JP2008087031A

JP2008087031A - 耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手

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Publication number: JP2008087031A
Application number: JP2006270975A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Ishikawa; 忠石川; Ryuichi Honma; 竜一本間
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-10-02
Filing date: 2006-10-02
Publication date: 2008-04-17
Anticipated expiration: 2026-10-02
Also published as: JP5171006B2

Abstract

【課題】降伏強度が４６０ＭＰａクラス以上で、板厚が５０ｍｍ超の大入熱溶接用高強度鋼板を突合せ溶接して、破壊靭性値δｃが十分に高い溶接継手を形成する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜２.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有する鋼材を用いて大入熱溶接した溶接構造体における突合せ溶接継手において、溶接金属中に含まれるＯ量を２０〜２５０ｐｐｍとし、かつ、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を１０個／ｍｍ^２以下とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接構造体、特に、板厚５０ｍｍ超の鋼板を大入熱突合せ溶接して形成した溶接構造体の耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手に関する。

大型造船構造物や大型建築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。その理由は、溶接継手部では、溶接時に破壊の起点となる溶接欠陥を生じ易く、また、溶接熱影響により鋼材の組織が粗大化していること等のためである。

従来、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よりも高くすること（オーバーマッチング）が、溶接継手を形成する上での基本であり、溶接金属を選定する際には、母材強度との比較で、オーバーマッチングとなるように継手設計がなされている。

ところで、溶接構造物の大型化に伴い、高強度で、かつ板厚５０ｍｍを越える厚鋼材が使用されるようになってきた。そのような鋼材をエレクトロガスアーク溶接などの大入熱溶接により溶接すると、その鋼材の熱影響部は大きく軟化するために、溶接金属の硬さがＨＡＺの硬さよりも大幅に硬くなる。その場合には、溶接金属と鋼材が変形せずに、軟化したＨＡＺに歪が集中することになり、さらに、その変形しようとするＨＡＺを溶接金属と母材鋼材が拘束することになるため、オーバーマッチングの程度によっては、溶接金属の強度や硬さが母材（ＨＡＺ）よりも高くなりすぎ、ＨＡＺ部の破壊靱性が低下するという問題が出てきた。

しかし、溶接金属の硬さＨｖを低下させると、ＨＡＺ部の破壊靱性は確保できるものの、溶接金属の破壊靱性が低下するという問題が生じる。
そこで、高強度厚肉鋼材の大入熱溶接において、溶接金属の硬さをある程度低下しても、ＨＡＺ部と溶接金属とも十分な破壊靱性が確保できる溶接技術の開発が望まれていた。

そのための方法として、エレクトロガス溶接等の大入熱溶接継手において、ディープノッチ試験に基づく破壊靭性値Ｋcを確保するために、溶接金属と母材の硬さの比を１１０％以下となるように制御して、溶接金属部と母材部の境界部（以下、ＦＬ部と称する）の破壊靭性値Ｋcを改善する方法が特許文献１によって提案されている。

しかしながら、溶接金属の硬さを低下させると、溶接継手の強度（引張強さ）が低下するため、母材の強度と同程度の強度を確保するためには、溶接金属の幅（ビード幅）を板厚の７０％以下にしなければならないという制限がある。

また、近年、溶接構造物の安全性を定量的に評価する指標として、ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement：亀裂端開口変位）試験により求められる、破壊力学に基づいた破壊靭性値δｃ値が重視されるようになってきている。溶接継手の破壊靭性値δｃを確保するためには、ＦＬ部と溶接金属部の両方の破壊靭性値δｃを満足させる必要があり、溶接金属の硬さを、母材の硬さの１１０％以下にまで低下させるアンダーマッチングでは、溶接金属部の破壊靭性値δｃを確保できなくなるという問題も生じる。

従来より、母材となる大入熱溶接用の厚鋼板では、そのＨＡＺ靭性を確保すべく、Ｔｉを含有する酸化物を母材中に分散させ、ＨＡＺ部の冷却時に粒内からフェライトなどを生成させて組織を微細化することで、ＨＡＺ靭性を確保することが試みられてきた。

例えば、特許文献２には、鋼に、粒子径が０．１〜３．０μｍのＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を含有させることによって、ＨＡＺ部の粗粒化域における冷却時のγ→α変態を制御して粒内フェライトを生成させ、ＨＡＺ靭性を向上させることが記載されている。

また、特許文献３には、鋼板に含まれる平均粒径が０．０５〜１μｍのＴｉ含有酸化物の平均個数を１００００個／ｃｍ² 以上とするとともに、平均粒径２μｍ以上のＴｉ含有酸化物の平均個数を２０００個／ｃｍ² 以下とすることにより、粗大な酸化物の数を抑えて、微細な酸化物を多数含有させ、大入熱溶接後の冷却時にＨＡＺ部で粒内ベイナイトが生成し易くし、５９０〜７８０ＭＰａ級の厚鋼板の場合でも、大入熱溶接時のＨＡＺ全域の靭性を改善できることが記載されている。

しかし、これらの文献においても、ＨＡＺの靭性はシャルピー衝撃試験値で評価されているのみでＣＴＯＤ試験による破壊靭性値δc値での評価はなされていない。シャルピー衝撃試験のような小型の試験では良好な結果を示しても、大型構造物の溶接継手のＣＴＯＤ試験では、必ずしも良好な破壊靭性値δcを示すとは限らないため、Ｔｉ酸化物の分散による組織の微細化技術を用いて溶接金属部とＦＬ部の両方の破壊靭性値δｃを向上させることについてはさらに検討が必要である。

特開２００５−１４４５５２号公報特公平７−８２４号公報特開２００６−１２４７５９号公報

本発明は、上記のような従来技術に鑑みて、降伏強度が４６０ＭＰａクラスで、板厚が５０ｍｍ超の溶接用高強度鋼板を突合せ溶接して形成した溶接継手において、溶接継手の強度（引張強さ）を十分に確保できるとともに、溶接金属部と局所的な応力が増大するＦＬ部の両方の破壊靭性値δｃを向上させ、溶接継手の破壊靭性を安定的に向上する方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、降伏強度が４６０ＭＰａクラス以上で、板厚が５０ｍｍ超（好ましくは、５０ｍｍ超〜１００ｍｍ程度）の高強度厚鋼板の大入熱溶接において、上述のような母材と溶接金属部の硬さのオーバーマッチングによる継手靭性の低下を防止する観点から、上記特許文献２、３に記載されているような微細酸化物を利用して溶接金属部のミクロ組織を改善する技術をさらに発展させて、溶接金属部とＦＬ部の両方の破壊靭性値δｃを向上させ、溶接継手の破壊靭性を安定的に確保できる溶接継手を具現化する技術について検討した。
そして、その過程で、溶接金属部中に、特定の大きさの介在物が一定頻度以上存在する場合に、破壊靱性値δｃのばらつきが生じることを見出し、本発明を完成した。

上記課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜２.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有する鋼材を用いた溶接構造体の突合せ溶接継手であって、
該溶接継手の溶接金属中に含まれるＯの量が２０〜２５０ｐｐｍであり、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ^２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）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜２.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有する鋼材を用いた溶接構造体の突合せ溶接継手であって、
該溶接継手の溶接金属中に含まれるＯの量が２０〜２５０ｐｐｍであり、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ^２以下であるとともに、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が３０〜６００個／ｍｍ^２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）溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。
（４）前記溶接構造体が板厚５０ｍｍ超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）〜（３）のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。

本発明によれば、降伏強度が４６０ＭＰａクラスで、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼板を溶接する時、破壊靭性値δｃが十分に高い溶接継手を形成することができる。

本発明者らは、溶接継手のＣＴＯＤ試験での破壊発生点を詳細に調査した結果、ＣＴＯＤ試験試験における破壊の起点となるのはある大きさ以上の酸化物であり、そのような酸化物の存在頻度を低減することによりＣＴＯＤ試験における破壊靱性値δｃのばらつきを低減できることを知見した。

以下、上記知見が得られた実験について説明する。
質量％で、Ｃ：０．０６％、Ｍｎ：１．６％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．００２％、Ｔｉ：０．０２％を含有する板厚７０ｍｍの鋼板をエレクトロガス溶接（ＥＧ）の一種である２電極揺動式エレクトロガス溶接により、突合せ溶接を実施した。

溶接材料としては、化学成分として、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％の範囲の鋼ワイヤを用い、それを２本同時に用いて２電極とし、電圧４２Ｖ、電流３９０Ａ、溶接速度４．２ｍ／分の溶接条件の下、溶接入熱が４５０ｋＪ／ｃｍ以上で溶接を行った。

この場合、開先角度は２０度、開先幅３３ｍｍ、ルートギャップは８ｍｍとした。この溶接を実施するときに、溶接金属の酸素量を変化させるために、シールドガスとして（a）２０％Arガス、（ｂ）１００％Arガスの２種類を用いて、それぞれ溶接した。

溶接後、上記（ａ）と（ｂ）のシールド条件で溶接したそれぞれの溶接継手部において、鋼板厚み方向１／４、１／２、３／４の３箇所の位置で溶接金属部（ＷＭ）と母材部（ＢＭ）の硬さＨｖを測定し、その平均値を求めた。
また、溶接金属部と、ＦＬ部のＨＡＺ側（ＦＬ，ＨＡＺ部）にそれぞれ疲労予き裂が一致するように採取したＣＴＯＤ試験片を用いて、破壊靭性値（δｃ値）を評価した。
さらに、上記（ａ）と（ｂ）の場合の溶接金属部の酸化物の分散状況を調査した。

その結果を、溶接条件とともに表１に示す。
シールド効果が低い条件で溶接した継手（ａ）では、溶接金属部の酸素量が４００ｐｐｍと高く、溶接金属部及びＦＬ、ＨＡＺ部ともδｃ値が低かったが、シールド効果が高い条件で溶接した継手（ｂ）では、溶接金属部の酸素量が１５０ｐｐｍと低く、溶接金属部及びＦＬ、ＨＡＺ部とも十分高いδｃ値が得られた。

さらに、酸化物の分散状態について、継手（ａ）の場合には、粒径が２μｍ以上の粗大酸化物が５００個／ｍｍ^２と多数存在し、逆に粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物は２０個／ｍｍ^２と少なかった。
一方、継手（ｂ）の場合には、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が４８０個／ｍｍ^２であって、微細なＴｉ酸化物が溶接金属中に均一に分散しており、粒径が２μｍ以上の酸化物の個数は、３個／ｍｍ^２であって、その数は少なかった。

以上のように、溶接金属部及びＦＬ部の破壊靱性値δｃと溶接金属部中の２μｍ以上の酸化物の個数との間に関連が認められたので、さらに両者の関係を調査し、破壊靱性値の良好な溶接金属の得られる酸化物の粒径と個数についての条件を求めた。
その結果、大きさが２μｍ以上の酸化物の個数が１０個／ｍｍ^２以下であると、また、さらに好ましくは、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が３０〜６００個／ｍｍ^２であると破壊靱性値δｃの良好な溶接金属部が得られることが分かった。
そして、本発明は、そのような酸化物の分散状況の得られる母材の化学組成についてさらに検討した結果なされたものである。

以下、上記の知見に基づく本発明について順次説明する。
本発明では、溶接構造体を構成する母材として、少なくとも、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜２.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有する鋼材を用いる。

Ｃは、溶接構造体としての強度を確保するために少なくとも０．０４％は必要であるが、０．２％を超えると凝固割れが発生しやすくなる。
Ｍｎは、強度および靭性を確保するために少なくとも０．８％は必要であるが、２．５％を超えると焼入性が増大し靭性が低下する。
Ｓは、靭性を低下させる元素であり、０．００２５％以下にする必要がある。しかし、ＭｎＳを形成させ、酸化物とＭｎＳの複合体を粒内変態核として利用するためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。

Ａｌは、鋼の製造において脱酸剤として添加されるが、Ａｌ酸化物はフェライト変態核生成能力が極めて小さいため０．０２％未満とする。０．００５％以下であればさらに好ましい。
Ｔｉは、本発明では、脱酸剤として使用するとともに、Ｔｉ酸化物を生成させ、Ｔｉ酸化物によるミクロ組織微細化により溶接金属およびＨＡＺ部の破壊靭性を向上させる上で必須の元素である。必要なＴｉ酸化物を形成させるためには少なくとも０．０１以上必要であるが、０．０５％を超えると酸化物の量やサイズが過大になり破壊の起点となる恐れがある。

Ｏは、Ｔｉ酸化物を多数形成するために必要である。溶接金属中のＴｉ酸化物の粒径や個数の条件を満たすためには、溶接金属中に２０〜２５０ｐｐｍ、より好ましくは１００〜２００ｐｐｍ含有する必要がある。溶接金属中の酸素量は、母材中の酸素含有量ばかりでなく溶接方法によっても変化するため母材中の含有量を一律には規定できないが、母材中の酸素含有量としては、シールド効果の高い溶接方法では２０ｐｐｍ以上とし、その他の溶接方法では１００ｐｐｍ以上とするのがよい。母材中の酸素含有量の上限は、２５０ｐｐｍ以下が好ましい。

本発明の溶接継手の母材となる鋼材は、上記成分の条件を満たす限りにおいて、公知の溶接用鋼であってよいが、上記成分に加え、通常の鋼で含有するＳｉを１．０質量％以下、Ｐを０．０１質量％以下含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を基本とし、母材強度や継手靭性の向上等、要求される性質に応じて、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂの内の１種又は２種以上を合計で８質量％以下含有させた鋼が好ましい。

本発明では、Ｔｉ酸化物を微細に分散させて、オーステナイトからフェライトへの変態に際しその変態の核として利用し、良好な靭性を示す微細な針状フェライトを多く含むミクロ組織を形成させることにより、靭性の優れた溶接金属を得るものであるが、その際、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ^２を超えないようにすることが必要である。それを超えて鋼中に存在する場合には、ＣＴＯＤ試験における破壊の起点となり、溶接金属部の破壊靱性値δｃのばらつきの原因となる。

さらに、Ｔｉ酸化物を粒内変態核として機能させ、微細な針状フェライトを多く含むミクロ組織を形成させるためには、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物を、３０〜６００個／ｍｍ^２の頻度で分散させることが好ましい。
なお、一部の微細なＴｉ酸化物は、そのまわりＭｎＳが析出することにより、ＭｎＳと複合体を形成する。この複合体は、粒内変態核としてより有効であり、本発明のＴｉ酸化物には、このような複合体を含めるものとする。

Ｔｉ酸化物の粒径を０．１μｍ以上２．０μｍ未満の範囲とするのは、０．１μｍ未満では粒内変態核として機能するには小さすぎるためであり、２．０μｍ以上では、上述のように破壊の起点となる恐れがあるからである。

また、酸化物個数を、３０〜６００個／ｍｍ^２とするのは、目標とする０．１５ｍｍ以上のδc値を得るためにはＴｉ酸化物の量が３０個／ｍｍ^２以上必要であり、一方、粒子数が６００個／ｍｍ^２を越えると粒子間隔が小さくなり、介在物を起点とする破壊の間隔が小さくなるため、延性破壊に対する抵抗値が低下し、また溶接部に進入する水素のトラップサイトとなり、破壊靭性にとっても有害になる場合があるからである。
なお、より好ましい個数は１００〜４００個／ｍｍ^２である。
ここで、目標とするδc値は、ノルウェー海事協会（ＤＮＶ）等の規格では、設計温度にて０．１〜０．２ｍｍ程度の値が要求されていることから、０．１５ｍｍ以上とした。

溶接金属部において、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を抑制し、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満の酸化物の量を適正化するためには、母材として、酸化物のサイズが２．０μｍ以下に抑制された鋼材を使用するのがよい。
そのためには、母材となる鋼材の脱酸工程において、Ａｌでの脱酸のみならず、たとえばＴｉ脱酸後に、さらにＴｉよりも脱酸作用の強いＡｌやＭｇ、Ｃａなどの１種または２種以上を逐次添加して脱酸することにより、酸化物の寸法を小さくする。
そのような逐次脱酸工程を採用することにより、２μｍ以上の粗大酸化物の生成が抑制され、その結果０．１〜２μｍの微小酸化物を多数生成させることができる。

電子ビーム溶接などの、溶接材料を用いず雰囲気からの酸素の混入のほとんどない溶接の場合は、基本的に上記のような酸化物分散状態の母材を用いればよい。また、溶接材料を用いて溶接する場合でも、溶接時に溶融する母材からもたらされる酸化物に粗大な酸化物がないよう上記の逐次脱酸工程を用いて製造された母材を使用することが望ましいが、それに加えて、溶接時に十分なシールドを実施して、溶接金属の酸素含有量が２５０ｐｐｍを超えないようにすることが必要である。十分なシールド方法としては、シールドガスの酸素分率をできるだけ低く抑える方法や、Ａｒ１００％のシールドガスにするなどの方法があるが、その方法については特に制限されない。

なお、上記酸化物粒子の大きさおよび個数の測定は、例えば、次の要領で行なうことができる。すなわち、母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ^２以上を観察することで、酸化物粒子の大きさおよび個数を測定する。このとき、酸化物粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。

本発明では、さらに、母材と溶接金属部の硬さのオーバーマッチングの程度を調整するとより効果的である。
大入熱溶接した場合、溶接金属部の強度や硬さが上昇し、母材の強度や硬さよりも著しく高くなっていることにより、溶接金属部に接しているＨＡＺ部との境界近傍で局所的な応力が増大し、そのため、ＦＬ部の破壊靭性値δｃが低下する。

そこで、溶接金属部の硬さを母材の硬さの１１０％超２２０％以下となるように溶接するのが望ましい。
溶接金属部は、焼入れ性を確保して粗大なフェライトが生成しないようにするためにはある程度の硬さが必要であり、溶接金属部の硬さを母材の硬さの１１０％超とする。しかし、硬すぎると上記のように局所的な応力の増大による破壊靭性値δcの低下を招くので、２２０％以下に抑制する。
このように母材と溶接金属部の硬さを調整することにより、オーバーマッチングによる継手靭性の低下を防止できる。

溶接金属部の硬さと母材の硬さの比を上記の範囲に抑えるためには、例えば次のようにする。
溶接材料を用いない溶接方法の場合には、溶接速度や溶接入熱を調整して、冷却速度が大きくなりすぎないようにする必要がある。目標とする冷却速度を、鋼材の連続冷却曲線特性図を参考にして、マルテンサイト変態が生じる冷却速度より小さくなるように選定して溶接することで、溶接金属部の硬さを母材の２２０％以下に規制することが可能である。
また、予熱や後熱を行う場合に冷却速度が遅すぎると、溶接金属部の硬さが母材の１１０％以下となることもあるので、予熱や後熱の条件も考慮する必要がある。

溶接材料を用いる溶接方法の場合には、母材の炭素当量と溶接材料の炭素当量を比較して、溶接材料の炭素当量が母材の炭素当量の200％以下であるような溶接材料を用いることが望ましい。その範囲の溶接材料を用いるとともに、溶接時に低温割れや凝固割れを発生しないような溶接条件を用いることにより、溶接金属の硬さを母材の２２０％以下に抑制することができる。

本発明では、鋼板の板厚は特に制限されないが、上記の課題が顕在化するのは、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼板である。

また、溶接材料も、本発明に規定する特性を満足するものであればよく、その化学成分などが限定されるものではない。望ましい溶接材料の化学成分としては、Ｃ：０．０１〜０.０６％、Ｓｉ：０.２から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％の範囲のものが例示できるが、鋼材の化学成分をも考慮して、適宜選択すればよい。

本発明の溶接継手では、大入熱溶接方法として、ＶＥＧＡ（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（エレクトロガス溶接）、及び、ＳＡＷ（サブマージアーク溶接）を用いることができる。また、レーザ溶接や電子ビーム溶接のような高エネルギービームによる溶接方法も用いることができる。
いずれの溶接方法を採用するにしても、溶接パス数は１パスでも多パスでもかまわないが、多パス溶接の場合は溶接欠陥が発生しやすいので、１パス溶接が好ましい。

各溶接方法での溶接条件の一例を示すと、次のようである。
ＶＥＧＡ−IIでは、溶接ワイヤを２本用い、板厚７０ｍｍの鋼板を溶接する場合は、電圧４２Ｖ、電流３９０Ａ、溶接速度４．２ｍ／分、溶接入熱４５０ｋＪ／ｃｍ以上で溶接を行なう。なお、開先角度は２０°、ルートギャップは８ｍｍとするのが好ましい。
ＳＡＷで、板厚７０ｍｍの鋼板を溶接する場合には、直径４．８ｍｍの溶接ワイヤを用い、電流６５０Ａ、電圧３３Ｖ、溶接速度６０ｃｍ／分で多層溶接したり、また、裏面を銅やアスベストでバッキングし、さらに電流を上げて大入熱溶接する。

電子ビーム溶接では、例えば、板厚８０ｍｍの場合、電圧１７５Ｖ、電流１２０ｍＡ、溶接速度１２５ｍｍ／分程度の条件で行なわれる。通常、１０^−３ｍbar以下の高真空下で溶接が行われるが、局所真空を用いて低真空度で溶接を行う減圧電子ビーム溶接法でも、本発明は適用することができる。

以下に、本発明を実施例に基づいてさらに説明するが、実施例における条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、該一条件例に限定されるものではない。
本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件ないし条件の組合せを採用し得るものである。

表２に示す成分を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる、板厚５０〜１００ｍｍの厚鋼板を準備し、種々の溶接方法によって突合せ溶接した後、形成された溶接継手の特徴及び性能を試験し、調査した。

試験の結果を、用いた鋼板条件や溶接方法とともに表３に示す。
なお、Ｈv(ＢＭ)は、１０ｋｇ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り、Ｈv(ＷＭ)は、溶接金属部の板厚中央部において、１０ｋｇの圧痕により測定した硬さの値である。また、溶接継手の性能に関し、δｃ（ｍｍ）は、ＣＴＯＤ試験において−１０℃の試験温度で求めた値である。

表３において、本発明例のＮｏ．１〜３及びＮｏ．１２〜１７は、溶接材料を使用しない電子ビーム溶接あるいはレーザ溶接の例であり、本発明例のＮｏ．４〜１１はアーク溶接の例である。
本発明例のＮｏ．１〜１７は、鋼材の化学成分、溶接金属中の酸素量と酸化物量がいずれも本発明で規定する範囲内にあるものであり、δｃ値が溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも０．１５ｍｍ以上であって、十分な値を示している。

なお、本発明例Ｎｏ．１は、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値がより好ましい範囲にないため、溶接金属部のδｃ値が低めであり、本発明例のＮｏ．４〜１１のアーク溶接の場合は、粒径２μｍ以上の酸化物個数が多めであったので、溶接金属部のδｃ値が低めであり、本発明例のＮｏ．１、１４〜１７の溶接材料を使用しない溶接の場合は、粒径０．１μｍ〜２．０μｍ未満の酸化物個数が少なめであったので、ＦＬ，ＨＡＺ部のδｃ値が低めであった。

これに対し、比較例１８は、溶接金属中の酸素量及びＨｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が本発明の規定値以上であり、かつ粒径２μｍ以上の酸化物個数が本発明の規定値以上のため、溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部ともδｃ値は不十分であった。
比較例１９は、溶接金属中の酸素量及びＨｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が本発明の規定範囲を外れており、かつ粒径２μｍ以上及び粒径0.1〜2μｍ未満の酸化物個数が本発明の規定値以上のため、溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部ともδｃ値は不十分であった。

比較例２０は、鋼材のC量が本発明の規定値以上で鋼材の炭素当量が高く、粒径２μｍ以上の酸化物個数が本発明の規定値以上のため、溶接金属部のδｃ値が不十分であった。

比較例２１は、鋼材のＭｎ量が本発明の規定値以上で鋼材の炭素当量が高く、粒径0.1〜2μｍ未満の酸化物個数が本発明の規定値以下のため、ＦＬ，ＨＡＺ部のδｃ値が不十分であった。
比較例２2は、鋼材のＭｎ量が本発明の規定値以上で鋼材の炭素当量が高く、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が本発明の規定値以下であり、溶接金属中の酸素量も低かったため、粒径０．１〜２μｍ未満の酸化物個数が本発明の規定値以下となり、溶接金属部及びＦＬ部ともδｃ値は不十分であった。

比較例２３は、鋼材のＴｉ量が本発明の規定値以下であり、溶接金属中の酸素量も低かったため、粒径０．１〜２μｍ未満の酸化物個数が本発明の規定値以下となり、溶接金属部及びＦＬ部ともδｃ値は不十分であった。
比較例２４は、鋼材のＡｌ量が本発明の規定値以上であるため、溶接金属中の酸素量が十分であるにもかかわらず、粒径0.1〜2μｍの酸化物個数が本発明の規定値以下で、粒径２μｍ以上の酸化物個数が本発明の規定値以上であるため、溶接金属部及びＦＬ部ともδｃ値は不十分であった。

本発明によれば、高強度でかつ板厚の大きい高強度鋼板の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、脆性破壊が発生し難いので、溶接構造体が破壊するような致命的な損傷、損壊を防止することができる。
よって、本発明は、溶接構造体の安全性を顕著に高めるという顕著な効果を奏し、産業上の利用価値の高い発明である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜２.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有する鋼材を用いた溶接構造体の突合せ溶接継手であって、
該溶接継手の溶接金属中に含まれるＯの量が２０〜２５０ｐｐｍであり、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ^２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。
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜２.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有する鋼材を用いた溶接構造体の突合せ溶接継手であって、
該溶接継手の溶接金属中に含まれるＯの量が２０〜２５０ｐｐｍであり、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ^２以下であるとともに、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が３０〜６００個／ｍｍ^２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。
溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。
前記溶接構造体が板厚５０ｍｍ超の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１〜３のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手。