(57)【要約】本発明は、超音波衝撃処理の効果を更に効率的に発揮させ、耐疲労特性をより向上させた溶接継手およびその製造方法を提供するものであり、溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さが鋼材の平均硬さに比べて１５〜５０％高い溶接継手であり、かつこの溶接継手の溶接止端部には、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕が形成されている。
2009104798.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接金属部平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さに比べて１５〜５０％高い溶接継手であり、かつこの溶接継手の溶接止端部には、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕が形成されていることを特徴とする、耐疲労特性に優れた溶接継手。
【請求項２】
前記溶接継手の鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、溶接金属部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手。
【請求項３】
前記溶接継手の鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手。
【請求項４】
溶接継手を製作するに際し、溶接継手の鋼材、溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さとの関係を、鋼材と溶接材料および溶接条件の組み合わせにおいて、予め求めておき、溶接継手の溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さよりも、１５〜５０％高くなるように、溶接継手の鋼材に対して溶接材料及び溶接条件を選定して溶接し、該溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃処理痕を形成することを特徴とする耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
【請求項５】
前記溶接継手の鋼材の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、溶接金属部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする請求項４に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
【請求項６】
前記溶接継手の鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
【請求項７】
前記超音波衝撃処理を、２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚの周波数で加振させた振動端子で、０．０１〜４ｋＷの仕事率で施すことを特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
【請求項８】
前記超音波衝撃処理を、前記振動端子の先端部の軸方向の断面の曲率半径が１．０〜１０．０ｍｍである棒状の振動端子を用いて施すことを特徴とする請求項４〜７のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐疲労特性に優れる溶接継手及びその製造方法に関するものであり、特に、溶接構造物に採用することにより溶接構造物信頼性の向上、長寿命化を図ることのできる溶接継手およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼構造物は使用期間中に繰り返し荷重を受ける場合も多く、溶接部の疲労強度に対する安全性を十分に考慮する必要がある。
図６は、溶接継手１の一例を示す断面模式図であり、鋼材２、２’が溶接金属３により接合されている状況を示している。一般に、溶接部の疲労強度は母材の疲労強度に比べて著しく低く、その主な理由として、溶接止端部６、６’への応力集中が著しいこと、溶接止端部に引張残留応力が形成されること、溶接熱影響部４で結晶粒が粗大化することなどが知られている。
その対策として、従来は溶接継手の溶接止端部にグラインダー処理、ＴＩＧドレッシング処理、化粧盛り溶接などを施して止端部の曲率を大きくして応力集中が発生しにくくする方法、この部位にショットピーニング、ハンマーピーニング、レーザーピーニング、ウオータージェットピーニング或いは溶接後熱処理を施して残留応力を低減する方法などが採られてきた。
しかしながら、上記のグラインダー処理、ＴＩＧドレッシング処理、化粧盛り溶接などの方法は、作業効率が悪い上、処理の仕方によっては継手の強度を低下させてしまうなど作業者の熟練度によってその効果が左右されるというような問題があった。また、ショットピーニング、ハンマーピーニング、レーザーピーニング、ウオータージェットピーニング或いは溶接後熱処理は、処理対象部材の構造によっては多大な設備と操業コストが掛かるという問題があった。
また、近年では超音波衝撃処理、ハンマーピーニング処理などの打撃処理を施すことにより、溶接止端部への応力集中と残留応力を同時に低減させ、溶接継手の疲労強度を改善することが知られている。
例えば、特開２００３−１１３４１８号公報には、金属材料の疲労が問題となる箇所に超音波衝撃処理を行って金属材料の疲労寿命を向上させる方法が提案されており、超音波衝撃処理を施すことによって、溶接止端部が所定の曲率を持つように変形し、応力集中が緩和されることが開示されている。
また、特開２００４−１３０３１３号公報には、２枚の鋼板を重ね合わせて端部を溶接した重ね隅肉溶接止端部の近傍に、超音波振動端子で打撃を与えることにより疲労強度を向上させる方法が提案されている。また、特開２００１−１７９６３２号公報には、ピーニング用のパンチと、このパンチを回転駆動する駆動手段と、回転しているパンチを被ピーニング材に打ちつけるパンチング手段を有する装置で、被ピーニング材をパンチし、局所的な表面硬化、残留応力を付与する方法が提案されている。
【発明の開示】
【０００３】
特開２００３−１１３４１８号公報や特開２００４−１３０３１３号公報にあるように、超音波衝撃処理は効率的な疲労強度向上手段として有利であるが、従来の鋼材と溶接材との組み合わせ、すなわち、母材と溶接金属の組み合わせが不適切であり、十分に超音波衝撃処理の効果が生かされておらず、十分に溶接継手の疲労強度を向上させているとはいえないものであった。
本発明は、このような状況に鑑み、超音波衝撃処理の効果を更に効率的に発揮させ、疲労強度をより向上させた溶接継手およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、鋼材（母材）と溶接材料との組み合わせにおいて、超音波衝撃処理による耐疲労特性向上の効果を十分生かすべく、溶接金属部および母材の溶接熱影響部の硬さと母材の硬さの比を制御し、超音波衝撃処理を施して効率的に耐疲労特性を向上させた溶接継手及びその製造方法を提供するものである。
その要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さに比べて１５〜５０％高い溶接継手であり、かつこの溶接継手の溶接止端部には、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕が形成されていることを特徴とする、耐疲労特性に優れた溶接継手。
（２）前記溶接継手の鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、溶接金属部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする（１）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手。
（３）前記溶接継手の鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（２）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手。
（４）溶接継手を製作するに際し、溶接継手の鋼材、溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さとの関係を、鋼材と溶接材料および溶接条件の組み合わせにおいて、予め求めておき、溶接継手の溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さよりも、１５〜５０％高くなるように、溶接継手の鋼材に対して溶接材料及び溶接条件を選定して溶接し、該溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃処理痕を形成することを特徴とする耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（５）前記溶接継手の鋼材の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、溶接金属部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする（４）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（６）前記溶接継手の鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（５）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（７）  前記超音波衝撃処理を、２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚの周波数で加振させた振動端子で、０．０１〜４ｋＷの仕事率で施すことを特徴とする（４）〜（６）のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（８）  前記超音波衝撃処理を、前記振動端子の先端部の軸方向の断面の曲率半径が１．０〜１０．０ｍｍである棒状の振動端子を用いて施すことを特徴とする（４）〜（７）のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
本発明の溶接継手は、溶接金属部の平均硬さおよび鋼材（母材）の溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材（母材）の平均硬さに比べて１５〜５０％高くなるようにされているため、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の双方の疲労強度がいずれも母材の疲労強度より向上し、これらの部分における疲労き裂の発生が大幅に抑制される。さらに、この溶接継手の溶接止端部には超音波衝撃処理によって所定の超音波衝撃痕が形成され、止端部の曲率半径が大きくなって急峻な形状が緩和されているため、応力集中が生じ難くなると共に、衝撃痕の形成に伴い塑性流動が生じるため、硬さの高い溶接止端部の周辺には、溶接部の硬さが十分でない場合に比べて大きな圧縮残留応力が導入され、且つ、結晶組織が微細化されるため、疲労き裂の発生自体を抑制することができる。
このように、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の疲労強度を鋼材（母材）の疲労強度に比べて大きく強化すると共に、止端部などからのき裂の発生が抑制される結果、溶接継手の疲労き裂発生寿命が延長され、このような溶接継手を採用した溶接構造物においてはその疲労寿命の向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１（ａ）は、本発明の溶接継手の超音波衝撃痕を形成する状況を示す断面模式図である。
図１（ｂ）は、本発明の溶接継手の形成された超音波衝撃痕の形状を断面模式図である。
図２（ａ）は、本発明の超音波衝撃痕を有する溶接継手の例を示す平面模式図であり、突き合せ溶接の場合を示す図である。
図２（ｂ）は、本発明の超音波衝撃痕を有する溶接継手の他の例を示す平面模式図であり、隅肉溶接の場合を示す図である。
図３は、本発明における硬さの測定方法の例を説明する図である。
図４は、超音波衝撃処理装置の一例を示す一部切り欠き模式図である。
図５（ａ）は、板状試験体の概要を示す斜視図であり、十字継手の場合を示す図である。
図５（ｂ）は、板状試験体の概要を示す斜視図であり、回し継手の場合を示す図である。
図５（ｃ）は、板状試験体の概要を示す斜視図であり、突合せ継手の場合を示す図である。
図６は、従来の溶接継手の状況を示す断面模式図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
溶接継手の溶接部への超音波衝撃処理による耐疲労特性の向上について検討した結果、これには溶接止端部の曲率半径の増大、溶接止端部周辺への圧縮残留応力の導入および結晶粒の微細化などが重畳して寄与しており、止端部における応力集中係数は曲率半径が大きいほど小さくなること、結晶粒が微細化されることによってき裂の発生が抑制されること、圧縮残留応力によってき裂の進展が抑制されることなどにより、耐疲労性が向上することが判明した。
そして、特に、圧縮残留応力の導入が疲労強度の向上に大きく寄与していることが判った。さらに、溶接止端部近傍に大きな圧縮残留応力を導入するには、溶接継手部の硬さが高い程有利であることを見出した。特に、溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さの双方がいずれも母材の平均硬さに比べて１５〜５０％高いと、著しい疲労強度向上が図れることが判明した。
すなわち、これらの部位の硬さを大きくする程、溶接部周辺の力学的拘束力が大きくなり、超音波衝撃処理に伴う塑性流動により、より高い圧縮残留応力を溶接止端部周辺に付与することができるのである。
ところで、従来から溶接継手では、溶接部の溶接金属部と鋼材（母材）との強度をバランスさせるために、溶接金属部の強度を、鋼材（母材）の強度（降伏強度）レベルと同等またはこれより１０％程度高くするように、溶接材料を選択することが行われてきた。
しかしながら、それらの場合は、溶接金属部の強度が鋼材（母材）の強度に対してあまり高くなく、溶接部周辺、特に溶接止端部周辺への超音波衝撃処理後の圧縮残留応力の付与が十分ではなく、溶接継手の耐疲労特性を十分に向上させるには至らないものであった。
また、超音波衝撃処理を施さない場合、溶接金属部の強度を、鋼材（母材）の強度（降状強度）レベルより１０％を超えて高くした場合は、両部分の強度差が高いことにより溶接止端部へのひずみ集中が著しくなり、溶接継手として高い疲労特性を得ることはできなかった。
さらに、超音波衝撃処理を施した場合でも、溶接金属部もしくは溶接熱影響部の硬さのいずれか一方のみが鋼材の硬さより１５％以上高い場合は、硬さの低い領域の影響で大きな圧縮残留応力を導入することができず、さらに硬さの低い部分の表面から疲労き裂が発生する場合が多く、溶接継手全体としての耐疲労特性を向上させることは困難であった。
本発明では、上述のように、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の双方の硬さを、鋼材（母材）より１５〜５０％高くし、さらに溶接止端部に超音波衝撃痕を形成したため、従来問題となっていた溶接止端部への応力集中を回避し、大きな圧縮残留応力を導入することができ、さらに溶接部からの疲労き裂の発生を抑制可能とし、耐疲労特性を十分に向上させることが可能となったのである。
溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くするのは、１５％未満では、溶接部に十分な圧縮残留応力を付与することが困難で、かつ溶接部からの疲労き裂の発生を抑制するのが困難であり、耐疲労特性を十分に向上させることができないからである。一方、５０％を超えて高くすると、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の靱性が低下し、溶接継手としての信頼性が損なわれる。このため、溶接金属部および溶接熱影響部の平均硬さは鋼材（母材）の平均硬さよりいずれも１５〜５０％高くするものである。好ましくは、２０％〜５０％である。
溶接継手の溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くするには、母材の強度特性（硬さレベル）や溶接熱影響部の強度（硬さ）レベルを勘案した上で、溶接金属部が上述のような強度（硬さ）レベルを備える溶接材料を選択して溶接することにより達成される。なお、形成された溶接継手の溶接金属部の硬さ及び溶接熱影響部の硬さは、溶接入熱量や冷却速度などの溶接条件の影響を受ける場合が多いので、これらも勘案した上で溶接材料を選択することが好ましい。
また、溶接継手における溶接熱影響部の硬さは、鋼材の種類によって異なり、一般に鋼材（母材）の硬さよりも高くなることの方が多いが、加工熱処理を施した鋼材などのように低くなるものもある。従って、溶接熱影響部の硬さを鋼材（母材）のそれよりも１５〜５０％高くするには、鋼材の組成や組織も勘案して適切に選択する。
すなわち、溶接熱影響部の強度レベル（硬さレベル）は入熱量や冷却速度などの溶接条件により影響を受け易いので、溶接条件を含めて溶接熱影響部および鋼材（母材）の強度特性を把握し、鋼材及び溶接材料を選択するものとする。
通常、耐疲労特性が問題となる強度レベルの鋼材としては、引張強さが４００ＭＰａ〜８００ＭＰａクラスの鋼材などがあり、その化学組成は質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることが好ましい。
以下に、その限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃは、鋼材（母材）および溶接熱影響部の強度を確保するために必要な元素であり、そのためには０．０３％以上は必要である。しかし、０．２５％を超えると鋼材靱性や耐溶接割れ性が低下する場合があるため、その範囲は０．０３〜０．２５％とする。より好ましくは、０．０５〜０．２％である。
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材および溶接熱影響部の強度確保に有効な元素であるが、０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。１．０％を超えると、粗大な酸化物を形成せしめ、延性や靱性の劣化を招く。そこでＳｉの範囲は０．０１〜１．０％とする。より好ましくは０．２〜１．０％である。
Ｍｎ：Ｍｎは、母材および溶接熱影響部の強度、靱性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％含有する必要があるが、過剰に含有すると、硬質相の生成や粒界脆化などにより、母材靱性や溶接部の靱性、さらに溶接割れ性などが劣化するので、上限は２．０％であり、その範囲は０．１〜２．０％とする。より好ましくは１．０〜２．０％である。
Ｐ：Ｐは、不純物元素であり、延性・靱性を劣化させるため、極力低減させることが好ましいが、材質劣化が大きくなく許容できる量として０．０４％以下とする。より好ましくは、０．０２％以下である。
Ｓ：Ｓは、Ｐ同様、不純物元素であり、延性・靱性を劣化させるため、極力低減させることが好ましいが、材質劣化が大きくなく許容できる量として０．０５％以下とする。より好ましくは、０．０２％以下である。
なお、本発明において、鋼材（母材）には、必要に応じて、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂの一種以上を含有させることができる。
Ｃｒ：Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、１．５％を超えると靱性の低下や溶接性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜１．５％である。より好ましくは０．０１〜１．０％である。
Ｎｉ：Ｎｉは、母材の強度の向上に効果がある。Ｎｉ量が０．０１％未満ではその効果は十分ではなく、３．０％を超えると溶接性が劣化する。このため、その範囲は０．０１〜３．０％である。より好ましくは０．０１〜１．０％である。
Ｍｏ：Ｍｏは、強度、硬さの向上に極めて有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、０．８％を超えると強度、硬さが高くなりすぎると共に靱性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜０．８％である。より好ましくは０．０１〜０．３％である。
Ｔｉ：Ｔｉは、析出強化等による強度の増大や組織微細化による靭性の向上に有効な元素である。この効果を発揮させるには０．００２％以上の添加が必要である。一方、０．５％を超えると粗大な析出物が生成しやすくなり加工性が低下する。従って、その範囲は０．００２〜０．５％である。より好ましくは０．００２〜０．３％である。
Ｎｂ：ＮｂはＴｉと同様、析出強化等による強度の増大や組織微細化による靭性の向上に有効な元素である。この効果を発揮させるには０．００２％以上の添加が必要である。一方、０．２％を超えると溶接割れが起きやすくなり溶接性が低下する。従って、その範囲は０．００２〜０．２％である。より好ましくは０．００２〜０．１５％である。
また、溶接金属部は、その化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることが好ましい。
以下にその限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃは、溶接金属部の強度、硬さを確保するために必要な元素であり、０．０３％以上は必要である。しかし、０．１５％を超えると溶接部靱性や耐溶接割れ性が低下する場合があるため、その範囲は０．０３〜０．１５％とする。より好ましくは、０．０６〜０．１２％である。
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として溶接金属部の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工中には空気が混入する危険性があるため適切な量にコントロールすることが重要である。溶接金属部のＳｉ量が０．１％に満たない場合は、脱酸効果が十分得られず、また溶接止端部の濡れ性が低下する。０．８％を超えると溶接部の靱性を劣化させるため、その範囲は０．１〜０．８％とする。より好ましくは、０．２〜０．６％である。
Ｍｎ：Ｍｎは、強度を上げ、Ｎの固溶も促進する元素として知られる。Ｍｎの下限、０．３％は強度確保という効果が得られる最低限の値である。一方、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化や耐食性に有害な金属間化合物の析出を引き起こすため１．６％以下であることが好ましく、その範囲は０．３〜１．６％である。より好ましくは、１．０〜１．５％である。
ＰとＳ：ＰとＳは、不純物元素であり、延性・靱性を劣化させるため、極力低減させることが好ましいが、材質劣化が大きくなく許容できる量として０．０３％以下とする。より好ましくは、０．０１５％以下である。
Ｎｉ：Ｎｉは、溶接部の靱性向上と溶接冷却時のオーステナイト相からマルテンサイト相への相変態温度の低下に効果がある。溶接金属中のＮｉ量が０．０１％より小さいと靱成向上に効果がなく、３．０％を超えると溶接性が劣化するため、その範囲は０．０１〜３．０％である。より好ましくは、０．０１〜２．５％である。
Ｃｒ：Ｃｒは、強度、硬さの向上に有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、１．５％を超えると強度、硬さが高くなりすぎると共に靱性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜１．５％である。より好ましくは、０．０１〜１．０％である。
Ｍｏ：Ｍｏは、強度、硬さの向上に極めて有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、０．８％を超えると強度、硬さが高くなりすぎると共に靱性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜０．８％である。より好ましくは、０．０１〜０．６％である。
本発明においては、溶接継手の溶接金属部、溶接熱影響部及び母材の強度特性を、平均硬さとして評価するものであるが、これは、本発明が溶接部と言う限られた範囲で特性を評価するために規定するものである。
図３は、鋼材２、２’が溶接金属部３を挟んで溶接された溶接継手の一例における溶接部の溶接線に垂直な断面を示す模式図である。
このような断面を研磨した後、ナイタールエッチング液で金属組織を現出させ、下記のような方法で測定したビッカース硬さによって評価する。なお、このビッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４に規定されたビッカース硬さ試験方法に準じて行うものである。
図３に示すように、先ず、鋼板の表面下２ｍｍの線Ｌと、溶接金属の溶融線（フュージョンライン）５との交点Ｃ、Ｃ’（両側で２点）のいずれか一方の交点ＣまたはＣ’を基点に鋼板２（または２’）側に０．５ｍｍ間隔で６点、押し込み荷重を１ｋｇでビッカース硬さＨＶ１を測定し、６点の平均値を溶接熱影響部４の平均硬さとする。但し、図３では鋼板２の側で説明している。なお、鋼板２、２’で材質や強度がそれぞれ異なる場合は、両鋼板での平均値とする。
また、同様に、上記の線Ｌと溶融線５との交点Ｃを基点として溶接金属部３側に０．５ｍｍ間隔で、押し込み荷重を１ｋｇでビッカース硬さＨＶ１を測定し、６点の平均値をその溶接金属部３の平均硬さとする。
一方、鋼材（母材）については、上記の線Ｌとフュージョンライン５との交点Ｃ或いはＣ’から１０ｍｍ鋼板２または２’側に移動した点を基点として、鋼板２または２’側に０．５ｍｍ間隔で、押し込み荷重を１ｋｇでビッカース硬さＨＶ１を測定し、６点の平均値を鋼材（母材）の平均硬さとするものである。但し、図３では上記と同様、鋼板２の側で説明している。上述のように、鋼板２，２’で材質や強度特性がそれぞれ異なるものである場合は、両鋼板の平均値とする。
なお、図３の場合は、鋼材、溶接金属部、溶接熱影響部の平均硬さをそれぞれ６点ずつ測定して求めているが、６点に限定するものではなく、平均硬さとして評価しうる程度の測定点があればよく、３〜４点以下とすることでもよい。また、ビッカース硬さの測定は、押込み荷重を１ｋｇとすることに限るものではなく、必要に応じて４ｋｇ、５ｋｇ或は５００ｇなど適切な荷重を選定して平均硬さを算出しうることは言うまでもない。
本発明の溶接継手においては、上記のように形成された溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面における曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕を形成するものである。
図１（ａ）、図１（ｂ）は、本発明の溶接継手の溶接線に垂直な断面の形状を示す模式図である。図１（ａ）は超音波衝撃痕を形成する状況を示すものであり、図１（ｂ）は形成された超音波衝撃痕の形状を示す模式図である。
図１（ａ）、図１（ｂ）において、溶接継手１は、鋼材（母材）２，２’が溶接金属３により接合され、溶融線５の鋼材側に溶接熱影響部４が生じている。超音波による振動端子８による衝撃処理により、溶接金属３と鋼材２との間の溶接止端部６を含む領域に超音波衝撃痕７が形成されている。この超音波衝撃痕７は、図１（ｂ）に示すように、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒを１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄを１．０ｍｍ以下とするものである。
溶接止端部６に施された超音波衝撃痕７の曲率半径ｒが１．０ｍｍ未満では、溶接部への応力集中を緩和することが不十分であり、耐疲労特性の向上を期待できない。一方、曲率半径ｒが１０．０ｍｍを超えても、応力集中を緩和する効果は飽和し、耐疲労特性のさらなる向上は得られず、また処理時間もより長く必要となる。従って、超音波衝撃痕の曲率半径ｒは、１．０〜１０．０ｍｍとする。好ましくは、１．５〜５．０ｍｍである。
なお、超音波衝撃痕７は、止端部６を中心として形成するが、溶接金属部３及び溶接熱影響部の４の少なくとも一部を含むように形成することが好ましく、これを勘案して超音波衝撃位置、形成される超音波衝撃痕の曲率半径を選定することも好ましい。
また、超音波衝撃痕７の鋼材２の厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍを超えても、溶接止端部６近傍の引張残留応力を解放する効果、或いは、さらに圧縮残留応力を付与する効果のいずれもほぼ飽和し、耐疲労特性の大幅な向上は期待できない。また、深さを大きくするには時間も要することから効率的ではない。従って、超音波衝撃痕７の鋼材の厚さ方向の深さは１．０ｍｍ以下とする。好ましくは、０．５ｍｍ以下である。
この超音波衝撃痕が施された溶接止端部では、上記の形状とすることによって止端部の鋭角的な形状は消滅し、疲労き裂の起点となり難くなり、耐疲労特性が向上する。
なお、図１（ａ）、図１（ｂ）では、超音波衝撃痕は、一方の溶接止端部６にのみ形成した状態を示しているが、他側の溶接止端部６’にも形成することが好ましいのは言うまでもない。例えば、図２（ａ）、図２（ｂ）に示すように、溶接線に沿う両側の溶接止端部に超音波衝撃痕７を形成することが好ましい。
次に、本発明の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法を説明する。
上述のように、本発明においては、溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを、鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くした溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面において、曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕を形成するものである。
溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くした溶接継手の製造方法については、上述のとおり、鋼板（母材）および溶接熱影響部の強度特性を入熱量や冷却速度などの溶接条件等を含めて勘案した上で、溶接金属部が上述のような硬さレベルを備える溶接材料および溶接条件を選択して溶接することにより達成することができる。
すなわち、溶接継手を製作するに際して、鋼材と溶接材料および溶接条件を種々に組み合わせて製作し、これら製作した種々の溶接継手について、溶接継手の鋼材、溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さとの関係を予め求めておく。そして、この関係に基づいて溶接継手の溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さよりも、１５〜５０％高くなるように、溶接継手の鋼材に対して溶接材料及び溶接条件を選定して溶接し、溶接継手とする。次に、この溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃処理痕を形成するものである。
溶接継手とする鋼材及び溶接材料（溶接金属）の化学組成については、特に限定されるものではないが、好ましくは、上述した溶接継手の鋼材及び溶接材料（溶接金属）の化学組成を有するものとすることが好ましい。なお、その化学組成の限定理由は、上述の説明と重複するので省略する。
図４は、超音波衝撃処理を施すための超音波衝撃装置の一例を示す一部破断模式図である。
超音波衝撃装置９は、超音波発振部１０とその前方のウエーブガイド部１１およびその先端の振動端子（ピン）８とから基本的に構成されている。図４では振動端子８が３本の場合を示しているが、３本以上でも差し支えなく、また図１（ａ）に示したように１本の場合でも良い。
超音波衝撃装置９は超音波発振部１０により発生した超音波振動を前方のウエーブガイド部１１により増幅し、先端に伝播させて、先端の振動端子８を振動させるものである。振動端子８を振動させながら上記溶接止端部の表面を溶接線に沿って移動させて衝撃処理を施し、上記形状の超音波衝撃痕を形成することができる。
超音波衝撃処理は、超音波発振部１０により振動端子８を周波数２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚで振動させ、０．０１〜４ｋＷの仕事率で施す必要がある。０．１０ｋＷ〜２ｋＷとすることが好ましい。すなわち、周波数２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚで振動させ、０．０１〜４ｋＷの仕事率で超音波衝撃処理を施すことによって、溶接止端部表面の金属が塑性流動し、溶接部の冷却に伴って形成されていた引張残留応力を解放し、圧縮残留応力場を形成することができる。また、周波数２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚで振動させ、０．０１〜４ｋＷの仕事率で超音波衝撃処理を施すことによって、溶接止端部表面が加工発熱し、この加工発熱が散逸しない断熱状態で繰り返し超音波衝撃処理を与えることにより、熱間鍛造と同じような作用を止端部近傍に及ぼす結果、結晶組織が微細化される。
振動端子８の振動周波数を２０ｋＨｚ以上とするのは、２０ｋＨｚ未満では衝撃による断熱効果が得られないからであり、また、周波数を５０ｋＨｚ以下とするのは工業的に適用できる超音波の周波数が一般に５０ｋＨｚ以下であるからである。
また、振動端子８の仕事率を０．０１ｋＷ以上とするのは、０．０１ｋＷ未満では超音波衝撃処理に要する時間が長くかかり過ぎるからであり、４ｋＷ以下とするのは、これを超える仕事率で衝撃処理をしても効果が飽和するため経済性が低下するからである。
振動端子（ピン）８は、図１（ａ）または図４に示すように棒状であり、その先端の軸方向に断面の曲率半径は、１．０〜１０ｍｍとすることが好ましい。先端の軸方向断面の曲率半径が１．０ｍｍよりも小さいと、曲率半径が１．０〜１０．０ｍｍである所定の超音波衝撃痕を形成するのに長時間を要し、一方、１０．０ｍｍを超えると、所定の曲率半径の超音波衝撃痕を形成することが困難となるからである。すなわち、振動端子の先端を超音波衝撃痕の曲率半径と同等とすることにより、所定の超音波衝撃痕を効率的に形成することが可能となる。
【実施例】
【０００６】
以下に、実施例に基いて本発明を具体的に説明する。
鋼材は４００ＭＰａ〜８００ＭＰａクラスの引張強度レベルを有する鋼板を用いた。その組成を表１に質量％で示す。いずれの組成の鋼板からも、板厚は１５ｍｍ、長さは１０００ｍｍ、幅は１００ｍｍの板状試験体を作製し、溶接、超音波衝撃処理、疲労試験に供した。
各試験体の継手形状は、十字、回し、突合せのいずれかとし、表１に示した。また、図５（ａ）〜（ｃ）に試験体の概要を斜視図で示した。十字継手の場合（図５（ａ））は、荷重非伝達型の隅肉溶接とし、試験体中央に試験体の長手方向に直交するように縦鋼板１２（２）（幅１００ｍｍ、高さ５０ｍｍ、板厚１０ｍｍ）を鋼板２の両面それぞれに溶接して十字継手試験体１３を作製した。回し溶接継手の場合（図５（ｂ））も、荷重非伝達型の隅肉溶接とし、試験体中央に試験体の長手方向に平行となるよう縦鋼板１２（２）（長さ１００ｍｍ、高さ５０ｍｍ、板厚１０ｍｍ）を鋼板２の両面それぞれに溶接して回し継手試験体１４を作製した。十字継手、回し継手共に隅肉溶接の脚長は８ｍｍとした。突合せ継手の場合（図５（ｃ））は、長さ１０００ｍｍの板状試験体を予め中央で切断し長さ５００ｍｍの板を２枚とし、突合せ溶接部にＸ形開先を施した後、両面から荷重伝達型完全溶け込み溶接を施し、長さ１０００ｍｍの突合せ継手試験体１５を作製した。余盛高さは２ｍｍとした。いずれの試験体も６体づつ作製し、１体を断面硬さ測定用、残５体を疲労試験用とした。
溶接方法は、ＦＣＡＷ（Ｆｌｕｘ  Ｃｏｒｅｄ  ｗｉｒｅｓ  Ａｒｃ  Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＧＭＡＷ（Ｇａｓ  Ｍｅｔａｌ  Ａｒｃ  Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＧＴＡＷ（Ｇａｓ  Ｔｕｎｇｓｔｅｎ  Ａｒｃ  Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＳＭＡＷ（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ  Ｍｅｔａｌ  Ａｒｃ  Ｗｅｌｄｉｎｇ）のいずれかとし、表１に示した。ＦＣＡＷの場合は、フラックス入りワイヤ、径１．２ｍｍ、電流２５０Ａ、電圧２９Ｖ、速度３０ｃｍ／ｍｉｎの条件で、ＣＯ２ガス中で溶接を行った。ＧＭＡＷの場合は、ソリッドワイヤ、径１．２ｍｍ、電流３２０Ａ、電圧３５Ｖ、速度３０ｃｍ／ｍｉｎの条件で、Ａｒ＋２０％ＣＯ２ガス中で溶接を行った。ＧＴＡＷの場合は、ソリッドワイヤ、径１．２ｍｍ、電流１５０Ａ、電圧１５Ｖ  速度３０ｃｍ／ｍｉｎの条件で、１００％Ａｒガス中で溶接を行った。ＳＭＡＷの場合は、被覆アーク棒、径４ｍｍ、電流１７０Ａ、電圧２５Ｖ、速度１５ｃｍ／ｍｉｎの条件で、大気中で溶接を行った。得られた溶接金属の組成を表１に質量％で示す。
鋼材、溶接熱影響部、および溶接金属部の平均硬さは、硬さ測定用試験体を溶接部で切断、研磨、エッチングし、フュージョンラインを明らかにした後、先に記載の方法で押し込み荷重１ｋｇのビッカース硬さＨＶ１の６点の平均値として評価した。結果を表２（表１つづき）に示した。
本発明の試験体１３は、左右で異なる組成の板を突合せ溶接したものであり、表２（表１つづき）中の鋼材の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さは、左右それぞれの平均硬さを示した。
本発明の試験体１〜１５および比較例の一部には各溶接止端の全線にわたって超音波衝撃処理を施した。超音波衝撃処理を施した際の超音波衝撃処理装置の共振周波数（ｋＨｚ）、仕事率（ｋＷ）、および用いた振動端子の先端曲率半径（ｍｍ）を表２（表１つづき）に示す。また、得られた超音波衝撃痕の有無、衝撃痕の曲率ｍｍ、衝撃痕の深さｍｍを同じく表２（表１つづき）に示す。超音波衝撃処理は、超音波衝撃処理装置にそれぞれの曲率を呈する振動端子を１本装着し、押し付け荷重約４ｋｇにて、溶接止端に沿って速度３０ｃｍ／ｍｉｎで打撃痕が連続するように処理した。衝撃痕の曲率と深さは印象材で型取りして測定した。
比較例１６〜１７は、比較のために超音波衝撃処理を施さない試験体を６体準備し、１体を断面硬さ測定用、残る５体を疲労試験用として、本発明の場合との比較を行った。
比較例２１においては、超音波衝撃処理の代わりにグラインダー処理（Ｇｒ）を溶接止端部に施し、本発明の場合との比較を行った。得られたグラインダーの溝の曲率は４ｍｍで深さは０．８ｍｍであった。
疲労試験は、試験体の長手方向に繰返し軸力を付与し、応力比Ｒ＝０、繰返し周波数１０Ｈｚ、サイン波の片振りで、５５〜４００ＭＰａの範囲内の５種類の応力範囲Δσにて試験を実施し、破断寿命を測定した。得られたＳＮ線図から２００万回にて破断する応力範囲を求め、５体の平均値を疲労強度（ＭＰａ）とし表２（表１つづき）に示した。
表２（表１つづき）の疲労強度の結果から明らかなように、本発明の条件（鋼材組成、溶接金属組成、鋼材、溶接熱影響部、溶接金属部の硬さの比率、超音波処理痕の形状、超音波処理条件の組合せ）においては、いずれの場合も疲労強度が１４５ＭＰａ以上と高い強度を示したのに対し、本発明の範囲外である比較例においては、疲労強度は１３０ＭＰａ以下と低い値を示し、本発明の有効性が確認され、結果的に耐疲労特性に優れた継手を提供することが可能となった。
【表１】
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【表２】
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【図１（ａ）】
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【図１（ｂ）】
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【図２（ａ）】
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【図２（ｂ）】
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【図３】
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【図４】
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【図５（ａ）】
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【図５（ｂ）】
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【図５（ｃ）】
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【図６】
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【国際調査報告】
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