JP5458923B2 - 耐脆性破壊特性に優れた溶接継手 - Google Patents
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本発明は、耐脆性破壊特性に優れ、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する溶接継手に係り、一般的な大型溶接構造物の他、特に水圧鉄管として好適に用いることができる溶接継手に関する。
近年、溶接構造物の大型化の傾向が顕著になってきており、それに対応してこれら構造物に使用される鋼板への高強度化および厚肉化の要求が高まっている。例えば、揚水型発電所の水圧鉄管、海洋構造物のジャッキアップ型掘削リグのラック材等に厚肉の７８０ＭＰａ級高張力鋼材が使用されるに至っている。さらに現在は、８８０ＭＰａを超える引張強さを有する高張力鋼材の供給が望まれるようになっている。厚鋼板の高強度化は、単に構造物の重量低減にとどまらず、溶接施工費用の大幅な低減をもたらすので、その要求には根強いものがある。しかし、このような高強度、高靭性、優れた耐脆性破壊特性および溶接性を具備した高張力鋼材の問題点は溶接熱影響部の破壊靭性にある。
非特許文献１には、水圧鉄管用鋼材として引張強度が９５０ＭＰａ級の高張力鋼を適用した際の溶接継手の破壊靭性について評価した例が示されている。この文献は、コンパクト試験片をマグ溶接またはサブマージアーク溶接して得た溶接継手について、ＣＴＯＤ試験を実施し、得られた限界ＣＴＯＤ値を破壊パラメータとして破壊靭性を調査したものである。しかしながら、この文献に示される様々な条件の溶接継手において、限界ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍを下回る例が示されており、最も低いもので０．０６ｍｍ程度のものもある。この文献では、設計応力および許容欠陥寸法から導出される必要となる限界ＣＴＯＤ値は、０．０５〜０．０７ｍｍとされており、その目標は一応満たすものの、溶接継手の破壊靭性の更なる向上が求められる。
このような問題に対し、母材の化学成分を調整することで、改善する試みが多数なされている。例えば、特許文献１には、ＴｉおよびＮの含有量を低減すると共に、ＡｌとＯの関係が式「Ａｌ／Ｏ≧１．１２」を満たすこととして、溶融線近傍での焼入性の低下（硬さ低下）を防止し、優れた溶接熱影響部靭性を有する鋼を得ることが記載されている。また、特許文献２には、Ｂ含有量を極力低減、好ましくは皆無とし、必須元素として適量のＮｉを添加し、所定以上のＣｅｑ値になるような化学組成とすることにより、高張力鋼の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ともいう。）の靭性を高めることが記載されている。
一方、軟質継手（溶接金属の硬度が母材の硬度より低い継手。）に関する検討も行われている。例えば、非特許文献２には、ＨＴ７８０を母材とした軟質継手の変形特性や破壊特性について検討されている。非特許文献３ではフュージョンライン（溶接金属に接するＨＡＺ。以下、「ＦＬ」と呼ぶ。）にき裂を導入した３点曲げＣＴＯＤ試験において軟質継手の限界ＣＴＯＤ値に及ぼす影響を実験的に調査した結果について示されている。軟質継手が破壊靭性値に有利であることが示されている。また、このことは、非特許文献４において、軟硬境界にあるき裂先端に生成する塑性変形場の非対称性という観点で説明されている。
Y.Nishiwaki, T.Maejima and K.Kubota, "Study for the application of high tensile steel(HT-100) to penstock", Journal of Construction Management and Engineering(VI), No.672(2001), P37-56.
K.Satoh, M.Toyoda, K.Ukita, R.Shimoda, A.Nakamura and T.Matsuura, "Applicability of undermatching electrode to circumferential welded joint of HT80 penstock(2nd report)"， J.JWS， Vol.47， No.10(1978)， P697-704．
M.Kocak and K.-H.Schwalbe， "Fracture of weld joints : Mis-match Effect"， IIW Doc.X-F-003-94(1994)
M.Toyoda, F.Minami, C.Ruggieri, C.Thaulow and M.Hauge， "Fracture property of HAZ-notched weld joint with mechanical mis-matching - Part1"， Mis-Matching of Welds， ESIS 17，Mechanical Engineering Publications， London(1994)， P399-415.
本発明は、引張強さ７８０ＭＰａ以上（特に９５０ＭＰａ以上）を有し、しかも、良好な耐脆性破壊発生特性を有する溶接継手を経済的に提供することを目的とする。良好な耐脆性破壊発生特性とは、具体的には、「ＢＳ７４４８−１９９１に準拠したＣＴＯＤ試験において、ＦＬ位置における０℃での限界ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍ以上であること」を意味する。
以後の説明において、溶接部は、“溶接金属”および“ＨＡＺ”により構成されるものとする。通常、ＨＡＺというときは“溶接金属に接するＨＡＺ”を含むが、“溶接金属に接するＨＡＺ”を“フュージョンライン（ＦＬ）”といって区別する場合がある。
ＦＬ位置のＣＴＯＤ特性は前述のように溶接金属側ではなく、溶接熱影響部の靭性に支配されている。つまり、ＦＬ位置の破壊靭性を向上させる必要がある。
この課題を経済的な観点も考慮して解決する方法として、著者らは合金元素を添加するのではなく、軟質継手を利用することを基本とすることとした。ここで、前述の非特許文献１では、軟質継手を用いた場合の問題点として変形特性を挙げているに留まり、破壊特性については、軟質継手と変わりないとしており、積極的な検討がなされていない。また、実際にＨＴ７８０を使用した場合の軟質継手の効果の定量性についてはいずれの文献にも示されていない。
そこで、本発明者らは、様々な組み合わせで実際に溶接継手を製作し、また仮想的な材料配置を前提としたＦＥＭ解析を多数実施し、下記の知見を得た。
（１）熱影響部の脆性破壊を対象とし、ワイブル応力概念を用いた応力解析（ワイブル応力解析）による検討を行った結果、溶接金属の引張強さを低減することで、限界ＣＴＯＤ値を向上させることができることが判った。また、等質材の限界ＣＴＯＤ値とワイブル応力の関係から、軟質度の効果の定量的評価が可能となった。
（２）また、軟質度を測るパラメータとして引張強さの比だけではなく、溶接金属の降伏比も重要なパラメータであることが判った。これは軟質継手の靭性向上のメカニズムが軟質側の先行降伏であることによると考えられる。この効果についても定量的評価を行った。
（３）さらに、溶接金属の加工硬化特性も限界ＣＴＯＤ値の向上に影響を及ぼすことが判った。加工硬化特性の指標として一様伸びを採用して定量的影響を把握した。
（４）これらの検討により熱影響部自身の破壊靭性は特別に優れたものを準備せずとも、目標であるＦＬ位置における０℃での限界ＣＴＯＤ値を０．１ｍｍ以上とすることができる。つまり鋼材の化学成分設計は大きな余裕度を持ち、広い範囲の鋼材を用いることができる。
（５）さらに、軟質溶材を用いて高張力鋼を溶接接合することは溶接時の作業を極めて簡素化することが可能である。すなわち従来の等質材で必要であった予熱作業、パス間温度維持、後熱処理が場合によっては一切不要になり、継手製作時の経済性を顕著に向上させることができる。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、下記（Ａ）〜（Ｇ）に示す溶接継手を要旨としている。
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下、Ｓ：０．００２％以下及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材を溶接した溶接継手であって、下記（１）式を満足することを特徴とする耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
938＋2000（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（１）
但し、（１）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
938＋2000（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（１）
但し、（１）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
（Ｂ）母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（Ａ）に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
（Ｃ）更に、下記（３）式を満足することを特徴とする上記（Ａ）または（Ｂ）に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
459＋362（σ ＹＷ ／σ ＴＷ ）＋2161（σ ＴＷ ／σ ＴＢ ）＋6ＵＥＬｗ≦2.95σ ＴＢ ・・・（３）
但し、（３）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σ ＹＷ ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σ ＴＷ ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
ＵＥＬｗ：溶接金属の一様伸び（％）
σ ＴＢ ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
（Ｄ）母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（Ｃ）に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
459＋362（σ ＹＷ ／σ ＴＷ ）＋2161（σ ＴＷ ／σ ＴＢ ）＋6ＵＥＬｗ≦2.95σ ＴＢ ・・・（３）
但し、（３）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σ ＹＷ ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σ ＴＷ ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
ＵＥＬｗ：溶接金属の一様伸び（％）
σ ＴＢ ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
（Ｄ）母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする上記（Ｃ）に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
（Ｅ）母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｃａ：０．００５％以下を含有することを特徴とする上記（Ｃ）または（Ｄ）に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
（Ｆ）更に、下記（２）式を満足することを特徴とする上記（Ａ）〜（Ｅ）のいずれかに記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
528＋364（σＹＷ／σＴＷ）＋2121（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（２）
但し、（２）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
528＋364（σＹＷ／σＴＷ）＋2121（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（２）
但し、（２）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
（Ｇ）予熱処理なしで溶接したことを特徴とする上記（Ａ）〜（Ｆ）のいずれかに記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
本発明によれば、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板を用いて製作される溶接継手において、脆性破壊抵抗を経済的に具備させることができ、産業上非常に有益である。
１．母材の化学組成
母材の化学成分については自由度が高いがあまりにもそれぞれの元素の含有量が極端な場合には、母材が基本的な特性を損なうことになるため、以下のように規定する。
母材の化学成分については自由度が高いがあまりにもそれぞれの元素の含有量が極端な場合には、母材が基本的な特性を損なうことになるため、以下のように規定する。
Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために添加される。その含有率が０．０１％未満では焼入性不足となり、引張強さ７８０ＭＰａを確保することが難しく、また靭性も十分ではない。一方、０．２％を超えると母材の靭性および脆性亀裂伝播停止性能が低下するだけでなく、ＨＡＺの硬さが上昇し、溶接低温割れ感受性が高くなる。従って、Ｃの含有率は、０．０１〜０．２％とする。望ましい下限は０．０３％であり、望ましい上限は０．１２％である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために添加される。その含有率が０．０１％未満では焼入性不足となり、引張強さ７８０ＭＰａを確保することが難しく、また靭性も十分ではない。一方、０．２％を超えると母材の靭性および脆性亀裂伝播停止性能が低下するだけでなく、ＨＡＺの硬さが上昇し、溶接低温割れ感受性が高くなる。従って、Ｃの含有率は、０．０１〜０．２％とする。望ましい下限は０．０３％であり、望ましい上限は０．１２％である。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であり、最終脱酸におけるＡｌの歩留まり向上を目的として添加される。また、脱酸に働いた量を超えるＳｉは鋼中に残存し、鋼の強度上昇に寄与する。なお、本件明細書において、鋼中に含まれるＳｉとはマトリックスに固溶したＳｉを意味する。Ｓｉ含有率が０．０１％未満では必要とする強度を確保することができない。Ｓｉ含有率が１．０％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性低下をもたらす。従って、Ｓｉ含有率は、０．０１〜１．０％とする。望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は０．２％である。
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であり、最終脱酸におけるＡｌの歩留まり向上を目的として添加される。また、脱酸に働いた量を超えるＳｉは鋼中に残存し、鋼の強度上昇に寄与する。なお、本件明細書において、鋼中に含まれるＳｉとはマトリックスに固溶したＳｉを意味する。Ｓｉ含有率が０．０１％未満では必要とする強度を確保することができない。Ｓｉ含有率が１．０％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性低下をもたらす。従って、Ｓｉ含有率は、０．０１〜１．０％とする。望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は０．２％である。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の焼入性を向上するので、強度を高める目的で添加される。その含有率が０．１％未満では、強度を確保することが困難である。一方、２．０％を超えると、母材およびＨＡＺともに靭性が低下する。従って、Ｍｎの含有率は、０．１〜２．０％とする。望ましい下限は０．７％であり、望ましい上限は１．６％である。
Ｍｎは、鋼板の焼入性を向上するので、強度を高める目的で添加される。その含有率が０．１％未満では、強度を確保することが困難である。一方、２．０％を超えると、母材およびＨＡＺともに靭性が低下する。従って、Ｍｎの含有率は、０．１〜２．０％とする。望ましい下限は０．７％であり、望ましい上限は１．６％である。
Ｐ：０．００７％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．００７％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．００７％以下とする必要がある。Ｐは少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．００７％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．００７％以下とする必要がある。Ｐは少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。Ｓは、延伸したＭｎＳが多量に生成したりして、母材およびＨＡＺの機械的性質を劣化させるので、上限を０．００２％とする。Ｓは少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。Ｓは、延伸したＭｎＳが多量に生成したりして、母材およびＨＡＺの機械的性質を劣化させるので、上限を０．００２％とする。Ｓは少ないほど好ましいため下限は特に規定しない。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、添加することができる。脱酸材として働いた量を超えるＡｌは、溶鋼中に残存したものであり、その余剰分が鋼材中に残存する。鋼材中に残存したＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成するか、または固溶Ａｌとなる。Ａｌの含有率が０．１０％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。Ａｌと同様にＳｉも脱酸材として作用するため、Ｓｉが脱酸材として十分に作用すれば、Ａｌは添加しなくてもよい。このため、Ａｌの下限は規定しない。したがって、Ａｌの含有率は０．１０％以下とする。望ましい下限は０．００５％であり、望ましい上限は０．０４％である。
Ａｌは、添加することができる。脱酸材として働いた量を超えるＡｌは、溶鋼中に残存したものであり、その余剰分が鋼材中に残存する。鋼材中に残存したＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成するか、または固溶Ａｌとなる。Ａｌの含有率が０．１０％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。Ａｌと同様にＳｉも脱酸材として作用するため、Ｓｉが脱酸材として十分に作用すれば、Ａｌは添加しなくてもよい。このため、Ａｌの下限は規定しない。したがって、Ａｌの含有率は０．１０％以下とする。望ましい下限は０．００５％であり、望ましい上限は０．０４％である。
母材の化学組成は、上記の各元素をそれぞれ規定される範囲で含み、残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
母材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、以下に示す元素を含有するものであっても良い。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、添加しなくても良いが、添加すれば、焼入性を向上させる効果がある。しかし、その含有率が１．０％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性を損なうだけでなく、熱間延性も大きく低下させるので、Ｃｕを添加する場合には、その含有率を１．０％以下とする。添加する場合の含有率の望ましい下限は０．３％であり、望ましい下限は０．８％である。
Ｃｕは、添加しなくても良いが、添加すれば、焼入性を向上させる効果がある。しかし、その含有率が１．０％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性を損なうだけでなく、熱間延性も大きく低下させるので、Ｃｕを添加する場合には、その含有率を１．０％以下とする。添加する場合の含有率の望ましい下限は０．３％であり、望ましい下限は０．８％である。
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、添加しなくても良いが、添加すれば、高強度厚肉鋼板の低温靭性および脆性破壊伝播停止性能ならびに溶接性の改善に有効な元素である。しかし、その含有率が３．０％を超えると効果が飽和してコストが上昇し、また、降伏強さが低下する場合が生ずる。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有率を３．０％以下とする。添加する場合の含有率の望ましい下限は０．２％であり、望ましい上限は１．８％である。
Ｎｉは、添加しなくても良いが、添加すれば、高強度厚肉鋼板の低温靭性および脆性破壊伝播停止性能ならびに溶接性の改善に有効な元素である。しかし、その含有率が３．０％を超えると効果が飽和してコストが上昇し、また、降伏強さが低下する場合が生ずる。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有率を３．０％以下とする。添加する場合の含有率の望ましい下限は０．２％であり、望ましい上限は１．８％である。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは添加しなくても良いが、添加すれば、焼入性を向上させ、焼戻しの際の析出硬化によって強度と靭性を向上させる。しかし、その含有率が１．０％を超えると強度を過度に高め母材とＨＡＺの靭性を損なう。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有率を１．０％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は１．０％である。
Ｃｒは添加しなくても良いが、添加すれば、焼入性を向上させ、焼戻しの際の析出硬化によって強度と靭性を向上させる。しかし、その含有率が１．０％を超えると強度を過度に高め母材とＨＡＺの靭性を損なう。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有率を１．０％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は１．０％である。
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは添加しなくても良いが、添加すれば、同じ量で比較してＣｒよりも焼入性向上効果および析出硬化が大きく、とくにＢと共存した場合、焼入性向上効果が顕著に現れる。しかし、その含有率が１．０％を超えると表層部で“焼き”が入りすぎて表層部の靭性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有率を１．０％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は０．３％である。
Ｍｏは添加しなくても良いが、添加すれば、同じ量で比較してＣｒよりも焼入性向上効果および析出硬化が大きく、とくにＢと共存した場合、焼入性向上効果が顕著に現れる。しかし、その含有率が１．０％を超えると表層部で“焼き”が入りすぎて表層部の靭性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有率を１．０％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０５％であり、望ましい上限は０．３％である。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは添加しなくても良いが、添加すれば、焼入性を向上させて強度を高める作用がある。しかし、その含有率が０．００５％を超えると、強度を高める効果が飽和するし、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、Ｂを添加する場合には、その含有率を０．００５％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０００５％であり、望ましい上限は０．００３％である。
Ｂは添加しなくても良いが、添加すれば、焼入性を向上させて強度を高める作用がある。しかし、その含有率が０．００５％を超えると、強度を高める効果が飽和するし、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、Ｂを添加する場合には、その含有率を０．００５％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０００５％であり、望ましい上限は０．００３％である。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは添加しなくても良いが、添加すれば、焼戻し時に析出して、析出硬化により焼戻し軟化抵抗を増加させるので、高温での焼戻しを可能とし、強度と靭性のバランスを向上させる。しかし、その含有量が０．１％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｖを添加する場合には、その含有率を０．１％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０２％であり、望ましい上限は０．０８％である。
Ｖは添加しなくても良いが、添加すれば、焼戻し時に析出して、析出硬化により焼戻し軟化抵抗を増加させるので、高温での焼戻しを可能とし、強度と靭性のバランスを向上させる。しかし、その含有量が０．１％を超えるとその効果が飽和する。従って、Ｖを添加する場合には、その含有率を０．１％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０２％であり、望ましい上限は０．０８％である。
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、オーステナイトの低温域で微細なＮｂ炭窒化物を形成することにより、オーステナイト粒を微細化し、微細なマルテンサイト組織を厚肉鋼板の表層部から中心部にわたって形成させるので、厚肉高張力鋼板の靭性、とりわけ表層部の低温靭性および脆性破壊伝播停止特性を向上させる。したがって、特に表層部のこれら性能を向上させる場合には添加することが望ましい。しかし、０．１％を超えると溶接時に溶接金属に横割れを発生させるだけでなく、母材の低温靭性および脆性破壊伝播停止特性をかえって低下させるので、添加する場合でもその含有率は０．１％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．００３％である。また、溶接金属の横割れを防止して、上記の効果を安定して得るためには０．０３％以下とするのが望ましい。
Ｎｂは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、オーステナイトの低温域で微細なＮｂ炭窒化物を形成することにより、オーステナイト粒を微細化し、微細なマルテンサイト組織を厚肉鋼板の表層部から中心部にわたって形成させるので、厚肉高張力鋼板の靭性、とりわけ表層部の低温靭性および脆性破壊伝播停止特性を向上させる。したがって、特に表層部のこれら性能を向上させる場合には添加することが望ましい。しかし、０．１％を超えると溶接時に溶接金属に横割れを発生させるだけでなく、母材の低温靭性および脆性破壊伝播停止特性をかえって低下させるので、添加する場合でもその含有率は０．１％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．００３％である。また、溶接金属の横割れを防止して、上記の効果を安定して得るためには０．０３％以下とするのが望ましい。
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、主に脱酸元素として有効である。また、Ａｌ、ＴｉおよびＭｎからなる酸化物相を形成させる。しかし、０．１％を超えて含有させた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物またはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、Ｔｉを添加する場合には、その含有率は０．１％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０２％であり、望ましい上限は０．０５％である。
Ｔｉは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、主に脱酸元素として有効である。また、Ａｌ、ＴｉおよびＭｎからなる酸化物相を形成させる。しかし、０．１％を超えて含有させた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物またはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、Ｔｉを添加する場合には、その含有率は０．１％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０２％であり、望ましい上限は０．０５％である。
Ｚｒ：０．０５％以下
Ｚｒは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、鋼中で窒化物を微細分散析出し、強度を向上させる効果がある。しかし、０．０５％を超えて含有させると粗大析出物を形成し、靭性を劣化させる。従って、Ｚｒを添加する場合には、その含有率を０．０５％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０１％であり、望ましい上限は０．０２％である。
Ｚｒは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、鋼中で窒化物を微細分散析出し、強度を向上させる効果がある。しかし、０．０５％を超えて含有させると粗大析出物を形成し、靭性を劣化させる。従って、Ｚｒを添加する場合には、その含有率を０．０５％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０１％であり、望ましい上限は０．０２％である。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸・硫化物（オキシサルファイド）を形成し、この酸・硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用がある。しかし、その含有率が０．００５％を超えると靱性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃａを添加する場合には、その含有率を０．００５％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０００５％であり、望ましい上限は０．００２％である。
Ｃａは添加しなくても良いが、微量に添加すれば、鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸・硫化物（オキシサルファイド）を形成し、この酸・硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用がある。しかし、その含有率が０．００５％を超えると靱性の劣化を招くことがある。したがって、Ｃａを添加する場合には、その含有率を０．００５％以下とする。添加する場合の望ましい下限は０．０００５％であり、望ましい上限は０．００２％である。
２．母材と溶接金属の関係
上述のように、溶接金属の引張強さを低減すると、熱影響部の脆性破壊は起こりづらくなり、限界ＣＴＯＤ値を向上させることができる。そこで、母材の引張強さとの関係から脆性破壊が起こりづらい溶接金属の最大引張強さを定量的に評価した。すなわち、母材の引張強さσＴＢおよび溶接金属と母材の引張強さの比σＴＷ／σＴＢをパラメータとして、実験により回帰的に許容される溶接金属の最大引張強さを求めた。その結果、下記（１）式を得た。
938＋2000（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（１）
但し、（１）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
上述のように、溶接金属の引張強さを低減すると、熱影響部の脆性破壊は起こりづらくなり、限界ＣＴＯＤ値を向上させることができる。そこで、母材の引張強さとの関係から脆性破壊が起こりづらい溶接金属の最大引張強さを定量的に評価した。すなわち、母材の引張強さσＴＢおよび溶接金属と母材の引張強さの比σＴＷ／σＴＢをパラメータとして、実験により回帰的に許容される溶接金属の最大引張強さを求めた。その結果、下記（１）式を得た。
938＋2000（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（１）
但し、（１）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
別の観点からは、任意の引張強さを有する母材に対し溶接金属の引張強さを（１）式を用いて評価することにより、脆性破壊が起こらないか否かを評価する評価方法としても使用することができる。
また、上述のように、軟質継手は軟質側である溶接金属が母材より先に降伏するので、継手靭性の向上を図ることができる。言い換えれば、母材より先に降伏した溶接金属が、塑性歪みを吸収することができる。したがって、（１）式で考慮した母材の引張強さの比σＴＷ／σＴＢに加えて、溶接金属の降伏比σＹＷ／σＴＷをパラメータとして、脆性破壊が起こりづらい溶接金属の最大引張強さを定量的に評価することが好ましい。そこで、母材の引張強さσＴＢ、溶接金属と母材の引張強さの比σＴＷ／σＴＢおよび溶接金属の降伏比σＹＷ／σＴＷをパラメータとして、実験により回帰的に許容される溶接金属の引張強さσＴＷおよび溶接金属の降伏比σＹＷ／σＴＷの関係を求めた。その結果、下記（２）式を得た。
528＋364（σＹＷ／σＴＷ）＋2121（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（２）
但し、（２）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
528＋364（σＹＷ／σＴＷ）＋2121（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（２）
但し、（２）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
別の観点からは、任意の引張強さを有する母材に対し溶接金属の引張強さおよび溶接金属の降伏比を（２）式を用いて評価することにより、脆性破壊が起こらないか否かを評価する評価方法としても使用することができる。
さらに、降伏比σＹＷ／σＴＷだけではなく降伏後の溶接金属の伸びをパラメータとして使用すれば、より正確に定量評価することができる。降伏後の溶接金属の伸びは、すなわち溶接金属の加工硬化特性にかかるものであり、そのパラメータとして溶接金属の一様伸びＵＥＬｗを採用して、実験により回帰的に許容される溶接金属の引張強さσＴＷ、溶接金属の降伏比σＹＷ／σＴＷおよび溶接金属の一様伸びＵＥＬｗの関係を求めた。その結果、下記（３）式を得た。
459＋362（σＹＷ／σＴＷ）＋2161（σＴＷ／σＴＢ）＋6ＵＥＬｗ≦2.95σＴＢ・・・（３）
但し、（３）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
ＵＥＬｗ：溶接金属の一様伸び（％）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
459＋362（σＹＷ／σＴＷ）＋2161（σＴＷ／σＴＢ）＋6ＵＥＬｗ≦2.95σＴＢ・・・（３）
但し、（３）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
ＵＥＬｗ：溶接金属の一様伸び（％）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ）
別の観点からは、任意の引張強さを有する母材に対し溶接金属の引張強さ、溶接金属の降伏比および溶接金属の一様伸びを（３）式を用いて評価することにより、脆性破壊が起こらないか否かを評価する評価方法としても使用することができる。
なお、脆性破壊を避けるためには、上記の（１）式、または更に（２）式および／または（３）式を満足するように、溶接材料および母材を選定することが肝要である。その一方で、溶接金属の引張強さは、脆性破壊が起こらない限りにおいて高いことが好ましい。特に、溶接金属の引張強さは、下記（４）式を満足することが好ましい。
0.6 ≦（σＴＷ／σＴＢ）・・・（４）
0.6 ≦（σＴＷ／σＴＢ）・・・（４）
３．製造方法
上述の組成を有する鋼材（母材）の製造方法には特に制約はなく、一般的な方法で製造することができる。ただし、極端な製造条件を採る場合には、鋼材自体の基本的な特性を損なうことになるため、以下に推奨条件を示す。
上述の組成を有する鋼材（母材）の製造方法には特に制約はなく、一般的な方法で製造することができる。ただし、極端な製造条件を採る場合には、鋼材自体の基本的な特性を損なうことになるため、以下に推奨条件を示す。
スラブ製造：連続鋳造方法で製造すればよい。
加熱温度：スラブ加熱温度が９００℃未満ではオ−ステナイト化が不十分なため、後に圧延および熱処理条件を変化させても十分な特性改善が得られない。また、加熱温度が１２００℃を超えるとオ−ステナイト粒が細粒化せず、鋼板の母材靭性は著しく低下する。したがって、圧延前のスラブ加熱温度は、９００〜１２００℃とする。
圧延温度：圧延仕上げ温度は、特に表層部の脆性破壊伝播停止性能を向上させるためにコントロールすることが望ましい場合がある。仕上げ温度を８５０〜７００℃の温度域に限定することにより、表層部の組織を微細な未再結晶オ−ステナイトにすると共に、その後に行う直接焼入れの焼入開始温度を適度に低下させることにより表層部の焼きの入りすぎを防止し、脆性破壊伝播停止性能および靭性を向上させる。このような効果を十分得るためには未再結晶オーステナイト域の累積圧下率を２５％以上とし、焼入開始温度を６５０〜８００℃の範囲に制御することが望ましい。ここで、「未再結晶オーステナイト域の累積圧下率」とは、Ｎｂを含む場合は９７５℃〜圧延仕上げ温度の温度域での全圧下率をいい、Ｎｂを含まない場合は９００℃〜圧延仕上げ温度の温度域での全圧下率をいう。仕上げ圧延後直接焼入れまでの間に、脱スケール、歪矯正、温度均一化加熱および焼入れ装置までの搬入などが挿入されてもよい。
焼戻し条件：焼戻しは、一般の焼戻しと同様に焼入れによって生じた歪を取り除き微細な炭化物を析出させることによって強度と靭性のバランスを改善させることを目的とする。ただし、７００℃を超える温度域へ加熱すると、オーステナイトが不安定化し、再変態後の組織の靭性が損なわれるため焼戻し温度は７００℃以下とする。
以上のような鋼材を母材として、溶接継手を製造する。以下の製造方法は一例に過ぎず、本発明の溶接継手が製造できれば、その方法は問わないが、溶接継手の溶接金属と母材が一定の関係を満足するため、溶接材料（溶接ワイヤ）は母材の組成などにあわせて選択する必要がある。
溶接材料の化学組成は、特に問わないが、例えば、Ｃ：０.０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０〜１．６０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜４．０％、Ｃｒ：０〜０．８０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．０２％、Ｎｂ：０〜０．０４％、Ｔｉ：０〜０．０５％、sol.Ａｌ：０〜０．０２％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｃｅｑｗ：０．４〜０．７８および残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を採用できる。
特に、前掲の（１）式の関係を満たす溶接金属を得るためには、上記の化学組成を有し、且つ下記式から求められるＣｅｒｗを０．４〜０．６の範囲とすることが好ましい。前掲の（２）式の関係を満たす溶接金属を得るためには、上記の化学組成を有し、且つ下記式から求められるＣｅｑｗを０．４〜０．６の範囲とすることが好ましい。前掲の（３）式の関係を満たす溶接金属を得るためには、上記の化学組成を有し、且つ下記式から求められるＣｅｑｗを０．４〜０．５８の範囲とすることが好ましい。
溶接継手を製造するに当たり、溶接方法はガスシールドアーク溶接を選択すればよい。この溶接法は、炭酸ガスのシールドガスを用いて行われることもあるが、１００％炭酸ガスでなく、アルゴンなど不活性ガスの一部を炭酸ガスで置換したシールドガスを用いてもよい。シールドガスを用いる溶接では、溶接金属の組成と同じ組成を有する溶接ワイヤを用いればよいが、フラックスを含有させた複合ワイヤも用いることができる。これらの組合せは種々あるが、いずれを採用するかは施工条件に依存する。
表１および２に示す化学組成を有する鋼を１８０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を、表３に示す条件で圧延および熱処理して、厚さ２０〜７５ｍｍの鋼板を作製し、各鋼板から試験片を切り出し、引張試験（ＪＩＳＺ２２４１）およびシャルピー衝撃試験（ＪＩＳＺ２２４２）を行い、各鋼板の板厚の（１／４）ｔ部における基礎的な機械的特性の評価を行った。結果を表４に示す。
表４に示すように、本発明で規定される化学組成の範囲にある鋼Ｎｏ．１〜３５は、十分な引張特性と靭性を有していたが、本発明で規定される化学組成の範囲外の鋼Ｎｏ．３６〜３９は、靭性が不十分であった。
上記の各鋼板に対して、表５に示す条件でＫ型開先にてガスシールドアーク溶接（ＧＭＡＷ）を行い、得られた溶接継手を引張試験および破壊靭性試験に供した。試験結果を表６および７に示す。
なお、引張試験は、溶接金属から切り出した平行部径が６ｍｍ、ＧＬが２５ｍｍの平滑丸棒引張試験片にて評価を行い、破壊靭性試験は、ＢＳ７４４８−１９９１に規定されるＣＴＯＤ試験を実施し、０℃における限界ＣＴＯＤ値を調査した。ノッチ位置は、ストレート側のフュージョンライン位置とした。目標値は限界ＣＴＯＤ値で０．１ｍｍとし、より望ましい目標値は０．２ｍｍとした。
表６および７に示すように、継手Ｎｏ．１１は、本発明で規定される化学組成を満足する鋼板を用いたものであるが、（１）式を満足しないため、限界ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍを下回っていた。また、継手Ｎｏ．４２〜４５は、母材の化学組成が本発明で規定される範囲を外れるため、限界ＣＴＯＤ値が０．１ｍｍを下回っていた。これに対し、本発明で規定される条件を満足する継手Ｎｏ．１〜１０および１２〜４１は、いずれも良好な限界ＣＴＯＤ値を有していた。なお、（２）式および（３）式を満たす継手Ｎｏ．１〜１０および１４〜４１は、（２）式および（３）式の両方または一方を満たさない継手Ｎｏ．１２および１３よりも限界ＣＴＯＤ値が高く、より望ましい目標値である０．２ｍｍを上回っていた。
本発明によれば、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板を用いて製作される溶接継手において、脆性破壊抵抗を経済的に具備させることができ、産業上非常に有益である。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．００７％以下、Ｓ：０．００２％以下及びＡｌ：０．１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材を溶接した溶接継手であって、下記（１）式を満足することを特徴とする耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
938＋2000（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（１）
但し、（１）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ） - 母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
- 更に、下記（３）式を満足す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特性に優れた溶接継手。
459＋362（σ ＹＷ ／σ ＴＷ ）＋2161（σ ＴＷ ／σ ＴＢ ）＋6ＵＥＬｗ≦2.95σ ＴＢ ・・・（３）
但し、（３）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σ ＹＷ ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σ ＴＷ ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
ＵＥＬｗ：溶接金属の一様伸び（％）
σ ＴＢ ：母材のＴＳ（ＭＰａ） - 母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下及びＺｒ：０．０５％以下のうちから選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の溶接継手。
- 母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、更に、Ｃａ：０．００５％以下を含有することを特徴とする請求項３または４に記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
- 更に、下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
528＋364（σＹＷ／σＴＷ）＋2121（σＴＷ／σＴＢ）≦3.05σＴＢ・・・（２）
但し、（２）式中の各記号の意味は下記の通りである。
σＹＷ：溶接金属のＹＳ（ＭＰａ）
σＴＷ：溶接金属のＴＳ（ＭＰａ）
σＴＢ：母材のＴＳ（ＭＰａ） - 予熱処理なしで溶接したことを特徴とする請求項１から６までのいずれかに記載の耐脆性破壊特性に優れた溶接継手。
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