(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
疲労が問題となる溶接止端部において、それを形成する溶接ビードに対し、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上であり、かつオーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度において、降伏強度が４０ｋｇ／ｍｍ２以上、１２０ｋｇ／ｍｍ２以下となる溶接金属が形成されていることを特徴とする高疲労強度溶接継手。
【請求項２】
疲労荷重を受ける構造部材に、面外ガセット、カバープレート、またはスタッドの１つまたは２つ以上が溶接されていることを特徴とする請求項１記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項３】
疲労荷重を受ける構造部材に面外ガセットが溶接されている場合で、ガセット両端部において、端部より５ｍｍ以上の範囲にわたり開先をもうけ、開先をもうけた範囲におけるガセットとガセットを取り付ける構造部材の間に存在する未溶着部分の面積を、開先をもうけない場合における未溶着部分の面積に対して１０％以上減少させたことを特徴とする請求項２記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項４】
スカラップを有する疲労荷重を受ける構造部材を、回し溶接にて構造部材に溶接されていることを特徴とする請求項１記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項５】
スカラップを有する疲労荷重を受ける構造部材に対し、スカラップ端部より５ｍｍ以上の範囲において開先をもうけ、開先をもうけた範囲におけるスカラップを有する構造部材とそれが取り付けられる構造部材の間に存在する未溶着部分の面積を、開先をもうけない場合における未溶着部分の面積に対して１０％以上減少させたことを特徴とする請求項４記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項６】
Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏを、それぞれの成分の重量％とし、下記式で定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．８５以上１．３０以下である溶接金属が形成されていることを特徴とする請求項１、２、３、４または５記載の高疲労強度溶接継手。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９
【請求項７】
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属が形成されていることを特徴とする請求項１、２，３，４、５または６記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項８】
重量％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溶接金属が形成されてることを特徴とする請求項７記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項９】
重量％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溶接金属が形成されていることを特徴とする請求項７または８記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項１０】
重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶接金属が形成されていることを特徴とする請求項１、２，３，４、５または６記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項１１】
重量％で、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溶接金属が形成されていることを特徴とする請求項１０記載の高疲労強度溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造物の信頼性向上のために、疲労強度が高い溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接部に発生する疲労亀裂は、構造物全体の信頼性に重大な影響を与えるため、その疲労特性を向上させる手法は以前より試みられてきた。疲労亀裂が発生しやすい部分は溶接部であるが、その理由としては、溶接部には応力集中部が存在している、引っ張りの残留応力が生じている、などが挙げられる。これら原因を解決することが高疲労強度を有する溶接継手の実現に有効である。そのため、従来技術における高疲労強度溶接継手として、機械的な方法あるいはＴＩＧ溶接により化粧溶接を施して応力集中を減らした継手、またピーニングを用いて疲労が発生する部位に圧縮残留応力を導入し同時に応力集中を減らした継手、などがあった。これら継手は、構造物作製コストを直接増大させるため、このような継手以外で疲労強度が向上された溶接継手が望まれていた。
【０００３】
最近になり、溶接金属の変態膨張を利用し、残留応力を低減させ、これにより疲労強度を向上させる手法が注目されている。例えば大田らは溶接学会全国大会講演概要集第６１集５２０−５２１ページで、溶接金属の変態膨張を利用し、角回し溶接継手の疲労強度向上に関する報告を行っている。この報告によれば、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度（Ｍｓ温度）を低くすることにより、変態に伴う膨張が変態後の熱収縮より大きくなり、結果として圧縮の残留応力が導入され、高疲労強度溶接継手が得られることになる。大田らによると、角回し溶接継手の主板（平板）を予熱し、付加物（縦板）を室温のままにして溶接し、疲労強度向上を確かめている。大田らが報告している溶接継手は、実施工の観点からすると、予熱を行わなければならない、しかも縦板は室温のままにする、など施工コストの点から問題が多い。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
変態温度が低くなれば残留応力が低減される傾向に有ることは既存知見であり、疲労強度が残留応力に影響を受けることも容易に推察されることである。しかし、実施工に適用可能な簡便な施工方法を用いて作製できる高疲労強度溶接継手はまだ確立されていない。大田らの方法は、残留応力低減という技術を用いているものの、採用された施工方法は実用的ではなく、実施工に適した溶接継手とは言い難い。一方で、ピーニングやＴＩＧ溶接による化粧溶接が行われた従来継手は、それ自体溶接構造物の施工コストを増加させる要因となる。簡便な施工で溶接部に圧縮残留応力を導入しそれを用いて高疲労強度が達成された継手が確立されれば、溶接構造物の信頼性向上の観点からその効果は絶大なものとなる。
【０００５】
本発明は、低温変態膨張を利用し、かつ簡便な溶接施工方法で作製できる高疲労強度溶接継手を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、以上のような事情を鑑み、溶接部の残留応力を低減させ疲労強度を向上させる技術について種々検討し、これまで鋭意研究を重ねてきた結果、本発明を完成させたもので、その要旨は、次の通りである。
（１）疲労が問題となる溶接止端部において、それを形成する溶接ビードに対し、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上であり、かつオーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度において、降伏強度が４０ｋｇ／ｍｍ２以上、１２０ｋｇ／ｍｍ２以下となる溶接金属が形成されていることを特徴とする高疲労強度溶接継手。
（２）疲労荷重を受ける構造部材に、面外ガセット、カバープレート、またはスタッドの１つまたは２つ以上が溶接されていることを特徴とする前記（１）記載の高疲労強度溶接継手。
（３）疲労荷重を受ける構造部材に面外ガセットが溶接されている場合で、ガセット両端部において、端部より５ｍｍ以上の範囲にわたり開先をもうけ、開先をもうけた範囲におけるガセットとガセットを取り付ける構造部材の間に存在する未溶着部分の面積を、開先をもうけない場合における未溶着部分の面積に対して１０％以上減少させたことを特徴とする前記（２）記載の高疲労強度溶接継手。
（４）スカラップを有する疲労荷重を受ける構造部材を、回し溶接にて構造部材に溶接されていることを特徴とする前記（１）記載の高疲労強度溶接継手。
（５）スカラップを有する疲労荷重を受ける構造部材に対し、スカラップ端部より５ｍｍ以上の範囲において開先をもうけ、開先をもうけた範囲におけるスカラップを有する構造部材とそれが取り付けられる構造部材の間に存在する未溶着部分の面積を、開先をもうけない場合における未溶着部分の面積に対して１０％以上減少させたことを特徴とする前記（４）記載の高疲労強度溶接継手。
（６）Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏを、それぞれの成分の重量％とし、下記式で定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．８５以上１．３０以下である溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１）、（２）、（３）、（４）または（５）記載の高疲労強度溶接継手。
【０００７】
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９
（７）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１）、（２），（３），（４）、（５）または（６）記載の高疲労強度溶接継手。
（８）重量％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溶接金属が形成されてることを特徴とする前記（７）記載の高疲労強度溶接継手。
（９）重量％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溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（７）または（８）記載の高疲労強度溶接継手。
（１０）重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１）、（２），（３），（４）、（５）または（６）記載の高疲労強度溶接継手。
（１１）重量％で、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溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１０）記載の高疲労強度溶接継手。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
初めに、本発明の技術思想について述べる。
本発明における第１の技術思想は、疲労亀裂が発生するビード止端部の残留応力を低減すれば高疲労強度溶接継手が得られる思想である。
【０００９】
溶接金属が冷却過程でオーステナイトからマルテンサイトに変態するとき、体積が増加、すなわち膨張する。このとき、溶接金属には、まわりの部分から拘束されているため圧縮の応力が発生する。しかし、変態膨張にともなうこの圧縮応力導入も、その後の熱収縮が大きければ、室温までに冷却されるうちに引っ張り応力状態に戻る。ステンレス鋼材の一部を除き、通常の鋼材に用いられる溶接材料は、必ずある温度で変態膨張が発生するが、その温度が高いため、その後の熱収縮により最終的には引っ張りの残留応力が発生する。熱収縮は、温度変化に熱膨張係数をかけたものであるから、残留応力をできるだけ小さく、場合によっては圧縮状態にするためには、この温度変化を小さくすればよいことになる。
【００１０】
この温度変化を小さくする方法は２つ考えられる。１つは、Ｍｓ温度が低くなるような材料を用いる方法、もう１つは板を予熱する方法である。板を予熱する方法は、最終的には外気温度まで冷却されてしまうため、一見温度変化を小さくしないように考えられる。しかし、予熱を行えば、板の温度分布が室温より高い温度領域で均一になり、その後の冷却過程では均一温度が保たれるため熱応力を発生せず、従って、Ｍｓ温度と板の温度分布が均一になったときの温度の差がこの場合の温度変化となる。これは、板の温度分布が均一ならば、加熱または冷却しても熱応力が発生しないという事実による。通常の材料では、Ｍｓ温度が４５０℃近辺であるが、予熱をそれに近い値にすることは実用的ではない。従って、温度変化を小さくする、すなわち変態後の熱収縮を小さくする方法としては、Ｍｓ温度が低い材料を用いるという選択は不可欠であることがわかる。しかし、Ｍｓ温度の値が不適切であれば、あるいは材料選択が不適切であれば、材料のみで残留応力を低減することはできず、予熱を併用するなどの追加対策が必要となる。実際、太田らは、高疲労強度溶接継手を予熱を行うことにより達成している。
【００１１】
実施工に対して、低Ｍｓ温度材料を適用させようとすると、予熱なしで施工して残留応力を低減させ高疲労強度溶接継手を達成できることが望ましい。それは、単に施工コストのみならず、疲労試験片の場合と異なり、実構造物の予熱は溶接部近傍のみ行う、いわゆる局部予熱にならざるを得ず、予熱施工そのものによる残留応力や変形の導入が懸念されるからである。そのため、本発明では、予熱なしで高疲労強度が期待できる程度に残留応力が低減された溶接継手を提供することを目的としている。
【００１２】
本発明においては、以上述べてきたように溶接金属の低Ｍｓ温度化による変態膨張を用いて疲労強度を向上させることを目的としているが、これに加え、より残留応力低減を確実にするため、本発明における第２の技術思想として、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度を適切な値に設定するという思想がある。一般に、低Ｍｓ温度である材料は、Ｃ、ＮｉやＣｒ等を添加する必要があり、そのためある程度の強度は確保されていると考えられる。しかし、高疲労強度溶接継手を確実に達成するためには、強度も適切な範囲に設定することが望ましい。この、強度を制御する技術思想は、たとえ変態膨張が発生しても、それにより生じる圧縮弾性ひずみには限界があり、その値は降伏強度をヤング率で割った値であるという事実からくるものである。
【００１３】
ここで、例えば、溶接金属の変態膨張量が３％である場合について考察してみる。溶接金属が周囲から完全に拘束されているとすれば、３％の変態膨張量は、３％の圧縮ひずみの導入となり結果として全ひずみは０％となる。このとき、３％の圧縮ひずみは、塑性ひずみと弾性ひずみに分類できるが、既に述べたように弾性ひずみには限界があるため、残りは塑性ひずみにならざるを得ない。その後溶接金属には熱収縮が進むが、それにより今度は溶接金属に引っ張りのひずみが導入される。この引っ張りひずみにより、変態膨張時に導入された弾性圧縮ひずみ量が減少し、熱収縮量によっては引っ張りひずみになってしまう場合もあり得る。
【００１４】
この考察よりわかることは、熱収縮量を小さくしても、すなわちＭｓ温度を低くしても圧縮弾性ひずみ限界（最大値）が小さければ残留応力を低減することができないということである。このことは、逆に圧縮弾性ひずみ限界を大きくすることにより、確実に残留効力を低減、ひいては圧縮状態にすることができ、本発明の目的である高疲労強度溶接継手をより確実に達成することができることを意味している。なお、このような議論が常に成立する理由は、変態膨張ひずみが、つねに弾性ひずみ限界より大きいという事実からくる。弾性ひずみ限界を大きくするには、降伏強度を増加させればよい。そのためには溶接金属の降伏強度を適切な値に設定しなければならない。これが本発明における第２の技術思想である。
【００１５】
本発明には、これまで述べてきた２つの技術思想、すなわち低Ｍｓ温度を有する溶接金属の利用および溶接金属の降伏強度を増加させることによる弾性ひずみ限界の増大に加え、鋼材の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の残留応力を溶接金属の変態膨張を利用することにより低減することができるという第３の技術思想が有る。
疲労亀裂は、疲労が発生するビード止端部から、必ずしも溶接金属ではなく、むしろ鋼材ＨＡＺに進展していくが、本発明では鋼材そのものは必ずしも低Ｍｓ温度材料ではない。しかし、本発明では止端部を形成するビードに低Ｍｓ温度溶接金属を形成することにより、その反力として鋼材ＨＡＺに溶接金属と同等な残留応力を導入させることができると考えている。残留応力は、外力が作用しないという状況での応力分布であるため、全体としては合力は０であるという特徴がある。したがって、圧縮残留応力の導入は、溶接部のどこか別の領域に引っ張りの残留応力を導入することをも意味する。しかし、疲労発生は、主として表面の応力集中部（ビード止端部）から発生し、そこの残留応力の値が重要であるため、疲労発生部の残留応力を低減させ、高い残留応力は疲労発生の危険がない部分に分布させれば高疲労強度溶接継手が実現する。
【００１６】
図１は、疲労問題の観点から考えて最も厳しいと考えられる角回し溶接継手を示している。図１のハッチングを施した溶接ビードが低温で変態膨張をすると、図からわかるように、鋼材ＨＡＺ、例えば図１中のＡおよびＢの領域にはその反力として圧縮応力が導入されることが理解できる。ここで、鋼材ＨＡＺの圧縮応力は、鋼材そのものが変態膨張したために導入されたものではなく、溶接金属の変態膨張に対する反力である点に注意すべきである。従って、図１中の領域Ａの部分では溶接ビード直角方向の残留応力が低減でき、領域Ｂの部分では溶接ビード方向、ビード直角方向の両方向の残留応力が低減できる。疲労亀裂は、ビード止端部より発生するので、ここでの残留応力は低減されていることになる。一方、溶接ビードの下に位置する、すなわち鋼材内部に存在するＨＡＺは、逆にビードの膨張により引っ張り応力が導入される。しかし、この部分は、疲労亀裂発生部位ではないため、溶接継手全体としては疲労強度向上が期待できる。
【００１７】
次に、本発明における第４の技術思想について述べる。
本発明では、すでに述べた第１、第２及び第３の技術思想により、ビード止端部の疲労強度を向上させている。しかし、溶接継手全体としては、ビード止端部の疲労強度が向上しても、他部位で疲労亀裂が発生してしまえば、溶接継手全体としてはそこでの疲労強度で決定されてしまう。通常、疲労亀裂はビード止端部から発生するが、それは、そこの疲労強度がもっとも低いからであり、それ故、本発明でにおいては、第１、第２および第３の技術思想によりビード止端部の疲労強度向上を目的とした。これだけで、溶接部の疲労強度向上は十分期待できるが、ビード止端部の疲労強度が向上したことにより、他の部位の疲労強度が溶接継手全体としての疲労強度を決定される可能性がある。溶接継手としての疲労強度をより向上させるために、止端部位外で疲労亀裂が発生する危険がある部位の疲労強度を向上させることが望ましい。本発明で取り扱っている継手で、ビード止端部以外でこの疲労亀裂が発生する危険がある部位は、回し溶接部内部に存在する未溶着部分である。例えば、面外ガセットを回し溶接にて構造部材に取り付けたときのガセットと構造部材との間に存在する未溶着部分、特に、角回し部近くの未溶着部分は、それ自身応力集中部を形成しているため、そこから疲労亀裂が発生する危険がある。
【００１８】
そこで、本発明では、角回し部近傍の未溶着部分を減少させ、そこでの疲労強度を向上させるという第４の技術思想が存在する。この第４の技術思想は、通常の溶接継手で疲労亀裂が発生するビード止端部の疲労強度を必ずしも向上させるものではないため、本発明における第１、第２および第３の技術思想と併用することにより効果が期待できる技術である。逆に、これらの技術思想を併用することにより、高疲労強度溶接継手を確実に実現することが可能となる。
【００１９】
本発明者らは、以上述べてきたような、疲労亀裂発生部位の残留応力を低減するメカニズムを発見するに至り、さらに溶接継手疲労強度との関係に関し鋭意研究を重ね、ついに実用的な高疲労強度溶接継手発見するに至った。
次に、Ｍｓ温度範囲とＭｓ温度における溶接金属の降伏強度範囲を限定した理由を述べる。
【００２０】
Ｍｓ温度は、通常の鋼材および溶接金属においても、５００℃以下の値を示しており、多くの場合は４５０℃以下である。この値は、成分に依存し、例えば日本鉄鋼協会が出している溶接構造用鋼の溶接ＣＣＴ図集からわかるように、Ｎｉを５％程度添加すればＭｓ温度を３５０℃程度まで下げることができる。しかし、Ｍｓ温度が３５０℃より高い場合は、残留応力低減効果が十分ではなく、疲労強度向上効果は期待できるものではない。一方、Ｍｓ温度を１５０〜３５０℃にするには、工業的価値のある材料で実現可能であり、かつ、残留応力低減による疲労強度向上が期待できる範囲である。Ｍｓ温度の下限１５０℃は、工業的価値のある材料で実現可能である下限値として設定した。Ｍｓ温度の上限３５０℃は、本発明における第２の技術思想によれば、この値が３５０℃より高くとも降伏強度が充分高ければ残留応力低減効果が期待でき、結果として疲労強度の向上も期待できるが、高すぎる降伏強度もまた工業的価値のある材料で実現可能かどうかという問題もあるため、その上限を３５０℃とした。なお、Ｍｓ温度はより低い方が残留応力低減には好ましくことから、好ましくは３００℃以下になるように設定することが望ましい。
【００２１】
次に、溶接継手の形状を限定した理由について述べる。
本発明では、面外ガセット、カバープレート、スタッド、が疲労加重を受ける構造部材に溶接されている継手、スカラップの回し溶接継手が疲労加重を受ける構造部材に存在する場合などを考えている。本発明においては、既に述べているように、溶接金属における低Ｍｓ温度化を図り、さらに強度範囲を制御することも利用して残留応力を低減させ疲労強度向上をもたらすものであるが、鋼材ＨＡＺの残留応力低減には、この溶接金属の変態膨張に対する反力を利用している。この反力を利用する方法は、全ての溶接継手に適用できるものではないため、この方法が有効になる溶接継手に限定しなければならない。この技術は、図１に示すような継手形状で有効になる。しかも、このような継手は、溶接構造物でしばしば疲労が問題となる継手である。本発明における溶接継手、すなわち面外ガセット、カバープレート、またはスタッドが疲労荷重を受ける構造部材に溶接されている継手、あるいは、スカラップを有する構造部材が回し溶接にて取り付けられている溶接継手は、図１に示すような鋼材ＨＡＺの残留応力を溶接金属変態膨張に対する反力の作用で低減できる溶接継手であり、かつ、溶接構造物の疲労強度を決定する溶接継手であるため、本発明ではこれら溶接継手に限定した。
【００２２】
次に、面外ガセットおよびスカラップを有する構造部材の端部からの開先の範囲を限定した理由について述べる。
端部に存在する応力集中部は、ビード止端部と回し溶接部内部に存在する未溶着部分の２個所がある。疲労という観点からは、通常はビード止端部の方が厳しい部位であるが、本発明によりこの部位の疲労強度向上は達成されている。そこでもう１つの応力集中部である端部近傍の未溶着部分、すなわちルート部の疲労強度を改善すればより高疲労強度が実現することが明白である。ガセットおよびスカラップを有する構造部材の端部より開先をもうけるのは、この未溶着部分を減らし応力集中を低く押さえるためのものである。従って、この開先は、継手の静的強度向上を目的とするものではないため、必ずしも溶接部全体に対して開先をもうける必要はない。しかし、開先の範囲がせますぎれば、応力集中を押さえることができず、開先をもうけない場合と同様な疲労強度になる可能性がある。開先範囲を５ｍｍ以上としたのは、開先をもうけることの効果が期待できる最低の値として設定した。なお、応力集中を押さえるという観点からは、この開先範囲は好ましくは２ｃｍ以上に設定することが望ましい。
【００２３】
次に、面外ガセットまたはスカラップを有する構造部材の端部から開先をもうけた場合で、開先をもうけた範囲における回し溶接部内側の未溶着部分の面積の開先をもうけない場合に対する減少量を限定した理由について述べる。
面外ガセットまたはスカラップを有する構造部材の端部から開先をもうけるのは、本発明における第１、第２および第３の技術思想によりビード止端部の高疲労強度が達成しているため、相対的に疲労強度が低くなった回し溶接部内側の未溶着部分が形成する応力集中部、すなわちルート部の疲労強度を向上させる、という理由による。そのため、疲労強度向上効果が顕著になるまでに応力集中を抑えなければ、この目的を達成し得ない。この理由により、本発明では開先範囲を限定したことはすでに述べた。しかし、開先形状が不適切なため、未溶着部分が開先をもうけない場合と同程度残った場合は、たとえ開先範囲が適切であったとしても応力集中を抑えることはできず、継手全体としての疲労強度をさらに高めるまでには至らない。開先をもうけない場合に対する、未溶着部分の面積の減少量の下限を１０％としたのは、開先をもうけた効果が認められる最低の条件として設定した。なお、応力集中を抑えルート部の疲労強度を向上させるという観点からは、この減少量の下限は、好ましくは２０％と設定することが望ましい。
【００２４】
次に、降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。
下限の４０ｋｇ／ｍｍ2 は、降伏強度がこれ未満であると、残留応力低減効果が確実に期待できるようになるためには、Ｍｓ温度が１５０℃より低くならなければならない。Ｍｓ温度がこれより低い場合は、工業的価値の低い材料に限定されてしまい、このことは本発明の本意に反するため、下限を４０ｋｇ／ｍｍ2 とした。なお好ましくは、降伏強度の下限は５０ｋｇ／ｍｍ2 以上であることが望ましい。上限の１２０ｋｇ／ｍｍ2 は、これ以上高い降伏強度を得るためには、多くの特殊合金元素を添加しなければならず、やはり工業的価値が低くなるため上限を１２０ｋｇ／ｍｍ2 とした。
【００２５】
次に、下記式に示されるパラメーターＰを導入し、その値の範囲を限定した理由について述べる。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９                  （ｉ）
パラメーターＰａは、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの成分値で計算される。これら成分は、溶接金属に添加することにより強度を向上させ、かつＭｓ温度を低下させる働きを持つ。特に、Ｍｓ温度を低減させる元素という意味では、これらＣ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、最も有効利用すべき元素である。強度を向上させるという観点からは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどのような炭化物を形成する元素の有効利用も考えられるが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどでＭｓ温度が充分低くなるほど添加すると、継手特性上大きな問題が生じ好ましくない。一方、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏのＭｓ温度を低減し残留応力を下げる働きは、必ずしも同一ではないため、それぞれの働きに応じた係数を定め、４つの元素全体としてその効果を表す指標を作成することは、工業的価値が高いと判断し、式（ｉ）で示されるようなＰａを作成したものである。
【００２６】
但し、Ｐａの値にもその適正範囲がある。例えば、Ｐａが小さすぎるとＭｓ温度を低減することが難しく、たとえ他の元素を添加することにより可能になったとしても、溶接継手特性の確保の点から好ましくない。逆に、Ｐａが大きいことは、Ｍｓ温度がより低くなることを意味するが、大きすぎるＰａは、それだけ合金元素の添加を増加させなければならず不経済である。以上のことにより、Ｐａの範囲を０．８５以上、１．３０以下とした。なお、より高疲労強度溶接継手を確実なものとするためには、Ｐａの下限を０．９５に設定することが望ましい。
【００２７】
また、本発明においては、溶接金属の降伏強度を増加させ、残留応力をより確実に低減させるという技術を併用しているため、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度が５０ｋｇ／ｍｍ2 以上である場合は、溶接金属に残留オーステナイトが存在する可能性や経済性の観点から、Ｐａの上限は好ましくは１．２５に設定することが望ましい。さらに、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度が６０ｋｇ／ｍｍ2 以上である場合は、経済性の観点から、Ｐａの上限は好ましくは１．２０に設定することが望ましい。
【００２８】
次に溶接金属の成分を限定した利用を述べる。
既に述べてきたＭｓ温度や降伏強度を得るための成分系は、実は必ずしも１つではない。本発明における溶接金属は、前記（８）、（９）、（１０）に記述されているＮｉを主として用いる成分系と、前記（１１）、（１２）に記述されているＣｒを主として用いる成分系の２つに分けることができ、以降、前者をＮｉ系溶接金属、後者をＣｒ系溶接金属と呼ぶことにする。
【００２９】
まず、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。
【００３０】
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。
【００３１】
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１．５％とした。
【００３２】
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、８％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、１２％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。
【００３３】
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。
【００３４】
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、本発明における第２の技術思想である、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０．０１％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。
【００３５】
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０．３％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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
次に、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０．０５％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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
ＰおよびＳは、本発明では不純物であしかし、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８％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。
【００４４】
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よ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８％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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
ＣとＮは、それぞれ炭化物、窒化物を形成する、オーステナイトフォーマーであるなど、その働きが似ており、それら合計、すなわちＣ＋Ｎの量も上限、下限を設定する必要がある。Ｃ＋Ｎの下限、０．００１％は、マルテンサイトを得やすくし、かつＭｓ温度を低くするための最低限の値として、また上限の０．０６％は、炭化物、窒化物による靱性劣化および延性劣化の問題が発生しない限界値として定めた。
【００５２】
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、これれ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。
【００５３】
溶接止端部を形成する溶接ビードに本発明における溶接金属を形成せしめれば高疲労強度溶接継手が実現するが、止端部溶接ビードが形成された後、さらに他のビードが形成されると残留応力の分布が変化する可能性がある。このビードが新たに溶接止端部を形成するビードになる場合は、このビードに対し本発明が提示する溶接金属になるような材料選択を行った溶接継手を作製すればよい。しかし、そうではない場合は、残留応力分布が変化する可能性があるため、溶接止端部を形成する溶接ビードが、近傍の他の溶接ビードと比べ最終凝固する、すなわち最終ビードになるような溶接順序が選択された溶接継手にすることが望ましい。
【００５４】
【実施例】
表１に、残留応力および疲労強度を調べるために用いたＮｉ系およびＣｒ系溶接金属の成分値を示す。表１に、Ｍｓ温度（℃）およびＭｓ温度における降伏強度を示しているが、これは各溶接金属より直接フォーマスター試験片と引っ張り試験片を採取し、初めにＭｓ温度を測定し、次にその温度で引っ張り試験を行った結果である。
【００５５】
図２は、ビード止端部の残留応力を測定するために作製した角回し溶接継手の図を示している。図２の角回し溶接継手は、面外ガセットの両端部より５ｃｍの範囲内において図３に示す開先をもうけて回し溶接を行っている。溶接部本ビードは通常の溶接材料を用いているが、本溶接終了後、付加ビードとして表１にある、ＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめた継手である。残留応力は、図中に示すような溶接止端部にゲージ長さ２ｍｍのひずみゲージを貼り付け、機械加工で応力を緩和させる、いわゆる切断法で測定した。
【００５６】
図４に残留応力測定結果を示したが、図４より明らかなように、本発明例ではＷＡ、ＷＢ、ＷＨは圧縮残留応力になっているのに対し、ＷＦはＮｉ添加不足のため残留応力は引っ張りである。
図５は、図２に示す面外ガセットを角回し溶接で取り付けた溶接継手の疲労強度を示している。疲労荷重付加方向は、図２にある矢印方向、すなわち、面外ガセット長手方向である。疲労強度を調査する場合は、開先をもうけた場合とそうでない場合の比較も行えるようにするため、ガセット端部より５ｃｍの範囲内に図３に示す開先をもうけた場合とそうでない場合の２種類の継手を作製し、図２に示す付加ビードとしてＷＡの溶接金属を形成せしめた。表１のＷＦ、ＷＢ、ＷＨについては、開先をもうけた継手に対して付加ビードとして形成させた。疲労は、開先をもうけた継手では、付加ビードが形成している溶接止端部より発生し鋼材ＨＡＺに亀裂が伝播し、開先をもうけない場合は、角回し溶接部内側の未溶着部分の応力集中部が存在する端部より伝播した。図５には、点線および実線で疲労寿命を示した。図５より、本発明例であるＷＡ、ＷＢ、ＷＨは明らかに比較例であるＷＦより疲労寿命および疲労限が向上しており、かつ、同じ本発明例の溶接金属でも、ＷＡの実施例からわかるように、開先をもうけた場合の方が寿命は長い。
【００５７】
図６は、図２と同様な形状を示している面外ガセットを角回し溶接にて取り付けた溶接継手を示している。しかし、図６の溶接継手には、疲労荷重として、面外ガセット直角方向（図５中矢印の方向）に荷重を付加して疲労試験を行った。なお、図６では、面外がセットについては特に開先をもうけていない。この場合、疲労が問題となる溶接止端部を形成する溶接ビードは溶接部の本ビードそのものである。そこで、図６の継手では、表１に示すＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を本ビードに形成せしめ、継手を作製した。図７は、その疲労強度を示しているが、明らかに本発明例のほうが疲労強度が高い。
【００５８】
次に、角回し溶接部同様疲労がよく問題となる、カバープレートが疲労加重を受ける部材に溶接されている継手における疲労強度を調べた。図８は、疲労強度をを調べた試験片形状を示している。図中の付加ビードは、カバープレートを溶接で接合した後に形成されたビード、すなわち最終ビードである。この付加ビードに対し、表１に示す、ＷＣ、ＷＤ、ＷＥ、ＷＧの溶接金属を形成せしめ継手を作製した。図９には、図８の溶接継手の疲労強度を示している。図５同様、点線および実線で疲労寿命を示した。カバープレートを取り付けた溶接継手においても、本発明例の継手は比較例と比べ疲労寿命、疲労限共に高いことが実証された。
【００５９】
次に、前記角回し溶接継手およびカバープレート取り付け継手同様、疲労が問題となるスタッドが取り付けられた溶接継手が疲労加重を受ける部材に溶接されている継手における疲労強度を調べた。図１０は、疲労強度をを調べた試験片形状を示している。図中のハッチングを施した部分が溶接ビードであり、この部分に表１に示しているＷＦ、ＷＣ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめ継手を作製した。図１１には、図１０の溶接継手の疲労強度を示している。図５同様、疲労寿命を点線および実線にて示した。図１１で明らかなように、スタッドを取り付けた継手においても本発明例の溶接継手は比較例と比べ疲労寿命、疲労限共に高い。
【００６０】
図１２は、スカラップを有する溶接継手形状を示している。図１２中の付加ビード部分に、表１に示すＷＣ、ＷＦ、ＷＢ、ＷＥ、ＷＨの溶接金属を形成せしめ継手を作製した。また、面外ガセット（図２）の場合と同様に、回し溶接部内側の未溶着部分を小さくするために、スカラップの端部より５ｃｍの範囲で図３に示すような開先をもうけた継手と開先をもうけない継手を作製した。表１のＷＣ、ＷＦ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属は、開先をもうけた継手に対して図１２に示す付加ビードとして形成せしめ、ＷＥは、開先をもうけない継手に対して付加ビードとして形成せしめた。図１３は、その疲労強度を示している。図５同様、点線および実線で疲労寿命を示した。図１３より、本発明例の継手は、比較例より、疲労限、疲労寿命ともに高く、特に、開先をもうけた場合の疲労強度向上効果はより顕著である。
【００６１】
次に、面外ガセットを回し溶接にて疲労加重を受ける構造部材の取り付けた継手に対し、表１に示す溶接金属、ＷＪ、ＷＫ、ＷＬ、ＷＭ、ＷＮを付加ビードとして形成せしめた溶接継手の疲労強度を調べた。このとき、面外ガセットには図３に示す開先をもうけたものともうけないものがあるが、開先をもうけた範囲を種々変化させ、その効果も比較できるようにした。疲労加重として、公称応力範囲を２００ＭＰａとし、そのときの疲労寿命を表２に示した。表２の結果から、付加ビードの効果や開先の効果が理解できる。
【００６２】
表２の、Ｎｏ．１〜４は、表１の溶接金属ＷＩを付加ビードとして形成せしめた場合の疲労寿命を示している。Ｎｏ．１〜４を比較すると、開先がないＮｏ．１の疲労寿命と開先範囲を５ｃｍ、３ｃｍとしたＮｏ．２、３の疲労寿命は、明らかにＮｏ．２、３の方が長く、開先を面外ガセットにもうけた場合の方が疲労強度が向上していることがわかる。これは、Ｎｏ．１では、疲労亀裂が回し溶接内側の未溶着部分端の応力集中部、すなわちルート部より発生していることによる。しかし、Ｎｏ．４のように開先範囲が４ｍｍと狭い場合は、開先をもうけないＮｏ．１と大差ない結果であった。なお、Ｎｏ．１〜４は、比較例であるＮｏ．１０〜１６のいずれの場合より疲労寿命が長かった。
【００６３】
Ｎｏ．５、６、７は付加ビードとして表１のＷＪの溶接金属を形成せしめた場合の疲労寿命を調べた結果である。Ｎｏ．１〜４同様、開先をもうけなかったＮｏ．５の寿命は、Ｎｏ．６の場合より短い。しかし、それでもＮｏ．５の寿命は、比較例であるＮｏ．１０〜１６のいずれの場合より疲労寿命が長かった。Ｎｏ．７は、開先を３ｃｍの範囲でもうけた場合であるが、未溶着部分の幅が５％しか減少しておらず、この場合、Ｎｏ．５と同様な疲労寿命であった。
【００６４】
表２のＮｏ．８、９は、付加ビードとして表１の溶接金属ＷＫを形成せしめた場合の継手における疲労寿命を示しているが、いずれも比較例であるＮｏ．１０〜１６より寿命が長い。
Ｎｏ．１０〜１６は、表１の溶接金属ＷＬ、ＷＭ、ＷＮを付加ビードとして形成せしめた場合の疲労寿命を示している。表２よりわかるように、本発明例であるＮｏ．１〜９の疲労寿命より短い。
【００６５】
さらに、比較例では、面外ガセットに開先をもうけた場合とそうでない場合とでほぼ同じ疲労寿命であることがわかる。これは、疲労亀裂発生箇所が溶接ビード止端部であるため、回し溶接内側のルート部の応力集中を抑えても継手の疲労強度はビード止端部で決定されているためである。一方、本発明例Ｎｏ．１〜９では、開先をもうけない場合でも疲労寿命が向上でき、さらに開先をもうけることにより継手全体としての疲労寿命がより向上することがわかった。
【００６６】
【表１】
0003718365.tif 000002
【００６７】
【表２】
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【００６８】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、溶接止端部の疲労強度向上が実現でき、実用的な施工方法のみで作製可能な高疲労強度溶接継手を提供することが可能である。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、溶接金属の変態膨張方向およびその反力により残留応力が低減される鋼材ＨＡＺ領域を説明した斜視図である。
【図２】  図２（１）および（２）は、面外ガセットを疲労荷重を受ける構造部材に角回し溶接で取り付け、さらに付加ビードを形成させた溶接継手を示す（１）斜視図、およびその溶接継手における残留応力測定位置を説明した（２）平面図である。
【図３】  図３は、面外ガセットまたはスカラップを有する構造部材にもうけた開先形状を示した断面図である。
【図４】  図４（１）〜（４）は、図２の溶接継手において、付加ビードとして、それぞれ表１に示す（１）ＷＦ、（２）ＷＡ、（３）ＷＢ、（４）ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの残留応力測定結果を示した断面図である。
【図５】  図５は、図２の溶接継手において、付加ビードとして、表１に示すＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図６】  図６は、面外ガセットを角回し溶接にて疲労荷重を受ける構造部材に取り付け時の継手を示した斜視図である。
【図７】  図７は、図６の溶接継手において、溶接部に表１に示すＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図８】  図８は、疲労荷重を受ける構造部材にカバープレートを溶接にて取り付け、さらに付加ビードを形成させた溶接継手を説明した斜視図である。
【図９】  図９は、図８の溶接継手において、付加ビードとして、表１に示すＷＤ、ＷＣ、ＷＥ、ＷＧの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図１０】  図１０は、疲労荷重を植える構造部材にスタッドをまわし溶接して取り付けた溶接継手を説明した斜視図である。
【図１１】  図１１は、図１０の溶接継手において、溶接部として、表１に示すＷＦ、ＷＣ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図１２】  図１２は、スカラップを有する構造部材をまわし溶接にて取り付け、さらに角回し部に付加ビードを形成させた継手を説明した図である。
【図１３】  図１３は、図１２の溶接継手において、付加ビードとして、表１に示すＷＣ、ＷＦ、ＷＢ、ＷＥ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示した斜視図である。
【図１】
0003718365.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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