JP2002096192A

JP2002096192A - 高疲労強度溶接継手

Info

Publication number: JP2002096192A
Application number: JP2000287503A
Authority: JP
Inventors: Noriyoshi Tominaga; 知徳冨永; Tadashi Kasuya; 正糟谷; Koji Honma; 宏二本間
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-09-21
Filing date: 2000-09-21
Publication date: 2002-04-02

Abstract

(57)【要約】【課題】簡便な溶接施工方法で作成できる孔あき鋼板
ジベルが溶接接合された高疲労強度継手の提供。【解決手段】疲労を受ける構造部材に孔あき鋼板ジベ
ルを溶接する継手構造での疲労が問題となる角回し溶接
部の止端部において、それを形成する溶接ビードが、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度以下１５０度以上となる溶接金属で形成され
ていることを特徴とする高疲労強度溶接継手。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、合成構造の信頼性
向上のための、疲労強度が高いずれ止めである孔あき鋼
板ジベルに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】鋼とコンクリートの合成化に用いられる
孔あき鋼板ジベルは、高強度、高剛性のために近年、橋
梁構造を中心によく用いられるようになってきている。
合成構造物のずれ止めに破壊が生じると、その構造にと
って致命的な機能損失につながる。しかも、ずれ止めは
コンクリート等の中に埋め込まれているため、検査、補
修ともに極めて困難である。このずれ止めが従来の１本
が柔らかく弱いジベルのスタッドジベルから、剛で強い
ジベルな孔あき鋼板ジベルに変わることにより、地震な
どの最大荷重による破壊よりも、車両通行荷重などによ
る疲労破壊に関する可能性が相対的に高まってきている
と同時に、ジベルの総数が減っているために、相対的な
リダンダンシーはむしろ低下している。

【０００３】そのためこれまで、この孔あき鋼板ジベル
を用いた構造に関する疲労実験も実施されてきてはいる
が、それはコンクリート側に着目したものばかりであ
り、従来は鋼板ジベル側は実験的に疲労破壊しないよう
に鋼板の溶接面全長にわたってカイ先をもうけて全強ま
たは全強相当の溶接としていた。

【０００４】しかしながら、孔あき鋼板ジベルは溶接面
から見ると角回し溶接部を持つ面外ガセットと同じ様な
ものであるため、その端溶接部には応力集中部および引
っ張りの残留応力が生じており、その部分で疲労亀裂が
発生しやすくなっている。そのため、部材溶接面全長に
わたってルートをなくしても、止端部側からの疲労亀裂
は抑制されない。

【０００５】また、孔あき鋼板ジベルはスタッドジベル
と比較すると剛性が大きいために複数孔を持つ場合は端
部の孔にずれ力が集中することも近年知られてきてお
り、従来の予想以上に疲労破壊の可能性は大きいと言え
る。さらに、実際の孔あき鋼板ジベルの施工にあたって
は、補剛版の縦リブと同様に多電極の溶接機を用いて溶
接を行うために、カイ先を取って全強または全強相当の
溶接を行うことは施工コストの大幅な増大につながる。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】疲労強度が残留応力に
影響を受けることは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
きる高疲労強度孔あき鋼板ジベルはまだ確立されていな
い。孔あき鋼板ジベルにカイ先を用いて全強または全強
相当の溶接をすることは、角回し溶接部の止端部からの
亀裂発生を抑制し得ない上に、それ自体溶接の施工コス
トを大幅に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
された孔あき鋼板ジベルが確立されれば、合成構造の信
頼性向上の観点からその効果は絶大なものとなる。

【０００７】本発明は、低温変態膨張またはピーニング
を利用し、かつ簡便な溶接施工方法で作製できる鋼板ジ
ベルの溶接された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。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明は上記目的を達成
するために、以下の構成を要旨とする。（１）疲労を受ける構造部材に孔あき鋼板ジベルを溶接
する継手構造での疲労が問題となる角回し溶接部の止端
部において、それを形成する溶接ビードが、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
度以下１５０度以上となる溶接金属で形成されているこ
とを特徴とする高疲労強度溶接継手。

【０００９】（２）疲労を受ける構造部材に孔あき鋼板
ジベルを溶接する継手構造での疲労が問題となる角回し
溶接部の止端部において、それを形成する溶接ビードに
対し、ハンマーピーニング、ニードルピーニング、ショ
ットピーニングなどのピーニングを実施することによっ
て圧縮力を導入したことを特徴とする高疲労強度溶接継
手。

【００１０】（３）疲労荷重を受ける構造部材に孔あき
鋼板ジベルが溶接されている場合で、ジベル両端部にお
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ジベルとジベルを取り付け
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（１）または
（２）記載の高疲労強度溶接継手。

【００１１】（４）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３９２ＭＰ
ａ（４０kg／mm²）以上、１１７７ＭＰａ（１２０kg／
mm²）以下となる溶接金属が形成されていることを特徴
とする前記（１）記載の高疲労強度溶接継手。

【００１２】（５）Ｃ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏを、それ
ぞれの成分の質量％とし、下記（１）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），（３）または（４）記載の高疲労強度溶接継
手。Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９・・・（１）

【００１３】（６）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：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），
（３），（４）または（５）記載の高疲労強度溶接継
手。

【００１４】（７）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が形成
されてることを特徴とする前記（６）記載の高疲労強度
溶接継手。

【００１５】（８）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が形成
されていることを特徴とする前記（６）または（７）記
載の高疲労強度溶接継手。

【００１６】（９）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：４〜８％、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），（３），
（４）または（５）記載の高疲労強度溶接継手。

【００１７】（１０）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が形成
されていることを特徴とする前記（９）記載の高疲労強
度溶接継手。

【００１８】

【発明の実体の形態】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角回し
溶接部のビード止端部での残留応力を低減すれば高疲労
強度孔あき鋼板ジベルが得られる思想である。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】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。

【００２３】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
せ孔あき鋼板ジベルが溶接された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
た溶接で孔あき鋼板ジベルが取り付けられた溶接継手を
提供することを目的としている。

【００２４】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。

【００２５】しかし、鋼板ジベルが溶接された高疲労強
度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。

【００２６】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
の目的である孔あき鋼板ジベルが溶接された高疲労強度
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。

【００２７】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。

【００２８】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
低減するという第３の技術思想が有る。

【００２９】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孔
あき鋼板ジベルが溶接された高疲労強度継手が実現す
る。

【００３０】また、特に第１および第３の技術思想の目
的をある程度達成するために、従来の圧縮応力を鋼材表
面に付与する方法であるハンマーピーニング、ショット
ピーニング、ニードルピーニングなどの各種ピーニング
手法を用いてもよい。

【００３１】図１は、孔あき鋼板ジベルが溶接された溶
接継手を示している。図１のハッチングを施した部分で
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、孔あき鋼板ジベルが溶接された溶接継手全体として
は疲労強度向上が期待できる。また、この部分に前述
のような各種ピーニングを実施することによってもある
程度同様の効果が期待できる。

【００３２】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、既に述べた第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、溶接で取り付けられた孔あき鋼板ジ
ベル全体としては、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、孔あき鋼板
ジベル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孔あき鋼板ジベルが溶接された溶接
継手全体としての疲労強度を決定する可能性がある。孔
あき鋼板ジベルが溶接された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。

【００３３】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。孔あき鋼
板ジベルを回し溶接にて構造部材に取り付けたときの孔
あき鋼板ジベル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。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。

【００３４】この第４の技術思想は、通常の孔あき鋼板
ジベル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、鋼板ジベルが溶接された高疲労
強度溶接継手を確実に実現することが可能となる。

【００３５】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、ついに実用的な孔あき鋼板ジベルが溶接
された高疲労強度溶接継手を発見するに至った。

【００３６】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。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１５
０℃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。

【００３７】次に、孔あき鋼板ジベルの端部からの開先
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。孔あき鋼板ジベルを有
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。

【００３８】次に、孔あき鋼板ジベルの端部から開先を
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。孔あき鋼板
ジベル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
ことは既に述べた。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。

【００３９】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３９２ＭＰａ（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３９２Ｍ
Ｐａとした。なお好ましくは、降伏強度の下限は４９０
ＭＰａ（５０kg／mm²）以上であることが望ましい。上
限の１１７７ＭＰａ（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１１７７ＭＰａとした。

【００４０】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，Ｃ
ｒ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。

【００４１】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、より孔あき鋼板ジベルが溶接された
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。

【００４２】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４９０ＭＰａ（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１．２
５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５８８ＭＰａ（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。

【００４３】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（６），（７），（８）に記述されている
Ｎｉを主として用いる成分系と、前記（９），（１０）
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。

【００４４】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、溶接金属の靭性劣化および
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。

【００４５】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、特に靭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添加も靭性劣化を
発生せしめるため、その上限を０．５％とした。

【００４６】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靭性劣化を引
き起こすためその上限を１．５％とした。

【００４７】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、靭
性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、
０．０２％とした。

【００４８】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、これを超えて添加すると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。

【００４９】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。

【００５０】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、靭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、靭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。

【００５１】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、靭性劣化を引き起
こすために１．０％とした。

【００５２】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％は靭性劣化を考慮して決定した。

【００５３】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、靭性劣化が顕著になることにより設
定した。

【００５４】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、硬化しすぎるため靭性劣化が顕著になってくる
ため設定した。

【００５５】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
期待しながら靭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靭性劣化をもたらすため
その上限を２．０％とした。

【００５６】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、溶接割れの問題や靭性劣化
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０．００
１％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。

【００５７】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、特に靭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添加も靭性劣化を発
生せしめるため、その上限を０．７％とした。

【００５８】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、溶接金属の靭性劣化を引き起こすためその上限
を２．５％とした。

【００５９】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、靭性が
劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０
２％とした。

【００６０】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靭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靭性確保の
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。

【００６１】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、Ｃ
ｒ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。

【００６２】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、靭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。

【００６３】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、窒化物による靭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。

【００６４】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。

【００６５】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、靭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、靭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。

【００６６】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、靭性劣化を引き
起こすために０．５％とした。

【００６７】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０．００
５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の
０．３％は靭性劣化を考慮して決定した。

【００６８】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、
靭性劣化を考慮して決定した。

【００６９】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、これらの範囲に溶接金属
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
ら方法に限定されることなく、溶接金属の成分が前述の
範囲内に設定されれば孔あき鋼板ジベルが溶接された高
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。

【００７０】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孔あき鋼板ジベルが
溶接された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孔あき鋼板ジベルが溶接された溶接
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
序が選択された孔あき鋼板ジベルが溶接された溶接継手
にすることが望ましい。また、残留応力を実現する各種
ピーニングを止端部に施す場合も、全ての溶接が修了し
た後に、前述の止端部最終ビードに相当する部分に対し
て実施するものである。

【００７１】

【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Ｍ
ｓ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。

【００７２】図２は、ビード止端部の残留応力を測定す
るために作製した荷重を受ける構造部材に孔あき鋼板ジ
ベルの溶接された溶接継手の図を示している。図２の孔
あき鋼板ジベルが溶接された継手は、孔あき鋼板ジベル
の両端部より５cmの範囲内において図３に示す開先を設
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（図示せ
ず）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。図４（１）〜（５）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。また、他の残留圧縮応力を導入する方法であるハ
ンマーピーニングを施した例をＰとして示している。

【００７３】図５は、図２に示す角回し溶接で取り付け
た孔あき鋼板ジベルが溶接され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、孔あき鋼板ジベル長手方向である。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、孔あき鋼板ジベ
ル端部より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。

【００７４】図５より、本発明例であるＷＡ，ＷＢ，Ｗ
Ｈ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。また、ピーニングを施した開先を
持たない本発明例のＰも、比較例ＷＦよりは疲労寿命が
向上していることがわかる。

【００７５】図６は、図２と同様な形状を示している孔
あき鋼板ジベルが角回し溶接にて取り付けられた溶接継
手を示している。しかし、図６の孔あき鋼板ジベルに
は、疲労荷重として、孔あき鋼板ジベル直角方向（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、孔あき鋼板ジベル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，Ｗ
Ａ，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。

【００７６】次に、孔あき鋼板ジベルの角回し溶接にて
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孔あき鋼板ジベルの疲労強
度を調べた。このとき、孔あき鋼板ジベルには図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２００Ｍ
Ｐａ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。

【００７７】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Ｎ
ｏ．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、開先を孔あき鋼板ジベル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。

【００７８】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．１
０〜１６のいずれの場合より疲労寿命が長かった。Ｎ
ｏ．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。

【００７９】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。

【００８０】Ｎｏ．１０〜１６は、表１の溶接金属Ｗ
Ｌ，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。

【００８１】さらに、比較例では、孔あき鋼板ジベルに
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。

【００８２】

【表１】

【００８３】

【表２】

【００８４】

【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
で作製可能な孔あき鋼板ジベルが溶接された高疲労強度
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】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領域を説明した図であ
る。

【図２】角回し溶接で取り付け、さらに付加ビードを形
成させた孔あき鋼板ジベルが溶接された溶接継手、およ
びその孔あき鋼板ジベルが溶接された溶接継手における
残留応力測定位置を説明した図である。

【図３】孔あき鋼板ジベルの端部にもうけた開先形状を
示した図である。

【図４】図２の孔あき鋼板ジベルの溶接された溶接継手
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残留応力測
定結果を示した図である。

【図５】図２の孔あき鋼板ジベルの溶接された溶接継手
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孔あき鋼板
ジベルの溶接された溶接継手における疲労強度を示した
図である。

【図６】孔あき鋼板ジベル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図である。

【図７】図６の孔あき鋼板ジベルにおいて、溶接部に表
１に示すＷＦ，ＷＡ，ＷＢ，ＷＨの溶接金属を形成せし
めたときの孔あき鋼板ジベルの溶接された溶接継手にお
ける疲労強度を示した図である。

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｅ０４Ｂ 1/41 ５０２Ｅ０４Ｂ 1/41 ５０２ＥＥ０４Ｃ 5/18 １０２Ｅ０４Ｃ 5/18 １０２ // Ｃ２１Ｄ 7/06 Ｃ２１Ｄ 7/06 Ｂ (72)発明者本間宏二千葉県富津市新富20−１新日本製鐵株式会社技術開発本部内Ｆターム(参考） 2E125 AA56 AA57 AF01 AG57 BA02 BA32 BB02 BB09 BB29 BD01 BE07 BF01 CA82 CA90 2E164 AA02 BA11 BA24 BA25 CB01 CB21 4E081 YB01 YB02 YB03 YB05

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】疲労を受ける構造部材に孔あき鋼板ジベ
ルを溶接する継手構造での疲労が問題となる角回し溶接
部の止端部において、それを形成する溶接ビードが、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度以下１５０度以上となる溶接金属で形成され
ていることを特徴とする高疲労強度溶接継手。
【請求項２】疲労を受ける構造部材に孔あき鋼板ジベ
ルを溶接する継手構造での疲労が問題となる角回し溶接
部の止端部において、それを形成する溶接ビードに対
し、ハンマーピーニング、ニードルピーニング、ショッ
トピーニングなどのピーニングを実施することによって
圧縮力を導入したことを特徴とする高疲労強度溶接継
手。
【請求項３】疲労荷重を受ける構造部材に孔あき鋼板
ジベルが溶接されている場合で、ジベル両端部におい
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ジベルとジベルを取り付ける
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１または請求項
２記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項４】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３９２ＭＰａ
（４０kg／mm²）以上、１１７７ＭＰａ（１２０kg／mm
²）以下となる溶接金属が形成されていることを特徴と
する請求項１記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項５】Ｃ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏを、それぞれ
の成分の質量％とし、下記（１）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，
３または４記載の高疲労強度溶接継手。Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９・・・（１）
【請求項６】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：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１，３，４
または５記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項７】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が形成
されてることを特徴とする請求項６記載の高疲労強度溶
接継手。
【請求項８】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が形成
されていることを特徴とする請求項６または７記載の高
疲労強度溶接継手。
【請求項９】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：４〜８％、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１，３，４また
は５記載の高疲労強度溶接継手。
【請求項１０】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が形成
されていることを特徴とする請求項９記載の高疲労強度
溶接継手。