(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置で、溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲において、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠して測定したビッカース硬度の平均値と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に１mmの範囲において、同様に測定したビッカース硬度のなかの最高値との硬度差が、１５以下であることを特徴とする疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【請求項２】
質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、
０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、
０．００１≦Ａｌ≦０．１、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすることを特徴とする請求項１記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【請求項３】
質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、
０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、
０．００１≦Ａｌ≦０．１、
さらに、
０．０２≦Ｐ≦０．２０、
０．１≦Ｃｕ≦２．０、
０．１≦Ｎｉ≦５．０、
０．１≦Ｍｏ≦４．０、
０．００５≦Ｎｂ≦１．０、
０．００５≦Ｖ≦２．０、
０．００５≦Ｔｉ≦１．０、
０．０００１≦Ｂ≦０．０１
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすることを特徴とする請求項１記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【請求項４】
母材の引張り強さが５９０MPa 未満であることを特徴とする請求項２または３記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【請求項５】
質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、
０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、
０．００１≦Ａｌ≦０．１、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【請求項６】
質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、
０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、
０．００１≦Ａｌ≦０．１、
さらに、
０．０２≦Ｐ≦０．２０、
０．１≦Ｃｕ≦２．０、
０．１≦Ｎｉ≦５．０、
０．１≦Ｍｏ≦４．０、
０．００５≦Ｎｂ≦１．０、
０．００５≦Ｖ≦２．０、
０．００５≦Ｔｉ≦１．０、
０．０００１≦Ｂ≦０．０１
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は疲労特性の優れた溶接継手にかかわるものであり、さらに詳しくは溶接金属と溶接熱影響部（以下ＨＡＺという）の硬度差を小さくして、溶接金属側のみでの塑性変形の集中を防ぐことにより疲労強度を高めた溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に構造用鋼板母材の疲労強度は母材強度の増加につれて増加するが、溶接された継手の疲労強度（以下、継手疲労強度という）は母材強度を上昇させても向上しないことが通説となっていた。従って構造用高張力鋼の継手疲労強度は構造用低強度鋼のそれとほぼ同じであり、疲労破壊が問題となる鋼構造物では、高張力鋼を用いても設計強度を上げることができず、止端処理と呼ばれる改善処理により高張力鋼の継手疲労強度を確保する方法が研究されてきた。例えば、グラインダーによって止端を研削して止端半径を大きくする方法、ＴＩＧ溶接およびプラズマ処理によって止端を再溶融して止端形状を滑らかにする方法（例えば特公昭５４−３０３８６号）、ショットピーニングによって止端に圧縮残留応力を発生させる方法などが代表的な止端処理方法である。
【０００３】
構造用鋼に限定しなければ、冷延鋼板など薄鋼板のスポット溶接継手疲労強度向上を目的とした発明はいくつかあり、特公平３−５６３０１号、特開昭６３−３１７６２５号、特開平３−１９９３４２号などが提案されている。このうち特公平３−５６３０１号では、スポット溶接継手の疲労強度を向上させるためにナゲット（溶接金属）近傍の硬度分布について述べており、軟質のナゲットを提案しているが、その理由については言及しておらず、ＴｉまたはＮｂとＢ添加、並びに未再結晶組織の面積率を制限している。特開昭６３−３１７６２５号および特開平３−１９９３４２号はいずれも鋼板の化学成分を限定したものであり、特開昭６３−３１７６２５号はＴｉ，Ｎｂ，Ｂの三者共存を、特開平３−１９９３４２号はＴｉ，Ｖ，Ｚｒなどの成分添加を提案している。
【０００４】
また母材の硬度に着目したものでは特開平４−３２９８４８号があり、フェライト硬度と第２相硬度に、それぞれの体積率を掛けた値が一定値を満足することを特徴として提案しているが、継手疲労強度については言及していない。
さらにスポット溶接継手の強度向上を目的として、特開平２−１１５３５２号によりＣｕ，Ｐ，Ｎなどの成分を限定し、特定の位置（ナゲット外周から板厚と同じ距離離れたＨＡＺ）での硬度が、母材硬度およびナゲット部硬度をもとにある関係式より求められる値以上であることを満足することを特徴とする鋼板が提案されているが、これも継手疲労強度については言及していない。また本発明者らも特願平４−２９４５４４号、特開平５−０１４２３３号において構造用鋼の継手疲労強度向上を目的としてＣｕを添加した低炭素構造用鋼を開発した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来技術のうち薄鋼板に関する特公平３−５６３０１号では、硬度分布について述べているものの、提案している硬度分布では溶接金属とＨＡＺに明瞭な硬度差が認められ、柔らかい溶接金属にひずみ集中が生じて疲労強度の低下を招く。従って、本発明で対象としているアーク溶接継手については適用できない。さらに、ＴｉまたはＮｂおよびＢの添加に加えて未再結晶組織の面積率を規定しており、製造コストが高くなるとともに特に加熱・圧延条件の調整が煩雑になる。特開昭６３−３１７６２５号はＴｉ，Ｎｂ，Ｂの同時添加を必須としており、特開平３−１９９３４２号もＯが一定値以下でかつＡｌ／Ｎ比を一定値以上にすることを必須としており、製鋼工程での多大なコスト上昇になるという問題がある。
【０００６】
特開平２−１１５３５２号では、前述のようにスポット溶接継手の十字引張強度向上を目的としており、溶接された継手の疲労強度が向上するかどうかは不明である。また、硬度を規定している位置は溶接金属から板厚と同じ距離だけ離れており、アーク溶接継手で疲労破壊が生じる位置とは大きく異なる。また、特願平４−２９４５４４号および特願平５−０１４２３３号に示されているＣｕ添加は、製造コスト上昇につながる。
本発明の目的は、溶接金属とＨＡＺの硬度差をなくして、溶接金属およびＨＡＺの片側のみでのひずみ集中を抑制することにより、疲労強度を向上させた溶接継手を安定して得ようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは次の通りである。
（１）溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置で、溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲において、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠して測定したビッカース硬度の平均値と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に１mmの範囲において、同様に測定したビッカース硬度のなかの最高値との硬度差が、１５以下であることを特徴とする疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【０００８】
（２）質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、  ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、    ０．００１≦Ａｌ≦０．１
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすることを特徴とする前記（１）記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
（３）質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、  ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、    ０．００１≦Ａｌ≦０．１、
さらに、
０．０２≦Ｐ≦０．２０、    ０．１≦Ｃｕ≦２．０、
０．１≦Ｎｉ≦５．０、      ０．１≦Ｍｏ≦４．０、
０．００５≦Ｎｂ≦１．０、  ０．００５≦Ｖ≦２．０、
０．００５≦Ｔｉ≦１．０、  ０．０００１≦Ｂ≦０．０１
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすることを特徴とする前記（１）記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【０００９】
（４）母材の引張り強さが５９０MPa 未満であることを特徴とする前記（２）または（３）記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
（５）質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、  ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、    ０．００１≦Ａｌ≦０．１
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする前記（１）から（４）のいずれか１項に記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
（６）質量％で、
０．００１≦Ｃ≦０．３０、  ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、
０．０５≦Ｍｎ≦３．０、    ０．００１≦Ａｌ≦０．１、
さらに、
０．０２≦Ｐ≦０．２０、    ０．１≦Ｃｕ≦２．０、
０．１≦Ｎｉ≦５．０、      ０．１≦Ｍｏ≦４．０、
０．００５≦Ｎｂ≦１．０、  ０．００５≦Ｖ≦２．０、
０．００５≦Ｔｉ≦１．０、  ０．０００１≦Ｂ≦０．０１
の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする前記（１）から（４）のいずれか１項に記載の疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手。
【００１０】
【作用】
以下に本発明を詳細に説明する。まず本発明における硬度差限定理由および疲労強度向上理由を述べる。
溶接継手部の疲労破壊は溶接止端で発生した疲労亀裂が伝播して生じる。止端近傍で最も応力集中の大きいところは、溶融境界（Ｆｕｓｉｏｎ  Ｌｉｎｅ）から０．１〜０．２mm程度溶接金属側に入ったところであり、この位置を中心にして止端で塑性変形が生じ、塑性変形に伴う表面での突き出し・引き込みがやがて疲労亀裂として発生・伝播するようになる。従来鋼の溶接止端は、母材と同等かそれ以上の硬度をもつ溶接金属と、粗大化したオーステナイトが焼入されたＨＡＺ粗粒域からなっており、ＨＡＺ粗粒域の硬度は母材および溶接金属に比べて相当高い。
【００１１】
一定応力が負荷された溶接継手では、一般に止端に応力が集中して塑性変形を生じるが、塑性変形した領域の外側は弾性変形域のため、止端近傍に限ってみれば一定変位を負荷された場合と同じ力学的状態になる。従って従来鋼の場合、止端での一定変位を満足するため、硬度（即ち強度）の低い溶接金属に塑性変形が集中し、大きな歪を生じて疲労亀裂の発生が容易になる。しかし本発明の溶接継手は、ＨＡＺ粗粒域の硬度を溶接金属の硬度とほぼ同じとしているため、一定変位は溶接金属とＨＡＺの両者で分担され、ひずみの集中は従来鋼に比べて大きくなく、疲労亀裂の発生を著しく抑制することができる。
【００１２】
そして本発明者らは、止端近傍の塑性変形領域の硬度と疲労強度の関係について検討を重ねた結果、図１に示すように止端の表面下０．５mm以内の位置で、溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲の硬度平均値と、溶融境界からＨＡＺへ１mmの範囲の最高硬度の差が１５以下であれば、特に継手疲労強度が向上することを突きとめた。溶接金属でのひずみ集中は、ＨＡＺ粗粒域との硬度差が小さければ小さいほど低減されるが、硬度測定に伴う誤差も含めて、本発明では上述の定義による硬度差が１５以下の継手について格段の疲労強度向上が認められた。
さらに上記硬度特性をそなえかつ、Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂのうちから１種または２種以上を適正範囲量添加した鋼板および溶接金属は疲労強度がさらに高くなることも見いだした。
【００１３】
次に本発明の溶接継手における、構造用鋼および溶接金属の成分限定理由を述べる。
Ｃは溶接止端近傍の硬度分布の均一化のため少なくすることが望ましく、０．３０％以下である必要があるが、強度確保のためには０．００１％以上は必要であるので０．００１〜０．３０％とする。
Ｓｉは脱酸のためには強度を確保するのに有用であり、０．０１％以上は必要であるが、２．００％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は２．００％以下とする。
【００１４】
Ｍｎは安価に強度を上げる元素として有用であり、強度確保のため０．０５％以上は必要であるが３．０％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は０．０５〜３．０％とする。
Ａｌは脱酸のため０．００１％以上必要であるが、０．１％超を添加すると鋼中および溶接金属中の介在物が多くなりすぎ、靭性を低下させるため０．１％を上限とする。
【００１５】
Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂはいずれも継手疲労特性を向上させる成分であり、溶接金属およびＨＡＺに影響してかかる疲労強度を向上させていると考えられる。この点でこれらの成分は同効成分であり、本発明ではこれらの成分を１種または２種以上含有させる。しかし、過剰の添加はいずれも鋼板材質を劣化させるので、Ｐは０．０２％以上０．２％以下、Ｃｕは０．１％以上２．０％以下、Ｎｉは０．１％以上５．０％以下、Ｍｏは０．１％以上４．０％以下、ＮｂとＴｉは０．００５％以上１．０％以下、Ｖは０．００５％以上２．０％以下、Ｂは０．０００１％以上０．０１％以下とする。なお、Ｐは通常の製鋼工程において、０．０２％未満は不可避的に鋼材に含まれる元素であるので、従来溶接継手よりも継手疲労強度を向上させるためには０．０２％以上の添加が必要である。
【００１６】
なお本発明におけるＮは、特開平２−１１５３５２号に示すように加工性を高めることを目的として０．００５０％以下に限定するものとは異なり、継手疲労強度に及ぼすＮの影響は小さいので、その成分範囲は特に限定するものではない。
また本発明におけるＣｕは、同じく特開平２−１１５３５２号に示すように継手引張強度向上を目的として０．８％以上に限定するものではなく、さらに特開平２−１９９３４２号に示すようにＴｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｃｒ，Ｎｉと同等の効果を示して１．０％以下に限定するものとは異なり、０．１〜２．０％の範囲であれば継手疲労強度を向上させることができる。
【００１７】
加えて特公平３−５６３０１号は、鋼板の未再結晶組織の面積率を５〜３０％と規定しているが、ＨＡＺ粗粒域は１５００℃付近まで加熱された領域であり、溶接前の鋼板の末再結晶組織の面積率が何％であろうともオーステナイト単相に戻されるため、本発明では特に末再結晶組織の割合を制限するものではない。
さらに本発明では、溶接方法、即ち入熱の違いによる疲労強度向上効果の違いが考えられるが、溶接は例え大入熱溶接や小入熱溶接であっても止端近傍の硬度分布が確保されれば、疲労強度には影響を及ぼさない。発明者らは溶接入熱と硬度分布について検討したところ、本発明継手は、被覆アーク溶接、ＣＯ2 ガス、Ａｒガス、およびＡｒとＣＯ2 の混合ガスなどを用いたガスシールド溶接のみに限るものではなく、サブマージアーク溶接、ＴＩＧ溶接など他のアーク溶接方法でも継手疲労強度が向上することを確認した。
【００１８】
即ち本発明の溶接継手は、溶接金属とＨＡＺの硬度差をなくすことにより塑性変形の集中を抑える効果によって継手疲労強度を著しく向上させたものである。本発明では構造用鋼の溶接継手について述べているが、厚鋼板および熱延鋼板に限るものではなく、鋼管継手についても同一効果が得られる。また、本発明は回し溶接継手、隅肉継手、突合せ継手など継手種類によらず疲労強度が向上する。
【００１９】
【実施例】
表１に示す成分を有する板厚２０mmの構造用鋼と溶接金属をもつ回し溶接継手および十字継手を製作した。表中の上段は鋼材、下段は溶接金属の成分、機械的性質を示す。さらに硬度は、鋼板表面下０．５mmの位置で、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠した方法で測定した（鋼材の場合は溶融境界からＨＡＺ側に１mmの範囲での最高硬度、溶接金属の場合は溶融境界から１mmの範囲での硬度の平均値）。
【００２０】
表中のＹＳは鋼材の降伏応力を、ＴＳは引張強さを、Ｅｌ．は破断伸びを、ＨＩは溶接入熱を示す。また、表中のΔＨｖは、溶接金属の硬度の平均値からＨＡＺの最高硬度を引いた値である。溶接方法はＣＯ2 アーク溶接を用いた。これらの溶接継手を室温、大気中で片振り疲労試験（応力比Ｒ＝０）を行った。各継手の試験片形状・寸法をそれぞれ図２および図３に示す。比較のため、硬度差、添加元素含有量などを本発明の範囲外に変化させた比較鋼の例も合わせて示した。
【表１】
0003793244.tif 000002
【００２１】
【表２】
0003793244.tif 000003
【００２２】
【表３】
0003793244.tif 000004
【００２３】
【表４】
0003793244.tif 000005
【００２４】
【表５】
0003793244.tif 000006
【００２５】
【表６】
0003793244.tif 000007
【００２６】
回し溶接継手および十字隅肉溶接継手の疲労試験結果を表１の右端欄に示す。疲労試験結果は、破断寿命が２×１０6 回に対応する疲労強度で示してある。溶接継手の疲労強度は、継手形式により異なるが、同一継手形式における疲労強度を比較すると、本発明溶接継手は、比較鋼継手に比べて疲労強度が向上している。１〜３０が本発明継手である。本発明継手のなかで最も疲労強度の低い継手２６でも、比較鋼継手に比べて約３０％疲労強度が向上している。また継手２７，２８は２６より向上しており、１〜２４は２７，２８よりさらに疲労強度が向上している。
【００２７】
【発明の効果】
本発明の溶接継手は、継手形式によらず広範囲に渡り溶接継手の疲労特性に優れている。従って疲労破壊が問題となる構造物での使用に際し、設計・施工面で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度を安定して得ることが可能であり、工業的にその効果は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】止端近傍の溶接金属およびＨＡＺの硬度測定差の図表。
【図２】（ａ），（ｂ）は本発明の実施例における回し溶接継手の試験片形状・寸法の説明図。
【図３】（ａ），（ｂ）は本発明の実施例における十字隅肉継手の試験片形状・寸法の説明図。
【図１】
0003793244.tif 000008
【図２】
0003793244.tif 000009
【図３】
0003793244.tif 000010