JP2004058145A

JP2004058145A - Welding method and welding material for welded joints for steel structures

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Publication number: JP2004058145A
Application number: JP2002223926A
Authority: JP
Inventors: Yasushi Morikage; 森影　康; Takahiro Kubo; 久保　高宏; Kenichi Amano; 天野　虔一; Hiroyuki Konakawa; 粉川　博之; Senketsu O; 王　占杰
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-07-31
Filing date: 2002-07-31
Publication date: 2004-02-26

Abstract

【課題】溶接部のあらゆる部位において安定した圧縮残留応力を導入し、溶接継手の疲労強度を向上させるのに有効な鋼構造物用溶接継手の溶接方法を提供する。
【解決手段】溶接材料を利用する鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、溶接材料の組成が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下を含み、かつ／　あるいはＭｏ：４．０質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する溶接材料を用いて３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下の溶接速度で鋼材を溶接する。
【選択図】　図１An object of the present invention is to provide a method for welding a welded joint for a steel structure, which is effective for introducing a stable compressive residual stress in all parts of a welded part and improving the fatigue strength of the welded joint.
In a method for welding a welded joint for steel structures using a welding material, the composition of the welding material is C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6 0.0-13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, and / or Mo: 4.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass or less. A steel material is welded at a welding speed of 30 cm / min or more and 100 cm / min or less using a welding material containing one or two of them, with the balance being Fe and inevitable impurities.
[Selection diagram] Fig. 1

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、橋梁、貯槽、建設機械等の大型鋼構造物に用いて好適な鋼構造物用溶接継手の溶接方法、特に、溶接部に圧縮残留応力を導入し、溶接継手の疲労強度を向上させる鋼構造物用溶接継手の溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
船舶、橋梁、貯槽、及び建設機械等においては、大型化とそれに伴う軽量化の目的から溶接して使用される鋼材の高強度化が求められている。鋼材が高強度化することによって使用する鋼材を少なくすることができ、構造物を軽量化することができる。これら構造物に使用される鋼材としては、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ等を添加した引張強度レベルが３００〜５９０ＭＰａの鋼材が一般に用いられている。
【０００３】
ところが、鋼材の引張強度が増加しても溶接継手の疲労強度が鋼材の引張強度ほどには向上しないといわれている。この原因としては、溶接継手の溶接部に生じる引張残留応力が大きいことが挙げられる。
この溶接継手の疲労強度を向上させる溶接方法として、従来、例えば、特開平１１−１３８２９０号公報に記載されたものが知られている。
【０００４】
この溶接方法は、溶接により生成する溶接金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温においてマルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とするようにしている。そして、この溶接方法に使用される溶接材料（溶接ワイヤ）としては、マルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満１７０℃以上と低温化させた鉄合金が用いられている。そして、このような溶接方法及び溶接材料を用いることにより、溶接継手の溶接金属に生じた引張残留応力を低減し、あるいは引張残留応力に代えて圧縮残留応力を与え、溶接施工後の研削等の特別な後処理を行わなくても溶接継手の疲労強度が向上するという効果を奏する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平１１−１３８２９０号公報に開示された溶接方法にあっては、溶接継手の疲労強度は向上するものの、溶接部のあるゆる部位において安定した圧縮残留応力を導入するという点では不十分であることが判明した。
本発明は上述の問題点に鑑みてなされれたものであり、その目的は、溶接部のあらゆる部位において安定した圧縮残留応力を導入し、溶接継手の疲労強度を向上させるのに有効な鋼構造物用溶接継手の溶接方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記問題を解決するため、本発明者らが検討した結果、次のような知見を得た。即ち、溶接材料にＣｒ，Ｎｉを添加させることにより促進されたマルテンサイイト変態について、凝固時の母相オーステナイトの＜００１＞結晶方位を一定方向に揃えることにより圧縮残留応力導入に有効であることを見出したのである。
【０００７】
本発明は、この知見に基づいて、さらに検討を加え完成されたものである。
本発明の構成は、以下のとおりである。
（１）溶接材料を利用する鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、前記溶接材料の組成が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下を含み、かつ／　あるいはＭｏ：４．０質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する前記溶接材料を用いて３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下の溶接速度で前記鋼材を溶接することを特徴とする鋼構造物用溶接継手の溶接方法。
【０００８】
（２）溶接材料を利用する鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、前記溶接材料の組成が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、かつ／　あるいはＭｏ：４．０質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下及びＣａ：０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する前記溶接材料を用いて３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下の溶接速度で前記鋼材を溶接することを特徴とする鋼構造物用溶接継手の溶接方法。
【０００９】
（３）（１）又は（２）記載の鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、溶接継手の溶接金属組成が、下記（１）式を満足することを特徴とする鋼構造物用溶接継手の溶接方法。
５０≦７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ
−２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ≦３５０　…（１）
ここに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
【００１０】
【発明の実施の形態】
本願における基本的な技術思想を以下に示す。
（１）変態膨張による応力低減効果：室温より少し高い温度範囲で溶接金属をマルテンサイト変態させ、その変態膨張を利用して熱収縮により生じる溶接引張残留応力を低減する効果。
（２）方位を揃えることによる効果：溶接金属の母相オーステナイトの＜００１＞結晶方位を応力方向に平行にすることによって、最も効率良く溶接部に圧縮残留応力を導入できる効果。
【００１１】
上記の効果を総合的に利用することにより、継手の総合的性能を著しく高め、溶接部のあらゆる部位に安定した圧縮残留応力を導入することにより、特に疲労強度に優れた高性能継手を得ることが本発明の骨子である。
本発明の鋼構造物用溶接継手の溶接方法は、溶接材料を利用する鋼構造物用溶接継手の溶接方法である。
【００１２】
第１の発明は、溶接材料を利用する鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、前記溶接材料の組成が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下を含み、かつ／　あるいはＭｏ：４．０質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する前記溶接材料を用いて３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下の溶接速度で前記鋼材を溶接することを特徴としている。
【００１３】
この鋼構造物用溶接継手の溶接方法においては、溶接速度が３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下であることを必須としている。溶接速度をこのような範囲とすることにより、溶接金属の母相オーステナイトの＜００１＞結晶方位を応力方向に平行にでき、最も効率良く溶接部のあらゆる部位に安定して圧縮残留応力を導入できる。その結果、溶接継手の疲労強度を向上させることができる。
【００１４】
なお、室温より少し高い温度範囲で溶接金属をマルテンサイト変態させることにより前述の（１）の効果により引張残留応力を緩和し、溶接継手の疲労強度および耐低温割れ性は向上するが、溶接速度が３０ｃｍ／　ｍｉｎ未満では溶接部に安定して圧縮残留応力を導入することができない。
発明者らは、溶接部に安定して圧縮残留応力を導入するために溶接条件について詳細な解析を進めた結果、特に溶接速度を増加させて、溶接金属の母相オーステナイトの＜００１＞結晶方位を応力方向に平行にすることによって、溶接部に最も効率良く圧縮残留応力を導入できることを見出した。
【００１５】
また、第２の発明は、溶接材料を利用する鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、前記溶接材料の組成が、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、かつ／　あるいはＭｏ：４．０質量％以下、Ｎｂ：３．０質量％以下およびＣａ：０．５質量％以下のうち一種又は二種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する前記溶接材料を用いて３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下の溶接速度で前記鋼材を溶接することを特徴としている。
【００１６】
この鋼構造物用溶接継手の溶接方法においても、溶接速度が３０ｃｍ／　ｍｉｎ以上１００ｃｍ／　ｍｉｎ以下であることを必須とし、これにより、溶接金属の母相オーステナイトの＜００１＞結晶方位を応力方向に平行にでき、最も効率良く溶接部のあらゆる部位に安定して圧縮残留応力を導入できる。その結果、溶接継手の疲労強度を向上させることができる。
【００１７】
また、第３の発明は、第１又は第２の発明の鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、溶接継手の溶接金属組成が、下記（１）式を満足することを特徴としている。
５０≦７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ
−２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ≦３５０　…（１）
ここに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ：各元素の含有量（質量％）
なお、（１）式における各元素のうち、含有しない元素がある場合には、その元素量を０として（１）式を計算するものとする。
【００１８】
ここで、（１）式の不等号で挟まれた部分である「７１９−７９５Ｃ−３５．５５Ｓｉ−１３．２５Ｍｎ−２３．７Ｃｒ−２６．５Ｎｉ−２３．７Ｍｏ−１１．８５Ｎｂ」は、溶接金属の冷却時のマルテンサイト変態開始温度を℃単位で現した場合の経験式であり、（１）式の意味は、溶接金属の含有成分から推定される溶接金属の冷却時のマルテンサイト変態開始温度が５０℃以上３５０℃以下となることである。
【００１９】
マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が３５０℃を超えると、マルテンサイト変態による膨張量が少なくなるとともに変態膨張の最大点が使用温度よりも高くなりすぎるため、変態後の冷却により再度熱収縮が生じ、これにより引張残留応力が発生するようになり疲労強度が低下する。一方、Ｍｓ点が５０℃未満では、（１）変態膨張による応力低減の効果が十分でなく、疲労強度の改善効果が少ない。このようなことから、溶接金属の組成を、溶接金属のマルテンサイト変態開始点が３５０℃以下５０℃以上となる組成に限定した。これにより、溶接継手の疲労強度が改善できるとともに溶接金属の靭性を向上させることができる。
【００２０】
マルテンサイト変態開始温度を３５０℃以下５０℃以上とした本発明の溶接金属は、温度−伸び曲線、すなわち熱膨張曲線が使用温度においてマルテンサイト変態の開始時よりやや膨張状態の伸びとなる。本発明の溶接継手における溶接金属の冷却過程における温度−伸び曲線の一例を図１に示す。
図１において、本発明の溶接金属（太い実線）は、冷却過程においてマルテンサイト変態を生じ、そのマルテンサイト変態による膨張で、使用温度においてマルテンサイト変態とほぼ同程度あるいはやや膨張状態となるものである。このような溶接金属とすることにより、冷却時の収縮による溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留することになる。溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留することになる。溶接継手に残留する引張応力を緩和するか、あるいは圧縮応力が溶接継手に残留するようにすれば、疲労強度が向上するのである。
【００２１】
一方、本発明の範囲を外れる溶接金属（細い実線、従来例の溶接金属）では、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点が高く、マルテンサイト変態による膨張が少ないため、使用温度においては、変態後の冷却で収縮した状態となる。すなわち、疲労強度の向上は期待できない。
なお、本発明における溶接金属の温度−延び曲線は、通常の熱膨張による伸びの温度変化を連続的に測定して得られる。
【００２２】
第１の発明において、溶接材料の組成は、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とすることを必須とする。
ここで、Ｃは、マルテンサイトの硬さを増加し、溶接硬化性を増大し、低温割れを助長する元素であるため、できるだけその含有量を低減するのが好ましく、低温割れを防止する観点から溶接材料のＣの含有量は０．２０質量％以下、好ましくは０．１２質量％以下とするのが好ましい。
【００２３】
Ｃｒは、マルテンサイト変態開始温度を低温とする元素であるため、８．０質量％以上の含有が好ましい。Ｃｒの含有量が８．０質量％未満では、マルテンサイト変態開始温度を３５０℃以下とするには、溶接材料に高価なＮｉの多量添加、および溶接ワイヤの加工性を劣化させる元素の多量添加を必要とし、経済性、ワイヤの加工性の観点から問題がある。一方、Ｃｒの含有量が１８．０質量％を超えると、溶接金属にフェライトが大量に現出し、靭性の点で好ましくない。このようなことから、溶接材料のＣｒの含有量は８．０〜１８．０質量％とするのが好ましい。
【００２４】
Ｎｉは、オーステナイトを安定化する元素であり、溶接金属においてオーステナイト相を生成し、マルテンサイト変態開始温度３５０℃以下と低温にするために重要な元素である。この観点からＮｉは６．０質量％以上含有させるのが好ましい。一方、１３．０質量％を超える多量の含有は、溶接ワイヤを高価なものとして経済的に不利となるので、溶接材料のＮｉの含有量は６．０〜１３．０質量％とするのが好ましい。
【００２５】
また、δフェライトを適度に析出させて高温にて生じる割れを阻止するためにＣｒ／　Ｎｉ比を１．３以上とすることが好ましい。
Ｓｉは、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させる作用を有し、また脱酸材として機能するため溶接金属の酸素量を低減し、靭性を向上させるのに有効である。しかし、５．０質量％を超えると、高温割れが発生しやすく、また、規格格子を形成して靭性を著しく劣化させる。
【００２６】
さらに、Ｍｎは、オーステナイト安定化作用を有し、脱酸材としても有用であるが、溶接材料にＭｎを５．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＭｎの含有量は５．０質量％以下とするのが好ましい。
第１の発明における溶接材料の組成は、前記溶接材料の組成に加えて、Ｍｏを４．０質量％以下、及びＮｂを３．０質量％以下のうち一種又は二種含有していてもよい。
【００２７】
Ｍｏは溶接金属の耐食性を向上させる目的として添加することができるが、溶接金属にＭｏを４．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＭｏの含有量は４．０質量％以下とするのが好ましい。
また、Ｎｂはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させる作用を有し、Ｍｓ点を低下させるためには多く含有させるほうが好ましい。しかし、溶接金属にＮｂを３．０質量％を超えて含有させるためには、溶接ワイヤの製造における加工性が低下する。このため、溶接材料のＮｂの含有量は３．０質量％以下とするのが好ましい。
【００２８】
第２の発明において、溶接材料の組成は、Ｃ：０．２０質量％以下、Ｃｒ：８．０〜１８．０質量％、Ｎｉ：６．０〜１３．０質量％、Ｓｉ：５．０質量％以下、Ｍｎ：５．０質量％以下、Ｐ：０．０２０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とすることを必須とする。
【００２９】
ここで、Ｐ，Ｓは、高温において発生する割れを阻止するために含有量を抑制する必要があり、それぞれ０．０２０質量％以下、０．０１０質量％以下に限定した。割れを完全に阻止するためにはＰ，Ｓをそれぞれ０．０１０質量％以下、０．００５質量％以下とすることが望ましい。Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎについては第１の発明と同様である。
【００３０】
第２の発明における溶接材料の組成は、前記溶接材料の組成に加えて、Ｍｏを４．０質量％以下、Ｎｂを３．０質量％以下０．５質量％以下及びＣａを０．５質量％以下のうち一種又は二種含有していてもよい。
ここで、ＣａはＳと結合して析出することにより、粒界へのＳの偏析を抑制する効果がある。しかし、Ｃａの添加量が０．５質量％を超えると、溶接金属の靭性に悪影響を及ぼすので溶接材料のＣａ量は０．５質量％以下とするのが好ましい。Ｍｏ，Ｎｂについては第１の発明と同様である。
【００３１】
なお、第１及び第２の発明において、上記した元素以外については、とくに限定されないが、溶接材料に、Ｖ、Ｃｕ、希土類元素をそれぞれ０．５質量％以下含有することは許容される。また、上記した元素以外に被溶接材、溶接材料に含有される元素が不可避的に含有されても何ら問題はない。
溶接金属中の各元素の含有量も上記の理由に応じて請求の範囲で規定した溶接材料中の各元素の含有量の範囲に限定される。
【００３２】
本発明によって製造される鋼構造物用溶接継手においては、被溶接材として、低合金鋼材を用いるとよい。中でも、２５ｍｍ厚以下の極厚４９０ＭＰａ級高張力鋼材あるいは５９０ＭＰａ級高張力鋼材を溶接した場合に好適である。しかし、本発明に用いられるこれら低合金鋼材の種類については、特に限定されず、通常公知のいずれの鋼材も適用可能である。
【００３３】
また、本発明の鋼構造物用溶接継手の溶接方法において、用いられる溶接材料は、前記被溶接材に適合した溶接条件で、前記の組成の溶接金属を形成できる組成を有するものであれば、通常公知の材料のいずれもが適用可能であり、特に限定されない。前記の組成の溶接金属が形成できるように、溶接条件により被溶接材からの希釈等を考慮して適宜選択すればよい。
【００３４】
本発明の鋼構造物用溶接継手の溶接方法では、被溶接材に応じて、溶接材料の組成及び溶接条件を調整して、前記の組成の溶接金属を形成する。そして、溶接方法は、被覆アーク溶接、ガスメタルアーク溶接、サブマージアーク溶接、セルフシールドアーク溶接など各種溶接法がいずれも好適に適用できる。また、継手形状は、荷重非伝達型十字溶接継手、角回し溶接などの隅肉溶接継手、突き合わせ溶接継手など、船舶、海洋構造物、ペンストック、橋梁、貯槽、建設機械等の大型鋼構造物に用いられる継手形状がいずれも好適である。
【００３５】
【実施例】
表１に被溶接鋼板の化学組成及び板厚を、表２に溶接材料の化学組成を示す。
【００３６】
【表１】

【００３７】
【表２】

【００３８】
表２において、手溶接棒については棒径を４．０ｍｍφ、ソリッドワイヤ（ＭＡＧ溶接用）及びフラックス入りワイヤ（ＦＣＷ）についてはワイヤ径を１．２ｍｍφとした。これら用いて角回し溶接継手、荷重非伝達型十字溶接継手及び突合せ溶接継手を作製した。溶接条件は、表３に示すとおりとした。表１、表２の組合せにより作製したそれぞれの溶接継手における溶接金属の特性を表３に示す。
【００３９】
【表３】

【００４０】
表３を参照すると、記号３，５，７，８で示す溶接継手の溶接速度は、それぞれ１０ｃｍ／　ｍｉｎ，１２ｃｍ／　ｍｉｎ，１３ｃｍ／　ｍｉｎ，１２ｃｍ／　ｍｉｎであり、請求項１及び２の要件を満たしていないことが理解される。また、記号７で示す溶接継手に使用された溶接材料は記号Ｄで示すもので、表２を参照すると、記号Ｄで示された溶接材料は、Ｐの含有量が０．０５８質量％、Ｓの含有量が０．０２５質量％であり、請求項２の要件を満たしていないことが理解される。
【００４１】
そして、各溶接継手については、溶接部の残留応力を測定した。残留応力測定には、歪みゲージを用いて応力測定マニュアル（オーム社、１９７２年、ｐｐ．３４２−３４６）に示した切断法を適用した。残留応力はいずれもビードから２ｍｍ離れた場所での値であり、▲１▼溶接方向に対して中央部、▲２▼「溶接方向に対して中央部」から２０ｍｍ溶接開始点側、▲３▼「溶接方向に対して中央部」から２０ｍｍ溶接終了点側の３点で測定した。測定した残留応力を表４に示す。残留応力の単位はＭＰａであり、圧縮残留応力は「−」、引張残留応力は「＋」で表される。
【００４２】
【表４】

【００４３】
表４を参照すると、発明例を構成する記号１，２，４，６の溶接継手については、残留応力値がいずれも−１５０ＭＰａ以下であり、また、測定場所▲１▼、▲２▼、▲３▼間における残留応力値のばらつきも小さく、安定した圧縮残留応力が得られている。
一方、比較例を構成する記号３，５の溶接継手については、圧縮残留応力が得られているがその値が小さく、かつ、測定場所▲１▼、▲２▼、▲３▼間における残留応力値のばらつきも大きい。このため、本発明の目的である「溶接部のああらゆる部位に安定した圧縮残留応力の導入」を達成できていない。また、比較例を構成する記号６，７の溶接継手については、引張残留応力が得られている。このため、本発明の目的である「溶接部のあらゆる部位に安定した圧縮残留応力の導入」を達成できていない。
【００４４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明に係る鋼構造物用溶接継手の溶接方法によれば、溶接部のあらゆる部位に安定した圧縮残留応力を導入でき、溶接継手の疲労強度を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明による溶接継手における溶接金属の温度−伸び曲線と従来例の溶接継手における溶接金属の温度−伸び曲線とを示すグラフである。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for welding a welded joint for steel structures suitable for use in large steel structures such as ships, bridges, storage tanks, construction machines, etc. The present invention relates to a method for welding a welded joint for a steel structure, which improves welding.
[0002]
[Prior art]
In ships, bridges, storage tanks, construction machines, and the like, steel materials used by welding are required to have high strength for the purpose of increasing the size and reducing the weight. By increasing the strength of the steel material, the number of steel materials used can be reduced, and the weight of the structure can be reduced. As a steel material used for these structures, a steel material having a tensile strength of 300 to 590 MPa to which Cr, Ni, Mo or the like is added is generally used.
[0003]
However, it is said that even if the tensile strength of the steel material increases, the fatigue strength of the welded joint does not improve as much as the tensile strength of the steel material. This is because the tensile residual stress generated in the welded portion of the welded joint is large.
As a welding method for improving the fatigue strength of the welded joint, a method described in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. H11-138290 has been conventionally known.
[0004]
According to this welding method, a weld metal generated by welding causes a martensitic transformation in a cooling process after the welding, and expands at room temperature more than at the start of the martensitic transformation. As a welding material (welding wire) used in this welding method, an iron alloy whose martensitic transformation start temperature is lowered to less than 250 ° C. and 170 ° C. or more is used. And, by using such a welding method and a welding material, the tensile residual stress generated in the weld metal of the welded joint is reduced, or compressive residual stress is given instead of the tensile residual stress, and grinding and the like after welding are performed. The effect is obtained that the fatigue strength of the welded joint is improved without performing any special post-treatment.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the welding method disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-138290, although the fatigue strength of the welded joint is improved, it is not sufficient in that a stable compressive residual stress is introduced at any part of the welded portion. Turned out to be.
The present invention has been made in view of the above-described problems, and an object of the present invention is to introduce a stable compressive residual stress in all parts of a welded portion and to improve a steel structure effective for improving the fatigue strength of a welded joint. It is an object of the present invention to provide a welding method for a product welded joint.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
As a result of the study by the present inventors to solve the above problem, the following findings were obtained. That is, regarding martensite transformation promoted by adding Cr and Ni to the welding material, it is effective to introduce compressive residual stress by aligning the <001> crystal orientation of the parent austenite during solidification in a certain direction. I found it.
[0007]
The present invention has been completed by further study based on this finding.
The configuration of the present invention is as follows.
(1) In a welding method of a welded joint for steel structures using a welding material, the composition of the welding material is C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6 0.0-13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, and / or Mo: 4.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass or less. A steel characterized in that the steel material is welded at a welding speed of 30 cm / min or more and 100 cm / min or less using the welding material containing one or two of them, the balance being Fe and unavoidable impurities. Welding method for welded joints for structures.
[0008]
(2) In the method for welding a welded joint for a steel structure using a welding material, the composition of the welding material is C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6 0.0-13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, P: 0.020% by mass or less, S: 0.010% by mass or less, and / or Mo: 4.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass or less, and Ca: 0.5% by mass or less, and the balance contains one or two types, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities. A method for welding a welded joint for a steel structure, wherein the steel material is welded at a welding speed of 30 cm / min or more and 100 cm / min or less using a material.
[0009]
(3) The method for welding a welded joint for a steel structure according to (1) or (2), wherein the weld metal composition of the welded joint satisfies the following expression (1). Welding method.
50 ≦ 719−795C−35.55Si−13.25Mn−23.7Cr
−26.5Ni-23.7Mo-11.85Nb ≦ 350 (1)
Here, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Nb: content of each element (% by mass)
[0010]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The basic technical concept in the present application is shown below.
(1) Effect of reducing stress by transformation expansion: An effect of transforming a weld metal into martensite in a temperature range slightly higher than room temperature, and reducing the welding tensile residual stress caused by thermal shrinkage by utilizing the transformation expansion.
(2) Effect of Aligning the Orientation: By making the <001> crystal orientation of the parent phase austenite of the weld metal parallel to the stress direction, it is possible to introduce the compressive residual stress into the weld most efficiently.
[0011]
By utilizing the above effects comprehensively, the overall performance of the joint is significantly enhanced, and by introducing a stable compressive residual stress in all parts of the weld, a high-performance joint with particularly excellent fatigue strength is obtained. Is the gist of the present invention.
The method for welding a welded joint for a steel structure according to the present invention is a method for welding a welded joint for a steel structure using a welding material.
[0012]
A first invention is a method for welding a welded joint for a steel structure using a welding material, wherein the composition of the welding material is C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6.0 to 13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, and / or Mo: 4.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass. % Or less, and the balance is welded to the steel material at a welding speed of 30 cm / min or more and 100 cm / min or less using the welding material having a composition consisting of Fe and unavoidable impurities. And
[0013]
In this method for welding a welded joint for steel structures, it is essential that the welding speed be 30 cm / min or more and 100 cm / min or less. By setting the welding speed in such a range, the <001> crystal orientation of the parent phase austenite of the weld metal can be made parallel to the stress direction, and the compressive residual stress can be introduced most efficiently and stably to all parts of the weld. . As a result, the fatigue strength of the welded joint can be improved.
[0014]
The martensitic transformation of the weld metal in a temperature range slightly higher than room temperature relieves the tensile residual stress by the effect of the above (1), and improves the fatigue strength and low-temperature cracking resistance of the welded joint. Is less than 30 cm / min, it is not possible to stably introduce a compressive residual stress into the weld.
The present inventors have conducted detailed analysis of welding conditions in order to stably introduce a compressive residual stress into a weld, and as a result, in particular, have increased the welding speed to increase the <001> crystal orientation of the parent austenite of the weld metal. It has been found that the compressive residual stress can be most efficiently introduced into the welded portion by making parallel to the stress direction.
[0015]
According to a second aspect of the present invention, in the method for welding a welded joint for a steel structure using a welding material, the composition of the welding material is C: 0.20% by mass or less, and Cr: 8.0 to 18.0% by mass. %, Ni: 6.0 to 13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, P: 0.020% by mass or less, S: 0.010% by mass or less. And / or one or two of Mo: 4.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass or less, and Ca: 0.5% by mass or less, with the balance being Fe and inevitable impurities. The steel material is welded at a welding speed of 30 cm / min or more and 100 cm / min or less using the welding material having a composition.
[0016]
Also in this method for welding a welded joint for steel structures, it is essential that the welding speed be 30 cm / min or more and 100 cm / min or less, whereby the <001> crystal orientation of the parent austenite of the weld metal in the stress direction. It can be made parallel and the compressive residual stress can be stably introduced to all parts of the weld most efficiently. As a result, the fatigue strength of the welded joint can be improved.
[0017]
According to a third invention, in the method for welding a welded joint for steel structures of the first or second invention, the weld metal composition of the welded joint satisfies the following expression (1).
50 ≦ 719−795C−35.55Si−13.25Mn−23.7Cr
−26.5Ni-23.7Mo-11.85Nb ≦ 350 (1)
Here, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Nb: content of each element (% by mass)
In addition, when there is an element that is not contained among the elements in the equation (1), the equation (1) is calculated by setting the amount of the element to 0.
[0018]
Here, "719-795C-35.55Si-13.25Mn-23.7Cr-26.5Ni-23.7Mo-11.85Nb", which is a portion sandwiched by the inequality sign of equation (1), is This is an empirical formula when the martensitic transformation start temperature at the time of cooling is expressed in ° C., and the meaning of the expression (1) means that the martensitic transformation start temperature at the time of cooling the weld metal estimated from the content of the weld metal is It is to be 50 ° C. or more and 350 ° C. or less.
[0019]
When the martensite transformation start temperature (Ms point) exceeds 350 ° C., the expansion amount due to martensite transformation decreases and the maximum point of transformation expansion becomes too high than the use temperature, so that heat shrinkage is again caused by cooling after transformation. This causes a tensile residual stress to be generated, which lowers the fatigue strength. On the other hand, when the Ms point is less than 50 ° C., (1) the effect of reducing stress by transformation expansion is not sufficient, and the effect of improving fatigue strength is small. For this reason, the composition of the weld metal is limited to a composition in which the martensite transformation start point of the weld metal is 350 ° C. or less and 50 ° C. or more. Thereby, the fatigue strength of the welded joint can be improved and the toughness of the weld metal can be improved.
[0020]
In the weld metal of the present invention in which the martensitic transformation start temperature is 350 ° C. or less and 50 ° C. or more, the temperature-elongation curve, that is, the thermal expansion curve shows a slightly expanded elongation at the operating temperature from the start of the martensitic transformation. FIG. 1 shows an example of a temperature-elongation curve in the process of cooling the weld metal in the welded joint of the present invention.
In FIG. 1, the weld metal (thick solid line) of the present invention undergoes martensitic transformation in the cooling process, and expands due to the martensitic transformation, and at the operating temperature, becomes almost the same or slightly expanded state as the martensitic transformation. is there. By using such a weld metal, tensile stress remaining in the weld joint due to shrinkage during cooling is reduced, or compressive stress remains in the weld joint. Either the tensile stress remaining in the welded joint is relieved, or the compressive stress remains in the welded joint. If the tensile stress remaining in the welded joint is reduced, or if the compressive stress is left in the welded joint, the fatigue strength is improved.
[0021]
On the other hand, in a weld metal outside the scope of the present invention (thin solid line, conventional weld metal), the martensite transformation start temperature Ms point is high, and the expansion due to martensite transformation is small, so that the cooling after transformation is not performed at the use temperature. To be in a contracted state. That is, improvement in fatigue strength cannot be expected.
In addition, the temperature-elongation curve of the weld metal in the present invention is obtained by continuously measuring the elongation temperature change due to normal thermal expansion.
[0022]
In the first aspect, the composition of the welding material is as follows: C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6.0 to 13.0% by mass, Si: 5.0. It is essential that the composition contains not more than 5% by mass and not more than 5.0% by mass of Mn, with the balance being Fe and inevitable impurities.
Here, C is an element that increases the hardness of martensite, increases weld hardenability, and promotes low-temperature cracking. Therefore, it is preferable to reduce the content of C as much as possible, and from the viewpoint of preventing low-temperature cracking. The content of C in the welding material is preferably 0.20% by mass or less, more preferably 0.12% by mass or less.
[0023]
Since Cr is an element that lowers the martensitic transformation start temperature, its content is preferably 8.0% by mass or more. If the Cr content is less than 8.0% by mass, the martensitic transformation initiation temperature is set to 350 ° C. or lower in order to add a large amount of expensive Ni to the welding material and a large amount of an element that deteriorates the workability of the welding wire. And there is a problem from the viewpoint of economy and wire workability. On the other hand, if the Cr content exceeds 18.0% by mass, a large amount of ferrite appears in the weld metal, which is not preferable in terms of toughness. For this reason, the Cr content of the welding material is preferably set to 8.0 to 18.0% by mass.
[0024]
Ni is an element that stabilizes austenite, and is an important element for forming an austenite phase in a weld metal and lowering the martensitic transformation start temperature to 350 ° C. or lower. From this viewpoint, it is preferable to contain 6.0% by mass or more of Ni. On the other hand, a large content exceeding 13.0% by mass makes the welding wire expensive and economically disadvantageous. Therefore, the Ni content of the welding material should be 6.0 to 13.0% by mass. preferable.
[0025]
Further, it is preferable to set the Cr / Ni ratio to 1.3 or more in order to appropriately precipitate δ ferrite and prevent cracks generated at high temperatures.
Si has an effect of lowering the martensitic transformation start temperature (Ms point), and is effective in reducing the oxygen content of the weld metal and improving the toughness because it functions as a deoxidizing material. However, if it exceeds 5.0% by mass, hot cracking is likely to occur, and a standard lattice is formed to significantly deteriorate toughness.
[0026]
Furthermore, Mn has an austenite stabilizing action and is also useful as a deoxidizing material. However, in order for Mn to be contained in a welding material in an amount exceeding 5.0% by mass, workability in the production of a welding wire is reduced. descend. Therefore, the Mn content of the welding material is preferably set to 5.0% by mass or less.
The composition of the welding material according to the first invention may contain one or more of Mo of 4.0% by mass or less and Nb of 3.0% by mass or less in addition to the composition of the welding material. .
[0027]
Mo can be added for the purpose of improving the corrosion resistance of the weld metal. However, if Mo is contained in the weld metal in an amount exceeding 4.0% by mass, the workability in the production of a welding wire is reduced. Therefore, the content of Mo in the welding material is preferably set to 4.0% by mass or less.
Further, Nb has an effect of lowering the martensitic transformation start temperature (Ms point), and it is preferable to contain a large amount of Nb in order to lower the Ms point. However, when Nb is contained in the weld metal in an amount exceeding 3.0% by mass, the workability in the production of the welding wire is reduced. Therefore, the Nb content of the welding material is preferably set to 3.0% by mass or less.
[0028]
In the second invention, the composition of the welding material is as follows: C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6.0 to 13.0% by mass, Si: 5.0 Mn: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, P: 0.020% by mass or less, S: 0.010% by mass or less, with the balance being essential to be composed of Fe and inevitable impurities. .
[0029]
Here, the contents of P and S need to be suppressed in order to prevent cracks occurring at high temperatures, and are limited to 0.020% by mass or less and 0.010% by mass or less, respectively. In order to completely prevent cracking, it is desirable to set P and S to 0.010% by mass or less and 0.005% by mass or less, respectively. C, Cr, Ni, Si and Mn are the same as in the first invention.
[0030]
The composition of the welding material in the second invention is such that, in addition to the composition of the welding material, Mo is 4.0% by mass or less, Nb is 3.0% by mass or less, 0.5% by mass or less, and Ca is 0.5% by mass. % Or less may be contained.
Here, Ca has an effect of suppressing the segregation of S at the grain boundaries by precipitating in combination with S. However, if the addition amount of Ca exceeds 0.5% by mass, the toughness of the weld metal is adversely affected. Therefore, the Ca amount of the welding material is preferably set to 0.5% by mass or less. Mo and Nb are the same as in the first invention.
[0031]
In the first and second aspects of the present invention, the elements other than the above-mentioned elements are not particularly limited. However, it is permissible for the welding material to contain V, Cu, and rare earth elements in an amount of 0.5% by mass or less, respectively. Further, there is no problem even if elements contained in the material to be welded and the welding material are inevitably contained in addition to the above-mentioned elements.
The content of each element in the weld metal is also limited to the range of the content of each element in the welding material specified in the claims according to the above reason.
[0032]
In the welded joint for steel structures manufactured by the present invention, a low alloy steel material may be used as the material to be welded. Among them, it is suitable when a very thick 490 MPa class high tensile steel material or a 590 MPa class high tensile steel material having a thickness of 25 mm or less is welded. However, the type of these low alloy steel materials used in the present invention is not particularly limited, and any commonly known steel materials can be applied.
[0033]
Further, in the welding method of the welded joint for steel structures of the present invention, the welding material used, under welding conditions suitable for the material to be welded, as long as it has a composition capable of forming a weld metal of the above composition, Generally, any of known materials can be applied, and there is no particular limitation. What is necessary is just to select suitably according to welding conditions, such as dilution from a material to be welded, so that a weld metal of the above-mentioned composition can be formed.
[0034]
In the method for welding a welded joint for steel structures according to the present invention, the composition of the welding material and the welding conditions are adjusted according to the material to be welded to form a weld metal having the above composition. As the welding method, any of various welding methods such as covered arc welding, gas metal arc welding, submerged arc welding, and self-shielded arc welding can be suitably applied. In addition, the joint shape is large-scale steel structures such as vessels, marine structures, penstocks, bridges, storage tanks, construction machinery, etc. Any suitable joint shape is suitable.
[0035]
【Example】
Table 1 shows the chemical composition and thickness of the steel sheet to be welded, and Table 2 shows the chemical composition of the welding material.
[0036]
[Table 1]

[0037]
[Table 2]

[0038]
In Table 2, the diameter of the hand welding rod was 4.0 mmφ, and the diameter of the solid wire (for MAG welding) and the flux-cored wire (FCW) was 1.2 mmφ. Using these, a square turning welded joint, a load non-transmission type cross welded joint, and a butt welded joint were produced. The welding conditions were as shown in Table 3. Table 3 shows the properties of the weld metal in each of the welded joints produced by the combination of Tables 1 and 2.
[0039]
[Table 3]

[0040]
Referring to Table 3, the welding speeds of the welded joints indicated by symbols 3, 5, 7, and 8 are 10 cm / min, 12 cm / min, 13 cm / min, and 12 cm / min, respectively. It is understood that they do not. Further, the welding material used for the welded joint indicated by symbol 7 is indicated by symbol D. Referring to Table 2, the welding material indicated by symbol D has a P content of 0.058% by mass, Is 0.025% by mass, which does not satisfy the requirement of claim 2.
[0041]
And about each weld joint, the residual stress of the welding part was measured. For the measurement of residual stress, a cutting method shown in a stress measurement manual (Ohm Co., 1972, pp. 342-346) using a strain gauge was applied. The residual stress is a value at a position 2 mm away from the bead, and is: (1) central portion with respect to the welding direction, (2) 20 mm welding start point side from "central portion with respect to the welding direction", (3) The measurement was performed at three points on the 20 mm welding end point side from the “central part with respect to the welding direction”. Table 4 shows the measured residual stress. The unit of the residual stress is MPa, the compressive residual stress is represented by “−”, and the tensile residual stress is represented by “+”.
[0042]
[Table 4]

[0043]
Referring to Table 4, with respect to the welded joints of symbols 1, 2, 4, and 6 constituting the invention examples, the residual stress values are all less than or equal to -150 MPa, and the measurement locations (1), (2), and (▲) The dispersion of the residual stress value between 3) is small, and a stable compressive residual stress is obtained.
On the other hand, for the welded joints of symbols 3 and 5 constituting the comparative example, the compressive residual stress was obtained, but the value was small, and the residual stress between the measurement points (1), (2) and (3) was obtained. The dispersion of the values is also large. For this reason, the object of the present invention, "introduction of stable compressive residual stress to all parts of the welded portion" cannot be achieved. In addition, tensile residual stress was obtained for the welded joints 6 and 7 constituting the comparative example. For this reason, the object of the present invention, "the stable introduction of compressive residual stress to all parts of the welded portion" cannot be achieved.
[0044]
【The invention's effect】
As described above, according to the method for welding a welded joint for a steel structure according to the present invention, a stable compressive residual stress can be introduced to all portions of a welded portion, and the fatigue strength of the welded joint can be improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing a temperature-elongation curve of a weld metal in a welded joint according to the present invention and a temperature-elongation curve of a weld metal in a conventional welded joint.

Claims

In the method for welding a welded joint for steel structures using a welding material, the composition of the welding material is as follows: C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6.0 to 6.0%. 13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, and / or Mo: 4.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass or less or For a steel structure, characterized in that the steel material is welded at a welding speed of 30 cm / min or more and 100 cm / 溶接 min or less using the welding material containing two kinds, the balance being Fe and unavoidable impurities. Welding method for welding joints.

In the method for welding a welded joint for steel structures using a welding material, the composition of the welding material is as follows: C: 0.20% by mass or less, Cr: 8.0 to 18.0% by mass, Ni: 6.0 to 6.0%. 13.0% by mass, Si: 5.0% by mass or less, Mn: 5.0% by mass or less, P: 0.020% by mass or less, S: 0.010% by mass or less, and // or Mo: 4 The above-mentioned welding material containing one or two kinds among 0.0% by mass or less, Nb: 3.0% by mass or less and Ca: 0.5% by mass or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities is used. Welding the steel material at a welding speed of 30 cm / こと min to 100 cm / min.

The welding method for a welded joint for steel structures according to claim 1 or 2,
A method for welding a welded joint for a steel structure, wherein a weld metal composition of the welded joint satisfies the following expression (1).
50 ≦ 719−795C−35.55Si−13.25Mn−23.7Cr
−26.5Ni-23.7Mo-11.85Nb ≦ 350 (1)
Here, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Nb: content of each element (% by mass)