(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手のアンダーマッチング用溶接金属において、溶接金属の硬度（Ｈｖ）が１７０〜２１０で、かつ前記溶接金属の結晶粒径が円相当径で８μｍ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アンダーマッチング用溶接金属。
【請求項２】
船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手のアンダーマッチング用溶接金属において、溶接金属の硬度（Ｈｖ）が１７０〜２１０で、かつ前記溶接金属の結晶粒径が円相当径で８μｍ以下で、更に前記溶接金属が島状マルテンサイトの面積率が１０％以下の金属組織であることを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れたアンダーマッチング用溶接金属。
【請求項３】
船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手のアンダーマッチング用溶接金属において、溶接金属の硬度（Ｈｖ）が１７０〜２１０で、かつ前記溶接金属の結晶粒径が円相当径で８μｍ以下で、更に前記溶接金属が島状マルテンサイトの面積率が１０％以下、長さ３０μｍ以上で幅１０μｍ以上のフェライトの面積率が４０％以下の金属組織であることを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れたアンダーマッチング用溶接金属。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、大型船舶等の大型造船構造物等の溶接構造体における破壊発生の最も高い部位である溶接継手部の耐脆性破壊発生特性を大幅に改善したアンダーマッチング用溶接金属に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
大型船舶等の大型造船構造物等の溶接構造体において、最も破壊発生の可能性の高い部位は溶接継手部である。この理由は、溶接継手部の溶接時に溶接欠陥を生じさせる可能性があり、破壊の起点となる応力集中部が存在する可能性が高いこと、溶接熱影響により鋼板の組織が粗大化し、溶接継手の脆性破壊発生に対する指標として用いられている破壊靱性値Ｋｃ（日本海事協会規格により設定）が低下していること、等の問題がある。
【０００３】
そのため、溶接継手部に変形や歪みが集中することを阻止するために、溶接金属の強度や硬さを溶接される鋼材となる母材よりも高くすることが溶接継手を製作する上での基本であり、特に降伏強度が６００ＭＰａ程度以下の鋼板において、溶接金属を選定する際には母材強度と比較して常にオ−バーマッチングとなる継手設計がなされている。
【０００４】
従って、溶接金属部の靱性を確保するためには、十分に焼き入れ性を確保した下部ベーナイトを主体とする組織に制御することが一般的に実施されてきた。例えば、非特許文献１に開示されているように、ＴｉＢ系の溶接金属を用い、溶接金属の硬さＨｖ（以下単に硬さという。）を少なくとも２２０以上確保することにより微細な下部ベーナイト組織を溶接金属部に生成させ、溶接金属の靱性を確保してきた。
【０００５】
【非特許文献１】産報出版社：溶接・接合選書10、鉄鋼材料の溶接、Ｐ．１20-123
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
最近の溶接構造物の大型化に伴い、高強度で、かつ板厚５０ｍｍを超える厚鋼板が使用されるようになると、溶接継手部の破壊靱性であるディープノッチ特性Ｋｃ値を確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる。しかしながら、溶接継手の硬さＨｖが２２０未満になると溶接金属の靱性が低下するという重大な問題が生じる。そこで、溶接金属の硬さが２２０未満であっても十分な破壊靱性が確保できる溶接金属の開発が望まれていた。
【０００７】
本発明は、上記課題に鑑み、船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手において、高強度で、かつ板厚５０ｍｍを超える厚鋼板の溶接においても、溶接継手部における溶接金属の硬さが２１０以下であっても十分な破壊靱性が確保しうる溶接金属を提供することで、溶接継手部のボンド部、および溶接金属部の両部分においてもＫｃ値を確保することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は上記課題を解決するためになされたもので、溶接継手部をアンダーマッチング設計するための溶接金属として、従来の技術では不可能であった溶接金属の硬さを２１０以下に抑えつつ、溶接金属の靱性を十分に確保できる溶接金属を見いだした。すなわち、本発明は、従来の技術で採用されてきた焼き入れ性を確保した下部ベーナイト主体の組織に依存することなく、微細なフェライト組織を主体とし、破壊の起点となり靱性の低下を招く島状マルテンサイト（以下、Ｍ＊という。）、粗大なフェライトの含有率を所定の量まで低減させることにより、溶接金属の硬さが２１０以下であっても、良好な靭性を確保できる溶接金属である。本発明の要旨は次の通りである。
（１）船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手のアンダーマッチング用溶接金属において、溶接金属の硬度（Ｈｖ）が１７０〜２１０で、かつ前記溶接金属の結晶粒径が円相当径で８μｍ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アンダーマッチング用溶接金属。
（２）船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手のアンダーマッチング用溶接金属において、溶接金属の硬度（Ｈｖ）が１７０〜２１０で、かつ前記溶接金属の結晶粒径が円相当径で８μｍ以下で、更に前記溶接金属が島状マルテンサイトの面積率が１０％以下の金属組織であることを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れたアンダーマッチング用溶接金属。
（３）船舶溶接構造体に用いる降伏強度４６０ＭＰａ級鋼板の突合せ溶接継手であって、溶接継手部のディープノッチ特性Ｋｃ値を３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上確保するために、アンダーマッチングとなる継手設計が必要となる溶接継手のアンダーマッチング用溶接金属において、溶接金属の硬度（Ｈｖ）が１７０〜２１０で、かつ前記溶接金属の結晶粒径が円相当径で８μｍ以下で、更に前記溶接金属が島状マルテンサイトの面積率が１０％以下、長さ３０μｍ以上で幅１０μｍ以上のフェライトの面積率が４０％以下の金属組織であることを特徴とする、耐脆性破壊発生特性に優れたアンダーマッチング用溶接金属。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、破壊靱性の確保が難しい厚手大入熱溶接用高強度鋼板（特に降伏強度が６００ＭＰａ程度以下の鋼板）の溶接継手であっても、アンダーマッチングとなる溶接継手設計を可能にして継手部の破壊靱性を確保することができるという顕著な効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
先ず、本発明に規定する、溶接金属の硬さ（Ｈｖ）が２１０以下でも靱性を確保しうる理由について説明する。
【００１１】
従来技術において溶接金属の硬さが２１０以下では靱性を確保し得ないのは、溶接金属が、溶接によって溶融・凝固したままで強度、靱性を発揮しなければならないために、凝固ままでも優れた靱性を発揮できる組織として、微細なアシュキュラーフェライト組織を活用していた。このアシュキュラーフェライトを生成させるには、焼き入れ性を高めて、溶接金属の硬さが２２０以上としていた。換言すれば、溶接金属の硬さが２２０未満では焼き入れ性が不足するため粒界フェライトが多数生成しアシュキュラーフェライトも粗大化した混合した組織となり、その結果、靱性が低下して破壊に至ることになるからである。
【００１２】
この問題を解決するには、靱性にとって有害となる組織を解明する必要があり、本発明者らは、上述のアシュキュラーフェライトと粒界フェライトが混合した組織で靱性が低下するメカニズムを詳細に調査した。その結果、これら混合組織では、アシュキュラーフェライトの結晶粒径が粗大であること、アシュキュラーフェライト間でＭ＊の生成が頻発し、これらが脆性破壊発生の起点になること、更にアシュキュラーフェライトのマトリックス中に粗大な粒界フェライトが存在すると、粗大な粒界フェライトの方がアシュキュラーフェライトよりも軟らかいので、そこに歪みが集中し易く、そのために脆性破壊発生の起点となることを知見した。なお、実施例の表１中の「Ｎｏ．９」の溶接金属の性能の内の硬さＨｖ値に基づいて、溶接金属の硬さ（Ｈｖ）の好ましい下限値を１７０とした。
【００１３】
次に、本発明者らは、上述した靱性にとって有害となる組織と靱性との関係について定量的な実験を実施した。その結果、溶接金属の組織は結晶粒径と密接な関係があることが判明した。図１に示すように、アシュキュラーフェライト粒径が８μｍ以下と微細であれば、必然的に含有し易いＭ＊が存在しても、１０％程度の面積率であれば、−２０℃で６０Ｊ以上の靱性は確保できることを知見した。これは、Ｍ＊によって破壊起点が形成されても、Ｍ＊の周囲のマトリックスのフェライト粒径が小さいと、粒の間に生成するＭ＊の寸法も小さくなり、アシュキュラ−フェライト粒径が８μｍ以下になると粒界３重点に生成するＭ＊の寸法が１μｍ以下となり、Ｍ＊から脆性破壊が発生する際の限界破壊応力が十分高くなり、かつＭ＊が割れてミクロき裂が出来ても、生成した脆性亀裂がフェライト結晶粒界に達したときに、その亀裂寸法が８μｍ程度と小さいために、粒界の微視的なアレスト性能が発揮されて、結晶粒界を越えて亀裂が成長できないためであることを確認した。従って、アシュキュラ−フェライト粒径は８μｍ以下とする必要がある。
【００１４】
更に、本発明において、島状マルテンサイト（Ｍ＊）の面積率が１０％以下と規定する理由について説明する。本発明者らは、上記Ｍ＊の面積率が１０％超では、Ｍ＊から発生する脆性亀裂の芽が多数存在するために、結晶粒界で亀裂が微視的に停止しても、複数の停止した亀裂が存在するために、それらの相互作用により、より大きな亀裂と同様の作用により脆性亀裂が成長、合体し、破壊に至ることを知見した。また、上記Ｍ＊の面積率が１０％超になると、溶接金属の硬さ（Ｈｖ）を２１０以下に規制することが工業的に困難になるので、Ｍ＊の面積率は１０％以下とする必要がある。
【００１５】
また、本発明において、溶接金属の金属組織が長さ３０μｍ以上で幅１０μｍ以上のフェライトの面積率が４０％以下の金属組織と規定した理由について説明する。図１において、フェライト粒径が８μｍ以下であれば、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ程度を確保できることは前述した通りであるが、フェライト粒径が同等であってもシャルピー吸収エネルギーに大きなバラツキが生じることが判明した。そこで、本発明者らは、このバラツキの原因を調査したところ、破壊の起点部に粗大なフェライトの存在が確認され、この破壊の起点となった粗大フェライトを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した結果、その大多数が長さ３０μｍ以上、幅１０μｍ以上の大きさであり、それ以下の寸法のフェライトは破壊の起点としては認められなかった。そこで、長さ３０μｍ以上で、かつ幅１０μｍ以上のフェライト分率を測定し、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を調査した。その結果を図２に示した。図２から分かるように、粗大なフェライトの分率が４０％以下であれば、シャルピー吸収エネルギーが更に安定して向上できることを知見した。
【００１６】
本発明の対象とする厚鋼板としては、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％以下を含有する鋼を基本成分とし、母材強度の上昇、継手靱性の向上等の目的のために要求される特性に応じて、例えば、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，ＲＥＭ，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂから選ばれた１種または２種以上を含有する公知の成分を有する溶接構造用鋼である。また、溶接材料としては、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：０．２０〜１．２０％、Ｍｎ：１．０〜２．５０％、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％、Ｎｉ：０．５０〜３．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．００３０〜０．００９０％、更に必要に応じてＣｒ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．５％以下の１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接材料を用いて溶接することが好ましい。また、溶接方法としては、溶接時の入熱や冷却速度、溶接パス間温度等の条件を制御しながら本発明で規定した溶接金属組成および金属組織を達成すればよく、その具体的方法については格別制限することはない。
【００１７】
例えば、溶接金属の硬さを２１０以下に低減するために、溶接金属の冷却速度が過大にならないように溶接入熱を大きくする必要があり、溶接金属組織の結晶粒径を８μｍ以下にするには、溶接入熱が過大にならないような適切な入熱を、使用する溶接材料、鋼材に応じて施工する必要があることは当然である。更に、Ｍ＊を１０％以下に抑制することも、溶接入熱量が小さくなり過ぎると逆にＭ＊が１０％を優に超えるという問題が生じるために、特に溶接材料、鋼材のＣ含有量が０．１５％を超えるような場合には特に溶接時の施工に注意が必要である。更に、粗大なフェライト分率を４０％以下に抑制するには、前述した結晶粒径の制御と同様に溶接入熱の厳密な管理が必要であるが、特に鋼材、溶接材料のＣ含有量が０．１％以下の場合には溶接時の施工に注意が必要である。これら溶接条件は鋼材、溶接材料の化学成分、溶接方法によっても大きく変動するため特に限定するものではない。
【００１８】
また、本発明で規定した溶接金属の組織の達成手段も特に限定するものではなく、本発明で規定した溶接金属の組織、硬さの範囲内であれば、溶接金属の靱性を確保しつつ、アンダーマッチングとなる溶接継手設計が可能な手段であればよい。
【実施例】
【００１９】
板厚：２０〜１００ｍｍの厚鋼板（ＹＰ４７）を準備し、入熱量：２０〜５２０キロジュール／ｃｍで、２電極ＶＥＧＡ溶接（ＶＥＧＡ−ＩＩ）、通常のエレクトロガス溶接（ＥＧ）、潜弧溶接（ＳＡＷ）、炭酸ガス溶接（ＣＯ2）の溶接を実施した。
【００２０】
溶接継手の特徴および継手性能試験の結果を表１に示した。なお、本実施例で得られた溶接金属の硬さ、Ｍ＊面積率、粗大フェライト分率の評価方法は次の通りである。
・溶接金属の硬さ：１０ｋｇ荷重時の圧痕を用いて測定したビッカース硬さの値である。
・溶接金属の結晶粒径：板厚中央部近傍で３箇所の視野で組織観察を実施し、アシュキュラ−フェライト粒径について円相当粒径で評価した結果である。
・Ｍ＊面積率：これは結晶粒径を測定した視野において、修正レペラー液で腐食した組織から白く島状に現出された島状マルテンサイト（Ｍ＊）に注目し、観察視野における面積率をＭ＊（％）と定義して表記した。
・粗大フェライト分率：上記と同様の観察視野において、ナイタール腐食液で現出された長さ３０μｍ以上、幅１０μｍ以上のフェライトが観察視野において占める面積率として定義した。
【００２１】
なお、溶接金属の性能評価として、−２０℃において切り欠き位置が溶接金属の中央となるように加工した試験片を用いてＶノッチシャルピー衝撃試験を実施した３本の平均値で評価した。
【００２２】
表１に示すように、本発明例のＮｏ．１〜１３は本発明で規定する条件を満足する例で、溶接金属の硬さＨｖが２１０以下であるにも拘らず、−２０℃で１００Ｊ以上のシャルピー衝撃吸収エネルギー値を示した。その結果、溶接継手部のディープノッチ試験を、切欠き位置をボンド部、溶接金属部として実施した結果、両方の位置で十分なＫｃ値が得られた。
これに対して、比較例Ｎｏ．１４〜１７はフェライト粒径が所定の値を超えていたため、Ｍ＊（％）や粗大フェライトの面積率が所定の値以下であったが、十分なシャルピー衝撃吸収エネルギー値は得られなかった。そのため、溶接金属の硬さが低かったＮｏ．１４〜１７は、溶接ボンド部のディープノッチ試験で得られたＫｃ値は十分な値を示したが、溶接金属に切欠きを入れたディープノッチ試験で得られたＫｃ値は低く問題であった。
また、比較例Ｎｏ．１８〜２０はフェライト粒径が所定の値以下であったが、比較例Ｎｏ．１８は粗大フェライト分率が所定の値を超えていたため、本発明例であるＮｏ．１〜１３よりも低いシャルピー衝撃吸収エネルギー値の値となった。ただ、造船分野で最低限求められている値である２７Ｊ以上の値は十分満足した値を示し、溶接ボンド部、溶接金属部のＫｃ値も３０００Ｎ／ｍｍ1.5以上の値となった。
比較例Ｎｏ．１９、２０はＭ＊（％）が所定の値を超えていたため、溶接金属のＨｖが２１０超となり、溶接金属部のＫｃ値は十分であったものの溶接ボンド部のＫｃ値は低かった。
【００２３】
図３に溶接金属の硬さとシャルピー衝撃吸収エネルギー値との関係を示した。この図３から分かるように、従来の溶接金属は○印で示したように、硬さＨｖが２２０以上でないと十分なシャルピー衝撃吸収エネルギー値が得られていないが、本発明例では硬さＨｖが２１０以下でも十分なシャルピー衝撃吸収エネルギー値が得られていることが分かる。
【００２４】
【表１】
0004660111.tif 000002
【産業上の利用可能性】
【００２５】
以上説明したように、本発明は、高強度で、かつ板厚５０ｍｍを超える厚鋼板の溶接においても、溶接継手部における溶接金属の硬さが２１０以下であっても十分な破壊靱性が確保しうる溶接金属を提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】ｖＥ（−２０℃）に及ぼす溶接金属の組織因子である結晶粒径、Ｍ＊（％）の影響を示す図である。
【図２】ｖＥ（−２０℃）に及ぼす溶接金属の組織因子である粗大フェライトの影響を示す図である。
【図３】ｖＥ（−２０℃）に及ぼす溶接金属の硬さ（Ｈｖ）の影響を示す図である。
【図１】
0004660111.tif 000003
【図２】
0004660111.tif 000004
【図３】
0004660111.tif 000005