大线能量埋弧焊接接头、该接头的制法及所用焊丝和焊剂.pdf

提供具有优良韧性的焊缝金属的大线能量埋弧焊接头、该接头的制法及所使用的焊丝和焊剂。即，埋弧焊接头及其制法，是在通过焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接接合的埋弧焊接头及其制法中，上述焊接接头的焊缝金属成分用质量％表示，含C：0.03～0.15％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.70～2.50％、Ti：0.003～0.030％、N：0.0050％以下，而且上述焊缝金属中的晶界铁素体生成量为15.0面积％以下。且上述焊缝金属用质量％表示还含有从Mo：0.10～0.50％、Nb：0.010～0.200％、Ni：0.05％～1.00％中选出的1种或2种以上，并满足0.60 B/N 1.20及上述焊缝金属中的晶界铁素体生成量为10.0面积％以下。

1.  一种大线能量埋弧焊用焊丝，其特征在于：用质量％表示，具有含C：0.03～0.10％、N：0.0035％以下、Si：0.40％以下、Mn：1.00～2.50％，还含Ti在0.030％以上且满足Ti/N：15～50，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成的焊丝组成。

2.  权利要求1中记载的大线能量埋弧焊用焊丝，其特征在于：用质量％表示，上述焊丝组成还含有从Mo：0.10～0.60％、Nb：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Ni：0.20～2.00％中选出的1种或2种以上。

3.  一种具有优良焊缝金属区韧性的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：在通过焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接接合的埋弧焊焊接接头的制造方法中，采用以质量％表示具有含C：0.03～0.10％、N：0.0035％以下、Si：0.40％以下、Mn：1.00～2.50％，还含有Ti在0.030％以上且满足Ti/N：15～50，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成的组成的大线能量埋弧焊用焊丝将具有Ti含量在0.006质量％以下、Nb含量在0.012质量％以下的母材组成的钢材进行焊接。

4.  权利要求3中记载的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：作为大线能量埋弧焊用焊丝，以质量％表示，上述焊丝的组成还含有从Mo：0.10～0.60％、Nb：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Ni：0.20％～2.00％中选出的1种或2种以上。

5.  权利要求3或4中记载的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：使在上述大线能量埋弧焊接中使用的焊剂作成含有硼的氧化物的焊剂。

6.  权利要求5中记载的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：使在上述大线能量埋弧焊接中使用的焊剂作成含有8质量％以下的铁粉以外的合金粉的焊剂。

7.  权利要求6中记载的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：上述焊剂，用质量％表示，含有20～45％的含N：0.0030％以下的铁粉。

大线能量埋弧焊接接头、该接头的制法及所用焊丝和焊剂
本申请是申请日为2001年9月30日、申请号为01135349.X、发明名称为“大线能量埋弧焊接接头、该接头的制法及所用焊丝和焊剂”的发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及大线能量埋弧焊接，特别是涉及适于线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊接的焊接接头、该接头的制造方法及所使用的焊丝和焊剂。
背景技术
在焊接施工中，历来极力希望提高焊接效率。为了提高焊接效率一般是提高焊接线能量。但通常一提高焊接线能量则焊缝金属的韧性下降。其原因在于伴随焊接线能量的增加，焊接区的冷却速度降低，焊缝金属的组织容易粗化。
埋弧焊接法是在散布于焊接坡口内的焊剂中产生电弧从而进行连续焊接的方法。即使是大电流也能形成稳定的电弧，作为可得到深的熔深和大的熔敷量的高效率焊接方法在造船、桥梁、压力容器、产业机械等接合厚钢板的领域广为利用。但是，埋弧焊接法由于采用大电流进行焊接所以具有焊接线能量高，焊缝金属的韧性容易降低的倾向。
针对这种问题，例如在特开平7-328793号公报上公开的技术是在埋弧焊接时向焊剂中添加硼(B)的氧化物，通过焊剂使焊缝金属含有B来改善焊缝金属的韧性。特开平7-328793号公报所记载的技术是通过使埋弧焊剂的组成含有B₂O₃：0.7～2.0质量％、降低焊丝的Si含量，将焊剂和焊丝中的Mn含量最佳化，来提高焊缝金属的韧性的焊接方法。
但问题是，根据特开平7-328793号公报所记载的技术，采用大线能量埋弧焊接所得到的焊缝金属的韧性由于使用的钢材和/或焊丝不同而有显著劣化的情况，不能得到稳定而高韧性的大线能量的焊缝金属。
发明内容
本发明的目的在于解决上述现有技术存在的问题，提供，特别是，在采用线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接钢材时，头的制造方法及为此使用的焊丝和焊剂。
也就是说，本发明是一种埋弧焊焊接接头及其制造方法，其特征在于：在通过焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接接合的埋弧焊焊接接头及该接头的制造方法中，上述焊接接头的焊缝金属成分用质量％表示，含C：0.03～0.15％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.70～2.50％、Ti：0.003～0.030％、N：0.0050％以下，而且上述焊缝金属中的晶界铁素体生成量为15.0面积％以下。
又，本发明希望的理想情况是上述焊缝金属用质量％表示，还含有从Mo：0.10～0.50％、Nb：0.010～0.20％、Ni：0.05％～1.00％中选出的1种或2种以上，且满足0.60≤B/N≤1.20，且上述焊缝金属中的晶界铁素体生成量为10.0面积％以下。
又，本发明是一种大线能量埋弧焊用焊丝，该焊丝是用于焊接线能量在150kJ/cm以下的低线能量的埋弧焊接是当然的，而且也是用于焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊接的焊丝，其特征在于，用质量％表示，该焊丝具有含C：0.03～0.10％、N：0.0035％以下、Si：0.40％以下、Mn：1.00～2.50％，还含Ti在0.030％以上且满足Ti/N：15～50，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。
又，本发明在上述焊丝组成基础上，用质量％表示，理想的情况是还含有从Mo：0.10～0.60％、Nb：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Ni：0.20％～2.00％中选出的1种或2种以上。
又，本发明是具有优良的焊缝金属区韧性的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：在通过焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接接合的埋弧焊焊接接头的制造方法中，采用以质量％表示具有含C：0.03～0.10％、N：0.0035％以下、Si：0.40％以下、Mn：1.00～2.50％，还含有Ti在0.030％以上且满足Ti/N：15～50，或者还含有从Mo：0.10～0.60％、Nb：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Ni：0.20％～2.00％中选出的1种或2种以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成的大线能量埋弧焊用焊丝将具有Ti含量在0.006质量％以下、Nb含量在0.012质量％以下的母材组成的钢材进行焊接。
又，本发明在用于上述大线能量埋弧焊接地上述焊丝基础上，以焊剂中含硼的氧化物，或者还含有8质量％以下的铁粉以外的合金粉，或者用质量％表示，还含有占焊剂总量20～45％的含N在0.0030％以下的铁粉的焊剂为宜。
又，本发明是在(1)或(2)所记载的埋弧焊用焊剂，该焊剂能用于焊接线能量在150kJ/cm以下的低线能量埋弧焊接是当然的，而且还是用于焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊的焊剂，其特征在于，使用通常公知的焊丝时，含有占焊剂总量20～45％的N含量在0.0030质量％以下的雾化铁粉，还含有用B换算占焊剂总量0.03～0.30质量％的B化合物，或者还含有从下面(A)组和(B)组中选出的1组或2组以上，(A)组：将Mo粉、钼铁粉及Mo化合物粉中的1种或2种以上用Mo换算合计占焊剂总量的0.2～2.0质量％；(B)组：将Nb粉、铌铁粉及Nb化合物粉中的1种或2种以上用Nb换算合计占焊剂总量的0.02～0.15质量％。
又，本发明涉及的埋弧焊焊剂，其特征在于：以质量％表示相对于焊剂总量，还含有从SiO₂：10～28％、CaCO₃：5～15％、MgO：15～38％、Al₂O₃：3～20％、TiO₂：2～10％、CaF₂：2～10％、雾化铁粉、Mo粉、钼铁粉、Nb粉及铌铁粉以外的金属粉：2～8％中选出的1种或2种以上。
又本发明涉及具有优良焊缝金属区韧性的埋弧焊焊接接头的制造方法，该方法是在通过焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接接合的埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：采用焊剂组成中含有占焊剂总量20～45质量％的含N量在0.0030质量％以下的雾化铁粉的焊剂焊接具有Ti含量在0.006质量％以下、Nb含量在0.012质量％以下的母材组成的钢材。
又，本发明涉及一种埋弧焊焊接接头的制造方法，其特征在于：上述的焊剂组成还含有用B换算占焊剂总量0.03～0.30质量％的B化合物，还含有从下面(A)组和(B)组中选出的1组或2组以上。(A)组：将Mo粉、钼铁粉及Mo化合物中的1种或2种以上用Mo换算合计占焊剂总量的0.2～2.0质量％；(B)组：将Nb粉、铌铁粉及Nb化合物中的1种或2种以上用Nb换算合计占焊剂总量的0.02～0.15质量％。或者，以质量％表示相对于焊剂总量，还含有从SiO₂：10～28％、CaCO₃：5～15％、MgO：15～38％、Al₂O₃：3～20％、TiO₂：2～10％、CaF₂：2～10％、雾化铁粉、Mo粉、钼铁粉、Nb粉及铌铁粉以外的金属粉：2～8％中选出的1种或2种以上。
附图说明
图1A：是表示用于本发明实施例1的焊接接头的坡口形状概况的示意图。
图1B：是表示用于本发明实施例1的焊接接头的坡口形状概况的示意图。
图2A：是示意性地说明在实施例1～3中采用的拉伸试样的取样位置的说明图。
图2B：是示意性地说明在实施例1～3中采用的冲击试样的取样位置的说明图。
图3：是表示用于本发明实施例2及3的焊接接头的坡口形状概况的示意图。
图4：表示焊缝金属中的晶界铁素体生成量和夏比吸收功(vE₀)的关系。
图5：表示焊缝金属中的B/N的质量％比和晶界铁素体生成量的关系。
具体实施方式
本发明人等为了完成上述课题，采用焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊将作为被焊材料的490～520MPa级钢材进行接合，关于影响所得焊缝金属的韧性的各种因素进行了潜心研究。结果发现，通过焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊得到的焊缝金属的韧性对氮非常敏感，有时由于氮含量的一点点变化而导致韧性显著劣化。
特别是作为被焊材料的钢材在Ti和Nb含量少时，由于稍微增加氮含量而引起焊缝金属的组织粗化、显著劣化。这一般认为是由于钢材含Ti量少时，不能充分向焊缝金属供给Ti，难以调整固溶N含量所致。
本发明人等基于上述的见解进一步展开了探讨，结果想到：为了在作为被焊材料的钢材中含有Ti和Nb量少时也能得到稳定而高韧性的大线能量埋弧焊焊缝金属，在适当调整焊丝的N含量的同时，通过使焊丝中含有对应于焊丝中N含量的适量的Ti，从而即使进行大线能量焊接也可能得到微细的焊缝金属组织。
本发明人等进行了稳定地给予大线能量埋弧焊焊缝金属更高韧性的研究、探讨。起初，就焊缝金属中的晶界铁素体生成量和夏比吸收功、韧性值(vE₀)的关系对采用焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接Ti含量在0.006质量％以下、Nb含量在0.012质量％以下的板厚40mm的钢材所得的焊缝金属进行了考察。其考察结果示于图4，由图4可得以下新的见解：通过使焊缝金属中的晶界铁素体生成量在15面积％以下，理想情况为10面积％以下，可稳定地给予高韧性。
还考察了焊缝金属中的B/N的质量％比和晶界铁素体生成量的关系。其结果示于图5。图5表明，通过使焊丝中含有Mo、Nb等向焊缝金属中添加适量的Mo、Nb等、将B/N质量％比调整为合适值，焊缝金属的晶界铁素体生成量控制在15.0面积％以下、理想情况为10.0面积％以下是可能的。
另外，焊缝金属中的固溶氮含量的调整作为焊丝通过使用含有Ti和Nb的焊丝可有某种程度的改善，但作为焊丝使用不含Ti和Nb的焊丝时，其调整困难，焊缝金属的韧性显著劣化。使用不含Ti的焊丝时，焊缝金属的韧性劣化特别显著。
一般地对于广泛使用性高的490～520MPa级钢材，Ti含量在0.006质量％以下、Nb含量在0.012质量％以下的含Ti、Nb少的钢材具有代表性，多数时候难以得到稳定而高韧性的焊缝金属。迫切希望得到适用于这种钢材的焊接、稳定而韧性优良的焊缝金属。
本发明人等基于上述见解，进一步开展了探讨，结果想到：在被焊钢材的Ti及Nb含量少时，即使使用特别是不含Ti的焊丝进行大线能量埋弧焊接，作为添加到焊剂中的铁粉通过使用N含量在0.0030质量％以下的雾化铁粉，也可能得到稳定而高韧性的焊缝金属。另外，为了稳定地给予大线能量埋弧焊焊缝金属更高的韧性，希望使焊剂中含有Mo、Nb等，通过向焊缝金属添加适量的Mo和Nb等、将B/N的质量％比调整为合适值，焊缝金属中的晶界铁素体生成量控制在15.0面积％以下、理想情况为10.0面积％以下是可能的。在此场合，由焊剂将少量的Ti添加到焊缝金属中时效果变大。
以上说明的大线能量埋弧焊焊接得到的焊缝金属的成分组成在以下的范围为宜。以下在组成中的质量％仅用％表示。
C：0.03～0.15％
焊缝金属中的C量若不足0.03％，焊缝金属的韧性难以改善，一超过0.15％，容易引起焊接裂纹。因而，焊缝金属中C含量取为C：0.03～0.15％。
Si：0.10～1.00％
焊缝金属中的Si量若不足0.10％，焊缝金属的氧含量变高，难以得到良好的焊缝金属韧性。另外，焊缝金属中的Si量一超过1.00％，则在焊缝金属中生成岛状马氏体，焊缝金属的韧性趋于劣化。所以焊缝金属中Si量取为0.10～1.00％。
Mn：0.70～2.50％
焊缝金属中的Mn量若不足0.70％，则在焊缝金属的中的珠光体相变被抑制，焊缝金属的韧性劣化。另一方面，焊缝金属中的Mn量一超过2.50％，则在焊缝金属中生成岛状马氏体，焊缝金属的韧性趋于劣化。所以焊缝金属中Mn量取为0.70～2.50％。
Ti：0.003～0.030％
Ti在焊缝金属中作为氧化物存在，作为铁素体的形核核心而起作用，是铁素体细化所必需的。可是，其Ti含量若不足0.003％，该效果不充分。另外，焊缝金属中的Ti量一超过0.030％，焊缝金属的强度变得过高，容易产生由焊缝金属的硬度上升所致的低温裂纹。所以，焊缝金属中的Ti量取为0.003～0.030％。
N：0.0050％以下
N是使焊缝金属的韧性劣化的元素，本发明希望尽量降低。由于焊缝金属中含N量一超过0.0050％韧性就劣化，所以限定在0.0050％以下。其次，N含量降低至0.0020％以下也是可能的，但由于焊接材料成本增加，焊接接头的制造费用变高，所以希望在0.0020％以上。
从Mo：0.10～0.50％、Nb：0.010～0.200％、Ni：0.05％～1.00％中选出的1种或2种以上
Mo、Nb、Ni都具有使焊缝金属的韧性显著提高的作用，本发明可根据需要选择、含有。Mo、Nb抑制在奥氏体晶界析出的粗大的晶界铁素体的生成，使焊缝金属的韧性提高。这种效果在含Mo：0.10％以上、含Nb：0.010％以上时显著。另一方面，含量分别超过Mo：0.50％、Nb：0.200％，焊缝金属的组织容易变成上贝氏体，韧性劣化。由此，优选范围分别为Mo：0.10～0.50％、Nb：0.010～0.200％。
另外，Ni使铁素体相的韧性提高，使焊缝金属的韧性提高。这个效果在含量为0.05％以上时显著。另一方面，一超过1.00％，就容易引起低温裂纹的发生。因此，Ni优选范围为0.05％～1.00％。
焊缝金属中的晶界铁素体生成量：15.0面积％以下
为了稳定地给予大线能量埋弧焊焊缝金属更高的韧性，不仅单单调整焊缝金属的组成，还有必要使焊缝金属中的晶界铁素体生成量在15.0面积％以下。为了更加稳定地得到高韧性，焊缝金属中的晶界铁素体生成量有必要在10.0面积％以下。其次，观察焊缝金属测定了其中的晶界铁素体生成量。观察中使用光学显微镜、电子显微镜等，观察倍率是10～500倍。将观察面研磨抛光后通过腐蚀液腐蚀，使用图像解析处理装置将观察像进行图像处理，求出焊缝金属中的晶界铁素体生成量。焊缝金属中晶界铁素体生成量的测定不必特别限定，通常的测定方法也可适用。
0.60≤B/N≤1.20
为了使焊缝金属中的晶界铁素体生成量在10.0面积％以下，不仅调整焊缝金属的固溶N量，还需向焊缝金属中添加适量的Mo、Nb等，同时调整焊缝金属中的B/N的质量％比。B抑制在奥氏体晶界析出的粗大的晶界铁素体的生成，是使焊缝金属的韧性提高的元素。B/N的质量％比若不足0.60，其效果不充分，不能稳定地得到更高的韧性。另外，B/N的质量％比一超过1.20，韧性就劣化。所以，焊缝金属中的B/N的质量％比以0.60以上，1.20以下为宜。
作为得到上述本发明的焊缝金属的第1个方法，有限定焊丝组成的方法。这时的焊剂不需要特别限定，通常公知的烧结型焊剂都可使用。
首先，关于本发明的大线能量埋弧焊焊丝组成的限定理由予以说明。以下在组成中的质量％仅用％表示。
C：0.03-0.10％
C是增加焊缝金属强度的元素，本发明为了确保所希望的焊缝金属强度，在焊丝中含有0.03％以上。焊丝中的C含量若不足0.03％，难以得到所规定的焊缝金属强度，而且焊接时电弧气氛中的CO分压变低，担心从大气中卷入N，焊缝金属的N含量增加。另一方面，含量一超过0.10％，焊缝金属中的C含量增加，焊缝金属的韧性劣化的同时，容易发生高温裂纹。因此，C限定在C：0.03～0.10％。再有，理想情况为0.04～0.08％。
N：0.0035％以下
N是使焊缝金属的韧性劣化的元素，在本发明中希望尽量降低而且在焊丝中含量一超过0.0035％则焊缝金属中的N含量过高，韧性劣化。因此，N限定在0.0035％以下。再有，N含量降至0.0010％以下也是可能的，但精练成本增加，经济上为高价格，所以希望N含量在0.0010％以上。
Si：0.40％以下
Si作为脱氧剂起作用，是有效降低焊缝金属中的氧的元素。但一超过0.40％多量含有，则抑制焊缝金属的渗碳体生成，在生成岛状马氏体的同时，促进铁素体的粗化，使焊缝金属的韧性劣化。因此，Si限定在0.40％以下。其次，钢材的Si或焊剂中的SiO₂也供Si，焊丝中的Si以0.30％以下为宜。
Mn：1.00～2.50％
Mn作为脱氧剂起作用，是有效降低焊缝金属中的氧的元素。另外Mn提高淬透性，细化组织，同时具有通过固溶强化使焊缝金属的强度增加的作用。为了得到这种效果，本发明中需要含有1.00％以上的Mn。若含量不足1.00％，则难以得到所希望的焊缝金属强度，焊缝金属组织中容易生成粗大的组织，焊缝金属的韧性劣化。另一方面，含量超过2.50％，组织细化效果饱和，干脆阻碍C的扩散，在生成岛状马氏体的同时，由于固溶强化而使焊缝金属显著硬化，使焊缝金属的韧性劣化。因此，Mn限定在1.00～2.50％。再者，理想情况是1.40～2.10％。
Ti：0.030％以上、Ti/N的质量％比：15～50
Ti由于细化焊缝金属组织，所以在本发明中在焊丝中添加。特别是在作为被焊材料的钢材中的Ti含量少时有效。为了细化这种焊缝金属组织，需要含有0.030％以上。若不足0.030％，特别是在作为被焊材料的钢材中的Ti含量少时，焊缝金属组织的细化不充分。如果通过焊剂向焊缝金属添加Ti，则有焊道外观劣化和脱渣不好等问题，在本发明中，向焊缝金属添加Ti主要通过焊丝进行。
又，由于Ti固定N，调整固溶N量使韧性提高，所以在本发明中Ti含量在0.030％以上，而且相应于焊丝中的N含量，Ti/N的质量％比调整为15～50。Ti/N的质量％比若不足15，则焊缝金属的韧性改善效果小。另一方面，如果Ti/N的质量％比超过50，过剩地含有Ti，则焊缝金属的韧性劣化。因此，限定Ti在0.030％以上，而且Ti/N的质量％比为15～50的范围。再有，从韧性上考虑理想的Ti在0.200％以下。更理想的情况为0.150％以下。
从Mo：0.10～0.60％、Nb：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％、Ni：0.20％～2.00％中选出的1种或2种以上
Mo、Nb、B、Ni都具有显著提高焊缝金属的韧性的作用，本发明可根据需要选择、含有。Mo、Nb、B抑制在奥氏体晶界析出的粗大的晶界铁素体的生成，使焊缝金属的韧性提高。这种效果在含Mo：0.10％以上、含Nb：0.010％以上、含B：0.0005％以上时显著。另一方面，含量分别超过Mo：0.60％、Nb：0.100％、B：0.0100％，焊缝金属的组织容易变成上贝氏体，韧性劣化。由此，优选范围分别为Mo：0.10～0.60％、Nb：0.010～0.100％、B：0.0005～0.0100％。
又，Ni提高铁素体相的韧性，使焊缝金属的韧性提高。这个效果在含量为0.20％以上时显著。另一方面，一超过2.00％，容易引起低温裂纹的发生。因此，Ni优选范围为0.20％～2.00％。
上述成分以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许O：0.0050％以下、P：0.020％以下、S：0.010％以下。
其次，本发明的焊丝从提高送丝性、防锈性上考虑，最好是在焊丝表面施行镀铜。另外，本发明的焊丝即使用于线能量不足150kJ/cm的低线能量埋弧焊接也没有什么问题，当然地可稳定得到具有优良韧性的焊缝金属。
另外，使用上述本发明的焊丝时，使用的焊剂不需要特别限定，通常公知的烧结型焊剂都可使用，但优选含0.1～1.0质量％的硼的氧化物的烧结型焊剂为佳。通过它向焊缝金属提供B，抑制组织的粗化，防止韧性的劣化。其次，硼的氧化物以外的焊剂成分不特别限定，但以质量％表示，理想情况是含有SiO₂：15～28％、MgO：15～38％、铁粉：15～35％、CaCO₃：5～15％、Al₂O₃：5～20％、TiO₂：2～10％、CaF₂：2～10％、铁粉以外的金属粉：8％以下，铁粉以外的金属粉即使超过8质量％也能得到优良韧性的焊缝金属，但由于焊接材料成本增加，焊接接头的制造费用变高，所以以含有铁粉以外的金属粉：8％以下为宜。其次，在本发明中，焊剂并不限定于此，JISZ3352所规定的焊剂中只要是工艺性好的焊剂可不含铁粉。再有，向焊剂中添加铁粉时，理想情况是使用N：0.0030质量％以下的铁粉。N：0.0030质量％以下的铁粉以含有焊剂总量的20～45质量％为宜。
铁粉中的N含量一超过0.0030质量％，则得到的焊缝金属的N含量增加，显示出难以稳定确保高韧性的倾向。再有，铁粉中的N含量最好是在0.0025质量％以下。
焊剂中的铁粉在焊接时有助于增加向熔池过渡、熔敷的速度、提高焊接效率和降低焊接线能量。焊剂中的N：0.0030质量％以下的铁粉的含量若不足20质量％，上述效果小，另一方面，含量一超过45质量％则显示出电弧不稳定、焊道外观劣化的倾向。由此，N：0.0030质量％以下的铁粉的含量相对于焊剂总量，优选范围为20～45质量％。
另外，作为得到上述本发明的焊缝金属的第2个方法，有限定焊剂组成的方法。这时的焊丝不需要特别限定，通常公知的埋弧焊丝都可使用。
本发明的埋弧焊焊剂是烧结型焊剂，很好地适用于线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊接。首先，关于限定本发明的埋弧焊剂的组成的理由予以说明。以下没有特别声明时是指相对于焊剂总量的质量％。以下质量％仅用％表示。
铁粉：20～45％
埋弧焊焊剂主要由氧化物、氟化物构成，在用于大线能量且高效率焊接的焊剂中含有以铁粉为主的金属粉。焊剂中的铁粉在焊接时有助于增加向熔池过渡、熔敷的速度，提高焊接效率。
本发明的埋弧焊焊剂相对于焊剂总量含有20～45％的铁粉。焊剂中的铁粉的含量若不足20％，上述效果小，另一方面，含量一超过45％则显示出电弧不稳定、焊道外观劣化的倾向。由此，铁粉的含量相对于焊剂总量，取为20～45％。
又，在本发明中，作为铁粉使用N含量在0.0030％以下的雾化铁粉。焊剂中的铁粉所含的N使焊缝金属中的N增加，降低焊缝金属的韧性。因此，在本发明中，焊剂中的铁粉的N含量尽量降低为宜。铁粉中的N含量一超过0.0030％，则得到的焊缝金属的N含量增加，显示出难以稳定确保高韧性的倾向。因此，在本发明中，焊剂中的铁粉的N含量限定在0.0030％以下。理想情况是铁粉中的N含量在0.0025％以下，从经济性上考虑又以0.0010％以上为更好。
作为降低了N含量的铁粉，使用由金属熔液通过雾化法制造的雾化铁粉在经济性上有利。另外，通过将雾化铁粉作为焊剂原料使用，也有能减少焊剂造粒时的粘结剂量这一好处。
雾化铁粉是将金属熔液喷雾、粉化后，一般地通过脱水-干燥-粉碎-分级-加工还原-粉碎-分级的工序而成为产品。通常的雾化铁粉的N含量是0.0050％左右，为了成为0.0030％以下的低N雾化铁粉，当然要降低金属熔液的N量，但需要适当调整在加工还原工序中的还原温度、冷却速度等。
B化合物：用B换算0.03～0.30％
B在焊接时向焊缝金属中过渡，在焊缝金属中具有抑制生成于奥氏体晶界的粗大的铁素体的生成，使焊缝金属的韧性提高的效果，B能廉价地达到这种效果。这种效果通过含有用B换算超过焊剂总量的0.03％以上的B化合物而更加显著。另一方面，若含有用B换算占焊剂总量的0.30％的B化合物，则有焊缝金属韧性劣化的倾向。
(A)组和(B)组中的1组或2组
(A)组：Mo粉、钼铁粉及Mo化合物粉中的1种或2种以上：用Mo换算合计0.2～2.0％
(B)组：Nb粉、铌铁粉及Nb化合物粉中的1种或2种以上：用Nb换算合计0.02～0.15％
(A)组是使焊缝金属中含Mo、(B)组是使焊缝金属中含Nb的供给源。Mo、Nb在焊接时都向焊缝金属中过渡，在焊缝金属中具有抑制生成于奥氏体晶界的粗大的铁素体的生成，使焊缝金属的韧性提高的效果，上述效果根据需要可选择、含有从(A)组、(B)组中选出的1组或2组。
上述效果在(A)组的Mo粉、钼铁粉及Mo化合物粉中的1种或2种以上用Mo换算合计达到0.2％以上、(B)组的Nb粉、铌铁粉及Nb化合物粉中的1种或2种以上用Nb换算合计达到0.02％以上时变得显著。另一方面，如果分别超量含有(A)组和(B)组，其中(A)组：将Mo粉、钼铁粉及Mo化合物粉中的1种或2种以上用Mo换算合计超过2.0％；(B)组：将Nb粉、铌铁粉及Nb化合物粉中的1种或2种以上用Nb换算合计超过0.15％，则焊缝金属的组织容易变成上贝氏体，有焊缝金属的韧性劣化的倾向。
在上述成分基础上还从SiO₂：10～28％、CaCO₃：5～15％、MgO：15～38％、Al₂O₃：3～20％、TiO₂：2～10％、CaF₂：2～10％、雾化铁粉、Mo粉、钼铁粉、Nb粉及铌铁粉以外的金属粉：2～8％中选出的1种或2种以上
本发明的焊剂在上述的铁粉(雾化铁粉)、B化合物粉、及Mo粉、钼铁粉、Mo化合物粉中的1种或2种以上、Nb粉、铌铁粉、Nb化合物粉中的1种或2种以上的基础上，理想情况是还含有从SiO₂、CaCO₃、MgO、Al₂O₃、TiO₂、CaF₂及雾化铁粉、Mo粉、钼铁粉、Nb粉、铌铁粉以外的金属粉中选出的1种或2种以上。
SiO₂作为造渣剂是有效成分，为了调整熔渣的粘度最好是含有它。SiO₂的含量不足10％，生成的熔渣的熔点趋于上升，另一方面，含量一超过28％则熔点过低，焊道外观容易紊乱，另外焊缝金属的氧量增加，焊缝金属的韧性趋于劣化。因此，SiO₂优选为10～28％。
CaCO₃在焊接中分解，成为CaO和CO₂。通过该CO₂气体将焊缝金属从外面气体中隔离出来的同时，降低焊接气氛中的氢分压，为防止氢溶入焊缝金属中而起有效的作用。另外，CaO是碱性成分，具有提高熔渣的熔点，提高焊缝金属的韧性的效果。
CaCO₃的含量若不足5％，看不到上述那样的由CO₂气体带来的保护效果，具有耐氢致裂纹性降低的倾向。另一方面，其含量一超过15％，CO₂气体的发生量增加，焊接工艺性、焊道成形性降低。因此，CaCO₃的优选范围为5～15％。
MgO具有防止焊剂过度流动的作用，具有稳定大线能量焊接中的焊道形状的效果。又，MgO是增加熔渣的碱度，降低焊缝金属中的氧含量，提高焊缝金属的韧性的有用成分。MgO的含量若不足15％，看不到上述效果，另一方面，含量一超过38％，则有熔点过于上升，焊道外观劣化的倾向。因此，MgO的优选范围为15～38％。
Al₂O₃由于不降低粘度而提高熔渣的熔点，所以是有效调整熔渣熔点的成分。Al₂O₃的含量若不足3％，看不到上述效果，另一方面，含量一起过20％，则熔渣的熔点过于上升，招致焊道宽度的不均匀和外观劣化。因此，Al₂O₃的优选范围为3～20％。
TiO₂在提高熔渣的流动性、改善熔渣脱渣性的同时，在电弧空洞内被部分还原，作为Ti过渡到焊缝金属中，对改善焊缝金属的韧性起有效作用。TiO₂的含量若不足2％，看不到上述效果，另一方面，含量一超过10％，则显示出焊道外观劣化的倾向。因此，TiO₂的优选范围为2～10％。
CaF₂不提高熔点，能增加熔渣的碱度，对调整焊缝金属的氧量有效。CaF₂的含量若不足2％，该效果小，另一方面，其含量一超过10％，则熔渣的粘度过于降低，焊道外观恶化。因此，CaF₂的优选范围为2～10％。
雾化铁粉、Mo粉、钼铁粉、Nb粉及铌铁粉以外的金属粉作为脱氧剂或合金元素源而添加，但其含量若不足2％，难以确保焊缝金属的韧性，同时有焊道外观恶化的倾向。另一方面，其含量一超过8％，则焊缝金属的氧量变低，由于焊缝金属组织成为贝氏体或马氏体为主体的组织，所以有焊缝金属韧性下降的倾向。因此，雾化铁粉、Mo粉、钼铁粉、Nb粉及铌铁粉以外的金属粉的优选范围为2～8％。作为这样的金属粉有锰铁、硅铁、钛铁、锰、钛等。其次，金属粉可以是粉末以外的形态，可以是箔状、针状。
本发明的焊剂是将上述焊剂原料按上述范围的规定量配料，和粘结剂一起混合搅拌、造粒后烧制。作为造粒方法不特别限定，但使用转动式造粒机、压出式造粒机等较适合。造粒后进行除粉尘、粉碎粗大颗粒等的整粒处理，粒子理想的平均粒径为0.075～5mm范围。
又，作为粘结剂优选聚乙烯醇等的水溶液、硅酸钠水溶液、硅酸钾水溶液及硅酸纳水溶液和硅酸钾水溶液的混合液等。理想的粘结剂添加量为每焊剂原料合计量1kg添加50～300cc左右。另外，本发明的焊剂即使用于线能量不足150kJ/cm的低线能量埋弧焊接也没有什么问题，当然可稳定得到具有优良韧性的焊缝金属。
又，使用上述本发明的焊剂时，使用的焊丝不需要特别限定，通常公知的埋弧焊丝都可使用。
下面关于焊缝金属区韧性优良的大线能量埋弧焊焊接接头的制造方法予以说明。本发明的大线能量埋弧焊焊接接头的制造方法，作为被焊接材料使用Ti、Nb含量少的钢材，在通过线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊接进行焊接接合时，对得到高韧性的焊缝金属特别有效。
作为被焊接材料使用的钢材是具有Ti含量在0.006质量％以下、Nb含量在0.012质量％以下、理想的N含量在0.0055质量％以下的母材组成的钢材。作为其它的成分以含C：0.07～0.18％、Si：0.40％以下、Mn：1.00～1.60％、P：0.020％以下、S：0.010％以下，或者还含有Al：0.050％以下为宜。除上述成分以外可以含V。其次，本发明中所说的钢材是指包括厚钢板、型钢、钢管、棒钢的钢材。
对上述钢材施行所规定形状的坡口加工后，在该坡口内散布焊剂，使用上述的大线能量埋弧焊用焊丝，通过线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接结合。
本发明中的埋弧焊接不需要特别限定，包含多极埋弧焊接的通常公知的焊接方法都能适用。另外，焊接条件也不需要特别限定。
用这样的被焊材料、焊接材料的组合通过线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接接合制成焊接接头(焊接结构)。得到的焊接接头(焊接结构)的焊缝金属为高韧性的焊缝金属。
(实施例1)
对表1所示的母材组成的490MPa级钢板(板厚：25mm、40mm)施行图1A、图1B所示形状的坡口加工，通过1道次的埋弧焊接制成了焊接接头。板厚25mm时的坡口形状为し型坡口，坡口角度为40°，钝边为2mm。又，钢板为40mm时厚的坡口形状为Y型坡口，坡口角度为35°，钝边为3mm。
埋弧焊接使用双电极埋弧焊机，在表2所示的焊接条件下使用表3所示组成的焊丝进行。又，使用的焊剂为表4所示的组成的含0.4质量％的氧化硼的市售的铁粉烧结型焊剂。其次，焊剂中含有的铁粉使用以海绵铁为原料的铁粉。焊接线能量在板厚为25mm时是153kJ/cm，在板厚为40mm时是270kJ/cm。
对这样得到的焊接接头从焊接全长的中央部位的图2A、图2B所示的位置制备试样，考察焊缝金属的拉伸强度、韧性。拉伸试验依据JIS Z3111的规定、冲击试验依据JIS Z3112的规定实施，求出了拉伸强度TS及0℃、-20℃时的夏比吸收功值vE₀、vE_-20。
其结果示于表5。
本发明例都能得到具有焊缝金属的vE₀在27J以上、和母材标准的一般水平同等的优良的韧性的焊接接头。另外，使用含有本发明范围内的Mo、Nb的焊丝得到的焊接接头(焊接接头No.3、No.4、No.5)具有焊缝金属的vE_-20超过27J的优良的韧性。
另一方面，对于焊丝的N含量高出本发明范围的比较例(焊接接头No.6)，焊缝金属的vE₀不足27J，韧性劣化。又，对于焊丝的Ti含量低出本发明的范围的比较例(焊接接头No.7)，组织粗大，焊缝金属的vE₀不足27J，韧性劣化。又，对于焊丝的Ti/N低出本发明的范围的比较例(焊接接头No.6、No.7、No.8)，焊缝金属的vE₀不足27J，韧性劣化。又，对于焊丝的Ti含量高出本发明的范围的比较例(焊接接头No.9)，组织成为上贝氏体为主体的组织，焊缝金属的vE₀不足27J，韧性劣化。又，对于焊丝的Mn含量低出本发明的范围的比较例(焊接接头No.10)、焊丝的Si含量高出本发明范围的比较例(焊接接头No.11)，焊缝金属的铁素体粗化，vE₀不足27J，焊缝金属的韧性劣化。
又，表6表示焊缝金属的组成、焊缝金属中的B/N的质量％比和晶界铁素体生成量。本发明例的焊缝金属中的晶界铁素体生成量都为15面积％以下，可得到焊缝金属的vE₀在27J以上的具有优良韧性的焊接接头。又，使用含有本发明范围内的Mo、Nb的焊丝，焊缝金属中的B/N质量％比在本发明的范围内的焊接接头(焊接接头No.3、No.4、No.5)的焊缝金属中的晶界铁素体生成量为10面积％以下，具有焊缝金属的vE_-20超过27J的优良的韧性。
(实施例2)
对表7所示的母材组成的490MPa级钢板(板厚t：40mm)、建筑结构用TMCP钢板(板厚t：60mm)施行图3所示形状的坡口加工，通过1道次的埋弧焊接制成了焊接接头。坡口形状为Y型，坡口角度为35°，钝边d(mm)在板厚t：40mm时为2mm，在板厚t：60mm时为3mm。
埋弧焊接使用双电极埋弧焊机，在表8所示的焊接条件下使用表9所示的焊丝组成的焊丝进行。又，使用含有氧化硼和铁粉的焊剂，焊剂是使象表10所示组成那样地进行配料，和硅酸钠一起混合搅拌、造粒后在500℃×15min的条件下烧成，粒径为3mm以下。又，添加到焊剂中的铁粉使用表11所示含氮量的铁粉。焊接线能量在板厚为40mm时是269kJ/cm，在板厚为60mm时是549kJ/cm。
对这样得到的焊接接头和实施例1同样，从焊接全长的中央部位的图2A、图2B所示的位置制备试样，考察焊缝金属的拉伸强度、韧性。又，和实施例1同样，拉伸试验依据JIS Z3111的规定、冲击试验依据JIS Z3112的规定实施，求出了拉伸强度TS及0℃、-20℃时的夏比吸收功值vE₀、vE_-20。
其结果示于表12。
对于使用了本发明例的焊丝及焊剂的焊接接头，焊缝金属的vE₀在板厚为40mm时达到100J以上，在板厚为60mm时达到47J以上，焊缝金属的vE_-20在板厚为40mm时达到80J以上，在板厚为60mm时达到50J以上，可得到具有优良韧性的焊接接头。
又，表13表示焊缝金属的组成、焊缝金属中的B/N的质量％比和晶界铁素体生成量。使用本发明的焊丝及焊剂，焊缝金属中的B/N质量％比在本发明的范围内的焊接接头(焊接接头No.2-1、No.2-2、No.2-3、No.2-4、No.2-5)的焊缝金属中的晶界铁素体生成量为10面积％以下，可得到具有非常优良的韧性的焊缝金属。
(实施例3)
对表7所示的母材组成的490MPa级钢板(板厚t：40mm)、建筑结构用TMCP钢板(板厚t：60mm)施行图3所示形状的坡口加工，通过1道次的埋弧焊接制成了焊接接头。坡口形状为Y型，坡口角度为35°，钝边d(mm)在板厚t：40mm时为2mm，在板厚t：60mm时为3mm。
埋弧焊接使用双电极埋弧焊机，在表14所示的焊接条件下使用表15所示的焊丝组成的焊丝、表16所示组成的焊剂进行。
又，焊剂如表16所示组成的那样配制原料，和硅酸纳水溶液(添加量：每1kg焊剂约200cc)一起混合搅拌、造粒后在500℃×15min的条件下烧成，粒径为3mm以下。又，表16中的化学组成合计不到100质量％，但剩余部分是硅酸钠固态成分和不可避免的杂质。又，添加到焊剂中的铁粉为雾化铁粉，使用表17所示的含氮量的雾化铁粉。焊接线能量在板厚为40mm时是269kJ/cm，在板厚为60mm时是521kJ/cm。
对这样得到的焊接接头从焊接全长的中央部位的图2A、图2B所示的位置制备试样，考察焊缝金属的拉伸强度、韧性。拉伸试验从图2A的位置制备试样，依据JIS Z3111的规定实施，求出了拉伸强度TS，冲击试验从图2B的位置制备试样，依据JIS Z3112的规定实施，求出了0℃时的夏比吸收功值vE₀。
其结果示于表18。
本发明例都满足焊缝金属的vE₀在27J以上，可得到具有优良韧性的焊接接头。偏离本发明范围的比较例的焊缝金属的韧性降低。
又，表19表示焊缝金属的组成、焊缝金属中的B/N的质量％比和晶界铁素体生成量。使用了本发明例的焊剂的焊缝金属中的晶界铁素体生成量为15.0面积％以下，可得到具有优良韧性的焊缝金属。焊缝金属中的B/N质量％在本发明的范围内的焊接接头(焊接接头No.3-5、No.3-9、No.3-10)的焊缝金属中的晶界铁素体生成量为10面积％以下，具有更加优良的韧性。
根据本发明，采用焊接线能量在150kJ/cm以上的大线能量埋弧焊焊接Ti、Nb等的含量少的钢材时，也能稳定得到具有优良韧性的焊缝金属，可显著提高焊接效率，获得产业上的特别效果。
表1