CN101578153B - 耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及焊接结构体 - Google Patents

耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及焊接结构体 Download PDF

Info

Publication number
CN101578153B
CN101578153B CN2008800014238A CN200880001423A CN101578153B CN 101578153 B CN101578153 B CN 101578153B CN 2008800014238 A CN2008800014238 A CN 2008800014238A CN 200880001423 A CN200880001423 A CN 200880001423A CN 101578153 B CN101578153 B CN 101578153B
Authority
CN
China
Prior art keywords
welding
brittle
butt joint
multiple tracks
bead portion
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
Application number
CN2008800014238A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101578153A (zh
Inventor
石川忠
井上健裕
桥场裕治
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN101578153A publication Critical patent/CN101578153A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101578153B publication Critical patent/CN101578153B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
    • B23K31/12—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups relating to investigating the properties, e.g. the weldability, of materials
    • B23K31/125—Weld quality monitoring
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3033—Ni as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/0216—Seam profiling, e.g. weaving, multilayer
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/025—Seam welding; Backing means; Inserts for rectilinear seams
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/18—Sheet panels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Quality & Reliability (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)

Abstract

本发明提供一种耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，在钢板的多道对焊接头中，该焊接接头的表面焊接层和背面焊接层的抗断裂特性比其他的焊接层的抗断裂特性更优秀。

Description

耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及焊接结构体
技术领域
本发明涉及一种耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及具有该焊接接头的焊接结构体，该耐脆性裂纹传播特性是抑制或停止在焊接接头内部发生的脆性裂纹的传播的特性。
背景技术
在焊接钢板而建造焊接结构体时，为了降低建造成本或提高焊接施工效率，通常使用大线能量焊接(大入熱溶接)方法，在通过大线能量焊接方法而形成的焊接接头中，焊接热影响部(以下或称为“HAZ部”)的韧性降低，而且，HAZ部的宽度增大，断裂韧性值Kc(与脆性断裂有关的指标)也降低。
焊接接头的断裂是这样引起的：由于在焊接时所形成的缺陷处应力集中，从而以该缺陷为起点产生裂纹，并且该裂纹向焊接接头内传播而引起焊接接头的断裂。若焊接接头的断裂韧性值Kc低，则容易产生裂纹，并且裂纹的传播快，会引起突发性的焊接接头的断裂。即，焊接接头发生脆性断裂。
为了防止焊接接头的脆性断裂，需要(i)抑制裂纹的产生，以及(ii)抑制或停止所产生的裂纹的传播。因此，到目前为止，已经提出了多种能够确保焊接部的韧性的焊接方法。
例如，提出了厚料大径焊接钢管的焊接方法，即，在X坡口中，通过MIG焊接(惰性气体保护焊接)来焊接初层，然后，通过埋弧焊接来焊接表层和背层，从而焊接整个板厚的焊接方法(参照日本特开昭53-130242号公报)。
上述焊接方法在MIG焊接时，使用比埋弧焊接时使用的焊条含Ni量多的焊条，在容易发生焊接开裂、很难确保韧性的初层焊接部，确保了与埋弧焊接部相同的韧性，使得焊接部的板厚方向的韧性分布变得平坦，因此，难点在于在MIG焊接部需要使用含有多量Ni的高价焊条。
因此，本发明人鉴于上述(i)的观点，研究出了能够充分提高断裂韧性值Kc的方法，提出了耐脆性断裂发生特性优秀的大线能量对焊接头(参照日本特开2005-144552号公报，以及日本特开2006-088184号公报)，此外，提出了根据断裂韧性值Kc来准确验证大线能量对焊接头的耐脆性断裂发生特性的验证方法(参照日本特开2006-088184号公报)。
本发明人所提案的上述焊接接头不易发生脆性断裂，能够提高焊接结构件的安全性，十分有用，此外，上述验证方法在设计很难发生脆性断裂的焊接接头的方面也十分有用。
然而，即使对于被设计为在通常的应力负荷环境下不会产生裂纹的焊接接头，在受到突发性的或冲击性的应力、或者不规则的复杂的应力的情况下，有时会产生裂纹。
以往认为，在对板厚25mm左右的TMCP钢板进行对焊的接头中，脆性裂纹在焊接接头内部的残留应力的作用下，向母材侧偏离，若提高母材的耐脆性裂纹传播特性，则能够将在焊接接头内部发生的脆性裂纹引导至母材而使其停止。
例如，为了减小焊接部整体中的残留应力，提出了部分使用含有多量(例如11％)Ni的相变温度低的焊接材料，利用从奥氏体相变为马氏体的焊道的焊接方法(参照日本特开2000-033480号公报)。然而，由于该焊接方法中的焊接部的组织是马氏体组织，因此强度极高，结果即使焊接部含有多量的Ni，大多情况下其韧性比不含有Ni的周边焊接部更低。
而且，根据本发明人所进行的断裂试验可知，近年来，随着焊接结构件的大型化、构造的简单化，在因能够将设计应力设定得较高而开始使用的高张力厚钢板的情况下，对焊接头中产生的脆性裂纹对应于焊接接头的抗断裂值的程度的不同，不会偏向母材侧，而会沿着HAZ部传播(参照《焊接构造シンポジウム講演概要集2006》，第195～202页)。
此外，本发明人还发现，在板厚例如是70mm以上的钢板的情况下，在焊接接头的板厚方向上形成了大的韧性分布，即使与焊接接头交差地角焊补强板，也不能够通过该补强板来捕捉到脆性裂纹，脆性裂纹沿着焊接金属部或HAZ部传播，直至导致焊接接头断裂为止。
因此，本发明人鉴于上述判明的事实，提出了下述脆性裂纹传播停止性能优秀的焊接接头以及焊接方法，即，除去垂直构件的对焊接头与水平构件的角焊接头交差的区域的一部分或全部，通过补焊来形成具有压缩残留应力的Ni质量含量2.5％以上的韧性优秀的焊接金属(参照日本特开2005-111520号公报)，或者，停止(アレスト)性能(KCa值)为2000N/mm1.5以上的断裂韧性优秀的焊接金属(参照日本特开2006-075874号公报)，即使在脆性裂纹沿着垂直构件的对接焊接部的长度方向传播的情况下，也能够使该裂纹传播方向向高韧性或高停止性能的焊接金属周围偏离，能够通过水平构件的母材部来停止裂纹的传播。
这些方法主要是在单道大线能量对焊接头中，使沿FL(焊接金属和母材热影响部之间的边界)传播的裂纹向停止性能高的钢板侧偏离，并使其在母材内停止，由此来提高对焊接头的安全性。
然而，本发明人根据多层焊缝对焊接头(多層盛突合せ溶接继手)的大型断裂试验的结果，确认出在多层焊缝对焊接头中，由于裂纹在焊接金属内部传播，因此即使适用以往的在单道大线能量对焊接头中有效的方法，在多层焊缝对焊接头中也不能够得到足够的效果。
因此，需要一种能够可靠地停止在板厚50mm以上的钢板的多层焊缝对焊接头中产生的脆性裂纹，能够避免对焊接头大规模损坏的技术。
发明内容
本发明的课题是形成耐脆性裂纹传播特性优秀的焊接接头，所述耐脆性裂纹传播特性是在对钢板进行多道对焊时，即使万一在焊接接头内部产生脆性裂纹，脆性裂纹也很难传播，并且即使传播也会停止的特性。而且，本发明目的在于解决上述课题，提供一种耐脆性裂纹传播特性优秀的焊接接头以及具有该焊接接头的焊接结构体。
本发明人基于上述判明的事实，研究出了解决上述课题的方法。结果发现了以下特点。(x)若在多道焊接接头的表面和背面形成抗断裂特性比其他的焊接层的抗断裂特性更优秀的焊接层(表面焊接层和背面焊接层)，则能够在该焊接层停止脆性裂纹在焊接接头的长度方向的传播。
此外，(y)若在上述表面焊接层和背面焊接层之间，形成至少一层抗断裂特性比其他的焊接层的抗断裂特性更优秀的焊接层(抗断裂层)，则能够抑制、停止脆性裂纹在焊接接头的长度方向上的传播。
另外，(z)若在上述表面焊接层和背面焊接层之间相互离开地配置两层以上的、抗断裂特性比周围的焊接金属的抗断裂低的焊接金属的焊道部，则能够抑制、停止脆性裂纹在焊接接头的长度方向上的传播。
本发明是鉴于上述内容而作出的，其宗旨如下。
(1)一种耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，在钢板的多道对焊接头中，该焊接接头的表面焊接层和背面焊接层的抗断裂特性比其他的焊接层的抗断裂特性优秀。
(2)如上述(1)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层由Ni量比形成其他的焊接层的焊接金属的Ni量多1％以上的焊接金属形成。
(3)如上述(1)或(2)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上连续存在。
(4)如上述(1)或(2)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上断续地存在。
(5)如上述(4)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上存在且长度300mm以上。
(6)如上述(4)或(5)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上以400mm以下的间隔断续地存在。
(7)如上述(1)～(6)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层和背面焊接层之间的至少一个焊接层具有比其他的焊接层更优秀的抗断裂特性。
(8)如上述(7)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层通过多个焊道横跨焊接接头的宽度方向而连续形成。
(9)如上述(7)或(8)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层由Ni量比形成其他的焊接层的焊接金属的Ni量多1％以上的焊接金属形成。
(10)如上述(9)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层是利用与形成其他的焊接层的焊接方法相同的焊接方法而形成的焊接层。
(11)如上述(9)或(10)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述焊接层的组织是没有产生马氏体相变的组织。
(12)如上述(7)～(9)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上连续存在。
(13)如上述(7)～(12)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上断续地存在。
(14)如上述(13)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上存在且长度为200mm以上。
(15)如上述(13)或(14)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上以400mm以下的间隔断续地存在。
(16)如上述(1)～(6)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，在所述表面焊接层和背面焊接层之间以相互离开的方式存在有两个以上的抗断裂特性比周围的焊道部的抗断裂特性差的焊道部。
(17)如上述(16)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部存在的数量是形成焊接接头所必需的全道数的1/3以下。
(18)如上述(16)或(17)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的板厚方向上以相互离开的方式存在。
(19)如上述(16)～(18)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上连续存在。
(20)如上述(16)～(18)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上断续地存在。
(21)如上述(20)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上的长度为100mm以上400mm以下。
(22)如上述(20)或(21)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上以200mm以上400mm以下的间隔断续地存在。
(23)如上述(16)～(22)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部是通过单道焊接或多道焊接而形成的。
(24)如上述(14)～(21)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部是由Ni量比形成其他的焊道部的焊接材料的Ni量少1％以上的焊接材料形成的焊道部。
(25)如上述(24)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂性差的焊道部是利用与形成其他的焊道部的焊接方法相同的焊接方法形成的焊接层。
(26)如上述(24)或(25)所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述其他的焊道部的组织是没有产生马氏体相变的组织。
(27)如上述(16)～(23)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部不会由于后续的焊道部的热量而被回火。
(28)如上述(7)～(27)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述钢板的板厚为50mm以上。
(29)一种焊接结构体，其特征在于，具有上述(1)～(28)中任一项所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头。
根据本发明，能够在钢板的多道对焊中形成耐脆性裂纹传播特性优秀的焊接接头。其结果，能够建造具有耐脆性裂纹传播特性优秀的焊接接头的焊接结构体。
附图说明
图1是表示本发明的基础的CCA试验结果的图。
图2是表示本发明的多道对焊接头的一种形态的图。
图3是表示本发明的焊接接头中脆性裂纹产生、传播的形态的图。
图4是表示脆性裂纹的传播、停止的图。图4(a)是在表示表面焊接层以及背面焊接层中产生塑性变形而发生延展性断裂的形态的图，图4(b)是表示脆性裂纹进行了一定程度的传播并停止的形态的图。
图5是表示“レ”型坡口的情况的本发明焊接接头的图。
图6是表示本发明的多道对焊接头的其他的形态的图。
图7是表示在图6所示多道对焊接头中，脆性裂纹传播、停止的形态的图。
图8是表示本发明的多道对焊接头的另一种形态的图。
图9是表示在图8所示的多道对焊接头中，脆性裂纹传播、停止的形态的图。
具体实施方式
1)首先，基于下面的实验结果来说明本发明的技术思想。
仅用1种焊接材料制作了焊接接头，为了评价焊接金属部的脆性裂纹传播停止性能(Ka)而制作了CCA试验片。将整个CCA试验片冷却至-10℃，求出了仅用1种焊接材料制作的焊接金属部的Ka。其结果如图1所示(参照图中的●标记)。
接着，使用2种焊接材料制作了焊接接头。此时，在所制作的焊接接头中，由2种焊接材料形成的焊道是按照本发明所规定的分布而分布的。为了评价焊接金属部的脆性裂纹传播停止性能(Ka)，制作了CCA试验片。将整个CCA试验片冷却至-10℃，通过CCA试验法求出了Ka。其结果一并表示在图1中。
由于所使用的焊接材料的Ni量不同，图中用○表示所使用的2种溶材的Ni含量的差在1％以上的情况，用□表示Ni含量的差不足1％的情况。根据图1可知，(i)使用不同的Ni量的焊接材料制作的焊接接头的Ka比仅使用含有高Ni量的焊接材料制作的焊接接头的Ka更优秀，此外，(ii)通过配置Ka值不同的焊道，发现了焊道所具有的Ka值以上的性能。
本发明是以基于上述内容的技术思想为基础的。
另外，CCA试验法(Compact-Crack-Arrest试验法)是通过ASTM(American Society for Testing and Materials：美国试验与材料协会)等进行了规格化的、用于定量地评价脆性裂纹传播停止性能的试验方法，试验过程如下。
以焊接金属部分的中央部与试验片中央即切口部一致的方式来加工试验片，将整个试验片放入冷却槽，使其冷却至规定的温度，在此为-10℃，通过楔形构件向试验片施加负荷。
通过安装在试验片端部的位移仪，计算在试验片的切口前端所负荷的K值。
若在切口前端产生脆性裂纹，并且裂纹进行传播，则对应于裂纹传播距离，裂纹前端的K值会降低。即，由于在试验片的裂纹前端的K值下降到作为脆性裂纹传播停止特性的Ka值的时刻，脆性裂纹停止，因此根据裂纹停止时刻的裂纹长度和此时的试验片位移量来计算K值，并作为Ka值进行评价。
2)接着，基于附图对本发明进行说明。图2示出了对钢板1的对接V坡口进行多道焊接而形成的本发明的多道对焊接头(以下称为“本发明焊接接头”)的形态。
图2所示的本发明焊接接头2由多道形成的焊道部2i构成，但基于上述技术思想，在焊接接头的表面以及背面，通过具有比其他的焊道部的抗断裂特性更优秀的抗断裂特性的焊道部来形成表面焊接层2a和背面焊接层2b。
这样，本发明的特征在于，在焊接接头的表面以及背面配置了具有比其他的焊道部的断裂韧性特性更优秀的断裂韧性特性的表面焊接层2a以及背面焊接层2b，使得焊接接头的表层部以及背层部成为很难产生脆性断裂的区域。
即，在本发明中，即使在焊接接头内部产生脆性裂纹，由于表面焊接层2a以及背面焊接层2b的存在，能够抑制并停止脆性裂纹在该焊接接头的长度方向上的传播。
在此，参照图3以及图4，对发现该作用效果的机构进行说明。
在焊接接头内部，在以焊接部缺陷为起点发生脆性裂纹的情况下，脆性裂纹向抗断裂特性比表面焊接层以及背面焊接层的抗断裂特性低的焊道部2i的焊接金属传播。
由于抗断裂高的表面焊接层以及背面焊接层很难产生脆性断裂，因此，如图2所示，若脆性裂纹X上述表面焊接层以及背面焊接层，则在该区域中，不会产生脆性断裂，产生塑性变形，形成延展性断裂区域Za、Zb。
由于脆性裂纹Za、Zb在埋没于表面焊接层以及背面焊接层之间的焊接金属内部的状态下，向焊接接头的长度方向传播，因此脆性裂纹的前端的应力扩大系数变小，脆性裂纹的驱动力降低，脆性裂纹变为容易停止的状态。
图4示出了脆性裂纹向焊接接头的长度方向传播并停止的形态。图4(a)与图3相同，图4(b)示出了脆性裂纹X在焊接接头的长度方向上的传播和停止的形态。
脆性裂纹X在焊接接头内部传播期间，如图4(b)所示，在表面焊接层以及背面焊接层产生塑性变形，形成延展性断裂区域Za、Zb(シアリツプ)。
由于伴随着延展性断裂区域Za、Zb的形成，脆性裂纹X的传播能量被吸收，因此脆性裂纹X不能够持续向焊接接头的长度方向传播，而在Xp的位置停止。其结果，能够防止焊接接头的脆性断裂，能够防止焊接结构件的断裂。
以上，如上述说明那样，本发明的特征在于，在多道焊接接头的表面以及背面通过多道焊接形成具有比内部的焊道部的抗断裂特性更优秀的抗断裂特性的表面焊接层以及背面焊接层，该表面焊接层以及背面焊接层能够抑制、停止在突发性的或冲击性的应力的作用下在内部的焊道部产生的脆性裂纹向焊接接头的长度方向传播。
本发明焊接接头是对钢板进行多道对焊后的接头。钢板的板厚并没有特别的限定。
本发明焊接接头是通过多道焊接而形成的焊接接头即可，焊接能够适用于大线能量焊接和小线能量焊接。
钢板的坡口形状并不仅限于V型、X型、K型、“レ”型等。然而，由于在表面焊接层以及背面焊接层中，在焊接接头的宽度方向需要确保所需的宽度，因此优选能够确保背面焊接层的较大宽度的X型坡口、K型坡口。另外，若从用于抑制、停止脆性裂纹的传播这方面来考虑钢板的机械的特性，则优选X型坡口。
图5示出了“レ”型坡口的情况的本发明焊接接头。如图5所示，钢板1与钢板1a垂直对接所形成的“レ”型坡口也能够适用于本发明的焊接接头，此外，将板厚不同的钢板对接而形成的“レ”型坡口也能够适用于本发明的焊接接头。
优选在焊接接头的长度方向上连续形成本发明焊接接头的表面焊接层以及背面焊接层，也可以断续的形成本发明焊接接头的表面焊接层以及背面焊接层。
在断续地形成上述表面焊接层以及背面焊接层的情况下，若该焊接层在焊接接头的长度方向上的长度为300mm以上，则通过延展性断裂区域的形成，能够使脆性裂纹停止。
此外，在断续地形成上述表面焊接层以及背面焊接层的情况下，该焊接层的存在区域在焊接接头的长度方向上的间隔优选400mm以下。
脆性裂纹的传播速度因形成于上述焊接层的延展性断裂区域而溅速，但在不存在上述表面焊接层以及背面焊接层的区域中，脆性裂纹不形成延展性断裂区域而进行传播。
有时若1条脆性裂纹在焊接接头的长度方向上的长度超过400mm，则脆性裂纹所具有的能量变得过大，很难使该脆性裂纹在不存在上述表面焊接层以及背面焊接层的区域停止。因此，不存在上述表面焊接层以及背面焊接层的区域在焊接接头的长度方向上的长度优选400mm以下。
作为形成比内部的焊道部的脆性断裂特性更优秀的表面焊接层以及背面焊接层的方法，优选以下的这种简便的方法：使用Ni量比形成内部的焊道部所使用的焊接材料的Ni量多1％以上的焊接材料，在与焊接内部的焊道部时的焊接条件相同的焊接条件下，进行多道焊接的方法。
在日本特开昭53-130242号公报中，公开了以下的技术：在对厚料大径焊接钢管的X坡口部进行焊接时，通过MIG焊接来焊接初层，然后，通过埋弧焊接来焊接表层和背层，从而焊接板厚整体的焊接方法，在该焊接方法中，MIG焊接所使用的焊条的Ni量比埋弧焊接所使用的焊条的Ni量多。
在上述技术中，由于初层容易产生焊接开裂、很难确保韧性，因此通过使用Ni量多的焊条，确保具有与埋弧焊接部同等的韧性，使得焊接部的板厚方向的韧性分布平坦，这与本发明的技术思想从根本上是不同的。
表面焊接层以及背面焊接层可以是单层，也可以重叠2层以上的焊接层而形成重叠层。此时，可以用相同的焊接材料来形成2层以上的焊接层，也可以使用改变Ni量的焊接材料来形成2层以上的焊接层。
此外，可以通过与形成其他的焊道部相同的焊接方法来形成表面焊接层以及背面焊接层，也可以通过不同的焊接方法来形成表面焊接层以及背面焊接层。
本发明焊接接头在通常的焊接条件下，能够调整焊接材料的Ni含量，来形成表面焊接层以及背面焊接层，焊接层的组织优选没发生马氏体相变的组织。
在日本特开2000-033480号公报中，提出了这样的焊接方法：为了减小焊接部整体中的残留应力，部分使用含有多量(例如11％)的Ni的相变温度低的焊接材料，利用从奥氏体向马氏体相变的焊道的焊接方法。
然而，由于该焊接方法所形成的焊接部的组织是马氏体组织，因此强度极高，结果即使焊接部含有多量的Ni，大多情况下，其韧性比不含有Ni的周边焊接部更低。因此，本发明中，即使在含有多量的Ni量的情况下，也优选没有产生马氏体相变的组织。
另外，本发明的表面焊接层以及背面焊接层是比内部的焊道部的抗断裂特性更优秀的焊接层即可，作为将抗断裂特性提高至内部的焊道部的抗断裂特性以上的方法并不仅限于提高焊接材料的Ni量。也可以在形成表面焊接层以及背面焊接层之后，对该焊接层实施热处理，此外，例如，也可以通过超音波打击装置等实施冲击(peening)处理。
在焊接接头的板厚为50mm以下的情况下，通过在表面焊接层以及背面焊接层形成的上述延展性断裂区域的效果，能够使的在多道焊接接头中传播的脆性裂纹停止，但在焊接接头的板厚为50mm以上的情况下，有时仅通过在表面焊接层以及背面焊接层形成的上述延展性断裂区域的效果，不能够停止在焊接接头的长度方向上的脆性裂纹。
由此，为了进一步提高板厚50mm以上的焊接接头的脆性裂纹传播停止性能，除了在表面焊接层以及背面焊接层形成的上述延展性断裂区域的效果之外，通过以下的方法，对板厚内部的焊道进行适当的控制。
在本发明焊接接头中，也可以如图6所示，在表面焊接层2a和背面焊接层2b之间的焊道部2i处，横跨焊接接头的宽度方向连续地形成比该焊道部的抗断裂特性更优秀的(或者，与表面焊接层和背面焊接层的抗断裂特性相同、或低于表面焊接层和背面焊接层的抗断裂特性)中间焊接层2x。
抗断裂特性优秀的上述中间焊接层2x使用抗断裂特性比形成其他的焊道部的焊接材料更优秀的焊接材料，例如，Ni量比形成其他的焊道部的焊接材料的Ni量多1％(质量百分比)以上的焊接材料，在焊接接头的宽度方向上连结多个由单道的焊接形成的焊道部2i。
另外，中间焊接层可以是单层，也可以是由2层以上的中间焊接层重叠而成的重叠层。此时，可以通过相同的焊接材料来形成2层以上的中间焊接层，此外，也可以通过改变了Ni量的焊接材料来形成2层以上的中间焊接层。
在此，图7示出了在上述表面焊接层和背面焊接层之间存在抗断裂特性优秀的中间焊接层的情况下的脆性裂纹的传播、停止形态。
若在上述表面焊接层和背面焊接层之间存在抗断裂特性优秀的中间焊接层2x，则在焊接接头的板厚方向上的韧性分布在中间焊接层2x的位置会急剧变化，因此，焊接接头的抗断裂特性变为上下分断开的形状。
若例如向焊接接头作用冲击性的应力，则由于中间焊接层2x很难脆性断裂，则脆性裂纹如图6所示，分支而生成板厚表面侧的脆性裂纹X和板厚背面侧的脆性裂纹Y，在各自一侧的焊接层(焊道部2i)中传播。
然而，由于脆性裂纹X是在板厚方向上宽度狭窄的裂纹，因此裂纹前端的应力扩大系数变小，使裂纹传播的驱动力减小，因此在焊接接头的长度方向上的脆性裂纹变得容易停止。
若脆性裂纹X传播并且其上端到达了表面焊接层2a，如上所述，在表面焊接层2a产生塑性变形，形成延展性断裂区域Za(シアリツプ)，脆性裂纹X的传播能量被吸收。此外，若脆性裂纹Y传播并且其下端到达背面焊接层2b，则同样地，在背面焊接层2b产生塑性变形，形成延展性断裂区域Zb(シアリツプ)，脆性裂纹X的传播能量被吸收。
若脆性裂纹X的下端和脆性裂纹Y的上端到达中间焊接层2x，则在中间焊接层2x中的脆性裂纹X和脆性裂纹Y之间的区域Z中，产生塑性变形，在产生延展性断裂的同时，吸收脆性裂纹X以及脆性裂纹Y的传播能量。
其结果，脆性裂纹X以及脆性裂纹Y的传播被抑制，变为容易停止的状态，在板厚表面侧以及板厚背面侧的焊道部中进行了一定程度的传播之后，传播会停止。
优选在焊接接头的长度方向上连续存在中间焊接层，但也可以断续存在中间焊接层。若在焊接接头的长度方向上，确保200mm以上的长度，则通过上述表面焊接层和背面焊接层的相互作用，能够抑制或停止在焊接接头内部的焊道部产生的脆性裂纹的传播。
但是，在将上述表面焊接层、背面焊接层以及中间焊接层断续地形成在焊接接头的长度方向的情况下，若断续间隔重复且超过400mm，则初期产生的脆性裂纹进行传播，最终可能成长为在焊接接头的长度方向上的长度为400mm以上的脆性裂纹。
若脆性裂纹在焊接接头的长度方向上的长度变为400mm以上，则脆性裂纹所具有的能量变得过大，由于停止脆性裂纹的传播变得困难，因此中间焊接部在焊接接头的长度方向上的断续间隔优选400mm以下。
在本发明焊接接头中，也可以如图8所示，在表面焊接层2a和背面焊接层2b之间的焊道部2i中形成断裂韧性特性比焊道部2i的断裂韧性特性差的焊道部2y、2z。
若在焊道部2i中存在焊道部2y、2z，则表面焊接层2a和背面焊接层2b的作用效果、焊道部2i的作用效果以及焊道部2x、2y的作用效果相互影响，发现了即使在焊接接头内部产生脆性裂纹，也能够迅速地抑制并停止其传播的作用效果。
图9示出了在表面焊接层2a和背面焊接层2b之间存在断裂韧性特性比焊道部2i的断裂韧性特性差的焊道部2y、2z的情况下的脆性裂纹的传播、停止的形态。
若向焊接接头作用突发性的或冲击性的应力，则在分散存在于焊接接头内部的焊道部2y、2z(抗断裂特性比周围的焊道部差)中优先产生断裂，脆性裂纹X、Y产生并向周围的焊道部2i传播。在该情况下，由于焊道部2i的抗断裂特性比焊道部2y、2z的抗断裂特性好，因此脆性裂纹向焊道部2i的传播路线不一定规则，会变得复杂。
结果，虽然多个脆性裂纹从焊道部2y、2z向周围的焊道部2i传播，但由于脆性裂纹变为在焊接接头的板厚方向上宽度狭窄的裂纹，因此，裂纹前端的应力扩大系数降低，使裂纹传播的驱动力变小，变为容易停止的状态。
如图9所示，在脆性裂纹X以及Y分别从焊道部2y以及2z开始传播的情况下，由于在两个脆性裂纹X、Y之间的区域Z中脆性断裂区域产生偏离，在该区域Z中发生塑性变形，在发生延展性断裂的同时，吸收了脆性裂纹的传播能量。其结果，脆性裂纹变为在焊接接头的长度方向上容易停止的状态。
此外，若脆性裂纹X的上端到达表面焊接层2a，脆性裂纹Y的下端到达背面焊接层2b，则在表面焊接层2a以及背面焊接层2b产生塑性变形，形成延展性断裂区域Za以及Zb(シアリツプ)，脆性裂纹X以及脆性裂纹Y的传播能量被吸收。
因此，脆性裂纹X以及脆性裂纹Y变为极易停止的状态，在焊接接头的长度方向上的传播很容易停止。
为了使脆性裂纹在焊接接头内部产生复杂的分支，抗断裂特性比周围的焊道部的抗断裂特性差的焊道部需要有两个以上。然是，若上述焊道部的数量超过形成焊道部的总道数的1/3，则焊接接头中抗断裂特性低的焊道部变为支配地位，反而脆性裂纹变得容易传播，因此不优选超过形成焊道部的总道数的1/3。优选抗断裂特性差的焊道部的数量为总道数的1/3。
另外，上述焊道部可以通过单道来形成，也可以通过多道来形成。
上述焊道部通常在焊接接头的长度方向上连续形成，但也可以断续形成。若成为断裂发生区域的可能性高的焊道部在焊接接头内部沿长度方向连续存在，则脆性裂纹在该焊道部中传播，结果可能成长为贯穿焊接接头的长度方向的、长大的脆性裂纹，与其这样，不如断续形成上述焊道部。
在断续形成抗断裂特性差的焊道部的情况下，该焊道部在焊接接头的长度方向上的长度优选100mm以上。若上述焊道部在焊接接头的长度方向上的长度为100mm以上，则能够使脆性裂纹容易分支。
另一方面，若上述焊道部在焊接接头的长度方向上的长度超过400mm，则脆性裂纹向前传播的长度变得过长，因此不优选超过400mm的情况。抗断裂特性低的焊道部在焊接接头的长度方向上的长度优选100mm以上400mm以下。
若抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上的间隔为200mm以上，则在其他的焊道部，使脆性裂纹停止的可能性变高，若超过400mm，则在其他的焊道部发生的脆性裂纹进行传播，有可能成长为在焊接接头的长度方向上的长度为400mm以上的1条脆性裂纹。
若1条脆性裂纹在焊接接头的长度方向上的长度超过400mm，则脆性裂纹所具有的能量变得过大，即使向抗断裂特性差的焊道部引导该脆性裂纹，也很难使该脆性裂纹在该焊道部产生分支。抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上的间隔优选200mm以上400mm以下。
作为形成比周围的焊道部的脆性断裂特性差的焊道部的方法，优选这样的简便的方法：使用Ni量比形成周围的焊道部所使用的焊接材料的Ni量少1％(质量百分比)以上的焊接材料，在相同的焊接条件下焊接的方法。
然而，由于在形成周围的焊道部的焊接材料不含有Ni的情况下不能够采用上述方法，因此，在该情况下，使用C量高的焊接材料、或者没有添加Ti、B等的组织微细化元素的焊接材料(都是抗断裂特性低的焊接材料)即可。
此外，可以通过改变焊接条件，降低焊道部的抗断裂特性。例如，在形成抗断裂特性差的焊道部时，若使线能量变为形成周围的焊道部时的线能量的130％以上，能够形成焊缝厚度大的焊道部。
而且，接着，在焊缝厚度大的焊道部上继续以通常的线能量条件或者比通常的线能量条件低的线能量条件来形成焊道部。若进行这样的焊接，则焊缝厚度大的焊道部不会因后续的焊道部的热量而被回火，变为抗断裂特性差的焊道部。
在焊接接头的内部形成抗断裂特性差的焊道部即可，其形成方法不仅限于特定的方法。例如，也可以使用没有充分干燥的焊接材料，仅形成抗断裂特性差的焊道部。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一种条件的例子，本发明不仅限于该一种条件例。本发明在不脱离本发明的主旨的前提下，为了达成本发明的目的，可以采用多种条件。
(实施例1)
在如表1～3所示的钢板条件以及焊道条件下形成焊接接头，通过脆性裂纹传播试验对耐脆性裂纹传播特性进行了测定。其结果如表4～6所示。另外，使用的钢板钢种的成分组成如表7所示。
Figure G2008800014238D00171
Figure G2008800014238D00181
Figure G2008800014238D00191
表4
Figure G2008800014238D00201
表5
Figure G2008800014238D00202
Figure G2008800014238D00211
表7                                   (mass％)
  钢种   C   Si   Mn   P   S   Ni   Ti
  YP32   0.13   0.19   1.28   0.01   0.003   -   0.01
  YP36   0.12   0.21   1.27   0.007   0.004   -   0.01
  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
在表1～3中，特定焊道A至少是比形成在表面焊接部以及背面焊接部的基本道的抗断裂特性更优秀的焊道，特定焊道B是比形成于表面焊接层和背面焊接层之间的基本道的抗断裂特性更差的焊道。
根据表4～6，在No.1～24的发明例中，即使脆性裂纹向表面焊接部以及/或者背面焊接部传播，其长度较短并会停止。
工业实用性
如上所述，根据本发明，能够建造具有耐脆性裂纹传播特性优秀的焊接接头的焊接结构体。因此，本发明在焊接结构件建造领域具有很大的利用可能性。

Claims (29)

1.一种耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，
在钢板的多道对焊接头中，该焊接接头的表面焊接层和背面焊接层的抗断裂特性比其他的焊接层的抗断裂特性优秀，
所述表面焊接层以及背面焊接层由Ni量比形成其他的焊接层的焊接金属的Ni量多1％以上的焊接金属形成。
2.如权利要求1所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上连续存在。
3.如权利要求1所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上断续存在。
4.如权利要求3所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上存在的长度为300mm以上。
5.如权利要求3或4所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层以及背面焊接层在焊接接头的长度方向上以400mm以下的间隔断续地存在。
6.如权利要求1所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述表面焊接层和背面焊接层之间的至少一个焊接层具有比其他的焊接层更优秀的抗断裂特性。
7.如权利要求6所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层通过多个焊道横跨焊接接头的宽度方向而连续形成。
8.如权利要求6所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层由Ni量比形成其他的焊接层的焊接金属的Ni量多1％以上的焊接金属形成。
9.如权利要求8所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层是利用与形成其他的焊接层的焊接方法相同的焊接方法而形成的焊接层。
10.如权利要求8所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述焊接层的组织是没有产生马氏体相变的组织。
11.如权利要求6或7所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上连续存在。
12.如权利要求6或7所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上断续存在。
13.如权利要求12所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上存在的长度为200mm以上。
14.如权利要求12所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述一个焊接层在焊接接头的长度方向上以400mm以下的间隔断续地存在。
15.如权利要求1所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，在所述表面焊接层和背面焊接层之间以相互离开的方式存在有两个以上的、抗断裂特性比周围的焊道部的抗断裂特性差的焊道部。
16.如权利要求15所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部存在的数量是形成焊接接头所必需的全道数的1/3以下。
17.如权利要求15所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的板厚方向上以相互离开的方式存在。
18.如权利要求15或16所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上连续存在。
19.如权利要求15或16所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上断续存在。
20.如权利要求19所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上的长度为100mm以上400mm以下。
21.如权利要求19所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部在焊接接头的长度方向上以200mm以上400mm以下的间隔断续地存在。
22.如权利要求15或16所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部是由单道或多道形成的。
23.如权利要求15或16所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部是由Ni量比形成其他的焊道部的焊接材料的Ni量少1％以上的焊接材料形成的焊道部。
24.如权利要求23所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂性差的焊道部是利用与形成其他的焊道部的焊接方法相同的焊接方法形成的焊接层。
25.如权利要求23所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述其他的焊道部的组织是没有产生马氏体相变的组织。
26.如权利要求15或16所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述抗断裂特性差的焊道部不会由于后续的焊道部的热量而被回火。
27.如权利要求6所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述钢板的板厚为50mm以上。
28.如权利要求15所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头，其特征在于，所述钢板的板厚为50mm以上。
29.一种焊接结构体，其特征在于，具有权利要求1所述的耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头。
CN2008800014238A 2007-01-05 2008-01-04 耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及焊接结构体 Expired - Fee Related CN101578153B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP000420/2007 2007-01-05
JP2007000420 2007-01-05
JP2007337387A JP4546995B2 (ja) 2007-01-05 2007-12-27 耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手及び溶接構造体
JP337387/2007 2007-12-27
PCT/JP2008/050222 WO2008082016A1 (ja) 2007-01-05 2008-01-04 耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手及び溶接構造体

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101578153A CN101578153A (zh) 2009-11-11
CN101578153B true CN101578153B (zh) 2012-03-14

Family

ID=39588673

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008800014238A Expired - Fee Related CN101578153B (zh) 2007-01-05 2008-01-04 耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及焊接结构体

Country Status (7)

Country Link
EP (1) EP2127796A4 (zh)
JP (1) JP4546995B2 (zh)
KR (1) KR101065922B1 (zh)
CN (1) CN101578153B (zh)
MY (1) MY146932A (zh)
TW (1) TW200911445A (zh)
WO (1) WO2008082016A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5197476B2 (ja) * 2008-10-02 2013-05-15 株式会社神戸製鋼所 Ｔ字型完全溶込み溶接構造体の脆性き裂伝播停止性能の品質管理方法
JP5197496B2 (ja) * 2009-06-03 2013-05-15 株式会社神戸製鋼所 Ｔ字型完全溶込み溶接構造体の脆性き裂伝播停止性能の品質管理方法
CN102639284A (zh) 2009-12-04 2012-08-15 新日本制铁株式会社 焊接构造体的对焊接头及其制造方法
KR101253955B1 (ko) * 2010-12-28 2013-04-16 주식회사 포스코 구조물 용접구조
CN102581448A (zh) * 2012-02-01 2012-07-18 天津大学 一种提高不锈钢管内壁焊接接头抗应力腐蚀性能的焊接工艺方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005111520A (ja) * 2003-10-08 2005-04-28 Nippon Steel Corp 耐脆性破壊伝播性に優れた溶接構造体用溶接金属、その施工方法、および溶接構造体
CN1615204A (zh) * 2001-11-21 2005-05-11 达纳加拿大公司 用于低温无焊剂钎焊的产品和方法
JP2005144552A (ja) * 2003-10-22 2005-06-09 Nippon Steel Corp 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手
JP2006075874A (ja) * 2004-09-10 2006-03-23 Nippon Steel Corp 耐脆性き裂伝播性に優れた船舶用溶接構造体の溶接方法および船舶用溶接構造体

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS53130242A (en) 1977-04-20 1978-11-14 Nippon Steel Corp Welding method for manufacture of thick-walled large diameter welded steel pipe
JPH10267743A (ja) 1997-03-25 1998-10-09 Fuji Xerox Co Ltd 音質評価装置および音質評価方法
JP3586380B2 (ja) 1997-10-20 2004-11-10 新日本製鐵株式会社 多層溶接方法
JP3266093B2 (ja) * 1998-03-19 2002-03-18 住友金属工業株式会社 高靱性ｕｏｅ鋼管およびその製造方法
JP2000288738A (ja) * 1999-04-06 2000-10-17 Babcock Hitachi Kk 高クロムフェライト鋼の溶接継手構造
US6892926B2 (en) * 2002-10-11 2005-05-17 Exxonmobil Upstream Research Company Toughness-optimized weld joints and methods for producing said weld joints
JP4761746B2 (ja) 2004-09-22 2011-08-31 新日本製鐵株式会社 船体用大入熱突合せ溶接継手の耐脆性破壊発生特性評価方法
JP2007044698A (ja) * 2005-08-05 2007-02-22 Toshiba Corp 溶接構造物及び構造物の溶接方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1615204A (zh) * 2001-11-21 2005-05-11 达纳加拿大公司 用于低温无焊剂钎焊的产品和方法
JP2005111520A (ja) * 2003-10-08 2005-04-28 Nippon Steel Corp 耐脆性破壊伝播性に優れた溶接構造体用溶接金属、その施工方法、および溶接構造体
JP2005144552A (ja) * 2003-10-22 2005-06-09 Nippon Steel Corp 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手
JP2006075874A (ja) * 2004-09-10 2006-03-23 Nippon Steel Corp 耐脆性き裂伝播性に優れた船舶用溶接構造体の溶接方法および船舶用溶接構造体

Also Published As

Publication number Publication date
KR101065922B1 (ko) 2011-09-19
EP2127796A1 (en) 2009-12-02
TWI332877B (zh) 2010-11-11
EP2127796A4 (en) 2017-05-17
WO2008082016A1 (ja) 2008-07-10
JP4546995B2 (ja) 2010-09-22
MY146932A (en) 2012-10-15
TW200911445A (en) 2009-03-16
CN101578153A (zh) 2009-11-11
KR20090079997A (ko) 2009-07-22
JP2008183619A (ja) 2008-08-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Lin et al. Effect of filler wire on laser welded blanks of Al-Si-coated 22MnB5 steel
US9821401B2 (en) High toughness weld metals with superior ductile tearing resistance
Zhou et al. Microstructure and toughness of the CGHAZ of an offshore platform steel
CN101578153B (zh) 耐脆性裂纹传播特性优秀的多道对焊接头以及焊接结构体
Wang et al. The significant impact of introducing nanosize precipitates and decreased effective grain size on retention of high toughness of simulated heat affected zone (HAZ)
El-Banna et al. Study of restoration by welding of pearlitic ductile cast iron
Fei et al. Investigation into the viability of K-TIG for joining armour grade quenched and tempered steel
CN101578154B (zh) 耐脆性裂纹扩展特性优异的对接多道焊接头以及焊接结构体
Tsay et al. Microstructures and fatigue crack growth of EH36 TMCP steel weldments
US9358628B2 (en) Railroad rail head repair
JP6203647B2 (ja) 高強度鋼板のレーザ溶接継手およびその製造方法
CN102632320B (zh) 一种高级别耐磨钢二氧化碳气体保护焊接方法
Hu et al. Effects of preheating temperature on cold cracks, microstructures and properties of high power laser hybrid welded 10Ni3CrMoV steel
Wang et al. Combined effect of M/A constituent and grain boundary on the impact toughness of CGHAZ and ICCGHAZ of E550 grade offshore engineering steel
Bao et al. Study on microstructure-toughness relationship in heat affected zone of EQ70 steel by laser-arc hybrid welding
Lei et al. Mechanism of the crack formation and suppression in laser-MAG hybrid welded 30CrMnSiA joints
Šebestová et al. Fatigue properties of laser and hybrid laser-TIG welds of thermo-mechanically rolled steels
CN110076430A (zh) 一种厚度≥40mm 的1000MPa钢板的气保护焊接方法
Campbell et al. Techno-economic evaluation on the effects of alternating shielding gases for advanced joining processes
CN103753023B (zh) 热轧纳米强化钢板的焊接方法
Garcia-Garcia et al. Effect of the thermal field on the microstructure of dissimilar welded joints between TWIP steel and 2205 duplex stainless steel
Kazasidis et al. Dissimilar welding between conventional and high strength low alloy naval steels with the use of robotic metal cored arc welding
TWI771066B (zh) 離岸水下基礎用高強度鋼板銲接層裂之模擬試驗方法
JP2009012049A (ja) 耐脆性き裂伝播特性に優れた多層盛突合せ溶接継手及び溶接構造体
Ichiyama et al. Factors affecting flash weldability in high strength steel–a study on toughness improvement of flash welded joints in high strength steel

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
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION

Free format text: FORMER OWNER: SHIN NIPPON STEEL LTD.

Effective date: 20130411

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20130411

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

Granted publication date: 20120314

Termination date: 20220104

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee