JP4970620B2 - 高エネルギー密度ビームを用いた突合せ溶接継手 - Google Patents

高エネルギー密度ビームを用いた突合せ溶接継手 Download PDF

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Description

本発明は、高エネルギー密度ビームを一対の鋼材に照射して突合せ溶接した溶接継手に関する。特に、本発明は、ギガサイクル域の振動環境における疲労特性に優れた溶接継手に関する。
本願は、２００９年１２月０４日に、日本に出願された特願２００９−２７７０３５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、地球環境の温暖化の一因とされるＣＯ２ガスの削減や、石油等の化石燃料の将来的な枯渇に対処するため、再生可能な自然エネルギーを利用することが積極的に試みられている。風力発電も、その一つであり、大規模な風力発電が世界的に普及しつつある。風力発電に最も適している地域は、絶えず強風を期待できる地域であり、そのため、洋上風力発電も世界的規模で計画及び実現されている（特許文献１〜４参照）。
洋上に風力発電塔を建設するためには、海底の地盤に塔の基礎部分を打ち込む必要があり、基礎部分も打設される水深以上の十分な長さが必要である。また、風力発電塔全体の固有周期を狭い範囲で最適化する必要があるため、風力発電塔の基礎部分では、板厚が５０ｍｍ以上、例えば、１００ｍｍ程度、直径が４ｍ程度の大断面を有する管構造が採用され、塔の全体高さは８０ｍ以上にもなる。そのような巨大構造物を建設現場近くの海岸において、簡易に、しかも高能率で溶接組み立てすることが求められている。
そこで、上記のように、板厚１００ｍｍにもおよぶ極厚鋼板を高能率で、しかもオンサイトで溶接するという、従来にないニーズが生じてきた。
一般に、電子ビーム溶接、レーザービーム溶接などの高エネルギー密度ビーム溶接は、効率的に溶接できる溶接方法である。しかし、特に電子ビーム溶接では、真空チャンバー内で高真空状態を維持して溶接する必要があるので、従来は、溶接できる鋼板の大きさが限られていた。これに対して、近年、板厚１００ｍｍ程度の極厚鋼板を効率よく現地溶接できる溶接方法として、低真空下で施工が可能な溶接方法（ＲＰＥＢＷ：Reduced Pressured Electron Beam Welding：減圧電子ビーム溶接）が英国の溶接研究所で開発され、提案されている（特許文献５）。
このＲＰＥＢＷ法を用いることにより、風力発電塔のような大型構造物を溶接する場合にも、溶接する部分だけを局所的に真空にして、効率的に溶接ができることが期待される。
しかし、一方で、このＲＰＥＢＷ法では、真空チャンバー内で溶接する方法に比べて、真空度が低下した状態で溶接するために、電子ビームで溶融され、その後凝固する溶融金属部分（以下、溶接金属部ともいう）の靭性確保が困難となるという、新たな課題が浮かび上がってきた。
このような課題に対し、従来、板状のＮｉなどのインサートメタルを溶接面に貼付けて電子ビーム溶接することにより、溶接金属のＮｉ含有量を０．１〜４．５質量％として、溶接金属のシャルピー衝撃値などの靭性を改善する方法などが、特許文献６および特許文献７において提案されている。
洋上の風力発電塔は、上記のように絶えず強風による振動にさらされるため、基礎部の構造体は絶え間なく繰り返し荷重を受け、溶接部には絶え間なく繰り返し応力が負荷される。このため、上記構造体の溶接部は、通常の疲労サイクル（１０６〜７）とはオーダーが異なるギガサイクル域（１０９〜１０）の振動に対する耐疲労特性が要求されている。
特開２００８−１１１４０６号公報 特開２００７−０９２４０６号公報 特開２００７−３２２４００号公報 特開２００６−０３７３９７号公報 国際公開９９／１６１０１号パンフレット 特開平３−２４８７８３号公報 国際公開第０８／０４１３７２号パンフレット
従来の高エネルギー密度溶接では、溶接部の溶接金属は溶接の最終段階の室温付近で収縮するため、引張残留応力が誘起される。その応力比効果で疲労強度が著しく低下することがあった。そのため、ギガサイクル域の振動に対しては、引張残留応力により疲労亀裂が発生する懸念があった。
本発明は、ギガサイクル域の振動に対しても耐えることが可能な疲労特性を有し、かつ十分な破壊靱性を有する溶接継手の提供を目的とする。
本発明は、上記課題を解決して係る目的を達成するために以下の手段を採用した。
すなわち、
（１）本発明の一態様に係る溶接継手では、一対の鋼材と；前記一対の鋼材間の突合せ溶接部に、高エネルギー密度ビームにより溶接されて形成される溶接金属と；を備え、前記一対の鋼材のＣの含有量が０．０１〜０．０８質量％の範囲であり、前記溶接金属の質量％の組成を用いた下記数式（ａ）により算出される変態開始温度Ｍｓが、２５０℃以下であって、前記突合せ溶接部に圧縮残留応力が付与されており、前記溶接金属の質量％組成を用いた下記数式（ｂ）により算出される前記溶接金属の焼入性指数ＤＩが、０．１以上１．２以下である。
Ｍｓ（℃）＝３７１−３５３Ｃ−２２Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ・・・（ａ）
ＤＩ ＝０．３６√Ｃ（１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ)（１＋０．３５Ｃｕ)（１＋０．３６Ｎｉ)（１＋２．１６Ｃｒ)（１＋３Ｍｏ)・・・（ｂ）
（２）上記（１）に記載の溶接継手では、前記溶接金属が、Ｎｉ：０．５〜４．０質量％およびＣｒ：０．５〜６．０質量％を含有することが好ましい。
（３）上記（２）に記載の溶接継手では、前記溶接金属が、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、およびＣｕ：０．１〜５．０質量％の１種または２種を含有し；Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを合計で１．１〜１０．０質量％を含有する；ことが好ましい。
（４）上記（１）に記載の溶接継手では、前記溶接金属が、Ｎｉ：４．０〜６．０質量％を含有することが好ましい。
（５）上記（４）に記載の溶接継手では、前記溶接金属が、Ｃｒ：０．１〜６．０質量％、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、およびＣｕ：０．１〜５．０質量％の１種または２種以上を含有し；Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを合計で４．１〜１０．０質量％を含有する；ことが好ましい。
（６）上記（１）〜（５）に記載の溶接継手では、前記鋼材が、Ｓｉ：０．０５〜０．８０質量％、Ｍｎ：０．８〜２．５質量％、Ｐ≦０．０３質量％、Ｓ≦０．０２質量％、Ａｌ≦０．００８質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０質量％を含有し；残部鉄および不可避的不純物である；ことが好ましい。
（７）上記（６）に記載の溶接継手では、前記鋼材が、Ｃｕ：０．１〜１．０質量％、Ｎｉ：０．１〜６．０質量％、Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．１〜０．５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８質量％、Ｖ：０．０１〜０．１０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０質量％の１種または２種以上を含有することが好ましい。
（８）上記（１）〜（７）に記載の溶接継手では、前記鋼材の厚みが３０ｍｍ以上２００ｍｍ以下であることが好ましい。
（９）上記（１）〜（８）に記載の溶接継手では、前記高エネルギー密度ビームが電子ビームであることが好ましい。
上記した溶接継手によれば、電子ビームなどの高エネルギー密度ビームを用いた溶接における溶接部において、引張残留応力ではなく圧縮残留応力を生じさせる溶接条件として、溶接金属の変態開始温度を下げることができる条件を選択する。これにより、低温で溶接金属を膨張させ、溶接後に溶接部に圧縮残留応力を付与することができるため、疲労特性を向上させることが可能となる。
さらには、高強度鋼板、特に板厚が３０ｍｍ以上の鋼板に高エネルギー密度ビームを照射し、溶接して突合せ溶接継手とする際、ギガサイクル域の振動環境における耐疲労特性を有し、かつ、破壊靱性値が十分に高い溶接継手を形成することができる。
本発明の一実施形態に係る突合せ溶接継手の溶接前の状態を示す厚み方向の断面図である。 同溶接継手の溶接後の状態を示す厚み方向の断面図である。 同溶接継手の疲労試験片の採取位置を示す。
本発明の一実施形態の高エネルギー密度ビーム溶接継手（以下、溶接継手と称す。）１０について図１Ｂを参照して説明する。溶接継手１０は、高エネルギー密度ビームを用いて溶接されており、高エネルギー密度ビームとしては、本実施形態では電子ビームを用いた。電子ビームの他には、低真空下で施工が可能な溶接方法（ＲＰＥＢＷ：Reduced Pressured Electron Beam Welding：減圧電子ビーム溶接）やレーザービーム溶接を用いることも可能である。
溶接継手１０は、一対の鋼材（溶接母材）１と、鋼材１間の突合せ溶接部６に、電子ビームにより溶接され形成された溶接金属４と、を備えており、溶接金属４の組成（質量％）を用いた下記数式（ａ）により算出されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）が、２５０℃以下である。
Ｍｓ＝３７１−３５３Ｃ-２２Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ・・・（ａ）
発明者らは、溶接継手１０における溶接部６の冷却速度が大きいため、一般に知られているマルテンサイト変態開始温度を推定する式では、変態開始温度を過大評価してしまうことをつきとめた。そこで、一般の変態開始温度を推定する式を補正し、数式（ａ）を導いた。
また、マルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ（℃））は室温であることが望ましい。
なお、一般的に２５０℃以下で変態開始する変態は、マルテンサイト変態である。しかし、本発明においては厳密に２５０℃以下でマルテンサイト変態が開始することを確認する必要はなく、２５０℃以下で体積膨張する変態を開始すればよい。そこで、本発明においては、数値（ａ）で算出された温度が単に２５０℃以下であればよい。また、以下では、Ｍｓを単に変態開始温度と記す。
次に、溶接継手１０で用いられる高エネルギー密度ビーム溶接方法について図１Ａを用いて説明する。
図１Ａには、高エネルギー密度ビームの溶接方法の概念図が示されている。図１Ａに示されるように、一対の鋼材１間の開先２の間にインサートメタル３を装入し、高エネルギー密度ビームによりインサートメタル３と一対の鋼材１の開先２の表面とを溶接する。
図１Ｂに示すように、溶接部６に形成された溶接金属４が凝固した後、溶接金属４が室温まで冷却する過程において比較的低温、すなわち、２５０℃以下で溶接金属４の変態が開始する。この溶接金属４の変態膨張により、溶接部６に発生した圧縮応力５を保持した状態で室温まで維持させる。これにより、溶接継手１０の疲労強度を向上させることができる。
ここで、変態開始温度が高い場合、溶接金属の変態膨張時に、溶接金属の体積膨張が溶接部の周囲の鋼板から十分に拘束されていないので、溶接部に発生する圧縮応力は小さくなる。この場合、溶接金属が変態膨張した後、溶接金属が室温まで冷却する過程で熱収縮により引張応力が発生する。この熱収縮により、変態膨張は相殺され、その結果、溶接部に形成された溶接金属は引張残留応力状態となり、疲労強度は低下する。
この様な理由から、本実施形態では、一対の鋼材１を溶接する際、一対の鋼材１の突合せ部である開先２にインサートメタル３を配置して、電子ビーム（高エネルギー密度ビーム）を用いた溶接により、インサートメタル３と母材である一対の鋼材１とを溶融させて溶接継手１０を形成する。溶接継手１０の疲労強度向上を十分に達成するためには、溶接金属４の周囲の鋼材１からの十分な拘束力を確保する必要がある。このために、本実施形態では、溶接継手１０の溶接部６に形成される溶接金属４の変態開始温度Ｍｓが２５０℃以下となるように、インサートメタル３と鋼材との成分が調整されている。一般的には溶接条件などから溶接金属の幅を事前に予測できるため、インサートメタル３の成分と寸法と、鋼材１の成分と寸法とから、溶接金属の成分を目標の成分に調整すること、つまり溶接金属４の変態開始温度Ｍｓを調整することは、容易である。
以上、本実施形態に係る溶接継手１０は、変態開始温度が２５０℃以下であるため、溶接金属４は、鋼材１から拘束された状態でマルテンサイト変態する。このとき、溶接金属４は、膨張しようとしているため、鋼材１から圧縮残留応力が付与された状態である。この結果、溶接継手１０の疲労特性が、ギガサイクル域の振動環境においても耐え得る耐疲強度まで向上する。さらには、溶接金属の焼入れ性が向上するため、微細な組織となり十分な破壊靱性を有する溶接継手１０を提供することができる。
本実施形態の溶接継手１０に用いられる鋼材１は、特に限定されないが、上記の課題が顕著化する、板厚が３０ｍｍ以上又は５０ｍｍ以上の鋼材を用いることが好ましい。また、板厚の上限値は１２０ｍｍ又は２００ｍｍであることが好ましい。一対の鋼材としているが、一対の鋼材は必ずしも同一の板厚・成分などでなくてもよい。
また、本実施形態の溶接継手１０に用いられる鋼板１の組成は、使用するインサートメタル３の組成との組み合わせによって、形成される溶接金属４の変態開始温度が２５０℃以下となるように調整されている。使用する鋼材１は、特に限定されないが、好ましくはＣを０．２質量％以下に制限された鋼材であり、降伏強度が３５５ＭＰａ以上である。引張強さを６９０ＭＰａ以下又は７８０ＭＰａ以下に制限してもよい。このような高強度鋼板としては、公知の成分組成の溶接用構造用鋼から製造した鋼板でよい。
また、鋼材１の組成は、特に限定されないが、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を含有し；残部鉄および不可避的不純物である鋼組成である；ことが好ましい。そして、この組成を基本成分とし、母材（鋼材１）強度や継手靭性の向上等、要求される性質に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎi，Ｃｕ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｙ，Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂの内の１種又は２種以上を合計８％以下で含有する鋼を使用することができる。具体的な例としては、質量で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜６．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以上を含有する鋼組成であることが好ましい。一方、鋼材１にこれらの合金成分を含有した場合鋼材価格が非常に高価になる。実用上は、高価な合金成分を含有したインサート材を使用して溶接した方が、はるかに安価な溶接継手を得ることができる。このため、これらの合金成分を制限してもよい。例えば、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕの内の１種又は２種以上を合計で４％以下、２％以下または１％以下を含有する鋼を使用してもよい。また、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎi，Ｃｕ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｙ，Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂの内の１種又は２種以上を合計４％以下又は２％で含有する鋼を使用してもよい。
以下、鋼材１としての成分限定の必要性について述べる。また、以下の記載において％とは質量％を示す。
構造用の鋼として十分な強度を得るためには、鋼材１に含有されるＣの量は０．０１％以上とすることが好ましい。必要に応じて、鋼材１に含有されるＣの量を０．０２％以上または０．０３％以上に制限してもよい。溶接金属４の異常な硬化による靭性低下を防止するために、Ｃの含有量を０．１２％以下に制限してもよい。必要に応じて、鋼材１に含有されるＣの量を０．０８％以下または０．０６％以下に制限してもよい。
溶接金属４で良好な靭性を得るためには、鋼材１に含有されるＳｉの量を０．８０％以下とすることが好ましい。必要に応じて、鋼材１に含有されるＳｉの量を０．５０％以下、０．３０％以下または０．１５％以下に制限してもよい。Ｓｉの含有量の下限は特に定める必要はないが、適切な脱酸処理のために０．０５％以上とすることが望ましい。必要に応じて、Ｓｉの含有量を０．０８％以上に制限してもよい。
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きい安価な元素である。構造用の鋼として必要な強度と靭性を確保するために、鋼材１にＭｎの量を０．８〜２．５％添加することが好ましい。溶接金属４の異常硬化を防止するために、鋼材１に含有させるＭｎの量の上限を２．３％、２．０％または１．９％に制限してもよい。
ＰおよびＳは不可避的不純物であるが、靭性等を劣化させるため、それぞれ０．０３％以下および０．０２％以下に制限することが好ましい。靭性を改善するためには、低い方が望ましく、鋼材１に含有されるＰの量の上限を０．０２％、０．０１５％または０．０１０％に制限し、Ｓの量の上限を０．０１５％、０．０１０％または０．００６％に制限してもよい。
溶接金属４の靭性を高めるため、鋼材１のＡｌの含有量は０．００８％以下とすることが望ましい。靭性の向上のために、Ａｌの含有量の上限を０．００６％、０．００５％または０．００３％に制限してもよい。
溶接金属４の靭性を高めるため、適切な量のＴｉ酸化物を生成させることが好ましい。このために、鋼材１に含有されるＴｉの量は０．００５〜０．０３０％とすることが望ましい。必要に応じて、Ｔｉの含有量の上限を０．０２５％、０．０２０％または０．０１５％に制限してもよい。また、Ｔｉの含有量の下限を０．００７％または０．００９％に制限してもよい。
Ｃｕは、鋼材１の強度や靭性を向上させる元素であり、必要に応じて添加してよい。強度や靭性を向上させるためには、０．１％以上または０．３％以上のＣｕを添加してもよい。一方、多量のＣｕ添加による鋼材１の疵等を防止するために、Ｃｕ含有量の上限は、１．０％とすることが好ましい。必要に応じて、Ｃｕ含有量の上限を０．７％又は０．５％に制限してもよい。
Ｎｉは鋼材１および溶接金属４の靭性を向上させるのに有用な元素であり、鋼材１にＮｉの量を０．１％以上添加してよい。一方、Ｎｉは高価であるため、６．０％以下とすることが望ましい。鋼材１の価格を低減させるために、Ｎｉの含有量の上限を、２．０％、１．０％または０．５％に制限してもよい。
Ｍｏは、強度を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて、鋼材１にＭｏの量を０．１％以上添加してよい。多量に添加すると溶接金属４が異常に硬化し、靭性が低下するため、０．６％以下とすることが好ましい。必要に応じて、鋼材１に含有されるＭｏの量を０．２％以下または０．１５％以下に制限してもよい。
Ｎｂは、鋼材１の強度や靭性向上に有効な元素であり、必要に応じて、鋼材１にＮｂの量を０．０１％以上添加してよい。多量に添加すると溶接金属４の靭性が低下するため、Ｎｂの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。必要に応じて、Ｎｂの含有量を０．０５％以下または０．０３％以下に制限してもよい。
Ｖは、鋼材１の強度の向上に有効な元素であり、必要に応じて、０．０１％以上を添加してよい。多量に添加すると溶接金属４の靭性が低下するため、Ｖの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。必要に応じて、Ｖの含有量を０．０７％以下または０．０４％以下に制限してもよい。
Ｂは、鋼材１の強度の向上に有効な元素であり、必要に応じて、鋼材１にＢの量を０．０００５％以上添加してよい。多量に添加すると溶接金属４の靭性が低下するため、Ｂの含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。必要に応じて、Ｂの含有量を０．００２０％以下または０．００１５％以下に制限してもよい。
ＣａおよびＲＥＭは、耐ラメラテア特性向上に有効な元素であり、必要に応じて、鋼材１にＣａおよびＲＥＭの量を０．０００５％以上添加してよい。多量に添加すると鋼材１の靭性が低下するため、これらの含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｇは、鋼材１の溶接熱影響部の靭性向上に有効であり、０．０００３％以上添加してよい。多量に添加すると鋼材の靭性が低下するため、Ｍｇの含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
溶接金属４の組成は、例えば、Ｎｉ：０．５〜４．０％およびＣｒ：０．５〜６．０％を含有することが好ましい。これにより、変態開始温度Ｍｓを２５０℃以下にし易くなる。また、高価なＮｉの含有量を抑えることにより、低コストで疲労強度を向上させた溶接継手１０を得ることができる。この場合、さらに、質量で、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＣｕ：０．１〜５．０％の１種または２種を含有し；Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを合計で１．１〜１０．０％を含有する鋼組成である；ことが好ましい。このように、Ｍｏ，Ｃｕの１種または２種を含有させることにより、疲労強度を向上させ、十分な破壊靱性を得ることが可能となる。
または、溶接金属４の組成を、上記の他に、例えば、Ｎｉ：４．０〜６．０％を含有するようにしても良い。この場合、Ｎｉの含有量を多くすることにより、靱性を向上させることが可能となる。この場合、さらに、質量で、Ｃｒ：０．１〜６．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＣｕ：０．１〜５．０％の１種または２種以上を含有し；Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ合計で４．１〜１０．０％を含有する鋼組成である；ことが好ましい。このように、Ｍｏ，Ｃｕの１種または２種を含有させることにより、疲労強度を向上させ、十分な破壊靱性を得ることが可能となる。
Ｎｉは、溶接金属４の変態開始温度Ｍｓを低くし、溶接継手１０の疲労強度向上のために有効な元素である。さらに、強度や靭性などの継手特性を向上させる元素でもある。溶接金属にＮｉを含有させる場合のＮｉ含有量の下限は、疲労強度の向上効果が十分に期待できる最低限として０．５％とするのが好ましい。確実に疲労強度を向上させるためには、Ｎｉ含有量の下限を１．０％または２．０％とすることが、より望ましい。また、溶接金属のＮｉ含有量が６．０％を上回る場合では、溶接金属４が低温で変態するベイナイトやマルテンサイトに変態せずオーステナイトのままで冷却が終了する可能性があり、疲労強度向上が期待できなくなる。これにより、Ｎｉ含有量の上限を６．０％とすることが好ましい。
ＣｒおよびＭｏは、溶接金属４の変態開始温度Ｍｓを低減させ、強度を向上させ、焼入性を確保させる元素である。特に、ＣｒとＭｏは、Ｎｉよりも、溶接金属４の強度向上および焼入性確保の効果が高い。この効果を利用し、溶接金属４をマルテンサイトなどの変態温度が低い組織に変態させ、溶接継手１０の疲労強度をより向上させるためには、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、０．１％以上とすることが好ましい。一方、ＣｒとＭｏは、Ｎｉに比べて溶接金属４の靭性向上の効果は低いため、過度に含有させると、溶接金属４の靭性が低下する恐れが生じるため、Ｃｒの含有量の上限は６．０％、Ｍｏの含有量の上限は２．０％とすることが好ましい。
なお、Ｎｉの含有量が４．０％以下の場合、溶接金属４の変態開始温度Ｍｓを確実に２５０℃以下とするために、０．５％以上のＣｒの含有が必要である。Ｎｉの含有量が２．０％以下の場合にＣｒの含有量の下限を１．５％または２％に制限し、Ｎｉの含有量が１．０％以下の場合にＣｒ含有量の下限を２．０％または２．５％に制限してもよい。溶接金属４の靭性低下をさけるために、Ｃｒ含有量の下限を４．０％または３．０％に制限してもよい。同様な理由により、Ｍｏの含有量の下限を１％、０．５％または０．２％に制限してもよい。必要に応じて、Ｎｉの含有量が４．０％を超える場合でも、Ｃｒの含有量の下限を０．５％に制限してもよい。
Ｃｕも、ＣｒとＭｏ同様に、溶接金属４の変態開始温度Ｍｓの低減、強度向上および焼入性確保の効果がある元素である。Ｃｕは、変態開始温度Ｍｓの低減、強度向上および焼入性確保の効果を得るために、Ｃｕ含有量の下限を０．１％とするのが好ましい。しかし、Ｃｕは溶接金属中に過度に添加しすぎると溶接金属にＣｕ割れを発生させるおそれがあるため、Ｃｕ含有量の上限値は５．０％とするのが好ましい。より好ましくは、Ｃｕの含有量の上限値が０．３％である。
本発明の溶接金属４は、さらに、以下の目的で成分元素を以下の含有範囲で含有することができる。
Ｂは焼入性を飛躍的に向上させる元素であり、溶接金属４の焼入性を確保し、溶接金属４のミクロ組織をより高強度にする。また、高温で変態開始する組織の生成を抑え、より低い温度で変態するミクロ組織にする作用がある。一般的に、鋼材１に比べ溶接金属４は酸素含有量が高いため、Ｂは酸素と結合し上記した効果を奪われてしまう恐れがある。しかしながら、本実施形態の対象であるＲＰＥＢ溶接では、酸素量や窒素量が極めて少なくなっているため、溶接金属中のＢによる上記焼入れ性およびミクロ組織制御による引張り強度および疲労強度を改善するためでも、Ｂ含有量の下限は０．０００３％で十分である。一方、Ｂ添加量の上限は、０．０００３％を上回る量を添加してもＢ添加で得られる効果があまり増加しないので、０．００５％とすることが好ましい。
Ｎｂ、Ｖ，Ｔｉはいずれも溶接金属４中で炭化物を形成し強度を増加させる働きをもつ元素であり、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を溶接金属４中に少ない量含有することで継手強度の向上が図れる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上の合計含有量の下限は、０．００５％を下回ると、継手強度の向上があまり期待できなくなるため、その合計含有量の下限を０．００５％とするのが好ましい。一方、上記合計含有量が０．３％を上回ると、溶接金属４の強度が過大になり、継手特性上、問題が生じるため、上記合計含有量上限を０．３％とするのが好ましい。なお、Ｔｉに関しては、溶接金属４の強度向上効果に加えて、溶接アークを安定させる働きがあるため、Ｔｉを含有させる場合には、好ましくはＴｉ含有量の下限を０．００３％とすることが望ましい。また、溶接金属４の靭性向上のために、Ａｌの含有量の下限を０．００３％、０．００５％または０．００８％に制限してもよい。
溶接金属４の組成を上記のようにするためには、インサートメタル３を用いて電子ビーム溶接などを行う。溶接条件からビード幅すなわち溶接金属４の幅が精度よく推定できるので、目標とする溶接金属４の成分となるように、インサートメタル３の成分及びその厚さを選定するとよい。例えば、インサートメタル３として、純Ｎｉ、または、Ｎｉ：１〜１０％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＣｕ：０．１〜５．０％の１種または２種以上を合計で０．５〜１０．０％含有するメタル箔を使用することができる。
本実施形態では、溶接金属４の硬さは、母材である鋼材１の硬さの１４０％以内であることが好ましい。溶接金属４は、変態開始温度Ｍｓを低温化させ、溶接金属４の変態時の膨張量を室温で活用できるようにするため、マルテンサイト組織化することが望ましい。しかしながら、溶接金属４の組織が硬すぎると局所的な応力の増大による破壊靱性値δｃの低下をまねくので、１４０％以下に抑制することが好ましい。
溶接金属４の組成がＮｉ：０．５〜６．０％、Ｃｒ：０．１〜６．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＣｕ：０．１〜５．０％の１種または２種以上を合計で０．５〜１０．０％、好ましくは、１．１〜１０．０％を含有するような条件を満たし、さらに、母材となる鋼材１とインサートメタル３を使用して形成した溶接金属４との成分間のバランスを適切に調整することや溶接後の冷却速度を調整することが好ましい。これにより、溶接金属４の硬度が高くなり過ぎないようにすることができるので、溶接金属４と鋼材１との硬度差（溶接金属４の硬さが、鋼材１の硬さの１４０％以内）を調整することができる。
また、溶接金属４の変態開始温度Ｍｓを確実に低減させるためにも、溶接金属４におけるＮｉ、Ｃｒ，ＭｏおよびＣｕの含有量の合計を、０．５％以上、１．０％、２．０％または３．０％以上に制限してもよい。
また、溶接金属４の異常な硬化を防止して溶接金属４の靭性を向上させるために、溶接金属４の組成を用いた下記数式（ｂ）により算出される溶接金属４の焼入性指数ＤＩが、０．１以上３．０以下であることが好ましい。
ＤＩ ＝０．３６√Ｃ（１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ)（１＋０．３５Ｃｕ)（１＋０．３６Ｎｉ)（１＋２．１６Ｃｒ)（１＋３Ｍｏ)・・・（ｂ）
溶接金属４の焼入性指数ＤＩが３．０を超えると、溶接金属の硬さが高くなり靭性が低下するため、焼入性指数ＤＩは３．０以下が好ましい。必要に応じて、ＤＩ値の上限を１．２、０．９または０．７に制限してもよい。一方、焼入性指数ＤＩ値が低過ぎると、マルテンサイト組織とならないため、ＤＩ値を０．１以上とすることが望ましい。確実にマルテンサイト組織とするために、ＤＩ値の下限を０．２以上、０．２５以上または０．３以上に制限してもよい。
本実施形態では、高エネルギー密度ビームを用いた溶接の条件を特に限定しないが、例えば、電子ビーム溶接の場合、板厚８０ｍｍを使用したとき、電圧１７５Ｖ，電流１２０ｍＡ，溶接速度１２５ｍｍ／分程度の条件で行われる。また、電子ビーム溶接は、通常、１０〜３ｍｂａｒ以下の高真空下で溶接が行われるが、上述のＲＰＥＢＷ法のような低真空度、例えば、１ｍｂａｒ程度の真空下で溶接した溶接継手であっても、本実施形態を適用することができる。
また、電子ビーム溶接時に電子ビームの照射領域が大きくなると、鋼材１に与える入熱量が過大となり、ＦＬ部（Fusion Line、鋼材１と溶接金属４との境界部）の組織が粗大化してしまい、安定してＦＬ部の破壊靭性値δｃを確保する上で好ましくない。
また、ＲＰＥＢＷ溶接を用いて溶接継手１０を作製する場合は、真空チャンバー内で、高真空状態で電子ビーム溶接（ＥＢＷ溶接）により作製した溶接継手に比べ、溶接金属の幅が増大する傾向にある。
このため、本実施形態では、ＲＰＥＢＷ溶接を用いた場合でも、溶接継手１０の破壊靭性値δｃを安定して確保するために、図１Ｂに示す溶接金属４の幅ｗを、母材である鋼材１の板厚ｔの２０％以下又は１０％以下とすることが好ましい。
本実施形態において、溶接部６の局部的な急速加熱及び急速冷却に適しているため、高エネルギー密度ビームとして電子ビームを用いたが、これに限るものではない。
次に、本発明を実施例に基づいて説明するが、実施例における条件は、本発明の実施可能性およ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、この一条件例に限定されるものではない。すなわち、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み合わせを採用し得る。
表１に示す化学成分を有する鋼材１〜２０を使用して表２に示す成分を有するインサートメタルを挿入して、表３に示す溶接条件により電子ビーム溶接及びレーザービーム溶接によって突合せ溶接して溶接継手を形成した。
表中の変態開始温度Ｍｓ（℃）は、上述したように、Ｍｓ＝３７１−３５３Ｃ−２２Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏの数式を用いて求めた。
図２に示される溶接継手内において、継手疲労試験片２３を採取し、継手疲労試験片２３の裏面２３ａを機械研削して試験片の表面側から疲労亀裂が発生するように工夫した。軸力、応力比０．１、繰り返し速度５Ｈｚにて疲労試験を行い、２×１０６回の疲労強度を求めた。さらに、図２の溶接継手内において超音波試験片２４を採取し、２×１０６回の疲労強度、および２×１０９回までのギガサイクルでの疲労強度を求め、その低下比率をもとめ、継手疲労試験で求めた２×１０６回の疲労強度にその低下比率をかけて、ギガサイクル下での継手疲労強度（推定値）を評価した。その結果を溶接条件とともに表４、表５に示す。
Figure 0004970620
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溶接継手の性能に関し、破壊靱性値δｃ（ｍｍ）は、ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement：亀裂先端開口変位）試験において、−１０℃の試験温度で求めた値である。ＣＴＯＤ試験とは、欠陥が存在する構造物の破壊靱性を評価する試験の一つであり、本実施例では、３本の溶接継手の平均値を求めた。
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）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。
表４、表５を参照すると、継手Ｎｏ．２、６、８、１０および１２では、変態開始温度が、２５０℃を超えているため、溶接金属４において溶接部に引張り残留応力が存在し、２×１０６回の疲労強度、ギガサイクル下での継手疲労強度が大幅に低下していることがわかる。これに対して、継手Ｎｏ．１，３、４、５、７、９、１１、１３〜２０では、溶接部が２５０℃以下の温度で変態が生じ、圧縮残留応力が働いているため、２×１０６回の疲労強度がいずれも２６０ＭＰａを超えており、かつ、ギガサイクル下での継手疲労強度がいずれも２００ＭＰａを超えている。したがって、継手Ｎｏ．１，３、４、５、７、９、１１、１３〜２０では、ギガサイクル下での継手疲労強度が大きく低下していないことがわかる。
本発明によれば、高強度鋼板を高エネルギー密度ビームによる溶接して溶接構造体とする際、ギガサイクル域の振動環境における耐疲労特性を有し、かつ、破壊靱性値δｃが十分に高い溶接継手を形成することができ、洋上風力発電塔の基礎部材として産業上の利用可能性が高い。
１ 鋼材
２ 開先
３ インサートメタル
４ 溶接金属
５ 圧縮応力
６ 溶接部
２１ 鋼板
２２ 溶接ビード
２３ 継手疲労試験片
２４ 超音波疲労試験片

Claims (9)

  1. 一対の鋼材と；
    前記一対の鋼材間の突合せ溶接部に、高エネルギー密度ビームにより溶接されて形成される溶接金属と；を備え、
    前記一対の鋼材のＣの含有量が０．０１〜０．０８質量％の範囲であり、
    前記溶接金属の質量％の組成を用いた下記数式（ａ）により算出される変態開始温度Ｍｓが、２５０℃以下であって、前記突合せ溶接部に圧縮残留応力が付与されており、
    前記溶接金属の質量％組成を用いた下記数式（ｂ）により算出される前記溶接金属の焼入性指数ＤＩが、０．１以上１．２以下であることを特徴とする溶接継手。
    Ｍｓ（℃）＝３７１−３５３Ｃ−２２Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ・・・（ａ）
    ＤＩ ＝０．３６√Ｃ（１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ)（１＋０．３５Ｃｕ)（１＋０．３６Ｎｉ)（１＋２．１６Ｃｒ)（１＋３Ｍｏ)・・・（ｂ）
  2. 前記溶接金属が、Ｎｉ：０．５〜４．０質量％およびＣｒ：０．５〜６．０質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
  3. 前記溶接金属が、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、およびＣｕ：０．１〜５．０質量％の１種または２種を含有し；
    Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを合計で１．１〜１０．０質量％を含有する；
    ことを特徴とする請求項２に記載の溶接継手。
  4. 前記溶接金属が、Ｎｉ：４．０〜６．０質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
  5. 前記溶接金属が、Ｃｒ：０．１〜６．０質量％、Ｍｏ：０．１〜２．０質量％、およびＣｕ：０．１〜５．０質量％の１種または２種以上を含有し；
    Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕを合計で４．１〜１０．０質量％を含有する；
    ことを特徴とする請求項４に記載の溶接継手。
  6. 前記鋼材が、Ｓｉ：０．０５〜０．８０質量％、Ｍｎ：０．８〜２．５質量％、Ｐ≦０．０３質量％、Ｓ≦０．０２質量％、Ａｌ≦０．００８質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０質量％を含有し；
    残部鉄および不可避的不純物である；
    ことを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の溶接継手。
  7. 前記鋼材が、Ｃｕ：０．１〜１．０質量％、Ｎｉ：０．１〜６．０質量％、Ｃｒ：０．１〜１．０質量％、Ｍｏ：０．１〜０．５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８質量％、Ｖ：０．０１〜０．１０質量％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０質量％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の溶接継手。
  8. 前記鋼材の厚みが３０ｍｍ以上２００ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求７のいずれか１項に記載の溶接継手。
  9. 前記高エネルギー密度ビームが電子ビームであることを特徴とする請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の溶接継手。
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