CN100537108C - 抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头 - Google Patents
抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头 Download PDFInfo
- Publication number
- CN100537108C CN100537108C CNB2004800308784A CN200480030878A CN100537108C CN 100537108 C CN100537108 C CN 100537108C CN B2004800308784 A CNB2004800308784 A CN B2004800308784A CN 200480030878 A CN200480030878 A CN 200480030878A CN 100537108 C CN100537108 C CN 100537108C
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- hardness
- weld
- welding
- mother metal
- width
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
Abstract
本发明涉及一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的110%或其以下，或者(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70%或其以上、110%或其以下，根据必要，(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70%或其以下，(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95%或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，和/或(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
Description
技术领域
本发明涉及焊接结构体、特别是对接焊接板厚超过50mm的钢板而构成的焊接结构体的抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头。
背景技术
对于焊接结构体，断裂发生可能性最高的部位是焊接接头部分。作为其理由可以举出：焊接时发生焊接缺陷，该缺陷成为作为断裂起点的应力集中部的可能性高，另外因焊接热的影响钢板组织粗大化，作为与焊接接头部的脆性断裂有关的指标所使用的断裂韧性值Kc降低等。
因此，为了阻止在焊接接头部变形和应变集中，使焊接金属的强度和硬度比母材高，是形成焊接接头的基本，在选定焊接金属时，采用与母材强度相比成为超匹配的接头设计。
作为评价焊接接头的断裂韧性值的试验有深切口试验，即：如图4所示，在将焊接金属2夹在中央的标准幅宽400mm的试验片的中央部、假定焊接接头的最脆弱部的位置上，机械加工出标准长度240mm的切口3，将这样的试验片沿箭头方向进行拉伸。
但是，迄今为止，通过该试验主要评价板厚50mm或其以下的船体结构用钢板的焊接接头的断裂韧性值，根据其结果可以评论船体用钢板必要的性能、特性。
结果作为考虑了焊接部的断裂韧性值的船体用钢板，开发出了脆性断裂特性和疲劳特性优良的钢板(TMCP钢板)(例如，参照特开平6-88161号公报)。
迄今为止，在大型油船和6000TEU或其以下的集装箱船的建造中使用板厚50mm左右的TMCP钢板等，但是，近年建造6000TEU或其以上的大型集装箱船的需求增高，其结果，板厚60mm及其以上的板厚的钢板作为船体用结构钢板也被实用化。
现在，被实用化的船体用结构钢板的强度的上限按屈服强度计是390Mpa的水平，但是，当集装箱船的尺寸进一步增大时，必然要使用板厚较厚的(例如超过50mm的)钢板。
但是，若钢板板厚过于增大，则存在焊接施工上的工时数增加、建造成本上升、集装箱船本身的重量增加等工业的问题。
发明内容
集装箱船等的焊接结构物的大型化不断进展，在超过6000TUE的集装箱船的建造中，期望使用板厚超过50mm且设计应力高的高拉力厚钢板来建造集装箱船。
因此，本发明人从焊接接头部会成为断裂发生的可能性最高的部位的角度着手，调查了对接焊接了板厚50mm或其以上的钢板的大线能量焊接接头的性能。
其结果发现，对接焊接了50mm或其以上的钢板的大线能量焊接接头，虽然在作为小型试验的V型切口夏比冲击试验中显示良好的结果，在作为大型断裂试验的深切口试验中却未必显示良好的断裂韧性值Kc。
因此，本发明依据上述见解，以对接焊接屈服强度为460Mpa级、板厚超过50mm的船体焊接用高强度钢板，形成断裂韧性值Kc足够高的焊接接头为课题。
为了解决上述课题，本发明人对母材和焊接接头的机械性质进行了研究。结果本发明人发现了一种新的接头设计技术，而不局限于以往的接头设计，所述以往的接头设计是指为了阻止在焊接接头部变形和应变集中，而以使焊接金属的强度和硬度比母材的强度和硬度高作为形成焊接接头的基本，在选定焊接金属时与母材强度相比成为超匹配这样的以往的接头设计。
也就是说，本发明人发现，在大线能量对接焊接接头的接头设计中，以使焊接金属的硬度
(a1)在母材硬度的110％或其以下，或者
(a2)在母材硬度的70％或其以上、110％或其以下
的方式进行控制(成为低匹配的接头设计)，另外，根据需要，
(b)使焊接金属的宽度为母材板厚的70％或其以下，
由此，可以防止因低匹配导致的接头强度的降低。
而且，根据上述所见，在屈服强度为460Mpa级、板厚超过50mm(优选大于50mm小于等于70mm左右)的高强度厚钢板的大线能量对接焊接中，作为具体实现断裂韧性值Kc高的焊接接头的技术，完成了本发明。
本发明的要旨如下所述。
(1)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的110％或其以下。
(2)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％或其以上、110％或其以下。
(3)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的110％或其以下，而且，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下。
(4)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％或其以上、110％或其以下，而且，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下。
(5)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的110％或其以下，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，而且，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上。
(6)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％或其以上、110％或其以下，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，而且，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上。
(7)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的110％或其以下，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，而且，
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
(8)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％或其以上、110％或其以下，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，而且，
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
(9)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的110％或其以下，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，而且，
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
(10)一种抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，是焊接结构体的对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％或其以上、110％或其以下，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，而且，
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
(11)上述(1)～(10)的任一项所述的抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头，其特征在于，上述焊接结构体是对接焊接板厚超过50mm的高强度钢板的焊接结构体。
按照本发明，可以形成对接焊接屈服强度为460Mpa级、板厚超过50mm的高强度钢板、特别是船体焊接用高强度钢板时断裂韧性值Kc充分高的焊接接头。
附图说明
图1是表示焊接金属和母材硬度给Kc值带来的影响的图。
图2是说明影响接头强度的焊接金属和母材的硬度比、以及与焊缝宽度的关系的图。
图3表示：对于板厚70mm的试验片，在焊接金属(WM)和焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL)以及焊接热影响区(HAZ)设置切口，用FEM(3维有限要素法)解析在切口前端的CTOD(Crack Tip OpeningDisplacement：龟裂端开口变位)成为0.05mm时从切口前端沿龟裂扩展方向离开规定距离的各位置上的龟裂开口应力分布的结果的一例。
图4是表示深切口试验片的图。
具体实施方式
迄今为止，为了阻止在焊接接头部变形和应变集中，焊接接头的设计基础是使焊接金属的强度和硬度比母材高，焊接材料，是以其强度与母材强度相比成为超匹配的那样进行选定的。
因此，本发明人试作屈服强度为460Mpa级的钢板，用焊接金属成为超匹配那样地选定的焊接材料制作焊接接头，由深切口试验评价其机械性质。
其结果，尽管上述焊接接头在其焊接接头部的V型切口夏比冲击试验中，在-20℃的试验温度下显示90J或其以上的充分的值，而且断裂转变温度也显示出-20℃这样极良好的值，但是在深切口试验中却显示断裂韧性值Kc为2000N/mm1.5或其以下这样的极低的值。
也就是说，本发明人得到了大大脱离了众所周知的“V型切口夏比冲击试验结果和深切口试验结果的相关关系”的试验结果。
因此，详细地调查了深切口试验中的断裂发生点，结果本发明人查明：
(i)断裂的发生位置是焊接金属(WM)和热影响区(HAZ)的边界(焊接熔合线“FL”)，以及
(ii)断裂发生的部分的微观组织与在夏比冲击试验片中所观察的断裂发生部的微观组织相同。
进而，本发明人用3维有限要素法解析了深切口试验和夏比冲击试验中成为断裂驱动力的局部应力的分布形态，结果发现：
(iii)深切口试验和夏比冲击试验中的局部应力的分布形态显著不同。
图3表示：对于板厚70mm的试验片，在焊接金属(WM)和焊接热影响区(HAZ)的边界部(FL)以及焊接热影响区(HAZ)设置切口，用FEM(3维有限要素法)解析在切口前端的CTOD(Crack Tip OpeningDisplacement：龟裂端开口变位)成为0.05mm时从切口前端沿龟裂扩展方向离开规定距离的各位置上的龟裂开口应力分布的结果的一例。
由该图可以判明，(iv)当板厚超过50mm达到70mm左右时，板厚方向的约束度(力)显著增大，当焊接金属(WM)的强度比母材(BM)和焊接热影响区(HAZ)的强度高时(WM-H的场合)，局部应力在焊接金属(WM)和焊接热影响区(HAZ)的边界显著增大(图中参照□“WM-H”和■“WM-L”)。
另一方面，即使在焊接金属(WM)的强度比母材(BM)和焊接热影响区(HAZ)的强度高的场合(WM-H的场合)，在焊接热影响区(HAZ)局部应力也不增大，与焊接金属(WM)的强度低的场合(WM-L的场合)大体相同。
由此可以认为，Kc值降低的原因，是由于在焊接金属(WM)的强度比母材(BM)和焊接热影响区(HAZ)的强度高时(WM-H的场合)，局部应力在焊接金属(WM)和焊接热影响区(HAZ)的边界增大。
也就是说，上述解析的结果，本发明人发现，(v)为了抑制焊接金属(WM)和焊接热影响区(HAZ)的边界的局部应力的显著增大、提高Kc值，必须尽可能降低焊接金属(WM)的强度。
这里，以上述解析结果为基础，使焊接金属的硬度(Hv(WM))进行各种变化，测定断裂韧性值Kc，将Kc测定值相对于“焊接金属的硬度[Hv(WM)]/母材的硬度[Hv(BM)]”进行图解，结果发现如图1中“●”所示，只要将焊接金属的硬度[Hv(WM)]控制在母材的硬度[Hv(BM)]的110％或其以下，就可以防止由局部应力的增大导致的断裂韧性值的降低。
由此可知，使焊接金属的硬度[Hv(WM)]比母材的硬度[Hv(BM)]低，是为了提高焊接接头的断裂韧性值Kc所必需的，但是，当焊接金属的硬度[Hv(WM)]降低时，从另一方面看，不能确保焊接接头的强度(抗拉强度)，就会导致作为结构物和结构体致命的问题。
因此，为了即使对于焊接接头也能够确保与母材的强度有相同程度的强度，实验研究了必要的焊接金属的强度下限。其结果发现，如图2所示，焊接金属的宽度(焊缝宽度)的影响是显著的，只要将该宽度限定在板厚的70％或其以下，即使将焊接金属的硬度[Hv(WM)]降低至母材的硬度[Hv(BM)]的70％，也可以确保焊接接头的强度(抗拉强度)。
如前所述，为了确保焊接接头中规定的断裂韧性值Kc，使作为焊接接头的最脆弱部分的焊接熔合线(FL)处的局部应力不增加是至关重要的，但是同时，提高FL附近的微观的抗脆性断裂发生特性也是重要的。
调查研究在FL附近发生脆性断裂的机理，结果查明，在原奥氏体周边生成的初析铁素体、在原奥氏体内部以板条状生成的上贝氏体和侧板条铁素体等成为断裂的起点，并发现，通过将原奥氏体晶粒直径抑制为小尺寸，就可以改善抗脆性断裂发生特性。
按照本发明人的实验结果，优选将与焊接熔合线(FL)连接的焊接热影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径抑制为200μm或其以下。
另外，本发明人发现，与焊接金属连接的焊接熔合线(FL)中局部应力的发生乃至分布，受焊接金属的硬度支配，但是在与FL连接的HAZ区中“软化的区域”较大的场合，FL的局部应力有缓和的倾向。
按照本发明人的试验结果，由于在HAZ软化宽度存在5mm或其以上的场合才可认为有上述缓和现象，所以优选HAZ软化宽度在5mm或其以上。
只要HAZ区的硬度比母材的硬度低，从原理上说局部应力就降低，但是按照本发明人的实验结果，能够明确地辨认局部应力降低的效果的，是HAZ区的硬度比母材的硬度低5％或其以上的场合。
因此，在本发明中优选使软化至未受热影响的母材部的硬度的95％或其以下的硬度的焊接热影响区区域的宽度在5mm或其以上。
本发明所用的焊接结构体和船壳外板用高强度钢板，可以由公知成分组成的焊接用结构用钢制造。
例如，以质量％计，以C：0.02～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.3～2.0％、Al：0.001～0.20％、N：0.02％或其以下、P：0.01％或其以下、S：0.01％或其以下作为基本成分，根据母材强度和接头韧性的提高等所要求的性质，优选含有Ni、Cr、Mo、Cu、W、Co、V、Nb、Ti、Zr、Ta、Hf、REM、Y、Ca、Mg、Te、Se、B中的1种或者2种或其以上的钢。
钢板的板厚不作特别地限定，但本发明优选适用于例如板厚超过50mm的大型船壳外板用的高强度钢板。
另外，焊接材料只要能够满足本发明规定的特性就行，对其化学成分和焊接方法不作限定。
另外，作为焊接材料的化学成分优选以下的范围：C：0.01～0.06％、Si：0.2～1.0％、Mn：0.5～2.5％、Ni：0～4.0％、Mo：0～0.30％、Al：0～0.3％、Mg：0～0.30％、Ti：0.02～0.25％、B：0～0.050％，但也可以考虑钢材的化学成分，只要适宜地选择就行。
作为焊接方法可以使用VEGA(1电极摆动式二氧化碳气体保护焊)、YEGA-II(2电极摆动式二氧化碳气体保护焊)、EG(二氧化碳气体保护焊)和SAW(埋弧焊)。
例如，用YGA-II时，在用2根上述化学成分范围的焊条焊接板厚70mm的钢板的场合，以电压42V、电流390A、焊接速度4.2m/分、焊接线能量450kJ/cm或其以上进行焊接。另外，优选坡口角度是20°、坡口宽度是33mm、焊缝根部间隙是8mm。
另外，在用SAW焊接板厚70mm的钢板的场合，使用直径4.8mm的焊条，以电流650A、电压33V、焊接速度60cm/分进行多层焊接，或者另外用铜和石棉将背面填密，进一步提高电流，进行大线能量焊接。
在CO2保护焊接的场合，例如，使用直径1.4mm的焊条，以电流200～450A左右进行焊接，但是这只是一例，只要选择适当的焊接条件、将焊接金属的硬度、焊缝宽度控制在本发明规定的所定范围内，就可以得到本发明的效果。
结果，只要确实将焊接金属的硬度、焊缝宽度控制在本发明规定的所定范围内，对焊接条件就不作特别的限制，但是，由于用消耗式电极型二氧化碳气体保护焊等时焊缝的宽度成为板厚或其以上，所以该场合就在本发明的范围以外。
由于用激光焊接和电子束焊接容易将焊接焊缝控制在板厚或其以下，所以只要与焊接焊缝的宽度一起将焊接金属的硬度控制在本发明规定的所定范围内，该场合就在本发明的范围内。
但是，通常在不用焊接材料的焊接中，成为仅由母材部分的熔融、凝固过程形成的焊接金属，由于焊接金属的硬度容易比母材高，所以只要焊接金属的硬度在本发明规定的所定范围的范围以外，就在本发明的范围以外。
实施例
以下，根据实施例说明本发明，但是实施例中的条件是本发明用于确认实施的可能性及效果而采用的一种条件例，本发明不限于该一种条件例。
本发明，只要不脱离本发明的要旨，达到本发明的目的，可以采用各种条件或者条件的组合。
(实施例1)
准备板厚50mm～100mm的厚钢板，试验、调查焊接接头的特征及性能。其结果示于表1。另外，将所用的钢材(厚钢板)的化学成分(钢种)及对接焊接部的焊接材料的化学成分分别示于表3及表4。
焊接方法使用VEGA、VAGA-II、EG和SAW。将各自的焊接条件示于表2。
另外，关于坡口，在VEGA的场合，坡口角度取为20°的V字坡口，焊缝根部间隙取为8mm；在VAGA-II和EG的场合，坡口角度取为20°的V字坡口，焊缝根部间隙取为8mm；而在SAW的场合，坡口角度取为40°的Y字坡口，焊缝根部间隙取为2mm。
Hv(BM)是由10kg的压痕测定的母材板厚方向上的硬度的平均值。Hv(WM)是在焊接金属板厚的中央部由10kg的压痕测定的硬度值。
焊缝宽度是在焊接金属的表面、背面和板厚中心3点测定的平均值。
HAZ软化宽度是从焊接熔合线向母材方向测定比母材的硬度软化5％的HAZ区域时的区域的宽度。
HAZ的原γ晶粒直径，是将在与焊接熔合线连接的HAZ区的原奥氏体晶粒按照当量圆直径表记的。
关于焊接接头的性能，其断裂转变温度vTrs(℃)是使用按照作为焊接接头的最脆弱部分的焊接熔合线(FL)在试验片的板厚中央的那样采取的试验片，变化试验温度而求出的结果。
其断裂韧性值Kc(N/mm1.5)，是在上述的深切口试验中在-20℃的试验温度下求出的值，标记有符号“>”的值，表示在试验片的切口部充分变形，可以确认韧性龟裂的痕迹，由于试验片的宽度是400mm，所以不能计测超过其以上的Kc值。
其接头抗拉强度(Mpa)，是制作NKU1号试验片进行接头拉伸试验的结果，表示断裂的强度。
如表1所示，本发明例的No.1～17，各种条件在本发明规定的范围内，Kc值显示充分的值。
在这些本发明的例中，由于No.1～14的Hv(WM)/Hv(BM)和焊缝宽度/板厚、HAZ软化宽度在本发明的范围内，所以焊接接头的Kc值及接头抗拉强度都显示充分的值。
另外，本发明例No.14，虽然由于HAZ软化宽度比本发明优选的范围小，因此Kc值比本发明例No.1～13略低，但即便如此也显示3000N/mm1.5或其以上的良好的值。
本发明例No.15，由夏比冲击试验得到的vTrs为与本发明例的No.1～14相同程度的水平，与其对应的Kc值也是充分的值，但是由于Hv(WM)/Hv(BM)比优选的范围低，所以接头强度低。
本发明例No.16和17，由于焊缝宽度/板厚超出本发明的优选范围，所以接头强度低。
与此相对，比较例No.18～22，由于Hv(WM)/Hv(BM)超出本发明规定的上限值，尽管由夏比冲击试验得到的vTrs与本发明例No.1～17具有相同程度的水平，但是焊接接头的Kc值却低。
因此，本发明，是对于YP在470Mpa或其以上的高强度而且板厚为50mm或其以上的厚钢板的焊接接头，在确保适当的Kc值中所适用的，从该点出发，本发明是新的发明。
表2
表3 (mass％)
| 钢种 | C | Si | Mn | P | S | Ni | Ti |
| YP40 | 0.11 | 0.21 | 1.3 | 0.006 | 0.003 | 0.01 | |
| YP47 | 0.08 | 0.24 | 1.22 | 0.007 | 0.002 | 1.02 | 0.01 |
表4
(mass％)
| 焊接材料 | C | Si | Mn | P | S | Mo | Ni |
| EG-1 | 0.10 | 0.33 | 1.45 | 0.015 | 0.010 | 0.27 | |
| EG-3 | 0.08 | 0.29 | 1.85 | 0.011 | 0.008 | 0.15 | |
| EG-60 | 0.10 | 0.34 | 1.68 | 0.016 | 0.100 | 0.29 | |
| EG-60M | 0.08 | 0.29 | 1.81 | 0.011 | 0.010 | 0.00 | 4.10 |
| EG-60M1 | 0.07 | 0.29 | 1.81 | 0.011 | 0.010 | 0.10 | 1.50 |
| EG-60M2 | 0.06 | 0.29 | 1.81 | 0.007 | 0.006 | 0.12 | 3.10 |
| EG-60M3 | 0.03 | 0.29 | 1.81 | 0.011 | 0.010 | 0.25 | 1.00 |
| EG-60M4 | 0.11 | 0.31 | 2.10 | 0.008 | 0.003 | 0.24 | 0.50 |
工业上的可利用性
按照本发明，对于高强度且板厚大的高强度钢板的大线能量焊接接头，即使万一存在焊接缺陷或者疲劳龟裂产生、扩展，也难以发生脆性断裂，所以可以防止焊接结构体断裂那样的致命的损伤、损坏。
因此，本发明可以发挥显著提高焊接结构体的安全性的显著效果，是工业上利用价值高的发明。
Claims (10)
1.一种抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，在对接焊接板厚超过50mm、屈服强度为460MPa级的高强度钢板而成的船体用焊接结构体的对接焊接接头中，
(a1)焊接金属的硬度是母材硬度的65％～110％。
2.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％～110％。
3.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下。
4.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％～110％，而且
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下。
5.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，且
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上。
6.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％～110％，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，且
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上。
7.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，且
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
8.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％～110％，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，且
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
9.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，且
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
10.如权利要求1所述的抗脆性断裂发生特性优良的船体用大线能量对接焊接接头，其特征在于，
(a2)焊接金属的硬度是母材硬度的70％～110％，
(b)焊接金属的宽度是母材板厚的70％或其以下，
(c)软化至未受热影响的母材部分的硬度的95％或其以下的硬度的焊接影响区区域的宽度是5mm或其以上，且
(d)与焊接熔合线连接的焊接影响区(HAZ)的原奥氏体晶粒直径在200μm或其以下。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP362122/2003 | 2003-10-22 | ||
| JP2003362122 | 2003-10-22 | ||
| JP301823/2004 | 2004-10-15 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN1871094A CN1871094A (zh) | 2006-11-29 |
| CN100537108C true CN100537108C (zh) | 2009-09-09 |
Family
ID=37444433
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CNB2004800308784A Expired - Fee Related CN100537108C (zh) | 2003-10-22 | 2004-10-22 | 抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN100537108C (zh) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101163350B1 (ko) * | 2009-01-14 | 2012-07-05 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 내취성 균열 전파성이 우수한 용접 구조체 |
| JP2013078775A (ja) * | 2011-10-03 | 2013-05-02 | Jfe Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管およびその製造方法 |
| CA2892721C (en) | 2012-11-29 | 2017-03-14 | Jfe Steel Corporation | Circumferential welded joint of line pipe, method of forming circumferential welded joint of line pipe, and line pipe |
| CN103143853B (zh) * | 2013-03-26 | 2015-03-11 | 哈尔滨工业大学 | 低匹配对接接头达到与母材等弯曲承载的接头形状设计方法 |
| CN105598576A (zh) * | 2016-03-29 | 2016-05-25 | 常熟理工学院 | 一种强韧匹配良好的大热输入量电渣焊接头 |
| CN107478663B (zh) * | 2017-10-16 | 2019-10-08 | 唐山海港盛大工程质量检测有限公司 | 一种多节式桥梁管道焊缝定位探伤装置 |
| CN107490589B (zh) * | 2017-10-18 | 2019-11-19 | 洛阳欣隆工程检测有限公司 | 一种建筑施工金属管道焊接焊缝检测透照定位装置 |
-
2004
- 2004-10-22 CN CNB2004800308784A patent/CN100537108C/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1871094A (zh) | 2006-11-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4528089B2 (ja) | 耐脆性破壊発生特性を有する船体用大入熱突合せ溶接継手 | |
| EP2422913B1 (en) | Electron beam welded joint excellent in brittle fracture resistance | |
| JP5870665B2 (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度６００ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管 | |
| JP5176591B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管 | |
| CN106513925A (zh) | 一种基于冲击韧性筛选合理焊接工艺参数的方法 | |
| CN100537108C (zh) | 抗脆性断裂发生特性优良的大线能量对接焊接接头 | |
| CN103194678A (zh) | 一种uoe焊管及其制造方法 | |
| CN104520049A (zh) | 埋弧焊方法、通过该焊接方法形成的焊接接头以及具有该焊接接头的钢管 | |
| JP2007021532A (ja) | 耐脆性破壊発生特性に優れた電子ビーム溶接継手 | |
| KR100631404B1 (ko) | 탄소강의 편면 레이저-아크 하이브리드 용접부와 그 용접방법 | |
| EP2594657B1 (en) | Electron beam welded joint, steel material for use in electron beam welded joint, and manufacturing method thereof | |
| JP2005125348A (ja) | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 | |
| JP2015093287A (ja) | フェライト系耐熱鋼用溶接材料 | |
| JP4394996B2 (ja) | 耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手 | |
| JP5171006B2 (ja) | 耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手 | |
| KR20220115622A (ko) | 용접 강관 및 그의 제조 방법 | |
| CN109175610B (zh) | 一种船用薄板气体保护焊焊接方法 | |
| Wang et al. | Mechanical properties of T23 steel welded joints without post-weld heat treatment for fossil fired boilers | |
| Mohammadijoo | Development of a welding process to improve welded microalloyed steel characteristics | |
| JP4833645B2 (ja) | レーザー・アークハイブリッド溶接性が優れた鋼板 | |
| JP2007262518A (ja) | 継手疲労強度に優れた溶接用耐疲労亀裂鋼板 | |
| EP2644730B1 (en) | Electron beam welded joint, steel material for electron beam welding, and manufacturing method thereof | |
| Teker et al. | The effect of nozzle orifice diameter on penetration depth and mechanical properties of AISI 430/AISI 1040 dissimilar steel joined by keyhole PTA welding process | |
| JP2008184672A (ja) | レーザ溶接継手部の靱性に優れた高強度鋼材 | |
| JP2007182611A (ja) | 継手疲労強度に優れた溶接用耐疲労亀裂鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| C56 | Change in the name or address of the patentee |
Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION Free format text: FORMER NAME: SHIN NIPPON STEEL LTD. |
|
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder |
Address after: Tokyo, Japan Patentee after: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL Corp. Address before: Tokyo, Japan Patentee before: NIPPON STEEL Corp. |
|
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder | ||
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder |
Address after: Tokyo, Japan Patentee after: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL Corp. Address before: Tokyo, Japan Patentee before: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL Corp. |
|
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20090909 Termination date: 20211022 |