

① 破壊起点を生成する要因の存在
溶接欠陥，特に，溶接割れや溶け込み不良のような平溶接継手の力学的特徴

面状欠陥や，裏当て金などの未溶着部は脆性破壊の起点
溶接接合で組み立てられる構造物の性能は，「つなぎ目」としての溶接部の強度特性に左右される場合が多い．
それは，溶接によって熱が与えられ（それも局部的に与となりやすい．
② 破壊駆動力を大きくする要因の存在
溶接残留応力，角変形などの溶接変形，目違いなどのえられ），更に溶融・凝固を伴うために，溶接部は母材と初期不整が存在すると，それによる２次応力が重畳し，は異なった性質となりやすいためである．溶接部の硬化・溶接部は構造設計者が考えているよりも局所的に大きな軟化，ボンド脆化などの材質劣化，溶接変形や残留応力

応力状態になりやすい．また，溶接部に硬化部や軟化部の生成などはその代表例である．また，溶接条件の選定が含まれ，その強度急変部近傍にき裂が存在すると，低がよくないと，時として溶接割れや融合不良，アンダカ

強度部の塑性変形が隣接する高強度部によって拘束され，ット，ブローホールなどの溶接欠陥が生じる．溶接部の低強度部内の応力が高くなる傾向がある．

もつこれらの特性は，継手が外力を受けたとき，たとえ③ 破壊抵抗値を低下させる要因の存在

一様な外荷重であっても溶接部に不均一な応力・ひずみ

ボンド脆化（融合線とその近傍の熱影響部粗粒域の脆をもたらし，しばしば継手性能を低下させる原因となる．

化）や熱ひずみ脆化（変態点以下の 200〜600℃の領域に溶接部にみられるこのような力学的・材質的変化を，継おいて熱とひずみの履歴を受けるために生じる脆化），ひ

手の破壊要因との関係でまとめると表１のようになる．鋼

ずみ取り熱加工よる脆化など，溶接部の靭性が母材に比板母材の場合と比べて次のような特性があり，脆性破壊

べて著しく劣化する場合がある．

を引き起こしやすいことに注意する必要がある．

表１

なお，本稿では「鋼溶接部の破壊靭性と継手破壊強度」

溶接熱加工プロセスがもたらす特性と破壊要因との関連

溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号





図１

無限平板のき裂開口挙動，破壊応力に及ぼす引張残留応力の影響の基礎事項を解説するが，一部，上級技術者向けの記述も（補足）として含めているが，全体像を把握する際には読み飛ばして頂いて構わない．

溶接継手の脆性破壊強度に及ぼす諸因
子の影響


溶接残留応力，初期不整の影響

溶接継手では，残留応力の存在が脆性破壊に時に大きな影響を及ぼす．特に，溶接線方向の残留応力は材料の引張降伏応力レベルに達しうることから，溶接線に直角にき裂が存在する場合に残留応力の影響が顕著に現れる．
溶接線に垂直なき裂を持つ平板が，溶接線方向に一様

図２

角変形をもつ溶接継手の破壊強度 3な引張応力σ∞を受ける場合を考える（図１）．き裂が存在すると，単なる突合せ溶接継手の 場合とは異なり，応力の再配分によってき裂先端には材料の降伏応力σ, レベ

破壊応力 σ∞ は図 1 0 のような温度依存性を示す．残ルの引張残留応力場（軟鋼のような低強度鋼では約 11σ,

留応力の影響は，σ∞  降伏応力σ, の場合に顕著で，の強さ）が形成され，き裂先端には塑性変形が生じ

図の  点の温度（δ0＝πε, となる温度，ε,：降伏ひる．このため，図 1 . に示すように，同じ外応力σ∞をずみ）付近で，残留応力の影響が最も大きくなる．残留

受けてもき裂先端の塑性変形が容易になり，き裂先端開応力の影響の具体例は後ほど紹介する．

1，2

口変位（'" δ）が大きくなる．特に，き裂寸法 20

また，溶接部では角変形や目違いなどの初期不整が存が引張残留応力場の領域に比べて小さければ，低負荷レ

在することがある．過度の初期不整は応力・ひずみの集ベルでは，あたかも外応力が材料の降伏応力程度作用し中をもたらし，疲労き裂の発生を容易にするほか，脆性ているような '" が生じる．外応力σ∞が増加するに破壊の危険性を大きくする．例えば，角変形をもつ溶接

つれて残留応力の影響が小さくなり，σ∞−δ関係は残留継手が引張荷重を受ける場合を考える．外負荷によって応力の存在しない場合に近づく（図 1 /）．すなわち，

角変形が修正されるような変形が加わるために，引張応

開口変位δは，残留応力の存在しない場合の曲線 力に加えて曲げ応力が発生する．この２次曲げ応力の重に対して，曲線 のように変化する．

畳によって，図２に示すように破壊応力温度曲線が高温

脆性破壊は開口変位δが限界値δ0 になると生じ，δ0
は温度の低下とともに減少するので，結局，溶接継手の

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

側にシフトする 3．温度シフト量は，角変形の大きさに依存する．

南：破壊靭性と継手破壊強度



図３

図４


 

多重熱サイクルを受けた鋼溶接熱影響部粗粒域（CGHAZ）の靭性特性

溶接ボンド部に切欠きをもつWells− 木原タイプ試験でみられる熱ひずみ脆化 20)

ボンド脆化および熱ひずみ脆化の影響

る．この脆化域は溶接ボンド部に沿って離散的に存在し寸法がサブ :: のオーダであることから -（<0.9

ボンド脆化

鋼溶接部では，融合部とその近傍の熱影響部粗粒域（溶?6AA92 -<;2）とよばれている．図３は，490〜590!::2

接熱サイクルの最高到達温度が 1150〜1200℃以上の領級鋼多層 - 粗粒域（-）の靭性特性 4−7をまと域）は脆化することが多く，これを「ボンド脆化」と呼めたものである．(-（- となる熱サイクんでいる．ボンド脆化は，次の二つの因子に支配される．

ルを２回受ける領域），-（後続の熱サイクルで① 鋼材の組成1 変態点と 3 変態点の二相温度域に再加熱される領熱影響部において，脆化組織（上部ベーナイトや島状域），&-（後続の熱サイクルの最高到達温度がマルテンサイト），および，硬化を生じやすい鋼ではボン

1 変態点以下の領域）が - の候補であるが，これら

ド脆化が著しい．特に，上部ベーナイトや島状マルテンのうちで - の靭性劣化が一般に最も著しい．

.?A2;@6A2B@A2;6A2

- は大きなものでも 1〜2::，一般にはサブ :: の<;@A6AB2;A）が生成すると，ボンド脆化が顕著となる．

オーダで，多層溶接熱影響部の板厚方向に離散的に存在② 溶接条件に関連する熱サイクル

する．しかし，寸法が小さいにも関わらず，脆性破壊のサ イ ト に 伴 っ て（オーステナイト結晶粒度を決定する 1 変態点以上に起点となりやすい．

加熱される時間と，800〜500℃までの冷却時間が支配因- の靭性劣化は，①鋼材組成と，②熱サイクルに支子．一般に，溶接入熱が大きくなるほどオーステナイト

配される脆化組織（ ）の生成，と関連している．-

化時間が長くなって結晶粒の粗大化が進み，靭性劣化域

からの破壊発生が直ちに構造全体の不安定破壊につながの寸法も大きくなる．

るとは限らないが，ボンド部靭性の確保のためには脆化

多層溶接された継手では，熱サイクルが多重に作用す

組織をなくすことが必要で，次の二つの観点からのアプるために熱影響部（-）は複雑な組織形態を呈し，周ローチがなされている．これらは「- フリー技術」と囲に比べて靭性の著しく低下した領域が現れることがあよばれる．
溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号





図５

溶接ボンド部の破壊靭性に及ぼす熱ひずみ脆化の影響 20)(a) 溶接金属部にき裂をもつ場合
図６

溶接部の破壊抵抗値に及ぼす強度的ミスマッチの影響 24，25)① 鋼材の成分設計によって - そのものの生成を抑制する（- フリー成分設計）(b) HAZ にき裂をもつ場合度上昇）19である．
図４は，490!::2 級高強度鋼のエレクトロガス溶接

．

8−12

合金元素の添加によって，結晶粒の微細化，マトリッ

継手の溶接ボンド部に切欠きを設けた *299@−木原タイ

クス組織の改変，- 靭性の向上などを図る．

プの広幅試験の結果を示している 20．!*! 試験片は，② 後続の溶接熱サイクルによって - を分解する（-①の溶接ビードのみで，切欠きが溶接ボンド部に存在す

フリー施工技術）る．破壊応力が母材平板より大きく低下しており，ボン．

5−7，13−15

 組織は約 450℃以上の短時間テンパーを受けるとド脆化が生じているのがうかがえる．*! 試験片とフェライトとセメンタイトに分解されて図 3 0 に示すよ!*! 試験片を比較すると，切欠き位置が同じであるにうに靭性が回復する．この特性を利用し，多層溶接におも関わらず *! 試験片の方が破壊応力が小さくなっていて - 粗粒域がテンパーサイクルを受けるように工夫いるが，これは②の溶接による引張残留応力の影響によする．

るものである．さらに，*! 試験片に注目すると，破 

壊応力温度曲線は *! 試験片より 50〜60℃も高温側に熱ひずみ脆化

鋼溶接部では，1 変態点以下の 200〜600℃に加熱さ移行している．*! 試験片と *! 試験片の違いは，れた領域にも靭性の劣化が生じることがある．この劣化切欠き加工と溶接順序にあり，*!（.3A2? D291 ;<A05）

は溶接による熱とひずみの履歴を受けるために生じるも試験片は①と②の溶接後に切欠きを加工しているのに対ので 熱ひずみ脆化（5<A @A?.6;6;4 2:/?6AA92:2;Aし，*!（/23<?2 D291 ;<A05）試験片は①の溶接後に切&）とよばれている．熱ひずみ脆化は，従来から動的欠きを加工し，その後に②の溶接を行っている．*!

ひずみ時効（1F;.:60 @A?.6; .46;4），あるいは青熱脆性

試験片の破壊応力の著しい低下は，切欠き加工後に②の（/9B2 /?6AA92;2@@）としても理解され，これまでに多くの溶接を行ったことによる熱ひずみ脆化のためである．
破壊靭性と熱ひずみ脆化の関係を詳細に調べたものと研究がなされている 16．
熱ひずみ脆化の主な支配因子は，①200〜300℃の温度

して，<9/F21や佐藤･豊田･有持ら 19，20，22の研究がある．

範囲で受ける塑性ひずみ 17，18と，②時効に伴う加工硬化（硬図５に試験結果の一例 20を示す．*! 試験片は熱ひずみ

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南：破壊靭性と継手破壊強度



図７

溶接金属に切欠きをもつ広幅継手のき裂開口挙動に及ぼす強度的不均質の影響 26)

値の低下が生じる．その場合でも，溶接金属が低靭性であれば破壊抵抗値は母材との強度差の影響を受けにくい．
一方，溶接金属部にき裂をもつ広幅引張継手では，
'"−全体ひずみε∞（き裂を挟んだ十分に長い標点距離で定義したひずみのことで，負荷ひずみに相当）関係
は，図７に例示するように母材との強度差の影響を明らかに受け 26， 同じ負荷ひずみε∞を受けても， オーバー
マッチ継手では等質継手（溶接金属強度＝母材強度）より '" が小さく，逆にアンダーマッチ継手では大きくなる．このようなオーバーマッチ継手の挙動は，@56291
図８

レーザ溶接金属部に切欠きを有する広幅継手でみられた破壊経路の湾曲 27)

効果とよばれ，低強度の母材側で大きなひずみ（塑性変形）が生じて，き裂の存在する溶接金属部領域は大変形を免れることによる．従って，溶接金属の靭性が同じな
ら，オーバーマッチ継手は等質継手よりも破壊強度（破の影響で靭性低下が大きく，その特徴はき裂先端部の著壊荷重や破壊ひずみε∞）が大きくなる．また，継手のしい硬度上昇にも現れている．これらの結果は，補修溶要求変形能（要求ひずみε∞%）を満たすのに必要な溶接接を行う際には，その付近に未発見の欠陥がないかどう

金属靭性も，オーバーマッチ継手の方が等質継手より小かを十分に調査する必要のあることを示唆している．

さくてすむ．&56291 効果の端的な例として，レーザ溶接

熱ひずみ脆化現象は，鋼中の ，! などの溶質原子の広幅継手の溶接金属部（狭幅硬化部）に切欠きをもつ場挙動と関連があり，特に，軟鋼や 490!::2 級高強度鋼

合に，切欠き先端から延性き裂が発生してそれが大きくで自由 ! 原子の多い鋼（自由 !＞00025％）は熱ひずみ母材側に湾曲成長してから最終破壊（脆性破壊）が生じ脆化を引き起こしやすい ．

る現象が挙げられる（図８）27，28．

22



強度的ミスマッチの影響

232

- にき裂をもつ場合

軟質溶接継手や硬質溶接継手の熱影響部（-）切欠

溶接熱影響部（-）にき裂をもつ場合は，上記とはき試験のように，き裂近傍に強度的不均質が存在する場

逆にオーバーマッチ条件は不利な結果をもたらす．図９

合には，強度的不均質がき裂先端近傍の変形挙動だけでは，軟鋼を母材として一定の入熱条件で作製した溶接継なく，破壊抵抗値にも影響を及ぼすことがある．溶接金手  と （継手  は溶接金属の強度が母材よりがかなり属部にき裂をもつ場合と，- にき裂をもつ場合に分けオーバーマッチ）の融合線近傍の - に切欠きを設けたて考える．

破壊靭性試験の結果を示している 29． 母材および溶接条 

件が同一なので両継手の - 靭性は同じはずであるが

溶接金属部にき裂をもつ場合

溶接金属部にき裂が存在する場合は，溶接金属幅が10:: 程度以上あれば き裂先端近傍の応力場は強度的

継手  は継手  よりも明らかに小さな限界 '" を与えている．

不均質の影響を受けにくく 23，破壊抵抗値（限界 '"また，図 10 は，780!::2 級高強度鋼を母材として同などの破壊力学パラメータで評価した抵抗値）は溶接金

一入熱条件で作製した等質溶接継手とアンダーマッチ溶属自身の靭性値を代表する 24． 強度的不均質の影響が現接継手の '" 試験結果（- 切欠き）を示している

れるのは，融合境界近くにき裂をもつ場合や，レーザ溶30

接継手のように溶接金属部幅が極狭い場合に限られる．図が等質継手より明らかに大きくなっている．

．この場合は，限界 '" はアンダーマッチ継手の方

6 . にその様子を模式的に示すが， 溶接金属の強度が母

図 6 / は，このような - 切欠き試験片の破壊抵抗

材強度を上回るオーバーマッチ継手では破壊抵抗値の見値に及ぼす強度的ミスマッチの影響を模式的に示していかけの増加，その逆のアンダーマッチ継手では破壊抵抗

る．- の破壊抵抗値への強度的不均質の影響は，次の溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号



図９

軟鋼溶接継手の HAZ に切欠きをもつ CTOD 試験 29)

図 10 HT780 鋼等質溶接継手と軟質溶接継手の HAZ に切欠きをもつ CTOD 試験 30)

表２

き裂先端近傍の応力分布と限界 CTOD に及ぼす強度的不均質の影響のまとめ

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

南：破壊靭性と継手破壊強度



図 11

融合境界にき裂をもつ広幅継手のき裂開口挙動に及ぼす強度的ミスマッチの影響 34)

は  材の塑性拘束を受けて応力が上昇する（破壊駆動力の増大）．その結果，不均質材の破壊抵抗値は均質材  より見かけ上小さくなる．
（3）その逆に， 材の強度が  材より低い場合（アンダーマッチ）には，領域  で生じる塑性変形がき裂先端付近の拘束を緩和し，均質材よりき裂先端近傍の応力が低くなる（特にき裂面が不均質境界に平行な# タイプ）．その結果，不均質材の破壊抵抗値は均質材  より見かけ上大きくなる．
このような強度的不均質の影響は，① 材と  材の強度差，②き裂先端から不均質境界までの距離 1 に依存し，一般に，強度差が大きいほど，距離 1 が小さいほど，影響が顕著となる 29，32．また，図 6 / の破線は - 靭性が良好な場合で，低強度の母材側の高ひずみ変形が 図 12

HAZ の必要破壊靭性に及ぼす強度的
ミスマッチの影響の試算例 34)の脆性破壊より先行して生じ，切欠きから生じた延性き
裂が母材側に湾曲した後に脆性破壊が発生する特別なケースである 33．

ようなメカニズムによる．

母材と溶接金属の強度的ミスマッチは，広幅継手のきオーバーマッチ継手：- の塑性変形が隣接する高強度

裂開口挙動にも影響を与える．図 11 は，融合境界にき裂

溶接金属によって拘束されそれによって - 内の応力をもつ広幅溶接継手の '"−負荷ひずみε∞関係の解が上昇する．そのため，等質継手に比べて小さな限界

析例を示している（横軸は母材の降伏ひずみε, で除し'" で脆性破壊が発生する．

て無次元化）34． 図７の溶接金属にき裂をもつ継手の場

アンダーマッチ継手：隣接する低強度の母材側で塑性変合と同様に，負荷ひずみε∞に対する '" は，オーバ

形が選択的に生じ，それによって - 内の応力場が緩和

ーマッチ継手では等質継手より小さく，アンダーマッチ

される．その結果，限界 '" は等質継手よりも大きく継手では逆に大きくなっている．これより，- にき裂

なる．

を有する場合も，オーバーマッチ条件下で破壊強度（破（補足）

壊荷重や破壊ひずみε∞）が大きくなると思いがちであ

表２は，き裂先端近傍に強度の異なる領域（ 材）がるが， 実際はその逆である．その理由は，図９で示した存在するときの応力分布特性を，同じ '" レベルの均

ように，オーバーマッチ継手では溶接金属の塑性拘束に質材  と比較してまとめている 25，31，32．強度的不均質のよって - の応力が上昇し，脆性破壊条件を満たしやす

影響は負荷レベルにも依存し，次のような特徴がある．

くなることによる．

（1）負荷レベルが小さく，き裂先端近傍の塑性変形に強このように，溶接金属部からの破壊が支配的か，それ度的不均質が関与しないときには，不均質材の応力とも - からの破壊が支配的かによって，溶接継手の破分布は均質材  とほぼ等しい．したがって， 材の破壊強度に及ぼすミスマッチの影響の現れ方が異なること

壊靭性が低く，ごく低負荷レベルでき裂先端から不に注意したい．

安定破壊が発生するときには，破壊抵抗値（破壊靭性値）は強度的不均質の影響をほとんど受けない．

（補足）
図 12 は，図 11 の結果をもとに，例として広幅継手の（2）負荷レベルが大きくなって塑性域の発達に強度的不変形能ε∞%ε, ＝25 を満たすのに必要な - 切欠き靭均質が影響するようになると， 材の強度が  材よ性試験片の '"（要求靭性値δ0?%）を算出したものでり高い場合（オーバーマッチ）には，き裂先端近傍ある 34．●印はその結果で，必要δ0?% は母材と溶接金属
溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号



の強度比 ? が大きくなると漸次低下している．しかしなでは，既に述べたように強度的にも靭性的にも不均質とがら，この必要 '" を満たすハードルは等質継手の場なることがあり，破壊靭性を評価する際には試験結果が合に比べてかなり高くなる．●印の結果を各 ? 条件下に何を意味するかをき裂先端位置や破壊挙動などに照らしおいて同応力レベルを呈する（- 内の応力レベルが同て吟味する必要がある．特に，脆性破壊が問題となる低

じとなる）等質継手の '" に換算したものが○印であ

温使用の構造物では，構造性能を著しく害する低靭性部

る．強度比 ? が大きくなると必要 '" が著しく増大

が溶接部に含まれていないかどうかを的確に判断できなしており，- にき裂をもつ場合にはオーバーマッチ条

ければならない．

件は不利になることがわかる．（図 12 の必要 - 靭性の溶接部の破壊靭性試験の目的は，概ね次の三つに大別

算出には，き裂材の破壊駆動力としてワイブル応力 35をできる．

適用している．）① 一般的溶接欠陥評価，あるいは，材料や溶接施工条件の選定（#?2>B.96360.A6<;）などに用いる破壊靭性の評価（2;2?.9 9<D2?/<B;1 A<B45;2@@ 評価）

溶接部の破壊靭性試験② 特定の構造部位で発見された溶接欠陥の安全性評価な

どに用いる破壊靭性の評価（&=206360 A<B45;2@@ 評価，

破壊靭性試験の目的

6A;2@@3<?=B?=<@2 評価）

海洋構造物，! 貯槽，ラインパイプなどの低温使用の鋼構造物では，一般に，母材ならびに溶接部に対して③ 材料開発や単に研究目的で行われる材料学的見地から破壊靭性試験が要求される．その場合，現状の製鋼技術の破壊靭性の比較評価水準に照らすと，母材よりもむしろ溶接部の破壊靭性を

破壊靭性試験を①や②の目的で行う場合は，通常，疲適切に評価することの方がはるかに重要である．溶接部

労予き裂入りの三点曲げ試験片，もしくはコンパクト試

表３

図 13

溶接熱影響部に切欠きをもつ CTOD 試験片の例とその特徴

電子ビーム継手の溶接金属部に切欠きをもつシャルピー衝撃試験 37)

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

南：破壊靭性と継手破壊強度

(a) 溶接部近傍の硬度分布
図 14

表４

(b) 吸収エネルギーに及ぼす硬化部間隔の影響

切欠きの両側に硬化部が存在する場合のシャルピー衝撃試験 39)

シャルピー吸収エネルギーに及ぼす強度的不均質の影響

図 15

サイドグルーブ付きシャルピー衝撃試験片

験片が用いられる．③の目的では，シャルピー衝撃試験（# ?.0AB?2 =.A5 12C6.A6<;）が生じると，吸収エネが一般的である．

ルギーはもはや溶接金属自身の靭性を代表しない（低強表３に溶接部の破壊靭性試験でよく用いられる試験片

度の母材を変形・破壊させるのに要するエネルギーを含のタイプと特徴を示す．破壊靭性試験は①の目的で行わむので，溶接金属の衝撃靭性を過大に見積もってしまう）．

れることが多く，その場合，板厚貫通切欠きをもつ試験

また，継手  のように たとえき裂が切欠き断面を直進片が一般に用いられる．試験片のき裂先端は，溶接部のしたとしても，切欠きの近傍に硬化部や軟化部が存在す

最脆化部に位置するようにする．最脆化部が明らかでなると，吸収エネルギーは切欠き底の材質のみから成る均い場合には，事前にシャルピー衝撃試験などにより，溶質材の吸収エネルギーと必ずしも同じにならない 38．

接部の靭性特性を調査することが勧められる．②の目的

図 14 は切欠きの両側に硬化部が存在するときの衝撃試

では，表面切欠き型の試験片がよく用いられる．表面切験結果で 吸収エネルギーの値が硬化部間隔  によって欠き試験片では，

どのように変化するかを示している 39．切欠き底の材質

・疲労予き裂前縁が必ずしも直線状でないことから，試は同じ（母材）であるが 硬化部間隔  が小さくなると

験片表面のき裂先端位置が試験片内部と同一とは限ら吸収エネルギーが明らかに低下している．これは 切欠き

ないこと，

近傍に存在する硬化部が変形しにくく，その部分で吸収・き裂進展方向の組織変化が大きいので，得られた破壊

されるエネルギーが小さくなることによる．逆に，切欠靭性値は必ずしも疲労き裂先端の組織の靭性を代表すきの近傍に軟化部が存在すると，軟化部で吸収されるエるとは限らないこと

ネルギーが大きくなって，試験で得られる吸収エネルギに注意する必要がある ．
36



ーは見かけ上大きくなる．

シャルピー衝撃試験による靭性評価の留意点

表４は，吸収エネルギーが強度的不均質の影響をどの

シャルピー衝撃試験は，き裂発生・伝播に要するエネ

ように受けるかをまとめている．'F=2  の不均質形態のルギーの大小によって材料の靭性を比較評価しようとす場合は，評価対象部の寸法  が 8〜10:: 程度あれば吸るものであるが，切欠きの周囲に強度的不均質が存在す

収エネルギーは均質材（'F=2 ）とほぼ同じ値を呈す

ると，得られる吸収エネルギーの値は必ずしも切欠き底るが，評価対象部の寸法がそれより小さい場合には，吸の材質の靭性を表さない．

収エネルギーの値は見かけ上大きくなったり小さくなっ

図 13 は，電子ビーム溶接継手の溶接金属部に切欠きをたりする．特に，溶接ボンド部のような強度急変部に切もつシャルピー試験の結果を示している 37．溶接金属部

欠きを設ける場合には，吸収エネルギーは強度差の影響が著しく硬化した継手  では 試験温度が高くなるときを大きく受け，破壊限界の指標とはなりにくい．

裂が湾曲する現象がみられ，ある温度において破壊様式

強度的不均質が著しい場合の衝撃特性を調べる方法とが急激に遷移している．このような破壊経路の湾曲現象

して，サイドグルーブ付き試験片（図 15）を用いる方法
溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号

が提案されている 37，40．サイドグルーブを設けると #に合わせる．溶接パスの積層の仕方，熱影響部形状のわが生じにくくなり，電子ビーム溶接部やレーザ溶接部のかる継手断面のマクロ写真（もしくはスケッチ）を添付

ように，溶接金属部が狭幅硬化部となってもその領域のするようにする．

靭性特性が評価できる．しかし，サイドグルーブの存在/ 試験片の選定のために，①評価対象部の厚さが減少する（板厚効果），

靭性試験の目的に応じて，板厚貫通切欠き型か表面切②試験片表面部の拘束が標準 ) ノッチ試験片よりもかな

欠き型かの試験片タイプを選定する．試験目的①では通り強くなる，という問題があり，脆性破面率，吸収エネ

常，板厚貫通切欠きをもつ試験片を用い，疲労き裂が最

ルギー共に補正が必要となる（脆性破面率：標準試験片

脆化組織を通るように切欠き位置を選定する．試験目的に比べて増加，吸収エネルギー：標準試験片に比べて低②の &=206360 A<B45;2@@ 評価，もしくは，6A;2@@3<?

下）=B?=<@2 評価では表面切欠き型試験片を用いることが多

37，41，42．

'" 破壊靭性試験による靭性評価の留意点

いが，疲労き裂前縁が必ずしも直線状でないため，試験
片表面と内部とでき裂先端組織が同じでないことがある．

溶接部の破壊靭性試験では，① 評価対象部が必ずしも十分の大きさでなく，き裂のご

また，たとえ疲労き裂先端が目標組織に位置しても，きく先端近傍あるいはき裂前縁の一部のみにしか評価対裂成長によってき裂先端が目標組織を通り抜けてしまう

象部が存在しないことがある，ことがあるため，得られた破壊靭性値は必ずしも疲労き② 評価対象部の周囲に強度の著しく異なる領域が存在す

裂先端位置の組織の靭性を代表するとは限らない．
（補足）ることがある，などのために，試験手順および試験結果の評価に十分な注意が必要である．溶接部の破壊靭性試験のガイドライ

・表面切欠き型試験片でき裂先端が脆化部に位置する場
合（き裂先端領域のみが材質劣化）

ンとして，'* レポート ，* 提案 ，日本溶接協会

脆化部がき裂先端に存在するので，基本的には不安定

規格 *&1109 45，英国規格 &7448 #.?A 2 46，# %#破壊の発生は脆化部の靭性に支配される．しかし，脆化

2-47などが公表されている．以下に，鋼溶接部の破壊靭部が局部的で周囲との靭性差が大きいときには，初期破性評価上のチェックポイントを列挙する．

壊は脆化部のみに限られ，いわゆるポップイン破壊が見. 溶接継手の作製られることがある 48，49．一方，温度が高い場合など，延

43

44

試験溶接継手は，実施工条件をなるべく忠実に再現し性き裂が発生してそれが脆化部を通り抜けてから不安定て作製する．試験目的①の =?2>B.96360.A6<; A2@A（海洋破壊が生じるときには，脆化部の存在は不安定破壊にほ構造物用鋼に対して適用される）では，通常， 型やレ

とんど関与しなくなる 36．

型開先が用いられるが，その場合でも入熱条件は実施工・表面切欠き型試験片でき裂先端から少し離れて脆化部

図 16



溶接熱影響部に切欠きをもつ試験片のセクショニング手順（手順 A：疲労き
裂導入位置の調査，手順 B：破壊経路，
破壊起点組織の調査）

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

南：破壊靭性と継手破壊強度

図 17

セクショニング手順 A による多層 HAZ
切欠き試験片のき裂前縁の組織分布と脆性破壊起点の調査 52)が存在する場合（- <.?@24?.6;21 -）の寸法に依存し，脆化

脆化部はき裂先端から離れているので，破壊の発生限部寸法が小さくなると破壊靭性値は全体的に大きくなる

界は，普通，き裂先端の材料の靭性で決まる．しかし，傾向にある（図 18）53，54．そこで，試験後にセクショニ

負荷レベルが大きくなって塑性域が脆化部に達し，脆化ングを実施し，き裂前縁に沿う脆化部寸法を確認する．

部でも破壊の芽が形成されるようになると，劣化部から多層溶接継手の後続溶接熱サイクルの影響を考えた

先行して不安定破壊が生じることがある 50，51．このよう

- 分類には，熱サイクルの最高到達温度 = を基準にな場合は，き裂先端よりも劣化部の靭性が支配的となる．

して，例えば表５が適用できる 4．図 18 の横軸の -（き裂前縁に占める熱影響部粗粒域の総寸法）は，表５の -0 き裂先端の組織と破壊起点の同定

分類に従って図 19 の手順で求めている．最高到達温度

評価対象部の不均質性が著しい場合には，疲労予き裂
先端位置，および，破壊がいずれの組織から生じている

= は，溶接ビードを厚板中に置かれた瞬間線熱源と仮想し，次式かを明らかにするために，図 16 に示すセクショニング 47
を実施する．セクショニング結果の一例を図 17 に示す
52

1

． 通常は疲労予き裂面を垂直に切断して調べる手順 を採るが，必要に応じて手順  の破壊起点を通り破面に垂直な断面の調査も行い，破壊起点組織と破壊経路を確認する．手順  は母材と溶接金属の強度差の大きい継手で算出している．ここで，：融合線からの垂直距離，

で湾曲破壊経路が生じたときや 33，表面切欠き型試験片-：ナイタルエッチングで観察される - 幅（こので脆性破壊に先立って延性き裂成長が生じた場合などに

2A0521 - 境界の =＝900℃と設定），:=：板の溶融温行う ．

度（I1530℃），0：板の初期温度またはパス間温度．

36

1 破壊靭性値に及ぼすき裂前縁の脆化部寸法の影響
溶接熱影響部の破壊靭性値はき裂前縁に占める脆化部(a) 490N/mm2 級ノルマ鋼 53
図 18

表５

き裂前縁に占める脆化部の寸法が 7〜8:: 以上となると，図 20 に示すように，通常行われる３本の破壊靭性試(b) 降伏点 460N/mm2 級 TMCP 鋼 54)

鋼多層溶接 HAZ の脆性破壊限界 CTOD とき裂前線の CGHAZ 総寸法の関係

多層溶接 HAZ の領域分類（490〜590N/mm2級構造用鋼）

1200°C(CGHAZ)

1200 850°C(FGHAZ)

850 700°C(ICHAZ)

1200°C
850°C

UACGHAZ
FGHAZ

700°C
700 450°C
450
1200°C
1200 850°C

SCCGHAZ
UACGHAZ
UACGHAZ

1200
850

850

ICCGHAZ

FGHAZ

700°C

ICHAZ

700
1200°C

FGHAZ
UACGHAZ

1200

850°C

850

FGHAZ
ICHAZ

図 19

多層溶接 HAZ 靭性試験片の疲労き裂前縁に沿う
CGHAZ 総寸法 LCGHAZ の定義
溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号



験の最低値によって溶接熱影響部の下限靭性がほぼ把握できる．脆化部寸法がそれより少ない場合には，脆化部

2

靭性の評価に対して最弱リンクモデルによる確率論的解
析が有効である 57．
ここで，

（補足）

δ0

0

δ0：き裂前縁の - 総寸法が#?2>B.96360.A6<; A2@A タイプの破壊靭性試験など，溶それぞれ と 0 の試験片の '" の累積分布．

接ボンド部に板厚貫通型の切欠きを有する試験片では，きまた，限界 '" が２母数 *26/B99 分布

裂前縁に含まれる -（- 粗粒域が該当）が破壊の発生を支配する傾向にある．試験結果は - 寸法に依存し

3

た確率論的性質を示すのが特徴である．
図 21 は，図 18 の多層 - 切欠き試験片において，
- 粗粒域（-）から脆性破壊が発生した割合を，
き裂前縁の - 総寸法  - との関連で示している．- が 7〜8:: 以上となると - から脆性破に従う場合には，式 2 より任意の累積破壊確率において次の関係が導ける．

壊が発生する確率がかなり高くなっている．
限界 '" が - 総寸法 （＝-）による最4

弱リンクモデルで決まるとすると，き裂前縁の 総寸法が と 0 の試験片の限界 '" 分布は次式で関係

ここで，δ0  0 δ0  1：- 総寸法が 0 と 1 の試験づけられる．

片の破壊確率における限界 '"，α *26/B99 形状

パラメータで小規模降伏状態ではα＝258．
式 2 4 を用いて，- 総寸法の小さな試験片の破壊靭性試験データから - 総寸法の大きな試験片の限界 '" 分布を予測したものが図 22 である 57．推定
結果は実験結果とよい一致を示しており，多層溶接 の破壊靭性試験データの解析には，脆化部の寸法効果を考えた確率論的アプローチが有効であることがわかる．
2 破壊靭性値に及ぼす強度ミスマッチの影響
母材と溶接金属の強度的ミスマッチが大きい場合には，き裂先端近傍の変形挙動だけでなく破壊靭性値も影響を受ける．特に，溶接金属の強度が母材強度を上回るオーバーマッチ継手では，溶接熱影響部の塑性変形が強度の高い溶接金属に拘束される結果，破壊靭性値が見かけ上小さくなる傾向にある（図９）．
図 20

鋼多層熱影響部に切欠きをもつ３個の破壊靭性試
験 片 の 最 低 限 界 CTOD が 0.1mm も し く は
0.05mm を下回る確率と，試験片のき裂前縁に占める CGHAZ 総寸法の関係（南ら 33)，Fairchild55)，
Pisarski ら 56)のデータより作成）(a) 490N/mm2 級ノルマ鋼 53)
図 21



溶接熱影響部，特に多層溶接熱影響部の破壊靭性の把握のためには，以上のような検討により，測定された破壊靭性値の意味や試験結果の合目的性を検討することが重要である．

(b) 降伏点 460N/mm2 級 TMCP 鋼 54)

鋼多層溶接 HAZ 切欠き試験片で CGHAZ から脆性破壊が発生した割合とき裂前縁に沿う
CGHAZ 総寸法の関係（図中の数字は試験本数に対する割合）

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

南：破壊靭性と継手破壊強度(a) 490N/mm2 級ノルマ鋼 53)(b) BS4360-50D 相当鋼 59)
図 22 鋼多層溶接 HAZ に切欠きをもつ試験片の脆性破壊限界 CTOD の CGHAZ 寸法効果に対する最弱リンクモデル解析 57)

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溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号

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

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

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南：破壊靭性と継手破壊強度

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溶接学会誌 第 78 巻（2009）第４号

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