WO2008041372A1

WO2008041372A1 - Joint soudé par faisceau d'électrons avec une excellente insensibilité à la rupture fragile

Info

Publication number: WO2008041372A1
Application number: PCT/JP2007/050738
Authority: WO
Inventors: Tadashi Ishikawa; Ryuichi Honma; Akihiko Kojima; Yuzuru Yoshida; Youichi Tanaka
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2006-10-02
Filing date: 2007-01-12
Publication date: 2008-04-10
Also published as: EP2422913A1; NO336433B1; ES2442867T3; NO20150121L; NO20150120L; EP2422912B1; EP2070631B1; ES2444784T3; NO339550B1; EP2422913B1; NO339549B1; BRPI0719795A2; ES2444507T3; EP2070631A4; NO20091123L; DK2070631T3; EP2422912A1; BRPI0719795B1; KR20090045336A; DK2422913T3

Description

明細書耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手技術野

本発明は、溶接構造体、特に、板厚 5 0 m m超の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電子ピーム溶接継手に関する。背景技術

石油等の化石エネルギーから脱却し、再生可能な自然エネルギーを利用しょうとする社会的ニーズは極めて高まっており、大規模な風力発電も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、洋上風力発電も世界的規模で実現されている。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、海水面から風力発電のタービン翼の高さを十分確保するためには、基礎部分も十分な長さが必要である。

そのため、風力発電塔の基礎部分では、板厚 1 0 0 m m程度、直径が 4 m程度の大断面を有する管構造となり、塔の全体高さは 8 0 m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 1 0 0 m m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、電子ビーム溶接方法は、高密度 · 高エネルギービームにより効率的に溶接できる溶接方法であるが、真空チャンバ一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 1 0 0 mm程度の極厚鋼板を効率よく現地獰接できる溶接方法として、低真空下で施工が可能な電子ビーム溶接方法（R P E B W ： Reduced Pressured Electron Beam Weld ing: 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（W09 9 / 1 6 1 0 1参照）。

この R P E BW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 R P E BW法では、真空チャンバ一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 N i などのインサートメタルを溶接面に張付けて電子ビーム溶接することにより、溶接金属の N i含有量を 0. 1〜4. 5 %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ことが、特開平 3— 2 4 8 7 8 3号公報などで知られている。

しかし、 R P E B W法を用いて溶接する際に、この方法では、ィンサートメタル中の N i等の元素が溶接熱影響部まで均一に拡散せず、溶接金属と溶接熱影響部（以下、 HA Z部ともいう）の硬さの差を増大させるため、かえって H A Z部の靭性が大きくばらつくという問題が明らかになつてきた。

一般に、溶接構造物の安全性を定量的に評価する指標として、 C T〇 D試験により求められる、破壊力学に基づいた破壊靭性値 δ c 値が知られている。従来の R P E B W法により溶接して得られる溶接継手は、上記溶接熱影響部の靭性が大きくばらつくため、破壌靭性値 c値を十分に確保することは困難であった。

一、エレクト口ガス溶接等の大入熱溶接継手における破壊靭性値 K cを確保するために、溶接金属と母材の硬さ比を 1 1 0 %以下となるように制御して、溶接金属部と母材部の境界（以下、 F L部ともいう）の破壊靭性 K cを改善する方法が、特開 2 0 0 5 — 1 4 4 5 5 2号公報で提案されている。

しかしながら、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値 δ cを確保するためには、 F L部と溶接金属部の両方の破壊靭性値 δ cを満足させる必要があり、大入熱溶接継手と同様に母材の硬さの 1 1 0 %以下にまで低下させると、電子ビーム溶接継手における溶接金属部の破壌靱性値を確保できなくないという問題が生じる。

また、電子ビーム溶接法は、電子ビームの持つエネルギーにより溶接部の母材を一旦溶融し再凝固して溶接する方法であり、エレクトロガス溶接等の大入熱アーク溶接法のように、溶接ワイヤー等による溶接金属部の硬さや破壊靭性値 δ cなどの特性を、容易にコントロールすることは難しい。発明の開示

以上のような従来技術に鑑みて、本発明は、電子ビーム溶接継手における溶接金属部、及び、特に局所的な応力が増大する溶接金属部と溶接熱影響部との境界（ F L部）の両方の破壊靭性値 <5 cを向上させ、溶接継手の破壊靭性を安定的に向上する手段を提供することを目的とする。

本発明者は、上記目的を達成するため、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、溶接金属部の靭性を向上させるために使用したインサートメタルの存在により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つていることにより、溶接金属部に接している溶接熱影響部（HA Z部）との境界近俸で局所的な応力が増大し、そのため、 F L部の破壊靭性値 δ Cが低下することを知見した。

そして、この知見に基づいて、降伏強度が 3 5 5 ΜΡ aクラス以上で、板厚が 5 0 mm超（好ましくは、 5 O mm超〜 1 0 O mm程度）の高強度厚鋼板の電子ビーム溶接において、オーバーマツチングによる継手靭性の低下を防止でき、安定的に優れた靭性を確保できる溶接継手を具現化する新たな継手設計技術として、本発明をなした。

そのような本発明の要旨は、以下の通りである。

( 1 ) 溶接構造体の突合せ溶接継手において、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの 1 1 0 %超 2 2 0 %以下であり'、かつ、溶接金属部の幅が母材部の板厚の 2 0 %以下であることを特徴とする耐脆性破壌発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。

( 2 ) 前記（ 1 ) に記載の電子ビーム溶接継手において、母材として、質量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 %、 M n : 0. 8〜 3. 5 %

、 S ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 2 5 %、 A 1 : 0. 0 2 %未満、 T i ： 0. 0 1〜 0. 0 5 %を含有し、下記（ a ) 式で表される P c mの値が 0. 1 2 %以上 0. 5 %以下である鋼材を用い、溶接継手の溶接金属中に含まれる 0の量が 2 O p p m以上であり、同じく粒径 2. O ^m以上の酸化物の量が 1 0個 Zmm² 以下であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。

P cm= C +Si/30 + Mn/20 + Cu/20-I-Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10+5B ( a ) ( 3 ) 前記（ 2 ) に記載の電子ビーム溶接継手において、粒径 0.

1 m以上 2. 0 m未満の T i酸化物の量が 3 0〜 6 0 0個 Zm m² であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。

( 4 ) 前記（ 1 ) に記載の電子ビーム溶接継手において、該溶接継手の獰接金属中に N i を 1〜 4質量％含有し、かつ、母材の含有量よりも 0. 2質量％以上多く含有することを特徴とする電子ビーム接継手。

( 5 ) 前記（ 4 ) に記載の電子ビーム溶接継手において、溶接金属中に Bを 1 0 p p m以下含有することを特徴とする電子ビーム溶接継手。

( 6 ) 前記（ 1 ) に記載の電子ビーム溶接継手において、前記母材として N i を 2. 5質量％以上含有する鋼材を用い、前記溶接継手の溶接金属中に含まれる N i の含有量が質量％で 4 %超 8 %以下である'ことを特徴とする電子ビーム溶接継手。

( 7 ) 前記（ 1 ) 〜（ 6 ) のいずれかに記載の電子ビーム溶接継手において、前記溶接構造体が板厚 5 0 mm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電子ビーム溶接継手。

本発明によれば、降伏強度が 3 5 5 M P aクラスで、板厚が 5 0 mm超の高強度鋼板を電子ビーム溶接する時、破壊靭性値 <5 cが十分に高い溶接継手を形成することができる。

さらに、インサートメタルを使用しない場合でも、また、母材の N i含有量に応じて、確実に本発明の目的を達成することができる

図面の簡単な説明

図 1は、溶接金属及び HA Z、 F L部の <5 c値に及ぼす溶接金属部と母材の硬さの影響を示す図である。図 2は、 HAZ軟化幅と HAZ、 F L部の CTOD値との関係に及ぼす溶接金属部と母材の硬さ比、ァ粒経の影響を示す図である。

図 3は、板厚 7 0mmの試験片にっき、溶接金属部（WM) と溶接熱影響部（HAZ) との境界部（F L) 、及び、溶接熱影響部（ HAZ) にノッチを設け、ノッチ先端での C TOD (Crack Tip Op ening Displacement：亀裂端開口変位）が 0. 0 5 mmになる場合のノッチ先端から亀裂進展方向に離れた各位置における亀裂開口応力分布を、 F EM ( 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。

図 4は、突合せ部に N i箔を挿入、あるいは挿入しないで R P E BW法により溶接した場合の C TOD試験結果を示す図である。図 5は、図 1と同様の場合の溶接継手部の硬さ変化を示す図である。

図 6は、溶接金属の破壊靭性値と粒径 2. 0 m以上の酸化物個数との関係を示す図である。

図 7は、溶接金属の N i量と、溶接金属と母材鋼板の N i量の差と、破壊靭性値 δ cとの間の関係を表す図である。

図 8は、溶接金属部と F L, H A Ζ部の破壊靭性値 <5 cに対する溶接金属中の N i含有量の影響を表す図である。発明を実施するための最良の形態

一般の電子ビーム溶接継手では、母材部の一部を溶融し再凝固して形成された溶接金属部において、所要の破壊靭性 δ cを確保することは困難である。このため、従来、電子ビーム溶接の際、溶接開先部にニッケル箔などのインサートメタルを挿入し、溶接金属部の焼入れ性を向上させ、この相乗効果により、破壊靭性値 5cを確保する方法が知られている。しかし、本発明者らは、この方法では、電子ビーム溶接継手における溶接熱影響部、特に溶接金属部と溶接熱影響部との境界（F L 部）の破壊靭性値 <5 cが大幅に低下し、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値 δ cを十分に確保できないことを知見した。

そこで、本発明者らは、降伏強さで 4 6 0 MP aクラスの鋼板を試作し、 N i含有量が 4 %のインサートメタルを溶接開先に挿入して、電子ビーム溶接を実施し、 C T〇 D試験により得られた溶接継手の破壊靭性値 <5 cを測定し、評価した。

上記溶接継手の C T〇 D試験の結果、溶接金属部の破壊靭性値 δ cは 0. 2 mm以上と十分高い値を示したが、溶接金属部と HAZ 部との境界部（F L部）の破壌靱性値（5 cは、 0. 0 2mm以下と極めて低い値を示すことが判明した。

次に、上記溶接継手の C T O D試験での破壊発生点を詳細に調査した'結果、

( i ) 破壌の発生位置は、溶接金属部（WM) と溶接熱影響部（ HA Z) の境界（溶接溶融線 [F L] ) 部であること、及び、上記溶接継手の C T 0 D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次元有限要素法で解析した結果、

(ii) F L部の局所応力は、隣接する溶接金属部（WM) の硬さの影響を著しく受けることを知見した。

図 3は、板厚 7 0 mmの試験片にっき、溶接金属部（WM) と溶接熱影響部（HAZ) との境界部（F L) 、及び、溶接熱影響部（ HA Z) にノッチを設け、ノッチ先端での CTOD (Crack Tip Op ening Displacement：亀裂端開口変位）が 0. 0 5 mmになる場合のノツチ先端から亀裂進展方向に離れた各位置における亀裂開口応力分布を、 F EM (3次元有限要素法）で解析した結果の一例を示す。この図から、（iii) 板厚が 5 0 mmを超え 7 0 mm程度になると、板厚方向での拘束度（拘束力）が著しく増大し、溶接金厲部（ WM) の強度が母材（BM) や溶接熱影響部（HAZ) の強度よりも高いと（WM— Hの場合）、局所応力が溶接金属部（WM) と溶接熱: 響部（HAZ) との境界部（F L) で著しく増大することが解る（図中、口 [WM— H] 及び匪 [WM— L] 、参照）。

一方、溶接金属部（WM) の強度が、母材（BM) や溶接熱影響部（HAZ) の強度よりも高い場合（W1V [— Hの場合）であっても、溶接熱影響部（HAZ) では、局所的な応力は増大せず、溶接金属部（WM) の強度が低い場合（WM—Lの場合）とほぼ同じになる。

このことから、 <5 c値が低下する理由は、溶接金属部（WM) の強度が、母材（BM) や溶接熱影響部（HAZ) の強度よりも高い場合（WM— Hの場合）に、溶接金属部（WM) と溶接熱影響部（ HAZ) との境界部（F L) で、局所的な応力が増大するためであると考えられる。

即ち、上記解析の結果、本発明者は、' (iv) 溶接金属部（WM) と溶接熱影響部（HAZ) との境界部（F L) での局所応力の著しい増大を抑制し、 <5 c値を向上させるためには、溶接金属部（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。

しかしながら、溶接金属部の硬さを低下させると、溶接金属部（ WM) の焼入れ性を確保することができないため粗大なフェライトが生成し、その結果、 C T O D値が低下することを見出した。

ここで、上記解析結果を基に、溶接金属部の硬さ [Hv(WM) ] を種々変化させて、 F L部の C T 0 D値 δ cを測定し、 5c値を"溶接金属部の硬さ [Hv(WM)] Z母材の硬さ [Hv(BM)] "に対してプロットした結果、図 1中「像」に示すように、溶接金属部の硬さ [Hv(WM)] を母材の硬さ [Hv(BM)] の 2 2 0 %以下に抑制すれば、局所的な応力の増大による破壊靭性値（5 cの低下を防止できることを知見した。

δ c値は高いほど望ましいが、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を踏まえ、' 本発明において目標とする δ c値は、 0. 1 5 mm以上とした。

.なお、従来法による電子ビーム溶接紬手において、破壌靭性値 <3 cを、一 2 0 °Cで 0. 1 5 mm以上を安定的に確保することは難しかった。

このように、溶接金属部の硬さ [Hv(WM)] を、母材の硬さ [ Hv (B ) ] より低くすることにより、 F L部の 5 cは向上するが、溶接金属部の硬さ [Hv(WM)] を過度に低下させると、溶接金属部め値が低下し、その結果、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値 δ cを確保することができない。 '

本発明者らの検討の結果、図 1中、〇印で示すように、溶接金属部の硬さ [Hv(WM)] を母材の硬さ [Hv(BM)] の 1 1 0 %以上確保すれば、溶接金属部において、所要の C TOD値を確保できることを見出した。

H A Z軟化幅と F L部の C T OD値との関係に及ぼす溶接金属部と母材の硬さ比、ァ粒経の影響を図 2に示す。 HAZ幅が広くなるほど、 F L部の CTOD値が向上する傾向を示す。これは、 HAZ 軟化により強度マッチングの影響が緩和されているためであり、 H A Z幅は 3 mm以上が好ましい。

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

図 2に示す実験結果によれば、 H A Z軟化幅が広くなるほど上記緩和現象が認められ、 3 m m以上存在した場合に、特に顕著となるので、 H A Z軟化幅は 3 m m以上とすることが好ましい。

H A Z部の硬さが母材の硬さより低くなる程、原理的に F L部の局所応力は低減するが、本発明者の実験結果によれば、 F L部の局所応力低減効果が明確に認められるのは、 H A Z部の硬さが、母材の硬さよりも 5 %以上低くなつている場合であった。

それ故、熱影響を受けていない母材部の硬さの 9 5 %以下の硬さに軟化している溶接熱影響部領域の幅を 3 m m以上とすることが好ましい。

また、溶接熱影響部領域の幅が 1 0 m m以上となると継手強度確保や疲労強度の観点から軟化部に歪が集中する懸念があるので、 1 0 m m以下とすることが好ましい。

溶接継手において所定の C T O D値 δ cを確保するためには、溶接継手の最脆弱部である溶接溶融線（F L ) において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前述したが、同時に、 F L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も重要である。

F L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べ一ナイ卜やフェライトサイドプレート等が破壊の起点となることを突き止めた。

この上部べ一ナイ卜やフェライ卜が璧開破壌するときの破面単位は、オーステナィ小相の粒径に依存するので、旧オーステナイト粒径を小さく抑制することにより、上部べ一ナイトやフェライトの寸法を小さくして、耐脆性破壊発生特性を改善することができることを知見した。

また、本発明者の検討の結果、 "溶接金属部の硬さ [Hv(WM)] 母材の硬さ [Hv (B M) ] "が、本発明で規定する 2 2 0 %に近づくと，溶接金属と H A Ζ部との強度マッチング及び組織の影響による破壊靭性値 δ cの低下が無視できなくなる。

したがって、このような条件においても、安定して、継ぎ手の破壊靭性値 δ cを確保するために、溶接溶融線（F L) と接する溶接熱影響（ΗΑΖ) 部の旧オーステナイト粒径を l O O ^m以下とし、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制することが好ましい（図 2 、参照）。

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、鋼板に与える入熱量が過大となり、 F L部の組織が粗大化してしまい、安定して F L部の破壊靭性値 δ cを確保する上で好ましくない。 . .

また、 R P E BW溶接を用いて電子ビーム溶接継手を作製する場合は、真空チャンバ一内で、高真空状態で電子溶接（E BW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、本発明では、 R P E BW溶接を用いた場合でも、電子ビーム溶接継手の破壊靱性値 δ cを安定して確保するために、溶接金属部の幅を、母材部の板厚の 2 0 %以下とする。

本発明で用いる溶接構造体の高強度鋼板は、公知の成分組成の溶接用構造用鋼から製造したものでよい。例えば、質量％で、 C ： 0 . 0 2〜 0. 2 0 %、 S i ： 0. 0 1〜： L . 0 %、 Mn : 0. 3〜 2. 0 % , A 1 ： 0. 0 0 1〜 0. 2 0 %、 N : 0. 0 2 %以下、 P ： 0. 0 1 %以下、 S : 0. 0 1 %以下を含有し残部が F e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、 N i 、 C r、 M o、 C u、 W、 C o、 V、 N b、 T i 、 Z r、 T a、 H f 、 R EM, Y、 C a、 M g 、 T e、 S e、 Bの内の 1種又は 2種以上を含有する鋼が好ましい鋼板の板厚は特に限定されないが、本課題が顕在化するのは、板厚が 5 0 mm超の高強度鋼板である。

溶接金属部の硬さと母材の硬さの比を本発明の範囲に抑えるためには、溶接金属内に粗大なフェライトをできるだけ生成しないようにする必要がある。そのため、母材の焼入性や板厚に応じて、インサートメタルの使用の有無やその化学成分を調整する。

インサートメタルを使用する場合、 N i合金や N i を含有する F e合金が用いられるが、'特定の成分組成に限定されるものではなく、母材の成分組成などに応じて選択される。

電子ビーム溶接は、例えば、板厚 8 0 mmの場合、電圧 1 7 5 V 、電流 1 2 0 mA、溶接速度 1 2 5 mm/分程度の条件で行なう。通常、 1 0 - 3mbar以下の高真空下で溶接するが、簡易的な設備でも施工できる低真空度、例えば、 1 mbar程度の真空下で溶接した継手であっても、本発明の範囲内である。

次に、インサートメタルを使用しない場合と使用する場合において、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの 1 1 0 %超 2 2 0 %以下となる条件下で、さらに安定して破壊靭性値 5 cを優れたものとするための条件について検討した。

( A) インサートメタルを使用しない場合

インサートメタルを使用しない場合では、母材の一部を溶融しそのまま再凝固して溶接金属が形成されるため、溶接金属部と母材部の硬さの比を規定しただけでは、溶接金属部において確保できる破壊靱性値 δ cには限界が生じる。

従来、インサートメタルを使用しないで電子ビーム溶接継手の靭性を向上させる手段として、例えば、特開昭 6 2 — 6 4 4 8 6号公報ゃ特開 2 0 0 3 - 2 0 1 5 3 5号公報などで提案されている技術が知.られている。

この技術は、溶接後の冷却過程において微細な酸化物系非金属介在物を多数形成させ、その介在物をオーステナイトからフェライ卜への変態に際しその変態の核として利用し、良好な靱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。

そこで、母材と溶接金属部の硬さのオーバ一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、インサートメタルを使用しない場合における溶接金属部と F L部の両方の破壊靭性値（5 c 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 δ cのばらつきが生じることを見出した。すなわち、 T i を添加して微細酸化物を分散させた鋼板を用いて形成した電子ビーム溶接継手の C T〇 D試験での破壊発生点を詳細に調査した結果、 C T O D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 C T 0 D試験における破壊靱性値 <5 c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。

C ： 0 . 0 4 % , M n ： 1 . 8 %、 S ： 0 . 0 0 3 % , A 1 ： 0 . 0 0 6 %、 T i : 0. 0 2 %を含有する厚さ 7 0 mmの鋼板を突合せ、まず、インサートメタルの有無による溶接継手の違いを調べるために、一方は（ a ) 突合せ部に N i 箔を揷入し、他方は（ b ) N i 箔を挿入しないで R P E B W法により溶接した。

溶接後のそれぞれの溶接継手部において、鋼板厚み方向 1 /4と 3 4の 2箇所の位置から試験片を採取し、溶接金属部（WM部）、溶接金属部と母材部の境界部（F L部）及び HA Z部にノッチを設けて C T O D試験を行うとともに、接継手部の硬さ変化を調べた。

C TOD試験結果を図 4に、溶接継手部の硬さ変化を図 5に示す突合せ部に N i 箔を挿入した（ a ) の場合は、溶接金属部の硬度が高く、 F L部での破壊靱性値 δ cが低下しているのに対し、 N i 箔を挿入しない（ b ) の場合には、溶接金属部の硬度が低く、硬さのオーバ一マッチングの程度が緩和されており'、 F L部での破壊靱性値は溶接金属部と同程度の値であり、溶接金属部の破壊靱性値 δ cの値も N i 箔を挿入した場合に比べて多少低い程度であった。次に、（ 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。

( b ) の場合には、粒径 0. l ^ m以上 2. 未満の T i酸化物の量が 4 0 0個/111111² であって、微細な T i酸化物が溶接金属中に均一に分散しており、粒径が 2 m以上の酸化物の個数は、 2個/ mm² であって、その数は少なかった。

一方、（ a ) の場合にも、酸化物分散状態は（ b) の場合と同様であり、両者の間に特別な相違は認められなかった。ただし、（ a ) の場合は、溶接金属部の硬さが、 F L部の硬さの 2 6 0 %と高かつたため、 F 1部の局所応力が増大し、 <5 cが低くなつたものと考えられる。

以上のように、 N i 箔を揷入しない場合には、適切な酸化物分散状態の溶接金属を得ることによって、溶接金属部と H A Z部の間のオーバ一マッチングの程度を緩和でき、溶接金属部及び F L , H A Z部とも高い破壊靱性値 δ c を得られることが確認できたので、さらに N i 箔を挿入しない場合の溶接金属部中の酸化物と溶接金属部及び F L部の破壊靱性値 δ c との関係を調査した。

C ： 0. 0 4 %, Μ η ： 1. 8 %、 S ： 0. 0 0 3 %、 Α 1 : 0 . 0 0 6 %、 T i ： 0. 0 2 %を含有し、酸素含有量が 1 0〜 2 5 0 p p mと異なる、厚さ 7 0 mmの鋼板を R P E BW法により突合せ溶接後、同様に、鋼板厚み方向 1 Z 4と 3 Z 4の 2箇所の位置の溶接金属部から試験片を採取して破壊靭性値と酸化物個数の測定を行った。

なお、介在物の個数は、走査電子顕微鏡（ S E M) などの画像を画像処理によって酸化物個々の面積を求め'、ぞの面積と等価となる円の直径（円相当直径）をその酸化物の粒径とし、粒径が 2 ^ 111以上の酸化物の単位面積当たり個数を求めた。

結果を図 6に示すが、大きさが 2 以上の酸化物の個数が 1 0 個 Zmm² 以下で、溶接金属の破壊靭性値 <5 cのばらつきが大きく低減され、かつ、十分に高い値が得られることがわかる。

また、さらに、同様の実験により、破壊靱性値の良好な溶接金属の得られる T i酸化物の種類と分散条件を求めた。

その結果、粒径 0. l ^m以上 2. 0 未満の T i酸化物の量が 3 0〜 6 0 0個 mm ² であると破壊靱性値 δ cの良好な溶接金属部が得られることがわかった。

つぎに、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。その結果、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. 0 2〜 0. 2 %、 M n ： 0. 8〜 3. 5 %、 S ： 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 0 2 5 %、 A 1 : 0. 0 2 %未満、 T i : 0. 0 1〜 0. 0 5 %を含有し、 P c mの値が 0. 1 2 %以上 0. 5 % 以下である鋼材を用いるのがよいことがわかった。

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. 0 2 %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。

M n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、 3. 5 %を超えると焼入性が増大しすぎて靭性が低下する。

Sは、靭性を低下させる元素であり、 0. 0 0 2 5 %以下にする必要がある。しかし、 M n Sを形成させ、酸化物と M n Sの複合体を粒内変態核として利用するためには、 0. 0 0 0 5 %以上含有させることが好ましい。

A 1 は、通常、鋼の製造において脱酸剤として添加されるが、 A 1 酸化物はフェライ卜変態核生成能力が極めて小さいので、本発明では、 T i による脱酸を行うため、 A 1 の含有量を 0. 0 2 %未満とする。 0. 0 0 5 %以下であればさらに好ましく、また、特に含有しなくてもかまわない。

T i は、本発明では、脱酸剤として使用するとともに、 T i酸化物を生成させ、 T i酸化物によるミク口組織微細化により溶接金属および HA Z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 T i 酸化物を形成させるためには少なくとも 0. 0 1 %以上必要であるが、 0. 0 5 %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。

〇は、 T i酸化物を形成するために母材中にも必要である。溶接金属中の T i酸化物の粒径や個数の条件を満たすためには、溶接金属中に少なくとも 2 0 p pm以上、より好ましくは 4 0 p p m以上含有する必要がある。溶接金属中の酸素量は、母材の鋼中の含有量ばかりでなく、電子ビーム溶接の真空度に応じて変化するため、母材中^)含有量を一律には規定できないが、母材中の〇含有量は、通常の高真空の電子ビーム溶接では、 4 0 p p m以上とし、また、真空度の低い上記 R P E BWでは 3 0 p p m以上とするのがよい。溶接金属中の O含有量は、後述する酸化物の粒径や個数の条件を満たすためには、 2 5 Q p p m以下が好ましいことから、母材中の O含有量の上限も同程度が好ましい。

さらに、インサートメタルを使用しないで、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、溶接金属部の焼入性を確保して、溶接金属部に初析フェライ卜ができるだけ生成しないように制御する必要がある。そのために、母材における下記（ a ) 式で表される P c m値を 0. 1 2質量％以上とする。また、 P c m値が 0. 5質量％を超えると溶接金属部の硬度が高くなりすぎるので、上限を 0. 5質量％とするが、 0. 3 8質量％以下がより好ましい。

P cm= C +Si/30 + Mn/20 + Cu ^/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 + V/10+5B ( a ) インサートメタルを使用しない場合における電子ビーム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、前述した公知の溶接用鋼であってよい。

インサートメタルを使用しない場合では、 T i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卜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卜を多く含むミク口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、図 6に示すように、粒径 2. O ^m以上の酸化物の量が 1 0個 Zmm² 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、 C T OD試験における破壊の起点となり、溶接金属部における破壌靱性値のばらつきの原园となる。

また、粒内変態核として機能する T i酸化物の粒径は 0. l m 以上 2. 未満であり、その範囲の粒径の T i酸化物の量が 3

0〜 6 0 0個 Zmm² になるようすることで、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ができる。

なお、一部の微細な T i酸化物は、そのまわり M n Sが析出することにより、 M n S 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 T i酸化物には、このような複合体を含めるものとする。

溶接金属部において、粒径 2. 0 m以上の酸化物の量が 1 0個ノ mm² を超えないようにするとともに、粒径 0. 1 m以上 2. 0 m未満の T i酸化物の量が 3 0〜 6 0 0個 Zmm² になるようするためには、母材として、酸化物のサイズが 2. O ^m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注意して介在物制御を行う必要がある。

鋼の脱酸には通常 A 1 が用いられているが、強脱酸元素である A 1 を添加すると、脱酸反応が急速に進み、 2 /z m以上の大きな酸化物が生成してしまう。そこで、 A 1 よりも脱酸能力の小さい T i で脱酸することにより、比較的小さな酸化物を生成させる。しかし、一度に多量の T i を投入すると粗大な酸化物ができやすいため、溶鋼中の酸素量が段階的に減少するように、 T i の投入タイミングを制御したり、弱脱酸元素である T i を投入した後に、強脱酸元素である A l 、 C a、 M gなどを極めて少量投入したりすることで、 2 以上の粗大酸化物の生成を抑制し、 0. l〜 2 ^mの微小酸化物を多数生成させることができる。

(B) インサートメタルを使用する場合

母材となる鋼材にはさまざまな N i含有量のものがあり、母材の N i含有量と使用するインサートメタルの N i含有量の組み合わせによっては、溶接金属部の硬さと母材の硬さの比を調整するだけでは、より良好な溶接継手の破壌靭性値 δ c を確保できない場合が生じる。

そこで、まず、溶接金属の N i含有量の影響を調べるために、降伏強さで 3 5 5 M P aクラスの鋼板を試作し、（ a ) 純 N i あるいは（ b ) N i含有量が 2 0質量％の F e— N i合金よりなる厚さ 0 . 3 mmのインサートメタル箔を溶接突合せ部に挿入して、電子ビーム溶接を実施し、得られた溶接継手について、 C T OD試験による破壊靭性値 <5 c、硬さ変化及び N i濃度を測定した。

溶接継手の C T 0 D試験及び硬度測定の結果、上記（ a ) の純 N i よりなるインサートメタルを用いた場合、溶接金属部の硬度が高く、破壊靭性値 5 cは 0. 2 mm以上と十分高い値を示したが、 F L部の破壊靭性値 5 cは、 0. 0 2 mm以下と極めて低い値を示した。一方、上記（ b) の F e— N i 合金よりなるインサートメタルを用いた場合は、溶接金属部の硬度が低く、硬さのオーバーマッチングの程度が緩和されており、破壊靭性値 6 cは、溶接金属部及びし部とも 0. 2 mm以上と十分高い値を示した。

また、溶接金属の平均 N i含有量を測定した結果、上記（ a ) のインサートメタルを用いた場合は 8. 5質量％であり、（b ) のィンサー卜メタルを用いた場合は 2. 5質量％であった。この値から、母材と溶接金属の N i含有量の差は（ a) の場合は 8 , 0質量％であり、（b) の場合は 2. 0質量％であった。

以上のことから、溶接金属中の N i含有量を母材の N i含有量との関係で適切な範囲に規制することにより、溶接金属部と母材の硬さのオーバ一マッチングによる継手靱性の低下を防止できることがわかた。

次に、溶接金属中の N i含有量の適正範囲及び溶接金属と母材の N i含有量の差の適正範囲を調べるために、上記試作した鋼板を用い、 N i含有量が異なるインサートメタルを溶接開先に挿入して電子ビーム溶接を実施し、得られた溶接継手部からそれぞれ試験片を採取し、溶接金属部（WM部）と F L部の HAZ側（F L， HAZ 部）にノッチを設けて C TOD試験を実施して破壊靭性値（5 c (以下、単に C TOD値ともいう。 ) を測定する試験を行い、破壊靭性値 δ cを確保するのに必要な N i量について評価した。

ぞれぞれに試料について、得られた 5c値に関し、 WM部及び F L , HAZ部とも 0. 1 5 mm以上の良好なもの〇と、 WM部及び F L， H A Z部の少なくとも一方がそれ未満の不良なもの ·とに分け、それぞれの試料につき、溶接金属の N i量及び溶接金属と母材鋼板の N i量の差をプロッ卜した結果を図 7に示す。

ここで、目標とする δ c値は、前述のように 0. 1 5 mm以上とし、この値を境として δ c値が良好なものと不良なものに分類した図 7より、溶接金属中の N i含有量が 1〜4質量％の範囲であり、かつ、母材の N i含有量より 0. 2質量％以上多い場合に、 WM 部及び F L， HAZ部とも、所要の C T O D値を確保できることがわかった。

さらに、 WM部及び F L · HAZ部とも 0. 1 5mm以上の C T OD値を確保できた例の、溶接金属部と母材部の硬さや、 F L部前後の硬さの変化を測定したところ、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの 1 1 0 %超 2 2 0 %以下の範囲に入っていることが確認できた以上の結果より、インサートメタルを使用した電子ビーム溶接によつ： T形成された溶接継手では、 F L部での局所応力を緩和するとともに、溶接金属の N i含有量を 1〜 4質量％とし、かつ、母材の有量よりも 0. 2質量％以上多くすることが、 C T OD値の確保にとつて有効であることがわかった。

母材となる鋼材としては、前述したような公知の成分組成の溶接用構造用鋼から製造したものでよく、 N i を特に添加していない鋼であってもよい。

また、溶接の際、突合せ部に N i を含有するインサートメタルを配置するが、溶接継手の溶接金属中に N i が 1〜 4質量％含有し、かつ、母材の N i含有量より 0. 2質量％以上多く含有するように溶接する必要がある。インサートメタルと'しては、そのような条件を満たすような組成のものが必要であるが、特定の成分組成に特に限定されるものではない。

例えば、 C : 0. 0 1〜 0. 0 6 %、 S i : 0. 2〜 1. 0 %、 M n ： 0. 5〜 2. 5 %、 N i ： 5 0 %以下、 M o ： 0〜 0. 3 0 %、 A 1 : 0〜 0. 3 %、 M g : 0〜 0. 3 0 %、 T i : 0. 0 2〜 0. 2 5 %、 B ： 0. 0 0 1 %以下を含有する F e合金が例示できるが、特に N i の含有量は、溶接母材である鋼材の化学成分を考慮して、平均濃度が上記本発明の条件を満たす溶接金属部が得られるように選択する必要がある。

また、溶接金属に N i を含有させる場合には、溶接金属に Bを 1 O p p m以下で含有させることが好ましい。 Bは粒界フェライトの生成を抑制して溶接金属の靭性を向上させる作用があるが、高温割れなどの点を考慮して 1 0 p p m以下とする。

Bの添加方法は、母材となる鋼材からでもインサートメタルからでもどちらでもよい。なお、上記のような硬度の差は、溶接金属の N i含有量を本発明の条件を満たすようにした上で、さらに、母材とな.る鋼材とインサートメタルを使用して形成した溶接金属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で、溶接金属の硬度が高くなり過ぎないようにすることにより達成される。

(C) インサートメタルを使用する場合（高 N i鋼材）

ところで、より自然条件の厳しい場所で使用できるように、 N i を 2. 5質量％以上含有し、より強度が高く低温での靭性が優れた鋼材が使用されるようになってきた。

そのような N i含有量が高い鋼材を用いた溶接継手では、溶接金属部の硬さと母材の硬さの比を調整する手段だけでは、より良好な溶接継手の破壌靱性値 δ c を確保できない場合が生じた。

そこで、溶接金属の N i含有量の影響を調べるために、 N i を 3 質量％含有する鋼板と N ί を含有しない鋼板の 2種類の鋼板を試作し、 N i含有量が異なる複数の F e — N i合金あるいは純 N i よりなるインサートメ夕ル箔をそれぞれ溶接突合せ部に挿入して、電子ビーム溶接を実施した。そして、溶接後のそれぞれの溶接継手部から試験片を採取し、溶接金属部（WM) と F L部の HA Z側（F L , HA Z部）にノッチを設けて C T O D試験を実施して破壊靭性値 δ cを測定するとともに、溶接金属部の N i 濃度を測定した。

得られた測定結果に基づき、 WM部と F L， HA Z部の破壊靭性値 3 cを溶接金属中の N i含有量に対してプロッ卜した結果を図 8 に示す。

図 8より、 N i含有量が 3 %の鋼板の場合、溶接金属（WM) の N i含有量が 4 %超〜 8 %の範囲にあるものは、 WM部（〇）及び F L , HA Z部（拿）とも 0. 1 5 mm以上の C T〇 D値を確保できるが、それ以外の範囲にあるものは、 WM部あるいは F L, H A Z部のいずれかが 0. 1 5 mm未満の低い C T〇 D値しか得られないことがわかる。

また、 N i を含有しない鋼板の場合は、 W1V [部（△) 及び F L , HA Z部（黒△) のいずれもが 0. 1 5 mm以上の C T〇D値を示すものは得られなかった。

なお、目標とする（5 c値は、同様に 0. 1 5 mm以上とした。さらに、 WM部及び F L , HA Z部とも 0. 1 5 mm以上の C T O D値を確保できた例の、溶接金属部と母材部の硬さを測定したところ、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの 1 1 0 %超 2 2 0 %以下の範囲に入っていることがわかった。

以上の結果より、 N i含有量の高い鋼材の電子ビーム溶接継手では、 F L部での局所応力を緩和するとともに、溶接金属の N i含有量を 4 %超〜 8 %とすることが、 C T O D値の確保にとって有効であることがわかった。

ここでは、溶接構造体を形成する鋼材として N i を 2. 5質量％以上含有する高強度鋼材を対象とする。使用する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ものでよい。例えば、質量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 0 %、 S i ： 0. 0 1 〜 1. 0 %、 M n : 0 , 3〜 2. 0 % > A 1 ： 0. 0 0 1〜 0. 2 0 %、 N : 0. 0 2 %以下、 P : 0. 0 1 %以下、 S : 0. 0 1 % 以下、 N i ： 2. 5 0〜 9. 0 %を基本成分とし、母材強度や継手靭性の向上等、要求される性質に応じて、 C r、 M o、 C u、 W、 C o、 V、 N b、 T i 、 Z r、 T a、 H f 、 R EM、 Y、 C a M g、 T e、 S e、 Bの内の 1種又は 2種以上を合計 8 %以下で含有する鋼が使用できる。

また、溶接の際、突合せ部に N i よりなるインサートメタルを配置し、溶接継手の溶接金属中に N i が 4 %超〜 8 % (質量％) 含有するように溶接する必要がある。

電子ビームにより溶融した領域が再凝固した際、その領域で結晶粒径の粗大化や酸化物の減少が生じた場合であっても、安定して靭性を確保できる組織にするためには、 N i を 4 %を超えて含有させる必要がある。また、 N i を 8質量％を超えて含有させると溶接金属部の硬さが増加レすぎて、溶接金属部と母材部の硬さの比の 2 2 0 %以下を満たすことが困難になる。

インサートメタルとしては、純 N i よりなる箔を使用するのが簡便である。

母材となる鋼材の N i含有量、目標とする溶接金属中の N i含有量、'及び鋼材の寸法から、目標の N i含有量とするのに必要な純 N i 箔の厚さを計算し、そのような厚さの箔を準備するか、薄い箔を必要な厚さになるように複数枚重ねることによりインサートメタルを準備する。

溶接金属部の硬さが母材部の硬さの 1 1 0 %超 2 2 0 %以下になるように調整したうえでさらに、溶接継手の溶接金属中に含まれる N i の含有量を質量％で 4 %超 8 %以下になるようにする。

このためには、母材となる鋼材とインサートメタルを使用して形成した溶接金属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で、溶接金属の硬度が高くなり過ぎないようにすることが重要である。

以下、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、この例に限定されるものではない。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、本発明は、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。

(実施例 1 )

表 1に示す成分を含有し残部 F eおよび不可避的不純物よりなる、板厚 5 0〜 1 0 0mmの厚鋼板を準備し、表 2に示す成分を含有し残部 F eおよび不可避的不純物よりなる F e— N i合金インサー卜メタルを開先部に挿入して、あるいは、インサートメタルを挿入せずに、電子ビーム溶接によって突合せ溶接し、溶接後、溶接継手の特徴及び性能を試験、調査した。

その結果を表 3に示す。

Hv(BM)は、 1 0 k g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、溶接金属部の板厚中央部に'おいて、 1 0 k gの圧痕により測定した硬さの値である。

ビ一ド幅は、溶接金属部の表面、裏面、及び、板厚中心の 3点で測定した平均値である。

HA Z軟化幅は、母材の硬さより 5 %軟化した H A Z領域を、溶接溶融線から母材方向へ測定した時の領域の幅である。

H A Zの旧ァ粒径は、溶接溶融線に接する H A Z部での旧オーステナイト粒を、円相当径で表記したものである。

溶接継手の性能に関し、 <5c (mm) は、前述の CTOD試験において、一 1 0 °Cの試験温度で求めた値である。

継手引張強度（MP a) は、 NKU 1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 1に示すように、本発明例の N 0. 1〜 1 5は、各種条件が本発明で規定する範囲内にあるものであり、 δ c値が十分な値を示している。これらの発明例の中で、 No. 1〜 1 4は、 Hv(WM)/Hv(BM )、及び、ビード幅 Z板厚、 HA Z軟化幅が本発明で規定する範囲内であるため、溶接継手の H A Z部の（5 c値及び継手引張強度ともに、十分な値を示している。

な、本発明例 N o. 1 4は、 H A Z軟化幅が好ましい範囲より小さいので、本発明例である N o . 1〜 1 3と比較して、値は若干低いものの、 0. 1 mm以上の良好な値である。

本発明例 N o . 1 5は、 Hv (WM) /Hv (B M)の好ましい範囲より低いため、溶接金属部の焼入れ性が不足して、初析フェライ卜の生成を抑制できなかったものであり、 H A Ζ部の δ c特性は、本発明例 Ν ο . 1〜 1 4と比較して、低いレベルとなっている。

これに対して、比較例 N o. 1 6、 1 8〜 2 0、 2 2は、 Hv(W M)ZHv(BM)が、本発明で規定する範囲を超えているため、溶接金属部の <5 c値は十分であるが、 HAZ部、 F L部の（5 c値が低くなつている。

また、比較例 1 7と 2 1は、 Hv(WM)ZHv(BM)が、本発明で規定する範囲を下回っているため、十分な焼入れ性を確保できず、溶接金属部の δ c値が低くなっている。

したがって、本発明は、 Υ Ρが 3 5 5 M P a以上の高強度鋼で、かつ、板厚が 5 0 mm以上と厚手の領域での δ c値確保に適用されるものである。

表 1 (質量％)

hi

(%譽葛) ζ拏 eZ.0S0/Z.00idf/X3J 表 3

(実施例 2 )

表 4に示す成分を含有し残部 F eおよび不可避的不純物よりなる、板厚 5 0〜 1 0 0mmの厚鋼板を準備し、電子ビーム溶接によつ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。

その結果を表 5に示す。

表 5において、 Hv(BM)、 Hv(WM)、 δ c (mm) は、実施例 1 と同様にして求めた。なお、後述の実施例 3、 4においても同様である。

表 5に示すように、本発明例の N o. 1〜 1 5は、 Hv (WM) ノ Ην (ΒΜ) の値、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、 <5 c値が溶接金属部及び F L，' H A Ζ部とも十分な値を示している。

なお、本発明例 5、 6、 1 2、 1 3は、粒径 2 ^ m以上の酸化物個数が多めであったので、溶接金属部の δ ' c値が低めであった。

これに対し、比較例 1 6は、鋼材の C量が及び Pcm値が本発明の規定値以上で、 Hv (WM) ZHv (B M) の値が本発明の範囲より大きく、かつ粒径 0.1〜2 ^mの酸化物個数が本発明の規定値以下のため、溶接金属部及び F L， HAZ部とも δ c値は不十分であった比較例 1 7は、 Hv (WM) ZHv ( B M) の値及び鋼材の Pcm が本発明の規定値以下で、粒径 2 m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 δ c値は不十分であった。

比較例 1 8は、 Hv (WM) /H v ( B M) の値及び鋼材の Pcm が本発明の規定値以下であり、粒径 0.1~2 mの酸化物個数が本発明の規定値以下のため、溶接金属部の δ c値は不十分であった。 O /80sAV-εϊさv/ifcl 8poso/-oo

拏

表 5

(実施例 3 )

表 6に示す成分を含有し残部 F eおよび不可避的不純物よりなる板厚 5 0〜 1 0 0 mmの厚鋼板を準備し、開先部に、表 7に示す成分を含有し残部 F eおよび不可避的不純物よりなる F e — N i合金インートメタルあるいは純 N iインサートメタルを挿入して、電子ビーム溶接によって突合せ溶接し、溶接後、溶接継手の特徴及び性能を試験、調査した。

その結果を表 8に示す。なお、継手引張強度（M P a ) は、 NK U 1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 8に示すように、本発明例の N o . 1 〜 1 5は、各種条件が本発明で規定する範囲内にあるものであり、 δ c値が十分な値を示している。

一方、比較例 1 6、 1 7、 1 9、 2 0は、溶接金属中の N i含有量が 1%以下であり、その結果、溶接金属の（5 cが不十分であった比較例 1 8、 2 1 、 2 2は、溶接金属中の N i含有量が 4%以上のため、 H V (WM) /H V (BM) が 2 2 0 %超であり、その結果、溶接金属の δ cは十分であるが、 FL, H A Ζの <5 cが不十分であつた。

表 6 (質量％)

表 8

(実施例 4 )

表 9に示す成分を含有し残部 F eおよび不可避的不純物よりなる、板厚 5 0〜 1 0 0 mmの厚鋼板を準備し、開先部に、表 1 0に示す成分よりなる N i インサートメタル（NA) あるいは N i — F e 合金.インサートメタル（N B、 N C ) を挿入して、電子ビ一ム溶接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、溶接継手の条件などとともに表 1 1 に示す。なお、継手引張強度（M P a ) は、実施例 3 と同様に試験したものである。

表 1 1 に示すように、本発明例の N o . 1〜 1 5は、各種条件が本発明で規定する範囲内にあるものであり、 c値が溶接金属部及び F L , H A Z部とも十分な値を示している。

これに対して、比較例 1 6〜 1 9では、溶接金属中の N i含有量が 8 %以上と高いため、 H v (WM) /Η V ( Β ) の値が 2 2 0 %以上となっており、その結果、溶接金属の δ cは十分高い値となつている力^ F L , H A Ζ部の <5 cはきわめて低い値となっている表 9 (質量％)

表 1 0 (質量％)

表 1 1

産業上の利用可能性

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電子ビーム溶接継手において、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

1. 溶接構造体の突合せ溶接継手において、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの 1 1 0 %超 2 2 0 %以下であり、溶接金属部の幅が母材.部の板厚の 2 0 %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電子ビーム溶接継手。

請

2. 請求の範囲 1 に記載の電子ビーム溶接継手において、前記母材部として、質量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 %、 M n : 0. 8〜 3 , 5 %、 S : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 2 5 %、 A 1 : 0. 0 2 % 未満、 T i ： 0. 0 1〜 0. 0 5 %を含有し、下記（ a) 式で表される P c mの値が 0 , 1 2 %以上 0. 5 %囲以下である鋼材を用い、溶接継手の溶接金属中に含まれる〇の量が 2 0 p p m以上であり、同じく粒径 2. 0 m以上の酸化物の量が 1 0個 Zmm² 以下であるごとを特徴とする電子ビーム溶接継手。

V/10+ 5B ( a )

3. 請求の範囲 2に記載の電子ビーム溶接継手において、粒径 0

. 1 m以上 2. 0 m未満の T i酸化物の量が 3 0〜 6 0 0個ノ mm² であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。

. 請求の範囲 1 に記載の電子ビーム溶接継手において、該溶接継手の溶接金属中に N i を 1〜 4質量％含有し、かつ、母材の含有量よりも 0. 2質量％以上多く含有することを特徴とする電子ビーム溶接継手。

5. 請求の範囲 4に記載の電子ビーム溶接継手において、溶接金属中に Bを 1 O p p m以下含有することを特徴とする電子ビーム溶接継手。

6. 請求の範囲 1 に記載の電子ビーム溶接継手において、前記母材として N i を 2. 5質量％以上含有する鋼材を用い、前記溶接継手の溶接金属中に含まれる N i の含有量が質量％で 4 %超 8 %以下であることを特徴とする電子ビーム溶接継手。

7. 請求の範囲 1〜 6のいずれかに記載の電子ビーム溶接継手において、前記溶接構造体が板厚 5 0 mm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電子ビーム溶接継手。