本发明涉及一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝及气体金属电弧焊接方法，特别是涉及一种在极低温环境下所使用的高含Mn钢材焊接用实芯焊丝和使用该焊丝的气体金属电弧焊接方法。
背景技术
近年来，对环境的限制变得严格。液化天然气(以下也称为LNG)由于不含硫，因而被称为不会产生硫化氧化物等大气污染物质的绿色燃料，其需求日益增加。为了输送或保存LNG，要求输送或储存LNG的容器(罐)在LNG的液化温度-162℃以下的温度下保持优异的极低温冲击韧性。
而且，根据保持优异的极低温冲击韧性的必需性来考虑，作为容器(罐)等的材料用，一直以来使用铝合金、9％Ni钢、奥氏体系不锈钢等。
然而，铝合金由于拉伸强度较低，因而需要将结构物的板厚设计得较大，另外，存在焊接性较差的问题。另外，9％Ni钢由于需要使用昂贵的Ni基材料作为焊接材料，因而在经济上是不利的。另外，奥氏体系不锈钢存在价格高、母材强度也较低的问题。
基于这样的问题，作为输送或储存LNG的容器(罐)用材料，最近研究了以质量％计含有10～35％左右的Mn的高含Mn钢(以下也称为高Mn钢)的应用。高Mn钢具有如下特征：即使在极低温下也是奥氏体相，不发生脆性破坏，另外，与奥氏体系不锈钢相比，具有更高强度。因此，期望开发一种可稳定焊接这样的高含Mn钢材的焊接材料。
针对这样的期望，例如在专利文献1中提出了“埋弧焊接及气体金属电弧焊接用实芯焊丝”。专利文献1中所记载的实芯焊丝是具有如下组成的实芯焊丝：以重量％计，包含C：0.15～0.8％、Si：0.5～1.5％、Mn：15～32％、Cr：5.5％以下、Mo：1.5～3％、S：0.025％以下、P：0.025％以下、B：0.01％以下、Ti：0.05～1.2％、N：0.005～0.5％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。如果使用专利文献1中所记载的实芯焊丝进行焊接，则可确保焊接接合部具有优异冲击韧性，即，在试验温度：-196℃下的夏比冲击试验吸收能量为32J以上。
另外，在专利文献2提出了“极低温冲击韧性优异的高强度焊接接合部及用于该焊接接合部的电弧焊接用药芯焊丝”。专利文献2中所记载的电弧焊接用药芯焊丝是具有如下组成的焊丝：以重量％计，包含C：0.15～0.8％、Si：0.2～1.2％、Mn：15～34％、Cr：6％以下、Mo：1.5～4％、S：0.02％以下、P：0.02％以下、B：0.01％以下、Ti：0.09～0.5％、N：0.001～0.3％、TiO2：4～15％、选自SiO2、ZrO2及Al2O3中1种以上的合计：0.01～9％、选自K、Na及Li中1种以上的合计：0.5～1.7％、F与Ca中的1种以上：0.2～1.5％、剩余部分为Fe及其它不可避免的杂质。如果使用专利文献2中所记载的电弧焊接用药芯焊丝进行焊接，则可有效地得到具有-196℃下夏比冲击试验吸收能量为28J以上的优异低温韧性及常温拉伸强度为400MPa以上的高强度的焊接接合部，另外，将焊丝组成调整为Mo：1.5％以上，可确保焊接接合部具有优异的耐高温断裂性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:韩国登录特许第10-1560899号公报
专利文献2:日本特表2017-502842号公报
技术实现要素：
然而，在专利文献1中所记载的技术中，对于以焊接热输入量0.9kJ/mm进行焊接施工而成的焊接部，仅能确认到具有极低温冲击韧性，即，在试验温度-196℃下的夏比冲击试验吸收能量满足32J以上。根据本发明人等的研究发现，对于专利文献1中所记载的技术，在实际施工焊接时的各种焊接条件下进行焊接施工的情况下，有焊接部在极低温环境下发生脆性破坏的风险。其原因在于，对于专利文献1中所记载的技术，在实际施工焊接时的各种焊接条件下进行焊接时，存在因焊接部的经粗大化的枝晶臂而使溶质元素变得稀薄，从而使奥氏体的稳定性降低的情况，在这样的情况下，存在焊接接合部在极低温环境下发生脆性破坏的担忧。
另外，在专利文献2中所记载的技术中，由于其为药芯焊丝，因而存在焊接时烟雾的产生量变多而使焊接者暴露在烟雾量较多的环境下的问题。应予说明，根据本发明人等的研究发现，通过制成实芯焊丝来代替药芯焊丝，使其组成减少了形成碳化物的元素或B含量，提高实芯焊丝的制造性，从而可以避免该问题。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，即，提供一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝及使用该焊丝的气体金属电弧焊接方法，该气体金属电弧焊接用实芯焊丝适合作为极低温环境下使用的高含Mn钢材用焊接材料，可以制作兼具高强度高延展性、及优异的极低温冲击韧性的焊接接合部。
应予说明，此处所说的“高强度高延展性”是指，通过气体金属电弧焊接而依据JIS Z 3111的规定所制作的熔接金属(焊接金属)的常温屈服强度(0.2％耐力)为400MPa以上，拉伸强度为660MPa以上，总伸长率为40％以上。另外，“优异的极低温冲击韧性”是指，通过气体金属电弧焊接而依据JIS Z 3111的规定所制作的熔接金属(焊接金属)在试验温度-196℃下的夏比冲击试验吸收能量vE-196为28J以上，脆性断面率为10％以下。
本发明人等为了实现上述目的，针对实芯焊丝的组成对熔接金属的极低温冲击韧性所造成的影响进行了深入研究。其结果是发现：为了提高熔接金属的极低温冲击韧性，防止脆性破坏的发生，首先需要充分提高奥氏体的稳定度。而且，本发明人等发现：根据与所含有的合金元素量的关联，由下述(1)式所定义的SFE值作为奥氏体的稳定度的指标是有效的。
SFE(mJ/m2)＝-53 6.2Ni 0.7Cr 3.2Mn 9.3Mo……(1)
(这里，Ni、Cr、Mn、Mo：各元素的含量(质量％))
而且，本发明人等发现：如果为上述SFE满足17～57(mJ/m2)的范围的组成的实芯焊丝，则焊接时所形成的奥氏体会稳定化，依据JIS Z 3111的规定，在规定焊接条件下所制作的熔接金属成为兼具所需的高强度高延展性、及所需的优异的极低温冲击韧性的熔接金属。
而且，还发现通过对实芯焊丝的组成进行调节，特别是将C调整为0.20～0.80％，将Si调整为0.15～0.90％，进而将Mn调整为15.0～28.0％的特定范围，将Ni调整为0.01～10.0％的特定范围，将Cr调整为0.4～1.9％的特定范围，将B调整为0.0010～0.0050％的特定范围，将属于形成碳化物的元素的V、Ti、Nb分别调整为0.5％以下的特定范围，拉线加工时不发生断裂等缺陷，从而成为实芯焊丝的制造性优异的实芯焊丝。
另外，本发明人等考虑到由于焊接凝固时所形成的枝晶在排出溶质元素的同时进行生长，因而形成溶质元素稀薄的微区域，因此，奥氏体的稳定度降低，从而想到了调整焊接时的冷却速度。发现由此可防止枝晶臂的粗大化，减少溶质元素的排出量，使溶质元素变稀薄的微区域变窄，即使在微区域中也可谋求奥氏体的稳定化，并且发现由此可使熔接金属的极低温冲击韧性进一步提高，防止焊接接合部发生脆性破坏。
本发明基于上述见解，进行了进一步的研究而最终完成的。即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝，其特征在于，具有如下组成，以质量％计，包含
C：0.20～0.80％、
Si：0.15～0.90％、
Mn：15.0～28.0％、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Ni：0.01～10.0％、
Cr：0.4～1.9％、
B：0.0010～0.0050％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；且以下述(1)式所定义的SFE满足17～57(mJ/m2)；
SFE(mJ/m2)＝-53 6.2Ni 0.7Cr 3.2Mn 9.3Mo……(1)
(这里，Ni、Cr、Mn、Mo：各元素的含量(质量％))。
(2)一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝，其特征在于，在上述(1)中，上述组成以质量％计进一步含有合计1.0％以下的选自V：0.5％以下、Ti：0.5％以下、Nb：0.5％以下中的1种或2种以上。
(3)一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝，其特征在于，在上述(1)或(2)中，上述组成以质量％计进一步含有选自Cu：1.0％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.01％以下及REM：0.02％以下中的1种或2种以上。
(4)一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝，其特征在于，在上述(1)～(3)任一项中，上述组成以质量％计进一步含有Mo：3.5％以下。
(5)一种气体金属电弧焊接方法，其特征在于，通过使用实芯焊丝的气体金属电弧焊接而形成焊接金属，从而将高含Mn钢材接合的气体金属电弧焊接方法；
上述实芯焊丝具有如下组成，以质量％计，包含：
C：0.20～0.80％、
Si：0.15～0.90％、
Mn：15.0～28.0％、
P：0.030％以下、
S：0.030％以下、
Ni：0.01～10.0％、
Cr：0.4～1.9％、
B：0.0010～0.0050％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；且以下述(1)式所定义的SFE满足17～57(mJ/m2)；
SFE(mJ/m2)＝-53 6.2Ni 0.7Cr 3.2Mn 9.3Mo……(1)
(这里，Ni、Cr、Mn、Mo：各元素的含量(质量％))
并且，将上述气体金属电弧焊接调节至在1300～1200℃的温度范围的冷却速度CR(℃/s)满足[SFE (冷却速度CR)1/2]：20～70。
(6)一种气体金属电弧焊接方法，其特征在于，在上述(5)中，在上述实芯焊丝中，上述组成的基础上，以质量％计进一步含有合计1.0％以下的选自V：0.5％以下、Ti：0.5％以下、Nb：0.5％以下中的1种或2种以上。
(7)一种气体金属电弧焊接方法，其特征在于，在上述(5)或(6)中，在上述实芯焊丝中，上述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：1.0％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.01％以下和REM：0.02％以下中的1种或2种以上。
(8)一种气体金属电弧焊接方法，其特征在于，在上述(5)～(7)任一项中，在上述实芯焊丝中，上述组成的基础上，以质量％计进一步含有Mo：3.5％以下。
根据本发明，可提供一种气体金属电弧焊接用实芯焊丝及使用其的气体金属电弧焊接方法，该气体金属电弧焊接用实芯焊丝的焊丝制造性优异，进而，可作为高含Mn钢材的焊接材料而容易制造高强度且极低温韧性优异的焊接接合部，在产业上发挥显著的效果。
具体实施方式
本发明的实芯焊丝是适合用于高含Mn钢材的气体金属电弧焊接的实芯焊丝。本发明实芯焊丝是一种可兼具高强度高延展性及优异的极低温韧性、且可以制作高强度高延展性且极低温韧性优异的焊接接合部的焊接材料；该高强度高延展性是指，通过气体金属电弧焊接而依据JIS Z 3111所制作的熔接金属(焊接金属)在常温下的0.2％耐力为400MPa以上，拉伸强度为660MPa以上，总伸长率为40％以上；该优异的极低温韧性是指，在试验温度-196℃下的夏比冲击试验的吸收能量为28J以上，脆性断面率为10％以下。
本发明实芯焊丝具有如下组成：以质量％计包含C：0.20～0.80％、Si：0.15～0.90％、Mn：15.0～28.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Ni：0.01～10.0％、Cr：0.4～1.9％、B：0.0010～0.0050％作为基本组成，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且由下述(1)式所定义的SFE满足17～57(mJ/m2)。
SFE(mJ/m2)＝-53 6.2Ni 0.7Cr 3.2Mn 9.3Mo……(1)
(这里，Ni、Cr、Mn、Mo：各元素的含量(质量％))
首先，对组成的限定理由进行说明。应予说明，以下，组成中的“质量％”简写为“％”。
C：0.20～0.80％
C是具有通过固溶强化而提高焊接金属强度的作用的元素。另外，C使奥氏体相稳定化，提高焊接金属的极低温冲击韧性。为了得到这样的效果，需要含有0.20％以上。然而，如果含有C超过0.80％，则碳化物会析出，极低温冲击韧性降低，进而，容易发生焊接时的高温断裂。因此，C限定在0.20～0.80％的范围。优选为0.30～0.70％。
Si：0.15～0.90％
Si作为脱氧剂发挥作用，具有提高Mn的产率并且提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊珠形状、减少溅镀发生的效果。为了得到这样的效果，Si需要含有0.15％以上。然而，如果含有Si超过0.90％，则会使焊接金属的极低温冲击韧性降低。另外，在凝固时发生偏析，在凝固晶胞界面生成液相，使耐高温断裂性降低。因此，Si限定在0.15～0.90％的范围。优选为0.20～0.70％。
Mn:15.0～28.0％
Mn是廉价且使奥氏体相稳定化的元素，在本发明中，需要含有15.0％以上。如果Mn小于15.0％，则焊接金属(熔接金属)中的Mn稀薄部会生成ε-马氏体，极低温下的韧性显著降低。另一方面，即使含有Mn超过28.0％，不仅改善极低温冲击韧性的效果饱和，还会在凝固时发生过度的Mn偏析，从而诱发高温断裂。因此，Mn限制在15.0～28.0％的范围。优选为18.0～25.0％。
P：0.030％以下
P是在晶界发生偏析而诱发高温断裂、并且降低焊接金属的极低温冲击韧性的元素，在本发明中，优选将其视为杂质元素而尽可能地减少，如果为0.030％以下，则可以允许。因此，P限定在0.030％以下。优选为0.02％以下。另一方面，过度的P减少会导致精炼成本的升高。因此，P优选调整为0.003％以上。
S：0.030％以下
S在焊接金属(熔接金属)中，作为硫化物系中介物MnS而存在。由于MnS成为破坏发生起点，所以使极低温韧性降低。因此，S限定在0.030％以下。优选为0.02％以下。另一方面，过度的S减少会导致精炼成本的升高。因此，S优选调整为0.001％以上。
Ni：0.01～10.0％
Ni是强化奥氏体晶界的元素，其在晶界发生偏析，提高极低温冲击韧性。另外，Ni使位错的迁移率提高。为了得到这样的效果，Ni需要含有0.01％以上。另外，由于Ni也具有使奥氏体相稳定化的效果，因而如果进一步增加含量，则使奥氏体相稳定化，从而提高焊接金属(熔接金属)的极低温冲击韧性。然而，Ni为昂贵的元素，含有超过10.0％的话，在经济上是不利的。因此，Ni限定在0.01～10.0％。优选为1.0～8.0％，更优选为2.0～7.0％。
Cr：0.4～1.9％
Cr具有在极低温下使奥氏体相稳定化，并且提高晶界强度、提高焊接金属的极低温冲击韧性的作用。另外，Cr也具有提高焊接金属的强度的作用。另外，Cr有效地发挥提高熔融金属的液相线、抑制高温断裂发生的作用。进而，Cr也有效地发挥提高焊接金属的耐腐蚀性的作用。为了得到这样的效果，Cr需要含有0.4％以上。如果Cr小于0.4％，则无法确保上述效果。另一方面，如果含有Cr超过1.9％，则在冷却速度较慢的情况下，会在奥氏体晶界生成Cr碳化物，导致极低温冲击韧性的降低。进而，由于Cr碳化物的生成，在焊丝拉线时的加工性会降低。因此，Cr限定在0.4～1.9％的范围。优选为0.5～1.8％。
B：0.0010％～0.0050％
B具有通过在奥氏体晶界发生偏析而提高晶界强度、提高焊接金属的极低温冲击韧性的作用。另外，也具有随着晶界强度的提高而防止拉线加工时的断裂的作用。为了得到这样的效果，B需要含有0.0010％以上。如果B小于0.0010％，则无法确保上述效果。另一方面，如果含有B超过0.0050％，则会与作为不可避免的杂质混入的N键合，在奥氏体晶界形成氮化硼，使晶界强度降低。由于该晶界强度的降低，在焊丝的拉线加工时，奥氏体晶界成为破坏发生起点，产生断线，降低拉线加工性，使焊丝的制造性降低。因此，B限定在0.0010～0.0050％的范围。优选为0.0011～0.0030％。
在本发明的实芯焊丝中，将上述成分作为基本成分。
为了提高焊接金属(熔接金属)的极低温冲击韧性，需要提高奥氏体的稳定度，抑制焊接金属的脆性破坏的发生。因此，在本发明实芯焊丝中，以由下述(1)式所定义的SFE(Stacking Fault Energy，堆垛层错能)满足17～57(mJ/m2)的方式，在上述各成分的含有范围内调整各成分的含量。
SFE(mJ/m2)＝-53 6.2Ni 0.7Cr 3.2Mn 9.3Mo……(1)
(这里，Ni、Cr、Mn、Mo：各元素的含量(质量％))
SFE是本发明中作为宏观的奥氏体的稳定度的指标所采用的值，根据Ni、Cr、Mn、Mo的各含量，以(1)式定义。如果SFE小于17(mJ/m2)，则奥氏体的稳定度较低，无法满足所需的极低温冲击韧性。另一方面，如果SFE超过57(mJ/m2)，则拉伸试验时的加工固化能降低，无法满足所需的拉伸强度。因此，由(1)式所定义的SFE限定在17～57(mJ/m2)的范围。优选为20～55(mJ/m2)。应予说明，在不含有(1)式中所记载的元素的情况下，该元素的含量设为零而算出(1)式的值SFE。
在本发明的实芯焊丝中，除了上述基本成分以外，也可以根据需要进一步选择含有合计1.0％以下的选自V：0.5％以下、Ti：0.5％以下及Nb：0.5％以下中的1种或2种以上、和/或选自Cu：1.0％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.01％以下和REM：0.02％以下中的1种或2种以上、和/或Mo：3.5％以下，来作为任意成分。
合计1.0％以下的选自V：0.5％以下、Ti：0.5％以下及Nb：0.5％以下中的1种或2种以上
V、Ti、Nb均为形成碳化物、有助于提高焊接金属强度的元素，可以根据需要选择含有合计1.0％以下的1种或2种以上。
V：0.5％以下
V是形成碳化物的元素，其使微细的碳化物析出，有助于提高焊接金属的强度。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。另一方面，如果含有超过0.5％，则会使碳化物粗大化，在实芯焊丝的拉线加工时，会成为断裂发生起点，降低拉线加工性，降低焊丝的制造性。因此，在含有V的情况下，V优选为限定在0.5％以下。
Ti：0.5％以下
Ti是形成碳化物的元素，其使微细的碳化物析出，有助于提高焊接金属的强度。另外，Ti使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温断裂的发生。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。然而，如果含有Ti超过0.5％，则会使碳化物粗大化，在实芯焊丝的拉线加工时会成为断裂发生起点，降低拉线加工性，降低焊丝的制造性。并且，如果含有Ti超过0.5％，则会使碳化物粗大化，晶粒的微细化受到抑制，极低温冲击韧性降低。因此，在含有Ti的情况下，Ti优选为限定在0.5％以下。
Nb：0.5％以下
Nb是形成碳化物的元素，是使碳化物析出、有助于提高焊接金属的强度的元素。另外，Nb使碳化物在焊接金属的凝固晶胞界面析出，有助于抑制高温断裂的发生。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。然而，如果含有Nb超过0.5％，则会使碳化物粗大化，在实芯焊丝的拉线加工时，会成为断裂发生起点，降低拉线加工性，降低焊丝的制造性。另外，如果含有Nb超过0.5％，则会使碳化物粗大化，晶粒的微细化受到抑制，极低温冲击韧性也降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb优选为限定在0.5％以下。
应予说明，如果大量含有合计超过1.0％的V、Ti、Nb，则焊丝的制造性、极低温冲击韧性降低。因此，在含有V、Ti、Nb的情况下，V、Ti、Nb优选为限定在合计1.0％以下。
选自Cu：1.0％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.01％以下及REM：0.02％以下中的1种或2种以上
Cu是有助于奥氏体稳定化的元素，Al是提高焊接作业性的元素，Ca、REM是有助于提高加工性的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。
Cu：1.0％以下
Cu是使奥氏体相稳定化的元素，即使在极低温下也使奥氏体相稳定化，提高焊接金属(熔接金属)的极低温冲击韧性。为了得到这样的效果，优选为含有0.01％以上。然而，如果大量含有、即超过1.0％，则热延展性降低，焊丝的制造性降低。因此，在含有Cu的情况下，Cu优选为限定在1.0％以下。
Al:0.10％以下
Al作为脱氧剂发挥作用，其具有提高熔融金属的粘性、稳定地保持焊珠形状、减少溅镀发生的重要作用。另外，Al提高熔融金属的液相线温度，有助于抑制焊接金属的高温断裂发生。这样的效果通过含有0.005％以上而变得显著，因此，优选为含有0.005％以上。然而，如果含有超过0.10％，则熔融金属的粘性变得过高，反之则溅镀增加、焊珠不扩展，从而使融合不良等缺陷增加。因此，在含有Al的情况下，Al优选为限定在0.10％以下。更优选为0.005～0.04％。
Ca：0.01％以下
Ca在熔融金属中与S键合，形成高熔点的硫化物CaS。由于CaS的熔点高于MnS，因而在实芯焊丝的热轧加工时，不会使轧制方向上进展而维持球形，有利地发挥提高实芯焊丝的加工性的作用。这样的效果通过含有0.001％以上而变得显著。另一方面，如果含有超过0.01％，则焊接时电弧发生错乱，难以进行稳定的焊接。因此，在含有Ca的情况下，Ca优选为限定在0.01％以下。
REM：0.02％以下
REM是强力的脱氧剂，在焊接金属(熔接金属)中以REM氧化物的形态存在。REM氧化物为凝固时的成核位置，由此使晶粒微细化，有助于提高焊接金属(熔接金属)的强度。这样的效果通过含有0.001％以上而变得显著。然而，如果含有REM超过0.02％，则电弧的稳定性会降低。因此，在含有REM的情况下，REM优选为限定在0.02％以下。
Mo：3.5％以下
Mo是通过固溶强化提高强度的元素，为了得到这样的效果，期望含有0.5％以上。另一方面，如果含有超过3.5％，则碳化物析出，热轧加工性降低，焊丝的拉线加工等焊丝的制造性降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo优选为限定在3.5％以下。
上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明的实芯焊丝的制造方法进行说明。
本发明的实芯焊丝的制造是使用具有上述组成的钢水，除此以外，无需特别限定其制造方法，常用的焊接用实芯焊丝的制造方法均能使用。例如，可依次进行铸造工序、加热工序及热轧工序，接着进行冷轧工序，从而制造本发明的实芯焊丝，其中，铸造工序为利用电炉、真空熔解炉等常用的熔制炉对具有上述组成的钢水进行熔制，铸造成规定形状的铸模等，从而得到钢锭；加热工序为将所得到的钢锭加热至规定温度；热轧工序为对经加热的钢锭实施热轧，从而得到规定形状的钢素材(棒状)；冷轧工序为对所得到的钢素材(棒状)实施数次冷轧(冷拉线加工)并根据需要实施退火温度：1000～1200℃的退火，而制成所需尺寸的焊丝。
接下来，对使用具有上述组成的本发明实芯焊丝的气体金属电弧焊接方法进行说明。
在上述焊接方法中，以具有上述组成的本发明实芯焊丝作为焊接材料，通过气体金属电弧焊接形成焊接金属，将高含Mn钢材接合。气体金属电弧焊接也称为“气体保护电弧焊接”，一般可大致分为使用焊接材料(熔填材料)作为电极的“耗极式(自耗电极式)”与使用钨等非自耗电极的“非自耗电极式”。从实现高强度高延展性且优异的极低温冲击韧性的观点出发，本发明的实芯焊丝优选用于自耗电极式的气体金属电弧焊接。
焊接姿势、预热、焊接热输入量(电流、电压、焊接速度)、保护气体等焊接条件均可使用常用的条件。
使用本发明实芯焊丝进行气体金属电弧焊接的高含Mn钢材以高含量包含Mn作为合金元素。Mn含量的下限值没有特别限定，例如为10质量％以上，优选为15质量％以上，更优选为20质量％以上。Mn含量的上限值没有没有特别限定，例如为35质量％以下，优选为30质量％以下，更优选为27质量％以下。如果高含Mn钢材的Mn含量处于上述范围内，则通过使用本发明实芯焊丝作为焊接材料进行气体金属电弧焊接，可稳定地得到耐高温断裂性及焊珠外观优异、且兼具所需的高强度高延展性及优异的极低温冲击韧性的焊接金属(熔接金属)及焊接接合部。
在上述高含Mn钢材中，除Mn以外的合金元素的组成或钢材的尺寸或形状等没有特别限定，可采用适合期望的用途的尺寸或形状，但从实现期望的高强度高延展性及优异的极低温冲击韧性的观点出发，高含Mn钢材为钢板的情况时的板厚优选为6mm以上，更优选为10mm以上，优选为40mm以下，更优选为30mm以下。
使用本发明实芯焊丝的上述气体金属电弧焊接方法没有特别限定，例如可用于制造具备要求高强度高延展性及优异的极低温冲击韧性的焊接金属的制品等，优选用于来自高含Mn钢材的LNG的输送用或储存用容器等的制造等。
在使用本发明的实芯焊丝的气体金属电弧焊接方法中，在焊接时的冷却中，以焊珠(焊接部)的1300～1200℃的温度范围的冷却速度CR(℃/s)满足[SFE (冷却速度CR)1/2]：20～70的方式，调整焊接热输入。由此，奥氏体稳定化，可抑制焊接金属(熔接金属)发生脆性破坏，其结果是，可得到具有高强度高延展性及优异的极低温冲击韧性的焊接金属(熔接金属)。
[SFE CR1/2]的下限值为20，没有特别限定，但优选为25以上，更优选为30以上。在[SFE (冷却速度CR)1/2]小于20的CR(℃/s)时，冷却较慢，无法防止枝晶臂的粗大化，因此在枝晶臂部分中，凝固时的溶质元素的排出量变多，溶质元素稀薄的区域扩大，无法确保微观的奥氏体的稳定性。
[SFE CR1/2]的上限值为70，没有特别限定，但优选为65以下，更优选为60以下。在[SFE (冷却速度CR)1/2]超过70的CR(℃/s)时，拉伸试验时的加工固化能降低，无法满足期望的拉伸强度。应予说明，这里所说的“SFE”作为宏观的奥氏体的稳定度的指标，由上述(1)式所定义。
在焊接中，一般而言，每进行1道次的焊接，使所形成的焊珠(焊接部)冷却至规定温度，使其凝固，其后进行后续作业、例如下一道次的焊接或任意的后热处理等。在进行数个道次的焊接而经数次1300～1200℃的温度范围的冷却过程的情况下，以其所有冷却过程中[SFE (冷却速度CR)1/2]满足20～70的方式，调整各道次中的焊接热输入量。
在本发明的焊接方法中，通过将所形成的焊珠(焊接部)在大气中静置放冷而使其冷却，因此通过调节各道次中的焊接热输入量，可控制1300～1200℃的温度范围的冷却速度CR(℃/s)。具体而言，只要预先由预备实验或稻垣公式(稲垣式)求出使冷却速度符合上述式的焊接热输入量，以该热输入量进行焊接即可。
以下，基于实施例，对本发明进一步进行说明。
实施例
通过真空熔解炉对表1所示的组成的钢水进行熔制，进行铸造，得到钢锭100kg。将所得到的钢锭加热至1200℃后，进行热轧，接下来进行冷轧，得到1.2mmφ的气体金属电弧焊接用实芯焊丝。在焊丝制造时，进行轧制负重(拉线负重)的测定、断裂的观察，从而评价各实芯焊丝的制造性。将判断轧制负重(拉线负重)较高、无法进行轧制(拉线)加工的情况、观察到断裂发生的情况、或因发生断裂而无法再继续进行工序的情况等评价为“不良”。除此以外，评价为“良”。
接下来，准备极低温用高Mn钢板(板厚：6～40mm)作为试验板，依据JIS Z 3111进行对接，形成45°V形沟槽，将由表1所示的组成的钢水所制造的实芯焊丝作为焊接材料，进行自耗电极式气体金属电弧焊接，在该沟槽内得到熔接金属。用作试验板的钢板是极低温用高Mn钢板，其具有以质量％计由0.5％C-0.4％Si-25％Mn-3％Cr-剩余部分Fe构成的组成。
上述焊接是使用由表1所示的组成的钢水所制造的各实芯焊丝(直径1.2mm)作为电极，设为不预热、以朝下的姿势、道次间温度：100～150℃、保护气体：80％Ar 20％CO2的条件实施。对于焊接时的温度履历，使用热电偶进行实测，算出1300～1200℃的温度范围内的冷却速度。
焊接后，通过光学显微镜观察熔接金属，判定焊接断裂的有无。焊接断裂为高温断裂，在观察到断裂发生的情况下，视为耐高温断裂性降低，评价为“不良”。在未观察到断裂发生的情况下，视为耐高温断裂性优异，评价为“良”。
另外，通过目视观察焊珠的外观，进行焊珠外观的判定。在观察到咬边、重叠、凹坑的情况下，视为焊珠外观不良，评价为“不良”。在未观察到这些的情况下，视为焊珠外观良好，评价为“良”。
依据JIS Z 3111的规定，从所得到的熔接金属采取焊接金属的拉伸试验片(平行部直径6mmφ)、及焊接金属的夏比冲击试验片(V形凹槽)，实施拉伸试验、冲击试验。应予说明，对于板厚小于10mm的钢板，采取5mm小尺寸的夏比冲击试验片(V形凹槽)，实施冲击试验。
拉伸试验是在室温下通过各3个试验片实施，将所得到的值(0.2％耐力、拉伸强度、总伸长率)的平均值设为使用该实芯焊丝而成的熔接金属的拉伸特性。另外，夏比冲击试验是通过各3个试验片实施，求出试验温度-196℃下的吸收能量vE-196，将其平均值设为使用该实芯焊丝而成的熔接金属的极低温冲击韧性。应予说明，对于5mm小尺寸的夏比冲击试验片(V形凹槽)，评价所得到的吸收能量的1.5倍的值作为极低温冲击韧性。应予说明，脆性断面率通过目视而求出。
将所得到的结果示于表2。
本发明例中均为焊丝制造性均优异、焊接时均未发生焊接断裂(高温断裂)、耐高温断裂性均优异、焊珠外观均良好。进而，本发明例是可得到具有高强度高延展性和优异的极低温冲击韧性的熔接金属的焊接材料(实芯焊丝)，其中，高强度高延展性是指常温下的屈服强度(0.2％耐力)为400MPa以上，拉伸强度为660MPa以上，总伸长率为40％以上；优异的极低温冲击韧性是指试验温度-196℃下的夏比冲击试验的吸收能量vE-196为28J以上，脆性断面率为10％以下。
另一方面，在本发明范围外的比较例中，焊丝的制造性较差，或发生焊接断裂(高温断裂)而使耐高温断裂性降低，或焊珠外观较差，或者常温下的0.2％耐力小于400MPa、拉伸强度小于660MPa、总伸长率小于40％，或吸收能量vE-196小于28J，或脆性断面率超过10％，从而，无法得到兼具所需的高强度高延展性及优异的极低温冲击韧性的熔接金属。
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