JP4733903B2

JP4733903B2 - Fatigue life improving treatment method and long-life welded joint thereby

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Publication number: JP4733903B2
Application number: JP2002074181A
Authority: JP
Inventors: 知徳冨永; 正糟谷; 和巳松岡; 嘉昭佐藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-03-18
Filing date: 2002-03-18
Publication date: 2011-07-27
Anticipated expiration: 2022-03-18
Also published as: JP2003275890A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、実構造物における溶接継手の疲労特性の品質管理方法および溶接変形矯正等の溶接後処理工程が必要な溶接構造物の疲労強度向上方法に関するものであり、より詳しくは、溶接金属の変態温度が低くなるよう溶接材料の成分を調整しそれによる溶接残留応力低減を利用して疲労特性を改善した溶接継手の管理方法、および溶接後処理を行う必要がある溶接構造物に対し溶接金属の変態温度が低くなるよう溶接材料の成分を調整し、それによる溶接残留応力低減を低減させ、疲労強度を向上させる方法とその管理方法を包含した疲労向上処理法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来の溶接継手疲労特性の改善方法としては、ＴＩＧなめ付け溶接や機械加工などによる溶接止端形状の改善、ピーニングなどによる溶接止端形状の改善と圧縮残留応力の導入などがあった。これら方法は、溶接終了後に行う、いわゆる後処理に分類できるものであり、溶接部形状が溶接ままの状態と異なるため後処理を実施したかどうかの判断は、外観検査のみで充分可能であった。
一方、最近になり、溶接金属の変態温度が低くなるように溶接材料の成分を設計し、変態に伴う体積膨張を利用し圧縮残留応力を導入することで疲労特性を改善する技術が提案された（以降、このような溶接材料を総称して低温変態溶接材料と呼ぶ）。この技術は、例えば特開平１１−１３８２９０号公報で開示されている。この方法は、溶接材料を変更するだけで疲労強度が改善できるという点で後処理をする技術より経済的に優れている。すなわち、それだけ工程数が少なくて済み、人件費がその分節約できる方法である。しかし、この方法にも問題がないわけではない。
【０００３】
問題点は３つ存在し、１つ目は、後処理を施す技術と異なり外観検査だけでは残留応力が低減されそれにより疲労強度向上が達成されているかどうかまったくわからない点である。そのために、ある溶接継手に対して、この継手が疲労強度の改善されている継手なのかそうでないのか、の判断が難しい。
【０００４】
問題の２つ目は、既に疲労亀裂が存在する状態で低温変態溶接材料を用いた場合は、疲労強度改善効果が期待しがたい点である。低温変態溶接材料は、主に板厚方向の残留応力分布を変化させ、鋼材の表面近傍の溶接止端部で引張残留応力の低減または圧縮残留応力を導入するため、逆に言えば鋼材の内部では、引っ張りの方向に残留応力が増大する方向にある。そのため、もし、内部に疲労亀裂が残っている場合は、その亀裂先端での引張残留応力が増加し、進展が加速し、疲労寿命がかえって低下する結果となる。
【０００５】
問題の３つ目は、たとえ残留応力が低減されたとしても、溶接施工後に溶接変形矯正工程などが行われる場合は溶接部に生じている残留応力が消失してしまうという点である。残留応力が消失されれば、低温変態溶接材料を用いようが従来溶接材料を用いようが疲労強度に差はなく、疲労特性改善は期待できない。
残留応力を低減することにより疲労特性が改善されている継手であるかどうかの判断をする方法としてまず考えられることは、溶接部の残留応力を実際測定する方法がある。測定方法としては種々知られているが、実構造物への適用を考えると、ひずみゲージを用いた応力弛緩法など、いわゆる破壊法は採用できない。適用の可能性があるのは、Ｘ線法などの非破壊計測法である。これらの方法としては、Ｘ線法以外にも、磁気歪法、バルクハウゼンノイズ法、音弾性法などがある。しかし、磁気歪法、バルクハウゼンノイズ法、音弾性法で測定できるのは残留応力そのものではなく、それの主応力の差のみである。例えば、ｘ方向に−５００ＭＰａ、ｙ方向に−２００ＭＰａの残留応力がある場合、測定値として得られるものは、それらの差、すなわち３００ＭＰａである。この値は、ｘ方向に２００ＭＰａ、ｙ方向に５００ＭＰａの残留応力がある場合でも同じである。しかし、疲労という観点からはｘ方向の残留応力が−５００ＭＰａなのか２００ＭＰａなのかでは大変な違いである。したがって、非破壊測定法で適用できるとすればＸ線法の可能性が一番高い。しかし、Ｘ線は、一般に鋼板表面の数ミクロン程度のごく浅い領域しか入ることができず、したがって、残留応力の測定値もその表面近傍の残留応力の値になる。一方、溶接継手の疲労特性を決定しているのは、たとえ疲労亀裂が表面から入っていくとしても、表面下ごく数ミクロンの範囲内の残留応力ではなく、もっと深い、具体的には表面下数ミリメートルの範囲における平均的な値である。そのためＸ線法での測定をもってして、低温変態溶接材料を用いたときの溶接継手の疲労特性を管理することにも問題がある。
【０００６】
溶接施工後の後処理は、残留応力を除去する目的で行うＳＲ処理以外にも、溶接変形を矯正するためのガスバーナー加熱やプレス加工などが実際、頻繁に行われている。溶接変形は溶接構造物の工作精度にかかわる問題であり、さらには、最終構造物の美観にもかかわる問題でもあるため、ある程度の溶接変形が発生したときには、それを矯正する作業を実施するのが通常である。しかし、このような作業は、低温変態溶接材料を用いて溶接部の残留応力を低減、場合によっては圧縮状態にさせて疲労強度を改善する技術の効果を無くしてしまうことをも意味する。なぜならば、残留応力は、外力あるいは熱が加わると、それにより再分配を起こしてしまうからである。一般に、外力あるいは熱を加えても、変形が弾性変形の範囲内であれば残留応力分布に変化はない。しかし、溶接変形を矯正するということは、塑性変形を導入させない限り達成できないものであるため、残留応力の再分配は必ず発生してしまい、その再分配の結果、導入されていた残留応力が引張側に大きく変化すれば、それによる疲労強度改善効果が消失してしまう。そのため、疲労強度向上を残留応力制御で確実に達成させようとするならば、溶接終了後には溶接変形矯正等の溶接後処理を実施することはできない。しかし、これら後処理の実施は、疲労という観点からだけで実施するかどうかを判断することができないという問題がある。
【０００７】
以上のように、残留応力を非破壊的に測定しその結果を用いて継手の疲労特性を管理する方法には多くの問題があり、また、溶接後処理を行う場合などは低温変態溶接材料の効果が期待できないという問題もあることがわかった。しかし、低温変態溶接材料を溶接継手の疲労特性改善に用いる技術は、その効果の大きさを考えると今後もっとも期待される技術であるため、その簡便な溶接継手部の疲労特性管理方法や、溶接変形矯正等の後処理を実施する場合でも効果が発揮できる疲労強度向上方法が強く望まれていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、溶接構造物に低温変態溶接材料を用いたときの実用的かつ簡便な溶接継手の疲労特性管理方法、および溶接変形矯正等の溶接後処理が不可欠な溶接構造物でも低温変態溶接材料を用いて疲労強度を向上できる技術、およびこれら技術を用いた溶接構造物を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、以上のような背景に鑑み、低温変態溶接材料を用いた溶接継手の疲労特性管理方法、および溶接変形矯正等の溶接後処理が不可欠な溶接構造物でも低温変態溶接材料を用いて疲労強度を向上できる技術について鋭意研究を重ねてきた。本発明は、このような研究の成果の結果なされたものでその要旨は次のとおりである。
（１）本溶接施工後に溶接継手の疲労が問題となる箇所について、前処理を行った後、低温変態溶接材料を用いた付加ビード形成を行い、さらにその後、品質保証検査を行い、各検査又は測定による結果に基づいて付加ビード施工をやり直すことによって、当該溶接継手の疲労寿命を向上させることを特徴とした疲労寿命向上処理方法であって、前記前処理として、溶接継手の低温変態溶接材料を用いた付加ビード形成を行う部分とその近傍部分について、塑性加工や、変形矯正、熱処理、溶接、現場接合など金属内部応力、表面応力を変化させるプロセス、疲労寿命の問題となる箇所について、目視検査、浸透探傷検査、磁粉探傷検査、渦流探傷検査などを実施した上で、亀裂が検出されればその亀裂をグライダーやガウジングなどで除去すること、疲労寿命の問題となる箇所を形成している母材部およびその溶接止端部を形成する溶接金属、について鋼種調査を行い、その結果に基づいて、付加ビードを形成する低温変態溶接材料を選定すること、を行い、前記品質保証検査として、疲労が問題となる溶接継手の止端部に、付加ビードが形成されていることを目視で確認し、付加ビードがなしの場合には前記付加ビード施工をやり直し、付加ビードありの場合には、更に付加ビードが低温変態溶接材料を用いて形成されたものか疑念が生じた場合に硬さ検査に移行し、前記硬さ検査では、付加ビードの硬さを測定し、ビッカース硬さが、付加ビード表面全域にわたって３５０以上を示すことを確認することにより、その付加ビードが低温変態溶接材料により形成されたことを判別し、低温変態溶接材料でないことを判別した場合には、前記付加ビード施工をやり直し、低温変態溶接材料であることを判別した場合には、付加ビードが適切な低温変態溶接材料を用いて形成されたものか疑念が生じた場合に成分測定に移行し、前記成分測定では、付加ビードの成分を分析することにより、その付加ビードが適切な低温変態溶接材料により形成されたことを判別し、成分違いである旨を判別した場合には、前記付加ビード施工をやり直し、鋼材強度にマッチした成分と確認した場合には、付加ビードの形成によって、引っ張り残留応力の緩和がなされたかという疑念が生じた場合にひずみ測定に移行し、前記ひずみ測定では、付加溶接施工完了後、付加ビードの止端部の直近でひずみを計測しながら、設計的に疲労損傷を与えるレベルにあると予想される活荷重を与える重量を荷重車等を用いて与え、その載荷除荷プロセスによる荷重ひずみ関係における塑性ひずみの残存が０．０２％以下である場合、付加ビード近傍の残留応力分布の変化が十分に小さく、残留応力が十分に低減されたことを実際に確認し、その載荷除荷プロセスによる荷重ひずみ関係において降伏挙動が見られた場合、載荷前を０点として計測された降伏応力σｙｔと、ミルシートや材料試験等から得られたその鋼材の降伏強度σｙから、残留応力σａを、σａ＝σｙ−σｙｔとして求め、また降伏挙動が見られない場合は十分に大きな残留応力が入っているとみなすことにより、付加ビード止端部に導入された残留応力を実際に確認すること、を行い、塑性ひずみありを確認した場合には、前記付加ビード施工をやり直すことを特徴とする。
（２）前記前処理の鋼種調査として硬さ測定を行うことを特徴とした前記（１）に記載の疲労寿命向上処理方法。
（３）前記疲労寿命の問題となる箇所を形成している母材部およびその溶接止端部を形成する溶接金属、の硬さが共にビッカース硬さで１５０以上を示すことにより４９０ＭＰａ級以上の強度を持つと判断される場合、付加ビードを形成する低温変態溶接材料のマルテンサイト変態開始温度が２００℃〜４００℃の間にある低温変態溶接材料を選定することを特徴とする前記（２）記載の疲労寿命向上処理方法。
（４）前記（３）記載の疲労寿命向上処理方法において、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：６〜１５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる付加ビード溶接金属を形成することを特徴とする溶接部疲労強度向上方法。
（５）質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．１〜１．０％の１種または２種以上をさらに含有する付加ビード溶接金属を形成することを特徴とする前記（４）記載の溶接部疲労強度向上方法。
（６）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｃｏ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有する付加ビード溶接金属を形成することを特徴とする前記（４）または（５）記載の溶接部疲労強度向上方法。
（７）前記疲労寿命の問題となる箇所を形成している母材部およびその溶接止端部を形成する溶接金属、のどちらかの硬さがビッカース硬さで１５０以下を示すことにより４９０ＭＰａ級以下の強度を持つと判断される場合、付加ビードを形成する低温変態溶接材料のマルテンサイト変態開始温度が１５０℃〜３００℃の間にある低温変態溶接材料を選定することを特徴とする前記（２）記載の疲労寿命向上処理方法。
（８）前記（７）記載の疲労寿命向上処理方法において、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜１２％、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる付加ビード溶接金属を形成することを特徴とする溶接部疲労強度向上方法。
（９）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．４％Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有する付加ビード溶接金属を形成することを特徴とする前記（８）記載の溶接部疲労強度向上方法。
（１０）前記付加ビードが適切な低温変態溶接材料を用いて形成されたものか疑念が生じた場合、付加ビードから金属粉を採取し、その成分を分析して、その成分のうち質量％でＮｉが６〜１５％の範囲内にあることを確認することにより、４９０ＭＰａ級かそれ以上の強度を持つ鋼材および溶材によって形成された溶接継手に適した低温変態溶接材料により付加ビードが形成されたことを判別することを特徴とした前記（１）記載の疲労寿命向上処理方法。
（１１）前記付加ビードが適切な低温変態溶接材料を用いて形成されたものか疑念が生じた場合、付加ビードから金属粉を採取し、その成分を分析して、その成分のうち質量％でＮｉが４％から１２％、Ｃｒが７％から１５％の範囲内にあることを確認することにより、４９０ＭＰａ級以下の強度を持つ鋼材および溶材によって形成された溶接継手に適した低温変態溶接材料により付加ビードが形成されたことを判別することを特徴とした前記（１）記載の疲労寿命向上処理方法。
（１２）前記（１）〜（１１）のいずれかの方法を用いて処理されたことを特徴とする溶接継手。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
始めに本発明における技術思想について述べる。
本発明では、低温変態溶接材料を用いて疲労が発生する溶接部、特に溶接止端部の残留応力を低減、場合によっては圧縮にすることにより疲労強度を向上させる技術、および、この技術を用いた溶接継手を対象とする。この方法は、例えば特開平１１−１３８２９０号公報などによりその詳細が開示されている。一般に、溶接金属のマルテンサイト変態開始温度は溶接金属成分のみで決定されてしまうため、溶接金属成分さえ所定の範囲内にあれば、その効果を期待できる技術である。しかし、既に述べたように、残留応力そのものを非破壊的に測定することには問題が多い。
【００１１】
そこで、本発明では、マルテンサイト変態開始温度は成分のみで決定されることに着目し、実際の溶接金属成分を測定し、その測定値を利用し溶接継手の管理を行うというのが本発明における第一の技術思想である。
【００１２】
次に、本発明の第二の技術思想は、溶接部の強度によっては、マルテンサイト変態温度が充分低くなくとも残留応力が効率よく低減できることに着目し、必要に応じ溶接部が形成される部分の鋼材の硬さを測定し、その値を溶接継手の管理に用いるというものである。硬さと強度は強い相関があるため、強度測定の代わりに硬さを測定するという思想も含まれている。本発明では、溶接金属がマルテンサイト変態する場合を扱っているため、溶接金属の硬さより鋼材の硬さが低くなる傾向にあるため、硬さ不足による残留応力が低減されない場合があるとすれば、それは鋼材の硬さである。そのため、硬さ測定を行うとすればまず鋼材の硬さを測定しなければならない。なお、強度が高い場合、そうでない場合より変態温度が高くても効率よく残留応力を低減できるという技術は、例えば、特開２０００−０１７３８０号公報にその詳細が開示されている。また、溶接金属はマルテンサイト変態を起こす結果、通常は道路橋示方書で規定している溶接部の硬さ規定を超えるほどになるが、道路橋示方書の規定は溶接割れを検知する目的で硬さを規定しているものであり、このような低温変態溶接材料を想定したものではなく、その硬さ分布も溶接割れを生じた場合と全く異なる。そのため、この特性を逆手に取って、付加ビード形成後、そのビードが低温変態溶接材料によるものであるか疑念が生じた場合、この付加ビードの硬さを計測することによって、その付加ビードを形成する溶材が通常の溶材か低温変態溶接材料かということを検知することができる。
【００１３】
本発明の第三の技術思想は、低温変態溶接材料で付加ビードを施工する前に、その箇所で亀裂検査を行い、亀裂が発見されれば、その亀裂を除去するという点にある。非破壊検査で発見される程度の寸法の亀裂はグラインダー等で除去し、それから低温変態溶接材料で付加ビードを形成する。母材に、多少、溝が出来た状態で溶接を行っても、それはかえって付加ビードを構成する低温変態溶接材料のマルテンサイト変態時の拘束を増加させ、むしろ圧縮方向への効率よい残留応力の変化を可能とする。また、非破壊検査で発見し得ない程度の亀裂の場合は、低温変態溶接材料でも０．５〜１．０ｍｍ程度の溶け込みは確保できるため、十分に溶かし込んで無害化することができる。
【００１４】
本発明の第四の技術思想は、せっかく残留応力を低減させた溶接継手でも、その後の工程で、ガスバーナー加熱やプレス加工などの代表されるような、熱処理や機械的処理を施すと残留応力が消失してしまい疲労強度改善が期待できないため、このような処理を済ませた後に低温変態溶接材料を用いるという点にある。低温変態溶接材料を用いて疲労強度を改善する方法は、特開平１１−１３８２９０号公報や特開２０００−２８８７２８号公報などに開示されているが、これら技術では、本発明が問題にしているガスバーナー加熱やプレス加工などが与える影響については何ら言及されていない。そのため、特開平１１−１３８２９０号公報や特開２０００−２８８７２８号公報が開示する技術は、熱処理や機械処理が行われない場合でのみ、その効果が期待できるものである。しかし、溶接変形を矯正するときに用いられるガスバーナー加熱やプレス加工は、溶接施工後に実施されるため、このような場合では、これら技術では不十分である。一般に、溶接変形矯正が行われる構造物としては、橋梁、船舶等多岐にわたり、しかも溶接施工がすべて終了してから実施される。特開平１１−１３８２９０号公報や特開２０００−２８８７２８号公報の技術だけでは、このような場合、所定の効果は得られない。そこで、本発明では、低温変態溶接材料を用いるのは溶接後処理を済ませた後とし、かつ、付加ビードのみとした。すなわち、本ビードは従来溶接材料で充分とし、本溶接施工後、溶接変形の矯正、すなわち、溶接後処理を実施し、その後に低温変態溶接材料で付加ビードを形成させるという手順である。溶接変形矯正後でも、付加ビードであれば溶接量そのものが非常に少なくて済むため、ほとんど溶接変形が生じず、良好な寸法精度を保つことができる。
【００１５】
本発明の第五の技術思想は、活荷重時の応力の変化を計測することによって、導入された残留応力によって疲労強度が向上されうるかどうかを判定するという点にある。通常、まわし溶接は引張強度８００ＭＰａ級以下の鋼材に対して実施した場合は、止端部近傍で鋼材の引張強度に相当するほどの応力が残留している。つまり、まわし溶接を実施後、引張荷重をまわし溶接部を持つ溶接継手に作用させた場合、止端部近傍で確実に降伏が生じ、その結果、塑性ひずみと応力の再分配が生じるわけである。一方、圧縮応力を残留、または引張応力を低減させて疲労強度を向上させるという場合を考えてみた場合、必要条件として考えられることの一つは繰り返し作用荷重によって、止端での残留応力が引張方向に増加せず、残留応力の低減効果が持続するということがあげられる。これより、低温変態溶接材料によって、残留応力が圧縮方向に変化し、十分に疲労寿命が向上するということを判定するためには、付加ビードを施工した後で溶接止端部の近傍にひずみゲージ等による計測器を設置し、その後、設計で疲労に寄与するとされるレベルの活荷重を荷重車走行等により初めて作用させ、その時にその荷重によって残留応力の引張方向への変化が生じないことを確認することで、引張応力が十分に低減されていること、および、残留応力の変化が生じていないことを検知することができる。このときの残留応力の変化の状態は、載荷により得られた荷重ひずみ関係によって判別される。その荷重ひずみ関係において、降伏挙動が見られた場合、載荷前を０点として計測された降伏応力σｙｔと、ミルシートや材料試験等から得られたその鋼材の降伏強度σｙから、残留応力σａが、σａ＝σｙ−σｙｔとして求められる。一方、降伏挙動が見られない場合は十分に大きな残留応力が入っているとみなすことができる。また、もっと簡易にはその荷重ひずみ関係による残留ひずみで判別し、その基準値は実験による結果から０．０２％以下とした。
【００１６】
以上の技術思想を、疲労寿命向上手法としての流れをもって表現したのが、図１のフローチャートである。ここでは、前処理として、疲労向上の対象となる鋼材の強度の確認、疲労亀裂の有無の確認、および、矯正や曲げ加工などの残留応力の分布を変化させる過程、付加ビード施工時の溶接欠陥の発生を防止するための塗料の除去や未溶着部分として残りそうなビード形状の溶け込みやすい形状への整形などの下地処理の過程を規定している。また、後処理として、外観、硬さ測定およびひずみ計測による、品質管理手法を規定している。ただし、前処理において、亀裂検査と強度確認の順番は交換可能である。また、品質保証検査も外観検査以外は、疑念が生じた場合に実施するものとする。
【００１７】
次に、疲労が問題となる溶接部の成分を測定する場所を、該溶接部の止端部を形成する溶接金属に限定した理由について述べる。
本発明では、低温変態溶接材料を用いて溶接部の残留応力を制御することにより疲労強度を向上させた継手を対象としており、したがって、残留応力低減は溶接金属の変態膨張を利用している。このメカニズムは鋼材の変態膨張を利用しておらず、そのため成分測定は溶接金属に対して行われなければならない。一方、疲労亀裂は応力が集中している止端部から発生するため、ここでの残留応力を決定する溶接金属に対して成分測定をしなければならない。成分測定を、溶接止端部を形成する溶接金属に限定したのはこのような理由による。
【００１８】
次に、溶接止端部を形成する溶接金属の成分測定値がある範囲内になければならないとした理由について述べる。
本発明においては、溶接金属の成分として、Ｃｒを主体とした成分系と、Ｎｉを主体とした成分系に分けることができる。前者をＣｒ系、後者をＮｉ系と呼ぶこととする。
Ｃｒ系については、マルテンサイト変態温度を低くする成分としてまずＣｒが利用されており、ついで、Ｎｉが利用されている。そのため、Ｃｒ系については、ＣｒとＮｉが必須となる。Ｃｒの測定値およびＮｉの測定値が質量％でそれぞれ７％〜１５％の範囲内、および４％〜１２％に範囲内に存在するかどうかで溶接継手の疲労特性を管理するとしたのは、これら成分がこの範囲内になければ変態温度が充分低減されていないことを意味し、結果的に疲労特性も不十分であることを意味するため、この範囲内に限定した。
【００１９】
次に、Ｎｉ系についてＮｉの測定値がある範囲内になければならないとした理由について述べる。
Ｎｉ系は、Ｃｒに頼らずＮｉのみにて変態温度を下げることを目的とした成分系である。Ｃｒ添加を必ずしも前提としていないため、変態温度はＣｒ系より若干高めになるが、その分は鋼材強度を限定することにより残留応力低減が可能となる。このような、残留応力低減における強度の役割については、例えば特開２０００−０１７３８０号公報にてその詳細が開示されている。Ｎｉ系において、その成分測定値が質量％で６％に満たない場合は、変態温度が低くならず、疲労強度の改善が望めない継手であるため、この値を設定した。一方、Ｎｉが１５％を上回るときは、変態そのものが生じなくなるためこの値を上限値とした。
【００２０】
以上、溶接金属の成分を測定し、その測定値のあるべき範囲について述べた。本発明においては、溶接金属成分の測定方法については特に限定しておらず、どのような方法を用いても溶接継手部疲労特性の管理を実施することが可能である。溶接金属成分の測定方法としては、例えば、付加ビード溶接金属を疲労強度に影響を与えない程度に削り、それにより切り粉を採取して、それを分析するという方法が考えられる。この手順では、成分分析としては、一般に行われている方法となる。あるいは、最近では、非破壊的に成分分析ができる方法が報告され、一般に行われている成分分析値とよい一致が確かめられているため、これを用いることも可能である。この非破壊的に成分分析する方法は、鋼構造論文集の２０００年第７巻第２７号１〜８ページに詳しく説明されている。必要に応じ、両者を併用する方法も考えられる。
【００２１】
次に、溶接止端部の溶接金属の成分がＮｉ系である場合、すなわちＮｉが６〜１５％の範囲内である場合は、鋼材の強度が４９０ＭＰａ級またはそれ以上である場合に限定した理由について述べる。すでに述べたように、Ｎｉ系はＣｒ添加を必ずしも前提としておらず、また添加したとしてもＣｒ系より低いため、鋼材の強度の効果を利用して、残留応力を効率よく低減しなければならない。そのため鋼材強度を限定する必要がある。鋼材の強度レベルを４９０ＭＰａ級またはそれ以上に限定したのは、Ｎｉ系溶接金属でも充分に残留応力が低減され、疲労強度向上が期待できるという範囲という意味で設定した。
【００２２】
次に、鋼板およびその本溶接ビードの硬さ測定値がある値以上でなければならないとした理由について述べる。
鋼板の硬さが重要な意味を持つのは、Ｃｒ系よりもＮｉ系である。それは、変態温度がＮｉ系の方が高くなるため、その分鋼板強度の影響を援用しなければ効率よく残留応力を低減できないからである。鋼板の強度は、一般には、ミルシートと呼ばれる製造元が出している該鋼板の品質を保障する書類で判断することが可能なので、溶接施工が十分よく管理されていれば、鋼板の硬さ測定は不要である。しかし、何らかのトラブルが生じ鋼板の使用に手違いがあるというような疑問を抱かせる場合や、古い溶接構造物のようにミルシートが手に入らないような場合で疲労を問題にする場合は、鋼板の硬さ測定は重要である。ビッカース硬さで１５０というのは４９０ＭＰａ級鋼材に相当する値であり、Ｎｉ系成分の溶接金属は４９０ＭＰａ級またはそれ以上の強度を有する鋼材に対して疲労改善が期待できる成分系であるため、鋼材の硬さの判断基準としてビッカース硬さで１５０という値を設定した。
【００２３】
次に、溶接止端部を形成する付加ビードが、低温変態溶接材料を用いて形成されたかどうか、疑念が生じた場合に、その硬さを測定し、その値がビッカース硬さで３５０以上であるかどうかで判断するとした理由について述べる。疲労寿命の向上は、付加ビードのマルテンサイト変態を利用し、残留応力を制御することで達成されるものである。一般に、マルテンサイト組織は他の組織より硬く、さらにその硬さはほぼ炭素含有量のみで決定される。マルテンサイト以外の組織の硬さはマルテンサイト組織ほど硬くはならない。マルテンサイト変態したとすれば、溶接金属組織はマルテンサイトという硬い組織になっていることから、逆にその硬さを測定することにより、マルテンサイト変態したかどうかを確認することが可能である。しかし、合金元素を添加していくと、ベイナイト組織等も硬くなるため、確実にマルテンサイト変態を起こしたと判断できる範囲として、付加ビード溶接金属硬さがビッカース硬さで３５０以上であるかどうかで判断することとした。以上、鋼板および溶接金属の硬さ測定値について述べた。本発明においては、硬さ測定方法については特に限定しておらず、どのような方法を用いても溶接継手部疲労特性の管理を行うことが可能である。最近では、インパクト法、超音波法などのような、非破壊的に硬さを測定できる方法が報告され、しかも従来測定方法と比較してその信頼性も示されている。これらは、鋼構造論文集の２０００年第７巻第２７号１〜８ページに詳しく説明されている。
【００２４】
次に、溶接変形矯正等の溶接後処理をした後に溶接止端部に形成される付加ビード溶接金属のマルテンサイト変態温度について、その範囲を限定した理由について述べる。
本発明におけるマルテンサイト変態開始温度の限定範囲は２つ存在し、ひとつめは３００℃から１５０℃の間であり、ふたつめは４００℃から２５０℃の間である。設定範囲が異なるのは、鋼材強度の効果を援用するか、しないかという違いである。ひとつめの３００℃から１５０℃の範囲にマルテンサイト変態温度を設定する場合は、変態温度がそれだけ低くなっているため残留応力低減が効率よく行われるため、鋼材の強度を特に規定する必要はない。逆に、この範囲より低い変態開始温度では、残留応力低減が可能でも、その分添加元素を多くしなければならない、靭性等他の機械的特性が確保できないなどの理由から下限を１５０℃とした。上限の３００℃は、それを上回る変態開始温度では鋼板の強度を規定しなければならないか、どのような鋼板をもってしても残留応力低減、そして疲労特性改善にはつながらなくなってくるためこの値を設定した。なお、鋼板の強度が低い、４００ＭＰａ級鋼板、いわゆる軟鋼を用いる場合は、残留応力を効率よく低減するためには、好ましくはマルテンサイト変態開始温度の上限を２５０℃とすることが望ましい。
ふたつめの範囲は、ひとつめよりマルテンサイト変態開始温度が高くなっており、そのため鋼材強度の効果を利用せざるを得ない。その一方で、マルテンサイト変態開始温度が高いということは合金元素の添加も少なくて済み、経済的であるばかりでなく他の特性特にシャルピー衝撃特性の確保が容易になるため、本発明者らは、鋼材の強度が限定されても、マルテンサイト変態開始温度を高く設定することは工学的に意味のあるものと判断した。マルテンサイト変態開始温度の上限、４００℃は、これを上回る変態開始温度では、鋼板強度効果をもってしても疲労特性改善効果が期待できないためこの値を設定した。一方、下限の２５０℃は、マルテンサイト変態開始温度がこれを下回る場合は、他の特性をひとつめよりよくすることができなくなるためこの値を設定した。なお、ふたつめのマルテンサイト変態開始温度の範囲はひとつめの範囲より高い温度領域であるため、残留応力を低減させ高疲労強度の溶接継手を作製するために、鋼材の強度を４９０ＭＰａ級またはそれ以上に限定した。
以上、溶接金属のマルテンサイト変態開始温度の範囲について述べた。本発明における溶接金属のマルテンサイト変態開始温度とは、溶接金属より直接フォーマスター試験片を採取し、該試験片でフォーマスター試験を実施したときに得られるマルテンサイト変態開始温度で定義されるものである。
【００２５】
次に、付加ビード溶接金属の成分を限定した理由について述べる。
本発明では、マルテンサイト変態開始温度の範囲が３００℃から１５０℃の間のものと、４００℃から２５０℃の間のものの２つを設定しているが、それを実現するための溶接金属成分系として、前者はＣｒとＮｉを主体とした成分系、後者はＮｉを主体とした成分系に分けることができる。ＣｒとＮｉを主体とした成分系をＣｒ系と呼び、Ｎｉを主体とした成分系をＮｉ系と呼ぶことにする。
【００２６】
まず、Ｃｒ系溶接金属について、その成分範囲限定理由について説明する。
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接割れの問題や靱性劣化の問題を引き起こすため、その上限を０．１％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．００１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。
【００２７】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工において、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接金属に添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接金属については、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．７％とした。
【００２８】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における第２の技術思想である変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．４％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を２．５％とした。
ＰおよびＳは、本発明では不純物である。しかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
【００２９】
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。また、Ｎｉはそれを添加することにより溶接金属の靱性を改善するという効果を持つ。Ｃｒ系溶接金属におけるＮｉ添加量の下限４％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量および靱性確保の観点から決定した。Ｎｉ添加量の上限１２％は、Ｃｒ系溶接金属においては、次に述べるＣｒ添加によりある程度Ｍｓ温度が低減されていること、および残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためこの値を設定した。
【００３０】
Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォーマーである。しかし、Ｃｒは、それを鉄に添加すると、高温度域ではフェライトであるものの、中温度域ではオーステナイトを形成し、さらに温度が低くなると再びフェライトを形成する。溶接部の場合、溶接入熱量により熱履歴で、低い温度側のフェライトは一般的に得られず、マルテンサイトが得られることになる。これは、Ｃｒを添加することの利点は、焼入性の増加が原因である。すなわち、Ｃｒを添加することによるマルテンサイト変態は、焼入性が増加することになるフェライト変態が生じない点と、Ｍｓ温度そのものが低くなるという２つの点が存在する。これら両方の効果を満たしながら残留応力を低減するための変態膨張を有効利用するＣｒ添加範囲として、下限７％を設定した。上限１５％は、これを上回る量を添加してもその効果が大きくならない上、経済的にもデメリットが大きくなるため、この値を設定した。
【００３１】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、溶接金属に添加することによりマルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００３２】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．００５％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．３％とした。
【００３３】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．０５％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために０．５％とした。
【００３４】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．３％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００３５】
Ｍｏも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化が期待できる元素である。しかし、Ｍｏは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同等な効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ以上に添加する必要がある。Ｍｏ添加量の下限０．１％は、析出硬化による降伏強度増加が期待できる最低値として設定した。また、上限の２．０％は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様、靱性劣化を考慮して決定した。
【００３６】
Ｎは、オーステナイトフォーマーとして知られている元素である。Ｎも添加することによりマルテンサイトが得られやすくなるため、最低限の添加は必要である。Ｎの下限、０．００１％は、Ｃ同様、低Ｍｓ温度が得られるための最低値として定めた。しかし、過大な添加は窒化物を形成し、靱性劣化や延性劣化の問題が発生するためその上限を０．０５％とした。
【００３７】
次に、Ｎｉ系溶接金属について、その成分範囲限定理由について説明する。
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化および溶接金属割れの問題を引き起こすため、その上限を０．２％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．０１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。なお、Ｃの上限は、溶接金属割れの観点から、好ましくは０．１５％に設定することが望ましい。
【００３８】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工中においては、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接金属に添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接金属については、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．５％とした。
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．０１％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材および溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を２．０％とした。
【００３９】
ＰおよびＳは、本発明では不純物である。しかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属であり、溶接金属に添加することによりオーステナイトの状態をより安定な状態にする元素である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。Ｎｉの下限、６％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量という意味で決定した。Ｎｉの上限、１５％は、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためである。
【００４０】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、溶接金属に添加することによりマルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００４１】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．０１％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．４％とした。
【００４２】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．１％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために１．０％とした。
【００４３】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．０１％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．４％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００４４】
Ｃｒは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化元素である。また、ＣｒはＭｓ温度を低減する効果も合わせ持つので有効活用すべき元素である。しかし、本発明におけるＮｉ系溶接金属は、主としてＮｉ添加によりＭｓ温度低減を達成しているため、Ｃｒ添加量はＮｉより少なくすべきである。過度のＣｒ添加は必ずしも残留応力低減効果を向上させず、Ｃｒが高価であるため産業上好ましくはない。Ｃｒ添加量の下限０．１％は、これを添加し、残留応力低減効果が得られる最低限の値として設定した。Ｃｒ添加量の上限３．０％は、Ｎｉ系溶接金属については、Ｍｓ温度がＮｉ添加によりすでに低減されていること、他の析出元素により強度も確保されていることから、これ以上添加しても残留応力低減効果があまり変わらなくなる、靱性劣化が顕著になることにより設定した。
【００４５】
ＭｏもＣｒ同様の効果を持つ元素である。しかし、Ｍｏは、Ｃｒ以上に析出硬化が期待できる元素である。そのため、添加範囲はＣｒより狭く設定した。下限の０．１％は、Ｍｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。上限の３．０％は、これ以上添加すると、硬化しすぎるため靱性劣化が顕著になってくるため設定した。
【００４６】
Ｃｏは、Ｔｉ等と異なり、強い析出硬化を生じせしめる元素ではない。しかし、Ｃｏは、それを添加することにより強度増加をもたらし、かつ強度増加を期待しながら靱性を確保するという観点からは、Ｎｉより好ましい元素であることから有効利用すべき元素である。しかし、Ｎｉは、残留応力低減効果を期待できる程度の低Ｍｓ温度を確保するために溶接金属に添加しているため、Ｃｏ添加量の下限０．１％は、Ｃｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、強度増加が過大となり靱性劣化をもたらすためその上限を２．０％とした。
以上、溶接金属の成分についてその範囲限定理由について述べてきたが、これらの範囲に溶接金属成分を制御する方法として、溶接ワイヤの成分を制御する方法や、溶接ワイヤおよびフラックスの成分を制御する方法、あるいは溶接心線および被覆フラックスの成分を制御する方法などがあるが、本発明においては、これら方法によらず、溶接金属の成分が前述の範囲内に設定されれば高疲労強度溶接継手が実現できる。さらに、本発明における成分範囲となる溶接金属を形成するような溶接ワイヤ、溶接ワイヤとフラックスの組み合わせ、または溶接心線と被覆フラックスの組み合わせ等は、当該技術者ならば容易に成し得るものである。
【００４７】
【実施例１】
以下に、本発明の実施例を示す。
初めに、溶接継手の成分及び硬さによる品質保証検査についての実施例を示す。この発明は、疲労特性管理を目的としているため、疲労強度と品質保証検査の基準とがよい相関があることを確認するだけで充分である。図２に試験片形状を示す。図２の試験片は、角回し溶接部といわれているもので、応力集中が他の溶接継手形状よりも厳しく、溶接構造物全体の疲労強度はこの継手で決定されているといっても過言ではない。図２は付加ビードがある場合の図を示しているが、試験によっては本ビード溶接のみ実施し、付加ビード溶接を実施しない試験片も用意した。
表１は、試験に用いた溶接ワイヤの成分値を示している。これらワイヤを用いて図２の試験片を作製し、疲労試験を実施した。表２は試験片の作製手順を示している。例えば、表２における試験片Ｎｏ．１は、鋼材は市販の強度が４９０ＭＰａ級の鋼材を用い、本ビード溶接部分には４９０ＭＰａ級鋼材用の市販溶接ワイヤを用い、付加ビード溶接には表１のＷＡを用いた試験片である。溶接条件は、本ビード、付加ビード共に同じでワイヤ径が１．２ｍｍ、電流２２０Ａ、電圧２７Ｖ、速度２０ｃｍ／ｍｉｎである。さらに、本発明では、溶接変形矯正等の溶接後処理を実施した場合とそうでない場合を区別しているため、本ビード終了後の作業手順も表２に示している。表２のＮｏ．１では、付加ビード溶接施工後に溶接後処理を施したことを再現するために、付加ビード溶接後に荷重を試験片に負荷している。また、一部に試験片には、バーナー加熱を実施した。そのときの最高加熱温度は溶接表面で約６００℃である。それに対し、表２のＮｏ．２試験片は、本ビード溶接材料および付加ビード溶接材料はＮｏ．１と同じであるが、付加ビード溶接施工前に荷重を負荷している。これは、溶接変形矯正終了後に付加ビードを施工することに対応する。負荷した荷重は、鋼材強度の７割の応力に対応する荷重であり、その方向は図２が示す方向である。実構造物で溶接変形矯正時のどの程度の荷重が加わるかはその施工条件によって異なるが、変形を矯正するためには塑性歪を導入しなければならないため、部分的には降伏強度以上の荷重を加えなければならず、鋼材強度の７割またはそれ以上の荷重が加わっているものと考えることができる。また、表２のＮｏ．３は、試験片に荷重を負荷していないので溶接変形矯正を行わない場合に相当する。鋼材は、強度レベルとして４９０ＭＰａ級のほか、７８０ＭＰａ級、４００ＭＰａ級鋼材を用意して試験を実施した。止端部を形成する溶接金属の成分測定は、簡易発光分光分析装置を用いて行った。一部鋼材の硬さ測定も超音波式硬さ測定器を用いて実施し、その結果も表２に示した。なお、本ビード溶接に表１のワイヤを用い付加ビード溶接を施工しない試験片も表２にはある。
表２に、疲労試験を実施し、５００万回疲労強度を決定した結果を載せた。疲労試験は、図２に矢印で示された方向に応力を負荷した。すなわち、荷重負荷方向と同じ方向である。疲労試験における応力は、０ＭＰａから所定の応力の間を正弦波形で与え、５００万回繰り返しても破断しなかった応力振幅の最大値が疲労限となる。
図３に、Ｎｏ．１３とＮｏ．１５のビッカース硬さ分布を示す。試験片の表面から、母材部、付加ビード部、本ビード部と直線上で計測していった結果である。
本発明では、すべての溶接を施工した後に荷重が負荷された試験片は対象外になるため、表２におけるＮｏ．１とＮｏ．８は対象外となる。ちなみに、これら試験片の５００万回疲労限はそれぞれ８０ＭＰａと７０ＭＰａであり、疲労強度としては低い。これは、たとえ、Ｎｉ、Ｃｒが付加ビード部に相当量添加されていても、荷重負荷により残留応力が消失してしまうためである。本発明は、残留応力そのものを測定する方法ではないため、このような継手を対象外にしている。表２では、荷重を負荷しない、バーナー加熱をしない、あるいは荷重負荷後またはバーナー加熱後に付加ビード溶接施工を実施した試験片について、本発明の合否判断基準を満足しているものに○、そうでないものに×をつけた。例えば、Ｎｏ．２、３はＮｉ、Ｃｒの測定値が６．８％、１２．５％であるため○である。Ｎｏ．４はＮｉが１０．９％であるがＣｒが添加されていないものである。本発明では、溶接継手作製に用いられている鋼板の強度が４９０ＭＰａ級またはそれ以上の強度の場合は合格となるが、もし、鋼板強度が不明な場合は、鋼板の硬さを測定し、この値を参照することになっている。Ｎｏ．４の継手に用いられた鋼板の強度レベルが不明と仮定し硬さ測定値を実施したが、その値はビッカース硬さで１６１と１５０を上回っているため○となったものである。このようにして○および×をつけた。一方疲労試験から得られた５００万回疲労限は、○のものは高い疲労強度を有していることがわかり、特に４９０ＭＰａ、７８０ＭＰａ級鋼材では疲労限が１５０ＭＰａ以上であることがわかる。一方、Ｎｏ．６、１１のようにＮｉ、Ｃｒの成分値が本発明の設定する範囲外のものは疲労限が９０ＭＰａと低くなっている。Ｎｏ．１４は、成分測定値は本発明の範囲に入っているが、Ｃｒが添加されていないＮｉ系の成分であるため鋼材の硬さ測定を追加した例で、硬さ測定値がビッカース硬さで１５０に満たないため×となっている例である。実際、疲労限は９０ＭＰａと低いことが読み取れる。一方、Ｎｏ．１５では、付加ビードを従来材で形成しているが、これは施工時の溶接棒の間違いを想定した試験片である。これは図３より、ビッカース硬さ計測でＮｏ．１３と比較すれば、付加ビード部が全く硬さが小さく、マルテンサイト変態が生じているような溶接金属によって形成されていないことを容易に知ることができることが理解される。
以上のように、本発明によれば、溶接継手部の疲労特性を判断することが充分可能であることがわかる。
【００４８】
【実施例２】
次に、本発明における疲労強度向上処理方法における、ひずみ付与の影響に関する実施例について説明する。まず図２に示す試験片を、鋼材強度が４９０ＭＰａ、７８０ＭＰａ、４００ＭＰａ級の３種の鋼材を用いて作製した。その作製条件を表３に示す。溶接変形矯正に対応する処理として、試験片に荷重を加えているが、一部バーナー加熱をしている試験片もある。Ｎｏ．５のみ、荷重負荷やバーナー加熱を実施していない。すなわち、溶接変形矯正等の後処理を行っていない場合に対応する。荷重負荷やバーナー加熱の条件は実施例１と同じである。また、本ビード溶接、付加ビード溶接の溶接条件も実施例１と同じであり、また付加ビード溶接材料は表１に記載したワイヤである。次に、同じ試験片をいくつか作製した後、付加ビード部分よりフォーマスター試験片を採取し、マルテンサイト変態開始温度を測定した。表３にはその結果も示した。表３の条件で作製した試験片で実施例１と同じように疲労試験を実施し、５００万回疲労限を決定した。その結果を表４に示した。表４には、疲労試験後、付加ビードから成分分析試料を採取し、成分分析を行った結果も示している。表４からわかることは、付加ビードの成分が同じである継手Ｎｏ．１〜４において、５００万回疲労限が大きく異なることである。これらの結果は、特開平１１−１３８２９０号公報などの従来技術ではまったく言及されていなかったものであり、従来技術に対応するものは、Ｎｏ．５の溶接後処理を行わない場合のみである。実際、Ｎｏ．５の継手は、５００万回疲労限が１７５ＭＰａと疲労強度が高いことが読み取れる。継手Ｎｏ．１〜４では、付加ビードが同じであるにもかかわらず、５００万回疲労限が高かったものはＮｏ．２、３であった。これらは、表３からわかるように、荷重負荷またはバーナー加熱後に付加ビード溶接を施工したものであり、順序が逆になっているＮｏ．１、４の疲労限は低い。同様に、Ｎｏ．８、９継手のように、同じ付加ビードでも荷重負荷と付加ビード溶接の順序が異なった場合では、疲労強度が異なってくることが理解でき、本発明に従った作製された継手の方がいずれも疲労強度は高かった。継手Ｎｏ．１１，１２は、鋼材が４００ＭＰａ級の場合の実施例であり、この場合は、本発明におけるＣｒ系溶接金属の付加ビードを作製したＮｏ．１１の方がＮｉ系のＮｏ．１２より疲労強度が高いことが理解できる。また、図４にＮｏ．１１とＮｏ．１２のそれぞれの溶接止端部にひずみゲージを貼り、最初の一回目の載荷を行ったときの荷重ひずみ履歴を計測したものを示す。これより、鋼材強度にマッチしていない溶接材料を用いて付加ビード施工を行ったＮｏ．１２では、著しい塑性化を生じて０．０４%ほどの残留ひずみが残っているのに対し、適切な低温変態溶接材料を用いて付加ビード施工を行ったＮｏ．１１では十分に引張残留応力が低減されているために、載荷荷重に対して弾性挙動が保持されていることが理解できる。また、このときＮｏ．１２は、５００μで降伏が生じていることから、ヤング率２．０６×１０5ＭＰａより計測された降伏強度σｙｔは１０３ＭＰａとなる。一方、この継手の降伏強度σｙは２６０ＭＰａであることから、残留応力σａ＝σｙ−σｙｔ＝１５７ＭＰａと算出される。また、Ｎｏ．１１はひずみ１０００μまで降伏が生じていないため、残留応力は少なくとも２６０ＭＰａ−２０６ＭＰａ＝５４ＭＰａ以下であり、Ｎｏ．１２と比較して残留応力が大幅に低減されていることがわかる。以上のように、本発明に従えば、溶接継手の疲労強度を確実に高くすることができる。溶接施工上の不測の事態を避けるために、同時に実施例１で示した管理をさらに行えば、溶接構造物の信頼性はますます確実なものになることは明らかである。
【００４９】
【実施例３】
次に、本発明における疲労強度向上処理方法における、亀裂除去の必要性に関する実施例について説明する。
まず図２に示す試験片の付加ビードが無い状態のものを、鋼材強度が４９０ＭＰａ級の鋼材を用いて作製した。それから、その試験片に繰り返し荷重をある回数かけたその後に、亀裂検査およびあるものについては亀裂補修を行ってから、付加ビード施工を行い、その後で再び疲労試験を行う。本ビード溶接、付加ビード溶接の溶接条件は実施例１と同じであり、また付加ビード溶接材料は表１に記載した材料である。
最初にかける繰り返し荷重は試験片に２００ＭＰａの応力を発生させる荷重である。この応力で、止端部に発生する応力をひずみゲージでモニタリングしながら載荷を行い、その応力値の変化量を変えて、載荷回数を決めている。応力値の変化量が大きいほど、一般に生じた亀裂の深さが大きい。また、最後の疲労実験は１５０ＭＰａの応力で実施している。ただし、５００万回で打ち切っている。表５に、試験片ごとの、最初の載荷回数、亀裂発見の有無、亀裂除去の有無、およびその後の疲労試験の結果を示す。ここで亀裂の検査は磁粉探傷試験、継手Ｎｏ．４〜７の亀裂深さの検査は、電位ポテンシャル法によって行っている。亀裂除去は、ロータリー式グラインダーで行い、ある程度削っては磁粉探傷試験を行い、磁粉指示模様が現れなくなるまで削り込みを続けた。
表５からわかることは、亀裂が発見されたのに亀裂除去を行わなかった継手Ｎｏ．４とＮｏ．６において、疲労寿命が著しく短いことである。これは、試験体に残った亀裂が、作用応力ですぐに進展し、破断に至ったためである。一方、ひずみでは感知できる程度の深さであるが、亀裂検査では発見できなかったＮｏ．２については、５００万回で疲労限が出ている。これは、付加ビード施工時に亀裂が溶けてしまったことによると考えられる。この亀裂の長さを計測するために、同じ３％応力低下を生じた試験片Ｎｏ．３を製作し、その止端部を切り出して亀裂長を調査したところ約０．３ｍｍの深さであった。付加ビード施工時に０．５〜１．０ｍｍ程度溶け込むため、このような亀裂検査で発見されないレベルであれば亀裂は無害化されることが理解される。
以上のように、本発明に従えば、溶接継手の疲労強度を確実に高くすることができる。溶接施工上の不測の事態を避けるために、同時に実施例１〜２で示した管理をさらに行えば、溶接構造物の信頼性はますます確実なものになることは明らかである。
【表１】

【表２】

【表３】

【表４】

【表５】

【００５０】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、溶接継手の疲労特性管理を確実に行うことができ、また溶接変形矯正等の溶接後処理を行う場合の溶接継手の疲労強度を向上することが可能となる。したがって、本発明は工業的価値の極めて高い発明であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明による疲労寿命向上手法の全体をフローチャートで表した図である。
【図２】図２は、疲労試験片のサイズおよび本ビード、付加ビード、荷重負荷方向を説明する図である。
【図３】従来材で形成された付加ビードを持つ継手、低温変態溶接材料で形成された付加ビードを持つ継手、それぞれの硬さ分布を比較した図である。
【図４】鋼材強度に適した溶材で形成された付加ビードを持つ継手、適していない溶材で形成された付加ビードを持つ継手、それぞれに初めて引張荷重が作用した場合の溶接止端部近傍での荷重ひずみ関係を表した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for quality control of fatigue characteristics of welded joints in actual structures and a method for improving the fatigue strength of welded structures that require post-weld processing steps such as welding deformation correction. Weld metal management for welded joints with improved fatigue characteristics by adjusting the components of the welding material to reduce the transformation temperature and thereby reducing the residual welding stress, and welded structures that require post-weld treatment The present invention relates to a fatigue improvement treatment method including a method for adjusting a component of a welding material so as to lower the transformation temperature, thereby reducing a reduction in welding residual stress and improving a fatigue strength, and a management method thereof.
[0002]
[Prior art]
Conventional methods for improving the fatigue characteristics of welded joints include improvement of the weld toe shape by TIG tanning welding and machining, improvement of the weld toe shape by peening and the like, and introduction of compressive residual stress. These methods can be classified into so-called post-processing performed after the end of welding. Since the shape of the welded part is different from the welded state, it was possible to determine whether or not post-processing was performed only by visual inspection. .
On the other hand, recently, a technique has been proposed in which the components of the welding material are designed so that the transformation temperature of the weld metal is low, and the fatigue properties are improved by introducing compressive residual stress using the volume expansion associated with the transformation. (Hereinafter, such welding materials are collectively referred to as low temperature transformation welding materials). This technique is disclosed, for example, in JP-A-11-138290. This method is economically superior to the post-processing technique in that the fatigue strength can be improved only by changing the welding material. That is, it is a method that can reduce the number of processes and save labor costs accordingly. However, this method is not without problems.
[0003]
There are three problems, and the first is that, unlike the technique of post-processing, it is completely unknown whether the residual stress is reduced and the fatigue strength is improved by the appearance inspection alone. Therefore, it is difficult for a certain welded joint to determine whether this joint is a joint with improved fatigue strength or not.
[0004]
The second problem is that fatigue cracks already exist Low temperature transformation welding material When is used, it is difficult to expect an effect of improving fatigue strength. Low temperature transformation welding material This is mainly to change the residual stress distribution in the plate thickness direction and introduce a reduction in tensile residual stress or compressive residual stress at the weld toe near the surface of the steel material. The residual stress increases in the direction. Therefore, if a fatigue crack remains inside, the tensile residual stress at the crack tip increases, the progress is accelerated, and the fatigue life is reduced.
[0005]
The third problem is that even if the residual stress is reduced, the residual stress generated in the welded portion disappears when a welding deformation correction process or the like is performed after welding. If the residual stress disappears, there is no difference in fatigue strength between using a low-temperature transformation welding material or using a conventional welding material, and improvement in fatigue characteristics cannot be expected.
The first possible method for determining whether or not a joint has improved fatigue characteristics by reducing the residual stress is a method of actually measuring the residual stress in the weld. Various measuring methods are known, but considering application to an actual structure, a so-called fracture method such as a stress relaxation method using a strain gauge cannot be employed. There is a possibility of application to a nondestructive measurement method such as an X-ray method. As these methods, in addition to the X-ray method, there are a magnetostriction method, a Barkhausen noise method, an acoustoelastic method, and the like. However, what can be measured by the magnetostriction method, Barkhausen noise method, and acoustoelastic method is not the residual stress itself, but only the difference between the principal stresses. For example, when there is a residual stress of −500 MPa in the x direction and −200 MPa in the y direction, what is obtained as a measured value is the difference between them, that is, 300 MPa. This value is the same even when there is a residual stress of 200 MPa in the x direction and 500 MPa in the y direction. However, from the viewpoint of fatigue, it is a great difference whether the residual stress in the x direction is −500 MPa or 200 MPa. Therefore, the X-ray method has the highest possibility if it can be applied by the nondestructive measurement method. However, X-rays can generally enter only a very shallow region of a few microns on the surface of the steel sheet, and therefore the measured value of the residual stress is also the value of the residual stress in the vicinity of the surface. On the other hand, the fatigue characteristics of welded joints are determined even if fatigue cracks enter from the surface, not the residual stress in the range of a few microns below the surface, but deeper, specifically below the surface. Average value in the range of a few millimeters. Therefore, there is also a problem in managing the fatigue characteristics of the welded joint when using a low temperature transformation welding material by measuring with the X-ray method.
[0006]
In addition to the SR treatment performed for the purpose of removing residual stress, gas burner heating or press working for correcting welding deformation is actually frequently performed as post-treatment after welding. Welding deformation is a problem related to the work accuracy of the welded structure, and also a problem related to the aesthetics of the final structure, so when a certain amount of welding deformation occurs, work to correct it is necessary. It is normal. However, such an operation also means that the residual stress of the welded portion is reduced using the low temperature transformation welding material, and in some cases, the effect of the technique for improving the fatigue strength by making the compression state is lost. This is because the residual stress causes redistribution when an external force or heat is applied. In general, even if an external force or heat is applied, the residual stress distribution does not change as long as the deformation is within the range of elastic deformation. However, since correcting welding deformation cannot be achieved without introducing plastic deformation, redistribution of residual stress always occurs, and as a result of the redistribution, the introduced residual stress becomes tensile. If it changes greatly to the side, the fatigue strength improvement effect by it will lose | disappear. Therefore, if an attempt is made to reliably achieve improvement in fatigue strength by residual stress control, post-welding processing such as welding deformation correction cannot be performed after the end of welding. However, there is a problem that it is not possible to determine whether or not these post-processing are performed only from the viewpoint of fatigue.
[0007]
As described above, there are many problems in the method of non-destructively measuring the residual stress and managing the fatigue characteristics of the joint using the results, and when performing post-weld processing, the low temperature transformation welding material It turns out that there is also a problem that the effect cannot be expected. However, the technology that uses low-temperature transformation welding materials to improve the fatigue properties of welded joints is the technology that is most expected in the future, considering the magnitude of its effects. There has been a strong demand for a method for improving fatigue strength that can be effective even when post-treatment such as deformation correction is performed.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention provides a practical and simple method for managing fatigue characteristics of welded joints when using low-temperature transformation welding materials for welded structures, and low-temperature transformation welding materials even for welded structures that require post-weld treatment such as welding deformation correction. It is an object of the present invention to provide a technique capable of improving the fatigue strength by using, and a welded structure using these techniques.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In view of the background as described above, the inventors of the present invention use a low temperature transformation welding material even in a welded structure in which post-weld processing such as welding deformation correction is indispensable, and a fatigue property management method for a welded joint using a low temperature transformation welding material. We have conducted extensive research on technologies that can improve fatigue strength. The present invention has been made as a result of such research results, and the gist thereof is as follows.
(1) After pre-processing for the places where fatigue of welded joints becomes a problem after the main welding, additional bead formation using a low-temperature transformation welding material is performed, and then quality assurance inspections are performed. A fatigue life improvement processing method characterized in that the fatigue life of the welded joint is improved by redoing the additional bead construction based on the result of the measurement, and the low temperature transformation welding material of the welded joint is used as the pretreatment. Visual inspection of the parts where the additional bead formation is used and its neighboring parts for plastic working, deformation correction, heat treatment, welding, on-site joining and other processes that change metal internal stress, surface stress, and fatigue life , Penetration inspection, magnetic particle inspection, eddy current inspection, etc., and if a crack is detected, remove it by gliding or gouging To investigate the steel grade of the base metal part that forms the part that causes fatigue life and the weld metal that forms the weld toe, and based on the results, low temperature transformation welding that forms an additional bead The material is selected, and as the quality assurance inspection, visually confirm that an additional bead is formed at the toe of the welded joint where fatigue is a problem. When the additional bead construction is performed again, and there is an additional bead, when the additional bead is formed using a low-temperature transformation welding material, a transition is made to a hardness inspection, and in the hardness inspection, By measuring the hardness of the additional bead and confirming that the Vickers hardness is 350 or more over the entire surface of the additional bead, it was determined that the additional bead was formed of the low temperature transformation welding material. If it is determined that the welding material is not a low temperature transformation welding material, the additional bead construction is performed again.If it is determined that the welding material is a low temperature transformation welding material, the additional bead is formed using an appropriate low temperature transformation welding material. When the suspicion arises, the process proceeds to component measurement. In the component measurement, by analyzing the component of the additional bead, it is determined that the additional bead is formed of an appropriate low-temperature transformation welding material. When it was determined that the difference was made, the additional bead construction was repeated, and when it was confirmed that the component matched the strength of the steel material, there was a suspicion that the tensile residual stress was alleviated by the formation of the additional bead. In the case of the strain measurement, after the completion of the additional welding work, the fatigue damage is designed by measuring the strain in the immediate vicinity of the toe of the additional bead. If the weight that gives the live load that is expected to be at a level that can be obtained is given using a load vehicle, etc., and the residual plastic strain in the load-strain relationship by the unloading process is 0.02% or less, Actually confirm that the residual stress distribution change was sufficiently small and the residual stress was sufficiently reduced, and when yielding behavior was observed in the load-strain relationship due to the unloading process, the pre-loading was measured as zero. The residual stress σa is determined as σa = σy−σyt from the yield stress σyt thus obtained and the yield strength σy of the steel obtained from the mill sheet, material test, etc., and if there is no yield behavior, the residual is sufficiently large By actually confirming the residual stress introduced into the toe portion of the additional bead by assuming that stress is contained, and confirming that there is plastic strain, It is characterized by redoing additional bead construction.
(2) The fatigue life improving method according to (1), wherein hardness measurement is performed as a steel type survey for the pretreatment.
(3) When the hardness of the base metal part forming the part that becomes the problem of the fatigue life and the weld metal forming the weld toe part thereof is 150 or more in terms of Vickers hardness, the 490 MPa class or more The low temperature transformation welding material in which the martensitic transformation start temperature of the low temperature transformation welding material forming the additional bead is between 200 ° C. and 400 ° C. is selected when it is judged to have strength (2) The fatigue life improvement processing method of description.
(4) In the fatigue life improvement processing method of said (3) description, by mass%, C: 0.01-0.2%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.01-2. Welding characterized by forming an additional bead weld metal containing 0%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Ni: 6-15%, the balance being iron and inevitable impurities To improve the fatigue strength of parts.
(5) By mass%, Ti: 0.01 to 0.4%, Nb: 0.01 to 0.4%, V: 0.1 to 1.0%, or one or more of them are further contained. An additive bead weld metal is formed, The weld part fatigue strength improvement method of the said (4) description characterized by the above-mentioned.
(6) By mass%, Cu: 0.05 to 0.4%, Cr: 0.1 to 3.0%, Mo: 0.1 to 3.0%, Co: 0.1 to 2.0% An additive bead weld metal further containing one or more of the above is formed, and the method for improving the fatigue strength of the welded portion according to (4) or (5) above.
(7) When the hardness of either the base metal part forming the part that causes the fatigue life or the weld metal forming the weld toe part is 150 or less in terms of Vickers hardness, 490 MPa class The low-temperature transformation welding material having a martensitic transformation start temperature of the low-temperature transformation welding material forming the additional bead, which is between 150 ° C. and 300 ° C., is selected when it is determined to have the following strength: 2) The fatigue life improvement processing method of description.
(8) In the fatigue life improving treatment method according to (7), in mass%, C: 0.001 to 0.1%, Si: 0.1 to 0.7%, Mn: 0.4 to 2. 5%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Ni: 4-12%, Cr: 7-15%, N: 0.001-0.05%, the balance being iron And forming an additional bead weld metal composed of inevitable impurities.
(9) By mass%, Cu: 0.05-0.4% Mo: 0.1-2.0%, Ti: 0.005-0.3%, Nb: 0.005-0.3%, V: An additive bead weld metal further containing one or more of 0.05 to 0.5% is formed. The method for improving fatigue strength of welds as described in (8) above.
(10) When doubt arises whether the said additional bead was formed using the appropriate low temperature transformation welding material, metal powder was extract | collected from an additional bead, the component was analyzed, and the mass% among the components was carried out. By confirming that Ni is in the range of 6 to 15%, an additional bead was formed by a low-temperature transformation welding material suitable for a welded joint formed by a steel material and a molten material having a strength of 490 MPa or higher. The fatigue life improvement processing method according to (1) above, characterized in that this is determined.
(11) When in doubt about whether the additional bead is formed using an appropriate low-temperature transformation welding material, metal powder is collected from the additional bead, and its components are analyzed. By confirming that Ni is in the range of 4% to 12% and Cr is in the range of 7% to 15%, a low temperature transformation welding material suitable for a welded joint formed of a steel material and a molten material having a strength of 490 MPa or less. The fatigue life improving method according to (1), wherein it is determined that an additional bead has been formed.
(12) A welded joint which has been processed using any one of the methods (1) to (11).
[0010]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
First, the technical idea of the present invention will be described.
In the present invention, a technique for reducing the residual stress at a welded portion where fatigue is generated using a low-temperature transformation welding material, particularly a weld toe, and improving the fatigue strength by compressing in some cases, and this technique are used. Targeted welded joints. The details of this method are disclosed, for example, in JP-A-11-138290. In general, since the martensitic transformation start temperature of a weld metal is determined only by the weld metal component, the effect can be expected as long as the weld metal component is within a predetermined range. However, as already mentioned, there are many problems in non-destructively measuring the residual stress itself.
[0011]
Therefore, in the present invention, focusing on the fact that the martensitic transformation start temperature is determined only by the component, the actual weld metal component is measured, and the measured value is used to manage the welded joint in the present invention. The first technical idea.
[0012]
Next, the second technical idea of the present invention focuses on the fact that the residual stress can be reduced efficiently even if the martensite transformation temperature is not sufficiently low depending on the strength of the welded portion, and the portion where the welded portion is formed as necessary. The hardness of the steel material is measured and the value is used for the management of the welded joint. Since there is a strong correlation between hardness and strength, the idea of measuring hardness instead of strength measurement is also included. In the present invention, since the case where the weld metal undergoes martensitic transformation is handled, the hardness of the steel material tends to be lower than the hardness of the weld metal, so that the residual stress due to insufficient hardness may not be reduced. It is the hardness of steel. Therefore, if the hardness is measured, the hardness of the steel material must first be measured. For example, Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2000-017380 discloses the details of a technique that can effectively reduce the residual stress even when the transformation temperature is higher than when the strength is high. As a result of the weld metal undergoing martensitic transformation, the weld metal hardness is usually higher than that specified in the road bridge specification. However, the road bridge specification is intended to detect weld cracks. It is what regulates the hardness, such as Low temperature transformation welding material Is not assumed, and the hardness distribution is completely different from that in the case where a weld crack occurs. Therefore, taking this characteristic in reverse, after forming the additional bead, Low temperature transformation welding material If there is a suspicion that it is due to this, by measuring the hardness of this additional bead, whether the molten material forming the additional bead is a normal one Low temperature transformation welding material Can be detected.
[0013]
The third technical idea of the present invention is: Low temperature transformation welding material Before constructing the additional bead, a crack inspection is performed at that location, and if a crack is found, the crack is removed. Remove cracks of a size that can be found by nondestructive inspection with a grinder, etc. Low temperature transformation welding material To form an additional bead. Even if the base metal is welded with some grooves, it forms an additional bead. Low temperature transformation welding material This makes it possible to increase the restraint during the martensitic transformation of the steel, and to effectively change the residual stress in the compression direction. In the case of cracks that cannot be found by nondestructive inspection, Low temperature transformation welding material However, since a melt of about 0.5 to 1.0 mm can be secured, it can be sufficiently melted and rendered harmless.
[0014]
The fourth technical idea of the present invention is that, even in a welded joint in which the residual stress is reduced, if the heat treatment or mechanical treatment such as gas burner heating or press working is performed in the subsequent process, the residual stress is reduced. Disappears and improvement in fatigue strength cannot be expected. Therefore, after such treatment, a low-temperature transformation welding material is used. Methods for improving fatigue strength using a low-temperature transformation welding material are disclosed in JP-A-11-138290, JP-A-2000-288728, and the like. No mention is made of the effects of burner heating or pressing. For this reason, the techniques disclosed in JP-A-11-138290 and JP-A-2000-288728 can be expected to be effective only when heat treatment or mechanical treatment is not performed. However, since the gas burner heating and press working used when correcting welding deformation are performed after welding, these techniques are insufficient in such a case. In general, the structures subjected to the welding deformation correction are various, such as bridges, ships, and the like, and are performed after all the welding operations are completed. In such a case, the predetermined effect cannot be obtained only with the techniques of Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 11-138290 and 2000-288728. Therefore, in the present invention, the low temperature transformation welding material is used after the post-welding process and only the additional bead. That is, the present bead is a procedure in which a conventional welding material is sufficient, and after the main welding is performed, welding deformation is corrected, that is, post-welding processing is performed, and then an additional bead is formed with the low-temperature transformation welding material. Even after welding deformation correction, if the additional bead is used, the welding amount itself can be very small, so that almost no welding deformation occurs and good dimensional accuracy can be maintained.
[0015]
The fifth technical idea of the present invention is to determine whether or not the fatigue strength can be improved by the introduced residual stress by measuring a change in stress during a live load. Usually, when the turn welding is performed on a steel material having a tensile strength of 800 MPa or less, a stress corresponding to the tensile strength of the steel material remains in the vicinity of the toe portion. In other words, after turning welding, if a tensile load is applied to a welded joint with a turning weld, yielding occurs reliably in the vicinity of the toe, resulting in redistribution of plastic strain and stress. . On the other hand, when considering the case of improving the fatigue strength by reducing the compressive stress or reducing the tensile stress, one of the necessary conditions is that the residual stress at the toe is pulled by the repeated action load. It does not increase in the direction and the effect of reducing the residual stress persists. Than this, Low temperature transformation welding material In order to determine that the residual stress changes in the compression direction and the fatigue life is sufficiently improved, install a measuring instrument such as a strain gauge in the vicinity of the weld toe after installing the additional bead. Then, by applying a live load at a level that is considered to contribute to fatigue in the design for the first time by running a loaded vehicle, etc., and confirming that there is no change in the tensile direction of the residual stress due to that load, the tensile stress Is sufficiently reduced, and it can be detected that there is no change in residual stress. The state of change in the residual stress at this time is determined by the load strain relationship obtained by loading. In the load-strain relationship, when yield behavior is observed, the residual stress σa is determined from the yield stress σyt measured with the zero point before loading and the yield strength σy of the steel obtained from a mill sheet or material test, It is obtained as σa = σy−σyt. On the other hand, when no yield behavior is observed, it can be considered that a sufficiently large residual stress is contained. More simply, the residual strain due to the load-strain relationship was used, and the reference value was set to 0.02% or less from the experimental results.
[0016]
The flowchart of FIG. 1 expresses the above technical idea with a flow as a fatigue life improving method. Here, as pretreatment, confirmation of the strength of the steel to be improved in fatigue, confirmation of the presence or absence of fatigue cracks, and the process of changing the distribution of residual stress such as straightening and bending, welding defects during additional bead construction It defines the ground treatment process such as removal of paint to prevent the occurrence of cracks and shaping of the bead shape that is likely to remain as an unwelded part into a shape that is easy to melt. In addition, a quality control method is defined as a post-processing by appearance, hardness measurement and strain measurement. However, in the pretreatment, the order of crack inspection and strength confirmation can be exchanged. In addition, quality assurance inspections, other than appearance inspections, shall be conducted when doubt arises.
[0017]
Next, the reason why the place where the component of the weld where fatigue is a problem is limited to the weld metal that forms the toe of the weld will be described.
In the present invention, a joint whose fatigue strength is improved by controlling the residual stress of the welded portion using a low-temperature transformation welding material is targeted. Therefore, the residual stress reduction utilizes the transformation expansion of the weld metal. This mechanism does not take advantage of the transformation expansion of the steel material, so component measurements must be made on the weld metal. On the other hand, since the fatigue crack is generated from the toe portion where the stress is concentrated, the component measurement must be performed on the weld metal that determines the residual stress. This is the reason why the component measurement is limited to the weld metal forming the weld toe.
[0018]
Next, the reason why the measured component values of the weld metal forming the weld toe portion must be within a certain range will be described.
In the present invention, the components of the weld metal can be divided into a component system mainly composed of Cr and a component system mainly composed of Ni. The former is called Cr and the latter is called Ni.
For the Cr system, Cr is first used as a component for lowering the martensitic transformation temperature, and then Ni is used. Therefore, Cr and Ni are indispensable for the Cr system. It was decided that the fatigue characteristics of the welded joint should be managed based on whether the measured value of Cr and the measured value of Ni are within the range of 7% to 15% and 4% to 12%, respectively, by mass%. If these components are not within this range, it means that the transformation temperature has not been sufficiently reduced. As a result, it means that the fatigue characteristics are also insufficient. Therefore, the content is limited to this range.
[0019]
Next, the reason why the measured value of Ni must be within a certain range for the Ni system will be described.
The Ni system is a component system aimed at lowering the transformation temperature only with Ni without relying on Cr. Since the addition of Cr is not necessarily premised, the transformation temperature is slightly higher than that of the Cr system, but the residual stress can be reduced by limiting the strength of the steel material. The details of the role of strength in reducing the residual stress are disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-017380. In the Ni system, when the measured component value was less than 6% by mass, this value was set because the transformation temperature was not lowered and fatigue strength could not be improved. On the other hand, when Ni exceeds 15%, the transformation itself does not occur, so this value was set as the upper limit.
[0020]
As mentioned above, the component of the weld metal was measured and the range of the measured value was described. In the present invention, the method for measuring the weld metal component is not particularly limited, and it is possible to manage the fatigue characteristics of the welded joint by any method. As a method for measuring the weld metal component, for example, a method of shaving the additional bead weld metal to an extent that does not affect the fatigue strength, collecting chips and analyzing it is conceivable. In this procedure, the component analysis is a generally performed method. Alternatively, recently, a method capable of nondestructive component analysis has been reported, and it is possible to use this because it is confirmed that it is in good agreement with a generally performed component analysis value. This non-destructive component analysis method is described in detail in 2000, Vol. A method of using both in combination is also conceivable if necessary.
[0021]
Next, when the weld metal component of the weld toe is Ni-based, that is, when Ni is in the range of 6 to 15%, the reason is limited to the case where the strength of the steel material is 490 MPa or higher. Is described. As already mentioned, Ni-based Cr should be added necessarily It is not a premise, and even if it is added, it is lower than the Cr type. Therefore, the residual stress must be efficiently reduced by utilizing the effect of the strength of the steel material. Therefore, it is necessary to limit the steel material strength. The strength level of the steel material was limited to the 490 MPa class or higher in the sense that the residual stress can be sufficiently reduced even with a Ni-based weld metal and an improvement in fatigue strength can be expected.
[0022]
Next, the reason why the measured hardness value of the steel plate and its main weld bead must be greater than a certain value will be described.
It is Ni-based rather than Cr-based that the hardness of the steel sheet has an important meaning. This is because the Ni-based transformation temperature is higher, so that the residual stress cannot be reduced efficiently unless the influence of the steel sheet strength is used. The strength of the steel sheet can be judged by a document that guarantees the quality of the steel sheet, which is generally issued by a manufacturer called a mill sheet. Therefore, if the welding work is well managed, it is not necessary to measure the hardness of the steel sheet. It is. However, if there is a problem that some trouble occurs and there is a mistake in the use of the steel sheet, or if the mill sheet is not available like an old welded structure, the fatigue of the steel sheet is a problem. Hardness measurement is important. A Vickers hardness of 150 is a value corresponding to a 490 MPa class steel material, and a weld metal of a Ni-based component is a component system that can be expected to improve fatigue with respect to a steel material having a strength of 490 MPa class or higher. As a criterion for determining the hardness, a value of 150 was set as the Vickers hardness.
[0023]
Next, the additional bead forming the weld toe is Low temperature transformation welding material The reason why the hardness is measured when doubt arises and whether the value is 350 or more in terms of Vickers hardness will be described. The improvement of the fatigue life is achieved by utilizing the martensitic transformation of the additional bead and controlling the residual stress. In general, the martensite structure is harder than other structures, and the hardness is determined only by the carbon content. The hardness of the structure other than martensite does not become as hard as the martensite structure. If the martensitic transformation is performed, the weld metal structure is a hard structure called martensite. Therefore, it is possible to confirm whether the martensitic transformation has occurred by measuring the hardness. However, as the alloy element is added, the bainite structure and the like become hard, so as a range in which it can be determined that the martensitic transformation has surely occurred, whether the additional bead weld metal hardness is 350 or more in terms of Vickers hardness. I decided to judge. In the above, the hardness measurement value of the steel plate and the weld metal was described. In the present invention, the hardness measurement method is not particularly limited, and any method can be used to manage the weld joint fatigue characteristics. Recently, methods that can measure hardness non-destructively, such as impact method and ultrasonic method, have been reported, and their reliability is also shown compared to conventional measurement methods. These are described in detail in 2000, Vol. 7, No. 27, pages 1 to 8 of the papers on steel structures.
[0024]
Next, the reason for limiting the range of the martensitic transformation temperature of the additional bead weld metal formed at the weld toe after performing post-welding processing such as welding deformation correction will be described.
There are two limiting ranges of the martensitic transformation start temperature in the present invention, the first is between 300 ° C. and 150 ° C., and the second is between 400 ° C. and 250 ° C. The setting range is different depending on whether or not the effect of the steel material strength is used. When the first martensite transformation temperature is set in the range of 300 ° C. to 150 ° C., the transformation temperature is so low that the residual stress can be reduced efficiently, so there is no need to specifically define the strength of the steel material. . On the other hand, at a transformation start temperature lower than this range, even if residual stress can be reduced, the lower limit is set to 150 ° C. because other elements such as toughness such as toughness cannot be ensured even if the amount of added elements is increased accordingly. . The upper limit of 300 ° C is the value at which the steel sheet strength must be specified at a transformation start temperature higher than that, or any steel sheet will not reduce residual stress and improve fatigue properties. Set. In addition, when using a 400 MPa class steel plate with a low strength of the steel plate, so-called mild steel, the upper limit of the martensitic transformation start temperature is preferably set to 250 ° C. in order to efficiently reduce the residual stress.
In the second range, the martensitic transformation start temperature is higher than that in the first range, so that the effect of steel strength must be used. On the other hand, the high martensitic transformation start temperature requires less addition of alloy elements, which is not only economical, but also facilitates securing other properties, particularly Charpy impact properties. Even if the strength of the steel material is limited, it was judged that it is engineeringly meaningful to set the martensite transformation start temperature high. The upper limit of the martensite transformation start temperature, 400 ° C., was set at a transformation start temperature higher than this, because a fatigue property improvement effect cannot be expected even with a steel plate strength effect. On the other hand, the lower limit of 250 ° C. was set when the martensitic transformation start temperature was lower than this, because the other characteristics could not be improved better than the first. Since the second martensitic transformation start temperature range is higher than the first range, in order to reduce the residual stress and produce a welded joint with high fatigue strength, the strength of the steel material is 490 MPa class or higher. Limited to the above.
The range of the martensitic transformation start temperature of the weld metal has been described above. The martensitic transformation start temperature of the weld metal in the present invention is defined as the martensite transformation start temperature obtained when a formaster test piece is directly collected from the weld metal and the formaster test is performed on the test piece. It is.
[0025]
Next, the reason why the components of the additional bead weld metal are limited will be described.
In the present invention, the martensitic transformation start temperature ranges between 300 ° C. and 150 ° C. and those between 400 ° C. and 250 ° C., and the weld metal component for realizing this is set. As the system, the former can be divided into component systems mainly composed of Cr and Ni, and the latter can be divided into component systems mainly composed of Ni. A component system mainly composed of Cr and Ni is called a Cr system, and a component system mainly composed of Ni is called a Ni system.
[0026]
First, the reason for limiting the component range of the Cr-based weld metal will be described.
C serves to lower the Ms temperature by adding it to iron. However, excessive addition causes problems of weld cracking and toughness deterioration, so the upper limit was made 0.1%. However, when C is not added, it is difficult to obtain martensite, and it is not economical because residual stress must be reduced only with other expensive elements. The case where C is added in an amount of 0.001% or more is set as a minimum value that produces an economic merit by using C which is an inexpensive element.
[0027]
Si is known as a deoxidizing element. Si has the effect of lowering the oxygen level of the weld metal. Especially in welding work, there is a risk of air mixing during welding, so it is extremely important to control the amount of Si to an appropriate value. First, regarding the lower limit of Si, when the amount of Si added to the weld metal is less than 0.1%, the deoxidation effect is weakened, the oxygen level in the weld metal becomes too high, and mechanical properties, particularly toughness, are reduced. Risk of deterioration. Therefore, the lower limit of the weld metal is set to 0.1%. On the other hand, excessive addition of Si also causes toughness deterioration, so the upper limit was made 0.7%.
[0028]
Mn is known as an element that increases strength. Therefore, it is an element that should be effectively used from the viewpoint of securing the yield strength at the time of transformation expansion, which is the second technical idea of the present invention. The lower limit of Mn, 0.4%, was set as the minimum value at which the effect of securing the strength was obtained. On the other hand, excessive addition causes deterioration of the toughness of the weld metal, so the upper limit was made 2.5%.
P and S are impurities in the present invention. However, if these elements are present in large amounts in the weld metal, the toughness deteriorates, so the upper limits were made 0.03% and 0.02%, respectively.
[0029]
Ni is a single austenite, that is, a metal having a face-centered structure. Iron itself has an austenite structure at high temperatures and a ferrite or body core structure at low temperatures. When Ni is added, the face-centered structure in the high-temperature region of iron becomes a more stable structure, so that it becomes a face-centered structure even in a lower temperature region than in the case of no addition. This means that the temperature at which it transforms into a body-centered structure is lowered. Ni also has the effect of improving the toughness of the weld metal by adding it. The lower limit of 4% of the Ni addition amount in the Cr-based weld metal was determined from the viewpoint of ensuring the minimum addition amount at which the residual stress reduction effect appears and toughness. The upper limit of the Ni addition amount is 12%. In Cr-based weld metals, the Ms temperature is reduced to some extent by the Cr addition described below, and the effect does not change so much from the viewpoint of reducing residual stress. This value was set because there is an economic demerit that Ni is expensive if added more than this.
[0030]
Cr is a ferrite former unlike Ni. However, when Cr is added to iron, it is ferrite in the high temperature range, but forms austenite in the intermediate temperature range, and again forms ferrite when the temperature is lowered. In the case of a welded portion, the ferrite on the low temperature side is generally not obtained with a heat history due to the amount of heat input by welding, and martensite is obtained. This is because the advantage of adding Cr is due to the increase in hardenability. That is, the martensitic transformation by adding Cr has two points, that is, the ferrite transformation that increases the hardenability does not occur and the Ms temperature itself is lowered. A lower limit of 7% was set as a Cr addition range for effectively utilizing transformation expansion for reducing residual stress while satisfying both of these effects. The upper limit of 15% is set to this value because the effect does not increase even if an amount exceeding this is added, and the disadvantages increase economically.
[0031]
Cu is an effective element for improving welding workability because it has the effect of improving the electrical conductivity by plating on the welding wire. Moreover, since Cu is also a hardenable element, the effect of promoting martensitic transformation can be expected by adding it to the weld metal. The lower limit of 0.05% of Cu was set as the minimum value necessary for improving workability and promoting martensitic transformation. However, excessive addition not only has no effect of improving workability, but also increases the manufacturing cost of the wire, which is not preferable in the industry. The upper limit of Cu, 0.4%, was set for this reason.
[0032]
Nb combines with C in the weld metal to form a carbide. Nb carbide works to increase the strength of the weld metal in a small amount, and therefore, the economic merit of effective use is great. The merit is also great from the viewpoint of increasing the yield strength at the Ms temperature, which is a residual stress reduction technique in the present invention. However, excessive carbide formation, on the other hand, naturally sets an upper limit because toughness degradation occurs. The lower limit of Nb is set to 0.005% as the lowest value at which carbides can be formed and an effect of increasing strength can be expected. The upper limit was set to 0.3% as a value that does not impair the reliability of the weld due to toughness deterioration.
[0033]
V is an element that functions similarly to Nb. However, unlike Nb, in order to expect the same precipitation effect, it is necessary to add more than Nb. The lower limit of 0.05% of V addition was set as the lowest value at which precipitation hardening can be expected by addition. The upper limit of V is set to 0.5% in order to cause excessive precipitation hardening when it is added more than this, causing toughness deterioration.
[0034]
Ti, like Nb and V, forms carbides and causes precipitation hardening. However, the precipitation hardening of Ti is also different from Nb and V, as the precipitation hardening of V is different from that of Nb. Therefore, the range of Ti addition amount is set to a range different from Nb and V. The lower limit of 0.005% of the Ti addition amount was determined as the minimum amount at which the effect can be expected, and the upper limit of 0.3% was determined in consideration of deterioration of toughness.
[0035]
Mo is also an element that can be expected to precipitate and harden like Nb, V, and Ti. However, Mo needs to be added more than Nb, V, Ti in order to obtain the same effect as Nb, V, Ti. The lower limit of 0.1% of the Mo addition amount was set as the minimum value at which an increase in yield strength due to precipitation hardening can be expected. Further, the upper limit of 2.0% was determined in consideration of toughness deterioration like Nb, V, and Ti.
[0036]
N is an element known as an austenite former. The addition of N also makes it easier to obtain martensite, so the minimum addition is necessary. The lower limit of N, 0.001%, like C, was determined as the lowest value for obtaining a low Ms temperature. However, excessive addition forms nitrides and causes problems of toughness and ductility deterioration, so the upper limit was made 0.05%.
[0037]
Next, the reason for limiting the component range of the Ni-based weld metal will be described.
C serves to lower the Ms temperature by adding it to iron. On the other hand, however, excessive addition causes problems of weld metal toughness degradation and weld metal cracking, so the upper limit was made 0.2%. However, when C is not added, it is difficult to obtain martensite, and it is not economical because residual stress must be reduced only with other expensive elements. The case where C is added in an amount of 0.01% or more is limited to using C which is an inexpensive element, and is set as a minimum value at which the economic merit is obtained. The upper limit of C is preferably set to 0.15% from the viewpoint of weld metal cracking.
[0038]
Si is known as a deoxidizing element. Si has the effect of lowering the oxygen level of the weld metal. Especially during welding, there is a risk of air being mixed during welding, so it is extremely important to control the amount of Si to an appropriate value. First, regarding the lower limit of Si, when the amount of Si added to the weld metal is less than 0.1%, the deoxidation effect is weakened, the oxygen level in the weld metal becomes too high, and mechanical properties, particularly toughness, are reduced. Risk of deterioration. Therefore, the lower limit of the weld metal is set to 0.1%. On the other hand, excessive addition of Si also causes toughness deterioration, so the upper limit was made 0.5%.
Mn is known as an element that increases strength. Therefore, it is an element that should be effectively used from the viewpoint of securing the yield strength at the time of transformation expansion, which is a residual stress reduction mechanism in the present invention. The lower limit of Mn, 0.01%, was set as the minimum value at which the effect of securing the strength was obtained. On the other hand, excessive addition causes toughness deterioration of the base metal and the weld metal, so the upper limit was made 2.0%.
[0039]
P and S are impurities in the present invention. However, if these elements are present in large amounts in the weld metal, the toughness deteriorates, so the upper limits were made 0.03% and 0.02%, respectively.
Ni is a single austenite, ie, a metal having a face-centered structure, and is an element that makes the austenite state more stable when added to the weld metal. Iron itself has an austenite structure at high temperatures and a ferrite or body core structure at low temperatures. When Ni is added, the face-centered structure in the high-temperature region of iron becomes a more stable structure, so that it becomes a face-centered structure even in a lower temperature region than in the case of no addition. This means that the temperature at which it transforms into a body-centered structure is lowered. The lower limit of Ni, 6%, was determined in the sense of the minimum addition amount at which the residual stress reduction effect appears. The upper limit of Ni, 15%, is because the effect does not change much even if it is added more from the viewpoint of reducing residual stress, and if it is added more than this, there is an economic disadvantage that Ni is expensive.
[0040]
Cu is an effective element for improving welding workability because it has the effect of improving the electrical conductivity by plating on the welding wire. Moreover, since Cu is also a hardenable element, the effect of promoting martensitic transformation can be expected by adding it to the weld metal. The lower limit of 0.05% of Cu was set as the minimum value necessary for improving workability and promoting martensitic transformation. However, excessive addition not only has no effect of improving workability, but also increases the manufacturing cost of the wire, which is not preferable in the industry. The upper limit of Cu, 0.4%, was set for this reason.
[0041]
Nb combines with C in the weld metal to form a carbide. Nb carbide works to increase the strength of the weld metal in a small amount, and therefore, the economic merit of effective use is great. The merit is also great from the viewpoint of increasing the yield strength at the Ms temperature. However, excessive carbide formation, on the other hand, naturally sets an upper limit because toughness degradation occurs. The lower limit of Nb was set to 0.01% as the lowest value at which carbides can be formed and an effect of increasing strength can be expected. The upper limit was set to 0.4% as a value that does not impair the reliability of the weld due to toughness deterioration.
[0042]
V is an element that functions similarly to Nb. However, unlike Nb, in order to expect the same precipitation effect, it is necessary to add more than Nb. The lower limit of 0.1% for V addition was set as the lowest value at which precipitation hardening can be expected by addition. The upper limit of V is set to 1.0% in order to cause precipitation hardening to become remarkable when it is added more than this and cause toughness deterioration.
[0043]
Ti, like Nb and V, forms carbides and causes precipitation hardening. However, the precipitation hardening of Ti is also different from Nb and V, as the precipitation hardening of V is different from that of Nb. Therefore, the range of Ti addition amount is set to a range different from Nb and V. The lower limit of 0.01% of the amount of Ti added was determined as the minimum amount at which the effect could be expected, and the upper limit of 0.4% was determined in consideration of deterioration of toughness.
[0044]
Cr is a precipitation hardening element like Nb, V, and Ti. Cr is an element that should be used effectively because it also has the effect of reducing the Ms temperature. However, since the Ni-based weld metal in the present invention achieves Ms temperature reduction mainly by adding Ni, the Cr addition amount should be less than that of Ni. Excessive Cr addition does not necessarily improve the residual stress reduction effect and is not industrially preferable because Cr is expensive. The lower limit of 0.1% of the Cr addition amount was set as a minimum value at which the residual stress reduction effect was obtained by adding this. The upper limit of the Cr addition amount is 3.0%. For the Ni-based weld metal, the Ms temperature is already reduced by the addition of Ni, and the strength is secured by other precipitation elements. Also, the residual stress reduction effect is not changed so much and the toughness deterioration becomes remarkable.
[0045]
Mo is an element having the same effect as Cr. However, Mo is an element for which precipitation hardening can be expected more than Cr. Therefore, the addition range was set narrower than Cr. The lower limit of 0.1% was set as the minimum value at which the effect of Mo addition can be expected. The upper limit of 3.0% is set because if it is added more than this, the toughness deteriorates remarkably because it hardens too much.
[0046]
Unlike Ti and the like, Co is not an element that causes strong precipitation hardening. However, Co is an element that should be effectively utilized because it is an element more preferable than Ni from the viewpoint of increasing strength by adding it and securing toughness while expecting an increase in strength. However, since Ni is added to the weld metal in order to ensure a low Ms temperature at which a residual stress reduction effect can be expected, the lower limit of 0.1% of the Co addition amount is the lowest at which the effect of Co addition can be expected. The limit value was set. On the other hand, excessive addition causes an increase in strength and causes toughness deterioration, so the upper limit was made 2.0%.
As described above, the reasons for limiting the range of the components of the weld metal have been described. As a method of controlling the weld metal component within these ranges, a method of controlling the component of the weld wire and a method of controlling the components of the weld wire and the flux Alternatively, there is a method of controlling the components of the welding core wire and the coating flux, but in the present invention, regardless of these methods, if the weld metal component is set within the aforementioned range, a high fatigue strength welded joint can be obtained. realizable. Furthermore, a welding wire that forms a weld metal that is a component range in the present invention, a combination of a welding wire and a flux, or a combination of a welding core wire and a covering flux can be easily made by those skilled in the art. is there.
[0047]
[Example 1]
Examples of the present invention are shown below.
First, an example of quality assurance inspection based on the components and hardness of the welded joint will be described. Since the present invention is intended to manage fatigue characteristics, it is sufficient to confirm that there is a good correlation between the fatigue strength and the quality assurance inspection standard. FIG. 2 shows the shape of the test piece. The test piece in FIG. 2 is said to be a corner-turned weld, and stress concentration is severer than other weld joint shapes, and it is an exaggeration to say that the fatigue strength of the entire welded structure is determined by this joint. is not. FIG. 2 shows a view with an additional bead, but depending on the test, only this bead welding was performed, and a test piece without additional bead welding was also prepared.
Table 1 shows the component values of the welding wire used in the test. The test piece of FIG. 2 was produced using these wires, and a fatigue test was performed. Table 2 shows the procedure for preparing the test piece. For example, test piece No. No. 1 is a test piece using a commercially available steel material having a strength of 490 MPa as a steel material, using a commercially available welding wire for a 490 MPa class steel material for this bead welded portion, and using the WA of Table 1 for additional bead welding. The welding conditions are the same for both the bead and the additional bead. The wire diameter is 1.2 mm, the current is 220 A, the voltage is 27 V, and the speed is 20 cm / min. Furthermore, in this invention, since the case where post welding processing, such as welding deformation correction, is implemented, and the case where it is not so are distinguished, the work procedure after this bead completion is also shown in Table 2. No. in Table 2 In 1, the load is applied to the test piece after the additional bead welding in order to reproduce that the post-weld treatment has been performed after the additional bead welding. In addition, burner heating was performed on a part of the test piece. The maximum heating temperature at that time is about 600 ° C. on the welding surface. In contrast, no. The two test specimens are No. 1 in this bead welding material and additional bead welding material. The load is applied before the additional bead welding work. This corresponds to constructing the additional bead after completion of the welding deformation correction. The applied load is a load corresponding to a stress of 70% of the steel material strength, and the direction thereof is the direction shown in FIG. How much load is applied during welding deformation correction in actual structures depends on the construction conditions, but in order to correct the deformation, plastic strain must be introduced, so in part the load exceeding the yield strength It can be considered that a load of 70% or more of the strength of the steel material is applied. In Table 2, No. 3 corresponds to the case where no welding deformation correction is performed because no load is applied to the test piece. The steel material was tested by preparing 780 MPa class and 400 MPa class steel materials in addition to the 490 MPa class as the strength level. The component measurement of the weld metal forming the toe portion was performed using a simple emission spectroscopic analyzer. The hardness of some steel materials was also measured using an ultrasonic hardness tester, and the results are also shown in Table 2. In addition, Table 2 also includes test pieces in which the wire of Table 1 is used for this bead welding and no additional bead welding is performed.
Table 2 shows the results of conducting fatigue tests and determining fatigue strength of 5 million times. In the fatigue test, stress was applied in the direction indicated by the arrow in FIG. That is, it is the same direction as the load direction. The stress in the fatigue test is given as a sinusoidal waveform between 0 MPa and a predetermined stress, and the maximum value of the stress amplitude that did not break even after repeated 5 million times becomes the fatigue limit.
In FIG. 13 and no. 15 Vickers hardness distribution is shown. It is the result of having measured on the base material part, the additional bead part, and this bead part from the surface of the test piece on the straight line.
In the present invention, test pieces loaded with a load after all the welds have been applied are excluded. 1 and No. 8 is excluded. Incidentally, the fatigue limit of 5 million cycles of these test pieces is 80 MPa and 70 MPa, respectively, and the fatigue strength is low. This is because even if a considerable amount of Ni and Cr is added to the additional bead portion, the residual stress disappears due to the load. Since the present invention is not a method for measuring the residual stress itself, such a joint is excluded. In Table 2, a test piece that did not load, burner heated, or subjected to additional bead welding after load loading or after burner heating satisfied a pass / fail judgment criterion of the present invention, otherwise An x was added to the object. For example, no. 2 and 3 are o because the measured values of Ni and Cr are 6.8% and 12.5%. No. In No. 4, Ni is 10.9%, but Cr is not added. In the present invention, if the strength of the steel plate used for producing the welded joint is 490 MPa class or higher, it passes, but if the strength of the steel plate is unknown, the hardness of the steel plate is measured, The value is supposed to be referenced. No. Assuming that the strength level of the steel plate used in the joint No. 4 is unknown, hardness measurement values were carried out. However, since the values exceeded 161 and 150 in terms of Vickers hardness, they were evaluated as ◯. In this way, ◯ and X are marked. On the other hand, as for the fatigue limit of 5 million times obtained from the fatigue test, it can be seen that those with ◯ have high fatigue strength, and in particular, 490 MPa and 780 MPa class steel materials have a fatigue limit of 150 MPa or more. On the other hand, no. As for 6,11 and the component values of Ni and Cr outside the range set by the present invention, the fatigue limit is as low as 90 MPa. No. 14 is an example in which the hardness measurement value of the steel material is added because the component measurement value is in the range of the present invention, but is a Ni-based component to which Cr is not added, and the hardness measurement value is Vickers hardness. This is an example of x because it is less than 150. In fact, it can be seen that the fatigue limit is as low as 90 MPa. On the other hand, no. In No. 15, the additional bead is formed of a conventional material, but this is a test piece that assumes an error of the welding rod during construction. This is shown in FIG. Compared with 13, it is understood that the additional bead portion is quite hard and can be easily known that it is not formed of a weld metal in which martensitic transformation occurs.
As described above, according to the present invention, it can be seen that the fatigue characteristics of the welded joint can be judged sufficiently.
[0048]
[Example 2]
Next, the Example regarding the influence of distortion provision in the fatigue strength improvement processing method in this invention is described. First, a test piece shown in FIG. 2 was prepared using three types of steel materials having steel material strengths of 490 MPa, 780 MPa, and 400 MPa. The production conditions are shown in Table 3. As a process corresponding to welding deformation correction, a load is applied to the test piece, but there is also a test piece partially heated by a burner. No. Only 5, load loading and burner heating are not carried out. That is, this corresponds to the case where post-processing such as welding deformation correction is not performed. The load load and burner heating conditions are the same as in Example 1. Moreover, the welding conditions of this bead welding and additional bead welding are also the same as in Example 1, and the additional bead welding material is the wire described in Table 1. Next, after preparing some of the same test pieces, formaster test pieces were collected from the additional bead portion, and the martensitic transformation start temperature was measured. Table 3 also shows the results. A fatigue test was performed in the same manner as in Example 1 on the test pieces prepared under the conditions shown in Table 3, and the fatigue limit of 5 million times was determined. The results are shown in Table 4. Table 4 also shows the results of the component analysis performed after collecting the component analysis sample from the additional bead after the fatigue test. It can be seen from Table 4 that the joint no. In 1-4, the fatigue limit of 5 million times is greatly different. These results were not mentioned at all in the prior art such as Japanese Patent Laid-Open No. 11-138290. This is only the case where the post-welding process of 5 is not performed. Actually, no. It can be read that the joint of No. 5 has a fatigue strength of 175 MPa with a fatigue limit of 5 million times. Fitting No. In Nos. 1 to 4, although the additional beads were the same, those having a high fatigue limit of 5 million times were No. A few. As can be seen from Table 3, these are the ones in which additional bead welding was performed after load application or burner heating, and the order was reversed. The fatigue limits of 1 and 4 are low. Similarly, no. It can be understood that the fatigue strength differs when the load load and the order of the additional bead welding are different even in the same additional bead as in the case of the eighth and ninth joints. The fatigue strength was also high. Fitting No. Nos. 11 and 12 are examples in the case where the steel material is 400 MPa class. In this case, No. 11 which produced an additive bead of Cr weld metal in the present invention was used. No. 11 is a Ni-based No. 11. It can be understood that the fatigue strength is higher than 12. In FIG. 11 and no. A strain gauge is attached to each of the weld toes of 12 and the load strain history when the first loading is performed is shown. From this, No. which performed addition bead construction using the welding material which does not match steel strength. 12 shows significant plasticization and a residual strain of about 0.04% remains. Low temperature transformation welding material No. which performed additional bead construction using 11 that the tensile residual stress is sufficiently reduced, it can be understood that the elastic behavior is maintained with respect to the loaded load. At this time, No. In No. 12, since yielding occurs at 500 μm, the yield strength σ yt measured from Young's modulus of 2.06 × 10 5 MPa is 103 MPa. On the other hand, since the yield strength σy of this joint is 260 MPa, the residual stress σa = σy−σyt = 157 MPa is calculated. No. No yield was produced up to a strain of 1000 μm, and the residual stress was at least 260 MPa-206 MPa = 54 MPa or less. It can be seen that the residual stress is greatly reduced as compared with FIG. As described above, according to the present invention, the fatigue strength of the welded joint can be reliably increased. It is clear that the reliability of the welded structure will become more and more reliable if the management shown in Example 1 is further performed at the same time in order to avoid an unexpected situation in welding construction.
[0049]
[Example 3]
Next, the Example regarding the necessity of crack removal in the fatigue strength improvement processing method in this invention is described.
First, a test piece having no additional bead shown in FIG. 2 was prepared using a steel material having a steel material strength of 490 MPa. Then, after repeatedly applying a load to the test piece a certain number of times, after performing a crack inspection and repairing a certain thing, an additional bead construction is performed, and then a fatigue test is performed again. The welding conditions for this bead welding and additional bead welding are the same as those in Example 1, and the additional bead welding materials are those listed in Table 1.
The first repeated load is a load that generates a stress of 200 MPa on the test piece. With this stress, loading is performed while monitoring the stress generated at the toe portion with a strain gauge, and the amount of loading is determined by changing the amount of change in the stress value. Generally, the greater the amount of change in the stress value, the greater the depth of the crack that has occurred. The last fatigue experiment was performed with a stress of 150 MPa. However, it has been terminated at 5 million times. Table 5 shows the initial number of times of loading, presence / absence of crack detection, presence / absence of crack removal, and subsequent fatigue test results for each test piece. Here, the inspection for cracks is a magnetic particle inspection test, joint No. The inspection of crack depths 4 to 7 is performed by the potential potential method. Crack removal was performed with a rotary grinder, and after removing to some extent, a magnetic particle flaw detection test was performed, and the cutting was continued until the magnetic particle indicating pattern disappeared.
It can be seen from Table 5 that the joint no. 4 and no. 6, the fatigue life is remarkably short. This is because the cracks remaining in the test specimen immediately developed due to the applied stress and led to fracture. On the other hand, although it is a depth that can be sensed by strain, it was not found by crack inspection. As for 2, the fatigue limit appears at 5 million times. This is thought to be due to the fact that the crack was melted during the construction of the additional bead. In order to measure the length of this crack, the test piece no. 3 was manufactured, the toe portion was cut out, and the crack length was examined. The depth was about 0.3 mm. It is understood that the crack is rendered harmless if it is at a level that is not found by such a crack inspection because it melts by about 0.5 to 1.0 mm during the additional bead construction.
As described above, according to the present invention, the fatigue strength of the welded joint can be reliably increased. It is clear that the reliability of the welded structure will become more reliable if the management shown in Examples 1 and 2 is further performed at the same time in order to avoid an unexpected situation in welding.
[Table 1]

[Table 2]

[Table 3]

[Table 4]

[Table 5]

[0050]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, the fatigue characteristics of the welded joint can be reliably managed, and the fatigue strength of the welded joint when performing post-weld processing such as welding deformation correction can be improved. Become. Therefore, the present invention can be said to be an invention with extremely high industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a flowchart showing the overall fatigue life improving method according to the present invention.
FIG. 2 is a diagram for explaining the size of a fatigue test piece, the actual bead, the additional bead, and the load application direction.
FIG. 3 is a joint having an additional bead formed of a conventional material; Low temperature transformation welding material It is the figure which compared the joint with an additional bead formed by, and each hardness distribution.
[Fig. 4] A joint with an additional bead formed of a melt suitable for steel strength, a joint with an additional bead formed of an unsuitable melt, and the vicinity of the weld toe when a tensile load is first applied to each It is a figure showing the load-strain relationship.

Claims

After pre-processing for places where fatigue of welded joints becomes a problem after the main welding, additional bead formation using low-temperature transformation welding material is performed, and then quality assurance inspection is performed, and the results of each inspection or measurement It is a fatigue life improvement processing method characterized by improving the fatigue life of the welded joint by redoing the additional bead construction based on
As the pretreatment,
Process for changing the internal stress of metal and surface stress, such as plastic working, deformation correction, heat treatment, welding, in-situ bonding, etc.
After performing visual inspection, penetrant inspection, magnetic particle inspection, eddy current inspection, etc. for the part that becomes a problem of fatigue life, if a crack is detected, remove the crack by gliding or gouging,
We conduct a steel type survey on the base metal part that forms the part that causes fatigue life and the weld metal that forms the weld toe, and based on the results, select the low-temperature transformation welding material that forms the additional bead. To do,
And
As the quality assurance inspection,
Visually confirm that an additional bead is formed at the toe of the welded joint where fatigue is a problem.If there is no additional bead, repeat the additional bead construction, and if there is an additional bead, In addition, when there is a suspicion that the additional bead was formed using a low temperature transformation welding material, the hardness test was performed.
In the hardness inspection, by measuring the hardness of the additional bead and confirming that the Vickers hardness is 350 or more over the entire surface of the additional bead, it was confirmed that the additional bead was formed of a low temperature transformation welding material. If it is determined that it is not a low temperature transformation welding material, the additional bead construction is performed again, and if it is determined that the material is a low temperature transformation welding material, the additional bead is formed using an appropriate low temperature transformation welding material. Shift to component measurement when suspicion arises,
In the component measurement, by analyzing the component of the additional bead, it is determined that the additional bead is formed of an appropriate low temperature transformation welding material, and when it is determined that the component is different, the additional bead construction is performed. If it is confirmed that the component matches the strength of the steel material, if there is a suspicion that the residual tensile stress has been relaxed due to the formation of an additional bead, the process proceeds to strain measurement.
In the strain measurement, after completion of the additional welding work, while measuring the strain in the immediate vicinity of the toe of the additional bead, the weight to give a live load that is expected to be at a level that causes fatigue damage in terms of design is measured using a load vehicle, etc. When the residual plastic strain in the load-strain relationship due to the unloading process is 0.02% or less, the change in the residual stress distribution near the additional bead is sufficiently small, and the residual stress is sufficiently reduced. In fact, when yield behavior is observed in the load-strain relationship due to the unloading process, the yield stress σyt measured from zero before loading and the steel obtained from the mill sheet or material test By calculating the residual stress σa from the yield strength σy of σa as σa = σy-σyt, and assuming that the yielding behavior is not observed, it is assumed that there is a sufficiently large residual stress. , Additional bead toe to confirm the introduced residual stress actually in part, to perform, when it is confirmed that there plastic strain fatigue life enhancement method characterized by redoing the additional bead construction.

The fatigue life improving treatment method according to claim 1, wherein hardness measurement is performed as a steel type survey for the pretreatment.

When the hardness of the base metal part that forms the part that causes the fatigue life and the weld metal that forms the weld toe part thereof is 150 or more in terms of Vickers hardness, it has a strength of 490 MPa or more. 3. The fatigue life according to claim 2, wherein a low temperature transformation welding material having a martensitic transformation start temperature of 200 ° C. to 400 ° C. of the low temperature transformation welding material forming the additional bead is selected. Improvement processing method.

In the fatigue life improvement processing method of Claim 3, in mass%, C: 0.01-0.2%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.01-2.0%, P : Addition bead weld metal containing 0.03% or less, S: 0.02% or less, Ni: 6 to 15%, the balance being iron and unavoidable impurities, improving weld fatigue strength Method.

Additive bead welding further containing one or more of Ti: 0.01 to 0.4%, Nb: 0.01 to 0.4%, and V: 0.1 to 1.0% by mass% 5. The method for improving fatigue strength of welds according to claim 4, wherein a metal is formed.

1% by mass of Cu: 0.05-0.4%, Cr: 0.1-3.0%, Mo: 0.1-3.0%, Co: 0.1-2.0% 6. The weld bead fatigue strength improving method according to claim 4 or 5, wherein an additional bead weld metal further containing two or more kinds is formed.

The hardness of the 490 MPa class or less by indicating that the hardness of either the base metal part forming the part that causes the fatigue life or the weld metal forming the weld toe part is 150 or less in terms of Vickers hardness The low-temperature transformation welding material having a martensitic transformation start temperature of the low-temperature transformation welding material forming the additional bead between 150 ° C and 300 ° C is selected. Fatigue life improvement processing method.

In the fatigue life improvement processing method of Claim 7, in mass%, C: 0.001-0.1%, Si: 0.1-0.7%, Mn: 0.4-2.5%, P : 0.03% or less, S: 0.02% or less, Ni: 4-12%, Cr: 7-15%, N: 0.001-0.05%, the balance from iron and inevitable impurities A weld bead fatigue strength improving method comprising forming an additional bead weld metal.

In mass%, Cu: 0.05 to 0.4% Mo: 0.1 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.3%, Nb: 0.005 to 0.3%, V: 0 The weld bead fatigue strength improving method according to claim 8, further comprising forming an additional bead weld metal further containing 0.05% to 0.5% of one kind or two or more kinds.

When in doubt about whether the additional bead was formed using an appropriate low-temperature transformation welding material, metal powder was collected from the additional bead, the component was analyzed, and Ni was 6% by mass of the component. By confirming that it is within the range of ˜15%, it is determined that an additional bead is formed by a low-temperature transformation welding material suitable for a welded joint formed by a steel material and a molten material having a strength of 490 MPa or higher. The fatigue life improving method according to claim 1, wherein:

When in doubt about whether the additional bead was formed using an appropriate low-temperature transformation welding material, metal powder was collected from the additional bead, its components were analyzed, and Ni was 4% by mass of the components. % To 12% and Cr is added in the range of 7% to 15% by adding low temperature transformation welding material suitable for welded joints made of steel and molten steel with strength of 490MPa or less. The fatigue life improving method according to claim 1, wherein it is discriminated that the is formed.

A welded joint processed using the method according to claim 1.