JP4452115B2 - 鋼構造物のラメラテア防止溶接方法 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁や船舶などの鋼構造物のラメラテアを防止することのできる溶接方法に関する。

橋梁や船舶などの鋼構造物は多くの鋼部材を溶接接合して構築されており、溶接される鋼構造部材には、他の鋼部材からの拘束力が作用する。

この拘束力は、ほとんどの場合引張応力である。図１３に示すように、第１部材１と第２部材２が溶接ビード４により拘束される場合、溶接により構造部材の板厚方向（矢印の方向）に引張応力が通常作用する。

現在の鋼材では、含まれる硫黄や燐などの不純物が少なく、また、不純物によって形成されたＭｎＳなどの介在物の寸法も小さいために、この板厚方向の引張応力が有害な作用を引き起こすことは少ない。しかし、特に初期の溶接構造物が建設された１９６０年代、１９７０年代の鋼材は不純物が多いために板厚方向に伸びや強度が乏しく、大きな引っ張り応力の作用化では水素からの作用もあってラメラティアと呼ばれる割れを生じることがある。特に、硫黄の含有量が質量％で０．０１％以上、または板厚方向引張試験で絞り値１５％以下の鋼材の場合、大きな確率でラメラティアを発生すると考えられている。これは、１９６０年代、１９７０年代に製造された鋼材のみならず、例えば発展途上国でその後生産された同じような特性を持つ鋼材についても同じような危険性があると考えられている。

上記のようなラメラテアの発生が懸念される鋼材で構成された構造物の溶接による補修は、新設の場合と比較しても周囲の鋼材による拘束力が大きいために、一般に溶接中の溶接金属の体積収縮による大きな引張応力（拘束力）が溶接箇所に作用するため、鋼材の材質とも相俟って、ラメラテアが発生しやすい。

鋼構造物のラメラテアに対しては、新設構造物では板厚方向に溶接による拘束力が生じるような場合には、耐ラメラテア鋼を使用すること、また非特許文献１に示されるように、既設構造物では補修の必要のある箇所に当て板を行って補強補修する等の方法によりラメラテアの問題を回避してきた。

近年、低温変態溶材、すなわち、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（Ｍｓ点）が低い材料を溶接材料に用いて溶接部を形成することにより、溶接止端部の疲労特性を改善する技術が注目されており、例えば、特許文献1には、疲労が問題となる溶接止端部においてそれを形成する溶接ビードを、３５０℃以下である溶接材料を用いて形成する溶接継手が提案されている。

この低温変態溶材を用いる方法は、溶接部に残留する応力の状態を圧縮応力とすることによって疲労寿命を改善するものである。
特開2000-288728号公報 森河ら、箱断面柱を有する構成橋脚に発生した疲労損傷の調査と応急対策 土木学会論文集Ｉ、７０３巻、第Ｉ−５９号 １７７−１８３頁、２００２年４月 三木 千壽、穴見 健吾、樋口 嘉剛、土木学会論文集Ｉ ７１０巻 Ｉ−６０号 ３１１−３１９頁 ２００２年７月

しかしながら、このような耐ラメラテア鋼を使用することが出来ない補修の場合、溶接による補修を行うには割れ（ラメラテア）を生じさせないために溶接によって板厚方向の引張りを受ける部分の板部材を全て取り除き、その部分を溶接材料で埋めるといった方法を採らざるを得ず、極めて長時間の溶接作業が必要となる。また、溶接をＴＩＧで行うこともなされているが、継手の全てをＴＩＧで行うことは、その効率の低さから、これも極めて長時間の溶接作業を必要とする。

また、当て板による補強補修では、数百本のボルトを用いる必要があるために膨大な時間とコストを要するものとなり、また、鋼製橋脚のように、例えば４０ｍｍ以上といった板厚の大きな部材を使用している場合は、ボルト接合によって部材の全強度を確保することは困難な場合がある。

このように、従来の補修方法は、効率的かつ経済的に満足できるものではなかった。

なお、特許文献１には、低温変態溶材を用いた溶接継手や、補修溶接方法が開示されているが、疲労強度の向上が主目的でであり、ラメラテアの防止の観点は全く考慮されていなかった。

本発明は、上記の問題点に鑑み、効率的かつ経済的に、鋼構造物のラメラテアを防止できる溶接方法を提供することを課題とする。

本発明は、図１２（ａ）に示すように、第１部材１と第２部材２の間の溶接部に低温変態溶材を用いて溶接ビード３を形成し、これによって両部材間に発生する引張応力を低減または圧縮応力に転換させ、これによって、ラメラテアの発生を防止するものである。図１２（ｂ）に示すように、通常の溶材を用いた場合には、両部材間に引張応力が発生し、ラメラテアが生じ易くなる。

本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

（１）鋼構造物のラメラテアが問題となる鋼板部材を第１部材とし、該第１部材面に略直交する第２部材を溶接するに際し、該第１部材と第２部材の間の溶接部に、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Ｍｓが３００〜５００℃である溶接材料を用いて溶接ビードを形成することを特徴とする、鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（２）前記溶接方法において、溶接中は溶接箇所の温度を１００℃以上に保つと共に、溶接終了後も３０分以上、１００℃以上の後熱処理を施すことを特徴とする、（１）記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（３）前記溶接方法において、少なくとも溶接の初期をＴＩＧ溶接で行うことを特徴とする、（１）又は（２）に記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（４）前記第１部材と第２部材の間の溶接部に、Ｋ開先を形成し、次いで、このＫ開先の先端部に前記溶接材料を用いてバタリングを行うことを特徴とする、（１）記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（５）前記溶接材料は、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３９０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ以下（４０ｋｇ／ｍｍ²以上、１２０ｋｇ／ｍｍ²以下）であることを特徴とする、（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（６）前記溶接材料は、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏを含有し、それぞれの成分の成分組成（質量％）をＣ、Ｎｉ、Ｃｒ、および、Ｍｏとして、下記式で定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．４以上１．２以下であることを特徴とする、（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９
（７）前記溶接材料は、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：５〜１２％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、（１）〜（６）記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（８）前記溶接材料は、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種以上を含有することを特徴とする、（７）記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

（９）前記溶接材料は、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種以上を含有することを特徴とする、（７）または（８）記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

本発明の溶接方法により、鋼構造物のラメラテアが問題となる鋼板部材を第１部材とし、該第１部材面に略直交する第２部材を溶接するに際し、該第１部材と第２部材の間の溶接部に、Ｍｓ変態温度が３００〜５００℃である溶接ビードが形成されるので、当該箇所の残留応力が低減され、或いは更に、水素の残留およびその割れへの影響が抑制され、鋼構造物のラメラテアの発生を防止することができる。

また、本発明は、鋼構造物のラメラテアが問題となる第１部材と第２部材の間の溶接部の板厚部分を全て溶接ビードで埋める方法、或いは全てをＴＩＧ溶接で行うのに比べて溶接時間が格段に短くでき、また、当て板により補修するのに比べてもコストを大幅に低下させることができる。また、確実に部材の全強度を確保することができるために、設計的な自由度も増す。

ラメラテアは、（１）引張応力の存在、（２）鋼材中の介在物（例えばＭｎＳなど）の含有および偏析による板厚方向の強度の低下などが主因であるが、本発明は、鋼構造物のラメラテアが問題となる鋼板部材を第１部材とし、該第１部材面に略直交する第２部材を溶接するに際し、該第１部材と第２部材の間の溶接部を、低温変態溶材を用いて溶接することで、その際に部材に負荷される引張応力を低減することを主眼とする。

ラメラテアは、ｉ）溶接における溶接金属の体積収縮により生じる引張応力に主に起因する場合と、ii）溶接時に吸収され溶着金属或いは母材中に拡散していた水素に主に起因して生じるものがある。本発明者らは、溶接における引張応力の低減を双方の観点から検討した。

まず、発明者らは、ｉ）の観点から、溶接の過程においてどのように応力が変化してゆくかという状況を解明し、適切な材料を選定することを検討した。

まず、低温変態溶材（以下、ＬＴＴ材とも記載する）の挙動特性について検討した。一般にＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）はニッケル、クロムなどの添加元素が多くなれば下がり、残留応力の低減に有効であるとされている。

低温変態溶材として、表１に示すような組成を有するＭｓ点が３５０℃、２５０℃、２００℃、４５０℃と異なる４種類（以下、溶材Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ）の体積変化を検討した。

これらの溶材のうち、Ａ，Ｂ，Ｃの溶接金属のオールデポからフォーマスター試験の試験体を取出し、その基本特性を調査したものを図１に示す。

Ｍｓ点から膨張が生じ、その膨張開始温度がＡ溶材では約３５０℃、Ｂ溶材では約２５０℃、Ｃ溶材では約２００℃であることがわかる。

溶接部に作用する引張応力は、溶材の体積収縮によって生じるものであるため、溶材のマルテンサイト変態による体積膨張によって継手全体としての体積収縮を緩和することにより、引張応力を緩和することができ、ラメラテアの発生の可能性を大幅に低減することができる。

しかしながら、溶接材の体積膨張により溶接材の体積収縮を緩和するには、膨張が生じるタイミングと継手全体での収縮が生じるタイミングとを調和させることが重要である。発明者らは、ラメラテア防止のための溶接に適切な材料を選定するために、上記の低温変態溶材の挙動特性データに基づいて、さらに、溶接の過程において部材間の応力がどのように変化してゆくかという状況を解明するためにＦＥＭ解析を行った。この解析においては、図３に示すようなＫ開先の溶接部を持つ図４のようなモデルを想定した。

モデル化にはソリッド要素を用いた。そのモデル化された中の溶材のビード部について、合計が実際の溶接における総入熱量となる発熱を生じさせ、その後、全体が５０℃以下になるまで非定常熱伝導解析を行った。次に、その熱伝導解析で得られた熱分布を熱荷重として弾塑性解析を行った。

熱伝導解析に関するパラメーターは以下のとおりである。

初期温度：２０℃で均一とし、入熱量ｌは、溶接時の入熱量に相当する３，３４４Ｊ／ｓｅｃ・ｍｍ³とした。また、熱伝導率λ：２５．１Ｗ／ｍ℃、比熱Ｃｐ：８００Ｊ／ｋｇ、密度ρ:７．８５×１０^-6ｋｇ／ｍ³、表面の熱伝達係数ｈ：０．０００５ｃａｌ／ｃｍ²℃ｓｅｃ（雰囲気温度２０℃で抜熱）とした。

弾塑性応力解析のパラメーターとしては、まず鋼材及び溶材のヤング率と強度の温度依存性については非特許文献２に従った。また、低温変態溶材については、Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）が３５０℃、２５０℃、４５０℃の３種類（以下、溶材Ａ，Ｂ，Ｄ）について得られた上記試験結果(図１参照：但し、Ｄを除く)を参考にモデル化したものである。

なお、モデルで想定する鋼材は、ＳＭ４９０と設定した。材料特性は、完全弾塑性とし、硬化則に等方硬化則を用いた。

また、比較のため、通常の溶材(溶材Ｎ）を用いた場合も上記と同様に解析した。

その結果として、図５に、溶接部の最高温度と溶接ビードと第１部材との境界断面に発生する最大応力との関係を示した。

図５から判るように、通常の溶材では体積収縮による拘束力は８００℃〜６００℃で一旦、急激に増加し、その後１００℃前後までは緩やかに増加する。そして、１００℃以下になると再び急激に増加する。

ここでＡ、Ｂ、Ｄ溶材の全ての場合で、Ｍｓ点以降の温度低下において応力の増加が抑制され、１００℃以下においても通常の溶材の場合に比べて低い応力が維持されていることがわかる。

図６は、図５と同様、溶接ビードと第１部材との境界断面のルート部に発生する応力と溶接部の最高温度との関係を示す図であり、図７は、図３に示した第１部材側に生じる応力分布状況を、ルート部を起点とした距離に対して示したものであって、図６における溶接部の最高温度が２０６℃の時点におけるものである。

この図７から判るように、Ｍｓ点が３５０℃、４５０℃であるＡ，Ｄ溶材では、境界部近傍では約１００℃以下となるまでは常に圧縮応力となっているが、Ｍｓ点が２５０℃の溶材Ｂでは、ルート部近傍で引張応力となる部分がある。

これは、Ｍｓ点が３００℃未満である場合は、変態開始が遅すぎるために、溶材の体積収縮が大きく進行した後に溶材の体積膨張がおこり、体積収縮を相殺して引張応力を緩和することができず、引張応力として現出するためである。

図７から判るように、この引張応力の領域は特に最も割れの発生しやすいルート部に形成されており、好ましくない。

また、図示していないが、低温変態溶材のＭｓ点が６００℃と高い場合は、鋼材の高温強度が低く、体積膨張に伴う歪が圧縮力として発現せず、塑性歪となって逃げ、引張応力の解消には寄与しない。

以上のようなことから、本発明においては、低温変態溶材のＭｓ点を３００℃〜５００℃とするものである。

すなわち、Ｍｓ点が５００℃を超えると、膨張による引張応力の緩和効果がなく、一方、Ｍｓ点が３００℃未満では、変態開始が遅いため引張応力の増加のタイミングの方が先行してしまうためである。

次に、発明者らは、上記ii）の観点から引張応力の低減を検討した。すなわち、溶接時に吸収され溶着金属或いは母材中に拡散していた水素による影響を抑制するものである。

このため、本発明では、溶接中は溶接部の温度を１００℃に保持すると共に、溶接終了後も、１００℃以上の温度で３０分以上の後熱処理を施すものである。

これは、１００℃未満の温度では水素の拡散速度が極めて小さくなり、放出され難くなり、溶接部或いは母材中に残留し、水素の集中を引起すからである。

すなわち、溶接部の温度を１００℃以上とし、溶接中及び溶接後３０分以上にわたって維持することにより水素を拡散、放出させ、鋼中の残留水素の量を低減させるものである。

通常の溶接においては、溶接部は複数パスによる複数のビードにより形成され、溶接部の温度は溶接中のパス間温度により管理されている。通常は、溶接時の過剰な入熱による鋼材の溶接熱影響部における結晶粒粗大化を避け、溶接継手の強度、靭性を確保するためにパス間の上限温度を管理するものである。

本発明においては、ラメラテア防止の目的を達成するために、パス間の温度を通常の溶接継手の強度、靭性を確保するための上限値を設けると同時に、下限値を１００℃以上として管理すればよい。

このようにして、溶接中の溶接部の温度を１００℃以上に維持するとともに、溶接終了後も３０分以上、１００℃以上に維持する熱処理を行う。その処理時間は３０分未満では水素を十分に放出させることが困難であるためである。処理時間の上限は特に定めないが、長時間処理してもその効果は飽和するので、３０分以上を確保すれば十分である。

また、この熱処理を行えば、先に示した解析において、１００℃以下で溶接部に発生していた引張応力の増加を避けることができる点でも好ましい。

多パス溶接における積層途中のビード形状は、応力集中の面から見て不利であるため溶接が終了するまでは引張応力は小さい方が好ましいからである。

ところで、この低温変態溶材は、溶接の初層ビードの形成時に高温割れを生じやすい。表１に示したように、低温変態溶材は、Ｎｉ或いは更にＣｒ等を含有し、高温割れを起こしやすい組成となっているが、特に初層では、第２層以降に比べて開先ギャップがあるため、割れを引き起こしやすい。

発明者らはこの点を改善するために、低温変態溶材を用いて各種の溶接方法により形成した初層のビードの形状と割れ発生との関係を検討した。図８（ａ）、（ｂ）は、初層のビード形状を模式的に示したものである。その結果、図８（ｂ）に示すように、初層のビード形状が凸形状である場合は、図８（ａ）に示すように凹形状である場合に比べて割れが発生し易いことを知見した。

これは、図８（ｂ）に示すような初層のビードが凸形状であると、冷却方向が両側開先側の２方向となるために、デンドライトが両側から発達して突き合い、割れが生じ易くなる。一方、初層のビード形状が図８（ａ）に示すような凹形状の場合は、冷却方向が下方からとなるためデンドライトは下から上へと発達し突合うことがないため割れにくくなるものと考えられる。

このようなビード形状はＴＩＧ溶接によって容易に得ることができる。

従って本発明では、少なくとも初層ビードをＴＩＧ溶接により形成するものである。初層に限ることなく、溶接部をＴＩＧ溶接により形成しても良いことは言うまでもない。

また、鋼構造部材の部材間の溶接では、図９に示されるようにＫ開先、レ型開先などの開先形状が用いられることが多い。通常、溶接部材間のギャップが大きくなると初層のビードが形成し難くなるので、バタリングを行ってこのギャップを小さくし、次いで初層ビードを形成する手段が通常講じられる。

初層ビードの場合、母材が溶け込む量が多いため、溶材の希釈率が大きくなることが多い。

上述のように、Ｍｓ点を適切に選定した低温変態溶材を使用する本発明においては、溶材が希釈されてＭｓ変態温度が当初設定したものから変動すると所定のラメラテア発生防止効果が発揮されなくなる。例えば、低温変態溶材が母材により希釈されるとＭｓ点は上昇し、所定の効果が安定して得られない虞れがある。従ってこれを防止するためには、バタリングにおいても低温変態溶材を用いることが好ましい。

これによって、Ｍｓ点の変動を懸念することなく、溶接作業性を向上させることができる。

次に、溶接材料の降伏強度範囲を限定した理由を述べる。

下限の３９０ＭＰａ（４０ｋｇ／ｍｍ² ）は、降伏強度がこれ未満であると溶接金属の方が被溶接材料よりも強度が低くなってしまうために、膨張によるひずみを十分に被溶接材料に与えることができない。なお好ましくは、降伏強度の下限は４９０ＭＰａ（５０ｋｇ／ｍｍ² ）以上であることが望ましい。上限の１１８０ＭＰａ（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１１８０ＭＰａ（１２０ｋｇ／ｍｍ² ）とした。

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。なお、以下の説明において各元素の％は質量％を示すものとする。

Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９ （ｉ）
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、Ｃｒ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（ｉ）で示されるようなＰａを作成したものである。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０．４以上、１．２０以下とした。

次に溶接材料の成分を限定した理由を述べる。

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、必ずしも１つではない。そこで、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を０．０１％以上添加するように限定したのは、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であるためである。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。

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させるので、その上限を０．５％とした。

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ので、その上限を１．５％とした。

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。

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の下限の５％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量という観点で設定した。Ｎｉの上限の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である。

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。したがって、Ｃｕの上限は０．４％と設定した。

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、靭性劣化を生ず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％と設定した。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。

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。

Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じさせる。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設定した。

Ｃｒは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと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添加量の下限の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添加量の上限の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り、靭性劣化が顕著になることにより設定した。

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。上限は、これ以上添加すると硬化しすぎて靭性劣化が顕著になってくるため、３．０％と設定した。

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。

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、これら方法によらず、溶接金属の成分が前述の範囲内に設定されればラメラティア防止溶接が実現できる。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。

以下、実施例により本発明を具体的に説明する。

Ｚ窓枠拘束試験を用いて、本発明の耐ラメラティア溶接方法の効果を確認した。試験板には実際の橋脚のダイアフラムから切り出してきた２２ｍｍ厚の鋼板を用いた。切り出してきた橋脚はＳ３８年竣工の橋脚であり、その鋼材の成分を分析した結果、Ｓ量は０．０２２％と著しく高い値を持っていることが確認された。この鋼材のＺ方向引張試験の結果、絞り値は３本の平均で６．０％、最低では４．０％と著しく低い値を示す。つまり、ラメラティア感受性が著しく高いと推定された。

試験体９の構成を図１０（ａ）、（ｂ）に示す。拘束板７（１０００ｍｍ×４００ｍｍ×５０ｍｍ）は、６００ＭＰａ級鋼を用い、スリット長は最も拘束力が厳しくなる最短の５０ｍｍとした。取付溶接と試験溶接は試験板８（１５０ｍｍ×２００ｍｍ×２８ｍｍ）に合わせて５００ＭＰａ級の溶接材料とした。取り付け溶接の条件を以下に示す。

溶接方法：炭酸ガス半自動溶接
溶接ワイヤー：ＳＦ−１ １．２ｍｍφ、炭酸ガス：２５Ｌ／ｍｉｎ
目標入熱：２ｋＪ／ｃｍ（２８０Ａ ３０Ｖ ２５ｃｍ／ｍｉｎ）
予熱温度：５０℃、パス間温度：１００℃
収縮量予測：２ｍｍで実施
溶接条件および溶接結果の一覧表を表２に示す。用いた溶材成分を表３に示す。

その他の詳細な溶接条件を以下に示す。通常、溶接材料としては、新設構造物であれば水素導入の少ないソリッドワイヤーを用いるのが本来は有利であるが、既設構造物への適用を考慮して全姿勢用のフラックスコアードワイヤーを用いた。

・ＴＩＧ溶接
アルゴンガス半自動ＴＩＧ溶接
溶接ワイヤー：Ａ溶材（フラックスコアードワイヤー） １．２ｍｍφ
Ａｒガス：２５Ｌ／ｍｉｎ
目標入熱：２．４ｋＪ／ｃｍ（２００Ａ １２Ｖ ６．０ｃｍ／ｍｉｎ）
溶着量：５ｇ／ｓｅｃ
予熱温度：１００℃、パス間温度：１５０℃
・アーク溶接：
炭酸ガス半自動溶接
溶接ワイヤー：ＳＦ−１、１．２ｍｍφ、炭酸ガス：２５Ｌ／ｍｉｎ
目標入熱：２ｋＪ／ｃｍ（２８０Ａ ３０Ｖ ２５ｃｍ／ｍｉｎ）
予熱温度：１００℃、パス間温度：１５０℃

試験結果は図１１に示すような試験片の切り出し法によって検証した。すなわち、試験体９から一次試験片１０を切出し、次いで一次試験片を拘束板７の幅方向に５等分して二次試験片１１とし、１０断面を切りだし各断面をカラーチェックした。ラメラティアが発見された断面数の全断面数に対する割合をラメラティア発生比率とする。

ケース１では、ギャップが小さく、溶接の容易な場合に３５０℃のＭｓ点の溶材を用いてアーク溶接し、温度管理なし、バタリングなしで、発生比率は０％である。良好にラメラティアを防止できた。ケース２では、ギャップが大きく、溶接の困難な場合に３５０℃のＭｓ点の溶材を用いてＴＩＧ溶接し、温度管理、バタリング、を実施した結果、発生比率は０％である。溶接が難しい場合についても良好にラメラティアを防止できた。ケース３では、ギャップが大きく、溶接の困難な場合に３５０℃のＭｓ点で成分の異なるＦ溶材を用いてＴＩＧ溶接し、温度管理、バタリング、を実施した結果、発生比率は０％である。溶接が難しい場合についても良好にラメラティアを防止できた。ケース４では、ギャップが大きく、溶接の困難な場合に３５０℃のＭｓ点で成分の異なるＧ溶材を用いてＴＩＧ溶接し、温度管理、バタリング、を実施した結果、発生比率は０％である。溶接が難しい場合についても良好にラメラティアを防止できた。ケース５では、ギャップが大きく、溶接の困難な場合に３５０℃のＭｓ点のＡ溶材を用いてアーク溶接し、温度管理なし、バタリングなしで、発生比率は２０％である。条件が厳しすぎて、ラメラティアを完全には防止できなかったが、発生比率を極めて低くすることができた。ケース６は普通溶材を使って、ギャップの小さく溶接の容易な場合にアーク溶接で溶接し、温度管理なし、バタリングなし、だが溶接材料が条件を満たさないために発生比率は１００％である。ケース７では、２００℃と低すぎるＭｓ点の溶材を用いてアーク溶接し、温度管理なし、バタリングなし、であるが溶接材料が条件を満たさないために発生比率は５０％である。ケース８では、５５０℃と高すぎるＭｓ点の溶材を用いてアーク溶接し、温度管理なし、バタリングなし、であるが溶接材料が条件を満たさないために発生比率は６０％である。

低温変態溶材による溶接部の体積膨張と温度変化の関係を示す図である。 低温変態溶材による溶接部の体積膨張と温度変化の関係を調査するための溶接部モデルを示す模式図である。 溶接ビードと第１部材との境界断面に発生する最大応力と溶接部の最高温度との関係を調査する溶接モデルを示す模式図である。 ＦＥＭ解析のモデルを示す模式図である。 溶接ビードと第１部材との境界断面に発生する応力と溶接部の最高温度との関係を示す図である。 溶接ビードと第１部材との境界断面に発生する応力と溶接部の最高温度との関係を示す図である。 溶接ビードと第１部材との境界からの距離とその部位に発生する応力との関係を、溶接部の温度が２０６℃の場合において示す図である。 初層ビードの形状を示す模式図であり、（ａ）は凸状形状のビード、（ｂ）は凹形状のビードを示す。 バタリングの状況を示す図である。 試験体の構成を示す図であり、（ａ）は断面図、（ｂ）は斜視図である。 試験片の切出しおよび断面の割れの確認方法を示す図である。 溶接部における応力の発生状況を示す模式図であり、（ａ）は、低温変態溶材の場合、（ｂ）は普通溶材の場合を示す。 鋼構造物におけるラメラテア発生のメカニズムを示す模式図である。

符号の説明

１…第１部材
２…第２部材
３…低温変態溶材ビード
４…通常溶材ビード
５…初層ビード
６…バタリングのビード
７…拘束板
８…試験板
９…試験体
１０…一次試験片
１１…二次試験片

Claims (9)

1. 鋼構造物のラメラテアが問題となる鋼板部材を第１部材とし、該第１部材面に略直交する第２部材を溶接するに際し、該第１部材と第２部材の間の溶接部に、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Ｍｓが３００〜５００℃である溶接材料を用いて溶接ビードを形成することを特徴とする、鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
2. 前記溶接方法において、溶接中は溶接箇所の温度を１００℃以上に保つと共に、溶接終了後も３０分以上、１００℃以上の後熱処理を施すことを特徴とする、請求項１記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
3. 前記溶接方法において、少なくとも溶接の初期をＴＩＧ溶接で行うことを特徴とする、請求項１又は２記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
4. 前記第１部材と第２部材の間の溶接部に、Ｋ開先を形成し、次いで、このＫ開先の先端部に前記溶接材料を用いてバタリングを行うことを特徴とする、請求項１記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
5. 前記溶接材料は、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３９０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ以下（４０ｋｇ／ｍｍ²以上、１２０ｋｇ／ｍｍ²以下）であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
6. 前記溶接材料は、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、および、Ｍｏを含有し、それぞれの成分の成分組成（質量％）をＣ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏとして、下記式で定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．４以上１．２以下であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
   Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９
7. 前記溶接材料が、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：５〜１２％を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
8. 前記溶接材料が、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種以上を含有することを特徴とする、請求項７記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。
9. 前記溶接材料が、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種以上を含有することを特徴とする、請求項７または８記載の鋼構造物のラメラテア防止溶接方法。

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