JP3934863B2

JP3934863B2 - High heat input electroslag welding wire with excellent weld metal toughness

Info

Publication number: JP3934863B2
Application number: JP2000267309A
Authority: JP
Inventors: 和利市川; 茂大北; 俊雄青木; 和男長友
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-09-04
Filing date: 2000-09-04
Publication date: 2007-06-20
Anticipated expiration: 2020-09-04
Also published as: JP2002079396A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力鋼板のエレクトロスラグ溶接に用いられるワイヤに関し、特に、建築、造船、橋梁、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物を建造する際の大入熱エレクトロスラグ溶接において、良好な靭性を有する溶接金属が得られる大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
特に建築構造物においては地震時の構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接金属の高靭性化の社会的要請は極めて大きい。
【０００３】
一般に、エレクトロスラグ溶接は、大入熱の１パス溶接により高能率な溶接が可能であるので、鉄骨のダイアフラム及び仕口部や橋梁、造船などのロンジ材などの立向溶接に多く用いられている。
【０００４】
エレクトロスラグは、一般のアーク溶接に比べて、溶接入熱が８００ｋＪ／ｃｍ程度と大きいため溶接金属の冷却速度が小さく、冷却過程でオーステナイト（γ）粒界から粗大な初析フェライト（α）が生成しやすく、十分な溶接金属の靭性が得られない。
【０００５】
この問題を改善するためにエレクトロスラグ溶接用ワイヤの成分組成を規定した技術として、例えば、特開昭５３−７３４４４号公報、特許第１２３５７１５号公報、特開昭５９−１７９２８９号公報、特許第２８９２５７５号公報、特開平０８−１６４４９７号公報、特開平０８−１６８８９５号公報、特開平０９−６６３７４号公報、特許第１７９１９８３号公報等があるが、これらは、溶接金属の組織粒径、粒内組織及び粒界組織を積極的にコントロールするものではなく、これら既知の溶接ワイヤでは、十分な溶接金属靭性が得られない。
【０００６】
エレクトロスラグ溶接金属の組織粒径、粒内組織及び粒界組織をコントロールすることにより、溶接金属の靭性を向上させる方法として、例えば、藤平正一郎による大阪大学学位論文「構造用鋼の高能率エレクトロスラグ溶接金属の靭性向上に関する研究」（平成７年２月）には、溶接ワイヤに４．１８％の多量のＮｉを添加することにより、溶接金属において０℃でのシャルピー吸収エネルギーで平均１１５Ｊの高い靭性が得られることが示されている。このような溶接ワイヤへの多量のＮｉ添加は、低温用でない汎用的な構造物の溶接に用いる溶接ワイヤの製造コストを著しく上昇させるために実用上好ましくない。
【０００７】
さらにこの論文には、オーステナイト粒界に生成する粗大な初析フェライトの生成による溶接金属の靭性低下を抑制するために、溶接金属中のＳｉを低下させて、溶接金属中央部の微細旧オーステナイト粒域を減少または消滅させることにより、粗大なオーステナイト粒を生成させ、その後、その粒内に靭性の良好な細粒なアシキュラーフェライトあるいはベーナイトを生成させることにより、これらの体積分率に対して、靭性を害する初析フェライトの体積分率を相対的に減少させることにより溶接金属全体の靭性を向上させる方法が示されている。
【０００８】
しかしながら、このような方法は、溶接金属強度が引張強度で５００ＭＰａ程度未満での溶接金属の靭性にはある程度有効な手段であるが、溶接入熱が大きく、溶接金属の冷却速度が小さいエレクトロスラグ溶接においては、溶接金属のオーステナイト結晶粒界に生成する靭性に有害でかつ強度も低い粗大な初析フェライトを完全に消し去ることは不可能であり、溶接金属の強度が不足し、引張強度で５００ＭＰａ以上の構造物に適用することは不可能である。
【０００９】
即ち、建築、造船、橋梁、海洋構造物等の大型構造物の建造には、近年、５００〜６００ＭＰａ級の引張強度の鋼の適用が要求される場合も多く、構造物の安全性の観点から溶接金属も６００ＭＰａを十分に上回る引張強度が必要であり、Ｓｉの低下は、十分な溶接金属強度を得るために問題が生じる。
【００１０】
この他の方法として、従来、大入熱アーク溶接において溶接金属の靭性を向上させるために、溶接金属にＴｉを添加することによりＴｉ酸化物を生成させ、これを核として微細な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化させる方法が知られている。しかしながら、エレクトロスラグ溶接では、一般のアーク溶接に比べて、溶融プールが長時間維持されるので、溶接金属中にＴｉを相当量添加しても、Ｔｉ酸化物はスラグ浴中に移行して溶融金属と分離してしまうため、アシキュラーフェライトの有効な核生成サイトとして十分に機能せず、この方法のみでは溶接金属の十分な靭性を確保することができない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の従来技術の問題点に鑑みて、５００〜６００ＭＰａ級の引張強度の鋼を溶接入熱でおおよそ１５００ｋＪ／ｃｍ以下の大入熱エレクトロスラグ溶接においても０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで１００Ｊ以上の優れた靭性の溶接金属を得ることが可能な溶接ワイヤを提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その発明の要旨とするところは、以下の通りである。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．３４％、Ｓｉ：０．０９〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜３．５％、Ｍｏ：０．０３〜２．４％、Ｎｉ：３％以下、Ｔｉ：０．０００７〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．０１３％、Ｎ：０．００９％以下、Ｏ：０．０００９〜０．００９％を含有し、残部が不可避不純物ならびにＦｅからなることを特徴とする溶接金属靭性に優れる溶接入熱８００〜１５００ｋＪ／ｃｍの大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ。
【００１４】
（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％を含有することを特徴とする上記（１）記載の溶接金属靭性に優れる溶接入熱８００〜１５００ｋＪ／ｃｍの大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ。
【００１５】
（３）質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．５％を含有することを特徴とする上記（１）記載の溶接金属靭性に優れる溶接入熱８００〜１５００ｋＪ／ｃｍの大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ。
【００１６】
（４）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜２．６％、Ｎｂ：０．０２〜０．１７％、Ｖ：０．１〜１．７％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（３）の何れか１項に記載の溶接金属靭性に優れる溶接入熱８００〜１５００ｋＪ／ｃｍの大入熱エレクトロスラグ溶接用ワイヤ。
【００１７】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の技術思想について、金属学的効果の点から説明する。
【００１８】
図１に従来技術における溶接金属組織（左図）と本発明における溶接金属組織（右図）模式的に示す。
【００１９】
一般に溶接金属の組織は、溶接、凝固後の冷却過程でδフェライト相からオーステナイト相へ変態し、その後、αフェライト相へ変態することにより最終組織が形成される。従来、エレクトロスラグ溶接等の約８００ｋＪ／ｃｍ程度以上の大入熱エレクトロスラグ溶接においては、凝固後の高い温度域でδフェライト相からオーステナイト相へ変態するため、図１の左図（ａ）、（ｂ）に示すようにオーステナイトの成長によりその粒径が粗大化していた。さらにオーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒界８の周囲に粒界フェライト７で示す靭性に有害な粗大な初析フェライト１３が生成したり、粗粒なベーナイト１０及びアシキュラーフェライト１１で示すような粗大なベーナイトあるいはアシキュラーフェライト９が生成する。即ち、オーステナイト粒内に靭性に有害な粗大で硬くて脆い粗粒なセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）１２が生成し、これらにより溶接金属の靭性低下が顕著であった。
【００２０】
そこで、本発明者らは、上記の問題を改善するための溶接ワイヤの成分組成について溶接実験等により鋭意検討を行った。
【００２１】
その結果、溶接、凝固後のδフェライト相を低温領域まで熱力学的に安定させる元素としてＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶが有効であり、これらの元素を溶接金属に多く含有させると同時にオーステナイトを安定化させる元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ）を可能な限り低減させることにより、溶接金属凝固後、比較的低温の領域までδフェライト相を維持し、オーステナイト相への変態を低温領域で行わせることにより、大入熱のエレクトロスラグ溶接における溶接金属中のオーステナイト粒の粗大化を抑制でき、溶接金属組織を微細化できることを見い出した。
【００２２】
また、オーステナイト相からαフェライト相への変態過程で、オーステナイト粒内に細粒なベーナイトあるいはアシキュラーフェライト１４を生成させ、それらの組織で覆い尽くせば、脆性亀裂の発生起点となるセメンタイトを粒内に粗粒なセメンタイト１７として微細分散され、上記の結晶粒の微細化による脆性亀裂進展時の破面単位の細分化の効果と併せて、溶接金属の靭性を大幅に向上できることを知見した。発明者らは、実験によりこのようにオーステナイト粒界８で示すオーステナイト粒内に細粒なベーナイト１５またはアシキュラーフェライト１１を生成させるためには、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶの適正量の添加による焼入性向上が有効であることを明らかにした。
【００２３】
また、本発明者らは、上記の結晶粒の微細化及び粒内組織の微細ベーナイトまたはアシキュラーフェライト組織の生成を利用したセメンタイトの微細分散化がもたらす靱性向上効果をより顕著に発現させるために、さらにＢのオーステナイト粒界への偏析作用を利用し、オーステナイト粒の微細化に伴って顕著になると思われるオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する方法が有効であることが判った。
【００２４】
さらに、本発明者らは、上記の手段に加えて、溶接金属に添加するＣの含有量を抑制したり、セメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）の生成を抑制する作用を有するＳｉの含有量を適量添加することによりオーステナイト相から各種フェライト相（初析フェライト、ベーナイトあるいはアシキュラーフェライト）への変態過程あるいは変態終了後に、粒内に生成する靭性に有害な粗大で硬くて脆いセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）の生成を低減し、溶接金属の靭性をより向上させることができることを明らかにした。
【００２５】
なお、本発明によれば、図１の右図（ｃ）、（ｄ）に示すように、溶接金属中に結晶粒が微細であり、粒内組織が細粒なベーナイト１５及び酸化物１６を含むアシキュラーフェライト１１主体組織で細粒なセメンタイト１７が微細分散されているとともに、粒界（初析）フェライトが少ないことを特徴とする靭性に優れた組織が得られる。
【００２６】
本発明は、以上の知見からなさせたものであり、本発明者らは大入熱エレクトロスラグ溶接金属の靭性向上を目的として、溶接ワイヤ中にδフェライト相を安定させるとともに焼入性を向上させる元素であるＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶを所定量含有し、かつオーステナイト粒界での粗大な初析フェライトの生成を抑制する効果のあるＢを所定量含有することを特徴し、この溶接ワイヤを用いることにより引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼を大入熱エレクトロスラグ溶接時でも従来に比べて溶接金属の靭性を向上することができる。
【００２７】
また、本発明では、さらに、結晶粒内の靭性を害するセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）の生成を抑制するために、この溶接ワイヤ中に含有するＣの含有量を抑制し、Ｓｉの含有量を増加させることにより、さらに、大入熱エレクトロスラグ溶接時の溶接金属の靭性を向上できるものである。
【００２８】
以下に本発明のワイヤに含有させる化学成分の限定理由について説明する。
なお、以下の％は、質量％を示す。
【００２９】
Ｃは、溶接金属の強度を向上させる成分であり、５００〜６００ＭＰａ以上の溶接金属の引張強度を確保するためには、ワイヤ中に０．０２％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃは、オーステナイトの安定化元素であるために溶接金属に過剰に含有するとオーステナイト粒が粗大化し、また、溶接金属の硬さが過剰となって溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．３４％とした。また、溶接金属にＣを過剰に含有するとオーステナイト粒内に靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）が多く生成するため、さらにＣの含有量の上限を０．１５％とすることがより溶接金属の靭性を向上させるために好ましい。
【００３０】
Ｓｉは、脱酸元素として働き、溶接金属の不純物としての酸素量を減少させる成分であるが、本発明では、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化するために有効な元素として、ワイヤ中に０．０５％以上含有させる必要がある。また、Ｓｉは、このオーステナイト粒径を微細化する効果に加えて、オーステナイト粒内に生成する靭性に有害な粗大なセメンタイト（Ｆｅ₃Ｃ）の生成を抑制する効果あり、その効果を得るためには、ワイヤ中に０．３％以上含有させることが好ましい。しかしながら、１．５％を超えてワイヤ中に含有すると溶接金属の硬さを過剰に高め、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を１．５％とした。
【００３１】
Ｍｎは、溶接金属の強度の向上及び脱酸作用を有し、その含有量が０．５％を下回ると溶接金属の十分な強度が得られず、また、溶接金属の酸素量が高くなり、溶接金属の靭性を劣化させるので、その含有量の下限を０．５％とした。しかしながら、Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であるため、その含有量が３．５％を超えると、溶接金属中のオーステナイトの粒が粗大化するのでオーステナイトの粒の微細化のために、その含有量の上限を３．５％とする。
【００３２】
Ｍｏは、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性の向上のために重要な元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接ワイヤ中に０．０３％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を２．４％とした。
【００３３】
Ｎｉは、溶接金属中のフェライトマトリックスの靭性を向上させる元素であるが、オーステナイトの安定化元素であり、過剰に含有されるとオーステナイト粒を粗大化させるため、本発明では、オーステナイト粒の微細化のために、その含有量の上限を３％とした。
【００３４】
Ｔｉは、溶接金属中で微量でもＴｉ酸化物等を形成して、強度、靭性の向上のために有効な微細な結晶粒のアシキュラーフェライトを生成するための核生成サイトとなり、その十分な効果を得るためにワイヤ中に０．０００７％以上含有する必要がある。しかしながら、０．３％を超えてワイヤ中に含有されると、酸化物あるいは窒化物として固定されなかったＴｉがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．３％とした。
【００３５】
Ｂは、微量でも溶接金属中のオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界における靭性に有害な初析フェライトの変態を抑止するので、０．０００3％以上含有する必要がある。しかしながら、０．０１３％を超えてワイヤ中に含有されると、過剰なＢがフェライトマトリックス中に固溶し、靭性を劣化させるので、その含有量の上限を０．０１３％とした。
【００３６】
Ｎは、溶接金属において不純物元素であり、溶接金属に固溶したＮがフェライトマトリックスの靭性を劣化させ、さらに過剰に溶接金属中に含有されるとＢを窒化物として固定してしまい、上記のＢのオーステナイト粒界での初析フェライト変態の抑止効果を低下させる。そこで、本発明では、その含有量の上限を０．００９％に制限した。
【００３７】
Ｏは、微少量の添加によりオーステナイト粒内に強度、靭性の向上に有効なアシキュラーフェライト変態の核生成サイトとしてＴｉ酸化物を形成するため、０．０００９％以上添加する必要がある。しかしながら過剰に含有させると溶接金属の靭性を劣化させるのでその含有量の上限を０．００９％とした。
【００３８】
ＣｒはＭｏと同様に、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性の向上のためにのぞましい元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接ワイヤ中に０．０３％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を２．６％とした。
【００３９】
ＮｂもＣｒと同様に、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性の向上のためにのぞましい元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接ワイヤ中に０．２％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を０．１７％とした。
【００４０】
ＶもＣｒと同様に、δフェライトの安定化元素としてオーステナイトの粗大化を抑制し、オーステナイト粒径を微細化すると同時に、オーステナイトからαフェライトの変態時には焼入性増大元素として有効に機能し、結晶粒内のベーナイトあるいはアシキュラーフェライトの生成を促進するので、本発明では、溶接金属の靭性の向上のためにのぞましい元素である。この効果を得るために、本発明では、溶接ワイヤ中に０．１％以上含有される必要がある。しかしながら、過剰に含有されると溶接金属を過剰に硬化させ、溶接金属の靭性を劣化させるので、本発明では、その含有量の上限を１．７％とした。
【００４１】
なお、本発明においてワイヤ中のＳｉ及びＭｎが脱酸剤元素として作用するが、さらに脱酸作用を強化するために、例えばＡｌ等の脱酸元素を０．０３％以下の範囲で添加してしても良い。
【００４２】
また、これらの成分の添加量はソリッドワイヤでの使用を前提に決定したが、これらの合金成分の添加をフラックス入りワイヤ中のフラックスから相当量だけ施してもその効果は同等である。
【００４３】
【実施例】
以下に本発明の実施例により本発明の効果を説明する。
【００４４】
表１に示す化学組成を揺する鋼板を用い、表２に示す２種類の組合せのスキンプレート、ダイアフラム、側板の寸法に切断加工した。図２に示すようにスキンプレート１の板厚（ＴＳ）が８０ｍｍあるいは８５ｍｍ、スキンプレート１の板幅（ＷＳ）が５００ｍｍ、ダイアフラム２の板厚（ＴＤ）が５０ｍｍあるいは８５ｍｍ、ダイアフラム２の板幅（ＷＤ）が５００ｍｍ、側板３の板厚（ＴＢ）が８０ｍｍあるいは８５ｍｍ、側板３の板幅（ＷＢ）が３５ｍｍ、ギャップ（Ｇ）が２５ｍｍである溶接用開先を組立てた。ここで、スキンプレート１、ダイアフラム２及び側板３の板厚（各々ＴＳ、ＴＤ及びＴＢ）の大きさは表２及び表３に示す通り、溶接条件により異なる。次に、この溶接用開先を表３に示す溶接条件で、表４に示すＷ１からＷ２５の２５種類のワイヤを使用して、大入熱エレクトロスラグ溶接を行った。
【００４５】
溶接終了後、図３に示すように溶接金属４のスキンプレート板厚方向の最大幅（ｔ_W2）の中心であり且つダイアフラム板厚方向の最大幅（ｔ_W1）の両端からそれぞれ１／４の２箇所の位置から引張試験片５を採取し、溶接金属４のダイアフラム板厚方向の最大幅（ｔ_W1）の中心位置からシャルピー衝撃試験片６を採取して、それぞれ機械試験を実施した。靭性の評価は０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、各々繰返し数：３本の平均により評価した。溶接ワイヤを引張強度：５００〜６００ＭＰａ級鋼に適用することを鑑みて、溶接金属の機械的性質を評価するに当たり、溶接金属の引張強度及び０℃における吸収エネルギー平均値の目標はそれぞれ６２０ＭＰａ以上及び１００Ｊとした。
【００４６】
表４にこれらの試験結果を示す。これらの結果から明らかなように、本発明による溶接ワイヤによる溶接金属は良好な強度と靭性を有する。
【００４７】
これらに対し、溶接ワイヤＷ１３からＷ１６による溶接金属はワイヤ中のＢが低すぎたため、十分な溶接金属の靭性が得られていない。
【００４８】
溶接ワイヤＷ１７による溶接金属はワイヤのＢが高すぎて、靭性が不足している。
【００４９】
溶接ワイヤＷ１８による溶接金属はワイヤのＣが低すぎて、強度が不足している。
【００５０】
溶接ワイヤＷ１９による溶接金属はワイヤのＣが高すぎて、靭性が不足している。
【００５１】
溶接ワイヤＷ２０からＷ２２による溶接金属はそれぞれワイヤのＳｉ、Ｍｏ及びＴｉがそれぞれ低すぎたために、靭性が不足している。
【００５２】
溶接ワイヤＷ２３からＷ２７による溶接金属はそれぞれワイヤのＮ、Ｏ、Ｃｒ、Ｎｂ及びＶがそれぞれ高すぎたために、靭性が不足している。
【００５３】
したがって、比較例ではいずれも溶接金属において十分な機械的性質が得られず、健全なエレクトロスラグ溶接用ワイヤとして使用できるものではない。
【００５４】
【表１】

【００５５】
【表２】

【００５６】
【表３】

【００５７】
【表４】

【００５８】
【発明の効果】
本発明の溶接ワイヤは、従来高靭性を得ることが困難であった溶接入熱８００〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度までの大入熱エレクトロスラグ溶接において優れた機械的性質を有する溶接金属を提供することが可能であり、建築構造物の安全性を著しく高めることができると同時に生産効率を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来技術（ａ）、（ｂ）及び本発明（ｃ）、（ｄ）における溶接金属の組織学的特徴を示す概念図である。
【図２】本発明の実施例の説明に用いた溶接開先形状を示す図である。
【図３】本発明の実施例の説明に用いた溶接金属の試験片採取位置を示す図である。
【符号の説明】
１スキンプレート
２ダイアフラム
３側板
４溶接金属
５引張試験片
６シャルピー衝撃試験片
７粒界フェライト
８オーステナイト粒界
９粗大なベーナイトあるいはアシキュラーフェライト
１０粗粒なベーナイト
１１アシキュラーフェライト
１２粗粒なセメンタイト
１３初析フェライト
１４細粒なベーナイトあるいはアシキュラーフェライト
１５細粒なベーナイト
１６酸化物
１７細粒なセメンタイト
ＴＳスキンプレートの板厚
ＷＳスキンプレートの板幅
ＴＤダイアフラムの板厚
ＷＤダイアフラムの板幅
ＴＢ側板の板厚
ＷＢ側板の板幅
Ｇギャップ
ｔ_w1 溶接金属のダイアフラムの板厚方向の最大厚
ｔ_w2 溶接金属のスキンプレートの板厚方向の最大幅[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a wire used for electroslag welding of a high-strength steel plate, particularly in high heat input electroslag welding when building various welded steel structures such as buildings, shipbuilding, bridges, offshore structures, tanks, etc. The present invention relates to a high heat input electroslag welding wire from which a weld metal having good toughness can be obtained.
[0002]
[Prior art]
Particularly in a building structure, from the viewpoint of preventing brittle fracture of a structure at the time of an earthquake, there is a great social demand for increasing the toughness of the weld metal.
[0003]
In general, electroslag welding can be performed with high efficiency by one-pass welding with high heat input, so it is often used for vertical welding of steel diaphragms and longages such as joints, bridges, and shipbuilding. Yes.
[0004]
Electroslag has a large welding heat input of about 800 kJ / cm compared to general arc welding, so the cooling rate of the weld metal is low, and coarse proeutectoid ferrite (α) is generated from the austenite (γ) grain boundary during the cooling process. It is easy to produce and sufficient weld metal toughness cannot be obtained.
[0005]
In order to remedy this problem, as a technique for defining the component composition of the wire for electroslag welding, for example, JP-A-53-73444, JP-A-1235715, JP-A-59-179289, JP-A-2922575. No. 1, JP-A-08-164497, JP-A-08-168895, JP-A-09-66374, JP-A-1791983, and the like. Further, the grain boundary structure is not actively controlled, and sufficient weld metal toughness cannot be obtained with these known welding wires.
[0006]
As a method for improving the toughness of weld metal by controlling the structure grain size, intragranular structure and grain boundary structure of electroslag weld metal, see, for example, a high-efficiency electroslag of structural steel by Osaka University In "Research on toughness improvement of weld metal" (February 1995), by adding a large amount of 4.18% Ni to the welding wire, the average Charpy absorbed energy at 0 ° C of 115J is high in the weld metal. It has been shown that toughness can be obtained. Such a large amount of Ni added to the welding wire is not practically preferable because it significantly increases the manufacturing cost of the welding wire used for welding a general-purpose structure that is not for low-temperature use.
[0007]
Furthermore, in this paper, in order to suppress the decrease in weld metal toughness due to the formation of coarse pro-eutectoid ferrite formed at the austenite grain boundary, the Si in the weld metal is reduced, and the fine old austenite grains in the center of the weld metal By reducing or eliminating the region, coarse austenite grains are generated, and then fine acicular ferrite or bainite having good toughness is generated in the grains, and for these volume fractions, A method for improving the toughness of the entire weld metal by relatively reducing the volume fraction of pro-eutectoid ferrite that impairs toughness is shown.
[0008]
However, such a method is effective to some extent for the toughness of weld metal when the weld metal strength is less than about 500 MPa in tensile strength, but electroslag welding has a large welding heat input and a low cooling rate of the weld metal. In this case, it is impossible to completely erase coarse pro-eutectoid ferrite which is harmful to toughness generated at the austenite grain boundaries of weld metal and has low strength, and the strength of weld metal is insufficient, and the tensile strength is 500 MPa. It is impossible to apply to the above structure.
[0009]
That is, for the construction of large structures such as buildings, shipbuilding, bridges, marine structures, etc., in recent years, it is often required to apply steel having a tensile strength of 500 to 600 MPa, from the viewpoint of the safety of the structure. The weld metal also needs to have a tensile strength sufficiently higher than 600 MPa, and a decrease in Si causes a problem in order to obtain a sufficient weld metal strength.
[0010]
As another method, conventionally, in order to improve the toughness of the weld metal in high heat input arc welding, Ti oxide is generated by adding Ti to the weld metal, and fine acicular ferrite is formed using this as a core. There is known a method for producing a toughened weld metal by forming it. However, in electroslag welding, the molten pool is maintained for a longer time than in general arc welding, so even if a considerable amount of Ti is added to the weld metal, the Ti oxide moves into the slag bath and melts. Since it separates from the metal, it does not function sufficiently as an effective nucleation site for acicular ferrite, and this method alone cannot ensure sufficient toughness of the weld metal.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above-mentioned problems of the prior art, the present invention has a Charpy absorbed energy at 0 ° C. even in a high heat input electroslag welding of a steel having a tensile strength of 500 to 600 MPa with a heat input of approximately 1500 kJ / cm or less. It aims at providing the welding wire which can obtain the weld metal of the outstanding toughness of 100J or more.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The present invention solves the above-mentioned problems, and the gist of the invention is as follows.
[0013]
(1) By mass%, C: 0.02 to 0.34%, Si: 0.09 to 1.5%, Mn: 0.5 to 3.5%, Mo: 0.03 to 2.4% Ni: 3% or less, Ti: 0.0007-0.3%, B: 0.0003-0.013%, N: 0.009% or less, O: 0.0009-0.009% A high heat input electroslag welding wire having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm and excellent in weld metal toughness, wherein the balance is made of inevitable impurities and Fe.
[0014]
(2) Large heat input electroslag having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm, which is excellent in weld metal toughness as described in (1) above, containing C: 0.02 to 0.15% by mass% Welding wire.
[0015]
(3) Large heat input electroslag having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm, which is excellent in weld metal toughness as described in (1) above, containing Si: 0.3 to 1.5% by mass%. Welding wire.
[0016]
(4) Further, by mass%, Cr: 0.03 to 2.6%, Nb: 0.02 to 0.17%, V: 0.1 to 1.7% of one kind or two or more kinds A high heat input electroslag welding wire having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm and excellent in weld metal toughness as described in any one of (1) to (3) above.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the technical idea of the present invention will be described in terms of metallurgical effects.
[0018]
FIG. 1 schematically shows a weld metal structure in the prior art (left figure) and a weld metal structure in the present invention (right figure).
[0019]
In general, the structure of the weld metal is transformed from the δ ferrite phase to the austenite phase in the cooling process after welding and solidification, and then transformed into the α ferrite phase to form the final structure. Conventionally, in high heat input electroslag welding of about 800 kJ / cm or more such as electroslag welding, the transformation from the δ ferrite phase to the austenite phase in a high temperature range after solidification, the left figure (a) of FIG. As shown in (b), the grain size was coarsened by the growth of austenite. Further, in the transformation process from the austenite phase to the α ferrite phase, coarse proeutectoid ferrite 13 harmful to the toughness shown by the grain boundary ferrite 7 is formed around the austenite grain boundary 8, coarse grained bainite 10 and acicular ferrite. Coarse bainite or acicular ferrite 9 as shown in FIG. That is, coarse cementite (Fe ₃ C) 12 which is coarse, hard and brittle, which is harmful to toughness, is produced in the austenite grains, and the toughness of the weld metal is significantly reduced.
[0020]
Therefore, the present inventors diligently studied the component composition of the welding wire for improving the above problems by welding experiments and the like.
[0021]
As a result, Si, Mo, Cr, Nb and V are effective as elements for thermodynamically stabilizing the δ ferrite phase after welding and solidification to a low temperature region, and a large amount of these elements are contained in the weld metal and at the same time austenite. By reducing as much as possible the elements (C, Mn, Ni) that stabilize the iron, the δ ferrite phase is maintained up to a relatively low temperature region after solidification of the weld metal, and the transformation to the austenite phase is performed in the low temperature region. Thus, it has been found that the coarsening of austenite grains in the weld metal in electroslag welding with high heat input can be suppressed, and the weld metal structure can be refined.
[0022]
Further, in the process of transformation from the austenite phase to the α-ferrite phase, fine bainite or acicular ferrite 14 is formed in the austenite grains and covered with these structures, cementite that is the starting point of brittle cracks is formed in the grains. It was found that the toughness of the weld metal can be greatly improved in combination with the effect of subdividing the fracture surface units during the progress of the brittle cracks due to the above-mentioned refinement of crystal grains. In order to produce fine banite 15 or acicular ferrite 11 in the austenite grains indicated by the austenite grain boundaries 8 as described above, the inventors of the present invention have experimented with appropriate amounts of Si, Mo, Cr, Nb and V. It was clarified that hardenability improvement by addition was effective.
[0023]
In addition, the present inventors have made it more prominent to exhibit the toughness-improving effect brought about by the fine dispersion of cementite using the above-described refinement of crystal grains and the formation of fine bainite or acicular ferrite structure of the intragranular structure. Furthermore, it is effective to utilize the segregation action of B on the austenite grain boundary and to suppress the formation of coarse pro-eutectoid ferrite at the austenite grain boundary which seems to be remarkable as the austenite grain is refined. understood.
[0024]
Furthermore, in addition to the above-mentioned means, the present inventors added an appropriate amount of Si content that has an action of suppressing the content of C added to the weld metal or suppressing the formation of cementite (Fe ₃ C). Of coarse, hard and brittle cementite (Fe ₃ C) harmful to the toughness generated in the grains after the transformation process from the austenite phase to various ferrite phases (pre-deposited ferrite, bainite or acicular ferrite) or after the transformation is completed It was clarified that the generation can be reduced and the toughness of the weld metal can be further improved.
[0025]
In addition, according to this invention, as shown to the right figure (c) of FIG. 1, (d), the bainite 15 and the oxide 16 with which the crystal grain is fine in a weld metal and the grain structure is fine are included. A fine-grained cementite 17 is finely dispersed in the acicular ferrite 11-containing main structure, and a structure having excellent toughness characterized by a small amount of grain boundary (predeposition) ferrite is obtained.
[0026]
The present invention has been made based on the above knowledge, and the present inventors have stabilized the δ ferrite phase in the welding wire and improved the hardenability for the purpose of improving the toughness of the high heat input electroslag weld metal. Containing a predetermined amount of elements Si, Mo, Cr, Nb and V, and a predetermined amount of B having an effect of suppressing the formation of coarse pro-eutectoid ferrite at the austenite grain boundary, By using a welding wire, the toughness of the weld metal can be improved compared with the conventional case even when high-strength steel having a tensile strength of 500 to 600 MPa class is subjected to high heat input electroslag welding.
[0027]
Further, in the present invention, in order to suppress the formation of cementite (Fe ₃ C) that impairs the toughness in the crystal grains, the content of C contained in the welding wire is suppressed, and the content of Si is increased. By doing so, the toughness of the weld metal at the time of high heat input electroslag welding can be improved.
[0028]
The reason for limiting the chemical components contained in the wire of the present invention will be described below.
In addition, the following% shows the mass%.
[0029]
C is a component that improves the strength of the weld metal, and in order to ensure the tensile strength of the weld metal of 500 to 600 MPa or more, it is necessary to contain 0.02% or more in the wire. However, since C is an austenite stabilizing element, if contained excessively in the weld metal, the austenite grains become coarse, and the hardness of the weld metal becomes excessive and deteriorates the toughness of the weld metal. The upper limit of 0.34%. Further, when C is excessively contained in the weld metal, a large amount of coarse cementite (Fe ₃ C) harmful to toughness is generated in the austenite grains. Therefore, the upper limit of the C content is preferably set to 0.15%. This is preferable for improving the toughness of the weld metal.
[0030]
Si is a component that acts as a deoxidizing element and reduces the amount of oxygen as an impurity in the weld metal, but in the present invention, it suppresses austenite coarsening and refines the austenite grain size as a stabilizing element for δ ferrite. Therefore, it is necessary to contain 0.05% or more in the wire as an effective element. In addition to the effect of refining the austenite grain size, Si has the effect of suppressing the formation of coarse cementite (Fe ₃ C) that is harmful to the toughness produced in the austenite grains. Is preferably contained in the wire in an amount of 0.3% or more. However, if the content exceeds 1.5% in the wire, the hardness of the weld metal is excessively increased and the toughness is deteriorated, so the upper limit of the content was set to 1.5%.
[0031]
Mn has the effect of improving the strength of the weld metal and deoxidizing, and if its content is less than 0.5%, sufficient strength of the weld metal cannot be obtained, and the oxygen content of the weld metal is increased, Since the toughness of the weld metal is deteriorated, the lower limit of the content is set to 0.5%. However, since Mn is a stabilizing element of austenite, if its content exceeds 3.5%, the austenite grains in the weld metal are coarsened. The upper limit of the amount is 3.5%.
[0032]
Mo suppresses the austenite coarsening as a stabilizing element of δ ferrite and refines the austenite grain size, and at the same time, effectively functions as a hardenability increasing element during the transformation of austenite to α ferrite, and the bainite in the crystal grains. Alternatively, since the formation of acicular ferrite is promoted, the present invention is an important element for improving the toughness of the weld metal. In order to acquire this effect, in this invention, it is necessary to contain 0.03% or more in a welding wire. However, if contained excessively, the weld metal is excessively cured and the toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is set to 2.4%.
[0033]
Ni is an element that improves the toughness of the ferrite matrix in the weld metal, but is an austenite stabilizing element, and if contained excessively, austenite grains are coarsened. Therefore, the upper limit of the content is 3%.
[0034]
Ti is a nucleation site that forms Ti oxides, etc., even in trace amounts in the weld metal, and produces fine-grained acicular ferrite that is effective for improving strength and toughness. Therefore, it is necessary to contain 0.0007% or more in the wire. However, if it exceeds 0.3% and contained in the wire, Ti that has not been fixed as an oxide or nitride is dissolved in the ferrite matrix and deteriorates the toughness, so the upper limit of the content is 0. .3%.
[0035]
B is segregated at the austenite grain boundary in the weld metal even in a small amount and suppresses the transformation of pro-eutectoid ferrite harmful to toughness at the austenite grain boundary. Therefore, B must be contained in an amount of 0.0003% or more. However, if the content exceeds 0.013% in the wire, excessive B dissolves in the ferrite matrix and deteriorates the toughness. Therefore, the upper limit of the content is set to 0.013%.
[0036]
N is an impurity element in the weld metal, and N dissolved in the weld metal deteriorates the toughness of the ferrite matrix, and if it is excessively contained in the weld metal, B is fixed as a nitride. The effect of suppressing the pro-eutectoid ferrite transformation at the austenite grain boundary of B is reduced. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is limited to 0.009%.
[0037]
Since O forms Ti oxide as a nucleation site of acicular ferrite transformation that is effective in improving strength and toughness in the austenite grains when added in a small amount, it is necessary to add 0.0009% or more. However, if it is contained excessively, the toughness of the weld metal is deteriorated, so the upper limit of its content was made 0.009%.
[0038]
Cr, like Mo, suppresses the coarsening of austenite as a stabilizing element of δ ferrite, refines the austenite grain size, and at the same time, effectively functions as a hardenability increasing element during transformation of austenite to α ferrite. In the present invention, since it promotes the formation of intragranular bainite or acicular ferrite, it is a desirable element for improving the toughness of the weld metal. In order to acquire this effect, in this invention, it is necessary to contain 0.03% or more in a welding wire. However, if contained excessively, the weld metal is excessively cured and the toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is set to 2.6%.
[0039]
Nb, like Cr, suppresses the coarsening of austenite as a stabilizing element of δ ferrite, refines the austenite grain size, and at the same time functions effectively as a hardenability increasing element during the transformation of austenite to α ferrite. In the present invention, since it promotes the formation of intragranular bainite or acicular ferrite, it is a desirable element for improving the toughness of the weld metal. In order to acquire this effect, in this invention, it is necessary to contain 0.2% or more in a welding wire. However, if contained excessively, the weld metal is excessively cured and the toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is set to 0.17%.
[0040]
V, like Cr, suppresses the coarsening of austenite as a stabilizing element of δ ferrite, refines the austenite grain size, and at the same time, effectively functions as a hardenability increasing element during the transformation of austenite to α ferrite. In the present invention, since it promotes the formation of intragranular bainite or acicular ferrite, it is a desirable element for improving the toughness of the weld metal. In order to acquire this effect, in this invention, it is necessary to contain 0.1% or more in a welding wire. However, if contained excessively, the weld metal is excessively cured and the toughness of the weld metal is deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the content is set to 1.7%.
[0041]
In the present invention, Si and Mn in the wire act as deoxidizer elements, but in order to further enhance the deoxidation action, for example, a deoxidation element such as Al is added in a range of 0.03% or less. You may do it.
[0042]
Moreover, although the addition amount of these components was determined on the premise that it is used in a solid wire, the effect is equivalent even if a considerable amount of these alloy components are added from the flux in the flux-cored wire.
[0043]
【Example】
The effects of the present invention will be described below with reference to examples of the present invention.
[0044]
A steel plate having a chemical composition shown in Table 1 was used and cut into dimensions of skin plates, diaphragms, and side plates of two types of combinations shown in Table 2. As shown in FIG. 2, the plate thickness (TS) of the skin plate 1 is 80 mm or 85 mm, the plate width (WS) of the skin plate 1 is 500 mm, the plate thickness (TD) of the diaphragm 2 is 50 mm or 85 mm, and the plate width of the diaphragm 2 A welding groove was assembled in which (WD) was 500 mm, the plate thickness (TB) of the side plate 3 was 80 mm or 85 mm, the plate width (WB) of the side plate 3 was 35 mm, and the gap (G) was 25 mm. Here, as shown in Tables 2 and 3, the thicknesses of the skin plate 1, the diaphragm 2, and the side plates 3 (TS, TD, and TB, respectively) vary depending on the welding conditions. Next, this welding groove was subjected to large heat input electroslag welding using 25 kinds of wires W1 to W25 shown in Table 4 under the welding conditions shown in Table 3.
[0045]
After welding, as shown in FIG. 3, the center of the weld metal 4 is the center of the maximum width (t _W2 ) in the thickness direction of the skin plate and ¼ from both ends of the maximum width (t _W1 ) in the thickness direction of the diaphragm plate. Tensile test pieces 5 were taken from two positions, and Charpy impact test pieces 6 were taken from the center position of the maximum width (t _W1 ) of the weld metal 4 in the thickness direction of the diaphragm plate, and mechanical tests were performed. The toughness was evaluated by a Charpy impact test at 0 ° C., and the number of repetitions was evaluated by the average of three. In view of applying the welding wire to tensile strength: 500 to 600 MPa class steel, in evaluating the mechanical properties of the weld metal, the target of the tensile strength of the weld metal and the average value of absorbed energy at 0 ° C. is 620 MPa or more, respectively. 100J.
[0046]
Table 4 shows the results of these tests. As is clear from these results, the weld metal by the welding wire according to the present invention has good strength and toughness.
[0047]
On the other hand, the weld metal from the welding wires W13 to W16 does not have sufficient toughness of the weld metal because B in the wire is too low.
[0048]
The weld metal from the welding wire W17 has a wire B that is too high and lacks toughness.
[0049]
The weld metal by the welding wire W18 has insufficient strength because the wire C is too low.
[0050]
The weld metal by the welding wire W19 has a wire C that is too high and lacks toughness.
[0051]
The weld metal from the welding wires W20 to W22 has insufficient toughness because Si, Mo and Ti of the wires are too low.
[0052]
The weld metal from the welding wires W23 to W27 has insufficient toughness because the wires N, O, Cr, Nb and V are too high.
[0053]
Therefore, none of the comparative examples can obtain sufficient mechanical properties in the weld metal, and cannot be used as a sound electroslag welding wire.
[0054]
[Table 1]

[0055]
[Table 2]

[0056]
[Table 3]

[0057]
[Table 4]

[0058]
【The invention's effect】
The welding wire of the present invention can provide a weld metal having excellent mechanical properties in high heat input electroslag welding up to about 800 to 1500 kJ / cm, which has conventionally been difficult to obtain high toughness. It is possible to significantly increase the safety of building structures and at the same time significantly increase production efficiency.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram showing histological features of weld metal in prior art (a), (b) and the present invention (c), (d).
FIG. 2 is a diagram showing a weld groove shape used for explaining an embodiment of the present invention.
FIG. 3 is a view showing a position for collecting a test piece of weld metal used for explaining an embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Skin plate 2 Diaphragm 3 Side plate 4 Weld metal 5 Tensile specimen 6 Charpy impact specimen 7 Grain boundary ferrite 8 Austenite grain boundary 9 Coarse bainite or acicular ferrite 10 Coarse bainite 11 Acicular ferrite 12 Coarse cementite 13 Proeutectoid ferrite 14 Fine grained bainite or acicular ferrite 15 Fine grained bainite 16 Oxide 17 Fine grained cementite TS Skin plate thickness WS Skin plate width TD Diaphragm plate thickness WD Diaphragm plate width TB Side plate Plate thickness WB Side plate width G Gap t _w1 Maximum thickness of weld metal diaphragm in thickness direction t _w2 Maximum width of weld metal skin plate in thickness direction

Claims

By mass%, C: 0.02~0.34%, Si : 0.09 ~1.5%, Mn: 0.5~3.5%, Mo: 0.03~2.4%, Ni: 3% or less, Ti: 0.0007 to 0.3%, B: 0.0003 to 0.013%, N: 0.009% or less, O: 0.0009 to 0.009%, the balance being A high heat input electroslag welding wire having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm and excellent in weld metal toughness, characterized by comprising inevitable impurities and Fe.

The high heat input electroslag welding wire having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm and excellent in weld metal toughness according to claim 1, characterized by containing C: 0.02 to 0.15% by mass%.

The high heat input electroslag welding wire having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm and excellent in weld metal toughness according to claim 1, comprising Si: 0.3 to 1.5% by mass.

Furthermore, it contains one or more of Cr: 0.03 to 2.6%, Nb: 0.02 to 0.17%, and V: 0.1 to 1.7% by mass%. The high heat input electroslag welding wire having a welding heat input of 800 to 1500 kJ / cm and excellent in weld metal toughness according to any one of claims 1 to 3.