JPH03153828A - 溶接部のクリープ強度改善方法 - Google Patents
溶接部のクリープ強度改善方法Info
- Publication number
- JPH03153828A JPH03153828A JP29145589A JP29145589A JPH03153828A JP H03153828 A JPH03153828 A JP H03153828A JP 29145589 A JP29145589 A JP 29145589A JP 29145589 A JP29145589 A JP 29145589A JP H03153828 A JPH03153828 A JP H03153828A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- welding
- weld
- weld metal
- steel
- vickers hardness
- 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.)
- Pending
Links
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 31
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 26
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 26
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims abstract description 26
- 239000010953 base metal Substances 0.000 claims abstract description 14
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 14
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 11
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 230000004927 fusion Effects 0.000 claims description 3
- 229910001105 martensitic stainless steel Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 15
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 4
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 3
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 241000473391 Archosargus rhomboidalis Species 0.000 description 1
- 241000863480 Vinca Species 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 238000012733 comparative method Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000007778 shielded metal arc welding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
- Welding Or Cutting Using Electron Beams (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明はボイラー、原子力容器など、高温にて使用され
る材料の溶接部のクリープ強度を改善する方法に関する
。
る材料の溶接部のクリープ強度を改善する方法に関する
。
(従来の技術)
最近ボイラー、高速増殖炉等に使用される鋼材の使用温
度は上昇する傾向にあり、9%Cr−1%Mo鋼などの
高Cr鋼が候補材料として開発されてきている。これら
の鋼材の溶接には、従来被覆アーク溶接、 TIG溶接
、サブマージアーク溶接等のアーク溶接が主として用い
られている。
度は上昇する傾向にあり、9%Cr−1%Mo鋼などの
高Cr鋼が候補材料として開発されてきている。これら
の鋼材の溶接には、従来被覆アーク溶接、 TIG溶接
、サブマージアーク溶接等のアーク溶接が主として用い
られている。
(発明が解決しようとする課題)
ところでこの溶接に際して、溶接熱影響部(HAZ)に
おいて軟化する領域が生じ、その部分は短時間あるいは
低強度で破断することに問題があった。
おいて軟化する領域が生じ、その部分は短時間あるいは
低強度で破断することに問題があった。
すなわち溶接金属では適正な成分設計、母材では成分設
計および圧延、熱処理により良好な特性を得るよう考慮
が払われているものの、IIAZにおいては溶接熱によ
り組織が変化して、目的とするクリープ強度が得られな
いという問題があった。
計および圧延、熱処理により良好な特性を得るよう考慮
が払われているものの、IIAZにおいては溶接熱によ
り組織が変化して、目的とするクリープ強度が得られな
いという問題があった。
本発明は、溶接部のHAZの形状と軟化域の幅及び溶接
金属とHAZ軟化域の硬さを制限することにより、溶接
継手部のクリープ強度を改善する方法を提供する。
金属とHAZ軟化域の硬さを制限することにより、溶接
継手部のクリープ強度を改善する方法を提供する。
(課題を解決するための手段)
本発明者らは、クリープ強度改善に関し種々の検討を行
った結果、溶接部の1(AZの形状と硬さ分布の制御に
より、クリープ強度を改善できることを見いだしたもの
である。その要旨は、マルテンサイト系およびフェライ
ト・マルテンサイト系鋼の溶接に際し、各層毎の母材と
溶接金属との溶融境界が鋼板表面に対し70°−90°
の角度をなし、かつ溶接により母材よりも軟化した領域
の幅がその溶接部の板厚以下となるような溶接部を形成
させ、かつ軟化した領域及び溶接金属のビッカース硬さ
が下式をみたすように熱処理を行う溶接部のクリープ強
度改善方法にある。
った結果、溶接部の1(AZの形状と硬さ分布の制御に
より、クリープ強度を改善できることを見いだしたもの
である。その要旨は、マルテンサイト系およびフェライ
ト・マルテンサイト系鋼の溶接に際し、各層毎の母材と
溶接金属との溶融境界が鋼板表面に対し70°−90°
の角度をなし、かつ溶接により母材よりも軟化した領域
の幅がその溶接部の板厚以下となるような溶接部を形成
させ、かつ軟化した領域及び溶接金属のビッカース硬さ
が下式をみたすように熱処理を行う溶接部のクリープ強
度改善方法にある。
WMHv≧HAZllv+20
但し −Ml(v :溶接金属のビッカース硬さHAZ
Hv:軟化した領域のビッカース硬さ(作 用) 以下作用とともに本発明の詳細な説明する。
Hv:軟化した領域のビッカース硬さ(作 用) 以下作用とともに本発明の詳細な説明する。
本発明の対象とする鋼は、マルテンサイト系およびフェ
ライト・マルテンサイト系のものであり、溶接によりI
IAZ部において母材よりも軟化する領域を形成する成
分系の鋼である。通常溶接継手部のクリープ強度は、C
rを含有することで耐酸化性を有し、かつ常温での引張
強さが大きいものの方が高くなる傾向がある。したがっ
てHAZの硬さが母材より硬化する成分系では、クリー
プ試験時の破断が当然母材で起こることになり、本発明
の対象とならない。この点から鋼種は上記のものとした
。
ライト・マルテンサイト系のものであり、溶接によりI
IAZ部において母材よりも軟化する領域を形成する成
分系の鋼である。通常溶接継手部のクリープ強度は、C
rを含有することで耐酸化性を有し、かつ常温での引張
強さが大きいものの方が高くなる傾向がある。したがっ
てHAZの硬さが母材より硬化する成分系では、クリー
プ試験時の破断が当然母材で起こることになり、本発明
の対象とならない。この点から鋼種は上記のものとした
。
次に溶接部の形状については、その軟化域の幅が広くな
り過ぎると目的とするクリープ特性が得られないため、
その幅を規定する。通常溶接部は、そのミクロ的な組織
の特徴から、溶接金属、 HAZおよびそれにつながる
母材に分類される。ここでいう軟化域とは、母材よりも
硬さの小さい領域を意味するものであり、通常)IAZ
の中の一部に含まれるものであるが、溶接後の熱処理に
よってその幅が若干法がり、)HAZ幅とほぼ同等とな
ることから、軟化域とHAZ幅とは同意義として以下説
明する。
り過ぎると目的とするクリープ特性が得られないため、
その幅を規定する。通常溶接部は、そのミクロ的な組織
の特徴から、溶接金属、 HAZおよびそれにつながる
母材に分類される。ここでいう軟化域とは、母材よりも
硬さの小さい領域を意味するものであり、通常)IAZ
の中の一部に含まれるものであるが、溶接後の熱処理に
よってその幅が若干法がり、)HAZ幅とほぼ同等とな
ることから、軟化域とHAZ幅とは同意義として以下説
明する。
第1図は、9%Cr−1%Molに対し電子ビーム溶接
法により全板厚を1パスにて貫通するHAZ幅の異41
手を作成し、6に継手、1.−プ試験において14にg
f / mm 2の引張り荷重をかけた場合の破断時
間とHAZ幅の関係を示した図面である。クリープ強度
(破断時間)は、)HAZ幅の増加とともに減少する傾
向を示している。またクリープ試験片の直径とHAZ幅
が同じになった時点(6mm )でクリープ破断時間は
大きく低下し、TIG溶接の場合とほぼ同等の値に近づ
いている。このことから、+1AZ幅はクリープ試験片
の直径以下と限定する。
法により全板厚を1パスにて貫通するHAZ幅の異41
手を作成し、6に継手、1.−プ試験において14にg
f / mm 2の引張り荷重をかけた場合の破断時
間とHAZ幅の関係を示した図面である。クリープ強度
(破断時間)は、)HAZ幅の増加とともに減少する傾
向を示している。またクリープ試験片の直径とHAZ幅
が同じになった時点(6mm )でクリープ破断時間は
大きく低下し、TIG溶接の場合とほぼ同等の値に近づ
いている。このことから、+1AZ幅はクリープ試験片
の直径以下と限定する。
また第2図は、溶接時に電子ビームの入射角度を変えて
溶接したものについて、同じ引張り荷重にてクリープ破
断試験を行った結果を示したものである。溶融境界の鋼
板表面に対するボンド角が90°から小さくなると、破
断時間が短くなっていく、特に70°を越えて小さくな
ると、急激に破断時間が短(なることが観察される。し
たがってボンド角を70°から90°の範囲に限定した
。
溶接したものについて、同じ引張り荷重にてクリープ破
断試験を行った結果を示したものである。溶融境界の鋼
板表面に対するボンド角が90°から小さくなると、破
断時間が短くなっていく、特に70°を越えて小さくな
ると、急激に破断時間が短(なることが観察される。し
たがってボンド角を70°から90°の範囲に限定した
。
以上の点から実際の構造物においては、板厚そのもので
のクリープ強度を評価することとなるが、この場合にも
ボンド角を70’から90’とし、そのHAZ幅を板厚
以下となるような条件にて溶接すれば同等の結果が得ら
れることは明白である。
のクリープ強度を評価することとなるが、この場合にも
ボンド角を70’から90’とし、そのHAZ幅を板厚
以下となるような条件にて溶接すれば同等の結果が得ら
れることは明白である。
以上のような現象は、tlAZ軟化部の変形が硬い溶接
金属部、あるいは母材により拘束されることに起因して
いることは明らかである。すなわちクリープ時に働く最
大の応力は、主応力(引張り)方向に対し45°をなす
剪断応力であり、この方向に転位が動くことにより変形
が進行する。硬い溶接金属および母材が変形しないと考
えると、その表面から45″の方向にすべりが生じてく
びれが発生する。
金属部、あるいは母材により拘束されることに起因して
いることは明らかである。すなわちクリープ時に働く最
大の応力は、主応力(引張り)方向に対し45°をなす
剪断応力であり、この方向に転位が動くことにより変形
が進行する。硬い溶接金属および母材が変形しないと考
えると、その表面から45″の方向にすべりが生じてく
びれが発生する。
第3図(a)〜(d)は溶接部の形状と破断の形態を示
す模式図であり、図において1は母材、2は溶接金属、
3はHAZ軟化域、4は転位スリップ面である。
す模式図であり、図において1は母材、2は溶接金属、
3はHAZ軟化域、4は転位スリップ面である。
第3図(b)はHAZ軟化域3の幅が広い場合の破断の
形態を示しており、また第3図(c)はHAZ軟化域3
の幅が狭い場合の破断の形態を示しているが、図のよう
に軟化域3の幅が母材1の板厚よりも小さければ、強度
の高い母材部分が軟化Mi3を拘束することとなり、ク
リープ強度は向上する結果になる。第3図(d)はEI
AZ軟化域3が傾斜している場合の破断の形態を示して
いるが、このように溶接金属2のボンドが鋼板表面に対
して傾いている場合には、表面の溶融境界からの45°
ラインが軟化域3を貫通、する条件となるため、破壊が
斜行するモードとなり、その結果クリープ強度は軟化域
の特性に支配されるため低下する。
形態を示しており、また第3図(c)はHAZ軟化域3
の幅が狭い場合の破断の形態を示しているが、図のよう
に軟化域3の幅が母材1の板厚よりも小さければ、強度
の高い母材部分が軟化Mi3を拘束することとなり、ク
リープ強度は向上する結果になる。第3図(d)はEI
AZ軟化域3が傾斜している場合の破断の形態を示して
いるが、このように溶接金属2のボンドが鋼板表面に対
して傾いている場合には、表面の溶融境界からの45°
ラインが軟化域3を貫通、する条件となるため、破壊が
斜行するモードとなり、その結果クリープ強度は軟化域
の特性に支配されるため低下する。
溶接後は、靭性改善、応力除去を目的に焼鈍処理を行う
場合が多い。この熱処理条件によっては溶接金属強度が
母材と同等もしくは下回ることがあり、その場合には当
然クリープ時にHAZもしくは溶接金属において破断す
る。通常熱処理の程度は、焼戻し指数として知られてい
るLarson Millerパラメーター(TP)の
値により記述されるが、第4図は、9%Cr−lMo鋼
の電子ビーム溶接部を種々の条件により熱処理を行った
場合の軟化域と溶接金属の硬さの差(ΔHv)および破
断位置を示した図面である。これより溶接金属の硬さが
軟化域よりもピンカース硬さ(Hv)にて20以上の差
があれば破断が母材にて生じていることがわかる。この
ことから熱処理の条件は、次式の成立する範囲内とした
。
場合が多い。この熱処理条件によっては溶接金属強度が
母材と同等もしくは下回ることがあり、その場合には当
然クリープ時にHAZもしくは溶接金属において破断す
る。通常熱処理の程度は、焼戻し指数として知られてい
るLarson Millerパラメーター(TP)の
値により記述されるが、第4図は、9%Cr−lMo鋼
の電子ビーム溶接部を種々の条件により熱処理を行った
場合の軟化域と溶接金属の硬さの差(ΔHv)および破
断位置を示した図面である。これより溶接金属の硬さが
軟化域よりもピンカース硬さ(Hv)にて20以上の差
があれば破断が母材にて生じていることがわかる。この
ことから熱処理の条件は、次式の成立する範囲内とした
。
WMHv≧HAZHv+20
但し WMHv:溶接金属のビッカース硬さ)IAZH
v:軟化域のビンカス硬さ なおこの条件を満足する熱処理条件については、次のよ
うに規定することもできる。すなわち後熱処理が不適当
だと、母材そのものも目的とするクリープ強度を確保で
きないという問題が生じる。
v:軟化域のビンカス硬さ なおこの条件を満足する熱処理条件については、次のよ
うに規定することもできる。すなわち後熱処理が不適当
だと、母材そのものも目的とするクリープ強度を確保で
きないという問題が生じる。
したがって鋼種および溶接金属成分毎に適正熱処理条件
は異なるが、溶接金属成分は、鋼種が決まれば靭性確保
などの観点からほぼ鋼材の成分に近く若干合金成分を添
加するのが常識であり、大きく成分が変えられるような
ことはない。このことから鋼材の耐クリープ性、耐酸化
性を考慮し、後述する実施例中の3網種について種々検
討した結果第5図が得られ、TPの値をCr量の関数で
表した次の値の範囲内と規定することも可能である。
は異なるが、溶接金属成分は、鋼種が決まれば靭性確保
などの観点からほぼ鋼材の成分に近く若干合金成分を添
加するのが常識であり、大きく成分が変えられるような
ことはない。このことから鋼材の耐クリープ性、耐酸化
性を考慮し、後述する実施例中の3網種について種々検
討した結果第5図が得られ、TPの値をCr量の関数で
表した次の値の範囲内と規定することも可能である。
TP<0.25xCr(wtχ)+19.5但し TP
=T(20+Iogt) xto−” T:温度(0K
)t;時間(hrs) (実施例) 第1表に使用した鋼の化学成分を示す。これらの鋼板は
ボイラー、化学反応容器など高温にて使用される鋼であ
り、それぞれ2・1/ 4 Cr−lMo、3Cr、
9Cr −I Mo鋼である。
=T(20+Iogt) xto−” T:温度(0K
)t;時間(hrs) (実施例) 第1表に使用した鋼の化学成分を示す。これらの鋼板は
ボイラー、化学反応容器など高温にて使用される鋼であ
り、それぞれ2・1/ 4 Cr−lMo、3Cr、
9Cr −I Mo鋼である。
溶接条件を第2表に、またそれぞれの溶接法における開
先形状を第6図(a)〜<Dに示した。溶接法は電子ビ
ーム溶接法(EBW)を主として、サブマージアーク溶
接(SAW) 、手溶接(SMA阿)、 TIG、MI
G及びレーザビーム溶接(LBH)を用いた。参考のた
めに得られた溶接金属の化学成分例を第3表に示の試験
結果である0本発明法による場合は、同一111重なら
ば長時間側で破断している。ずなわらEBW法の結果は
、上記(作用)の中で説明した結果であり、鋼板表面に
対するボンド角が70°以上、IIAZ幅が6mm+以
下および溶接金属(聞)とIIAZ軟化域の硬さの差(
ΔHvJMHv−11AZIIv)が20以上において
、明らかに比較法よりも良好なりリープ強度が得られて
いる。またTIG、旧G、SMAWにおいても、ボンド
角を変えてクリープ試験を行った結果、本発明法におい
てはクリープ強度が改善されている。LBHにおいては
、熱処理条件を変えて溶接金属と軟化域の硬さを変化さ
せた結果を示しているが、この場合にも硬さの差が大き
い方がクリープ強度は良好であった。
先形状を第6図(a)〜<Dに示した。溶接法は電子ビ
ーム溶接法(EBW)を主として、サブマージアーク溶
接(SAW) 、手溶接(SMA阿)、 TIG、MI
G及びレーザビーム溶接(LBH)を用いた。参考のた
めに得られた溶接金属の化学成分例を第3表に示の試験
結果である0本発明法による場合は、同一111重なら
ば長時間側で破断している。ずなわらEBW法の結果は
、上記(作用)の中で説明した結果であり、鋼板表面に
対するボンド角が70°以上、IIAZ幅が6mm+以
下および溶接金属(聞)とIIAZ軟化域の硬さの差(
ΔHvJMHv−11AZIIv)が20以上において
、明らかに比較法よりも良好なりリープ強度が得られて
いる。またTIG、旧G、SMAWにおいても、ボンド
角を変えてクリープ試験を行った結果、本発明法におい
てはクリープ強度が改善されている。LBHにおいては
、熱処理条件を変えて溶接金属と軟化域の硬さを変化さ
せた結果を示しているが、この場合にも硬さの差が大き
い方がクリープ強度は良好であった。
第1表 使用した鯛の化学成分(irt%)1%Mo鋼
、SAW及び旧Gについては3%Cr−1%Mob、
SMA−は2・1/4%Cr−1%Mo鋼の溶接継手第
2表 各i81 Flの開先形状および18tJ’J=
(牛(発明の効果) 以上の説明および実施例からも明かなごとく本発明法に
よれば、ボイラー、原子力容器などに使用される材料の
溶接部に対して、クリープ強度が高く、かつ高温にて長
時間使用可能な溶接継手部が得られ、その産業上の効果
は極めて顕著なものがある。
、SAW及び旧Gについては3%Cr−1%Mob、
SMA−は2・1/4%Cr−1%Mo鋼の溶接継手第
2表 各i81 Flの開先形状および18tJ’J=
(牛(発明の効果) 以上の説明および実施例からも明かなごとく本発明法に
よれば、ボイラー、原子力容器などに使用される材料の
溶接部に対して、クリープ強度が高く、かつ高温にて長
時間使用可能な溶接継手部が得られ、その産業上の効果
は極めて顕著なものがある。
第1図は溶接継手におけるクリープ破断時間と溶接部の
HAZO幅の関係を示す図、第2図は溶接継手における
クリープ破断時間と溶接ボンドと板表面とのなす角の関
係を示す図、第3図(a)〜(d)は溶接部の形状と破
断の形態を示す模式図、第4図は溶接金属と軟化域の硬
さの差および破断位置におよぼすテンパーパラメーター
の影響を示す図、第5図は溶接金属とHAZ軟化域の硬
さの差が20以下を満たすテンパーパラメーターの最大
値とCr量の関係を示す図、第6図(a)〜(f)は各
種溶接法におけるそれぞれの開先形状を示す図である。 l・・・母材、2・・・溶接金属、3・・・HAZ軟化
域、4・・・転位スリップ面
HAZO幅の関係を示す図、第2図は溶接継手における
クリープ破断時間と溶接ボンドと板表面とのなす角の関
係を示す図、第3図(a)〜(d)は溶接部の形状と破
断の形態を示す模式図、第4図は溶接金属と軟化域の硬
さの差および破断位置におよぼすテンパーパラメーター
の影響を示す図、第5図は溶接金属とHAZ軟化域の硬
さの差が20以下を満たすテンパーパラメーターの最大
値とCr量の関係を示す図、第6図(a)〜(f)は各
種溶接法におけるそれぞれの開先形状を示す図である。 l・・・母材、2・・・溶接金属、3・・・HAZ軟化
域、4・・・転位スリップ面
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 マルテンサイト系およびフェライト・マルテンサイト系
鋼の溶接に際し、各層毎の母材と溶接金属との溶融境界
が鋼板表面に対し70゜−90゜の角度をなし、かつ溶
接および後熱処理により母材よりも軟化した領域の幅が
その溶接部の板厚以下となるような溶接部を形成させ、
かつ軟化した領域及び溶接金属のビッカース硬さが下式
を満たすように熱処理を行うことを特徴とする溶接部の
クリープ強度改善方法。 WMHv≧HAZHv+20 但しWMHv:溶接金属のビッカース硬さ HAZHv:軟化した領域のビッカース硬さ
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP29145589A JPH03153828A (ja) | 1989-11-09 | 1989-11-09 | 溶接部のクリープ強度改善方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP29145589A JPH03153828A (ja) | 1989-11-09 | 1989-11-09 | 溶接部のクリープ強度改善方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03153828A true JPH03153828A (ja) | 1991-07-01 |
Family
ID=17769091
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP29145589A Pending JPH03153828A (ja) | 1989-11-09 | 1989-11-09 | 溶接部のクリープ強度改善方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03153828A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2005037480A1 (ja) * | 2003-10-22 | 2005-04-28 | Nippon Steel Corporation | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 |
JP2011125921A (ja) * | 2009-12-21 | 2011-06-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 溶接継手部のクリープ強度向上構造 |
JP2019048319A (ja) * | 2017-09-11 | 2019-03-28 | 株式会社Ihi | 溶接部の熱影響部幅推定方法及びこの推定方法を用いた溶接方法 |
-
1989
- 1989-11-09 JP JP29145589A patent/JPH03153828A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2005037480A1 (ja) * | 2003-10-22 | 2005-04-28 | Nippon Steel Corporation | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 |
US7829202B2 (en) | 2003-10-22 | 2010-11-09 | Nippon Steel Corporation | Large-heat-input butt welded joints having excellent brittle fracture resistance |
EP2279823A1 (en) * | 2003-10-22 | 2011-02-02 | Nippon Steel Corporation | Large-heat-input butt welded joint having controlled hardness and controlled size of the heat affected zone for excellent brittle fracture resistance |
NO20161562A1 (no) * | 2003-10-22 | 2016-09-29 | Nippon Steel Corp | Buttsveiseforbindelse med høy varmetilførsel som utviser ypperlige egenskaper i forbindelse med forekomst av sprøbrudd |
NO342770B1 (no) * | 2003-10-22 | 2018-08-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Buttsveiseforbindelse med høy varmetilførsel som utviser ypperlige egenskaper i forbindelse med forekomst av sprøbrudd |
JP2011125921A (ja) * | 2009-12-21 | 2011-06-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 溶接継手部のクリープ強度向上構造 |
JP2019048319A (ja) * | 2017-09-11 | 2019-03-28 | 株式会社Ihi | 溶接部の熱影響部幅推定方法及びこの推定方法を用いた溶接方法 |
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 | |
US5118028A (en) | Diffusion bonding method for corrosion-resistant materials | |
JP2008161932A (ja) | ワイヤ、フラックス及び高ニッケル含量を有している鋼を溶接するためのプロセス | |
JP2005144552A5 (ja) | 耐脆性破壊発生特性に優れた船体用大入熱突合せ溶接継手 | |
Thomas et al. | Effect of pre-and post-weld heat treatments on the mechanical properties of electron beam welded Ti-6Al-4V alloy | |
JP2007119811A (ja) | 溶接継手及びその製造方法 | |
Dhandha et al. | Comparison of mechanical and metallurgical properties of modified 9Cr–1Mo steel for conventional TIG and A-TIG welds | |
JP4319886B2 (ja) | 耐脆性破壊発生特性を有する大入熱突合せ溶接継手 | |
US3218432A (en) | Nickel steel filler wire | |
JP5720592B2 (ja) | 溶接継手 | |
JPH03153828A (ja) | 溶接部のクリープ強度改善方法 | |
Kurc-Lisiecka et al. | Laser welding of stainless steel | |
JP2006075853A (ja) | オーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手およびその製造方法 | |
JP5457938B2 (ja) | 疲労亀裂進展抑制特性および靭性に優れた鋼板 | |
Abioye et al. | Analysis of the mechanical properties and penetration depth of gas metal arc welding on AISI 304 stainless steel | |
JP2000288728A (ja) | 高疲労強度溶接継手 | |
JP2021167009A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手の製造方法 | |
Işcan et al. | Investigation of the mechanical properties of AISI 304 austenitic stainless steel joints produced by TIG and MIG welding methods using 308L filler wire | |
JP6950294B2 (ja) | 多層盛り溶接による継手の製造方法 | |
Madhavan et al. | Effect of applied energy on the microstructure, texture, and mechanical properties of short-circuit metal inert gas-welded modified Cr-Mo steel joints | |
JP2005279743A (ja) | 耐脆性破壊発生特性に優れた溶接継手 | |
El-Deen et al. | Optimization of electron beam welding parameters of dissimilar joint of aisi 304 stainless steel and aisi 1020 low carbon steEL | |
JPH05148582A (ja) | 電子ビーム溶接用高張力鋼板 | |
Iwamoto et al. | Japanese Welding Guideline for Duplex Stainless Steels | |
JP2023113051A (ja) | ステンレス鋼材の線形摩擦接合方法及び線形摩擦接合継手並びに接合構造物 |