関係を示したグラフである。
【図９】溶接継手の１次加熱処理時の保持時間（加熱温度５０℃）と２次加熱処理前後における各溶接金属の引張強度との関係を示すグラフである。
【図１０】溶接継手の１次加熱処理時の保持時間（加熱温度４５０℃）と２次加熱処理前後における各溶接金属の引張強度との関係を示すグラフである。
【図１１】Ｘ開先の溶接継手における機械試験片の採取要領を示す図である。
【符号の説明】
【００８０】
１  溶接金属引張試験片
２  衝撃試験片
３  Ｖ開先
４  Ｘ開先
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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