(57)【要約】【課題】溶接金属の低温変態膨張を利用する方法とピーニング処理を行う方法のデメリットを解消した隅肉溶接継手の疲労強度向上方法及び継手の提供。【解決手段】溶接止端部を有する隅肉溶接継手の疲労強度向上方法において、溶接止端部を形成する溶接ビードを、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上となる溶接金属で形成させ、さらにその後に、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって溶接止端部にピーニング処理を行うことを特徴とする。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接止端部を有する隅肉溶接継手において、溶接止端部を形成する溶接金属が、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上であることを特徴とする溶接金属であり、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって、溶接止端部が鋼材表面より０．０３ｍｍ以上かつ板厚の１／４以下へこんでいることを特徴とする高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項２】
鋼材及び溶接金属の降伏強度が４００ＭＭＰａ以上、９８０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項３】
Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの内の１種または２種以上を含有し、それぞれの成分の質量％で、下記式（１）により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であることを特徴とする請求項１または２記載の高疲労強度溶接継手。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　　・・・（１）
【請求項４】
質量％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：６〜１２％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物でからなる溶接金属であることを特徴とする請求項１、２または３記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項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溶接金属であることを特徴とする請求項４記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項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溶接金属であることを特徴とする請求項４または５記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項７】
質量％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：４〜１０％、
Ｃｒ：７〜１５％、
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であることを特徴とする請求項１、２または３記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項８】
質量％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であることを特徴とする請求項７記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【請求項９】
溶接止端部を有する隅肉溶接継手の疲労強度向上方法において、溶接止端部を形成する溶接ビードを、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上となる溶接金属で形成させ、さらにその後に、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって溶接止端部にピーニング処理を行うことを特徴とする隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１０】
鋼材及び溶接金属の降伏強度が４００ＭＰａ以上、９８０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項９記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。。
【請求項１１】
Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの内の１種または２種以上を含有し、それぞれの成分の質量％で、下記式（１）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９または１０記載の疲労強度向上方法。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　　・・・（１）
【請求項１２】
質量％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：６〜１２％
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を形成することを特徴とする請求項９、１０または１１記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１３】
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溶接金属を形成することを特徴とする請求項１２記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。。
【請求項１４】
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溶接金属を形成することを特徴とする請求項１２または１３記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１５】
質量％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：４〜１０％、
Ｃｒ：７〜１５％、
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を形成することを特徴とする請求項９、１０または１１記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１６】
質量％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を形成することを特徴とする請求項１５記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１７】
ピーニング方法として、特に周波数が２０ｋＨｚ〜６０ｋＨｚの範囲内にある超音波を用いた方法を用いることを特徴とする、請求項９〜１６の内のいずれかに記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１８】
ピーニングを行なう際の、溶接部に衝撃を加える先端部分に、直径が１．５ｍｍ〜７．０ｍｍの範囲内にあるピンを１本または複数本用い、かつ、ピン先端の硬度が、ビッカース硬さで４５０以上９００以下であるピンを用いることを特徴とする請求項１７記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【請求項１９】
請求項９〜１８の内のいずれかに記載の疲労強度向上方法を用いて作製された請求項１〜７または８記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【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、溶接部の疲労強度を向上させる方法および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疲労強度を向上させる手段として有効である。そのため、従来技術における疲労強度向上方法および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す方法、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す方法、およびそれら方法を用いた溶接継手などがあった。特に、ピーニング処理を行なう際に、超音波を用いるピーニング、すなわち超音波ピーニングを用いる技術は、例えば米国において多くの技術が開示されている（例えば、特許文献１〜３）。
【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、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を向上する技術がある（例えば特許文献４）。この技術によれば、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。
【０００４】
しかし、この技術でも問題が全て解決できるというものではない。すなわち、変態開始温度を低くするために、Ｃｒなどの合金元素を溶接金属に大量に添加するため、溶接時の作業性が著しく劣化し、特に、溶接部ビードのスタート部分およびクレーター部分のビード形状が劣化するという問題が生じることである。スタート部、クレーター部位外の溶接ビードに対しては、適用溶接条件範囲を狭くしたり、溶接姿勢を限定したりして、ビード形状を通常用いられる溶接材料の場合に近くすることも可能であるが、スタート部とクレーター部は、溶接電流制御の観点からも非定常状態であるため、溶接材料そのものが持つ作業性が大きく問題となってくる。一般に、ＣｒやＮｉを大量に添加すると作業性が劣化するが、その一方で変態開始温度を疲労強度が改善するまでに低下させるためには、このような合金元素の大量添加は不可避である。すなわち、変態開始温度を低温側にすることと、作業性を確保することとは相反することである。また、ピーニング処理をすることで疲労強度を向上させる技術は、溶接線全線に対して行なうことができれば確実に疲労強度を高めることができるが、これは製造工程を増加させることを意味し、製造コストを抑えるという観点からは、できるだけピーニング処理を実施しないほうが望ましい。
【０００５】
【特許文献１】
ＵＳ　６１７１４１５　Ｂ１
【特許文献２】
ＵＳ　６３３８７６５　Ｂ１
【特許文献３】
ＵＳ　２００２／００１４１００　Ａ１
【特許文献４】
特開平１１−１３８２９０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
溶接金属の変態開始温度を十分に下げて疲労強度を向上させる技術は、特に新しい製造工程を必要とするわけではないためメリットが大きいが、クレーター部、スタート部のビード形状を考えると、全溶接継手に対して疲労強度を向上させるという点からはまだ問題が生じる。
【０００７】
一方、従来継手に対してピーニング処理をして疲労強度を向上させる方法は、全溶接線に対して実行しなければならず、製造にかかわる時間増加にが大きすぎ、いては製造コスト増加にもつながる方法である。
【０００８】
本発明は、これら溶接金属の低温変態膨張を利用する方法とピーニング処理を行なう方法のデメリットを解消し、簡便で実用的な疲労強度向上方法およびそれによって製造された高疲労強度隅肉溶接継手に関するものである。
【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。
【００１０】
（１）　溶接止端部を有する隅肉溶接継手において、溶接止端部を形成する溶接金属が、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上であることを特徴とする溶接金属であり、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって、溶接止端部が鋼材表面より０．０３ｍｍ以上かつ板厚の１／４以下へこんでいることを特徴とする高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１１】
（２）　鋼材及び溶接金属の降伏強度が４００ＭＭＰａ以上、９８０ＭＰａ以下であることを特徴とする上記（１）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１２】
（３）　Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの内の１種または２種以上を含有し、それぞれの成分の質量％で、下記式（１）により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であることを特徴とする上記（１）または（２）項記載の高疲労強度溶接継手。
【００１３】
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　・・・（１）
（４）　質量％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：６〜１２％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物でからなる溶接金属であることを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１４】
（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溶接金属であることを特徴とする上記（４）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１５】
（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溶接金属であることを特徴とする上記（４）または（５）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１６】
（７）　　質量％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：４〜１０％、
Ｃｒ：７〜１５％、
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であることを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１７】
（８）　質量％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であることを特徴とする上記（７）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１８】
（９）　溶接止端部を有する隅肉溶接継手の疲労強度向上方法において、溶接止端部を形成する溶接ビードを、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上となる溶接金属で形成させ、さらにその後に、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって溶接止端部にピーニング処理を行うことを特徴とする隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００１９】
（１０）　鋼材及び溶接金属の降伏強度が４００ＭＰａ以上、９８０ＭＰａ以下であることを特徴とする上記（９）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２０】
（１１）　Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの内の１種または２種以上を含有し、それぞれの成分の質量％で、下記式（１）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上記（９）または（１０）項記載の疲労強度向上方法。
【００２１】
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　　・・・（１）
（１２）　質量％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：６〜１２％
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を形成することを特徴とする上記（９）〜（１１）項の内のいずれか記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２２】
（１３）　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溶接金属を形成することを特徴とする上記（１２）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２３】
（１４）　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溶接金属を形成することを特徴とする上記（１２）または（１３）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２４】
（１５）　質量％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：４〜１０％、
Ｃｒ：７〜１５％、
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を形成することを特徴とする上記（９）〜（１１）項の内のいずれかに記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２５】
（１６）　質量％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を形成することを特徴とする上記（１５）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２６】
（１７）　ピーニング方法として、特に周波数が２０ｋＨｚ〜６０ｋＨｚの範囲内にある超音波を用いた方法を用いることを特徴とする、上記（９）〜（１６）の内のいずれかに記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２７】
（１８）　ピーニングを行なう際の、溶接部に衝撃を加える先端部分に、直径が１．５ｍｍ〜７．０ｍｍの範囲内にあるピンを１本または複数本用い、かつ、ピン先端の硬度が、ビッカース硬さで４５０以上９００以下であるピンを用いることを特徴とする上記（１７）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２８】
（１９）　上記（９）〜（１８）項の内のいずれかに記載の疲労強度向上方法を用いて作製された上記（１）〜（８）項の内のいずれかに記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００３０】
初めに、本発明の技術思想について述べる。
【００３１】
本発明における第一の技術思想は、スタート部分およびクレーター部分を除いた部分については、溶接金属の変態開始温度を低くして溶接残留応力を低減させる方法を採用し、ビード形状が乱れるスタート部分とクレーター部分に関してはピーニング処理を施すことにより疲労強度を向上させるというものである。もし、ピーニング処理を全溶接線にわたって実施することができれば、それだけで疲労強度向上は確保できるが、ピーニング処理は溶接アークタイムと比較してはるかに長時間になるため、最小限に抑えるべき方法である。そのため、溶接金属変態温度を低くする方法を併用し、ピーニング処理をする時間を最小限に抑えるというのが本発明の技術思想である。
【００３２】
本発明の第二の技術思想は、ピーニング処理として特に超音波を用いたピーニングを用いることである。超音波ピーニングを用いると、その分ピーニング処理をする時間が短縮され、それだけ疲労強度向上方法としてはメリットが大きくなる。本発明の本意は、できるだけ簡便な方法で疲労強度を向上させる技術を提供することであるため、超音波ピーニングを使用する意義は大きい。
【００３３】
本発明の第三の技術思想は、ピーニング先端のピンの硬さを規定した点である。一般に、ピーニングされる溶接継手よりピーニング先端のピンは硬くなければならない。しかし、通常疲労が問題となる溶接継手の強度はせいぜい引っ張り強度が７８０ＭＰａ級であるため、溶接継手の硬さはビッカース硬さとして２７０Ｈｖ程度である。したがって、ピーニング先端のピンの硬さはそれ以上であれば、たとえば３５０Ｈｖ以上であれば十分ということになる。しかし、本発明では、溶接金属に低温変態する材料を想定しているため、溶接金属のミクロ組織はマルテンサイトと呼ばれる非常に硬い組織が導入される。この場合、ピンの硬さが３５０Ｈｖ程度では不十分である。この状況は、たとえ溶接される鋼材が軟鋼であろうと同じである。そのため、本発明ではピンの硬さを制限することにより、効率よく低温変態溶材を用いた場合に対してピーニング処理した効果を発揮できるようにしている。
【００３４】
次に、溶接金属の変態開始温度について、より詳しく説明する。
【００３５】
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。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。
【００３６】
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、鋼材および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。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、それにより今度は鋼材熱影響部と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。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。
【００３７】
次に、変態開始温度の範囲を限定した理由を述べる。
【００３８】
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。したがって、溶接金属がオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度を１５０〜３５０℃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。
【００３９】
次に、溶接止端部の鋼材表面からのへこみ量を限定した理由について述べる。
【００４０】
本発明では、溶接継手の疲労強度向上を、溶接金属の変態膨張とピーニング処理の２つを併用して達成させている。溶接金属の変態膨張を用いて疲労強度を向上させる方法は、溶接金属の変態開始温度を限定したり、溶接金属の成分を限定することにより疲労強度向上効果を確保することができるが、ピーニング処理を行った場合、その処理で疲労強度向上効果が得られているのかどうかは必ずしも明確ではない。そこで、本発明者らは、ピーニング処理をした後の溶接止端部のへこみ量に着目し、疲労強度向上効果が得られるへこみ量を調査した。へこみ量の下限０．０３ｍｍは、これを下回るへこみ量では、ピーニング処理の効果が小さく疲労強度が向上しないためこの値を設定した。上限の板厚の１／４は、これ以上のへこみ量となるピーニング処理は、板厚減少による局部応力の増加を引き起こし、継手としての疲労強度向上からは好ましくないためこの値を設定した。
【００４１】
次に、止端部へのピーニング処理を行う領域または止端部のへこみが存在する領域の範囲を限定した理由について述べる。
【００４２】
本発明において、ピーニング処理を行う目的は、ビード形状が不良となる溶接ビードのスタート部分とクレーター部分の疲労強度を確保することである。そのため、ピーニング処理を行う、またはそれによって止端部のへこみが存在する領域はビード形状が不良となる領域をカバーする必要がある。特に疲労特性上問題となる部分はビードの両端部分である。そのため、止端部へのピーニング処理または止端部へのへこみは、この両端部分を少なくともカバーしていなければならない。そして、ビード形状が悪い、両端部から１０ｍｍの範囲は、確実にピーニング処理を実施しへこみが確保されていなければならない。本発明で、止端部へのピーニング処理を行う領域また止端部へのへこみがスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたると限定した理由は以上のことによる。また本発明では、ピーニング処理領域またはへこみ部領域の上限を特に設けていない。上限を設けることにより疲労強度がさらに向上するという効果が必ずしも得られないからである。しかし、ピーニング処理そのものは製造コストの上昇を招き、また本発明では低温変態溶接金属で疲労強度向上が達成されているため、好ましくはこの上限を１００ｍｍとすることが望ましい。
【００４３】
次に、降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。
【００４４】
まず、鋼材および溶接金属の降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。本発明では低温度領域で変態が開始するのは溶接金属のみであり、鋼材については特に低温変態という特性を仮定していない。しかし、疲労は溶接金属のみならず溶接止端部から鋼材熱影響部へ亀裂が伝播する場合が多い。ここの疲労強度を向上させるためには、熱影響部の残留応力も低減する必要がある。本発明では、溶接金属の低温変態膨張だけで鋼材熱影響部の残留応力をも低減させることを目的に、鋼材の降伏強度を限定している。
【００４５】
この原理を簡単に説明すると、溶接金属の変態に伴う体積膨張だけでは圧縮応力状態にすることはできず、溶接金属の体積膨張をまわりの鋼材が拘束することで初めて圧縮応力が生じるということである。もし、鋼材の降伏強度が低すぎる場合、たとえ溶接金属強度が充分高くとも溶接金属は変態中ほとんど自由に膨張するだけで、応力はほとんど発生しない。従って、降伏強度の範囲は、鋼材および溶接金属両方に設定する必要がある。
【００４６】
下限の４００ＭＰａ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温度をが著しく低くしなければならない。このような場合、工業的価値に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４００ＭＰａとした。なお好ましくは、降伏強度の下限は４９０ＭＰａ以上であることが望ましい。上限の９８０ＭＰａ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９８０ＭＰａとした。
【００４７】
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　　　　　・・・（１）
パラメーターＰａは、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの各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（１）で示されるようなＰａを作成したものである。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。また、本発明においては、鋼材および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、溶接金属の降伏強度が４９０ＭＰａ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５７０ＭＰａ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。
【００４８】
次に溶接金属の成分を限定した利用を述べる。
【００４９】
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（４）、（５）、（６）、（１２）、（１３）、（１４）に記述されているＮｉを主として用いる成分系と、前記（７）、（８）、（１５）、（１６）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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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の下限の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の上限の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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
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が、好ましくは下限は０．３％である。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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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１０％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。
【００６９】
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。
【００７０】
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。
【００７１】
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。
【００７２】
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。
【００７３】
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。
【００７４】
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。
【００７５】
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。
【００７６】
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。
【００７７】
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。
【００７８】
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。
【００７９】
次に、ピーニング処理について特に超音波を用いたピーニング処理に限定した理由について述べる。
【００８０】
ここで超音波ピーニングとは周波数が２０ｋＨｚから６０ｋＨｚの範囲内にある周波数を持つものをいう。超音波を用いる最大のメリットは、ピーニング先端のピンの重さが小さくても十分大きな衝撃力を与えることができ、その結果少ない作業時間で十分なピーニング効果をあげることができる点である。ピーニング処理をすることによる疲労強度向上原理は、そこの部分の形状を改善させるとともに圧縮の残留応力を付与することによる。そのためには、ピーニング部分に塑性歪を導入させなければならない。弾性歪の範囲内では、応力が残留しないからである。塑性歪を導入するためには、材料が持つ降伏強度以上の衝撃応力を加える必要があるが、これをもし、静的応力で実現しようとする場合は、溶接部に降伏応力以上の応力を加える必要があり、その分装置が大きくなってしまい、作業負荷の増大をまねく。一方、超音波を用いると、ピーニング部分に加わる応力はピンの質量が例えば１０ｇ程度でも十分大きな応力になることがわかる。
この原理を簡単に説明する。
【００８１】
周波数を３３ｋＨｚとし、ピンの質量を１０ｇ、ピンが振動する範囲を０．０３ｍｍとし、ピン先端の直径を３ｍｍと仮定する。このとき、ピンのスピード、Ｖは
Ｖ＝０．０３×３３０００＝１０００ｍｍ／ｓ＝１ｍ／ｓ
である。ピンは１／３３０００秒に１回スピードを＋１ｍ／ｓから−１ｍ／ｓに変化させると考えると、その変化は、ピーニング処理部分にピンがぶつかる瞬間に発生する。このスピード変化が１回の周波数内の１／１０の時間すなわち、１／３３００００秒の間で生じるとすると、速度の時間変化、すなわち加速度、Ａは
Ａ＝ｄＶ／ｄｔ＝２×３３００００＝６６００００ｍ／ｓ２
となる。衝撃力Ｆは、上記加速度にピンの重さ１０ｇ＝１／１００ｋｇをかければ求まり、
Ｆ＝６６００００×１／１００＝６６００Ｎ
となる。応力Ｓは、これをピンの断面積、１．５×１．５×３．１４＝７．１ｍｍ２で割れば計算でき、
Ｓ＝６６００／７．１＝９３０Ｎ／ｍｍ２＝９３０ＭＰａ
となる。注意すべきは、この応力は、ピンの重さがわずかに１０ｇとした場合の値である点である。実際の超音波ピーニングの場合は、速度反転が生じる時間間隔が上記計算の設定よりさらに短いと考えられるため、より大きな衝撃応力が出ているものと考えられる。
【００８２】
以上のように、ピーニング処理のうち、特に超音波を用いる方法は、ピンの質量が小さくて済み、その分装置の軽量化ができるなどの利点を有することがわかる。
【００８３】
次に超音波ピーニングの周波数を限定した理由について述べる。
【００８４】
下限の２０ｋＨｚは、これを下回る周波数の場合、人間が聞こえる周波数すなわち可聴周波数の範囲の入ってしまい、ピーニング作業の観点からは好ましいことではない。本発明の本意は、簡便な疲労強度向上方法を提供することにあるため、作業環境が劣化するような方法は本発明の本意からはずれる。また、上記衝撃応力の試算からわかるように、超音波の周波数は高いほど衝撃応力が高くなりそれだけ有利となる。下限の２０ｋＨｚは、簡便な装置で十分なピーニング効果を得られる周波数として、また作業環境を劣悪なものとしない値として設定した。なお、下限の２０ｋＨｚは、より高い衝撃応力を得る観点から、好ましくは２３ｋＨｚ以上とすることが望ましい。上限の６０ｋＨｚは、これ以上の周波数になると、現在の技術では簡便な装置で超音波を得ることが難しくなり、かつ人間の耳には聞こえないものの健康管理上の問題が生じてくるためこの値を設定した。
【００８５】
次に、ピンの硬さを限定した理由について述べる。
【００８６】
本発明では、鋼材および溶接金属の強度を限定している。これは、溶接金属の変態膨張を有効に圧縮弾性歪みに変化させることを目的としている。しかし、溶接ビードのスタート部、クレーター部に関してはビード形状の劣化からピーニング処理などで疲労強度を確保する必要がある。一方、強度に関しては、スタート部、クレーター部も所定の強度を有している。例えば、引っ張り強度が７８０ＭＰａの場合、硬さは２８０Ｈｖ程度ある。９８０ＭＰａになると、硬さは３５０Ｈｖ近くある。ピーニングによりそこの部分の形状改善や残留応力低減を実行するには、ピーニング部分に塑性ひずみを導入しなければならない。そのためには、ピンの硬さを鋼材および溶接金属より硬くする必要がある。そのため本発明ではピンの硬さの下限を４５０Ｈｖとした。上限の９００Ｈｖは、これ以上硬い材料はあるものの、ピンそのもののコストが大きくなり、またピーニング効果が格段に大きくなるというわけではないため、この値を設定した。
【００８７】
次にピンの直径を限定した理由について述べる。
【００８８】
前述の衝撃応力試算例からわかるように、最終的な衝撃応力は、衝撃力をピン断面積で割ることにより求めることができ、また断面積が小さいほど衝撃応力は大きくなる傾向にある。より大きい衝撃応力を得るためにはピンを例えば針のように細くすればいいが、この場合、ピンが折れたり座屈したりする危険があり、不必要な細形はかえってマイナスである。下限１．５ｍｍは、ピンが座屈や折れたりしないで十分ピーニング処理に耐えうる値として設定した。逆にピンの直径が大きすぎると、上限の７ｍｍは、これ以上の直径ではピンの断面積が大きすぎ、衝撃力としては十分であるものの衝撃応力が所定の値にならない場合があるためこの値を設定した。
【００８９】
【実施例】
初めに疲労試験を実施した時の継手形状とその時の溶接金属成分を図１、２および表１にまとめた。図１に示されてる継手を継手Ａとよび、図２に示されている継手を継手Ｂとよぶこととする。表１の溶接金属成分は、実際の継手から成分分析試料を採取して調べたもので、また溶接金属降伏強度（σｙ）も実際の溶接金属から試験片を採取して調べたものである。溶接継手としては、図１、２にあるように継手Ａ、継手Ｂの２種類の継手を選択した。
【００９０】
各試験体には、ピーニングを行なったものと行なわなかったもの、また同じピーニングでもその条件が異なったものを用意した。その時の止端部のへこみ量は図３に示すへこみ量４の値である。この値をレーザー変位計で測定した。
【００９１】
次に、これら継手を用いて疲労試験を実施した。疲労荷重は図１、２の矢印方向に負荷し、応力比、Ｒは０．１となる用に疲労荷重を負荷した。例えば、荷重範囲が３．０ｋＮの場合は、最高荷重が３．３３ｋＮで、最低荷重が０．３３ｋＮの場合である。
【００９２】
歪ゲージは、図１に示す継手Ａでは、スタート部１、クレーター部２、および２箇所のコーナー部３、合計４箇所に、また図２に示す継手Ｂに対しては、２箇所のスタート部１および２箇所のクレーター部２の合計４箇所に貼り付け、試験スタート時点からの歪量と比較して２０％低い値になったところで疲労破断と判断した。その時の疲労荷重サイクル数が寿命となる。
【００９３】
表２には、図１の継手Ａの場合の疲労試験結果を示した。継手番号１、２，３は、溶接金属成分およびピーニング処理、へこみ量ともに本発明の範囲内であり、２００万回疲労限は荷重範囲として３．０４ｋＮである。継手番号４については、ピーニング処理をしておらず、溶接金属成分が本発明の範囲内であるにもかかわらず、スタート部、クレーター部分の形状が不良であるため、そこでの疲労強度が継手全体を律則し、２００万回疲労限は２．０ｋＮと継手番号１，２，３より明らかに低い値を示している。継手番号５は、ピーニングのピンの硬さを継手番号１，２，３と比べ軟らかくしたものであるが、本発明の範囲内であるため疲労限は十分高い例である。継手番号６は、ピーニング処理は本発明の範囲内であるものの、溶接金属成分が本発明の範囲外であったため、疲労亀裂がスタート部、クレーター部でなく、コーナー部で発生した場合である。そのため、継手としての疲労限は低い値になっている。継手番号７は、溶接金属成分が本発明の範囲外であり、かつピーニング処理をしなかったものであり、表２における継手としては、最も疲労限が低くなった例である。継手番号８は、ピーニング処理をクレーター側のみ実施した例であり、スタート部から疲労亀裂が発生した例である。継手番号９は、ピーニング処理が不十分で、へこみ量が本発明の範囲外であった例である。継手番号１０は、鋼材強度が低すぎ、残留応力が十分入りきらなかった例である。表２からわかるように、本発明例によれば、２００万回疲労限はすべて２．２ｋＮを上回っており、その効果を確認することができる。
【００９４】
次に、図２のおける継手Ｂを用いて疲労試験を実施した。その結果を表３にまとめた。継手番号１１は、ピンの直径が小さく、ピーニング実施後すぐにピンが折れてしまい、ピーニング処理が十分できなかった例である。継手番号１２は、ピーニング処理をしなかった場合である。継手番号１４は、へこみ量が板厚の１／４を上回っており、局部応力が増加し継手として疲労強度が増加しなかった場合である。継手番号１５は、ピーニング範囲が５ｍｍと本発明の範囲外であり、形状不良範囲をカバーしきれず、疲労強度が増加しなかった例である。継手番号１６は、ピンの直径が大きすぎ、ピーニング効果が不十分で、その結果、へこみ量が小さくなり、疲労強度が増加しなかった例である。継手番号１９は、溶接金属成分が本発明例の範囲外であり、かつピーニング処理も実施していないため、疲労強度が表３中最も低い値になった例である。継手番号２０は、ピンの硬さが低すぎ、継手を効率よくピーニングすることができなかった例である。それに対し、本発明例の範囲内である継手番号１３，１７，１８は、２００万回疲労限がすべて１２ｋＮを上回り、疲労強度向上効果が認められた。
【００９５】
【表１】
2004136311.tif 000002
【００９６】
【表２】
2004136311.tif 000003
【００９７】
【表３】
2004136311.tif 000004
【００９８】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、溶接継手の疲労強度は従来継手より格段に向上させることが可能である。したがって、本発明は工業的価値がきわめて大きい発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、継手Ａの試験片形状と疲労荷重負荷方向を説明した図である。
【図２】図２は、継手Ｂの試験片形状と疲労荷重負荷方向を説明した図である。
【図３】図３は、溶接止端部のへこみ量を説明した図である。
【符号の説明】
１　スタート部
２　クレーター部
３　コーナー部
４　へこみ量
Ｆ　荷重負荷方向
【図１】
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【図２】
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【図３】
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