CN117241907A - 焊接结构体 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种焊接结构体，具备T接头，该T接头使接合部件的端面与板厚50mm以上的被接合部件的表面对接，将接合部件和被接合部件接合，另外，该T接头的焊接金属具有规定的焊接金属组成和奥氏体相以面积％计为80％以上的焊接金属组织。

Description

焊接结构体
技术领域
本发明涉及一种例如大型集装箱船、散装货船等使用厚钢板进行焊接施工的焊接钢结构物(以下，也称为焊接结构体)。本发明特别涉及能够使从厚钢板的母材或者焊接接头部产生的脆性龟裂的传播在达到结构物的大规模破坏之前将其停止的脆性龟裂传播停止特性优异的焊接结构体。
背景技术
集装箱船、散装货船为了提高装载能力、提高装卸效率等，例如与油轮等不同，具有增大船上部的开口部的结构。因此，在集装箱船、散装货船中，特别需要使船体外板高强度化或者厚壁化。
另外，集装箱船近年来大型化，建造了6000～24000TEU这样的大型船。应予说明，TEU(Twenty feet Equivalent Unit)表示换算为长度20英尺的集装箱的个数，表示集装箱船的装载能力的指标。随着这样的船的大型化，船体外板有使用板厚：50mm以上、屈服强度：390N/mm2级以上的厚钢板的趋势。
近年来，从缩短施工期间的观点出发，作为船体外板的钢板大多例如通过电弧焊等大线能量焊接进行对焊。这样的大线能量焊接容易导致焊接热影响部的韧性大幅降低，成为从焊接接头部产生脆性龟裂的一个原因。
另一方面，在船体结构中，以往从安全性这样的观点出发，认为即使在万一发生了脆性破坏的情况下，也需要使脆性龟裂的传播在达到大规模破坏之前将其停止，防止船体分离。
接受这样的想法，在非专利文献1中报告了关于板厚小于50mm的造船用钢板中的焊接部的脆性龟裂传播行为的实验性研究结果。
在非专利文献1中，实验性地调查了在焊接部强制地产生的脆性龟裂的传播路径和传播举动。其中记载了如果在某种程度上确保了焊接部的断裂韧性，则由于焊接残留应力的影响，脆性龟裂大多从焊接部向母材侧偏离的结果。其中，也确认了多个脆性龟裂沿着焊接部传播的例子。这启示了不能断言不存在脆性破坏沿着焊接部直行传播的可能性。
然而，除了将与非专利文献1中应用的焊接同等的焊接应用于板厚小于50mm的钢板而建造的船舶没有任何问题地投入使用这样的多个实绩之外，由于认识到韧性良好的钢板母材(造船E级钢等)充分地保持了停止脆性龟裂的能力，因此在船级规则等中没有特别要求船用钢材的焊接部的脆性龟裂传播停止特性。
另外，在近年来的超过6000TEU的大型集装箱船中，所使用的钢板的板厚有时超过50mm。这种情况下，除了板厚增大所致的破坏韧性的降低以外，通过采用焊接线能量更大的大线能量焊接，有焊接部的破坏韧性进一步降低的趋势。在对这样的板厚超过50mm的钢板实施大线能量焊接而得到的厚壁大线能量焊接接头中，从焊接部产生的脆性龟裂有可能不向母材侧偏离而前进，另外在骨材等钢板母材部也不停止。这一点例如在非专利文献2中有记载。因此，确保应用了板厚50mm以上的厚壁高强度钢板的船体结构的安全性成为较大的问题。另外，在非专利文献2中还指出，为了停止所产生的脆性龟裂的传播，需要具有特别的脆性龟裂传播停止特性的厚钢板。
针对这样的问题，例如专利文献1中记载了一种焊接结构体，其优选为板厚50mm以上的船壳外板，在该焊接结构体中，以与对接焊缝交叉的方式配置骨材，并通过角焊进行接合。在专利文献1所记载的技术中，通过制成将具有规定的微观组织的钢板作为增强材料进行角焊的结构，即使在对焊接头部产生脆性龟裂，也能够在作为增强材料的骨材停止脆性破坏，能够防止焊接结构体破坏那样的致命的损伤。然而，专利文献1所记载的技术中，为了将增强材料制成形成所希望的组织的钢板，需要复杂的工序。其结果是存在生产率降低、难以稳定地确保具有所期望的组织的钢板的问题。
另外，在专利文献2中记载了具备将接合部件角焊于被接合部件而成的角焊接头的焊接结构体。在专利文献2所记载的焊接结构体中，在角焊接头截面中的接合部件的与被接合部件对接的对接面残留未熔敷部，将该未熔敷部的宽度调整为与被接合部件的脆性龟裂传播停止性能Kca满足特别的关系式。由此即使将被接合部件(凸缘)设为板厚：50mm以上的厚物材，也能够使接合部件产生的脆性龟裂的传播在角焊部的对接面停止，阻止脆性龟裂向被接合部件的传播。然而，专利文献2所记载的技术中，接合部件的脆性龟裂传播停止特性等不充分，因此不能说是足以利用被接合部件使在被接合部件产生的脆性龟裂传播停止的技术。
另外，在专利文献3～5中记载了使接合部件的端面与被接合部件的表面对接，通过角焊将接合部件与被接合部件接合而成的焊接结构体。在专利文献3～5所记载的技术中，通过制成如下的焊接结构体：在将接合部件的端面与被接合部件的表面对接而成的面具备未熔敷部、且焊脚长度或熔敷宽度中的至少一方为16mm以下的角焊接头，并且，设为角焊金属的韧性在与被接合部件的板厚的关系上具有特别的关系的角焊接头，或者进而设为使接合部件为脆性龟裂传播停止性能优异的钢板，或者设为使对焊接头的焊接金属为高韧性，由此能够在角焊部、或接合部件的母材、或者接合部件、被接合部件的焊接部阻止从被接合部件焊接部产生的脆性龟裂的传播。
然而，专利文献3～5所记载的各技术中，需要将焊脚长度(或者熔敷宽度)限制为16mm以下，因此，从确保角焊部的强度的观点出发，能够应用于接合部件(腹板)以及被接合部件(凸缘)的板厚最大为80mm。
针对这样的问题，例如在专利文献6中记载了一种焊接结构体，其具备将接合部件的端面与板厚50mm以上的被接合部件的表面对接，并且将接合部件与被接合部件接合的角焊接头。专利文献6所记载的焊接结构体通过角焊接头的焊脚长度和熔敷宽度超过16mm，在将角焊接头的接合部件的端面与被接合部件的表面对接的面上，在角焊接头的截面中具有该接合部件的板厚tw的95％以上的未熔敷部，进而采用具有在焊脚长度和熔敷宽度中的较小的一方的值L与被接合部件的板厚tf的关系中满足规定的关系的韧性的角焊金属，由此即使将接合部件的板厚设为65～120mm，也能够利用角焊金属阻止在被接合部件中产生的脆性龟裂的传播。
另外，在专利文献7中记载了在腹板与凸缘的对接部分具备加倍部件的焊接结构体。专利文献7中记载的焊接结构体为如下的焊接结构体：腹板与加倍部件进行对接角焊，在该对接面残留有未熔敷部，进而加倍部件与凸缘进行重叠角焊，在该重叠面残留有未熔敷部。在专利文献7所记载的技术中，如果加倍部件使用奥氏体钢板，则能够利用加倍部件阻止高大脆性龟裂的传播。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004－232052号公报
专利文献2：日本特开2007－326147号公报
专利文献3：日本特开第5395985号
专利文献4：日本特开第5365761号
专利文献5：日本特开第5408396号
专利文献6：日本特开第6744274号
专利文献7：日本特开第6615215号
非专利文献1：日本造船研究协会第147研究部会：“船体用高张力钢板大线能量焊接接头的脆性破坏强度评价涉及研究”，第87号(1978年2月)，p.35～53，日本造船研究协会
非专利文献2：山口欣弥等：“超大型集装箱船的开发―新的高强度极厚钢板的实用”，日本船舶海洋工学会志，第3号(2005)，p.70～76，平成17年11月
发明内容
然而，在专利文献6所记载的技术中，为了限制焊脚长度、熔敷宽度，必须在焊接时进行严格的施工管理，存在焊接施工的生产率降低、施工费用的增大的问题。并且，在要求未熔敷部小的部分熔透焊接的结构中，存在无法确保充分的脆性龟裂传播停止性能的问题。另外，在专利文献7所记载的技术中，存在因加倍部件加工·焊接而施工成本增加的问题，在加倍部件使用昂贵的奥氏体钢板的情况下，存在材料费增加的问题。
本发明的目的在于解决上述那样的现有技术的问题，提供一种脆性龟裂传播停止性能优异的焊接结构体，其不需要焊接时的严格的施工管理，就能够在达到大规模破坏之前阻止在板厚：50mm以上的被接合部件(凸缘)产生的脆性龟裂向接合部件(腹板)的传播。应予说明，本发明作为对象的焊接结构体是具有T接头的焊接结构体，所述T接头是使接合部件的端面与被接合部件的表面对接并通过角焊或者部分熔透焊接进行焊接接合而成的。
本发明人等为了实现上述的目的，对影响到T接头的脆性龟裂传播停止韧性的各种重要因素进行了深入研究。其结果是想到若T接头的焊接金属组织为主要由奥氏体相构成的组织，则能够使焊接金属为高韧性，例如即使在焊接金属的焊脚长度、熔敷宽度为16mm以上的情况下，在接合应用部分熔透焊接的情况下，也能够制成脆性龟裂传播停止性能优异的T接头。并且由此发现也不用特别考虑接合部件(腹板)所使用的厚钢板的脆性龟裂传播停止性能，就能够利用T接头的焊接金属阻止在被接合部件(凸缘)产生的脆性龟裂向接合部件(腹板)的传播。
本发明是在上述的见解的基础上进一步进行研究而完成的。即本发明的主旨如下。
[1]一种焊接结构体，具备T接头，该T接头将接合部件的端面与板厚50mm以上的被接合部件的表面对接，将上述接合部件与上述被接合部件接合，
上述T接头的焊脚长度和熔敷宽度中的较长的一方的值L为16mm以上，
上述T接头的焊接金属具有如下的焊接金属组成和焊接金属组织：
所述焊接金属组成以质量％计C：0.10～0.70％、Si：0.10～1.00％、Mn：15.00～28.00％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Ni：1.00～5.00％、Cr：0.50～4.00％、Mo：2.00％以下、N：0.150％以下以及O：0.050％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
上述焊接金属组织中奥氏体相以面积％计为80％以上。
[2]根据[1]所述的焊接结构体，其中，上述焊接金属组成进一步以质量％计含有以下(a)和(b)中的至少一方：
(a)选自V：0.10％以下、Ti：0.10％以下和Nb：0.10％以下中的1种或者2种以上；以及
(b)选自Cu：1.00％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.010％以下以及REM：0.020％以下中的1种或者2种以上。
[3]根据[1]所述的焊接结构体，其中，在使上述T接头的上述接合部件的端面与上述被接合部件的表面对接的面存在未熔敷部，并且上述未熔敷部的宽度与上述接合部件的板厚的比率即未熔敷比率Y为30％以上。
[4]根据[2]所述的焊接结构体，其中，在上述T接头的上述接合部件的端面与上述被接合部件的表面对接的面存在未熔敷部，且上述未熔敷部的宽度与上述接合部件的板厚的比率即未熔敷比率Y为30％以上。
[5]根据[1]所述的焊接结构体，其中，上述被接合部件以与上述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
[6]根据[2]所述的焊接结构体，其中，上述被接合部件以与上述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
[7]根据[3]所述的焊接结构体，其中，上述被接合部件以与上述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
[8]根据[4]所述的焊接结构体，其中，上述被接合部件以与上述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
[9]根据[5]所述的焊接结构体，其中，上述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与上述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式，配设上述接合部件而成。
[10]根据[6]所述的焊接结构体，其中，上述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与上述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式，配设上述接合部件而成。
[11]根据[7]所述的焊接结构体，其中，上述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与上述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式配设上述接合部件而成。
[12]根据[8]所述的焊接结构体，其中，上述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与上述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式配设上述接合部件而成。
[13]根据[1]～[12]中任一项所述的焊接结构体，其中，上述接合部件的板厚为50mm以上。
[14]根据权利要求[1]～[12]中任一项所述的焊接结构体，其中，上述接合部件与上述被接合部件之间的间隙为10mm以下。
[15]根据[13]所述的焊接结构体，其中，上述接合部件与上述被接合部件之间的间隙为10mm以下。
根据本发明，能够在导致大规模破坏之前阻止从板厚50mm以上的厚壁的被接合部件产生的脆性龟裂向接合部件的传播。根据本发明，能够避免特别是大型的集装箱船、散装货船等船体分离等的大规模的脆性破坏，在提高船体结构的安全性方面带来较大的效果，在产业上起到显著的效果。另外，根据本发明，也具有不使用特殊的钢材，另外也不损害安全性，仅通过在焊接施工时选择焊接材料、调整焊接条件，就能够制造脆性龟裂传播停止性能优异的焊接结构体的效果。
附图说明
图1是示意性地表示T接头的接头截面的一个例子的说明图。
图2是示意性地表示T接头的其它一个例子的说明图。(a)为外观图，(b)为截面图。
图3是示意性地表示T接头的另一个例子的说明图。(a)为外观图，(b)为截面图。
图4是示意性地表示超大型结构模型试验体的形状的说明图。
图5是表示T接头的坡口形状的一个例子的说明图。
具体实施方式
本发明的一个实施方式的焊接结构体是具备使接合部件1的端面与被接合部件2的表面对接而将接合部件1与被焊接部件2接合的T接头的焊接结构体。本发明的一个实施方式的焊接结构体例如能够应用于以船舶的船体外板为被接合部件、以隔壁为接合部件的船体结构、或者以甲板为被接合部件、以舱口为接合部件的船体结构。应予说明，上述的T接头具有接合部件1、被接合部件2和焊接金属5。
应予说明，所使用的被接合部件2以板厚50mm以上，优选60mm～120mm的厚钢板为原材料。另外，接合部件1优选以板厚50mm以上，更优选为60mm～120mm的厚钢板为原材料。应予说明，接合部件1和被接合部件2中使用的厚钢板的钢种没有特别限定，例如，能够优选使用屈服强度：350～490N/mm2(MPa)的厚钢板。
应予说明，本发明的一个实施方式的焊接结构体所具备的T接头具有焊接金属5，焊脚长度3和熔敷宽度13中的较长的一方的值L为16mm以上。另外，在本发明的一个实施方式的焊接结构体中，也可以在接合部件1与被接合部件2的对接面，存在成为结构不连续部的未熔敷部4(未熔敷部的宽度16)。另外，在存在未熔敷部4的情况下，优选将未熔敷部的宽度16与接合部件1的板厚的比率即未熔敷比率Y(＝B/tw×100，B：未熔敷部的宽度(mm)，tw：接合部件的板厚(mm))设为30％以上。通过存在未熔敷部4，在被接合部件2中传播来的脆性龟裂容易在对接面停止。未熔敷比率Y的上限没有特别限定，但从确保规定的强度的观点等考虑，未熔敷比率Y优选为98％以下。应予说明，焊脚长度3、熔敷宽度13和未熔敷部的宽度16在T接头的接头截面(是后述的图1所示的接头截面，该接头截面是与将接合部件1的板厚方向设为x轴，将被接合部件2的板厚方向设为y轴时的xy平面平行的面。)进行测定。
将该状态以接头截面示于图1。图1的(a)表示将接合部件1相对于被接合部件2直立地接合的情况下，但并不限定于此。例如如图1的(b)所示，也可以使接合部件1相对于被接合部件2以角度θ倾斜而接合。另外，如图1的(c)所示，在接合部件1与被接合部件2之间设置间隙14，进而如图1的(d)所示，可以在间隙14中插入隔离物15。另外，从减少焊接时的工时的观点出发，间隙14优选为10mm以下。
脆性龟裂在缺陷少的钢板母材部产生的情况极其罕见，大多在焊接部产生。在如图2、图3所示的T接头中，脆性龟裂从对焊接头部11产生。为了阻止产生的脆性龟裂向接合部件1传播，优选存在结构的不连续部。作为结构的不连续部，例如如上所述优选在T接头的被接合部件2与接合部件1的对接面存在未熔敷部4。本发明的一个实施方式的焊接结构体中，T接头的焊接金属的韧性优异，因此不一定需要存在结构的不连续部。但是，通过存在结构的不连续部，脆性龟裂的传播阻止变得更容易。
图2所示的焊接结构体是将被接合部件2设为通过对焊接头11接合的钢板，将接合部件1以与该对焊接头的焊接部11交叉的方式焊接的焊接结构体。另外，图3所示的焊接结构体是将接合部件1设为通过对焊接头12接合的钢板，将被接合部件2设为通过对焊接头11接合的钢板，以接合部件1的对焊接头12与被接合部件2的对焊接头11交叉的方式焊接的焊接结构体。
图2和图3中，将接合部件1与对焊接头11以正交的方式配置，但并不限定于此。当然也可以倾斜地交叉。另外，焊接接头的制造方法无需特别限定，常用的制造方法均可适用。例如，将被接合部件用钢板彼此、接合部件用钢板彼此对焊，得到具有对焊接头的接合部件和被接合部件。然后，也可以将得到的接合部件和被接合部件焊接，制造T接头。另外，将对焊前的一组接合部件用钢板临时焊接于被接合部件，接着将接合部件用钢板彼此对焊，得到具有对焊接头的接合部件。然后，也可以将得到的接合部件永久焊接于被接合部件，制造T接头。
在本发明的一个实施方式的焊接结构体中，T接头的焊脚长度3和熔敷宽度13中的长的一方的值即L为16mm以上。在L小于16mm、即焊脚长度3和熔敷宽度13且小于16mm的情况下，确保脆性龟裂传播停止性能是有利的。然而，在部件板厚超过80mm的情况下，焊接部的强度确保很困难。另外，即使部件板厚为80mm以下，由于施工时的返工等，难以确保焊接部的强度的危险性也变高。应予说明，L的上限没有特别限定，从施工能率等观点考虑，L优选为30mm以下。
另外，在本发明的一个实施方式的焊接结构体中，使T接头的焊接金属的组织(以下也称为焊接金属组织)为奥氏体相以面积％(面积率)计为80％以上的组织。奥氏体相的上限没有特别限定，以面积％计可以为100％。奥氏体相以外的相(以下也称为剩余部分相)以面积％计为0～20％，作为剩余部分，例如可以例示铁素体相等。
通过使焊接金属组织成为奥氏体相以面积％计为80％以上的组织，由此焊接金属的韧性提高。由此，即使在L为16mm以上的情况下，也能够利用T接头的焊接金属使在被接合部件产生的脆性龟裂的传播停止，阻止脆性龟裂向接合部件的传播。应予说明，从确保焊接结构体的强度的观点考虑，具有上述的组织的焊接金属优选具有以维氏硬度计为170～260HV(以屈服强度计为390MPa以上，以抗拉强度计为490MPa以上)的硬度(强度)特性。
另外，T接头的焊接金属具有如下的焊接金属组成，其中，以质量％计为C：0.10～0.70％、Si：0.10～1.00％、Mn：15.00～28.00％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Ni：1.00～5.00％、Cr：0.50～4.00％、Mo：2.00％以下、N：0.150％以下以及O：0.050％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
如上所述，通过使焊接金属组织成为上述奥氏体相以面积％计为80％以上的组织，由此焊接金属的韧性提高。由此即使在L为16mm以上的情况下，也能够利用T接头的焊接金属使在被接合部件产生的脆性龟裂的传播停止，阻止脆性龟裂向接合部件的传播。
接着，对上述的焊接金属组成的限定理由进行说明。以下，焊接金属组成的质量％仅以％记载。
C：0.10～0.70％
C是使奥氏体稳定化的元素。另外，C是具有通过固溶强化而提高焊接金属的强度的作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上的C。然而，如果C含量超过0.70％，则容易产生焊接时的高温裂纹。因此，C含量为0.10～0.70％。应予说明，C含量优选为0.20～0.60％。
Si：0.10～1.00％
Si通过抑制碳化物的析出，从而使C固溶于奥氏体，使奥氏体稳定化。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上的Si。然而，如果Si含量超过1.00％，则Si在凝固时偏析而在凝固单元界面生成液相。由此，使耐高温裂纹性降低。进而韧性降低。因此，Si含量为0.10～1.00％。应予说明，Si含量优选为0.20～0.90％。
Mn：15.00～28.00％
Mn是以低成本使奥氏体相稳定化的元素。为此，需要含有Mn的15.00％以上。Mn含量小于15.00％时，奥氏体的稳定度不足。由此，在焊接金属中生成硬质的马氏体相，韧性降低。另一方面，如果Mn含量超过28.00％，则凝固时产生过度的Mn偏析，诱发高温裂纹。因此，Mn含量为15.00～28.00％。应予说明，Mn含量优选为17.00～26.00％。
P：0.030％以下
P是在晶界偏析而诱发高温裂纹的元素。因此，P优选尽可能降低，但只要为0.030％以下则可以允许。因此，P含量设定为0.030％以下。应予说明，P的过度减少导致精炼成本的增加。因此，P含量优选调整在0.002％以上。
S：0.015％以下
S是在晶界偏析而诱发高温裂纹的元素。因此，S优选尽可能降低，但如果为0.015％以下则可以允许。因此，S含量为0.015％以下。应予说明，S的过度的减少导致精炼成本的增加。因此，S含量优选调整为0.001％以上。
Ni：1.00～5.00％
Ni是强化奥氏体晶界的元素，通过抑制晶界的脆化来抑制高温裂纹的产生。为了得到这样的效果，需要含有Ni的1.00％以上。另外，Ni也具有使奥氏体相稳定化的效果。然而，Ni是高价的元素，超过5.00％的含有在经济上变得不利。因此，Ni含量为1.00～5.00％。
Cr：0.50～4.00％
Cr具有提高焊接金属的强度的效果。Cr含量小于0.50％时，无法确保上述的效果。另一方面，如果Cr含量超过4.00％，则焊接金属的韧性和耐高温裂纹性降低。因此，Cr含量为0.50～4.00％。应予说明，Cr含量优选为0.70～3.00％。
Mo：2.00％以下
Mo是强化奥氏体晶界的元素，通过抑制晶界的脆化来抑制高温裂纹的产生。另外，Mo也具有使焊接金属固化，由此提高耐磨性的作用。为了得到这样的效果，优选将Mo含量设为0.10％以上。另一方面，如果Mo含量超过2.00％，则晶粒内变得过硬，晶界相对地变弱，产生高温裂纹。因此，Mo含量为2.00％以下。应予说明，Mo含量更优选为0.20～1.90％。
N：0.150％以下
N是不可避免地混入的元素。其中，N与C同样地有效地有助于焊接金属的强度提高。另外，N也是使奥氏体相稳定化且稳定地提高极低温韧性的元素。这样的效果由于含有0.003％以上的N而变得显著，因此N含量优选为0.003％以上。然而，如果N含量超过0.150％，则形成氮化物，低温韧性降低。因此，N含量设定为0.150％以下。应予说明，N含量优选为0.003～0.120％。
O：0.050％以下
O(氧)是不可避免地混入的元素。其中，O在焊接金属中，形成Al系氧化物、Si系氧化物，有助于凝固组织的粗大化抑制。这样的效果在含有0.003％以上的O时变得显著，因此O含量优选为0.003％以上。然而，如果O含量超过0.050％，则氧化物的粗大化变得显著。因此，O(氧)含量为0.050％以下。应予说明，O含量优选为0.003～0.040％。
上述的成分是焊接金属组成的基本成分，但除了上述的基本成分以外，作为选择成分，还可以任意地含有下述中的任一方：
(a)选自V：0.10％以下、Ti：0.10％以下和Nb：0.10％以下中的1种或者2种以上，以及
(b)选自Cu：1.00％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.010％以下以及REM：0.020％以下中的1种或者2种以上。
(a)选自V：0.10％以下、Ti：0.10％以下以及Nb：0.10％以下中的1种或者2种以上
V、Ti和Nb均是碳化物形成元素，在晶粒内析出微细的碳化物而有助于焊接金属的强度增加的元素，可以任意地含有1种或者2种以上。
V：0.10％以下
V是碳化物形成元素，在晶粒内析出微细的碳化物而有助于焊接金属的强度提高。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上的V。然而，若V含量超过0.10％，则过度的碳化物成为断裂的发生起点，因此低温韧性降低。因此，在含有V的情况下，V含量优选为0.10％以下。应予说明，V含量更优选为0.002～0.050％。
Ti：0.10％以下
另外，Ti也与V同样地是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，有助于焊接金属的强度提高。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上的Ti。然而，如果Ti含量超过0.10％，则过量的碳化物成为破坏的产生起点，因此低温韧性降低。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量优选为0.10％以下。应予说明，Ti含量更优选为0.002～0.050％。
Nb：0.10％以下
另外，Nb也与V和Ti同样地是碳化物形成元素，使微细的碳化物析出，有助于焊接金属的强度提高。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上的Nb。然而，如果Nb含量超过0.10％，则过量的碳化物成为破坏的产生起点，因此低温韧性降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.10％以下。应予说明，Nb含量更优选为0.002～0.090％。
(b)选自Cu：1.00％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.010％以下以及REM：0.020％以下中的1种或者2种以上
Cu是有助于奥氏体稳定化的元素。Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。另外，Ca和REM是有助于高温裂纹的抑制的元素。Cu、Al、Ca和REM可以任意地含有1种或者2种以上。
Cu：1.00％以下
Cu是使奥氏体相稳定化的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上的Cu。然而，如果Cu含量超过1.00％，则在晶界生成低熔点的液相，因此产生高温裂纹。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选为1.00％以下。应予说明，Cu含量更优选为0.02～0.80％。
Al：0.10％以下
Al作为脱氧剂发挥作用。另外，Al具有提高熔融金属的粘性，稳定地保持珠状，减少溅射的产生的重要的作用。并且，Al降低固液共存温度范围，有助于焊接金属的高温裂纹产生的抑制。这样的效果由于以Al的0.001％以上的含有变得显著，因此Al含量优选为0.001％以上。然而，如果Al含量超过0.10％，则熔融金属的粘性变得过高，相反溅射的增加、焊道未扩展而熔合不良等缺陷增加。因此，在含有Al的情况下，Al含量优选为0.10％以下。应予说明，Al含量更优选为0.002～0.090％。
Ca：0.010％以下
Ca是有助于高温裂纹的抑制的元素。另外，Ca通过在熔融金属中与S结合，形成高熔点的硫化物CaS，从而抑制高温裂纹。这样的效果在含有0.001％以上的Ca时变得显著。另一方面，如果Ca含量超过0.010％，则焊接时电弧发生干扰，稳定的焊接变得困难。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量优选为0.010％以下。应予说明，Ca含量更优选为0.002～0.008％。
REM：0.020％以下
REM与Ca同样地是有助于高温裂纹的抑制的元素。另外，REM是强力的脱氧剂，在焊接金属中以REM氧化物的形态存在。REM氧化物通过成为凝固时的成核位点，从而改变焊接金属的凝固形态，有助于高温裂纹的抑制。这样的效果因含有0.001％以上的REM而变得显著。然而，如果REM含量超过0.020％，电弧的稳定性降低。因此，在含有REM的情况下，REM含量优选为0.020％以下。应予说明，REM含量更优选为0.002～0.016％。
上述的成分以外的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。应予说明，作为不可避免的杂质，可例示Bi、Sn、Sb等，如果合计为0.2％以下则可以允许。
另外，具有上述的焊接金属组成和上述的焊接金属组织的T接头的焊接金属例如可以通过调整焊接材料和焊接条件进行多层堆焊而形成。
作为焊接方法，优选常用的气体金属极电弧焊接法。
为了能够形成具有上述的焊接金属组成和上述的焊接金属组织的T型接头的焊接金属，使用的实心焊丝优选具有如下的焊丝组成：
以质量％计C：0.10～0.70％、Si：0.10～1.00％、Mn：15.00～28.00％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Ni：1.00～5.00％、Cr：0.50～4.00％、Mo：2.00％以下、N：0.150％以下以及O：0.050％以下，
任意地含有选自如下(a)和(b)中的至少一方，
(a)选自V：0.10％以下、Ti：0.10％以下以及Nb：0.10％以下的1种或者2种以上，以及
(b)选自Cu：1.00％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.010％以下以及REM：0.020％以下中的1种或者2种以上，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
并且，优选使用具有上述的焊丝组成的焊丝，在保护气体中，进行气体金属电弧焊接，形成多层焊金属。应予说明，焊接条件优选设为向下姿势，同时满足电流：150～450A(DCEP)、电压：20～40V，焊接速度：15～60cm/min、道次间温度：100～200℃以及保护气体：80体积％Ar－20体积％CO2的条件。应予说明，为了调整焊接金属的强度，优选将1个道次的焊接线能量调整为1.0～3.0kJ/mm的范围。
另外，在焊接中，也可以对图5所示的接合部件1赋予具有规定的角度(40°)的坡口。
以下，进一步基于实施例说明本发明。
实施例
将表2所示的板厚tw的屈服强度：355～460N/mm2(MPa)级厚钢板用作接合部件1，将表2所示的板厚tf的屈服强度：355～460N/mm2(MPa)级厚钢板用作被接合部件2。使接合部件1的端面与被接合部件2的表面对接，将它们焊接，制作成为图4(a)、(b)和(c)所示的形状的实际结构尺寸的大型焊接接头9。另外，被接合部件设为厚钢板(仅母材，将表2中的种类记为“母材”)(图4(a))或者具有对焊接头的厚钢板(将表2中的种类标记为“接头”)(图4(b)和(c))，接合部件设为厚钢板(仅母材，将表2中的种类标记为“母材”)(图4(a)和(b))、或者具有对焊接头的厚钢板(将表2中的种类标记为“接头”)(图4(c))。应予说明，对焊接头通过表2所示的焊接线能量的、单道次大线能量电气弧焊(SEGARC和双电极SEGARC)或者多层二氧化碳气体堆焊(多层CO2)来制作。
另外，通过气体金属电弧焊接(GMAW)接合部件1与被接合部件2的焊接，成为表1所示的焊接金属组成以及表2所示的焊接金属组织、硬度和L，改变焊接材料、以及焊接线能量和保护气体等焊接条件来进行，制成T接头。焊接材料以成为所希望的焊接金属组成的方式进行了调整，直径：1.2mm的实芯焊丝。应予说明，焊接条件设为如下的条件：朝下姿势，电流：150～450A(DCEP)、电压：20～40V、焊接速度：15～60cm/min、道次间温度：100～200℃、保护气体：80体积％Ar－20体积％CO2的条件。另外，为了确保规定范围的焊接金属硬度，因此调整为单道次焊接入热量：1.0～3.0kJ/mm的范围。
应予说明，在一部分的焊接接头(T接头)中，在接合部件1与被接合部件2之间设置有间隙14。另外，在一部分的焊接接头(T接头)中，在接合部件1设置有图5所示的坡口来进行焊接。
从得到的T接头的焊接金属采集试验片。使用采集的试验片，进行按照常规方法的化学分析法，测定焊接金属组成。将结果示于表2。
另外，使用采集的试验片，按照常规方法，通过基于EBSD法的相分析鉴定奥氏体相和铁素体相，算出焊接金属组织的各相的面积率。将结果示于表2。
另外，使用采集的试验片，依据JIS Z 2244－1(2020)测定焊接金属硬度。将结果示于表2。
接着，使用得到的大型焊接接头9，制作图4所示的超大型结构模型试验体，实施脆性龟裂传播停止试验。超大型结构模型试验体通过临时焊接8将与被接合部件2相同的板厚的钢板焊接在大型焊接接头9的被接合部件2的下方。另外，在被接合部件2设置了机械缺口7。
另外，图4(b)所示的超大型结构模型试验体中，以与接合部件1正交的方式制作被接合部件2的对焊接头部11。另外，在图4(c)所示的超大型结构模型试验体中，使被接合部件2的对焊接头部11与接合部件1的对焊接头部12交叉。然后，将机械缺口7的前端加工成对焊接头部11的BOND部、或者焊接金属WM。
另外，脆性龟裂传播停止试验对机械缺口7施加打击而使其产生脆性龟裂，调查传播的脆性裂纹是否在焊接金属(WM)停止。任一试验均在应力243～283N/mm2、温度：－10℃的条件下实施。应力243N/mm2是与应用于船体的屈服强度355N/mm2级钢板的最大许用应力相当的值，应力257N/mm2是与应用于船体的屈服强度390N/mm2级钢板的最大许用应力相当的值，应力283N/mm2是与应用于船体的屈服强度460N/mm2级钢板的最大许用应力相当的值，试验应力根据接合部件的屈服强度而设定为相当于最大许用应力。温度－10℃为船舶的设计温度。
将得到的结果示于表3。
[表2]
表2(续)
＊)Y(％)-(B/tw)×100
＊＊)焊接部有无坡口：坡口的形状示于图5
＊＊＊)γ：奥氏体相α：铁素体相
＊＊＊＊)L：焊脚长度和焊接宽度中的长的一方的值
表3]
发明例均是脆性龟裂在被接合部件2中传播后，突入焊接金属5而停止。另一方面，在比较例中，脆性龟裂都没有在焊接金属5停止，而是传播到接合部件1。在比较例中，在焊接金属5不能阻止脆性龟裂的传播。
符号说明
1：接合部件
2：被接合部件
3：焊脚长度
4：未熔敷部
5：焊接金属
7：机械缺口
8：临时焊接
9：大型焊接接头
11：被接合部件的对焊接头
12：接合部件的对焊接头
13：熔敷宽度
14：间隙
15：隔离物
16：未熔敷部的宽度

Claims (15)

1.一种焊接结构体，具备T接头，该T接头使接合部件的端面与板厚50mm以上的被接合部件的表面对接，将所述接合部件与所述被接合部件接合，
所述T接头的焊脚长度和熔敷宽度中的较长的一方的值L为16mm以上，
所述T接头的焊接金属具有如下的焊接金属组成和焊接金属组织：
所述焊接金属组成以质量％计C：0.10～0.70％、Si：0.10～1.00％、Mn：15.00～28.00％、P：0.030％以下、S：0.015％以下、Ni：1.00～5.00％、Cr：0.50～4.00％、Mo：2.00％以下、N：0.150％以下以及O：0.050％以下，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述焊接金属组织中奥氏体相以面积％计为80％以上。
2.根据权利要求1所述的焊接结构体，其中，所述焊接金属组成进一步以质量％计含有以下(a)和(b)中的至少一方：
(a)选自V：0.10％以下、Ti：0.10％以下和Nb：0.10％以下中的1种或者2种以上；以及
(b)选自Cu：1.00％以下、Al：0.10％以下、Ca：0.010％以下以及REM：0.020％以下中的1种或者2种以上。
3.根据权利要求1所述的焊接结构体，其中，在使所述T接头中的使所述接合部件的端面与所述被接合部件的表面对接的面存在有未熔敷部，并且所述未熔敷部的宽度与所述接合部件的板厚的比率即未熔敷比率Y为30％以上。
4.根据权利要求2所述的焊接结构体，其中，在所述T接头中的使所述接合部件的端面与所述被接合部件的表面对接的面存在未熔敷部，并且所述未熔敷部的宽度与所述接合部件的板厚的比率即未熔敷比率Y为30％以上。
5.根据权利要求1所述的焊接结构体，其中，所述被接合部件以与所述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
6.根据权利要求2所述的焊接结构体，其中，所述被接合部件以与所述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
7.根据权利要求3所述的焊接结构体，其中，所述被接合部件以与所述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
8.根据权利要求4所述的焊接结构体，其中，所述被接合部件以与所述接合部件交叉的方式具有对焊接头部。
9.根据权利要求5所述的焊接结构体，其中，所述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与所述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式配设所述接合部件而成。
10.根据权利要求6所述的焊接结构体，其中，所述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与所述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式配设所述接合部件而成。
11.根据权利要求7所述的焊接结构体，其中，所述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与所述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式配设所述接合部件而成。
12.根据权利要求8所述的焊接结构体，其中，所述接合部件具有对焊接头部，以该接合部件的对焊接头部与所述被焊接部件的对焊接头部交叉的方式配设所述接合部件而成。
13.根据权利要求1～12中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合部件的板厚为50mm以上。
14.根据权利要求1～12中任一项所述的焊接结构体，其中，所述接合部件与所述被接合部件之间的间隙为10mm以下。
15.根据权利要求13所述的焊接结构体，其中，所述接合部件与所述被接合部件之间的间隙为10mm以下。
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