JP2005144552A5

JP2005144552A5 - 耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手

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Publication number: JP2005144552A5
Application number: JP2004301823A
Authority: JP
Filing date: 2004-10-15
Publication date: 2007-11-22
Anticipated expiration: 2024-10-15

Description

本発明は、耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手、特に、板厚５０ｍｍ以上の降伏強度４６０ＭＰａ級までの船体用鋼板を突合せ溶接して構成した溶接構造体の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手に関する。

その結果、溶接部の破壊靭性値を考慮した船体用鋼板として、脆性破壊特性と疲労特性に優れた鋼板（ＴＭＣＰ［Thermo-Mechanical Control Process］鋼板）が開発されている（例えば、特許文献１、参照）。

これまで、大型タンカーや６０００ＴＥＵ（Twenty-foot Equivalent Units）以下のコンテナー船の建造で、板厚５０ｍｍ程度のＴＭＣＰ鋼板等が使用されていたが、近年、６０００ＴＥＵ以上の大型コンテナー船の建造ニーズが高まり、その結果、板厚６０ｍｍやそれ以上の板厚の鋼板も船体構造用鋼板として実用化されている。

現在、実用化されている船体構造用鋼板の強度の上限は、降伏強さで３９０ＭＰａレベルであるが、コンテナー船の大きさがさらに増大すると、必然的に、板厚の厚い（例えば５０ｍｍ以上の）鋼板を用いることとなる。

そこで、本発明者らは、溶接継手部が最も破壊発生の可能性の高い部位になり得ることから、板厚５０ｍｍ以上の鋼板を突合せ溶接した大入熱溶接継手の性能について調査した。

そこで、本発明は、上記知見を踏まえ、降伏強度が４６０ＭＰａ級までで、板厚が５０ｍｍ以上の船体用高強度鋼板を突合せ溶接して、破壊靭性値Ｋｃが十分に高い溶接継手を形成することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決するため、母材と溶接継手の機械的性質について調査した。その結果、本発明者らは、溶接継手部に変形や歪が集中するのを阻止するために、溶接金属の強度や硬さを、母材の強度や硬さよりも高くすることを溶接継手形成上の基本とし、溶接金属を選定する際には、母材強度との比較でオーバーマッチングとなる従来の継手設計にとらわれない、新規な継手設計技術を見出した。

即ち、本発明者らは、大入熱突合せ溶接継手の継手設計において、溶接金属の硬さを、
（a1）母材の硬さの１１０％以下、又は、
（a2）母材の硬さの７０％以上１１０％以下、となるように制御し（アンダーマッチングとなる継手設計）、さらに、必要に応じ、
（ｂ）溶接金属の幅を、母材板厚の７０％以下とすることにより、アンダーマッチングによる継手強度の低下を防止できることを見出した。

そして、上記知見に基づいて、降伏強度が４６０ＭＰａ級で、板厚が５０ｍｍ以上（好ましくは５０ｍｍ〜７０ｍｍ程度）の高強度厚鋼板の大入熱突合せ溶接において、破壊靭性値Ｋｃの高い溶接継手を具現化する技術として、本発明を完成した。

（１）降伏強度４６０ＭＰａ級までの高強度鋼板を突合せ溶接した船体用溶接構造体の突合せ溶接継手において、
（a1）溶接金属の硬さが母材の硬さの１１０％以下である
ことを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

（２）降伏強度４６０ＭＰａ級までの高強度鋼板を突合せ溶接した船体用溶接構造体の突合せ溶接継手において、
（a2）溶接金属の硬さが母材の硬さの７０％以上１１０％以下である
ことを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

（３）前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｂ）溶接金属の幅が母材板厚の７０％以下である
ことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

（４）前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｂ）溶接金属の幅が母材板厚の７０％以下であり、かつ、
（ｃ）熱影響を受けていない母材部の硬さの９５％以下の硬さに軟化している溶接熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）領域の幅が５ｍｍ以上である
ことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

（５）前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｃ）熱影響を受けていない母材部の硬さの９５％以下の硬さに軟化している溶接熱影響部領域の幅が５ｍｍ以上であり、かつ、
（ｄ）溶接溶融線と接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）の旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である
ことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

（６）前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｂ）溶接金属の幅が母材板厚の７０％以下であり、
（ｃ）熱影響を受けていない母材部の硬さの９５％以下の硬さに軟化している溶接熱影響部領域の幅が５ｍｍ以上であり、かつ、
（ｄ）溶接溶融線と接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）の旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である
ことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

（７）前記船体用溶接構造体が板厚５０ｍｍ以上の高強度鋼板を突合せ溶接したものであることを特徴とする、前記（１）〜（６）のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。

本発明によれば、降伏強度が４６０ＭＰａ級までで、板厚が５０ｍｍ以上の船体用高強度鋼板でも、突合せ溶接するとき、破壊靭性値Ｋｃが十分に高い溶接継手を形成するこができる。

そこで、本発明者らは、降伏強さで４６０ＭＰａ級の鋼板を試作し、溶接金属がオーバーマッチングとなるように選定した溶接材料で、溶接継手を製作し、ディープノッチ試験でその機械的性質を評価した。

即ち、本発明者らは、従来から知られている「Ｖノッチシャルピー試験結果とディープノッチ試験結果との相関関係」から大きく逸脱する試験結果を得た。

そこで、ディープノッチ試験での破壊発生点を詳細に調査した結果、本発明者らは、
（ｉ）破壊の発生位置は、溶接金属（ＷＭ）と溶接熱影響部（ＨＡＺ）の境界（溶接溶融線［ＦＬ］）であること、及び、
（ii）破壊の発生した部分の微視組織は、シャルピー試験片で観察された破壊発生部の微視組織と同一であることを突き止めた。

さらに、本発明者らは、ディープノッチ試験とシャルピー試験において、破壊のドライビングフォースとなる局所応力の分布形態を、３次元有限要素法にて解析した結果、
（iii）ディープノッチ試験とシャルピー試験における局所応力の分布形態は、著しく異なることを知見した。

図３に、板厚７０ｍｍの試験片につき、溶接金属（ＷＭ）と溶接熱影響部（ＨＡＺ）との境界部（ＦＬ）、及び、溶接熱影響部（ＨＡＺ）にノッチを設け、ノッチ先端でのＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement:亀裂端開口変位)が０．０５ｍｍになる場合のノッチ先端から亀裂進展方向に所定の距離離れた各位置における亀裂開口応力分布をＦＥＭ（３次元有限要素法）で解析した結果の一例を示す。

即ち、上記解析の結果、本発明者らは、（ｖ）溶接金属（ＷＭ）と溶接熱影響部（ＨＡＺ）との境界での局所応力の著しい増大を抑制し、Ｋｃ値を向上させるためには、溶接金属（ＷＭ）の強度をできるだけ低くすることが必要であることを見出した。

このように、溶接金属の硬さ［Ｈｖ（ＷＭ）］を、母材の硬さ［Ｈｖ（ＢＭ）］より低くすることが、溶接継手の破壊靭性値Ｋｃを向上させるために必要であることを知見したが、溶接金属の硬さ［Ｈｖ（ＷＭ）］を低下させると、一方で、溶接継手の強度（引張強さ）を確保できず、構造物や構造体として致命的な問題を引き起こすことにもなる。

本発明者らの実験結果によれば、溶接溶融線（ＦＬ）と接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）の旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下に抑制することが好ましい。

また、本発明者らは、溶接金属に接する溶接溶融線（ＦＬ）における局所応力の発生ないし分布は、溶接金属の硬さに支配されるが、ＦＬに接しているＨＡＺ領域において“軟化している領域”が大きい場合には、ＦＬの局所応力が緩和される傾向にあることを見出した。

本発明者らの実験結果によれば、ＨＡＺ軟化幅が５ｍｍ以上存在した場合に、上記緩和現象が認められたので、ＨＡＺ軟化幅は５ｍｍ以上とすることが好ましい。

ＨＡＺ部の硬さが母材の硬さより低ければ、原理的に局所応力は低減するが、本発明者らの実験結果によれば、局所応力低減効果が明確に認められるのは、ＨＡＺ部の硬さが、母材の硬さよりも５％以上低くなっている場合であった。

鋼板の板厚は特に限定されないが、本発明は、例えば、板厚が５０ｍｍ以上の大型船殻外板用の高強度鋼板に適用するのが好ましい。

なお、溶接材料の化学成分としては、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｎｉ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ａｌ：０〜０．３％、Ｍｇ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０．０２〜０．２５％、Ｂ：０〜０．０５０％の範囲が望ましいが、鋼材の化学成分をも考慮して、適宜選択すればよい。

溶接方法としては、ＶＥＧＡ（Vibratory Electro Gas Arc welding：１電極揺動式エレクトロガス溶接）、ＶＥＧＡ−ＩＩ（２電極揺動式エレクトロガス溶接）、ＥＧ（Electro-Gas Arc Welding：エレクトロガス溶接）、及び、ＳＡＷ（Submerged Arc Welding：サブマージアーク溶接）を用いる。

レーザー溶接や電子ビーム溶接では、溶接ビードの幅を容易に板厚以下に制御できるので、溶接ビード幅とともに溶接金属の硬さを、本発明で規定する所定の範囲内に制御すれば、この場合は、本発明の範囲内となる。

Ｈｖ（ＢＭ）は、荷重１０ｋｇｆ（＝９８Ｎ）の圧痕により測定した母材の板厚方向における硬さの平均値である。Ｈｖ（ＷＭ）は、溶接金属の板厚中央部において、荷重１０ｋｇｆ（＝９８Ｎ）の圧痕により測定した硬さの値である。

継手引張強度（ＭＰａ）は、（財）日本海事協会（ＮＫ：Nippon Kaiji Kyokai）鋼船規則・同検査要領（Ｋ編材料）で規定されているＵ１号試験片を作製して、継手引張試験を行った結果であり、破断した強度を示すものである。

したがって、本発明は、ＹＰが４６０ＭＰａ級までの高強度で、かつ、板厚が５０ｍｍ以上の厚手鋼板の溶接継手において、適切なＫｃ値を確保するのに適用されるものであり、この点で、本発明は新規な発明である。

Ｋｃ値に及ぼす溶接金属と母材の硬さの影響を示す図である。継手強度に及ぼす溶接金属と母材の硬さ比、及び、ビード幅との関係を説明する図である。板厚７０ｍｍの試験片につき、溶接金属（ＷＭ）と溶接熱影響部（ＨＡＺ）との境界部（ＦＬ）、及び、溶接熱影響部（ＨＡＺ）にノッチを設け、ノッチ先端でのＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement:亀裂端開口変位)が０．０５ｍｍになる場合のノッチ先端から亀裂進展方向に所定の距離離れた各位置における亀裂開口応力分布をＦＥＭ（３次元有限要素法）で解析した結果の一例を示す図である。ディープノッチ試験片を示す図である。

Claims

降伏強度４６０ＭＰａ級までの高強度鋼板を突合せ溶接した船体用溶接構造体の突合せ溶接継手において、
（a1）溶接金属の硬さが母材の硬さの１１０％以下である
ことを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。
降伏強度４６０ＭＰａ級までの高強度鋼板を突合せ溶接した船体用溶接構造体の突合せ溶接継手において、
（a2）溶接金属の硬さが母材の硬さの７０％以上１１０％以下である
ことを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。
前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｂ）溶接金属の幅が母材板厚の７０％以下である
ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。
前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｂ）溶接金属の幅が母材板厚の７０％以下であり、かつ、
（ｃ）熱影響を受けていない母材部の硬さの９５％以下の硬さに軟化している溶接熱影響部領域の幅が５ｍｍ以上である
ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。
前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｃ）熱影響を受けていない母材部の硬さの９５％以下の硬さに軟化している溶接熱影響部領域の幅が５ｍｍ以上であり、かつ、
（ｄ）溶接溶融線と接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）の旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である
ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。
前記突合せ溶接継手において、さらに、
（ｂ）溶接金属の幅が母材板厚の７０％以下であり、
（ｃ）熱影響を受けていない母材部の硬さの９５％以下の硬さに軟化している溶接熱影響部領域の幅が５ｍｍ以上であり、かつ、
（ｄ）溶接溶融線と接する溶接熱影響部（ＨＡＺ）の旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である
ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。
前記船体用溶接構造体が板厚５０ｍｍ以上の高強度鋼板を突合せ溶接したものであることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手。