JP2003103393A - 疲労強度に優れた溶接継手の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接後に溶接変形の矯正処理が不可欠な溶接
構造物の疲労特性を改善するための低温変態溶接材料を
用いた疲労強度に優れた溶接継ぎ手の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 ４００ＭＰａ以上または４９０ＭＰａ以
上の降伏強度を有する鋼材を溶接施工後に溶接変形の矯
正処理を行う溶接継ぎ手の製造方法において、前記溶接
変形の矯正処理後、さらに、溶接止端部に付加ビードと
してマルテンサイト変態開始温度が３００〜１５０℃ま
たは４００〜２００℃である溶接金属を形成させる疲労
強度に優れた溶接継ぎ手の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、信頼性の高い溶接
構造物の製造に有用となる溶接方法に関し、特に、溶接
施工後に溶接変形の矯正処理が必要となる溶接構造物の
継手疲労強度の向上方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】溶接構造物の溶接部には、溶接施工によ
って応力集中や残留応力が生じやすく、これを原因とし
た疲労亀裂の発生が溶接継手の疲労強度向上及び溶接構
造物の信頼性向上に重大な影響を与える。

【０００３】そのため、従来、溶接継手の疲労特性を改
善する方法として、ＴＩＧなめ付け溶接や機械加工など
により溶接止端部形状を改善して溶接部の応力集中を低
減ししたり、ピーニングなどにより溶接止端部形状の改
善と共に圧縮残留応力を導入するなどの方法がなされて
いた。しかし、これらの溶接施工後の後処理方法は、溶
接構造物の製造コストを直接増大させる要因となってい
た。

【０００４】一方、最近になり、溶接金属の変態温度が
低くなるように溶接材料の成分を設計し（以降、このよ
うな溶接材料を総称して低温変態溶接材料と呼ぶ）、溶
接時の溶接金属の変態に伴う体積膨張を利用して溶接部
に圧縮残留応力を導入することで溶接継手の疲労特性を
改善する技術が、例えば、特開平１１−１３８２９０号
公報、特開２０００−１７３８０号公報、特開２０００
−２８８７２８号公報などで提案されている。この方法
は、溶接に用いる溶接材料の成分設計を変更するだけで
溶接継手の疲労強度が改善できるため、施工工程数が少
なくて済み、その分の人件費が節約できる点で、先に説
明した溶接施工後の後処理方法に比べて経済的に優れて
いる。

【０００５】しかし、これらの技術は、溶接施工後に、
加熱処理や機械処理が行われない場合でのみ溶接継手の
疲労強度向上効果が期待できるものである。

【０００６】一般に、溶接構造物の工作精度や美観の向
上のために、特に、橋梁、船舶等の溶接鋼構造物の製造
においては、溶接施工がすべて終了した後に、ガスバー
ナー加熱やプレス加工などの方法により溶接変形の矯正
処理が行われる。このような溶接変形の矯正処理は、塑
性変形域で外力あるいは熱を加えることにより目的とす
る矯正が達成されるため、上記の低温変態溶接材料を用
いた溶接方法によりたとえ溶接部に圧縮残留応力を導入
し引張残留応力を低減できたとしても、溶接施工後の矯
正処理により溶接部に導入された残留応力が再分配され
てその効果は消失する。このため、溶接後に溶接変形の
矯正処理を必要とする溶接構造物の疲労強度の改善は、
上記の低温変態溶接材料を用いた溶接方法では達成でき
なかった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】上述の通り、従来、溶
接後に溶接変形の矯正処理を必要とする溶接構造物の疲
労強度の改善方法はないのが現状であり、溶接変形の矯
正処理を実施する場合でも効果が発揮できる疲労強度向
上方法が強く望まれていた。

【０００８】本発明は、溶接後に溶接変形の矯正処理が
不可欠な溶接構造物の疲労特性を改善するための低温変
態溶接材料を用いた疲労強度に優れた溶接継手の製造方
法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記技術
的課題を解決するためになされたものであり、その発明
の要旨は次の通りである。

【００１０】（１） ４００ＭＰａ以上の降伏強度を有
する鋼材を溶接施工後に溶接変形の矯正処理を行う溶接
継手の製造方法において、前記溶接変形の矯正処理後、
さらに、溶接止端部に付加ビードとしてマルテンサイト
変態開始温度が３００〜１５０℃である溶接金属を形成
させることを特徴とする疲労強度に優れた溶接継手の製
造方法。

【００１１】（２） 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．
１％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：
４〜１２％、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．
０５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶
接金属を形成させることを特徴とする上記（１）に記載
の疲労強度に優れた溶接継手の製造方法。

【００１２】（３） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０
５〜０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：
０．０５〜０．５％の１種または２種以上を含有する溶
接金属を形成させることを特徴とする上記（２）に記載
の疲労強度に優れた溶接継手の製造方法。

【００１３】（４） ４９０ＭＰａ以上の降伏強度を有
する鋼材を溶接施工後に溶接変形の矯正処理を行う溶接
継手の製造方法において、前記溶接変形の矯正処理後、
さらに、溶接止端部に付加ビードとしてマルテンサイト
変態開始温度が４００〜２００℃である溶接金属を形成
させることを特徴とする疲労強度に優れた溶接継手の製
造方法。

【００１４】（５） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２
％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：
６〜１５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からな
る溶接金属を形成させ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溶接継手の製造方法。

【００１５】（６） さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０
１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．１
〜１．０％の１種または２種以上を含有する溶接金属を
形成させることを特徴とする上記（５）に記載の疲労強
度に優れた溶接継手の製造方法。

【００１６】（７） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０
５〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１
〜３．０％、Ｃｏ：０．１〜２．０％の１種または２種
以上を含有する溶接金属を形成させることを特徴とする
上記（５）または（６）の何れかに記載の疲労強度に優
れた溶接継手の製造方法。

【００１７】（８） 前記溶接変形の矯正処理はガスバ
ーナー加熱またはプレス加工の何れか１種または２種の
方法を用いて行うことを特徴とする上記（１）〜（７）
のうちの何れか１項に記載の疲労強度に優れた溶接継手
の製造方法。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。

【００１９】本発明は、溶接後に溶接変形の矯正処理が
不可欠な溶接構造物の疲労特性を向上させるために、溶
接変形の矯正処理の後に、特に疲労が問題となる溶接止
端部のみに付加ビードとして低温変態の溶接金属を形成
することにより、溶接変形を抑制しつつ溶接止端部に変
態膨張による圧縮残留応力を導入し、良好な寸法精度の
ままで溶接継手の疲労強度を向上することを技術思想と
する。

【００２０】最初に、本発明で、溶接変形の矯正処理後
に、溶接止端部に付加ビードとして形成される溶接金属
のマルテンサイト変態温度及び鋼材の強度の限定理由に
ついて以下に説明する。

【００２１】溶接金属は凝固した後、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際に、体積増
加、すなわち変態膨張が生じ、この際、まわりのＨＡＺ
部を含む鋼材からの拘束により溶接金属に圧縮応力が生
じる。

【００２２】溶接金属のマルテンサイトへの変態膨張を
利用して室温での溶接部を圧縮状態または低い引張状態
とするために、溶接金属のマルテンサイトの変態開始温
度を低温化して、変態膨張後の冷却過程での熱収縮によ
る引張応力の発生を抑制することが有効である。さら
に、変態膨張により溶接金属に圧縮残留応力を導入する
ためには、溶接金属の変態膨張時にそのまわりのＨＡＺ
部が容易に塑性変形せずに拘束できる必要があり、その
ためには、溶接金属のマルテンサイトへの変態温度に応
じて鋼材の降伏強度も確保する必要がある。

【００２３】本発明では、溶接し、溶接変形の矯正処理
後に、さらに、溶接止端部に付加ビード溶接する際に、
鋼材の強度に応じて、４００ＭＰａ以上の降伏強度を有
する鋼材の場合には、付加ビードとして形成する溶接金
属のマルテンサイト変態開始温度が３００〜１５０℃と
なるようにし、また、４９０ＭＰａ以上の降伏強度を有
する鋼材の場合には、付加ビードとして形成する溶接金
属のマルテンサイト変態開始温度が４００〜２００℃と
なるようにする。

【００２４】本発明で、付加ビードとしてマルテンサイ
ト変態温度が３００〜１５０℃の温度範囲にある溶接金
属を形成する場合は、変態温度が充分低いために、溶接
金属の変態膨張時にそのまわりのＨＡＺ部の拘束力がそ
れ程高くなくても、変態膨張後の熱収縮による引張応力
を充分抑制することにより、溶接部の引張残留応力の低
減効果が効率よく得られる。しかし、鋼板の降伏強度が
４００ＭＰａ未満の場合には、マルテンサイト変態温度
が３００〜１５０℃の温度範囲にある溶接金属を形成す
る場合でも、溶接部の引張残留応力の充分な低減効果が
得られなくなるため、鋼板の降伏強度の下限値を４００
ＭＰａとする。

【００２５】上記マルテンサイト変態温度が１５０℃の
温度より低い場合には、溶接部の引張残留応力の低減効
果は向上するが、溶接材料に高価な合金添加元素を多く
添加しなければならず、靭性等の溶接継手の機械的特性
が確保できなくなるため、その下限値を１５０℃とし
た。

【００２６】一方、上記マルテンサイト変態温度が３０
０℃の温度を上回る場合には、鋼板の強度を向上させて
も溶接部の引張残留応力を効率的に低減することは困難
となるために、その上限値を３００℃とした。

【００２７】また、鋼板の降伏強度が４００ＭＰａより
も低い、いわゆる軟鋼などの鋼板を用いる場合は、溶接
部の引張残留応力を効率よく低減するために、マルテン
サイト変態開始温度の上限を２５０℃とすることが望ま
しい。

【００２８】本発明で、付加ビードとしてマルテンサイ
ト変態温度が４００〜２００℃の温度範囲にある溶接金
属を形成する場合は、変態膨張後の熱収縮による引張応
力を充分抑制すると共に、溶接金属の変態膨張時にその
まわりのＨＡＺ部からの拘束力を利用することにより、
溶接部の引張残留応力の低減効果が効率よく得られる。

【００２９】この方法では、マルテンサイト変態開始温
度が比較的高いために、溶接材料に添加する高価な合金
元素も少なくて済み、経済的であるばかりでなく、溶接
金属のシャルピー衝撃特性など機械特性の確保が容易に
なるため、工業的価値が高い。しかし、マルテンサイト
変態開始温度が比較的高いために、鋼板の降伏強度が４
００ＭＰａ未満の場合には、マルテンサイト変態温度が
３００〜１５０℃の温度範囲にある溶接金属を形成する
場合でも、溶接部の引張残留応力の充分な低減効果が得
られなくなるため、鋼板の降伏強度の下限値を４００Ｍ
Ｐａとする。

【００３０】上記マルテンサイト変態温度が２００℃の
温度より低い場合には、溶接部の引張残留応力の低減効
果は向上するが、靭性等の溶接継手の機械的特性が充分
に向上することができなくなるため、その下限値を２０
０℃とした。

【００３１】一方、上記マルテンサイト変態温度が４０
０℃の温度を上回る場合には、鋼板の強度を向上させて
も溶接部の引張残留応力を効率的に低減することは困難
となるために、その上限値を４００℃とした。

【００３２】なお、上記マルテンサイト変態開始温度と
は、溶接金属より直接フォーマスター用試験片を採取
し、該試験片でフォーマスター試験を実施したときに得
られるマルテンサイト変態開始温度で定義されるもので
ある。

【００３３】次に、付加ビード溶接金属の成分を限定し
た理由について述べる。

【００３４】上述の通り、本発明では、鋼材の強度に応
じて、４００ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材の場合
には、付加ビードとして形成する溶接金属のマルテンサ
イト変態開始温度が３００〜１５０℃となるようにし、
また、４９０ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼材の場合
には、付加ビードとして形成する溶接金属のマルテンサ
イト変態開始温度が４００〜２００℃となるようにす
る。

【００３５】以下に、便宜上、マルテンサイト変態開始
温度：３００〜１５０℃を実現するためのＣｒ及びＮｉ
を主体とする溶接金属の成分系をＣｒ系とし、マルテン
サイト変態開始温度：４００〜２００℃を実現するため
のＮｉを主体とする溶接金属の成分系をＮｉ系と分け
て、それぞれの成分系の成分限定理由を説明する。

【００３６】まず、Ｃｒ系溶接金属の成分限定理由につ
いて説明する。

【００３７】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。Ｃ含有量が０．００１％より
低い場合には、マルテンサイト組織が得られにくく、高
価な合金元素の含有量を増加しなければ溶接金属の残留
応力低減効果が得られず経済的ではないので、安価元素
であるＣを利用し、その経済メリットが出る含有量の下
限として０．００１％とした。一方、Ｃ含有量が０．１
％より高い場合には、溶接金属に溶接割れの問題や靱性
劣化を引き起こすため、その含有量の上限値を０．１％
とした。

【００３８】Ｓｉは、脱酸元素として作用し、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含
有量を適切な値にコントロールすることは極めて重要で
ある。溶接金属のＳｉ含有量として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
性があるため、その含有量の下限値を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、
その含有量の上限値を０．７％とした。

【００３９】Ｍｎは、強度を上げる元素として作用し、
溶接金属の変態膨張時の降伏強度確保による圧縮弾性応
力の向上という観点から有効利用すべき元素である。

【００４０】Ｍｎ含有量が０．４％より低くなると、溶
接金属の変態膨張時の降伏強度確保が困難になるため、
その効果が得られる最低限の値としてその含有量の下限
値を０．４％とした。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、その含有量の上限値を２．
５％とした。

【００４１】Ｐ及びＳは、本発明では不可避不純物であ
り、溶接金属に多く存在すると、その靱性が劣化するた
め、Ｐ及びＳの含有量のそれぞれの上限値を０．０３
％、０．０２％とした。

【００４２】Ｎｉは、オーステナイト（面心構造）を持
つ金属であり、溶接金属に含有させることにより、鉄の
オーステナイト（面心構造）を安定化し、オーステナイ
ト（面心構造）からフェライト（体心構造）に変態する
温度を低温化させる作用を有する。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
果を併せ持つ。

【００４３】Ｃｒ系溶接金属におけるＮｉ含有量の下限
値は、溶接部の残留応力低減効果が現れる最低限の添加
量及び靱性確保の観点から４％とした。

【００４４】一方、Ｎｉ含有量の上限値は、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マ
ルテンサイト変態温度（Ｍｓ温度）が低減されているこ
と、及び溶接部の残留応力低減の観点からはこれ以上添
加してもあまりその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１２％した。

【００４５】Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォー
マーであり、こ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。Ｃｒを溶接金属に含有させることにより、溶接金属
の焼入性増加と共にマルテンサイト変態温度（Ｍｓ温
度）そのものが低くなるため、溶接入熱量による熱履歴
で、低い温度側でのフェライトの生成を抑制し、マルテ
ンサイトの生成を促進する。この作用を利用して低温で
マルテンサイト変態させることにより、溶接部の引張残
留応力を充分に低減するために、Ｃｒ含有量の下限を７
％とする。一方、その含有量の上限値は、これを上回る
量を添加しても上記の効果が大きくならない上、Ｃｒ含
有量の増加により経済的にもデメリットが大きくなるた
め、１５％とした。

【００４６】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
る作用があり、マルテンサイト変態膨張による溶接部の
引張残留横領の低減効果を得るために、その含有量の下
限を０．０５％とする。一方、Ｃｕの過度の添加は、コ
ストを上げるため産業上も好ましくはないため、その含
有量の上限値を０．４％とした。

【００４７】Ｎｂは、溶接金属中でＮｂ炭化物を形成
し、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあるため経済
メリットは大きい。Ｎｂ含有量の下限値は、炭化物形成
によるマルテンサイト変態温度（Ｍｓ温度）における降
伏強度向上及びそれによる残溶接金属の引張残留応力低
減効果が得られる最低含有量として０．００５％とし
た。一方、過度の炭化物形成は、溶接金属の靱性劣化が
発生するため、その含有量の上限値は、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。

【００４８】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含有量の
下限値は、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０．０５％とした。Ｖ含有量の上限値は、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。

【００４９】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含有量の範囲もＮｂ、Ｖと異
なった範囲が設定される。Ｔｉ含有量の下限値は、その
効果が期待できる最低量として０．００５％とし、その
含有量の上限値は、靱性劣化を考慮して０．３％とし
た。

【００５０】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含有量の下限値は、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０．１％と
した。また、Ｍｏ含有量の上限は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同
様、靱性劣化を考慮して２．０％とした。

【００５１】Ｎは、オーステナイトフォーマーとして作
用する元素であり、溶接金属に含有させることによりマ
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含有量の下限値は、Ｃ同様、低Ｍｓ温度
が得られるための最低値として、０．００１％とした。
一方、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含有量の上限値を０．０５
％とした。

【００５２】次に、Ｎｉ系溶接金属の成分限定理由につ
いて説明する。

【００５３】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。Ｃ含有量が０．０１％より低
い場合には、マルテンサイト組織が得られにくく、高価
な合金元素の含有量を増加しなければ溶接金属の残留応
力低減効果が得られず経済的ではないので、安価元素で
あるＣを利用し、その経済メリットが出る含有量の下限
として０．０１％とした。一方、Ｃ含有量が０．２％よ
り高い場合には、溶接金属に溶接割れの問題や靱性劣化
を引き起こすため、その上限値を０．２％とした。

【００５４】Ｓｉは、脱酸元素として作用し、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、Ｓ
ｉ量を適切な値にコントロールすることは極めて重要で
ある。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
危険性があるため、その含有量の下限値を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、その含有量の上限値を０．５％とした。

【００５５】Ｍｎは、強度を上げる元素として作用し、
溶接金属の変態膨張時の降伏強度確保による圧縮弾性応
力の向上という観点から有効利用すべき元素である。

【００５６】Ｍｎ含有量が０．０１％より低くなると、
溶接金属の変態膨張時の降伏強度確保が困難になるた
め、その効果が得られる最低限の値としてその含有量の
下限値を０．０１％とした。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含有量の上限値を
２．０％とした。

【００５７】Ｐ及びＳは、本発明では不可避不純物であ
り、溶接金属に多く存在すると、その靱性が劣化するた
め、Ｐ及びＳの含有量のそれぞれの上限値を０．０３
％、０．０２％とした。

【００５８】Ｎｉは、オーステナイト（面心構造）を持
つ金属であり、溶接金属に含有させることにより、鉄の
オーステナイト（面心構造）を安定化し、オーステナイ
ト（面心構造）からフェライト（体心構造）に変態する
温度を低温化させる作用を有する。

【００５９】Ｎｉ系溶接金属におけるＮｉ含有量の下限
値は、溶接部の残留応力低減効果が現れる最低限の添加
量として６％とした。

【００６０】一方、Ｎｉ含有量の上限値は、溶接部の残
留応力低減の観点からこれ以上添加してもあまりその効
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１５％とし
た。

【００６１】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
る作用があり、マルテンサイト変態膨張による溶接部の
引張残留応力の低減効果を得るために、その含有量の下
限を０．０５％とする。一方、Ｃｕの過度の添加は、コ
ストを上げるため産業上も好ましくはないため、その含
有量の上限値を０．４％とした。

【００６２】Ｎｂは、溶接金属中でＮｂ炭化物を形成
し、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあるため経済
メリットは大きい。Ｎｂ含有量の下限値は、炭化物形成
によるマルテンサイト変態温度（Ｍｓ温度）における降
伏強度向上及びそれによる残溶接金属の引張残留応力低
減効果が得られる最低含有量として０．０１％とした。

【００６３】一方、過度の炭化物形成は、溶接金属の靱
性劣化が発生するため、その含有量の上限値は、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。

【００６４】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含有量の
下限値は、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０．１％とした。Ｖ含有量の上限値は、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。

【００６５】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含有量の範囲もＮｂ、Ｖと異
なった範囲が設定される。Ｔｉ含有量の下限は、その効
果が期待できる最低量として０．０１％とし、その含有
量の上限は靱性劣化を考慮して０．４％とした。

【００６６】Ｃｒは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化元素
である。また、Ｃｒはマルテンサイト変態温度（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含有量は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、Ｃ
ｒが高価であるため産業上好ましくはない。Ｃｒ含有量
の下限値は、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０．１％とした。Ｃｒ含有量の上限
値は、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３．０％とした。

【００６７】ＭｏもＣｒと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、その含有量の範囲はＣｒより狭
く設定した。Ｍｏ含有量の下限値は、Ｍｏ添加の効果が
期待できる最低限の値として０．１％とした。また、Ｍ
ｏ含有量の上限値は、これ以上添加すると、硬化しすぎ
るため溶接金属の靱性劣化が顕著になるため、３．０％
とした。

【００６８】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
度の低いマルテンサイト変態温度（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含有量の下
限値は、Ｃｏ添加の効果が期待できる最低限の値として
０．１％とした。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含有量の上限を２．
０％とした。

【００６９】以上、本発明の溶接金属の成分の限定理由
について述べてきたが、溶接金属の成分をこれらの範囲
に制御する方法として、付加ビード溶接に用いる溶接ワ
イヤ中の成分含有量を制御する方法や、付加ビード溶接
に用いる溶接ワイヤ及びフラックス中の成分含有量を制
御する方法、あるいは付加ビード溶接に用いる溶接心線
及び被覆フラックス中の成分含有量を制御する方法など
があるが、本発明においては、これらの方法によらず、
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
度の溶接継手の製造が実現できる。

【００７０】さらに、前述の本発明の溶接金属の成分を
付加ビード溶接に用いる溶接ワイヤ、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
の組み合わせ等により制御する方法は、当該溶接分野の
技術者ならば容易に成し得るものである。

【００７１】また、本発明において対象とする溶接変形
の強制処理方法は、橋梁、船舶等の溶接鋼構造物の製造
において、溶接構造物の工作精度や美観の向上のために
多く用いられる、塑性変形域で外力あるいは熱の付加に
よる矯正、例えば、ガスバーナー加熱やプレス加工など
の方法が適用できる。付加荷重、加熱温度などの矯正条
件は、鋼材の強度や溶接変形の程度により変わるために
特に限定する必要はなく、溶接変形矯正の目的を達成で
きる条件で良い。

【００７２】

【実施例】次に、本発明における実施例について説明す
る。

【００７３】図１は、溶接継手の疲労強度を測定するた
めに作製した角回し溶接継手であり、溶接部での応力集
中が他の溶接継手形状よりも厳しい。この角回し溶接継
手は、厚さ：１５ｍｍ、幅：７０ｍｍ、長さ：５００ｍ
ｍで強度：４９０ＭＰａ、７８０ＭＰａ、４００ＭＰａ
級の３種の鋼板を用いて、これらに厚さ：１２．５ｍ
ｍ、幅：１００ｍｍの両面ガセットを上部長さ：６０ｍ
ｍの位置で角回し溶接することにより作製した。この際
の本ビード溶接には、３種の各鋼材に対応した従来の溶
接材料を用い、本ビード１溶接後の溶接止端部の付加ビ
ード２溶接には、表１に示す成分の溶接ワイヤを用い、
溶接条件は、本ビード及び付加ビード共にワイヤ径：
１．２ｍｍ、電流：２２０Ａ、電圧：２７Ｖ、溶接速
度：２０ｃｍ／ｍｉｎで行った。角回し溶接継手に用い
た鋼板の種類と付加ビードに用いた溶接ワイヤの種類、
本ビード溶接後の付加ビード溶接と溶接変形の矯正処理
の手順、付加ビード溶接で形成された溶接金属のマルテ
ンサイト変態温度（Ｍｓ温度）及び成分組成、溶接継手
の疲労強度を表２及び表３に示す。なお、溶接変形の矯
正処理としては、塑性変形域での荷重付加またはバーナ
ー加熱を行った。この際、荷重付加による溶接変形の矯
正処理では、鋼材降伏強度の７割の応力に相当する荷重
を図１に示す荷重負荷方向Ｆに負荷した。ここで、荷重
付加を鋼材強度の７割の応力に相当する荷重とした理由
は、実構造物での溶接変形の矯正処理時の付加荷重の大
きさは溶接施工条件によって異なるものの、変形矯正す
るためには塑性歪の導入し、部分的に鋼材の降伏強度以
上の荷重を加わえる必要があり、その付加荷重として鋼
材降伏強度の７割の荷重が妥当であるとした。また、バ
ーナー加熱による矯正処理時の最高加熱温度は、同様に
塑性歪を導入し、部分的に鋼材を降伏させるために必要
な最高加熱温度として溶接表面で約６００℃とした。ま
た、マルテンサイト変態開始温度は、同じ溶接継手をい
くつか作製した後、その付加ビード部分よりフォーマス
ター試験片を採取し、フォーマスター試験によ測定し
た。溶接継手の疲労強度は、図１に矢印で示された方向
に応力を、０ＭＰａから所定応力までの間を正弦波形で
与える疲労試験を実施して、５００万回繰り返しても破
断しなかった応力振幅の最大値を疲労限として、５００
万回疲労強度を決定した。

【００７４】表２及び表３において、溶接継手Ｎｏ．１
〜７は、降伏強度：４９０ＭＰａの同じ強度の鋼板を用
いて両面ガセットを角回し溶接したものであり、溶接継
手Ｎｏ．１〜５は、溶接止端部の付加ビード溶接の際に
は、同じ成分組成の溶接ワイヤＷＡを用いて付加ビード
として充分に低いＭｓ変態温度（２１６℃）の溶接金属
を形成し、また、溶接継手Ｎｏ．６は、ＷＢを用いて負
荷ビードとしてＭｓ変態温度（３４５℃）の溶接金属を
形成し、溶接継手Ｎｏ．７は、ＷＤを用いて付加ビード
としてＭｓ変態温度（４６５℃）の溶接金属を形成し
た。

【００７５】このうち、溶接継手Ｎｏ．５は、溶接止端
部に付加ビードとして低温変態の溶接金属を形成した
後、矯正処理としての荷重負荷やバーナー加熱を実施し
ない本発明の対象外の比較例であり、当然ながら、溶接
継手の５００万回疲労限は１７５ＭＰａと高い。

【００７６】これに対して、溶接継手Ｎｏ．１及び４の
比較例は、溶接継手Ｎｏ．５と同じ成分組成の溶接ワイ
ヤＷＡを用いて同様に溶接止端部に付加ビードとして充
分に低いＭｓ変態温度（２１６℃）の溶接金属を形成し
ているが、その後、さらに、矯正処理として溶接継手Ｎ
ｏ．１では荷重負荷を、溶接継手Ｎｏ．４ではバーナー
加熱をそれぞれ実施しているために、溶接継手の５００
万回疲労限はそれぞれ１００ＭＰａ、９０ＭＰａとな
り、溶接継手Ｎｏ．５に比べて非常に低下している。ま
た、溶接継手Ｎｏ．７の比較例は、矯正処理として荷重
負荷を実施した後、ＷＤを用いて溶接止端部に付加ビー
ドを形成しているが、その溶接金属のＭｓ変態温度が４
６５℃と、本発明の降伏強度：４９０Ｍｐａの鋼板に対
するＭｓ変態温度範囲から高く外れているため、溶接継
手の５００万回疲労限はそれぞれ１００ＭＰａとなり、
溶接継手Ｎｏ．５に比べて非常に低下している。

【００７７】一方、溶接継手Ｎｏ．２、３および６の発
明例は、本ビード溶接後に、矯正処理として溶接継手Ｎ
ｏ．２および６では荷重負荷を、溶接継手Ｎｏ．３では
バーナー加熱をそれぞれ実施しているが、その後、さら
に、溶接止端部に付加ビードとして本発明の降伏強度：
４９０ＭＰａの鋼板に対するＭｓ変態温度の範囲内（Ｎ
ｏ．２、３では２１６℃、Ｎｏ．６では、３４６℃）の
溶接金属を形成しているため、溶接継手の５００万回疲
労限はそれぞれ１７５ＭＰａ、１８０ＭＰａ、１７０Ｍ
Ｐａとなり、何れも溶接継手Ｎｏ．５の矯正処理を実施
しない例と同等以上の高い疲労強度が得られている。

【００７８】溶接継手Ｎｏ．８〜１０は、降伏強度：７
８０ＭＰａの同じ強度の鋼板を用いて両面ガセットを角
回し溶接したものであり、溶接止端部の付加ビード溶接
の際に、溶接継手Ｎｏ．８及び９は、同じ成分組成の溶
接ワイヤＷＣを用いて付加ビードとして充分に低いＭｓ
変態温度（２４０℃）の溶接金属を形成し、溶接継手Ｎ
ｏ．１０は溶接ワイヤＷＤを用いて付加ビードとしてＭ
ｓ変態温度が高い（４５０℃）の溶接金属を形成した。

【００７９】溶接継手Ｎｏ．８及び９は、同じ溶接ワイ
ヤＷＣを用いて溶接止端部に付加ビードとして充分に低
いＭｓ変態温度（２４０℃）の溶接金属を形成している
が、溶接継手Ｎｏ．８の比較例は、この付加ビード溶接
後に、矯正処理として溶接継手に荷重負荷を加えたため
に、溶接継手の５００万回疲労限は９０ＭＰａと低下し
たのに対して、溶接継手Ｎｏ．９の発明例は、矯正処理
後に付加ビード溶接をしたために溶接継手の５００万回
疲労限は１９０ＭＰａと充分な疲労強度が得られた。

【００８０】また、溶接継手Ｎｏ．１０の比較例は、溶
接継手Ｎｏ．９の発明例と同様に、矯正処理後に付加ビ
ード溶接をしたが、付加ビード溶接に用いた溶接ワイヤ
ＷＤが適切でなかったために、付加ビードとして形成さ
れた溶接金属の成分組成が本願発明範囲から外れ、その
Ｍｓ変態温度も４５０℃と本願発明範囲より高くなった
ため、溶接継手の５００万回疲労限は１００ＭＰａと所
要疲労強度を維持できなかった。

【００８１】溶接継手Ｎｏ．１１及び１２は、降伏強
度：４００ＭＰａの同じ強度の鋼板を用いて両面ガセッ
トを角回し溶接したものであり、溶接継手Ｎｏ．１１
は、溶接止端部の付加ビード溶接の際に、溶接ワイヤＷ
Ａを用いて付加ビードとして充分に低いＭｓ変態温度
（２２０℃）の溶接金属（Ｃｒ系溶接金属の成分系に相
当する）を形成し、溶接継手Ｎｏ．１２は、溶接止端部
の付加ビード溶接の際に、溶接ワイヤＷＢを用いたため
付加ビードとしてＭｓ変態温度が高い（３２０℃）の溶
接金属（Ｎｉ系溶接金属の成分系に相当する）を形成し
た。

【００８２】溶接継手Ｎｏ．１１及び１２は、何れも矯
正処理後に溶接止端部の付加ビード溶接を行っている
が、溶接継手Ｎｏ．１２の比較例は、降伏強度：４００
ＭＰａの鋼材の付加ビード溶接としては、不適当な溶接
ワイヤＷＢを用いＮｉ系溶接金属に相当する成分組成
で、３２０℃と比較的高いＭｓ変態温度の溶接金属を形
成したために、溶接継手の５００万回疲労限は１００Ｍ
Ｐａと所要疲労強度を維持できなかった。これに対し
て、溶接継手Ｎｏ．１１の発明例は、強度：４００ＭＰ
ａの鋼材の付加ビード溶接としては、適当な溶接ワイヤ
ＷＡを用いＣｒ系溶接金属に相当する成分組成で、２２
０℃と充分に低いＭｓ変態温度の溶接金属を形成したた
めに、溶接継手の５００万回疲労限は１４０ＭＰａと高
い疲労強度を維持できた。

【００８３】以上のように、本発明に従えば、溶接後に
溶接変形の矯正処理が不可欠な溶接構造物の疲労特性を
確実に向上することができ、溶接構造物の信頼性はます
ます確実なものとできる。

【００８４】

【表１】

【００８５】

【表２】

【００８６】

【表３】

【００８７】

【発明の効果】以上のように、本発明によれば、溶接後
に溶接変形の矯正処理が不可欠な溶接構造物の疲労特性
を向上することが可能となるため、本発明の適用により
工業的価値は極めて高いものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】溶接継手の疲労強度を測定するために作製した
角回し溶接継手を示す図である。

【符号の説明】

１ 本ビード ２ 付加ビード Ｆ 荷重負荷方向

───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ４００ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼
   材を溶接施工後に溶接変形の矯正処理を行う溶接継手の
   製造方法において、前記溶接変形の矯正処理後、さら
   に、溶接止端部に付加ビードとしてマルテンサイト変態
   開始温度が３００〜１５０℃である溶接金属を形成させ
   ることを特徴とする疲労強度に優れた溶接継手の製造方
   法。
2. 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、
   Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、
   Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜
   １２％、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５
   ％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶接金
   属を形成させることを特徴とする請求項１に記載の疲労
   強度に優れた溶接継手の製造方法。
3. 【請求項３】 さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜
   ０．４％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０
   ５〜０．５％の１種または２種以上を含有する溶接金属
   を形成させることを特徴とする請求項２に記載の疲労強
   度に優れた溶接継手の製造方法。
4. 【請求項４】 ４９０ＭＰａ以上の降伏強度を有する鋼
   材を溶接施工後に溶接変形の矯正処理を行う溶接継手の
   製造方法において、前記溶接変形の矯正処理後、さら
   に、溶接止端部に付加ビードとしてマルテンサイト変態
   開始温度が４００〜２００℃である溶接金属を形成させ
   ることを特徴とする疲労強度に優れた溶接継手の製造方
   法。
5. 【請求項５】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓ
   ｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
   Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：６〜
   １５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶
   接金属を形成させることを特徴とする請求項４に記載の
   疲労強度に優れた溶接継手の製造方法。
6. 【請求項６】 さらに、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種以上を含有する溶接金属を形
   成させることを特徴とする請求項５に記載の疲労強度に
   優れた溶接継手の製造方法。
7. 【請求項７】 さらに、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
   上を含有する溶接金属を形成させることを特徴とする請
   求項５または６の何れかに記載の疲労強度に優れた溶接
   継手の製造方法。
8. 【請求項８】 前記溶接変形の矯正処理はガスバーナー
   加熱またはプレス加工の何れか１種または２種の方法を
   用いて行うことを特徴とする請求項１〜７のうちの何れ
   か１項に記載の疲労強度に優れた溶接継手の製造方法。