(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接により溶接接合されたサブマージアーク溶接継手であって、前記大入熱サブマージアーク溶接で使用するワイヤを、質量％で、
Ｃ：0.03〜0.10％、              Ｎ：0.0035％以下、
Si：0.40％以下、                Mn：1.0 〜2.5 ％
を含み、さらにTiを、0.03％以上で、かつワイヤ中のN 含有量に応じ、Ti／Ｎが15〜50を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する大入熱サブマージアーク溶接用鋼ワイヤとし、前記サブマージアーク溶接継手の溶接金属が、質量％で、
Ｃ：0.03〜0.15％、              Ｎ：0.0050％以下、
Si：0.1 〜1.0 ％、              Mn：0.7 〜2.5 ％
Ti：0.003 〜0.030 ％
を含む溶接金属組成を有し、粒界フェライト生成量が15面積％以下である組織を有することを特徴とするサブマージアーク溶接継手。
【請求項２】
前記ワイヤが、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.10〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0005〜0.0100％、Ni：0.2 〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する大入熱サブマージアーク溶接用鋼ワイヤであり、前記溶接金属が、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.01〜0.2 ％、Ni：0.05〜1.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＢ／Ｎ：0.6 〜1.2 である溶接金属組成を有し、粒界フェライト生成量が10面積％以下である組織を有することを特徴とする請求項１に記載のサブマージアーク溶接継手。
【請求項３】
前記大入熱サブマージアーク溶接で使用するフラックスを、ボロン酸化物を含むフラックスとすることを特徴とする請求項１または２に記載のサブマージアーク溶接継手。
【請求項４】
前記フラックスが、鉄粉以外の合金粉を８質量％以下含むフラックスとすることを特徴とする請求項３に記載のサブマージアーク溶接継手。
【請求項５】
前記フラックスが、質量％で、Ｎ：0.0030％以下を含む鉄粉を20〜45％含有することを特徴とする請求項３または４に記載のサブマージアーク溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接に好適な鋼ワイヤを用いた入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接継手に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶接施工においては、従来から、溶接能率の向上が強く要望されている。溶接能率を高めるためには、溶接入熱を高くするのが一般的であるが、通常、溶接入熱を高めると、溶接金属の靱性が低下する。これは、溶接入熱の増加に伴い溶接部の冷却速度が低下し、溶接金属の組織が粗大化しやすいことにその原因がある。
【０００３】
サブマージアーク溶接法は、溶接開先内に散布したフラックス中でアークを発生させ連続溶接を行う方法であり、大電流でも安定したアークが形成でき、深い溶け込みと大きな溶着量が得られる高能率な溶接方法として、造船、橋梁、圧力容器、産業機械等の厚鋼板を接合する分野で広く利用されている。しかし、サブマージアーク溶接法は、大電流で溶接を行うため、溶接入熱が高くなり、溶接金属の靱性が低下しやすいという傾向を有していた。
【０００４】
このような問題に対し、例えば、特開平7-328793号公報には、サブマージアーク溶接において、フラックスにボロン（Ｂ）酸化物を添加し、フラックスを介し溶接金属にＢを含有させ溶接金属の靱性を改善する技術が開示されている。特開平7-328793号公報に記載された技術は、サブマージアーク溶接用フラックスを、B2O3：0.7 〜2.0 ％を含む組成とし、ワイヤのSi含有量を低くし、フラックスとワイヤ中のMn含有量を最適化することにより、溶接金属の靱性を向上させる溶接方法である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平7-328793号公報に記載された技術によっても、大入熱サブマージアーク溶接で得られる溶接金属の靱性は、使用する鋼材、および／または溶接ワイヤによって、著しく劣化する場合があり、安定して高靱性の大入熱溶接金属を得ることができないという問題が明らかとなった。
【０００６】
本発明は、上記した従来技術の問題点を解決し、溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接で鋼材を溶接した場合にも、優れた溶接金属部靱性を有する大入熱サブマージアーク溶接継手を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、被溶接材である490 〜 520 MPa級鋼材を溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接で接合し、得られた溶接金属の靱性に影響する各種要因について鋭意研究した。その結果、溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接により得られた溶接金属の靱性は、窒素に対し非常に敏感であり、窒素量のわずかな変化により、靱性が顕著に劣化する場合があることを見いだした。
【０００８】
とくに、被溶接材が、TiおよびNb含有量が少ない鋼材の場合には、わずかの窒素量の増加によって、溶接金属の組織が粗大化し、靱性が著しく劣化する。これは、Ti含有量が少ない鋼材の場合には、溶接金属にTiが十分に供給されず、固溶Ｎ量の調整が難しいことによるものと考えられる。
本発明者らは、上記した知見に基づいてさらに検討を進めた結果、被溶接材が、TiおよびNb含有量が少ない鋼材の場合にも、安定して高靱性の大入熱サブマージアーク溶接金属を得るためには、溶接用鋼ワイヤのＮ含有量を適正量に調整するとともに、ワイヤ中にTiを、ワイヤ中のＮ含有量に応じた適正量含有させることにより、大入熱溶接を行っても微細な溶接金属組織を得ることが可能であることに想到した。
【０００９】
また、本発明者らは、大入熱サブマージアーク溶接金属に更なる高靱性を安定して付与するために、さらに研究を行った。まず、Tiを0.006 質量％以下、Nbを0.012 質量％以下含有する鋼材（板厚40mm）を溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接して得られた溶接継手について、溶接金属の組織および靭性を調査した。その結果を、靭性（０℃における吸収エネルギー：vE0 ）と組織（粒界フェライト生成量）との関係で図４に示す。図４から、粒界フェライト生成量を15面積％以下、好ましくは10面積％以下とすることにより、vE0 ：40Ｊ以上という高靭性を安定して得られるという知見を得た。
【００１０】
さらに、本発明者らは、溶接金属組織中の粒界フェライト生成量に及ぼす要因について検討した。その結果、図５に示すように、溶接金属中のＢ／Ｎ比（質量比）を適正値に調整することにより、粒界フェライト生成量を低減できることを見いだした。さらに、本発明者らは、ワイヤ中にMo、Nb等を含有させ、溶接金属に適正量のMo、Nb等を含有させることにより、溶接金属中のＢ／Ｎ比（質量比）が適正範囲に容易に調整可能となり、粒界フェライト生成量を15面積％以下、好ましくは10面積％以下に制御できることを見いだした。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
【００１３】
すなわち本発明は、溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接により溶接接合されたサブマージアーク溶接継手であって、前記大入熱サブマージアーク溶接で使用するワイヤを、質量％で、  Ｃ：0.03〜0.10％、Ｎ：0.0035％以下、Si：0.40％以下、Mn：1.0 〜2.5 ％を含み、さらにTiを、0.03％以上で、かつワイヤ中のN 含有量に応じ、Ti／Ｎが15〜50を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるワイヤ組成を有する大入熱サブマージアーク溶接用鋼ワイヤとし、前記サブマージアーク溶接継手の溶接金属が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.15％、Ｎ：0.0050％以下、Si：0.1 〜1.0 ％、Mn：0.7 〜2.5 ％、Ti：0.003 〜0.030 ％を含む溶接金属組成を有し、粒界フェライト生成量が15面積％以下である組織を有することを特徴とするサブマージアーク溶接継手であり、また、本発明では、前記ワイヤが、前記ワイヤ組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.10〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0005〜0.0100％、Ni：0.2 〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する大入熱サブマージアーク溶接用鋼ワイヤであり、前記溶接金属が、前記溶接金属組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.01〜0.2 ％、Ni：0.05〜1.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＢ／Ｎ：0.6 〜1.2 である溶接金属組成を有し、粒界フェライト生成量が10面積％以下である組織を有することが好ましい。
また、本発明では、前記大入熱サブマージアーク溶接で使用するフラックスを、ボロン酸化物を含み、あるいはさらに質量％で鉄粉以外の合金粉をフラックス全量に対し８％以下含み、あるいはさらに質量％で、Ｎ：0.0030％以下を含む鉄粉を、フラックス全量に対し20〜45％含有するフラックスとすることが好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
まず、本発明で使用する大入熱サブマージアーク溶接用鋼ワイヤのワイヤ組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.03〜0.10％
Ｃは、溶接金属の強度を増加する元素であり、本発明では、所望の溶接金属強度を確保するため、ワイヤ中に0.03％以上含有する。ワイヤ中のＣ含有量が0.03％未満では、所定の溶接金属強度を得るのが難しくなるうえ、溶接時アーク雰囲気中のCO分圧が低くなり、大気中からＮを巻き込み溶接金属のＮ含有量が増加することが懸念される。一方、0.10％を超えて含有すると、溶接金属中のＣ含有量が増加し、溶接金属の靱性が劣化するとともに高温割れが発生しやすくなる。このため、Ｃは0.03〜0.10％に限定した。なお、好ましくは、0.04〜0.08％である。
【００１５】
Ｎ：0.0035％以下
Ｎは、溶接金属の靱性を劣化させる元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましいが、ワイヤ中に0.0035％を超えて含有すると、溶接金属中のＮ含有量が高くなりすぎ靱性が劣化する。このため、Ｎは0.0035％以下に限定した。なお、Ｎ含有量を0.0010％以下に低減することも可能であるが、精錬コストが増加し、経済的に高価となるため、Ｎは0.0010％以上とするのが望ましい。
【００１６】
Si：0.40％以下
Siは、脱酸剤として作用し溶接金属中の酸素低減に有効な元素であるが、0.40％を超えて多量に含有すると、溶接金属のセメンタイト生成を抑制し、島状マルテンサイトを生成させるとともに、フェライトの粗大化を促進して、溶接金属の靱性を劣化させる。このため、Siは0.40％以下に限定した。なお、鋼材のSiまたはフラックス中のSiO2からの寄与もあり、ワイヤ中のSiは0.30％以下とするのが好ましい。
【００１７】
Mn：1.0 〜2.5 ％
Mnは、脱酸剤として作用し溶接金属中の酸素低減に有効な元素である。また、Mnは焼入れ性を向上し、組織を微細化するとともに、固溶強化により溶接金属の強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るため、本発明では、1.0 ％以上のMn含有を必要とする。1.0 ％未満の含有では、所望の溶接金属強度を得ることが難しいうえ、溶接金属組織に粗大な組織が発生しやすく、溶接金属の靱性が劣化する。一方、2.5 ％を超えて含有しても、組織微細化効果が飽和し、むしろＣの拡散を阻害し島状マルテンサイトを生成させるとともに、固溶強化により溶接金属を著しく硬化させ、溶接金属の靱性を劣化させる。このため、Mnは1.0 〜2.5 ％に限定した。なお、好ましくは、1.4 〜2.1 ％である。
【００１８】
Ti：0.03％以上、Ti／Ｎ：15〜50
Tiは、溶接金属の組織を微細化するため、本発明ではワイヤ中に添加させる。とくに、被溶接材である鋼材中のTi含有量が少ない場合に有効である。このような溶接金属組織の微細化のためには0.03％以上の含有を必要とする。0.03％未満では、とくに被溶接材である鋼材中のTi含有量が少ない場合には、溶接金属組織の微細化が不十分となる。溶接金属へのTi添加をフラックスより行うと、ビード外観劣化やスラグ剥離不良などの問題があり、溶接金属へのTi添加は本発明では、主としてワイヤより行う。
【００１９】
また、Tiは、Ｎを固定し固溶Ｎ量を調整し靭性を向上させるため、本発明では、Ti含有量は、0.03％以上でかつワイヤ中のＮ含有量に応じ、Ti／Ｎが15〜50となるように調整する。Ti／Ｎが15未満では溶接金属の靱性改善効果が少ない。一方、Ti／Ｎが50を超えて過剰に、Tiを含有すると、溶接金属の靱性が劣化する。このため、Tiは0.03％以上で、かつTi／Ｎ：15〜50の範囲となるように限定した。なお、Tiは、靱性の観点から0.20％以下とするのが好ましい。より好ましくは、0.15％以下である。
【００２０】
Mo：0.10〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0005〜0.0100％、Ni：0.2 〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Nb、Ｂ、Niはいずれも、溶接金属の靱性を顕著に向上させる作用を有しており、本発明では、必要に応じ選択して１種または２種以上含有できる。
Mo、Nb、Ｂはオーステナイト粒界に析出する粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、溶接金属の靱性を向上させる。このような効果は、Mo：0.10％以上、Nb：0.01％以上、Ｂ：0.0005％以上、それぞれの含有で顕著となる。一方、Mo：0.60％、Nb：0.10％、Ｂ：0.0100％をそれぞれ超える含有は、溶接金属の組織が上部ベイナイトとなりやすく、靱性が劣化する。このようなことから、それぞれ、Mo：0.10〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0005〜0.0100％の範囲とするのが好ましい。
【００２１】
また、Niは、フェライト相の靱性を向上させて、溶接金属の靱性を向上させる。この効果は0.2 ％以上の含有で顕著となる。一方、2.0 ％を超えると低温割れの発生が起こりやすくなる。このため、Niは、0.2 〜2.0 ％の範囲とするのが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.0050％以下、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下が許容できる。
【００２２】
なお、本発明で使用する鋼ワイヤは、送給性向上、防錆性の観点から、ワイヤ表面にCuめっきを施すのが好ましい。また、本発明で使用する鋼ワイヤは、入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接用として好適であるが、入熱150kJ/cm未満のサブマージアーク溶接用鋼ワイヤとして適用しても、優れた靭性を有する溶接金属が安定して得られ、何ら問題はない。
【００２３】
つぎに、溶接金属部靱性に優れた大入熱サブマージアーク溶接継手の製造方法について説明する。本発明の大入熱サブマージアーク溶接継手の製造方法は、被溶接材として、Ti、Nb含有量が少ない鋼材を使用し、入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接により溶接接合を行う場合に、高靱性の溶接金属を得るのにとくに有効となる。
【００２４】
被溶接材として使用する鋼材は、Ti含有量が0.006 質量％以下、Nb含有量が0.012 質量％以下、好ましくはＮ含有量が0.0055％以下の母材組成を有する鋼材である。その他の成分としては、Ｃ：0.07〜0.18％、Si：0.40％以下、Mn：1.0 〜1.6 ％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下を含み、あるいはさらにAl：0.05％以下を含有するのが好ましい。上記した成分以外にＶを含んでもよい。なお、本発明でいう鋼材とは、厚鋼板、形鋼、鋼管、棒鋼を含むものとする。
【００２５】
上記した鋼材に、所定形状の開先加工を施したのち、該開先内にフラックスを散布し、上記した大入熱サブマージアーク溶接用鋼ワイヤを使用し、入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接により溶接接合する。
本発明におけるサブマージアーク溶接は、多電極のサブマージアーク溶接を含む、通常公知の溶接法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。また、溶接条件もとくに限定する必要はない。
【００２６】
なお、上記した鋼ワイヤを使用する場合には、使用するフラックスは、特に限定する必要はなく、通常公知の焼成型フラックスがいずれも使用できる。なお、使用するフラックスとしては、好ましくは0.1 〜1.0 質量％のボロン酸化物を含む焼成型フラックスが好適であり、これにより、溶接金属にＢを供給し組織の粗大化を抑制し靱性の劣化を防止できる。なお、ボロン酸化物以外のフラックス成分としては、とくに限定する必要はないが、質量％で、SiO2：15〜28％、MgO ：15〜38％、鉄粉：15〜35％、CaCO3 ：５〜15％、Al2O3 ：５〜20％、TiO2：２〜10％、CaF2：２〜10％、鉄粉以外の金属粉：８％以下を含有するのが好ましい。なお、本発明では、フラックスは、これに限定されるものではなく、JIS Z 3352に規定されるフラックスのうち、作業性がよいフラックスなら鉄粉を含まないものでもよいことはいうまでもない。なお、フラックス中に鉄粉を添加する場合には、Ｎ：0.0030質量％以下の鉄粉を使用することが好ましい。Ｎ：0.0030質量％以下の鉄粉は、フラックス全量に対し、20〜45質量％含有することが好ましい。
【００２７】
鉄粉中のＮ含有量が0.0030質量％を超えると、得られる溶接金属のＮ含有量が増加し、高靱性を安定して確保することが難しくなる傾向を示す。なお、鉄粉中のＮ含有量は0.0025質量％以下とするのがより好ましい。
フラックス中の鉄粉は、溶接時に溶融池へ移行し溶着速度を増加し、溶接能率の向上と溶接入熱の低減に寄与する。フラックス中のＮ：0.0030質量％以下の鉄粉の含有量が20質量％未満では、上記した効果が少なく、一方、45質量％を超えて含有すると、アークが不安定となりビード外観が劣化する傾向を示す。このようなことから、Ｎ：0.0030質量％以下の鉄粉の含有量は、フラックス全量に対し、20〜45質量％とするのが好ましい。
【００２８】
このような被溶接材、溶接材料を組み合わせ、入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接により溶接接合することにより、以下に示す組成、組織の高靭性溶接金属を有する溶接継手（溶接構造物）が得られる。
以下、大入熱サブマージアーク溶接して得られる溶接金属の好ましい組成について説明する。
【００２９】
Ｃ：0.03〜0.15％
Ｃは、溶接金属の強度を増加する元素であるが、溶接金属中のＣ含有量が0.03％未満では、所定の溶接金属強度を得るのが難しくなるうえ、溶接金属の靭性改善が難しい。一方、0.15％を超えて含有すると、溶接高温割れが起こり易くなる。このため、Ｃは0.03〜0.15％に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、溶接金属の靱性を劣化させる元素であり、本発明ではできるだけ低減するのが望ましいが、溶接金属中に0.0050％を超えて含有すると、溶接金属の靱性が劣化する。このため、Ｎは0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、溶接金属中のＮ含有量を0.0020％以下に低減することも可能であるが、溶接材料コストが増加し、溶接継手の作製費が高価となるため、Ｎは0.0020％以上とするのが好ましい。
【００３１】
Si：0.1 〜1.0 ％
Siは、溶接金属中の酸素低減に有効な元素であるが、0.1 ％未満では溶接金属中の酸素量が高くなり、良好な溶接金属靭性が得られ難くなる。一方、1.0 ％を超えて多量に含有すると、島状マルテンサイトが生成するようになり、溶接金属の靱性が劣化する。このため、Siは0.1 〜1.0 ％に限定することが好ましい。
【００３２】
Mn：0.7 〜2.5 ％
溶接金属中のMn含有量が0.7 ％未満では、溶接金属のパーライト変態を抑制し、溶接金属の靭性が劣化する。一方、溶接金属中のMn量が2.5 ％を超えると、島状マルテンサイトが生成するようになり、溶接金属の靭性が劣化する。このため、溶接金属中のMnは0.7 〜2.5 ％とすることが好ましい。
【００３３】
Ti：0.003 〜0.030 ％
Tiは、溶接金属中に酸化物として存在し、フェライトの生成核として作用し、フェライト粒の微細化に寄与する。このような効果は0.003 ％以上の含有で認められる。一方、0.030 ％を超えて含有すると、溶接金属の強度が高くなりすぎて、溶接金属の硬さ上昇による低温割れが起こり易くなる。このため、溶接金属中のTiは0.003 〜0.030 ％に限定することが好ましい。
【００３４】
本発明の溶接金属は、上記した基本組成に加えてさらに、Mo：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.01〜0.2 ％、Ni：0.05〜1.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＢ／Ｎ：0.6 〜1.2 である組成を有することが好ましい。
Mo：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.01〜0.2 ％、Ni：0.05〜1.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Nb、Niはいずれも、溶接金属の靱性を顕著に向上させる作用を有しており、本発明では、必要に応じ選択して１種または２種以上含有できる。
【００３５】
Mo、Nbはオーステナイト粒界に析出する粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、溶接金属の靱性を向上させる。このような効果は、Mo：0.1 ％以上、Nb：0.01％以上、それぞれの含有で顕著となる。一方、Mo：0.5 ％、Nb：0.2 ％をそれぞれ超える含有は、溶接金属の組織が上部ベイナイトとなりやすく、靱性が劣化する。このようなことから、それぞれ、Mo：0.1 〜0.5 ％、Nb：0.01〜0.2 ％の範囲とするのが好ましい。
【００３６】
また、Niは、フェライト相の靱性を向上させて、溶接金属の靱性を向上させる。この効果は0.05％以上の含有で顕著となる。一方、1.0 ％を超えると低温割れの発生が起こりやすくなる。このため、Niは、0.05〜1.0 ％の範囲とするのが好ましい。
Ｂ／Ｎ：0.6 〜1.2
Ｂは、オーステナイト粒界に析出する粗大な粒界フェライトの生成を抑制する作用を有し、溶接金属の靭性を向上させる元素であり、本発明では、Ｂ／Ｎ比（質量％比）で0.6 以上含有することが好ましい。Ｂ／Ｎ比（質量％比）で0.6 未満では安定的に更なる溶接金属靭性の向上が期待できない。一方、Ｂ／Ｎ比（質量％比）で1.2 を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。なお、Ｂは、鋼ワイヤまたはフラックスから供給し、溶接金属中に0.0010〜0.0040％含有することが好ましい。
【００３７】
なお、本発明の溶接継手における溶接金属では、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
次に、本発明の溶接継手における溶接金属の組織について、説明する。
粒界フェライト生成量：15面積％以下
溶接金属は、上記した組成に加えて、粒界フェライト生成量が15面積％以下である組織を有することが好ましい。粒界フェライト生成量を15面積％以下とすることにより、大入熱サブマージアーク溶接継手の溶接金属に高靭性を付与することができる。なお、更なる高靭性の付与のためには、粒界フェライト生成量を10面積％以下とすることが好ましい。粒界フェライト生成量を10面積％以下とするためには、上記したように溶接金属にMo,Nb 等を適正量含有させ、溶接金属中のＢ／Ｎ比（質量％比）を0.6 〜1.2 の範囲に調整することが好ましい。
【００３８】
なお、溶接金属中の粒界フェライト生成量は、観察面を研磨後、腐食液で腐食し、光学顕微鏡または電子顕微鏡を用いて、10〜500 倍で観察し、得られた撮像を画像解析装置を用いて解析して求めた。なお、粒界フェライト生成量の測定方法はこれに限定されないことはいうまでもない。
【００３９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す母材組成の490 MPa 級鋼板（板厚：25mm、40mm）に、図１（ａ）、（ｂ）に示す形状の開先加工を施し、１パスのサブマージアーク溶接により溶接継手を作製した。鋼板25mm厚の場合の開先形状は、レ型開先とし、開先角度40°、ルートフェース２mmとした。また、鋼板40mm厚の場合の開先形状は、Ｙ型開先とし、開先角度35°、ルートフェース３mmとした。
【００４０】
サブマージアーク溶接は、２電極のサブマージアーク溶接機を用いて、表２に示す溶接条件で、表３に示すワイヤ組成の溶接用鋼ワイヤ（ワイヤ径:6.4mm）を用いて行った。なお、使用したフラックスは、表４に示す組成の、酸化ボロンを0.4 質量％含む市販の鉄粉入り焼成型フラックスとした。なお、フラックス中に含有する鉄粉は、海綿鉄を原料とした鉄粉を用いた。溶接入熱は、板厚25mmの場合で153kJ/cm、板厚40mmの場合で270kJ/cmであった。
【００４１】
【表１】
0004127993.tif 000002
【００４２】
【表２】
0004127993.tif 000003
【００４３】
【表３】
0004127993.tif 000004
【００４４】
【表４】
0004127993.tif 000005
【００４５】
このようにして得られた溶接継手について、溶接長中央部の図２（ａ），（ｂ）に示す位置から試験片を採取し、溶接金属の組成、組織、引張強さ、靱性を調査した。溶接金属の組成は湿式分析で各元素の含有量、Ｂ／Ｎ量を求め、また、組織は上記した方法で粒界フェライト生成量を測定した。引張試験は、JIS Z 3111の規定に準拠し、また、衝撃試験は、JIS Z 3112の規定に準拠して実施し、引張強さＴＳ、および０℃、−20℃におけるシャルピー吸収エネルギー値ｖＥ0 、ｖＥ-20 を求めた。
【００４６】
それらの結果を表５に示す。
【００４７】
【表５】
0004127993.tif 000006
【００４８】
本発明例はいずれも、溶接金属中の粒界フェライト生成量が15面積％以下となっており、溶接金属のｖＥ0 が27J 以上と、母材規格の一般レベルと同等の優れた靱性を有する溶接継手が得られている。また、本発明の範囲内のMo、Nbを含有する鋼ワイヤを用いて得られた溶接継手（溶接継手No.3、No.4、No.5）は、溶接金属中の粒界フェライト生成量が10面積％以下となっており、溶接金属のｖＥ-20 が27J を超える優れた靱性を有している。
【００４９】
一方、本発明の範囲を外れる比較例はいずれも、溶接金属の粒界フェライト生成量が15面積％を超えており、溶接金属のｖＥ0 が27J 未満と靭性が劣化している。
鋼ワイヤのＮ含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（溶接継手No.6）では、溶接金属のｖＥ0 が27J 未満と靱性が劣化している。また、鋼ワイヤのTi含有量が本発明の範囲を低く外れる比較例（溶接継手No.7）では、組織が粗大化し、溶接金属のｖＥ0 が27J 未満と靱性が劣化している。また、鋼ワイヤのTi／Ｎが本発明の範囲を低く外れる比較例（溶接継手No.6、No.7、No.8）では、溶接金属のｖＥ0 が27J 未満と靱性が劣化している。また、鋼ワイヤのTi含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（溶接継手No.9）では、組織が上部ベイナイト主体の組織となり、溶接金属のｖＥ0 が27J 未満と靱性が劣化している。また、鋼ワイヤのMn含有量が本発明の範囲を低く外れる比較例（溶接継手No.10 ）、鋼ワイヤのSi含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（溶接継手No.11 ）では、溶接金属のフェライトが粗大化して、ｖＥ0 が27J 未満と溶接金属の靱性が劣化している。
（実施例２）
表６に示す母材組成の490 MPa 級鋼板（板厚：40mm）、建築構造用ＴＭＣＰ鋼板（板厚ｔ：60mm）に、図３に示す形状の開先加工を施し、１パスのサブマージアーク溶接により溶接継手を作製した。開先形状は、Ｙ型開先とし、開先角度35°、ルートフェースｄ（mm）を板厚ｔ：40mmの場合には２mmとし、板厚ｔ：60mmの場合には３mmとした。
【００５０】
サブマージアーク溶接は、２電極のサブマージアーク溶接機を用いて、表７に示す溶接条件で、表８に示すワイヤ組成の溶接用鋼ワイヤ（ワイヤ径:6.4mm）を用いて行った。なお、フラックスは、表９に示す組成になるように原料を配合し、珪酸ソーダ水溶液とともに混練し、造粒したのち、500 ℃×15min の条件で焼成し、粒子径３mm以下とした、酸化ボロンと鉄粉を含むフラックスを使用した。なお、フラックス中に添加した鉄粉は、表10に示す窒素含有量の鉄粉を用いた。溶接入熱は、板厚ｔ：40mmの場合で269kJ/cm、板厚ｔ：60mmの場合で549kJ/cmであった。
【００５１】
【表６】
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【００５２】
【表７】
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【００５３】
【表８】
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【００５４】
【表９】
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【００５５】
【表１０】
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【００５６】
このようにして得られた溶接継手について、実施例１と同様に、溶接長中央部の図２（ａ），（ｂ）に示す位置から試験片を採取し、溶接金属の組成、組織、引張強さ、靱性を調査した。溶接金属の組成、組織の測定方法は実施例１と同様とした。また、実施例１と同様に、引張試験は、JIS Z 3111の規定に準拠し、また、衝撃試験は、JIS Z 3112の規定に準拠して実施し、引張強さＴＳ、および０℃、−20℃におけるシャルピー吸収エネルギー値ｖＥ0 、ｖＥ-20 を求めた。
【００５７】
それらの結果を表11に示す。
【００５８】
【表１１】
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【００５９】
本発明例では、溶接金属中の粒界フェライト生成量が15面積％以下となっており、溶接金属のｖＥ0 は、47Ｊ以上を満足し、また、溶接金属のｖＥ-20 は、27Ｊ以上を満足し、優れた靱性を有する溶接継手が得られている。
【００６０】
【発明の効果】
本発明によれば、溶接入熱150kJ/cm以上の大入熱サブマージアーク溶接でTi、Nb等の含有量が少ない鋼材を溶接した場合にも、優れた靱性を有する溶接金属が安定して得られ、溶接能率を顕著に向上でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に使用した溶接継手の開先形状の概要を示す模式図である。
【図２】実施例で採用した試験片採取位置を模式的に説明する説明図である。（ａ）は衝撃試験片、（ｂ）は引張試験片の採取位置を示す。
【図３】本発明の実施例に使用した溶接継手の開先形状の概要を示す模式図である。
【図４】溶接金属のシャルピー吸収エネルギーｖＥ0 と粒界フェライト生成量との関係を示すグラフである。
【図５】溶接金属の粒界フェライト生成量とＢ／Ｎとの関係を示すグラフである。
【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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