JP7601170B1 - ガスメタルアーク溶接継手 - Google Patents
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Abstract
【課題】極低温環境下で使用される高Ｍｎ鋼用の溶接継手として、母材又は溶接材料を変更せずとも、溶接金属の強度をさらに向上させ、高温割れの発生をより一層抑制できるガスメタルアーク溶接継手を提供する。
【解決手段】シールドガスとワイヤを用いて溶接金属を形成してなる鋼材のガスメタルアーク溶接継手であって、鋼材が高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であり、溶接金属の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１５％～０．８０％、Ｓｉ：０．１０％～１．００％、Ｍｎ：１７．０％～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１％～０．１００％、Ｃｒ：０．４％～５．５％、Ｍｏ：０．０１％～３．５０％、Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、Ｎ：０．０２００％～０．１５００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接継手である。
【選択図】図１
【解決手段】シールドガスとワイヤを用いて溶接金属を形成してなる鋼材のガスメタルアーク溶接継手であって、鋼材が高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であり、溶接金属の化学組成が質量％で、Ｃ：０．１５％～０．８０％、Ｓｉ：０．１０％～１．００％、Ｍｎ：１７．０％～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１％～０．１００％、Ｃｒ：０．４％～５．５％、Ｍｏ：０．０１％～３．５０％、Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、Ｎ：０．０２００％～０．１５００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接継手である。
【選択図】図１
Description
本発明は、シールドガスとソリッドワイヤを用いて溶接金属を形成してなる鋼材のガスメタルアーク溶接継手に関し、特に、極低温環境下で使用される高Ｍｎ含有オーステナイト鋼材のガスメタルアーク溶接継手に関する。
近年、環境に対する規制が厳しくなっている。その中で、液化天然ガス（以下、ＬＮＧともいう）は、硫黄を含まないため、硫化物や硫黄酸化物等の大気汚染物質を発生させないクリーンな燃料と言われ、その需要が増加している。そして、ＬＮＧの輸送又は保管のために、ＬＮＧを輸送又は貯蔵する容器（タンク）は、ＬＮＧの液化温度である－１６２℃以下の温度で、優れた極低温衝撃靭性を保持することが求められている。
この優れた極低温衝撃靭性を保持することの必要性から、容器（タンク）等の材料として、従来、アルミニウム合金、９％Ｎｉ鋼、オーステナイト系ステンレス鋼等が用いられてきた。
しかしながら、アルミニウム合金は、引張強さが低いため、構造物の板厚を大きく設計する必要があり、また溶接作業性が低いという問題がある。また、９％Ｎｉ鋼は、溶接材料として高価なＮｉ基材料を用いることが必要なため、経済的に不利となる。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、高価であり、母材強度も低いという問題がある。
このような問題から、ＬＮＧを輸送又は貯蔵する容器用の材料として、最近では、Ｍｎを１０～３５質量％の範囲で含有する高Ｍｎ含有鋼材（以下、「高Ｍｎ鋼」ともいう。）の適用が検討されている。高Ｍｎ鋼は、極低温においても、金属組織がオーステナイト相であり、脆性破壊が発生せず、またオーステナイト系ステンレス鋼と比較して、高い強度を有するという特徴がある。しかしながら、高Ｍｎ鋼母材は、圧延による加工硬化で強度を向上させているが、溶接部においては、圧延による加工硬化の影響を受けないために母材と比較すると強度が低く、高Ｍｎ鋼本来の強度を十分に活かせないことが課題であった。そこで、高Ｍｎ鋼母材と同等の強度の溶接部を達成できる溶接材料及び溶接技術の開発が要望されていた。
例えば、特許文献１においては、高Ｍｎ鋼材の化学組成に対して溶接材料（ソリッドワイヤ）の化学組成及び溶接条件を調整し、溶接金属への鋼材の希釈率を制御することにより、溶接部の強度及び極低温衝撃靭性が規定値を満足させる方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、高Ｍｎ鋼材に合わせた溶接材料を選択する必要があるが、溶接材料製造のコストや工程を考慮すると、鋼材に合わせて溶接材料をその都度設計・製造するのは困難である。また、溶接条件を詳細に制御する必要があるために溶接施工管理が煩雑になってしまうという課題があった。
本発明は、上記の課題を解決し、溶接ワイヤの細かな成分調整や溶接条件の調整を必要とせず、簡便に高強度かつ極低温靭性に優れた高Ｍｎ鋼のガスメタルアーク溶接継手を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成するために、溶接金属部の特性に及ぼす各種元素の影響を鋭意検討し、母材及び溶接材料（ソリッドワイヤ）以外から溶接部に添加することが可能で、強度の向上に寄与する元素として、窒素（Ｎ）が特に有効であることを見出した。また、溶接金属内のＮ含有量を増加させると、固液共存温度範囲を狭める効果を有し、溶接金属部に発生する高温割れを抑制させる効果も発揮することを知見した。
さらに、シールドガス中に含有する窒素ガスからではなく、ソリッドワイヤのＮ含有量を０．４００質量％以下とすることで、ソリッドワイヤ中のＮからも溶接金属中にＮを安定的に固溶させることができることを見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成したものであり、その要旨は、次の通りである。
〔１〕シールドガスとソリッドワイヤを用いて溶接金属を形成してなる鋼材のガスメタルアーク溶接継手であって、
前記鋼材が、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であり、
前記鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％～０．７０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．００％、
Ｍｎ：１８．０％～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７％以下、
Ａｌ：０．０１０％～０．０７０％、
Ｃｒ：２．５０％～７．００％、
Ｎ：０．００５０％～０．０５００％、
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％～０．８０％、
Ｓｉ：０．１０％～１．００％、
Ｍｎ：１７．０％～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１％～０．１００％、
Ｃｒ：０．４％～５．５％、
Ｍｏ：０．０１％～３．５０％、
Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、
Ｎ：０．０２００％～０．１５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔２〕前記〔１〕において、前記鋼材の化学組成がさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１％～２．００％、
Ｖ：０．０１％～２．００％、
Ｗ：０．０１％～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％～４．００％、
ＲＥＭ：０．００１０％～０．０２００％及び
Ｂ：０．０００３％～０．００３０％
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔３〕前記〔１〕又は〔２〕において、前記溶接金属の化学組成がさらに、質量％で、
Ｖ：０．０１％～１．００％、
Ｔｉ：０．０１０％～１．０００％、
Ｎｂ：０．０１０％～１．０００％、
Ｗ：０．０１％～１．００％、
Ｃｕ：０．０１％～１．００％及び
Ｂ：０．００１５％以下
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔４〕前記〔１〕ないし〔３〕のいずれか一つにおいて、前記シールドガスが、下記の〔Ａ〕又は〔Ｂ〕のいずれかのガスであることを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔Ａ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス
〔Ｂ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガス及び５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス
〔５〕前記〔１〕ないし〔４〕のいずれか一つにおいて、前記ソリッドワイヤのＮ含有量が、質量％で、０．４０００％以下であることを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔６〕前記〔１〕ないし〔５〕のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔１〕シールドガスとソリッドワイヤを用いて溶接金属を形成してなる鋼材のガスメタルアーク溶接継手であって、
前記鋼材が、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であり、
前記鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％～０．７０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．００％、
Ｍｎ：１８．０％～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７％以下、
Ａｌ：０．０１０％～０．０７０％、
Ｃｒ：２．５０％～７．００％、
Ｎ：０．００５０％～０．０５００％、
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％～０．８０％、
Ｓｉ：０．１０％～１．００％、
Ｍｎ：１７．０％～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１％～０．１００％、
Ｃｒ：０．４％～５．５％、
Ｍｏ：０．０１％～３．５０％、
Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、
Ｎ：０．０２００％～０．１５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔２〕前記〔１〕において、前記鋼材の化学組成がさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１％～２．００％、
Ｖ：０．０１％～２．００％、
Ｗ：０．０１％～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％～４．００％、
ＲＥＭ：０．００１０％～０．０２００％及び
Ｂ：０．０００３％～０．００３０％
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔３〕前記〔１〕又は〔２〕において、前記溶接金属の化学組成がさらに、質量％で、
Ｖ：０．０１％～１．００％、
Ｔｉ：０．０１０％～１．０００％、
Ｎｂ：０．０１０％～１．０００％、
Ｗ：０．０１％～１．００％、
Ｃｕ：０．０１％～１．００％及び
Ｂ：０．００１５％以下
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔４〕前記〔１〕ないし〔３〕のいずれか一つにおいて、前記シールドガスが、下記の〔Ａ〕又は〔Ｂ〕のいずれかのガスであることを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔Ａ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス
〔Ｂ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガス及び５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス
〔５〕前記〔１〕ないし〔４〕のいずれか一つにおいて、前記ソリッドワイヤのＮ含有量が、質量％で、０．４０００％以下であることを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
〔６〕前記〔１〕ないし〔５〕のいずれか一つにおいて、前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。
本発明によれば、極低温環境下で使用される高Ｍｎ鋼用の溶接継手として、溶接金属の強度をさらに向上させ、高温割れの発生をより一層抑制できる溶接継手を容易に製造することができ、産業上格段の効果を奏する。
本発明は、前述したように、極低温環境下で使用される高Ｍｎ鋼用の溶接継手であり、母材又は溶接材料を変更せずとも、溶接金属の強度をさらに向上させ、高温割れの発生をより一層抑制できるガスメタルアーク溶接継手である。すなわち、本発明の溶接継手は、ＪＩＳ Ｚ ３００１－７の規定に準拠（シールドガス種を除く）したガスメタルアーク溶接により作製した溶接継手である。また、シールドガスに、９９．５％以上の炭酸ガス又は８０％Ａｒガスと２０％炭酸ガスを用いる一般的なガスメタルアーク溶接継手と比べ、ＪＩＳ Ｚ ３１１１に基づき作製した溶接金属の引張試験で、常温の降伏応力及び引張強さが平均１０ＭＰａ以上向上する。さらに、ＪＩＳ Ｚ ３１２８に基づき作製した溶接継手の溶接金属の試験温度：－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（以下、「vＥ-196」ともいう。）が２８Ｊ以上である優れた極低温衝撃靭性を有し、高温割れの発生がない。
［高Ｍｎ鋼（高Ｍｎ含有オーステナイト鋼）］
まず、母材となる鋼材について、説明する。使用する鋼材は、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であれば問われない。本発明において、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼の「高Ｍｎ含有」とは、鋼材組成におけるＭｎが、質量％で、１８．０％～３０．０％含有していることとした。また、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼のオーステナイト鋼とは、基地相（金属組織）がオーステナイト相である鋼材のことである。すなわち、鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、その鋼材は、低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき，鋼材の金属組織の基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイト組織であることが必須となる。なお、「基地相がオーステナイト相である」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを意味する。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相、あるいは炭化物などの析出物である。より好ましくは、オーステナイト相が９５％以上であり、１００％がさらに好ましい。
まず、母材となる鋼材について、説明する。使用する鋼材は、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であれば問われない。本発明において、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼の「高Ｍｎ含有」とは、鋼材組成におけるＭｎが、質量％で、１８．０％～３０．０％含有していることとした。また、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼のオーステナイト鋼とは、基地相（金属組織）がオーステナイト相である鋼材のことである。すなわち、鋼材の結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ）である場合、その鋼材は、低温環境下で脆性破壊を起こす可能性があるため、低温環境下での使用には適していない。ここに、低温環境下での使用を想定したとき，鋼材の金属組織の基地相は、結晶構造が面心立方構造（ｆｃｃ）であるオーステナイト組織であることが必須となる。なお、「基地相がオーステナイト相である」とは、オーステナイト相が面積率で９０％以上であることを意味する。オーステナイト相以外の残部は、フェライト相またはマルテンサイト相、あるいは炭化物などの析出物である。より好ましくは、オーステナイト相が９５％以上であり、１００％がさらに好ましい。
［鋼材の基本組成］
ここで、本発明に係る鋼材の化学組成を次に説明する。なお、本明細書において、「化学組成」における「％」は「質量％」であることを意味する。
本発明で使用する鋼材は、前述のＭｎを１８．０％～３０．０％含有する高Ｍｎ鋼材であり、他の基本組成としては、次のとおりである。Ｃ：０．１０％～０．７０％、Ｓｉ：０．０５％～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ａｌ：０．０１０％～０．０７０％、Ｃｒ：２．５０％～７．００％、Ｎ：０．００５０％～０．０５００％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下である。そして、残部がＦｅ、任意的選択組成及び不可避的不純物からなる化学組成を有する高Ｍｎ鋼である。化学組成の限定理由は、以下のとおりである。
ここで、本発明に係る鋼材の化学組成を次に説明する。なお、本明細書において、「化学組成」における「％」は「質量％」であることを意味する。
本発明で使用する鋼材は、前述のＭｎを１８．０％～３０．０％含有する高Ｍｎ鋼材であり、他の基本組成としては、次のとおりである。Ｃ：０．１０％～０．７０％、Ｓｉ：０．０５％～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ａｌ：０．０１０％～０．０７０％、Ｃｒ：２．５０％～７．００％、Ｎ：０．００５０％～０．０５００％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下である。そして、残部がＦｅ、任意的選択組成及び不可避的不純物からなる化学組成を有する高Ｍｎ鋼である。化学組成の限定理由は、以下のとおりである。
［Ｃ：０．１０％～０．７０％］
Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靭性を向上させる作用を有する安価で重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．１０％以上とする。好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは、０．２５％以上であり、さらに好ましくは、０．３０％以上であり、最も好ましくは、０．３５％以上である。一方、０．７０％を超えてＣを含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、極低温衝撃靱性が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．７０％以下とする。好ましくは、０．６５％以下であり、より好ましくは、０．６３％以下であり、さらに好ましくは、０．６１％以下であり、最も好ましくは、０．６０％以下である。
Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靭性を向上させる作用を有する安価で重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．１０％以上とする。好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは、０．２５％以上であり、さらに好ましくは、０．３０％以上であり、最も好ましくは、０．３５％以上である。一方、０．７０％を超えてＣを含有すると、Ｃｒ炭化物が過度に生成され、極低温衝撃靱性が低下する。このため、Ｃ含有量は、０．７０％以下とする。好ましくは、０．６５％以下であり、より好ましくは、０．６３％以下であり、さらに好ましくは、０．６１％以下であり、最も好ましくは、０．６０％以下である。
［Ｓｉ：０．０５％～１．００％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して固溶強化により鋼材の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上とする。好ましくは、０．０７％以上であり、より好ましくは、０．１０％以上であり、さらに好ましくは、０．１５％であり、最も好ましくは、０．２０％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．６５％以下であり、最も好ましくは、０．６０％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して固溶強化により鋼材の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上とする。好ましくは、０．０７％以上であり、より好ましくは、０．１０％以上であり、さらに好ましくは、０．１５％であり、最も好ましくは、０．２０％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．６５％以下であり、最も好ましくは、０．６０％以下である。
［Ｍｎ：１８．０％～３０．０％］
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させる作用を有する比較的安価な元素であり、高強度と優れた極低温衝撃靱性を両立するために重要な元素である。このような効果を得るためには、１８．０％以上の含有を必要とする。このため、Ｍｎ含有量は、１８．０％以上とする。好ましくは、２０．０％以上であり、より好ましくは、２２．０％以上であり、さらに好ましくは、２４．０％以上である。一方、３０．０％を超えて含有しても、極低温衝撃靱性を向上させる効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、３０．０％を超えて多量に含有すると、切断性の低下を招くとともに、Ｍｎ偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎ含有量は、３０．０％以下とする。好ましくは、２９．０％以下であり、より好ましくは、２８．５％以下であり、さらに好ましくは、２８．０％以下である。
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させる作用を有する比較的安価な元素であり、高強度と優れた極低温衝撃靱性を両立するために重要な元素である。このような効果を得るためには、１８．０％以上の含有を必要とする。このため、Ｍｎ含有量は、１８．０％以上とする。好ましくは、２０．０％以上であり、より好ましくは、２２．０％以上であり、さらに好ましくは、２４．０％以上である。一方、３０．０％を超えて含有しても、極低温衝撃靱性を向上させる効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、３０．０％を超えて多量に含有すると、切断性の低下を招くとともに、Ｍｎ偏析を助長し、応力腐食割れの発生を助長する。このため、Ｍｎ含有量は、３０．０％以下とする。好ましくは、２９．０％以下であり、より好ましくは、２８．５％以下であり、さらに好ましくは、２８．０％以下である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは、不純物として、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる元素であり、本発明では、可能なかぎり低減することが望ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２８％以下であり、より好ましくは、０．０２４％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、最も好ましくは、０．０１５％以下である。一方、Ｐ含有量を０．００２％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済的な観点から、Ｐ含有量は、０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物として、粒界に偏析し、応力腐食割れの発生起点となる元素であり、本発明では、可能なかぎり低減することが望ましいが、０．０３０％以下であれば許容できる。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２８％以下であり、より好ましくは、０．０２４％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、最も好ましくは、０．０１５％以下である。一方、Ｐ含有量を０．００２％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済的な観点から、Ｐ含有量は、０．００２％以上とすることが好ましい。
［Ｓ：０．００７％以下］
Ｓは、鋼中では、硫化物系介在物として存在し、鋼材、溶接金属の延性、極低温衝撃靭性を低下させる。このため、Ｓは、可能なかぎり低減することが望ましいが、０．００７％以下であれば許容できる。したがって、Ｓ含有量は、０．００７％以下とする。好ましくは、０．００５％以下であり、より好ましくは、０．００４％以下である。一方、Ｓを０．０００５％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Ｓ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓは、鋼中では、硫化物系介在物として存在し、鋼材、溶接金属の延性、極低温衝撃靭性を低下させる。このため、Ｓは、可能なかぎり低減することが望ましいが、０．００７％以下であれば許容できる。したがって、Ｓ含有量は、０．００７％以下とする。好ましくは、０．００５％以下であり、より好ましくは、０．００４％以下である。一方、Ｓを０．０００５％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Ｓ含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。
［Ａｌ：０．０１０％～０．０７０％］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼材の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上であり、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、０．０７０％を超えて含有すると、溶接時にＡｌが溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．０７０％以下とする。好ましくは、０．０６０％以下であり、より好ましくは、０．０５０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼材の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とする。好ましくは、０．０２０％以上であり、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、０．０７０％を超えて含有すると、溶接時にＡｌが溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．０７０％以下とする。好ましくは、０．０６０％以下であり、より好ましくは、０．０５０％以下である。
［Ｃｒ：２．５０％～７．００％］
Ｃｒは、オーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靱性の向上及び鋼材強度の向上に有効に寄与する元素である。また、微細結晶域を形成させるために効果的な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２．５０％以上とする。好ましくは、３．００％以上であり、より好ましくは、３．３０％以上であり、さらに好ましくは、３．５０％以上であり、最も好ましくは、４．００％以上である。一方、７．００％を超えてＣｒを含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温衝撃靭性及び耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、７．００％以下とする。好ましくは、６．８０％以下であり、より好ましくは、６．５０％以下であり、さらに好ましくは、６．００％以下である。
Ｃｒは、オーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靱性の向上及び鋼材強度の向上に有効に寄与する元素である。また、微細結晶域を形成させるために効果的な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２．５０％以上とする。好ましくは、３．００％以上であり、より好ましくは、３．３０％以上であり、さらに好ましくは、３．５０％以上であり、最も好ましくは、４．００％以上である。一方、７．００％を超えてＣｒを含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温衝撃靭性及び耐応力腐食割れ性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は、７．００％以下とする。好ましくは、６．８０％以下であり、より好ましくは、６．５０％以下であり、さらに好ましくは、６．００％以下である。
［Ｎ：０．００５０％～０．０５００％］
Ｎは、オーステナイト相を安定化する作用を有する元素であり、極低温衝撃靱性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．００５０％以上とする。好ましくは、０．００６０％以上であり、より好ましくは、０．００７０％以上であり、さらに好ましくは、０．００８０％以上である。一方、０．０５００％を超えて含有すると、鋼材製造過程で窒化物又は炭窒化物が粗大化し、極低温衝撃靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．０５００％以下とする。好ましくは、０．０４５０％以下であり、より好ましくは、０．０４００％以下であり、さらに好ましくは、０．０３５０％以下である。
Ｎは、オーステナイト相を安定化する作用を有する元素であり、極低温衝撃靱性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎ含有量は、０．００５０％以上とする。好ましくは、０．００６０％以上であり、より好ましくは、０．００７０％以上であり、さらに好ましくは、０．００８０％以上である。一方、０．０５００％を超えて含有すると、鋼材製造過程で窒化物又は炭窒化物が粗大化し、極低温衝撃靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．０５００％以下とする。好ましくは、０．０４５０％以下であり、より好ましくは、０．０４００％以下であり、さらに好ましくは、０．０３５０％以下である。
［Ｏ（酸素）：０．００５０％以下］
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼材の極低温衝撃靱性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）は、できるだけ低減することが好ましいが、０．００５０％以下であれば許容できる。このため、Ｏ（酸素）含有量は、０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。一方、Ｏ（酸素）を０．０００５％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Ｏ（酸素）は、０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００６％以上である。
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物系介在物として存在し、鋼材の極低温衝撃靱性を低下させる。このため、Ｏ（酸素）は、できるだけ低減することが好ましいが、０．００５０％以下であれば許容できる。このため、Ｏ（酸素）含有量は、０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。一方、Ｏ（酸素）を０．０００５％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済性の観点から、Ｏ（酸素）は、０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００６％以上である。
［鋼材の任意的選択組成］
上述した化学組成が高Ｍｎ鋼の好ましい基本組成であるが、この基本組成に加え、必要に応じて含有してもよい任意的選択組成を次に示す。それらは、Ｍｏ：０．０１％～２．００％、Ｖ：０．０１％～２．００％、Ｗ：０．０１％～２．００％、Ｎｉ：０．０１％～４．００％、ＲＥＭ：０．００１０％～０．０２００％及びＢ：０．０００３％～０．００３０％のうちの１種又は２種以上である。それぞれの組成の限定理由は、次のとおりである。
上述した化学組成が高Ｍｎ鋼の好ましい基本組成であるが、この基本組成に加え、必要に応じて含有してもよい任意的選択組成を次に示す。それらは、Ｍｏ：０．０１％～２．００％、Ｖ：０．０１％～２．００％、Ｗ：０．０１％～２．００％、Ｎｉ：０．０１％～４．００％、ＲＥＭ：０．００１０％～０．０２００％及びＢ：０．０００３％～０．００３０％のうちの１種又は２種以上である。それぞれの組成の限定理由は、次のとおりである。
［Ｍｏ、Ｖ及びＷ：０．０１％～２．００％］
Ｍｏ、Ｖ及びＷは、いずれも、オーステナイト相の安定化に寄与するとともに、鋼材の強度向上、極低温衝撃靭性の向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｏ、Ｖ及びＷの含有量をそれぞれ０．０１％以上含有することが好ましい。一方、Ｍｏ、Ｖ及びＷの含有量がそれぞれ２．００％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が増加し、破壊の起点となり、極低温衝撃靭性が低下する。このため、Ｍｏ、Ｖ及びＷを含有する場合には、２．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ、Ｖ及びＷの含有量いずれもが１．７０％以下であり、さらに好ましくは、１．５０％以下である。
Ｍｏ、Ｖ及びＷは、いずれも、オーステナイト相の安定化に寄与するとともに、鋼材の強度向上、極低温衝撃靭性の向上にも寄与する元素であり、必要に応じて１種又は２種以上選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｏ、Ｖ及びＷの含有量をそれぞれ０．０１％以上含有することが好ましい。一方、Ｍｏ、Ｖ及びＷの含有量がそれぞれ２．００％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が増加し、破壊の起点となり、極低温衝撃靭性が低下する。このため、Ｍｏ、Ｖ及びＷを含有する場合には、２．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ、Ｖ及びＷの含有量いずれもが１．７０％以下であり、さらに好ましくは、１．５０％以下である。
［Ｎｉ：０．０１％～４．００％］
Ｎｉは、オーステナイト相の安定化に寄与するとともに、オーステナイト粒界を強化する元素であり、鋼材の極低温衝撃靭性の向上にも寄与する元素である。このような効果をえるためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であり、４．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は、４．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、３．７５％以下であり、さらに好ましくは、３．５０％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト相の安定化に寄与するとともに、オーステナイト粒界を強化する元素であり、鋼材の極低温衝撃靭性の向上にも寄与する元素である。このような効果をえるためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であり、４．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は、４．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、３．７５％以下であり、さらに好ましくは、３．５０％以下である。
［ＲＥＭ：０．００１０％～０．０２００％］
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素であり、介在物の形態制御を介し、鋼材の靭性向上、さらには延性、耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００１０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１５％以上である。一方、０．０２００％を超えて含有すると、非金属介在物量が増加し、靭性、さらには延性、耐硫化物応力割れ性が低下することがある。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０２００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１８０％以下である。
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素であり、介在物の形態制御を介し、鋼材の靭性向上、さらには延性、耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００１０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１５％以上である。一方、０．０２００％を超えて含有すると、非金属介在物量が増加し、靭性、さらには延性、耐硫化物応力割れ性が低下することがある。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０２００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１８０％以下である。
［Ｂ：０．０００３％～０．００３０％］
Ｂは、粒界に偏析し、鋼材の靭性向上に寄与する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００８％以上である。一方、０．００３０％を超えて含有すると、粗大な窒化物や炭化物が増加し、靭性が低下することがある。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１８％以下である。
Ｂは、粒界に偏析し、鋼材の靭性向上に寄与する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００８％以上である。一方、０．００３０％を超えて含有すると、粗大な窒化物や炭化物が増加し、靭性が低下することがある。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１８％以下である。
［鋼材の残部組成］
上述した化学組成以外の残部組成は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕが例示でき、合計で０．０５％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び任意的選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
上述した化学組成以外の残部組成は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕが例示でき、合計で０．０５％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び任意的選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
［高Ｍｎ鋼の製造方法］
さらに、本発明で使用する高Ｍｎ鋼の好ましい製造方法について説明する。なお、以下に記載の方法以外の製造方法であっても、同等の高Ｍｎ鋼が得られれば良く、以下の製造方法に限定されるものではない。
さらに、本発明で使用する高Ｍｎ鋼の好ましい製造方法について説明する。なお、以下に記載の方法以外の製造方法であっても、同等の高Ｍｎ鋼が得られれば良く、以下の製造方法に限定されるものではない。
上述した鋼材組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等、常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法等の常用の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とする。なお、溶製に際しては、真空脱ガス炉等による２次精錬を実施してもよい。
得られた鋼素材は、さらに加熱され、熱間圧延及びその後の冷却を施されて、所定寸法の鋼材とされる。なお、加熱温度：１１００℃～１３００℃の範囲の温度で加熱し、仕上圧延終了温度：７９０℃～９８０℃で熱間圧延を終了し、直ちに冷却等を施すことにより、極低温衝撃靭性に優れた鋼材とすることができる。また、鋼材特性の調整のために、さらに、焼鈍処理等の熱処理を行ってもよい。
また、本発明で使用する高Ｍｎ鋼の好ましい機械的特性について説明する。上記した鋼材組成を有する極低温用の高強度鋼材で、板厚は、例えば、５ｍｍ～１０２ｍｍであり、常温の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であるのが好ましい。さらに、常温の引張強さが６６０ＭＰａ以上であるのが好ましく、より好ましくは、８００ＭＰａ以上である。
［溶接金属の基本組成］
本発明では、上述した高Ｍｎ鋼同士を、ガスメタルアーク溶接により一層又は多層の溶接金属からなる溶接金属部を形成した溶接継手とする。
本発明では、上述した高Ｍｎ鋼同士を、ガスメタルアーク溶接により一層又は多層の溶接金属からなる溶接金属部を形成した溶接継手とする。
本発明に係る溶接金属の基本組成は、次のとおりである。Ｃ：０．１５％～０．８０％、Ｓｉ：０．１０％～１．００％、Ｍｎ：１７．０％～３０．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１％～０．１００％、Ｃｒ：０．４％～５．５％、Ｍｏ：０．０１％～３．５０％、Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、Ｎ：０．０２００％～０．１５００％を含有し、残部Ｆｅ、任意的選択組成及び不可避的不純物からなる化学組成を有する溶接金属である。化学組成の限定理由は、以下のとおりである。
［Ｃ：０．１５％～０．８０％］
Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．１５％以上の含有を必要とする。このため、Ｃ含有量は、０．１５％以上とする。好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは、０．２５％以上であり、さらに好ましくは、０．２８％以下である。一方、０．８０％を超えて含有すると、炭化物が析出し、極低温衝撃靭性が低下し、さらに、溶接時の高温割れが生じやすくなる。そのため、Ｃ含有量は、０．８０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下であり、より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．６５％以下であり、最も好ましくは、０．６３％以下である。
Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．１５％以上の含有を必要とする。このため、Ｃ含有量は、０．１５％以上とする。好ましくは、０．２０％以上であり、より好ましくは、０．２５％以上であり、さらに好ましくは、０．２８％以下である。一方、０．８０％を超えて含有すると、炭化物が析出し、極低温衝撃靭性が低下し、さらに、溶接時の高温割れが生じやすくなる。そのため、Ｃ含有量は、０．８０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下であり、より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．６５％以下であり、最も好ましくは、０．６３％以下である。
［Ｓｉ：０．１０％～１．００％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、Ｍｎの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とする。このため、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上とする。好ましくは、０．１５％以上であり、より好ましくは、０．２０％以上であり、さらに好ましくは、０．２５％以上であり、最も好ましくは、０．２８％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接金属の極低温衝撃靭性を低下させる。また、Ｓｉは、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは、０．７５％以下であり、さらに好ましくは、０．７０％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、Ｍｎの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とする。このため、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上とする。好ましくは、０．１５％以上であり、より好ましくは、０．２０％以上であり、さらに好ましくは、０．２５％以上であり、最も好ましくは、０．２８％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接金属の極低温衝撃靭性を低下させる。また、Ｓｉは、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量は、１．００％以下とする。好ましくは、０．８０％以下であり、より好ましくは、０．７５％以下であり、さらに好ましくは、０．７０％以下である。
［Ｍｎ：１７．０％～３０．０％］
Ｍｎは、安価に、オーステナイト相を安定化する元素であり、本発明では１７．０％以上の含有を必要とする。Ｍｎが１７．０％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し、極低温衝撃靭性が著しく低下する。このため、Ｍｎ含有量は、１７．０％以上とする。好ましくは、１８．０％以上であり、より好ましくは、１９．０％以上である。一方、Ｍｎが３０．０％を超えると、凝固時に過度のＭｎ偏析が発生し、高温割れを誘発する。そのため、Ｍｎ含有量は、３０．０％以下とする。好ましくは、２８．０％以下であり、より好ましくは、２７．０％以下である。
Ｍｎは、安価に、オーステナイト相を安定化する元素であり、本発明では１７．０％以上の含有を必要とする。Ｍｎが１７．０％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し、極低温衝撃靭性が著しく低下する。このため、Ｍｎ含有量は、１７．０％以上とする。好ましくは、１８．０％以上であり、より好ましくは、１９．０％以上である。一方、Ｍｎが３０．０％を超えると、凝固時に過度のＭｎ偏析が発生し、高温割れを誘発する。そのため、Ｍｎ含有量は、３０．０％以下とする。好ましくは、２８．０％以下であり、より好ましくは、２７．０％以下である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下であり、より好ましくは、０．０１８％以下であり、さらに好ましくは、０．０１６％以下であり、最も好ましくは、０．０１４％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は、０．００２％以上に調整することが好ましい。
Ｐは、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２０％以下であり、より好ましくは、０．０１８％以下であり、さらに好ましくは、０．０１６％以下であり、最も好ましくは、０．０１４％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招く。そのため、Ｐ含有量は、０．００２％以上に調整することが好ましい。
［Ｓ：０．０３０％以下］
Ｓは、溶接金属中では、硫化物系介在物ＭｎＳとして存在する。ＭｎＳは、破壊の発生起点となるため、極低温衝撃靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以下であり、より好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１７％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は、０．００１％以上に調整することが好ましい。
Ｓは、溶接金属中では、硫化物系介在物ＭｎＳとして存在する。ＭｎＳは、破壊の発生起点となるため、極低温衝撃靭性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以下であり、より好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１７％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は、０．００１％以上に調整することが好ましい。
［Ａｌ：０．００１％～０．１００％］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する重要な作用を有する。また、Ａｌは、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となるため、Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。好ましくは、０．００５％以上であり、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、０．１００％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加する。そのため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは、０．０６０％以下であり、より好ましくは、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する重要な作用を有する。また、Ａｌは、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となるため、Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。好ましくは、０．００５％以上であり、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、０．１００％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加する。そのため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは、０．０６０％以下であり、より好ましくは、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
［Ｃｒ：０．４％～５．５％］
Ｃｒは、極低温ではオーステナイト相を安定化させる元素として働き、溶接金属の極低温破壊靭性を向上させる効果を有する。また、溶接金属の強度を向上させる効果、溶融メタルの液相線温度を高めて、溶接施工の際の溶接金属の高温割れを防止する効果、及び溶接金属の耐食性を向上させる効果も有する。Ｃｒ含有量が少なすぎると、これらの効果は得られない。このような効果を発揮するには、０．４％以上含有させる必要がある。好ましくは、０．６％以上であり、より好ましくは、０．８％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、溶接金属中にＣｒ炭化物が析出するので、溶接金属の極低温破壊靭性が低下するため、５．５％以下とする必要がある。好ましくは、５．０％以下であり、より好ましくは、４．５％以下である。
Ｃｒは、極低温ではオーステナイト相を安定化させる元素として働き、溶接金属の極低温破壊靭性を向上させる効果を有する。また、溶接金属の強度を向上させる効果、溶融メタルの液相線温度を高めて、溶接施工の際の溶接金属の高温割れを防止する効果、及び溶接金属の耐食性を向上させる効果も有する。Ｃｒ含有量が少なすぎると、これらの効果は得られない。このような効果を発揮するには、０．４％以上含有させる必要がある。好ましくは、０．６％以上であり、より好ましくは、０．８％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、溶接金属中にＣｒ炭化物が析出するので、溶接金属の極低温破壊靭性が低下するため、５．５％以下とする必要がある。好ましくは、５．０％以下であり、より好ましくは、４．５％以下である。
［Ｍｏ：０．０１％～３．５０％］
Ｍｏは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、溶接金属の強度を向上させる。また、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる作用も有する。このような効果を発現するためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは、０．３０％以上であり、より好ましくは、０．５０％以上であり、さらに好ましくは、１．００％以上である。一方、３．５０％を超えて含有すると、炭化物として析出し、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｍｏ含有量は、３．５０％以下とする。好ましくは、３．２０％以下であり、より好ましくは、３．００％以下であり、さらに好ましくは、２．５０％以下である。
Ｍｏは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、溶接金属の強度を向上させる。また、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる作用も有する。このような効果を発現するためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする必要がある。好ましくは、０．３０％以上であり、より好ましくは、０．５０％以上であり、さらに好ましくは、１．００％以上である。一方、３．５０％を超えて含有すると、炭化物として析出し、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｍｏ含有量は、３．５０％以下とする。好ましくは、３．２０％以下であり、より好ましくは、３．００％以下であり、さらに好ましくは、２．５０％以下である。
［Ｎｉ：０．０１％～１０．００％］
Ｎｉは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、極低温衝撃靱性を向上させる。また、Ｎｉは、オーステナイト相を安定化する効果もあるため、さらに含有量を増加すれば、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。この効果を発現させるためには，Ｎｉ含有量が０．０１％以上必要である。好ましくは、０．０２％以上であり、より好ましくは、０．０５％以上であり、さらに好ましくは、１．００％以上である。一方、Ｎｉは、高価な元素であり、１０．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は、１０．００％以下とする。好ましくは、８．００％以下であり、より好ましくは、７．００％以下であり、さらに好ましくは、６．５０％以下であり、最も好ましくは、６．００％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、極低温衝撃靱性を向上させる。また、Ｎｉは、オーステナイト相を安定化する効果もあるため、さらに含有量を増加すれば、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。この効果を発現させるためには，Ｎｉ含有量が０．０１％以上必要である。好ましくは、０．０２％以上であり、より好ましくは、０．０５％以上であり、さらに好ましくは、１．００％以上である。一方、Ｎｉは、高価な元素であり、１０．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は、１０．００％以下とする。好ましくは、８．００％以下であり、より好ましくは、７．００％以下であり、さらに好ましくは、６．５０％以下であり、最も好ましくは、６．００％以下である。
［Ｎ：０．０２００％～０．１５００％］
Ｎは、不可避的に混入する元素であるが、本発明では意図的に混入させる。Ｎは、Ｃと同様に、溶接金属の強度向上に有効に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、極低温衝撃靱性の安定的向上に寄与する。さらに、Ｎは、含有量を増加させると、固液共存温度範囲を狭める効果を有し、高Ｍｎ鋼の高温割れ発生を抑制させる添加元素である。このような効果は、０．０２００％以上の含有で顕著となる。このため、Ｎ含有量は、０．０２００％以上とする。好ましくは、０．０５００％以上であり、より好ましくは、０．０８００％以上であり、さらに好ましくは、０．１０００％以上である。一方、０．１５００％を超えて含有すると、窒化物を形成し、低温靱性が低下し、固溶Ｎが多くなり過ぎて、ブローホールやピットなどの溶接欠陥が発生する。そのため、Ｎは、０．１５００％以下とする。好ましくは、０．１４００％以下であり、より好ましくは、０．１３００％以下である。
Ｎは、不可避的に混入する元素であるが、本発明では意図的に混入させる。Ｎは、Ｃと同様に、溶接金属の強度向上に有効に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、極低温衝撃靱性の安定的向上に寄与する。さらに、Ｎは、含有量を増加させると、固液共存温度範囲を狭める効果を有し、高Ｍｎ鋼の高温割れ発生を抑制させる添加元素である。このような効果は、０．０２００％以上の含有で顕著となる。このため、Ｎ含有量は、０．０２００％以上とする。好ましくは、０．０５００％以上であり、より好ましくは、０．０８００％以上であり、さらに好ましくは、０．１０００％以上である。一方、０．１５００％を超えて含有すると、窒化物を形成し、低温靱性が低下し、固溶Ｎが多くなり過ぎて、ブローホールやピットなどの溶接欠陥が発生する。そのため、Ｎは、０．１５００％以下とする。好ましくは、０．１４００％以下であり、より好ましくは、０．１３００％以下である。
なお、溶接金属中へのＮの添加方法として、後述するように、ガスメタルアーク溶接時のシールドガスに窒素ガスを混合して添加する方法、あるいは、溶接材料であるソリッドワイヤ中のＮ含有量を増加させて添加する方法が可能である。
［溶接金属の任意的選択組成］
本発明の溶接金属は、上述した組成が基本の化学組成であるが、この化学組成に加えて、さらに、任意的選択組成として、必要に応じて、Ｖ：０．０１％～１．００％、Ｔｉ：０．０１０％～１．０００％、Ｎｂ：０．０１０％～１．０００％、Ｗ：０．０１％～１．００％、Ｃｕ：０．０１％～１．００％及びＢ：０．００１５％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を選択して含有することができる。それぞれの組成の限定理由は、次のとおりである。
本発明の溶接金属は、上述した組成が基本の化学組成であるが、この化学組成に加えて、さらに、任意的選択組成として、必要に応じて、Ｖ：０．０１％～１．００％、Ｔｉ：０．０１０％～１．０００％、Ｎｂ：０．０１０％～１．０００％、Ｗ：０．０１％～１．００％、Ｃｕ：０．０１％～１．００％及びＢ：０．００１５％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上を選択して含有することができる。それぞれの組成の限定理由は、次のとおりである。
［Ｖ：０．０１％～１．００％］
Ｖは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖを含有する場合には、０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｖを含有する場合には、１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは、０．６０％以下である。
Ｖは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖを含有する場合には、０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｖを含有する場合には、１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは、０．６０％以下である。
［Ｔｉ：０．０１０％～１．０００％］
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉは、０．０１０％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０１５％以上である。一方、Ｔｉが１．０００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は、１．０００％以下にすることが好ましい。より好ましくは、０．８００％以下であり、さらに好ましくは、０．６００％以下である。
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、Ｔｉは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉは、０．０１０％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０１５％以上である。一方、Ｔｉが１．０００％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は、１．０００％以下にすることが好ましい。より好ましくは、０．８００％以下であり、さらに好ましくは、０．６００％以下である。
［Ｎｂ：０．０１０％～１．０００％］
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂは、０．０１０％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０１５％以上である。一方、Ｎｂが１．０００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は、１．０００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８００％以下であり、さらに好ましくは０．７００％以下であり、最も好ましくは、０．６００％以下である。
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂは、０．０１０％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０１５％以上である。一方、Ｎｂが１．０００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は、１．０００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８００％以下であり、さらに好ましくは０．７００％以下であり、最も好ましくは、０．６００％以下である。
［Ｗ：０．０１％～１．００％］
Ｗは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、さらに、オーステナイト相の安定化に寄与し、極低温衝撃靭性を向上させる。また、Ｗは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｗを０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上であり、さらに好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｗが１．００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｗ含有量は、１．００％以下にすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは、０．６０％以下である。
Ｗは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する元素であり、さらに、オーステナイト相の安定化に寄与し、極低温衝撃靭性を向上させる。また、Ｗは、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｗを０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上であり、さらに好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｗが１．００％を超えると、炭化物が粗大化して、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招く。そのため、Ｗ含有量は、１．００％以下にすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは、０．６０％以下である。
［Ｃｕ：０．０１％～１．００％］
Ｃｕは、オーステナイト相を安定化する元素であり、極低温でもオーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０４％以上である。一方、Ｃｕが１．００％を超えて多量に含有すると、凝固時に偏析し、溶接時の高温割れを誘発する。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下である。
Ｃｕは、オーステナイト相を安定化する元素であり、極低温でもオーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０４％以上である。一方、Ｃｕが１．００％を超えて多量に含有すると、凝固時に偏析し、溶接時の高温割れを誘発する。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下である。
［Ｂ：０．００１５％以下］
Ｂは、粒界に偏析し、鋼材の靭性向上に寄与する作用を有する元素であるが、０．００１５％を超えて含有すると、粗大な窒化物や炭化物が増加し、靭性が低下する。このため、Ｂ含有量は、０．００１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以下であり、さらに好ましくは、０．０００７％以下である。
Ｂは、粒界に偏析し、鋼材の靭性向上に寄与する作用を有する元素であるが、０．００１５％を超えて含有すると、粗大な窒化物や炭化物が増加し、靭性が低下する。このため、Ｂ含有量は、０．００１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以下であり、さらに好ましくは、０．０００７％以下である。
［溶接金属の残部組成］
上記した化学組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｈ、Ｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｒｅ、ＲＥＭなどが例示でき、合計で０．０１００％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
上記した化学組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｈ、Ｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｒｅ、ＲＥＭなどが例示でき、合計で０．０１００％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
なお、溶接金属の化学組成は、主に、母材とガスメタルアーク溶接用ワイヤなどの溶接材料の流入割合によって決定する。
［溶接方法、溶接条件］
次に、本発明の溶接継手を作製するために好適なガスメタルアーク溶接方法に関する溶接条件等の具体例を例示して説明する。溶接した溶接継手の溶接金属部断面の一例を図１に示す。母材１となる鋼材の板厚ｔは、５ｍｍ～１０２ｍｍである。
次に、本発明の溶接継手を作製するために好適なガスメタルアーク溶接方法に関する溶接条件等の具体例を例示して説明する。溶接した溶接継手の溶接金属部断面の一例を図１に示す。母材１となる鋼材の板厚ｔは、５ｍｍ～１０２ｍｍである。
後述する試験片を作製する場合は、ＪＩＳ Ｚ ３１１１に準拠して、この母材１を突き合わせて、開先角度θが３５°～６０°のＶ開先を形成する。ガスメタルアーク溶接用の電極として、１．０ｍｍφ～１．６ｍｍφのソリッドワイヤを用いることができる。予熱は行わなくてもよい。
その他の溶接条件は、電流：１８０Ａ～３００Ａ（ＤＣＥＰ）、電圧：２０Ｖ～３０Ｖ、溶接速度：１０ｃｍ／ｍｉｎ～２５ｃｍ／ｍｉｎ、溶接入熱量：１６．０ｋＪ／ｃｍ～５０．０ｋＪ／ｃｍで実施する。ここで、電流が１８０Ａ未満では、十分にワイヤを溶融することができずアークが不安定となり、３００Ａを超えると溶滴の移行が不安定となり、多量のスパッタが発生するからである。また、溶接入熱量が１６．０ｋＪ／ｃｍ未満では、投入熱量が低く、母材と溶接金属が適切に融合せずにハンピングビードとなり、５０．０ｋＪ／ｃｍを超えると、ビード形状が不整となるからである。より好ましくは、１８．０ｋＪ／ｃｍ～２８．０ｋＪ／ｃｍである。さらに好ましくは、２０．０ｋＪ／ｃｍ～２２．０ｋＪ／ｃｍである。また、パス間温度は１５０℃以下とするのが好ましい。
溶接姿勢としては、下向き、横向き、上向き、立向き上進などが例示できる。また、開先形状は、図１に示すＶ開先の他に、レ開先、Ｋ開先、Ｘ開先などでもよい。開先角度θは、前述のように、３５°～６０°とするのが好ましく、より好ましくは、４０°～５５°である。
前述の溶接条件で、１層又は多層の溶接により、Ｖ開先内に溶接金属２が形成されるが、その溶接金属２は、溶接金属の層３が多層に積み重なった形態である。なお、本発明の溶接方法（溶接条件）を外れる場合には、溶接金属の層３の一部に高温割れ４などの溶接欠陥が発生するが、本発明の溶接方法においては、そのような高温割れ４などの溶接欠陥が発生することはない。
［シールドガス］
本発明では、ガスメタルアーク溶接のシールドガスとして、〔Ａ〕体積％で、１．０％以上３０．０％未満の窒素（Ｎ2）ガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるシールドガスを用いる。または、〔Ｂ〕体積％で、１．０％以上３０．０％未満の窒素ガス及び５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるシールドガスを用いる。以上の〔Ａ〕又は〔Ｂ〕のいずれかを選択して用いれば良い。なお、以下、ガス成分含有量における「％」は、「体積％」であることを意味する。
本発明では、ガスメタルアーク溶接のシールドガスとして、〔Ａ〕体積％で、１．０％以上３０．０％未満の窒素（Ｎ2）ガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるシールドガスを用いる。または、〔Ｂ〕体積％で、１．０％以上３０．０％未満の窒素ガス及び５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるシールドガスを用いる。以上の〔Ａ〕又は〔Ｂ〕のいずれかを選択して用いれば良い。なお、以下、ガス成分含有量における「％」は、「体積％」であることを意味する。
このシールドガスの窒素は、高Ｍｎ鋼の溶接金属中に固溶すると、固溶強化により溶接金属及び溶接継手の強度を向上させる元素である。さらに、溶接金属中のＮ含有量を増加させると固液共存温度範囲を縮小させる傾向を示し、高温割れ感受性を改善させる。このような効果を得るためには、シールドガス中に１．０％以上の窒素の含有を必要とする。したがって、シールドガス中の窒素含有量は、１．０％以上とした。なお、好ましくは、５．０％以上であり、より好ましくは、１０．０％以上である。一方で、３０．０％以上の窒素がシールドガス中に含まれると、アークが不安定となり、ブローホールやピットなどの溶接欠陥が多量に発生し、継手特性を劣化させる。そのため、シールドガス中の窒素含有量は３０．０％未満とする。なお、好ましくは、２５．０％以下であり、より好ましくは、２０．０％以下である。
次に、シールドガスの残部である炭酸（ＣＯ2）ガスについて説明する。炭酸ガスは、シールドガスとして最も使用されるガスであり、Ａｒガスなどと比べて安価であり、溶け込みが深いことが特徴である。
この炭酸ガスを残部ガスとして用いるのが、前述の〔Ａ〕のシールドガスである。この場合の炭酸ガスの含有量は、前記窒素ガスの含有量（１．０％以上３０．０％未満）を除く残部であり、炭酸ガスの含有量は、７０．０％超９９．０％以下となる。
これに対し、前述の〔Ｂ〕のシールドガスのように、炭酸ガス単独ではなく、不活性ガスであるＡｒガスと混合して用いても良い。この〔Ｂ〕の混合ガスを用いる場合には、一般的に手に入り易いＡｒガス：炭酸ガス＝４：１で混合されているガスを用いるのが好ましい。したがって、〔Ｂ〕の混合ガスの窒素ガス以外の含有量も、７０．０％超９９．０％以下となるので、Ａｒガスと炭酸ガスのそれぞれの含有量は、５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスと１４．０％超１９．８％以下の炭酸ガスとなる。
なお、不可避的不純物とは、窒素ガス、炭酸ガス及びＡｒガスを除くそれ以外のガスであり、酸素（Ｏ2）ガス、水素（Ｈ2）ガス、などが例示される。
また、シールドガスのガス流量は、１０Ｌ／ｍｉｎ～３０Ｌ／ｍｉｎが好ましい。より好ましくは、１５Ｌ／ｍｉｎ～２５Ｌ／ｍｉｎである。
以上のように、体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガスを含有するシールドガスを用いることにより、溶接金属中のＮ含有量が０．０２００％～０．１５００％となり、溶接金属中にＮが固溶し、溶接金属及び溶接継手の強度を向上させることが可能となる。
［ソリッドワイヤの基本組成］
本発明は、上述した高Ｍｎ鋼同士を、ガスメタルアーク溶接方法により１層又は多層の溶接金属からなる溶接金属部を形成した溶接継手である。この時に使用するソリッドワイヤとして、好ましい化学組成を以下に示す。なお、以下、ソリッドワイヤの「化学組成」における「％」は、「質量％」であることを意味する。
本発明は、上述した高Ｍｎ鋼同士を、ガスメタルアーク溶接方法により１層又は多層の溶接金属からなる溶接金属部を形成した溶接継手である。この時に使用するソリッドワイヤとして、好ましい化学組成を以下に示す。なお、以下、ソリッドワイヤの「化学組成」における「％」は、「質量％」であることを意味する。
本発明で使用するソリッドワイヤとして好ましい基本組成は、Ｎ：０．４０００％以下を含有する。さらに好ましい基本組成は、次のとおりである。Ｃ：０．２０％～０．８０％、Ｓｉ：０．１５％～１．００％、Ｍｎ：１７．０％～２８．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、Ｃｒ：０．４％～４．０％、Ｍｏ：０．０１％～３．５０％を含有する。さらに、Ｂ：０．００１５％未満を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。それぞれの化学組成の限定理由は、次のとおりである。
［Ｎ：０．４０００％以下］
溶接金属中のＮ含有量を増加させるために、従来の炭酸ガス又は炭酸ガスとアルゴンガスの混合ガスによるシールドガスを用いた場合には、溶接金属中へのＮ含有量が増加しないことから、Ｎ含有量を増加させたワイヤを用いることが好ましい。この場合には、ワイヤのＮ含有量は、０．４０００％以下とするのが好ましい。ワイヤのＮ含有量が、０．４０００％を超えると、溶接金属中への添加量が過多となり、粒界強度と比べて粒内強度が過度に強くなるため、粒界から破壊が発生し、極低温衝撃靭性が悪化することがある。したがって、シールドガスに従来の炭酸ガス又は炭酸ガスとアルゴンガスの混合ガスによるシールドガスを用いた場合には、Ｎ含有量は、０．４０００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．３８００％以下であり、さらに好ましくは、０．３６００％以下である。
溶接金属中のＮ含有量を増加させるために、従来の炭酸ガス又は炭酸ガスとアルゴンガスの混合ガスによるシールドガスを用いた場合には、溶接金属中へのＮ含有量が増加しないことから、Ｎ含有量を増加させたワイヤを用いることが好ましい。この場合には、ワイヤのＮ含有量は、０．４０００％以下とするのが好ましい。ワイヤのＮ含有量が、０．４０００％を超えると、溶接金属中への添加量が過多となり、粒界強度と比べて粒内強度が過度に強くなるため、粒界から破壊が発生し、極低温衝撃靭性が悪化することがある。したがって、シールドガスに従来の炭酸ガス又は炭酸ガスとアルゴンガスの混合ガスによるシールドガスを用いた場合には、Ｎ含有量は、０．４０００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．３８００％以下であり、さらに好ましくは、０．３６００％以下である。
しかしながら、前述したシールドガスに体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガスを含有したガスを用いて、窒素ガスから溶接金属内にＮを添加する方法の場合には、ワイヤのＮ含有量が高いと、溶接金属中のＮ含有量が過多となり、極低温衝撃靭性が悪化する。そのためには、ワイヤのＮ含有量を０．１２００％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは、０．１１００％以下であり、さらに好ましくは、０．１０００％以下である。
なお、Ｎは、溶接金属の粒内強度の向上に有効に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、極低温衝撃靱性の安定的向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｎ含有量は、０．００３０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．００４０％以上であり、さらに好ましくは、０．００６０％以上である。
［Ｃ：０．２０％～０．８０％］
Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる作用を有する安価で重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．２０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．２５％以上であり、さらに好ましくは、０．２８％以上である。一方、０．８０％を超えて含有すると、溶接金属中に炭化物が過度に生成され、極低温衝撃靭性が低下し、さらに、溶接時の高温割れが生じやすくなることがある。そのため、Ｃ含有量は、０．８０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．７５％以下であり、さらに好ましくは、０．７０％以下であり、最も好ましくは、０．６３％以下である。
Ｃは、固溶強化により、溶接金属の強度を上昇させる作用を有する元素であり、また、Ｃは、オーステナイト相を安定化させ、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる作用を有する安価で重要な元素である。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．２０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．２５％以上であり、さらに好ましくは、０．２８％以上である。一方、０．８０％を超えて含有すると、溶接金属中に炭化物が過度に生成され、極低温衝撃靭性が低下し、さらに、溶接時の高温割れが生じやすくなることがある。そのため、Ｃ含有量は、０．８０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．７５％以下であり、さらに好ましくは、０．７０％以下であり、最も好ましくは、０．６３％以下である。
［Ｓｉ：０．１５％～１．００％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、Ｍｎの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．１８％以上であり、さらに好ましくは、０．２０％以上であり、最も好ましくは、０．２５％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接金属の極低温衝撃靭性を低下させ、また、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を悪化させることがある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．９０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは、０．７５％以下であり、最も好ましくは、０．７０％以下である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、Ｍｎの歩留りを高めるとともに、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持する効果がある。そのような効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．１５％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．１８％以上であり、さらに好ましくは、０．２０％以上であり、最も好ましくは、０．２５％以上である。一方、１．００％を超えて含有すると、溶接金属の極低温衝撃靭性を低下させ、また、凝固時に偏析し、凝固セル界面に液相を生成して、耐高温割れ性を悪化させることがある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．９０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．８０％以下であり、さらに好ましくは、０．７５％以下であり、最も好ましくは、０．７０％以下である。
［Ｍｎ：１７．０％～２８．０％］
Ｍｎは、安価に、オーステナイト相を安定化させる作用を有する元素であるが、Ｍｎ含有量が１７．０％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し、極低温衝撃靭性が著しく低下することがある。このため、Ｍｎ含有量は、１７．０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、１８．０％以上であり、さらに好ましくは、１８．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２８．０％を超えると、積層欠陥エネルギーが上がり変形中の抵抗が下がるため、強度が低下することがある。そのため、Ｍｎ含有量は、２８．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、２７．０％以下であり、さらに好ましくは、２６．０％以下である。
Ｍｎは、安価に、オーステナイト相を安定化させる作用を有する元素であるが、Ｍｎ含有量が１７．０％未満では、溶接金属中にフェライト相が生成し、極低温衝撃靭性が著しく低下することがある。このため、Ｍｎ含有量は、１７．０％以上とするのが好ましい。より好ましくは、１８．０％以上であり、さらに好ましくは、１８．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２８．０％を超えると、積層欠陥エネルギーが上がり変形中の抵抗が下がるため、強度が低下することがある。そのため、Ｍｎ含有量は、２８．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、２７．０％以下であり、さらに好ましくは、２６．０％以下である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
Ｐは、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、可能なかぎり低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１８％以下であり、最も好ましくは０．０１４％以下である。一方、Ｐ含有量を０．００２％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済的な観点からは、Ｐ含有量は、０．００２％以上とするのが好ましい。
Ｐは、結晶粒界に偏析し、高温割れを誘発する元素であり、本発明では、可能なかぎり低減することが好ましいが、０．０３０％以下であれば、許容できる。そのため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１８％以下であり、最も好ましくは０．０１４％以下である。一方、Ｐ含有量を０．００２％未満と極端に低減するには、長時間の精錬を必要とし、精錬コストが高騰する。このため、経済的な観点からは、Ｐ含有量は、０．００２％以上とするのが好ましい。
［Ｓ：０．０３０％以下］
Ｓは、溶接金属中では、硫化物系介在物ＭｎＳとして存在する。ＭｎＳは、破壊の発生起点となるため、極低温衝撃靭性を低下させることがある。そのため、Ｓ含有量は、０．０３０％以下にするのが好ましい。より好ましくは、０．０２５％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、最も好ましくは、０．０１７％以下である。一方、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｓは、溶接金属中では、硫化物系介在物ＭｎＳとして存在する。ＭｎＳは、破壊の発生起点となるため、極低温衝撃靭性を低下させることがある。そのため、Ｓ含有量は、０．０３０％以下にするのが好ましい。より好ましくは、０．０２５％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、最も好ましくは、０．０１７％以下である。一方、過度の低減は、精練コストの高騰を招く。そのため、Ｓ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
［Ｎｉ：０．０１％～１０．００％］
Ｎｉは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、極低温衝撃靱性を向上させる。また、Ｎｉは、オーステナイト相を安定化する効果もあるため、さらに含有量を増加すれば、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、１．００％以上である。一方、Ｎｉは、高価な元素であり、１０．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は、１０．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、８．００％以下であり、さらに好ましくは、７．００％以下であり、最も好ましくは、６．００％以下である。
Ｎｉは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、極低温衝撃靱性を向上させる。また、Ｎｉは、オーステナイト相を安定化する効果もあるため、さらに含有量を増加すれば、オーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、１．００％以上である。一方、Ｎｉは、高価な元素であり、１０．００％を超える含有は、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量は、１０．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、８．００％以下であり、さらに好ましくは、７．００％以下であり、最も好ましくは、６．００％以下である。
［Ｃｒ：０．４％～４．０％］
Ｃｒは、極低温でオーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靱性の向上及び溶接金属強度の向上に有効に寄与する元素である。また、Ｃｒは、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、高温割れの発生を抑制するのに有効に作用する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．４％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．８％以上であり、さらに好ましくは、１．０％以上であり、最も好ましくは、１．２％以上である。一方、４．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温衝撃靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｃｒ含有量は、４．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、３．５％以下であり、さらに好ましくは、３．２％以下であり、最も好ましくは、２．８％以下である。
Ｃｒは、極低温でオーステナイト相を安定化させ、極低温衝撃靱性の向上及び溶接金属強度の向上に有効に寄与する元素である。また、Ｃｒは、溶融金属の固液共存領域の温度範囲を狭め、高温割れの発生を抑制するのに有効に作用する。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．４％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．８％以上であり、さらに好ましくは、１．０％以上であり、最も好ましくは、１．２％以上である。一方、４．０％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が生成し、極低温衝撃靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｃｒ含有量は、４．０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、３．５％以下であり、さらに好ましくは、３．２％以下であり、最も好ましくは、２．８％以下である。
［Ｍｏ：０．０１％～３．５０％］
Ｍｏは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、溶接金属の強度を向上させる。また、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる作用も有する。そのような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．５０％以上であり、さらに好ましくは、１．００％以上であり、最も好ましくは、１．５０％以上である。一方、３．５０％を超えて含有すると、溶接金属の強度を上昇させる効果は限定的となり、また炭化物として析出し、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｍｏ含有量は、３．５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、３．３０％以下であり、さらに好ましくは、３．１０％以下であり、最も好ましくは、３．００％以下である。
Ｍｏは、オーステナイト粒界を強化する元素であり、粒界に偏析し、溶接金属の強度を向上させる。また、固溶強化により溶接金属の強度を向上させる作用も有する。そのような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．５０％以上であり、さらに好ましくは、１．００％以上であり、最も好ましくは、１．５０％以上である。一方、３．５０％を超えて含有すると、溶接金属の強度を上昇させる効果は限定的となり、また炭化物として析出し、破壊の発生起点となり、極低温衝撃靭性の低下を招くことがある。そのため、Ｍｏ含有量は、３．５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、３．３０％以下であり、さらに好ましくは、３．１０％以下であり、最も好ましくは、３．００％以下である。
［Ｂ：０．００１５％未満］
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析する元素の一つである。Ｂが０．００１５％以上混入した場合は、オーステナイト粒界で窒化ホウ素を形成し、強度を低下させ、さらに、窒化ホウ素が破壊の起点となり、極低温衝撃靭性を低下させることがある。そのため、Ｂ含有量は、０．００１５％未満とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以下であり、さらに好ましくは、０．０００５％以下である。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析する元素の一つである。Ｂが０．００１５％以上混入した場合は、オーステナイト粒界で窒化ホウ素を形成し、強度を低下させ、さらに、窒化ホウ素が破壊の起点となり、極低温衝撃靭性を低下させることがある。そのため、Ｂ含有量は、０．００１５％未満とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１０％以下であり、さらに好ましくは、０．０００５％以下である。
［ソリッドワイヤの任意的選択組成］
上述した化学組成が本発明で用いるワイヤとして好ましい基本組成であるが、この基本組成に加え、必要に応じて、次の任意的選択組成を含有してもよい。それらは、Ｖ：０．０１％～０．０４％、Ｔｉ：０．０１％～０．０４％、Ｎｂ：０．０１％～０．０４％、Ｃｕ：０．０１％～１．００％、Ａｌ：０．００２％～０．１００％、のうちから選ばれた１種又は２種以上である。それらの組成の限定理由は、次のとおりである。
上述した化学組成が本発明で用いるワイヤとして好ましい基本組成であるが、この基本組成に加え、必要に応じて、次の任意的選択組成を含有してもよい。それらは、Ｖ：０．０１％～０．０４％、Ｔｉ：０．０１％～０．０４％、Ｎｂ：０．０１％～０．０４％、Ｃｕ：０．０１％～１．００％、Ａｌ：０．００２％～０．１００％、のうちから選ばれた１種又は２種以上である。それらの組成の限定理由は、次のとおりである。
［Ｖ：０．０１％～０．０４％］
Ｖは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。一方、０．０４％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、ワイヤの伸線加工時に割れの発生起点となり、伸線加工性を低下させ、ワイヤの製造性を低下させることがある。そのため、Ｖ含有量は、０．０４％以下とするのが好ましい。
Ｖは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。一方、０．０４％を超えて含有すると、炭化物が粗大化して、ワイヤの伸線加工時に割れの発生起点となり、伸線加工性を低下させ、ワイヤの製造性を低下させることがある。そのため、Ｖ含有量は、０．０４％以下とするのが好ましい。
［Ｔｉ：０．０１％～０．０４％］
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０４％を超えると、炭化物が粗大化して、ソリッドワイヤの伸線加工時に割れの発生起点となり、伸線加工性を低下させ、ワイヤの製造性を低下させることがある。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０４％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
Ｔｉは、炭化物形成元素であり、微細な炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０４％を超えると、炭化物が粗大化して、ソリッドワイヤの伸線加工時に割れの発生起点となり、伸線加工性を低下させ、ワイヤの製造性を低下させることがある。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０４％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
［Ｎｂ：０．０１％～０．０４％］
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０４％を超えると、炭化物が粗大化して、ソリッドワイヤの伸線加工時に割れの発生起点となり、伸線加工性を低下させ、ワイヤの製造性を低下させることがある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．０４％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
Ｎｂは、炭化物形成元素であり、炭化物を析出させて、溶接金属の強度向上に寄与する。また、溶接金属の凝固セル界面に炭化物を析出させて、高温割れの発生抑制に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０４％を超えると、炭化物が粗大化して、ソリッドワイヤの伸線加工時に割れの発生起点となり、伸線加工性を低下させ、ワイヤの製造性を低下させることがある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．０４％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０３％以下である。
［Ｃｕ：０．０１％～１．００％］
Ｃｕは、オーステナイト相を安定化する元素であり、極低温でもオーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上であり、さらに好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性が低下し、ワイヤの製造性が低下することがある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．５０％以下である。
Ｃｕは、オーステナイト相を安定化する元素であり、極低温でもオーステナイト相を安定化させて、溶接金属の極低温衝撃靭性を向上させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上であり、さらに好ましくは、０．２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間延性が低下し、ワイヤの製造性が低下することがある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．５０％以下である。
［Ａｌ：０．００２％～０．１００％］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持し、スパッタの発生を低減する重要な作用を有する。また、溶融金属の液相線温度を高め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果を得るには、Ａｌ含有量は、０．００２％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上であり、さらに好ましくは、０．０２０％以上である。一方、０．１００％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、スパッタの増加や、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加することがある。そのため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０６０％以下であり、さらに好ましくは、０．０５０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、溶融金属の粘性を高め、ビード形状を安定的に保持し、スパッタの発生を低減する重要な作用を有する。また、溶融金属の液相線温度を高め、溶接金属の高温割れ発生の抑制に寄与する。このような効果を得るには、Ａｌ含有量は、０．００２％以上とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１０％以上であり、さらに好ましくは、０．０２０％以上である。一方、０．１００％を超えて含有すると、溶融金属の粘性が高くなりすぎて、逆に、スパッタの増加や、ビードが広がらず融合不良などの欠陥が増加することがある。そのため、Ａｌ含有量は、０．１００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０６０％以下であり、さらに好ましくは、０．０５０％以下である。
［ソリッドワイヤの残部組成］
上述した化学組成以外の残部組成は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｈ、Ｏ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｒｅなどが例示でき、合計で０．０１０％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び任意的選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
上述した化学組成以外の残部組成は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｈ、Ｏ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｒｅなどが例示でき、合計で０．０１０％以下であれば許容できる。また、前述の基本組成及び任意的選択組成を満足する限り、これら以外の元素を含有させても良く、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するものではない。
まず、試験材として、表１に示す組成の極低温用高Ｍｎ鋼材（板厚：２０ｍｍ）を用意した。また、表２に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊１００ｋｇを得、その得られた鋼塊を、１２００℃に加熱した後、熱間圧延し、ついで冷間圧延（伸線）して、１．２ｍｍΦのガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤを得た。
上記の表１の鋼材を、ＪＩＳ Ｚ ３１１１に準拠して、突き合わせて、５０°Ｖ形開先を形成した（図１参照）。そして、上記の表２のソリッドワイヤを溶接材料として、電流２００Ａ～２５０Ａ、電圧２４Ｖ～２６Ｖ、溶接速度１４ｃｍ／ｍｉｎ、ガス流量２０Ｌ／ｍｉｎの溶接条件で、溶極式のガスメタルアーク溶接を行って、前記Ｖ形開先内に溶着金属を有する溶接継手を得た。表３に各溶接条件を示す。
［溶接金属の成分分析］
溶接継手の溶接金属部において、板厚中心かつ溶接線中心部より５ｍｍ角のブロックを採取し、不活性ガス融解－熱伝導度法によって溶接金属中の各組成の含有量を測定した。なお、Ｎ含有量は、溶接金属中のトータルＮ量を測定した。その結果を表４に示す。
溶接継手の溶接金属部において、板厚中心かつ溶接線中心部より５ｍｍ角のブロックを採取し、不活性ガス融解－熱伝導度法によって溶接金属中の各組成の含有量を測定した。なお、Ｎ含有量は、溶接金属中のトータルＮ量を測定した。その結果を表４に示す。
［耐高温割れ性の評価］
溶接後、ミクロカッターにて溶接線方向中心位置より、観察面が溶接線と垂直な断面である厚さ１０ｍｍのマクロ試験片を採取し、溶接金属の断面を光学顕微鏡で観察し（３０倍）、高温割れの有無を判定した。なお、高温割れは、光学顕微鏡での組織写真中において、開口部が観察されれば、高温割れとして判定した。高温割れの発生が認められる場合は、高温割れが「有」と評価した。高温割れの発生が認められない場合は、「無」と評価した。
溶接後、ミクロカッターにて溶接線方向中心位置より、観察面が溶接線と垂直な断面である厚さ１０ｍｍのマクロ試験片を採取し、溶接金属の断面を光学顕微鏡で観察し（３０倍）、高温割れの有無を判定した。なお、高温割れは、光学顕微鏡での組織写真中において、開口部が観察されれば、高温割れとして判定した。高温割れの発生が認められる場合は、高温割れが「有」と評価した。高温割れの発生が認められない場合は、「無」と評価した。
［溶接金属の機械的特性］
得られた溶接金属から、ＪＩＳ Ｚ ３１１１の規定に準拠して、引張試験片（平行部径６ｍｍΦ）及びシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験及び衝撃試験を実施した。なお、試験片（Ｖノッチ）の採取位置を図２に示す。試験片６のＶノッチ８の方向は、母材１の表面に垂直である。試験片６の中心線７が母材１の板厚ｔの中間点（１／２ｔ）の位置を通り、Ｖノッチ８の位置が溶接金属２の溶融線５間の中間点（溶接金属中央）の位置となるように、試験片６を採取した。
得られた溶接金属から、ＪＩＳ Ｚ ３１１１の規定に準拠して、引張試験片（平行部径６ｍｍΦ）及びシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験及び衝撃試験を実施した。なお、試験片（Ｖノッチ）の採取位置を図２に示す。試験片６のＶノッチ８の方向は、母材１の表面に垂直である。試験片６の中心線７が母材１の板厚ｔの中間点（１／２ｔ）の位置を通り、Ｖノッチ８の位置が溶接金属２の溶融線５間の中間点（溶接金属中央）の位置となるように、試験片６を採取した。
引張試験は、室温で、各３本実施し、得られた値（０．２％耐力）の平均値を、当該ワイヤを用いた溶接金属の引張特性とした。ここで、シールドガス種の違いによって、溶接金属の常温（２５℃）の降伏応力（０．２％耐力）及び引張強さが平均２０ＭＰａ以上向上したものを機械的特性が良好であると評価した。
また、シャルピー衝撃試験は、各３本実施し、試験温度：－１９６℃における吸収エネルギー（VＥ-196）を求め、その平均値を、当該ワイヤを用いた溶接金属の極低温衝撃靭性とした。なお、－１９６℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２８Ｊ以上であるものを優れた極低温衝撃靭性を有すると評価した。
得られた結果を表５に示す。
本発明例で作製した溶接継手はいずれも、溶接時に高温割れの発生がなく、耐高温割れ性に優れる溶接継手である。シールドガスに、炭酸ガス又は炭酸ガスとアルゴンガスの混合ガスを用いる従来のガスメタルアーク溶接継手と比べて、シールドガスに窒素ガスを混合するか、又はワイヤのＮ含有量を増加した場合に、０．２％耐力及び引張強さが平均２０ＭＰａ以上向上した。
シールドガスに窒素ガスを含まない一般的なガスメタルアーク溶接で作製した継手の特性を比較例として、継手Ｎｏ．１、６、１１、１３、１５、１８、２０、２３に示す。
本発明例で作製した溶接継手はいずれも、溶接時に高温割れの発生がなく、耐高温割れ性に優れる溶接継手である。シールドガスに窒素ガスを含まない一般的なガスメタルアーク溶接継手と比べて、溶接金属の常温（２５℃）の降伏応力（０．２％耐力）及び引張強さが平均２０ＭＰａ以上向上した。また、優れた極低温衝撃靭性も得られた。
ここで、窒素ガスを含まないシールドガス及び窒素ガスを含むシールドガスを用いて作製した溶接継手が０．２％耐力及び引張強さに及ぼす違い（平均２０ＭＰａ以上向上）を、表５のデータに基づいてさらに説明する。例えば、表５の継手Ｎｏ．１～５は、いずれもＮｏ．ａの鋼材とＮｏ．Ａのワイヤを用いて作製した継手である。しかし、シールドガスの種類が、継手Ｎｏ．１は、窒素ガスを含まない炭酸ガス単独のガスであり、継手Ｎｏ．２～５は、窒素ガスが１０体積％～４０体積％含有するガスである。得られた継手の溶着金属特性を調べると、０．２％耐力については、継手Ｎｏ．１（窒素ガスなし）が４０３ＭＰａであったのに対し、継手Ｎｏ．２（窒素ガス１０体積％含有）が４４１ＭＰａであり、その差は３８ＭＰａとなった。また、引張強さについては、継手Ｎｏ．１が７７８ＭＰａに対し、継手Ｎｏ．２が８０３ＭＰａとなり、その差は２５ＭＰａであった。さらに、継手Ｎｏ．３（窒素ガス２０体積％含有）の場合には、０．２％耐力が４６０ＭＰａであり、継手Ｎｏ．１との差は５７ＭＰａであった。また、引張強さが８１９ＭＰａであり、継手Ｎｏ．１との差は４１ＭＰａであった。同様に、継手Ｎｏ．４（窒素ガス３０体積％含有）の場合は、０．２％耐力の差が８２ＭＰａであり、引張強さの差が５２ＭＰａであった。また、継手Ｎｏ．５（窒素ガス４０体積％含有）の場合は、０．２％耐力の差が１０１ＭＰａであり、引張強さの差が５７ＭＰａであった。以上のように、シールドガスに窒素ガスを含有させると窒素ガスの含有量に応じて引張強さと０．２％耐力が向上した。
なお、継手Ｎｏ．４、５、９、１０、１７は、シールドガス中の窒素ガス含有量が過多で、ピットやブローホールが多発しており、溶接継手として不適切であった。
さらに、継手Ｎｏ．１８及び１９は、本発明に係る溶接方法に用いられる鋼材及びソリッドワイヤであって、本発明の規定範囲から外れる化学組成を有する鋼材Ｎｏ．ｄ及び好適範囲から外れる化学組成を有するソリッドワイヤＮｏ．Ｅによる溶接継手の例である。継手Ｎｏ．１８では、シールドガスに窒素ガスを含有していないので、本発明で好ましいとする０．２％耐力に達していない。しかしながら、継手Ｎｏ．１９のようにシールドガスに窒素ガスを含有させると、他の実施例と同様に溶接金属中のＮ含有量が増加し、強度を向上させる効果が得られることがわかった。
シールドガスに窒素ガスを含まないガスメタルアーク溶接で作成した継手Ｎｏ．２３に対して、組成が同等でＮ含有量を増加した（０．３２９０％）Ｎｏ．Ｆのワイヤを用いた継手Ｎｏ．２４では、シールドガスに窒素ガスを含まなくても溶接金属中のＮ含有量が本発明の規定範囲となり、０．２％耐力の差が５９ＭＰａであり、引張強さの差が３７ＭＰａであった。さらに、窒素ガスを２０％及び４０％含有するシールドガスを用いた継手Ｎｏ．２５及びＮｏ．２６は、溶接金属中のＮ含有量が規定範囲上限を超えたためにブローホールが発生し、不適切な継手となった。
［シールドガスの窒素含有量又はワイヤのＮ含有量と溶接金属の強度との関係］
上記表５のデータを基に、溶接金属中のＮ含有量に対する０．２％耐力の変化及び引張強さの変化を、Ｎの添加方法であるシールドガスに窒素ガスを混合して添加する方法と、ワイヤ中のＮ含有量を増加させて添加する方法ごとに整理した。
上記表５のデータを基に、溶接金属中のＮ含有量に対する０．２％耐力の変化及び引張強さの変化を、Ｎの添加方法であるシールドガスに窒素ガスを混合して添加する方法と、ワイヤ中のＮ含有量を増加させて添加する方法ごとに整理した。
図３は、窒素ガス含有量変化に伴う溶接金属中のＮ含有量に対する０．２％耐力の変化を示す図であり、図４は、窒素ガス含有量変化に伴う溶接金属中のＮ含有量に対する引張強さの変化を示す図である。また、図５は、ワイヤのＮ含有量変化に伴う溶接金属中のＮ含有量に対する０．２％耐力の変化を示す図であり、図６は、ワイヤのＮ含有量変化に伴う溶接金属中のＮ含有量に対する引張強さの変化を示す図である。ここで、図３と図４については、シールドガスの窒素含有量の条件ごとにグルーピングし、図５と図６については、ワイヤのＮ含有量の高低ごとに分けてグルーピングして整理した。
図３から分かるように、同じ鋼材と同じワイヤの組み合わせで、シールドガス中の窒素ガス含有量を変化させると、０．２％耐力は、窒素ガスがない場合より、１０体積％含有する場合の方が高くなり、２０体積％含有する場合には、さらに高くなっている。図４の引張強さの場合も全く同じように、窒素含有量が１０体積％、２０体積％と増えるに従い、引張強さが高くなっている。図５と図６も同様に、ワイヤのＮ含有量が増加すると、溶接金属中のＮ含有量が増加し、それにより強度が向上していることが分かる。これらのことからも、本発明の溶接金属中のＮ含有量を増加させることが溶接金属の強度向上に有効であることを確認した。
１ 母材（鋼材）
２ 溶接金属
３ 溶接金属の層
４ 高温割れ
５ 溶融線
６ 試験片
７ 試験片の中心線
８ Ｖノッチ位置
ｔ 板厚
２ 溶接金属
３ 溶接金属の層
４ 高温割れ
５ 溶融線
６ 試験片
７ 試験片の中心線
８ Ｖノッチ位置
ｔ 板厚
Claims (13)
- シールドガスとソリッドワイヤを用いて溶接金属を形成してなる鋼材のガスメタルアーク溶接継手であって、
前記鋼材が、高Ｍｎ含有オーステナイト鋼であり、
前記鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％～０．７０％、
Ｓｉ：０．０５％～１．００％、
Ｍｎ：１８．０％～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００７％以下、
Ａｌ：０．０１０％～０．０７０％、
Ｃｒ：２．５０％～７．００％、
Ｎ：０．００５０％～０．０５００％、
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％～０．８０％、
Ｓｉ：０．１０％～１．００％、
Ｍｎ：１７．０％～３０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１％～０．１００％、
Ｃｒ：０．４％～５．５％、
Ｍｏ：０．０１％～３．５０％、
Ｎｉ：０．０１％～１０．００％、
Ｎ：０．０２００％～０．１５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる
ことを特徴とするガスメタルアーク溶接継手。 - 前記鋼材の化学組成がさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１％～２．００％、
Ｖ：０．０１％～２．００％、
Ｗ：０．０１％～２．００％、
Ｎｉ：０．０１％～４．００％、
ＲＥＭ：０．００１０％～０．０２００％及び
Ｂ：０．０００３％～０．００３０％
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載のガスメタルアーク溶接継手。 - 前記溶接金属の化学組成がさらに、質量％で、
Ｖ：０．０１％～１．００％、
Ｔｉ：０．０１０％～１．０００％、
Ｎｂ：０．０１０％～１．０００％、
Ｗ：０．０１％～１．００％、
Ｃｕ：０．０１％～１．００％及び
Ｂ：０．００１５％以下
のうちから選ばれた１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１又は２に記載のガスメタルアーク溶接継手。 - 前記シールドガスが、下記の〔Ａ〕又は〔Ｂ〕のいずれかのガスであることを特徴とする請求項１又は２に記載のガスメタルアーク溶接継手。
〔Ａ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス
〔Ｂ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガス及び５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス - 前記シールドガスが、下記の〔Ａ〕又は〔Ｂ〕のいずれかのガスであることを特徴とする請求項３に記載のガスメタルアーク溶接継手。
〔Ａ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス
〔Ｂ〕体積％で１．０％以上３０．０％未満の窒素ガス及び５６．０％以上７９．２％未満のＡｒガスを含有し、残部が炭酸ガス及び不可避的不純物からなるガス - 前記ソリッドワイヤのＮ含有量が、質量％で、０．４０００％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記ソリッドワイヤのＮ含有量が、質量％で、０．４０００％以下であることを特徴とする請求項３に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とする請求項３に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とする請求項４に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とする請求項５に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とする請求項６に記載のガスメタルアーク溶接継手。
- 前記溶接金属の降伏応力（０．２％耐力）が４００ＭＰａ以上、引張強さが６００ＭＰａ以上で、シャルピー衝撃吸収エネルギー（vＥ-196）が２８Ｊ以上であることを特徴とする請求項７に記載のガスメタルアーク溶接継手。
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