疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手、その溶接方法及び鋼構造物
【課題】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な疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手、その溶接方法及び鋼構造物を得る。
【解決手段】鋼を、質量%で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成とすると共に、溶接金属を、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０２００％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００３％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成とし、更に、溶接金属における少なくとも溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲を、平滑界面成長した凝固組織にする。
【解決手段】鋼を、質量%で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成とすると共に、溶接金属を、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０２００％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００３％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成とし、更に、溶接金属における少なくとも溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲を、平滑界面成長した凝固組織にする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、家電製品、建築構造物、船舶、橋梁、建設機械、各種プラント及びペンストック等の鋼構造物に使用される鋼アーク溶接継手のうち、疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手及びその溶接方法、並びにこの鋼アーク溶接継手を有する鋼構造物に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼母材の疲労強度はその強度の増加に伴い増加するが、アーク溶接された継手の疲労強度（以下、継手疲労強度ともいう。）は、鋼母材の強度を高めても向上しないことが実験により示されている。従って、高張力鋼をアーク溶接した継手の疲労強度は、低強度鋼をアーク溶接した継手の疲労強度と略同等であり、従来、疲労破壊が問題となる鋼構造物においては、高張力鋼を母材として使用しても設計強度を向上させることができなかった。このような状況に対して、溶接金属の凝固組織、更には溶接金属の元素及び組織等を改善する技術が検討され、開示されている（例えば、特許文献１〜５、非特許文献１及び２参照。）。
【０００３】
先ず、非特許文献１には、溶接金属の凝固組織に関連して、元素の濃度及び溶融金属内の温度分布の関係によって異なる凝固組織の形態が詳しく開示されている。また非特許文献２には、溶接金属の凝固組織の例が開示されている。更に、特許文献１には、溶接金属の凝固組織の種類及び寸法を規定した補修溶接方法が開示されている。
【０００４】
一方、特許文献２には、溶接金属の元素及び組織に関する発明のうち、溶接金属の元素及び組織を規定すると共に、鋼母材の元素及び溶接熱影響部の組織を規定した疲労強度に優れた溶接継手および溶接条件を既定した溶接方法が開示されている。また、特許文献３には、靱性の高い溶接金属を得ることを目的として、溶接金属のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｂ及びＮを規定し、かつ溶接金属の組織の９０％以上を極低炭素ベイナイト組織とする極低炭素系高張力鋼溶接継手の製造方法及び溶接鋼構造物が開示されている。
【０００５】
更に、特許文献４及び特許文献５には、継手疲労強度向上を目的として、溶接溶融境界近傍の溶接金属と溶接熱影響部との最高硬度の差、並びに溶接金属及び母材の元素を規定した構造用鋼溶接継手が開示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平７−７５８９３号公報
【特許文献２】特開平９−２２７９８７号公報
【特許文献３】特開２００２−１８０１８１号公報
【特許文献４】特開平７−１７１６７９号公報
【特許文献５】特開平１１−１０４８３８号公報
【非特許文献１】佐藤邦彦編、「溶接強度ハンドブック」、理工学社、１９８８年、ｐ．２−２７〜２−３３
【非特許文献２】沓名宗春，近藤康裕、「炭素鋼のレーザ溶接部の組織および硬さ変化に関する研究」、溶接学会全国大会講演概要集、第５７集、１９９５年１０月、ｐ．４２０〜４２１
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、前述の特許文献１〜５、非特許文献１及び２に記載の技術はいずれも、疲労亀裂の発生が容易しやすい溶接止端近傍の溶接金属における凝固組織についての検討がなされていないため、疲労強度が優れた鋼アーク溶接継手を安定して得ることができないという問題点がある。
【０００８】
本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、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な疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手、その溶接方法及び鋼構造物を得ることである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係る疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手は、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼と、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０２００％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００３％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接金属とからなり、前記溶接金属は、少なくとも溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲が、平滑界面成長した凝固組織であることを特徴とする。
【００１０】
この鋼アーク溶接継手における前記溶接金属は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１１】
また、前記鋼は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１２】
本発明に係る疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法は、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接材料を使用して溶接して、前述した鋼アーク溶接継手を得ることを特徴とする
【００１３】
この鋼アーク溶接継手の溶接方法では、前記溶接材料が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１４】
また、１０〜５０ｃｍ／分の溶接速度で溶接することもできる。その際、アーク溶接トーチ又は溶接棒を、溶接線に対して垂直な方向に周波数１〜４Ｈｚ、幅２〜６ｍｍで揺動させてもよい。
【００１５】
本発明に係る鋼構造物は、前述した鋼アーク溶接継手を有することを特徴とする。
【００１６】
なお、本発明の溶接方法は、鋼に１パスで溶接する場合のみならず、多層盛溶接金属の途中の溶接パスにも適用可能であるため、本発明の鋼アーク溶接継手における鋼には、鋼母材だけでなく、多層盛溶接途中の溶接金属及び溶接熱影響部も含むものとする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、鋼及び溶接金属の化学組成を規定すると共に、疲労亀裂の発生する止端近傍の凝固組織を、疲労亀裂の発生しにくい組織としているため、疲労破壊が問題となる鋼アーク溶接継手及び鋼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、工業的な価値が極めて高い発明であるといえる。更に、本発明の原理は、継手形式等の種類によらず、広範囲にわたって適用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。鋼アーク溶接継手に疲労荷重が負荷されると、溶接止端から疲労破壊が発生する。このように、溶接止端から疲労破壊が発生する原因は、溶接止端での応力集中及び残留応力が大きく、溶接金属がその応力に耐えられずに、容易に疲労亀裂を発生させることにある。
【００１９】
そこで、本発明者は、先ず、アーク溶接止端の組織と疲労亀裂発生挙動との関係について鋭意検討した。その結果、疲労亀裂のほとんどは、溶接熱影響部ではなく溶接金属から発生すること、及び疲労亀裂の発生のしやすさは溶接金属の凝固組織と密接に関係しており、凝固組織の種類によって疲労亀裂発生抵抗が異なることを知見した。即ち、凝固組織が、組成的過冷に伴って成長するセル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織である場合には、疲労亀裂の発生が容易であるのに対し、組成的過冷が無い場合に生じる平滑界面成長の組織の場合には、疲労亀裂が発生しにくいことを発見した。
【００２０】
図１（ａ）は本発明の鋼アーク溶接継手の溶接部を示す平面図であり、図１（ｂ）は図１（ａ）に示すＡ−Ａ線による断面図である。本発明者は、図１（ａ）及び（ｂ）に示す平滑界面成長する組織の溶接止端からの範囲１４について検討したところ、溶接金属における溶接止端から０．１ｍｍ以上の範囲が平滑界面成長の組織の場合、継手疲労強度の向上が著しく、また溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲にセル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織が混在すると、継手疲労強度の向上が小さくなることが判明した。これは、溶接止端の形状、ひいては溶接条件や姿勢及び溶接金属の組成等にも大きく依存するが、溶接止端で最も応力の高い位置が、少なくとも溶接止端よりも０．０５〜０．１ｍｍ程度溶接金属側に存在することによるものであることを発見した。
【００２１】
次に、この結果を受けて、本発明者は、溶接金属の凝固組織の形成条件について検討を行なった。溶接現象は急冷凝固現象であり、通常の炭素鋼、低合金鋼及び高合金鋼の溶接の場合には、大きな組成的過冷を伴ってセル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等を形成すること、更に、組成的過冷を防いで平滑界面成長の組織にするには、組成的過冷を生じやすい添加元素を極力減らすことが有効であることを知見した。
【００２２】
そして、本発明者は、溶接金属の主要元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌについて、組成的過冷を防ぐ添加量の上限を検討した。また、併せて、平滑界面成長の組織の状態で、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒのうちの１種又は２種以上を適正範囲量含有すると、溶接金属の固溶・析出強化機構による疲労強度向上効果が発現することも見出した。更に、本発明者は、凝固組織の成長速度に影響を及ぼすアーク溶接条件についても検討し、凝固組織の形成は溶接入熱よりも溶接速度の影響が大きく、平滑界面成長の組織が晶出しやすい溶接速度範囲が存在することを把握した。
【００２３】
先ず、本発明の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手（以下、単に鋼アーク溶接継手という）における溶接金属の成分限定理由について説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００２４】
Ｃ：０．０００１〜０．０２００％
Ｃは、強度を高める効果があるが、その含有量が０．０００１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接金属中のＣ含有量が０．０２００％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出する。よって、Ｃ含有量は０．０００１〜０．０２００％とする。
【００２５】
Ｓｉ：０．０１〜０．１２％
Ｓｉは、強度確保に有用な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＳｉ含有量が０．１２％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出する。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．１２％とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．０１〜０．４０％
Ｍｎは、安価に強度を上げる元素として有用である。しかしながら、溶接金属中のＭｎ含有量が０．０１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接金属中のＭｎ含有量が０．４０％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出する。よって、Ｍｎ含有量は０．０１〜０．４０％とする。
【００２７】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸元素である。しかしながら、溶接金属中のＡｌ含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％とする。
【００２８】
Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．００３％以下
Ｐ及びＳは、通常の製鋼工程で不可避的に含有される不純物元素であり、溶接金属中のＰ含有量が０．０３０％を超えるか、又はＳ含有量が０．００３％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出すると共に、溶接金属の割れを助長する。よって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に規制すると共に、Ｓ含有量を０．００３％以下に規制する。
【００２９】
また、本発明の鋼アーク溶接継手における溶接金属は、上記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒはいずれも、固溶強化機構及び析出強化機構を発揮し、鋼溶接継手の疲労特性を向上させる成分であり、この点でこれらは同効成分である。しかしながら、溶接金属中にこれらの元素が過剰に存在すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出するか、又は溶接金属の靭性が低下するため、これらの元素を添加する場合は、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％とする。なお、本発明の鋼アーク溶接継手の溶接金属における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００３０】
次に、本発明の鋼アーク溶接継手における鋼（母材）の成分限定理由について説明する。溶接時には溶接材料が溶融され、かつ鋼の一部も溶融されてこれらの溶融金属が高温で攪拌される結果、ほぼ均一な組成の溶接金属が形成される。従って、溶接金属の組成は、溶接材料及び鋼の組成に大きく依存しており、例えば、鋼の溶け込み、即ち、希釈率が小さく、かつ溶接材料の添加元素量が少ない場合には、鋼の元素濃度は高くても溶接によってかなり薄められて溶接金属を形成することになる。また、同じように鋼の溶け込み、即ち、希釈率が小さく、かつ溶接材料の添加元素量が大きい場合には、鋼の元素濃度は低くても高い濃度の溶接金属を形成することになる。このように、本発明者は種々の継手形式における希釈率を検討した上で、溶接金属の止端に平滑界面成長の凝固組織を得るための鋼の成分範囲を検討した。
【００３１】
Ｃ：０．０００１〜０．０６００％
Ｃは、強度を高める効果があるが、その含有量が０．０００１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、鋼中のＣ含有量が０．０６００％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．０００１〜０．０６００％とする。
【００３２】
Ｓｉ：０．０１〜０．３６％
Ｓｉは、強度確保に有用な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、鋼に０．３６％を超えてＳｉを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３６％とする。
【００３３】
Ｍｎ：０．０１〜１．２０％
Ｍｎは、安価に強度を上げる元素として有用であるが、その含有量が０．０１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、鋼に１．２０％を超えてＭｎを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｍｎ含有量は０．０１〜１．２０％とする。
【００３４】
Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．００９％以下
Ｐ及びＳは、通常の製鋼工程で不可避的に含有される不純物であり、鋼中のＰ含有量が０．０３０％を超えるか、又はＳ含有量が０．００９％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなるか、又は溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に規制すると共に、Ｓ含有量を０．００９％以下に規制する。
【００３５】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸元素であるが、その含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、鋼中のＡｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％とする。
【００３６】
また、本発明の鋼アーク溶接継手における鋼は、上記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒはいずれも、固溶強化機構及び析出強化機構を発揮して鋼アーク溶接継手の疲労特性を向上させる成分であり、この点でこれらは同効成分である。しかしながら、鋼にこれらの元素を過剰に添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出するか、又は溶接金属の靭性が著しく低下するため、これらの元素を添加する場合は、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％とする。なお、本発明の鋼アーク溶接継手の鋼における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００３７】
以下、上述した鋼アーク溶接継手を得るための溶接方法、即ち、本発明の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法（以下、単に溶接方法という）について説明する。
【００３８】
溶接時には溶接材料が溶融されると共に、鋼の一部も溶融され、これらの溶融金属が高温で攪拌される結果、ほぼ均一な組成の溶接金属が形成される。従って、溶接金属の組成は、溶接材料及び鋼の組成に大きく依存しており、例えば鋼の溶け込み、即ち希釈率が大きく、かつ鋼の添加元素量が少ない場合には、溶接材料の元素濃度が高くても溶接により薄められて溶接金属を形成することになる。同様に、希釈率が大きく、かつ鋼の添加元素量が大きい場合には、溶接材料の元素濃度が低くても、濃度の高い溶接金属が形成される。このように、本発明者は種々の継手形式における希釈率を検討した上で、溶接金属の止端に平滑界面成長の凝固組織を得るための溶接材料の好ましい成分範囲について検討し、本発明に至った。先ず、本発明の溶接方法で使用する溶接材料の成分限定理由について説明する。
【００３９】
Ｃ：０．０００１〜０．０６００％
上述したように、Ｃは、強度を高める効果がある。しかしながら、溶接材料中のＣ含有量が０．０００１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接材料中のＣ含有量が０．０６００％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．０００１〜０．０６００％とする。
【００４０】
Ｓｉ：０．０１〜０．３６％
Ｃと同様に、Ｓｉも、強度確保に有用な元素であるが、溶接材料中のＳｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、溶接材料に０．３６％を超えてＳｉを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３６％とする。
【００４１】
Ｍｎ：０．０１〜１．２０％
Ｍｎは、安価に強度を上げるために有用な元素である。しかしながら、溶接材料中のＭｎ含有量が０．０１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接材料に１．２０％を超えてＭｎを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｍｎ含有量は０．０１〜１．２０％とする。
【００４２】
Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．００９％以下
Ｐ及びＳは、通常の製鋼工程で不可避的に含有される不純物元素である。そして、溶接材料中のＰ含有量が０．０３０％を超えるか、又はＳ含有量が０．００９％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなるか、又は溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下に規制し、Ｓ含有量は０．００９％以下に規制する。
【００４３】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸元素である。しかしながら、溶接材料中のＡｌ含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られず、また、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％とする。
【００４４】
また、本発明の溶接方法においては、溶接材料が前記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒはいずれも、固溶強化機構及び析出強化機構を発揮して、鋼アーク溶接継手の疲労特性を向上させる成分であり、この点でこれらは同効成分である。しかしながら、これらの元素を過剰に添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなるか、又は溶接金属の靭性が低下するため、溶接材料にこれらの元素を添加する場合は、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％とする。
【００４５】
なお、本発明の溶接方法で使用する溶接材料における上記以外の成分、即ち、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、本発明の溶接方法における鋼及び溶接材料中には酸化物及び窒化物等の状態で種々の元素が添加されており、不可避的にＮ及びＯが含まれているが、これらの元素を通常の添加範囲内含有している場合、疲労強度に及ぼす影響は小さいため、本発明においてはその成分範囲は特に限定するものではない。
【００４６】
一方、本発明の溶接方法は、アーク溶接方法及び溶接入熱の違いによって溶融池内の温度勾配が変化し、凝固組織に影響を及ぼして疲労強度向上効果に違いが出ることが考えられるため、本発明者は、アーク溶接における溶接条件を種々に変えて止端近傍の凝固組織の検討を行なった。その結果、各溶接条件のうち、溶接電流及びアーク電圧の影響は比較的小さいが、溶接速度によって凝固組織が変化することが判明し、溶接速度が１０〜５０ｃｍ／分の範囲のときに、特に、平滑界面成長の組織を晶出しやすいことが判明した。
【００４７】
鋼及び溶接材料の組成にも大きく依存するが、溶接速度が５０ｃｍ／分を超えると、止端近傍の溶融池内の温度勾配が小さくなり、止端近傍で組成的過冷が生じやすくなる。その結果、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。また、溶接速度が１０ｃｍ／分未満の場合、温度勾配が大きく、組成的過冷が生じる可能性は小さくなるが、溶接速度が遅いため、溶接金属が盛り上がって止端形状の悪いビードになり、疲労強度が低下する。本発明においては、このような理由から、好ましい溶接速度を１０〜５０ｃｍ／分とする。但し、溶接速度が上述した範囲から外れていても、鋼及び溶接材料の成分によっては平滑界面成長の組織が得られるため、本発明の効果が大きく低減するわけではない。
【００４８】
また、本発明者は、特に温度勾配を大きく保ちつつ止端形状が良好なビードを得る方法について検討を行った。図２は溶接時の溶接トーチ又は溶接棒の位置の軌跡を示す図である。本発明者の検討の結果、図２に示すように、溶接トーチ又は溶接棒の位置が、周波数１〜４Ｈｚ、幅２〜６ｍｍで溶接線１５と交差するような軌跡１７をとるように溶接すること、即ち、溶接トーチ又は溶接棒を、周波数を１〜４Ｈｚ、揺動幅１６を２〜６ｍｍとして、溶接方向１８に対してほぼ垂直な方向に揺動させながら溶接することが極めて効果的であることを見出した。この方法を適用することにより、溶接ビードが幅方向に広がり、溶接中央部で盛り上がることなく良好なビード形状が得られる。その際、揺動時の周波数及び揺動幅は、鋼及び溶接材料の組成に大きく依存するため、これらの組成に応じて適宜設定することができるが、周波数が１Ｈｚよりも小さいとビード中央が盛り上がることがあり、また、周波数が４Ｈｚよりも大きいとビードが周波数に対応して波打った形状になるため、止端の応力集中が大きくなることがあり、高い疲労強度が得られにくくなる。一方、揺動幅１６が２ｍｍよりも小さいと、周波数が４Ｈｚを超えた場合と同様にビード中央部が盛り上がった形状となることがある。また、揺動幅が６ｍｍよりも大きいとビードが広がる傾向にあり、温度勾配もやや大きくなるため、凝固が促進され、組成的過冷が発生しやすくなる。その結果、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。なお、溶接トーチ及び溶接棒を揺動させる際の軌跡は特に限定するものではなく、図２に示す軌跡１７以外にも、図３に示すような軌跡１７ａ、及び図４に示すような軌跡１７ｂ等とすることができる。
【００４９】
更に、本発明におけるアーク溶接方法としては、ＴＩＧ溶接、被覆アーク溶接、並びに、シールドガスとしてＣＯ２ガス、Ａｒガス及びＡｒとＣＯ２との混合ガス等を使用したガスシールド溶接に限るものではなく、サブマージアーク溶接等の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ている。但し、サブマージアーク溶接においては、消耗電極のみならず、フラックスに含有される金属及び金属化合物の添加量並びに消費量が、溶接金属の成分に大きく影響するため、使用するフラックスの元素を消耗電極の添加元素に加味して本発明を適用することにより、疲労強度の高い継手が得られる。
【００５０】
更にまた、本発明において対象としている鋼母材は、薄鋼板及び厚鋼板に限るものではなく、鋼管、棒鋼及び形鋼等の各種鋼材、並びに鋳鋼及び鍛鋼等の溶接継手についても同一効果が得られる。更にまた、本発明の溶接方法によれば、回し溶接継手、すみ肉継手、突合せ継手及び肉盛溶接継手等、継手種類によらず疲労強度を向上させることができる。
【００５１】
更にまた、前述した本発明の鋼アーク溶接継手及び本発明の溶接方法を、鋼構造物に適用することにより、設計・施工面で特別な配慮を必要とせずに、高い疲労強度を安定して得ることができる。
【００５２】
なお、前述した従来技術のうち、非特許文献１には、以下に示すような溶接金属凝固時の添加元素の濃度分布と凝固組織との関係が詳細に記載されている。図５は組成的過冷を示す図である。図５に示すように、同一温度で平衡する固相の元素濃度が液相よりも小さい元素が添加されている場合、凝固過程において液相中に添加元素濃度分布１３が生じて、固相と液相の界面近傍は公称濃度１０よりも高濃度になり、この濃度分布１３と平衡する液相の温度分布８が液相線１１に基づいて定まる。この温度分布８が実際の温度分布７より高い領域が組成的過冷９と呼ばれ、この組成的過冷９の大きさによって凝固組織が大きく異なることが示されている。
【００５３】
図６は平滑界面成長凝固組織を示す図であり、図７はセル状界面成長凝固組織を示す図であり、図８はセル樹枝状界面成長凝固組を示す図であり、図９は柱状樹枝状界面成長凝固組織を示す図であり、図１０は等軸樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。図６〜１０に示すように、凝固組織の形態は、組成的過冷９の程度が大きくなるに従い、平滑界面成長３、セル状界面成長３ａ、セル樹枝状界面成長３ｂ、柱状樹枝状界面成長３ｃ、等軸樹枝状成長３ｄの順に、各組織になることが示されている。図６に示す平滑界面成長の凝固組織３は、上述した組成的過冷９が生じない条件で母材１から成長する平滑な組織である。また、図７のセル状界面成長の組織、図８のセル樹枝状界面成長の組織、図９の柱状樹枝状界面成長の組織、及び図１０の等軸樹枝状成長の組織は、いずれも組成的過冷９が存在する場合に発生する組織である。
【００５４】
一方、本発明において規定している平滑界面成長の組織は、従来、純アルミニウム等の非鉄金属、又は鉄合金の溶接止端のごく狭い領域では示されているものの、低炭素鋼及び低合金鋼の溶接止端において、０．１ｍｍ以上の幅で示されているものは無い。
【００５５】
また、非特許文献２に示すように、レーザー溶接のような高エネルギー密度の溶接では、液相中で急峻な温度分布７を持つため、低炭素鋼の溶接部に平滑界面成長の組織が得られる。しかしながら、非特許文献２には、本発明で対象としているアーク溶接では、溶接止端で０．１ｍｍ以上の幅を有する平滑界面成長の組織は示されていない。
【００５６】
更に、特許文献１では、亀裂状欠陥の発生した構造物の補修方法として、欠陥を再溶融した部分を樹枝状結晶となるように凝固させる方法が開示されているが、図９に示すように樹枝状界面成長の組織は、本発明で規定している図６の平滑界面成長の組織よりも組成的過冷９の大きな場合に生じる組織であり、この点で本発明とは異なる発明である。
【００５７】
更にまた、特許文献２では、溶接金属のＣ含有量が０．０２％以上と多く、また溶接割れ防止の観点からＳ含有量の上限が規定されているものの、実施例に示される添加量は本発明で規定するＳ含有量より多いため、組成的過冷９が大きくなり、本発明の凝固組織が得られない点で、本発明とは異なる発明である。
【００５８】
更にまた、特許文献３では、溶接金属の靭性低下の観点からＳｉ及びＭｎの含有量の上限が規定されているが、実施例に示されている含有量は本発明の範囲より高く、本発明の凝固組織が得られない。また、Ｍｎの好ましい含有量についても本発明の範囲より多すぎるため、本発明より組成的過冷の大きな組織しか得られず、本発明とは異なる発明である。
【００５９】
特許文献４及び特許文献５では、Ｃ含有量は硬度分布の均一化の観点から、Ｓｉ及びＭｎの含有量は溶接性確保の観点から、夫々上限が規定されているが、実施例に示される溶接金属のＣ、Ｓｉ及びＭｎの含有量の組み合わせは本発明の範囲外にあり、本発明よりも組成的過冷の大きな凝固組織しか得られない点で、本発明とは異なる発明である。
【００６０】
このように、前述した特許文献１〜５、非特許文献１及び２に記載の従来の技術においては、疲労亀裂の発生が容易しやすい溶接止端近傍の溶接金属における凝固組織についての検討がなされていないため、この部分が平滑界面成長するとは限らず、高い疲労強度を安定して得ることはできない。これに対して、本発明においては、鋼及び溶接金属の化学組成を規定すると共に、疲労亀裂が発生しやすい溶接止端近傍の溶接金属を平滑界面成長した凝固組織としているため、高い疲労強度を安定して得ることができる。
【実施例】
【００６１】
以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。鋼として下記表１〜４に示す化学組成で、板厚が２．３ｍｍの薄鋼板を使用し、下記表１〜４に示す化学組成で、直径が１．２ｍｍのＣＯ２アーク溶接用溶接材料を使用し、下記表１〜４に示す溶接速度で、溶接の層数を１、溶接電流を１００Ａ、溶接電圧を１５Ｖとしてアーク溶接し、重ね隅肉溶接継手を製作した。そして、各継手の溶接金属について、溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲に含まれる凝固組織を調べた。凝固組織の観察は、飽和ピクリン酸水溶液に５質量％の分量の界面活性剤（ライオン製 ライボンＦ）を加えたものを腐食液とし、室温で１０〜３０分間腐食した後、光学顕微鏡にて１０〜１００倍の倍率で観察する方法で行った。次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各継手から図１１に示す形状及び寸法の重ね隅肉溶接継手疲労試験片を製作し、この試験片を使用して種々の応力範囲、即ち、止端での公称曲げ応力の範囲を種々に変えた曲げ荷重による疲労試験を行って破断寿命を求めた。そして、これらのデータを直線回帰して、破断寿命が２００万回となる疲労強度を求めた。以上の結果を下記表１〜４に併せて示す。なお、下記表１〜４に示す化学組成は、上段が溶接金属、中段が鋼、下段が溶接材料であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。また、下記表３及び表４における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
【表３】
【００６５】
【表４】
【００６６】
上記表１〜４に示すように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３２の継手はいずれも、止端から０．１ｍｍまでの範囲の溶接金属の凝固組織が平滑界面成長組織となっており、本発明の実施例の継手である。これらの実施例の継手は、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．４２の比較例の継手に比べて疲労強度が２０％以上向上しており、本発明の継手及び本発明の溶接方法による継手が疲労強度向上に有効であることがわかった。
【００６７】
上記表１〜３に示す実施例の継手のうちＮｏ．１及びＮｏ．２の継手は、請求項１の範囲の化学組成を有する継手であり、Ｎｏ．３〜Ｎｏ.２２の継手は、溶接金属に請求項２で規定している添加元素を含まれている継手である。これらＮｏ．３〜Ｎｏ.２２の継手は、Ｎｏ．１及びＮｏ．２の継手に比べて、更に１０％程度の疲労強度向上が確認され、これらの元素の添加が疲労強度向上にさらに有効であることが確認された。また、Ｎｏ．１及びＮｏ．２の継手は請求項４で規定している溶接材料を使用し、Ｎｏ．３〜Ｎｏ.２２の継手は請求項５で規定している溶接材料を使用したものである。
【００６８】
一方、上記表４に示す比較例Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．４２の継手は、いずれも溶接金属における溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲の組織が、柱状樹枝状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、平滑界面成長組織にセル状界面成長組織が混在した組織、セル状界面成長組織にセル樹枝状界面成長組織が混在した組織、セル樹枝状界面成長組織に柱状樹枝状界面成長組織が混在した組織、及び柱状樹枝状界面成長組織に等軸樹枝状成長組織が混在した組織であった。これらの継手のうち、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．３８の継手はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌのいずれかの含有量が、本発明の範囲から外れているため、実施例Ｎｏ．１及びＮｏ．２の継手に比べて、疲労強度が低かった。また、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．３８の継手は溶接金属又は鋼において、添加元素の範囲が本発明の範囲から外れているため、前述の実施例の継手に比べて、疲労強度が低かった。特に、Ｎｏ．３６及びＮｏ．３８の継手は、夫々Ｐ及びＡｌの含有量が本発明の範囲を超えているため、溶接金属の靭性が低く、このことが疲労強度が向上しない一因であった。
【００６９】
上記表３に示す実施例Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．３２の継手は、溶接速度の影響を比較したものである。溶接速度が、請求項６で規定した範囲から外れたＮｏ．２３、Ｎｏ．３１及びＮｏ．３２の継手は、疲労強度が比較例の継手に対して２０％増加した程度であるが、溶接速度を請求項６の範囲内としたＮｏ．２４、Ｎｏ．２９及びＮｏ．３０の継手は、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１及びＮｏ．３２の継手よりも更に１０％程度高い疲労強度が得られ、溶接速度を請求項６で規定している範囲内にすることは、疲労強度の向上にさらに有効であることが確認された。また、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２９及びＮｏ．３０の継手の溶接金属は、溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲よりも更に広い範囲、具体的には、溶接止端から０．５〜１．０ｍｍの位置まで、平滑界面成長の組織が発生していることを確認した。更に、Ｎｏ．２３の継手は、溶接ビードが盛り上がり、応力集中が極めて大きな止端形状の継手であることも確認した。
【００７０】
また、実施例Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．１８及びＮｏ．２４〜Ｎｏ．２８の継手は、溶接トーチを溶接方向に対して垂直の方向に揺動させたときの影響を比較したものである。揺動条件が、請求項７で規定した範囲にあるＮｏ．１２、Ｎｏ．１７及びＮｏ．１８の継手は夫々、揺動させていないＮｏ．１１及びＮｏ．１６の継手に比べて、更に疲労強度が向上していることが確認された。また、揺動条件が請求項７で規定した範囲から外れたＮｏ．２５、Ｎｏ．２７及びＮｏ．２８の継手は、Ｎｏ．２４の継手に対する疲労強度向上効果はわずかであるが、揺動条件を請求項７の範囲内としたＮｏ．２６の継手では、更に大幅な疲労強度向上効果が認められた。これにより、揺動条件を請求項７で規定した範囲内とすることは、疲労強度の向上に更に有効であることが確認された。
【００７１】
このように、本発明の鋼アーク溶接継手及び溶接方法は、継手疲労強度向上に有効であることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】（ａ）は本発明の鋼アーク溶接継手の溶接部を示す平面図であり、（ｂ）は（ａ）に示すＡ−Ａ線による断面図である。
【図２】溶接トーチ又は溶接棒の位置の軌跡を示す図である。
【図３】溶接トーチ又は溶接棒の位置の他の軌跡を示す図である。
【図４】溶接トーチ又は溶接棒の位置の他の軌跡を示す図である。
【図５】組成的過冷を示す図である。
【図６】平滑界面成長凝固組織を示す図である。
【図７】セル状界面成長凝固組織を示す図である。
【図８】セル樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。
【図９】柱状樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。
【図１０】等軸樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。
【図１１】本発明の実施例における重ね隅肉継手の試験片形状及び寸法を示す図である。
【符号の説明】
【００７３】
１ 鋼（母材）
２ 溶接金属
３ 凝固組織（平滑界面成長組織）
３ａ 凝固組織（セル状界面成長組織）
３ｂ 凝固組織（セル樹枝状界面成長組織）
３ｃ 凝固組織（柱状樹枝状界面成長組織）
３ｄ 凝固組織（等軸樹枝状成長組織）
４ 液相
５ 固相−液相界面
６ 溶接止端
７ 液相中の温度分布
８ 液相の元素濃度と平衡する液相線の温度分布
９ 組成的過冷領域
１０ 添加元素の公称濃度
１１ 平衡状態図の液相線
１２ 平衡状態図の固相線
１３ 液相中の元素濃度分布
１４ 溶接止端から溶接金属方向の距離（範囲）
１５ 溶接線
１６ 揺動幅
１７、１７ａ、１７ｂ 溶接トーチ又は溶接棒の位置の軌跡
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、家電製品、建築構造物、船舶、橋梁、建設機械、各種プラント及びペンストック等の鋼構造物に使用される鋼アーク溶接継手のうち、疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手及びその溶接方法、並びにこの鋼アーク溶接継手を有する鋼構造物に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼母材の疲労強度はその強度の増加に伴い増加するが、アーク溶接された継手の疲労強度（以下、継手疲労強度ともいう。）は、鋼母材の強度を高めても向上しないことが実験により示されている。従って、高張力鋼をアーク溶接した継手の疲労強度は、低強度鋼をアーク溶接した継手の疲労強度と略同等であり、従来、疲労破壊が問題となる鋼構造物においては、高張力鋼を母材として使用しても設計強度を向上させることができなかった。このような状況に対して、溶接金属の凝固組織、更には溶接金属の元素及び組織等を改善する技術が検討され、開示されている（例えば、特許文献１〜５、非特許文献１及び２参照。）。
【０００３】
先ず、非特許文献１には、溶接金属の凝固組織に関連して、元素の濃度及び溶融金属内の温度分布の関係によって異なる凝固組織の形態が詳しく開示されている。また非特許文献２には、溶接金属の凝固組織の例が開示されている。更に、特許文献１には、溶接金属の凝固組織の種類及び寸法を規定した補修溶接方法が開示されている。
【０００４】
一方、特許文献２には、溶接金属の元素及び組織に関する発明のうち、溶接金属の元素及び組織を規定すると共に、鋼母材の元素及び溶接熱影響部の組織を規定した疲労強度に優れた溶接継手および溶接条件を既定した溶接方法が開示されている。また、特許文献３には、靱性の高い溶接金属を得ることを目的として、溶接金属のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｂ及びＮを規定し、かつ溶接金属の組織の９０％以上を極低炭素ベイナイト組織とする極低炭素系高張力鋼溶接継手の製造方法及び溶接鋼構造物が開示されている。
【０００５】
更に、特許文献４及び特許文献５には、継手疲労強度向上を目的として、溶接溶融境界近傍の溶接金属と溶接熱影響部との最高硬度の差、並びに溶接金属及び母材の元素を規定した構造用鋼溶接継手が開示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平７−７５８９３号公報
【特許文献２】特開平９−２２７９８７号公報
【特許文献３】特開２００２−１８０１８１号公報
【特許文献４】特開平７−１７１６７９号公報
【特許文献５】特開平１１−１０４８３８号公報
【非特許文献１】佐藤邦彦編、「溶接強度ハンドブック」、理工学社、１９８８年、ｐ．２−２７〜２−３３
【非特許文献２】沓名宗春，近藤康裕、「炭素鋼のレーザ溶接部の組織および硬さ変化に関する研究」、溶接学会全国大会講演概要集、第５７集、１９９５年１０月、ｐ．４２０〜４２１
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、前述の特許文献１〜５、非特許文献１及び２に記載の技術はいずれも、疲労亀裂の発生が容易しやすい溶接止端近傍の溶接金属における凝固組織についての検討がなされていないため、疲労強度が優れた鋼アーク溶接継手を安定して得ることができないという問題点がある。
【０００８】
本発明は、上述した問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、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な疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手、その溶接方法及び鋼構造物を得ることである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明に係る疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手は、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼と、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０２００％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００３％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接金属とからなり、前記溶接金属は、少なくとも溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲が、平滑界面成長した凝固組織であることを特徴とする。
【００１０】
この鋼アーク溶接継手における前記溶接金属は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１１】
また、前記鋼は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１２】
本発明に係る疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法は、質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接材料を使用して溶接して、前述した鋼アーク溶接継手を得ることを特徴とする
【００１３】
この鋼アーク溶接継手の溶接方法では、前記溶接材料が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１４】
また、１０〜５０ｃｍ／分の溶接速度で溶接することもできる。その際、アーク溶接トーチ又は溶接棒を、溶接線に対して垂直な方向に周波数１〜４Ｈｚ、幅２〜６ｍｍで揺動させてもよい。
【００１５】
本発明に係る鋼構造物は、前述した鋼アーク溶接継手を有することを特徴とする。
【００１６】
なお、本発明の溶接方法は、鋼に１パスで溶接する場合のみならず、多層盛溶接金属の途中の溶接パスにも適用可能であるため、本発明の鋼アーク溶接継手における鋼には、鋼母材だけでなく、多層盛溶接途中の溶接金属及び溶接熱影響部も含むものとする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、鋼及び溶接金属の化学組成を規定すると共に、疲労亀裂の発生する止端近傍の凝固組織を、疲労亀裂の発生しにくい組織としているため、疲労破壊が問題となる鋼アーク溶接継手及び鋼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、工業的な価値が極めて高い発明であるといえる。更に、本発明の原理は、継手形式等の種類によらず、広範囲にわたって適用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。鋼アーク溶接継手に疲労荷重が負荷されると、溶接止端から疲労破壊が発生する。このように、溶接止端から疲労破壊が発生する原因は、溶接止端での応力集中及び残留応力が大きく、溶接金属がその応力に耐えられずに、容易に疲労亀裂を発生させることにある。
【００１９】
そこで、本発明者は、先ず、アーク溶接止端の組織と疲労亀裂発生挙動との関係について鋭意検討した。その結果、疲労亀裂のほとんどは、溶接熱影響部ではなく溶接金属から発生すること、及び疲労亀裂の発生のしやすさは溶接金属の凝固組織と密接に関係しており、凝固組織の種類によって疲労亀裂発生抵抗が異なることを知見した。即ち、凝固組織が、組成的過冷に伴って成長するセル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織である場合には、疲労亀裂の発生が容易であるのに対し、組成的過冷が無い場合に生じる平滑界面成長の組織の場合には、疲労亀裂が発生しにくいことを発見した。
【００２０】
図１（ａ）は本発明の鋼アーク溶接継手の溶接部を示す平面図であり、図１（ｂ）は図１（ａ）に示すＡ−Ａ線による断面図である。本発明者は、図１（ａ）及び（ｂ）に示す平滑界面成長する組織の溶接止端からの範囲１４について検討したところ、溶接金属における溶接止端から０．１ｍｍ以上の範囲が平滑界面成長の組織の場合、継手疲労強度の向上が著しく、また溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲にセル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織が混在すると、継手疲労強度の向上が小さくなることが判明した。これは、溶接止端の形状、ひいては溶接条件や姿勢及び溶接金属の組成等にも大きく依存するが、溶接止端で最も応力の高い位置が、少なくとも溶接止端よりも０．０５〜０．１ｍｍ程度溶接金属側に存在することによるものであることを発見した。
【００２１】
次に、この結果を受けて、本発明者は、溶接金属の凝固組織の形成条件について検討を行なった。溶接現象は急冷凝固現象であり、通常の炭素鋼、低合金鋼及び高合金鋼の溶接の場合には、大きな組成的過冷を伴ってセル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等を形成すること、更に、組成的過冷を防いで平滑界面成長の組織にするには、組成的過冷を生じやすい添加元素を極力減らすことが有効であることを知見した。
【００２２】
そして、本発明者は、溶接金属の主要元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌについて、組成的過冷を防ぐ添加量の上限を検討した。また、併せて、平滑界面成長の組織の状態で、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒのうちの１種又は２種以上を適正範囲量含有すると、溶接金属の固溶・析出強化機構による疲労強度向上効果が発現することも見出した。更に、本発明者は、凝固組織の成長速度に影響を及ぼすアーク溶接条件についても検討し、凝固組織の形成は溶接入熱よりも溶接速度の影響が大きく、平滑界面成長の組織が晶出しやすい溶接速度範囲が存在することを把握した。
【００２３】
先ず、本発明の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手（以下、単に鋼アーク溶接継手という）における溶接金属の成分限定理由について説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００２４】
Ｃ：０．０００１〜０．０２００％
Ｃは、強度を高める効果があるが、その含有量が０．０００１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接金属中のＣ含有量が０．０２００％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出する。よって、Ｃ含有量は０．０００１〜０．０２００％とする。
【００２５】
Ｓｉ：０．０１〜０．１２％
Ｓｉは、強度確保に有用な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、溶接金属中のＳｉ含有量が０．１２％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出する。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．１２％とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．０１〜０．４０％
Ｍｎは、安価に強度を上げる元素として有用である。しかしながら、溶接金属中のＭｎ含有量が０．０１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接金属中のＭｎ含有量が０．４０％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出する。よって、Ｍｎ含有量は０．０１〜０．４０％とする。
【００２７】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸元素である。しかしながら、溶接金属中のＡｌ含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の靭性が劣化する。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％とする。
【００２８】
Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．００３％以下
Ｐ及びＳは、通常の製鋼工程で不可避的に含有される不純物元素であり、溶接金属中のＰ含有量が０．０３０％を超えるか、又はＳ含有量が０．００３％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出すると共に、溶接金属の割れを助長する。よって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に規制すると共に、Ｓ含有量を０．００３％以下に規制する。
【００２９】
また、本発明の鋼アーク溶接継手における溶接金属は、上記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒはいずれも、固溶強化機構及び析出強化機構を発揮し、鋼溶接継手の疲労特性を向上させる成分であり、この点でこれらは同効成分である。しかしながら、溶接金属中にこれらの元素が過剰に存在すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出するか、又は溶接金属の靭性が低下するため、これらの元素を添加する場合は、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％とする。なお、本発明の鋼アーク溶接継手の溶接金属における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００３０】
次に、本発明の鋼アーク溶接継手における鋼（母材）の成分限定理由について説明する。溶接時には溶接材料が溶融され、かつ鋼の一部も溶融されてこれらの溶融金属が高温で攪拌される結果、ほぼ均一な組成の溶接金属が形成される。従って、溶接金属の組成は、溶接材料及び鋼の組成に大きく依存しており、例えば、鋼の溶け込み、即ち、希釈率が小さく、かつ溶接材料の添加元素量が少ない場合には、鋼の元素濃度は高くても溶接によってかなり薄められて溶接金属を形成することになる。また、同じように鋼の溶け込み、即ち、希釈率が小さく、かつ溶接材料の添加元素量が大きい場合には、鋼の元素濃度は低くても高い濃度の溶接金属を形成することになる。このように、本発明者は種々の継手形式における希釈率を検討した上で、溶接金属の止端に平滑界面成長の凝固組織を得るための鋼の成分範囲を検討した。
【００３１】
Ｃ：０．０００１〜０．０６００％
Ｃは、強度を高める効果があるが、その含有量が０．０００１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、鋼中のＣ含有量が０．０６００％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．０００１〜０．０６００％とする。
【００３２】
Ｓｉ：０．０１〜０．３６％
Ｓｉは、強度確保に有用な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、鋼に０．３６％を超えてＳｉを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３６％とする。
【００３３】
Ｍｎ：０．０１〜１．２０％
Ｍｎは、安価に強度を上げる元素として有用であるが、その含有量が０．０１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、鋼に１．２０％を超えてＭｎを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｍｎ含有量は０．０１〜１．２０％とする。
【００３４】
Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．００９％以下
Ｐ及びＳは、通常の製鋼工程で不可避的に含有される不純物であり、鋼中のＰ含有量が０．０３０％を超えるか、又はＳ含有量が０．００９％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなるか、又は溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に規制すると共に、Ｓ含有量を０．００９％以下に規制する。
【００３５】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸元素であるが、その含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、鋼中のＡｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％とする。
【００３６】
また、本発明の鋼アーク溶接継手における鋼は、上記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒはいずれも、固溶強化機構及び析出強化機構を発揮して鋼アーク溶接継手の疲労特性を向上させる成分であり、この点でこれらは同効成分である。しかしながら、鋼にこれらの元素を過剰に添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出するか、又は溶接金属の靭性が著しく低下するため、これらの元素を添加する場合は、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％とする。なお、本発明の鋼アーク溶接継手の鋼における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００３７】
以下、上述した鋼アーク溶接継手を得るための溶接方法、即ち、本発明の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法（以下、単に溶接方法という）について説明する。
【００３８】
溶接時には溶接材料が溶融されると共に、鋼の一部も溶融され、これらの溶融金属が高温で攪拌される結果、ほぼ均一な組成の溶接金属が形成される。従って、溶接金属の組成は、溶接材料及び鋼の組成に大きく依存しており、例えば鋼の溶け込み、即ち希釈率が大きく、かつ鋼の添加元素量が少ない場合には、溶接材料の元素濃度が高くても溶接により薄められて溶接金属を形成することになる。同様に、希釈率が大きく、かつ鋼の添加元素量が大きい場合には、溶接材料の元素濃度が低くても、濃度の高い溶接金属が形成される。このように、本発明者は種々の継手形式における希釈率を検討した上で、溶接金属の止端に平滑界面成長の凝固組織を得るための溶接材料の好ましい成分範囲について検討し、本発明に至った。先ず、本発明の溶接方法で使用する溶接材料の成分限定理由について説明する。
【００３９】
Ｃ：０．０００１〜０．０６００％
上述したように、Ｃは、強度を高める効果がある。しかしながら、溶接材料中のＣ含有量が０．０００１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接材料中のＣ含有量が０．０６００％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｃ含有量は０．０００１〜０．０６００％とする。
【００４０】
Ｓｉ：０．０１〜０．３６％
Ｃと同様に、Ｓｉも、強度確保に有用な元素であるが、溶接材料中のＳｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が得られない。一方、溶接材料に０．３６％を超えてＳｉを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３６％とする。
【００４１】
Ｍｎ：０．０１〜１．２０％
Ｍｎは、安価に強度を上げるために有用な元素である。しかしながら、溶接材料中のＭｎ含有量が０．０１％未満の場合、十分な強度を確保することができない。一方、溶接材料に１．２０％を超えてＭｎを添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。よって、Ｍｎ含有量は０．０１〜１．２０％とする。
【００４２】
Ｐ：０．０３０％以下，Ｓ：０．００９％以下
Ｐ及びＳは、通常の製鋼工程で不可避的に含有される不純物元素である。そして、溶接材料中のＰ含有量が０．０３０％を超えるか、又はＳ含有量が０．００９％を超えると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなるか、又は溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ｐ含有量は０．０３０％以下に規制し、Ｓ含有量は０．００９％以下に規制する。
【００４３】
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸元素である。しかしながら、溶接材料中のＡｌ含有量が０．００１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られず、また、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接金属の靭性が著しく低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％とする。
【００４４】
また、本発明の溶接方法においては、溶接材料が前記各成分に加えて、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒからなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｉ及びＣｒはいずれも、固溶強化機構及び析出強化機構を発揮して、鋼アーク溶接継手の疲労特性を向上させる成分であり、この点でこれらは同効成分である。しかしながら、これらの元素を過剰に添加すると、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなるか、又は溶接金属の靭性が低下するため、溶接材料にこれらの元素を添加する場合は、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％とする。
【００４５】
なお、本発明の溶接方法で使用する溶接材料における上記以外の成分、即ち、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、本発明の溶接方法における鋼及び溶接材料中には酸化物及び窒化物等の状態で種々の元素が添加されており、不可避的にＮ及びＯが含まれているが、これらの元素を通常の添加範囲内含有している場合、疲労強度に及ぼす影響は小さいため、本発明においてはその成分範囲は特に限定するものではない。
【００４６】
一方、本発明の溶接方法は、アーク溶接方法及び溶接入熱の違いによって溶融池内の温度勾配が変化し、凝固組織に影響を及ぼして疲労強度向上効果に違いが出ることが考えられるため、本発明者は、アーク溶接における溶接条件を種々に変えて止端近傍の凝固組織の検討を行なった。その結果、各溶接条件のうち、溶接電流及びアーク電圧の影響は比較的小さいが、溶接速度によって凝固組織が変化することが判明し、溶接速度が１０〜５０ｃｍ／分の範囲のときに、特に、平滑界面成長の組織を晶出しやすいことが判明した。
【００４７】
鋼及び溶接材料の組成にも大きく依存するが、溶接速度が５０ｃｍ／分を超えると、止端近傍の溶融池内の温度勾配が小さくなり、止端近傍で組成的過冷が生じやすくなる。その結果、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。また、溶接速度が１０ｃｍ／分未満の場合、温度勾配が大きく、組成的過冷が生じる可能性は小さくなるが、溶接速度が遅いため、溶接金属が盛り上がって止端形状の悪いビードになり、疲労強度が低下する。本発明においては、このような理由から、好ましい溶接速度を１０〜５０ｃｍ／分とする。但し、溶接速度が上述した範囲から外れていても、鋼及び溶接材料の成分によっては平滑界面成長の組織が得られるため、本発明の効果が大きく低減するわけではない。
【００４８】
また、本発明者は、特に温度勾配を大きく保ちつつ止端形状が良好なビードを得る方法について検討を行った。図２は溶接時の溶接トーチ又は溶接棒の位置の軌跡を示す図である。本発明者の検討の結果、図２に示すように、溶接トーチ又は溶接棒の位置が、周波数１〜４Ｈｚ、幅２〜６ｍｍで溶接線１５と交差するような軌跡１７をとるように溶接すること、即ち、溶接トーチ又は溶接棒を、周波数を１〜４Ｈｚ、揺動幅１６を２〜６ｍｍとして、溶接方向１８に対してほぼ垂直な方向に揺動させながら溶接することが極めて効果的であることを見出した。この方法を適用することにより、溶接ビードが幅方向に広がり、溶接中央部で盛り上がることなく良好なビード形状が得られる。その際、揺動時の周波数及び揺動幅は、鋼及び溶接材料の組成に大きく依存するため、これらの組成に応じて適宜設定することができるが、周波数が１Ｈｚよりも小さいとビード中央が盛り上がることがあり、また、周波数が４Ｈｚよりも大きいとビードが周波数に対応して波打った形状になるため、止端の応力集中が大きくなることがあり、高い疲労強度が得られにくくなる。一方、揺動幅１６が２ｍｍよりも小さいと、周波数が４Ｈｚを超えた場合と同様にビード中央部が盛り上がった形状となることがある。また、揺動幅が６ｍｍよりも大きいとビードが広がる傾向にあり、温度勾配もやや大きくなるため、凝固が促進され、組成的過冷が発生しやすくなる。その結果、セル状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、柱状樹枝状界面成長組織、及び等軸樹枝状成長組織等が晶出しやすくなる。なお、溶接トーチ及び溶接棒を揺動させる際の軌跡は特に限定するものではなく、図２に示す軌跡１７以外にも、図３に示すような軌跡１７ａ、及び図４に示すような軌跡１７ｂ等とすることができる。
【００４９】
更に、本発明におけるアーク溶接方法としては、ＴＩＧ溶接、被覆アーク溶接、並びに、シールドガスとしてＣＯ２ガス、Ａｒガス及びＡｒとＣＯ２との混合ガス等を使用したガスシールド溶接に限るものではなく、サブマージアーク溶接等の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ている。但し、サブマージアーク溶接においては、消耗電極のみならず、フラックスに含有される金属及び金属化合物の添加量並びに消費量が、溶接金属の成分に大きく影響するため、使用するフラックスの元素を消耗電極の添加元素に加味して本発明を適用することにより、疲労強度の高い継手が得られる。
【００５０】
更にまた、本発明において対象としている鋼母材は、薄鋼板及び厚鋼板に限るものではなく、鋼管、棒鋼及び形鋼等の各種鋼材、並びに鋳鋼及び鍛鋼等の溶接継手についても同一効果が得られる。更にまた、本発明の溶接方法によれば、回し溶接継手、すみ肉継手、突合せ継手及び肉盛溶接継手等、継手種類によらず疲労強度を向上させることができる。
【００５１】
更にまた、前述した本発明の鋼アーク溶接継手及び本発明の溶接方法を、鋼構造物に適用することにより、設計・施工面で特別な配慮を必要とせずに、高い疲労強度を安定して得ることができる。
【００５２】
なお、前述した従来技術のうち、非特許文献１には、以下に示すような溶接金属凝固時の添加元素の濃度分布と凝固組織との関係が詳細に記載されている。図５は組成的過冷を示す図である。図５に示すように、同一温度で平衡する固相の元素濃度が液相よりも小さい元素が添加されている場合、凝固過程において液相中に添加元素濃度分布１３が生じて、固相と液相の界面近傍は公称濃度１０よりも高濃度になり、この濃度分布１３と平衡する液相の温度分布８が液相線１１に基づいて定まる。この温度分布８が実際の温度分布７より高い領域が組成的過冷９と呼ばれ、この組成的過冷９の大きさによって凝固組織が大きく異なることが示されている。
【００５３】
図６は平滑界面成長凝固組織を示す図であり、図７はセル状界面成長凝固組織を示す図であり、図８はセル樹枝状界面成長凝固組を示す図であり、図９は柱状樹枝状界面成長凝固組織を示す図であり、図１０は等軸樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。図６〜１０に示すように、凝固組織の形態は、組成的過冷９の程度が大きくなるに従い、平滑界面成長３、セル状界面成長３ａ、セル樹枝状界面成長３ｂ、柱状樹枝状界面成長３ｃ、等軸樹枝状成長３ｄの順に、各組織になることが示されている。図６に示す平滑界面成長の凝固組織３は、上述した組成的過冷９が生じない条件で母材１から成長する平滑な組織である。また、図７のセル状界面成長の組織、図８のセル樹枝状界面成長の組織、図９の柱状樹枝状界面成長の組織、及び図１０の等軸樹枝状成長の組織は、いずれも組成的過冷９が存在する場合に発生する組織である。
【００５４】
一方、本発明において規定している平滑界面成長の組織は、従来、純アルミニウム等の非鉄金属、又は鉄合金の溶接止端のごく狭い領域では示されているものの、低炭素鋼及び低合金鋼の溶接止端において、０．１ｍｍ以上の幅で示されているものは無い。
【００５５】
また、非特許文献２に示すように、レーザー溶接のような高エネルギー密度の溶接では、液相中で急峻な温度分布７を持つため、低炭素鋼の溶接部に平滑界面成長の組織が得られる。しかしながら、非特許文献２には、本発明で対象としているアーク溶接では、溶接止端で０．１ｍｍ以上の幅を有する平滑界面成長の組織は示されていない。
【００５６】
更に、特許文献１では、亀裂状欠陥の発生した構造物の補修方法として、欠陥を再溶融した部分を樹枝状結晶となるように凝固させる方法が開示されているが、図９に示すように樹枝状界面成長の組織は、本発明で規定している図６の平滑界面成長の組織よりも組成的過冷９の大きな場合に生じる組織であり、この点で本発明とは異なる発明である。
【００５７】
更にまた、特許文献２では、溶接金属のＣ含有量が０．０２％以上と多く、また溶接割れ防止の観点からＳ含有量の上限が規定されているものの、実施例に示される添加量は本発明で規定するＳ含有量より多いため、組成的過冷９が大きくなり、本発明の凝固組織が得られない点で、本発明とは異なる発明である。
【００５８】
更にまた、特許文献３では、溶接金属の靭性低下の観点からＳｉ及びＭｎの含有量の上限が規定されているが、実施例に示されている含有量は本発明の範囲より高く、本発明の凝固組織が得られない。また、Ｍｎの好ましい含有量についても本発明の範囲より多すぎるため、本発明より組成的過冷の大きな組織しか得られず、本発明とは異なる発明である。
【００５９】
特許文献４及び特許文献５では、Ｃ含有量は硬度分布の均一化の観点から、Ｓｉ及びＭｎの含有量は溶接性確保の観点から、夫々上限が規定されているが、実施例に示される溶接金属のＣ、Ｓｉ及びＭｎの含有量の組み合わせは本発明の範囲外にあり、本発明よりも組成的過冷の大きな凝固組織しか得られない点で、本発明とは異なる発明である。
【００６０】
このように、前述した特許文献１〜５、非特許文献１及び２に記載の従来の技術においては、疲労亀裂の発生が容易しやすい溶接止端近傍の溶接金属における凝固組織についての検討がなされていないため、この部分が平滑界面成長するとは限らず、高い疲労強度を安定して得ることはできない。これに対して、本発明においては、鋼及び溶接金属の化学組成を規定すると共に、疲労亀裂が発生しやすい溶接止端近傍の溶接金属を平滑界面成長した凝固組織としているため、高い疲労強度を安定して得ることができる。
【実施例】
【００６１】
以下、本発明の実施例及び比較例を挙げて、本発明の効果について具体的に説明する。鋼として下記表１〜４に示す化学組成で、板厚が２．３ｍｍの薄鋼板を使用し、下記表１〜４に示す化学組成で、直径が１．２ｍｍのＣＯ２アーク溶接用溶接材料を使用し、下記表１〜４に示す溶接速度で、溶接の層数を１、溶接電流を１００Ａ、溶接電圧を１５Ｖとしてアーク溶接し、重ね隅肉溶接継手を製作した。そして、各継手の溶接金属について、溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲に含まれる凝固組織を調べた。凝固組織の観察は、飽和ピクリン酸水溶液に５質量％の分量の界面活性剤（ライオン製 ライボンＦ）を加えたものを腐食液とし、室温で１０〜３０分間腐食した後、光学顕微鏡にて１０〜１００倍の倍率で観察する方法で行った。次に、上述の方法で作製した実施例及び比較例の各継手から図１１に示す形状及び寸法の重ね隅肉溶接継手疲労試験片を製作し、この試験片を使用して種々の応力範囲、即ち、止端での公称曲げ応力の範囲を種々に変えた曲げ荷重による疲労試験を行って破断寿命を求めた。そして、これらのデータを直線回帰して、破断寿命が２００万回となる疲労強度を求めた。以上の結果を下記表１〜４に併せて示す。なお、下記表１〜４に示す化学組成は、上段が溶接金属、中段が鋼、下段が溶接材料であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。また、下記表３及び表４における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
【表３】
【００６５】
【表４】
【００６６】
上記表１〜４に示すように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３２の継手はいずれも、止端から０．１ｍｍまでの範囲の溶接金属の凝固組織が平滑界面成長組織となっており、本発明の実施例の継手である。これらの実施例の継手は、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．４２の比較例の継手に比べて疲労強度が２０％以上向上しており、本発明の継手及び本発明の溶接方法による継手が疲労強度向上に有効であることがわかった。
【００６７】
上記表１〜３に示す実施例の継手のうちＮｏ．１及びＮｏ．２の継手は、請求項１の範囲の化学組成を有する継手であり、Ｎｏ．３〜Ｎｏ.２２の継手は、溶接金属に請求項２で規定している添加元素を含まれている継手である。これらＮｏ．３〜Ｎｏ.２２の継手は、Ｎｏ．１及びＮｏ．２の継手に比べて、更に１０％程度の疲労強度向上が確認され、これらの元素の添加が疲労強度向上にさらに有効であることが確認された。また、Ｎｏ．１及びＮｏ．２の継手は請求項４で規定している溶接材料を使用し、Ｎｏ．３〜Ｎｏ.２２の継手は請求項５で規定している溶接材料を使用したものである。
【００６８】
一方、上記表４に示す比較例Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．４２の継手は、いずれも溶接金属における溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲の組織が、柱状樹枝状界面成長組織、セル樹枝状界面成長組織、平滑界面成長組織にセル状界面成長組織が混在した組織、セル状界面成長組織にセル樹枝状界面成長組織が混在した組織、セル樹枝状界面成長組織に柱状樹枝状界面成長組織が混在した組織、及び柱状樹枝状界面成長組織に等軸樹枝状成長組織が混在した組織であった。これらの継手のうち、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．３８の継手はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌのいずれかの含有量が、本発明の範囲から外れているため、実施例Ｎｏ．１及びＮｏ．２の継手に比べて、疲労強度が低かった。また、Ｎｏ．３３〜Ｎｏ．３８の継手は溶接金属又は鋼において、添加元素の範囲が本発明の範囲から外れているため、前述の実施例の継手に比べて、疲労強度が低かった。特に、Ｎｏ．３６及びＮｏ．３８の継手は、夫々Ｐ及びＡｌの含有量が本発明の範囲を超えているため、溶接金属の靭性が低く、このことが疲労強度が向上しない一因であった。
【００６９】
上記表３に示す実施例Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．３２の継手は、溶接速度の影響を比較したものである。溶接速度が、請求項６で規定した範囲から外れたＮｏ．２３、Ｎｏ．３１及びＮｏ．３２の継手は、疲労強度が比較例の継手に対して２０％増加した程度であるが、溶接速度を請求項６の範囲内としたＮｏ．２４、Ｎｏ．２９及びＮｏ．３０の継手は、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１及びＮｏ．３２の継手よりも更に１０％程度高い疲労強度が得られ、溶接速度を請求項６で規定している範囲内にすることは、疲労強度の向上にさらに有効であることが確認された。また、Ｎｏ．２４、Ｎｏ．２９及びＮｏ．３０の継手の溶接金属は、溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲よりも更に広い範囲、具体的には、溶接止端から０．５〜１．０ｍｍの位置まで、平滑界面成長の組織が発生していることを確認した。更に、Ｎｏ．２３の継手は、溶接ビードが盛り上がり、応力集中が極めて大きな止端形状の継手であることも確認した。
【００７０】
また、実施例Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．１８及びＮｏ．２４〜Ｎｏ．２８の継手は、溶接トーチを溶接方向に対して垂直の方向に揺動させたときの影響を比較したものである。揺動条件が、請求項７で規定した範囲にあるＮｏ．１２、Ｎｏ．１７及びＮｏ．１８の継手は夫々、揺動させていないＮｏ．１１及びＮｏ．１６の継手に比べて、更に疲労強度が向上していることが確認された。また、揺動条件が請求項７で規定した範囲から外れたＮｏ．２５、Ｎｏ．２７及びＮｏ．２８の継手は、Ｎｏ．２４の継手に対する疲労強度向上効果はわずかであるが、揺動条件を請求項７の範囲内としたＮｏ．２６の継手では、更に大幅な疲労強度向上効果が認められた。これにより、揺動条件を請求項７で規定した範囲内とすることは、疲労強度の向上に更に有効であることが確認された。
【００７１】
このように、本発明の鋼アーク溶接継手及び溶接方法は、継手疲労強度向上に有効であることがわかった。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】（ａ）は本発明の鋼アーク溶接継手の溶接部を示す平面図であり、（ｂ）は（ａ）に示すＡ−Ａ線による断面図である。
【図２】溶接トーチ又は溶接棒の位置の軌跡を示す図である。
【図３】溶接トーチ又は溶接棒の位置の他の軌跡を示す図である。
【図４】溶接トーチ又は溶接棒の位置の他の軌跡を示す図である。
【図５】組成的過冷を示す図である。
【図６】平滑界面成長凝固組織を示す図である。
【図７】セル状界面成長凝固組織を示す図である。
【図８】セル樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。
【図９】柱状樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。
【図１０】等軸樹枝状界面成長凝固組織を示す図である。
【図１１】本発明の実施例における重ね隅肉継手の試験片形状及び寸法を示す図である。
【符号の説明】
【００７３】
１ 鋼（母材）
２ 溶接金属
３ 凝固組織（平滑界面成長組織）
３ａ 凝固組織（セル状界面成長組織）
３ｂ 凝固組織（セル樹枝状界面成長組織）
３ｃ 凝固組織（柱状樹枝状界面成長組織）
３ｄ 凝固組織（等軸樹枝状成長組織）
４ 液相
５ 固相−液相界面
６ 溶接止端
７ 液相中の温度分布
８ 液相の元素濃度と平衡する液相線の温度分布
９ 組成的過冷領域
１０ 添加元素の公称濃度
１１ 平衡状態図の液相線
１２ 平衡状態図の固相線
１３ 液相中の元素濃度分布
１４ 溶接止端から溶接金属方向の距離（範囲）
１５ 溶接線
１６ 揺動幅
１７、１７ａ、１７ｂ 溶接トーチ又は溶接棒の位置の軌跡
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼と、
質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０２００％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００３％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接金属とからなり、
前記溶接金属は、少なくとも溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲が、平滑界面成長した凝固組織であることを特徴とする疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手。
【請求項２】
前記溶接金属は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手。
【請求項３】
前記鋼は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接材料を使用して溶接して、請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼アーク溶接継手を得ることを特徴とする疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項５】
前記溶接材料は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項４に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項６】
１０〜５０ｃｍ／分の溶接速度で溶接することを特徴とする請求項４又は５に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項７】
アーク溶接トーチ又は溶接棒を、溶接方向に対して垂直な方向に周波数１〜４Ｈｚ、幅２〜６ｍｍで揺動させながら溶接することを特徴とする請求項６に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項８】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼アーク溶接継手を有することを特徴とする疲労強度に優れた鋼構造物。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼と、
質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０２００％、Ｓｉ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：０．０１〜０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００３％以下及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接金属とからなり、
前記溶接金属は、少なくとも溶接止端から０．１ｍｍまでの範囲が、平滑界面成長した凝固組織であることを特徴とする疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手。
【請求項２】
前記溶接金属は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手。
【請求項３】
前記鋼は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０００１〜０．０６００％、Ｓｉ：０．０１〜０．３６％、Ｍｎ：０．０１〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００９％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接材料を使用して溶接して、請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼アーク溶接継手を得ることを特徴とする疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項５】
前記溶接材料は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜３．００％、Ｍｏ：０．１０〜５．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．０００％、Ｖ：０．００５〜５．０００％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％及びＣｒ：０．１０〜７．００％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項４に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項６】
１０〜５０ｃｍ／分の溶接速度で溶接することを特徴とする請求項４又は５に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項７】
アーク溶接トーチ又は溶接棒を、溶接方向に対して垂直な方向に周波数１〜４Ｈｚ、幅２〜６ｍｍで揺動させながら溶接することを特徴とする請求項６に記載の疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手の溶接方法。
【請求項８】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼アーク溶接継手を有することを特徴とする疲労強度に優れた鋼構造物。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【公開番号】特開２００７−２９００３２（Ｐ２００７−２９００３２Ａ）
【公開日】平成１９年１１月８日（２００７．１１．８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−２５７５９９（Ｐ２００６−２５７５９９）
【出願日】平成１８年９月２２日（２００６．９．２２）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年１１月８日（２００７．１１．８）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年９月２２日（２００６．９．２２）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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