CN113226614B - 焊接结构体 - Google Patents

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Abstract

一种焊接结构体(10)，其具有在接合构件(11)的端面(11c)抵接于被接合构件(12)的被接合面(12a)的状态下将接合构件(11)两侧部分熔透焊接于被接合构件(12)而成的T形接头部，接合构件(11)具有第1表面(11a)和第2表面(11b)，接合构件(11)的板厚t(mm)满足[t≥50.0]，接合构件(11)的如下位置处的金相组织以面积％计含有贝氏体：70～95％和铁素体：5～30％，且平均晶粒直径为12.0μm以下，所述位置为：接合构件(11)的距第1表面(11a)的距离为2mm的深度的位置、距第2表面(11b)的距离为2mm的深度的位置、当第1焊接部(13a)的第1热影响部(15a)的最顶点与第1表面(11a)之间的距离h1(mm)大于2mm时距第1表面(11a)的距离为h1的深度的位置、以及当第2焊接部(13b)的第2热影响部(15b)的最顶点与第2表面(11b)之间的距离h2(mm)大于2mm时距第2表面(11b)的距离为h2的深度的位置。

Description

焊接结构体
技术领域
本发明涉及在集装箱船等中使用的焊接结构体。
背景技术
在搭载大量货物的大型集装箱船中，在上层甲板(上甲板)形成有用于进行货物的装卸的较大的开口部(舱口)。另外，为了防止海水的流入等，在上层甲板上以包围舱口的方式设有舱口侧围壁。上层甲板和舱口侧围壁分别由焊接多个钢板而构成。另外，舱口侧围壁焊接于上层甲板上。
当上述那样的大型集装箱船在海上航行时，由于海浪会对船身施加使船身整体弯曲的载荷(纵向弯曲载荷)。为了对于这种载荷而充分确保船身的强度(纵向弯曲强度)，在上层甲板和舱口侧围壁上使用有高强度的厚壁钢板。
另外，如上所述，舱口侧围壁和上层甲板分别具有焊接多个钢板而成的结构。换言之，在舱口侧围壁和上层甲板上形成有用于将钢板彼此焊接的多个焊接部。在焊接部产生的裂纹容易沿着焊接部传播。因此，例如在舱口侧围壁的焊接部产生了裂纹的情况下，有时该裂纹会沿着焊接部向上层甲板侧传播，传播来的裂纹会扩展到上层甲板的焊接部。因此，为了充分地提高船身的强度，舱口侧围壁和上层甲板需要具有能够使上述那样的裂纹的扩展停止的特性(脆性裂纹传播停止特性)。
例如，专利文献1和2中公开了与脆性裂纹传播停止特性相关的焊接结构体。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-326147号公报
专利文献2：日本专利第5365761号
发明内容
发明要解决的问题
然而，为了使在舱口侧围壁产生并向上层甲板侧传播的裂纹的扩展停止，作为这些构件，例如，已知需要使用作为脆性裂纹传播停止特性的指标的-10℃下的Kca值为6000N/mm1.5以上的厚壁钢板。
另外，不仅是上述的例子，也存在裂纹自上层甲板产生并向舱口侧围壁侧传播的可能性。而且，根据在日本海事协会和日本焊接协会的共同研究中实施的验证测试结果可知，为了使在上层甲板产生并向舱口侧围壁侧传播的裂纹的扩展停止，需要使用具有8000N/mm1.5以上这样极高的Kca值的厚壁钢板。
但是，无论是从技术的方面考虑还是从成本的方面考虑，都存在稳定地制造这种具有较高的脆性裂纹传播停止特性的厚壁钢板较为困难这一问题。因此，需要利用更合理的方法得到低成本且具有优异的脆性裂纹传播停止特性的焊接结构体。
本发明即是为了解决这种问题而完成的，其目的在于，提供一种脆性裂纹传播停止特性优异的焊接结构体。
用于解决问题的方案
本发明将下述焊接结构体作为主旨。
(1)一种焊接结构体，其具有在板状的接合构件的端面抵接于板状的被接合构件的被接合面的状态下将所述接合构件两侧部分熔透焊接于所述被接合构件而成的T形接头部，其中，
所述接合构件具有与所述接合构件的板厚方向垂直的第1表面和第2表面，
所述接合构件的板厚t(mm)满足下述(i)式，
t≥50.0   ……(i)
当将形成于所述第1表面侧的第1焊接部的第1热影响部的最顶点与所述第1表面之间的在所述接合构件的板厚方向上的距离设为距离h1(mm)，将形成于所述第2表面侧的第2焊接部的第2热影响部的最顶点与所述第2表面之间的在所述接合构件的板厚方向上的距离设为距离h2(mm)时，
所述接合构件的如下位置处的金相组织以面积％计含有贝氏体：70～95％和铁素体：5～30％，且平均晶粒直径为12.0μm以下，所述位置为：
所述接合构件的沿所述板厚方向距所述第1表面的距离为2mm的深度的位置、沿所述板厚方向距所述第2表面的距离为2mm的深度的位置、当所述距离h1大于2mm时沿所述板厚方向距所述第1表面的距离为h1(mm)的深度的位置、以及当所述距离h2大于2mm时沿所述板厚方向距所述第2表面的距离为h2(mm)的深度的位置。
(2)根据上述(1)所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的板厚t(mm)、所述距离h1(mm)和所述距离h2(mm)满足下述(ii)式和(iii)式。
h1≤t/4   ……(ii)
h2≤t/4   ……(iii)
(3)根据上述(1)或(2)所述的焊接结构体，其中，在与所述第1表面和所述被接合面垂直的截面中，
所述第1焊接部中的经过所述接合构件侧的焊趾和焊根的线与所述被接合面所成的锐角α1(°)、所述板厚方向上的接头的部分熔透深度d1(mm)和所述被接合构件侧的焊趾与所述第1表面之间的距离s1(mm)、以及所述第2焊接部中的经过所述接合构件侧的焊趾和焊根的线与所述被接合面所成的锐角α2(°)、所述板厚方向上的接头的部分熔透深度d2(mm)和所述被接合构件侧的焊趾与所述第2表面之间的距离s2(mm)满足下述(iv)～(ix)式。
45.0≤α1≤70.0   ……(iv)
45.0≤α2≤70.0   ……(v)
d1·sec(α1)·cos(α1/2)≥0.35t   ……(vi)
d2·sec(α2)·cos(α2/2)≥0.35t   ……(vii)
s1≥d1(sec(α1)-1)   ……(viii)
s2≥d2(sec(α2)-1)   ……(ix)
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的化学组成以质量％计为
C：0.030～0.100％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.40～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0.005～0.030％、
Ti：0.005～0.030％、
N：0.0005～0.0050％、
Al：0.001～0.080％、
Cu：0.10～0.50％、
Ni：0.15～2.00％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.100％、
B：0～0.0030％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
REM：0～0.0050％、
余量：Fe和杂质，
由下述(x)式所示的Ar3为600～740。
Ar3＝940-310×C+40×Si-90×Mn-40×Cu-60×Ni-15×Cr-80×Mo   ……(x)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的板厚t(mm)满足下述(xi)式。
t＞80.0   ……(xi)
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的屈服应力为400～580MPa，拉伸强度为510～750MPa。
发明的效果
根据本发明，能够得到脆性裂纹传播停止特性优异的焊接结构体。
附图说明
图1为示出本发明的一个实施方式涉及的焊接结构体的立体图。
图2为示出本发明的另一个实施方式涉及的焊接结构体的立体图。
图3为示出本发明的另一个实施方式涉及的焊接结构体的立体图。
图4为焊接结构体的剖视图。
图5为用于说明结构模型止裂试验体的形状的图。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述技术问题而进行研究，结果得出以下的见解。
如上所述，为了在焊接结构体所使用的构件的整个厚度的范围提高脆性裂纹传播停止特性，需要使用例如Kca值为8000N/mm1.5以上的厚壁钢板。
但是，在例如裂纹从上层甲板向舱口侧围壁侧传播的情况下，只要制成将裂纹的进入区域仅限制于舱口侧围壁所使用的厚壁钢板的表层区域的结构，并且能够提高厚壁钢板的表层区域的脆性裂纹传播停止特性，就能够使裂纹的扩展停止。其结果，能够以低成本提高焊接结构体整体的脆性裂纹传播停止特性。
本发明是基于上述见解而完成的。以下对本发明的一个实施方式涉及的焊接结构体进行说明。
1.焊接结构体的构成
图1为示出本发明的一实施方式涉及的焊接结构体的立体图。如图1所示，本实施方式涉及的焊接结构体10具备接合构件11和被接合构件12。接合构件11为板状，具有与板厚方向垂直的第1表面11a和第2表面11b。另外，被接合构件12为板状，具有供接合构件11的端面11c抵接的被接合面12a。
而且，如图1所示，焊接结构体10具有在端面11c抵接于被接合面12a的状态下将接合构件11两侧部分熔透焊接于被接合构件12而成的T形接头部。需要说明的是，在具有上述T形接头部的焊接结构体中，除了如图1所示的T字状的结构体之外，也包括例如图2和3所示的形状的结构体。
另外，接合构件11和被接合构件12也可以通过角焊接而接合，但从接合强度的观点出发，优选在接合构件11上设置坡口，并通过坡口焊接而接合。
在本发明中，将厚壁的接合构件作为对象，具体而言、当将接合构件11的板厚设为t(mm)时，满足下述(i)式。接合构件11的板厚t(mm)优选满足下述(xi)式。t的上限不需要特别限定，但例如可以设为200mm、150mm或120mm。
t≥50.0   ……(i)
t＞80.0   ……(xi)
需要说明的是，对被接合构件的板厚没有特别限制，但与接合构件同样优选为50.0mm以上，更优选为大于80.0mm。
另外，如图1所示，焊接结构体10具有形成于第1表面11a侧的第1焊接部13a和形成于第2表面11b侧的第2焊接部13b。
针对接合构件11和被接合构件12的接合部位附近，使用图4进行进一步详细地说明。图4为焊接结构体10的与第1表面11a和被接合面12a垂直的剖视图。在图4中，为了避免附图变复杂，未标注剖面线。
如图1和图4所示，在接合构件11和被接合构件12的接合部位的第1表面11a侧，形成有第1焊接金属14a。而且，在第1焊接金属14a与接合构件11和被接合构件12之间的边界部，形成有第1热影响部15a。同样地，在第2表面11b侧，形成有第2焊接金属14b，在第2焊接金属14b与接合构件11和被接合构件12之间的边界部，形成有第2热影响部15b。
在本申请说明书中，焊接部是指焊接金属和热影响部合起来的部分。即，第1焊接金属14a和第1热影响部15a合起来的区域为第1焊接部13a，第2焊接金属14b和第2热影响部15b合起来的区域为第2焊接部13b。
在此，为了将自被接合构件12产生并向接合构件11传播的裂纹的进入区域仅限制于接合构件11的表层侧，需要控制从第1表面11a到第1焊接部13a的最顶点的深度、以及从第2表面11b到第2焊接部13b的最顶点的深度。
优选第1焊接部13a的第1热影响部15a的最顶点与第1表面11a之间的在接合构件11的板厚方向上的距离h1(mm)和第2焊接部13b的第2热影响部15b的最顶点与第2表面11b之间的在板厚方向上的距离h2(mm)满足下述(ii)式和(iii)式。
h1≤t/4   ……(ii)
h2≤t/4   ……(iii)
对距离h1和距离h2的下限不需要特别限制，但即使在接合构件11与被接合构件12通过角焊接而接合的情况下，热影响部也形成到1mm左右的深度为止。因此，1mm成为距离h1和距离h2的实质上的下限。
需要说明的是，第1热影响部15a的最顶点是指第1热影响部15a的板厚方向上的顶端，同样地，第2热影响部15b的最顶点是指第2热影响部15b的板厚方向上的顶端。另外，如图4所示，距离h1是第1表面11a与平行于第1表面11a且经过第1热影响部15a的板厚方向上的顶端的假想面11d之间的距离，距离h2是第2表面11b与平行于第2表面11b且经过第2热影响部15b的板厚方向上的顶端的假想面11e之间的距离。
另外，如图4所示，优选第1焊接部13a中的经过接合构件11侧的焊趾和焊根的线L1与被接合面12a所成的锐角α1(°)、以及第2焊接部13b中的经过接合构件11侧的焊趾和焊根的线L2与被接合面12a所成的锐角α2(°)分别满足下述(iv)式和(v)式。
45.0≤α1≤70.0   ……(iv)
45.0≤α2≤70.0   ……(v)
第1焊接部13a中的接合构件11侧的焊趾是指第1焊接金属14a的外缘与第1表面11a之间的交点A1。另外，第1焊接部13a中的接合构件11侧的焊根是指第1焊接金属14a的外缘与端面11c之间的交点B1。同样地，第2焊接部13b中的接合构件11侧的焊趾是指第2焊接金属14b的外缘与第2表面11b之间的交点A2，第2焊接部13b中的接合构件11侧的焊根是指第2焊接金属14b的外缘与端面11c之间的交点B2。
进一步，优选第1焊接部13a的板厚方向上的接头的部分熔透深度d1(mm)和第2焊接部13b的板厚方向上的接头的部分熔透深度d2(mm)分别满足下述(vi)式和(vii)式。在此，下述(vi)式和(vii)式的左侧计算的值分别表示有效焊缝厚度Td1(mm)和Td2(mm)。
d1·sec(α1)·cos(α1/2)≥0.35t   ……(vi)
d2·sec(α2)·cos(α2/2)≥0.35t   ……(vii)
接头的部分熔透深度d1是第1表面11a与平行于第1表面11a且经过接合构件11的板厚方向上的第1焊接金属14a的板厚中心侧的端部的假想面11f之间的距离。另外，接头的部分熔透深度d2是第2表面11b与平行于第2表面11b且经过接合构件11的板厚方向上的第2焊接金属14b的板厚中心侧的端部的假想面11g之间的距离。
另外，优选第1焊接部13a的板厚方向上的被接合构件12侧的焊趾与第1表面11a之间的距离s1(mm)、以及第2焊接部13b中的被接合构件12侧的焊趾与第2表面11b之间的距离s2(mm)分别满足下述(viii)式和(ix)式。
s1≥d1(sec(α1)-1)    ……(viii)
s2≥d2(sec(α2)-1)   ……(ix)
距离s1和距离s2分别为第1焊接部13a和第2焊接部13b的板厚方向上的焊脚长。具体而言，距离s1是第1表面11a与平行于第1表面11a且经过接合构件11的板厚方向上的第1焊接金属14a的与板厚中心相反一侧的端部的假想面11h之间的距离。另外，距离s2是第2表面11b与平行于第2表面11b且经过接合构件11的板厚方向上的第2焊接金属14b的与板厚中心相反一侧的端部的假想面11i之间的距离。
需要说明的是，第1焊接金属14a和第2焊接金属14b与接合构件11之间的边界能够利用目测容易地进行辨别。另外，对于第1热影响部15a和第2热影响部15b的顶端位置，也能够利用硝酸酒精腐蚀使其出现，从而容易地辨别。
即使在不满足上述(iv)～(ix)式的情况下，也能够提高脆性裂纹传播停止特性，但从确保更高的接头强度的观点出发，优选满足上述(iv)～(ix)式。
2.接合构件的金相组织
如上所述，为了在接合构件的整个厚度范围提高脆性裂纹传播停止特性，例如，需要使用Kca值为8000N/mm1.5以上的钢板作为接合构件，存在具有那样的特性的钢板的确保较为困难这一问题。但是，如果能至少提高接合构件的裂纹进入的区域的脆性裂纹传播停止特性，则能够使裂纹的扩展停止。
即，通过控制接合构件的从表面附近到焊接部的最顶点的深度的位置处的金相组织，能够使裂纹的扩展停止。但是，对于沿板厚方向距表面的距离小于2mm的区域，由于对脆性裂纹传播停止特性没有特别的贡献，所以无需考虑。
具体而言，在沿板厚方向距第1表面11a的距离为2mm的深度的位置和沿板厚方向距第2表面11b的距离为2mm的深度的位置处需要具有如下所示的金相组织。进一步，当距离h1大于2mm时沿板厚方向距第1表面11a的距离为h1(mm)的深度的位置，另外，当距离h2大于2mm时沿板厚方向距第2表面11b的距离为h2(mm)的深度的位置处也需要具有如下所示的金相组织。
换言之，当距离h1为2mm以下，且距离h2为2mm以下时，仅在沿板厚方向距第1表面11a的距离为2mm的深度的位置和沿板厚方向距第2表面11b的距离为2mm的深度的位置处，具有如下所示的金相组织即可。需要说明的是，在以下说明中，“％”是指“面积％”。
贝氏体：70～95％
铁素体：5～30％
在上述深度的位置处以贝氏体为主相的理由是为了确保接合构件的强度。铁素体为主相的话难以确保高强度。但是，全部为贝氏体的话韧性大幅劣化，因此通过含有铁素体作为第二相来抑制韧性的劣化。
作为上述深度的位置处的金相组织，如果贝氏体和铁素体具有上述面积率，则除此之外，例如也可以含有珠光体和/或岛状马氏体(MA：Martensite-Austenite-Constituent)。但是，从确保强度的观点出发，珠光体优选为5％以下，从确保韧性的观点出发，岛状马氏体优选为5％以下。
平均晶粒直径：12.0μm以下
通过在作为来自被接合构件的裂纹的进入部分的上述深度的位置处形成细粒的组织，能够使裂纹的扩展停止。在此，在本发明中，将晶体取向差为15°以上的边界定义为晶界，将被该晶界包围的区域的圆当量直径定义为晶粒直径。
需要说明的是，对接合构件的板厚中心部的金相组织没有特别限制。例如，与表面侧同样地，可以设为含有贝氏体：70～95％、铁素体：5～30％、珠光体：5％以下、和MA：5％以下的组织。另外，对平均粒径也没有特别限制，但在技术上难以细粒化至板厚中心部，有可能导致成本增加。因此，接合构件的板厚中心部的平均晶粒直径优选大于12.0μm。另一方面，若板厚中心部的平均粒径过大，则脆性破坏发生特性大幅降低，板厚中心部的平均粒径的优选上限为40.0μm。
在本发明中，各组织的面积率和平均晶粒直径按如下要领进行测定。首先，使用安装在扫描型电子显微镜上的晶体取向测定装置(TSL公司OIM)，利用EBSP(电子背散射衍射分析，Electron Back Scattering Pattern)法，以0.5μm的间距测定接合构件的规定的深度的位置处的500μm×500μm的区域。
然后，将与相邻晶粒的晶体取向差为15°以上的边界定义为晶界，求出晶粒内相邻测定点间的取向差的平均值即GAM(Grain Average Misorientation)值。在本发明中，将GAM值为1°以下的晶粒定义为铁素体相，求出各个位置的铁素体相的面积率的平均值。然后，制作与相邻晶粒的晶体取向差为15°以上的晶界图，将此时的晶粒的圆当量直径通过图像分析求出。
接着，对钢板样品实施硝酸酒精腐蚀，利用光学显微镜对各深度的位置以500倍的倍率拍摄显微组织，将被视觉辨识为黑色的块状区域定义为珠光体相，利用图像分析求出各个位置测定的相对于整个视场区域的珠光体相的面积率的平均值。
接着，对钢板样品实施LePera腐蚀，利用光学显微镜对各深度的位置以500倍的倍率拍摄显微组织，将被视觉辨识为白色的区域定义为岛状马氏体相，利用图像分析求出各个位置测定的相对于整个视场区域的岛状马氏体相的面积率的平均值。如上求出铁素体相、珠光体相、岛状马氏体相的面积率，将从100％中减去它们的总和得到的数值作为贝氏体相的面积率。
3.接合构件的化学组成
对于本发明的焊接结构体所使用的接合构件的化学组成没有特别限定，为了发挥优异的脆性裂纹传播停止特性，优选具有如下所示的化学组成。各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下说明中，针对含量的“％”是指“质量％”。
C：0.030～0.100％
C是具有通过提高淬火性来确保钢板的强度和韧性的作用的元素。为了得到该效果，C含量优选设为0.030％以上。另一方面，若C含量大于0.100％则焊接性和接头韧性(HAZ韧性)有可能降低。因此，C含量优选设为0.030～0.100％。C含量更优选为0.060％以上，更优选为0.090％以下。
Si：0.01～0.30％
Si是作为脱氧元素和强化元素有效的元素。为了得到该效果，Si含量优选设为0.01％以上。另一方面，若Si含量大于0.30％则接头韧性降低，另外，Ar3点有可能过度上升。因此，Si含量优选设为0.01～0.30％。Si含量更优选为0.10％以下。
Mn：1.40～2.50％
Mn是确保钢板的强度，并具有使Ar3点降低的作用的元素。为了得到该效果，Mn含量优选设为1.40％以上。另一方面，若Mn含量大于2.50％则焊接性和接头韧性有可能降低。因此，Mn含量优选设为1.40～2.50％。Mn含量更优选为1.50％以上，更优选为2.00％以下。
P：0.015％以下
P是杂质元素，由于使焊接性和接头韧性降低，所以优选将其含量降低至0.015％以下。P含量更优选为0.010％以下。
S：0.0100％以下
S是杂质元素，由于生成MnS导致韧性下降、焊接性下降，所以优选将其含量降低至0.0100％以下。S含量更优选为0.0050％以下。
Nb：0.005～0.030％
Nb是具有抑制再结晶温度，有助于组织细粒化，使钢板的强度上升的作用的元素。为了得到该效果，Nb含量优选设为0.005％以上。另一方面，若Nb含量大于0.030％则焊接性有可能降低。因此，Nb含量优选设为0.005～0.030％。Nb含量更优选为0.008％以上，更优选为0.015％以下。
Ti：0.005～0.030％
Ti是具有通过形成TiN，使TiN微细分散而提高钢板的韧性和接头韧性的作用的元素。为了得到该效果，Ti含量优选设为0.005％以上。另一方面，若Ti含量大于0.030％则钢板的韧性和接头韧性有可能降低。因此，Ti含量优选设为0.005～0.030％。Ti含量更优选为0.008％以上，更优选为0.015％以下。
N：0.0005～0.0050％
N是具有通过在钢材中形成TiN而提高钢板的韧性和接头韧性的作用的元素。为了得到该效果，N含量优选设为0.0005％以上。另一方面，为了抑制板坯缺陷，N含量优选设为0.0050％以下。N含量更优选为0.0020％以上，更优选为0.0040％以下。
Al：0.001～0.080％
Al是负责脱氧，具有减少作为杂质元素的O的作用的元素。另外，使钢中的游离N变为AlN，使其无害化。为了得到该效果，Al含量优选设为0.001％以上。另一方面，若Al含量大于0.080％则接头韧性有可能降低。因此，Al含量优选设为0.001～0.080％。Al含量更优选为0.010％以上，更优选为0.040％以下。
Cu：0.10～0.50％
Cu是提高强度，另外，具有使Ar3点降低的作用的元素。为了得到该效果，Cu含量优选设为0.10％以上。另一方面，若Cu含量大于0.50％则焊接性和接头韧性有可能降低。因此，Cu含量优选设为0.10～0.50％。Cu含量更优选为0.20％以上。
Ni：0.15～2.00％
Ni是提高强度，另外，具有使Ar3点降低的作用的元素。为了得到该效果，Ni含量优选设为0.15％以上。另一方面，若Ni含量大于2.00％则焊接性和接头韧性有可能降低。另外，Ni价格高，添加过多会导致成本高。因此，Ni含量优选设为0.15～2.00％。Ni含量更优选为0.30％以上，更优选为1.00％以下。
Cr：0～0.50％
Cr具有使钢板的强度上升的效果，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.50％则焊接性和接头韧性有可能降低。因此，Cr含量优选为0.50％以下，更优选为0.20％以下。在想要得到上述效果的情况下，Cr含量优选为0.10％以上。
Mo：0～0.50％
Mo具有通过与B的复合效果提高淬火性，使钢板的强度上升的效果，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.50％则钢板的韧性和接头韧性有可能降低。因此，Mo含量优选为0.50％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下，特别优选为0.25％以下。在想要得到上述效果的情况下，Mo含量优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.08％以上。
V：0～0.100％
V具有利用析出强化而提升强度的效果，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.100％则接头韧性有可能降低。因此，V含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。在想要得到上述效果的情况下，V含量优选为0.020％以上。
B：0～0.0030％
B具有通过提高淬火性而使钢板的强度上升的效果，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.0030％则韧性和焊接性有可能降低。因此，B含量优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。在想要得到上述效果的情况下，B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。
Ca：0～0.0050％
Ca具有提高接头韧性的效果，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.0050％则接头韧性有可能降低。因此，Ca含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。在想要得到上述效果的情况下，Ca含量优选为0.0003％以上。
Mg：0～0.0050％
Mg形成MgS，有助于母材组织的细粒化和接头韧性的提高，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.0050％则接头韧性有可能降低。因此，Mg含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。在想要得到上述效果的情况下，Mg含量优选为0.0003％以上。
REM：0～0.0050％
REM(稀土元素)具有提高接头韧性的效果，因此可以根据需要含有。但是，若其含量大于0.0050％则接头韧性有可能降低。因此，REM含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。在想要得到上述效果的情况下，REM含量优选为0.0003％以上。
在此，在本发明中，REM是指Sc、Y和镧系共17种元素，所述REM的含量是指这些元素的总含量。需要说明的是，镧系在工业上以混合稀土合金的形式添加。
在上述接合构件的化学组成中，余量为Fe和杂质。此处的“杂质”是指在工业上制造钢板时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，是指在不对本发明造成不良影响的范围内容许的物质。
在本发明的接合构件中，为了得到上述的金相组织，如后所述，尽可能地实施低温轧制。此时，特别是在表层部附近的轧制时的温度大幅低于Ar3点的情况下，轧制过程中生成铁素体，生成粗大的加工铁素体。
因此，在接合构件的化学组成中，优选以由下述(x)式所示的Ar3点(℃)成为600～740℃的方式调整成分。
Ar3＝940-310×C+40×Si-90×Mn-40×Cu-60×Ni-15×Cr-80×Mo   ……(x)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
若Ar3点低于600℃则淬火性过剩，有可能强度过大、韧性劣化。特别是，接合构件的板厚中心部处的韧性变得容易劣化。另一方面，若Ar3点超过740℃，则在低温下轧制时接合构件的表层部成为双相区轧制，生成粗大的加工铁素体，脆性裂纹传播停止特性有可能劣化。Ar3点更优选为650℃以上。另外，Ar3点更优选为720℃以下，进一步优选为700℃以下。
4.接合构件的机械特性
对本发明的焊接结构体所使用的接合构件的机械特性没有设置特别的限制。但是，在集装箱船等中使用焊接结构体的情况下，接合构件的屈服应力优选为400～580MPa，拉伸强度优选为510～750MPa。
5.接合构件的制造方法
对接合构件的制造方法没有设置特别的限制。但例如能够通过如下所示的步骤来制造用作接合构件的钢板。
首先，将调整成上述合适的化学成分的钢水用转炉等通常公知的熔炼方法进行熔炼，用连铸等通常公知的铸造方法制成作为钢原材的钢坯。
(加热温度)
首先，在铸造时的冷却中途或冷却后将钢坯加热至950～1100℃，进行奥氏体单相化。若加热提取温度低于950℃则奥氏体化变得不充分，有可能形成粗大组织。另一方面，若超过1100℃则奥氏体晶粒粗大化，有时无法使晶粒直径微细化。
(热轧)
对加热提取的钢坯进行热轧，精轧中的压下率设为50％以上，制造板厚例如为80～100mm的钢板。此时，表面上的精轧的开始温度设为Ar3点～740℃。需要说明的是，精轧是指用精轧机进行的轧制工序，也可以在精轧之前进行粗轧，调整精轧开始时的板厚。另外，压下率是指精轧中的累积的压下率，当将精轧开始时的板厚设为t0、精轧结束后的板厚(产品厚度)设为t时，可以通过(t0-t)/t0×100进行计算。
若精轧中的压下率小于50％，则奥氏体晶粒的延伸化不充分，因此有时晶粒微细化变得不充分。压下率优选为55％以上，更优选为60％以上。压下率的上限没有特别限定，若压下率超过75％，则轧制道次次数增加而生产率下降，因此压下率优选为75％以下。
另外，若表面的精轧的开始温度低于Ar3点，则在表层部附近生成粗大且沿轧制方向延伸的加工铁素体，脆性裂纹传播停止特性有可能降低。另一方面，若超过740℃，则形成于奥氏体晶界的突出(ledge)或导入奥氏体中的位错、变形带变得不充分，微细晶粒的个数密度降低，有时脆性裂纹传播停止特性劣化。因此，精轧开始时的表面温度设为Ar3点～740℃。从抑制加工铁素体的生成的观点出发，精轧开始时的表面温度优选为超过Ar3点+30℃。另外，精轧开始时的表面温度优选为720℃以下。
在本发明中，为了使钢板的晶粒直径微细化，在未再结晶温度区域以下的尽可能低的温度下进行轧制。通过这样做，奥氏体在未再结晶状态下延伸化，能够增加成为铁素体的成核位点的原奥氏体晶界密度，同时在奥氏体晶界形成突出(阶段状的凹凸)并使其活性化，从而容易生成铁素体。
另外，在奥氏体晶粒内也导入成为铁素体的成核位点的位错、变形带。这些铁素体的铁素体本身微细，进而能够微细地分割贝氏体，因此能够使晶粒直径微细化。此时，特别是在表层部附近的轧制时的温度低于Ar3点的情况下，在轧制过程中生成铁素体，使粗大的加工铁素体生成。因此，优选通过含有Ni、Mn等，使Ar3点降低，从而抑制粗大的加工铁素体的生成。
进一步，在本发明中，根据从接合构件的表面到焊接部的最顶点的深度，需要使钢板的板厚内部的晶粒直径也微细化。为了使表层～板厚的1/4的区域的位置的晶粒直径微细化，将板厚的1/4位置的精轧开始温度设为800℃以下。若板厚的1/4位置的精轧开始温度超过800℃，则形成于该部分的奥氏体晶界的突出或导入奥氏体中的位错、变形带变得不充分，晶粒直径粗大化。板厚的1/4位置的优选的精轧开始温度为760℃以下。下限为Ar3点，但是通常板厚的1/4位置的温度不会低于表面温度，只要将表面的温度管理在Ar3点以上就没有问题。
需要说明的是，钢板的表面的温度可以通过除氧化皮(为了去除氧化皮而向钢板喷射高压水的工序)来降低，但板厚内部的温度受除氧化皮的影响较小，很大程度上取决于从加热提取钢坯到开始轧制经过的时间。因此，为了同时满足表面的温度和板厚内部的温度，需要适当地管理除氧化皮和经过时间这两者的操作。
在表面中的精轧的开始温度低于Ar3点的情况下，钢板的表层部附近成为双相区轧制(存在α+γ的双相的温度区域下的轧制)，生成粗大的加工铁素体(轧制过程中生成的铁素体)。另一方面，当精轧的开始温度为Ar3点以上时，能够抑制粗大的加工铁素体生成，并且通过使奥氏体晶粒延伸化，增加成为铁素体的成核位点的奥氏体晶界密度，在奥氏体晶粒内也充分导入成为铁素体成核位点的位错和变形带的状态下，能够进行骤冷(控制冷却工艺(CLC：Continuous on Line Control Process)中的水冷)，因此能够形成以贝氏体为主相，并分散有微细铁素体的组织。
(冷却)
在热轧结束后，在Ar3点以上的表面温度下开始冷却，将距表面深度5mm的位置处的冷却速度设为25.0℃/s以上，在400℃以下的表面温度下结束冷却。若冷却的开始温度低于Ar3点，则在冷却开始前生成粗大的铁素体，无法使晶粒直径微细化。为了使贝氏体微细化，需要增大冷却速度来尽可能在低温下使其相变，因此，在距表面深度5mm的位置需要25.0℃/s以上的冷却速度。另外，为了得到充分的贝氏体组织，停止冷却温度设为400℃以下。
(回火)
另外，期望冷却后在400～600℃的温度下进行回火热处理，调节钢板的强度和韧性。若回火的温度超过600℃则强度降低。另一方面，若低于400℃则由去除应变带来的韧性改善不充分。
通过实施以上制造方法，能够以低成本制造使表层部附近的晶粒直径微细化的板厚大的高强度的钢板。这样制造的钢板能够使屈服应力为400～580MPa，使拉伸强度为510～750MPa。
6.焊接结构体的制造方法
对焊接结构体的制造方法没有设置特别的限制，但例如能够通过在将接合构件的端面对接于上述被接合构件的被接合面的状态下，沿着端面焊接来进行制造。此时，期望预先在接合构件的被接合构件侧进行坡口加工。可以对接合构件的端面整体实施坡口加工，但也可以仅对与被接合构件的接合部位实施坡口加工。
另外，对焊接方法没有特别限制，采用CO2焊接或电弧焊(SMAW)等公知的方法即可。此时，为了减小热影响部的宽度(图4中、(h1-d1)和(h2-d2)所示的长度)，热量输入量优选设为0.5～3.0kJ/mm。
以下，根据实施例更具体地说明本发明，但本发明并不限定于这些实施例。
实施例
熔炼具有表1所示的化学组成的钢之后，利用连铸制作钢坯。然后，将该钢坯再加热至950～1100℃，实施热轧后，进行冷却。然后，进行回火的热处理，制造接合构件用的钢板。表2中示出各钢板的制造条件和板厚。
[表1]
Figure BDA0003131437570000191
[表2]
Figure BDA0003131437570000201
从得到的各钢板的板厚的1/4位置沿与轧制方向垂直的方向采集JIS Z 2241中记载的4号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)和总伸长率(EL)。其结果一并示于表2。
然后，将制得的钢板作为试验板(接合构件11)，制作图5所示的结构模型止裂试验体来进行试验。将板厚100mm的钢板利用CO2焊接进行接合而成的焊接接头作为助裂(crack-running)焊接接头(被接合构件12)，在表3所示的条件下利用CO2焊接或电弧焊(SMAW)制作焊接结构体10。
[表3]
Figure BDA0003131437570000221
然后，在焊接结构体10的熔接线部16a导入切口16b。然后，将焊接结构体10冷却至作为船舶设计温度的-10℃，使其负载与EH40的设计应力相当的257MPa的试验应力，仅将切口部附近骤冷至-50℃左右，借助楔对切口部施加打击，从而使脆性裂纹产生、传播。
使用试验后的结构模型止裂试验体，在从试验体长度方向的中心位置向左右分离250mm的位置处切出接合构件与被接合构件的一侧(第1表面侧)和另一侧(第2表面侧)的焊接部(第1焊接部和第2焊接部)的截面。之后，通过进行研磨，并实施硝酸酒精腐蚀，使焊接金属部和焊接热影响部(焊接时加热至Ac1相变点以上的区域)出现。利用数字照相机分别拍摄上述两个部位的焊接接头截面的照片，根据照片图像测定焊接部形状，使用两个部位的测定结果的平均值。测得的焊接部的形状一并示于表3。
进一步，对以上述要领切出的焊接部截面，测定沿板厚方向距接合构件的第1表面的距离为2mm和h1(mm)的深度的位置、沿板厚方向距第2表面的距离为2mm和h2(mm)的深度的位置、以及板厚中心部的平均晶粒直径和各组织的相比率(面积％)。其中，对于试验编号6，由于h1和h2为2mm以下，所以测定接合构件的沿板厚方向距第1表面的距离为2mm的深度的位置、沿板厚方向距第2表面的距离为2mm的深度的位置、以及板厚中心部的平均晶粒直径和各组织的相比率(面积％)。
具体而言，从各深度的位置切出观察用试验片之后，利用EBSP法以0.5μm的间距测定500μm×500μm的区域。然后，将与相邻晶粒的晶体取向差为15°以上的边界定义为晶界，求出晶粒内的相邻测定点间的取向差的平均值即GAM值，将GAM值为1°以下的晶粒定义为铁素体相，求出各个位置的铁素体相的面积率的平均值。另外，制作与相邻晶粒的晶体取向差为15°以上的晶界图，将此时的晶粒的圆当量直径通过图像分析求出。
进一步，对各试验片实施硝酸酒精腐蚀，利用光学显微镜对各深度的位置以500倍的倍率拍摄显微组织，将被视觉辨识为黑色的块状的区域定义为珠光体相，利用图像分析求出各个位置测定的相对于整个视场区域的珠光体相的面积率的平均值。
接着，对各试验片实施LePera腐蚀，利用光学显微镜对各深度的位置以500倍的倍率拍摄显微组织，将被视觉辨识为白色的区域定义为岛状马氏体相，利用图像分析求出各个位置测定的相对于整个视场区域的岛状马氏体相的面积率的平均值。如上求出铁素体相、珠光体相、岛状马氏体相的面积率，将从100％中减去它们的总和得到的数值作为贝氏体相的面积率。
各深度的位置处的平均晶粒直径和各组织的相比率(面积％)如表4所示。另外，使用了上述结构模型止裂试验体的试验的结果一并示于表4。将脆性裂纹在试验板处停止的情况判定为停止、将试验板断裂的情况判定为断裂。
[表4]
Figure BDA0003131437570000251
由表4可知，在使用满足本发明的规定的接合构件的情况下，获得了优异的脆性裂纹传播停止特性，而在使用不满足本发明的规定的比较例的接合构件的情况下，成为脆性裂纹传播到接合构件的结果。
另外，在试验编号1、2和5中，由于进一步满足(iv)～(ix)式，因此接头强度较高，成为进一步良好的结果。
产业上的可利用性
如上所述，根据本发明，能够得到脆性裂纹传播停止特性优异的焊接结构体。
附图标记说明
10 焊接结构体
11 接合构件
11a 第1表面
11b 第2表面
11c 端面
11d～i 假想面
12 被接合构件
12a 被接合面
13a 第1焊接部
13b 第2焊接部
14a 第1焊接金属
14b 第2焊接金属
15a 第1热影响部
15b 第2热影响部
16a 熔接线部
16b 切口

Claims (11)

1.一种焊接结构体，其具有在板状的接合构件的端面抵接于板状的被接合构件的被接合面的状态下将所述接合构件两侧部分熔透焊接于所述被接合构件而成的T形接头部，其中，
所述接合构件具有与所述接合构件的板厚方向垂直的第1表面和第2表面，
所述接合构件的板厚t满足下述(i)式，
t≥50.0……(i)
当将形成于所述第1表面侧的第1焊接部的第1热影响部的最顶点与所述第1表面之间的在所述接合构件的板厚方向上的距离设为距离h1，将形成于所述第2表面侧的第2焊接部的第2热影响部的最顶点与所述第2表面之间的在所述接合构件的板厚方向上的距离设为距离h2时，
所述接合构件的如下位置处的金相组织以面积％计含有贝氏体：70～95％和铁素体：5～30％，且平均晶粒直径为12.0μm以下，所述位置为：
所述接合构件的沿所述板厚方向距所述第1表面的距离为2mm的深度的位置、沿所述板厚方向距所述第2表面的距离为2mm的深度的位置、当所述距离h1大于2mm时沿所述板厚方向距所述第1表面的距离为h1的深度的位置、以及当所述距离h2大于2mm时沿所述板厚方向距所述第2表面的距离为h2的深度的位置，
其中所述板厚t的单位为mm，所述距离h1和距离h2的单位为mm。
2.根据权利要求1所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的板厚t、所述距离h1和所述距离h2满足下述(ii)式和(iii)式，其中所述板厚t的单位为mm，
h1≤t/4……(ii)
h2≤t/4……(iii)。
3.根据权利要求1所述的焊接结构体，其中，在与所述第1表面和所述被接合面垂直的截面中，
所述第1焊接部中的经过所述接合构件侧的焊趾和焊根的线与所述被接合面所成的锐角α1、所述板厚方向上的接头的部分熔透深度d1和所述被接合构件侧的焊趾与所述第1表面之间的距离s1、以及所述第2焊接部中的经过所述接合构件侧的焊趾和焊根的线与所述被接合面所成的锐角α2、所述板厚方向上的接头的部分熔透深度d2和所述被接合构件侧的焊趾与所述第2表面之间的距离s2满足下述(iv)～(ix)式，其中，所述部分熔透深度d1、所述距离s1、所述部分熔透深度d2以及所述距离s2的单位为mm，所述锐角α1和锐角α2的单位为°，
45.0≤α1≤70.0……(iv)
45.0≤α2≤70.0……(v)
d1·sec(α1)·cos(α1/2)≥0.35t……(vi)
d2·sec(α2)·cos(α2/2)≥0.35t……(vii)
s1≥d1(sec(α1)-1)……(viii)
s2≥d2(sec(α2)-1)……(ix)。
4.根据权利要求2所述的焊接结构体，其中，在与所述第1表面和所述被接合面垂直的截面中，
所述第1焊接部中的经过所述接合构件侧的焊趾和焊根的线与所述被接合面所成的锐角α1、所述板厚方向上的接头的部分熔透深度d1和所述被接合构件侧的焊趾与所述第1表面之间的距离s1、以及所述第2焊接部中的经过所述接合构件侧的焊趾和焊根的线与所述被接合面所成的锐角α2、所述板厚方向上的接头的部分熔透深度d2和所述被接合构件侧的焊趾与所述第2表面之间的距离s2满足下述(iv)～(ix)式，其中，所述部分熔透深度d1、所述距离s1、所述部分熔透深度d2以及所述距离s2的单位为mm，所述锐角α1和锐角α2的单位为°，
45.0≤α1≤70.0……(iv)
45.0≤α2≤70.0……(v)
d1·sec(α1)·cos(α1/2)≥0.35t……(vi)
d2·sec(α2)·cos(α2/2)≥0.35t……(vii)
s1≥d1(sec(α1)-1)……(viii)
s2≥d2(sec(α2)-1)……(ix)。
5.根据权利要求1所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的化学组成以质量％计为C：0.030～0.100％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.40～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0.005～0.030％、
Ti：0.005～0.030％、
N：0.0005～0.0050％、
Al：0.001～0.080％、
Cu：0.10～0.50％、
Ni：0.15～2.00％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.100％、
B：0～0.0030％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
REM：0～0.0050％、
余量：Fe和杂质，
由下述(x)式所示的Ar3为600～740，
Ar3＝940-310×C+40×Si-90×Mn-40×Cu-60×Ni-15×Cr-80×Mo……(x)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的质量％含量。
6.根据权利要求2所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的化学组成以质量％计为C：0.030～0.100％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.40～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0.005～0.030％、
Ti：0.005～0.030％、
N：0.0005～0.0050％、
Al：0.001～0.080％、
Cu：0.10～0.50％、
Ni：0.15～2.00％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.100％、
B：0～0.0030％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
REM：0～0.0050％、
余量：Fe和杂质，
由下述(x)式所示的Ar3为600～740，
Ar3＝940-310×C+40×Si-90×Mn-40×Cu-60×Ni-15×Cr-80×Mo……(x)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的质量％含量。
7.根据权利要求3所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的化学组成以质量％计为C：0.030～0.100％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.40～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0.005～0.030％、
Ti：0.005～0.030％、
N：0.0005～0.0050％、
Al：0.001～0.080％、
Cu：0.10～0.50％、
Ni：0.15～2.00％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.100％、
B：0～0.0030％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
REM：0～0.0050％、
余量：Fe和杂质，
由下述(x)式所示的Ar3为600～740，
Ar3＝940-310×C+40×Si-90×Mn-40×Cu-60×Ni-15×Cr-80×Mo……(x)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的质量％含量。
8.根据权利要求4所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的化学组成以质量％计为C：0.030～0.100％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.40～2.50％、
P：0.015％以下、
S：0.0100％以下、
Nb：0.005～0.030％、
Ti：0.005～0.030％、
N：0.0005～0.0050％、
Al：0.001～0.080％、
Cu：0.10～0.50％、
Ni：0.15～2.00％、
Cr：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
V：0～0.100％、
B：0～0.0030％、
Ca：0～0.0050％、
Mg：0～0.0050％、
REM：0～0.0050％、
余量：Fe和杂质，
由下述(x)式所示的Ar3为600～740，
Ar3＝940-310×C+40×Si-90×Mn-40×Cu-60×Ni-15×Cr-80×Mo……(x)
其中，上述式中的元素符号表示各元素的质量％含量。
9.根据权利要求1～权利要求8中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的板厚t满足下述(xi)式，其中所述板厚t的单位为mm，
t＞80.0……(xi)。
10.根据权利要求1～权利要求8中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的屈服应力为400～580MPa，拉伸强度为510～750MPa。
11.根据权利要求9所述的焊接结构体，其中，所述接合构件的屈服应力为400～580MPa，拉伸强度为510～750MPa。
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