(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．１％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ、下記式１の値が０．０５〜０．２を満足する鋼材を溶接する方法であって、溶接部分において相対する被溶接面の少なくとも１つがスケール付着面であり、該付着スケールの厚みが合計で、０．５〜８０μｍであることを特徴とする、低温靭性に優れた溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法。
式１：［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／３０＋［％Ｍｎ］／２０＋［％Ｃｒ］／２０＋［％Ｎｉ］／６０＋［％Ｍｏ］／１５＋［％Ｖ］／１０＋５［％Ｂ］＋［％Ｃｕ］／２０
【請求項２】
鋼材が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｎｉ：０．０１〜７％、
Ｍｏ：０．００５〜２％、
Ｃｕ：０．０１〜３％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｖ  ：０．００１〜１％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００２％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の低温靭性に優れた溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法。
【請求項３】
鋼材が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、
Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．３％
の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の低温靭性に優れた溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高靭性溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接金属の低温靭性を改善する研究は古くから行われ、靭性は金属組織に大きく依存することが知られている。これらの知見によれば低温靭性が最も優れている組織はアシキュラ−フェライトであることが多くの研究報告例により示されている（例えば、溶接部の組織と靭性堀井行彦第１２８回西山記念講座）。これらの研究によれば、アシキュラ−フェライトの生成には、
（１）適切な強度設計（約６００〜７００ＭＰａ程度）、（２）Ｔｉ酸化物の生成、という２つの条件が同時に満たされることが必要である。
【０００３】
レーザビーム溶接あるいは電子ビーム溶接においてこれらの条件を考えると、適切な強度設計は冷却速度に応じて合金成分を調整することで対応できる。しかしＴｉ酸化物の生成に必要な酸素の供給は一般に困難であった。
これまでの知見では、レーザビーム溶接を行う際にフィラーワイヤを用いて溶接金属にＴｉ、Ｏの添加を行うことで、溶接金属のミクロ組織をアシキュラーフェライトとする方法がある（例えばＩＡＪｏｎｅｓ：ＴＷＩＪ，Ｖｏｌ４，Ｎｏ．３，（１９９５），Ｐ４２７−４８５）。しかしこの方法では、フィラ−ワイヤの成分は鋼板表面からしか供給されないので、板厚が厚くなると板厚方向での均一な成分分布が確保できないという問題が生じる。従って、フィラ−ワイヤを用いるこのような方法は厚板のレーザビーム溶接や電子ビーム溶接には適さない。
【０００４】
別の方法としては特開平８−１４１７６３号公報に開示されているように、Ｔｉを含有した鋼材をレーザビーム溶接する際に、アシストガスに酸素や炭酸ガスを含んだ混合ガスを用いてＴｉ酸化物を生成させ、これによりアシキュラーフェライトを生成させることで溶接金属を高靭性化する方法がある。しかしこの方法が適用できるのはレーザ出力が１０ｋｗ程度までであり、さらに高出力のレーザビーム溶接では著しく多量のプラズマが発生し、溶け込み深さを劣化させるだけでなく、溶接時に生成するキーホ−ルの安定性も損ない、ビード形状が乱れるという問題を有している。また、この方法は真空中で溶接を実施する電子ビーム溶接には適応することは不可能である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は以上の背景を鑑み、大出力の電子ビームで溶接する場合において、安定して溶接金属のミクロ組織をアシキュラーフェライトとし、高靭性溶接金属を得ることのできる電子ビーム溶接方法の提供を目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
かかる課題を解決するために、本発明者らは鋼材組成、溶接部に含まれるスケール厚、溶接金属の組織及び靭性に関して研究を進めた結果、これらの間に存在する諸関係を知見するに至り、本発明を完成させたものであって、その要旨とするところは、下記（１）〜（３）のとおりである。
【０００７】
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．２〜２％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ、下記式１の値が０．０５〜０．２を満足する鋼材を溶接する方法であって、溶接部分において相対する被溶接面の少なくとも１つがスケール付着面であり、該付着スケールの厚みが合計で、０．５〜８０μｍであることを特徴とする、低温靭性に優れた溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法。
式１：０．０５＜（［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／３０＋［％Ｍｎ］／２０＋［％Ｃｒ］／２０＋［％Ｎｉ］／６０＋［％Ｍｏ］／１５＋［％Ｖ］／１０＋５［％Ｂ］＋［％Ｃｕ］／２０）＜０．２
（２）鋼材が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ｎｉ：０．０１〜７％、
Ｍｏ：０．００５〜２％、
Ｃｕ：０．０１〜３％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｖ  ：０．００１〜１％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００２％の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、前記（１）に記載の低温靭性に優れた溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法。
【０００８】
（３）鋼材が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２、
Ｚｒ：０．００１〜０．１％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．３％の１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の低温靭性に優れた溶接金属が得られる電子ビーム溶接方法。
【０００９】
【００１０】
【発明の実施の形態】
まず、溶接される鋼材に関して、添加元素の規定理由を説明する。
Ｃ：０．０１質量％未満の極低Ｃ量では鋼板の強度が不足し、また溶接金属においても凝固割れが発生する。逆に、０．１５質量％超のＣでは溶接熱影響部及び溶接金属の靭性が低下する。よって、Ｃは０．０１質量％以上、０．１５質量％以下としたが、特に高靭性を確保する観点からはＣ量は低い方が好ましい。
【００１１】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤及び強化元素として添加されるが、０．０１質量％未満ではその効果が十分ではなく、一方１．５％超では圧延時にスケ−ル起因の傷を多発するようになる。よって、Ｓｉは０．０１質量％以上、１．５質量％以下とした。
Ｍｎ：Ｍｎは鋼板の強度を向上する有用な元素であるが０．２質量％未満ではその効果が無く、逆に２質量％超の添加は逆にブロ−ホ−ルの発生を助長することを知見し、Ｍｎは０．２質量％以上、２質量％以下とした。
【００１２】
Ｐ及びＳ：Ｐ及びＳの過剰な添加は鋼板及び熱影響部の靭性を劣化させるので、０．０３質量％以下とした。
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として重要な元素であるが、０．０００５質量％未満にすることは製鋼上の負荷が高く現実的ではない。一方０．１％超では鋼板の衝撃靭性が劣化する。よって、Ａｌの添加量は０．０００５質量％以上０．１質量％以下とした。
【００１３】
Ｔｉ：Ｔｉはアシキュラーフェライトの変態核として重要な元素である。但し０．００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に０．１質量％超では鋼板の靭性が低下する。よって、Ｔｉの添加量は０．００１質量％以上、０．１質量％以下とした。
Ｃｕ：Ｃｕは強度補償のためにＭｎの一部に代えて添加することができる。但しその添加量は０．０１質量％未満ではその効果が十分でなく、逆に３％超の場合には溶接金属に凝固割れが発生する。従って、Ｃｕの添加量は０．０１質量％以上、３質量％以下とした。
【００１４】
Ｃｒ：Ｃｒは強度向上元素として添加することができる。また、耐熱用鋼においては高温強度の確保にも必要な元素であるが、０．０１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に３質量％超の添加は鋼板の靭性を損ねる。従って、Ｃｒの添加量は０．０１質量％以上、３質量％以下とした。
Ｎｉ：Ｎｉは鋼板の低温靭性を向上させる代表的な元素であるが、０．０１質量％未満ではその効果が十分でなく、逆に７質量％超では溶接金属に凝固割れを生じる。よってＮｉの添加量は０．０１質量％以上、７質量％以下とした。
【００１５】
Ｍｏ：Ｍｏは溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）脆化を抑制する元素であり、Ｍｎの代替として添加できるが、０．００５質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に２質量％超では鋼板の靭性が低化する。よって、Ｍｏの添加量は０．００５質量％以上、２質量％以下とした。
Ｎｂ：ＮｂはＴＭＣＰプロセスにおいて、鋼板のミクロ組織制御に重要な元素であるが、０．００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に過剰な添加は鋼板の靭性を損ねる。よって、Ｎｂの添加量は０．００１質量％以上、０．１質量％以下とした。
【００１６】
Ｖ：ＶもＴＭＣＰプロセスにおいて、鋼板のミクロ組織制御に重要な元素であり、また耐熱鋼においては高温強度の確保にも必要な元素であるが、０．００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に過剰な添加は鋼板の靭性を損ねる。従って、Ｖの添加量は０．００１質量％以上、１質量％以下とした。
Ｂ：Ｂも強度向上元素として添加することができるが、０．０００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に０．００２質量％超の添加は鋼板の靭性を低下させる。従って、Ｂの添加量は０．０００１質量％以上、０．００２質量％以下とした。
【００１７】
Ｍｇ：Ｍｇは脱酸元素として作用するので、添加しても差し支えない。但し０．０００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に０．０２質量％超の添加は電子ビーム溶接時にキーホール内で発生するプラズマの安定性を損なう。よって、Ｍｇの添加量は０．０００１質量％以上、０．０２質量％以下とした。
【００１８】
Ｃａ：Ｃａも脱酸元素として作用するので、添加しても差し支えない。但し０．０００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に０．０２質量％超の添加は電子ビーム溶接時にキーホール内で発生するプラズマの安定性を損なう。よって、Ｃａの添加量は０．０００１質量％以上、０．０２質量％以下とした。
【００１９】
Ｚｒ：Ｚｒも脱酸元素として作用するので、添加しても差し支えない。但し０．００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に０．１質量％超では鋼板の靭性が低下する。よって、Ｚｒの添加量は０．００１質量％以上、０．１質量％以下とした。
ＲＥＭ：ＲＥＭも脱酸元素として作用するので、添加しても差し支えない。但し０．００１質量％未満ではその効果が十分ではなく、逆に０．３質量％超の添加は電子ビーム溶接時にキーホール内で発生するプラズマの安定性を損なう。よって、ＲＥＭの添加量は０．００１質量％以上、０．３質量％以下とした。
【００２０】
次に式１の規定理由を述べる。
これは適切な強度設計に関連するものである。つまり、レーザビーム溶接や電子ビーム溶接の溶接金属で靭性が低下する原因は、冷却速度が非常に大きいために焼き入れ効果によって溶接金属組織がマルテンサイトとになることであった。そこで式１の値を種々変化させ、試験の都合上、電子ビーム溶接と同等の非常に大きい冷却速度の得られるレーザビーム溶接を行い溶接金属の硬度を調査した。その結果を表１および表２に示す。
【００２１】
表１および表２から明らかなように、式１の値が０．０５〜０．２である鋼材を溶接して作成された溶接金属のビッカ−ス硬度は１７０〜２３０であり、アシキュラーフェライトの生成に適した硬度範囲といえる。
一方、式１の値が本発明の規定範囲を逸脱する場合はアシキュラーフェライトの生成には適さない硬度値である。これらの結果より、アシキュラーフェライトの生成には式１の値を特定することが有効であることが示唆されている。
【００２２】
本発明におけるスケールの作用について説明する。本発明においてスケールは、鋼材に含有するＴｉを有効に酸化させ、Ｔｉ酸化物を生成させる。すなわち、Ｔｉ酸化物を生成するのに必要な酸素は、溶接部における相対する被溶接面の少なくとも１つに付着しているスケールより供給される。
ここで述べるスケールとは鉄の酸化物一般であるが、具体的にはレーザ切断端面スケール、プラズマ切断端面スケ−ル、ガス切断端面スケール、鋼板ミルスケール等が、図１および図２に示すように溶接部において相対する被溶接面の少なくとも１つに付着していることが必要である。酸素供給源として、特に有効に作用するのはレーザ切断面とプラズマ切断面のスケールである。
【００２３】
種々の鋼種におけるレーザ切断端面スケール、プラズマ切断端面スケール、ガス切断端面スケ−ル、鋼板ミルスケ−ル等をＸ線回折で分析した結果、スケールは主にＦｅ２Ｏ３で構成されており、これらのスケ−ルからもたらされる酸素供給量に関してはスケール厚さのみを議論すればよいことが確認された。
そこで、相対する被溶接面のスケール厚の合計値を種々変化させ、溶接金属の酸素量を調査した結果を図３に示す。０．５μｍ以上あれば酸素供給源として十分に機能することが確認された。スケールの合計厚が０．５μｍ未満の場合は供給される酸素が不足してアシキュラーフェライトが十分に生成しない。逆に８０μｍ超の場合には過剰な酸素が供給され靱性が損なわれるだけでなく、溶接時のキーホール安定性も損なわれビード外観が劣化し、ブローホール等の内質欠陥が発生する。よってスケールの合計厚は０．５〜８０μｍ以下とした。
【００２４】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明の効果を説明する。
実験に用いた鋼板は転炉で溶製し連続鋳造で２５０ｍｍ厚のスラブとした。これを熱間圧延した後に機械加工でミルスケールを研削して厚さ６ｍｍ、９ｍｍ、１５ｍｍ、２０ｍｍの鋼板を準備した。鋼板の成分を表３に示す。この鋼板をレーザ切断、プラズマ切断、ガス切断して、切断端面にスケールが付着した供試鋼板を作成した。切断端面のスケール厚は切断方法及び切断条件を変化させて調整した。以上の鋼板を図３に示すＩ型突合わせ形状で電子ビ−ム溶接を実施した。電子ビーム溶接の溶接条件を表４に示す。溶接後の鋼板には表５の試験を実施し、その結果を表６〜８に示す。表６〜８の中で、シャルピー試験の吸収エネルギは各鋼板における最低値を記してある。以上の結果より、本発明の溶接方法で作成された溶接金属は全ての検査において合格したが、比較例として検討した鋼板は不合格であった。
【００２５】
【表１】
0004505076.tif 000002
【００２６】
【表２】
0004505076.tif 000003
【００２７】
【表３】
0004505076.tif 000004
【００２８】
【００２９】
【表４】
0004505076.tif 000005
【００３０】
【表５】
0004505076.tif 000006
【００３１】
【００３２】
【表６】
0004505076.tif 000007
【００３３】
【表７】
0004505076.tif 000008
【００３４】
【表８】
0004505076.tif 000009
【００３５】
【発明の効果】
以上に示したように、本発明の方法を用いれば、電子ビーム溶接において健全な溶接部と高靭性な溶接金属が確保されるので、その効果は多大であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  図１は、本発明の溶接継手の一例（ギャップなし）を示す断面模式図である。
【図２】  図２は、本発明の溶接継手の一例（ギャップなし）を示す断面模式図である。
【図３】  図３は、スケール厚みと溶接金属の酸素量との関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１…電子ビーム
２…鋼板
【図１】
0004505076.tif 000010
【図２】
0004505076.tif 000011
【図３】
0004505076.tif 000012