JP3705171B2 - レーザ溶接された鋼構造部材及びその鋼構造部材に用いる鋼材 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、レーザ溶接された鋼構造部材及びその鋼構造部材に用いる鋼材に関し、詳しくは、疲労強度特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材及びその鋼構造部材に用いる鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
橋梁、船舶、海洋構造物、建築物、タンクなど各種の鋼構造物、なかでもその溶接部は破壊の起点となることも多く、強度、靱性、疲労特性など各種の機械的性質に優れていることが要求され、上記鋼構造物に使用される鋼材には、一般に構造安全性や経済性の観点から優れた溶接施工性が要求される。
【０００３】
前記鋼構造物に要求される機械的性質のうちでも特に疲労特性は、降伏応力以下の比較的小さな応力でも構造物全体の破壊に到る可能性があるため、安全確保の観点から重要な特性である。なお、鋼構造物における溶接部の疲労強度特性は母材のそれより劣ることが多いので極めて重要である。
【０００４】
溶接金属と溶接熱影響部とからなる溶接部の特性は、溶接方法、つまりエネルギ供給源の影響を受ける。
【０００５】
従来、溶接のエネルギ供給源としては、▲１▼電気的エネルギ、▲２▼化学的エネルギ、▲３▼機械的エネルギ、▲４▼超音波エネルギ及び、▲５▼光エネルギが知られており、それぞれのエネルギ源の代表的な溶接方法として、▲１▼アーク溶接や抵抗溶接、▲２▼ガス溶接やテルミット溶接、▲３▼摩擦溶接、▲４▼超音波溶接、▲５▼レーザ溶接などがある。
【０００６】
上記溶接方法のなかでレーザ溶接はエネルギを極めて高い密度に収束できる。このため、その溶接入熱量は他の溶接方法に比べて著しく低く、溶接による変形を小さく抑えることが可能である。したがって、レーザ溶接は薄鋼板の接合に加えて、近年では造船、建設機械などの分野における厚鋼板の接合にもその用途を広げつつあり、又、「レーザ加工」は薄鋼板や厚鋼板の切断にも用いられつつある。なお、レーザ加工は非接触の切断方法であるので加工歪みが生じやすい場合にも適用できるし、レーザスポットの軌跡は任意に描くことが可能なため様々な形状にも対応することができる。
【０００７】
レーザ溶接した場合の鋼構造物やその溶接継手に対しても、従来の他の溶接方法による場合と同様、高い疲労強度特性を確保することは極めて重要である。
【０００８】
レーザ溶接した場合の溶接部疲労強度の向上に関する技術として、特開平１１−５８０６０号公報に「レーザ突き合わせ溶接用治具及びレーザ突き合わせ溶接による溶接部構造」が開示されている。しかし、前記公報で提案された技術はレーザ溶接施工技術に関連するもので、溶接部の疲労強度向上のためには特殊なレーザ突き合わせ溶接用治具を用いる必要があり、必ずしも一般的な技術とはいい難い。
【０００９】
特公平５−１４７８２号公報には、「疲労特性に優れたレーザ加工用鋼板」に関する技術が開示されている。しかし、この公報で提案された技術は、単に自由表面となっているレーザ切断部の疲労強度に優れるレーザ加工用鋼板に関するものである。このため、この技術をレーザ溶接に適用しても必ずしもレーザ溶接部の疲労強度を高めることはできない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、疲労強度特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材と、その鋼構造部材に用いる鋼材を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示すレーザ溶接された鋼構造部材、（４）及び（５）に示すその鋼構造部材に用いる鋼材にある。
【００１２】
（１）母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下であるレーザ溶接された鋼構造部材。
【００１３】
ここで、上記ボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域におけるビッカース硬さの重み付き平均値とは、試験力９．８０７Ｎ以下で試験した際、ボンド部からの距離がＤ（ｍｍ）の位置でのビッカース硬さをＨＶ１Ｄ として下記 (1)式で表される値を指す。
【００１４】
重み付き平均値＝０．４×ＨＶ１０．４ ＋０．３×ＨＶ１０．８ ＋０．２×ＨＶ１１．２ ＋０．１×ＨＶ１１．６ ・・・(1)。
【００１５】
（２）鋼が質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる上記（１）に記載のレーザ溶接された鋼構造部材。
【００１６】
（３）鋼が質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下である上記（１）に記載のレーザ溶接された鋼構造部材。
【００１７】
（４）レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下で、且つ下記 (2)で表される値が１００以下である鋼材。
【００１８】
｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ１−０．２）＋１）・・・(2)、
ここで、ＨＰ１は元素記号をその合金元素の質量％での含有量として下記 (3)式で表される値である。
【００１９】
ＨＰ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／５０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｍｏ／３０）・・・(3)。
【００２０】
（５）レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下で、且つ下記 (4)で表される値が１００以下である鋼材。
【００２１】
｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ２−０．２）＋１）・・・・・(4)、
ここで、ＨＰ２は元素記号をその合金元素の質量％での含有量として下記 (5)式で表される値である。
【００２２】
ＨＰ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／５０）＋｛（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０｝＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｖ／２０）＋Ｃａ＋（Ｍｏ／３０）・・・(5)。
【００２３】
なお、熱効率ηとはレーザ照射されたエネルギがどの程度被処理材である鋼材中に投入されるかを示す指標であり、出力エネルギに対する比率をいう。
【００２４】
本発明者らは、疲労特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材を得るために、先ず、レーザ溶接した場合の疲労亀裂発生部位に関して調査した。
【００２５】
その結果、レーザ溶接の場合にも従来の他の溶接方法の場合と同様に溶接止端（以下、単に「止端」という）で疲労亀裂が発生することが明らかになった。なお、溶接継手における疲労亀裂発生部位が止端となるのは、止端は形状変化部であるため歪みが集中するという形状要因と、母材の熱影響部と溶接金属との境界であるボンド部の一部であるため材料面で不均質になっているという材料面的要因とによるものである。
【００２６】
次いで、本発明者らは、レーザ溶接した場合の溶接接合部硬さ分布と疲労特性との関係について検討を加えた。これは、レーザ溶接は従来の他の溶接方法に比べて溶接入熱が極めて少なく溶接直後の冷却速度が非常に速いので、レーザ溶接した場合、前記大きな冷却速度のために鋼の成分系によっては溶接金属の硬さが母材の硬さに比べてかなり高い値となり、溶接金属と溶接熱影響部との境界であるボンド部の近傍における硬さ分布が従来の他の溶接継手と大きく異なることがあるため、その影響を明らかにしようとするものである。
【００２７】
すなわち、構造用鋼として適用可能な各種の鋼を実験室規模で数多く溶製して鋼板を得、実際にレーザ溶接を初めとする各種の溶接方法を施して溶接継手を作製し、この継手から機械加工によって試験部幅が４０ｍｍ、試験部平行長さが２５０ｍｍ、掴み部幅が７０ｍｍで全長が７００ｍｍの軸力疲労試験片を採取し、軸力荷重制限下のサイン波形（ｓｉｎ波形）で荷重比Ｒが０．１の条件での疲労試験を行い、継手疲労強度を評価した。
【００２８】
その結果、先ず下記の事項が明らかになった。
【００２９】
（ａ）同じ素材鋼の場合、炭酸ガスアーク溶接など従来の溶接方法では、鋼板の引張強度レベルを変えると、鋼板自身の母材疲労強度は引張強度に応じて向上するが、溶接継手の疲労強度には鋼板の強度レベルによる相違は認められない。
【００３０】
（ｂ）レーザ溶接した場合の継手の疲労強度には明瞭な鋼材依存性が認められる。
【００３１】
そこで次に、レーザ溶接の場合に溶接継手の疲労強度が鋼材に依存する現象に関し、溶接施工によって生じる継手部の材料的又は形状的不均質性に着目して詳細に検討した。その結果、次の新たな知見を得た。
【００３２】
（ｃ）溶接金属と溶接熱影響部との境界であるボンド部の近傍における硬さ分布が疲労亀裂発生部の応力分布に大きく影響し、上記ボンド部の近傍における硬さ分布は、母材となる鋼の化学組成の影響を受ける。
【００３３】
（ｄ）ボンド部近傍の形状及びこの部位の材料によって疲労亀裂の発生と疲労強度が決定される。
【００３４】
そこで更に、レーザ溶接部の硬さ分布（すなわち強度分布）を反映させて、ボンド部からの距離に応じて応力−歪み関係を適切に入力、すなわち、予め鋼板の引張強度と硬さとの関係をマスターカーブとして準備しておき、硬さ値から引張強度を推定し、又、その引張強度値を基に一様伸び、降伏応力を設定して弾塑性有限要素解析することを行った。その結果下記の事項が判明した。
【００３５】
（ｅ）ボンド部近傍における硬さ変化が大きい場合、硬さ急変部での歪み集中が大きくなり疲労亀裂の発生が容易になる。したがって、硬さ分布が均一なほど、レーザ溶接構造部材の疲労強度が向上する。
【００３６】
（ｆ）疲労亀裂発生点での歪み分布は、形状的な因子を除くと、継手内の疲労亀裂発生点近傍における強度分布（硬さ分布）で決定される。
【００３７】
（ｇ）疲労亀裂発生寿命を決定する亀裂発生部の歪み集中は、各種加工、脱炭、酸化皮膜などの影響がない母材表面から１ｍｍの深さにある位置での硬さ分布と相関を有する。すなわち、上記位置でのレーザ溶接後の溶接金属側１．６ｍｍ以内の領域におけるボンド部からの距離をパラメータとする硬さの重み付き平均値と、ボンド部から母材側、つまり溶接熱影響部側１．６ｍｍ以内の領域におけるボンド部からの距離をパラメータとする硬さの重み付き平均値との比率が亀裂発生部の歪み集中に大きく影響し、上記比率が１．６以下の場合にレーザ溶接構造部材は良好な疲労強度を有する。
【００３８】
そこで更に、前記母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下となる溶接構造部材を得るための、レーザ溶接条件および鋼材の組合せを特定すべく検討を行った。
【００３９】
その結果、下記の事項が判明した。
【００４０】
（ｈ）ＨＶmax を溶接部の最高ビッカース硬さ、ＨＶBMを母材のビッカース硬さとして、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位での溶接熱影響部の幅）」の値が１００以下となるようにレーザ溶接条件、鋼材成分を組合せることによって、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下を安定且つ確実に達成することができる。なお、以下の説明において、「溶接熱影響部の幅」を「ＨＡＺ幅」ということがある。
【００４１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００４２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００４３】
本発明においては、母材表面から１ｍｍの深さにある位置におけるレーザ溶接後のボンド部の近傍における硬さ分布を規定する。
【００４４】
これは、鋼構造部材を構成する鋼材の極表層の硬さ値には、各種の加工、脱炭、酸化皮膜などが複雑に影響するが、母材表面から１ｍｍの深さにある位置の硬さ値には、上記の各種加工、脱炭、酸化皮膜などが影響することがないためである。
【００４５】
上記母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍を超えると、歪み集中が生じて疲労亀裂が著しく発生しやすくなる。したがって、上記溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値を溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下と規定した。ここで、上記ボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域におけるビッカース硬さの重み付き平均値が、試験力９．８０７Ｎ以下で試験した際、ボンド部からの距離がＤ（ｍｍ）の位置でのビッカース硬さをＨＶ１Ｄ として下記 (1)式で表される値を指すことは既に述べたとおりであり、 (1)式における各係数は、疲労亀裂発生部における歪み集中係数に及ぼす影響度合いを考慮して決定したものである。
【００４６】
重み付き平均値＝０．４×ＨＶ１０．４ ＋０．３×ＨＶ１０．８ ＋０．２×ＨＶ１１．２ ＋０．１×ＨＶ１１．６ ・・・(1)。
【００４７】
なお、本発明においては硬さの測定間隔を０．４ｍｍとした。これは、弾塑性有限要素解析による硬さ分布、すなわち材料強度分布が疲労亀裂発生部の歪み集中に及ぼす影響を詳細に調査した結果、歪み集中を精度良く評価するためには測定間隔を０．４ｍｍとすれば十分であると判明したことに基づくものである。硬さ測定を０．４ｍｍ未満の間隔で行ってもよいが、時間と労力が嵩む。
【００４８】
ビッカース硬さ試験における試験力を９．８０７Ｎ以下としたのは、これより大きな試験力では、上記０．４ｍｍ間隔の硬さ測定を行う場合に、JIS Z 2244のビッカース硬さ試験−試験方法に規定されたくぼみの位置条件を満たさない場合が生ずるからである。なお、試験力は９．８０７Ｎ以下でありさえすればどんな値としてもよいが、例えば前記JIS Z 2244の表１に記載の０．０９８０７〜９．８０７Ｎの試験力とすることが好ましい。
【００４９】
次に、本発明のレーザ溶接された鋼構造部材の素材鋼は、その化学組成を以下のようにするのがよい。
【００５０】
Ｃ：０．００３〜０．０７％
Ｃは、鋼構造物の強度確保のために０．００３％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が０．０７％を超えると、小入熱を特徴とするレーザ溶接後の急速冷却によって溶接金属の硬さが極めて高くなり、その結果、通常のレーザ溶接条件の下では前記の硬さ規定を満たすことができない場合がある。したがって、Ｃの含有量は０．００３〜０．０７％とするのがよい。なお、Ｃ含有量の上限は０．０５％とすることがより好ましい。
【００５１】
Ｓｉ：０．１〜０．６％
Ｓｉは、脱酸作用を有するので０．１％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が０．６％を超えると、破壊靱性値が低下する場合がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．１〜０．６％とするのがよい。なお、Ｓｉ含有量は０．２５〜０．５％とすることがより好ましい。
【００５２】
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、鋼構造物の強度確保のためと、レーザ溶接時の凝固割れの防止のために０．３％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が２．０％を超えると、レーザ溶接施工が困難となる場合がある。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２．０％とするのがよい。なお、Ｍｎ含有量は０．５〜１．８％とすることがより好ましい。
【００５３】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸作用を有するので０．０１％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が０．１％を超えると、破壊靱性値が低下したり鋼の清浄性が確保し難くなることがある。したがって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％とするのがよい。なお、Ａｌ含有量の上限は０．０５％とすることがより好ましい。本発明でいうＡｌ含有量とは、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）量を指す。
【００５４】
本発明のレーザ溶接された鋼構造部材の素材鋼には、上記の各成分元素に加えて更に、前記第１群〜第３群のうちの１群以上を含有させてもよい。これらの合金元素の作用効果と望ましい含有量は下記のとおりである。
【００５５】
Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％
Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕには微量で低温での靱性を改善する作用があり、又、溶接熱影響部の靱性を改善する作用もある。そのため、低温での靱性や溶接接合部での靱性を確保する目的で含有させてもよいが、上記３元素のいずれについてもその含有量が０．０１％未満では前記効果が得難い。一方、Ｃｒを０．１５％を超えて、Ｎｉを０．１５％を超えて、又、Ｃｕを０．３５％を超えて含有させても、前記効果が飽和するばかりか、却って靱性劣化を招く場合もある。したがって、上記のＣ〜Ａｌに加えて更に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのうちの１種以上を添加する場合には、Ｃｒの含有量を０．０１〜０．１５％、Ｎｉの含有量を０．０１〜０．１５％、Ｃｕの含有量を０．１〜０．３５％とするのがよい。
【００５６】
Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
Ｖ及びＮｂには靱性や強度を高める作用があるので、鋼材に靱性や強度を確保させたい場合にはこれらの元素を含有させてもよいが、いずれもその含有量が０．０１％未満では前記効果が得難い。一方、Ｖを０．０７％を超えて、又、Ｎｂを０．０６％を超えて含有させると、溶接熱影響部の靱性が劣化する場合がある。したがって、上記のＣ〜Ａｌに加えて更に、Ｖ、Ｎｂのうちの１種以上を添加する場合には、Ｖの含有量を０．０１〜０．０７％、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．０６％とするのがよい。
【００５７】
Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％
Ｔｉ及びＣａには溶接熱影響部の組織を微細化する作用があるので、溶接熱影響部組織を微細化して機械的性質を高める等の目的で含有させてもよいが、Ｔｉ含有量が０．００３％未満、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では前記溶接熱影響部組織の微細化効果が得難い。一方、Ｔｉを０．０１５％を超えて含有させると靱性が劣化するし、Ｃａを０．００６％を超えて含有させるとＣａＯ介在物の含有量が多くなり過ぎて鋼の清浄度が著しく低下する。したがって、上記のＣ〜Ａｌに加えて更に、Ｔｉ、Ｃａのうちの１種以上を添加する場合には、Ｔｉの含有量を０．００３〜０．０１５％、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００６％とするのがよい。
【００５８】
なお、不純物元素としてのＭｏは、その含有量を以下のとおりにするのがよい。
【００５９】
Ｍｏ：０．０８％以下
Ｍｏは、ＣＯＤ（亀裂開口変位）特性など破壊靱性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイト組織の生成を助長し、特にその含有量が０．０８％を超えると島状マルテンサイト組織の割合が増加して溶接部の破壊靱性が著しく低下する場合がある。したがって、不純物としてのＭｏの含有量は０．０８％以下とするのがよい。
【００６０】
又、本発明の出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材は、その化学組成を前記したＣ〜Ｍｏの範囲にするとともに、前記(2)又は(4)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい。
【００６１】
すなわち、上記厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材が、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下の場合、前記 (2)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい。
【００６２】
又、上記厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材が、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下である場合、前記 (4)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい。
【００６３】
以下、前記(2)又は(4)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい理由について説明する。
【００６４】
図２は縦軸に溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値と溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値との比（硬さ比）、横軸に「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値の測定値をとって整理した図である。この図から、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値が１００以下であれば、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下という条件が安定且つ確実に達成でき、したがって、疲労強度に優れた溶接構造部材の実現可能なことが明らかである。
【００６５】
なお、上記「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値（つまり、ＨＶmax 、ＨＶBM及びｍｍ単位でのＨＡＺ幅の具体的な値）の測定は、実際にレーザ溶接した小型サンプルを用いて測定しても良いが、多くの時間と労力とが必要になる。したがって、前記の値を実際のレーザ溶接を行うことなく見積もることが極めて重要になる。
【００６６】
そこで、本発明者らが種々検討を行った結果、下記(A)〜(E)の手順に従って処理することで、レーザ溶接条件としてのレーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η及び溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）、並びに鋼構造部材の厚さｈ（ｃｍ）とその部材に用いる鋼材の化学組成がわかれば、実際にレーザ溶接を行わなくても「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値の見積もりができることが明らかになった。
【００６７】
(A) レーザ溶接条件として、レーザ出力Ｌ（Ｗ）、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）及び被処理材である鋼材の厚さｈ（ｃｍ）を設定する。
【００６８】
(B) ２次元熱流を仮定することにより、８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）とＨＡＺ幅（ｍｍ）を理論解から導出する。
【００６９】
(C) 上記 (B)の８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）と、被処理材である鋼材の化学組成（すなわち母材の化学組成）から、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が1秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を推定する。
【００７０】
(D) ８００〜５００℃の温度域での冷却時間が1秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の推定値を用いて、溶接条件から推定される冷却時間における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を導出する。
【００７１】
(E) ２次元熱流を仮定して求めた上記 (B)のＨＡＺ幅から、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値を算出する。
【００７２】
以下、上記(A)〜(E)に関して詳しく説明する。
【００７３】
手順 (A)： ここでは、レーザ溶接条件として、レーザ出力Ｌ（Ｗ）、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）及び被処理材である鋼材の厚さｈ（ｃｍ）を設定する。
【００７４】
通常、レーザ溶接施工においては、被処理材である鋼材の厚さｈ（ｃｍ）を貫通させるようなレーザ出力と溶接速度の組合せを用いる。具体的な組合せについては、例えば、木谷の解説（圧力技術、第３６巻第６号（１９９８年）、第４６０〜４６５ページ）に記されているものを用いることにすればよい。
【００７５】
なお、既に述べたように熱効率ηとはレーザ照射されたエネルギがどの程度被処理材である鋼材中に投入されるかを示す指標で、出力エネルギに対する比率を指す。この熱効率は、一般にシールドガスの影響なども受け、溶接・接合便覧（編者：社団法人溶接学会、発行所：丸善株式会社、発行日：平成２年９月３０日）には、熱効率ηが６０％の場合があることも示されている。ここでは、後述する (B)の２次元熱流理論解析による８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）と、熱電対を用いた８００〜５００℃の温度域での冷却時間の実測値とを比較し、両者の対応から、フォーカス量が２．５ｍｍ以上の場合には熱効率ηとして０．５を用いればよく、フォーカス量が２．５ｍｍ未満の場合には、熱効率ηとして０．２５を用いればよいことがわかった。なお、「フォーカス量」とは、レーザ光を円錐状に集束する際の、集束した点と被処理材である鋼材表面との距離を指す。
【００７６】
手順 (B)： 溶接冶金学（著者：松田福久、発行所：日刊工業新聞社、発行日：昭和５０年８月２０日）において、レーザ溶接のようなエネルギビーム溶接を行った際の温度分布は、２次元熱流によって精度良く近似できることが明らかにされている。すなわち、２次元熱流の仮定をおくと、下記の (6)式から温度θ（℃）における冷却速度ＣＲ「θ」（℃／秒）が又、 (7)式から、温度θ1（℃）からθ2（℃）までの冷却時間ＣＴ「θ1〜θ2」（秒）が各々与えられる。
【００７７】
上記『溶接冶金学』おいては、λを熱伝導度（ｃａｌ／（ｃｍ・℃・秒）、ｃを比熱（ｃａｌ／（ｇ・℃）、ρを密度（ｇ／ｃｍ３ ）、ｖを溶接速度（ｃｍ／分）、ｈを被処理材である鋼材の厚さ（ｃｍ）、Ｌをレーザ出力（Ｗ）、ηを熱効率、Ｑを入熱でＬηに相当するもの、θを冷却速度を求めている温度（℃）、θ1とθ2をそれぞれ冷却時間を求めようとしている高温側温度（℃）と低温側温度（℃）、又、θ0を初期温度（或いは環境温度、（℃））として、以下の式が示されている。
【００７８】
ＣＲ「θ」＝２πλｃρ（ｖｈ／Ｑ）２ （θ−θ0)３ ・・・(6)、
ＣＴ「θ1〜θ2」＝（４πλｃρ)−１（Ｑ／ｖｈ）２ ｛(θ2−θ0)−２−(θ1−θ0)−２｝・・・(7)。
【００７９】
上記 (7)式から、任意の溶接条件での冷却時間ＣＴ（秒）が容易に計算できる。橋本らは、この理論式に基づいて論文（溶接学会誌、第３３巻第１０号（１９６４年）、第９１８〜９２７ページ）中で、電子ビーム溶接した際の溶接熱影響部における８００〜５００℃の温度域での冷却時間ＣＴ「８００〜５００」（秒）について、次の (8)式を提案している。
【００８０】
ＣＴ「８００〜５００」＝３．８×１０−２×｛（ＥI・η)／（ｖｈ）｝２ ×｛(５００−θ0)−２− (８００−θ0)−２｝・・・(8)、
ここで、ＥIは電子ビームの出力（Ｗ）を指し、その他の記号は既に述べたものと同じである。
【００８１】
本発明が対象とするレーザ溶接の熱伝導挙動は、上記電子ビーム溶接の熱伝導挙動と極めて類似している。したがって、レーザ溶接に対しては、上記 (8)式と同様の (9)式が適用できると考えてよい。
【００８２】
ＣＴ「８００〜５００」＝３．８×１０−２×｛（Ｌη)／（ｖｈ）｝２ ×｛(５００−θ0)−２− (８００−θ0)−２｝・・・(9)。
【００８３】
ここで、ＣＴ「８００〜５００」はレーザ溶接した際の溶接熱影響部における８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）である。初期温度（或いは環境温度）のθ0を２０℃とすれば、下記 (10)式が得られる。なお、既に述べたようにＬはレーザ出力（Ｗ）を指す。
【００８４】
ＣＴ「８００〜５００」＝１．０２５×１０−７×｛（Ｌη)／（ｖｈ）｝２ ・・・(10)。
【００８５】
この(10)式から、フォーカス量が２．５ｍｍ以上の場合には熱効率ηとして０．５を用い、又、フォーカス量が２．５ｍｍ未満の場合には、熱効率ηとして０．２５を用いることで、８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）を推定することが可能である。
【００８６】
一方、ｃｍ単位でのＨＡＺ幅はある特定の最高到達温度（℃）に対し、その等温度線から求めることができ、ｍｍ単位でのＨＡＺ幅は上記ｃｍ単位でのＨＡＺ幅を１０倍することで求められる。
【００８７】
すなわち、２次元熱流を仮定した場合、ある特定の最高到達温度θmax （℃）に対し、その等温度線と溶融境界線との距離ｙ「θmax」（ｃｍ）は、前記した溶接冶金学によれば下記(11)式で表される。
【００８８】
（θmax−θ0)−１＝｛４．１３ｃρｈ・ｙ「θmax」／（Ｑ／ｖ）｝＋（θm−θ0)−１・・・(11)、
ここで、θmaxは最高到達温度（℃）、θmは被処理材である鋼材の溶融点温度（℃）を指し、その他の記号は既に述べたものと同じである。
【００８９】
上記(11)式をｙ「θmax」（ｃｍ）について解けば、(12)式が得られる。この(12)式から、ある設定された温度θmax（℃）に到達した位置の溶融境界線からの距離を求めることができる。
【００９０】
ｙθ「max」＝ ｛(θmax−θ0)−１−(θm−θ0)−１｝（Ｑ／ｖ）／（４．１３ｃρｈ）・・・(12)。
【００９１】
例えば、ｍｍ単位でのＨＡＺ幅を見積もるのに際し、最高到達温度θmaxがそれぞれ１３５０℃と７５０℃で挟まれた領域を溶接熱影響部（すなわちＨＡＺ）とし、溶融点温度θmを１５３０℃、θ0を２０℃、ｃρを前記した溶接冶金学に記載の３．９ｃａｌ／（ｃｍ３ ・℃）とすることで、先ず、ｃｍ単位でのＨＡＺ幅を下記 (13)式を用いて算出することができる。そして、(13)式を用いて算出したｃｍ単位でのＨＡＺ幅を１０倍することでｃｍ単位でのＨＡＺ幅を求めることができる。
【００９２】
【００９３】
以上説明した手順(A)及び(B)に基づいて、レーザ出力Ｌが５〜３０ｋＷ、熱効率ηが０．５と０．６、溶接速度ｖが５０〜２５０ｃｍ／分、すなわち０．８３〜４．２ｃｍ／秒、被処理材である鋼材の厚さｈが０．２〜１．７ｃｍの場合について、８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）とＨＡＺ幅（ｍｍ）を計算した結果の一例を、表１〜５に示す。
【００９４】
なお、計算で得られたＨＡＺ幅が０．８ｍｍ以下の場合には、溶融部が鋼材の厚さ方向に貫通しないと判断し、表に解析結果を示さなかった。又、低いレーザ出力で貫通溶接できる場合、高出力のレーザを照射することは実際の施工では考えられない。そこで、レーザ出力が５ｋＷを超える出力に対しては、その出力未満では溶接できない条件の解析結果のみを示した。
【００９５】
【表１】
【００９６】
【表２】
【００９７】
【表３】
【００９８】
【表４】
【００９９】
【表５】
【０１００】
上記の、手順(A)及び(B)に基づいて計算した結果の一例を示す表１〜５から、下記▲１▼〜▲４▼の事項が明らかである。
【０１０１】
▲１▼実用的な溶接条件下では、ＨＡＺ幅は高々１．８ｍｍ程度である。
【０１０２】
▲２▼実用的な溶接条件下では、８００〜５００℃の温度域での冷却時間はほぼ１〜２秒であり、０．２〜５秒の範囲をカバーすれば十分である。
【０１０３】
▲３▼レーザ出力の上昇に伴い、溶接可能な板厚（すなわち、被処理材である鋼材の厚さ）と溶接速度が大きくなる。
【０１０４】
▲４▼熱効率によって、ＨＡＺ幅、８００〜５００℃の温度域での冷却時間がともに変化する。
【０１０５】
手順 (C)： 次に、８００〜５００℃の温度域での任意の冷却時間ｔ（秒）における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値（以下、単に（ＨＶmax −ＨＶBM）と表記する）を導出するために、冷却時間が１秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値（（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）と表記することがある）を推定する。
【０１０６】
本発明者らは、予備実験を行って、レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、被処理材である鋼材の厚さｈ（ｍｍ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の各種組合せの場合に、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が１秒となる条件を見出し、これに基づいて各種鋼材に対しレーザ溶接を行い、（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）の値を実測した。
【０１０７】
その結果、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が１秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値、すなわち（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）は、被処理材である鋼材の化学組成によって一義的に決まることが判明した。更に、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が１秒における（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）の値は、下記(14)式によって高い相関で近似できることも新たに判明した。
【０１０８】
（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）「８００〜５００」＝３００／（ｅ−２４（ＨＰ −０．２）＋１）・・・(14)。
【０１０９】
ここで、ＨＰは元素記号をその合金元素の質量％での含有量として、既に述べた(5)式（又は(3)式）に対応するものである。
【０１１０】
手順 (D)： 次に、８００〜５００℃の温度域での任意の冷却時間ｔ（秒）における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を導出する。
【０１１１】
既に手順 (B)の項で述べたように、実用的な溶接条件下では、８００〜５００℃の温度域での冷却時間はほぼ１〜２秒であり、０．２〜５秒の範囲をカバーすれば十分である。
【０１１２】
本発明者らが、レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、被処理材である鋼材の厚さｈ（ｍｍ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）を種々変えて実験を行った結果、８００〜５００℃の温度域での冷却時間ｔが０．２〜５秒の範囲では、横軸に対数目盛での冷却時間をとり、縦軸に（ＨＶmax −ＨＶBM）の値をとった場合に、実験結果のプロットはいずれも右下がりの直線で精度良く近似でき、しかも、その直線は被処理材である鋼材の化学組成に依存せずほぼ−１０の同じ傾きを有していることが明らかになった。
【０１１３】
以上の結果、（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）の値が得られれば、上述の冷却時間と硬さとの関係から、８００〜５００℃の温度域での任意の冷却時間ｔ（秒）（但し、ｔは０．２〜５）において、（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を精度良く見積もることができる。
【０１１４】
下記に、このようにして求めた冷却時間が０．２〜５秒の範囲における任意の冷却時間ｔ（秒）での（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を実験式として示す。
【０１１５】
（ＨＶmax −ＨＶBM）＝（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）ｔ−０．１ ・・・(15)。
【０１１６】
(14)式と(15)式を組合わせると、元素記号をその合金元素の質量％での含有量として、既に述べた(5)式（又は(3)式）に対応するＨＰと８００〜５００℃の温度域での冷却時間ｔ（秒）を入力データとして、（ＨＶmax −ＨＶBM）を下記(16)式で表すことができる。
【０１１７】
（ＨＶmax −ＨＶBM）＝｛３００／（ｅ−２４（ＨＰ−０．２）＋１）｝ｔ−０．１ ・・・(16)。
【０１１８】
手順 (E)： 既に述べたように２次元熱流の仮定をおけば、(13)式に示すｃｍ単位でのＨＡＺ幅を精度良く見積もることができるので、(16)式と(13)式から、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値を、下記(17)式によって導出することができる。
【０１１９】
（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）
＝｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ−０．２）＋１）・・・(17)。
【０１２０】
図３に、（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）の測定値と、(17)式によって求めた計算値との関係を示す。この図から、今回の条件範囲では両者は極めてよく一致することが明らかである。
【０１２１】
この結果、例えばレーザ溶接の条件が決まっている場合には、必要とされる継手疲労強度から鋼材の成分を決定することができるし、逆に、適用する鋼材を基に確保すべき疲労強度に対しレーザ溶接条件を選定することも可能である。
【０１２２】
次に、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【０１２３】
【実施例】
表６〜８に示す化学組成を有する鋼を通常の方法によって試験炉溶製した。
【０１２４】
【表６】
【０１２５】
【表７】
【０１２６】
【表８】
【０１２７】
次いで、これらの鋼を通常の熱間鍛造によって厚さ８０〜１２０ｍｍの鋼片とした後、９００〜１１００℃に加熱してから熱間圧延し、板厚１８〜１２ｍｍに仕上げた。
【０１２８】
熱間圧延して得た鋼板は元厚のまま、又は板厚１６〜３ｍｍに両面平面研削した後、室温で突き合わせレーザ溶接して継手を作製した。
【０１２９】
すなわち、上記した厚さ３〜１８ｍｍの鋼板にＩ型開先を加工し、ギャップを取らずに完全に押し当てた状態で、炭酸ガスレーザ（ＣＯ２ レーザ）又はイットリウム・アルミニウム・ガーネットレーザ（ＹＡＧレーザ）を片面から照射して継手を作製した。表９及び表１０に、レーザ溶接条件の詳細を示す。これらの表における「フォーカス量」とは、既に述べたように、レーザ光を円錐状に集束する際の、集束した点と鋼板表面との距離を意味する。「フィラー添加有無」とは、溶接ビードの形成において、母材鋼板の共材である溶接材料をレーザ照射部に挿入したか否かを意味する。なお、表９、表１０の各継手番号の溶接継手からは、後述する疲労試験片を各継手番号あたり少なくとも６体作製した。
【０１３０】
【表９】
【０１３１】
【表１０】
【０１３２】
上記のようにして作製した突き合わせ溶接継手から、機械加工によって、試験片長手方向が溶接方向に対して直角方向となるように突合せ軸力疲労試験片を採取した。なお、上記軸力疲労試験片の寸法は、板厚が鋼板板厚のままの１８〜３ｍｍで、試験部の幅が４０ｍｍ、掴み部の幅が７０ｍｍ、長さが７００ｍｍである。
【０１３３】
疲労試験は、室温大気中で閉ループ型電気油圧式疲労試験機を用いて、すなわち、動的な荷重容量が±５００ｋＮの試験機に前記の軸力疲労試験片を油圧チャックによって装着し、荷重比Ｒが０．１のサイン波（ｓｉｎ波）となる片振り引張荷重の荷重制御下で実施した。この際、荷重範囲（つまり、最大荷重−最小荷重）ΔＰを実験パラメータとして疲労破断寿命を測定した。なお、荷重範囲ΔＰと余盛りを含まない公称断面積とから公称応力範囲Δσを求め、各継手番号毎に各疲労試験片の疲労破断寿命からＳＮ曲線を作成した。
【０１３４】
前記試験において、繰返し速度は試験荷重や変位量に応じて３〜８Ｈｚの条件で行い、試験片表面で発生した疲労亀裂が破面を形成しながら進展して試験機の荷重制御が困難になった時点を疲労破断寿命と定義した。
【０１３５】
又、繰返し数による疲労試験打切り条件は３×１０６ 回を基準としたが、一部の供試体においては上記の繰返し数で打切ることなく試験を継続した。
【０１３６】
上記のようにして作成したＳＮ曲線はほぼ直線状であり、明瞭な折曲がりが見られなかったので、繰返し数が２×１０６ 回での時間強度をその継手の疲労強度Δσｗとして評価した。
【０１３７】
各継手番号毎の疲労強度Δσｗを表１１〜１３に示す。なお、いずれの供試体の場合にも、疲労亀裂の発生位置は溶接止端であった。
【０１３８】
【表１１】
【０１３９】
【表１２】
【０１４０】
【表１３】
【０１４１】
表９、表１０の各継手番号の溶接継手について、母材表面から１ｍｍの深さにある位置において、レーザ溶接後のボンド部から溶接金属側に０．４ｍｍピッチで１．６ｍｍまで、又、レーザ溶接後のボンド部から溶接熱影響部側にも０．４ｍｍピッチで１．６ｍｍまで、試験力９．８０７Ｎでビッカース硬さＨＶ１Ｄ （Ｄ＝０．４、０．８、１．２及び１．６）の測定を行った。
【０１４２】
上記ＨＶ１Ｄ の測定結果、 (1)式で表される重み付き平均値及び、溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比を、表１１〜１３に併せて示した。又、図１に、各継手番号毎の疲労強度Δσｗに及ぼす溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比の影響の一例を示す。なお、表１１〜１３及び図１においては、溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比を「硬さ比」と表示した。更に、表１１〜１３においては、重み付き平均値を「ＡＶ」と表示した。
【０１４３】
表１１〜１３及び図１から、上記「硬さ比」と継手の疲労強度Δσｗとの間には極めて強い相関があり、しかも「硬さ比」が１．６以下である継手番号１〜９、１１〜１４、１８、２０、２２、２４、２７、２８、３０〜３２、３６、３７及び４０の場合は、Δσｗで２００ＭＰａを超える大きな継手疲労強度が得られている。
【０１４４】
なお、表９及び表１０の各継手番号の母材については、室温大気中での引張特性、靱性、清浄度及び溶接性についても調査した。
【０１４５】
引張試験片は、板厚が６ｍｍを超える母材鋼板からはJIS Z 2201に記載の１Ａ号試験片を、板厚が６ｍｍ以下の母材鋼板からは同じJIS Z 2201に記載の５号試験片を採取し、室温大気中での降伏強度を測定した。
【０１４６】
又、板厚が１０〜１８ｍｍの母材の中心部から、JIS Z 2202に記載の幅が１０ｍｍのフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を、同様に板厚が５ｍｍと７ｍｍの母材の中心部及び板厚が３ｍｍと４ｍｍの母材の中心部から、それぞれ上記JIS Z 2202に記載の幅が５ｍｍ、幅が２．５ｍｍのサブサイズシャルピーＶノッチ試験片を採取し、衝撃試験を行って破面遷移温度を測定して靱性を調査した。
【０１４７】
更に、１８〜３ｍｍの板厚の母材に対し、板厚中心部からブロック状の試験片を採取し、非金属介在物の顕微鏡観察試験を行った。
【０１４８】
又、各母材を予熱することなく室温でレーザ溶接し、溶接割れが生じるか否かで溶接性を調査した。
【０１４９】
一方、表９及び表１０の各継手番号の溶接継手について、溶接部最高硬さ、溶接継手部靱性、溶接溶融線（フュジョンライン）から母材側に１ｍｍ離れた位置（所謂「ＨＡＺ１ｍｍ」）でのフェライト結晶粒径の調査も行った。
【０１５０】
先ず、ブロック状の鋼板にショートビードを置き、試験力９．８０７Ｎでビッカース硬さＨＶを測定し、溶接部最高硬さを調査した。
【０１５１】
次に、溶接継手部靱性の評価は、溶接溶融線から母材側に１ｍｍ離れた位置である「ＨＡＺ１ｍｍ」がＶノッチの底となるように試験片を加工した。試験片寸法に関しては、母材板厚に応じてそれぞれ前記母材の場合と同様のJIS Z 2202に記載の幅が１０ｍｍのフルサイズシャルピーＶノッチ試験片、幅が５ｍｍ、幅が２．５ｍｍのサブサイズシャルピーＶノッチ試験片とし、上記衝撃試験を行い、破面遷移温度を測定して靱性を調査した。
【０１５２】
更に、鋼板からブロック状の試料を切り出し、樹脂に埋め込んで通常の方法で鏡面研磨した後、３％ナイタルで腐食して顕微鏡観察し、フェライト結晶粒径を測定した。
【０１５３】
表１４、表１５に上記の各試験結果をまとめて符号で示した。
【０１５４】
表１４、表１５における母材の「強度」欄の「◎」、「○」、「×」はそれぞれ、室温大気中での降伏強度が３５０ＭＰａ以上、２９４ＭＰａ以上で３５０ＭＰａ未満、２９４ＭＰａ未満であったことを示す。
【０１５５】
母材の「靱性」欄の「◎」、「○」、「×」はそれぞれ、５０％破面遷移温度が−３０℃未満、−３０℃以上で０℃未満、０℃以上であったことを示す。
【０１５６】
母材の「清浄度」欄の「○」、「×」は、JIS G 0555に記載の「標準図による顕微鏡試験方法」に基づいて評価したもので、Ａ系、Ｂ系、Ｃ系及びＤ系いずれの介在物も上記JIS G 0555の付属書ＡのＡＳＴＭ標準図における番号で１．５以下の場合を「○」、それ以外の場合を「×」とした。
【０１５７】
母材の「溶接性」欄の「○」、「×」はそれぞれ、溶接割れが生じなかったこと、溶接割れが生じたことを示す。
【０１５８】
一方、表１４、表１５における溶接継手の「最高硬さ」欄の「×」、「○」はそれぞれ、ビッカース硬さ（ＨＶ）で４００以上の部分が存在したこと、ＨＶで４００未満であったことを示す。
【０１５９】
溶接継手の「靱性」欄の「○」、「×」はそれぞれ、５０％破面遷移温度が０℃未満、０℃以上であったことを示す。
【０１６０】
溶接継手の「粒径」欄の「◎」、「○」はそれぞれ、フェライト平均結晶粒径が５μｍ以下、５μｍを超えて２５μｍ以下であったことを示す
【０１６１】
【表１４】
【０１６２】
【表１５】
【０１６３】
表１４及び表１５から、母材と溶接継手の特性は化学組成の影響を受けることがわかる。すなわち、前記した第１群の元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕは母材靱性や溶接部靱性を改善している。しかし、過剰の含有の場合には却って靱性の低下が認められる。又、前記した第２群の元素であるＶ、Ｎｂは靱性や強度を高めることができるが、過剰に含有させると溶接部靱性の低下することが認められる。更に、前記した第３群の元素であるＴｉ、ＣａはＨＡＺの金属組織を微細にすることができるが、Ｔｉを過剰に含有させると靱性が低下し、Ｃａを過剰に含有させると鋼の清浄度が低下することが認められる。
【０１６４】
【発明の効果】
本発明によれば、疲労強度特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材と、その鋼構造部材に用いる鋼材が得られるので、構造物全体の軽量化など高機能化を推進することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で調査した継手の疲労強度Δσｗに及ぼす溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比の影響の一例を示す図である。
【図２】溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値と溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値との比と、（ＨＶmax−ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）の値との相関関係を示す図である。
【図３】（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）の実測値と、(17)式によって求めた計算値との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、レーザ溶接された鋼構造部材及びその鋼構造部材に用いる鋼材に関し、詳しくは、疲労強度特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材及びその鋼構造部材に用いる鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
橋梁、船舶、海洋構造物、建築物、タンクなど各種の鋼構造物、なかでもその溶接部は破壊の起点となることも多く、強度、靱性、疲労特性など各種の機械的性質に優れていることが要求され、上記鋼構造物に使用される鋼材には、一般に構造安全性や経済性の観点から優れた溶接施工性が要求される。
【０００３】
前記鋼構造物に要求される機械的性質のうちでも特に疲労特性は、降伏応力以下の比較的小さな応力でも構造物全体の破壊に到る可能性があるため、安全確保の観点から重要な特性である。なお、鋼構造物における溶接部の疲労強度特性は母材のそれより劣ることが多いので極めて重要である。
【０００４】
溶接金属と溶接熱影響部とからなる溶接部の特性は、溶接方法、つまりエネルギ供給源の影響を受ける。
【０００５】
従来、溶接のエネルギ供給源としては、▲１▼電気的エネルギ、▲２▼化学的エネルギ、▲３▼機械的エネルギ、▲４▼超音波エネルギ及び、▲５▼光エネルギが知られており、それぞれのエネルギ源の代表的な溶接方法として、▲１▼アーク溶接や抵抗溶接、▲２▼ガス溶接やテルミット溶接、▲３▼摩擦溶接、▲４▼超音波溶接、▲５▼レーザ溶接などがある。
【０００６】
上記溶接方法のなかでレーザ溶接はエネルギを極めて高い密度に収束できる。このため、その溶接入熱量は他の溶接方法に比べて著しく低く、溶接による変形を小さく抑えることが可能である。したがって、レーザ溶接は薄鋼板の接合に加えて、近年では造船、建設機械などの分野における厚鋼板の接合にもその用途を広げつつあり、又、「レーザ加工」は薄鋼板や厚鋼板の切断にも用いられつつある。なお、レーザ加工は非接触の切断方法であるので加工歪みが生じやすい場合にも適用できるし、レーザスポットの軌跡は任意に描くことが可能なため様々な形状にも対応することができる。
【０００７】
レーザ溶接した場合の鋼構造物やその溶接継手に対しても、従来の他の溶接方法による場合と同様、高い疲労強度特性を確保することは極めて重要である。
【０００８】
レーザ溶接した場合の溶接部疲労強度の向上に関する技術として、特開平１１−５８０６０号公報に「レーザ突き合わせ溶接用治具及びレーザ突き合わせ溶接による溶接部構造」が開示されている。しかし、前記公報で提案された技術はレーザ溶接施工技術に関連するもので、溶接部の疲労強度向上のためには特殊なレーザ突き合わせ溶接用治具を用いる必要があり、必ずしも一般的な技術とはいい難い。
【０００９】
特公平５−１４７８２号公報には、「疲労特性に優れたレーザ加工用鋼板」に関する技術が開示されている。しかし、この公報で提案された技術は、単に自由表面となっているレーザ切断部の疲労強度に優れるレーザ加工用鋼板に関するものである。このため、この技術をレーザ溶接に適用しても必ずしもレーザ溶接部の疲労強度を高めることはできない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、疲労強度特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材と、その鋼構造部材に用いる鋼材を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（３）に示すレーザ溶接された鋼構造部材、（４）及び（５）に示すその鋼構造部材に用いる鋼材にある。
【００１２】
（１）母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下であるレーザ溶接された鋼構造部材。
【００１３】
ここで、上記ボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域におけるビッカース硬さの重み付き平均値とは、試験力９．８０７Ｎ以下で試験した際、ボンド部からの距離がＤ（ｍｍ）の位置でのビッカース硬さをＨＶ１Ｄ として下記 (1)式で表される値を指す。
【００１４】
重み付き平均値＝０．４×ＨＶ１０．４ ＋０．３×ＨＶ１０．８ ＋０．２×ＨＶ１１．２ ＋０．１×ＨＶ１１．６ ・・・(1)。
【００１５】
（２）鋼が質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる上記（１）に記載のレーザ溶接された鋼構造部材。
【００１６】
（３）鋼が質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下である上記（１）に記載のレーザ溶接された鋼構造部材。
【００１７】
（４）レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下で、且つ下記 (2)で表される値が１００以下である鋼材。
【００１８】
｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ１−０．２）＋１）・・・(2)、
ここで、ＨＰ１は元素記号をその合金元素の質量％での含有量として下記 (3)式で表される値である。
【００１９】
ＨＰ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／５０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｍｏ／３０）・・・(3)。
【００２０】
（５）レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下で、且つ下記 (4)で表される値が１００以下である鋼材。
【００２１】
｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ２−０．２）＋１）・・・・・(4)、
ここで、ＨＰ２は元素記号をその合金元素の質量％での含有量として下記 (5)式で表される値である。
【００２２】
ＨＰ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／５０）＋｛（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０｝＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｖ／２０）＋Ｃａ＋（Ｍｏ／３０）・・・(5)。
【００２３】
なお、熱効率ηとはレーザ照射されたエネルギがどの程度被処理材である鋼材中に投入されるかを示す指標であり、出力エネルギに対する比率をいう。
【００２４】
本発明者らは、疲労特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材を得るために、先ず、レーザ溶接した場合の疲労亀裂発生部位に関して調査した。
【００２５】
その結果、レーザ溶接の場合にも従来の他の溶接方法の場合と同様に溶接止端（以下、単に「止端」という）で疲労亀裂が発生することが明らかになった。なお、溶接継手における疲労亀裂発生部位が止端となるのは、止端は形状変化部であるため歪みが集中するという形状要因と、母材の熱影響部と溶接金属との境界であるボンド部の一部であるため材料面で不均質になっているという材料面的要因とによるものである。
【００２６】
次いで、本発明者らは、レーザ溶接した場合の溶接接合部硬さ分布と疲労特性との関係について検討を加えた。これは、レーザ溶接は従来の他の溶接方法に比べて溶接入熱が極めて少なく溶接直後の冷却速度が非常に速いので、レーザ溶接した場合、前記大きな冷却速度のために鋼の成分系によっては溶接金属の硬さが母材の硬さに比べてかなり高い値となり、溶接金属と溶接熱影響部との境界であるボンド部の近傍における硬さ分布が従来の他の溶接継手と大きく異なることがあるため、その影響を明らかにしようとするものである。
【００２７】
すなわち、構造用鋼として適用可能な各種の鋼を実験室規模で数多く溶製して鋼板を得、実際にレーザ溶接を初めとする各種の溶接方法を施して溶接継手を作製し、この継手から機械加工によって試験部幅が４０ｍｍ、試験部平行長さが２５０ｍｍ、掴み部幅が７０ｍｍで全長が７００ｍｍの軸力疲労試験片を採取し、軸力荷重制限下のサイン波形（ｓｉｎ波形）で荷重比Ｒが０．１の条件での疲労試験を行い、継手疲労強度を評価した。
【００２８】
その結果、先ず下記の事項が明らかになった。
【００２９】
（ａ）同じ素材鋼の場合、炭酸ガスアーク溶接など従来の溶接方法では、鋼板の引張強度レベルを変えると、鋼板自身の母材疲労強度は引張強度に応じて向上するが、溶接継手の疲労強度には鋼板の強度レベルによる相違は認められない。
【００３０】
（ｂ）レーザ溶接した場合の継手の疲労強度には明瞭な鋼材依存性が認められる。
【００３１】
そこで次に、レーザ溶接の場合に溶接継手の疲労強度が鋼材に依存する現象に関し、溶接施工によって生じる継手部の材料的又は形状的不均質性に着目して詳細に検討した。その結果、次の新たな知見を得た。
【００３２】
（ｃ）溶接金属と溶接熱影響部との境界であるボンド部の近傍における硬さ分布が疲労亀裂発生部の応力分布に大きく影響し、上記ボンド部の近傍における硬さ分布は、母材となる鋼の化学組成の影響を受ける。
【００３３】
（ｄ）ボンド部近傍の形状及びこの部位の材料によって疲労亀裂の発生と疲労強度が決定される。
【００３４】
そこで更に、レーザ溶接部の硬さ分布（すなわち強度分布）を反映させて、ボンド部からの距離に応じて応力−歪み関係を適切に入力、すなわち、予め鋼板の引張強度と硬さとの関係をマスターカーブとして準備しておき、硬さ値から引張強度を推定し、又、その引張強度値を基に一様伸び、降伏応力を設定して弾塑性有限要素解析することを行った。その結果下記の事項が判明した。
【００３５】
（ｅ）ボンド部近傍における硬さ変化が大きい場合、硬さ急変部での歪み集中が大きくなり疲労亀裂の発生が容易になる。したがって、硬さ分布が均一なほど、レーザ溶接構造部材の疲労強度が向上する。
【００３６】
（ｆ）疲労亀裂発生点での歪み分布は、形状的な因子を除くと、継手内の疲労亀裂発生点近傍における強度分布（硬さ分布）で決定される。
【００３７】
（ｇ）疲労亀裂発生寿命を決定する亀裂発生部の歪み集中は、各種加工、脱炭、酸化皮膜などの影響がない母材表面から１ｍｍの深さにある位置での硬さ分布と相関を有する。すなわち、上記位置でのレーザ溶接後の溶接金属側１．６ｍｍ以内の領域におけるボンド部からの距離をパラメータとする硬さの重み付き平均値と、ボンド部から母材側、つまり溶接熱影響部側１．６ｍｍ以内の領域におけるボンド部からの距離をパラメータとする硬さの重み付き平均値との比率が亀裂発生部の歪み集中に大きく影響し、上記比率が１．６以下の場合にレーザ溶接構造部材は良好な疲労強度を有する。
【００３８】
そこで更に、前記母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下となる溶接構造部材を得るための、レーザ溶接条件および鋼材の組合せを特定すべく検討を行った。
【００３９】
その結果、下記の事項が判明した。
【００４０】
（ｈ）ＨＶmax を溶接部の最高ビッカース硬さ、ＨＶBMを母材のビッカース硬さとして、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位での溶接熱影響部の幅）」の値が１００以下となるようにレーザ溶接条件、鋼材成分を組合せることによって、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下を安定且つ確実に達成することができる。なお、以下の説明において、「溶接熱影響部の幅」を「ＨＡＺ幅」ということがある。
【００４１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００４２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００４３】
本発明においては、母材表面から１ｍｍの深さにある位置におけるレーザ溶接後のボンド部の近傍における硬さ分布を規定する。
【００４４】
これは、鋼構造部材を構成する鋼材の極表層の硬さ値には、各種の加工、脱炭、酸化皮膜などが複雑に影響するが、母材表面から１ｍｍの深さにある位置の硬さ値には、上記の各種加工、脱炭、酸化皮膜などが影響することがないためである。
【００４５】
上記母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍を超えると、歪み集中が生じて疲労亀裂が著しく発生しやすくなる。したがって、上記溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値を溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下と規定した。ここで、上記ボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域におけるビッカース硬さの重み付き平均値が、試験力９．８０７Ｎ以下で試験した際、ボンド部からの距離がＤ（ｍｍ）の位置でのビッカース硬さをＨＶ１Ｄ として下記 (1)式で表される値を指すことは既に述べたとおりであり、 (1)式における各係数は、疲労亀裂発生部における歪み集中係数に及ぼす影響度合いを考慮して決定したものである。
【００４６】
重み付き平均値＝０．４×ＨＶ１０．４ ＋０．３×ＨＶ１０．８ ＋０．２×ＨＶ１１．２ ＋０．１×ＨＶ１１．６ ・・・(1)。
【００４７】
なお、本発明においては硬さの測定間隔を０．４ｍｍとした。これは、弾塑性有限要素解析による硬さ分布、すなわち材料強度分布が疲労亀裂発生部の歪み集中に及ぼす影響を詳細に調査した結果、歪み集中を精度良く評価するためには測定間隔を０．４ｍｍとすれば十分であると判明したことに基づくものである。硬さ測定を０．４ｍｍ未満の間隔で行ってもよいが、時間と労力が嵩む。
【００４８】
ビッカース硬さ試験における試験力を９．８０７Ｎ以下としたのは、これより大きな試験力では、上記０．４ｍｍ間隔の硬さ測定を行う場合に、JIS Z 2244のビッカース硬さ試験−試験方法に規定されたくぼみの位置条件を満たさない場合が生ずるからである。なお、試験力は９．８０７Ｎ以下でありさえすればどんな値としてもよいが、例えば前記JIS Z 2244の表１に記載の０．０９８０７〜９．８０７Ｎの試験力とすることが好ましい。
【００４９】
次に、本発明のレーザ溶接された鋼構造部材の素材鋼は、その化学組成を以下のようにするのがよい。
【００５０】
Ｃ：０．００３〜０．０７％
Ｃは、鋼構造物の強度確保のために０．００３％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が０．０７％を超えると、小入熱を特徴とするレーザ溶接後の急速冷却によって溶接金属の硬さが極めて高くなり、その結果、通常のレーザ溶接条件の下では前記の硬さ規定を満たすことができない場合がある。したがって、Ｃの含有量は０．００３〜０．０７％とするのがよい。なお、Ｃ含有量の上限は０．０５％とすることがより好ましい。
【００５１】
Ｓｉ：０．１〜０．６％
Ｓｉは、脱酸作用を有するので０．１％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が０．６％を超えると、破壊靱性値が低下する場合がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．１〜０．６％とするのがよい。なお、Ｓｉ含有量は０．２５〜０．５％とすることがより好ましい。
【００５２】
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは、鋼構造物の強度確保のためと、レーザ溶接時の凝固割れの防止のために０．３％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が２．０％を超えると、レーザ溶接施工が困難となる場合がある。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２．０％とするのがよい。なお、Ｍｎ含有量は０．５〜１．８％とすることがより好ましい。
【００５３】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
Ａｌは、脱酸作用を有するので０．０１％以上の含有量とするのがよい。一方、その含有量が０．１％を超えると、破壊靱性値が低下したり鋼の清浄性が確保し難くなることがある。したがって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％とするのがよい。なお、Ａｌ含有量の上限は０．０５％とすることがより好ましい。本発明でいうＡｌ含有量とは、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）量を指す。
【００５４】
本発明のレーザ溶接された鋼構造部材の素材鋼には、上記の各成分元素に加えて更に、前記第１群〜第３群のうちの１群以上を含有させてもよい。これらの合金元素の作用効果と望ましい含有量は下記のとおりである。
【００５５】
Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％
Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕには微量で低温での靱性を改善する作用があり、又、溶接熱影響部の靱性を改善する作用もある。そのため、低温での靱性や溶接接合部での靱性を確保する目的で含有させてもよいが、上記３元素のいずれについてもその含有量が０．０１％未満では前記効果が得難い。一方、Ｃｒを０．１５％を超えて、Ｎｉを０．１５％を超えて、又、Ｃｕを０．３５％を超えて含有させても、前記効果が飽和するばかりか、却って靱性劣化を招く場合もある。したがって、上記のＣ〜Ａｌに加えて更に、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのうちの１種以上を添加する場合には、Ｃｒの含有量を０．０１〜０．１５％、Ｎｉの含有量を０．０１〜０．１５％、Ｃｕの含有量を０．１〜０．３５％とするのがよい。
【００５６】
Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％
Ｖ及びＮｂには靱性や強度を高める作用があるので、鋼材に靱性や強度を確保させたい場合にはこれらの元素を含有させてもよいが、いずれもその含有量が０．０１％未満では前記効果が得難い。一方、Ｖを０．０７％を超えて、又、Ｎｂを０．０６％を超えて含有させると、溶接熱影響部の靱性が劣化する場合がある。したがって、上記のＣ〜Ａｌに加えて更に、Ｖ、Ｎｂのうちの１種以上を添加する場合には、Ｖの含有量を０．０１〜０．０７％、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．０６％とするのがよい。
【００５７】
Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％
Ｔｉ及びＣａには溶接熱影響部の組織を微細化する作用があるので、溶接熱影響部組織を微細化して機械的性質を高める等の目的で含有させてもよいが、Ｔｉ含有量が０．００３％未満、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では前記溶接熱影響部組織の微細化効果が得難い。一方、Ｔｉを０．０１５％を超えて含有させると靱性が劣化するし、Ｃａを０．００６％を超えて含有させるとＣａＯ介在物の含有量が多くなり過ぎて鋼の清浄度が著しく低下する。したがって、上記のＣ〜Ａｌに加えて更に、Ｔｉ、Ｃａのうちの１種以上を添加する場合には、Ｔｉの含有量を０．００３〜０．０１５％、Ｃａの含有量を０．０００５〜０．００６％とするのがよい。
【００５８】
なお、不純物元素としてのＭｏは、その含有量を以下のとおりにするのがよい。
【００５９】
Ｍｏ：０．０８％以下
Ｍｏは、ＣＯＤ（亀裂開口変位）特性など破壊靱性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイト組織の生成を助長し、特にその含有量が０．０８％を超えると島状マルテンサイト組織の割合が増加して溶接部の破壊靱性が著しく低下する場合がある。したがって、不純物としてのＭｏの含有量は０．０８％以下とするのがよい。
【００６０】
又、本発明の出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材は、その化学組成を前記したＣ〜Ｍｏの範囲にするとともに、前記(2)又は(4)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい。
【００６１】
すなわち、上記厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材が、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下の場合、前記 (2)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい。
【００６２】
又、上記厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材が、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下である場合、前記 (4)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい。
【００６３】
以下、前記(2)又は(4)で表される値が１００以下を満たすようにするのがよい理由について説明する。
【００６４】
図２は縦軸に溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値と溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値との比（硬さ比）、横軸に「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値の測定値をとって整理した図である。この図から、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値が１００以下であれば、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下という条件が安定且つ確実に達成でき、したがって、疲労強度に優れた溶接構造部材の実現可能なことが明らかである。
【００６５】
なお、上記「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値（つまり、ＨＶmax 、ＨＶBM及びｍｍ単位でのＨＡＺ幅の具体的な値）の測定は、実際にレーザ溶接した小型サンプルを用いて測定しても良いが、多くの時間と労力とが必要になる。したがって、前記の値を実際のレーザ溶接を行うことなく見積もることが極めて重要になる。
【００６６】
そこで、本発明者らが種々検討を行った結果、下記(A)〜(E)の手順に従って処理することで、レーザ溶接条件としてのレーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η及び溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）、並びに鋼構造部材の厚さｈ（ｃｍ）とその部材に用いる鋼材の化学組成がわかれば、実際にレーザ溶接を行わなくても「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値の見積もりができることが明らかになった。
【００６７】
(A) レーザ溶接条件として、レーザ出力Ｌ（Ｗ）、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）及び被処理材である鋼材の厚さｈ（ｃｍ）を設定する。
【００６８】
(B) ２次元熱流を仮定することにより、８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）とＨＡＺ幅（ｍｍ）を理論解から導出する。
【００６９】
(C) 上記 (B)の８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）と、被処理材である鋼材の化学組成（すなわち母材の化学組成）から、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が1秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を推定する。
【００７０】
(D) ８００〜５００℃の温度域での冷却時間が1秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の推定値を用いて、溶接条件から推定される冷却時間における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を導出する。
【００７１】
(E) ２次元熱流を仮定して求めた上記 (B)のＨＡＺ幅から、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値を算出する。
【００７２】
以下、上記(A)〜(E)に関して詳しく説明する。
【００７３】
手順 (A)： ここでは、レーザ溶接条件として、レーザ出力Ｌ（Ｗ）、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）及び被処理材である鋼材の厚さｈ（ｃｍ）を設定する。
【００７４】
通常、レーザ溶接施工においては、被処理材である鋼材の厚さｈ（ｃｍ）を貫通させるようなレーザ出力と溶接速度の組合せを用いる。具体的な組合せについては、例えば、木谷の解説（圧力技術、第３６巻第６号（１９９８年）、第４６０〜４６５ページ）に記されているものを用いることにすればよい。
【００７５】
なお、既に述べたように熱効率ηとはレーザ照射されたエネルギがどの程度被処理材である鋼材中に投入されるかを示す指標で、出力エネルギに対する比率を指す。この熱効率は、一般にシールドガスの影響なども受け、溶接・接合便覧（編者：社団法人溶接学会、発行所：丸善株式会社、発行日：平成２年９月３０日）には、熱効率ηが６０％の場合があることも示されている。ここでは、後述する (B)の２次元熱流理論解析による８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）と、熱電対を用いた８００〜５００℃の温度域での冷却時間の実測値とを比較し、両者の対応から、フォーカス量が２．５ｍｍ以上の場合には熱効率ηとして０．５を用いればよく、フォーカス量が２．５ｍｍ未満の場合には、熱効率ηとして０．２５を用いればよいことがわかった。なお、「フォーカス量」とは、レーザ光を円錐状に集束する際の、集束した点と被処理材である鋼材表面との距離を指す。
【００７６】
手順 (B)： 溶接冶金学（著者：松田福久、発行所：日刊工業新聞社、発行日：昭和５０年８月２０日）において、レーザ溶接のようなエネルギビーム溶接を行った際の温度分布は、２次元熱流によって精度良く近似できることが明らかにされている。すなわち、２次元熱流の仮定をおくと、下記の (6)式から温度θ（℃）における冷却速度ＣＲ「θ」（℃／秒）が又、 (7)式から、温度θ1（℃）からθ2（℃）までの冷却時間ＣＴ「θ1〜θ2」（秒）が各々与えられる。
【００７７】
上記『溶接冶金学』おいては、λを熱伝導度（ｃａｌ／（ｃｍ・℃・秒）、ｃを比熱（ｃａｌ／（ｇ・℃）、ρを密度（ｇ／ｃｍ３ ）、ｖを溶接速度（ｃｍ／分）、ｈを被処理材である鋼材の厚さ（ｃｍ）、Ｌをレーザ出力（Ｗ）、ηを熱効率、Ｑを入熱でＬηに相当するもの、θを冷却速度を求めている温度（℃）、θ1とθ2をそれぞれ冷却時間を求めようとしている高温側温度（℃）と低温側温度（℃）、又、θ0を初期温度（或いは環境温度、（℃））として、以下の式が示されている。
【００７８】
ＣＲ「θ」＝２πλｃρ（ｖｈ／Ｑ）２ （θ−θ0)３ ・・・(6)、
ＣＴ「θ1〜θ2」＝（４πλｃρ)−１（Ｑ／ｖｈ）２ ｛(θ2−θ0)−２−(θ1−θ0)−２｝・・・(7)。
【００７９】
上記 (7)式から、任意の溶接条件での冷却時間ＣＴ（秒）が容易に計算できる。橋本らは、この理論式に基づいて論文（溶接学会誌、第３３巻第１０号（１９６４年）、第９１８〜９２７ページ）中で、電子ビーム溶接した際の溶接熱影響部における８００〜５００℃の温度域での冷却時間ＣＴ「８００〜５００」（秒）について、次の (8)式を提案している。
【００８０】
ＣＴ「８００〜５００」＝３．８×１０−２×｛（ＥI・η)／（ｖｈ）｝２ ×｛(５００−θ0)−２− (８００−θ0)−２｝・・・(8)、
ここで、ＥIは電子ビームの出力（Ｗ）を指し、その他の記号は既に述べたものと同じである。
【００８１】
本発明が対象とするレーザ溶接の熱伝導挙動は、上記電子ビーム溶接の熱伝導挙動と極めて類似している。したがって、レーザ溶接に対しては、上記 (8)式と同様の (9)式が適用できると考えてよい。
【００８２】
ＣＴ「８００〜５００」＝３．８×１０−２×｛（Ｌη)／（ｖｈ）｝２ ×｛(５００−θ0)−２− (８００−θ0)−２｝・・・(9)。
【００８３】
ここで、ＣＴ「８００〜５００」はレーザ溶接した際の溶接熱影響部における８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）である。初期温度（或いは環境温度）のθ0を２０℃とすれば、下記 (10)式が得られる。なお、既に述べたようにＬはレーザ出力（Ｗ）を指す。
【００８４】
ＣＴ「８００〜５００」＝１．０２５×１０−７×｛（Ｌη)／（ｖｈ）｝２ ・・・(10)。
【００８５】
この(10)式から、フォーカス量が２．５ｍｍ以上の場合には熱効率ηとして０．５を用い、又、フォーカス量が２．５ｍｍ未満の場合には、熱効率ηとして０．２５を用いることで、８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）を推定することが可能である。
【００８６】
一方、ｃｍ単位でのＨＡＺ幅はある特定の最高到達温度（℃）に対し、その等温度線から求めることができ、ｍｍ単位でのＨＡＺ幅は上記ｃｍ単位でのＨＡＺ幅を１０倍することで求められる。
【００８７】
すなわち、２次元熱流を仮定した場合、ある特定の最高到達温度θmax （℃）に対し、その等温度線と溶融境界線との距離ｙ「θmax」（ｃｍ）は、前記した溶接冶金学によれば下記(11)式で表される。
【００８８】
（θmax−θ0)−１＝｛４．１３ｃρｈ・ｙ「θmax」／（Ｑ／ｖ）｝＋（θm−θ0)−１・・・(11)、
ここで、θmaxは最高到達温度（℃）、θmは被処理材である鋼材の溶融点温度（℃）を指し、その他の記号は既に述べたものと同じである。
【００８９】
上記(11)式をｙ「θmax」（ｃｍ）について解けば、(12)式が得られる。この(12)式から、ある設定された温度θmax（℃）に到達した位置の溶融境界線からの距離を求めることができる。
【００９０】
ｙθ「max」＝ ｛(θmax−θ0)−１−(θm−θ0)−１｝（Ｑ／ｖ）／（４．１３ｃρｈ）・・・(12)。
【００９１】
例えば、ｍｍ単位でのＨＡＺ幅を見積もるのに際し、最高到達温度θmaxがそれぞれ１３５０℃と７５０℃で挟まれた領域を溶接熱影響部（すなわちＨＡＺ）とし、溶融点温度θmを１５３０℃、θ0を２０℃、ｃρを前記した溶接冶金学に記載の３．９ｃａｌ／（ｃｍ３ ・℃）とすることで、先ず、ｃｍ単位でのＨＡＺ幅を下記 (13)式を用いて算出することができる。そして、(13)式を用いて算出したｃｍ単位でのＨＡＺ幅を１０倍することでｃｍ単位でのＨＡＺ幅を求めることができる。
【００９２】
以上説明した手順(A)及び(B)に基づいて、レーザ出力Ｌが５〜３０ｋＷ、熱効率ηが０．５と０．６、溶接速度ｖが５０〜２５０ｃｍ／分、すなわち０．８３〜４．２ｃｍ／秒、被処理材である鋼材の厚さｈが０．２〜１．７ｃｍの場合について、８００〜５００℃の温度域での冷却時間（秒）とＨＡＺ幅（ｍｍ）を計算した結果の一例を、表１〜５に示す。
【００９４】
なお、計算で得られたＨＡＺ幅が０．８ｍｍ以下の場合には、溶融部が鋼材の厚さ方向に貫通しないと判断し、表に解析結果を示さなかった。又、低いレーザ出力で貫通溶接できる場合、高出力のレーザを照射することは実際の施工では考えられない。そこで、レーザ出力が５ｋＷを超える出力に対しては、その出力未満では溶接できない条件の解析結果のみを示した。
【００９５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
上記の、手順(A)及び(B)に基づいて計算した結果の一例を示す表１〜５から、下記▲１▼〜▲４▼の事項が明らかである。
【０１０１】
▲１▼実用的な溶接条件下では、ＨＡＺ幅は高々１．８ｍｍ程度である。
【０１０２】
▲２▼実用的な溶接条件下では、８００〜５００℃の温度域での冷却時間はほぼ１〜２秒であり、０．２〜５秒の範囲をカバーすれば十分である。
【０１０３】
▲３▼レーザ出力の上昇に伴い、溶接可能な板厚（すなわち、被処理材である鋼材の厚さ）と溶接速度が大きくなる。
【０１０４】
▲４▼熱効率によって、ＨＡＺ幅、８００〜５００℃の温度域での冷却時間がともに変化する。
【０１０５】
手順 (C)： 次に、８００〜５００℃の温度域での任意の冷却時間ｔ（秒）における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値（以下、単に（ＨＶmax −ＨＶBM）と表記する）を導出するために、冷却時間が１秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値（（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）と表記することがある）を推定する。
【０１０６】
本発明者らは、予備実験を行って、レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、被処理材である鋼材の厚さｈ（ｍｍ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の各種組合せの場合に、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が１秒となる条件を見出し、これに基づいて各種鋼材に対しレーザ溶接を行い、（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）の値を実測した。
【０１０７】
その結果、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が１秒における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値、すなわち（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）は、被処理材である鋼材の化学組成によって一義的に決まることが判明した。更に、８００〜５００℃の温度域での冷却時間が１秒における（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）の値は、下記(14)式によって高い相関で近似できることも新たに判明した。
【０１０８】
（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）「８００〜５００」＝３００／（ｅ−２４（ＨＰ −０．２）＋１）・・・(14)。
【０１０９】
ここで、ＨＰは元素記号をその合金元素の質量％での含有量として、既に述べた(5)式（又は(3)式）に対応するものである。
【０１１０】
手順 (D)： 次に、８００〜５００℃の温度域での任意の冷却時間ｔ（秒）における（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を導出する。
【０１１１】
既に手順 (B)の項で述べたように、実用的な溶接条件下では、８００〜５００℃の温度域での冷却時間はほぼ１〜２秒であり、０．２〜５秒の範囲をカバーすれば十分である。
【０１１２】
本発明者らが、レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、被処理材である鋼材の厚さｈ（ｍｍ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）を種々変えて実験を行った結果、８００〜５００℃の温度域での冷却時間ｔが０．２〜５秒の範囲では、横軸に対数目盛での冷却時間をとり、縦軸に（ＨＶmax −ＨＶBM）の値をとった場合に、実験結果のプロットはいずれも右下がりの直線で精度良く近似でき、しかも、その直線は被処理材である鋼材の化学組成に依存せずほぼ−１０の同じ傾きを有していることが明らかになった。
【０１１３】
以上の結果、（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）の値が得られれば、上述の冷却時間と硬さとの関係から、８００〜５００℃の温度域での任意の冷却時間ｔ（秒）（但し、ｔは０．２〜５）において、（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を精度良く見積もることができる。
【０１１４】
下記に、このようにして求めた冷却時間が０．２〜５秒の範囲における任意の冷却時間ｔ（秒）での（ＨＶmax −ＨＶBM）の値を実験式として示す。
【０１１５】
（ＨＶmax −ＨＶBM）＝（ＨＶmax「１」 −ＨＶBM）ｔ−０．１ ・・・(15)。
【０１１６】
(14)式と(15)式を組合わせると、元素記号をその合金元素の質量％での含有量として、既に述べた(5)式（又は(3)式）に対応するＨＰと８００〜５００℃の温度域での冷却時間ｔ（秒）を入力データとして、（ＨＶmax −ＨＶBM）を下記(16)式で表すことができる。
【０１１７】
（ＨＶmax −ＨＶBM）＝｛３００／（ｅ−２４（ＨＰ−０．２）＋１）｝ｔ−０．１ ・・・(16)。
【０１１８】
手順 (E)： 既に述べたように２次元熱流の仮定をおけば、(13)式に示すｃｍ単位でのＨＡＺ幅を精度良く見積もることができるので、(16)式と(13)式から、「（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）」の値を、下記(17)式によって導出することができる。
【０１１９】
（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）
＝｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ−０．２）＋１）・・・(17)。
【０１２０】
図３に、（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）の測定値と、(17)式によって求めた計算値との関係を示す。この図から、今回の条件範囲では両者は極めてよく一致することが明らかである。
【０１２１】
この結果、例えばレーザ溶接の条件が決まっている場合には、必要とされる継手疲労強度から鋼材の成分を決定することができるし、逆に、適用する鋼材を基に確保すべき疲労強度に対しレーザ溶接条件を選定することも可能である。
【０１２２】
次に、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【０１２３】
【実施例】
表６〜８に示す化学組成を有する鋼を通常の方法によって試験炉溶製した。
【０１２４】
【表６】
【表７】
【表８】
次いで、これらの鋼を通常の熱間鍛造によって厚さ８０〜１２０ｍｍの鋼片とした後、９００〜１１００℃に加熱してから熱間圧延し、板厚１８〜１２ｍｍに仕上げた。
【０１２８】
熱間圧延して得た鋼板は元厚のまま、又は板厚１６〜３ｍｍに両面平面研削した後、室温で突き合わせレーザ溶接して継手を作製した。
【０１２９】
すなわち、上記した厚さ３〜１８ｍｍの鋼板にＩ型開先を加工し、ギャップを取らずに完全に押し当てた状態で、炭酸ガスレーザ（ＣＯ２ レーザ）又はイットリウム・アルミニウム・ガーネットレーザ（ＹＡＧレーザ）を片面から照射して継手を作製した。表９及び表１０に、レーザ溶接条件の詳細を示す。これらの表における「フォーカス量」とは、既に述べたように、レーザ光を円錐状に集束する際の、集束した点と鋼板表面との距離を意味する。「フィラー添加有無」とは、溶接ビードの形成において、母材鋼板の共材である溶接材料をレーザ照射部に挿入したか否かを意味する。なお、表９、表１０の各継手番号の溶接継手からは、後述する疲労試験片を各継手番号あたり少なくとも６体作製した。
【０１３０】
【表９】
【表１０】
上記のようにして作製した突き合わせ溶接継手から、機械加工によって、試験片長手方向が溶接方向に対して直角方向となるように突合せ軸力疲労試験片を採取した。なお、上記軸力疲労試験片の寸法は、板厚が鋼板板厚のままの１８〜３ｍｍで、試験部の幅が４０ｍｍ、掴み部の幅が７０ｍｍ、長さが７００ｍｍである。
【０１３３】
疲労試験は、室温大気中で閉ループ型電気油圧式疲労試験機を用いて、すなわち、動的な荷重容量が±５００ｋＮの試験機に前記の軸力疲労試験片を油圧チャックによって装着し、荷重比Ｒが０．１のサイン波（ｓｉｎ波）となる片振り引張荷重の荷重制御下で実施した。この際、荷重範囲（つまり、最大荷重−最小荷重）ΔＰを実験パラメータとして疲労破断寿命を測定した。なお、荷重範囲ΔＰと余盛りを含まない公称断面積とから公称応力範囲Δσを求め、各継手番号毎に各疲労試験片の疲労破断寿命からＳＮ曲線を作成した。
【０１３４】
前記試験において、繰返し速度は試験荷重や変位量に応じて３〜８Ｈｚの条件で行い、試験片表面で発生した疲労亀裂が破面を形成しながら進展して試験機の荷重制御が困難になった時点を疲労破断寿命と定義した。
【０１３５】
又、繰返し数による疲労試験打切り条件は３×１０６ 回を基準としたが、一部の供試体においては上記の繰返し数で打切ることなく試験を継続した。
【０１３６】
上記のようにして作成したＳＮ曲線はほぼ直線状であり、明瞭な折曲がりが見られなかったので、繰返し数が２×１０６ 回での時間強度をその継手の疲労強度Δσｗとして評価した。
【０１３７】
各継手番号毎の疲労強度Δσｗを表１１〜１３に示す。なお、いずれの供試体の場合にも、疲労亀裂の発生位置は溶接止端であった。
【０１３８】
【表１１】
【表１２】
【表１３】
表９、表１０の各継手番号の溶接継手について、母材表面から１ｍｍの深さにある位置において、レーザ溶接後のボンド部から溶接金属側に０．４ｍｍピッチで１．６ｍｍまで、又、レーザ溶接後のボンド部から溶接熱影響部側にも０．４ｍｍピッチで１．６ｍｍまで、試験力９．８０７Ｎでビッカース硬さＨＶ１Ｄ （Ｄ＝０．４、０．８、１．２及び１．６）の測定を行った。
【０１４２】
上記ＨＶ１Ｄ の測定結果、 (1)式で表される重み付き平均値及び、溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比を、表１１〜１３に併せて示した。又、図１に、各継手番号毎の疲労強度Δσｗに及ぼす溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比の影響の一例を示す。なお、表１１〜１３及び図１においては、溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比を「硬さ比」と表示した。更に、表１１〜１３においては、重み付き平均値を「ＡＶ」と表示した。
【０１４３】
表１１〜１３及び図１から、上記「硬さ比」と継手の疲労強度Δσｗとの間には極めて強い相関があり、しかも「硬さ比」が１．６以下である継手番号１〜９、１１〜１４、１８、２０、２２、２４、２７、２８、３０〜３２、３６、３７及び４０の場合は、Δσｗで２００ＭＰａを超える大きな継手疲労強度が得られている。
【０１４４】
なお、表９及び表１０の各継手番号の母材については、室温大気中での引張特性、靱性、清浄度及び溶接性についても調査した。
【０１４５】
引張試験片は、板厚が６ｍｍを超える母材鋼板からはJIS Z 2201に記載の１Ａ号試験片を、板厚が６ｍｍ以下の母材鋼板からは同じJIS Z 2201に記載の５号試験片を採取し、室温大気中での降伏強度を測定した。
【０１４６】
又、板厚が１０〜１８ｍｍの母材の中心部から、JIS Z 2202に記載の幅が１０ｍｍのフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を、同様に板厚が５ｍｍと７ｍｍの母材の中心部及び板厚が３ｍｍと４ｍｍの母材の中心部から、それぞれ上記JIS Z 2202に記載の幅が５ｍｍ、幅が２．５ｍｍのサブサイズシャルピーＶノッチ試験片を採取し、衝撃試験を行って破面遷移温度を測定して靱性を調査した。
【０１４７】
更に、１８〜３ｍｍの板厚の母材に対し、板厚中心部からブロック状の試験片を採取し、非金属介在物の顕微鏡観察試験を行った。
【０１４８】
又、各母材を予熱することなく室温でレーザ溶接し、溶接割れが生じるか否かで溶接性を調査した。
【０１４９】
一方、表９及び表１０の各継手番号の溶接継手について、溶接部最高硬さ、溶接継手部靱性、溶接溶融線（フュジョンライン）から母材側に１ｍｍ離れた位置（所謂「ＨＡＺ１ｍｍ」）でのフェライト結晶粒径の調査も行った。
【０１５０】
先ず、ブロック状の鋼板にショートビードを置き、試験力９．８０７Ｎでビッカース硬さＨＶを測定し、溶接部最高硬さを調査した。
【０１５１】
次に、溶接継手部靱性の評価は、溶接溶融線から母材側に１ｍｍ離れた位置である「ＨＡＺ１ｍｍ」がＶノッチの底となるように試験片を加工した。試験片寸法に関しては、母材板厚に応じてそれぞれ前記母材の場合と同様のJIS Z 2202に記載の幅が１０ｍｍのフルサイズシャルピーＶノッチ試験片、幅が５ｍｍ、幅が２．５ｍｍのサブサイズシャルピーＶノッチ試験片とし、上記衝撃試験を行い、破面遷移温度を測定して靱性を調査した。
【０１５２】
更に、鋼板からブロック状の試料を切り出し、樹脂に埋め込んで通常の方法で鏡面研磨した後、３％ナイタルで腐食して顕微鏡観察し、フェライト結晶粒径を測定した。
【０１５３】
表１４、表１５に上記の各試験結果をまとめて符号で示した。
【０１５４】
表１４、表１５における母材の「強度」欄の「◎」、「○」、「×」はそれぞれ、室温大気中での降伏強度が３５０ＭＰａ以上、２９４ＭＰａ以上で３５０ＭＰａ未満、２９４ＭＰａ未満であったことを示す。
【０１５５】
母材の「靱性」欄の「◎」、「○」、「×」はそれぞれ、５０％破面遷移温度が−３０℃未満、−３０℃以上で０℃未満、０℃以上であったことを示す。
【０１５６】
母材の「清浄度」欄の「○」、「×」は、JIS G 0555に記載の「標準図による顕微鏡試験方法」に基づいて評価したもので、Ａ系、Ｂ系、Ｃ系及びＤ系いずれの介在物も上記JIS G 0555の付属書ＡのＡＳＴＭ標準図における番号で１．５以下の場合を「○」、それ以外の場合を「×」とした。
【０１５７】
母材の「溶接性」欄の「○」、「×」はそれぞれ、溶接割れが生じなかったこと、溶接割れが生じたことを示す。
【０１５８】
一方、表１４、表１５における溶接継手の「最高硬さ」欄の「×」、「○」はそれぞれ、ビッカース硬さ（ＨＶ）で４００以上の部分が存在したこと、ＨＶで４００未満であったことを示す。
【０１５９】
溶接継手の「靱性」欄の「○」、「×」はそれぞれ、５０％破面遷移温度が０℃未満、０℃以上であったことを示す。
【０１６０】
溶接継手の「粒径」欄の「◎」、「○」はそれぞれ、フェライト平均結晶粒径が５μｍ以下、５μｍを超えて２５μｍ以下であったことを示す
【０１６１】
【表１４】
【表１５】
表１４及び表１５から、母材と溶接継手の特性は化学組成の影響を受けることがわかる。すなわち、前記した第１群の元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕは母材靱性や溶接部靱性を改善している。しかし、過剰の含有の場合には却って靱性の低下が認められる。又、前記した第２群の元素であるＶ、Ｎｂは靱性や強度を高めることができるが、過剰に含有させると溶接部靱性の低下することが認められる。更に、前記した第３群の元素であるＴｉ、ＣａはＨＡＺの金属組織を微細にすることができるが、Ｔｉを過剰に含有させると靱性が低下し、Ｃａを過剰に含有させると鋼の清浄度が低下することが認められる。
【０１６４】
【発明の効果】
本発明によれば、疲労強度特性に優れたレーザ溶接部を有する鋼構造部材と、その鋼構造部材に用いる鋼材が得られるので、構造物全体の軽量化など高機能化を推進することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で調査した継手の疲労強度Δσｗに及ぼす溶接金属側の重み付き平均値と溶接熱影響部側の重み付き平均値との比の影響の一例を示す図である。
【図２】溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値と溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値との比と、（ＨＶmax−ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）の値との相関関係を示す図である。
【図３】（ＨＶmax −ＨＶBM）／（ｍｍ単位でのＨＡＺ幅）の実測値と、(17)式によって求めた計算値との関係を示す図である。
Claims (5)
- 母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下であるレーザ溶接された鋼構造部材。
ここで、上記ボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域におけるビッカース硬さの重み付き平均値とは、試験力９．８０７Ｎ以下で試験した際、ボンド部からの距離がＤ（ｍｍ）の位置でのビッカース硬さをＨＶ１Ｄ として下記 (1)式で表される値を指す。
重み付き平均値＝０．４×ＨＶ１０．４ ＋０．３×ＨＶ１０．８ ＋０．２×ＨＶ１１．２ ＋０．１×ＨＶ１１．６ ・・・(1)。 - 鋼が質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる請求項１に記載のレーザ溶接された鋼構造部材。
- 鋼が質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下である請求項１に記載のレーザ溶接された鋼構造部材。 - レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下で、且つ下記 (2)で表される値が１００以下である鋼材。
｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ１−０．２）＋１）・・・(2)、
ここで、ＨＰ１は元素記号をその合金元素の質量％での含有量として下記 (3)式で表される値である。
ＨＰ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／５０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｍｏ／３０）・・・(3)。 - レーザ出力Ｌ（Ｗ（ワット））、熱効率η、溶接速度ｖ（ｃｍ／秒）の条件でレーザ溶接され、母材表面から１ｍｍの深さにある位置で、レーザ溶接後のボンド部からの距離が１．６ｍｍ以内の領域における溶接金属側ビッカース硬さの重み付き平均値が、前記１．６ｍｍ以内の領域における溶接熱影響部側ビッカース硬さの重み付き平均値の１．６倍以下である厚さｈ（ｃｍ）の鋼構造部材に用いる鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、更に、
第１群：Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｎｉ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．１〜０．３５％のうちの１種以上、
第２群：Ｖ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％のうちの１種以上、
第３群：Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のうちの１種以上、
の１群以上をも含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＭｏは０．０８％以下で、且つ下記 (4)で表される値が１００以下である鋼材。
｛３．９１×１０６×（Ｌη）−１．２×（ｖｈ）１．２｝／（ｅ−２４（ＨＰ２−０．２）＋１）・・・(4)、
ここで、ＨＰ２は元素記号をその合金元素の質量％での含有量として下記 (5)式で表される値である。
ＨＰ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／５０）＋｛（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０｝＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｖ／２０）＋Ｃａ＋（Ｍｏ／３０）・・・(5)。
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