(57)【要約】【課題】降伏強度が３５５ＭＰａ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】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜３.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐｃｍの値が０．１２％以上０．５％以下であ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、溶接金属中に含まれるＯの量を２０ｐｐｍ以上とし、同じく粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を１０個／ｍｍ２以下とする。【選択図】図３
2008088504.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜３.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有し、下記（１）式で表されるＰｃｍの値が０．１２％以上０．５％以下であ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２０ｐｐｍ以上であり、同じく粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ２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。
Ｐcm＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋V／10＋5B
・・・・・・・  （１）
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜３.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有し、下記（１）式で表されるＰｃｍの値が０．１２％以上０．５％以下であ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２０ｐｐｍ以上であり、同じく粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ２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／ｍｍ２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。
Ｐcm＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋V／10＋5B
・・・・・・・  （１）
【請求項３】
溶接金属部の硬さが母材の硬さの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電子ビーム溶接継手。
【請求項４】
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電子ビーム溶接継手。
【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値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では、溶接熱影響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】
一方、インサートメタルによらないで、電子ビーム溶接継手の靭性を向上させることも知られている。たとえば、
特許文献３には、母材として、Ａｌ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｏ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、かつ粒子径が０．０５〜５．０μｍのＴｉ酸化物を均一に分散させた鋼を用い、ＨＡＺ部と溶接金属部のミクロ組織を微細化することが記載されている。
【００１０】
特許文献４には、母材のＡｌ量を０．００５％未満とすることにより、少ない非金属介在物数であっても微細なミクロ組織の溶接金属が得られることが記載されている。
特許文献５には、母材として、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ ：０．０１０％以下、Ｓ ：０．００１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００３％以下を含有する鋼を用い、溶接金属部に、Ｓを０．００２〜０．０１％含有させるとともに、０．１〜５μｍのＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／mm２含有させることが記載されている。
【００１１】
特許文献６には、母材として、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、かつ、〔Ｏ〕＜０．０１９×〔Ｓｉ〕＋０．００９×〔Ａｌ〕を満足する組成からなり、３μｍ以上の鋼中介在物が５．０個／mm２以下の鋼を用い、溶接金属部の３μｍ以上の鋼中介在物が３．０個／mm２以下となるようにすることが記載されている。
【００１２】
以上の技術は、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、いずれも、上記インサートメタルを使用する場合と同様にＣＴＯＤ試験での破壊靭性値δｃ値の確保については検討されておらず、また、いずれも、高真空を用いた電子ビーム溶接、すなわち、雰囲気から溶接金属中に酸素が供給されないことを前提とする技術であり、真空度の低いＲＰＥＢＷにおける適用については、さらに検討が必要である。
【００１３】
また、靭性を向上させるその他の方法として、エレクトロガス溶接等の大入熱溶接継手においては、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Ｋcを改善する方法が、特許文献７によって提案されている。
【００１４】
しかしながら、電子ビーム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、大入熱溶接継手と同様に母材の硬さの１１０％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壊靭性値δｃを確保できなくないという問題が生じる。
【００１５】
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δｃなどの特性を容易にコントロールすることは難しい。
【００１６】
【特許文献１】ＷＯ９９／１６１０１
【特許文献２】特開平３−２４８７８３号公報
【特許文献３】特開昭６２−６４４８６号公報
【特許文献４】特開昭６４−３４５９８号公報
【特許文献５】特開２００１−２０７２４２号
【特許文献６】特開２００３−２０１５３５号
【特許文献７】特開２００５−１４４５５２号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
上記従来技術に鑑みて、本発明は、インサートメタルを使用せずに電子ビーム溶接した溶接継手において、溶接金属部、及び、特に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】
【００１８】
本発明者は、インサートメタルを使用して電子ビーム溶接した場合、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が低下することを知見した。
【００１９】
そして、この知見に基づき、溶接金属部の硬さを母材の硬さの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２００５−２０７２６１号）した。
【００２０】
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）の高強度厚鋼板の電子ビーム溶接において、そ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３〜６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。
【００２１】
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：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜３.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有し、下記（１）式で表されるＰｃｍの値が０．１２％以上０．５％以下であ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２０ｐｐｍ以上であり、同じく粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ２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。
Ｐcm ＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋V／10＋5B
・・・・・・  （１）
（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜３.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有し、上記（１）式で表されるＰｃｍの値が０．１２％以上０．５％以下であ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２０ｐｐｍ以上であり、同じく粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ２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／ｍｍ２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。
【００２２】
（３）溶接金属部の硬さが母材の硬さの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電子ビーム溶接継手。
（４）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。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、降伏強度が３５５ＭＰａクラスで、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】
【００２４】
本発明者らは、Ｔｉ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ＣＴＯＤ試験での破壊発生点を詳細に調査した結果、ＣＴＯＤ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。
【００２５】
以下、上記知見が得られた実験について説明する。
Ｃ：０．０４％、Ｍｎ：１．８％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．００６％、Ｔｉ：０．０２％を含有する厚さ７０ｍｍ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Ｎｉ箔を挿入し、他方は（ｂ）Ｎｉ箔を挿入しないでＲＰＥＢＷ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（ＦＬ部）及びＨＡＺ部にノッチを設けてＣＴＯＤ試験を行うとともに、溶接継手部の硬さ変化を調べた。
【００２６】
ＣＴＯＤ試験結果を図１に、溶接継手部の硬さ変化を図２に示す。
突合せ部にＮｉ箔を挿入した（ａ）の場合は、溶接金属部の硬度が高く、ＦＬ部での破壊靱性値δｃが低下しているのに対し、Ｎｉ箔を挿入しない（ｂ）の場合には、溶接金属部の硬度が低く、硬さのオーバーマッチングの程度が緩和されており、ＦＬ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δｃの値もＮｉ箔を挿入した場合に比べて多少低い程度であった。
【００２７】
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０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が４００個／ｍｍ２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、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、ＦＬ部の硬さの２６０％と高かったため、Ｆｌ部の局所応力が増大し、δｃが低くなったものと考えられる。
【００２８】
以上のように、Ｎｉ箔を挿入しない場合には、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ＨＡＺ部の間のオーバーマッチングの程度を緩和でき、溶接金属部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも高い破壊靱性値δｃを得られることが確認できたので、さらにＮｉ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ＦＬ部の破壊靱性値δｃとの関係を調査した。
【００２９】
Ｃ：０．０４％、Ｍｎ：１．８％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．００６％、Ｔｉ：０．０２％を含有し、酸素含有量が１０〜２５０ｐｐｍと異なる、厚さ７０ｍｍの鋼板をＲＰＥＢＷ法により突合せ溶接後、同様に、鋼板厚み方向１／４と３／４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。
【００３０】
なお、介在物の個数は、光学顕微鏡画像を画像処理によって酸化物個々の面積を求め、そ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２μｍ以上の酸化物の単位面積当たり個数を求めた。
【００３１】
結果を図３に示すが、大きさが２μｍ以上の酸化物の個数が１０個／ｍｍ２以下で、溶接金属の破壊靭性値δｃ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。
【００３２】
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Ｔｉ酸化物の種類と分散条件を求めた。
その結果、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が３０〜６００個／ｍｍ２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わかった。
【００３３】
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。
【００３４】
以下、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：０．０２〜０．２％、Ｍｎ：０．８〜３.５％、Ｓ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０２％未満、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％を含有し、Ｐｃｍの値が０．１２％以上０．５％以下である鋼材を用いる。
【００３５】
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０．０２％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、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、０．００２５％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。
【００３６】
Ａｌは、通常、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ので、本発明では、Ｔｉによる脱酸を行うため、Ａｌの含有量を０．０２％未満とする。０．００５％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。
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。
【００３７】
Ｏは、Ｔｉ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、溶接金属中に少なくとも２０ｐｐｍ以上、より好ましくは４０ｐｐｍ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、母材中の含有量を一律には規定できないが、母材中のＯ含有量は、通常の高真空の電子ビーム溶接では、４０ｐｐｍ以上とし、また、真空度の低い上記ＲＰＥＢＷでは３０ｐｐｍ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、２５０ｐｐｍ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。
【００３８】
さらに、本発明では、溶接金属部の焼入性を確保して、溶接金属部に粗大なフェライトが生成しないようにするために、母材における下記（１）式で表されるＰｃｍ値を０．１２質量％以上とする。また、Ｐｃｍ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。前述の溶接金属部の硬さを母材の硬さの２２０％以下とする観点からは、０．３８％以下が好ましい。
Ｐcm＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋V／10＋5B
・・・・・・  （１）
【００３９】
本発明の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、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％以下の範囲で含有させた鋼が好ましい。
【００４０】
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、図３に示すように、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ２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、溶接金属部における破壊靱性値のばらつきの原因となる。
【００４１】
また、粒内変態核として機能するＴｉ酸化物の粒径は０．１μｍ以上２．０μｍ未満であり、その範囲の粒径のＴｉ酸化物の量が３０〜６００個／ｍｍ２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。
【００４２】
溶接金属部において、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量が１０個／ｍｍ２を超えないようにするとともに、粒径０．１μｍ以上２．０μｍ未満のＴｉ酸化物の量が３０〜６００個／ｍｍ２になるようするためには、母材として、酸化物のサイズが２．０μｍ以下に抑制された鋼材を使用するのがよい。
【００４３】
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Ａｌが用いられているが、強脱酸元素であるＡｌを添加すると、脱酸反応が急速に進み、２μｍ以上の大きな酸化物が生成してしまう。そこで、Ａｌよりも脱酸能力の小さいＴｉ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Ｔｉ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、Ｔｉの投入タイミングを制御したり、弱脱酸元素であるＴｉを投入した後に、強脱酸元素であるＡｌ、Ｃａ、Ｍｇなどを極めて少量投入したりすることで、２μｍ以上の粗大酸化物の生成を抑制し、０．１〜２μｍの微小酸化物を多数生成させることができる。
【００４４】
本発明は、さらに、先の出願（特願２００５−２０７２６１号）で開示した技術と組み合わせるとより効果的である。
すなわち、溶接金属部の硬さＨｖ（ＷＭ）が母材の硬さＨｖ（ＢＭ）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。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。
【００４５】
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、溶接金属内に形成させる初析フェライトを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、本発明では、母材となる鋼材のＰｃｍ値を０．１２％以上に規制することにより、鋼材の焼入性を確保している。
【００４６】
本発明では、鋼板の板厚は特に限定されないが、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、電子ビーム溶接は、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。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。
【００４７】
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】
【００４８】
表１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、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。
その結果を表２に示す。
【００４９】
表２において、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。
ビード幅は、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。
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。
【００５０】
表２に示すように、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部とも十分な値を示している。
なお、本発明例１、１７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、ＦＬ及びＨＡＺ部ともδｃ値が低めであり、本発明例６、７、１３、１４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値が低めであった。
【００５１】
これに対し、比較例１８は、鋼材のC量が及びPcm値が本発明の規定値以上で、Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）の値が本発明の範囲より大きく、かつ粒径0.1〜2μｍ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ＦＬ，ＨＡＺ部ともδｃ値は不十分であった。
比較例１９は、鋼材のC量及びPcmが本発明の規定値以上であり、粒径0.1〜2μｍ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ＦＬ，ＨＡＺ部ともδｃ値は不十分であった。
比較例２０は、鋼材のPcm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のため、溶接金属部のδｃ値は不十分であった。
【００５２】
比較例２１は、鋼材のPcmが本発明の規定値以下であり、粒径0.1〜2μｍ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δｃ値は不十分であった。
比較例２2、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，ＨＡＺ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，ＨＡＺ部ともδｃ値は不十分であった。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
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【産業上の利用可能性】
【００５５】
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】
【００５６】
【図１】突合せ部にＮｉ箔を挿入、あるいは挿入しないでＲＰＥＢＷ法により溶接した場合のＣＴＯＤ試験結果を示す図である。
【図２】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３】溶接金属の破壊靭性値と粒径２．０μｍ以上の酸化物個数との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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