JPH08253821A

JPH08253821A - 優れた疲労強度を有する溶接継手の製造方法

Info

Publication number: JPH08253821A
Application number: JP5706295A
Authority: JP
Inventors: Katsumi Kurebayashi; 勝己榑林; Shuji Aihara; 周二粟飯原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-03-16
Filing date: 1995-03-16
Publication date: 1996-10-01

Abstract

(57)【要約】【目的】ＨＡＺ組織と溶接残留応力を制御することに
よる相乗効果によって、溶接構造物に用いられる溶接継
手の疲労強度を向上させる製造方法を提供する。【構成】ＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率が２
０〜１００％で、残部がベイナイト組織、マルテンサイ
ト組織、パーライト組織および残留オーステナイト組織
の１種または２種以上からなる溶接継手か、あるいはさ
らにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上
を含有した鋼板を用いた溶接継手について溶接後熱処理
を行うことにより、ＨＡＺにおける疲労き裂の発生や伝
播を抑制して溶接継手の疲労強度を向上させる。【効果】溶接後に応力集中を低減するための付加的な
形状加工を行わずに、溶接継手の疲労強度を向上させる
ことができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、主に船舶、海洋構造
物、橋梁、建設機械などの溶接構造物に用いられる疲労
強度が優れた溶接継手であり、さらに詳しくは、溶接継
手の溶接熱影響部（以下、ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄ
Ｚｏｎｅ：ＨＡＺと記す）において、疲労き裂の伝播
速度を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を
高くした上で、溶接後熱処理をして残留応力を低減させ
ることにより、疲労強度を向上させた溶接継手の製造方
法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】構造物の大型化に伴い、構造部材の重量
低減が近年の重要な課題となっており、これを実現する
ために構造物に使用される鋼の高張力化が進んでいる。
しかしながら、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械など
では使用期間中に繰り返し荷重を受けるために、このよ
うな構造物においては疲労破壊を防止するための配慮が
必要である。疲労破壊が最も発生しやすい部位は溶接継
手部であることから、溶接継手の疲労強度を向上するこ
とが求められている。

【０００３】これまでに、溶接継手の疲労強度支配要因
と疲労強度改善に関する膨大な研究がなされており、溶
接継手の疲労強度改善は、グラインダー研削や溶接ビー
ド最終層を加熱・再溶融により止端部形状を整形するな
どの溶接止端部の形状改善が殆どであった（特開昭５９
−１１０４９０号公報、特開平１−３０１８２３号公報
等）。

【０００４】また、ショットピーニング処理などにより
溶接止端部に圧縮残留応力を生成させるものや、溶接後
熱処理による溶接残留応力の低減効果も従来からよく知
られている。一方、上記のような特殊な施工や溶接後熱
処理を用いず、溶接したままでも、鋼材の成分によって
溶接部の疲労強度を改善する方法も提案されている。

【０００５】特開平３−２６４６４５号公報には、Ｓｉ
により清浄なポリゴナルフェライト形成を有利にし、Ｂ
により鋼を強化し、焼入れ性を向上することにより、良
好な伸びフランジ性、疲労特性、抵抗溶接性を得ること
を目的として、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：０．６
〜２．５％、Ｓｉ：０．０２〜１．５％、およびＢ：
０．０００５〜０．１％等からなる伸びフランジ性等に
優れた高強度鋼板が開示されている。

【０００６】特開平６−２２８７０７号公報には、Ｃｅ
ｑを低くしながらＣｕの微細析出を用いて、溶接止端部
近傍の硬度分布を均一にすることにより塑性変形の集中
を防ぎ、かつ低Ｃｅｑ化によりＨＡＺ硬化をなくすこと
により、平均応力として作用する溶接止端部の残留応力
を低減させることを目的として、Ｃ：０．００１〜０．
０１％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．５
〜２％で、Ｃｅｑが０．２以下であることからなる溶接
継手疲労特性の優れた構造用鋼およびその溶接方法が開
示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】これらのうち、特開昭
５９−１１０４９０号公報、および特開平１−３０１８
２３号公報は、溶接後に溶接止端部の形状を変える特殊
な施工をする必要があり、溶接ままの形状で疲労強度を
改善することはできない。ショットピーニングによる方
法は、これを溶接構造物のような大きな部材に適用する
ことは事実上不可能である。また、溶接後熱処理による
方法は、従来の溶接構造物に適用すれば疲労強度は向上
するが、その向上代に対する溶接後熱処理を行う工程の
増加やコストの上昇を考慮すると、実際には用いられて
いないのが現状である。

【０００８】特開平３−２６４６４５号公報に示されて
いる薄鋼板は、用途が主に自動車用ホイールやディスク
の母材に関するものであって、本発明の対象とする造
船、海洋構造物で用いられる鋼板とは用途、板厚、使用
方法が全く異なるものであるため、ここでの知見をその
まま厚鋼板に適用することはできない。さらに、溶接継
手に関する記載はないため、溶接継手の疲労強度に及ぼ
す影響については何ら検討されていない。また、母材に
含有するとされるポリゴナル・フェライト組織がＨＡＺ
に生成するかどうかは不明である。

【０００９】特開平６−２２８７０７号公報に示されて
いる発明では、溶接継手のＨＡＺ組織に関する記載はな
く、ミクロ組織と疲労強度の関係は不明であり、本発明
とは異なる。また、鋼板のＣ添加量が０．０１％以下、
Ｓｉ添加量が０．０５％以下と非常に少なく、さらにＣ
ｕ添加が必須である点でも、本発明とは異なる。本発明
は、溶接後に応力集中を低減するための付加的な溶接止
端部の形状を改善することによる疲労強度の改善ではな
く、溶接継手のＨＡＺにおいて、疲労き裂の伝播速度を
遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高くし
た上で、溶接後熱処理を適用して残留応力を低減させる
ことにより、疲労強度を向上させた溶接継手の製造方法
を提供することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めの本発明の主要原理は以下のように総括できる。（１）溶接継手のＨＡＺにおいて、疲労き裂の伝播速度
を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高く
することにより、溶接継手の疲労強度を向上させる。

【００１１】（２）溶接継手のＨＡＺにおけるき裂伝播
速度を（１）よりさらに遅くするために、溶接後熱処理
を適用して溶接残留応力を低減することにより、溶接継
手の疲労強度を向上させる。（３）溶接継手のＨＡＺにおけるき裂伝播速度を（１）
よりさらに遅くするために析出強化元素を添加し、溶接
後熱処理時にＨＡＺを強化させることにより、溶接継手
の疲労強度を向上させる。

【００１２】本発明は、上記（１）と（２）の相乗効果
により、溶接継手の疲労強度を向上させるものであり、
さらに上記（３）を組み合わせることにより、さらに高
い溶接継手の疲労強度を得ることができる。すなわち、
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。（１）溶接継手の溶接熱影響部におけるフェライト組織
の面積率が２０〜１００％で、残部がベイナイト組織、
マルテンサイト組織、パーライト組織、および残留オー
ステナイト組織の１種または２種以上からなる溶接継手
を製造する方法において、溶接後に溶接継手部を加熱速
度１００〜１０００℃／ｈで４８０〜７００℃に加熱
し、４８０〜７００℃で１５〜１８０分間保持し、冷却
速度１００〜１０００℃／ｈで４００℃〜室温まで冷却
することを特徴とする優れた疲労強度を有する溶接継手
の製造方法。

【００１３】（２）重量％でＣ：０．０１５〜０．１
５％、Ｓｉ：０．０６〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．
５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０８％を含有し、さらに炭素当
量（Ｃｅｑ）がＣｅｑ：０．１５〜０．２７５であり、
残部が鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼板を溶接
すること特徴とする前項（１）記載の優れた疲労強度を
有する溶接継手の製造方法。

【００１４】ここで、炭素当量（Ｃｅｑ）は、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３とする。（３）さらに重量％でＣｕ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．
１０％の１種または２種以上を含有する鋼板を溶接する
ことを特徴とする前項（２）記載の優れた疲労強度を有
する溶接継手の製造方法。

【００１５】

【作用】以下の（１）〜（３）に、本発明の技術的思想
と限定理由について詳細に述べる。（１）まず、溶接継手のＨＡＺにおけるミクロ組織を限
定した理由を述べる。本発明者らは、溶接継手の疲労強
度向上に対するＨＡＺの重要性を検討した。

【００１６】一般に、溶接構造物の疲労破壊は構造的な
応力集中を有する溶接継手部で発生する場合が多い。溶
接欠陥や鋼板のキズ等のない正常な溶接継手部では、局
所的な応力集中を有する母材と溶接金属の境界部にあた
るＨＡＺから疲労き裂が発生し、ＨＡＺ内を伝播した
後、母材へ伝播して、最終的に構造物の機能を損なう破
壊へと至る場合が多い。

【００１７】そこで、ＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝
播寿命が全破断寿命に占める割合を調査した。試験に
は、構造物で多く使用される溶接継手であるＴ型隅肉溶
接継手、十字隅肉溶接継手、廻し隅肉溶接継手の３つの
継手を用いた。母材と溶接金属の境界部から母材側に５
〜１０ｍｍ（継手の種類による）離れた位置に歪ゲージ
を貼って、繰り返し負荷中の歪の値を測定した場合、試
験開始時よりも歪の値が％低下したときの繰り返し数
は、疲労き裂の先端がＨＡＺを通過して、母材に達する
繰り返し数とほぼ一致するため、この繰り返し数をＨＡ
Ｚにおける疲労き裂の発生伝播寿命とした。溶接継手疲
労試験の結果、最終的に破断に至るまでの全寿命に対す
るＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝播寿命の割合は、Ｔ
型隅肉溶接継手では約７０％、十字隅肉溶接継手では約
３０％、角廻し隅肉溶接継手では約４０％であった。

【００１８】従って、全疲労寿命に対する疲労き裂の発
生寿命はかなりの割合を占めることが上記の試験で明ら
かになる一方、一旦き裂が伝播を開始するとその抑制は
非常に困難であることから、溶接継手の疲労強度を向上
させるためには、ＨＡＺにおける疲労き裂の発生を困難
にするか、あるいは疲労き裂が発生してもＨＡＺにおけ
る疲労き裂の伝播を極力遅くさせることが有効な手段と
考えられる。

【００１９】次に、本発明者らは、ＨＡＺのミクロ組織
と疲労強度に関する検討を行い、以下に示す重要な知見
を得た。一般に、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械分
野で使用されている鋼板のＨＡＺ組織は、引張強度が４
００〜５８０ＭＰａ級の場合ではベイナイト組織、引張
強度が５８０ＭＰａを超える場合はベイナイト組織ある
いはマルテンサイト組織が主体となる。鋼板の成分や熱
処理によっては、これらのミクロ組織に加えて、パーラ
イト組織や残留オーステナイトが含まれる場合もある。
ＨＡＺ組織は母材組織の影響はあまり受けず、むしろ鋼
板の成分と溶接時の冷却速度で決まるため、一般に使用
されている４００ＭＰａ級の溶接構造用軟鋼（例えば
０．１４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ）でさえ
も、５０ｋＪ／ｃｍ以下の通常の溶接条件では、焼入れ
性の指標である炭素当量が高いため、ＨＡＺがフェライ
ト組織主体となることは殆どない。

【００２０】本発明者らは、溶接継手の疲労強度を検討
するにあたって、それぞれのミクロ組織のＨＡＺにおけ
る疲労き裂伝播速度を調査する必要があると考えた。応
力集中係数や残留応力などの力学的な要因の影響を受け
ず、同一の力学条件でミクロ組織の影響を調査するた
め、小型再現ＨＡＺ試験片により、き裂伝播試験を実施
した。溶接再現熱サイクル条件は最高加熱温度を１４０
０℃、８００〜５００℃の冷却時間を１〜１６１秒と
し、化学成分と冷却速度の違いにより、フェライト組
織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を再現した。
試験は６ｍｍ長の鋭い切欠をつけた２０×１０×１００
ｍｍの３点曲げき裂伝播試験片を用いて、応力比は０．
１、き裂開口変位をクリップ・ゲージを用いて測定し、
き裂長さをコンプライアンス法により算出した。

【００２１】き裂伝播試験の結果、ＨＡＺがフェライト
組織の場合の疲労き裂の伝播寿命は、ＨＡＺがベイナイ
ト組織やマルテンサイト組織の場合よりも２倍以上向上
した。応力拡大係数範囲とき裂伝播速度を観察すると、
き裂長さが既に長く、応力拡大係数範囲が高い場合はミ
クロ組織の違いによる差は見られなかったが、まだき裂
長さが短く、応力拡大係数範囲が低い場合にはミクロ組
織による差が現れ、ＨＡＺにおけるフェライト組織の面
積率が高い場合に顕著にき裂伝播速度が低下した。

【００２２】さらに図１に、ＨＡＺのフェライト組織面
積率が２％のＨＡＺベイナイト鋼と、８８％のＨＡＺフ
ェライト鋼におけるき裂開口変位と荷重の変化を詳細に
観察した結果を示す。フェライト組織の割合が高くなる
と顕著なき裂の閉口が観察された。これは、最大荷重時
に疲労き裂の先端が降伏点を超えて塑性変形し、最少荷
重になる前に疲労き裂の先端が閉じてしまう現象であ
る。フェライト組織は他の組織と比べて転位強化の割合
が少なく、非常に軟質で塑性変形が容易であるために、
き裂閉口が起こりやすいと考えられる。このき裂閉口が
起こると、疲労き裂の先端が閉じているときは疲労き裂
の伝播は起こらず、疲労き裂の伝播に有効な応力範囲は
減少するために、ＨＡＺがフェライト組織主体の場合に
ＨＡＺにおける伝播寿命が向上したものと考えられる。

【００２３】以上の技術的思想に基づき、本発明は溶接
継手のＨＡＺにおいて、疲労き裂の伝播速度を遅くする
ことが可能なフェライト組織の面積率を高くすることに
より、溶接継手の疲労強度を向上させるものである。た
だし、ベイナイト組織の粒界に２０％未満の面積率で生
成する粒界フェライトは、フェライト組織が含まれてい
るとはいっても疲労き裂が粒界フェライトから容易に発
生するため、伝播を遅くさせても疲労強度は向上しな
い。また、ＨＡＺのフェライト組織の面積率が２０％未
満では、疲労き裂の閉口が起こっても非常に小さいた
め、疲労強度の向上は期待できない。従って、溶接継手
の疲労強度を向上させるためには、ＨＡＺにおけるフェ
ライト組織の面積率を少なくとも２０％とする必要があ
る。また、ＨＡＺにおいて、フェライト組織の面積率が
２０％以上であれば、ベイナイト組織、マルテンサイト
組織、パーライト組織、および残留オーステナイト組織
を含有しても問題はない。さらに、安定して疲労強度を
向上させるためには、ＨＡＺのフェライト組織の面積率
を６０％以上にすることが望ましく、その上限値は１０
０％となる。

【００２４】ここで、ミクロ組織の面積率は、溶接金
属、ＨＡＺ、母材が含まれるように、溶接継手を切断・
研磨した面を光学顕微鏡で観察して、溶接金属からＨＡ
Ｚ側に約５０μｍの位置からＨＡＺと母材の境界線まで
の領域に占める各ミクロ組織の割合をポイント・カウン
ティング法により測定した値を用いることとする。（２）次に、溶接後熱処理条件を限定した理由を述べ
る。

【００２５】溶接継手の疲労強度を向上させるために
は、ＨＡＺにおける疲労き裂の閉口の利用が必須である
ことをこれまで述べてきた。従って、き裂閉口が起こら
なければ、ＨＡＺをフェライト組織主体にしても疲労強
度は向上しないため、き裂閉口が起こる条件を明らかに
する必要がある。そこで、本発明者らは、き裂閉口と溶
接残留応力の関係を検討した。溶接残留応力が疲労強度
に及ぼす効果は平均応力として作用すると考えられ、例
えば引張の溶接残留応力は平均応力を高くし、応力比を
高くするのと同等の効果を有すると見なすことができ
る。そこで、高い溶接残留応力があることを想定して、
上記の疲労き裂伝播試験で０．１であった応力比を０．
６にして疲労試験を行うと、ＨＡＺがフェライト組織主
体であってもき裂閉口が殆ど観察されなかった。

【００２６】従って、通常の溶接したままの構造物のよ
うに降伏応力に近い大きな引張残留応力が作用している
場合にも、ＨＡＺをフェライト組織にすれば疲労強度を
向上させることはできるが、残留応力を低減させた上で
ＨＡＺをフェライト組織にすれば、これらの相乗効果に
よってき裂閉口が生じるため、疲労強度をさらに向上さ
せることができることが明らかとなった。

【００２７】ここで、溶接残留応力の低減にはさまざま
な方法があるが、これらの中でも溶接構造物に適用可能
な方法としては溶接後熱処理が最もよく用いられること
から、溶接後熱処理による方法を用いることとした。溶
接後熱処理には、炉内熱処理、局部加熱熱処理、炉外全
体熱処理の方法がある。炉内熱処理は、非処理物全体を
炉内で加熱・冷却する方法である。局部加熱熱処理は、
非処理部（溶接部）とその周辺だけを加熱・冷却する方
法である。炉外全体熱処理は、非処理物全体を炉外で全
体加熱・冷却する方法である。本発明で示す溶接後熱処
理には、溶接残留応力が低減できる場合には何れの方法
も用いることができる。

【００２８】溶接後熱処理条件は、ＪＩＳ−Ｚ３７００
では以下のように定められている。最大加熱速度：２２０×２５／ｔ（℃／ｈ）最低保持温度：６００（℃）最低保持時間：ｔ／２５（ｈ）（ただし、最小０．２５ｈ）最大冷却速度：２７５×２５／ｔ（℃／ｈ）炉からの抽出温度：４００℃以下ここで、ｔは板厚（３２ｍｍ以上）であり、また最低保
持時間を２倍、５倍、１０倍にすれば、最低保持温度は
６００℃から３０℃、９０℃、１２０℃下げることがで
きる。

【００２９】船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械等に用
いられる溶接構造用鋼板の板厚は６〜５０ｍｍ程度であ
ることから、加熱速度、保持温度、保持時間、冷却速
度、冷却停止温度は以下のように決定した。加熱速度
は、速い方が作業効率が良い。しかし、１０００℃／ｈ
を超えると板厚が６ｍｍの場合に計算上で規格を満たさ
ないだけでなく、加熱に要するエネルギーも膨大とな
り、構造物内の温度偏差も大きくなるため、その上限値
を１０００℃／ｈとした。また、板厚５０ｍｍの規格で
は最大１１０℃／ｈであり、１００℃／ｈ未満ではその
作業効率が落ちるため、下限値を１００℃／ｈとした。

【００３０】保持温度は、低い方が作業効率は良い。し
かし、４８０℃未満では十分な残留応力低減効果が期待
できないため、その下限値を４８０℃とした。また、７
００℃を超えると、残留応力の低減以外に母材の強度が
低下するため、その上限値を７００℃とした。保持時間
は、短い方が作業効率は良い。しかし、１５分未満では
規格を満たさないため、その下限値を１５分とした。ま
た、板厚５０ｍｍでも１８０分程度あれば残留応力を十
分低減できることから、その上限値を１８０分とした。

【００３１】冷却速度は、速い方が作業効率は良い。し
かし、１０００℃／ｈを超えると溶接部の靱性等の諸特
性が劣化するため、その上限を１０００℃／ｈとした。
また、板厚５０ｍｍの規格では最大１３０℃／ｈであ
り、１００℃／ｈ未満ではその作業効率が落ちるため、
その下限値を１００℃／ｈとした。冷却停止温度は、高
い方が作業効率は良い。しかし、４００℃よりも高い温
度では規格を満たさないため、その上限を４００℃とし
た。また、室温よりも低い温度にあえて冷却する必要は
ないため、その下限値を室温とした。

【００３２】（３）さらに、溶接継手に使用する鋼板の
化学成分および炭素当量を限定した理由を述べる。ま
ず、鋼板の基本的な化学成分として限定した各元素につ
いて述べる。Ｃは母材強度を上昇させる元素であり、母
材強度上昇のためには多量に添加することが望ましい。
しかしながら、０．１５％超のＣの添加は、焼入れ性が
高くなりすぎて、ＨＡＺにおけるフェライト組織が得ら
れなくなるとともに、溶接性や溶接部の靱性を低下させ
る。従って、Ｃの上限を０．１５％とした。また、Ｃが
０．０１５％未満では構造用鋼としての母材強度の確保
が困難になるため、Ｃの下限値を０．０１５％とした。

【００３３】Ｓｉは溶製時の脱酸に必要な元素であり、
適量添加するとマトリックスを固溶強化する。Ｓｉが
０．０６％未満では、溶製時の脱酸効果が減少するた
め、下限値を０．０６％とした。さらに好ましくは、固
溶強化の効果を考慮すると、０．６％以上である。一
方、Ｓｉを２．０％超添加すると、焼入れ性が高くなる
だけでなく、靱性も低下する。従って、上限値を２．０
％とした。

【００３４】Ｍｎは靱性をあまり低下させることなく母
材強度を上昇させる元素である。Ｍｎが０．２％未満で
は十分な母材強度が得られず、Ｓ脆化が起こりやすくな
るため、下限値を０．２％とした。また、１．５％超の
Ｍｎを含有すると、焼入れ性が高くなりすぎて、ＨＡＺ
におけるフェライト組織が得られなくなるとともに、溶
接部の靱性が低下し、溶接性、延性も劣化するため、上
限値を１．５％とした。

【００３５】Ｐは少ないほど好ましく、０．０５％を超
えて添加すると母材の粒界に偏析して粒界脆化するため
にＨＡＺの靱性が低下する。従って、上限値を０．０５
％とした。Ｓは低いほど好ましく、０．０５％超含有す
るとＡ系介在物が顕著となり、母材と溶接部の靱性を害
し、板厚方向の延性も低下させる。従って、上限値を
０．０５％とした。

【００３６】Ａｌは脱酸元素として必要であり、０．０
０１％以上添加しないと脱酸作用を期待できない。一
方、０．０８％超添加すると、Ａｌ酸化物や窒化物が多
量に生成して、溶接部の靱性を劣化させる。従って、下
限値を０．００１％、上限値を０．０８％とした。次
に、本発明においては、上記の元素に加えて次のような
元素を鋼板に含んでもよい。以下に成分限定した各元素
について述べる。

【００３７】Ｃｕは母材強度を向上させる効果があり、
さらに炭化物は生成しないが固溶強化により疲労強度を
向上させる。また、溶接後熱処理を行うとε−Ｃｕが析
出してＨＡＺと母材を強化し、疲労強度を向上させる。
０．１％以上添加しないとその効果はなく、２．０％超
添加するとスラブの凝固割れの原因になるため、下限値
を０．１％、上限値を２．０％とした。

【００３８】Ｃｒは母材強度ならびに靱性を向上させる
効果がある。また、溶接後熱処理を行うと炭化物や窒化
物を生成してＨＡＺと母材を強化し、疲労強度を向上さ
せる。これらの効果を得るには、０．０５％の添加が必
要である。また、１．０％超添加してもその効果は飽和
し、逆に溶接性が損なわれる。そのため、下限値を０．
０５％、上限値を１．０％とした。

【００３９】Ｍｏは母材強度を向上させるだけでなく靱
性も向上させる効果がある。溶接後熱処理により炭化物
や窒化物を生成する点で、Ｃｒと同様の作用をする。そ
の効果が現れる添加量として、下限値を０．０２％と
し、その効果が飽和する添加量として、上限値を１．０
％とした。Ｎｂは炭窒化物を形成して母材の強度向上と
細粒化に効果がある。また、溶接後熱処理により炭化物
や窒化物を生成してＨＡＺと母材を強化し、疲労強度を
向上させる。Ｎｂ量が０．００５％未満では、この効果
が顕著でないので、下限値を０．００５％とした。また
逆に、０．１０％超添加すると、ＨＡＺの焼入れ性が高
くなりすぎてフェライト組織の面積率が減少するため、
上限値を０．１０％とした。

【００４０】Ｖは母材の強度向上と細粒化に効果があ
る。また、溶接後熱処理により炭化物や窒化物を生成し
てＨＡＺと母材を強化し、疲労強度を向上させる。Ｖ量
が０．００５％未満では、この効果が顕著でないので、
下限値を０．００５％とした。また逆に、０．１０％超
添加すると、ＨＡＺの焼入れ性が高くなりすぎて、フェ
ライト組織の面積率が減少するため、上限値を０．１０
％とした。

【００４１】さらに、溶接継手に使用する鋼板の炭素当
量を限定した理由を述べる。溶接時の冷却速度が同じ場
合、ＨＡＺ組織と鋼板の成分の関係はＩＩＷで提案され
ている炭素当量（Ｃｅｑ）の式を用いることにより表す
ことができる。また、ＮｂもＨＡＺ組織に影響を及ぼす
ことが知られており、ＩＩＷの炭素当量の式にＮｂの効
果を考慮した式は、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３とすることができる。炭素当量が０．１５未満の場合は
構造用鋼に使用するのに必要な母材強度を確保するのが
困難となるため、その下限値を０．１５とした。一方、
従来の鋼材のように炭素当量が０．２７５を超える場合
には、ＨＡＺ組織はベイナイト組織あるいはマルテンサ
イト組織となるため、フェライト組織を得ることは困難
であることから、炭素当量の上限値を０．２７５とし
た。

【００４２】また、本発明はＴ字隅肉溶接継手、十字隅
肉溶接継手、廻し隅肉溶接継手、突合せ溶接継手等の何
れの溶接継手でも、き裂閉口が起こる場合には疲労強度
を向上させることができる。さらに、本発明は不活性ガ
スを用いたアーク溶接（ＭＩＧ）や、混合ガスを用いた
アーク溶接（ＭＡＧ）、タングステン・アーク溶接（Ｔ
ＩＧ）のようなガスシールドアーク溶接をした場合に特
に有効であるが、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）や、サブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）のような溶接方法を用いた
溶接継手でも、き裂閉口が起こる場合には疲労強度を向
上させることができる。

【００４３】

【実施例】以下に、本発明の実施例について述べる。溶
接継手のＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率、溶接
後熱処理、添加元素、継手形状と疲労強度の関係を調査
することを目的に疲労試験を実施した。５０キロ真空溶
解炉を用いて、合計１２鋼種を溶製した。炭素当量が低
く、母材の強度不足が懸念されるため、制御圧延と制御
冷却により、溶製したスラブの圧延を実施した。すなわ
ち、１１００℃で６０分間加熱した後、仕上板厚の３倍
の板厚まで粗圧延を行い、Ａｒ₃点以上未再結晶温度以
下まで温度待ちした後に、板厚６〜５０ｍｍに仕上圧延
を行い、圧延終了後、直ちに５００℃まで制御冷却し、
その後室温まで空冷した。さらに、引張試験片を採取
し、母材の降伏応力、引張強度、全伸びを測定した。

【００４４】表１、表２（表１のつづき）に製造した鋼
の化学成分、炭素当量、および機械的性質を示す。これ
らの鋼を用いて、十字隅肉、Ｔ字隅肉、廻し隅肉の計３
種類の溶接継手を作成した。溶接に用いるリブ板は母材
と同じ鋼板を用い、溶接入熱を何れも１８ｋＪ／ｃｍと
して、各１パスで行った。溶接方法はＣＯ₂ガスを用い
たＭＡＧ溶接とし、溶接材料は被覆アーク溶接棒、ソリ
ッドワイヤ、フラックス入りワイヤの何れも用いること
ができるが、ここでは５０キロ鋼用フラックス入りワイ
ヤを用いた。溶接後に溶接部のミクロ組織観察試験片を
切り出し、ポイント・カウンティング法によりＨＡＺの
フェライト組織と面積率を求めた。

【００４５】溶接後熱処理は真空炉を用いて行い、疲労
き裂が発生しやすい溶接止端部が均熱帯に入るように、
溶接継手を配置した。疲労試験は大気中、室温とし、十
字隅肉および廻し隅肉溶接継手の場合は軸力で応力比が
０、Ｔ字隅肉溶接継手の場合は３点曲げで応力比が０．
１で試験を実施した。

【００４６】表３、表４（表３のつづき）に、継手番
号、鋼板記号、継手形状、鋼板の板厚、ＨＡＺにおける
フェライト組織の面積率、ベイナイト・マルテンサイト
・パーライト・残留オーステナイト組織の合計の面積
率、溶接後熱処理条件、疲労強度を示す。

【００４７】

【表１】

【００４８】

【表２】

【００４９】

【表３】

【００５０】

【表４】

【００５１】継手１は、ＨＡＺのフェライト組織の面積
率が２０％以上で、かつ溶接後熱処理を行っているが、
炭素当量は０．２７５よりも大きい請求項１に該当する
本発明例である。継手２〜４はそれぞれ、溶接後熱処理
を行わない比較例、ＨＡＺのフェライト組織の面積率が
２０％未満の比較例、およびこれら両方を満足しない比
較例である。従来の溶接継手である継手４に対して、Ｈ
ＡＺのフェライト組織の面積率が高い継手２、溶接後熱
処理を行った継手３でも疲労強度は向上するが、ＨＡＺ
のフェライト組織の面積率が高くかつ溶接後熱処理も行
った本発明例の継手１で、特にこれらの相乗効果によ
り、疲労強度か高くなることがわかる。

【００５２】継手５〜８は、溶接後熱処理条件が本発明
の範囲外となる比較例である。加熱速度が１０００℃／
ｈよりも速い継手５、保持温度が４８０℃よりも低い継
手６、保持時間が１５分よりも短い継手７、冷却速度が
１０００℃／ｈよりも速い継手８は、ＨＡＺのフェライ
ト組織の面積率が高くかつ溶接後熱処理も行った本発明
例の継手１よりも疲労強度が低くなる。従って、溶接後
熱処理は本発明の条件で行う必要があることがわかる。

【００５３】継手９、１０は、ＨＡＺにおけるフェライ
ト組織の面積率が２０％以上で溶接後熱処理を行いかつ
炭素当量が０．２７５以下である請求項２に該当する本
発明例である。炭素当量が低くなるに従いフェライト組
織面積率が増加し、溶接継手の疲労強度も向上する。継
手１１〜１６は基本成分以外に、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｖを１種または２種以上添加した請求項３に該当す
る本発明例である。それぞれ溶接後熱処理を行うと、Ｃ
ｕによる固溶強化と析出強化の効果、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｖにより炭窒化物を生成してＨＡＺを析出強化する
効果により、溶接継手の疲労強度はさらに向上する。

【００５４】継手１７、１８は基本成分に加えて、Ｃ
ｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを１種または２種以上添加し
た比較例である。いずれも炭素当量が高く、ＨＡＺにお
けるフェライト組織の面積率が低く、溶接後熱処理を行
っていないために、これらの合金元素を添加しても、溶
接継手の疲労強度は向上しない。継手１９、２０はＴ字
隅肉溶接を行った本発明例と比較例であり、継手２１、
２２は廻し隅肉溶接を行った本発明例と比較例である。
何れも、ＨＡＺのフェライト面積率が高く、溶接後熱処
理を行った場合には溶接継手の疲労強度が向上する。

【００５５】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械等に用いられる溶接
継手に関して、疲労き裂の伝播速度を遅くすることが可
能なフェライト組織のＨＡＺにおける面積率を高くした
上で溶接後熱処理を行うか、あるいはさらにフェライト
組織の面積率をさらに高くするために鋼板の化学成分お
よび炭素当量を限定するか、あるいはさらにＨＡＺを強
化するために析出強化元素を添加することにより、溶接
継手の疲労強度を向上させることが可能となり、本発明
の溶接継手を用いれば、溶接構造物の疲労破壊に対する
信頼性を著しく向上させることが可能となった。

【００５６】このような効果を有する本発明の溶接継手
は極めて有意義なものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＨＡＺ組織がき裂閉口に及ぼす影響を示した図
面である。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年４月１２日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】請求項１

【補正方法】変更

【補正内容】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１７

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１７】そこで、ＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝
播寿命が全破断寿命に占める割合を調査した。試験に
は、構造物で多く使用される溶接継手であるＴ型隅肉溶
接継手、十字隅肉溶接継手、廻し隅肉溶接継手の３つの
継手を用いた。母材と溶接金属の境界部から母材側に５
〜１０ｍｍ（継手の種類による）離れた位置に歪ゲージ
を貼って、繰り返し負荷中の歪の値を測定した場合、試
験開始時よりも歪の値が５％低下したときの繰り返し数
は、疲労き裂の先端がＨＡＺを通過して、母材に達する
繰り返し数とほぼ一致するため、この繰り返し数をＨＡ
Ｚにおける疲労き裂の発生伝播寿命とした。溶接継手疲
労試験の結果、最終的に破断に至るまでの全寿命に対す
るＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝播寿命の割合は、Ｔ
型隅肉溶接継手では約７０％、十字隅肉溶接継手では約
３０％、角廻し隅肉溶接継手では約４０％であった。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１８

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１８】従って、全疲労寿命に対するＨＡＺにおけ
る疲労き裂の発生伝播寿命はかなりの割合を占めること
が上記の試験で明らかになる一方、一旦き裂が伝播を開
始するとその抑制は非常に困難であることから、溶接継
手の疲労強度を向上させるためには、ＨＡＺにおける疲
労き裂の発生を困難にするか、あるいは疲労き裂が発生
してもＨＡＺにおける疲労き裂の伝播を極力遅くさせる
ことが有効な手段と考えられる。

【手続補正４】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５４

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５４】継手１７、１８は基本成分に加えて、Ｃ
ｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを１種または２種以上添加し
た比較例である。いずれも炭素当量が高く、ＨＡＺにお
けるフェライト組織の面積率が低く、溶接後熱処理を行
っていないために、これらの合金元素を添加しても、溶
接継手の疲労強度は向上しない。継手１９、２０はＴ字
隅肉溶接を行った本発明例と比較例であり、継手２１、
２２は廻し隅肉溶接を行った本発明例と比較例である。
何れも、ＨＡＺのフェライト組織面積率が高く、溶接後
熱処理を行った場合には溶接継手の疲労強度が向上す
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 38/26 Ｃ２２Ｃ 38/26

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】溶接継手の溶接熱影響部におけるフェラ
イト組成の面積率が２０〜１００％で、残部がベイナイ
ト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織、および
残留オーステナイト組織の１種または２種以上からなる
溶接継手を製造する方法において、溶接後に溶接継手部
を加熱速度１００〜１０００℃／ｈで４８０〜７００℃
に加熱し、４８０〜７００℃で１５〜１８０分間保持
し、冷却速度１００〜１０００℃／ｈで４００℃〜室温
まで冷却することを特徴とする優れた疲労強度を有する
溶接継手の製造方法。
【請求項２】重量％でＣ：０．０１５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０６〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０８％を含有し、さらに炭素当
量（Ｃｅｑ）がＣｅｑ：０．１５〜０．２７５であり、
残部が鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼板を溶接
すること特徴とする請求項１記載の優れた疲労強度を有
する溶接継手の製造方法。ここで、炭素当量（Ｃｅｑ）
は、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３とする。
【請求項３】さらに重量％でＣｕ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上を
含有する鋼板を溶接することを特徴とする請求項２記載
の優れた疲労強度を有する溶接継手の製造方法。