WO2008082015A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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WO2008082015A1
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Tadashi Ishikawa
Takehiro Inoue
Yuuji Hashiba
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Definitions

  • the present invention relates to a property of suppressing or stopping propagation of a brittle crack generated inside a welded joint, that is, a multi-pass butt weld joint having excellent brittle crack propagation characteristics, and a welded structure having the weld joint.
  • HAZ zone weld heat-affected zone
  • K c index for brittle fracture
  • Fracture of a welded joint occurs when stress concentrates on a defect formed during welding, and a crack is generated starting from the defect, and this crack propagates through the inside of the joint. If the fracture toughness value Kc of the welded joint is low, cracks are likely to occur, and the crack propagates quickly, so that the welded joints will suddenly break. That is, the welded joint breaks brittlely.
  • a welding method for thick large-diameter welded steel pipes For example, a welding method for thick large-diameter welded steel pipes.
  • a welding method has been proposed in which the first layer is welded by MIG welding, and then the surface layer and the back layer are welded by submerge welding to weld the entire plate thickness (Japanese Patent Laid-Open No. 5-3-1 3 0). 2 4 2).
  • the above welding method uses a welding wire with a larger amount of Ni than the welding wire used in submerged welding during MIG welding, and in the first layer welded part where welding cracks are likely to occur and it is difficult to ensure toughness. Force that ensures the same toughness and flattenes the toughness distribution in the thickness direction of the weld. Therefore, an expensive welding wire containing a large amount of Ni must be used for the MIG weld. There is no difficulty.
  • the present applicant has found a method for sufficiently increasing the fracture toughness value Kc, and has proposed a high heat input butt weld joint having excellent brittle fracture resistance (Japanese Patent Laid-Open No. 0 5— 1 4 4 5 5 2, and JP 2 0 0 6 — 0 8 8 1 8 4), and a high heat input butt weld joint based on the fracture toughness value Kc
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 0 6-0 8 8 1 8 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 0 6-0 8 8 1 8 4.
  • the welded joint proposed by the applicant is useful in that brittle fracture is unlikely to occur and the safety of the welded structure can be improved.
  • the verification method described above also causes brittle fracture. This is useful for designing difficult welded joints.
  • a welding material with a low transformation temperature containing a large amount (for example, 11%) of Ni is partially used, and a welding pass that transforms from austenite to martensite is used.
  • a welding method has been proposed (see Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 00-0 3 3 4 80).
  • the welded part by this welding method has a martensite structure, so the strength is extremely high, and eventually even a welded part containing a large amount of Ni is more than a peripheral welded part containing no Ni. Often, the toughness is low.
  • the present inventor has found that, in the case of a steel plate having a plate thickness of, for example, 70 mm or more, a large toughness distribution is formed in the plate thickness direction in the welded joint, and a brittle crack crosses the welded joint, for example. Even if the reinforcing plate was welded with fillet, it was found that it was not captured by the reinforcing plate and propagated along the weld metal part or HA Z part, causing the welded joint to break.
  • the present inventor removes a part or all of the region where the butt weld joint of the vertical member and the fillet weld joint of the horizontal member intersect, based on the above-mentioned facts, and has compressive residual stress by repair welding.
  • Weld metal with excellent toughness with Ni content of 2.5% by mass or more see Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 5 — 1 1 1 5 2 0) or alloy performance (K ca value) of 20
  • a weld metal with excellent fracture toughness of 0 N / mm and 5 or more is formed, and a brittle crack forms a butt melt of a vertical member.
  • the brittle crack when a steel plate, in particular, a steel plate having a thickness of 50 mm or more is butt-welded in multiple passes, even if a brittle crack occurs in the welded joint, the brittle crack may be It is an object of the present invention to form a welded joint that is difficult to propagate in the direction and stops even if it propagates, that is, an excellent brittle crack propagation property. And this invention solves the said subject, and aims at providing the welded structure which has the welded joint which was excellent in the brittle crack propagation characteristic, and this welded joint.
  • the present inventor has conducted intensive research on a method for solving the above-mentioned problems based on the above-described facts.
  • (w) surface welding of multi-pass welded joints For welds with different characteristics from the surrounding material properties between the back surface weld layers, place one or more weld pass sections apart from each other to divide the toughness distribution in the thickness direction of the joint, or It was found that even if a partial break occurs and a brittle crack occurs inside the welded joint, propagation in the long direction of the welded joint can be suppressed and stopped.
  • the weld layer has the function of stopping and suppressing the propagation of brittle cracks, unlike the material properties of the surroundings, between the front and back weld layers.
  • a butt multi-pass weld joint having excellent brittle crack propagation characteristics, wherein one or two or more weld pass portions are present apart from each other.
  • the weld layer has a high resistance to brittle crack propagation as described in (2) or (3) above, wherein a plurality of weld layers are stacked in the thickness direction of the weld joint. Butt multi-pass welded joint.
  • weld layer is a weld layer formed of a weld material having a Ni amount that is 1% or more higher than the Ni amount of a weld material forming another weld layer.
  • the butt multi-pass weld joint having excellent brittle crack propagation characteristics as described in any of (4) to (4).
  • the steel plate is a steel plate having a thickness of 50 mm or more, and the weld pass portion has a fracture resistance characteristic inferior to the fracture resistance property of the surrounding weld pass portion.
  • the butt multi-pass weld joint having excellent brittle crack propagation characteristics as described in (1) above.
  • the weld path portion having inferior fracture resistance characteristics is intermittently present at intervals of 200 mm or more and 400 mm or less in the longitudinal direction of the welded joint. ) or (multi-pass welded joint 0 butt having excellent brittle crack propagation characteristics according to 1 7)
  • the welding path portion with inferior fracture resistance characteristics is formed by one pass or multiple passes, (12)
  • a butt multi-pass weld joint having excellent brittle crack propagation characteristics according to any one of to (18).
  • the weld pass portion having inferior fracture resistance characteristics is a weld pass portion formed of a welding material having a Ni amount of 1% or more less than the N i amount of the welding material forming another welding pass portion.
  • the butt multi-pass welded joint having excellent brittle crack propagation characteristics according to any one of (1 2) to (19).
  • the Ni amount of the welding material is 1 mass% or more higher than the Ni amount of the welding material forming the other welding pass portions.
  • the expanded weld pass portion is present in a number equal to or less than 12 of the total number of passes required for forming a welded joint. Butt multipass weld joint with excellent brittle crack propagation characteristics as described. (30) The expansion resistance of the weld resistance according to any one of (24) to (29), wherein the expanded weld pass portions are spaced apart from each other in the plate thickness direction of the weld joint. Butt multi-pass welding joint with excellent brittle crack propagation characteristics.
  • the expanded weld pass portion is formed by one pass or a plurality of passes, and the resistance to resistance according to any one of the above (2 4) to (30) Butt multipass weld joint with excellent brittle crack propagation characteristics.
  • the expanded weld path portion is intermittently present in the longitudinal direction of the welded joint at an interval of 400 mm or less, as described in (33) or (34) Butt multi-pass welded joint with excellent brittle crack propagation characteristics.
  • a welded joint having excellent brittle crack propagation characteristics in multi-pass butt welding of a steel plate, particularly a steel plate having a thickness of 50 mm or more.
  • a steel sheet with a thickness of 50 mm or more a welded structure with excellent brittle crack propagation characteristics can be constructed.
  • FIG. 1 is a diagram showing the results of a C CA test that forms the basis of the present invention.
  • FIG. 2 is a view showing an embodiment of the butt multi-pass welded joint according to the present invention.
  • FIG. 3 is a view showing another embodiment of the butt multi-pass welded joint according to the present invention.
  • FIG. 4 is a view showing a welded joint according to the present invention in the case of a ladle groove.
  • FIG. 5 is a diagram showing a brittle crack formed on each of the plate thickness front side and the plate thickness back side in the welded joint of the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing a mode in which plastic deformation occurs and a ductile fracture occurs in a region between two brittle cracks.
  • Figure 7 shows the propagation and stopping of a brittle crack.
  • (a) shows a mode in which plastic deformation occurred and ductile fracture occurred in the region between two brittle cracks.
  • (B) is a view showing a mode in which a brittle crack propagates to a certain extent and stops on the plate thickness front side and plate thickness back side.
  • Fig. 8 is a diagram showing a mode in which a brittle crack is generated in a joint portion where a high toughness weld layer does not exist, branches to the plate thickness surface side and plate thickness back side, propagates to some extent, and stops. .
  • FIG. 9 is a view showing an embodiment of the butt multi-pass weld joint of the present invention.
  • FIG. 10 is a view showing an embodiment in which two brittle cracks are generated in the welded joint of the present invention.
  • Fig. 11 is a diagram showing a mode in which plastic deformation occurred and a ductile fracture occurred in a region between two brittle cracks.
  • Figure 12 shows the propagation and stopping of a brittle crack.
  • A shows a mode in which plastic deformation occurred and ductile fracture occurred in the region between two brittle cracks, and (b) shows that the brittle crack propagates to some extent inside the welded joint and then stops. It is a figure which shows the mode to do
  • FIG. 13 is a view showing an embodiment of the butt multi-pass weld joint of the present invention.
  • FIG. 14 is a view showing a bear with a brittle crack formed in the welded joint of the present invention.
  • FIG. 15 is a diagram showing a mode in which a brittle crack propagates, a brittle crack branches, and plastic deformation occurs in a region between two brittle cracks, resulting in ductile fracture.
  • Figure 16 shows the propagation and stopping of a brittle crack. (a) The state where plastic deformation occurred and the ductile fracture occurred in the region between the two brittle cracks, and (b) stopped after the brittle crack propagated to some extent inside the welded joint. It is a figure which shows the mode to do The best form for carrying out the invention,
  • a welded joint was prepared using only one type of welding material, and a CCA specimen was prepared to evaluate the brittle crack propagation stopping performance (Ka) of the weld metal part.
  • the entire CCA test piece is cooled to 1 10 and one kind of welding material
  • the K a of the weld metal part produced using only this was obtained. The result is shown in Fig. 1 (see ⁇ in the figure).
  • welded joints were made using two types of welding materials. At that time, weld joints were prepared so that the welding paths formed by the two types of welding materials had the distribution specified in the present invention.
  • K a brittle crack propagation stopping performance
  • the difference in Ni content between the two types of welding materials used is 1% or more, indicated by ⁇ in the figure, and the difference in Ni content is less than 1% The case of is shown by mouth in the figure.
  • the present invention is based on the technical idea based on the above knowledge.
  • the C CA test method (Compact-Crack-Arrest test method) is a test method for quantitatively evaluating the brittle crack propagation stopping performance standardized by ASMTM and the like, and was performed as follows.
  • FIGS. 2 and 3 show the embodiment of the butt multi-pass welded joint of the present invention (hereinafter referred to as “welded joint of the present invention”) formed by welding the butt V groove of the steel sheet 1 by multi-pass. .
  • the weld joint 2 of the present invention shown in FIG. 2 has toughness superior to that of the weld layers 2 a 2 b and 2 c in the plurality of weld layers between the front weld layer 2 a and the back weld layer 2 b.
  • the high toughness weld layer 2 X is formed continuously over the width direction of the weld joint.
  • Each of the above weld layers has a weld pass 2 1 formed by one pass of welding.
  • the high toughness weld layer is formed by successively forming the weld pass 2i in the width direction of the weld joint using a weld material that has better toughness than the weld material that forms the other weld layers. .
  • a welding material containing a required amount of Ni is used as a welding material for forming another weld layer.
  • a welding material for forming a high toughness weld layer it is 1% by mass or more than the Ni amount of the above welding material.
  • a welding material containing a large amount of Ni is preferred. Under the same welding conditions as when forming other weld layers, A tough weld layer can be formed.
  • the high toughness weld layer may be a single layer or a multilayer formed by stacking two or more high toughness weld layers. At this time, two or more high toughness layers may be formed of the same welding material, or may be formed of a welding material with a different amount of Ni.
  • the high toughness weld layer may be formed by the same welding method as the welding method in which other weld layers are formed.
  • a high toughness weld layer can be formed in a predetermined region defined by the present invention by adjusting the Ni content of the welding material under normal welding conditions.
  • the structure of the high toughness weld layer is preferably a structure in which martensite transformation has not occurred.
  • a structure that has not undergone martensite transformation is desirable.
  • a high toughness weld layer having a toughness superior to the toughness of the other weld layers is formed between one layer or two layers or more. It is characterized by functioning as a fracture resistance layer that exists by sandwiching other weld layers and suppresses the propagation of brittle cracks inside the weld joint in the longitudinal direction of the weld joint.
  • the high toughness weld layer of the present invention may be a single layer or a multilayer formed by stacking two or more high toughness weld layers as described above.
  • the welded joint of the present invention is a butt welded steel plate having a thickness of 50 mm or more. If the height in the plate thickness direction from the groove bottom of the welded joint is 50 mm or more, multiple high-toughness weld layers are formed in the multiple weld layers with other weld layers in between. Thus, the above function of the high toughness welded layer can be fully exhibited.
  • the weld joint of the present invention may be a multi-pass weld joint, and can be applied to both large heat input welding and small heat input welding.
  • the function of the high toughness weld layer of the present invention can be more fully exhibited.
  • the groove shape of the steel plate is not limited to V-type, X-type, K-type, Le-type, etc. However, when forming a high toughness weld layer, it contains more Ni than ordinary welding materials, and expensive welding materials are used, so the smaller the groove width, such as X-type or K-type, is the surface of the welding cost. Is advantageous.
  • Fig. 4 shows the welded joint of the present invention in the case of a ladle groove. As shown in FIG. 4, the welded joint of the present invention can be applied to a lathe groove formed by vertically abutting a steel plate la to a steel plate 1, and steel plates having different thicknesses are also abutted. The welded joint of the present invention can also be applied to the formed die groove.
  • the high toughness weld layer is preferably continuously present in the longitudinal direction of the weld joint, but may be present intermittently. If a length of 200 mm or more is ensured in the longitudinal direction of the welded joint, the high toughness weld layer will function to suppress and stop the propagation of brittle cracks generated inside the welded joint. .
  • the high toughness weld layer is intermittently formed in the longitudinal direction of the welded joint, if the intermittent interval exceeds 400 mm, the crack that was initially generated propagates and is finally formed.
  • the length of a single crack may be 400 mm or more. If the crack length is 400 mm or more, the energy of the crack becomes excessive and the high toughness weld layer does not function sufficiently, so the intermittent interval in the longitudinal direction of the welded joint is 400 mm or less.
  • the toughness distribution in the plate thickness direction of the weld joint is such that the high toughness weld layer 2 X
  • the low toughness weld layer 2c exists above and below the high tough weld layer 2X.
  • brittle cracks are split into a brittle crack X on the plate thickness surface side and a brittle crack Y on the plate thickness back side. Propagated in the weld layer 2 c
  • the brittle crack X has both ends reaching the joint surface and the high toughness weld layer 2 X, and the brittle crack Y is still present in the weld layer 2c.
  • Both brittle cracks X and Y are cracks with a narrow width in the thickness direction. As a result, the stress intensity factor at the crack tip decreases, and the driving force for propagating the crack becomes small, so that the crack propagation tends to stop.
  • the brittle crack Y gradually propagates in the plate thickness direction.
  • Fig. 6 when the brittle crack Y propagates through the brittle fracture region of the weld layer 2 c and reaches the high toughness weld layer 2 X, the high toughness weld layer 2 X In the region Z between the brittle cracks X and Y, plastic deformation occurs, and the propagation energy of the brittle cracks X and Y is absorbed while ductile fracture occurs.
  • the brittle cracks X and Y stop when they propagate to some extent on the plate thickness front side and plate thickness back side.
  • a brittle crack occurs in a joint where no high toughness weld layer exists and it propagates in the length ⁇ direction of the welded joint, it encounters a high toughness weld path. , Branching to the plate thickness front side and plate thickness back side, propagating through each side and stopping to a certain extent, as described above, in the longitudinal direction of the welded joint, If a length of 200 mm or more is ensured, the high toughness welded layer will allow the brittle crack to branch to the plate thickness front side and plate thickness back side to suppress or stop propagation. Is possible.
  • the intermittent interval of the high toughness weld layer exceeds 400 mm, the length of one crack becomes 400 mm or more, and the energy of the crack becomes excessive. It becomes difficult to branch a brittle crack. Therefore, the intermittent interval of the high toughness weld layer is limited to 400 mm or less as described above.
  • Fig. 9 shows an embodiment of the butt multi-pass welded joint of the present invention (hereinafter referred to as the “welded joint of the present invention”) formed by welding the butt V groove of steel sheet 1 with multiple passes.
  • the weld path portion between the surface weld layer, 2a and the back surface weld layer 2b is inferior to that of the surrounding weld path portion. And 2 yr away from the welding path.
  • the presence of the weld pass portion 2 i and the presence of the weld pass portions 2 X r and 2 yr whose fracture toughness characteristics are inferior to the fracture toughness characteristics of the weld pass portion 2 i Even if a brittle crack occurs, the effect of suppressing and stopping the propagation of the crack appears.
  • the fracture resistance characteristics of the weld pass 2 i are better than those of the weld pass 2 xr and 2 yr, so the brittle crack is preceded by the weld path 2 X r and 2 yr. Propagation to the weld pass 2 i is delayed. Multiple brittle cracks propagate from the weld pass part 2 X r 2 yr to the surrounding weld pass part 2 i, but the brittle crack is a narrow crack in the plate thickness direction of the welded joint. The stress intensity factor at the crack tip decreases, and the driving force that propagates the crack becomes smaller, making it easier to stop.
  • Figure 12 shows how a brittle crack propagates in the longitudinal direction of the welded joint and stops.
  • Fig. 1 2 (a) is the same force as Fig. 1 1 Fig. 1 2 (b)
  • the ductile fracture region Z is formed between the brittle crack X and the brittle crack Y, which shows the propagation stop state of the brittle crack XY in the longitudinal direction of the welded joint, and the propagation energy of the brittle crack is absorbed. Because the brittle crack X
  • Y can not continue to propagate the welded joint in the longitudinal direction, will stop. As a result, the brittle fracture of the welded joint can be prevented and the welded structure can be prevented from breaking.
  • the weld pass portion that breaks preferentially when a sudden or shock stress is applied to the inside of the multi-pass weld joint (the fracture resistance characteristic is higher than that of the surrounding weld pass portion). Inferior) are placed apart from each other ⁇
  • the welded joint of the present invention is a butt welded steel sheet having a thickness of 50 mm or more. If the height of the welded joint is 50 mm or more, there are two or more weld pass portions between the surface weld layer and the back surface weld layer whose fracture resistance characteristics are inferior to those of the surrounding weld pass portions. Decentralized placement with appropriate spacing In addition, the effect based on the interaction of the weld pass parts with different fracture toughness characteristics can be fully extracted.
  • the effect of the present invention is more fully exhibited when the thickness of the steel plate is 70 mm or more.
  • Two or more weld pass sections that have fracture resistance characteristics that are inferior to the fracture resistance characteristics of the surrounding weld pass sections are necessary to make the brittle cracks complexly branch inside the weld joint.
  • the number of weld passes with inferior fracture resistance is preferably 1 Z 3 of the total number of passes.
  • the welding pass portion may be formed by one pass or a plurality of passes.
  • the weld joint of the present invention may be a multi-pass weld joint, and can be applied to both adult heat welding and small heat input welding.
  • the groove shape of the steel sheet is not limited to V-type, X-type, K-type, Le-type, etc.
  • the welded joint In order to propagate a brittle crack in a welded joint in a complicated manner, the welded joint needs to have a certain extent in the width direction. In addition, considering that the mechanical properties of the plate can be used to suppress and stop the propagation of brittle cracks, an X groove is desirable and
  • the weld pass portion having a low fracture resistance characteristic is usually formed continuously in the longitudinal direction of the welded joint, but may be formed intermittently. Rather, intermittent formation is desirable for the following reasons.
  • a weld path with inferior fracture resistance characteristics is naturally inferior to the surrounding weld path, so it has a high possibility of becoming a fracture occurrence area.
  • the length of the weld pass portion in the longitudinal direction of the weld joint is preferably 100 mm or more. If the length of the weld joint in the longitudinal direction of the weld joint is 100 mm or more, brittle cracks can be easily branched.
  • the length in the longitudinal direction of the weld joint at the weld pass with low fracture resistance characteristics is preferably 100 mm or more and 400 mm or less.
  • the distance in the longitudinal direction of the weld joint of the weld pass with inferior fracture resistance is 200 mm or more, there is a high possibility that the other weld pass will stop brittle cracks. If it exceeds 0 mm, a brittle crack generated in other weld passes propagates and may grow into a single brittle crack having a length of 400 mm or more.
  • the distance in the longitudinal direction of the weld joint between the weld pass portions having inferior fracture resistance characteristics is preferably 200 mm or more and 400 mm or less.
  • welding is performed with a Ni content 1% or more lower than the Ni content of the welding material used to form the surrounding weld pass.
  • a method of using materials and welding under the same welding conditions is simple and preferable.
  • the above method cannot be used if the welding material forming the surrounding weld path does not contain Ni, so in this case, a welding material with a high C content, Ti or A welding material that does not contain a microstructure refinement element such as B (all of them have low fracture resistance) may be used.
  • changing the welding conditions can reduce the fracture resistance characteristics of the weld pass.
  • a weld pass with inferior fracture resistance when forming a weld pass with inferior fracture resistance, if the heat input is 13% or more of the heat input when forming the surrounding weld pass, a large weld pass is formed. can do.
  • a weld pass portion is formed on the weld pass portion having a large thickness under the normal heat input condition or under a heat input condition lower than the normal heat input condition.
  • a weld pass portion having inferior fracture resistance characteristics may be formed by the same welding method as that for forming other weld pass portions.
  • the structure of the weld pass part is preferably a structure in which martensite transformation has not occurred.
  • the formation method is not limited to a specific method. For example, by using a welding material that is insufficiently dried, only the weld pass portion having inferior fracture resistance characteristics may be formed.
  • the welded joint of the present invention has excellent brittle crack propagation characteristics, and the welded structure having the welded joint of the present invention is less susceptible to brittle fracture.
  • Fig. 1 3 shows a book formed by welding butt V groove of steel plate 1 with multiple passes.
  • An embodiment of the butt multi-pass weld joint of the invention (hereinafter referred to as “the present invention weld joint”) is shown.
  • the weld pass portion 2 X s and the weld pass portion 2 ys cap expanded during solidification and / or transformation between the surface weld layer 2 a and the back surface weld layer 2 b.
  • the presence of the other weld pass portions 2 i and the presence of the expanded weld pass portions 2 xs and 2 ys combine to cause a brittle crack to occur inside the welded joint. , And the effect of suppressing and stopping the propagation is expressed.
  • weld pass 2 X s and weld pass 2 y s are expanded in the other weld pass 2 1, the weld pass 2 X s and weld pass 2 y s are
  • the propagation path of the brittle crack is parallel to the plate thickness direction of the welded joint. Since the residual stress distribution inside the welded joint is locally disturbed, the main stress does not act on the brittle crack in that part, and the brittle crack is affected by the disturbed residual stress distribution, and the thickness direction Does not propagate along.
  • the propagation path of the brittle crack is locally Since it is twisted away from the direction perpendicular to the force (thickness direction), the propagation path of the brittle crack is complicated.
  • a brittle crack propagates along a complicated propagation path that is kinked from the thickness direction, and as shown in Fig. 15, the brittle crack branches or branches during the propagation of the brittle crack ( In the figure, a ductile fracture region is partially formed between the brittle crack X and the brittle crack Y in X ′, Y ′).
  • a ductile fracture region is partially formed between the brittle crack X and the brittle crack Y in X ′, Y ′).
  • Bifurcated brittle cracks X 'and Y' are also generated by kinking from the plate thickness direction of the welded joint, and become narrow buried cracks. The driving force that propagates the crack becomes smaller, and it becomes easier to stop.
  • the welded joint of the present invention forms a distorted residual stress distribution inside the joint, thereby complicating the propagation path of the brittle crack, thereby making it easier to absorb the propagation energy of the brittle crack.
  • it is characterized by inhibiting and stopping the propagation of brittle cracks in the longitudinal direction of welded joints.
  • Figure 16 shows how a brittle crack propagates in the longitudinal direction of the welded joint and stops.
  • Fig. 16 (a) shows the welded joint shown in Fig. 15 with the split brittle cracks X 'and Y' omitted.
  • Fig. 16 (b) shows the propagation and stopping modes of the brittle cracks X and Y in the longitudinal direction of the welded joint.
  • a ductile fracture zone Z is formed between the brittle crack X and the brittle crack Y, and the propagation energy of the brittle crack is absorbed. As a result, brittle cracks X and Y cannot continue to propagate through the welded joint and stop.
  • the weld joint of the present invention is obtained by butt welding steel plates. And if there is enough welded joint thickness to form multi-layer welding, surface welding Between the weld layer and the back surface weld layer, expands during solidification and / or transformation, applies compressive stress to the surrounding weld path, and locally disturbs residual stress (hereinafter referred to as “expanded weld path”) 2) or more can be distributed at appropriate intervals, and the brittle crack propagation suppression / stopping effect based on the disturbed residual stress distribution can be fully exploited.
  • Two or more expansion weld passes are required to disturb the residual stress distribution inside the welded joint.
  • the number of expansion weld passes exceeds 1 Z 2 of the total number of passes forming the weld pass, the residual stress due to the expansion weld pass becomes dominant, and conversely, the residual stress inside the weld joint The degree of turbulence in the stress distribution is reduced, making it difficult to obtain a brittle crack propagation suppression / stop effect.
  • the number of expansion welding passes is preferably about 1 Z 3 of the total number of passes.
  • the welding pass part may be formed by one pass or may be formed by several passes.
  • the weld joint of the present invention may be a multi-pass weld joint, and can be applied to both large heat input welding and small heat input welding.
  • the groove shape of the steel plate is not limited to V-type, X-type, K-type, Le-type, etc.
  • the welded joint needs to expand to some extent in the width direction.
  • the expansion welding pass portion may be formed continuously in the longitudinal direction of the weld joint, or may be formed intermittently. Rather, it is preferable to form intermittently because the effect of suppressing and stopping the brittle crack propagation due to the disturbance of the residual stress distribution can be more significantly brought out.
  • the length of the weld pass portion in the longitudinal direction of the weld joint is 100 mm. The above is preferable. If the length of the weld joint in the longitudinal direction of the weld joint is 100 mm or more, the residual stress distribution is locally disturbed, and a brittle crack propagation suppression / stop effect can be ensured.
  • the expansion weld pass portion is formed intermittently, if the distance between the weld pass portions in the longitudinal direction of the weld joint exceeds 400 mm, the length of propagation of the brittle cracks becomes too long. It is not preferable.
  • the distance in the longitudinal direction of the weld joint of the expansion welding pass portion is preferably 400 mm or less.
  • the expansion weld path that affects the surrounding compressive residual stress is formed using a welding material whose transformation temperature is on the low temperature side.
  • the transformation temperature of the welding material is not particularly limited, but in order to make the brittle crack propagation restraint and stop effect remarkably exhibited, the weld metal is subjected to a formaster test, and during the cooling process, 40 A welding material exhibiting a transformation temperature of 0 or less is preferred.
  • a welding material having a large amount of Ni has a transformation temperature on the low temperature side, and in this respect, it is preferable as a welding material for forming an expansion welding pass portion.
  • the transformation temperature varies greatly depending on the chemical composition. Therefore, it is necessary to select an appropriate welding material after measuring the transformation temperature.
  • welding materials with a large amount of Ni are also welding materials that are prone to hot cracking. Therefore, when using these welding materials, it is necessary to select appropriate welding conditions.
  • the means for applying a compressive residual stress to the surrounding weld path and forming local disturbance of the residual stress distribution is expanded during solidification and / or transformation.
  • Compressive residual stress is applied to the surrounding weld path, and the local residual stress distribution turbulence can be formed only by forming the weld path with the welding material to be welded. Any means may be used.
  • a specific welding pass part is subjected to piecing and sonication, and even if a compressive residual stress is locally formed, the same as when an expansion weld path part is formed
  • the m-crack propagation suppression / stop effect can be obtained.
  • the welded joint of the present invention has excellent brittle crack propagation characteristics, and the molten structure having the welded joint of the present invention is less susceptible to brittle fracture.
  • the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention is not limited to this one condition example.
  • the specific welding pass is a welding pass that forms a tough weld layer.
  • the specific welding pass is a welding pass that forms a weld pass with inferior fracture resistance.
  • the specific welding pass is a welding pass in which the residual stress is changed. From Table 8, in the invention examples of No .:! To 8, the length of the brittle crack is short even if it propagates. , You can see that it has stopped immediately. Industrial applicability
  • a steel plate particularly, a thickness of 5 O mm or less.
  • the present invention has great applicability in the field of construction of welded structures.

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Abstract

鋼板の突合せ多パス溶接継手において、表面溶接層と裏面溶接層の間に、材質特性が、周囲の材質特性と異なり、脆性き裂の伝播を抑制して停止させる機能を有する溶接層内で溶接パス部のいずれかが、一つ又は二つ以上、相互に離間して存在することを特徴とする耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。

Description

明 細 書 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 技術分野
本発明は、 溶接継手内部に発生した脆性き裂の伝播を抑制するか 又は止める特性、 即ち、 耐脆性き裂伝播特性に優れた多パス突合せ 溶接継手と、 該溶接継手を有する溶接構造体に関する。 背景技術
鋼板を溶接して溶接構造体を建造する場合、 建造コス 卜の低減や 、 溶接施工能率の向上のため、 通常、 大入熱溶接方法を用いるが、 大人熱溶接方法で形成した溶接継手においては、 溶接熱影響部 (以 下 「H A Z部」 という ことがある) の靭性が低下するし、 また、 H A Z部の幅が増大して、 破壊靭性値 K c (脆性破壊に係る指標) も 低下する。 '
溶接継手の破壊は、 溶接時に形成された欠陥に応力が集中して、 該欠陥を起点にき裂が発生し、 このき裂が、 継手内部を伝播して起 きる。 溶接継手の破壊靭性値 K cが低いと、 き裂が発生し易く、 か つ、 き裂の伝播は速いので、 突発的に、 溶接継手の破壊が起きるこ とになる。 即ち、 溶接継手が脆性破壊する。
溶接継手の脆性破壊を防止するためには、 ( i ) き裂の発生を抑 制する、 及び、 (i i ) 発生したき裂の伝播を抑制するか又は止める ことが必要である。
そのため、 これまで、 溶接部において靭性を確保する溶接方法が 、 数多く提案されている。
例えば、 厚手大径溶接鋼管の溶接方法であるが、 X開先において 、 初層を、 M I G溶接で溶接し、 その後、 表層と裏層を、 サブマー ジ溶接で溶接して、 板厚全体を溶接する溶接方法が提案されている (特開昭 5 3 — 1 3 0 2 4 2号公報、 参照) 。
上記溶接方法は、 M I G溶接の際、 サブマージ溶接で用いる溶接 ワイヤより N i量が多い溶接ワイヤを用い、 溶接割れが発生し易く 、 靭性の確保が困難な初層溶接部において、 サブマージ溶接部と同 等の靭性を確保し、 溶接部の板厚方向における靭性分布を平坦にす るものである力 そのために、 N i を多量に含む高価な溶接ワイヤ を、 M I G溶接部に使用せざるを得ないという難点がある。
そこで、 本出願人は、 上記 ( i ) の観点に立ち、 破壊靭性値 Kc を充分に高める手法を見出し、 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱 突合せ溶接継手を提案し (特開 2 0 0 5— 1 4 4 5 5 2号公報、 及 び、 特開 2 0 0 6— 0 8 8 1 8 4号公報、 参照) 、 また、 破壊靭性 値 Kcに基いて、 大入熱突合せ溶接継手の耐脆性破壊発生特性を適 確に検証する検証方法を提案した (特開 2 0 0 6 - 0 8 8 1 8 4号 公報、 参照) 。
本出願人が提案した上記溶接継手は、 脆性破壊が発生し難く、 溶 接構造物の安全性を高めることができる点で、 有用なものであり、 また、 上記検証方法は、 脆性破壊が発生し難い溶接継手を設計する 上で、 有用なものである。
しかし、 通常の応力負荷環境でき裂が発生しないように設計した 溶接継手においても、 突発的又は衝撃的な応力や、 不規則で複雑な 応力を受けて、 き裂が発生することがある。
従来、 板厚が 2 5 mm程度の TMC P鋼板の突合せ溶接継手にお いて、 脆性き裂は、 溶接継手内部の残留応力の作用により、 母材側 に逸れていくので、 母材の耐脆性き裂伝播特性を高めれば、 溶接継 手内部で発生した脆性き裂を母材に誘導して停止させることができ ると考えられていた。
例えば、 溶接部全体における残留応力を低減するため、 多量 (例 えば 1 1 % ) の N i を含む変態温度の低い溶接材料を部分的に用い 、 オーステナイ 卜からマルテンサイ 卜変態する溶接パスを利用する 溶接方法が提案されている (特開 2 0 0 0 - 0 3 3 4 8 0号公報、 参照) 。 しかし、 この溶接方法による溶接部は、 組織がマルテンサ イ ト組織であるので、 強度が極めて高く、 結局、 多量の N i を含有 する溶接部であっても、 N i を含有しない周辺溶接部より、 靭性が 低い場合が多い。
そして、' 近年、 溶接構造物の大型化や、 構造の簡素化に伴い、 設 計応力を高く設定することができることから使用され始めた高張力 厚鋼板の場合、 突合せ溶接継手で発生した脆性き裂は、 溶接継手の 破壊抵抗値の程度によっては、 母材側に逸れず、 H A Z部に沿って 伝播することが、 本発明者の破壊試験の結果、 判明した (溶接構造 シンポジウム講演概要集 2 0 0 6、 p . 1 9 5〜 2 0 2、 参照) 。 また、 本発明者は、 板厚が、 例えば、 7 0 mm以上の鋼板の場合 、 溶接継手には、 板厚方向に大きな靭性分布が形成され、 脆性き裂 が、 例え、 溶接継手に交差して補強板を隅肉溶接していても、 該補 強板で捕捉されず、 溶接金属部又は HA Z部に沿って伝播し、 溶接. 継手が破壊に至ることが判明した。
そこで、 本発明者は、 上記判明事実を踏まえ、 垂直部材の突合せ 溶接継手と水平部材の隅肉溶接維手が交差する領域の一部又は全部 を除去し、 補修溶接により、 圧縮残留応力を有する N i含有量 2. 5質量%以上の靭性に優れた溶接金属 (特開 2 0 0 5 — 1 1 1 5 2 0号公報、 参照) 、 又は、 ァレス ト性能 (Kc a 値) が 2 0 0 0 N /mmし 5以上の破壊靭性の優れた溶接金属 (特開 2 0 0 6 — 0 7 5 8 7 4号公報、 参照) を形成し、 脆性き裂が垂直部材の突合せ溶 接部の長手方向に沿って伝播した場合でも、 このき裂伝播方向を高 靭性又は高ァレス ト性能の溶接金属周囲に逸らし、 き裂伝播を、 水 平部材の母材部で停止させることができる脆性き裂伝播停止能に優 れた溶接継手及び溶接方法を提案した。
これらの方法は、 主に 1パス大人熱突合せ溶接継手において、 F L (溶接金属と母材熱影響部との境界) に沿って伝播するき裂を、 アレス ト性能が高い鋼板側に逸らして母材内で停止させることによ り、 突合せ溶接継手の安全性を向上するものである。
しかし、 本発明者は、 多層盛突合せ溶接継手の大型破 試験の結 から、 多層盛突合せ溶接継手では、 き裂が溶接金属内部で伝播す るため、 従来の 1パス大入熱突合せ溶接継手で有効であ た方法を 用しても、 多層盛突合せ溶接継手では十分な効果が得られないこ とを確認した。
このため、 板厚 5 0 m m以上の 板の多層盛突合せ溶 継手にお いて発生した脆性き裂を確実に停止し、 突合せ溶接継手の大規模損 を回避する技術が必要である 発明の開示
本発明は、 鋼板、 特に、 板厚 5 0 m m以上の鋼板を多パスで突合 せ溶接する際、 溶接継手に、 万一、 脆性き裂が発生しても、 脆性き 裂が溶接継手の長手方向に伝播し難く、 かつ、 伝播してもいずれ停 止する特性、 即ち、 耐脆性き裂伝播特性に優れた溶接継手を形成す ること.を課題とする。 そして、 本発明は、 上記課題を解決し、 耐脆 性き裂伝播特性に優れた溶接継手、 及び、 該溶接継手を有する溶接 構造体を提供することを目的とする。
本発明者は、 上記判明事実を踏まえ、 上記課題を解決する手法に ついて鋭意研究した。 その結果、 (w ) 多パス溶接継手の表面溶接 裏面溶接層の間に、 周囲の材質特性と異なる特性を有する溶接 は溶接パス部を一つ又は二つ以上、 相互に離間して配置して、 継手の板厚方向における靭性分布を分断、 又は、 部分的に分断 と、 溶接継手内部に脆性き裂が発生しても、 その溶接継手の長 手方向における伝播を抑制 て止めることができることを見いだし た。
具体的には、 以下のとおりである
( X ) 突き合せ多パス溶接継手において、 表面溶接層と裏面溶接 層の間に、 靭性が他の溶接層より優れた溶接層を一つ以上、 相互に 離間して配置して、 溶接継手の板厚方向における靱性分布を分断し ておけば、 上記溶接層が、 破壊抵抗層として機能し、 溶接継手内部 に脆性き裂が発生しても、 その溶接継手の長手方向における伝播が 抑制されて停止する。
( y ) 突き合せ多パス溶接継手において、 表面溶接層と裏面溶接 層の間に、 破壊抵抗特性が、 周囲の溶接金属の破壊抵抗より低い溶 接金属の溶接パス部を、 二つ以上、 相互に離間して配置して、 溶接 継手の板厚方向における靱性分布を部分的に分断しておけば、 溶接 継手内部に脆性き裂が発生しても、 その溶接継手の長手方向におけ る伝播が抑制されて停止する。
( z ) 突き合せ多パス溶接継手において、 表面溶接層と裏面溶接 層の間に、 凝固時及び Z又は変態時に膨張した溶接パス部を、 二つ 以上、 相互に離間して配置して、 溶接継手の板厚方向における靱性 分布を部分的に分断し、 溶接継手内部の残留応力分布を局所的に複 雑化しておけば、 溶接継手内部に脆性き裂が発生しても、 その溶接 継手の長手方向における溶接継手の長手方向における伝播が抑制さ れて停止する。
本発明は、 上記知見 (w ) 〜 ( z ) に基づいてなされたもので、 その要旨は以下のとおりである。
( 1 ) 鋼板の突合せ多パス溶接継手において、 表面溶接層と裏面 溶接層の間に、 材質特性が、 周囲の材質特性と異なり、 脆性き裂の 伝播を抑制して停止させる機能を有する溶接層及び溶接パス部のい ずれかが、 一つ又は二つ以上相互に離間して存在することを特徴と する耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 2 ) 前記鋼板が、 板厚 5 0 mm以上の鋼板であり、 かつ、 前記 溶接が、 他の溶接層の靭性より優れる靭性を有することを特徴とす る前記 ( 1 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶 接継手。
( 3 ) 前記溶接層が、 複数回の溶接パスにより、 溶接金属部が、 溶接継手の幅方向に、 連続的に形成された溶接層であることを特徴 とする前記 ( 2 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パ ス溶接維手。
( 4 ) 前記溶接層が、 溶接継手の厚み方向に、 複数の溶接層を積 層したものであることを特徴とする前記 ( 2 ) 又は ( 3 ) に記載の 耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 5 ) 前記溶接層が、 他の溶接層を形成する溶接材料の N i 量よ り 1 %以上多い N i量の溶接材料で形成した溶接層であることを特 徴とする前記 ( 2 ) 〜 ( 4 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特 性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 6 ) 前記溶接層が、 他の溶接層を形成した溶接方法と同じ溶接 方法で形成した溶接層であることを特徴とする前記 ( 5 ) に記載の 耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 7 ) 前記溶接層の組織が、 マルテンサイ ト変態が起きていない 組織であることを特徴とする前記 ( 5 ) 又は ( 6 ) に記載の耐脆性 き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。 ( 8 ) 前記溶接層が、 溶接継手の長手方向において連続して存在 することを特徴とする前記 ( 2 ) 〜 ( 7 ) のいずれかに記載の耐脆 性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 9 ) 前記溶接層が、 溶接継手の長手方向において断続して存在 することを特徴とする前記 ( 2 ) 〜 ( 8 ) のいずれかに記載の耐脆 性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 1 0 ) 前記溶接層の溶接継手の長手方向における長さが、 2 0 0 mm以上であることを特徴とする前記 ( 9 ) に記載の耐脆性き裂 伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 1 1 ) 前記溶接層の溶接継手の長手方向における断続間隔が、 4 0 0 mm以下であることを特徴とする前記 ( 7 ) 又は ( 8 ) に記 載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 1 2 ) 前記鋼板が、 板厚 5 0 mm以上の鋼板であり、 かつ、 前 記溶接パス部が、 周囲の溶接パス部の破壊抵抗特性より劣る破壊抵 抗特性を有することを特徴とする前記 ( 1 ) に記載の耐脆性き裂伝 播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 1 3 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の形成 に必要な全パス数の 1 / 3以下の数、 存在することを特徴とする前 記 ( 1 2 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
( 1 4 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の板厚 方向に、. 相互に離間して存在することを特徴とする前記 ( 1 2 ) 又 は ( 1 3 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
( 1 5 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の長手 方向に連続して存在することを特徴とする前記 ( 1 2 ) 〜 ( 1 4 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
( 1 6 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の長手 方向に断続して存在することを特徴とする前記 ( 1 2 ) 〜 ( 1 4 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
( 1 7 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部の溶接継手の長手方 向における長さが 1 0 0 mm以上 4 0 0 mm以下であることを特徴 とする前記 ( 1 6 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多 パス溶接継手。
( 1 8 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の長手 方向において、 2 0 0 mm以上 4 0 0 m m以下の間隔で断続して存 在することを特徴とする前記 ( 1 6 ) 又は ( 1 7 ) に記載の耐脆性 き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継 0
( 1 9 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 1回 、 又は、 複 数回のパスで形成されたものである とを特徴とする前記 ( 1 2 )
〜 ( 1 8 ) のいずれかに記載の耐脆性さ裂伝播特性に優れた突合せ 多パス溶接継手。
( 2 0 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 他の溶接パス部 を形成する溶接材料の N i 量より 1 %以上少ない N i 量の溶接材料 で形成した溶接パス部であることを特徴とする前記 ( 1 2 ) 〜 ( 1 9 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス 溶接継手。
( 2 1 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 他の溶接パス部 を形成した溶接方法と同じ溶接方法で形成した溶接層であることを 特徴とする前記 ( 2 0 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合 せ多パス溶接継手。
( 2 2 ) 前記他の溶接パス部の組織が、 マルテンサイ ト変態が起 きていない組織であることを特徴とする前記 ( 2 0 ) 又は ( 2 1 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 2 3 ) 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 後続の溶接パス 部の熱により焼戻されていないことを特徴とする前記 ( 1 2 ) 〜 ( 2 2 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パ ス溶接継手。
( 2 4 ) 前記溶接パス部が、 凝固時及び 又は変態時に膨張した ものであり、 溶接継手内部の残留応力分布が局所的に複雑化してい ることを特徴とする前記 ( 1 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れ た突合せ多パス溶接継手。
( 2 5 ) 前記膨張した溶接パス部が、 低温で変態する溶接材料で 形成されたものでることを特徴とする前記 ( 2 4 ) に記載の耐脆性 き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 2 6 ) 前記変態の温度が 4 0 0で以下であることを特徴とする 前記 ( 2 5 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶 接継手。
( 2 7 ) 前記変態がマルテンサイ ト変態であることを特徴とする 前記 ( 2 5 ) 又は ( 2 6 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突 合せ多パス溶接継手。 '
( 2 8 ) 前記溶接材料の N i 量が、 他の溶接パス部を形成する溶 接材料の N i 量より 1質量%以上多いことを特徴とする前記 ( 2 5 ) 〜 ( 2 7 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合 せ多パス溶接継手。
( 2 9 ) 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の形成に必要な全 パス数の 1 2以下の数、 存在することを特徴とする前記 ( 2 4 ) 〜 ( 2 8 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ 多パス溶接継手。 ( 3 0 ) 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の板厚方向に、 相 互に離間して存在することを特徴とする前記 ( 2 4 ) 〜 ( 2 9 ) の いずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継 手。
( 3 1 ) 前記膨張した溶接パス部が、 1回、 又は、 複数回のパス で形成されたものであることを特徴とする前記 ( 2 4 ) 〜 ( 3 0 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
( 3 2 ) 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の長手方向に連続 して存在することを特徴とする前記 ( 2 4 ) 〜 ( 3 1 ) のいずれか に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 3 3 ) 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の長手方向に断続 して存在することを特徴とする前記 ( 2 4 ) 〜 ( 3 1 ) のいずれか に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 3 4 ) 前記膨張した溶接パス部の溶接継手の長手方向における 長さが 1 0 0 mm以上であることを特徴とする前記 ( 3 3 ) のいず れかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
( 3 5 ) 前記膨張した溶接パス部が、 4 0 0 mm以下の間隔で、 溶接継手の長手方向に断続して存在することを特徴とする前記 ( 3 3 ) 又は ( 3 4 ) に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パ ス溶接継手。
( 3 5 ) 前記膨張した溶接パス部が、 後続の溶接パス部の熱によ り焼戻されていないことを特徴とする前記 ( 2 4 ) 〜 ( 3 5 ) のい ずれかに記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手
( 3 7 ) 上記 ( 1 ) 〜 ( 3 6 ) のいずれかに記載の耐脆性き裂伝 播特性に優れた突合せ多パス溶接継手を有することを特徴とする溶 接構造体。
本発明によれば 、 鋼板、 特に 、 板厚 5 0 m m以上の鋼板の多パス 突合せ溶接において 、 耐脆性き裂伝播特性に優れた溶接継手を形成 することができ、 その結果、 鋼板、 特に、 板厚 5 0 m m以上の鋼板 を用いて、 耐脆性さ裂伝播特性に優れた溶接構造体を建造すること ができる。 図面の簡単な説明
図 1 は、 本発明の基礎をなす C C A試験の結果を示す図である。 図 2 は、 本発明の突合せ多パス溶接継手の一態様を示す図である 図 3 は、 本発明の突合せ多パス溶接継手の別の態様を示す図であ る。
図 4は 、 レ型開先の場合の本発明溶接 _継手を示す図である 図 5は 、 本発明の溶接継手において、 板厚表面側と板厚裏面側の それぞれに、 脆性き裂が生成した態様を示す図 ある。
図 6は 、 2本の脆性き裂間の領域で、 塑性変形が生じ、 延性破壊 した態様を示す図である。
図 7 は 、 脆性き裂の伝播、 停止を示す図での 。 ( a ) は 、 2本 の脆性き裂間の領域で、 塑性変形が生じ、 延性破壊した態様を示し
、 ( b ) は、 板厚表面側及び板厚裏面側において、 脆性き裂が、 あ る程度伝播し、 停止する態様を示す図である
図 8 は 、 高靭性溶接層が存在しない継手部分に、 脆性き裂が発生 してち、 板厚表面側及び板厚裏面側に分岐してある程度伝播し、 停 止する態様を示す図である。
図 9 は、 本発明の突合せ多パス溶接継手の一態様を示す図である 図 1 0 は、 本発明の溶接継手において、 2本の脆性き裂が生成し た態様を示す図である。
図 1 1 は、 2本の脆性き裂の間の領域で、 塑性変形が生じ、 延性 破壊した態様を示す図である。
図 1 2 は、 脆性き裂の伝播、 停止を示す図である。 ( a ) は、 2 本の脆性き裂の間の領域で、 塑性変形が生じ 、 延性破壊した態様を 示し 、 ( b ) は、 溶接継手内部で 、 脆性き裂が、 ある程度伝播した 後、 停止する態様を示す図である
図 1 3 は、 本発明の突合せ多パス溶接継手の一態様を示す図であ る。
図 1 4は、 本発明の溶接継手において、 脆性き裂が生成した熊様 を示す図であ 。
図 1 5は、 脆性き裂が伝播し 、 脆性き裂が分岐し、 かつ、 2本の 脆性き裂の間の領域で、 塑性変形が生じ、 延性破壊した態様を示す 図である。
図 1 6 は、 脆性き裂の伝播、 停止を示す図である。 ( a ) ま 、 2 本の脆性き裂の間の領域で、 塑性変形が生じ、 延性破壊した態様を 示し、 ( b ) は、 溶接継手内部で、 脆性き裂が、 ある程度伝播した 後、 停止する態様を示す図である 発明を実施するための最良の形 、
本発明について、 図面に基づいて説明する。
1 ) まず 、 本発明の技術思想について、 次の実験結果に基づぃて 説明する。
1種類の溶接材料のみを用いて溶接継手を作製し 、 溶接金属部の 脆性き裂伝播停止性能 (K a ) を評価するため、 C C A試験片を作 製した。 C C A試験片全体を一 1 0でに冷却し、 1種類の溶接材料 のみを用いて作製した溶接金属部の K aを求めた。 その結果を、 図 1 に示す (図中、 ·印、 参照) 。
次に、 2種類の溶接材料を用いて溶接継手を作製した。 その際、 2種類の溶接材料によって形成される溶接パス同士が, 本発明で規 定する分布をなすように、 溶接継手を作製した。 溶接金属部の脆性 き裂伝播停止性能 (K a ) を評価するため、 C C A試験片を作製し た。 C C A試験片全体を、 一 1 0でに冷却し、 C C A試験法で K a を求めた。 その結果を、 図 1 に、 併せて示す。
用いた溶接材料の N 1 量が異なるので、 用いた 2種類の溶材の N i 含有量の差が 1 %以上の場合を、 図中、 〇で示し、 N i含有量の差 が 1 %未満の場合を、 図中、 口で示した。
図 1から、 ( i ) 異なる N i量の溶接材料を用いて作製した溶接 継手の K aは、 高 N i量を含有する溶接材料のみを用いて作製した 溶接継手の K aより も優れていることが解り、 また、 (ii) K a値 の異なる溶接パスを配置することにより、 溶接パスが有する K a値 以上の性能が発現することが解った。
本発明は、 上記知見に基づく技術思想を基礎とするものである。 なお、 C C A試験法 (Compact- Crack- Arrest試験法) は、 A S T Mなどで規格化されている脆性き裂伝播停止性能を定量的に評価す る試験方法であり、 次のように行った。
溶接金属部分の中央部に、 試験片中央、 即ち、 切欠き部が一致す るように、 試験片を加工し、 試験片全体を冷却槽に入れて、 所定の 温度、 ここでは、 — I O に冷却し、 楔を介して、 試験片に荷重を かける。
試験片端部に取り付けた変位計で、 試験片の切欠き先端に負荷さ れている K値を算定する。
切欠き先端で脆性き裂が発生し, き裂が伝播すると、 き裂伝播距 離に応じて、 き裂先端の K値は低下する。 即ち、 脆性き裂伝播停止 特性である K a値まで、 試験片のき裂先端の K値が低下した時点で 、 脆性き裂が停止するので、 き裂が停止した時点のき裂長さと、 そ の時の試験片変位量から K値を計算し、 K a値として評価する。
2 ) 次に、 前記 ( 2 ) ( 1 1 ) の発明について説明する。 図 2 及び図 3 に、 鋼板 1 の突合せ V開先を多パスで溶接して形成した本 発明の突合せ多パス溶接継手 (以下、 「本発明溶接継手」 という) の態様を示す。 .
図 2 に示す本発明溶接継手 2 においては 表面溶接層 2 a と裏面 溶接層 2 bの間の複数の溶接層の中に、 溶接層 2 a 2 b及び 2 c の靭性より優れた靭性を備える高靭性溶接層 2 Xが 溶接継手の幅 方向にわたり連続して形成されている。
図 3 に示す本発明溶接継手 2 においては 表面溶接層 2 a と裏面 溶接層 2 bの間の複数の溶接パス部の中に 溶接層 2 a 2 b及び
2 c の靭性より優れた靭性を備える高靭性溶接層 2 Xと 2 y力 間 に、 溶接層 2 c を挟んで形成されている。 のように 、 高靱性溶接 層を二層以上形成する場合は、 高靭性溶接層の間に 他の溶接層を 挟んで形成する。
上記の各溶接層は、 1パスの溶接で形成される溶接パス部 2 1 が
、 複数個、 溶接継手の幅方向に連なったものである o
高靭性溶接層は、 他の溶接層を形成する溶接材料より も靭性が優 れた溶接材料を用いて、 溶接パス部 2 i を 順次 溶接継手の幅方 向に連続して形成したものである。
通常、 他の溶接層を形成する溶接材料として、 N i を所要量含有 する溶接材料を用いるが、 高靭性溶接層を形成する溶接材料として は、 上記溶接材料の N i 量より 1質量%以上多く N i を含有する溶 接材料が好ましい。 他の溶接層を形成する時と同じ溶接条件で、 高 靭性溶接層を形成することができる。
高靭性溶接層は、 単層でもよいし、 2以上の高靭性溶接層を重ね て形成した重層でもよい。 この時、 2以上の高靭性層を、 同じ溶接 材料で形成してもよいし、 また、 N i 量を変えた溶接材料で形成し てもよい。
また、 高靭性溶接層を、 他の溶接層を形成した溶接方法と同じ溶 接方法で形成してもよい。
特開昭 5 3 — 1 3 0 2 4 2号公報には、 前述したように、 厚手大 径溶接鋼管の X開先部を溶接する際、 初層を、 M I G溶接で溶接し 、 その後、 表層と裏層を、 サブマージ溶接で溶接して、 板厚全体を 溶接する溶接方法において、 M I G溶接に用いる溶接ワイヤの N 1 量を、 サブマージ溶接で用いる溶接ワイヤの N i 量より多くする技 術が開示されている。
これは、 初層で溶接割れが発生し易く、 靭性の確保が困難である ために、 N i 量の多い溶接ワイヤを用いることで、 サブマージ溶接 部と同等の靭性を確保し、 溶接部の板厚方向における靭性分布を平 坦にするものであり、 本発明の技術思想とは、 基本的に異なるもの である。
なお、 本発明溶接継手は、 通常の溶接条件の下で、 溶接材料の N i 含有量を調整することにより、 本発明で規定する所定領域に高靱 性溶接層を形成することができる。 高靭性溶接層の組織は、 マルテ ンサイ ト変態が起きていない組織であることが好ましい。
特開 2 0 0 0 — 0 3 3 4 8 0号公報には、 前述したように、 溶接 部全体における残留応力を低減するため、 多量 (例えば 1 1 % ) の N 1 を含む変態温度の低い溶接材料を部分的に用い、 オーステナイ 卜からマルテンサイ ト変態する溶接パスを利用する溶接方法が提案 されている。 しかし、 この溶接方法による溶接部は、 組織がマルテンサイ ト組 織であるので、 強度が極めて高く、 結局、 多量の N i を含有する溶 接部であっても、 N i を含有しない周辺溶接部より、 靭性が低い場 合が多い。 したがって、 本発明においては、 多量の N i 量を含有す る場合でも、 マルテンサイ ト変態をしていない組織が望ましい。 本発明溶接継手は、 表面溶接層と裏面溶接層間の複数の溶接層の 中に、 他の溶接層の靭性より優れた靭性を備える高靭性溶接層が、 一層、 又は、 二層以上、 間に他の溶接層を挟んで存在し、 溶接継手 内部に発生した脆性き裂の溶接継手の長手方向での伝播を抑制して 止める破壊抵抗層として機能することが特徴である。
本発明の高靭性溶接層は、 単層でもよいし、 前述したように、 2 以上の高靱性溶接層を重ねて形成した重層でもよい。
なお、 本発明の高靱性溶接層が、 溶接継手内部に発生した脆性き 裂の伝播を抑制して止める機構については、 後述する。
本発明溶接継手は、 板厚 5 0 m m以上の鋼板を突合せ溶接したも のである。 溶接継手の開先底部からの板厚方向の高さが 5 0 m m以 上あれば、 複数の溶接層の中に、 複数の高靭性溶接層を、 間に、 他 の溶接層を挟んで形成して、 高靭性溶接層の上記機能を充分に発揮 せしめることができる。
本発明溶接継手は、 多パス溶接継手であればよく、 大入熱溶接で も小入熱溶接でも適用が可能である。
なお、 鋼板の板厚が 7 0 m m以上の場合に、 本発明の高靭性溶接 層の機能をより充分に発揮させることができる。
鋼板の開先形状は、 V型、 X型、 K型、 レ型などに限定されない 。 しかし、 高靱性溶接層を形成する際、 一般の溶接材料より N i を 多く含有し、 高価な溶接材料を用いるので、 X型や K型など、 開先 幅が小さいほうが、 溶接コス トの面で有利である。 図 4に、 レ型開先の場合の本発明溶接継手を示す。 図 4に示すよ うに、 鋼板 1 に、 鋼板 l a を垂直に突き合わせて形成したレ型開先 にも、 本発明溶接継手を適用することができるし、 また、 板厚が異 なる鋼板を突き合わせて形成したレ型開先にも、 本発明溶接継手を 適用することができる。
高靭性溶接層は、 溶接継手の長手方向に連続して存在することが 望ましいが、 断続的に存在していてもよい。 溶接継手の長手方向に おいて、 2 0 0 m m以上の長さが確保されていれば、 高靭性溶接層 は、 溶接継手内部に発生した脆性き裂の伝播を抑制して止める機能 を発揮する。
ただし、 高靭性溶接層を、 溶接継手の長手方向に、 断続的に形成 する場合、 断続間隔が 4 0 0 m mを超えると、 初期に生成したき裂 が伝播して、 最終的に形成される一本のき裂の長が 4 0 0 m m以上 になる可能性がある。 き裂の長さが 4 0 0 m m以上になると、 き裂 が有するエネルギーが過大となり、 高靭性溶接層が充分に機能しな いので、 溶接継手の長手方向における断続間隔を 4 0 0 m m以下に 限定する。
ここで、 本発明の高靭性溶接層が、 溶接継手内部に発生した脆性 き裂の伝播を抑制して止める機構を、 図 5〜 8 に基づいて説明する
[ 1 ] 高靭性溶接層が連続している場合
図 2 に示すように、 溶接継手を構成する溶接層 2 cの中に、 高靭 性溶接層 2 Xを配置することにより、 溶接継手の板厚方向における 靭性分布は、 高靭性溶接層 2 Xのところで、 急峻に変化するから、 上下に分断された形となる。 即ち、 図 2 に示す本発明溶接継手にお いては、 高靭性溶接層 2 Xを挟み、 上下に、 低靱性の溶接層 2 cが 存在する。 溶接継手に、 例えば、 衝撃的な応力が作用すると、 高靭性溶接層
2 xは、 脆性破壊し難いから、 脆性き裂は、 図 5 に示すように、 板 厚表面側の脆性き裂 Xと板厚裏面側の脆性き裂 Yに分岐して生成し て、 それぞれの側で、 溶接層 2 c 中を伝播する。
図 5 において、 脆性き裂 Xは、 両端が、 継手表面と高靱性溶接層 2 Xに達していて、 脆性き裂 Yは、 まだ、 溶接層.2 c 中に存在して いるが、 2本の脆性き裂 X、 Yは、 ともに、 板厚方向に幅の狭いき 裂となる。 その結果、 き裂先端の応力拡大係数が低下して、 き裂を 伝播させる ドライ ビングフォースが小さくなるので、 き裂の伝播が 止まり易くなる。
脆性き裂 Yが、 徐々に、 板厚方向に伝播し、 図 6 に示すように、 溶接層 2 c の脆性破壊領域を伝播し高靭性溶接層 2 Xに達すると、 高靭性溶接層 2 Xにおける脆性き裂 X、 Y間の領域 Zで、 塑性変形 が生じ、 延性破壊しながら、 脆性き裂 X、 Yの伝播エネルギーを吸 収する。 その結果、 脆性き裂 X、 Yは、 図 7 ( b ) に示すように、 板厚表面側及び板厚裏面側において、 それぞれ、 ある程度伝播した ところで、 停止することになる。
[ 2 ] 高靭性溶接層が断続している場合
脆性き裂が停止する機構は、 上記 [ 1 ] の場合と同じである。 即 ち、 図 8 に示すように、 高靭性溶接層が存在しない継手部分に、 脆 性き裂が発生し、 溶接継手の長 ^方向に伝播しても、 高靭性溶接パ ス部に遭遇すると、 板厚表面側及び板厚裏面側に分岐して、 それぞ れの側を伝播し、 ある程度伝播したところで、 停止することになる 前述したが、 溶接継手の長手方向において、 高靭性溶接層の長さ を 2 0 0 m m以上確保すれば、 高靭性溶接層は、 脆性き裂を、 板厚 表面側及び板厚裏面側に分岐させ、 伝播を抑制するか又は止めるこ とが可能である。
ただし、 高靭性溶接層の断続間隔が 4 0 0 m mを超えると、 1 本 のき裂の長が 4 0 0 m m以上になり、 き裂が有するエネルギーが過 大となり、 高靭性溶接層で、 脆性き裂を分岐させることが難しくな る。 それ故、 高靭性溶接層の断続間隔は、 前述したように、 4 0 0 m m以下に限定する。
3 ) 次に、 前記 ( 1 2 ) 〜 ( 2 3 ) の本発明について説明する。 図 9 に、 鋼板 1 の突合せ V開先を多パスで溶接して形成した本発明 の突合せ多パス溶接継手 (以下 「本発明溶接継手」 という) の態様 を示す。
図 9 に示す本発明溶接継手 2 においては、 表面溶接層、 2 a と裏面 溶接層 2 bの間に、 破壊抵抗特性が、 周囲の溶接パス部の破壊抵抗 特性より劣る溶接パス部 2 X r と溶接パス部 2 y rカ^ 離れて存在 する。
本発明においては、 溶接パス部 2 i の存在と、 破壊靱性特性が、 溶接パス部 2 i の破壊靱性特性より劣る溶接パス部 2 X r 、 2 y r の存在が相俟って、 溶接継手内部に脆性き裂が発生しても、 その伝 播を抑制しかつ止める作用効果が発現する。
ここで、 この作用効果が発現する機構について説明する。
溶接継手に、 突発的又は衝撃的な応力が作用すると、 溶接継手内 部に分散して存在する溶接パス部 2 X r 、 2 y r (破壊抵抗特性が 、 周囲の溶接部より劣る) において優先的に破壊が起き、 脆性き裂 が、 周囲の溶接パス部 2 i へ伝播する。
この場合、 溶接パス部 2 i の破壊抵抗特性は、 溶接パス部 2 x r 、 2 y r の破壊抵抗特性より良好であるから、 脆性き裂は、 溶接パ ス部 2 X r 、 2 y r を先行的に伝播し、 溶接パス部 2 i への伝播は 遅れることになる。 結 溶接パス部 2 X r 2 y rから、 複数の脆性き裂が 周囲 の溶接パス部 2 i へ伝播するが 脆性さ裂は、 溶接継手の板厚方向 に幅の狭いさ裂となるので、 さ裂先端の応力拡大係数が低下して、 き裂を伝播させる ドライ ビングフォ一スが小さくなつて停止し易く なる
また、 図 1 0 に示" 5 ように 溶接パス部 2 x r及び 2 y rから、 それぞれ、 脆性き裂 X及び Yが伝播した場合、 二つの脆性き裂 X Yの間の領域 Zは、 脆性破壊し難くなり、 せん断破壊し易くなるの で、 図 1 1 に示すように、 該領域 Zで塑性変形し、 延性破壊しなが ら、 脆性き裂の伝播エネルギーを吸収する。 その結果、 溶接継手の 長手方向における脆性き裂は停止する。
図 1 2 に、 脆性き裂が 、 溶接継手の長手方向に伝播し、 停止する ノ 、様を示す。 図 1 2 ( a ) は、 図 1 1 と同じである力 図 1 2 ( b
) に、 脆性き裂 X Yの溶接継手の長手方向における伝播 停止態 様を示す 脆性き裂 Xと脆性き裂 Yとの間に延性破壊領域 Zが形成 されて 、 脆性き裂の伝播エネルギーが吸収されるので、 脆性き裂 X
、 Yは 溶接継手を、 長手方向に伝播し続けることができず 、 停止 することになる。 その結果、 溶接継手の脆性破壊を防止して 、 溶接 構造物の破壊を防止することができる。
以上 、 説明したように 、 本発明は、 多パス溶接継手の内部に、 突 発的又は衝撃的な応力が作用すると優先的に破壊する溶接パス部 ( 破壊抵抗特性が 、 周囲の溶接パス部より劣る) を 離間して配置す ることを特徴とする □
本発明溶接継手は 板厚 5 0 m m以上の鋼板を突合せ溶接したも のである。 溶接継手の高さが 5 0 m m以上あれば 表面溶接層と裏 面溶接層の間に 、 破壊抵抗特性が、 周囲の溶接パス部の破壊抵抗特 性より劣る溶接パス部を、 二つ以上 、 適切な間隔を ¾つて分散配置 し、 破壊靱性特性の異なる溶接パス部の相互作用に基づく効果を充 分に引出すことができる。
なお、 本発明の効果は、 鋼板の板厚が 7 0 m m以上の場合に、 よ り充分に発揮される。
破壊抵抗特性が、 周囲の溶接パス部の破壊抵抗特性よ Ό劣る溶接 パス部は、 溶接継手内部で脆性さ裂を複雑に分岐させるために、 二 つ以上必要である。 しかし 、 上記溶接パス部の数が、 溶接パス部を 形成する総パス数の 1 / 3 を超えると、 溶接継手において破壊抵抗 特性の低い溶接パス部が支配的となつて、 .むしろ、 脆性さ裂が伝播 し易くなつて、 好ましくない。 破壊抵抗特性が劣る溶接パス部の数 は、 総パス数の 1 Z 3が好ましい
なお、 上記溶接パス部は 、 1パスで形成してもよいし 、 複数のパ スで形成してもよレ
本発明溶接継手は、 多パス溶接継手であればよく、 大人熱溶接で も小入熱溶接でも適用が可能である。
鋼板の開先形状は、 V型 、 X型、 K型、 レ型などに限定されな
。 しカゝし 、 溶接継手の内部で 、 脆性き裂を複雑に伝播させるため は、 溶接継手は幅方向にある程度の広がりが必要で fcる。 また、 板の機械的特性をも、 脆性さ裂の伝播抑制 • 停止に利用すること 考慮すれば、 X開先が望ましレ
破壊抵抗特性が低い溶接パス部は、 通常 、 溶接継手の長手方向に 連続して形成するが、 断続して形成してちよい。 むしろ、 断続して 形成する方が、 次に理由で望ましい。
破壊抵抗特性が劣る溶接パス部は、 周囲の溶接パス部に比べ、 当 然に、 破壊抵抗特性が劣るので、 破壊発生領域となる可能性が高い
。 破壊発生領域となる可能性が高い溶接ハ0ス部が、 溶接継手内部で 長手方向に連続して存在していると、 該溶接パス部を、 脆性き裂が 伝播し、 結果として、 溶接継手を長手方向に貫く、 長大な脆性き裂 に成長する可能性がある。
破壊抵抗特性が劣る溶接パス部を、 溶接継手の長手方向に断続し て形成する場合、 該溶接パス部の溶接継手の長手方向における長さ は、 1 0 0 m m以上が好ましい。 上記溶接パス部の溶接継手の長手 方向における長さが 1 0 0 m m以上あれば、 脆性き裂を、 容易に分 岐させることができる。
一方、 上記溶接パス部の溶接継手の長手方向における長さが 4 0 0 m mを超えると、 脆性き裂が先行して伝播する長さが長くなりす ぎて、 好ましくない。 破壊抵抗特性が低い溶接パス部の溶接継手の 長手方向における長さは、 1 0 0 m m以上 4 0 0 m m以下が好まし い。
破壊抵抗特性が劣る溶接パス部の溶接継手の長手方向における間 隔が、 2 0 0 m m以上であれば、 その他の溶接パス部で、 脆性き裂 を停止させる可能性が高くなるが、 4 0 0 m mを超えると、 その他 の溶接パス部で発生した脆性き裂が伝播し、 長さ 4 0 0 m m以上の 1本の脆性き裂に成長する可能性がある。
1本の脆性き裂の溶接継手の長手方向における長さが 4 0 0 m m を超えると、 脆性き裂の有するエネルギーが過大となり、 この脆性 き裂を、 破壊抵抗特性が劣る溶接パス部に誘導しても、 該溶接パス 部で分岐させることが難しくなる。 破壊抵抗特性が劣る溶接パス部 の溶接継手の長手方向における間隔は、 2 0 0 m m以上 4 0 0 m m 以下が好ましい。
周囲の溶接パス部より脆性破壊特性が劣る溶接パス部を形成する 方法としては、 N i 量が、 周囲の溶接パス部を形成するのに用いた 溶接材料の N i 量より 1 %以上低い溶接材料を用い、 同じ溶接条件 で溶接する方法が、 簡便で好ましい。 しかし、 上記方法は、 周囲の溶接パス部を形成す溶接材料が N i を含有していない場合には採用することができないので、 この場合 には、 C量の高い溶接材料や、 T i や Bなどの組織微細化元素を添 加していない溶接材料 (いずれも、 破壊抵抗特性が低い溶接材料) を用いればよい。
また、 溶接条件を変えることによつても、 溶接パス部の破壊抵抗 特性を低下させることができる。
例えば、 破壊抵抗特性の劣る溶接パス部の形成の際に、 入熱を、 囲の溶接パス部を形成する際の入熱の 1 3 0 %以上とすると、 の 厚の大きな溶接パス部を形成することができる。 そして、 次に、 ど厚の大きな溶接パス部の上に、 引き続き、 通常の入熱条件、 又 、 通常の入熱条件より も低い入熱条件で溶接パス部を形成する。 のように溶接を行う と、 のど厚の大きな溶接パス部は、 後続の溶 パス部の熱による焼戻しを受けず、 破壊抵抗特性の劣る溶接パス となる。
なお、 破壊抵抗特性の劣る溶接パス部を、 他の溶接パス部を形成 する溶接方法と同じ溶接方法で形成してもよい。 溶接パス部の組織 はマルテンサイ ト変態が起きていない組織が好ましい。
本発明においては、 溶接継手の内部に、 破壊抵抗特性の劣る溶接 パス部を形成することができればよ < 、 その形成方法は、 特定の方 法に限定されるものではない。 例えば 、 乾燥が不十分な溶接材料を 用いて、 破壊抵抗特性の劣る溶接パス部のみを形成してもよい。
以上のとおり、 本発明溶接継手は 、 耐脆性き裂伝播特性に優れた ものであり、 本発明溶接継手を有する溶接構造体は、 脆性破壊が起 き難いものである。
4 ) さ らに、 前記 ( 2 4 ) 〜 ( 3 6 ) の本発明について説明する 。 図 1 3 に、 鋼板 1 の突合せ V開先を多パスで溶接して形成した本 発明の突合せ多パス溶接継手 (以下 「本発明溶接継手」 という) の 態様を示す。
図 1 3 に示す本発明溶接継手 2 においては、 表面溶接層 2 a と裏 面溶接層 2 bの間に、 凝固時及び 又は変態時に膨張した溶接パス 部 2 X s と溶接パス部 2 y s カ 離れて存在する。 そして、 本発明 溶接継手においては、 他の溶接パス部 2 i の存在と、 膨張した溶接 パス部 2 x s 、 2 y s の存在が相俟って、 溶接継手内部に脆性き裂 が発生しても、 その伝播を抑制しかつ止める作用効果を発現する こ こで、 この作用効果が発現する機構について 、 図 1 4及び図 1
5 に基づいて説明する。
溶接継手に、 突発的又は衝撃的な応力が作用して 、 脆性き裂 X 、
Yが発生すると、 脆性き裂 X , Yは、 周囲の溶接ハ0ス部 2 i を伝播 する。 しかし、 脆性き裂 X、 Yの伝播経路は、 図 1 4 に示すように
、 溶接パス部 2 X s と溶接パス部 2 y s の存在により 、 規則的に定 まらず、 複雑となる。 理由は、 次の通りである。
他の溶接パス部 2 1 の中に、 膨張した溶接パス部 2 X s と溶接パ ス部 2 y s が存在すると、 溶接パス部 2 X s と溶接パス部 2 y s は
、 周囲の残留応力に対して圧縮する方向に作用して 、 溶接継手内部 の残留応力分布を局所的に撹乱する。
通常、 溶接継手内部に発生した脆性き裂は、 主応力に垂直に伝播 するから、 脆性き裂の伝播経路は、 溶接継手の板厚方向に平行とな るが、 本発明溶接継手においては、 溶接継手内部の残留応力分布が 局所的に乱れているので、 その部分では、 脆性き裂に主応力が作用 せず、 脆性き裂は、 乱れた残留応力分布の影響を受けて、 板厚方向 に沿つて伝播しない。
脆性き裂が、 乱れた残留応力分布の中で、 どのような経路で伝播 するかは予想できないが、 脆性き裂の伝播経路が、 局所的に、 主応 力に垂直な方向 (板厚方向) 方向から、 よじれて逸れるので、 脆性 き裂の伝播経路は複雑化する。
このように、 脆性き裂は、 板厚方向からよじれて生成した複雑な 伝播経路で伝播するので、 図 1 5 に示すように、 脆性き裂の伝播中 に、 脆性き裂が分岐したり (図中、 X ' 、 Y ' ) 、 脆性き裂 Xと脆 性き裂 Yとの間に、 部分的に、 延性破壊領域が形成されることにな る。 その結果、 脆性き裂 X 、 Yの伝播エネルギーが吸収されて、 溶 接継手の長手方向における脆性き裂の伝播が抑制され、 停止する。 分岐した脆性き裂 X ' 、 Y ' も、 溶接継手の板厚方向からよじれ て発生し、 しかも、 幅の狭い埋没状のき裂となるので、 き裂先端の 応力拡大係数が小さく、 脆性き裂を伝播させる ドライ ビングフォー スが小さくなつて停止し易くなる。
即ち、 本発明溶接継手は、 継手内部に乱れた残留応力分布を形成 することにより、 脆性き裂の伝播経路を複雑化し、 これによつて、 脆性き裂の伝播エネルギーを吸収し易く させ、 結果的に、 溶接継手 の長手方向での脆性き裂の伝播を抑止し、 止めることを特徴とする ものである。
図 1 6 に、 脆性き裂が、 溶接継手の長手方向に伝播し、 停止する 態様を示す。 図 1 6 ( a ) は、 図 1 5 に示す溶接継手において、 分 岐した脆性き裂 X ' , Y ' を省略したものである。 図 1 6 ( b ) に 、 脆性き裂 X 、 Yの溶接継手の長手方向における伝播、 停止態様を 示す。
脆性き裂 Xと脆性き裂 Yとの間に延性破壊領域 Zが形成されて、 脆性き裂の伝播エネルギーが吸収される。 その結果、 脆性き裂 X 、 Yは、 溶接継手を伝播し続けることができず、 停止する。
本発明溶接継手は、 鋼板を突合せ溶接したものである。 そして、 多層盛溶接を形成できる程度の溶接継手の厚みがあれば、 表面溶接 層と裏面溶接層の間に、 凝固時及び 又は変態時に膨張し、 周囲の 溶接パス部に圧縮応力を負荷し、 局部的に残留応力を撹乱す溶接パ ス部 (以下 「膨張溶接パス部」 という ことがある。 ) を、 二つ以上 、 適切な間隔をもって分散配置し、 乱れた残留応力分布に基づく脆 性き裂伝播抑制 · 停止効果を充分に引き出すことができる。
膨張溶接パス部は、 溶接継手内部の残留応力分布を撹乱するため に、 二つ以上必要である。 しかし、 膨張溶接パス部の数が、 溶接パ ス部を形成する総パス数の 1 Z 2 を超えると、 該膨張溶接パス部に よる残留応力が支配的となり、 逆に、 溶接継手内部の残留応力分布 における乱れの程度が小さくなり、 脆性き裂伝播抑制 · 停止効果を 得ることが難しくなる。 膨張溶接パス部の数は、 総パス数の 1 Z 3 程度が好ましい。
なお、 上記溶接パス部は、 1パスで形成してもよいし、 数回のパ スで形成してもよい。
本発明溶接継手は、 多パス溶接継手であればよく、 大入熱溶接で も小入熱溶接でも適用が可能である。
鋼板の開先形状は、 V型、 X型、 K型、 レ型などに限定されない 。 しかし、 溶接継手の内部で、 脆性き裂の伝播経路を複雑化して伝 播させるためには、 溶接継手は、 幅方向にある程度の広がりが必要 である。 また、 鋼板の機械的特性も、 脆性き裂の伝播抑制 ' 停止に 利用することをも考慮すれば、 X開先、 K開先が望ましい。
膨張溶接パス部は、 通常、 溶接継手の長手方向に連続して形成し てもよいし、 断続的に形成してもよい。 むしろ、 断続的に形成する 方が、 残留応力分布の乱れによる脆性き裂伝播抑制 · 停止効果をよ り顕著に引き出すことができるので、 好ましい。
膨張溶接パス部を、 溶接継手の長手方向に断続して形成する場合 、 該溶接パス部の溶接継手の長手方向における長さは、 1 0 0 m m 以上が好ましい。 上記溶接パス部の溶接継手の長手方向における長 さが 1 0 0 m m以上あれば、 残留応力分布を局所的に撹乱し、 脆性 き裂伝播抑制 · 停止効果を確保することができる。
また、 膨張溶接パス部を断続して形成する場合、 該溶接パス部の 溶接継手の長手方向における間隔が 4 0 0 m mを超えると、 脆性き 裂が先行して伝播する長さが長くなりすぎて、 好ましくない。
1本の脆性き裂の溶接継手の長手方向における長さが 4 0 0 m m 以上になると、 脆性き裂の有するエネルギーが過大となり、 脆性き 裂を、 残留応力分野が乱れた領域に突入しても、 脆性き裂は、 該領 域で分岐し難くなり、 き裂先端の伝播エネルギーは減少しない。 そ れ故、 上記膨張溶接パス部の溶接継手の長手方向における間隔は、 4 0 0 m m以下が好ましい。
周囲の圧縮残留応力に作用する膨張溶接パス部は、 変態温度が低 温側にある溶接材料を用いて形成する。 溶接材料の変態温度は、 特 に限定されるものではないが、 脆性き裂伝播抑制 , 停止効果を顕著 に発現させるためには、 溶接金属をフォーマスター試験に供し、 そ の冷却過程で 4 0 0 以下の変態温度を示す溶接材料が好ましい。 一般に、 N i 量が多い溶接材料は、 変態温度が低温側にあり、 こ の点で、 膨張溶接パス部を形成する溶接材料として好ましい。 ただ し、 N i 量が多い溶接材料でも、 その化学組成によって変態温度は 大きく変化するので、 変態温度を測定した上で、 適切な溶接材料を 選択する必要がある。
また、 N i 量が多い溶接材料は、 高温割れが発生し易い溶接材料 でもあるので、 この溶接材料を用いる場合は、 適正な溶接条件を選 択することが必要である。
また、 周囲の溶接パス部に圧縮残留応力を負荷し、 局所的な残留 応力分布の乱れを形成する手段は、 凝固時及び/又は変態時に膨張 する溶接材料で溶接パス部を形成することだけに限られなレ 的に、 周囲の溶接パス部に圧縮残留応力 •ar負荷し、 局所的な残留応 力分布の乱れを形成することがでさる手段であればよい。
例えば、 溶接中、 特定の溶接パス部に 、 八ンマ一ピ一二ングや超 音波処理を施し、 局所的に圧縮残留応力を形成しても 、 膨張溶接パ ス部を形成したときと同様に 、 m性さ裂伝播抑制 · 停止効果を得る ことができる。
以上のとおり、 本発明溶接継手は 耐脆性き裂伝播特性に優れた ものであり、 本発明溶接維手を有する溶 構造体は、 脆性破壊が起 き難いものである。 実施例
次に、 本発明の実施例について説明するが、 実施例の条件は、 本 発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であ
Ό 、 本発明は、 この一条件例に限定されるものではない。 本発明は
、 本発明の要旨を逸脱せず、 本発明の目的を達成する限り において
、 種々の条件を採用し得るものである。
(実施例 1 )
刖記 ( 1 ) 、 ( 2 ) 〜 ( 1 1 ) 、 及び、 ( 3 7 ) の本発明に係る 実施例でのる。
表 1 に示す鋼板条件及び溶接パス条件で溶接継手を形成し、 脆性 さ裂伝播試験で耐脆性き裂伝播特性を測定した 。 その結果を、 表 2 に示す。 なお、 用いた鋼板鋼種の成分組成を表 3 に示す。 表 1
Figure imgf000031_0001
*注 1 :長手方向長さ 特定パスの溶接長手方向の長さ MAG:マグ溶接、 MIG: ミグ溶接 長手方向間隔 特定パスの溶接長手方向の間隔 SMAW :被覆アーク溶接
表 2
Figure imgf000032_0001
表 3
(mass % )
Figure imgf000032_0002
表 1 中、 特定溶接パスが、 高靭性溶接層を形成する溶接パスであ る。
N o . :!〜 8の発明例において、 脆性き裂は、 溶接継手の長手方 向に伝播しても、 その長さは短く、 直ぐに停止していることが解る
(実施例 2 )
前記 ( 1 ) 、 ( 1 2 ) 〜 ( 2 3 ) 、 及び、 ( 3 7 ) の本発明に係 る実施例である。
表 4に示す鋼板条件及び溶接パス条件で溶接継手を形成し、 き裂伝播試験で耐脆性き裂伝播特性を測定した。 その結果を、 に示す。 なお、 用いた鋼板鋼種の成分組成を表 6 に示す。
表 4
Figure imgf000034_0001
*注 1:長手方向長さ 特定パスの溶接長手方向の長さ 長手方向間隔 特定パスの溶接長手方向の間隔
表 5
Figure imgf000035_0001
表 6
(mass % )
Figure imgf000035_0002
表 4中、 特定溶接パスが、 破壊抵抗特性の劣る溶接パス部を形成 する溶接パスである。
表 5から、 N o . :!〜 8の発明例において、 脆性き裂は、 溶接継 手の長手方向に伝播しても、 その長さは短く、 直ぐに停止している ことが解る。
(実施例 3 )
前記 ( 1 ) 、 ( 2 4 ) 〜 ( 3 6 ) 、 及び、 ( 3 7 ) の本発明に係 る実施例である。
表 7 に示す鋼板条件及び溶接パス条件で溶接継手を形成し、 き裂伝播試験で耐脆性き裂伝播特性を測定した。 その結果を、 に示す。 なお、 用いた鋼板鋼種の成分組成を表 9 に示す。
表 7
Figure imgf000037_0001
*注 1:長手方向長さ 特定パスの溶接長手方向の長さ 長手方向間隔 特定パスの溶接長手方向の間隔
表 8
Figure imgf000038_0001
表 9
(mass % )
Figure imgf000038_0002
表 7中、 特定溶接パスが、 残留応力を変化させた溶接パスである 表 8から、 N o . :!〜 8の発明例において、 脆性き裂は、 伝播し ても、 その長さは短く、 直ぐに停止していることが解る。 産業上の利用可能性
前述したように、 本発明によれば、 鋼板、 特に、 板厚 5 O mm以 上の鋼板を用いて、 耐脆性き裂伝播特性に優れた溶接継手を有する 溶接構造体を建造することができる。 したがって、 本発明は、 溶接 構造体の建造分野において、 利用可能性が大きいものである。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 鋼板の突合せ多パス溶接継手において、 表面溶接層と裏面溶 接層の間に、 材質特性が、 周囲の材質特性と異なり、 脆性き裂の伝 播を抑制して停止させる機能を有する溶接層及び溶接パス部のいず れかが、 一つ又は二つ以上、 相互に離間して存在することを特徴と する耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
2 . 刖記鋼板が 、 板厚 5 0 m m以上の鋼板であ Ό 、 かつ、 接層が、 他の溶接層の靭性よ Ό優れる靭性を有することを特
求の範囲 1 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ 溶接継手 0
3 . 前記溶接層が 数回の溶接パスにより、 溶接金属部 接継手の幅方向に、 連続的に形成された溶接層であることを特徴と する請求の範囲 2 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パ ス溶接継手。
4 . 前記溶接層が 、 溶接継手の厚み方向に 、 数の溶接 を積層 したものであることを特徴とする請求の範囲 2又は 3 に記載の耐脆 性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手 o
5 . 前記溶接層が 、 他の溶接層を形成する溶接材料の N i 量より
1 %以上多い N i の溶接材料で形成した溶接層である とを特徴 とする請求の範囲 2 〜 4のいずれか 1項に記載の耐脆性さ裂伝播特 性に優れた突合せ多パス溶接継手。
6 . 前記溶接層が 、 他の溶接層を形成した.溶接方法と同じ溶接方 法で形成した溶接 であることを特徴とする 6冃求の範囲 O に記載の 耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
7 . 前記溶接層の組織が、 マルテンサイ ト変態が起きていない組 織であることを特徴とする請求の範囲 5又は 6 に記載の耐脆性き裂 伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
8. 前記溶接層が、 溶接継手の長手方向において連続して存在す ることを特徴とする請求の範囲 2〜 7のいずれか 1項に記載の耐脆 性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
9. 前記溶接層が、 溶接継手の長手方向において断続して存在す ることを特徴とする請求の範囲 2〜 8のいずれか 1項に記載の耐脆 性き裂伝播特性に優れた突合.せ多パス溶接継手。
1 0. 前記溶接層の溶接継手の長手 向における長さが、 2 0 0 mm以上であることを特徴とする請求の範囲 9に記載の耐脆性き裂 伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
1 1. 前記溶接層の溶接継手の長手方向における断続.間隔が、 4 0 0 mm以下であることを特徴とする請求の範囲 7又は 8に記載の 耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
1 2. 前記鋼板が、 板厚 5 0 mm以上の鋼板であり、 かつ、 前記 溶接パス部が、 周囲の溶接パス部の破壊抵抗特性より劣る破壊抵抗 特性を有することを特徴とする請求の範囲 1 に記載の耐脆性き裂伝 播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
1 3. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の形成に 必 な全パス数の 1 / 3以下の数、 存在することを特徴とする e目永 の範囲 1 2に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手
1 4. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の板厚方 向に 、 相互に離間して存在することを特徴とする請求の範囲 1 2又 は 1 3に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手
1 5. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の長手方 向に連続して存在することを特徴とする請求の範囲 1 2〜 1 4いず れか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継 手。
1 6. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の長手方 向に断続して存在することを特徴とする請求の範囲 1 2〜 1 4のい ずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
1 7. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部の溶接継手の長手方向 における長さが、 1 0 0 mm以上 4 0 0 mm以下であることを特徴 とする請求の範囲 1 6に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ 多パス溶接継手。
1 8. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 溶接継手の長手方 向において、 2 0 0 mm以上 4 0 0 mm以下の間隔で断続して存在 することを特徴とする請求の範囲 1 6又は 1 7 に記載の耐脆性き裂 伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
1 9. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 1 回、 又は、 複数 回のパスで形成されたものであることを特徴とする請求の範囲 1 2 〜 1 8のいずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ 多パス溶接継手。
2 0. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 他の溶接パス部を 形成する溶接材料の N i 量より 1 %以上少ない N i 量の溶接材料で 形成した溶接パス部であることを特徴とする請求の範囲 1 2〜 1 9 のいずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス 溶接継手。
2 1. 前記破壊抵抗特性が劣る溶接パス部が、 他の溶接パス部を 形成した溶接方法と同じ溶接方法で形成した溶接層であることを特 徴とする請求の範囲 2 0に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合 せ多パス溶接継手。
2 2 . 前記他の溶接パス部の組織が、 マルテンサイ ト変態が起き ていない組織であることを特徴とする請求の範囲 2 0又は 2 1 に記 載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
2 3 . 前記破壊抵抗特性が劣る.溶接パス部が、 後続の溶接パス部 の熱により焼戻されていないことを特徴とする請求の範囲 1 2 〜 2 2のいずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パ ス溶接継手
2 4 . 前記溶接パス部が、 凝固時及び Z又は変態時に膨張したも のであり 、 溶接継手内部の残留応力分布が局所的に複雑化している ことを特徴とする請求の範囲 1 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れ た突合せ多パス溶接継手。
ュム
2 5 . 刖記膨張した溶接パス部が、 低温で変態する溶接材料で形 成されたちのであることを特徴とする請求の範囲 2 4 に記載の耐脆 性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手
2 6 . 前記変 の温度が 4 0 0で以下であることを特徴とする請 求の範囲 2 5 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶 接継手。
2 7 . 前記変能がマルテンサイ ト変態であることを特徴とする請 求の範囲 2 5又は 2 6 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ 多パス溶接継手
2 8 . 刖記溶接材料の N i 量が、 他の溶接パス部を形成する溶接 材料の N i 量よ Ό 1 質量%以上多いことを特徴とする請求の範囲 2
5 〜 2 7 のいずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合 せ多パス溶接継手。
2 9 . 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の形成に必要な全パ ス数の 1 Z 2以下の数、 存在することを特徴とする請求の範囲 2 4 〜 2 8のいずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ 多パス溶接継手。
3 0 . 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の板厚方向に、 相互 に離間して存在することを特徴とする請求の範囲 2 4〜 2 9 のいず れか 1 項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継
3 1 . 前記膨張した溶接パス部が、 1 回、 又は、 複数回のパスで 形成されたものであることを特徴とする請求の範囲 2 4〜 3 0のい ずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接 継手。
3 2 . 前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の長手方向に連続し て存在することを特徴とする請求の範囲 2 4〜 3 1 のいずれか 1 項 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
3 3 . .前記膨張した溶接パス部が、 溶接継手の長手方向に断続し て存在することを特徴とする請求の範囲 2 4〜 3 1 のいずれか 1 項 に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
3 4 . 前記膨張した溶接パス部の溶接継手の長手方向における長 さが 1 0 0 m m以上であることを特徴とする請求の範囲 3 3 に記載 の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手。
3 5 . 前記膨張した溶接パス部が、 4 0 0 m m以下の間隔で、 溶 接継手の長手方向に断続して存在することを特徴とする請求の範囲 3 3 または 3 4に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス 溶接継手。
3 6 . 前記膨張した溶接パス部が、 後続の溶接パス部の熱により 焼戻されていないことを特徴とする請求の範囲 2 4〜 3 5のいずれ か 1項に記載の耐脆性き裂伝播特性に優れた突合せ多パス溶接継手 請求の範囲 1 〜 3 6 のいずれか 1項に記載の耐脆性き裂伝 播特性に優れた突合せ多パス溶接継手を有することを特徴とする溶 接構造体。
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