特許 5906201 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】5906201

(24)【登録日】2016年3月25日

(45)【発行日】2016年4月20日

(54)【発明の名称】耐水素脆化感受性に優れた溶接金属

(51)【国際特許分類】

   B23K 35/30 20060101AFI20160407BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20160407BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20160407BHJP

   B23K 9/23 20060101ALI20160407BHJP

   B23K 9/18 20060101ALI20160407BHJP

   B23K 103/04 20060101ALN20160407BHJP

【ＦＩ】

   B23K35/30 320F

   C22C38/00 301Z

   C22C38/58

   B23K9/23 A

   B23K9/18 G

   B23K103:04

【請求項の数】4

【全頁数】21

(21)【出願番号】特願2013-4074(P2013-4074)

(22)【出願日】2013年1月11日

(65)【公開番号】特開2014-133258(P2014-133258A)

(43)【公開日】2014年7月24日

【審査請求日】2015年9月1日

(73)【特許権者】

【識別番号】000001199

【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所

(74)【代理人】

【識別番号】100075409

【弁理士】

【氏名又は名称】植木 久一

(74)【代理人】

【識別番号】100129757

【弁理士】

【氏名又は名称】植木 久彦

(74)【代理人】

【識別番号】100115082

【弁理士】

【氏名又は名称】菅河 忠志

(74)【代理人】

【識別番号】100125243

【弁理士】

【氏名又は名称】伊藤 浩彰

(72)【発明者】

【氏名】名古 秀徳

(72)【発明者】

【氏名】高知 琢哉

(72)【発明者】

【氏名】漆原 亘

(72)【発明者】

【氏名】川崎 浩之

(72)【発明者】

【氏名】韓 鵬

(72)【発明者】

【氏名】北川 良彦

【審査官】 鈴木 毅

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１２−１７６４３４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−１７３１７９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｂ２３Ｋ ３５／００ − ３５／４０

Ｂ２３Ｋ ９／１８

Ｂ２３Ｋ ９／２３

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｃ：０．０２〜０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、Ｓｉ：０．１８〜２．００％、
Ｍｎ：０．９０〜２．５％、
Ｎｉ：１．０〜３．５％、
Ｃｒ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ｏ：０．０５０％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ²以上含有し、残留オーステナイト相の体積分率が、組織全体に対して４．３％以上であり、
ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上であることを特徴とする耐水素脆化感受性に優れた溶接金属。

【請求項2】

更に、Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１に記載の溶接金属。

【請求項3】

更に、Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の溶接金属。

【請求項4】

更に、Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の溶接金属。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、溶接構造物に使用され、且つ水素脆化に対する感受性を低減し得る溶接金属に関するものである。詳細には、ＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ）法を用いて耐水素脆化感受性を評価するに当たり、組織的な弱化部をより多く含み易い大型試験片を用いて試験した場合であっても耐水素脆化感受性に優れ得る溶接金属に関するものである。

【背景技術】

【0002】

高張力鋼を溶接する際には、溶接金属部の低温割れ防止の観点から、予熱／パス間温度を厳密に管理する必要があり、施工効率低下の原因となっている。近年、溶接構造物に使用される鋼材は、ますます高強度化しており、溶接金属においても高強度化への要求が高まっている（例えばＨＴ７８０：ハイテン７８０ＭＰa級）。

【0003】

このような高強度化を進めると、耐低温割れ性が低下する傾向がある。従って、高強度化と耐低温割れ性を両立させることが必要となる。特に、サブマージアーク溶接では、溶接時の入熱量が大きく、優れた溶接施工効率を有するため、この溶接法によって形成される溶接金属において、耐低温割れ性を確保する技術が求められている。

【0004】

上記のような低温割れは、拡散性水素が粒界に偏析し、粒界強度が低下する（以下、これを「水素脆化」と呼ぶ）ことが原因であると推察されている。そこで、耐低温割れ性を改善するために、拡散性水素を低減したり、溶接金属の水素脆化感受性を下げることが重要となり、これらの観点から、様々な技術が提案されている。

【0005】

例えば、特許文献１では、水素トラップ能力の高いＭｏ炭化物（Ｍｏを含む炭化物）を溶接金属内に分散させることによって、低温割れの防止を図る技術が開示されている。しかしながらこの技術では、Ｍｏ炭化物を分散させるために、鋼材を突き合わせた後、内面側からサブマージアーク溶接したうえで、内面側に得られた溶接金属の最高加熱温度を制御するという特殊な溶接手法を採用する必要があり、鋼材の一般溶接には適用できない。

【0006】

また特許文献２には、溶接施工時の冷却時間を管理することで、低温割れを防止する技術が提案されている。この技術では、化学成分に応じた厳格な施工管理が必要となり、作業負荷が高いという問題がある。

【0007】

特許文献３には、拡散性水素をトラップする残留オーステナイト分率を溶接金属中で１％以上とすることで低温割れを防止する技術が提案されている。しかしながら、この技術は、鋼管における両面１パスシーム溶接を前提としており、鋼材の溶接一般に適用できない。

【0008】

特許文献４には、拡散性水素量を低減すると共に、強度と化学成分組成を適切に制御することによって、耐低温割れ性を改善する技術が提案されている。しかしながら、この技術においても、満足すべき強度レベルが成分の影響を受けるため、実際の施工に際しては適用箇所が限られる。

【0009】

特許文献５、６には、レーザー・アークハイブリッド溶接という特殊な溶接方法が開示されている。この方法は、低い入熱量で大入熱サブマージアーク溶接なみの施工効率を得つつ、耐割れ性に優れた溶接金属が得られるメリットがあるが、一般のアーク溶接には適用できないという課題がある。

【0010】

これまで提案されている技術は、いずれも耐低温割れ性を改善する手段として耐水素脆性を高めている。しかし、実際の溶接施工においては、種々の要因で溶接金属中の水素量が増加することがあり、この様な場合には耐低温割れとは関係なく水素脆化が問題となる。そこで、耐低温割れ性の克服との有無と関連づけることなく、耐水素脆化感受性の向上を直接の解決課題にすることが必要となる。

【0011】

本発明者らは、特許文献７において、残留オーステナイト形態を制御することで、ＨＴ７８０ＭＰａ級溶接金属の耐水素脆化感受性を改善する技術を開発している。しかしながら、この技術で想定している溶接方法は、主にフラックスコアドワイヤ（ＦＣＷ）を用いたガスシールドアーク溶接である。例えばサブマージアーク溶接の様な実施工において多用される他の溶接方法を用いた際の耐水素脆化感受性については、まだ改善の余地がある。また、特許文献７の技術では、溶接金属中の比較的狭い領域を評価している。実際の溶接金属では、観察位置によって組織が大きくばらつくため、より精度良く耐水素脆化感受性を評価するためには、溶接金属中の比較的広い領域を評価し得る手法が必要となる。

【0012】

また、近年、海洋構造物に用いられる溶接金属においても、ＨＴ７８０級の適用が拡大している。これらの溶接金属では、寒冷地での使用に耐えられるように、７８０ＭＰａ級強度での耐水素脆化感受性に優れていることが要求される。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0013】

【特許文献1】特開２００５−４０８１６号公報

【特許文献2】特開２００３−３３８７６号公報

【特許文献3】特開２００２−１１５０３２号公報

【特許文献4】特開平１１−１４７１９６号公報

【特許文献5】特開２００７−２６０７１５号公報

【特許文献6】特開２００７−２６０７１６号公報

【特許文献7】特開２０１２−１７６４３４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0014】

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度が７８０ＭＰａ超の高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0015】

上記課題を解決することのできた本発明に係る耐水素脆化感受性に優れた溶接金属とは、
Ｃ：０．０２〜０．１２％（「質量％」の意味。化学成分組成について、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１８〜２．００％、
Ｍｎ：０．９０〜２．５％、
Ｎｉ：１．０〜３．５％、
Ｃｒ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ｏ：０．０５０％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ²以上含有し、残留オーステナイト相の体積分率が、組織全体に対して４．３％以上であり、
ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上であるところに要旨を有するものである。

【0016】

上記個数密度の測定に際し対象となる残留オーステナイト粒子の大きさは、測定限界以上のものとして、円相当直径で０．１５μｍ以上のものとした。また、円相当直径とは、光学顕微鏡の観察面上で認められる残留オーステナイト粒子の大きさに着目して、その面積が等しくなる円を想定したときの直径である。

【0017】

本発明の溶接金属においては、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）、等を含有させることも好ましく、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。

【0018】

本発明の好ましい実施形態において、サブマージアーク溶接によって形成されたものである。

【発明の効果】

【0019】

本発明によれば、化学成分組成と共に、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を適切に制御したため、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が実現できる。

【図面の簡単な説明】

【0020】

【図1】溶接金属を作製するときの開先形状を示す概略説明図である。

【図2】引張試験を行ったときの試験片の形状を示す説明図である。

【図3】ＳＳＲＴ法で水素吸蔵量を測定するときの大型試験片の形状を示す説明図である。

【発明を実施するための形態】

【0021】

本発明者らは、例えば特許文献７の発明（以下、先願発明と呼ぶ）において、残留オーステナイト形態、酸化物形態を制御することで、ＳＳＲＴ試験により測定される耐水素脆化感受性を改善している。

【0022】

しかしながら、先願発明では、想定する溶接方法が主としてＦＣＷを用いたガスシールドアーク溶接であり、且つ溶接時の入熱量を２．５ｋＪ／ｍｍ以下に制限していた。先願発明で溶接入熱量が２．５ｋＪ／ｍｍを超えると、所定の残留オーステナイト形態が得られず、ＳＳＲＴ試験で所定の特性が満足できなくなることが示されている。

【0023】

実際の施工例が多いサブマージアーク溶接のような高効率な溶接施工法においても、大型ＳＳＲＴ試験における耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が求められている。高効率なサブマージアーク溶接では、溶接入熱量が２．０ｋＪ／ｍｍ以上（好ましくは２．５ｋＪ／ｍｍ以上）となることが多い。このような入熱量の大きい溶接条件で得られる溶接金属であっても、大型ＳＳＲＴ試験で評価したときに優れた耐水素脆化感受性を示す様な溶接金属を実現するための手段を検討した。その結果、次のような知見が得られた。

【0024】

溶接入熱量が大きくなると、溶接時の冷却速度が低下するため、冷却途中での残留オーステナイトの分解が促進される。また、旧オーステナイト組織が粗大化するため、水素脆化感受性に対し一般に不利となる。これに対し、本発明者らは、溶接材料の化学成分組成を適切に制御すると共に、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］（即ち、Ｃｒの含有量［Ｃｒ］とＭｎの含有量［Ｍｎ］の比）、およびＴｉ含有量を０．０４０％未満（０％を含む）に抑制した。このような制御を行うと、安定な残留オーステナイトが所定の形態で確保され、溶接入熱量が比較的大きい場合であっても、大型ＳＳＲＴ試験において優れた耐水素脆化感受性が得られることを見出した。

【0025】

本発明と先願発明との最大の相違は、溶接金属中のＴｉ含有量である。先願発明では、溶接金属中のＴｉの含有量を０．０４０〜０．１５％とし、Ｔｉ酸化物起点の微細組織を発達させることで、残留オーステナイト粒子の個数密度を確保し、耐水素脆化感受性の改善を図っている。しかしながら、サブマージアーク溶接のような入熱量の大きい溶接では、溶接時の冷却速度が低下するため、旧オーステナイト粒界からのベイナイト（粒界ベイナイト）組織が主体となり、Ｔｉ酸化物起点の微細組織が十分に得られない。また、Ｔｉそのものはフェライト形成元素であり、残留オーステナイトの安定化に対しては不利な作用を有する。

【0026】

そこで本発明では、基本的には溶接金属中にＴｉを含まないものとし、或いは必要によってＴｉを含む場合であってもその含有量を０．０４０％未満とし、残留オーステナイトを安定化させる。その一方で、粒界ベイナイト組織微細化に対しては溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］を０．２０以上とすることで、残留オーステナイト粒子を多数分散させることに成功した。

【0027】

但し、先願発明と同等の残留オーステナイト量、残留オーステナイト粒子数を分散させるだけでは、入熱量が大きい場合の耐水素脆化感受性を確保することはできない。それは、前述のように、入熱量が大きい場合には、旧オーステナイト組織が粗大化し、耐水素脆化感受性に対し不利な影響を及ぼすためである（比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］の制御で微細化するのは旧オーステナイト粒内のベイナイト組織である）。

【0028】

これに対して、溶接金属中のＴｉ含有量を０．０４０％未満とすることで、個々の残留オーステナイト粒子が安定化し、入熱量が大きい場合であっても、優れた耐水素脆化感受性が得られるようになる。即ち、残留オーステナイトは、内部に水素をトラップすることで、耐水素脆化感受性の改善に寄与すると考えられるが、一部の残留オーステナイトは、ＳＳＲＴ試験中の引張りによってマルテンサイト変態を起こし、水素トラップ効果が失われる。Ｔｉ含有量を低減することで、残留オーステナイトが安定化し、ＳＳＲＴ試験中のマルテンサイト変態が抑制されるので、耐水素脆化感受性の改善がもたらされると考えられる。

【0029】

尚、フェライト形成元素であるＮｂは残留オーステナイト安定化の観点から不利な作用を有するため、本発明では不純物レベル（＜０．０１％）に制御され、積極的な添加は行わない。

【0030】

本明細書において「高強度」とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ超のものを意味し、好ましくは、おおむね、８００〜９８０ＭＰａのものを意味する。

【0031】

本明細書において「耐水素脆化感受性に優れた」とは、後記する実施例に記載の方法で耐水素脆化感受性を評価したとき、大型試験片を用いたときの破断伸びが２．０％超を満足するものを意味する。

【0032】

以下、本発明の構成要件を詳述する。

【0033】

上述したように本発明の溶接金属は、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．１８〜２．００％、Ｍｎ：０．９０〜２．５％、Ｎｉ：１．０〜３．５％、Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．０５０％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、円相当直径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ²以上含有し、残留オーステナイト相の体積分率が、組織全体に対して４．３％以上であり、ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が０．２０以上である点に特徴がある。

【0034】

まず、本発明の溶接金属を特徴付ける残留オーステナイトについて説明する。

【0035】

上述したように本発明では、溶接金属に存在する残留オーステナイト粒子を２５００個／ｍｍ²以上で、残留オーステナイト相の体積分率（組織全体に対する割合）を４．３％以上に制御している。本発明によれば、残留オーステナイト粒子が適切な個数密度で分散しているため、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られる。

【0036】

本発明では、溶接金属のなかでも特に原質部に存在する残留オーステナイトについて、上記の要件を規定している。溶接金属における残留オーステナイトは、溶接時の後パスの影響により分解するため、特に再熱部では測定箇所により残留オーステナイト量にバラツキが生じやすいのに対し、最終パスの原質部は、溶接時の後パスの熱影響を受けず、残留オーステナイト量を正確に評価しやすいためである。

【0037】

残留オーステナイトは、拡散性水素のトラップサイトとなるため、拡散性水素低減作用を有し、耐水素脆化感受性の向上に寄与する組織であることは既に報告されている。しかし、これまでは、専ら残留オーステナイトの量（全組織中の比率）が規定されているのみであって、その分散状態（個数密度）については何ら留意されていなかった。ところが本発明者らの検討結果によれば、残留オーステナイトの量だけをいくら制御しても、その分散状態を適切に制御しない限り、所望とする耐水素脆化感受性が得られないことが明らかになった（例えば、後記する実施例の表７の実験Ｎｏ．３９、４３を参照）。

【0038】

即ち、耐水素脆化感受性に優れた溶接金属を得るためには、拡散性水素のトラップサイトとなる残留オーステナイトの量を確保すると共に、マトリクス組織の微細化により残留オーステナイト粒子の個数を高密度（具体的には、２５００個／ｍｍ²以上）に分散させることによって、拡散性水素のトラップ効果が最大限に発現され、耐水素脆化感受性が大幅に改善されることが判明した。例えば後記する実施例の表７の実験Ｎｏ．３９および実験Ｎｏ．４３は、いずれも残留オーステナイト粒子の体積分率が本発明で規定する４．３％以上の例であり、所定量の残留オーステナイトが存在する。しかしながら、所定の個数密度を有していない（分散状態が適切でない）ため、大型試験片を用いたときの耐水素脆化感受性が低下した。

【0039】

耐水素脆化感受性向上の観点からは、残留オーステナイト粒子の個数密度は大きい程よく、３０００個／ｍｍ²以上であることが好ましく、より好ましくは、３３００個／ｍｍ²以上である。尚、その上限は、耐水素脆化感受性向上の観点からは特に限定されないが、例えば７５００個／ｍｍ²以下であってもよい。

【0040】

また、耐水素脆化感受性向上の観点からは、全組織に占める残留オーステナイト相の体積分率は多い程よく、４．７％以上であることが好ましく、より好ましくは５．０％以上である。尚、その上限は、耐水素脆化感受性向上の観点からは特に限定されないが、過剰に存在すると降伏応力が低下することなどを考慮すると、例えば１０％以下、好ましくは９％以下、より好ましくは８％以下としてもよい。

【0041】

本発明は、溶接金属を構成する組織のうち、残留オーステナイト相の量（体積分率）および残留オーステナイト粒子の個数密度を制御したところに特徴があり、残留オーステナイト以外の組織は何ら限定するものでなく、溶接金属に通常含まれる組織であれば良い。具体的には、主体組織（全組織に対する体積分率で、５０％以上、好ましくは７０％以上、より好ましくは９０％以上となる組織）としてベイナイトを含み、その他に粒界フェライト、マルテンサイトなどを含んでいても良い。尚、上記ベイナイト、粒界フェライトおよびマルテンサイトは、いずれも「フェライト相」の一種であり、後述する方法（実施例）で測定される残留オーステナイト相の分率は、残留オーステナイト、ベイナイト、粒界フェライトおよびマルテンサイトの合計に対する割合となる。また、ベイナイト量は、光学顕微鏡を用いた組織観察により、おおよその面積分率として求められる。

【0042】

次に、本発明の溶接金属における化学成分組成について説明する。

【0043】

［Ｃ：０．０２〜０．１２％］
Ｃは、溶接金属の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｃ含有量の下限を０．０２％以上とする。好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、強度が過大に上昇して水素脆化感受性が高くなる（すなわち、耐水素脆化感受性が劣化する）ため、その上限を０．１２％以下とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。

【0044】

［Ｓｉ：０．１８〜２．００％］
Ｓｉは、固溶状態で存在することで炭化物形成を遅らせ、残留オーステナイトを安定化する作用を有する。Ｓｉ含有量が０．１８％未満であると、所定の残留オーステナイトを確保できず、上述した作用が有効に発揮されないため、Ｓｉ含有量の下限を０．１８％以上とする。好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるため、上限を２．００％以下に規制する。好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。

【0045】

［Ｍｎ：０．９０〜２．５％］
Ｍｎは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｍｎ含有量の下限を０．９０％以上とする。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、強度の著しい上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を２．５％以下とする。好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。

【0046】

［Ｎｉ：１．０〜３．５％］
Ｎｉは、溶接金属の強度を確保する上で必要な元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｎｉ含有量の下限を１．０％以上とする。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が３．５％を超えて過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．８％以下である。

【0047】

［Ｃｒ：０．３〜２．０％］
Ｃｒは、粒界ベイナイト組織を微細化させることで、残留オーステナイト粒子の微細分散に寄与する元素であり、こうした効果を発揮させるため、Ｃｒ含有量の下限を０．３％以上とする。好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が２．０％を超えて過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなるため、その上限を２．０％以下とする。好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。

【0048】

［Ａｌ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
Ａｌは脱酸元素として添加される。過剰に添加すると、ＡｌＮを形成することで強度の過大な上昇をもたらし、耐水素脆化感受性が劣化するため、上限を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％以下である。

【0049】

［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、不可避的に混入してくる元素の一つであり、工業的に０％とすることは困難である。Ｎは、溶接金属の強度向上に有効であるが、過剰に含有すると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる。そのため、Ｎ含有量の上限は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。

【0050】

［Ｏ：０．０５０％以下（０％を含まない）］
Ｏは、溶接金属中に不可避的に含まれる元素であり、工業的に０％とすることは困難である。Ｏ含有量が０．０５０％を超えるとＳｉ酸化物が形成され、固溶Ｓｉが減少することで残留オーステナイト量が確保できなくなるため、その上限を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。

【0051】

本発明の溶接金属に含まれる基本成分は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、ＰやＳ等）が挙げられる。但し、一般に不純物は粒界に偏析することで粒界強度を低下させ、低温割れを助長するため、例えばＰ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含まない）に夫々抑制することが好ましい。

【0052】

本発明の溶接金属における基本成分は上記のとおりであるが、更に他の元素として、（ａ）Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）等を含有しても良く、含有させる元素の種類に応じて溶接金属の特性が更に改善される。前記（ａ）、（ｂ）および（ｃ）に属する元素は、夫々単独で含有させてもよく、適宜組み合わせて含有してもよい。

【0053】

［Ｍｏ：０．９５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０４０％未満（０％を含まない）、Ｖ：０．６０％以下（０％を含まない）およびＣｕ：１．０％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＣｕは、溶接金属の強度向上元素として有用であり、単独で含有しても良いし、２種以上を併用しても良い。このうちＭｏは、強度確保に有効な元素であるが、過剰に含有させると強度の過大な上昇をもたらし、耐水素脆化感受性が劣化する。そのため、上限を０．９５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．８５％以下であり、更に好ましくは０．５０％以下である。強度向上の効果を得るためのＭｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。

【0054】

Ｔｉは、強度向上に有効であるが、残留オーステナイトを不安定にさせる作用を有するため、Ｔｉ含有量が過剰になると、大型ＳＳＲＴ試験の際に、残留オーステナイトが応力誘起変態によりマルテンサイト化し、良好な耐水素脆化感受性が確保できなくなる。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．０４０％未満であることが好ましい。より好ましくは０．０３５％以下、更に好ましくは０．０３０％以下である。強度向上の効果を得るためのＴｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。

【0055】

ＶおよびＣｕは、溶接金属の強度向上元素として有用であり、こうした効果を発揮させるための好ましい下限は、Ｖで０．０２％以上、Ｃｕで０．０５％以上である。但し、これらの元素の含有量が過剰になると、強度の過大な上昇により水素脆化感受性が高くなる。そのため、各元素量の上限について、Ｖで０．６０％以下(より好ましくは０．５０％以下、更に好ましくは０．４０％以下)、Ｃｕで１．０％以下（より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．２％以下）に、夫々抑制することが好ましい。

【0056】

［Ｚｒ：０．１０％以下（０％を含まない）］
Ｚｒは、強脱酸元素であり、固溶Ｓｉ増加による残留オーステナイト増加を促進する作用がある。このような作用を有効に発揮させるための好ましい下限は、０．０１０％以上である。但し、Ｚｒ含有量が過剰になると、酸化物起点の粒内変態が減少し、組織粗大化により水素脆化感受性が高くなる。そのため、Ｚｒ含有量の上限は０．１０％以下（より好ましくは０．０５０％以下）に抑制することが好ましい。

【0057】

［Ｂ：０．００５０％以下（０％を含まない）］
Ｂは、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制することで強度の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｂ含有量の下限を０．００１０％以上とすることが好ましい。但し、Ｂ含有量が過剰になると、強度が著しく上昇し、水素脆化感受性が高くなるため、その上限を０．００５０％以下（より好ましくは０．００３０％以下）に抑制することが好ましい。

【0058】

［比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］：０．２０以上］
ＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］を０．２０以上に制御することで、旧オーステナイト粒界からのベイナイト組織が微細化され、残留オーステナイト粒子の高密度分散が可能となる。好ましくは０．２５以上、より好ましくは０．４０以上である。

【0059】

次に、本発明の溶接金属を作製する方法について説明する。

【0060】

本発明の溶接金属を作製するための溶接方法は限定されないが、入熱量が大きく施工効率の良好なサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）が好ましい。ＳＡＷにおいて、所定の残留オーステナイト形態を満足する溶接金属を得るための好ましい条件［フラックス成分、ワイヤ成分、溶接条件］は、以下（ａ）〜（ｄ）の通りである。尚、溶接金属の化学成分組成を適切にするためには、用いる溶接ワイヤの化学成分組成も適切に調整する必要があるのは勿論である。また、フラックスには、ＳｉＯ₂の他、ＭｇＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、金属フッ化物を含有するものとする。

【0061】

（ａ）フラックス中のＳｉＯ₂濃度：８〜１８％
（ｂ）フラックス中の金属Ｓｉ濃度：１〜４％
（ｃ）ワイヤ中のＳｉ濃度：０．１０〜１．６０％
（ｄ）溶接時の入熱量：２．０〜３．０ｋＪ／ｍｍ

【0062】

上記（ａ）〜（ｃ）の要件は、残留オーステナイトを所定量確保するのに有効な固溶Ｓｉ量を確保するために設定されたものである。それぞれ下限値を下回ると、所定の残留オーステナイト形態が得られない。また、上限値を上回ると、適切な化学成分組成の溶接ワイヤを用いても、溶接金属中のＳｉ濃度が規定の範囲を超えてしまい、強度が過剰となることで水素脆化感受性が劣化する。

【0063】

フラックス中のＳｉＯ₂濃度は、より好ましい下限は９％以上（更に好ましくは１０％以上）であり、より好ましい上限は１５％以下（更に好ましくは１４％以下）である。フラックス中の金属Ｓｉ濃度は、より好ましい下限は１．２％以上（更に好ましくは１．５％以上）であり、より好ましい上限３．５％以下（更に好ましくは３．０％以下）である。ワイヤ中のＳｉ濃度の好ましい上限は１．２％以下、好ましい下限は０．１２％以上である。

【0064】

（ｄ）溶接時の入熱量：２．０ｋＪ／ｍｍ以上、３．０ｋＪ／ｍｍ以下
溶接時の入熱量が３．０ｋＪ／ｍｍを超えると、溶接時の冷却速度が低下し、残留オーステナイトの分解が促進される。その結果、所望の残留オーステナイト粒子（個数密度および体積分率）が得られない。より好ましくは２．８ｋＪ／ｍｍ以下である。入熱量は小さい程良いが、施工効率の観点から、２．０ｋＪ／ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは２．５ｋＪ／ｍｍ以上である。

【実施例】

【0065】

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する趣旨ではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適宜改変して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

【0066】

実施例１
下記表１に示す化学成分組成のフラックス（Ｆ１〜Ｆ９）、および下記表２、３に示す化学成分組成のワイヤ（Ｗ１〜Ｗ５２）を組み合わせて用い、下記の（Ａ）溶接条件で溶接金属を作製した。表２、３の欄において「−」とは、無添加（含有せず）を意味する。

【0067】

【表1】

【0068】

【表2】

【0069】

【表3】

【0070】

（Ａ）溶接条件
溶接方法：サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）
ワイヤ径：４．０ｍｍφ
溶接母材：８０キロ級厚鋼板（板厚：３２ｍｍ）
開先形状：開先角が３０°となるＶ形開先で、ルート間隔を１３ｍｍとして裏当て材を使用（図１参照）
極性：ＤＣＥＰ（直流逆極性）
入熱条件（電流−電圧−速度）：
（ア）５００Ａ−２９Ｖ−４０ｃｐｍ（２．２ｋＪ／ｍｍ）
（イ）５５０Ａ−３０Ｖ−４０ｃｐｍ（２．５ｋＪ／ｍｍ）
（ウ）５５０Ａ−３０Ｖ−３６ｃｐｍ（２．８ｋＪ／ｍｍ）
（エ）５８０Ａ−３２Ｖ−３６ｃｐｍ（３．１ｋＪ／ｍｍ）
積層法：９層１９パス
予熱−パス間温度：１４０〜１６０℃

【0071】

得られた溶接金属の化学成分組成を、用いたフラックス（表１）および溶接ワイヤ（表２、３）と共に、下記表４、５に示す。作製した各溶接金属について各種性能（引張強度、残留オーステナイト粒子の個数密度、残留オーステナイト粒子の体積分率、耐水素脆化感受性）を、下記（１）、（２）、（３）、（４）のようにして評価した。

【0072】

（１）引張強度ＴＳの評価
得られた溶接金属の中央部より、溶接方向に平行に図２に示す引張試験片を採取し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準拠して引張試験を実施した。そして引張強度ＴＳが７８０ＭＰａを超えるものを合格とした。

【0073】

（２）残留オーステナイト粒子の個数密度の測定
得られた溶接金属の最終パス原質部を鏡面研磨し、レペラ試薬で腐食させ、光学顕微鏡にて１０００倍の画像を２視野撮影した。残留オーステナイト粒子の白い腐食コントラストを、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製）により解析し、円相当直径が０．１５μｍ以上の大きさの残留オーステナイト粒子の個数密度を算出した。

【0074】

（３）残留オーステナイト相の体積分率の測定
得られた溶接金属の最終パス原質部について、その表面を電解研磨し、リガク社製の二次微小部Ｘ線回折装置（「ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤＩＩ」）にてＸ線回折測定を実施した。フェライト相の（１１０）、（２００）、（２１１）、（２２０）の各格子面のピーク、および残留オーステナイト相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の各格子面のピークについて、各ピークの積分強度比に基づき、残留オーステナイト相の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）の体積分率をそれぞれ算出し、これらの平均値（算術平均）を求め、これを「残留オーステナイト相の体積分率」とした。

【0075】

（４）大型ＳＳＲＴ試験片を用いた耐水素脆化感受性の評価
得られた溶接金属の中央部より、溶接方向に平行に図３に示す大型試験片を採取し、下記条件（Ｂ）で水素チャージを行なった。

【0076】

（Ｂ）水素チャージ条件
水溶液：１Ｌ中にＮａＣｌ（３０ｇ）とＫＳＣＮ（１ｇ）を溶解した溶液
電流密度：０．１Ａ／ｄｍ²
チャージ時間：１００時間

【0077】

上記（Ｂ）条件下で、上記の大型試験片に水素チャージを行った後、水素逃散を防ぐための亜鉛めっきを、下記（Ｃ）めっき条件に従って実施した。
（Ｃ）めっき条件
水溶液：１Ｌ中に、ＺｎＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ（３５０ｇ）、９７％のＨ₂ＳＯ₄（２０．６ｇ）およびＮａ₂ＳＯ₄（６０ｇ）を溶解した溶液
浴温：６０℃
電流密度：５０Ａ／ｄｍ²
めっき時間：３分

【0078】

めっきした試験片に対して、クロスヘッド速度：３．０×１０^-2ｍｍ／分（歪速度：６．９４×１０^-6／秒）でＳＳＲＴ試験を実施し、試験片の破断伸びが２．０％を超えるものを、大型試験片での耐水素脆化感受性に優れると評価した。

【0079】

【表4】

【0080】

【表5】

【0081】

これらの結果を、下記表６、７に示す（実験Ｎｏ．１〜５２）。

【0082】

【表6】

【0083】

【表7】

【0084】

これらの結果から、以下のように考察することができる。

【0085】

表６の実験Ｎｏ．１〜２６および表７の実験Ｎｏ．２７〜３３は、本発明で規定する要件を満足する例であり、７８０ＭＰａ超の高強度であっても、大型試験片での耐水素脆化感受性に優れた溶接金属が得られた。詳細には、表１〜３に示す適切な溶接材料（フラックス、溶接ワイヤ）を用い、適切な入熱条件［（ア）〜（ウ）］にて溶接を行なったため、溶接金属の化学成分組成、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率が全て適切に制御された結果、所望の特性を兼ね備えた溶接金属が得られた。

【0086】

これに対し、表７の実験Ｎｏ．３４〜５２は、本発明で規定するいずれかの要件を外れる例であり、所望とする特性が得られなかった。

【0087】

まず実験Ｎｏ．３４は、適切なフラックスＦ１を用いたが、入熱量が多い入熱条件（エ）で溶接した例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【0088】

実験Ｎｏ．３５は、ＳｉＯ₂量が少ないフラックスＦ６を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性も低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＣ含有量が低くなっており、引張強度が低下している。

【0089】

実験Ｎｏ．３６は、ＳｉＯ₂量が多いフラックスＦ７を用いた例である。その結果、溶接金属のＳｉ含有量が多くなり、強度が著しく上昇して大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＭｎ含有量が多くなっており、引張強度が著しく上昇している。

【0090】

実験Ｎｏ．３７は、金属Ｓｉ量が少ないフラックスＦ８を用いた例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性も低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＭｎ含有量が少なくなっており、引張強度が低下している。

【0091】

実験Ｎｏ．３８は、金属Ｓｉ量が多いフラックスＦ９を用いた例である。その結果、溶接金属中のＳｉ含有量が多くなり、強度が著しく上昇して大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＮｉ含有量が多くなっており、引張強度が著しく上昇している。

【0092】

実験Ｎｏ．３９は、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が小さくなっている例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、用いた溶接ワイヤに起因して、溶接金属中のＣ含有量が多くなっており、引張強度が著しく上昇している。

【0093】

実験Ｎｏ．４０は、溶接金属中のＳｉ含有量が少ない例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト相の体積分率が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．４１は、溶接金属中のＳｉ含有量が多い例である。その結果、引張強度が著しく上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【0094】

実験Ｎｏ．４２は、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が小さくなっている例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。また、溶接金属中のＯ含有量が多くなっており、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の体積分率が少なくなり、こうした点からも大型試験片での耐水素脆化感受性が低下している。更に、溶接金属中のＮｉ含有量がすくなくなっており、引張強度が低下している。

【0095】

実験Ｎｏ．４３は、溶接金属中のＣｒとＭｎの含有量の比［Ｃｒ］／［Ｍｎ］が小さくなっている例である。その結果、溶接金属中の残留オーステナイト粒子の個数密度が少なくなり、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【0096】

実験Ｎｏ．４４は、溶接金属中のＣｒ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．４５は、溶接金属中のＭｏ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【0097】

実験Ｎｏ．４６は、溶接金属中のＡｌ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．４７は、溶接金属中のＮ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【0098】

実験Ｎｏ．４８は、溶接金属中のＴｉ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。Ｎｏ．４９は、溶接金属中のＶ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【0099】

実験Ｎｏ．５０は、溶接金属中のＣｕ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．５１は、溶接金属中のＺｒ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。実験Ｎｏ．５２は、溶接金属中のＢ含有量が多い例である。その結果、溶接金属の強度が過大に上昇し、大型試験片での耐水素脆化感受性が低下した。

【図1】

【図2】

【図3】