JP2005279743A

JP2005279743A - 耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手

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Publication number: JP2005279743A
Application number: JP2004099258A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Ishikawa; 忠石川; Shigeru Okita; 茂大北; Takehiro Inoue; 健裕井上; Hiroshi Shimanuki; 広志島貫; Tadashi Koseki; 正小関; Jun Otani; 潤大谷; Masanori Minagawa; 昌紀皆川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-03-30
Filing date: 2004-03-30
Publication date: 2005-10-13
Anticipated expiration: 2024-03-30
Also published as: JP4394996B2

Abstract

【課題】本発明は、降伏強度が４６０ＭＰａクラスの高強度鋼で、かつ板厚７０ｍｍ程度の船体用溶接用鋼板において溶接継手の破壊靱性が十分に高い溶接継手を提供することを目的とする。
【解決手段】溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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、更に溶接金属が母材の硬さの１１０％以上、板厚５０ｍｍ以上、降伏強度が４３０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手、である。
【選択図】図１

Description

本発明は、建築構造物および大型船舶等の大型造船構造物等の溶接構造体における破壊発生の最も高い部位である溶接継手部の耐脆性破壊発生特性を大幅に改善した溶接金属に関するものである。

建築構造物および大型船舶等の大型造船構造物等の溶接構造体において、最も破壊発生の可能性の高い部位は溶接継手部である。この理由は、溶接継手部の溶接時に溶接欠陥を生じさせる可能性があり、破壊の起点となる応力集中部が存在する可能性が高いこと、溶接熱影響により鋼板の組織が粗大化し、溶接継手の脆性破壊発生に対する指標として用いられている破壊靱性値：Ｋｃ（日本海事協会規格により設定）が低下していること、等の問題がある。

そのため、溶接継手部に変形や歪みが集中することを阻止するために、溶接金属の強度や硬さを溶接される鋼材となる母材よりも高くすることが溶接継手を製作する上での基本であり、溶接金属を選定する際には母材強度と比較して常にオ−バーマッチングとなる継手設計がなされている。

溶接継手における破壊靱性値を評価する方法として、試験片の幅が４００ｍｍで、溶接継手の最脆弱部と想定される位置に長さ２４０ｍｍの切り欠きを試験片中央部に機械加工するディープノッチ試験があり、これまで板厚５０ｍｍ以下の船体構造用鋼板を中心に数多くの試験が実施されており、それらのデータに基づいて船体用鋼板の必要性能が論じられてきた。例えば、特許文献１には溶接部の破壊靱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）が開発されている。

これまで、大型タンカーや６０００ＴＥＵ以下のコンテナー船では板厚５０ｍｍ程度のＴＭＣＰ鋼板等が使用されてきた。しかし、６０００ＴＥＵ以上の大型コンテナー船の建造のニーズが高まり、板厚６０ｍｍ、或いはそれ以上の板厚の鋼板も船体用鋼板として実用されている。現在、実用化されている船体用構造鋼板の強度の上限は、降伏強さで３９０ＭＰａレベルにあり、コンテナー船の大きさが更に大型化すると板厚が増大し過ぎて溶接施工上の工数が増え建造コストが著しく上昇したり、コンテナー船そのものの重量が増える等、工業的な問題がある。
特開平６−８８１６１号公報

上述したように、コンテナー船等の溶接構造物の大型化が進み、６０００ＴＥＵを超えるコンテナー船では板厚５０ｍｍを超え、かつ設計応力が高い高張力鋼の厚鋼板が切望されている。

本発明者らは、板厚が５０ｍｍ以上の大入熱溶接継手では、小型試験であるＶノッチシャルピー衝撃試験で良好な結果を示すものであっても大型破壊試験であるディープノッチ試験によって得られる破壊靱性値：Ｋｃ（日本海事協会規格により設定）が必ずしも良好な値を示さないことを新たに知見した。

本発明は、降伏強度が４６０ＭＰａクラスの高強度鋼で、かつ板厚７０ｍｍ程度の船体用溶接用鋼板において溶接継手の破壊靱性が十分に高い溶接継手を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、溶接継手を製作する上での基本である「溶接継手部に変形や歪みが集中することを阻止するために、溶接金属の強度や硬さを母材よりも高くする、いわゆる溶接金属を選定する際には母材強度と比較してオーバーマッチングとなる継手設計」を踏襲しつつ、溶接継手の破壊靱性値を確保できる新たな継手設計技術を開発した。すなわち、大入熱溶接継手において、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の領域の硬さを母材の硬さの８５％以下となるように制御して、溶接継手に切り欠きや欠陥があり破壊が発生する際の局所応力が最も靱性の低いＨＡＺ領域で増大しないようにすることにより、降伏強度が４６０ＭＰａクラスで、かつ板厚が５０ｍｍ以上７０ｍｍ程度と厚鋼板であるのも関わらず破壊靱性値：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。本発明の要旨は次の通りである。
（１）溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％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溶接継手。
（２）溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。
（３）溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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、更に溶接金属が母材の硬さの１１０％以上であることを特徴とする耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。
（４）溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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、更に溶接金属が母材の硬さの１１０％以上、板厚５０ｍｍ以上、降伏強度が４３０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。

本発明は、降伏強度が４６０ＭＰａクラスの高強度鋼で、かつ板厚７０ｍｍ程度の船体用溶接用鋼板において溶接継手の破壊靱性が十分に高い溶接継手を得ることができる。

先ず、本発明において溶接熱影響部（ＨＡＺ）軟化領域での耐脆性破壊発生特性を確保するための理由を説明する。

これまでの溶接継手の設計は、溶接継手部に変形や歪みが集中することを阻止するために、溶接金属の強度や硬さを母材よりも高くすることが基本であり、溶接材料は母材強度と比較してオーバーマッチングとなるよう選定されていた。そこで、降伏強さで４６０ＭＰａクラスの鋼板を試作し、溶接金属を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を実施した結果、溶接継手部のＶノッチシャルピー試験結果が−２０℃の試験温度において９０Ｊ以上の十分な値を示し、かつ破面遷移温度も−２０℃と極めて良好な値を示したにも関わらず、Ｋｃ値は２０００Ｎ／ｍｍ^1.5 以下と極めて低い値を示し、従来から用いられているシャルピー試験結果とディープノッチ試験の結果との相関関係から大きく逸脱するという新しい知見を得た。

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、破壊の発生位置は溶接金属とＨＡＺの境界であること、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、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である局所応力の分布状態が著しく異なることを予見した。次いで、両者の局所応力分布を求めるために、３次元での有限要素法解析を実施した結果、板厚が５０ｍｍを超え、７０ｍｍ程度になると板厚方向での拘束度が著しく増大し、溶接金属の強度が母材よりも高いと局所応力が溶接金属とＨＡＺとの境界で著しく増大することを知見した。この局所応力は溶接により軟化したＨＡＺ領域が大きいほど低下できることも知見した。これらの解析を基に、ＨＡＺ部の軟化程度、領域の大きさを種々変化させて、破壊靱性値：Ｋｃを測定した結果、図１の黒丸に示すように、ＨＡＺ部の硬さが母材硬さの８５％以下の領域を板厚の１０％以上確保できれば、局所的な応力の増大による破壊靱性値の低下を防止できることを見い出した。

また、本発明ではＨＡＺ部の旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下に規制する理由について説明する。溶接継手の破壊靱性値：Ｋｃを確保するには溶接継手の最脆弱部であるＦＬ（溶接溶融線）での局所応力が増大しないようにすることが肝要であることは上述した通りであるが、同時にＦＬ近傍での微視的な耐脆性破壊発生特性を向上させることが重要である。ＦＬ近傍で脆性破壊が発生するメカニズムを調査、検討した結果、旧オーステナイト周辺に生成する初析フェライトや、旧オーステナイト内部にラス状に生成する上部ベイナイトやフェライトサイドプレート等が破壊の起点となっていることを突き止め、旧オーステナイト粒径を小さく制御することで耐脆性破壊発生特性が向上することをも知見した。

更に、本発明において溶接金属の硬さを母材硬さの１１０％以上とすることを規定していることについて説明する。本発明では溶接金属の硬さが母材より高くてもＦＬ部に隣接するＨＡＺ部の硬さを低く抑制しているため、ＦＬ部での局所的な応力が極端に高まることはない。そのため、溶接金属の硬さを母材の硬さよりも高くすることで溶接継手が降伏強度を超えた応力が負荷された場合でも溶接金属に変形や歪みが集中することを防止することができる。すなわち、このような条件（ＨＡＺ部の硬さが母材硬さの８５％以下の領域を板厚の１０％以上確保する条件）を満足しなければ溶接金属への歪みや変形の集中を防止しようとして溶接金属の硬さを母材の硬さ以上にすると継手部の破壊靱性が著しく低下してしまうが、上述した本発明の条件を満足すれば、継手部の破壊靱性を確保しつつ溶接金属の硬さを高くして歪みや変形の集中を防止することができるのである。

本発明の鋼板、特に船殻外板としては公知の溶接構造用鋼から製造することができる。例えば、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．２０％、Ｎ：０．０２％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有する鋼を基本成分とし、母材強度の上昇、継手靱性の向上等の目的のために要求される特性に応じて、例えば、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，ＲＥＭ，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂから選ばれた１種または２種以上を含有する公知の成分を有する溶接構造用鋼である。また、溶接材料としては、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％、Ｎｉ：０．５０〜３．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００３０〜０．００９０％、更に必要に応じてＣｒ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．５％以下の１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接材料を用いて溶接することが好ましい。また、溶接方法としては、溶接時の入熱や冷却速度、溶接パス間温度等の条件を制御しながら本発明で規定した溶接金属組成および金属組織を達成すればよく、その具体的方法については格別制限することはない。

板厚：２５〜１００ｍｍの厚鋼板（ＹＰ４７）を準備し、入熱量：２０〜５３０キロジュール／ｃｍで、２電極ＶＥＧＡ溶接（ＶＥＧＡ−II）、通常のエレクトロガス溶接（ＥＧ）、潜弧溶接（ＳＡＷ）、炭酸ガス溶接（ＣＯ₂ ）の溶接を実施した。

溶接継手の特徴および継手性能試験の結果を表１に示した。なお、本実施例で得られた結果の評価方法は次の通りである。
・硬さ：Ｈｖ（ＢＭ）は１０ｋｇ荷重時の圧痕により測定した母材の板厚方向の硬さの
平均値である。Ｈｖ（ＷＭ）は溶接金属の板厚中央部での１０ｋｇの圧痕により測定した硬さの値である。Ｈｖ（ＨＡＺ）は板厚の１／４の位置においてＦＬから母材方向に母材までを０．５ｍｍピッチで１０ｋｇ荷重時の圧痕で硬さを測定し、熱影響により硬さがもっとも軟化している部分のＨｖを示した。
・ＨＡＺ幅：母材の硬さの８５％以下の硬さを示すＨＡＺ領域の幅である。
・ＨＡＺの旧γ粒径：溶接線に接するＨＡＺ部での旧オーステナイト粒を円相当・Ｋｃ：上述したディープノッチ試験において−２０℃の試験温度で求められた値で＞の印を付した値は、試験片の切り欠き部で十分変形し、延性亀裂の後が確認されたものであり、試験片幅４００ｍｍのためにそれ以上のＫｃ値が計測できなかったものである。

なお、溶接継手性能として、継手の最脆弱部である溶融線（ＦＬ）が試験片の板厚中央となるように採取した試験片で、試験温度を変化させて破面遷移温度を求めた結果である。また、継手強度はＮＫＵ１号試験片により継手引張試験を行った結果で、破断した強度を示したものである。

表１に示すように、本発明例のＮｏ．１〜１１は本発明で規定する条件を満足し、Ｋｃ値、継手強度とも十分な値を示した。また、本発明例のＮｏ．６、７はＨｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が１以下のため継手引張強度が他の発明と比べて多少小さい値になっている。更に、本発明例のＮｏ．１０、１１はＨＡＺ幅／板厚が０．３よりも大きいので、継手引張強度は他の発明例と比べて小さくなっているが、何れの発明例でも継手の破壊靱性値Ｋｃは十分な値を示していることが分かる。また、本発明例のＮｏ．１２、１３はＨＡＺ部の旧オーステナイト粒径のみ２００μｍ以上の値であったため、Ｋｃ値は他の発明例と比較して低めであるが、比較例よりは高い値を示していることが分かる。

これに対して、比較例のＮｏ．１４、１５はＨｖ（ＨＡＺ）／Ｈｖ（ＢＭ）が所定の値以上であり、比較例のＮｏ．１６、１７はＨＡＺ幅／板厚の比が所定の値以下であり、更に、比較例のＮｏ．１８、１９、２０はＨｖ（ＨＡＺ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値、ＨＡＺ幅／板厚の比の両方とも所定の値以下であるため、破壊靱性値Ｋｃは十分な値を示していないことが分かる。

本発明によれば、高強度で、かつ板厚の大きい大入熱溶接継手において、万一溶接欠陥が存在したり、疲労亀裂が発生・成長しても脆性亀裂が発生しにくく、溶接構造体が破壊するような致命的な損傷を防止することができるという顕著な効果を奏する。

Ｋｃ値に及ぼすＨＡＺ軟化部の幅と板厚の比の影響を示す図である。（なお、ＨＡＺ軟化部は母材の硬さの８５％以下の硬さを示すＨＡＺ領域の幅である。）ＨＡＺ部の旧オーステナイト粒径とＫｃ値の関係を説明する図である。

Claims

溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％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溶接継手。
溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。
溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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、更に溶接金属が母材の硬さの１１０％以上であることを特徴とする耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。
溶接構造体を形成する突合せ溶接継手において、溶接熱影響部の硬さが母材の硬さの８５％以下の領域が板厚の１０％以上３０％以下で、かつ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、更に溶接金属が母材の硬さの１１０％以上、板厚５０ｍｍ以上、降伏強度が４３０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。