JPH0967643A - 疲労強度に優れた溶接継手およびその溶接方法 - Google Patents
疲労強度に優れた溶接継手およびその溶接方法Info
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- JPH0967643A JPH0967643A JP3038696A JP3038696A JPH0967643A JP H0967643 A JPH0967643 A JP H0967643A JP 3038696 A JP3038696 A JP 3038696A JP 3038696 A JP3038696 A JP 3038696A JP H0967643 A JPH0967643 A JP H0967643A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 疲労破壊が問題となる鋼構造物での使用に際
し、設計・施工で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度
を得ることができなかったが、それが可能な溶接継手お
よびその溶接方法を提供する。 【解決手段】 添加元素を特定した鋼材について、溶接
の際に適切な温度範囲の予熱を行い、さらに溶接入熱を
制限することにより、Ａｃ1 点以上溶融点未満の温度に
加熱された溶接熱影響部に特定範囲の体積率の残留オー
ステナイトを含ませ、疲労荷重下で残留オーステナイト
に塑性誘起変態を生じさせて膨張させ、溶接止端近傍の
ＨＡＺに圧縮残留応力を発生させることにより疲労亀裂
の発生・伝播を抑制して疲労強度を向上させる。
し、設計・施工で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度
を得ることができなかったが、それが可能な溶接継手お
よびその溶接方法を提供する。 【解決手段】 添加元素を特定した鋼材について、溶接
の際に適切な温度範囲の予熱を行い、さらに溶接入熱を
制限することにより、Ａｃ1 点以上溶融点未満の温度に
加熱された溶接熱影響部に特定範囲の体積率の残留オー
ステナイトを含ませ、疲労荷重下で残留オーステナイト
に塑性誘起変態を生じさせて膨張させ、溶接止端近傍の
ＨＡＺに圧縮残留応力を発生させることにより疲労亀裂
の発生・伝播を抑制して疲労強度を向上させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、船舶・海洋構造物
・建設機械・橋梁・建築構造物などの産業分野におい
て、従来よりも高い疲労強度が要求される構造用鋼（厚
鋼板、熱延鋼板、鋼管など）の溶接継手（回し溶接継
手、隅肉継手、突き合わせ継手）およびその溶接方法に
関するものである。
・建設機械・橋梁・建築構造物などの産業分野におい
て、従来よりも高い疲労強度が要求される構造用鋼（厚
鋼板、熱延鋼板、鋼管など）の溶接継手（回し溶接継
手、隅肉継手、突き合わせ継手）およびその溶接方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に構造用鋼板母材の疲労強度は母材
強度の増加につれて増加するが、溶接された継手の疲労
強度（以下、継手疲労強度という）は、母材強度を上昇
させても向上しないことが確認されていた。従って、構
造用高張力鋼の継手疲労強度は構造用低強度鋼のそれと
ほぼ同じであり、疲労破壊が問題となる鋼構造物では、
高張力鋼を用いても設計強度を上げることができなかっ
た。このような状況に対して、継手疲労強度を向上させ
る種々の方法が検討されてきた。
強度の増加につれて増加するが、溶接された継手の疲労
強度（以下、継手疲労強度という）は、母材強度を上昇
させても向上しないことが確認されていた。従って、構
造用高張力鋼の継手疲労強度は構造用低強度鋼のそれと
ほぼ同じであり、疲労破壊が問題となる鋼構造物では、
高張力鋼を用いても設計強度を上げることができなかっ
た。このような状況に対して、継手疲労強度を向上させ
る種々の方法が検討されてきた。
【０００３】これらのうち、溶接継手の溶接金属または
溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）の特性改善に変態
を利用する方法としては、特開昭５４−１３０４５１号
公報、特開昭６０−６８１７５号公報などに記載された
ものがある。また、溶接継手に限定しなければ、冷・熱
延鋼板については残留オーステナイトを含む鋼材の発明
はいくつかあり、特開昭６４−７９３４５号公報、特開
昭６３−４２６９０号公報、特開昭６４−６２４２０号
公報、特開平１−２４２７２１号公報、特開平１−２３
０７１５号公報などに示されている。これらは、何れも
プレス成形性に代表される延性向上を目的としたもので
ある。
溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）の特性改善に変態
を利用する方法としては、特開昭５４−１３０４５１号
公報、特開昭６０−６８１７５号公報などに記載された
ものがある。また、溶接継手に限定しなければ、冷・熱
延鋼板については残留オーステナイトを含む鋼材の発明
はいくつかあり、特開昭６４−７９３４５号公報、特開
昭６３−４２６９０号公報、特開昭６４−６２４２０号
公報、特開平１−２４２７２１号公報、特開平１−２３
０７１５号公報などに示されている。これらは、何れも
プレス成形性に代表される延性向上を目的としたもので
ある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】従来技術のうち、変態
を利用した特性改善に関する特開昭５４−１３０４５１
号公報に示されたものは、室温以下のＭｓ点（マルテン
サイト変態点）をもつオーステナイト系溶接棒で溶接し
た溶接金属を、室温以下の温度に冷却して変態膨張させ
るものである。しかし、Ｍｓ点が室温以下の材料は、Ｎ
ｉ、Ｃｒ等を多量に含む高価な材料であり、かつ溶接後
に室温以下のＭｓ点まで冷却する作業が別途必要である
ことから、多大のコスト上昇につながる。また、Ｎｉ、
Ｃｒ等を多量に含む溶接材料で溶接可能な材料のみが対
象となり、その他の材料については適用できない。
を利用した特性改善に関する特開昭５４−１３０４５１
号公報に示されたものは、室温以下のＭｓ点（マルテン
サイト変態点）をもつオーステナイト系溶接棒で溶接し
た溶接金属を、室温以下の温度に冷却して変態膨張させ
るものである。しかし、Ｍｓ点が室温以下の材料は、Ｎ
ｉ、Ｃｒ等を多量に含む高価な材料であり、かつ溶接後
に室温以下のＭｓ点まで冷却する作業が別途必要である
ことから、多大のコスト上昇につながる。また、Ｎｉ、
Ｃｒ等を多量に含む溶接材料で溶接可能な材料のみが対
象となり、その他の材料については適用できない。
【０００５】また、特開昭６０−６８１７５号公報に記
載された発明は、１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス
鋼のみを対象としたものであり、母材以上１０％以下の
Ｎｉ含有量のマルテンサイト系溶接棒を用いる必要があ
るとともに、溶接後加熱処理を必要とし、これも多大の
コスト増になる。さらに、残留オーステナイトを含む冷
・熱延鋼板に関する特開昭６４−７９３４５号公報、特
開昭６３−４２６９０号公報、特開昭６４−６２４２０
号公報、特開平１−２４２７２１号公報、特開平１−２
３０７１５号公報に記載された発明は、何れもプレス成
形性に代表される延性の向上を目的としたものであり、
これらの鋼板を通常の溶接方法で溶接した場合、ＨＡＺ
はマルテンサイトもしくはベーナイト組織となり、残留
オーステナイトは生じない。従って、残留オーステナイ
トを含む冷・熱延鋼板の溶接継手の疲労強度は、従来鋼
板のそれと全く同じである。
載された発明は、１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス
鋼のみを対象としたものであり、母材以上１０％以下の
Ｎｉ含有量のマルテンサイト系溶接棒を用いる必要があ
るとともに、溶接後加熱処理を必要とし、これも多大の
コスト増になる。さらに、残留オーステナイトを含む冷
・熱延鋼板に関する特開昭６４−７９３４５号公報、特
開昭６３−４２６９０号公報、特開昭６４−６２４２０
号公報、特開平１−２４２７２１号公報、特開平１−２
３０７１５号公報に記載された発明は、何れもプレス成
形性に代表される延性の向上を目的としたものであり、
これらの鋼板を通常の溶接方法で溶接した場合、ＨＡＺ
はマルテンサイトもしくはベーナイト組織となり、残留
オーステナイトは生じない。従って、残留オーステナイ
トを含む冷・熱延鋼板の溶接継手の疲労強度は、従来鋼
板のそれと全く同じである。
【０００６】本発明は、高価な元素を添加することな
く、また特別な後処理を必要とすることなく、継手疲労
強度を高めた溶接継手およびその溶接方法を提供するこ
とを目的とするものである。
く、また特別な後処理を必要とすることなく、継手疲労
強度を高めた溶接継手およびその溶接方法を提供するこ
とを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明は、添加元素を特定した鋼材について、溶接
の際に予熱を行い、溶接入熱を制限することにより、Ｈ
ＡＺに残留オーステナイトを含ませ、疲労荷重下で残留
オーステナイトを塑性誘起変態により膨張させて、溶接
止端近傍のＨＡＺに圧縮残留応力を発生させることによ
り、疲労亀裂の発生・伝播を抑制するという全く新しい
思想に基づいてなされたものである。
に、本発明は、添加元素を特定した鋼材について、溶接
の際に予熱を行い、溶接入熱を制限することにより、Ｈ
ＡＺに残留オーステナイトを含ませ、疲労荷重下で残留
オーステナイトを塑性誘起変態により膨張させて、溶接
止端近傍のＨＡＺに圧縮残留応力を発生させることによ
り、疲労亀裂の発生・伝播を抑制するという全く新しい
思想に基づいてなされたものである。
【０００８】すなわち、本発明の要旨とするところは下
記のとおりである。 （１）重量％で、０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、０．５
％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避の元素から成り、Ａｃ1 点
以上溶融点未満の温度に加熱された溶接熱影響部が体積
率で残留オーステナイトを５〜２０％含み、残部がフェ
ライト、パーライト、ベーナイト、マルテンサイトのう
ち１種または２種以上から構成されることを特徴とする
疲労強度に優れた溶接継手。
記のとおりである。 （１）重量％で、０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、０．５
％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避の元素から成り、Ａｃ1 点
以上溶融点未満の温度に加熱された溶接熱影響部が体積
率で残留オーステナイトを５〜２０％含み、残部がフェ
ライト、パーライト、ベーナイト、マルテンサイトのう
ち１種または２種以上から構成されることを特徴とする
疲労強度に優れた溶接継手。
【０００９】（２）重量％で、さらに０．０２％≦Ｐ≦
０．２０％、０．０１％≦Ｎｉ≦２．５％、０．０１％
≦Ｃｒ≦２．５％、０．１％≦Ｍｏ≦４．０％、０．０
０５％≦Ｔｉ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０
１％、０．００５％≦Ｎｂ≦１．０％、０．００５％≦
Ｖ≦２．０％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％のうち１
種または２種以上を含有することを特徴とする前項
（１）記載の疲労強度に優れた溶接継手。
０．２０％、０．０１％≦Ｎｉ≦２．５％、０．０１％
≦Ｃｒ≦２．５％、０．１％≦Ｍｏ≦４．０％、０．０
０５％≦Ｔｉ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０
１％、０．００５％≦Ｎｂ≦１．０％、０．００５％≦
Ｖ≦２．０％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％のうち１
種または２種以上を含有することを特徴とする前項
（１）記載の疲労強度に優れた溶接継手。
【００１０】（３）引張強さが５９０ＭＰａ以上９５０
ＭＰａ未満の構造用鋼を母材とすることを特徴とする前
項（２）記載の疲労強度に優れた溶接継手。 （４）重量％で、０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、０．５
％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避の元素から成る構造用鋼を
溶接する際に、溶接線上を３５０〜５００℃に予熱後、
３３００〜２００００Ｊ／ｃｍの入熱にて被覆アーク溶
接またはガスシールドアーク溶接を行い、溶接終了後１
５秒以上放冷することを特徴とする疲労強度に優れた溶
接継手の溶接方法。
ＭＰａ未満の構造用鋼を母材とすることを特徴とする前
項（２）記載の疲労強度に優れた溶接継手。 （４）重量％で、０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、０．５
％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避の元素から成る構造用鋼を
溶接する際に、溶接線上を３５０〜５００℃に予熱後、
３３００〜２００００Ｊ／ｃｍの入熱にて被覆アーク溶
接またはガスシールドアーク溶接を行い、溶接終了後１
５秒以上放冷することを特徴とする疲労強度に優れた溶
接継手の溶接方法。
【００１１】（５）重量％で、０．１０％≦Ｃ≦０．４
５％、０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦
２．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避の元素から
成る構造用鋼を溶接する際に、溶接線上を３５０〜５０
０℃に予熱後、３３００〜２００００Ｊ／ｃｍの入熱に
て被覆アーク溶接またはガスシールドアーク溶接を行
い、溶接終了１５秒〜１５分後に４０〜１００℃／ｓｅ
ｃの速度で室温〜２００℃の温度まで水冷することを特
徴とする疲労強度に優れた溶接継手の溶接方法。
５％、０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦
２．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避の元素から
成る構造用鋼を溶接する際に、溶接線上を３５０〜５０
０℃に予熱後、３３００〜２００００Ｊ／ｃｍの入熱に
て被覆アーク溶接またはガスシールドアーク溶接を行
い、溶接終了１５秒〜１５分後に４０〜１００℃／ｓｅ
ｃの速度で室温〜２００℃の温度まで水冷することを特
徴とする疲労強度に優れた溶接継手の溶接方法。
【００１２】（６）重量％で、０．１０％≦Ｃ≦０．４
５％、０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦
２．５％を含有し、さらに０．０２％≦Ｐ≦０．２０
％、０．０１％≦Ｎｉ≦２．５％、０．０１％≦Ｃｒ≦
２．５％、０．１％≦Ｍｏ≦４．０％、０．００５％≦
Ｔｉ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、
０．００５％≦Ｎｂ≦１．０％、０．００５％≦Ｖ≦
２．０％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％のうち１種ま
たは２種以上を含有する構造用鋼を溶接することを特徴
とする前項（４）または（５）記載の疲労強度に優れた
溶接継手の溶接方法。
５％、０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、０．２％≦Ｍｎ≦
２．５％を含有し、さらに０．０２％≦Ｐ≦０．２０
％、０．０１％≦Ｎｉ≦２．５％、０．０１％≦Ｃｒ≦
２．５％、０．１％≦Ｍｏ≦４．０％、０．００５％≦
Ｔｉ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、
０．００５％≦Ｎｂ≦１．０％、０．００５％≦Ｖ≦
２．０％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％のうち１種ま
たは２種以上を含有する構造用鋼を溶接することを特徴
とする前項（４）または（５）記載の疲労強度に優れた
溶接継手の溶接方法。
【００１３】
【作用】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、本発
明の溶接継手および溶接方法における構造用鋼の成分限
定理由について述べる。Ｃはオーステナイト中に濃縮
し、そのＭｓ点を室温以下とする効果をもつ。これによ
り疲労荷重下で塑性誘起変態により膨張する残留オース
テナイトを得ることができる。Ｃ量は、溶接性や靱性の
観点からは低いことが望ましいが、０．１０％未満では
疲労強度を向上させるほどの残留オーステナイト（体積
率で５〜２０％）を得ることは不可能であり、そのため
には０．１０％以上が必要である。一方、Ｃ量が０．４
５％を超えると溶接熱影響部での残留オーステナイト以
外の組織であるベーナイトの靱性が著しく劣化するため
実用に耐えないものとなる。このような理由から、Ｃ量
は０．１０〜０．４５％とした。
明の溶接継手および溶接方法における構造用鋼の成分限
定理由について述べる。Ｃはオーステナイト中に濃縮
し、そのＭｓ点を室温以下とする効果をもつ。これによ
り疲労荷重下で塑性誘起変態により膨張する残留オース
テナイトを得ることができる。Ｃ量は、溶接性や靱性の
観点からは低いことが望ましいが、０．１０％未満では
疲労強度を向上させるほどの残留オーステナイト（体積
率で５〜２０％）を得ることは不可能であり、そのため
には０．１０％以上が必要である。一方、Ｃ量が０．４
５％を超えると溶接熱影響部での残留オーステナイト以
外の組織であるベーナイトの靱性が著しく劣化するため
実用に耐えないものとなる。このような理由から、Ｃ量
は０．１０〜０．４５％とした。
【００１４】Ｓｉは強度を向上させるとともに炭化物の
析出を抑え、オーステナイト中へのＣの濃化を促すこと
によりオーステナイトを安定化し、残留オーステナイト
量を増す効果がある。このためには最低でも０．５％は
必要である。一方、過剰に添加すると靱性を劣化させる
ので、３．０％以下とする必要がある。従って、Ｓｉ量
は０．５〜３．０％とした。
析出を抑え、オーステナイト中へのＣの濃化を促すこと
によりオーステナイトを安定化し、残留オーステナイト
量を増す効果がある。このためには最低でも０．５％は
必要である。一方、過剰に添加すると靱性を劣化させる
ので、３．０％以下とする必要がある。従って、Ｓｉ量
は０．５〜３．０％とした。
【００１５】Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、
またＣ、Ｓｉと同様に強度を向上させる。残留オーステ
ナイト量を確保するには、ＭｎはＣ、Ｓｉとバランスを
とる必要があるが、最低でも０．２％は必要である。一
方、Ｍｎ量が２．５％を超えると期待した効果が飽和す
るのみならず、顕著な靱性劣化を招くことになる。従っ
て、Ｍｎ量は０．２〜２．５％とした。
またＣ、Ｓｉと同様に強度を向上させる。残留オーステ
ナイト量を確保するには、ＭｎはＣ、Ｓｉとバランスを
とる必要があるが、最低でも０．２％は必要である。一
方、Ｍｎ量が２．５％を超えると期待した効果が飽和す
るのみならず、顕著な靱性劣化を招くことになる。従っ
て、Ｍｎ量は０．２〜２．５％とした。
【００１６】必要に応じて添加含有させるＰ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌは、以下の理由に
よりその含有量を規制した。Ｐ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖは、何れも継手疲労特性を向上させる
成分であり、ＨＡＺに影響してかかる疲労強度を向上さ
せていると考えられる。この点でこれらの成分は同じ効
果を有する成分であり、本発明ではこれらの成分を１種
または２種以上含有させることが望ましい。しかし、過
剰の添加は何れも靱性、溶接割れ感受性などの鋼板材質
を劣化させるので、Ｐは０．０２％以上０．２０％以
下、Ｎｉは０．０１％以上２．５％以下、Ｃｒは０．０
１％以上２．５％以下、Ｍｏは０．１％以上４．０％以
下、ＴｉとＮｂは０．００５％以上１．０％以下、Ｂは
０．０００１％以上０．０１％以下、Ｖは０．００５％
以上２．０％以下とすることが望ましい。なお、Ｐは通
常の製鋼工程において０．０２％未満は不可避的に鋼材
に含まれる元素であるので、従来の溶接継手よりも継手
疲労強度を向上させるためには、０．０２％以上の添加
が必要である。
ｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ａｌは、以下の理由に
よりその含有量を規制した。Ｐ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖは、何れも継手疲労特性を向上させる
成分であり、ＨＡＺに影響してかかる疲労強度を向上さ
せていると考えられる。この点でこれらの成分は同じ効
果を有する成分であり、本発明ではこれらの成分を１種
または２種以上含有させることが望ましい。しかし、過
剰の添加は何れも靱性、溶接割れ感受性などの鋼板材質
を劣化させるので、Ｐは０．０２％以上０．２０％以
下、Ｎｉは０．０１％以上２．５％以下、Ｃｒは０．０
１％以上２．５％以下、Ｍｏは０．１％以上４．０％以
下、ＴｉとＮｂは０．００５％以上１．０％以下、Ｂは
０．０００１％以上０．０１％以下、Ｖは０．００５％
以上２．０％以下とすることが望ましい。なお、Ｐは通
常の製鋼工程において０．０２％未満は不可避的に鋼材
に含まれる元素であるので、従来の溶接継手よりも継手
疲労強度を向上させるためには、０．０２％以上の添加
が必要である。
【００１７】Ａｌは脱酸のために０．００１％以上必要
であるが、０．１％を超えて添加すると鋼中の介在物が
多くなりすぎ、靱性を低下させるため、０．１％を上限
とする。次に溶接工程上の限定理由について述べる。本
発明による溶接線上の予熱は、その温度を３５０〜５０
０℃とする。この温度で予熱するのは、後に行う溶接に
よる熱影響部での冷却速度を、この温度領域でのみ遅ら
せ、ＨＡＺで恒温変態を促進させ、Ｃをオーステナイト
へ濃縮させて安定にするためである。恒温変態中はベー
ナイト変態が支配的であり、ベーナイトの生成に伴いＣ
がオーステナイトへ濃化することになる。予熱温度が３
５０℃未満であると、溶接によってＡｃ1 点以上の温度
に加熱されたＨＡＺはマルテンサイト変態開始温度以下
にまで冷却されるため、マルテンサイト変態を起こし
て、残留オーステナイトは得られない。また、予熱温度
が５００℃を超えると低強度のベーナイトが増加すると
ともにパーライトの生成が顕著になるため、残留オース
テナイトを確保できない。
であるが、０．１％を超えて添加すると鋼中の介在物が
多くなりすぎ、靱性を低下させるため、０．１％を上限
とする。次に溶接工程上の限定理由について述べる。本
発明による溶接線上の予熱は、その温度を３５０〜５０
０℃とする。この温度で予熱するのは、後に行う溶接に
よる熱影響部での冷却速度を、この温度領域でのみ遅ら
せ、ＨＡＺで恒温変態を促進させ、Ｃをオーステナイト
へ濃縮させて安定にするためである。恒温変態中はベー
ナイト変態が支配的であり、ベーナイトの生成に伴いＣ
がオーステナイトへ濃化することになる。予熱温度が３
５０℃未満であると、溶接によってＡｃ1 点以上の温度
に加熱されたＨＡＺはマルテンサイト変態開始温度以下
にまで冷却されるため、マルテンサイト変態を起こし
て、残留オーステナイトは得られない。また、予熱温度
が５００℃を超えると低強度のベーナイトが増加すると
ともにパーライトの生成が顕著になるため、残留オース
テナイトを確保できない。
【００１８】溶接に際しては、入熱を３３００〜２００
００Ｊ／ｃｍとする。溶接入熱が２００００Ｊ／ｃｍ超
では冷却速度が遅くなり、ＨＡＺの組織がフェライトお
よびパーライトのみとなって、残留オーステナイトを得
ることができない。冷却速度は、少なくとも、添加元素
との兼ね合いによって、ベーナイトが生成し始める冷却
速度より速くする必要がある。また、３３００Ｊ／ｃｍ
未満の溶接入熱では安定したアーク溶接が行えず、健全
な溶接継手が得られない。このような理由から、入熱を
３３００Ｊ／ｃｍ以上２００００Ｊ／ｃｍ以下とした。
００Ｊ／ｃｍとする。溶接入熱が２００００Ｊ／ｃｍ超
では冷却速度が遅くなり、ＨＡＺの組織がフェライトお
よびパーライトのみとなって、残留オーステナイトを得
ることができない。冷却速度は、少なくとも、添加元素
との兼ね合いによって、ベーナイトが生成し始める冷却
速度より速くする必要がある。また、３３００Ｊ／ｃｍ
未満の溶接入熱では安定したアーク溶接が行えず、健全
な溶接継手が得られない。このような理由から、入熱を
３３００Ｊ／ｃｍ以上２００００Ｊ／ｃｍ以下とした。
【００１９】本発明では、予熱の必要性、および前記入
熱量の溶接可能なアーク溶接という制限から、被覆アー
ク溶接またはガスシールドアーク溶接に限定した。溶接
終了後は１５秒以上放冷するか、あるいは溶接終了１５
秒〜１５分後に水冷を行うものとする。溶接終了後１５
秒以上放置するのは、この間にＡｃ1 点以上溶融点未満
の温度に加熱された溶接熱影響部でベーナイト変態を促
進させ、Ｃをオーステナイト中に濃縮させてオーステナ
イトを安定にするためである。上述の溶接熱影響部は、
溶融境界からの距離に応じてそれぞれ異なる最高加熱温
度になるが、溶接ままで数秒〜十数秒後には５００℃付
近まで冷却される。しかし、溶接された継手は３５０〜
５００℃に予熱されているので、この付近の温度に達す
ると冷却速度が極端に遅くなり、特に後熱等の恒温処理
を行わなくても、予熱温度に保持した状態にある。放置
時間が１５秒未満では、ベーナイト変態の進行が不十分
であり、Ｃが十分に濃化していないオーステナイトは室
温まで冷却する途中でマルテンサイトとなり、通常の溶
接方法で得られる継手と同様の組織となって継手疲労強
度は向上しない。一方、放置時間が１５分を超えるとベ
ーナイト変態が進行しすぎて残留オーステナイトが減少
することになるため、４０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速
度で２００℃以下まで冷却することが、残留オーステナ
イトを確保するのにより効果的であることを見出した。
冷却速度が４０℃／ｓｅｃより小さい場合には、ベーナ
イト変態を完全に停止することが不可能であり、逆に１
００℃／ｓｅｃ超の冷却速度の場合には、溶接継手の残
留変形が大きく、実用に耐え得ない形状となるため、上
記範囲の冷却速度とした。また、２００℃より高温で冷
却を停止した場合にもベーナイト変態を完全に停止でき
ず残留オーステナイトが減少するため、室温〜２００℃
の間の温度まで冷却することが好ましい。しかし、その
まま放置しても継手疲労強度の向上を損なうものではな
い。
熱量の溶接可能なアーク溶接という制限から、被覆アー
ク溶接またはガスシールドアーク溶接に限定した。溶接
終了後は１５秒以上放冷するか、あるいは溶接終了１５
秒〜１５分後に水冷を行うものとする。溶接終了後１５
秒以上放置するのは、この間にＡｃ1 点以上溶融点未満
の温度に加熱された溶接熱影響部でベーナイト変態を促
進させ、Ｃをオーステナイト中に濃縮させてオーステナ
イトを安定にするためである。上述の溶接熱影響部は、
溶融境界からの距離に応じてそれぞれ異なる最高加熱温
度になるが、溶接ままで数秒〜十数秒後には５００℃付
近まで冷却される。しかし、溶接された継手は３５０〜
５００℃に予熱されているので、この付近の温度に達す
ると冷却速度が極端に遅くなり、特に後熱等の恒温処理
を行わなくても、予熱温度に保持した状態にある。放置
時間が１５秒未満では、ベーナイト変態の進行が不十分
であり、Ｃが十分に濃化していないオーステナイトは室
温まで冷却する途中でマルテンサイトとなり、通常の溶
接方法で得られる継手と同様の組織となって継手疲労強
度は向上しない。一方、放置時間が１５分を超えるとベ
ーナイト変態が進行しすぎて残留オーステナイトが減少
することになるため、４０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速
度で２００℃以下まで冷却することが、残留オーステナ
イトを確保するのにより効果的であることを見出した。
冷却速度が４０℃／ｓｅｃより小さい場合には、ベーナ
イト変態を完全に停止することが不可能であり、逆に１
００℃／ｓｅｃ超の冷却速度の場合には、溶接継手の残
留変形が大きく、実用に耐え得ない形状となるため、上
記範囲の冷却速度とした。また、２００℃より高温で冷
却を停止した場合にもベーナイト変態を完全に停止でき
ず残留オーステナイトが減少するため、室温〜２００℃
の間の温度まで冷却することが好ましい。しかし、その
まま放置しても継手疲労強度の向上を損なうものではな
い。
【００２０】すなわち、３５０〜５００℃に予熱され、
３３００〜２００００Ｊ／ｃｍの入熱で溶接された継手
の、Ａｃ1 点以上溶融点未満の温度に加熱された領域
は、加熱後焼入れされ、その後３５０〜５００℃に恒温
処理を施された状態となる。最高温度がＡｃ1 点〜Ａｃ
3 点の温度に加熱された領域は、最高温度においてフェ
ライトとオーステナイトの２相状態、Ａｃ3 点以上では
オーステナイト単相状態であり、予熱温度付近に達した
時点でもそのままの組織である。予熱温度付近に達する
とオーステナイトの一部はベーナイト変態するが、ベー
ナイトの生成により吐き出されたＣは、残されたオース
テナイトへ濃化し、そのオーステナイトは安定化される
ため、室温に冷却されても残留する。このときのオース
テナイト中のＣ濃度は１．１％以上に達し、そのときの
Ｍｓ点は室温以下となるためである。この本発明におけ
る残留オーステナイト生成の熱履歴を模式的に表すと図
１のようになる。
３３００〜２００００Ｊ／ｃｍの入熱で溶接された継手
の、Ａｃ1 点以上溶融点未満の温度に加熱された領域
は、加熱後焼入れされ、その後３５０〜５００℃に恒温
処理を施された状態となる。最高温度がＡｃ1 点〜Ａｃ
3 点の温度に加熱された領域は、最高温度においてフェ
ライトとオーステナイトの２相状態、Ａｃ3 点以上では
オーステナイト単相状態であり、予熱温度付近に達した
時点でもそのままの組織である。予熱温度付近に達する
とオーステナイトの一部はベーナイト変態するが、ベー
ナイトの生成により吐き出されたＣは、残されたオース
テナイトへ濃化し、そのオーステナイトは安定化される
ため、室温に冷却されても残留する。このときのオース
テナイト中のＣ濃度は１．１％以上に達し、そのときの
Ｍｓ点は室温以下となるためである。この本発明におけ
る残留オーステナイト生成の熱履歴を模式的に表すと図
１のようになる。
【００２１】本発明者らは、残留オーステナイト量と疲
労強度向上度の関係を検討した結果、体積率で５〜２０
％の残留オーステナイトが含有される場合に特に疲労強
度が向上することを見出した。５％未満の残留オーステ
ナイトでは、疲労荷重によって変態膨張しても発生する
圧縮残留応力は小さく、実質的に疲労強度向上に寄与し
ない。また、２０％超の残留オーステナイトでは、ＨＡ
Ｚの強度が極端に低下し、ＨＡＺに塑性変形が集中し
て、却って疲労強度の低下を招く。
労強度向上度の関係を検討した結果、体積率で５〜２０
％の残留オーステナイトが含有される場合に特に疲労強
度が向上することを見出した。５％未満の残留オーステ
ナイトでは、疲労荷重によって変態膨張しても発生する
圧縮残留応力は小さく、実質的に疲労強度向上に寄与し
ない。また、２０％超の残留オーステナイトでは、ＨＡ
Ｚの強度が極端に低下し、ＨＡＺに塑性変形が集中し
て、却って疲労強度の低下を招く。
【００２２】残留オーステナイト以外の組織としては、
フェライト、パーライト、ベーナイト、マルテンサイト
のうち１種または２種以上の混合組織となるが、疲労強
度向上の観点からは、疲労亀裂伝播抵抗の大きいフェラ
イト組織の体積率が可能な限り大きいことが好ましい。
ただし、その他の組織であっても、上述の残留オーステ
ナイトの効果を損なうものではない。なお、残留オース
テナイトの定量化は、Ｘ線ディフラクトメータを用いて
回折強度より求める方法（第３版 鉄鋼便覧IV、鉄鋼材
料、試験・分析、日本鉄鋼協会編）によった。
フェライト、パーライト、ベーナイト、マルテンサイト
のうち１種または２種以上の混合組織となるが、疲労強
度向上の観点からは、疲労亀裂伝播抵抗の大きいフェラ
イト組織の体積率が可能な限り大きいことが好ましい。
ただし、その他の組織であっても、上述の残留オーステ
ナイトの効果を損なうものではない。なお、残留オース
テナイトの定量化は、Ｘ線ディフラクトメータを用いて
回折強度より求める方法（第３版 鉄鋼便覧IV、鉄鋼材
料、試験・分析、日本鉄鋼協会編）によった。
【００２３】また、本発明では、引張強さの範囲を５９
０ＭＰａ以上９５０ＭＰａ未満とした。引張強さが５９
０ＭＰａ未満の場合には、母材組織がフェライト＋パー
ライトもしくはフェライト＋ベーナイトで比較的低炭素
であるため、溶接による残留オーステナイト生成量が少
なく、５９０ＭＰａ以上の鋼材に比べて疲労強度向上効
果が小さい。また、９５０ＭＰａ以上の引張強度になる
と、溶接時の水素混入による溶接割れ（水素脆化割れ）
が生じやすく、また靱性が劣化するため脆性破壊的な疲
労破壊が生じて、疲労強度の向上は期待できない。
０ＭＰａ以上９５０ＭＰａ未満とした。引張強さが５９
０ＭＰａ未満の場合には、母材組織がフェライト＋パー
ライトもしくはフェライト＋ベーナイトで比較的低炭素
であるため、溶接による残留オーステナイト生成量が少
なく、５９０ＭＰａ以上の鋼材に比べて疲労強度向上効
果が小さい。また、９５０ＭＰａ以上の引張強度になる
と、溶接時の水素混入による溶接割れ（水素脆化割れ）
が生じやすく、また靱性が劣化するため脆性破壊的な疲
労破壊が生じて、疲労強度の向上は期待できない。
【００２４】
【実施例】表１、表２（表１のつづき−１）、表３（表
１のつづき−２）、表４（表１のつづき−３）に示す成
分を有する板厚２０ｍｍの構造用鋼に対して、回し溶接
および十字隅肉溶接を行い、回し溶接継手および十字隅
肉溶接継手を製作した。表中には鋼材の化学成分、機械
的性質を示す。表中のＹＳは鋼材の降伏応力を、ＴＳは
引張強さを、Ｅｌ．は破断伸びを示す。さらに、予熱温
度（Ｐｒｅ−ｈｅａｔ Ｔｅｍｐ．）、溶接入熱（Ｈ
Ｉ）、溶接後の放置時間（Ｔ）、放置後の冷却速度
（Ｒ）、ＨＡＺ粗粒域・細粒域・球状パーライト域での
残留オーステナイト量の平均値（残留γ）も示す。図２
および図３に示す試験片形状・寸法の回し溶接継手およ
び十字隅肉溶接継手を、室温、大気中で片振り疲労試験
（応力比Ｒ＝０）を行った。その破断寿命が２００万回
となる疲労強度（公称応力範囲）をそれぞれ表中に示し
た。比較のため、添加元素含有量、溶接条件等を本発明
の範囲外に変化させた比較溶接継手の例も併せて示し
た。
１のつづき−２）、表４（表１のつづき−３）に示す成
分を有する板厚２０ｍｍの構造用鋼に対して、回し溶接
および十字隅肉溶接を行い、回し溶接継手および十字隅
肉溶接継手を製作した。表中には鋼材の化学成分、機械
的性質を示す。表中のＹＳは鋼材の降伏応力を、ＴＳは
引張強さを、Ｅｌ．は破断伸びを示す。さらに、予熱温
度（Ｐｒｅ−ｈｅａｔ Ｔｅｍｐ．）、溶接入熱（Ｈ
Ｉ）、溶接後の放置時間（Ｔ）、放置後の冷却速度
（Ｒ）、ＨＡＺ粗粒域・細粒域・球状パーライト域での
残留オーステナイト量の平均値（残留γ）も示す。図２
および図３に示す試験片形状・寸法の回し溶接継手およ
び十字隅肉溶接継手を、室温、大気中で片振り疲労試験
（応力比Ｒ＝０）を行った。その破断寿命が２００万回
となる疲労強度（公称応力範囲）をそれぞれ表中に示し
た。比較のため、添加元素含有量、溶接条件等を本発明
の範囲外に変化させた比較溶接継手の例も併せて示し
た。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】溶接継手の疲労強度は継手形式により異な
るが、同一継手形式における疲労強度を比較すると、本
発明溶接継手は比較溶接継手に比べて疲労強度が向上し
ている。本発明溶接継手１〜８は請求項１の継手または
請求項４の方法による継手、本発明溶接継手９〜１６は
請求項１の継手または請求項５の方法による継手、本発
明継手１７〜３４は請求項２の継手、または請求項６の
方法による継手である。本発明溶接継手のＨＡＺは全て
残留γを５％以上含んでおり、その他は、本発明溶接継
手１〜８はフェライト、パーライトおよびベーナイトの
混合組織、本発明溶接継手９〜３４はベーナイト、マル
テンサイトの混合組織が主たる組織である。回し溶接継
手および十字隅肉溶接継手において、本発明溶接継手の
中で最も疲労強度の低い継手（Ｎｏ．１１）でも、比較
溶接継手に比べて約３０％疲労強度が向上している。
るが、同一継手形式における疲労強度を比較すると、本
発明溶接継手は比較溶接継手に比べて疲労強度が向上し
ている。本発明溶接継手１〜８は請求項１の継手または
請求項４の方法による継手、本発明溶接継手９〜１６は
請求項１の継手または請求項５の方法による継手、本発
明継手１７〜３４は請求項２の継手、または請求項６の
方法による継手である。本発明溶接継手のＨＡＺは全て
残留γを５％以上含んでおり、その他は、本発明溶接継
手１〜８はフェライト、パーライトおよびベーナイトの
混合組織、本発明溶接継手９〜３４はベーナイト、マル
テンサイトの混合組織が主たる組織である。回し溶接継
手および十字隅肉溶接継手において、本発明溶接継手の
中で最も疲労強度の低い継手（Ｎｏ．１１）でも、比較
溶接継手に比べて約３０％疲労強度が向上している。
【００３０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の溶接継
手、および本発明の溶接方法によって得られる継手は、
継手形式によらず広範囲にわたり溶接継手の疲労特性に
優れている。従って、疲労破壊が問題となる構造物での
使用に際し、設計・施工面で特別な配慮を必要とせず高
い疲労強度を安定して得ることが可能であり、工業的に
その効果は大きい。
手、および本発明の溶接方法によって得られる継手は、
継手形式によらず広範囲にわたり溶接継手の疲労特性に
優れている。従って、疲労破壊が問題となる構造物での
使用に際し、設計・施工面で特別な配慮を必要とせず高
い疲労強度を安定して得ることが可能であり、工業的に
その効果は大きい。
【図１】本発明における残留オーステナイトを生成させ
る熱履歴を示す模式図である。
る熱履歴を示す模式図である。
【図２】本発明の実施例における回し溶接継手の試験片
形状・寸法の説明図であり、（ａ）平面図、（ｂ）は横
断面図を示す。
形状・寸法の説明図であり、（ａ）平面図、（ｂ）は横
断面図を示す。
【図３】本発明の実施例における十字隅肉溶接継手の試
験片形状・寸法の説明図であり、（ａ）平面図、（ｂ）
は横断面図を示す。
験片形状・寸法の説明図であり、（ａ）平面図、（ｂ）
は横断面図を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｂ２３Ｋ 31/00 Ｂ２３Ｋ 31/00 Ｂ Ｃ２１Ｄ 9/50 １０１ Ｃ２１Ｄ 9/50 １０１Ｂ Ｃ２２Ｃ 38/04 Ｃ２２Ｃ 38/04 38/54 38/54 (72)発明者 小林 順一 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 征矢 勇夫 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 ０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、 ０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、 ０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避の元素から成り、Ａｃ1 点以上溶融点未満の温度
に加熱された溶接熱影響部が体積率で残留オーステナイ
トを５〜２０％含み、残部がフェライト、パーライト、
ベーナイト、マルテンサイトのうち１種または２種以上
から構成されることを特徴とする疲労強度に優れた溶接
継手。 - 【請求項２】 重量％で、さらに ０．０２％≦Ｐ≦０．２０％、 ０．０１％≦Ｎｉ≦２．５％、 ０．０１％≦Ｃｒ≦２．５％、 ０．１％≦Ｍｏ≦４．０％、 ０．００５％≦Ｔｉ≦１．０％、 ０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、 ０．００５％≦Ｎｂ≦１．０％、 ０．００５％≦Ｖ≦２．０％ ０．００１％≦Ａｌ≦０．１％のうち１種または２種以
上を含有することを特徴とする請求項１記載の疲労強度
に優れた溶接継手。 - 【請求項３】 引張強さが５９０ＭＰａ以上９５０ＭＰ
ａ未満の構造用鋼を母材とすることを特徴とする請求項
２記載の疲労強度に優れた溶接継手。 - 【請求項４】 重量％で、 ０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、 ０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、 ０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避の元素から成る構造用鋼を溶接する際に、溶接線
上を３５０〜５００℃に予熱後、３３００〜２００００
Ｊ／ｃｍの入熱にて被覆アーク溶接またはガスシールド
アーク溶接を行い、溶接終了後１５秒以上放冷すること
を特徴とする疲労強度に優れた溶接継手の溶接方法。 - 【請求項５】 重量％で、 ０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、 ０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、 ０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有し、残部がＦｅおよび
不可避の元素から成る構造用鋼を溶接する際に、溶接線
上を３５０〜５００℃に予熱後、３３００〜２００００
Ｊ／ｃｍの入熱にて被覆アーク溶接またはガスシールド
アーク溶接を行い、溶接終了１５秒〜１５分後に４０〜
１００℃／ｓｅｃの速度で室温〜２００℃の温度まで水
冷することを特徴とする疲労強度に優れた溶接継手の溶
接方法。 - 【請求項６】 重量％で、 ０．１０％≦Ｃ≦０．４５％、 ０．５％≦Ｓｉ≦３．０％、 ０．２％≦Ｍｎ≦２．５％を含有し、さらに ０．０２％≦Ｐ≦０．２０％、 ０．０１％≦Ｎｉ≦２．５％、 ０．０１％≦Ｃｒ≦２．５％、 ０．１％≦Ｍｏ≦４．０％、 ０．００５％≦Ｔｉ≦１．０％、 ０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、 ０．００５％≦Ｎｂ≦１．０％、 ０．００５％≦Ｖ≦２．０％ ０．００１％≦Ａｌ≦０．１％のうち１種または２種以
上を含有する構造用鋼を溶接することを特徴とする請求
項４または５記載の疲労強度に優れた溶接継手の溶接方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3038696A JPH0967643A (ja) | 1995-06-21 | 1996-02-19 | 疲労強度に優れた溶接継手およびその溶接方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15482895 | 1995-06-21 | ||
| JP7-154828 | 1995-06-21 | ||
| JP3038696A JPH0967643A (ja) | 1995-06-21 | 1996-02-19 | 疲労強度に優れた溶接継手およびその溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0967643A true JPH0967643A (ja) | 1997-03-11 |
Family
ID=26368716
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3038696A Withdrawn JPH0967643A (ja) | 1995-06-21 | 1996-02-19 | 疲労強度に優れた溶接継手およびその溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0967643A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007160324A (ja) * | 2005-12-12 | 2007-06-28 | Jfe Steel Kk | ステンレス鋼の溶接継手 |
| GB2443494A (en) * | 2006-07-14 | 2008-05-07 | Corus Uk Ltd | A method of weld repairing or cladding a steel bloom , rail or other part of a railway |
| JP2011149054A (ja) * | 2010-01-21 | 2011-08-04 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性溶接金属 |
| WO2013024860A1 (ja) | 2011-08-17 | 2013-02-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度熱延鋼板 |
| CN112899463A (zh) * | 2021-01-15 | 2021-06-04 | 天津职业技术师范大学(中国职业培训指导教师进修中心) | 一种提高双相组织低相变熔敷金属强韧性的焊后低温配分方法 |
-
1996
- 1996-02-19 JP JP3038696A patent/JPH0967643A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007160324A (ja) * | 2005-12-12 | 2007-06-28 | Jfe Steel Kk | ステンレス鋼の溶接継手 |
| GB2443494A (en) * | 2006-07-14 | 2008-05-07 | Corus Uk Ltd | A method of weld repairing or cladding a steel bloom , rail or other part of a railway |
| GB2443494B (en) * | 2006-07-14 | 2010-04-07 | Corus Uk Ltd | A method of weld repairing or cladding a steel bloom,rail or other part of a railway |
| JP2011149054A (ja) * | 2010-01-21 | 2011-08-04 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性溶接金属 |
| WO2013024860A1 (ja) | 2011-08-17 | 2013-02-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度熱延鋼板 |
| US9689060B2 (en) | 2011-08-17 | 2017-06-27 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet |
| CN112899463A (zh) * | 2021-01-15 | 2021-06-04 | 天津职业技术师范大学(中国职业培训指导教师进修中心) | 一种提高双相组织低相变熔敷金属强韧性的焊后低温配分方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20030506 |