WO2011037272A1

WO2011037272A1 - 高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法

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Publication number: WO2011037272A1
Application number: PCT/JP2010/067194
Authority: WO
Inventors: 正糟谷
Original assignee: 新日本製鐵株式会社
Priority date: 2009-09-25
Filing date: 2010-09-24
Publication date: 2011-03-31
Also published as: KR20140114878A; CN102548703B; MY161851A; WO2011037272A4; MX2012003512A; IN2012DN02544A; CN102548703A; JPWO2011037272A1; TW201125675A; TWI412422B; KR20120062784A; JP5623413B2

Abstract

　溶接速度１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下でも、溶接止端部形状が良好で、溶接継手の疲労特性を向上させることのできる、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法を提供する。　本発明は、引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接を、溶接速度１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下のガスシールドアーク溶接で行う際、前記鋼板を、Ｃ＝０．０２～０．１５％、Ｓｉ＝０．２～１．８％、Ｍｎ＝０．５～２．５％を含有する鋼板とし、該鋼板のＳｉ含有量（質量％）をＳｉ（鋼板）、前記隅肉アーク溶接に用いられる溶接用ワイヤのＳｉ含有量（質量％）をＳｉ（ワイヤ）としたときに、｛Ｓｉ（鋼板）＋０．１×Ｓｉ（ワイヤ）｝≧０．３２になるように組み合わせることを特徴とする。

Description

高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法

　本発明は、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法にかかわるものであり、より詳しくは、ガスシールドアーク溶接にて作製された隅肉アーク溶接継手の止端形状を改善し、隅肉アーク溶接継手の疲労特性を向上させることのできる、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法にかかわるものである。

　本発明が適用できる好ましい対象部材としては、自動車の車体構造部材、特に、重要保安部品である足回り部品等が挙げられる。

　自動車産業分野などにおけるガスシールドアーク溶接では、製造ラインの効率向上のため、溶接速度が他産業分野より高く設定されるのが通例である。一般には、６０ｃｍ／ｍｉｎ以上であり、１００ｃｍ／ｍｉｎ以上に設定される場合も少なくない。

　このような高い溶接速度のアーク溶接が可能である理由は、自動車産業分野における使用鋼板の板厚が、多くの場合、６ｍｍ以下であり、例えば、比較的板厚が厚い足回り部品の場合でも、通常は４ｍｍ以下である場合が多いためである。すなわち、上記のように板が薄いため、アーク溶接での溶着量が少なくても所定の継手強度が確保できるからである。なお、もし、板厚が６ｍｍ超のように厚い場合で、所定の継手強度を得るために必要な溶着量を確保できるようなアーク溶接を、６０ｃｍ／ｍｉｎ以上の溶接速度で行おうとすると、それだけ溶接電流および溶接電圧を高くしなければならず、溶接ビード形状に悪影響を与える危険性が高まることになり問題である。このように、自動車産業分野におけるアーク溶接は、溶接速度が他産業より高いことがその特徴といえる。

　ただし、このような高い溶接速度というアーク溶接条件下では、溶接ビード形状、特に溶接止端部の形状が劣化し、すなわち、溶接止端部のフランク角（図２参照。）が大きくなり、その結果として、溶接止端部に応力集中を招き、溶接継手の疲労強度が低下するという問題に直面する。なお、高い溶接速度で溶接ビード形状が劣化する理由は、溶接速度が速いと、それだけ溶融プールが細長くなり、溶融金属が十分に広がらないうちに凝固してしまう傾向があるためである。一方で、特に最近は、地球環境への関心の高まりから、自動車産業分野でも、燃費向上によるＣＯ_２排出量の削減は緊急の課題となっている。自動車そのものの重量を低減することは、燃費向上の有効な手段であり、自動車を形成している鋼板の板厚を低減することが、その効果的な手段となり得る。しかし、鋼板の板厚低減は、鋼板に負荷される応力の増加を意味し、応力増加は、単に静的強度の問題だけでなく、疲労強度の問題も生じさせる。すなわち、静的強度が十分でも疲労強度の観点から板厚減、すなわち軽量化が推し進められないという問題が生じる。

　一般に、溶接継手の疲労強度は、材料依存性がほとんどなく、溶接ビード形状で決まる応力集中や溶接部の残留応力などの力学的な要因で支配されているといわれている。また、上記のとおり、製造効率向上と疲労強度確保は互いに相反する場合が多いため、高溶接速度における溶接止端部の形状改善手段および溶接継手の疲労強度向上手段として、溶接止端部をグラインダ仕上げなどで滑らかにするとか、ショットピーニングなどで溶接止端部に圧縮の残留応力を与えるなどの方法が採用されてきた。これらは、いわゆる後工程と呼ばれるものであり、製造コストを増加させるため好ましいことではない。

　一方、溶接継手の疲労問題を解決する手段の１つとして、溶接材料の変態温度が低くなるよう成分設計し、溶接止端部の残留応力を低減することで疲労強度を向上させる方法が提案されている（特許文献１、２参照。以降このような溶接材料を高疲労強度溶接材料と呼ぶ。）。この方法は、溶接材料の成分を規定しているものの、残留応力を低減するという意味では力学的要因を制御する方法であり、溶接材料の変更だけで高疲労強度継手を得ることができ、効率のよい方法であるといえる。

　また、特許文献３、４および非特許文献１に開示されているように、溶接材料および鋼板の成分を制限することで溶接ビード形状を広幅にする技術がある。例えば、特許文献３、非特許文献１に開示された技術は、Ｓを０．０１％超０．０６％以下添加する技術であり、それにより溶融プールの表面張力を低減させて溶接止端形状を改善させる技術である。また、特許文献４に開示された技術は、鋼板のＳｉとＭｎの合計を調整する技術である。

　特許文献１０には、薄鋼板の重ね隅肉ガスシールドアーク溶接において、疲労特性の観点から溶接方法についての技術が開示されている。この技術はビード止端部形状を改善するため溶接金属の化学組成を規定したものである。
　また、特許文献５~９には疲労強度に優れた鋼板に関する技術が開示されている。

特開平１１−１３８２９０号公報特開２００４−００１０７５号公報特開２００２−３６１４８０号公報特開２００７−１７７２７９号公報特開２００４−１４３５１８号公報特開２０００−２４８３３０号公報特開平１１−１８９８４２号公報特開平０７−３１６６４９号公報特開２００３−００３２４０号公報特開２００２−４５９６３号公報

溶接学会全国大会講演概要、平成１９年、第８１集、ｐｐ２３６~２３７

　しかしながら、特許文献１、２に記載の高疲労強度溶接材料を用いた場合でも、溶接継手の止端形状が劣化すると疲労強度上好ましくない。なぜなら、継手の疲労強度を支配する２大要因である残留応力と応力集中のうち、高疲労強度溶接材料は残留応力に着目した技術であり、応力集中の改善を目指してはいないからである。特に、自動車産業などでは、既に述べたように、他産業よりも高い溶接速度で溶接施工されており、より高速度で溶接することへのニーズが強い。そのニーズに応じて溶接速度を高くすればするほど、ビード形状が乱れるようになるため、応力集中が高まり疲労強度向上の観点からは好ましくはない。以上のように、自動車産業などに特許文献１、２に記載の高疲労強度溶接材料を適用して、溶接継手の疲労特性を改善することには限界があった。

　また、特許文献３、４および非特許文献１に記載の技術は、いずれも、溶接ビード幅を従来技術以上に広くすることを目的とした技術である。溶接ビード幅は、確かに、溶接継手全体の形状を代表させるためには都合のよい指標となりえるが、その疲労強度は、応力集中部である溶接止端部の形状に大きく依存する。すなわち、溶接継手の一部の形状が溶接継手全体の特性を決定するという、静的強度にはない疲労強度に特有の傾向がある。そのため、疲労強度を向上させるためには、溶接ビード幅という溶接継手全体の特性よりも、溶接止端形状という溶接継手の一部の形状に着目する必要がある。特許文献３、４および非特許文献１が開示している技術は、静的強度、すなわち溶接継手の引張破断強度向上には適しているが、疲労強度向上に対して有効な技術かどうかは、明確ではない。

　また、特許文献５~８に記載の従来技術は全て、母材の疲労強度に関するものである。鋼材の疲労強度は、応力集中部がないため、鋼材の静的強度に比例するといわれていることから、これらの技術は、溶接継手の疲労強度向上には、必ずしも有効な技術とはいえない。

　また、特許文献９には溶接熱影響部（ｈｅａｔ−ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ、ＨＡＺとも言う。）の疲労強度に関する技術が開示されているが、取り上げられている溶接継手は突合せ溶接継手であり、この場合の応力集中は隅肉アーク溶接継手ほど高いものではない。ところで、自動車足回り部品などは、そのほとんどが隅肉アーク溶接で作製されている。このことから、特許文献９に記載の技術を、自動車産業分野等で多く用いられる、応力集中の高い隅肉アーク溶接継手を有する構造物の疲労強度を向上させることができるか否かは明らかではない。

　また、これら特許文献５~９に記載の従来技術が開示している技術は、溶接継手のない母材の疲労強度、あるいは応力集中が比較的小さい突合せ継手の疲労強度に関するものである。実際の構造物では、応力集中が最も大きいところから疲労き裂が発生し、それが構造物全体の疲労強度を決定している。すなわち、突合せ継手より応力集中の大きい重ね隅肉継手の疲労強度を向上させなければ、構造物の疲労向上にはつながらない。　特許文献１０は、薄鋼板の重ね隅肉継手の疲労強度の向上を目的としているが、その溶接速度は従来高速溶接と呼ばれていた８０~１１０ｃｍ／ｍｉｎを対象とした実施形態であり、現在求めらているような、さらなる高速溶接には対応できていない。特許文献１０では、継手の疲労強度が鋼板の疲労強度の１２％以上になる技術を提供している。一般に、鋼板の疲労強度は、鋼板そのものが平坦で応力集中部が存在しないなどの理由から、鋼板の引張強度に比例するといわれ、鋼板引張強度の６０％程度、高くても７０％以下である。そのため、特許文献１０の技術は、鋼板引張強度が７８０ＭＰａの場合、溶接継手の疲労強度を７８０×０．７×０．１２＝６６ＭＰａ以上にする技術ということになる。しかし、疲労強度が６６ＭＰａ以上程度では、溶接条件、特に溶接速度を適切に選択するなどの方法でも達成できる範囲である。

　このような背景から、さらに高強度化される薄鋼板の疲労強度を確保しつつ、溶接速度を高くできる高強度薄鋼板の重ね隅肉継手の開発が喫緊の課題となっている。具体的には、現在の高速溶接速度である１００ｃｍ／ｍｉｎ程度（８０ｃｍ／ｍｉｎ~１１０ｃｍ／ｍｉｎ）の溶接速度でも、十分に疲労強度を確保できるだけでなく、従来以上の高速溶接である１１０ｃｍ／ｍｉｍ超の溶接速度でも、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手の止端形状が良好になり、疲労強度を確保できる鋼板の隅肉アーク溶接方法が望まれていた。ここで、薄鋼板の溶接継手として要求される疲労強度は２５０ＭＰａ程度であることから、本発明においては、少なくとも２５０ＭＰａの疲労強度を有することを合格の目安とする。２５０ＭＰａを本発明の目的とした理由は以下の様なものである。まず、鋼材強度に関係なく一律の値を選定した理由は、溶接継手の疲労強度は、鋼材の種類に依存しない、すなわち、４９０ＭＰａ級鋼材でも７８０ＭＰａ級鋼材でも継手疲労強度が同じになる、という特性を考慮したものである。鋼材の疲労強度は、鋼材の引張強度に依存するが、溶接継手の場合は鋼材によらなくなるという特徴を考慮したものである。次に、溶接まま、すなわち疲労向上対策をしない状態での、溶接継手の疲労強度は、おおよそ２００ＭＰａである。もし、疲労強度が２５０ＭＰａになれば、２０％以上の強度増加に対応し、疲労設計上好ましい。場合によっては、板厚変更の可能性も出てくる値である。そこで、本発明では、２５０ＭＰａを目安としている。

　そこで、本発明は、これら従来技術の問題点に鑑み、ガスシールドアーク溶接において、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超の場合でも、溶接止端部の形状が良好となり、隅肉アーク溶接継手の疲労特性を向上させることのできる、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法、特に、疲労強度向上の実現が強く望まれる引張強さが７００ＭＰａ以上の鋼板における溶接継手の疲労向上方法を提供することを目的とする。

　本発明者らは、以上の観点から、溶接速度と鋼板および溶接ワイヤ成分に着目し、溶接止端部形状についてその影響を鋭意研究してきた。そして、鋼板および溶接ワイヤのうちで、特にＳｉ量を制限することにより溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下でも、溶接止端形状を改善させることができることを見出し、さらには、溶接止端形状改善効果が発現する鋼板含有Ｓｉ量と溶接ワイヤ含有Ｓｉ量の関係をも見出したものである。本発明は、このような研究によってなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

　（１）　引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法において、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下であって、
　前記薄鋼板が、質量％で、
Ｃ　：０．０２~０．１５％、
Ｓｉ：０．２~１．８％、
Ｍｎ：０．５~２．５％、
Ｐ　：０．０３％以下、
Ｓ　：０．０２％以下
を含有する薄鋼板であり、前記薄鋼板と該溶接用ワイヤが含有するＳｉが、下記（式１）の値が０．３２以上になるように組み合わせることを特徴とする、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　Ｓｉ（鋼板）＋０．１×Ｓｉ（ワイヤ）　　　　　　（式１）
但し、Ｓｉ（鋼板）は前記薄鋼板のＳｉ量を、また、Ｓｉ（ワイヤ）は前記溶接用ワイヤの全Ｓｉ量を示す。

　（２）　前記（式１）の値が０．４０以上になるように、前記薄鋼板と前記溶接用ワイヤとを組み合わせることを特徴とする、上記（１）項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（３）　前記薄鋼板が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．００５~０．１％
を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（４）　前記薄鋼板が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５~０．１％、
Ｎｂ：０．００５~０．１％、
Ｖ　：０．０１~０．２％、
Ｃｒ：０．１~１．０％、
Ｍｏ：０．０５~０．５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（５）　前記溶接用ワイヤとして、質量％で、
Ｃ　：０．０３~０．１５％、
Ｓｉ：０．２~２．０％、
Ｍｎ：０．７~２．５％、
Ｐ　：０．０５％以下、
Ｓ　：０．０８％以下、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含む。）
を含有し、残部鉄及び不可避不純物からなる溶接用ソリッドワイヤを用いることを特徴とする上記（１）ないし（４）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（６）　前記溶接用ソリッドワイヤが、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１~０．５％、
Ｎｂ：０．０１~０．１％、
Ｖ　：０．０５~０．３％、
Ｃｒ：０．０５~１．０％、
Ｍｏ：０．０５~０．７％、
Ｎｉ：０．３~１２．０％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（５）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（７）　前記溶接用ソリッドワイヤが含有するＮｉを、質量％で、
Ｎｉ：４．０~１２．０％
に制限することを特徴とする、上記（６）項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（８）　前記溶接用ソリッドワイヤが含有するＳを、質量％で、０．０２~０．０８％に制限することを特徴とする、上記（５）ないし（７）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（９）　前記溶接用ワイヤが、スリット状の継ぎ目がない鋼製外皮内にフラックスを充填してなるガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤであって、
　鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体での合計の質量％で、
Ｃ（ＳｉＣ中のＣを除く。）：０．０１~０．２０％、
Ｓｉ（ＳｉＣおよびＳｉＯ_２中のＳｉを除く。）：０．０５~１．２％、
Ｍｎ：０．２~２．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０６％以下、
　さらに、鋼製外皮内に充填されるフラックスとして、ワイヤ全体の質量％で、
ＳｉＣ：０．０５~１．２％
を含有するとともに、
ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏの１種または２種以上を合計で０．０５~０．４％含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接用フラックス入りワイヤとすることを特徴とする上記（１）ないし（４）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（１０）　前記溶接用フラックス入りワイヤが、ワイヤ全体の質量％で、さらに、鋼製外皮内に充填されるフラックスとして、
グラファイト：０．０２％以上
含有し、かつ下記（式２）で定義されるＣ換算値の合計量が０．１５~０．４５％である溶接用フラックス入りワイヤであることを特徴とする、上記（９）項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　Ｃ換算値の合計量＝［グラファイト］＋０．３×［ＳｉＣ］　　・・・　（式２）
但し、上記［グラファイト］、［ＳｉＣ］は、それぞれワイヤ全体に対するグラファイト、ＳｉＣの質量％を示す。

　（１１）　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．１~５．０％、
Ｃｒ：０．１~２．０％、
Ｍｏ：０．１~２．０％、
Ｃｕ：０．１~０．５％
の１種または２種以上を合計で０．１~６．０％含有することを特徴とする、上記（９）または（１０）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（１２）　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、さらに、
Ｂ：０．００１~０．０１５％
を含有することを特徴とする、上記（９）ないし（１１）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（１３）　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、さらに、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの１種または２種以上を合計で０．００５~０．３％含有することを特徴とする、上記（９）ないし（１２）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（１４）　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮内に充填されるフラックスとして、ワイヤ全体の質量％で、さらに、酸化物系以外のアーク安定剤を０．０５~０．５％含有することを特徴とする、上記（９）ないし（１３）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（１５）　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、
Ｓ：０．０２~０．０６％
を含有することを特徴とする、上記（９）ないし（１４）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。

　（１６）　前記高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法がガスシールドアーク溶接であり、シールドガスとして、質量％で、
ＣＯ_２：５％以上２５％以下、
Ｏ_２　：４％以下（０％を含む。）
を含有し、残部Ａｒおよび不可避不純物からなるシールドガスを用いることを特徴とする、上記（１）ないし（１５）項のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
（１７）　引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手において、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下で行ったガスシールドアーク溶接継手であって、
　前記薄鋼板が、質量％で、
Ｃ　：０．０２~０．１５％、
Ｓｉ：０．２~１．８％、
Ｍｎ：０．５~２．５％、
Ｐ　：０．０３％以下、
Ｓ　：０．０２％以下
を含有し、残部鉄及び不可避不純物からなる薄鋼板であり、前記薄鋼板と前記溶接用ワイヤが含有するＳｉが、前記（式１）の値が０．３２以上になるように組み合わせたことを特徴とする、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手。
（１８）　前記（式１）の値が０．４０以上になるように、前記薄鋼板と前記溶接用ワイヤとを組み合わせることを特徴とする、上記（１７）項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手。

　本発明によれば、７００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の重ね隅肉溶接において、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下の高速溶接の場合でも、溶接止端形状が滑らかとなり、それだけ溶接止端部の応力集中を低減させることができ、溶接継手の疲労強度を向上させることができる。特に、本発明が提供する高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法は、自動車産業のみならず、溶接速度増加のニーズが強い産業分野では特に有効であり、生産性向上と疲労強度向上を両立できる技術であるため、産業上の意義はきわめて大きい。

鋼材に原子半径がＦｅより小さいＳｉを添加したときと、添加する前のＦｅ原子の位置変化を説明した概念図である。溶接アークの広がりに差が発生したときの、溶融プール束への影響を説明した概念図である。溶接用ソリッドワイヤのＳｉ量および鋼板のＳｉ量と、溶接速度１００ｃｍ／ｍｉｎ、１１２ｃｍ／ｍｉｎ、１２０ｃｍ／ｍｉｎ、１５０ｃｍ／ｍｉｎで重ね隅肉溶接を行ったときのフランク角の関係を示した図である。重ね隅肉アーク溶接継手におけるフランク角とアンダーカット深さを説明した概念図である。フランク角と疲労強度の関係を説明した概念図である。本発明の実施例で用いた疲労試験片の形状と応力負荷方向を説明した概念図である。

　以下に、本発明を詳細に説明する。

　まず、本発明が課題とする溶接継手の疲労特性について説明する。

　金属疲労は、静的強度と異なり、弾性範囲内の応力が付加された状態で破断する現象である。応力は、繰り返し付加され、その繰り返し数が疲労寿命を決定する。一般には、２００万回以上繰り返し応力を付加しても破断に至らなければ、そのときの付加応力を疲労強度と呼ぶ。金属疲労は、弾性範囲内での付加応力で破断する現象であるため、静的強度とは異なる点が多い。例えば、静的強度では、応力集中や溶接継手に存在する残留応力の影響をあまり受けない。疲労強度向上に極めて有効な溶接止端部のグラインダ仕上げを実施しても、静的強度はほとんど変わらない。この理由は、静的強度は、塑性変形を伴っているためである。溶接止端部のような応力集中部が存在したとしても、その部分に塑性ひずみが発生するだけで、静的強度という観点からは、応力集中部以外の部分が強度を負担するだけで、溶接継手全体としては、強度が保たれる。また、残留応力のように、一部に引張応力が既に存在していたとしても、残留応力の特徴である自己平衡性を考えると、必ず引張残留応力を相殺する圧縮残留応力が存在するため、引張残留応力部分ですぐに降伏状態に達したとしても、圧縮残留応力部分では降伏状態に達していないため、この部分が静的強度を負担する。このため、溶接継手全体では、静的強度はこれら因子に影響されない。そのため、静的強度は溶接ビード幅などのような溶接ビード全体の形状が重要になってくる。

　これに対して、溶接継手の疲労強度は、溶接継手のごく一部の応力状態で溶接継手全体の特性が決定される現象である。疲労き裂が発生する部分は応力集中が高い溶接止端部などである。ここには引張りの残留応力も存在している。残留応力は、すでに述べたように、自己平衡性があり、この引張残留応力を相殺する圧縮残留応力が必ず溶接継手内部に存在する。しかし、疲労強度は、溶接継手のごく一部の応力状態で決定されるため、たとえ、圧縮残留応力が存在したとしても、疲労き裂が発生する場所に存在しなければこの圧縮残留応力は疲労強度に影響しない。この傾向は、応力集中についても当てはまる。すなわち、溶接継手全体として滑らかな形状を呈していても、一部に応力集中が高い部分が存在すれば、溶接継手全体の疲労強度はそこで決まってしまう。したがって、溶接ビード幅のような溶接継手全体の形状を改善するより、溶接止端部フランク角の改善のように、局部的な形状を改善するほうが疲労強度向上に寄与する。このような意味では、特許文献３、４および非特許文献１に開示されている技術は、疲労強度向上に寄与する溶接止端部形状改善効果に有効かは不明である。実際、非特許文献１には、溶接ビード幅を広くする技術が開示されているが、これによると、溶接ビードの幅を広くするとフランク角も小さくなるということは、必ずしも明白ではない。

　以上のように、溶接ビード幅を広くする技術と溶接止端部のフランク角を狭くする技術は必ずしも同一ではない。本発明は、溶接止端部形状の改善を目的とする技術を提供するものであるが、その目的は溶接継手の疲労強度向上である。静的強度に関しては、応力集中や残留応力に依存しないことから、溶接継手に特に欠陥が生じていない限りは十分確保でき、また、本発明の範囲では、そのような溶接継手の欠陥を発生させるような要因は特にない。この点で、本発明は、特許文献３、４および非特許文献１と異なる技術の提供が目的である。一方、特許文献１および２の技術は、溶接継手の疲労強度向上を目的とする技術であり、本発明の目的と同じである。しかし、溶接継手の疲労強度を向上させる手段としては、応力集中の緩和や残留応力の緩和などが存在し、特許文献１および２が開示している技術は、残留応力緩和を利用した疲労強度向上技術であり、本発明が開示している応力集中緩和を利用した技術とは異なるものである。さらに、溶接継手の疲労対策として、従来から長く用いられている技術として、溶接後にピーニング処理やグラインダ処理をする技術があるが、これらは後処理工程であり、製造効率の点で問題があると考えられる。

　次に本発明に至る経緯について説明する。

　一般に、溶接止端形状も含めた溶接ビード形状を決定する材料要因としては、溶融プールの表面張力と溶融金属に作用する重力があり、これらの力学バランスにより溶接ビード形状が決定されているとされてきた。溶融プールの表面張力はその化学成分、例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｓ、Ｏなどに影響される。そのため、これら元素を適切にコントロールすることが溶接ビード形状改善に効果をもたらすと考えられてきた。この考えからすると、溶接止端部のフランク角を小さくするためには表面張力を低くすればいいが、それはそのまま溶接ビード幅を広くする効果をももたらす。そのため、溶接ビード幅を大きくする技術と溶接止端部の接触角を大きくする技術が同一視される傾向にあった。すでに述べたとおり、疲労強度向上には溶接止端部のフランク角を小さくすることが好ましいが、従来の考えによると、これは溶接ビード幅を広くする技術でもある。特に、溶融プールの表面張力がその成分で決定されることを考えると、各成分を鋼板から供給するのか溶接材料から供給するのかは問題ではなく、どちらから供給したとしても結果として溶融プールの成分が所定の範囲内に収まっていれば溶接ビード形状を改善できることになる。特許文献１０に記載の発明は、こうした考え方に基づきなされたものである。

　従来技術からすると、上述のように、溶融プールの成分範囲が問題となり、例えば、鋼板のＳ成分が不足している場合はそれを溶接材料から補うことで問題解決が可能となる。このことは、鋼板および溶材のいずれか一方の成分をもう一方の成分で補うことができることを意味する。
　一方、本発明では、後述するように、このような鋼板の成分を溶接材料で補うということができない現象を利用するものである。このような現象が生じるためには、溶接ビード形状決定因子として、溶融プールの表面張力以外の材料因子があるためと考えられるが、それがどのようなメカニズムで影響しているかは必ずしも明確ではない。
　しかし、本発明のように、溶接止端形状を決定する材料因子が溶融プールの成分以外にも存在することは、これまで注目されてこなかった因子の発見でもあるために、従来期待されていた以上の形状改善が期待できる。

　本発明者らは、以上の観点から、溶接条件として、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に従来の高速溶接速度を超える１１０ｃｍ／ｍｉｎを超得る速度に着目したうえで、溶接止端形状を決定する因子について鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼板のＳｉ量が、溶接止端形状に大きく影響していることを見つけた。鋼板のＳｉ量の影響は、単に希釈による溶接金属成分への影響だけにとどまらない。もし、それだけの影響ならば、溶接ワイヤのＳｉ量を希釈率に従って調整しても同様の結果が得られるはずであるが、後述するように、溶接ワイヤ中のＳｉ量を調節するだけでは得られない効果を発現する。

　鋼板のＳｉ量がどのような働きをしていて、なぜ溶接ワイヤからの添加では同じ効果が得られないのか、この点については、必ずしも明確ではないが、可能性のある解釈は以下のようなものである。

　まず、鋼板における添加元素Ｓｉは、置換型元素であり、かつ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒなど、鋼板が通常含有している置換型元素に中では、原子半径が最も小さい元素である。実際、周期律表において、Ｓｉは、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｌ、Ａｒの順番で並んでおり、右の元素ほど原子核の陽子数が多くなるため、電子をより強くひきつけることから、この順番で原子半径は小さくなる。Ｓｉの右隣に位置するＰ、ＳはＳｉより原子半径が小さいことになるが、ＰやＳの多量添加は鋼材そのものの特性劣化や、溶接性の劣化を引き起こすため、本発明が目的とする程度の添加を期待することはできない。そのため、Ｓｉは、実用的には、置換型元素のうち原子半径が最も小さい元素とみなしてよい。本発明者らは、以上のことから、鋼材中のＳｉに着目した。

　原子半径が小さい元素が添加されたとき、当然、原子間距離はその分長くなっているものと考えられる。一方、鉄は金属であり、鋼板内部には電子が自由に移動している、すなわち自由電子が存在している。この自由電子が、原子間距離が長くなっている、すなわち、Ｓｉが存在している領域にある場合、それだけ鉄原子からの引力が小さくなる傾向にあり、その分、鋼板からの電子放出が容易になることになる。

　鋼板からの電子放出が容易になるということは、アーク溶接を行う場合において、溶接アークがそれだけ遠くまで広がりやすくなることを意味する。これは、溶接ビードが広がりやすくなることを意味する。さらには、溶接アークが広くなることは、溶融プール表面の温度を高温に保つ働きもあるため、この効果で、プールの表面張力を小さく維持できることをも意味し、この効果により、溶接止端部形状を滑らかにすることができる。このような効果は、溶接材料の成分を調整することにより溶融プールの表面張力を小さくする方法では得られない効果である。図１および図２は、この効果を説明した概念図である。

　図１は、鉄原子が規則的に配列しているところのＳｉ添加前Ｆｅ原子に（図１中の点線で示された丸）に、原子半径が小さいＳｉ３を配列したときのＳｉ添加後Ｆｅ原子２の位置関係の比較を示している（図１中の黒線で示された丸）。Ｓｉ原子の半径が小さいため、鉄原子の位置が少し変化し、原子間距離、図１では、原子間にある隙間部分が大きくなっていることが理解できる。そのため、自由電子の束縛が低くなり、電子放出がより容易になるものと考えられる。

　図２は、自由電子が容易になり、溶接ワイヤ４による溶接アークが広くなったときの、溶接ビード形状に及ぼす影響を示した概念図である。図２の（ａ）は、Ｓｉをあまり添加しない場合、（ｂ）は、Ｓｉを添加した場合のアーク現象を説明している。図２の（ｂ）では、溶接アークが遠くまで広がっているため、それだけ鋼板を多く溶かす、すなわち溶接ビード幅が広くなる傾向にあり、さらには、アークの後方部分に存在する溶融プールの表面温度もそれだけ高くできるため、溶融プールの表面張力を低く保つことができることになる。これにより、溶接ビードの止端形状を滑らかにすることができる。図２の（ａ）では、（ｂ）より溶接アークが狭くなっている場合で、Ｓｉ添加量がそれだけ少ない場合である。この場合、溶接アークが狭い分だけ、鋼材を溶かすことができる領域が狭くなる。さらには、アーク後方の溶融プールの表面を加熱できる領域も狭くなるため、（ｂ）の場合より、プール表面の温度が低くなる傾向が生じる。温度が低くなれば、表面張力も大きくなる傾向にあるため、（ｂ）におけるＡ２領域で、広いアークのおかげで溶融プールの表面温度が高く保たれ、それにより表面張力が低く抑えられるため、プールの幅が狭くなることはない。それに対して、図２の（ａ）では、アークが狭くなっていることにより、（ａ）のＡ１領域でのプール表面温度を高く保つことができず、表面張力が回復し、プール幅が狭くなる傾向にある。Ａ１領域の後方では、熱伝導の観点からプール温度が低くなり、さらには、プール外側部分の温度が内側より低くなってくるため、表面張力に差が発生し、温度が低い、すなわち表面張力の大きい外側にプールが引っ張られる現象が発生し、プール幅は再び広くなる。それが、図２の（ａ）のＢ１領域である。しかし、Ａ１領域でプールが狭いため、ビード止端部形状が滑らかになりにくい傾向は解決しない。図２の（ｂ）では、Ａ２領域でのプール幅減少が発生しないため、ビード形状は良好なままである。この現象を解決するため、従来の技術では、プール表面の温度が低くなっても表面張力を低く保てるような成分系を実現するか、図２の（ｃ）にあるように、溶接速度を落として、（ａ）のＡ１領域が溶接アークの中に入ってくるように、すなわち、図２の（ｃ）のＡ３領域のようになるようにする方法が採用されていた。本発明では、溶接アークを広くすることで、この方法を解決するもので、従来技術と異なるものである。

　本発明における上記技術によれば、Ｓｉの添加は、鋼材にするべきもので、溶接材料に対して行っても、充分な効果が得られないことが理解できる。すなわち、溶接アークが広くなるためには、鋼材や溶材が溶融する前に、まず、鋼材と溶材の間でアークが発生しなければならない。そのためには、鋼材から電子が放出し、鋼材と溶材間に電気が流れる必要がある。この現象におけるＳｉの効果、すなわち、鋼材から電子が放出しやすくなるという効果は、溶融プールのＳｉを溶材から添加して鋼材から希釈してくるＳｉを補うというような手段では解決できない。すなわち、鋼材中のＳｉが重要であり、溶材から補てんしても同様な効果は得られない。

　本発明者が、鋼材中のＳｉを規定するのはこのような理由からである。

　本発明者らは、さらに、鋼板の適正Ｓｉ量と、溶接ワイヤのＳｉ量の関係も明らかにした。すなわち、溶接ワイヤのＳｉ量が増加すると、溶接止端形状を改善するために最低限必要な鋼板のＳｉ量は減少していく傾向にある。しかし、鋼板にＳｉを添加しない場合は、溶接ワイヤのＳｉ量を増加させても高速度溶接の条件では溶接止端形状は改善しない。この場合の溶接止端形状改善対策としては、溶接速度を低速化（例えば、８０ｃｍ／ｍｉｎ以下）するなどの製造効率を犠牲にする必要が生じる。溶接ワイヤのＳｉ量が増加すると、溶接止端形状を改善するために最低限必要な鋼板のＳｉ量は減少していく傾向がなぜ生じているか、の理由も必ずしも明確ではないが、図２の（ａ）におけるＡ１領域がある程度狭くなれば、溶接材料から表面張力を低減するＳｉを添加することで、溶接ビード止端形状改善が達成できることからくるものと思われる。

　図３は、横軸に溶接用ソリッドワイヤのＳｉ量を、縦軸に鋼板のＳｉ量をプロットし、隅肉アーク溶接のうちで、自動車足回り部品に最も多く用いられている重ね隅肉アーク溶接をしたときの、溶接止端形状の状態を示した図である。フランク角にはいくつか定義があるため、ここで本発明でのフランク角の定義を示したのが図４である。図４では、フランク角５は溶接ビードの接線と鋼板６、７の表面の延長線で形成される角度のうち、溶接金属側の角度をフランク角と定義している。文献によっては、図４のフランク角を用いて、（１８０°−フランク角）で表される角、すなわち溶接ビードの接線と鋼板表面の延長線で形成される角度のうち、溶接金属の反対側の角度で定義する場合もあるが、本発明では、図４の角度をフランク角と定義した。図３は、このフランク角が５５°以下である場合と、これを上回った場合の区別が示されている。重ね隅肉アーク溶接は、厚みが３．２ｍｍの鋼板を用意し、溶接速度１００ｃｍ／ｍｉｎ、１１２ｃｍ／ｍｉｎ、１２０ｃｍ／ｍｉｎ、１５０ｃｍ／ｍｉｎで実施し、できた溶接継手から断面マクロ試験片を採取した。そのときのフランク角を図２に従って測定した。図３に、各溶接速度ごとに、フランク角が５５°以下のものとフランク角が５５°より大きいものを記号化してプロットした。フランク角と疲労強度はよい相関関係にあり、この関係を説明した概念図が図５である。これは、横軸にフランク角をプロットし、縦軸に疲労強度をプロットしたもので、フランク角がＡのとき、疲労強度がＡ’になることを示している。フランク角をＢからＡにすると、疲労強度はＢ’からＡ’に変化する。フランク角と疲労強度の関係が、図５のように左上から右下に下がる直線（または曲線）で表されているため、フランク角を小さくすることは、疲労強度を向上させる効果があることがわかる。この理由は、フランク角は応力集中を決定するパラメーターであるからである。フランク角が大きくなると、応力集中が高まるため、それだけ疲労強度は減少し、逆にフランク角が小さくなると応力集中が低くなるために疲労強度は増加する。逆に、溶接継手の設計疲労強度が決まると、フランク角の上限はおのずと決まってしまう。ここで、図３においては、フランク角５５°は、疲労強度２５０ＭＰａ程度になる。

　本発明における鋼板の隅肉アーク溶接法では、図３に示すように、フランク角５５°以下の点と５５°超の点との境界線が引ける。この境界線の上部が、フランク角が５５°以下となり、疲労強度を確保することができる範囲である。この境界線の上部になればなるほどフランク角は小さくなる傾向にある。図３では、溶接速度が、１００、１１２、１２０，１５０ｃｍ／ｍｉｎの４種類の条件で、フランク角が小さくなる傾向を見たが、図２で説明したように、溶接速度を落としていくと、フランク角は次第に小さくなる。すなわち溶接止端形状が改善する。
　一方、本発明の目的は、溶接施工効率を確保しつつ、かつ、疲労強度に与える影響が大きいフランク角を小さくすることが目的である。そのため、溶接施工効率が十分高くなることが期待できる溶接速度１１０ｃｍ／ｍｉｎ超、さらには１２０ｃｍ／ｍｉｎ以上であっても、十分疲労強度が確保できることが確認された。

　次に、本発明における薄鋼板の板厚について述べる。

　本発明が適用される薄鋼板の板厚は特に限定されない。しかし、溶接用ソリッドワイヤを用いる、ガスシールドアーク溶接に限定した技術を扱っているため、実用的に適用できる板厚の範囲、特に下限は１．６ｍｍ程度である。この理由は、１．６ｍｍより薄い鋼板に対しては、アーク溶接より、スポット溶接やレーザ溶接を用いる場合が多くなるためである。板厚の上限は４ｍｍに設定した。この理由は、本発明では、疲労特性向上が特に重要となってくる７００ＭＰａ級以上の鋼板に限定しており、高強度であるために板厚を厚くする必要が無い鋼板であるためである。

　次に、本発明のうち、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法における、鋼板の各成分を制限した理由について述べる。

　Ｃは、０．０２％未満では、強度確保が困難となるためこれを下限とする。一方、０．１５％を超えて添加されると、形成される炭化物が増えるため穴拡げ性が劣化するため上限をこの値に設定した。

　Ｍｎは、鋼を高強度化するために添加する元素である。しかし、過度の添加は延性の劣化を招くため２．５％を上限とする。一方、強度確保のためには０．５％以上の添加が必要である。

　Ｓは、本発明では不純物である。Ｍｎとの結合によりＡ系介在物（ＪＩＳ　Ｇ０５５５）を形成し、穴拡げ性のみならず延性を劣化させることから、０．０２％を上限とする。なお、０．０００５％より低くすることは製鋼でのコストを大幅に上昇させる。そのため、好ましくは、下限値として０．０００５％を設定することが望ましい。

　Ｐも、本発明では不純物である。Ｐの含有量が多くなると延性を低下させるばかりでなく、二次加工性も劣化させるため上限を０．０３％と設定した。

　次に、鋼板のＳｉを限定した理由について述べる。

　鋼板のＳｉ量を制限する点は、本発明の根幹を成すものである。既に述べたとおり、本発明者らは、鋼板中のＳｉの働きは、溶接アークの広がりを大きくすることによるものと考えているが、それでもまだ充分明確にはなっているとは言い難い。しかし、本発明で述べている鋼板のＳｉの働きは、母材希釈を通して溶接金属中のＳｉ量に影響を与える働きとは異なるものである。例えば、母材希釈率が３５％とすると、溶接ワイヤのＳｉ量が０．７％であり、かつ、鋼板のＳｉ量が０．４％である場合、溶接金属のＳｉ量は、０．７％×０．６５＋０．４％×０．３５＝０．５９５％と見積もることができる。もし、鋼板のＳｉが０％の場合、母材希釈率が同じであるとすれば、同じ溶接金属を得るためには、溶接ワイヤのＳｉ量を、０．５９５％÷０．６５＝０．９１５％とすればいいことになる。この場合、溶接金属としては同じＳｉになるが、溶接止端形状は同じにはならない。鋼板Ｓｉ量が０．４％の場合の方が溶接止端形状は良好になる。このような現象は、これまで知られていなかったことである。但し、このような現象が生じるのは、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超の場合であり、８０ｃｍ／ｍｉｎ以下では、このような現象は確認できない。
　鋼板Ｓｉ量の下限、０．２％は、溶接ビード止端形状改善であるＳｉの働きとして決定した。
　鋼板Ｓｉ量の上限は、母材から希釈されてくるＳｉ量、すなわち溶接金属中のＳｉ量が増加し、そのＳｉが酸素と結合しＳｉＯ_２を形成することにより、溶接施工後の、溶接金属表面に生成するスラグ量が多くなってくるため１．８％と設定した。一般に、自動車分野などでは、溶接施工後に塗装工程を配置しているが、溶接金属表面に存在するスラグは塗装工程では好ましくない。そのため、この値を設定した。

　次に、鋼板のＳｉ量と溶接ワイヤのＳｉ量の関係を限定した理由について述べる。

　先に述べたように、鋼板のＳｉの働きは、溶接金属のＳｉ量を調整する働きとは異なる働きがある。一般に、Ｓｉは溶融鉄の粘性や表面張力に影響を与え、この働きを通して、溶接止端形状に影響を与えるといわれてきた。しかし、鋼板にＳｉを添加させない場合は、溶接止端形状の改善効果は見られない。但し、これは、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超の高溶接速度の場合であり、高速になればなるほど、その傾向が顕著になる。すなわち、溶接速度がそれほど高くない場合（８０ｃｍ／ｍｉｎ以下の場合）は、このような粘性や表面張力等の改善で溶接止端形状をコントロールすることができるが、溶接速度が高まるにつれ、コントロールが難しくなるものと考えられる。しかし、溶接ワイヤＳｉ量が変化すると、溶接止端形状を改善するために必要な最低限の鋼板Ｓｉ量も変化する。そのため、鋼板のＳｉ量と溶接ワイヤのＳｉ量の関係を限定した。すなわち、下記（式１）の値が０．３２以上であることを満足できるようにすれば、１２０ｃｍ／ｍｉｎ以上や１１０ｃｍ／ｍｉｎ超の高速溶接においても溶接止端形状を改善させることができる。

　Ｓｉ（鋼板）＋０．１×Ｓｉ（ワイヤ）　　　　　　（式１）
　（式１）の値が０．３２以上であることは、母材希釈に関係なく、満足しなければならない。それは、本発明は、単なる溶接金属の成分調整を利用した技術ではないからである。この点が、従来技術と大きく相違するところである。
　図３には、（式１）＝０．３２の直線が描かれている。図３よりわかるように、（式１）の値が０．３２以上となる条件のとき、フランク角が５５°以下となる。すなわち、鋼板のＳｉ量と溶接ワイヤのＳｉ量で決まる、（式１）の下限０．３２は、これを下回る値では、高溶接速度では、溶接止端部の形状改善効果が得られないためこの値を設定した。上限は特に定めていないが、鋼板および溶接ワイヤのＳｉ量の上限値からおのずと範囲が限定される。
　なお、（式１）の値は、鋼板及び溶接用ワイヤの両方のＳｉ量で決定され、それぞれのＳｉ量を独立に決定することができないが、当業者であればそれは容易に決定することができ、特に問題が生じるようなことではない。

　本発明における高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法では、（式１）の値をさらに限定し、溶接止端形状の改善がより確実にできるようにしている。

　（式１）の値を確保する方法としては、鋼板のＳｉ量で確保する方法と溶接用ワイヤのＳｉ量で確保する方法がある。（式１）では、鋼板Ｓｉ量の係数が大きいため、鋼板で確保する方法が優れているように思われるが、溶接構造物は、一般に鋼板の重量は溶接金属のそれより１００倍程度多い。そのため、（式１）の鋼板Ｓｉ量の係数が大きい場合でも、溶接用ワイヤで（式１）の値を確保するほうが経済的に好ましい場合も多い。しかし、本発明が目的とする溶接止端形状の改善効果とは別に、鋼板にＳｉを添加する場合には、溶接用ワイヤに必ずしもＳｉを十分添加する必要はない。そのため、鋼板のＳｉ量によって、溶接用ワイヤのＳｉ量を制限し（式１）の値を確保するようにした。
　さらに、（式１）の値を０．４０以上にすれば、フランク角はさらに低減する。図３には、（式１）の値が０．４０の場合の線も描かれているが、（式１）の値が０．３２の場合より領域が上方にシフトしていることがわかる。この場合、フランク角はさらに低減させることが可能であり、疲労強度の向上効果はより大きくなる。（式１）の値を０．４０以上にする場合は、フランク角低減効果が大きいため、溶接速度をさらに上げることが可能となる。例えば、溶接速度を１２０ｃｍ／ｍｉｎ以上とすることもできる。

　以上が、本発明における鋼板必須成分の限定理由である。本発明では、さらに、必要に応じて以下の元素を選択的に添加することができるが、これらは全て、鋼板の強度および加工性を確保するためのものであり、溶接止端部形状の改善のためではない。

　なお、溶接速度の上限は、１５０ｃｍ／ｍｉｎと設定した。なぜなら、溶接速度は、すでに述べたように、溶接構造物の製造効率を決定する要因の１つであり、その速度を高く設定するほど効率はよくなる。
　その一方で、過剰な高速化は、溶融プールの動きを激しくするなど、溶接ビード形状の観点からは、好ましくない。特に、図４におけるアンダーカット８が出やすくなる傾向にある。本発明の目的は、溶接継手の疲労強度向上であり、フランク角低減などの溶接止端形状改善は、その手段である。疲労強度向上の観点からは、アンダーカットが発生してしまうと、疲労強度は低くなる。そこで、溶接速度の上限を１５０ｃｍ／ｍｉｎと設定した。もちろん１５０ｃｍ／ｍｉｎの溶接速度を超えると、すぐに継手の疲労強度が低下するものではない。溶接条件によっては、これより速い溶接速度でやっても問題ない。しかし、図３に示すように、本発明に従えば、１５０ｃｍ／ｍｉｎの高速溶接においても、十分な疲労強度を確保できることを確認している。

　次に、鋼板の選択元素について述べる。

　本発明における、鋼板にＡｌを添加する理由は、脱酸の観点からであり、本発明の目的である溶接止端部形状改善の観点から添加するものではなく、特許文献５などにも開示されている技術に属するものである。Ａｌの下限値は、脱酸の効果が発現できる最低限の値として、０．００５％を設定した。一方、Ａｌの過度の添加は、酸化物として鋼板中に残存ずるようになる。この場合、鋼板の穴拡げ性の問題が生じてくる。一般に、自動車分野でガスシールドアーク溶接を行う場合は、足回り部品に適用される場合が多いため、穴拡げ性は鋼板に要求される重要な特性の１つとなる。穴拡げ性の確保は本発明の目的とするところではないが、穴拡げ性の確保は産業上有意義と判断した。Ａｌ添加の上限０．１％は、穴拡げ性を確保できる値として設定した。

　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏを鋼板に添加する目的は、鋼板の強度を確保するためである。これら元素は、Ｃと結合し、炭化物を形成して鋼板の強度を増加させる。しかし、各元素における強度増加への影響度が異なるため、それぞれの元素に対して、異なる成分範囲を設定している。

　ＴｉおよびＮｂの下限０．００５％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。また、ＴｉおよびＮｂの上限０．１％は、過度の添加は鋼板の延性を劣化させるためにこの値を設定した。

　Ｖも、ＴｉおよびＮｂと同じ働きをする元素である。しかし、ＴｉやＮｂほど析出強化がないため、下限および上限はＴｉやＮｂと異なる値を設定した。Ｖの下限０．０１％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。上限の０．２％は、過度の添加は鋼板の延性を劣化させるためにこの値を設定した。

　Ｃｒも、Ｔｉと同じように炭化物を形成し、強度を増加させる元素であるが、Ｃｒは、析出硬化だけでなく固溶硬化の効果もある。一方、析出硬化の影響は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖほど大きくはないため、添加できる範囲はこれら元素より広く設定できる。下限の０．１％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。上限の１．０％は、過度の添加は鋼板の延性を劣化させるためにこの値を設定した。

　Ｍｏも、Ｃｒと同様の効果を持つ元素である。Ｍｏの下限０．０５％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。一方、上限の０．５％は、過度の添加は鋼板の延性を劣化させるためにこの値を設定した。

　以上が本発明における鋼板成分限定理由である。

　次に、溶接用ワイヤの成分を限定した理由について述べる。

　本発明では、溶接用ワイヤとして、ソリッドワイヤおよびフラックス入りワイヤの２種類を考えている。

　初めに、溶接用ソリッドワイヤの成分を限定した理由について述べる。

　Ｃは、溶接金属の強度を確保するために添加される。鋼板と異なり、溶接金属の場合は、溶接ままの状態で強度を確保する必要があるため、下限値は母材より高めに設定する必要がある。下限の０．０３％は、これを下回る場合、強度確保が困難となるため設定した。一方、上限の０．１５％は、これを超えて添加されると、溶接金属の高温割れの危険が生じてくるためこの値に設定した。

　Ｍｎについても、溶接金属を高強度化するために添加する元素である。しかし、過度の添加は過度の硬化を招くため２．５％を上限とする。一方、本発明における鋼材は、通常要求される７００ＭＰａ級およびそれ以上の鋼材を対象としているため、溶接継手に対してもそれなりの強度が必要である。強度確保のためには０．７％以上の添加が必要であるため、この値を下限値とした。

　Ｓｉは、溶接金属を脱酸する効果を持つ元素である。Ｓｉの下限の０．２％は、これを下回る添加量では、脱酸不足となり、溶接金属中にブローホール等ができやすくなるためこの値を設定した。本発明の目的である、溶接止端部の形状改善には、Ｓｉを本発明が限定している値を上回って添加してもその効果が得られる。しかし、本発明は自動車分野などに用いられている板厚範囲を扱っている。溶接用ソリッドワイヤのＳｉ量が過大になると、溶接金属中のＳｉ量が増加し、酸素と結合しＳｉＯ_２を形成して、溶接金属表面に生成するスラグ量を増加させることになる。自動車分野などは、溶接後、塗装工程を配置しているが、溶接金属表面の存在するスラグは塗装工程では好ましいものではない。また、溶接中に発生するスパッタを少なくするために、シールドガスをＡｒ系にする場合もあり、この場合、脱酸元素であるＳｉは少なく設定することが好ましい。そのため、本発明では、スラグ生成量を抑え、スパッタ生成量を少なくする上限として０．７％を設定した。なお、この上限値は、好ましくは０．６％に、より好ましくは０．５％に設定することが望ましい。

　Ｓは、一般的には不純物である。過度の添加は溶接金属靭性の劣化、かつ溶接金属高温割れに危険が増加するので上限を０．０８％とした。

　Ｐも、本発明では不純物である。Ｐの含有量が多くなると溶接金属靭性の劣化、かつ溶接金属高温割れの危険が増加するので０．０５％を上限とした。

　Ｃｕは、溶接用ソリッドワイヤにめっきをし、導電性を高める、ワイヤのさびを防止する、という２つの効果がある。そのため、本発明の目的とする溶接止端部の形状改善効果の観点からは、必ずしも添加する必要はない。しかし、ワイヤのさびは、ブローホール等の問題を発生させる危険があるため、本発明では、その値を限定することにした。但し、最近では、環境の観点から、Ｃｕ添加を嫌う場合もあり、多少、導電性等を犠牲にしても、Ｃｕめっきをしないほうがよいという考えも浸透しつつある。そのため、本発明では、Ｃｕめっきをしない場合も含めて、Ｃｕの下限を特に設けず、０％を含むとした。Ｃｕめっきの効果を発現させるためには、Ｃｕ添加の下限は、０．０５％と設定するほうが望ましい。Ｃｕ添加の上限、０．５％は、これを上回って添加しても導電性等の効果が飽和するうえに、Ｃｕ割れの危険が増大するなどの弊害が出てくることより設定した。

　次に、アーク溶接用ソリッドワイヤの選択元素について述べる。

　溶接用ソリッドワイヤの選択元素である、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは、第１の目的として、溶接金属の強度を確保するために添加する元素であるが、このうち、Ｔｉの関しては、溶接アークを安定させる元素でもあるため、強度確保以外の目的でも添加することができる。

　Ｔｉの下限０．０１％は、強度増加および溶接アークを安定化させる効果が期待できる最低限の値として設定した。上限の０．５％は、これを上回る添加量は、溶接金属が過度に硬化し、継手特性上問題が生じるため、この値を設定した。なお、Ｔｉの上限および下限が、本発明が規定している鋼板のＴｉ添加量の上限および下限より高い理由は、溶接アークによって、溶接用ソリッドワイヤのＴｉが酸化されてしまう現象を考慮したためである。

　Ｎｂの下限０．０１％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。上限の０．１％は、これを上回る添加量は、溶接金属が過度に硬化し、継手特性上問題が生じるため、この値を設定した。

　Ｖも、ＴｉおよびＮｂと同じく強度を確保する働きをもつ元素である。しかし、ＴｉやＮｂほど析出強化がないため、下限および上限はＴｉやＮｂと異なる値を設定した。Ｖの下限０．０５％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。上限の０．３％は、過度の添加は鋼板の延性を劣化させるためにこの値を設定した。

　Ｃｒも、Ｔｉと同じように炭化物を形成し、強度を増加させる元素であるが、Ｃｒは、析出硬化だけでなく固溶硬化の効果もある。一方、析出硬化の影響は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖほど大きくはないため、添加できる範囲はこれら元素より広く設定できる。下限の０．０５％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定したが、０．１％とすることが好ましい。上限の１．０％は、過度の添加は溶接金属の硬化を招き、靭性等の問題が生じるためこの値を設定した。

　Ｍｏも、Ｃｒと同様の効果を持つ元素である。Ｍｏの下限０．０５％は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。一方、上限の０．７％は、過度の添加は溶接金属の靭性を劣化させるためにこの値を設定したが、０．５％とすることが好ましい。

　Ｎｉを添加する目的は、主に２つある。すなわち、溶接金属の強度を確保すること、溶接部の疲労強度を確保すること、の２点である。このうち、２番目の疲労強度を確保する点からは、Ｎｉの範囲をより狭い範囲に限定する必要があるため、この点に関してのＮｉの範囲は後述することとする。溶接金属の強度を確保する観点からは、Ｎｉの下限を０．３％と設定した。この下限は、強度増加が期待できる最低限の値として設定した。上限の１２．０％は、これを上回る添加は、溶接金属のミクロ組織がオーステナイトになり、強度はむしろ低下する危険が生じ、さらには高温割れ発生の危険があるためこの値を設定した。

　本発明においては、溶接用ソリッドワイヤのＳについては、継手特性に悪影響を起こさない程度に積極的に利用できる範囲を設定している。Ｓは、溶接金属の粘性を低減し、溶接止端形状の改善に効果が期待できる。溶接金属のＳ量を確保する方法は、Ｓを鋼板に添加する方法と溶接ワイヤに添加する方法との２つの方法が存在するが、鋼板に添加する方法は、鋼板特性に問題が生じてくるため、ソリッドワイヤに添加するほうが好ましい。しかし、ソリッドワイヤに添加する方法も、過度に添加すれば、すでに述べたように高温割れの問題が生じてくるため、上限は０．０８％とした。Ｓを積極的に利用し、溶接止端形状をさらに改善したい場合は、Ｓ添加量を０．０２％以上にすればよい。一般に、Ｓを０．０２％以上添加すると、溶接金属の靭性が問題になる場合がある。しかし、これは、溶接継手に要求される特性に依存するもので、溶接止端形状改善と要求靭性との比較をして適宜選択すればいいことである。

　本発明においては、溶接用ソリッドワイヤのＮｉについては、溶接金属の強度確保以外にも、溶接金属の変態開始温度を低くし、溶接止端部の残留応力を積極的に減少させ、この効果で溶接継手の疲労強度を向上させる、という利用方法がある。この方法は、高疲労強度溶接材料の技術を本発明に積極的に取り入れるもので、高疲労強度溶接材料の技術は、特許文献１および２などですでに公開されている技術である。この技術と本発明が提供する技術は、特にお互いを相殺するものではなく、必要に応じて利用することが可能である。溶接用ソリッドワイヤに添加するＮｉの下限４．０％は、これを下回る添加量では、Ｎｉを添加したことによる疲労強度向上を期待できる最低限の値として設定した。上限の１２．０％は、これを上回る添加量の場合、溶接金属のミクロ組織として、オーステナイトが多くなり、溶接金属の変態膨張量が小さく、場合によっては変態しなくなる可能性もあり、疲労強度向上の効果が期待できなくなることから、この値を上限に設定した。

　なお、Ｎｉを４．０~１２．０％の範囲で添加する場合は、溶接金属の高温割れ感受性が高くなるため、溶接用ソリッドワイヤに添加するＳの上限を、好ましくは０．０１％、さらに好ましくは０．００６％に設定することが望ましい。

　以上が、本発明における溶接用ソリッドワイヤの基本成分である。

　次に、フラックス入りワイヤについて述べる。

　一般に、自動車分野などの薄板溶接に用いられるワイヤはソリッドワイヤである。その理由は、ソリッドワイヤのほうがフラックス入りワイヤより安価である、ソリッドワイヤのほうが溶接後に発生するスラグ量が少なく塗装の観点から好ましい、などがある。このうち、ソリッドワイヤの方が安価であるという利点は、ワイヤの生産量がある程度多い場合であり、ワイヤ生産量が少ない場合は、むしろフラックス入りワイヤのほうがソリッドワイヤより安価に製造できる。その理由は、ワイヤ成分の変更が必要になったとき、ソリッドワイヤについては、ワイヤ素材そのものを作り直さなければならないのに対して、フラックス入りワイヤに関しては、充填すべきフラックスの成分を調整するだけで、ワイヤ全体の成分を変更できるからである。このような状況では、本発明者らは、フラックス入りワイヤで疲労強度向上がより達成される技術を提供することは有意義と考えた。

　次にフラックス入りワイヤの鋼製外皮として、外気浸入の危険性のあるスリット状の継ぎ目がない外皮に限定した理由について述べる。

　ソリッドワイヤと比べ、フラックス入りワイヤが持つ問題点は、前述のスラグ生成問題以外にも、水素量の増加という問題がある。そのため、フラックス入りワイヤを製造する場合は、ワイヤに充填するフラックスをあらかじめ乾燥させて水素量を減らす。しかし、フラックスを乾燥させワイヤに充填させた後でも、フラックス入りワイヤの鋼製外皮に外気浸入の危険性のあるスリット状の継ぎ目がある場合は、その継ぎ目からフラックスが吸湿し、結果的に水素量を増大させる。本発明における疲労向上技術として、フラックス入りワイヤの成分を調整することによる残留応力低減があるが、これは比較的合金元素を多く含んでいる成分系とならざるを得ず、いわゆる低温割れ感受性が高い成分系となる。低温割れは、水素量を低くすれば防止できるものであり、そのため、外気浸入の危険性のあるスリット状の継ぎ目がない外皮に限定することで、フラックスの吸湿を防止することとした。

　次に、フラックス入りワイヤの各成分組成の限定理由について説明する。

　ＳｉＣ以外のＣは、フラックス入りワイヤにおいて主として鋼製外皮中に含有させ、ワイヤ製造中の線引き工程での断線防止を目的に含有する。なお、ＳｉＣ以外のＣは、溶接金属の変態温度を低減させる作用も有するが、本発明では、鋼製外皮内に充填するフラックス中のＳｉＣの含有量を成分系に応じて調整して溶接金属の変態温度を十分低減させることができる。鋼製外皮中のＣによるワイヤ線引き工程での断線防止効果を得るためには、ＳｉＣ以外のＣ含有量の下限を０．０１％とする必要がある。一方、鋼製外皮中にＣを過度に添加すると、今度は線引き中に硬化してしまい断線の発生原因となるため、ＳｉＣ以外のＣ含有量の上限を０．２０％と設定した。

　なお、フラックスとして鉄粉を鋼製外皮中に充填する場合には、ＳｉＣ以外のＣとして、鉄粉中のＣが含まれる。したがって、鋼製外皮中のＣに起因するワイヤ伸線中の硬化を軽減する点からは、鋼製外皮中のＣ含有量を０．１５％とし、残りのＣ量をフラックスとして添加する鉄粉中のＣ含有量で補うことが望ましい。

　ＳｉＣ以外かつＳｉＯ_２以外のＳｉは、アーク溶接中の溶接金属の脱酸効果を得るために、その含有量の下限を０．０５％とした。一方、ＳｉＣ以外かつＳｉＯ_２以外のＳｉは過度に添加すると、溶接金属を硬化させ、継手特性の観点から好ましくないためその含有量の上限を１．２％とした。

　Ｍｎは、溶接金属の強度確保に必要な元素であり、その含有量が０．２％より低くなると、溶接金属強度の確保が難しくなるのでＭｎ含有量の下限は０．２％とした。なお、Ｍｎの下限が本発明における溶接用ソリッドワイヤより低く設定できるのは、Ｃの添加によりある程度強度が確保できているためである。一方、Ｍｎ含有量が過度に高くなると、溶接金属の靱性劣化を引き起こすためＭｎ含有量の上限を２．５％とした。

　Ｐは、溶接金属の不可避的不純物元素であり、本発明では、これら元素が溶接金属に多く存在するとその靭性が劣化するため、Ｐの含有量の上限を０．０３％とした。

　一般に、Ｐと同様Ｓも、溶接金属の不可避的不純物元素であるが、Ｓは、溶融プールの表面張力を低減させ、ビード形状の改善に寄与するといわれている。そのため、本発明でも有効利用することにした。しかし、本発明におけるフラックス入りワイヤでは、残留応力低減を達成する成分範囲に限定しているため、Ｃが高く、そのため、Ｓの含有量としては、高温割れの観点から、本発明におけるソリッドワイヤの場合より低く設定する必要がある。そのため、Ｓの上限を０．０６％と設定した。

　フラックス中に含有されるＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏは、通常スラグ材と呼ばれているものである。これらは、フラックス入りワイヤの製造前のフラックス成分を造粒する際にバインダーの役目を果たし、また、鋼製外皮内にフラックス成分を充填した後、所定のワイヤ径まで線引きする工程において、鋼製外皮内面とフラックスとの抵抗を少なくする潤滑材の働きをする。本発明では、潤滑作用を有するＳｉＣを含有することにより、これらの酸化物であるスラグ材を従来に比べて低減してもワイヤ線引き工程での加工性を確保できる。しかし、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏの１種または２種以上の合計量が０．０５％を下回ると上記加工性加工性を維持することが困難となり、ワイヤ品質と製造効率上問題が発生するために上記合計量の下限を０．０５％とした。一方、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏの１種または２種以上の合計量が０．４％を上回る場合は、溶接部のスラグ発生量が多くなり、塗装性の劣化の問題が生じてくるため上記合計量の上限を０．４％とした。

　本発明におけるＳｉＣは、フラックス入りワイヤにおけるＳｉの適正量確保、さらには、溶接金属の変態開始温度を低減させる主要元素Ｃ源としての働き、かつ潤滑性および脱酸性を有するＳｉＣとしての働き、があり、本発明では必須成分とする。

　ＳｉＣの下限、０．０５％は、ＳｉＣの潤滑作用および脱酸作用によるワイヤ加工性の向上およびスラグ量の低減効果は十分でなくなるため、この値を設定した。一方、フラックス中のＳｉＣ含有量が増加すると、溶接金属の硬化の問題や、オーステナイト組織が多くなり溶接金属が変態しなくなる可能性があり、このような場合、ＳｉＣをわざわざフラックス入りワイヤに添加するメリットがなくなる。このため、フラックス入りワイヤ中のＳｉＣ含有量の上限を１．２％と限定した。なお、フラックス入りワイヤの場合、ワイヤ中のＳｉ量が、ソリッドワイヤの上限より高くなる傾向にある。この理由は、ＳｉＣにおけるＣが、酸素と結び付いてＣＯとなり、溶接アーク外に逃げていくため、ソリッドワイヤの上限を上回るＳｉ量をフラックス入りワイヤが含有しても、溶接金属表面に形成されるスラグ量にあまり影響を与えないためである。

　以上が本発明におけるフラックス入りワイヤの必須成分の限定理由である。

　次に、フラックス入りワイヤの選択元素について、その限定理由について述べる。

　本発明におけるグラファイトの働きは、ＳｉＣの代替である。Ｃ源としては、グラファイトのほうがＳｉＣより安価であるが、その一方で、グラファイトは軽いため、フラックス入りワイヤ製造時にグラファイトが飛散してしまうという製造上の問題を抱えている。しかし、安価な点だけではなく、グラファイトは、ワイヤ線引きにおける潤滑剤の働きという意味ではＳｉＣより効果的であるため、本発明者らは、グラファイトを選択元素として扱うこととした。但し、ＳｉＣもグラファイトもＣ源という同じ働きがあるため、この点を考慮するために、以下の（式２）のＣ換算値の合計量を作成して、全体のＣ量を制限するとした。

　Ｃ換算値の合計量＝［グラファイト］＋０．３×［ＳｉＣ］　・・・・　（式２）
　グラファイトの下限、０．０２％は、これより少ないグラファイトでは、グラファイト添加の効果が発現できなくなるのでこの値を設定した。グラファイトの上限は、本発明では特に設けていないが、（式２）の範囲を限定しているため、グラファイトの上限はおのずと制限される。また、（式２）の下限、０．１５％は、これを下回る下限を設定すると、グラファイトの含有量を０．０２％未満にしなければならないためこの値を設定した。一方、上限の０．４５％は、これを上回る添加量では、溶接金属のＣレベルが高くなりすぎ、溶接金属の硬化性、靭性、割れ感受性の問題が生じてくるのでこの値を設定した。

　本発明において、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＣｕについては、シャルピー特性などの溶接金属の機械的特性を改善する、溶接金属の変態開始温度を下げて疲労強度を向上させる目的で添加するものである。Ｃｕについては、それ以外にも、ワイヤにＣｕメッキさせることにより導電性を向上させるという目的もある。

　Ｎｉは、溶接金属の変態開始温度を低くし、継手疲労強度向上のために有効な元素であるとともに、強度や靭性などの継手特性を向上させる元素でもある。Ｎｉを含有させる場合のＮｉ含有量の下限は、低ＳｉＣ系成分系において継手疲労強度の向上効果が十分に期待できる最低量として０．１％とする必要があるが、好ましくは０．５％である。Ｎｉ含有量の上限は、溶接金属の変態開始温度低減効果は十分に得られる。Ｎｉ含有量が５．０％を上回る場合では、溶接金属中に含有するＣとの相互作用で、溶接金属が低温で変態するベイナイトやマルテンサイトに変態せずオーステナイトのままで冷却が終了する可能性があり、疲労強度向上が期待できなくなるためＮｉ含有量の上限を５．０％とした。

　ＣｒおよびＭｏは、溶接金属の変態開始温度の低減および強度および焼入性を上げる作用を有する元素である。特にＣｒとＭｏは、Ｎｉよりも、溶接金属の強度向上および焼入性確保の効果が高いため、この効果を利用し溶接金属をマルテンサイトなどの変態温度が低い組織に変態させ、溶接継手の疲労強度をより向上させるためには、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、夫々０．１％以上とする必要がある。一方、ＣｒとＭｏは、Ｎｉに比べて溶接金属の靭性向上の効果は低いため、過度に含有させると、溶接金属の靭性が低下する恐れが生じるため、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の上限は夫々２．０％とした。

　Ｃｕも、ＣｒとＭｏ同様に、溶接金属の変態開始温度の低減、強度向上および焼入性確保の効果がある元素である。また、Ｃｕは、通常通電性を確保するためにワイヤ表面にめっきをすることもある。このＣｕによる溶接金属の強度向上と焼入性向上の効果および通電性確保の効果を得るためにＣｕ含有量の下限を０．１％とする必要がある。しかし、Ｃｕは溶接金属中に過度に添加しすぎると溶接金属にＣｕ割れを発生させる危険があるため、Ｃｕ含有量の上限値は０．５％とした。

　なお、本発明では、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＣｕの１種または２種以上の合計量の上限として、６．０％を設定した。これは、上記合計含有量が６．０％を超えて過度に含有しすぎると、溶接金属が溶接後の冷却過程において、低温で変態するベイナイトやマルテンサイトに変態せずに、オーステナイト組織のままになるため、継手疲労強度向上が困難となる。このため、上記合計含有量の含有量の上限を６．０％にするのが好ましい。本発明では、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＣｕの１種または２種以上添加する際の下限は特に設けていないが、各添加元素に対して下限が設定されているため、これら合計量に対してもおのずと下限０．１％が存在する。なお、本発明における止端形状改善効果に加え、さらに疲労強度を増加させる必要がある場合は、合計含有量の下限を１．５％と設定することが望ましい。１．５％未満の添加は、シャルピー特性などの機械的特性を改善する目的で添加するが、シャルピー特性を改善させるか、疲労特性を改善させるかは、本発明を利用する当業者の目的に依存するもので、また、当業者なら、添加量を決定することは特に難しいことではない。

　Ｂは焼入性元素であり、溶接金属の焼入性を確保し、溶接金属のミクロ組織をより高強度の組織にし、また、高温で変態開始する組織の生成を抑えより低い温度で変態するミクロ組織にする作用がある。鋼板に比べ溶接金属は酸素含有量が高いため、Ｂは酸素と結合しその効果を奪われてしまう恐れがあるため、溶接金属中のＢによる上記焼入れ性およびミクロ組織制御による引張り強度および疲労強度を改善するために、Ｂ含有量の下限を０．００１％とするのが好ましい。一方、Ｂ添加量の上限は、これを上回る量を添加すると、溶接金属に割れが発生する危険が生じるため０．０１５％と定めた。

　Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉはいずれも溶接金属中で炭化物を形成し強度を増加させる働きをもつ元素であり、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を溶接金属中に少ない量含有することで継手強度の向上が図れる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上の合計含有量の下限は、０．００５％を下回ると、継手強度の向上があまり期待できなくなるため、その合計含有量の下限を０．００５％とするのが好ましい。一方、上記合計含有量が０．３％を上回ると、溶接金属の強度が過大になり、継手特性上問題が生じるため、上記合計含有量上限を０．３％とするのが好ましい。なお、Ｔｉに関しては、溶接金属の強度向上効果に加えて、溶接アークを安定させる働きがあるため、Ｔｉを含有させる場合には、好ましくはＴｉを０．００３％以上含有させることが望ましい。

　本発明においては、フラックス入りワイヤのＳについては、継手特性に悪影響を起こさない程度に積極的に利用できる範囲を設定している。Ｓは、溶接金属の粘性を低減し、溶接止端形状の改善に効果が期待できる。溶接金属のＳ量を確保する方法は、Ｓを鋼板に添加する方法と溶接ワイヤに添加する方法との２つの方法が存在するが、鋼板に添加する方法は、鋼板特性に問題が生じてくるため、フラックス入りワイヤに添加するほうが好ましい。しかし、フラックス入りワイヤに添加する方法も、過度に添加すれば、すでに述べたように高温割れの問題が生じてくるため、上限は０．０６％とした。Ｓを積極的に利用し、溶接止端形状をさらに改善したい場合は、Ｓ添加量を０．０２％以上にすればよい。一般に、Ｓを０．０２％以上添加すると、溶接金属の靭性が問題になる場合がある。しかし、これは、溶接継手に要求される特性に依存するもので、溶接止端形状改善と要求靭性との比較をして適宜選択すればいいことである。但し、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＣｕの１種または２種以上を本発明の範囲内で添加する場合は、割れ感受性の観点から、Ｓの上限を０．０３％と設定することが望ましい。

　アーク安定剤とは、鋼製外皮内に充填するフラックス中に含有させることにより、溶接アークを安定にする作用を有する元素である。上述したフラックス中に含有させるＮａ_２ＯやＫ_２Ｏなどもアーク安定剤としての働きがあるため、これらの成分は本発明の目的とする溶接部のスラグ発生量の低減を阻害しない程度に含有するのが好ましい。また、アーク安定剤としての働きは、Ｎａ_２ＯやＫ_２Ｏなどの酸化物としなくても、氷晶石（Ｎａ_３ＡｌＦ_６）などのＮａ、Ａｌ、Ｆの化合物であれば、上記アーク安定化効果は得られため、スラグ発生量低減の観点から酸化物以外の化合物として含有させるのが好ましい。

　溶接部のスラグ発生量を低減し、かつアーク安定化の効果が得られるためには、酸化物系以外のアーク安定剤の含有量の下限は、０．０５％とするのが好ましい。一方、酸化物系以外のアーク安定剤の含有量が０．５％を上回ると、上記アーク安定化効果が変わらなくなるため、上記含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。
　次に、本発明におけるシールドガスの限定理由について述べる。

　シールドガスに用いられるガスとしては、ＣＯ_２またはＡｒであるが、Ａｒに関しては、アークの安定性から１００％Ａｒをシールドガスに用いることは現在の技術ではまだ不可能である。逆に、１００％ＣＯ_２を用いる方法は、脱酸元素であるＳｉなどを有効に利用すれば、従来技術の範囲で十分可能であり、また、本発明が開示しているＳｉの範囲内でも、１００％ＣＯ_２をシールドガスとして利用することが可能であり、かつＡｒガスよりＣＯ_２ガスのほうが安価である、というメリットも存在する。それでもなお、Ａｒガスを主体としたシールドガスを用いるのは、スパッタをより少なくすることができるというメリットが存在するからである。しかし、Ａｒガスは不活性ガスであるため、最低限のＣＯ_２ガスが必要となる。Ａｒガスを主体としたシールドガスに対して、ＣＯ_２ガスの質量％の下限５％は、これを下回る場合は溶接アークが安定しなくなるため、この値を設定した。上限の２５％は、これを上回る場合は、スパッタが多くなり、１００％ＣＯ_２ガスをシールドガスとして用いた場合と大差なくなるのでこの値を設定した。

　本発明では、シールドガスにＯ_２を添加することも可能である。但し、Ｏ_２ガスを添加する理由は、シールドガスのコストを抑えることが目的であり、本発明が目的とする溶接止端形状を改善する効果には直接は関係ないものである。一般に、Ａｒガスを１００％にするためには、Ｏ_２ガスを取り除く（０％とする）必要があるが、これがシールドガスのコストを増加させる。一方、ある程度のＯ_２を含有しているＡｒガスは、比較的安いコストで製造が可能である。Ｏ_２ガスをある程度含有しても溶接止端形状の改善効果は失われない。Ｏ_２ガスの成分限定範囲の下限２％は、これを下回る量の含有率にすることは、Ａｒガスのコストに影響を及ぼすため、この値を好ましい値とする。上限の４％は、これを上回る添加量の場合、溶接金属の酸素量が増加し、靭性上の問題が生じてくるためこの値を設定した。

　以上が、本発明における高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法に関する限定理由である。

　以下に、本発明の実施例について説明する。

　表１には、実施例１に用いた鋼板成分の表である。実施例１は、鋼板の穴拡げ性を調査することが目的である。

　表１の成分を持つ鋼片を、加熱温度１１５０~１２５０℃までに加熱をし、仕上げ温度が８２０~９００℃となる熱間圧延を行い、その後、冷却速度３５~７５℃／秒で冷却し、巻取温度４００~５５０℃で巻き取って、板厚が２．６ｍｍの熱延鋼板を得た。冷却速度等をコントロールすることで種々の引張り強度が得られるため、表１には、その鋼板の引張り強度も示している。

　これら熱延鋼板から、２５０ｍｍ×２５０ｍｍの正方形の試験片を採取し、中央部分に直径３０ｍｍの円形の穴を打ち抜き、その後、頂角６０°の円錐ポンチで穴拡げ試験を行った。穴拡げ性は、円錐ポンチで穴を広げ、打ち抜き面に生じる割れを観察し、割れが板表裏面まで貫通した時点での直径ｄを測定し、直径ｄの増加率｛（ｄ−３０）×１００／３０｝で評価した。直径が２倍の６０ｍｍになった場合、穴拡げ性は１００％ということになる。

　表１には、鋼板の成分と引張強さ、穴拡げ性を載せている。一般に穴拡げ性は、鋼材強度が増加してくると低くなる傾向があるため、本発明が扱っている７００ＭＰａ級以上鋼材と、より低強度の、例えば、４００ＭＰａ級鋼材と比較して、その穴拡げ性を評価することは妥当ではない。７００ＭＰａ以上の鋼材同士を比較し、その優劣を評価すべきである。そのため、表１に示す鋼材は、Ｂ１３、Ｂ１４をのぞき、強度は７００ＭＰａ以上になるように製造条件を選択した。

　一方、比較例である、Ｂ０１、Ｂ１２に関しては、穴拡げ性は７０％を上回っており、良好な特性を示していることがわかる。これら鋼板が比較例となっているのは、Ｓｉが本発明の範囲外であるからであるが、Ｓｉが本発明の下限を下回っても、穴拡げ性は良好であることがわかる。このような現象が生じたのは、Ｓｉの下限は、穴拡げ性の確保の観点から設定しているのではなく、実施例２以降で比較する溶接止端形状の改善のために設定したものであるため、実施例１だけでは本発明で設定したＳｉの下限の正当性が示されないためである。

　また、比較例Ｂ１３、Ｂ１４は、Ｓｉが本発明例の範囲内であるが、それぞれＭｎ、Ｃが本発明の範囲外であり、強度が７００ＭＰａ級でないことがわかる。本発明は、疲労問題が顕著となる７００ＭＰａ級以上の鋼材を対象としているため、Ｂ１３、Ｂ１４は本発明における比較例となる。

　以下に、溶接止端形状の改善と疲労試験に関する実施例２を示す。

　実施例１で、穴拡げ性が７０％を上回った鋼板を用いて重ね隅肉アーク溶接継手を作製し、溶接止端形状および疲労試験を行った。重ね隅肉アーク溶接継手は、本発明の板厚の範囲、特に自動車足回り部品でもっとも多く使われている溶接継手形状の１つである。溶接継手を作製したときに用いた溶接用ソリッドワイヤの成分を表２に示した。ワイヤの成分だけで本発明の範囲外のものは備考欄に比較例と示している。備考欄に本発明例と記されているものは、ワイヤ成分としては本発明の範囲内にあるものであるが、本発明は、鋼板との組み合わせとして規定しているため、表２の備考欄は参考のために記しているものである。

　表３~５には溶接条件と用いたシールドガスの組成を示した。なお、表３~５の実施例の結果は全て鋼板の板厚が２．６ｍｍの場合のものである。溶接速度を変化させてその影響が調査できるようにしているが、このときの電流は、１パス溶接で溶接継手が形成できるような条件とし、具体的には、
　　６０ｃｍ／ｍｉｎ：１２０Ａ、　８５ｃｍ／ｍｉｎ：１７０Ａ
　１００ｃｍ／ｍｉｎ：２００Ａ、１２０ｃｍ／ｍｉｎ：２４０Ａ
　１３０ｃｍ／ｍｉｎ：２６０Ａ、１４０ｃｍ／ｍｉｎ：２８０Ａ
　１７０ｃｍ／ｍｉｎ：３２０Ａ
と設定した。

　重ね隅肉アーク溶接継手を作製し、そこから断面マクロを採取し、図２で定義される、フランク角とアンダーカット深さを測定した。アンダーカットが存在しない場合は、アンダーカット深さを０と定義した。また、同じ溶接継手より図６に示す平面曲げ疲労試験片を採取し、疲労試験を実施した。実施例２の場合は、図６の板厚１、板厚２は２．６ｍｍである。疲労試験を実施する場合、試験片表面の溶接止端部近傍にひずみゲージを貼り付けて、表面の応力状態をチェックした。繰返し応力は応力比、Ｒ＝０．１の条件で付与した。この場合、応力振幅が１００ＭＰａの場合は、最高応力が１１１ＭＰａ、最低応力が１１ＭＰａで、応力振幅は１１１ＭＰａ−１１ＭＰａ＝１００ＭＰａであり、応力比はＲ＝１１／１１１＝０．１となる。疲労強度は、この条件で疲労試験を実施し、２００万回繰返し応力を負荷しても疲労破断しなかった最大応力範囲で定義した。

　表３~５には、フランク角、アンダーカット深さ、疲労強度の試験結果を示した。なお、表３~５は、一連の実施例を示している。前述したように、薄鋼板の重ね隅肉溶接継手に要求される疲労強度は、２５０ＭＰａ程度であることから、疲労強度が２５０ＭＰａ以上となることを、評価の目安としている。

　Ｎｏ．１は、鋼板Ｓｉと（式１）の値が本発明の範囲外であるものの、溶接速度が７０ｃｍ／ｍｉｎと遅く、溶接止端形状が良好であるため、疲労強度は２７０ＭＰａとなった例である。すなわち、溶接速度を鋼板の成分にあわせて遅くすることにより溶接止端形状が改善できるが、溶接施工効率はその分犠牲にしなければならないことがわかる。同じ、鋼板と溶接ワイヤの組み合わせでも溶接速度が速いＮｏ．２や４３では、溶接止端形状が良好にならず、疲労強度はそれぞれ１８０ＭＰａ、１７０ＭＰａと低くなった。Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．４４も同様の結果を示している。しかし、Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．４４は、鋼板Ｓｉは０．１７％と低いが、ワイヤＳｉが１．５５％と高くなっていて（式１）の値は、本発明の範囲内になっているものである。しかし、疲労強度は、Ｎｏ．３では高いが、Ｎｏ．４４では溶接速度が１２０ｃｍ／ｍｉｎであるため、疲労強度は１８０ＭＰａと低い。すなわち、鋼板Ｓｉ量は、それだけで単独の働きを持ち、ワイヤＳｉでは補えない効果を持つことを示すものである。
　一方、Ｎｏ．５、１９は、本発明の範囲内であるがワイヤのＳｉ不足によるブローホールが発生した例で、溶接止端形状および疲労強度は測定していない例である。
　Ｎｏ．１３は、成分的には本発明の範囲内にあるが、溶接速度が１７０ｃｍ／ｍｉｎと速く、フランク角は５５°と比較的小さかったが、アンダーカットが発生し、溶接止端形状の改善ができなかった例である。なお、Ｎｏ．１３は、Ｎｏ．１２のように、溶接速度を本発明の範囲内に設定すれば、疲労向上効果が期待できる。また、Ｎｏ．１３以外にも、表３のＮｏ．１１、表４のＮｏ．２１、２３はいずれも溶接速度が１５０ｃｍ／ｍｉｎを上回っており、すべてアンダーカットが発生し、かつフランク角も大きくなった例で、疲労強度は、２５０ＭＰａに達していない。
　Ｎｏ．１６、は、鋼板Ｓｉ、ワイヤＳｉともに本発明の範囲内であるが、（式１）の値が本発明の範囲外になっているものである。すなわち、鋼板、ワイヤのＳｉ量だけでなく、（式１）の値も本発明の範囲内にしなければならないことを示す例である。Ｎｏ．２５は、鋼板Ｓｉ量が低く、（式１）の値も低くなった例である。これら比較例では、溶接速度が７０ｃｍ／ｍｉｎの場合を除き、フランク角は全て５５°を上回っており、疲労強度は２５０ＭＰａに達していない。
　Ｎｏ．４２は、ワイヤＮｉが高く、そのため、高温割れが発生し、試験ができなくなった例である。Ｎｉ添加で疲労強度をさらに改善させるためには、Ｎｏ．３５のように、ワイヤＮｉ量を本発明の範囲内にする必要がある。Ｎｏ．４１は、ワイヤＭｎが３．０％と本発明の範囲を超えているものである。この溶接継手の場合、溶接金属硬さがビッカース硬さで４００を上回っており、延性上問題があることがわかったものである。そのため、溶接止端形状と疲労強度の測定は実施しなかったものである。

　一方、表３~５における本発明例では、フランク角は全て５５°以下であり、疲労強度は２５０ＭＰａを上回っている。特に、（式１）の値が０．４０以上のものは、フランク角が４５°以下になっていて、疲労強度も全て２８０ＭＰａ以上であった。（式１）の値を０．４０以上にするためには、鋼板Ｓｉで確保する方法とワイヤＳｉで確保する方法の２種類があるが、これは当業者が、材料コストや溶接継手に要求される他の特性等を考慮して選択すればいいことで、当業者であれば特に難しいことではない。また、Ｎｏ．３７、３８、３９はシールドガスの影響を見ているものであるが、１００％ＣＯ_２ガスよりＡｒ＋２０％ＣＯ_２、Ａｒ＋７％ＣＯ_２ガスのほうが溶接止端形状は若干よくなるようである。また、Ｎｏ．３５は、溶接止端形状を改善するだけでなく、ワイヤにＮｉを添加し、溶接止端部の残留応力を低減する技術も併用しているため、疲労強度は３８０ＭＰａと、本発明例の中では最も高くなった例である。Ｎｏ．４０は、Ｓを０．０５％添加しているワイヤ、Ｗ０８を用いた例であるが、溶接止端部のフランク角が３８°と最も小さくなった例である。但し、Ｓは、溶接継手の靭性という観点からはあまり好ましくないため、Ｓを０．０５％添加しなくても疲労向上効果が十分得られる場合は、０．０１％以下に抑えるほうが望ましい。

　次に、実施例２で用いた鋼板Ｂ０３と溶接用ソリッドワイヤＷ０５を用いて、板厚の影響を調査した。板厚は、実施例１で示したような圧延条件を行い、仕上げ板厚を２．０、２．６、４．０、７．０ｍｍになるようにした。試験方法は実施例２と同じである。表６にその結果を示した。鋼板、ワイヤともに本発明の範囲内の成分系を持ち、かつ（式１）の値も本発明の範囲内である。本発明の範囲内の板厚であるＮｏ．１０１１０１、１０２、１０６、１０８では、フランク角も５０°以下であり、疲労強度も２８０ＭＰａ以上であり良好な値であった。Ｎｏ．１０５は、疲労試験結果は良好であるが、１パス溶接で溶接継手を作製するためには、溶接速度を４０ｃｍ／ｍｉｎにしなければならなかった例である。この溶接速度条件では、鋼板および溶接ワイヤを特に本発明の範囲内にする必要がないことは、実施例２のＮｏ．１などから明らかである。本発明を適用する際に実用的観点から望ましい板厚範囲を４ｍｍ以下ということがわかる。なお、下限に関しては、特に実施していないが、それは、溶接方法が、スポット溶接やレーザ溶接が主流になる板厚範囲から考えて、実用的観点からは１．６ｍｍ程度になると思われる。Ｎｏ．１０６は、図４における鋼板６、鋼板７が異なる板厚の場合についての実施例である。異なっていても、本発明の板厚範囲内にあるものである。鋼板１、鋼板２の板厚が異なっていても、それらが本発明の範囲内にあれば、疲労強度は２５０ＭＰａを上回っており、フランク角も５０°を下回っており、良好な結果が得られている。

　以上より、本発明の範囲内の鋼板および溶接用ソリッドワイヤの組み合わせでは、溶接止端形状が改善でき、かつ疲労強度も良好であることがわかった。

　実施例４では、フラックス入りワイヤの成分と、その特性について調査することが目的である。表７、表８は、フラックス入りワイヤにおけるワイヤ全質量に対する各成分の質量％、充填率、ワイヤ伸線性、およびシャルピー吸収エネルギーを調査した結果を示したものである。なお、鋼材として表１のＢ０６を使用した。

　表７および表８を見るとわかるように、溶接用ソリッドワイヤの実施例の表である表２よりも、多くの試験項目が載せられている。これは、フラックス入りワイヤの特徴である、フラックス成分があること、本発明におけるフラックス入りワイヤでは、Ｃ添加量が溶接用ソリッドワイヤより高めに設定されていることにより、溶接金属のシャルピー特性が問題になる可能性があるため、シャルピー特性も表７および表８に記載されていること、また、ワイヤ線引き性、スラグ生成量、グラファイトを用いたときの飛散性など、ソリッドワイヤの場合に比べて、評価すべき項目が多いことからくる。

　まず、表７のワイヤについて述べる。

　ワイヤ記号が１００~１１０のものは本発明の範囲内にあるフラックス入りワイヤで、１５０~１６５はワイヤ成分が既に本発明の範囲外のものである。

　表７のワイヤに対して、フラックスの飛散性、ワイヤ線引き性、シャルピー吸収エネルギー、スラグ量を測定した。フラックスの飛散性とは、フラックスを製造するために準備したグラファイト量と、ワイヤに充填する直前でのフラックス中グラファイト量の比を比較したものである。グラファイトが飛散しなければ、これらは一致するため、飛散率は０％となるが、飛散した場合は、それだけワイヤ充填直前でグラファイトが減少している。飛散性は、この減少割合で評価した。ワイヤ線引き性は、ワイヤ製造中に断線が発生したかどうかで評価した。シャルピー吸収エネルギーは、板厚３．２ｍｍの鋼板を各ワイヤで突合せ溶接し、そこから２ｍｍＶノッチを溶接金属中央部分に加工した１／４サイズシャルピー試験片を採取し、０℃でシャルピー試験を実施した値で評価した。スラグ量は、溶接ビード長さが２５０ｍｍのビードオンプレート溶接を実施し、そのときの溶接金属表面に発生するスラグの重量で評価した。

　ワイヤ１５０、１５１、１５９はスラグ材が本発明の範囲外であるもので、スラグ生成量が０．１ｇを上回り、塗装性に問題があることがわかる。一方、本発明の範囲内のワイヤ１００~１０５では、スラグ生成量は全て０．１ｇ未満であることが表２からわかり、塗装性を確保するためには本発明の範囲内にスラグ材を制限する必要がある。しかし、ワイヤ１５０は、溶接ビードは良好であった。そこで、このワイヤを用いてシャルピー試験片を採取してシャルピー試験を実施したところ、７Ｊであることがわかった。これは、ワイヤ１５０では、Ｍｎが本発明の範囲を上回っていることからくるもので、良好な機械的特性を得るためにはＭｎを本発明の範囲内にする必要がある。

　一方、ワイヤ１５１はＳｉＣも本発明の範囲を下回っている。このような場合、ワイヤ１５４のように、製造中のワイヤ線引きが困難となり断線する問題が発生するはずであるが、ワイヤ１５１では、スラグ材を過大に添加しているため、断線問題が発生しなかった。そこで、ワイヤ１５１を用い、スラグ量を測定したところ、スラグ発生が０．３４ｇと０．１ｇを上回った。すなわち、スラグ発生を抑えながら断線防止するには、スラグ材ではなく、ＳｉＣを用いる必要がある。

　ワイヤ１５２は、ＳｉＣが本発明の範囲を上回ったもので、その結果、（式２）も本発明の範囲を上回り、溶接部に割れが生じた例である。なお、ＳｉＣを本発明の範囲内にしても、（式２）が本発明の範囲を上回っているワイヤ１６５でも同様な割れが発生した。ワイヤ１５３はＳｉが本発明の範囲を上回っているもので、Ｓｉ過大により、シャルピー試験は１０Ｊ未満であった。ワイヤ１５５は、Ｃが本発明の範囲を上回っているもので、シャルピー値がやはり１０Ｊ未満になった場合である。ワイヤ１５６は、Ｓｉが本発明の範囲を下回ったもので、溶接部にブローホールなどの欠陥が生じた。

　一方、ワイヤ１５７は、Ｃが本発明の範囲を下回っているもので、鋼製外皮の強度が不足したため、ワイヤ製造中に断線問題が発生し、ワイヤ製造ができなかった。ワイヤ１５８はＭｎが本発明の範囲を下回ったもので、ワイヤ１５７と同じ理由から断線問題が発生した。

　ワイヤ１６０~１６２、１６４は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計が本発明の範囲を上回っているもので、シャルピー値が１０Ｊ未満であったものである。ワイヤ１６３は、Ｂが本発明の範囲を上回ったもので、溶接部に割れが発生したものである。

　一方、本発明の範囲内であるワイヤ１００~１１０は全て、断線問題が発生せず、スラグ発生量が０．１ｇ未満であり、かつ、シャルピー値も１０Ｊを上回っていた。

　次に表８のワイヤについて述べる。

　表８のワイヤで、本発明の範囲内のワイヤは２００~２１０である。これらワイヤは、表７のワイヤと比べて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏが比較的多く添加されているものである。ワイヤ２５０~２５５は、比較例である。

　ワイヤ２５０は、スラグ材が本発明の範囲を上回っているもので、スラグ量は０．３ｇと０．１ｇを上回った。この傾向は、表２の実施例でも見られているが、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを添加した成分系でも確認されたことになる。

　ワイヤ２５１、２５２は、これら４元素の合計が本発明の範囲を上回ったものであるが、表３からは特に不具合が発生していないものである。この点については、後述する実施例５にて記述する。

　ワイヤ２５３は、Ｎｂ，Ｖ、Ｔｉの合計が本発明の範囲を上回ったものである。そのため、シャルピー値が６Ｊと１０Ｊ未満になった。

　ワイヤ２５４は、ＳｉＣが無添加にし、スラグ材が本発明の範囲内に制限したもので、ワイヤ断線を防ぐためにグラファイトを利用しているものである。そのため、グラファイト飛散性が４０％になったものである。飛散性がこれだけ高くなると、ワイヤ製造プロセスの管理が極めて難しくなり、製造プロセスのわずかの変更で、ワイヤ成分が大きく変化してしまう危険が発生する。このような場合、品質よいワイヤ製造か難しくなることを意味する。

　ワイヤ２５５は、ＳｉＣ添加量が本発明の範囲を下回っているもので、ワイヤ断線の問題が生じている。

　これら比較例に対して、ワイヤ２００~２１０は、スラグ発生量が０．１ｇ未満であり、ワイヤ線引き性、飛散性も問題なく、シャルピー値も２０Ｊ以上であった。

　実施例５では、実施例１及び４で用いた鋼材及びワイヤのうち、問題が生じていない、すなわち、表１、８~９のうちの、備考欄に参考として「本発明例」と記載されているもの、および本発明の効果を確認するために、一部「比較例」と記載されているものを用いて重ね隅肉溶接を実施して、疲労試験を実施した。

　また、表には用いたシールドガスの組成も示した。なお、表１０~１２の実施例の結果は全て鋼板の板厚が２．６ｍｍの場合のものである。溶接速度を変化させてその影響が調査できるようにしているが、このときの電流は、１パス溶接で溶接継手が形成できるような条件とし、具体的には、
　６０ｃｍ／ｍｉｎ：１２０Ａ、　８５ｃｍ／ｍｉｎ：１７０Ａ
　１００ｃｍ／ｍｉｎ：２００Ａ、１２０ｃｍ／ｍｉｎ：２４０Ａ
　１３０ｃｍ／ｍｉｎ：２６０Ａ、１４０ｃｍ／ｍｉｎ：２８０Ａ
　１７０ｃｍ／ｍｉｎ：３２０Ａ
と設定した。

　これら条件で、重ね隅肉アーク溶接継手を作製し、そこから断面マクロを採取し、図４で定義される、フランク角とアンダーカット深さを測定した。アンダーカットが存在しない場合は、アンダーカット深さを０と定義した。また、同じ溶接継手より図６に示す平面曲げ疲労試験片９を採取し、疲労試験を実施した。疲労試験を実施する場合、試験片表面の溶接止端部近傍にひずみゲージを貼り付けて、表面の応力状態をチェックした。繰返し応力は応力比、Ｒ＝０．１の条件で付与した。この場合、応力振幅が１００ＭＰａの場合は、最高応力が１１１ＭＰａ、最低応力が１１ＭＰａで、応力振幅は１１１ＭＰａ−１１ＭＰａ＝１００ＭＰａであり、応力比はＲ＝１１／１１１＝０．１となる。疲労強度は、この条件で疲労試験を実施し、２００万回繰返し応力を負荷しても疲労破断しなかった最大応力範囲で定義した。

　表９~１１には、フランク角、アンダーカット深さ、疲労強度の試験結果を示した。なお、表１０~１２は、一連の実施例を示していて、板厚の影響を調査した表１２以外は、図６の鋼板６、７の板厚１０、板厚１１は２．６ｍｍである。

　表９は、表１の鋼材のうち、表１の備考欄に「本発明例」と記載されている、Ｂ０２~Ｂ１１、Ｂ２５、Ｂ２６および表１の備考欄に「比較例」と記載されている、Ｂ０１およびＢ１２を用い、溶接ワイヤは、表２にある、備考欄に「本発明例」と記載されているワイヤ１００~１１０を用いて、重ね隅肉溶接継手を作製、そこから疲労試験片を採取し、疲労試験を実施したときの試験結果を示したものである。鋼材の比較例であるＢ０１とＢ１２を用いた理由は、表１の段階では特に不具合を生じていないためである。表８のワイヤ１５０~１６５のワイヤを用いなかった理由は、疲労試験を実施する前に、既に、シャルピー値、ワイヤ線引き性、スラグ発生量などの問題が生じていたためである。

　表９の、Ｎｏ．１および２は、鋼材のＳｉが本発明例を下回った例である。溶接速度が７０ｃｍ／分であるＮｏ．１の場合は、フランク角が４８°、アンダーカットが発生せず、止端形状は良好で、疲労試験も３４０ＭＰａと３００ＭＰａ以上であった。これは、溶接速度が８０ｃｍ／分以下の場合は、鋼板Ｓｉ量にかかわらず止端形状を良好にできることによる。このように、溶接速度を落とすと止端形状が改善されることは、従来より知られていたため、８０ｃｍ／分以下は本発明の範囲外としている。一方、Ｎｏ．２は、鋼材、ワイヤが同じで、溶接速度が１００ｃｍ／分と速い場合であるが、フランク角は６５°と大きくなり、アンダーカットも生じ、疲労強度は２００ＭＰａと低い。これは、鋼材Ｓｉが本発明の範囲を下回っているためである。

　しかし、鋼板を同じにして、Ｓｉが高いワイヤ１０１を用いて、１００ｃｍ／分で溶接しても、鋼板のＳｉが本発明を下回っているＮｏ．３の例では、疲労強度向上は確認できない。ワイヤ１０１は、Ｓｉが、ワイヤ１００より２倍以上含有されているが、それでも止端形状が改善されていないということは、鋼板Ｓｉの影響が、単なる母材希釈の影響だけではなく、ワイヤＳｉで補うことができないことを意味するものである。

　Ｎｏ．４は、鋼板Ｓｉ、ワイヤＳｉともに本発明の範囲内であるもので、溶接速度が１４０ｃｍ／分でもフランク角が５５°未満で疲労強度は３００ＭＰａ以上となった例である。しかし、溶接速度を１７０ｃｍ／分にしたＮｏ．５では、フランク角が５５°を上回りかつ、アンダーカットも生じたため疲労強度が低くなった。すなわち、溶接速度が本発明の範囲を上回ると疲労強度向上効果が発現できなくなる。

　Ｎｏ．７~１３は、すべて本発明例であり、鋼板中の選択元素の影響を見たものであるが、既に実施例１の表１に示したように、機械的特性を確保できる程度にこれら元素を添加しても、疲労向上効果が得られることが示された。このうち、Ｎｏ．９、１０はシールドガスに酸素を３％添加させたものであるが、疲労向上効果は十分得られた例である。

　Ｎｏ．１５は、（式１）の値は本発明の範囲内であるものの、鋼板のＳｉの値が、本発明の範囲を下回っているものである。この場合は、疲労強度が３００ＭＰａに達成せず、疲労強度向上効果は期待できないことがわかる。すなわち、（式１）を満たしただけでは疲労向上効果を得ることはできす、鋼板のＳｉ量も同時に満足させる必要がある。

　Ｎｏ．１６~２０は、鋼板を本発明の範囲内の成分系であるＢ０２を用いて、ワイヤを本発明の範囲内である１００、１０２~１０５と変化させ、ワイヤ成分の選択元素のうち、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの影響を見たものである。実施例２の表２に示したように、これらワイヤ成分は全て本発明の範囲内に入っており、この成分範囲内で選択元素を添加しても、疲労教条効果は十分得られ、全て疲労強度は３００ＭＰａ以上となっている。

　Ｎｏ．２１は、シールドガスとして、１００％ＣＯ_２を用いた例であるが、他の本発明例と同様に疲労向上効果が確認された。

　Ｎｏ．２２、２３は、（式１）の値が、０．４０未満の場合を比べるために実施したものである。この場合、フランク角は５０°を若干上回り、疲労強度はどちらも２９０ＭＰａと、本発明例のなかでは３００ＭＰａに若干足りなかった例である。しかし、比較例の場合は全て２５０ＭＰａを下回っていることを考慮すると、疲労向上効果は明白である。

　Ｎｏ．２４~２８は、ワイヤにＳを多く添加させた、１０６~１１０のワイヤを用いた実施例で、（式１）の値が同等であるＮｏ．８と比較すると、フランク角が若干小さくその結果疲労強度の増加も若干認められた。これは、Ｓを多めに添加することによる働きと考えられる。なお、ワイヤ１０６~１１０は、表２のワイヤ１００と比べ、Ｓが高くなっている例であるが、シャルピー値は低下する傾向があるため、疲労向上とシャルピー確保のどちらを優先するかは、適用構造物の継手に対する要求特性に応じて決定すればよく、当業者であれば容易に判断できるものである。
　Ｎｏ．２９~３１は、鋼材のＳｉ量が比較的高い鋼材を用いた例であり、（１）式の値が大きいのが特徴で、疲労強度が向上した例である。

　実際の構造物の疲労強度がどの程度必要であるかどうかは、疲労設計のかかわるもので、当業者は、設計思想に応じて、（式１）の値を調整すればよい。

　表１０は、おもにワイヤの選択元素、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの影響を調べる目的で実施したものである。表５に示されているデータは、実施例２の表３における、ワイヤ２００~２１０、２５１、２５２を用いて、実施例１の表１にある、鋼板Ｂ０１、Ｂ０４およびＢ０６を組み合わせて、重ね隅肉継手を作製した時の疲労試験結果である。Ｎｏ．５１は、鋼板のＳｉ量が本発明の範囲を下回っている場合であるが、フランク角は５５°を上回っており、疲労強度の観点からは好ましくはない。しかし、疲労強度は３００ＭＰａ以上あった。これは、ワイヤ２００そのものが、選択元素の合計が４．５％と比較的高く設定されていて、従来技術である高疲労強度溶接材料と同等の効果が発現されたものと考えられる。しかし、表５に示すＮｏ．５１の疲労強度は、表４に示す本発明例での疲労強度と同程度である。すなわち、ワイヤにわざわざ高価なＮｉなどの合金元素を添加しなくても、鋼板にＳｉを添加することで、安価な成分系のワイヤで十分疲労強度が向上するため、産業上メリットがあるのは、表４の本発明例である。そのため、表５のＮｏ．５１は本発明では、比較例となっている。

　一方、Ｎｏ．５２は、鋼板のＳｉ量が本発明の範囲内でかつ（式１）も本発明の範囲内であるものである。この場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの元素添加量が多いワイヤ２００を用いると、疲労強度はさらに向上し、４００ＭＰａを上回ることがわかる。この傾向は、Ｎｏ．５３、５４、５５、５７でも確認された。これは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの元素添加量による残留応力低減効果が加わり、疲労向上効果が増大されたものと考えられる。Ｎｏ．５６、５８は、疲労強度は３６０ＭＰａと向上は十分であるが、Ｎｏ．５２などのように４００ＭＰａに達するまでにはなかった。これは、表１０における本発明例の疲労強度と同程度のことを考えると、止端形状改善効果による向上であり、ワイヤ２０４、２０６の場合、残留応力低減効果が発現するまでにはいたらなかったものと考えられる。そのため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの元素添加量は、疲労強度をさらに向上させるためには、１．５％以上添加する必要がある。それ以下の添加量は、シャルピー値などの機械的特性を確保する目的で添加すればよい。

　Ｎｏ．５９、６０は、本発明の範囲内であるが、ワイヤにおけるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの元素添加量が本発明の請求項１１の範囲を上回っている場合である。疲労強度はどちらも４００ＭＰａを上回っており、その向上効果は大きい。そのため、疲労向上対策としては、十分な効果があることが示されている。しかし、ワイヤ２５１、２５２は、合金元素を多く含んでいるにもかかわらず疲労強度はＮｏ．５２と同等である。これは、これら元素添加量を合計６％超添加しても、さらなる疲労向上が得られないことを示すものである。その意味では、ワイヤ２５１、２５２は、ワイヤ製造コストが高く、産業上メリットは少ないと判断できる。そのため、ワイヤ成分範囲は、本発明の請求項１１の範囲内にすることが望ましい。

　Ｎｏ．６１~６５は、Ｓが比較的高いワイヤ、２０７~２１０を用いた例である。このうち、Ｎｏ．６１は、疲労強度が４３０ＭＰａと高いが、その理由は、ワイヤの合金元素が比較的高く止端形状改善効果に加え残留応力低減効果が発現されたためと考えられる。Ｎｏ．６２~６５は、疲労強度が３６０ＭＰａ以上であるが、４００ＭＰａに達していない。これは、疲労向上が、止端形状改善効果で発現されたもので、残留応力低減効果に関しての効果が加わっていないためと考えられる。しかし、Ｎｏ．６１~６５は、いずれもフランク角が４０°未満で良好であった。これは、本発明におけるＳｉの範囲を満足していることに加え、Ｓによる効果が充填されたものと考えられる。ただ、一般に、Ｓを多く添加することは、シャルピー値や割れの問題を発生させる懸念があるため、使用には継手の要求特性を考慮しながら決定する必要があるが、当業者であれば容易に判断できるものである。

　表１１は板厚の影響を見たものである。鋼板はＢ０２で、鋼板成分が本発明の範囲内のもので、ワイヤは１００で、ワイヤ成分も本発明の範囲内のものである。まず、板厚１、板厚２が同じ場合の継手は、Ｎｏ．１０１，１０２，１０８である。板厚が７．０ｍｍの場合、溶接速度が４０ｃｍ／ｍｉｎにしないと溶接できなかった。もし、１１０ｃｍ／Ｍｉｎ超にしようとすると、隅肉脚長が不足し、２パスになってしまった。Ｎｏ．１０１、１０２、１０８の疲労強度は２９０ＭＰａ以上である。板厚が４．０ｍｍの場合は、３００ＭＰａを若干下回る結果となっているが、脚長が長くなったため、溶融プールがたれる現象が生じ、フランク角がＮｏ．１０１、１０２、１０８に比べて大きくなる傾向が見られたためである。Ｎｏ．１０５では、その傾向がさらに大きくなり、疲労強度は２５０ＭＰａを下回った。Ｎｏ．１０５で、Ｎｏ．１０１、１０２、１０８程度の疲労強度を得るためには、２パス溶接を行い、フランク角を改善すればいいが、本発明が対象としている薄板分野では、製造効率向上のため、シングルパス溶接を用いている。

　Ｎｏ．１０６、１０９は、板厚１、板厚２が異なる場合の例であるが、両板厚が本発明の望ましい適用範囲内であれば、疲労強度が向上することがわかった。

　以上より、本発明の範囲内の鋼板および溶接用フラックス入りワイヤの組み合わせでは、溶接止端形状が改善でき、かつ疲労強度もすべて２５０ＭＰａを上回り良好であることがわかった。

１　Ｓｉ添加前Ｆｅ原子
２　Ｓｉ添加後Ｆｅ原子
３　Ｓｉ
４　ワイヤ
５　フランク角
６　鋼板
７　鋼板
８　アンダーカット深さ
９　試験片
１０　板厚
１１　板厚

Claims

　引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法において、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下であって、
　前記薄鋼板が、質量％で、
Ｃ　：０．０２~０．１５％、
Ｓｉ：０．２~１．８％、
Ｍｎ：０．５~２．５％、
Ｐ　：０．０３％以下、
Ｓ　：０．０２％以下
を含有する薄鋼板であり、前記薄鋼板と該溶接用ワイヤが含有するＳｉが、下記（式１）の値が０．３２以上になるように組み合わせることを特徴とする、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　Ｓｉ（鋼板）＋０．１×Ｓｉ（ワイヤ）　　　・・・（式１）
但し、Ｓｉ（鋼板）は前記薄鋼板のＳｉ量を、また、Ｓｉ（ワイヤ）は前記溶接用ワイヤの全Ｓｉ量を示す。
　前記（式１）の値が０．４０以上になるように、前記薄鋼板と前記溶接用ワイヤとを組み合わせることを特徴とする、請求項１に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記薄鋼板が、さらに、質量％で、
Ａｌ：０．００５~０．１％
を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記薄鋼板が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００５~０．１％、
Ｎｂ：０．００５~０．１％、
Ｖ　：０．０１~０．２％、
Ｃｒ：０．１~１．０％、
Ｍｏ：０．０５~０．５％
のいずれか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１~３のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用ワイヤとして、質量％で、
Ｃ　：０．０３~０．１５％、
Ｓｉ：０．２~２．０％、
Ｍｎ：０．７~２．５％、
Ｐ　：０．０５％以下、
Ｓ　：０．０８％以下、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含む。）
を含有し、残部鉄及び不可避不純物からなる溶接用ソリッドワイヤを用いることを特徴とする請求項１~４のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用ソリッドワイヤが、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１~０．５％、
Ｎｂ：０．０１~０．１％、
Ｖ　：０．０５~０．３％、
Ｃｒ：０．０５~１．０％、
Ｍｏ：０．０５~０．７％、
Ｎｉ：０．３~１２．０％
のいずれか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５に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用ソリッドワイヤが含有するＮｉを、質量％で、
Ｎｉ：４．０~１２．０％
に制限することを特徴とする、請求項６に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用ソリッドワイヤが含有するＳを、質量％で、０．０２~０．０８％に制限することを特徴とする、請求項５~７のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用ワイヤが、スリット状の継ぎ目がない鋼製外皮内にフラックスを充填してなるガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤであって、
　鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体での合計の質量％で、
Ｃ（ＳｉＣ中のＣを除く。）：０．０１~０．２０％、
Ｓｉ（ＳｉＣおよびＳｉＯ_２中のＳｉを除く。）：０．０５~１．２％、
Ｍｎ：０．２~２．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０６％以下、
　さらに、鋼製外皮内に充填されるフラックスとして、ワイヤ全体の質量％で、
ＳｉＣ：０．０５~１．２％
を含有するとともに、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏの１種または２種以上を合計で０．０５~０．４％含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接用フラックス入りワイヤとすることを特徴とする請求項１~４のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用フラックス入りワイヤが、ワイヤ全体の質量％で、さらに、鋼製外皮内に充填されるフラックスとして、
グラファイト：０．０２％以上
含有し、かつ下記（式２）で定義されるＣ換算値の合計量が０．１５~０．４５％である溶接用フラックス入りワイヤであることを特徴とする、請求項９に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　Ｃ換算値の合計量＝［グラファイト］＋０．３×［ＳｉＣ］　　・・・　（式２）
但し、上記［グラファイト］、［ＳｉＣ］は、それぞれワイヤ全体に対するグラファイト、ＳｉＣの質量％を示す。
　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、さらに、
Ｎｉ：０．１~５．０％、
Ｃｒ：０．１~２．０％、
Ｍｏ：０．１~２．０％、
Ｃｕ：０．１~０．５％
の１種または２種以上を合計で０．１~６．０％含有することを特徴とする、請求項９ないし１０のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、さらに、
Ｂ：０．００１~０．０１５％
を含有することを特徴とする、請求項９ないし１１のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、さらに、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの１種または２種以上を合計で０．００５~０．３％含有することを特徴とする、請求項９ないし１２のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮内に充填されるフラックスとして、ワイヤ全体の質量％で、さらに、酸化物系以外のアーク安定剤を０．０５~０．５％含有することを特徴とする、請求項９ないし１３のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記溶接用フラックス入りワイヤが、鋼製外皮およびフラックスの一方または双方に、ワイヤ全体の質量％で、
Ｓ：０．０２~０．０６％
を含有することを特徴とする、請求項９ないし１４のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　前記高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法がガスシールドアーク溶接であり、シールドガスとして、質量％で、
ＣＯ_２：５％以上２５％以下、
Ｏ_２　：４％以下（０％を含む。）
を含有し、残部Ａｒおよび不可避不純物からなるシールドガスを用いることを特徴とする、請求項１~１５のいずれか１項に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接方法。
　引張強さが７００ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手において、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下で行ったガスシールドアーク溶接継手であって、
　前記薄鋼板が、質量％で、
Ｃ　：０．０２~０．１５％、
Ｓｉ：０．２~１．８％、
Ｍｎ：０．５~２．５％、
Ｐ　：０．０３％以下、
Ｓ　：０．０２％以下
を含有し、残部鉄及び不可避不純物からなる薄鋼板であり、前記薄鋼板と前記溶接用ワイヤが含有するＳｉが、前記（式１）の値が０．３２以上になるように組み合わせたことを特徴とする、高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手。
　前記（式１）の値が０．４０以上になるように、前記薄鋼板と前記溶接用ワイヤとを組み合わせることを特徴とする、請求項１７に記載の高強度薄鋼板の隅肉アーク溶接継手。