耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手
【課題】降伏強度が４２０ＭＰａクラス以上で、板厚が５０ｍｍ超の電子ビーム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】Ｎｉを２．５質量％以上含有する鋼材を用いて電子ビーム溶接した溶接構造体の突合せ溶接継手において、溶接継手の溶接金属中に含まれるＮｉの含有量を質量％で４％超８％以下とし、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下とする。
【解決手段】Ｎｉを２．５質量％以上含有する鋼材を用いて電子ビーム溶接した溶接構造体の突合せ溶接継手において、溶接継手の溶接金属中に含まれるＮｉの含有量を質量％で４％超８％以下とし、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接構造体、特に、板厚５０ｍｍ超の厚鋼板を電子ビームにより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ビーム溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
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よ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。
【０００３】
そのため、風力発電塔の基礎部分では、板厚が１００ｍｍ程度で、直径が４ｍ程度の大断面を有する管構造となり、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、上記のような板厚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。
【０００４】
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厚鋼板を効率的に溶接できる溶接方法であるが、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。
【０００５】
これに対して、近年、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電子ビーム溶接方法（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（例えば、特許文献１参照）。
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。
【０００６】
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、溶接金属部と称する）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。
【０００７】
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張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％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、特許文献２などで知られている。
しかし、ＲＰＥＢＷ法を用いて溶接する際に、この方法では、インサートメタル中のＮｉ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、ＨＡＺ部と称する）の硬さの差を増大させるため、かえってＨＡＺ部の靭性が大きくばらつくという問題が明らかになってきた。
【０００８】
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が重視されるようになってきている。従来のＶノッチ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。
ＲＰＥＢＷ法により溶接して得られる溶接継手は、上記のようなインサートメタルを使用する方法によってもＨＡＺ部の靭性が大きくばらつくため、破壊靭性値δcを十分に確保することは困難であった。
【０００９】
このような問題に対し、本発明者らは、降伏強度が３５５ＭＰａクラス以上で、板厚が５０ｍｍ超（好ましくは、５０ｍｍ超〜１００ｍｍ程度）の高強度厚鋼板をインサートメタルを使用して電子ビーム溶接した場合、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っていることにより、溶接金属部とそれに接しているＨＡＺ部との境界の溶融溶接線近傍（以下、ＦＬ部と称する）で局所的な応力が増大し、そのため、ＦＬ部の破壊靭性値δｃが低下することを知見した。
【００１０】
そして、この知見に基づき、溶接金属部の硬さを母材部の硬さの２２０％以下となるように制御し、好ましくは、溶接金属部の硬さを母材部の硬さの１１０％以上２２０％以下、溶接金属部の幅を、母材板厚の２０％以下とすることにより、母材部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できることを見出し、先に特許出願（特願２００６−２０７２６１号）した。
【００１１】
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、Ｎｉ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Ｎｉ含有量が高い鋼材を用いた溶接継手では、先の特許出願で提案した溶接金属部の硬さと母材の硬さの比を調整する手段によっても、良好な溶接継手の破壊靭性値δｃを確保できない場合が生じた。
【００１２】
【特許文献１】ＷＯ９９／１６１０１
【特許文献２】特開平３−２４８７８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
そこで、本発明は、Ｎｉ含有量が高い鋼材を用いた溶接構造体における電子ビーム溶接継手において、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。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、Ｎｉ含有量が高い鋼材を、インサートメタルを突合せ部に配置して電子ビーム溶接する際、上述のような母材と溶接金属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、ＦＬ部での局所応力を緩和して、高い破壊靭性値δｃが得られる手段についてさらに検討を加えた。
【００１５】
その結果、溶接金属のＮｉ濃度を特定範囲に調整したうえで、上述の溶接金属の硬さと母材の硬さの比を調整する手段を適用することにより、溶接継手の破壊靭性を安定的に向上することができることを見出した。
【００１６】
また、ＦＬ部の局所応力は、溶接金属部の硬さの外に、さらに、溶接溶融線（ＦＬ）を間に挟んだ両側の狭い領域における強度の変化に影響を受け、その変化が小さければ、ＦＬ部の局所応力の集中を緩和できることを見出し、このようなＦＬ前後の硬さ比と上述の溶接金属のＮｉ濃度を調整することによっても、Ｎｉ含有量が高い鋼材の溶接継手の破壊靭性を安定的に向上することができることを見出した。
【００１７】
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
（１）Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、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耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【００１８】
（２）Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
【００１９】
（３）Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下であり、かつ、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
（４）前記溶接金属部の幅が前記鋼材の厚みの２０％以下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電子ビーム溶接継手。
（５）前記溶接構造体の溶接継手が板厚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）〜（４）のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｎｉを２．５質量％以上含有し降伏強度が４２０ＭＰａクラス以上の高強度鋼板であって、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼板を電子ビーム溶接して溶接構造体とする際、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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
一般の電子ビーム溶接継手では、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、溶接金属部において所要の破壊靭性値δcを確保することは困難である。
このため、上述のように、電子ビーム溶接の際、突合せ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、Ｎｉの添加との相乗効果により靭性を確保する方法が知られているが、この方法によっても、ＦＬ部の靭性が大きくばらつくため、破壊靭性値δc値を十分に確保することは困難であった。
【００２２】
これに対し、上述のように、溶接金属部の硬さを母材の硬さの１１０％以上２２０％以下として、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できることを先に提案したが、Ｎｉ含有量が高い鋼材を用いた溶接継手ではそのような手段によっても、良好な溶接継手の破壊靭性値を確保できない場合が生じた。
【００２３】
そこで、溶接金属のＮｉ含有量の影響を調べるために、Ｎｉを３質量％含有する鋼板とＮｉを含有しない鋼板の２種類の鋼板を試作し、Ｎｉ含有量が異なる複数のＦｅ−Ｎｉ合金あるいは純Ｎｉよりなるインサートメタ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ＦＬ部のＨＡＺ側（ＦＬ，ＨＡＺ部）にノッチを設けてＣＴＯＤ試験を実施して破壊靭性値δc（以下、単にＣＴＯＤ値ともいう。）を測定するとともに、溶接金属部のＮｉ濃度を測定した。
【００２４】
得られた測定結果に基づき、ＷＭ部とＦＬ，ＨＡＺ部の破壊靭性値δcを溶接金属中のＮｉ含有量に対してプロットした結果を図１に示す。
図１より、Ｎｉ含有量が３％の鋼板の場合、溶接金属（ＷＭ）のＮｉ含有量が４％超〜８％の範囲にあるものは、ＷＭ部（○）及びＦＬ，ＨＡＺ部（●）とも０．１５ｍｍ以上のＣＴＯＤ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ＦＬ，ＨＡＺ部のいずれかが０．１５ｍｍ未満の低いＣＴＯＤ値しか得られないことがわかる。
【００２５】
また、Ｎｉを含有しない鋼板の場合は、ＷＭ部（△）及びＦＬ，ＨＡＺ部（黒△）のいずれもが０．１５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を示すものは得られなかった。
なお、δc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δc値は、０．１５ｍｍ以上とした。
【００２６】
さらに、ＷＭ部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも０．１５ｍｍ以上のＣＴＯＤ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１１０％超２２０％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、Ｎｉ含有量の高い鋼材の電子ビーム溶接継手では、ＦＬ部での局所応力を緩和するとともに、溶接金属のＮｉ含有量を４％超〜８％とすることが、ＣＴＯＤ値の確保にとって有効であることがわかった。
【００２７】
つぎに、本発明者らは、インサートメタルを使用して電子ビーム溶接した場合のＦＬ部での局所応力をさらに緩和して、より高い破壊靭性値δｃが得られる手段について検討した。
その結果、ＦＬ部の局所応力は、溶接金属部の硬さの外に、さらに、溶接溶融線（ＦＬ）を間に挟んだ両側の狭い領域における強度の変化にも影響を受け、その変化が小さければ、ＦＬ部の局所応力の集中を緩和できることを、次のような実験によって見出した。
【００２８】
表１に示す硬度分布の異なる２つの電子ビーム溶接継手ＡとＢを用意し、ＦＬ部でのＣＴＯＤ試験を実施して破壊靭性値δcを測定したところ、Ｈｖ（ＷＭ平均）／Ｈｖ（ＨＡＺ平均）の値の大きいＢ継手の方が、表１に示すようにＦＬ部のδｃ値が高かった。ＨＬ近傍のＨｖの分布を調べたところ、図２に示すように、Ｂ継手の方がＦＬ近傍での硬さ分布の勾配は小さく、強度マッチングにより生じる局所応力の増加代は、継手Ｂの方が継手Ａよりも小さいことが判明した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
このように、ＦＬ部近傍の硬度の変化が小さい方が破壊靭性値δcが高くなる理由は次のように考えられる。
一般に、溶接金属となる領域では、母材との境界部から凝固が始まり、内部に進行する。凝固の際、合金元素によっては、固相と液相で溶解度が異なるため液相に濃縮するものがある。そのような元素の存在によって、凝固の初期と後期では溶接金属の化学成分が異なる場合が生じ、結果として溶接金属の硬さにばらつきが生じることがあり、そのばらつきの大きい場合に硬度の変化が大きくなり破壊靭性値δcが低下するものと考えられる。
【００３１】
したがって、溶接金属と母材との境界、即ちＦＬに接する溶接金属側の降伏強度が、ＦＬに接するＨＡＺ部側での局所応力の決定にとって重要な要件となってくる。そのため、その降伏強度を表現しうる指標として、ＦＬに接する溶接金属側の硬さが重要となる。
そして、ＦＬに亀裂が存在する場合、その亀裂先端に影響を与える領域は、±０．５ｍｍの範囲であるから、溶接溶融線からＨＡＺ側に０．５ｍｍ入った位置（ＦＬ＋０．５）と、溶接溶融線から溶接金属側へ０．５ｍｍ入った位置（ＦＬ−０．５）での硬さＨｖによってＦＬ部の局所応力が決定される。
【００３２】
図３に、有限要素法（ＦＥＭ）により求めたＦＬ部の局所応力σｙｙ（縦軸）と溶接金属（ＷＭ）の硬さＨｖ（横軸）の関係を示すが、ＦＬ−０．５ｍｍの位置（●）でのＨｖとσｙｙの間の相関関係が最もよいことが示されている。ＷＭ部の１／２の位置（○）やＦＬ−１ｍｍの位置（△）でもＨｖとσｙｙの間に一応の相関関係は認められるが、そのばらつきは大きく、（ＦＬ±０．５）の位置での硬さが局部応力の大きさを表していることがわかる。
【００３３】
本発明者らの調査の結果、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さＨv（ＦＬ−０．５）が、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部（ＨＡＺ部）の硬さＨv（ＦＬ＋０．５）の１００％以上１８０％以下であれば、ＦＬ部の局所応力を緩和して、破壊靭性値δcが十分に高い溶接継手を形成するこができることがわかった。
【００３４】
そして、上述したように、Ｎｉを２．５質量％以上含有する鋼材を電子ビーム溶接により突合せ溶接する際、該溶接継手の溶接金属中に含まれるＮｉの含有量が質量％で４％超８％以下となるように溶接するとともに、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％以下となるように溶接することにより、ＦＬ部の局所応力を緩和して、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。
【００３５】
以上の知見に基づく本発明について、以下順次説明する。
本発明は、溶接構造体を形成する鋼材としてＮｉ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：０．０２〜０．２０％、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、Ｎｉ：２．５０〜９．０％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、Ｃｒ、Ｍｏ、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％以下で含有する鋼が使用できる。
【００３６】
鋼板の板厚は特に限定されないが、上記のような課題が顕在化するのは、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼板である。
【００３７】
また、溶接の際、突合せ部にＮｉよりなるインサートメタルを配置する。本発明では、溶接継手の溶接金属中にＮｉが４％超〜８％（質量％）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、純Ｎｉ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Ｎｉ含有量、目標とする溶接金属中のＮｉ含有量、及び鋼材の寸法から、目標のＮｉ含有量とするのに必要な純Ｎｉ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。
【００３８】
本発明は、先の出願（特願２００６−２０７２６１号）で開示したように、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下になるようにする。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％超とする必要がある。しかし、硬すぎると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。
【００３９】
そして、硬度をその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Ｎｉの含有量を質量％で４％超８％以下になるようにする。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、Ｎｉを４％を超えて含有させる必要がある。また、Ｎｉ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しすぎて、溶接金属部と母材部の硬さの比の２２０％以下を満たすことが困難になる。
【００４０】
なお、上記のような硬度の差は、溶接金属のＮｉ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。
【００４１】
また、本発明では、さらに、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部（ＨＡＺ部）の硬さの１００％以上１８０％以下とすることにより、ＦＬ部での局所応力をさらに緩和して、より高い破壊靭性値δｃが得られるようにする。
上記硬さの比が１００％未満では、初析フェライト組織などが生成し、局所的に柔らかい組織が混在することが多いため、そこが破壊の起点となることがあり、必要な強度が確保できず、また、１８０％を超えると硬度の変化が大きすぎてＦＬ部の局所応力が増大しすぎる。
【００４２】
このようなＨＡＺ側から溶接金属側への緩やかな硬度の変化は、上述の硬度差の場合と同様に、溶接金属のＮｉ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などにより達成される。
【００４３】
本発明では、電子ビーム溶接の条件を特に限定するものではないが、通常、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。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継手であっても、本発明は適用することができる。
【００４４】
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、ＦＬ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溶接を用いて電子ビーム溶接継手を作製する場合は、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、本発明では、ＲＰＥＢＷ溶接を用いた場合でも、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値δc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２０％以下とするのが好ましい。
【００４５】
次に、本発明を、実施例に基いて説明するが、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、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。
【実施例】
【００４６】
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、開先部に、表３に示す成分よりなるＮｉインサートメタル（ＮＡ）あるいはＮｉ−Ｆｅ合金インサートメタル（ＮＢ、ＮＣ）を挿入して、電子ビー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。
【００４７】
試験の結果を、溶接継手の条件などとともに表４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る。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、Ｈv（ＦＬ＋0.5）は、溶接溶融線からＨＡＺ側に０．５ｍｍ入った位置でのかたさの値であり、Ｈv（ＦＬ−0.5）は、溶接溶融線から溶接金属側へ０．５ｍｍ入った位置での硬さの値である。
【００４８】
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。
継手引張強度（ＭＰａ）は、ＮＫＵ１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。
【００４９】
表４に示すように、本発明例のＮｏ．１〜１７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、δｃ値が溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも十分な値を示している。
そのうち、本発明例の１６、１７は、鋼材厚みに対するビード幅の値が本発明で規定する好ましい範囲を超えているため、δｃ値が溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも低めの値となっている。
【００５０】
これに対して、比較例１８、２０、２２、２３では、溶接金属中のＮｉ含有量が８％以上と高いため、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が２２０％以上であり、Ｈｖ（ＦＬ−０．５）／Ｈｖ（ＦＬ＋０．５）の値も１８０％以上となっている。その結果、溶接金属のδｃは十分高い値となっているが、ＦＬ，ＨＡＺ部のδｃはきわめて低い値となっている。
比較例１９、２１は、溶接金属中のＮｉ含有量が４％以下のため、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）及びＨｖ（ＦＬ−０．５）／Ｈｖ（ＦＬ＋０．５）とも、本発明の規定する範囲内の値であるが、溶接金属のδｃが不十分な値となっている。
比較例２４は、鋼材のＮｉ含有量が２．５％未満であり、溶接金属中のＮｉ含有量、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）、Ｈｖ（ＦＬ−０．５）／Ｈｖ（ＦＬ＋０．５）はいずれも本発明の範囲内の値であるが、溶接金属及びＦＬ，ＨＡＺ部ともδｃが不十分な値となっている。
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【産業上の利用可能性】
【００５４】
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。
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】溶接金属部とＦＬ，ＨＡＺ部の破壊靭性値δcに対する溶接金属中のＮｉ含有量の影響を表す図である。
【図２】硬度分布の異なる電子ビーム溶接継手のＦＬ部の硬さ（Ｈｖ）の分布を表す図である。
【図３】ＦＬ部の局所応力と溶接金属部の硬さとの関係を表す図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接構造体、特に、板厚５０ｍｍ超の厚鋼板を電子ビームにより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ビーム溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
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よ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。
【０００３】
そのため、風力発電塔の基礎部分では、板厚が１００ｍｍ程度で、直径が４ｍ程度の大断面を有する管構造となり、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、上記のような板厚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。
【０００４】
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厚鋼板を効率的に溶接できる溶接方法であるが、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。
【０００５】
これに対して、近年、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電子ビーム溶接方法（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（例えば、特許文献１参照）。
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。
【０００６】
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、溶接金属部と称する）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。
【０００７】
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張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％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、特許文献２などで知られている。
しかし、ＲＰＥＢＷ法を用いて溶接する際に、この方法では、インサートメタル中のＮｉ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、ＨＡＺ部と称する）の硬さの差を増大させるため、かえってＨＡＺ部の靭性が大きくばらつくという問題が明らかになってきた。
【０００８】
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が重視されるようになってきている。従来のＶノッチ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。
ＲＰＥＢＷ法により溶接して得られる溶接継手は、上記のようなインサートメタルを使用する方法によってもＨＡＺ部の靭性が大きくばらつくため、破壊靭性値δcを十分に確保することは困難であった。
【０００９】
このような問題に対し、本発明者らは、降伏強度が３５５ＭＰａクラス以上で、板厚が５０ｍｍ超（好ましくは、５０ｍｍ超〜１００ｍｍ程度）の高強度厚鋼板をインサートメタルを使用して電子ビーム溶接した場合、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っていることにより、溶接金属部とそれに接しているＨＡＺ部との境界の溶融溶接線近傍（以下、ＦＬ部と称する）で局所的な応力が増大し、そのため、ＦＬ部の破壊靭性値δｃが低下することを知見した。
【００１０】
そして、この知見に基づき、溶接金属部の硬さを母材部の硬さの２２０％以下となるように制御し、好ましくは、溶接金属部の硬さを母材部の硬さの１１０％以上２２０％以下、溶接金属部の幅を、母材板厚の２０％以下とすることにより、母材部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できることを見出し、先に特許出願（特願２００６−２０７２６１号）した。
【００１１】
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、Ｎｉ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Ｎｉ含有量が高い鋼材を用いた溶接継手では、先の特許出願で提案した溶接金属部の硬さと母材の硬さの比を調整する手段によっても、良好な溶接継手の破壊靭性値δｃを確保できない場合が生じた。
【００１２】
【特許文献１】ＷＯ９９／１６１０１
【特許文献２】特開平３−２４８７８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
そこで、本発明は、Ｎｉ含有量が高い鋼材を用いた溶接構造体における電子ビーム溶接継手において、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。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、Ｎｉ含有量が高い鋼材を、インサートメタルを突合せ部に配置して電子ビーム溶接する際、上述のような母材と溶接金属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、ＦＬ部での局所応力を緩和して、高い破壊靭性値δｃが得られる手段についてさらに検討を加えた。
【００１５】
その結果、溶接金属のＮｉ濃度を特定範囲に調整したうえで、上述の溶接金属の硬さと母材の硬さの比を調整する手段を適用することにより、溶接継手の破壊靭性を安定的に向上することができることを見出した。
【００１６】
また、ＦＬ部の局所応力は、溶接金属部の硬さの外に、さらに、溶接溶融線（ＦＬ）を間に挟んだ両側の狭い領域における強度の変化に影響を受け、その変化が小さければ、ＦＬ部の局所応力の集中を緩和できることを見出し、このようなＦＬ前後の硬さ比と上述の溶接金属のＮｉ濃度を調整することによっても、Ｎｉ含有量が高い鋼材の溶接継手の破壊靭性を安定的に向上することができることを見出した。
【００１７】
本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
（１）Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、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耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【００１８】
（２）Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
【００１９】
（３）Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下であり、かつ、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
（４）前記溶接金属部の幅が前記鋼材の厚みの２０％以下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電子ビーム溶接継手。
（５）前記溶接構造体の溶接継手が板厚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）〜（４）のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｎｉを２．５質量％以上含有し降伏強度が４２０ＭＰａクラス以上の高強度鋼板であって、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼板を電子ビーム溶接して溶接構造体とする際、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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
一般の電子ビーム溶接継手では、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、溶接金属部において所要の破壊靭性値δcを確保することは困難である。
このため、上述のように、電子ビーム溶接の際、突合せ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、Ｎｉの添加との相乗効果により靭性を確保する方法が知られているが、この方法によっても、ＦＬ部の靭性が大きくばらつくため、破壊靭性値δc値を十分に確保することは困難であった。
【００２２】
これに対し、上述のように、溶接金属部の硬さを母材の硬さの１１０％以上２２０％以下として、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できることを先に提案したが、Ｎｉ含有量が高い鋼材を用いた溶接継手ではそのような手段によっても、良好な溶接継手の破壊靭性値を確保できない場合が生じた。
【００２３】
そこで、溶接金属のＮｉ含有量の影響を調べるために、Ｎｉを３質量％含有する鋼板とＮｉを含有しない鋼板の２種類の鋼板を試作し、Ｎｉ含有量が異なる複数のＦｅ−Ｎｉ合金あるいは純Ｎｉよりなるインサートメタ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ＦＬ部のＨＡＺ側（ＦＬ，ＨＡＺ部）にノッチを設けてＣＴＯＤ試験を実施して破壊靭性値δc（以下、単にＣＴＯＤ値ともいう。）を測定するとともに、溶接金属部のＮｉ濃度を測定した。
【００２４】
得られた測定結果に基づき、ＷＭ部とＦＬ，ＨＡＺ部の破壊靭性値δcを溶接金属中のＮｉ含有量に対してプロットした結果を図１に示す。
図１より、Ｎｉ含有量が３％の鋼板の場合、溶接金属（ＷＭ）のＮｉ含有量が４％超〜８％の範囲にあるものは、ＷＭ部（○）及びＦＬ，ＨＡＺ部（●）とも０．１５ｍｍ以上のＣＴＯＤ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ＦＬ，ＨＡＺ部のいずれかが０．１５ｍｍ未満の低いＣＴＯＤ値しか得られないことがわかる。
【００２５】
また、Ｎｉを含有しない鋼板の場合は、ＷＭ部（△）及びＦＬ，ＨＡＺ部（黒△）のいずれもが０．１５ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を示すものは得られなかった。
なお、δc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δc値は、０．１５ｍｍ以上とした。
【００２６】
さらに、ＷＭ部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも０．１５ｍｍ以上のＣＴＯＤ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１１０％超２２０％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、Ｎｉ含有量の高い鋼材の電子ビーム溶接継手では、ＦＬ部での局所応力を緩和するとともに、溶接金属のＮｉ含有量を４％超〜８％とすることが、ＣＴＯＤ値の確保にとって有効であることがわかった。
【００２７】
つぎに、本発明者らは、インサートメタルを使用して電子ビーム溶接した場合のＦＬ部での局所応力をさらに緩和して、より高い破壊靭性値δｃが得られる手段について検討した。
その結果、ＦＬ部の局所応力は、溶接金属部の硬さの外に、さらに、溶接溶融線（ＦＬ）を間に挟んだ両側の狭い領域における強度の変化にも影響を受け、その変化が小さければ、ＦＬ部の局所応力の集中を緩和できることを、次のような実験によって見出した。
【００２８】
表１に示す硬度分布の異なる２つの電子ビーム溶接継手ＡとＢを用意し、ＦＬ部でのＣＴＯＤ試験を実施して破壊靭性値δcを測定したところ、Ｈｖ（ＷＭ平均）／Ｈｖ（ＨＡＺ平均）の値の大きいＢ継手の方が、表１に示すようにＦＬ部のδｃ値が高かった。ＨＬ近傍のＨｖの分布を調べたところ、図２に示すように、Ｂ継手の方がＦＬ近傍での硬さ分布の勾配は小さく、強度マッチングにより生じる局所応力の増加代は、継手Ｂの方が継手Ａよりも小さいことが判明した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
このように、ＦＬ部近傍の硬度の変化が小さい方が破壊靭性値δcが高くなる理由は次のように考えられる。
一般に、溶接金属となる領域では、母材との境界部から凝固が始まり、内部に進行する。凝固の際、合金元素によっては、固相と液相で溶解度が異なるため液相に濃縮するものがある。そのような元素の存在によって、凝固の初期と後期では溶接金属の化学成分が異なる場合が生じ、結果として溶接金属の硬さにばらつきが生じることがあり、そのばらつきの大きい場合に硬度の変化が大きくなり破壊靭性値δcが低下するものと考えられる。
【００３１】
したがって、溶接金属と母材との境界、即ちＦＬに接する溶接金属側の降伏強度が、ＦＬに接するＨＡＺ部側での局所応力の決定にとって重要な要件となってくる。そのため、その降伏強度を表現しうる指標として、ＦＬに接する溶接金属側の硬さが重要となる。
そして、ＦＬに亀裂が存在する場合、その亀裂先端に影響を与える領域は、±０．５ｍｍの範囲であるから、溶接溶融線からＨＡＺ側に０．５ｍｍ入った位置（ＦＬ＋０．５）と、溶接溶融線から溶接金属側へ０．５ｍｍ入った位置（ＦＬ−０．５）での硬さＨｖによってＦＬ部の局所応力が決定される。
【００３２】
図３に、有限要素法（ＦＥＭ）により求めたＦＬ部の局所応力σｙｙ（縦軸）と溶接金属（ＷＭ）の硬さＨｖ（横軸）の関係を示すが、ＦＬ−０．５ｍｍの位置（●）でのＨｖとσｙｙの間の相関関係が最もよいことが示されている。ＷＭ部の１／２の位置（○）やＦＬ−１ｍｍの位置（△）でもＨｖとσｙｙの間に一応の相関関係は認められるが、そのばらつきは大きく、（ＦＬ±０．５）の位置での硬さが局部応力の大きさを表していることがわかる。
【００３３】
本発明者らの調査の結果、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さＨv（ＦＬ−０．５）が、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部（ＨＡＺ部）の硬さＨv（ＦＬ＋０．５）の１００％以上１８０％以下であれば、ＦＬ部の局所応力を緩和して、破壊靭性値δcが十分に高い溶接継手を形成するこができることがわかった。
【００３４】
そして、上述したように、Ｎｉを２．５質量％以上含有する鋼材を電子ビーム溶接により突合せ溶接する際、該溶接継手の溶接金属中に含まれるＮｉの含有量が質量％で４％超８％以下となるように溶接するとともに、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％以下となるように溶接することにより、ＦＬ部の局所応力を緩和して、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。
【００３５】
以上の知見に基づく本発明について、以下順次説明する。
本発明は、溶接構造体を形成する鋼材としてＮｉ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：０．０２〜０．２０％、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、Ｎｉ：２．５０〜９．０％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、Ｃｒ、Ｍｏ、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％以下で含有する鋼が使用できる。
【００３６】
鋼板の板厚は特に限定されないが、上記のような課題が顕在化するのは、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼板である。
【００３７】
また、溶接の際、突合せ部にＮｉよりなるインサートメタルを配置する。本発明では、溶接継手の溶接金属中にＮｉが４％超〜８％（質量％）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、純Ｎｉ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Ｎｉ含有量、目標とする溶接金属中のＮｉ含有量、及び鋼材の寸法から、目標のＮｉ含有量とするのに必要な純Ｎｉ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。
【００３８】
本発明は、先の出願（特願２００６−２０７２６１号）で開示したように、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下になるようにする。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％超とする必要がある。しかし、硬すぎると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。
【００３９】
そして、硬度をその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Ｎｉの含有量を質量％で４％超８％以下になるようにする。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、Ｎｉを４％を超えて含有させる必要がある。また、Ｎｉ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しすぎて、溶接金属部と母材部の硬さの比の２２０％以下を満たすことが困難になる。
【００４０】
なお、上記のような硬度の差は、溶接金属のＮｉ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。
【００４１】
また、本発明では、さらに、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部（ＨＡＺ部）の硬さの１００％以上１８０％以下とすることにより、ＦＬ部での局所応力をさらに緩和して、より高い破壊靭性値δｃが得られるようにする。
上記硬さの比が１００％未満では、初析フェライト組織などが生成し、局所的に柔らかい組織が混在することが多いため、そこが破壊の起点となることがあり、必要な強度が確保できず、また、１８０％を超えると硬度の変化が大きすぎてＦＬ部の局所応力が増大しすぎる。
【００４２】
このようなＨＡＺ側から溶接金属側への緩やかな硬度の変化は、上述の硬度差の場合と同様に、溶接金属のＮｉ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などにより達成される。
【００４３】
本発明では、電子ビーム溶接の条件を特に限定するものではないが、通常、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。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継手であっても、本発明は適用することができる。
【００４４】
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、ＦＬ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溶接を用いて電子ビーム溶接継手を作製する場合は、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、本発明では、ＲＰＥＢＷ溶接を用いた場合でも、電子ビーム溶接継手の破壊靭性値δc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２０％以下とするのが好ましい。
【００４５】
次に、本発明を、実施例に基いて説明するが、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、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。
【実施例】
【００４６】
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、開先部に、表３に示す成分よりなるＮｉインサートメタル（ＮＡ）あるいはＮｉ−Ｆｅ合金インサートメタル（ＮＢ、ＮＣ）を挿入して、電子ビー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。
【００４７】
試験の結果を、溶接継手の条件などとともに表４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る。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、Ｈv（ＦＬ＋0.5）は、溶接溶融線からＨＡＺ側に０．５ｍｍ入った位置でのかたさの値であり、Ｈv（ＦＬ−0.5）は、溶接溶融線から溶接金属側へ０．５ｍｍ入った位置での硬さの値である。
【００４８】
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。
継手引張強度（ＭＰａ）は、ＮＫＵ１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。
【００４９】
表４に示すように、本発明例のＮｏ．１〜１７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、δｃ値が溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも十分な値を示している。
そのうち、本発明例の１６、１７は、鋼材厚みに対するビード幅の値が本発明で規定する好ましい範囲を超えているため、δｃ値が溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも低めの値となっている。
【００５０】
これに対して、比較例１８、２０、２２、２３では、溶接金属中のＮｉ含有量が８％以上と高いため、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が２２０％以上であり、Ｈｖ（ＦＬ−０．５）／Ｈｖ（ＦＬ＋０．５）の値も１８０％以上となっている。その結果、溶接金属のδｃは十分高い値となっているが、ＦＬ，ＨＡＺ部のδｃはきわめて低い値となっている。
比較例１９、２１は、溶接金属中のＮｉ含有量が４％以下のため、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）及びＨｖ（ＦＬ−０．５）／Ｈｖ（ＦＬ＋０．５）とも、本発明の規定する範囲内の値であるが、溶接金属のδｃが不十分な値となっている。
比較例２４は、鋼材のＮｉ含有量が２．５％未満であり、溶接金属中のＮｉ含有量、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）、Ｈｖ（ＦＬ−０．５）／Ｈｖ（ＦＬ＋０．５）はいずれも本発明の範囲内の値であるが、溶接金属及びＦＬ，ＨＡＺ部ともδｃが不十分な値となっている。
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【産業上の利用可能性】
【００５４】
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。
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】溶接金属部とＦＬ，ＨＡＺ部の破壊靭性値δcに対する溶接金属中のＮｉ含有量の影響を表す図である。
【図２】硬度分布の異なる電子ビーム溶接継手のＦＬ部の硬さ（Ｈｖ）の分布を表す図である。
【図３】ＦＬ部の局所応力と溶接金属部の硬さとの関係を表す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、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耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【請求項２】
Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
【請求項３】
Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下であり、かつ、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
【請求項４】
前記溶接金属部の幅が前記鋼材の厚みの２０％以下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電子ビーム溶接継手。
【請求項５】
前記溶接構造体の溶接継手が板厚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請求項１〜４のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【請求項１】
Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、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耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【請求項２】
Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
【請求項３】
Ｎｉを２．５質量％以上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Ｎｉの含有量が質量％で４％超８％以下であり、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの１１０％超２２０％以下であり、かつ、溶接溶融線から０．５ｍｍ入った溶接金属部の硬さが溶接溶融線から０．５ｍｍ入った母材部の硬さの１００％以上１８０％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。
【請求項４】
前記溶接金属部の幅が前記鋼材の厚みの２０％以下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電子ビーム溶接継手。
【請求項５】
前記溶接構造体の溶接継手が板厚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請求項１〜４のいずれかに記載の耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２００８−８７０３４（Ｐ２００８−８７０３４Ａ）
【公開日】平成２０年４月１７日（２００８．４．１７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−２７１０７４（Ｐ２００６−２７１０７４）
【出願日】平成１８年１０月２日（２００６．１０．２）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年４月１７日（２００８．４．１７）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年１０月２日（２００６．１０．２）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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