JP2002361485A - 低合金鉄鋼材料の溶接継手、この溶接継手に使用する溶接材料及びこの溶接継手の溶接方法 - Google Patents
低合金鉄鋼材料の溶接継手、この溶接継手に使用する溶接材料及びこの溶接継手の溶接方法Info
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Abstract
複雑な溶接方法を施さなくても、溶接継手の疲労強度を
飛躍的に向上できる低合金鉄鋼材料の溶接継手を提供す
る。 【解決手段】溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材
料どうしを溶接により固着して形成した溶接継手におい
て、溶接により生成する溶接金属のマルテンサイト変態
開始温度が120℃以上400℃以下であり、かつ溶接
止端部において応力集中係数Kt値が、1.3以上、
2.8以下となるようにした。
Description
うな大型構造物の製造に有用な溶接方法に係り、特に、
溶接材料を用いて溶接を行う際に溶接継手の疲労強度を
向上できる低合金鋼材料の溶接継手、これに使用する溶
接材料及びこの溶接継手の溶接方法に関するものであ
る。
などにおいては、大型化とそれに伴う軽量化の目的から
使用鋼材の高強度化が求められている。これら構造物に
使用される材料としては、Cr,Ni,Mo等の各種合
金元素が5.0mass%未満のいわゆる低合金鉄鋼材料が
用いられ これらの材料の引張強度レベルは300〜1200M
Paである。
て、低合金鉄鋼材料の中で高強度のものを用いる場合に
は、高強度鋼の疲労強度は母材については当該母材の材
料強度の増加とともに上昇するが、溶接継手では材料強
度が増加しても疲労強度が向上しないといわれている
(溶接学会全国大会講演概要 NO52,1993,ぺー
ジ256〜257参照)。
疲労強度は低強度鋼のそれと同じであるため、隅肉溶接
等により接合した継手を採用する構造物では、高強度鋼
材を用いても設計強度を上げることができないという問
題があった。溶接継手において疲労強度が向上しない原
因としては、止端部における応力集中と引張残留応力の
存在が挙げられる。
工方法の改善や、例えば、特開平5−69128号公報
に記載されているように、溶接止端部をグラインダやロ
ータリーカッタ等の研削工具で滑らかに研削して止端半
径(図2参照)を大きくすることによって防止できる。
継手の溶接部に生じる引張残留応力は,溶接後の溶接金
属が冷却される際に熱収縮することに起因する。図1
に、従来の溶接材料を用いて低合金鉄鋼材料を溶接した
際の溶接後の冷却過程における低合金の溶接金属の収縮
状態を、破線で示す。従来の溶接材料によって生成した
溶接金属は、溶接後に図1の「冷却」と付記した矢印の
方向に熱収縮する。
を用いた場合、温度低下するに従い、溶接金属は熱収縮
して伸び(長さ)が小さくなるが、500℃付近で伸び
(長さ)が大きくなる領域が存在する。これは、500
℃付近にてマルテンサイト変態が生じ、このマルテンサ
イト変態にともなう溶接金属の膨張が発生するためであ
る。マルテンサイト変態が終了すると、再び熱収縮のみ
が起こり温度が下がるにつれて伸びが小さくなる。溶接
金属が凝固点から約600℃程度まで冷却される際に
は、溶接金属の降伏応力が低いので、塑性変形を伴いな
がら冷却され、そのため、収縮により生ずる引張残留応
力は、この塑性変形により緩和される。そして、約60
0℃以下で収縮すると、溶接金属の降伏応力が大きいた
めに、塑性変形が起こりにくく引張残留応力が導入され
ることとなる。
の冷却過程において、溶接金属はマルテンサイト変態に
より膨張するので、この間では引張残留応力が緩和され
るが、その後室温までの熱収縮過程において引張残留応
力が導入されることとなる。以上が、溶接部に引張残留
応力が生ずる主な理由であるが、例えば隅肉溶接のよう
に接合される2つの被溶接材の大きさが異なる場合、被
溶接材の熱容量の差に起因して、引張残留応力はさらに
助長される。
する方法として、例えば、特開平11−138290号
公報に記載されているように、溶接により生成する溶接
金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こ
させ、室温において該マルテンサイト変態の開始時より
も膨張している状態とすることにより圧縮応力を付与す
る方法が提案されている。
特開平11−138290号公報に記載されているよう
な溶接部(溶接継手)の疲労強度の向上方法では、溶接
金属が高合金となるため、止端形状が従来の継手に比べ
て悪く、応力集中係数Kt値が高くなっていた。そのた
め、疲労強度の向上度合いはまだ不十分であり、さらに
疲労強度を向上させるためには非常に複雑な溶接を施さ
なければならず、実施工に適していない。また、780
MPa級の高強度鋼においては、上記の溶接材料による疲
労強度向上効果が確認されたが、400〜490MPa級
鋼においては疲労強度の向上度合いが確認されておら
ず、高強度鋼ほどの効果があるか不明であるという課題
があった。本発明は、このような問題点に着目してなさ
れたもので、通常の溶接後に止端処理や急冷処理を施さ
なくても、溶接継手の疲労強度を飛躍的に向上できる低
合金鉄鋼材料の溶接継手、この溶接継手に使用する溶接
材料及びこの溶接継手の溶接方法を提供することを課題
としている。
金属は、マルテンサイト変態が生じると、マルテンサイ
ト変態開始からある程度温度が降下するまでの間に一旦
膨張する。本発明は、溶接により生成する溶接金属に、
溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、し
かも室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも
膨張している状態とすることにより、冷却過程で溶接金
属に生じた引張残留応力を緩和する、あるいは、引張残
留応力に代えて圧縮残留応力を与えることができるとの
知見を得た。また、溶接止端部における応力集中係数を
低くすることによって、圧縮残留応力導入によって得た
疲労強度向上効果をさらに高めることができるとの知見
を得た。
イト変態の開始温度を120℃以上400℃以下とする
ことで、溶接金属のマルテンサイト変態による膨張量を
大きくすることができ、且つ、室温付近において該膨張
量が大きな状態となって、溶接金属の冷却過程終了時に
は、該溶接金属がマルテンサイト変態開始時よりも膨張
している状態となり、当該膨張により圧縮残留応力が導
入されて、溶接金属の冷却過程で生じる引張残留応力が
低減し、これによって溶接後の溶接継手の疲労強度が向
上するとの知見も得た。
討を加えて完成したものである。すなわち、本発明の低
合金鉄鋼材料の溶接継手は、溶接材料を用いて低合金鉄
鋼材料どうしを溶接により固着して形成した溶接継手に
おいて、溶接金属のマルテンサイト変態開始温度が12
0℃以上400℃以下であり,かつ溶接止端部において
応力集中係数Kt値が、1.3以上、2.8以下とし
た。なお、前記応力集中係数Ktは、以下の(1)式で
表される。
(-0.9・β・π/2)}, Q=1/{2.8(W/t1)-2}・(l2/ρ), W=t1+2l2,S=t2+2l1,β={W/(2l2)}1/2, t1:主板厚,t2:リブ板厚,l1:主板側脚長,l2:リブ
板側脚長,ρ:止端半径,θ(ラジアン):余盛角度と
する。
は、前記溶接金属におけるC,Cr,Ni,Si ,M
n ,Mo およびNb の含有量が、下記(2)式を満
たすことが好ましい。 120 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25× Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 400 ……………(2) 一方、低合金鉄鋼材料の溶接継手に使用する溶接材料
は、マルテンサイト変態開始温度が90℃以上370℃
以下であることが好ましい。
に使用する溶接材料は、TiO2を30〜70mass%、Cr2O
3を15mass%以下、MgOを10mass%以下、CaCO3を5
〜35mass%、CaF2を2〜20mass%含有するフラックス
を使用することが好ましい。また、本発明の低合金鉄鋼
材料の溶接継手に使用する溶接材料は、C,Cr,N
i,Si,Mn,MoおよびNbの含有量を,下記
(3)式を満たすように調整することが好ましい。
溶接材料は、Cを0.15mass%以下、Crを8.0〜
17.0mass%、Niを3.0〜13.0mass%含有す
ることが好ましい。
に使用する溶接材料は、Siを0.2〜1.0mass%、
Mnを0.4〜2.5mass%、Moを4.0 mass%以
下、Nbを1.0mass%以下含有することが好ましい。
また、本発明の低合金鉄鋼材料の溶接継手の溶接方法
は、溶接材料を用いて低合金鉄鋼材料どうしを溶接によ
り固着して形成する溶接継手の溶接方法において、溶接
金属のマルテンサイト変態開始温度が120℃以上40
0℃以下であり、かつ溶接止端部において下記(1)式
で表される応力集中係数Kt値が、1.3以上、2.8
以下であることが好ましい。
π/2)}, Q=1/{2.8(W/t1)-2}・(l2/ρ), W=t1+2l2,S=t2+2l1,β={W/(2l2)}1/2, t1:主板厚,t2:リブ板厚,l1:主板側脚長,l2:リブ
板側脚長,ρ:止端半径,θ(ラジアン):余盛角度と
する。
法は、前記溶接金属におけるC,Cr,Ni,Si ,
Mn ,Mo およびNb の含有量が、下記(2)式を
満たすことが好ましい。 120 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25× Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 400 ……………(2) また、低合金鉄鋼材料の溶接継手の溶接方法に使用する
溶接材料は、マルテンサイト変態開始温度が、90℃以
上370℃以下であることが好ましい。
法に使用する溶接材料は、TiO2を30〜70mass%、Cr
2O3を15mass%以下、MgOを10mass%以下、CaCO3を
5〜35mass%、CaF2を2〜20mass%含有するフラック
スを使用することが好ましい。また、低合金鉄鋼材料の
溶接継手の溶接方法に使用する溶接材料は、C,Cr,
Ni,Si,Mn,MoおよびNbの含有量を、下記
(3)式を満たすように調整することが好ましい。
溶接材料は、Cを0.15mass%以下、Crを8.0〜
17.0mass%、Niを3.0〜13.0mass%含有す
ることが好ましい。
溶接方法に使用する溶接材料は、Siを0.2〜1.0
mass%、Mnを0.4〜2.5mass%、Moを4.0ma
ss%以下、Nbを1.0mass%以下含有することが好ま
しい。
の溶接継手に使用する溶接材料及び溶接継手の製造方法
の実施形態について詳細に説明する。本実施形態では、
心線に被覆剤(フラックス)塗った溶接材料(被覆アー
ク溶接棒)を用い、被溶接材同士を溶接することにより
作製される。本実施形態では、被溶接材として、構造物
用の引張強さが400〜980MPa級の低合金鉄鋼材料
を用いている。
前記被溶接材に適合した溶接条件で、後述する組成の溶
接金属を形成できる組成を有するものであれば、通常公
知の材料いずれもが適用可能であり、特に限定されな
い。後述する組成の溶接金属が形成できるように、溶接
条件により被溶接材からの希釈など考慮して適宜選択す
ればよい。
接により生成する溶接金属のマルテンサイト変態開始温
度が120℃以上400℃以下であり,かつ溶接止端部
において下記(1)式で表される応力集中係数Kt値
が、1.3以上、2.8以下となるように形成した Kt=1+{1.348+0.397・ln(S/t1)}・Q0.467・f(θ) …………(1) 但し、 f(θ)={1-exp(-0.9・β・θ)}/{1-exp
(-0.9・β・π/2)}, Q=1/{2.8(W/t1)-2}・(l2/ρ), W=t1+2l2,S=t2+2l1,β={W/(2l2)}1/2である。
板側脚長,l2:リブ板側脚長,ρ:止端半径,θ(ラジ
アン):余盛角度は、図2に示す溶接継手形状の寸法及
び角度である。なお、溶接金属のマルテンサイト変態開
始℃は、含有合金元素と密接な関係がある。一般に鉄鋼
材料のマルテンサイト変態開始温度(Ms点)は化学組
成の影響を受けることが知られている。村田らは、溶接
学会論文集、第9巻(1991)第1号「応力緩和にお
よぼす合金元素および変態温度の影響」において、Ms
点と各種合金元素の含有量との関係について、 Ms(℃) = 719 − 26.5×Nieq − 23.7×Creq Nieq = 30×C(mass%) + 0.5×Mn (mass%) Creq = Cr(mass%) + Mo(mass%)+1.5×Si(mass%) +0.5×Nb(mass%)なる式を得ている。
るC,Cr,Ni,Si ,Mn ,Mo およびNbの
含有量を、下記(2)式を満たすようにした。 120 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25 ×Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 400 ……………(2) マルテンサイト変態開始点の温度を400℃以下とした
のは、マルテンサイト変態開始温度が高くなるほど当該
変態による膨張量が小さく、且つ、変態膨張の最大点が
室温よりも高い温度となるため、その後の室温までの冷
却過程で再度熱収縮が生じ、これにより変態膨張の効果
を充分に得ることができないからである。
0℃以上としたのは、マルテンサイト変態開始温度が1
20℃未満ではマルテンサイト変態が開始しても冷却過
程終了までの変態膨張量が小さく、上記変態膨張の効果
を十分に得ることができないからである。図1に、本実
施形態に係る溶接金属の変態特性を実線で示し、破線で
示した従来の溶接材料の変態特性と比較して示す。本実
施形態においては、溶接金属のマルテンサイト変態の開
始温度が400℃以下120℃以上としたことで、溶接
金属のマルテンサイト変態による膨張量を大きくするこ
とができ、且つ、該膨張量の大きな状態が室温付近とな
って、溶接金属の冷却過程終了時には、当該金属がマル
テンサイト変態開始時よりも膨張している状態となる。
このため、当該膨張により圧縮残留応力が導入されて、
溶接金属の冷却過程で生じる引張残留応力が低減し、こ
れによって溶接後の溶接継手の疲労強度が向上する。
上、2.8以下となるようにしたのは、応力集中係数K
t値が2.8を越えると圧縮残留応力導入による疲労強
度向上の効果が極端に小さくなり、一方、応力集中係数
Kt値が1.3未満となると溶接による肉盛りが少なく
なり、溶接金属の変態による圧縮残留応力の導入が不十
分となるため、疲労強度向上の効果が得られにくくなる
ためである。
形態の溶接継手の止端部における応力集中係数と200万
回疲労強度の関係を示す。従来の溶接材料を用いた溶接
継手においては応力集中係数が小さくなるに従って疲労
強度は向上しているが、溶接金属のマルテンサイト変態
の開始温度を400℃以下120℃以上とした溶接継手
においては、疲労強度の向上度合いがさらに大きくなっ
ていることがわかる。
は、マルテンサイト変態開始温度が90℃以上370℃以下
である。ここで、溶接材料のマルテンサイト開始温度及
び化学組成は、JIS Z3111に記載された方法により作製
された溶着金属を用いて測定するものである。溶接材料
(被覆アーク溶接棒)に使用されるフラックスは、TiO2
を30〜70mass%、Cr2O3を15mass%以下、MgOを10mass
%以下、CaCO3を5〜35mass%、CaF2を2〜20mass%
含有したものを使用している。ここで、フラックスとし
て使われる組成は、正常な金属表面を作る効果がある。
上記の組成を上記の範囲で配合することにより、止端形
状の優れた溶接金属をもつ溶接継手を作製できる。
せる効果がある。また、スラグに適切な流動性を与え、
ビード形状を平滑にする効果も有しており、30mass%
未満であるとこれらの効果が得られない。また、70ma
ss%を越えると耐ブローホール性、機械的性能が劣化す
るため、上記の範囲とした。Cr2O3は、15mass%以下
でTiO2と同様にビード形状を平滑にする効果を有する。
15mass%を越えるとTiO2と同様に、耐ブローホール
性、機械的性能が劣化する。また、フラックスの乾燥割
れなどが発生し生産性が劣化するため上記の範囲とし
た。MgOは、溶接棒の溶融速度を速めるので、溶接の高
能率化に効果がある。また、アークの安定性を向上させ
る効果も有しており、10mass%を越えるとビード形状
の劣化やスパッタ発生量が増加するため上記の範囲とし
た。CaCO3は、溶接中に発生するCO2ガスのシールド効果
により、溶接金属の清浄度を上げるとともに耐ブローホ
ール性を向上させる効果がある。また、耐溶接割れ性や
機械的性能を向上させる効果を有しており、5mass%未
満であるとこれらの効果が得られないし、35mass%を
越えるとアークを不安定にし、スパッタ発生量が増加す
るとともに、スラグの流動性の劣化、スラグのこげつき
が発生するため、上記の範囲とした。
スラグの流動性を向上させ、耐ブローホール性を向上さ
せる効果があるとともに、溶接金属の清浄度を上げて、
耐溶接割れ性や機械的性能を向上させる効果を有してお
り、2mass%未満であるとこれらの効果が得られない。
また、20mass%を越えるとアークが不安定になりスパ
ッタも増加するため上記の範囲とした。その他、溶接金
属中の合金元素含有量を調整するために、フラックスか
らMn、Ni、Cr。Mo、Cなどの金属粉末を供給して含有さ
せる。
Mn、MoおよびNbの含有量は、下記(3)式を満た
すように調整した。 90 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25 ×Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 370 …………(3) 溶接継手の使用温度が室温である場合、マルテンサイト
変態開始温度が370℃以下90℃以上となる溶接材料
を使用することで溶接金属のマルテンサイト変態による
膨張量を大きくすることができ、且つ、該膨張量の大き
な状態が室温付近となって、溶接金属の冷却過程終了時
には、当該溶接金属がマルテンサイト変態開始時よりも
膨張している状態となる。
導入されて、溶接金属の冷却過程で生じる引張残留応力
を低減し、これによって溶接後の溶接継手の疲労強度が
向上する。したがって、上式によるMs点が370℃以
下90℃以上となるように鉄合金のC,Cr,Ni,S
i,Mn,Mo及びNbの含有量を調整することによ
り、溶接継手の疲労強度を向上させることが可能な溶接
材料を得ることができる。
に対して、Cを0.15mass%以下、Crを8.0〜1
7.0mass%、Niを3.0〜13.0mass%含有して
いる。ここで、Cの含有量は、溶接性を確保し、マルテ
ンサイトの硬さをさげるために少ない方が好ましく、溶
接割れを生じさせないためには0.15mass%以下、好
ましくは0.10mass%以下とするのが好ましい。
度は、C,Cr,Ni,Si,Mn,MoおよびNbの
含有量を調整することにより変化させることができる
が、これら元素のうちCrおよびNiは含有量を増加さ
せても、製造工程における加工性にさほど影響を及ぼさ
ないので、CrおよびNi含有量を増加させてマルテン
サイト変態開始温度を調整することが好ましい。
としたのは、8.0mass%未満であると溶接材料のマル
テンサイト変態開始温度を370℃以下とするために、
高価なNiや、溶接材料の製造時の加工性を劣化させる
その他の成分を多量に含有させる必要がでてくるためで
ある。また、17.0mass%以下としたのは、17.0
mass%を超えると溶接金属の組織にフェライト組織が出
現して好ましくないからである。
ss%に規制したのは、3.0mass%未満では溶接材料の
マルテンサイト変態開始温度を250℃未満とするため
に溶接材料の製造時の加工性を劣化させるその他の成分
を多量に含有させる必要が生じる。また、Ni は高価
な元素であり多量に添加するのは経済的にも好ましくな
いので、Ni含有量の上限値は13.0mass%とした。
なお、従来は、船舶、海洋構造物、ペンストック、橋梁
等に用いられる厚鋼板の溶接継手を制作する際は、溶接
材料としてNi 含有量が3.0mass%未満、Cr含有
量が1.0 mass%未満のものが用いられていた。
を0.2〜1.0mass%、Mnを0.4〜2.5mass
%、Moを4.0mass%以下、Nbを1.0 mass%以
下含有するようにした。Siの含有量を0.2〜1.0
mass%としたのは、Siは脱酸材として添加されるため
0.2mass%以上は必要であり、1.0mass%を超える
と溶接材料製造工程における加工性が低下するためであ
る。同様に、Mnの含有量を0.4〜2.5mass%とし
たのは、Mn は脱酸材として添加されるため0.4mas
s%以上は必要であり、2.5mass%を超えると溶接材
料製造工程における加工性が低下するためである。
目的で添加することができるが、Moの含有量が4.0
mass%を超えると溶接材料製造工程における加工性が低
下するため、Moの含有量を4.0mass%以下とした。
また、Nbは、マルテンサイト変態開始温度を低下させ
る効果があるために添加することができるが、Nb含有
量が1.0mass%を超えると、溶接材料製造工程におけ
る加工性が低下するため、Nbの含有量は1.0mass%
以下とした。
ついて、図面を参照して説明する。図4には荷重非伝達
型十字溶接継手、図5には角回し溶接継手、図6には荷
重伝達型十字溶接継手、図7には突き合わせ溶接継手を
示す。なお、角回し溶接継手の面外ガゼットを本発明に
おけるリブ板とみなす。これらの溶接継手では、各層に
形成される溶接金属、あるいは少なくとも最終層で形成
される溶接金属が、前述した金属組成の溶接金属となる
ように、被溶接材や溶接条件に応じ、溶接材料の組成を
調整するのが好ましい。これにより、溶接金属に生じる
引張残留応力が変態膨張により緩和されるか、あるいは
圧縮応力が残留するようになり、溶接継手の疲労強度を
向上できる。
ボックス柱にも適用可能である。また、他の隅肉溶接、
円周溶接、補修溶接、付加溶接などにも適用できること
は言うまでもない。また、本実施形態では被覆アーク溶
接により作製した溶接継手、溶接材料及び溶接継手の溶
接方法について説明したが、フラックスを使用するミグ
溶接、或いはサブマージアーク溶接などにも適用可能で
ある。
し、表2に示す組成(JIS Z3111に準拠して測定した溶
着金属の組成)の溶接材料を用いて、表3に示す溶接条
件(予熱、後熱なし)で溶接継手を作製した。溶接継手
より、JIS Z2273の規定に準拠した疲労試験片を採取
し、疲労特性を調査し、疲労試験の結果を表4に示す。
ーボパルス型疲労試験を用いた。また、溶接止端部のK
t値の測定方法としては、予め、疲労試験前にシリコー
ンゴムを用いた型どりを実施し、疲労試験終了後、破断
位置について投影機により5倍に拡大し、止端形状、余
盛角度、脚長を測定し、前述した(1)式に当てはめて
計算した。
溶接継手の200万回疲労強度は、180MPa以上とな
っており、従来の溶接継手よりも優れた値を示した。従
って、本実施形態に係る溶接継手及び溶接材料は、疲労
特性に優れていることがわかる。
理や急冷処理、あるいは複雑な溶接方法を施さなくて
も、溶接継手の疲労強度を飛躍的に向上できる。
属と、従来の溶接材料により生成された溶接金属の変態
特性を比較したグラフである。
係数を算出する際に必要な寸法及び角度を示す図であ
る。
における応力集中係数と200万回疲労強度の関係を示す
グラフである。
斜視図である。
る。
視図である。
である。
Claims (10)
- 【請求項1】 溶接材料を用いて低合金鉄鋼材料どうし
を溶接により固着して形成した溶接継手において、溶接
金属のマルテンサイト変態開始温度が120℃以上40
0℃以下であり、かつ溶接止端部において下記(1)式
で表される応力集中係数Kt値が、1.3以上、2.8
以下であることを特徴とする低合金鉄鋼材料の溶接継
手。 Kt=1+{1.348+0.397・ln(S/t1)}・Q0.467・f(θ) …………(1) 但し、 f(θ)={1-exp(-0.9・β・θ)}/{1-exp(-0.9・β・
π/2)}, Q=1/{2.8(W/t1)-2}・(l2/ρ), W=t1+2l2,S=t2+2l1,β={W/(2l2)}1/2, t1:主板厚,t2:リブ板厚,l1:主板側脚長,l2:リブ
板側脚長,ρ:止端半径,θ(ラジアン):余盛角度と
する。 - 【請求項2】 前記溶接金属におけるC,Cr,Ni,
Si ,Mn ,MoおよびNb の含有量が、下記
(2)式を満たすことを特徴とする請求項1に記載され
た低合金鉄鋼材料の溶接継手。 120 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25× Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 400 ……………(2) - 【請求項3】 請求項1又は2に記載の低合金鉄鋼材料
の溶接継手に使用する溶接材料であって、 マルテンサイト変態開始温度が、90℃以上370℃以
下であることを特徴とする低合金鉄鋼材料の溶接継手に
使用する溶接材料。 - 【請求項4】 TiO2を30〜70mass%、Cr2O3を15m
ass%以下、MgOを10mass%以下、CaCO3を5〜35mas
s%、CaF2を2〜20mass%含有するフラックスを使用す
ることを特徴とする請求項3記載の低合金鉄鋼材料の溶
接継手に使用する溶接材料。 - 【請求項5】 C,Cr,Ni,Si,Mn,Moおよ
びNbの含有量を、下記(3)式を満たすように調整し
たことを特徴とする請求項3又は4に記載された低合金
鉄鋼材料の溶接継手に使用する溶接材料。 90 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25 ×Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 370 …………(3) - 【請求項6】 Cを0.15mass%以下、Crを8.0
〜17.0mass%、Niを3.0〜13.0mass%含有
することを特徴とする請求項3乃至5の何れかに記載さ
れた低合金鉄鋼材料の溶接継手に使用する溶接材料。 - 【請求項7】 Siを0.2〜1.0mass%、Mnを
0.4〜2.5mass%、Moを4.0mass%以下、Nb
を1.0mass%以下含有することを特徴とする請求項6
に記載された低合金鉄鋼材料の溶接継手に使用する溶接
材料。 - 【請求項8】 溶接材料を用いて低合金鉄鋼材料どうし
を溶接により固着して形成する溶接継手の溶接方法にお
いて、溶接金属のマルテンサイト変態開始温度が120
℃以上400℃以下であり、かつ溶接止端部において下
記(1)式で表される応力集中係数Kt値が、1.3以
上、2.8以下であることを特徴とする低合金鉄鋼材料
の溶接継手の溶接方法。 Kt=1+{1.348+0.397・ln(S/t1)}・Q0.467・f(θ) …………(1) 但し、 f(θ)={1-exp(-0.9・β・θ)}/{1-exp(-0.9・β・
π/2)}, Q=1/{2.8(W/t1)-2}・(l2/ρ), W=t1+2l2,S=t2+2l1,β={W/(2l2)}1/2, t1:主板厚,t2:リブ板厚,l1:主板側脚長,l2:リブ
板側脚長,ρ:止端半径,θ(ラジアン):余盛角度と
する。 - 【請求項9】 前記溶接金属におけるC,Cr,Ni,
Si ,Mn ,MoおよびNb の含有量が、下記
(2)式を満たすことを特徴とする請求項8に記載され
た低合金鉄鋼材料の溶接継手の溶接方法。 120 ≦ 719 −795×C(mass%) −23.7×Cr(mass%) −26.5×Ni(mass%) −35.55×Si(mass%) −13.25× Mn(mass%) −23.7×Mo(mass%) −11.85Nb(mass%) < 400 ……………(2) - 【請求項10】 請求項3乃至7の何れかに記載の溶接
材料を使用することを特徴とする請求項8又は9記載の
低合金鉄鋼材料の溶接継手の溶接方法。
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008246574A (ja) * | 2007-03-07 | 2008-10-16 | Jfe Steel Kk | フラックス入りワイヤ及びそれを用いた溶接継手 |
CN103722306A (zh) * | 2013-12-12 | 2014-04-16 | 四川大西洋焊接材料股份有限公司 | 一种核级非强辐照区低合金钢焊条及其制造方法 |
JP2017519638A (ja) * | 2014-05-07 | 2017-07-20 | リンカーン グローバル, インコーポレイテッドLincoln Global, Inc. | メタルコアード溶接電極 |
JP7471461B2 (ja) | 2020-05-28 | 2024-04-19 | 南京鋼鉄股▲ふん▼有限公司 | 深冷環境用の省ニッケル低温鋼サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接プロセス |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5051439A (ja) * | 1973-09-07 | 1975-05-08 | ||
JPS52123945A (en) * | 1976-04-12 | 1977-10-18 | Nippon Steel Corp | Lowwhydrogen type covered electrodes for high tension steel |
JPS594997A (ja) * | 1982-07-02 | 1984-01-11 | Nippon Steel Corp | 低水素系被覆ア−ク溶接棒 |
JPH04361876A (ja) * | 1991-06-03 | 1992-12-15 | Nippon Steel Corp | 高疲労強度ガスシールドアーク溶接方法 |
JPH0724576A (ja) * | 1993-07-09 | 1995-01-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ガスシールドメタルアーク溶接方法 |
JPH08281477A (ja) * | 1995-04-10 | 1996-10-29 | Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
JPH11138290A (ja) * | 1996-12-27 | 1999-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 溶接方法および溶接材料 |
JP2000326092A (ja) * | 1999-05-21 | 2000-11-28 | Chiyoda Corp | Tig溶接用ステンレス鋼溶加材 |
-
2001
- 2001-05-31 JP JP2001165807A patent/JP2002361485A/ja active Pending
Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5051439A (ja) * | 1973-09-07 | 1975-05-08 | ||
JPS52123945A (en) * | 1976-04-12 | 1977-10-18 | Nippon Steel Corp | Lowwhydrogen type covered electrodes for high tension steel |
JPS594997A (ja) * | 1982-07-02 | 1984-01-11 | Nippon Steel Corp | 低水素系被覆ア−ク溶接棒 |
JPH04361876A (ja) * | 1991-06-03 | 1992-12-15 | Nippon Steel Corp | 高疲労強度ガスシールドアーク溶接方法 |
JPH0724576A (ja) * | 1993-07-09 | 1995-01-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ガスシールドメタルアーク溶接方法 |
JPH08281477A (ja) * | 1995-04-10 | 1996-10-29 | Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ |
JPH11138290A (ja) * | 1996-12-27 | 1999-05-25 | Kawasaki Steel Corp | 溶接方法および溶接材料 |
JP2000326092A (ja) * | 1999-05-21 | 2000-11-28 | Chiyoda Corp | Tig溶接用ステンレス鋼溶加材 |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008246574A (ja) * | 2007-03-07 | 2008-10-16 | Jfe Steel Kk | フラックス入りワイヤ及びそれを用いた溶接継手 |
CN103722306A (zh) * | 2013-12-12 | 2014-04-16 | 四川大西洋焊接材料股份有限公司 | 一种核级非强辐照区低合金钢焊条及其制造方法 |
CN103722306B (zh) * | 2013-12-12 | 2015-10-28 | 四川大西洋焊接材料股份有限公司 | 一种核级非强辐照区低合金钢焊条及其制造方法 |
JP2017519638A (ja) * | 2014-05-07 | 2017-07-20 | リンカーン グローバル, インコーポレイテッドLincoln Global, Inc. | メタルコアード溶接電極 |
JP7471461B2 (ja) | 2020-05-28 | 2024-04-19 | 南京鋼鉄股▲ふん▼有限公司 | 深冷環境用の省ニッケル低温鋼サブマージアーク溶接ワイヤおよび溶接プロセス |
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