JP4425553B2 - 鋼構造物用溶接継手 - Google Patents
鋼構造物用溶接継手 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4425553B2 JP4425553B2 JP2003073969A JP2003073969A JP4425553B2 JP 4425553 B2 JP4425553 B2 JP 4425553B2 JP 2003073969 A JP2003073969 A JP 2003073969A JP 2003073969 A JP2003073969 A JP 2003073969A JP 4425553 B2 JP4425553 B2 JP 4425553B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- weld metal
- welded joint
- welding
- 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 - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、橋梁、貯槽、建設機械等の大型鋼構造物に用いて好適な溶接継手に係り、特に、溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性および耐低温割れ性を向上させるものである。
【０００２】
【従来の技術】
船舶、橋梁、貯 槽、及び建設機械等においては、大型化とそれに伴う軽量化の目的から溶接して使用される鋼材の高強度化が求められている。鋼材が高強度化することによって使用する鋼材を少なくすることができ、構造物を軽量化することができる。これら構造物に使用される鋼材としては、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ等を添加した引張強度レベルが３００〜５９０ＭＰａの鋼材が一般に用いられている。
【０００３】
ところが、鋼材の引張強度が増加しても溶接継手の疲労強度が鋼材の引張強度ほどには向上しないといわれている。この原因としては、溶接継手の溶接部に生じる引張残留応力が大きいことが挙げられる。
この溶接継手の疲労強度を向上させる溶接方法として、従来、例えば、特許文献１に記載されたものが知られている。
【０００４】
この溶接方法は、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ようにしている。そして、この溶接方法に使用される溶接材料（溶接ワイヤ）としては、マルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満１７０℃以上と低温化させた鉄合金が用いられている。そして、このような溶接方法及び溶接材料を用いることにより、溶接継手の溶接金属に生じた引張残留応力を低減し、あるいは引張残留応力に代えて圧縮残留応力を与え、溶接施工後の研削等の特別な後処理を行わなくても溶接継手の疲労強度が向上するという効果を奏する。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１１−１３８２９０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１に開示された溶接材料にあっては、溶接継手の疲労強度は向上するものの、溶接部の靭性、特に溶接金属の靭性が低値であるという問題があった。これは、溶接材料の変態温度の低温化を実現するために添加したＣｒ，Ｎｉなどの合金元素により溶接金属の組織がマルテンサイト主体となり、靭性の劣化を引き起こすためである。
【０００７】
また、被溶接鋼板によっては溶接金属に割れが生じる場合がある。
本発明は上述の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶接継手の疲労強度の向上と溶接金属の靭性の向上とを両立し、さらには溶接金属の耐割れ性を高めた鋼構造物用溶接継手を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記問題を解決するため、本発明者らが検討した結果、次のような知見を得た。即ち、溶接材料にＣｒ，Ｎｉを添加させることにより促進されたマルテンサイイト変態をある程度不完全に終了させ、マルテンサイトとオーステナイトの混合組織とすることにより、一層の疲労強度の向上と靭性および耐低温割れ性を向上させることを見出したのである。
【０００９】
なおかつ、化学組成をある特定の範囲とすることにより、疲労強度の向上ならびに耐低温割れ性の向上と耐高温割れ性の向上を同時に達成できることを見出したのである。すなわち継手の総合的な性能を高めることができる。
本発明は、この知見に基づいて、さらに検討を加え完成されたものである。
本発明の構成は、以下のとおりである。
【００１０】
（１）鋼材を溶接して製造する、溶接材料を利用した鋼構造物用溶接継手において、
前記溶接材料は、溶着金属組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
溶接継手の溶接金属組成が下記（２）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
１．３≦ｂ／ａ≦２．５ …（２）
ここで、ａ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ
ｂ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
【００１１】
（２）（１）に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接材料は、溶着金属組成が、更にＭｏを４．０質量以下、Ｎｂを３．０質量％以下およびＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
【００１２】
（３）（１）に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接金属が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
【００１３】
（４）（２）に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接金属が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、更にＭｏを４．０質量％以下、Ｎｂを３．０質量％以下及びＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本願における基本的な技術思想を以下に示す。
（１）変態膨張による応力低減効果：室温より少し高い温度範囲で溶接金属をマルテンサイト変態させ、その変態膨張を利用して熱収縮により生じる溶接引張残留応力を低減する効果。
（２）オーステナイトのエネルギー吸収効果：マルテンサイトとオーステナイトが共存する状態で応力を受けた場合にオーステナイトがマルテンサイトに変態し、その変態に要するエネルギーを吸収するとともに、変態膨張により、応力を緩衝する効果。
（３）オーステナイトの水素吸蔵効果：マルテンサイトとオーステナイトが共存し、溶接時に不可避的に侵入する水素をオーステナイト相がトラップすることにより低温割れを防止する効果。
（４）オーステナイトの高靭性効果：マルテンサイトとオーステナイトが共存する場合において、大変形および高速変形を受ける場合にオーステナイトがその変形を受け持ち、高靭性を与える効果。
【００１７】
上記の効果を総合的に利用することにより、継手の総合的性能を著しく高め、疲労強度、靭性、耐低温割れ性に優れた高性能継手を得ることが本発明の骨子である。
本発明の鋼構造物用溶接継手は、被溶接材である鋼材同士を溶接することにより製造される。
【００１８】
第１の参考発明は、鋼材を溶接して製造する鋼構造物用溶接継手において、溶接継手の溶接金属のマルテンサイト変態開始温度が２００℃以下５０℃以上であり、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手である。
【００１９】
この鋼構造物用溶接継手においては、溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを必須とする。これは、上述の４つの効果による溶接継手の疲労強度の向上と溶接金属の高靭性化を達成させるためである。溶接金属をマルテンサイト変態させることにより（１）の効果により引張残留応力を緩和し、溶接継手の疲労強度および耐低温割れ性は向上するが、溶接金属が１００％マルテンサイトの状態では（２）、（３）、（４）の効果が得られない。溶接金属に適度な割合でオーステナイトを存在せしめることにより、靭性、耐低温割れ性、および疲労強度を同時に向上させることができる。発明者らは、上述の効果を得るために溶接金属のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）とそれに対する最適な残留オーステナイト量を見出した。溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％未満では溶接継手の疲労強度と耐低温割れ性は（１）の効果により向上するが、（２）、（３）、（４）の効果が得られず、靭性が損なわれ、オーステナイトの水素吸蔵効果やエネルギー吸収効果が期待できない。一方、溶接金属中の残留オーステナイト量が７０体積％を超えた場合には、溶接金属の靭性は向上するが、（１）の効果が得られず、溶接継手の疲労強度は低下する。また、耐高温割れ性や耐低温割れ性についても劣化する可能性がある。
【００２０】
ここで、前記の残留オーステナイト量は溶接継手の使用温度における値であるが、通常の使用温度を考慮して１００℃以下、−２０℃以上において、前記の残留オーステナイト量を有することが好ましい。
【００２１】
前記の残留オーステナイト量を有する溶接金属は、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が２００℃以下５０℃以上となる組成とする必要がある。Ｍｓ点が２００℃を超えると、（２）、（３）、（４）の効果が得られず、耐低温割れ性および靭性の向上が得られなくなる。一方、Ｍｓ点が５０℃未満では、（１）変態膨張による応力低減の効果が十分でなく、疲労強度の改善が少なく、耐低温割れ性も劣化する。このようなことから、溶接金属の組成を、溶接金属のマルテンサイト変態開始点が２００℃以下５０℃以上となる組成に限定した。これにより、耐低温割れ性を劣化させることなく溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性を同時に向上させることができる。
【００２２】
残留オーステナイト量を５体積％以上７０体積％以下とし、かつマルテンサイト変態開始温度を２００℃以下５０℃以上とした本発明の溶接金属は、温度−伸び曲線、すなわち熱膨張曲線が使用温度においてマルテンサイト変態の開始時よりやや膨張状態の伸びとなる。本発明の溶接継手における溶接金属の冷却過程における温度−伸び曲線の一例を図１に示す。なお、体積％の測定は金属組織の面積％として測定する。
【００２３】
図１において、本発明の溶接金属（太い実線）は、冷却過程においてマルテンサイト変態を生じ、そのマルテンサイト変態による膨張で、使用温度においてやや膨張状態となるものである。このような溶接金属とすることにより、冷却時の収縮による溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留することになる。溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留するようにすれば、疲労強度が向上し、低温割れは低減される。これにオーステナイト相によるエネルギー吸収効果と、水素吸蔵効果、および高靭性効果を加えることにより、溶接金属の靭性向上と疲労強度の向上および耐低温割れ性が得られるのである。
【００２４】
一方、本発明の範囲を外れる溶接金属（細い実線、従来例の溶接金属）では、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点が高く、マルテンサイト変態による膨張が少ないため、使用温度においては、変態後の冷却で収縮した状態となる。すなわち、疲労強度の向上は期待できない。
なお、本発明における溶接金属の温度−延び曲線は、通常の熱膨張による伸びの温度変化を連続的に測定して得られる。
【００２５】
本願における、第２の参考発明は、鋼材を溶接して製造する鋼構造物用溶接継手において、溶接継手の溶接金属組成が下記（１）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手である。
５０≦７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ −２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ≦２００ …（１）
ここに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
なお、（１）式における各元素のうち、含有しない元素がある場合には、その元素量を０として（１）式を計算するものとする。
【００２６】
ここで、（１）式の不等号で挟まれた部分である「７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ−２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ」は、溶接金属の冷却時のマルテンサイト変態開始温度を℃単位で現した場合の経験式であり、（１）式の意味は、溶接金属の含有成分から推定される溶接金属の冷却時のマルテンサイト変態開始温度が５０℃以上２００℃以下となることである。すなわち、第２の参考発明は、第１の参考発明において、溶接金蔵のマルテンサイト変態開始温度の限定範囲を（１）式に置き換えたものである。
【００２７】
本発明は、鋼材を溶接して製造する、溶接材料を利用した鋼構造物用溶接継手において、前記溶接材料は、溶着金属組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶接継手の溶接金属組成が下記（２）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
１．３≦ｂ／ａ≦２．５ …（２）
ここで、ａ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ
ｂ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
溶接能率を高めるために開先を狭くして、溶接を行う際には溶接金属に高温割れが生じやすい。また、被溶接材料の品位が低く、不純物元素を多量に含む場合には高温割れが生じやすい。こうした危険を回避するため、溶接金属を耐高温割れ性に優れた組織とすることにより、耐高温割れ性に優れ、かつ疲労強度の一層の向上と溶接金属の靭性および耐低温割れ性い優れた溶接継手が得られるのである。
【００２８】
（２）式が１．３より小さいと、高温割れが発生しやすくなる。２．５を越えると、溶接金属に脆化組織が生じやすく、フェライト相も増加するため、溶接金属の靭性が確保できない。
溶接材料の組成は、溶着金属の組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とすることが好ましい。
【００２９】
ここで、Ｃは、マルテンサイトの硬さを増加し、溶接硬化性を増大し、低温割れを助長する元素であるため、できるだけその含有量を低減するのが好ましく、低温割れを防止する観点から溶接材料のＣの含有量は０．２０質量％以下、好ましくは０．１２質量％以下とするのが好ましい。
【００３０】
Ｃｒは、マルテンサイト変態開始温度を低温とする元素であるため、８．０質量％以上の含有が好ましい。Ｃｒの含有量が８．０質量％未満では、マルテンサイト変態開始温度を２００℃以下とするには、溶接材料に高価なＮｉの多量添加、および溶接ワイヤの加工性を劣化させる元素の多量添加を必要とし、経済性、ワイヤの加工性の観点から問題がある。一方、Ｃｒの含有量が２５．０質量％を超えると、溶接金属にフェライトが大量に現出し、靭性の点で好ましくない。このようなことから、溶接材料のＣｒの含有量は８．０〜２５．０質量％とするのが好ましい。
【００３１】
Ｎｉは、オーステナイトを安定化する元素であり、溶接金属においてオーステナイト相を生成し、マルテンサイト変態開始温度を２００℃以下と低温にするために重要な元素である。この観点からＮｉは４．０質量％以上含有させるのが好ましい。一方、１６．０質量％を超える多量の含有は、溶接ワイヤを高価なものとして経済的に不利となるので、溶接材料のＮｉの含有量は４．０〜１６．０質量％とするのが好ましい。
【００３２】
また、δフェライトを適度に析出させて高温にて生じる割れを阻止するためにＣreq./ Ｎieq.比を１．３以上とすることが好ましい。
Ｐ，Ｓは、高温において発生する割れを阻止するために含有量を抑制する必要があり、それぞれ０．０２０質量％以下、０．０１０質量％以下に限定した。割れを完全に阻止するためにはＰ，Ｓをそれぞれ０．０１０質量％以下、０．００５質量％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｓｉは、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させる作用を有し、また脱酸材として機能するため溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させるのに有効である。しかし、５．０質量％を超えると、高温割れが発生しやすく、また、規格格子を形成して靭性を著しく劣化させる。
さらに、Ｍｎは、オーステナイト安定化作用を有し、脱酸材としても有用であるが、溶接材料にＭｎを８．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＭｎの含有量は８．０質量％以下とするのが好ましい。
【００３４】
本発明における溶接材料の組成は、溶着金属の組成が前記溶接材料の組成に加えて、Ｍｏを４．０質量％以下、Ｎｂを３．０質量％以下、及びＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種含有していてもよい。
Ｍｏは溶接金属の耐食性を向上させる目的として添加することができるが、溶接金属にＭｏを４．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＭｏの含有量は４．０質量％以下とするのが好ましい。
【００３５】
また、Ｎｂはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させる作用を有し、Ｍｓ点を低下させるためには多く含有させるほうが好ましい。しかし、溶接金属にＮｂを３．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＮｂの含有量は３．０質量％以下とするのが好ましい。
【００３６】
ＣａはＳと結合して析出することにより、粒界へのＳの偏析を抑制する効果がある。しかし、Ｃａの添加量が０．５質量％を超えると、溶接金属の靭性に悪影響を及ぼすので溶接材料のＣａ量は０．５質量％以下とするのが好ましい。
なお、上記した元素以外については、とくに限定されないが、溶接材料に、Ｖ、Ｃｕ、希土類元素をそれぞれ０．５質量％以下含有することは許容される。また、上記した元素以外に被溶接材、溶接材料に含有される元素が不可避的に含有されても何ら問題はない。
【００３７】
溶接金属中の各元素の含有量も上記の理由に応じて請求の範囲で規定した範囲内に限定される。ただし、被溶接材との成分希釈等によりＣｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％とする。
本発明の鋼構造物用溶接継手においては、被溶接材として、低合金鋼材を用いるとよい。中でも、２５ｍｍ厚以下の極厚４９０ＭＰａ級高張力鋼材あるいは５９０ＭＰａ級高張力鋼材を溶接した場合に好適である。しかし、本発明に用いられるこれら低合金鋼材の種類については、特に限定されず、通常公知のいずれの鋼材も適用可能である。
【００３８】
また、本発明の鋼構造物用溶接継手において、用いられる溶接材料は、前記被溶接材に適合した溶接条件で、前記の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、通常公知の材料のいずれもが適用可能であり、特に限定されない。前記の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等を考慮して適宜選択すればよい。
【００３９】
本発明の鋼構造物用溶接継手では、被溶接材に応じて、溶接材料の組成及び溶接条件を調整して、前記の組成の溶接金属を形成する。そして、溶接方法は、被覆アーク溶接、ガスメタルアーク溶接、サブマージアーク溶接、セルフシールドアーク溶接など各種溶接法がいずれも好適に適用できる。また、継手形状は、荷重非伝達型十字溶接継手、角回し溶接などの隅肉溶接継手、突き合わせ溶接継手など、船舶、海洋構造物、ペントストック、橋梁、貯槽、建設機械等の大型鋼構造物に用いられる継手形状がいずれも好適である。
【００４０】
【実施例】
表１に被溶接鋼板の化学組成及び板厚を、表２に溶接材料の化学組成を示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
表２において、手溶接棒については棒径を４．０ｍｍφ、ソリッドワイヤ及びフラックス入りワイヤについてはワイヤ径を１．２ｍｍφとした。これら用いて角回し溶接継手、荷重非伝達型十字溶接継手及び突合せ溶接継手を作成した。溶接条件は、手溶接棒については１７０Ａ−３０Ｖ−１５ｃｍ/ ｍｉｎとし、ソリッドワイヤ及びフラックス入りワイヤについては２５０Ａ−２８Ｖ−１５ｃｍ/ ｍｉｎとした。得られたそれぞれの溶接継手における溶接金属の特性を表３に示す。
【００４４】
【表３】
【００４５】
表３を参照すると、記号Ｄで示す溶接継手の溶接金属はＭｓ点が４０であり、第１の参考発明及び第２の参考発明の要件を満たさず、また、ｂ／ａが１．１５であり、請求項１の要件を満たしていないことが理解される。記号Ｄで示す溶接継手に使用された溶接材料は記号Ｄで示すもので、表２を参照すると、記号Ｄで示された溶接材料は、Ｐの含有量が０．０５８質量％、Ｓの含有量が０．０２１質量％であり、請求項１の要件を満たしていない。
【００４６】
また、記号Ｅで示す溶接継手の溶接金属はＭｓ点が２７６℃であり、第１の参考発明及び第２の参考発明の要件を満たさず、また、残留オーステナイト量が０体積％であり、第１の参考発明、第２の参考発明及び請求項１の要件を満たしていないことが理解される。
そして、各溶接継手については、継手疲労試験によりＳ−Ｎ曲線を採取し、２００万回疲労強度を導出した。一方、溶接金属のシャルピー衝撃試験を実施し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（シャルピー値）を３本測定し、その平均値を導出した。２００万回疲労強度及びシャルピー吸収エネルギーの平均値の導出結果を表４に示す。
【００４７】
【表４】
【００４８】
表４を参照すると、発明例である記号Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｆ，Ｋで示す溶接継手については、２００万回疲労強度が１６０ＭＰａを超え、シャルピー吸収エネルギーが２６Ｊを超えて良好な値が得られているのに対し、比較例である記号Ｄ，Ｅで示す溶接継手については、２００万回疲労強度及びシャルピー吸収エネルギーに低い値が見られ、本発明の目的である「溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性の向上」を達成できていないことが理解される。また、比較例である記号Ｄで示す溶接継手については溶接割れ（高温割れ）が発生していた。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係る鋼構造物用溶接継手及び溶接材料によれば、溶接継手は溶接割れを発生することなく、溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性の向上を同時に実現できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の溶接継手における溶接金属の温度−伸び曲線と従来例の溶接継手における溶接金属の温度−伸び曲線とを示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、橋梁、貯槽、建設機械等の大型鋼構造物に用いて好適な溶接継手に係り、特に、溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性および耐低温割れ性を向上させるものである。
【０００２】
【従来の技術】
船舶、橋梁、貯 槽、及び建設機械等においては、大型化とそれに伴う軽量化の目的から溶接して使用される鋼材の高強度化が求められている。鋼材が高強度化することによって使用する鋼材を少なくすることができ、構造物を軽量化することができる。これら構造物に使用される鋼材としては、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ等を添加した引張強度レベルが３００〜５９０ＭＰａの鋼材が一般に用いられている。
【０００３】
ところが、鋼材の引張強度が増加しても溶接継手の疲労強度が鋼材の引張強度ほどには向上しないといわれている。この原因としては、溶接継手の溶接部に生じる引張残留応力が大きいことが挙げられる。
この溶接継手の疲労強度を向上させる溶接方法として、従来、例えば、特許文献１に記載されたものが知られている。
【０００４】
この溶接方法は、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ようにしている。そして、この溶接方法に使用される溶接材料（溶接ワイヤ）としては、マルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満１７０℃以上と低温化させた鉄合金が用いられている。そして、このような溶接方法及び溶接材料を用いることにより、溶接継手の溶接金属に生じた引張残留応力を低減し、あるいは引張残留応力に代えて圧縮残留応力を与え、溶接施工後の研削等の特別な後処理を行わなくても溶接継手の疲労強度が向上するという効果を奏する。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１１−１３８２９０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１に開示された溶接材料にあっては、溶接継手の疲労強度は向上するものの、溶接部の靭性、特に溶接金属の靭性が低値であるという問題があった。これは、溶接材料の変態温度の低温化を実現するために添加したＣｒ，Ｎｉなどの合金元素により溶接金属の組織がマルテンサイト主体となり、靭性の劣化を引き起こすためである。
【０００７】
また、被溶接鋼板によっては溶接金属に割れが生じる場合がある。
本発明は上述の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶接継手の疲労強度の向上と溶接金属の靭性の向上とを両立し、さらには溶接金属の耐割れ性を高めた鋼構造物用溶接継手を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記問題を解決するため、本発明者らが検討した結果、次のような知見を得た。即ち、溶接材料にＣｒ，Ｎｉを添加させることにより促進されたマルテンサイイト変態をある程度不完全に終了させ、マルテンサイトとオーステナイトの混合組織とすることにより、一層の疲労強度の向上と靭性および耐低温割れ性を向上させることを見出したのである。
【０００９】
なおかつ、化学組成をある特定の範囲とすることにより、疲労強度の向上ならびに耐低温割れ性の向上と耐高温割れ性の向上を同時に達成できることを見出したのである。すなわち継手の総合的な性能を高めることができる。
本発明は、この知見に基づいて、さらに検討を加え完成されたものである。
本発明の構成は、以下のとおりである。
【００１０】
（１）鋼材を溶接して製造する、溶接材料を利用した鋼構造物用溶接継手において、
前記溶接材料は、溶着金属組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
溶接継手の溶接金属組成が下記（２）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
１．３≦ｂ／ａ≦２．５ …（２）
ここで、ａ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ
ｂ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
【００１１】
（２）（１）に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接材料は、溶着金属組成が、更にＭｏを４．０質量以下、Ｎｂを３．０質量％以下およびＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
【００１２】
（３）（１）に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接金属が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
【００１３】
（４）（２）に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接金属が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、更にＭｏを４．０質量％以下、Ｎｂを３．０質量％以下及びＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本願における基本的な技術思想を以下に示す。
（１）変態膨張による応力低減効果：室温より少し高い温度範囲で溶接金属をマルテンサイト変態させ、その変態膨張を利用して熱収縮により生じる溶接引張残留応力を低減する効果。
（２）オーステナイトのエネルギー吸収効果：マルテンサイトとオーステナイトが共存する状態で応力を受けた場合にオーステナイトがマルテンサイトに変態し、その変態に要するエネルギーを吸収するとともに、変態膨張により、応力を緩衝する効果。
（３）オーステナイトの水素吸蔵効果：マルテンサイトとオーステナイトが共存し、溶接時に不可避的に侵入する水素をオーステナイト相がトラップすることにより低温割れを防止する効果。
（４）オーステナイトの高靭性効果：マルテンサイトとオーステナイトが共存する場合において、大変形および高速変形を受ける場合にオーステナイトがその変形を受け持ち、高靭性を与える効果。
【００１７】
上記の効果を総合的に利用することにより、継手の総合的性能を著しく高め、疲労強度、靭性、耐低温割れ性に優れた高性能継手を得ることが本発明の骨子である。
本発明の鋼構造物用溶接継手は、被溶接材である鋼材同士を溶接することにより製造される。
【００１８】
第１の参考発明は、鋼材を溶接して製造する鋼構造物用溶接継手において、溶接継手の溶接金属のマルテンサイト変態開始温度が２００℃以下５０℃以上であり、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手である。
【００１９】
この鋼構造物用溶接継手においては、溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを必須とする。これは、上述の４つの効果による溶接継手の疲労強度の向上と溶接金属の高靭性化を達成させるためである。溶接金属をマルテンサイト変態させることにより（１）の効果により引張残留応力を緩和し、溶接継手の疲労強度および耐低温割れ性は向上するが、溶接金属が１００％マルテンサイトの状態では（２）、（３）、（４）の効果が得られない。溶接金属に適度な割合でオーステナイトを存在せしめることにより、靭性、耐低温割れ性、および疲労強度を同時に向上させることができる。発明者らは、上述の効果を得るために溶接金属のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）とそれに対する最適な残留オーステナイト量を見出した。溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％未満では溶接継手の疲労強度と耐低温割れ性は（１）の効果により向上するが、（２）、（３）、（４）の効果が得られず、靭性が損なわれ、オーステナイトの水素吸蔵効果やエネルギー吸収効果が期待できない。一方、溶接金属中の残留オーステナイト量が７０体積％を超えた場合には、溶接金属の靭性は向上するが、（１）の効果が得られず、溶接継手の疲労強度は低下する。また、耐高温割れ性や耐低温割れ性についても劣化する可能性がある。
【００２０】
ここで、前記の残留オーステナイト量は溶接継手の使用温度における値であるが、通常の使用温度を考慮して１００℃以下、−２０℃以上において、前記の残留オーステナイト量を有することが好ましい。
【００２１】
前記の残留オーステナイト量を有する溶接金属は、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が２００℃以下５０℃以上となる組成とする必要がある。Ｍｓ点が２００℃を超えると、（２）、（３）、（４）の効果が得られず、耐低温割れ性および靭性の向上が得られなくなる。一方、Ｍｓ点が５０℃未満では、（１）変態膨張による応力低減の効果が十分でなく、疲労強度の改善が少なく、耐低温割れ性も劣化する。このようなことから、溶接金属の組成を、溶接金属のマルテンサイト変態開始点が２００℃以下５０℃以上となる組成に限定した。これにより、耐低温割れ性を劣化させることなく溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性を同時に向上させることができる。
【００２２】
残留オーステナイト量を５体積％以上７０体積％以下とし、かつマルテンサイト変態開始温度を２００℃以下５０℃以上とした本発明の溶接金属は、温度−伸び曲線、すなわち熱膨張曲線が使用温度においてマルテンサイト変態の開始時よりやや膨張状態の伸びとなる。本発明の溶接継手における溶接金属の冷却過程における温度−伸び曲線の一例を図１に示す。なお、体積％の測定は金属組織の面積％として測定する。
【００２３】
図１において、本発明の溶接金属（太い実線）は、冷却過程においてマルテンサイト変態を生じ、そのマルテンサイト変態による膨張で、使用温度においてやや膨張状態となるものである。このような溶接金属とすることにより、冷却時の収縮による溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留することになる。溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留するようにすれば、疲労強度が向上し、低温割れは低減される。これにオーステナイト相によるエネルギー吸収効果と、水素吸蔵効果、および高靭性効果を加えることにより、溶接金属の靭性向上と疲労強度の向上および耐低温割れ性が得られるのである。
【００２４】
一方、本発明の範囲を外れる溶接金属（細い実線、従来例の溶接金属）では、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点が高く、マルテンサイト変態による膨張が少ないため、使用温度においては、変態後の冷却で収縮した状態となる。すなわち、疲労強度の向上は期待できない。
なお、本発明における溶接金属の温度−延び曲線は、通常の熱膨張による伸びの温度変化を連続的に測定して得られる。
【００２５】
本願における、第２の参考発明は、鋼材を溶接して製造する鋼構造物用溶接継手において、溶接継手の溶接金属組成が下記（１）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手である。
５０≦７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ −２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ≦２００ …（１）
ここに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
なお、（１）式における各元素のうち、含有しない元素がある場合には、その元素量を０として（１）式を計算するものとする。
【００２６】
ここで、（１）式の不等号で挟まれた部分である「７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ−２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ」は、溶接金属の冷却時のマルテンサイト変態開始温度を℃単位で現した場合の経験式であり、（１）式の意味は、溶接金属の含有成分から推定される溶接金属の冷却時のマルテンサイト変態開始温度が５０℃以上２００℃以下となることである。すなわち、第２の参考発明は、第１の参考発明において、溶接金蔵のマルテンサイト変態開始温度の限定範囲を（１）式に置き換えたものである。
【００２７】
本発明は、鋼材を溶接して製造する、溶接材料を利用した鋼構造物用溶接継手において、前記溶接材料は、溶着金属組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、溶接継手の溶接金属組成が下記（２）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
１．３≦ｂ／ａ≦２．５ …（２）
ここで、ａ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ
ｂ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
溶接能率を高めるために開先を狭くして、溶接を行う際には溶接金属に高温割れが生じやすい。また、被溶接材料の品位が低く、不純物元素を多量に含む場合には高温割れが生じやすい。こうした危険を回避するため、溶接金属を耐高温割れ性に優れた組織とすることにより、耐高温割れ性に優れ、かつ疲労強度の一層の向上と溶接金属の靭性および耐低温割れ性い優れた溶接継手が得られるのである。
【００２８】
（２）式が１．３より小さいと、高温割れが発生しやすくなる。２．５を越えると、溶接金属に脆化組織が生じやすく、フェライト相も増加するため、溶接金属の靭性が確保できない。
溶接材料の組成は、溶着金属の組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とすることが好ましい。
【００２９】
ここで、Ｃは、マルテンサイトの硬さを増加し、溶接硬化性を増大し、低温割れを助長する元素であるため、できるだけその含有量を低減するのが好ましく、低温割れを防止する観点から溶接材料のＣの含有量は０．２０質量％以下、好ましくは０．１２質量％以下とするのが好ましい。
【００３０】
Ｃｒは、マルテンサイト変態開始温度を低温とする元素であるため、８．０質量％以上の含有が好ましい。Ｃｒの含有量が８．０質量％未満では、マルテンサイト変態開始温度を２００℃以下とするには、溶接材料に高価なＮｉの多量添加、および溶接ワイヤの加工性を劣化させる元素の多量添加を必要とし、経済性、ワイヤの加工性の観点から問題がある。一方、Ｃｒの含有量が２５．０質量％を超えると、溶接金属にフェライトが大量に現出し、靭性の点で好ましくない。このようなことから、溶接材料のＣｒの含有量は８．０〜２５．０質量％とするのが好ましい。
【００３１】
Ｎｉは、オーステナイトを安定化する元素であり、溶接金属においてオーステナイト相を生成し、マルテンサイト変態開始温度を２００℃以下と低温にするために重要な元素である。この観点からＮｉは４．０質量％以上含有させるのが好ましい。一方、１６．０質量％を超える多量の含有は、溶接ワイヤを高価なものとして経済的に不利となるので、溶接材料のＮｉの含有量は４．０〜１６．０質量％とするのが好ましい。
【００３２】
また、δフェライトを適度に析出させて高温にて生じる割れを阻止するためにＣreq./ Ｎieq.比を１．３以上とすることが好ましい。
Ｐ，Ｓは、高温において発生する割れを阻止するために含有量を抑制する必要があり、それぞれ０．０２０質量％以下、０．０１０質量％以下に限定した。割れを完全に阻止するためにはＰ，Ｓをそれぞれ０．０１０質量％以下、０．００５質量％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｓｉは、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させる作用を有し、また脱酸材として機能するため溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させるのに有効である。しかし、５．０質量％を超えると、高温割れが発生しやすく、また、規格格子を形成して靭性を著しく劣化させる。
さらに、Ｍｎは、オーステナイト安定化作用を有し、脱酸材としても有用であるが、溶接材料にＭｎを８．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＭｎの含有量は８．０質量％以下とするのが好ましい。
【００３４】
本発明における溶接材料の組成は、溶着金属の組成が前記溶接材料の組成に加えて、Ｍｏを４．０質量％以下、Ｎｂを３．０質量％以下、及びＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種含有していてもよい。
Ｍｏは溶接金属の耐食性を向上させる目的として添加することができるが、溶接金属にＭｏを４．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＭｏの含有量は４．０質量％以下とするのが好ましい。
【００３５】
また、Ｎｂはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させる作用を有し、Ｍｓ点を低下させるためには多く含有させるほうが好ましい。しかし、溶接金属にＮｂを３．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＮｂの含有量は３．０質量％以下とするのが好ましい。
【００３６】
ＣａはＳと結合して析出することにより、粒界へのＳの偏析を抑制する効果がある。しかし、Ｃａの添加量が０．５質量％を超えると、溶接金属の靭性に悪影響を及ぼすので溶接材料のＣａ量は０．５質量％以下とするのが好ましい。
なお、上記した元素以外については、とくに限定されないが、溶接材料に、Ｖ、Ｃｕ、希土類元素をそれぞれ０．５質量％以下含有することは許容される。また、上記した元素以外に被溶接材、溶接材料に含有される元素が不可避的に含有されても何ら問題はない。
【００３７】
溶接金属中の各元素の含有量も上記の理由に応じて請求の範囲で規定した範囲内に限定される。ただし、被溶接材との成分希釈等によりＣｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％とする。
本発明の鋼構造物用溶接継手においては、被溶接材として、低合金鋼材を用いるとよい。中でも、２５ｍｍ厚以下の極厚４９０ＭＰａ級高張力鋼材あるいは５９０ＭＰａ級高張力鋼材を溶接した場合に好適である。しかし、本発明に用いられるこれら低合金鋼材の種類については、特に限定されず、通常公知のいずれの鋼材も適用可能である。
【００３８】
また、本発明の鋼構造物用溶接継手において、用いられる溶接材料は、前記被溶接材に適合した溶接条件で、前記の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、通常公知の材料のいずれもが適用可能であり、特に限定されない。前記の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等を考慮して適宜選択すればよい。
【００３９】
本発明の鋼構造物用溶接継手では、被溶接材に応じて、溶接材料の組成及び溶接条件を調整して、前記の組成の溶接金属を形成する。そして、溶接方法は、被覆アーク溶接、ガスメタルアーク溶接、サブマージアーク溶接、セルフシールドアーク溶接など各種溶接法がいずれも好適に適用できる。また、継手形状は、荷重非伝達型十字溶接継手、角回し溶接などの隅肉溶接継手、突き合わせ溶接継手など、船舶、海洋構造物、ペントストック、橋梁、貯槽、建設機械等の大型鋼構造物に用いられる継手形状がいずれも好適である。
【００４０】
【実施例】
表１に被溶接鋼板の化学組成及び板厚を、表２に溶接材料の化学組成を示す。
【００４１】
【表１】
【表２】
表２において、手溶接棒については棒径を４．０ｍｍφ、ソリッドワイヤ及びフラックス入りワイヤについてはワイヤ径を１．２ｍｍφとした。これら用いて角回し溶接継手、荷重非伝達型十字溶接継手及び突合せ溶接継手を作成した。溶接条件は、手溶接棒については１７０Ａ−３０Ｖ−１５ｃｍ/ ｍｉｎとし、ソリッドワイヤ及びフラックス入りワイヤについては２５０Ａ−２８Ｖ−１５ｃｍ/ ｍｉｎとした。得られたそれぞれの溶接継手における溶接金属の特性を表３に示す。
【００４４】
【表３】
表３を参照すると、記号Ｄで示す溶接継手の溶接金属はＭｓ点が４０であり、第１の参考発明及び第２の参考発明の要件を満たさず、また、ｂ／ａが１．１５であり、請求項１の要件を満たしていないことが理解される。記号Ｄで示す溶接継手に使用された溶接材料は記号Ｄで示すもので、表２を参照すると、記号Ｄで示された溶接材料は、Ｐの含有量が０．０５８質量％、Ｓの含有量が０．０２１質量％であり、請求項１の要件を満たしていない。
【００４６】
また、記号Ｅで示す溶接継手の溶接金属はＭｓ点が２７６℃であり、第１の参考発明及び第２の参考発明の要件を満たさず、また、残留オーステナイト量が０体積％であり、第１の参考発明、第２の参考発明及び請求項１の要件を満たしていないことが理解される。
そして、各溶接継手については、継手疲労試験によりＳ−Ｎ曲線を採取し、２００万回疲労強度を導出した。一方、溶接金属のシャルピー衝撃試験を実施し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（シャルピー値）を３本測定し、その平均値を導出した。２００万回疲労強度及びシャルピー吸収エネルギーの平均値の導出結果を表４に示す。
【００４７】
【表４】
表４を参照すると、発明例である記号Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｆ，Ｋで示す溶接継手については、２００万回疲労強度が１６０ＭＰａを超え、シャルピー吸収エネルギーが２６Ｊを超えて良好な値が得られているのに対し、比較例である記号Ｄ，Ｅで示す溶接継手については、２００万回疲労強度及びシャルピー吸収エネルギーに低い値が見られ、本発明の目的である「溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性の向上」を達成できていないことが理解される。また、比較例である記号Ｄで示す溶接継手については溶接割れ（高温割れ）が発生していた。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係る鋼構造物用溶接継手及び溶接材料によれば、溶接継手は溶接割れを発生することなく、溶接継手の疲労強度と溶接金属の靭性の向上を同時に実現できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の溶接継手における溶接金属の温度−伸び曲線と従来例の溶接継手における溶接金属の温度−伸び曲線とを示すグラフである。
Claims (4)
- 鋼材を溶接して製造する、溶接材料を利用した鋼構造物用溶接継手において、
前記溶接材料は、溶着金属組成がＣ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜２５．０質量％、Ｎｉ：４．０〜１６．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
溶接継手の溶接金属組成が下記（２）式を満足し、かつ溶接金属中の残留オーステナイト量が５体積％以上７０体積％以下であることを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
１．３≦ｂ／ａ≦２．５ …（２）
ここで、ａ＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２０Ｎ
ｂ＝Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％） - 請求項１記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接材料は、溶着金属組成が、更にＭｏを４．０質量以下、Ｎｂを３．０質量％以下およびＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
- 請求項１に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接金属が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
- 請求項２に記載の鋼構造物用溶接継手において、前記溶接金属が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：７．０〜２４．０質量％、Ｎｉ：３．０〜１５．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：８．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下、更にＭｏを４．０質量％以下、Ｎｂを３．０質量％以下及びＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする鋼構造物用溶接継手。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003073969A JP4425553B2 (ja) | 2002-03-26 | 2003-03-18 | 鋼構造物用溶接継手 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002086799 | 2002-03-26 | ||
| JP2003073969A JP4425553B2 (ja) | 2002-03-26 | 2003-03-18 | 鋼構造物用溶接継手 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004025304A JP2004025304A (ja) | 2004-01-29 |
| JP4425553B2 true JP4425553B2 (ja) | 2010-03-03 |
Family
ID=31189916
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003073969A Expired - Lifetime JP4425553B2 (ja) | 2002-03-26 | 2003-03-18 | 鋼構造物用溶接継手 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4425553B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006192438A (ja) * | 2005-01-11 | 2006-07-27 | Hitachi Ltd | 狭開先継手の多層盛溶接方法 |
| JP4415863B2 (ja) * | 2005-01-21 | 2010-02-17 | 株式会社日立製作所 | 多層盛溶接方法及びその多層盛溶接構造物 |
| JP4849910B2 (ja) * | 2006-03-02 | 2012-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フラックス入りワイヤ |
| JP5607002B2 (ja) * | 2011-02-02 | 2014-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属 |
| JP5606985B2 (ja) * | 2011-04-08 | 2014-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属 |
| KR102179620B1 (ko) * | 2019-01-23 | 2020-11-18 | 현대종합금속 주식회사 | 마르텐사이트계 서브머지드 아크 육성 용접용 플럭스 충전 와이어 |
-
2003
- 2003-03-18 JP JP2003073969A patent/JP4425553B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004025304A (ja) | 2004-01-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6616006B2 (ja) | 低温歪み時効衝撃特性及び溶接熱影響部衝撃特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
| JP5005395B2 (ja) | 高強度高靭性鋼用溶接ワイヤ | |
| JP5394849B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP4425553B2 (ja) | 鋼構造物用溶接継手 | |
| JP4441372B2 (ja) | 高強度高靭性ガスシールドアーク溶接用ワイヤ | |
| JP2006241551A (ja) | 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP5459166B2 (ja) | 氷海構造物用鋼板 | |
| JP3858077B2 (ja) | 溶接材料および溶接継手の製造方法 | |
| WO2014156606A1 (ja) | 低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 | |
| JP3894703B2 (ja) | ガスシールドアーク溶接用ワイヤ | |
| KR20210124464A (ko) | 고Cr 페라이트계 내열강용 피복 아크 용접봉 | |
| JP2009127104A (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 | |
| JP5509945B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP5138639B2 (ja) | 高Ｃｒ鋼製タービンロータ軸受け部の肉盛用溶接材料 | |
| JP2005028372A (ja) | 溶接材料及び鋼構造物用溶接継手 | |
| JP2008264812A (ja) | サブマージアーク溶接用開先充填材 | |
| JP2010077531A (ja) | 疲労き裂の発生阻止特性および伝播阻止特性に優れたクラッド鋼板およびその製造方法 | |
| JP3736209B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP5509946B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 | |
| JP4828284B2 (ja) | 溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法 | |
| JP3711948B2 (ja) | 靭性と溶接部特性に優れた鋼矢板およびその製造方法 | |
| JP3541778B2 (ja) | 耐炭酸ガス腐食特性及び耐硫化水素割れ性に優れた溶接鋼管 | |
| JP2007246933A (ja) | 溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法 | |
| JPS61147990A (ja) | 高張力鋼用の潜弧溶接用ワイヤ | |
| JP4822733B2 (ja) | 鋼構造物用溶接継手 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060316 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080516 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090616 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090813 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090908 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20091109 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20091201 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20091209 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4425553 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121218 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131218 Year of fee payment: 4 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |