(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】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Ｎｉを１〜４質量％含有させ、かつ、母材のＮｉ含有量よりも０．２質量％以上多く含有させるとともに、溶接金属部の硬さを母材の硬さの１１０％超２２０％以下とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
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Ｎｉを１〜４質量％含有し、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多く含有するとともに、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】
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Ｎｉ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】
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Ｎｉを１〜４質量％含有し、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多く含有するとともに、溶接金属部の硬さが母材の硬さの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】
溶接金属中にＢを１０ｐｐｍ以下含有す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１〜４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】
しかしながら、母材となる鋼材にはさまざまなＮｉ含有量のものがあり、母材のＮｉ含有量と使用するインサートメタルのＮｉ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、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、上記インサートメタルを使用する方法を改良して、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、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、インサートメタルを使用して溶接した場合における母材と溶接金属部のＮｉ含有量についてさらに検討を加えた。
【００１５】
その結果、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に加えてさらに、溶接金属中のＮｉ含有量を母材のＮｉ含有量との関係で適切な範囲に規制することにより、上記のような溶接金属部と母材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も見出し、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、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）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Ｎｉを１〜４質量％含有し、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多く含有するとともに、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）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Ｎｉ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）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Ｎｉを１〜４質量％含有し、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多く含有するとともに、溶接金属部の硬さが母材の硬さの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。
【００２０】
（４）前記溶接金属中にＢを１０ｐｐｍ以下含有す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】
【００２１】
本発明によれば、降伏強度が３５５ＭＰａクラスで、板厚が５０ｍｍ超の高強度鋼材を電子ビーム溶接して溶接構造体とする時、鋼材のＮｉ含有量にかかわらず破壊靭性値δcが十分に高い溶接継手を形成するこができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
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、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値を十分に確保することは困難であった。
【００２３】
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、母材とインサートメタルのＮｉ含有量の組み合わせによっては、そのような手段を用い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。
【００２４】
そこで、まず、溶接金属のＮｉ含有量の影響を調べるために、降伏強さで３５５ＭＰａクラスの鋼板を試作し、（ａ）純Ｎｉあるいは（ｂ）Ｎｉ含有量が２０質量％のＦｅ−Ｎｉ合金よりなる厚さ０．３ｍｍ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、ＣＴＯＤ試験による破壊靭性値δc、硬さ変化及びＮｉ濃度を測定した。
【００２５】
溶接継手のＣＴＯＤ試験及び硬度測定の結果、上記（ａ）の純Ｎｉ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δcは０．２ｍｍ以上と十分高い値を示したが、ＦＬ部の破壊靭性値δcは、０．０２ｍｍ以下と極めて低い値を示した。一方、上記（ｂ）のＦｅ−Ｎｉ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δcは、溶接金属部及びＦＬ部とも０．２ｍｍ以上と十分高い値を示した。
【００２６】
また、溶接金属の平均Ｎｉ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）のインサート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Ｎｉ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。
【００２７】
以上のことから、溶接金属中のＮｉ含有量を母材のＮｉ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ーマッチングによる継手靭性の低下を防止できることがわかった。
【００２８】
次に、溶接金属中のＮｉ含有量の適正範囲及び溶接金属と母材のＮｉ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、Ｎｉ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。）を測定する試験を行い、破壊靭性値δcを確保するのに必要なＮｉ量について評価した。
【００２９】
それぞれに試料について、得られたδc値に関し、ＷＭ部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも０．１５ｍｍ以上の良好なもの○と、ＷＭ部及びＦＬ，ＨＡＺ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Ｎｉ量及び溶接金属と母材鋼板のＮｉ量の差をプロットした結果を図１に示す。
ここで、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、この値を境としてδc値が良好なものと不良なものに分類した。
【００３０】
図１より、溶接金属中のＮｉ含有量が１〜４質量％の範囲であり、かつ、母材のＮｉ含有量より０．２質量％以上多い場合に、ＷＭ部及びＦＬ，ＨＡＺ部とも、所要のＣＴＯＤ値を確保できることがわかった。
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や、ＦＬ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１１０％超２２０％以下の範囲に入っていることがわかった。
【００３１】
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って形成された溶接継手では、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１〜４質量％とし、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多くすることが、ＣＴＯＤ値の確保にとって有効であることがわかった。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
【表１】
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【００３５】
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。
【００３６】
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り、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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
そして、上述したように、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１〜４％で、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多く含有するとなるように溶接するとともに、溶接金属部の硬さが母材の硬さの１１０％超２２０％以下であるように溶接する、あるいは、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１５０％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。
【００４０】
以上のような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特に限定されるものではないが、高強度鋼板を用いるのが好ましい。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、Ｎｉ、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。
【００４１】
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。
【００４２】
また、溶接の際、突合せ部にＮｉを含有す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１〜４質量％含有し、かつ、母材のＮｉ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：０．０１〜０.０６％、Ｓｉ：０.２〜１.０％、Ｍｎ：０.５〜２.５％、Ｎｉ：５０％以下、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ａｌ：０〜０.３％、Ｍｇ：０〜０.３０％、Ｔｉ：０.０２〜０.２５％、Ｂ：０.００１％以下を含有するＦｅ合金が例示できるが、特にＮｉ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。
【００４３】
本発明では、特に溶接金属にＢを１０ｐｐｍ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１０ｐｐｍ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。
【００４４】
本発明では、図１を用いて説明したように、溶接継手の溶接金属中にＮｉを１〜４質量％含有させ、かつ、母材の含有量よりも０．２質量％以上多く含有させる。
【００４５】
そして、本発明は、溶接金属中のＮｉ含有量をそのようにした上で、さらに先の出願（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。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。
【００４６】
本発明は、このようにすることにより、溶接金属部と母材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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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】
【００５２】
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に示す成分を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるＦｅ−Ｎｉ合金インサートメタルあるいは純Ｎｉ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４に示す。
【００５３】
表４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。
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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値が十分な値を示している。
【００５６】
一方、比較例１８、１９、２１、２２は、溶接金属中のＮｉ含有量が1％以下のため、その結果、溶接金属のδｃが不十分であった。
比較例２０、２３、２４は、溶接金属中のＮｉ含有量が4％以上のため、Ｈｖ（WM）／Ｈｖ（BM）が２２０％超で、Ｈｖ（FL-0.5mm）／Ｈｖ（FL+0.5mm）が１８０％超で、その結果、溶接金属のδｃは十分であるが、FL，ＨＡＺのδｃが不十分であった。
【００５７】
【表２】
2008087030.tif 000004
【００５８】
【表３】
2008087030.tif 000005
【００５９】
【表４】
2008087030.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【００６０】
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】
【００６１】
【図１】溶接金属のＮｉ量と、溶接金属と母材鋼板のＮｉ量の差と、破壊靭性値δｃとの間の関係を表す図である。
【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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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