WO2019035490A1 - 重ね隅肉アーク溶接継手 - Google Patents

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WO2019035490A1
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WO
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weld metal
steel plate
point
fillet arc
lap fillet
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PCT/JP2018/030694
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和貴 松田
真二 児玉
耕太郎 渡邊
仁寿 ▲徳▼永
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新日鐵住金株式会社
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    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B5/00—Joining sheets or plates, e.g. panels, to one another or to strips or bars parallel to them
    • F16B5/08—Joining sheets or plates, e.g. panels, to one another or to strips or bars parallel to them by means of welds or the like
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    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
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    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/0216—Seam profiling, e.g. weaving, multilayer
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    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
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    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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    • B23K2101/006—Vehicles
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys

Definitions

  • the present invention relates to a lap fillet arc welded joint.
  • Priority is claimed on Japanese Patent Application No. 2017-157961, filed Aug. 18, 2017, the content of which is incorporated herein by reference.
  • Structural members used in environments with vibration and cyclic external loads such as automotive structural members, have sufficient fatigue strength to withstand repetitive forces in addition to normal static tensile strength It is required to be equipped.
  • the fatigue strength (fatigue limit) of a steel plate rises in proportion to its tensile strength, it is generally known that the fatigue strength of a lap fillet arc welded joint is lower than the fatigue strength of the steel plate as the base material. It is done.
  • FIG. 12 is a graph showing the relationship between the fatigue strength (fatigue limit) of the lap fillet arc welded joint and the tensile strength of the base steel plate, using the shape of the weld toe as a parameter.
  • the relationship between fatigue strength and tensile strength is referred to as fatigue characteristics.
  • FIG. 12 also shows the fatigue characteristics of the base steel plate alone as a reference (see straight line C0). As shown by the straight line C0, the fatigue strength of the base steel plate alone increases in proportion to its tensile strength.
  • a curve C1 shows the fatigue characteristics when the toe shape of the weld metal is sharp
  • a curve C2 shows the fatigue characteristics when the toe shape of the weld metal is smooth.
  • curve C1 when the shape of the toe of the weld metal is steep, the fatigue strength of the lap fillet arc welded joint hardly increases even if the tensile strength of the base steel sheet increases, and the base steel sheet It only remains at a very low level compared to the fatigue strength of a single body.
  • FIG. 13 is a schematic view of the joint portion between the base metal steel plate 200 and the weld metal 100 having a sharp toe shape, as viewed in a cross section orthogonal to the weld metal of the weld metal 100.
  • Patent Document 1 lap fillet arc welding is performed using a welding material (welding wire) having a specific component composition as a technique for stably controlling the shape of a toe portion of a weld metal to a gentle shape.
  • the weld material disclosed in Patent Document 1 is, by mass%, C: 0.005 to 0.40%, Mn: 0.2 to 8.0%, and Si: more than 1.1% and 8.0% or less And Se: 0.01 to 1% and / or Te: 0.01 to 1%.
  • Patent Document 2 In order to improve the fatigue strength of a lap fillet arc welded joint, Patent Document 2 below not only controls the shape of the toe portion of the weld metal to a gentle shape, but also the weld metal with respect to the hardness of the heat affected zone.
  • a technique is disclosed that reduces the concentration of local stresses and strains due to differences in hardness that occur near the melting boundary by controlling the ratio of hardness within a specified range.
  • the hardness of the weld metal is the hardness Hv (FL ⁇ 0.5) of the weld metal at a position 0.5 mm away from the fusion boundary FL of the weld toe toward the weld metal.
  • the hardness of the heat affected zone is the hardness Hv (FL + 0.5) of the heat affected zone at a position 0.5 mm away from the melting boundary FL toward the heat affected zone.
  • the ratio of the hardness of the weld metal to the hardness of the heat affected zone is 0.3 to 0. It is controlled within the range of 9.
  • FIG. 14 is a schematic view of the joint portion between the base metal steel plate 200 and the weld metal 110 having a gentle toe shape in a cross section orthogonal to the weld line of the weld metal 110.
  • the inventor of the present application considered the cause of the significant decrease in the fatigue strength of the lap fillet arc welded joint when the tensile strength of the base steel plate is 950 MPa or more as follows.
  • a curve C3 is a curve of the overlap fillet arc welded joint obtained by performing the overlap fillet arc welding such that the toe shape of the weld metal is smoothed by using a higher strength welding wire.
  • the fatigue characteristics are shown.
  • the curve C3 simply by using a higher strength welding wire, the fatigue strength of the lap fillet arc welded joint continues to rise even when the tensile strength of the base steel plate becomes 950 MPa or more. I understand that.
  • the local stress and strain caused by the difference in hardness occurring near the melting boundary that is, the difference in hardness between the heat affected zone and the weld metal
  • the method of controlling the ratio of the hardness of the weld metal to the hardness of the heat-affected zone within a specific range is applied for the purpose of reducing the concentration, it consists of a base steel plate having a tensile strength of 950 MPa or more It is difficult to increase the fatigue strength of lap fillet arc welded joints.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances, and it does not use a high strength welding wire which causes hydrogen embrittlement cracking, and a lap fillet arc welded joint made of a base steel plate having a tensile strength of 950 MPa or more.
  • the purpose is to increase the fatigue strength of the
  • the present invention adopts the following means in order to solve the problems and achieve the object.
  • the overlapped fillet arc welded joint according to an aspect of the present invention is a first steel plate and a second steel plate which are overlapped with each other and have a tensile strength of 950 MPa or more, a surface of the first steel plate and the second steel plate.
  • the weld metal simultaneously satisfies the following conditional expressions (1) and (2). 0 ° ⁇ ⁇ 30 ° (1) NB / NA ⁇ 0.70 (2) (However, NA is more than 20)
  • the thickness of each of the first steel plate and the second steel plate may be 0.8 to 3.5 mm.
  • the fatigue strength of a lap fillet arc welded joint made of a base steel plate having a tensile strength of 950 MPa or more is enhanced without using a high strength welding wire which causes hydrogen embrittlement cracking. Is possible.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of a lap fillet arc welded joint according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 1 is a plan view of a lap fillet arc welded joint according to an embodiment of the present invention. It is a cross-sectional photograph of the weld metal obtained by the optical microscope. It is a cross-sectional photograph which shows that the fatigue crack has generate
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of a lap fillet arc weld joint 10 according to the present embodiment
  • FIG. 2 is a plan view of the lap fillet arc weld joint 10 according to the present embodiment.
  • the overlapped fillet arc welded joint 10 according to the present embodiment includes a first steel plate 1 and a second steel plate 2 stacked together, a surface 1 a of the first steel plate 1 and a second steel plate A weld metal (weld bead) 3 extending along a corner 4 formed by two end faces 2a.
  • FIG. 1 is a view of the lap fillet arc welded joint 10 in a cross section orthogonal to the weld line W (see FIG. 2) of the weld metal 3. Further, as shown in FIGS. 1 and 2, a direction parallel to weld line W is taken as the Z-axis direction, and a direction perpendicular to the Z-axis direction and parallel to surface 1a of first steel plate 1 is taken as the X-axis direction. A direction orthogonal to the axial direction and the Z-axis direction and parallel to the thickness direction of the first steel plate 1 is taken as a Y-axis direction.
  • the first steel plate 1 and the second steel plate 2 are base steel plates of the lap fillet arc welded joint 10, and each have a tensile strength of 950 MPa or more.
  • the first steel plate 1 and the second steel plate 2 having such high tensile strength are particularly suitable as a base steel plate of a lap fillet arc welded joint 10 for automobiles where weight reduction and improvement of collision safety are strongly required. is there.
  • the thickness of each of the first steel plate 1 and the second steel plate 2 is preferably 0.8 to 3.5 mm.
  • the component compositions of the first steel plate 1 and the second steel plate 2 are not particularly limited as long as mechanical properties of at least 950 MPa or more in tensile strength can be obtained.
  • the first steel plate 1 and the second steel plate 2 are, by mass%, C: 0.01 to 0.25%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.1 to It is preferable to contain 3.0%, P: 0.05% or less, and S: 0.0005 to 0.01%.
  • Weld metal 3 is a weld bead formed by performing fillet arc welding continuously in the Z-axis direction along corner 4 in a state in which first steel plate 1 and second steel plate 2 are superimposed.
  • the hardness of the weld metal 3, the shape of the toe of the weld metal 3, and the relationship between the surface shape of the weld metal 3 and the ferrite structure satisfy the specific conditions. By controlling the above, the fatigue strength of the lap fillet arc welded joint 10 is improved.
  • the Vickers hardness of the weld metal 3 is 400 HV or less. When the Vickers hardness of the weld metal 3 exceeds 400 HV, hydrogen embrittlement cracking occurs in the weld metal 3. That is, by limiting the Vickers hardness of the weld metal 3 to 400 HV or less, the occurrence of hydrogen embrittlement cracking in the weld metal 3 can be suppressed.
  • the Vickers hardness of weld metal 3 is measured at 5 points or more along a straight line parallel to the X-axis direction passing a position at a depth of 0.1 mm from surface 1a of first steel plate 1 and the measurement results The average value of is defined as the Vickers hardness of weld metal 3.
  • the flank angle ⁇ is generally used as a parameter representing the shape of the toe portion of the weld metal 3, but in the present embodiment, the toe angle ⁇ is used as a parameter representing the shape of the toe portion of the weld metal 3.
  • the toe angle ⁇ is defined as follows.
  • a position separated by 0.5 mm from the point A toward the weld metal 3 in the X-axis direction is taken as a point D.
  • an intersection point of a straight line passing through the point D and extending in the thickness direction of the first steel plate 1 (that is, the Y-axis direction) and the surface of the weld metal 3 is taken as a point B.
  • the points B and D are defined, the angle between the straight line connecting the points A and B and the straight line connecting the points A and D is defined as the toe angle ⁇ of the weld metal 3 .
  • the weld metal 3 of the lap fillet arc welded joint 10 satisfies the following conditional expression (1).
  • the shape of the toe end of the weld metal 3 becomes a gentle shape, so that concentration of stress on the toe portion of the weld metal 3 can be suppressed.
  • the toe angle ⁇ is 30 ° or more, since the shape of the toe portion of the weld metal 3 is sharp, stress tends to be concentrated on the toe portion of the weld metal 3. 0 ° ⁇ ⁇ 30 ° (1)
  • the surface 1a of the 1st steel plate 1 contained in the inside of the weld metal 3 and the end surface 2a of the 2nd steel plate 2 are represented by the dotted line.
  • the dotted line portion is dissolved in the weld metal 3, for example, as shown in FIG. 3, even if a cross-sectional photograph of the weld metal 3 is obtained using an optical microscope, the dotted line portion It can not be observed. Therefore, by specifying the three points A, B, and D defined as described above on the cross-sectional picture of the weld metal 3, the toe angle ⁇ of the weld metal 3 is obtained from the cross-sectional picture of the weld metal 3. It can be easily obtained. In addition, as long as it is possible to obtain a photograph that can specify the toe angle ⁇ of the weld metal 3, not only an optical microscope but also a scanning electron microscope (SEM) or a microscope may be used.
  • SEM scanning electron microscope
  • a point at a distance of 0.4 mm from the point A toward the weld metal 3 in the X-axis direction is taken as a point C.
  • the total number of recesses present on the surface of the weld metal 3 included in the range between the point A and the point C is NA, and among the recesses, the number of recesses in contact with ferrite particles having a maximum particle diameter of 10 ⁇ m or more Let NB be.
  • NA and NB are defined, the weld metal 3 of the lap fillet arc welded joint 10 satisfies the following conditional expression (2).
  • NB / NA ⁇ 0.70 (2) (However, NA is more than 20)
  • the recess is likely to be a starting point for the occurrence of fatigue cracking.
  • the ratio is 0.7 or less, the origin of the fatigue crack decreases, and as a result, as shown by the dotted line C4 in FIG.
  • the fatigue strength of the fillet arc welded joint 10 can be increased.
  • the conditional expression (2) when NB / NA exceeds 0.70, the number of recesses serving as a starting point of fatigue cracking (that is, recesses in which coarse ferrite grains having a maximum particle diameter of 10 ⁇ m or more are in contact) increases. As a result, the fatigue strength of the lap fillet arc welded joint 10 is reduced.
  • the lower limit value of NB / NA is theoretically zero, it is practically difficult to make NB zero.
  • the smaller the value of NB / NA the greater the effect of improving the fatigue strength.
  • a portion including the weld metal 3 is cut out from the lap fillet arc welded joint 10 as a sample, and the sample is cut so that the cross section of the weld metal 3 (the cross section orthogonal to the weld line W) is exposed. Then, after mirror-polishing the cut surface of the sample, the cross section of the weld metal 3 included within at least the range of 0.4 mm from the melting boundary (point A) is photographed with an optical microscope to obtain a weld as shown in FIG.
  • the melting boundary exists at the left end, and the cross-section of the weld metal 3 included within the range of 0.4 mm or less from the melting boundary is included in the photograph.
  • the weld metal 3 as shown in FIG. 6 is traced by tracing the surface shape of the weld metal 3 included in the range of 400 ⁇ m or more from the melting boundary with 50 points or more.
  • the xy coordinate system formed by the horizontal axis x and the vertical axis y corresponds to the XY coordinate system of FIG.
  • an approximate curve f (x) of a cubic function representing a macroscopic surface shape of the weld metal 3 is created by the least squares method.
  • the reason for making the approximate curve f (x) a cubic function is that the macroscopic toe shape gradually rises from the direction along the base material (the first steel plate 1) and is inclined toward the top of the weld metal 3 It is because it has a cubic function change behavior that becomes slow.
  • a normal is drawn from each traced point to the approximate curve f (x), and the length of each normal is determined as yi.
  • the length yi of each normal can be obtained by the following equation (3).
  • the length yi of the normal to a point located below the approximate curve f (x) is given a minus sign.
  • the right side min () of the equation (3) means the minimum value of the values in the parentheses, and can be obtained by convergence calculation or the like.
  • xi is obtained by the following equation (4) as the length of an arbitrary section [0, a] of the approximate curve f (x).
  • a point graph representing the unevenness present on the surface of the weld metal 3 as shown in FIG. 9 is created.
  • the number of portions (portions to be valleys) at which the value of the y axis has a minimum value is on the surface of the weld metal 3 within the range of 0.4 mm or less from the melting boundary (point A).
  • the NA is calculated by counting as the existing recesses.
  • ferrite particles having a maximum particle diameter of 10 ⁇ m or more The NB is calculated by counting the number of recesses in contact with each other.
  • the maximum grain size of the ferrite particles is defined as the longest linear length which can draw the surface of the weld metal 3 as an end point in the ferrite particles. Furthermore, “the ferrite particles are in contact with the recess” means that at least a part of the ferrite particles is present on the surface of the weld metal 3 included in the range of ⁇ 10 ⁇ m from the minimum value of the point graph shown in FIG. Means that
  • NA and NB included in the conditional expression (2) can be specified.
  • the NA is 20 or more.
  • the NA obtained from a plurality of cross-sectional photographs taken at different positions along the weld line W should be 20 or more in total.
  • NB is also necessary to calculate NB from the plurality of cross-sectional photographs. That is, for example, when the NA obtained from the two cross-sectional photographs is 20 or more in total, the NB obtained from the first cross-sectional photograph and the NB obtained from the second cross-sectional photograph Let the total value be the final NB.
  • the first steel plate 1 and the second steel plate 2 having a tensile strength of 950 MPa or more Even when is used as a base material, it is possible to realize improvement in fatigue strength. Furthermore, since the Vickers hardness of the weld metal 3 is a hardness capable of suppressing hydrogen embrittlement cracking, the overall strength of the lap fillet arc welded joint 10 is reduced due to the hydrogen embrittlement cracking. It can also be prevented.
  • the hardness of the HAZ softened portion may decrease to about 60% of the hardness of the base material.
  • the Vickers hardness of the first steel plate 1 is measured at five or more points along a straight line parallel to the X axis direction passing a position at a depth of 0.1 mm from the surface 1 a of the first steel plate 1 and measurement thereof The average value of the results is defined as the Vickers hardness of the first steel plate 1.
  • the overlapped fillet arc welded joint 10 can be manufactured under the manufacturing conditions described below.
  • the Vickers hardness of the weld metal 3 is expressed by the following equation (5).
  • Ceq included in the equation (5) is represented by the following equation (6). Therefore, in order to limit the Vickers hardness of the weld metal 3 to 400 HV or less, the value of Ceq is controlled so that the Vickers hardness Hmax of the weld metal 3 represented by the following equation (5) is 400 HV or less. Just do it. More specifically, C, Si, Mn, Cr, Mo contained in the weld metal 3 are adjusted so that the value of Ceq becomes about 0.406 or less by adjusting the component composition of the base steel plate and the welding wire. The contents of Ti and Nb (in mass%) may be controlled.
  • the weld metal 3 In order to obtain the weld metal 3 with few coarse ferrites, it is desirable that no ferrite is generated inside the weld metal 3 in the first place. Therefore, in the weld metal 3, it is necessary that the content of Si, Al, Cr and Mo as ferrite forming elements is small and the content of Mn, Ni, C and N as austenite forming elements is large. .
  • the value of Cx obtained from the following equation (7) is -0.4 or more, and the weld metal 3 is, in mass%, Ti: 0.05 to 1.0%, B: 0. It is necessary to contain 0003 to 0.03%.
  • TiO 2 becomes a transformation nucleus to refine the ferrite, and B segregates at the prior austenite grain boundaries. As a result, since the formation of grain boundary ferrite is suppressed, it is possible to obtain the weld metal 3 with less coarse ferrite.
  • the curvature radius of the concave portion on the surface of the weld metal is smaller as the surface tension is lower and larger as the surface tension is higher.
  • the relationship between the fatigue strength and the curvature radius of the recess is that forming a recess with a low surface tension and a small radius of curvature is likely to be the starting point of fatigue cracking, and a recess with a large radius of curvature is less likely to be a starting point of fatigue cracking.
  • the proportion of ferrite grains having a maximum grain size of 10 ⁇ m or more in contact with the recess becomes important.
  • Oxygen mixed in the shielding gas affects the surface tension of the molten pool. In that sense as well, it is important to control the amount of oxygen mixed in the shielding gas within an optimal range.
  • the distance from the tip of the shield gas nozzle 21 to the tip of the welding wire 22 (wire It is desirable that the protrusion length L1 be 5 to 20 mm, and the distance L2 between the contact tip 23 and the surface of the base material for supplying current to the welding wire 22 be 8 to 30 mm. Furthermore, when an arc occurs in the immediate vicinity of the base material, the oscillation of the molten pool becomes large, and the ripple (the wave pattern generated in the molten pool) which is the cause of the minute unevenness becomes large. Therefore, it is desirable that L2-L1 ⁇ 1 mm. When L 2 ⁇ L 1 ⁇ 1 mm, many recesses having a depth of more than 10 ⁇ m are formed, and fatigue cracks originating from the recesses are easily generated.
  • the shielding property around the arc will be deteriorated, resulting in excessive mixing of oxygen.
  • the oxygen content of the weld metal 3 increases and a large amount of oxide precipitates, and the decrease in the hardenability of the weld metal 3 facilitates the formation of coarse ferrite such as intergranular ferrite.
  • the distances L1 and L2 are smaller than the lower limit value, the contact tip 23 is burnt down, or the welding torch 20 is broken due to adhesion of fumes and spatters.
  • the welding speed is set to 60 to 150 cm / min, and the welding current is set to 150 to 250 A so that the above conditional expression (1) is satisfied.
  • the shape of the toe end portion of the weld metal 3 is a gentle shape, it is possible to control the relationship between the recess and the ferrite grain size so as to satisfy the above-mentioned conditional expression (2).
  • the lap fillet arc welded joint 10 according to the present embodiment can be manufactured according to the manufacturing conditions as described above.
  • the conditions required for the welding wire include: C, Si, Mn, Cr, Mo, Ti, and Nb contained in the weld metal 3 so that the value of (a) Ceq is about 0.406 or less (B)
  • the value of Cx is -0.4 or more, and the content of Ti and B contained in the weld metal 3 is Ti: 0.05 to 1.0%, B: 0.0003 It is two things that it can control to -0.03%.
  • a welding wire of relatively low strength can be used as a welding wire for manufacturing the lap fillet arc welded joint 10, it is not necessary to use a high strength welding wire which causes hydrogen embrittlement cracking.
  • a high strength welding wire when using a high strength welding wire to improve the fatigue strength of a 950 MPa class steel plate, it is necessary to use a high strength welding wire having a weld metal strength of 950 MPa or more, but according to this embodiment, it is 540 MPa or more Since a welding wire having weld metal strength is sufficient, it is possible to suppress an increase in the manufacturing cost of the lap fillet arc welded joint 10 and to suppress the occurrence of hydrogen embrittlement cracking due to the high strength of the weld metal 3.
  • each of the three types of steel plates was a steel plate having a thickness of 2.9 mm and a tensile strength of 956 MPa.
  • the welding wire of A had a component composition satisfying the two conditions required to produce the lap fillet arc welded joint of the present invention.
  • the B welding wire was a comparative welding wire and did not have a component composition satisfying the two required conditions.
  • the welding speed is 80 cm / min
  • the welding current is 235 A
  • the wire projection length L1 is 10 mm
  • the contact tip-base metal distance L2 is 20 mm
  • the shielding gas is It was a mixed gas of Ar and 20% CO 2 .
  • a sample for measuring the composition of the weld metal is taken from each of the lap fillet arc weld joints of the invention examples 1 to 3 obtained as described above and the lap fillet arc weld joints of the comparison examples 1 to 7 The components of the weld metal were measured. The measurement results of the components of the weld metal are shown in Table 4.
  • samples for observation of the cross section of the weld metal are taken from the lap fillet arc welded joint of each example, and the toe angle ⁇ of the weld metal, the Vickers hardness Hmax of the weld metal, and the melting boundary 0.4 mm
  • the total number NA of the recesses present on the surface of the weld metal included in the range and the number NB of the recesses in contact with the ferrite particles having the maximum particle diameter of 10 ⁇ m or more were respectively measured.
  • samples for fatigue test were taken from the lap fillet arc welded joint of each example, and a plane bending fatigue test was carried out based on a plane bending fatigue test method (JIS Z2275) of a metal flat plate.
  • Comparative Examples 1 to 3 as the manufacturing conditions of the above (b) are not satisfied, a large number of coarse ferrite particles are generated on the surface of the weld metal, and as a result, the value of NB / NA exceeds 0.70. It is thought that it has Therefore, it is considered that the fatigue strength of Comparative Examples 1 to 3 is lower than that of Inventive Examples 1 to 3. That is, it was demonstrated that the fatigue strength improvement effect can not be sufficiently obtained in the case of the lap fillet arc welded joint which does not have the feature (C).
  • Comparative Examples 5 to 7 since the production condition (c) is not satisfied, a large amount of oxygen is mixed in the shield gas and a large amount of coarse ferrite particles are generated on the surface of the weld metal, thereby resulting in NB / NA. The value of is considered to have exceeded 0.70. Therefore, it is considered that the fatigue strength of Comparative Examples 5 to 7 is lower than that of Inventive Examples 1 to 3. That is, it was demonstrated that, in order to obtain the feature (C), it is necessary not only to control the component composition of the weld metal but also to appropriately control the amount of oxygen mixed in the shield gas.
  • FIG. 11A shows a cross-sectional photograph of the vicinity of the toe of the weld metal in the invention example 1
  • FIG. 11B shows a cross-sectional photograph of the vicinity of the toe of the weld metal in the comparative example 1.
  • the invention example 1 it is understood that the ferrite in the vicinity of the melting boundary is miniaturized.
  • the concentration of strain does not occur in the ferrite present on the surface of the weld metal, which is the origin of fatigue cracking, the fatigue limit of the welded joint is good and the fatigue life can be extended. Also, there is no concern of hydrogen embrittlement of the joint. As a result, by applying the present invention to automotive undercarriage members and building materials, safety and durability can be improved, and the industrial contribution is great.

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Abstract

互いに重ね合わされ且つそれぞれ９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する第１鋼板及び第２鋼板と、前記第１鋼板の表面と前記第２鋼板の端面とで形成される隅に沿って延在する溶接金属とを備える重ね隅肉アーク溶接継手であって、前記溶接金属の止端角度をβとし、溶融境界から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる前記溶接金属の表面に存在する凹部の総数をＮＡとし、前記凹部のうち、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数をＮＢとしたとき、前記溶接金属は、下記条件式（１）及び（２）を同時に満たす。 ０°＜　β　＜　３０°　…（１）　ＮＢ／ＮＡ　≦　０．７０　…（２）　（ただし、ＮＡは２０以上）

Description

重ね隅肉アーク溶接継手
本発明は、重ね隅肉アーク溶接継手に関する。
本願は、２０１７年８月１８日に日本に出願された特願２０１７－１５７９６１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車の分野では、環境保全のため、車体の軽量化による燃費の向上とともに、衝突安全性の向上が求められている。従来から、車体の軽量化と衝突安全性の向上を図るために、板厚の薄い高強度鋼板を車体の構造部材として使用するとともに車体構造の最適化を行うなど、様々な技術開発が行われている。なお、自動車の構造部材のなかには、複数の高強度鋼板を母材として有する溶接継手も含まれる。自動車分野では、溶接継手の製造方法として、２枚の高強度鋼板を重ね合わせた状態で隅肉アーク溶接を行う重ね隅肉アーク溶接法が広く採用されている。本願明細書では、このような重ね隅肉アーク溶接法により製造された溶接継手を、重ね隅肉アーク溶接継手と呼称する。
　自動車の構造部材のように、振動や繰返しの外力負荷を伴う環境で使用される構造部材には、通常の静的な引張強度の他に、繰り返し作用する力に耐えるように、十分な疲労強度を具備することが要求される。鋼板の疲労強度（疲労限）は、その引張強度に比例して上昇するが、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度は、その母材である鋼板の疲労強度より低くなることが一般的に知られている。
　その原因の１つとして、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度は、溶接止端部形状に対して依存性を有していることが挙げられる。図１２は、溶接止端部形状をパラメータとして、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度（疲労限）と母材鋼板の引張強度との関係を示したグラフである。以下では、疲労強度と引張強度との関係を疲労特性と呼称する。図１２では、リファレンスとして、母材鋼板単体の疲労特性も示している（直線Ｃ０参照）。直線Ｃ０で示されるように、母材鋼板単体の疲労強度は、その引張強度に比例して上昇する。
　図１２において、曲線Ｃ１は、溶接金属の止端部形状が急峻な場合の疲労特性を示し、曲線Ｃ２は、溶接金属の止端部形状がなだらかな場合の疲労特性を示している。曲線Ｃ１で示されるように、溶接金属の止端部形状が急峻な場合、母材鋼板の引張強度が増加しても、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度はほとんど増加せず、母材鋼板単体の疲労強度と比較して非常に低いレベルで推移するのみである。
　この理由は、溶接金属の止端部形状が急峻な形状の場合、止端部の応力集中が非常に高くなるためである。その結果、図１３に示すように、重ね隅肉アーク溶接継手が繰り返し引張荷重を受け続けると、早期の段階で、溶接金属１００の止端部と母材鋼板（下板）２００との境界である溶融境界に疲労亀裂３００が発生する。なお、図１３は、急峻な止端部形状を有する溶接金属１００と母材鋼板２００との接合部分を、溶接金属１００の溶接線に直交する断面でみた模式図である。
　一方、図１２の曲線Ｃ２で示されるように、溶接金属の止端部形状がなだらかな場合、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度は、母材鋼板単体の疲労強度より低いが、母材鋼板の引張強度の増加に伴って上昇する。この理由は、溶接金属の止端部形状がなだらかな形状の場合（図１４参照）、その止端部に応力が集中することを抑制できるからである。そのため、従来から、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を向上させる技術として、溶接金属の止端部形状をなだらかな形状に制御する技術が一般的に採用されている。
例えば、下記特許文献１には、溶接金属の止端部形状をなだらかな形状に安定的に制御する技術として、特定の成分組成を有する溶接材料（溶接ワイヤ）を用いて重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、母材鋼板に対する溶融金属の濡れ性を向上させる技術が開示されている。特許文献１に開示された溶接材料は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．４０％、Ｍｎ：０．２～８．０％、及びＳｉ：１．１％超８．０以下％を含有し、さらに、Ｓｅ：０．０１～１％および／またはＴｅ：０．０１～１％を含有する。
下記特許文献２には、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を向上させるために、溶接金属の止端部形状をなだらかな形状に制御するだけでなく、熱影響部の硬さに対する溶接金属の硬さの比を特定の範囲内に制御することにより、溶融境界近傍に生じる硬さの差に起因した局所的な応力及びひずみの集中を低減する技術が開示されている。
ここで、溶接金属の硬さとは、溶接止端部の溶融境界ＦＬから溶接金属側に０．５ｍｍ離れた位置における溶接金属の硬さＨｖ（ＦＬ－０．５）である。熱影響部の硬さとは、溶融境界ＦＬから熱影響部側に０．５ｍｍ離れた位置における熱影響部の硬さＨｖ（ＦＬ＋０．５）である。具体的には、特許文献２の技術では、熱影響部の硬さに対する溶接金属の硬さの比（Ｈｖ（ＦＬ－０．５）／（ＦＬ＋０．５））が、０．３～０．９の範囲内に制御される。
日本国特開２００２－３６１４８１号公報 日本国特開２００８－１７８９１０号公報
　上記のように、従来から、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を向上させる技術として、溶接金属の止端部形状をなだらかな形状に制御する技術が一般的に採用されている。しかしながら、図１２の曲線Ｃ２で示されるように、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上になると、たとえ溶接金属の止端部形状をなだらかな形状に制御したとしても、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度が大幅に低下することが、本願発明者の研究により判明した。
　近年、自動車の軽量化及び衝突安全性の向上が強く要請されるなか、９５０ＭＰａ以上の高い引張強度を有する高強度薄板鋼板を自動車の構造部材として利用するために、疲労強度等の諸条件を達成可能な接合技術（溶接技術）を確立することは非常に重要な研究テーマである。そこで、本願発明者は、まず、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合に重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度が大幅に低下する原因を調査した。
　その結果、図１４に示すように、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合、なだらかな止端部形状を有する溶接金属１１０と母材鋼板（下板）２００との溶融境界ではなく、溶接金属の止端部の表面に疲労亀裂３１０が発生していることが判明した。なお、図１４は、なだらかな止端部形状を有する溶接金属１１０と母材鋼板２００との接合部分を、溶接金属１１０の溶接線に直交する断面でみた模式図である。
さらに、疲労亀裂３１０が発生している部分を微視的に観察すると、溶接金属の止端部の表面に存在する粗大なフェライト粒から疲労亀裂３１０が発生していることが判明した。以上の結果から、本願発明者は、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合に重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度が大幅に低下する原因を以下のように考察した。
母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合、溶接金属の表面には、フェライトとベイナイト（もしくはマルテンサイト）との複合組織が生成されている。周知のとおり、フェライトは比較的軟らかな組織であり、ベイナイト（もしくはマルテンサイト）は比較的硬い組織である。そのため、硬さの異なる組織間の強度差に起因して、軟らかなフェライトに応力及び歪みが集中しやすいと考えられる。そして、重ね隅肉アーク溶接継手が繰り返し引張荷重を受け続ける環境下において、フェライトに応力及び歪みが集中した結果、早期の段階で、溶接金属の表面に存在するフェライト粒から疲労亀裂３１０が発生したと考えられる。
　このような技術課題に対して、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合でも、単純に、より高強度の溶接ワイヤを使用して重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、高い疲労強度を有する重ね隅肉アーク溶接継手を得ることができる。図１２において、曲線Ｃ３は、より高強度の溶接ワイヤを使用して溶接金属の止端部形状がなだらかになるように重ね隅肉アーク溶接を行うことで得られた重ね隅肉アーク溶接継手の疲労特性を示している。この曲線Ｃ３で示されるように、単純に、より高強度の溶接ワイヤを使用すれば、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上となっても、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度は上昇を続けることがわかる。
　しかしながら、本願発明者によるさらなる研究の結果、より高強度の溶接ワイヤを使用して重ね隅肉アーク溶接を行うと、溶接金属の高強度化（高硬度化）に起因して、溶接金属に水素脆化割れが発生しやすくなることが判明した。すなわち、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合でも、より高強度の溶接ワイヤを使用することにより、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を高めることはできるが、水素脆化割れの発生を考慮すると、重ね隅肉アーク溶接継手の総合的な強度はむしろ低下することが判明した。また、より高強度の溶接ワイヤを使用することは、重ね隅肉アーク溶接継手の製造コストの上昇を招く。
　一方、高強度溶接ワイヤを使用せずに、特許文献２に開示された技術を適用して重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を高める方法も考えられる。しかしながら、上述したように、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合、溶接金属の表面に存在する硬さの異なる組織間の強度差に起因して、軟らかなフェライトに応力及び歪みが集中しやすいことが、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度の低下を招く原因だと考えられる。そのため、特許文献２に開示された技術のように、溶融境界近傍に生じる硬さの差（つまり熱影響部と溶接金属との間の硬さの差）に起因した局所的な応力及びひずみの集中を低減することを目的として、熱影響部の硬さに対する溶接金属の硬さの比を特定の範囲内に制御する方法を適用したとしても、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材鋼板からなる重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を高めることは困難である。
　本発明は上記の事情に鑑みてなされたものであり、水素脆化割れの原因となる高強度溶接ワイヤを用いることなく、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材鋼板からなる重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を高めることを目的とする。
本発明は上記課題を解決して係る目的を達成するために以下の手段を採用する。
（１）本発明の一態様に係る重ね隅肉アーク溶接継手は、互いに重ね合わされ且つそれぞれ９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する第１鋼板及び第２鋼板と、前記第１鋼板の表面と前記第２鋼板の端面とで形成される隅に沿って延在する溶接金属とを備える。この重ね隅肉アーク溶接継手において、前記溶接金属のビッカース硬さは４００ＨＶ以下である。また、この重ね隅肉アーク溶接継手を、前記溶接金属の溶接線に直交する断面でみた場合に、前記第１鋼板の表面に存在する溶融境界の位置をＡ点とし；前記第１鋼板の表面に平行なＸ方向において前記Ａ点から前記溶接金属に向かって０．５ｍｍ離れた位置をＤ点とし；前記Ｘ方向において前記Ａ点から前記溶接金属に向かって０．４ｍｍ離れた位置をＣ点とし；前記Ｄ点を通り且つ前記第１鋼板の板厚方向に延びる直線と前記溶接金属の表面との交点をＢ点とし；前記Ａ点と前記Ｂ点を結ぶ直線と、前記Ａ点と前記Ｄ点を結ぶ直線との間の角度を、前記溶接金属の止端角度βとし；前記Ａ点と前記Ｃ点との間の範囲に含まれる前記溶接金属の表面に存在する凹部の総数をＮＡとし；前記凹部のうち、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数をＮＢとする。上記のように、β、ＮＡおよびＮＢを定義したとき、前記溶接金属は、下記条件式（１）及び（２）を同時に満たす。
０°＜　β　＜　３０°　　　…（１）
　　　　　　　ＮＢ／ＮＡ　≦　０．７０　　…（２）
　　　　　（ただし、ＮＡは２０以上）
（２）上記（１）に記載の重ね隅肉アーク溶接継手において、前記第１鋼板及び前記第２鋼板の板厚がそれぞれ０．８～３．５ｍｍであってもよい。
本発明の上記態様によれば、水素脆化割れの原因となる高強度溶接ワイヤを用いることなく、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材鋼板からなる重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度を高めることが可能である。
本発明の一実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手の断面図である。 本発明の一実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手の平面図である。 光学顕微鏡によって得られた溶接金属の断面写真である。 溶接金属の表面に存在する凹部から疲労亀裂が発生していることを示す断面写真である。 条件式（２）に含まれるＮＡ及びＮＢの特定方法に関する第１説明図である。 条件式（２）に含まれるＮＡ及びＮＢの特定方法に関する第２説明図である。 条件式（２）に含まれるＮＡ及びＮＢの特定方法に関する第３説明図である。 条件式（２）に含まれるＮＡ及びＮＢの特定方法に関する第４説明図である。 条件式（２）に含まれるＮＡ及びＮＢの特定方法に関する第５説明図である。 重ね隅肉アーク溶接の溶接条件に関する説明図である。 実施例における溶接金属の断面写真である。 溶接金属の止端部形状をパラメータとして、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度（疲労限）と母材鋼板の引張強度との関係を示したグラフである。 急峻な止端部形状を有する溶接金属と母材鋼板との接合部分を、溶接金属の溶接線に直交する断面でみた模式図である。 なだらかな止端部形状を有する溶接金属と母材鋼板との接合部分を、溶接金属の溶接線に直交する断面でみた模式図である。
以下、図面を参照しながら、本発明の一実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手について説明する。
図１は、本実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手１０の断面図であり、図２は、本実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手１０の平面図である。図１及び図２に示すように、本実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手１０は、互いに重ね合わされた第１鋼板１及び第２鋼板２と、第１鋼板１の表面１ａと第２鋼板２の端面２ａとで形成される隅４に沿って延在する溶接金属（溶接ビード）３とを備える。
なお、図１は、重ね隅肉アーク溶接継手１０を、溶接金属３の溶接線Ｗ（図２参照）に直交する断面でみた図である。また、図１及び図２に示すように、溶接線Ｗに平行な方向をＺ軸方向とし、Ｚ軸方向に直交し且つ第１鋼板１の表面１ａに平行な方向をＸ軸方向とし、Ｘ軸方向及びＺ軸方向に直交し且つ第１鋼板１の板厚方向に平行な方向をＹ軸方向とする。
第１鋼板１及び第２鋼板２は、重ね隅肉アーク溶接継手１０の母材鋼板であり、それぞれ９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する。このような高引張強度を有する第１鋼板１及び第２鋼板２は、とくに軽量化及び衝突安全性の向上が強く要請される自動車用の重ね隅肉アーク溶接継手１０の母材鋼板として好適である。自動車の軽量化及び衝突安全性の向上を両立するために、第１鋼板１及び第２鋼板２の板厚は、それぞれ０．８～３．５ｍｍであることが好ましい。
少なくとも９５０ＭＰａ以上の引張強度という機械的特性を得ることができるのであれば、第１鋼板１及び第２鋼板２の成分組成はとくに限定されない。好適な例を挙げると、第１鋼板１及び第２鋼板２は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５～０．０１％を含有することが好ましい。
　溶接金属３は、第１鋼板１及び第２鋼板２が重ね合わされた状態で、隅４に沿ってＺ軸方向に連続的に隅肉アーク溶接が行われることにより形成された溶接ビードである。本実施形態では、以下で説明するように、溶接金属３の硬さ、溶接金属３の止端部形状、および溶接金属３の表面形状とフェライト組織との関係を、それぞれ特定の条件を満たすように制御することにより、重ね隅肉アーク溶接継手１０の疲労強度向上を実現する。
［溶接金属３の硬さ］
　溶接金属３のビッカース硬さは、４００ＨＶ以下である。溶接金属３のビッカース硬さが４００ＨＶを越えると、溶接金属３に水素脆化割れが発生する。すなわち、溶接金属３のビッカース硬さを４００ＨＶ以下に制限することにより、溶接金属３に水素脆化割れが発生することを抑制できる。なお、第１鋼板１の表面１ａから０．１ｍｍの深さの位置を通り且つＸ軸方向に平行な直線に沿って、溶接金属３のビッカース硬さを５点以上測定し、それらの測定結果の平均値を溶接金属３のビッカース硬さとして定義する。
［溶接金属３の止端部形状］
図１に示すように、第１鋼板１の表面１ａに存在する溶融境界の位置をＡ点とすると、溶接金属３は、Ａ点から止端角度βをもって立ち上がり、Ａ点からさらに第２鋼板２の側に寄った位置からフランク角θをもって立ち上がる。フランク角θは、溶接金属３の止端部形状を表すパラメータとして一般的に用いられているが、本実施形態では、溶接金属３の止端部形状を表すパラメータとして止端角度βを用いる。止端角度βは以下のように定義される。
図１に示すように、Ｘ軸方向において上記Ａ点から溶接金属３に向かって０．５ｍｍ離れた位置をＤ点とする。また、Ｄ点を通り且つ第１鋼板１の板厚方向（つまりＹ軸方向）に延びる直線と溶接金属３の表面との交点をＢ点とする。このように、Ｂ点及びＤ点を定義したとき、Ａ点とＢ点を結ぶ直線と、Ａ点とＤ点を結ぶ直線との間の角度を、溶接金属３の止端角度βとして定義する。
上記のように止端角度βを定義したとき、重ね隅肉アーク溶接継手１０の溶接金属３は、下記条件式（１）を満足する。条件式（１）を満たすことにより、溶接金属３の止端部形状はなだらかな形状になるので、溶接金属３の止端部に応力が集中することを抑制することができる。止端角度βが３０°以上の場合、溶接金属３の止端部形状が急峻な形状となるため、溶接金属３の止端部に応力が集中しやすくなる。
０°＜　β　＜　３０°　　　…（１）
なお、図１では、説明の便宜上、隅４の位置を示すために、溶接金属３の内部に含まれる第１鋼板１の表面１ａ及び第２鋼板２の端面２ａを点線で表している。しかしながら、実際には、上記の点線部分は溶接金属３に溶け込んでいるため、例えば、図３に示すように、光学顕微鏡を用いて溶接金属３の断面写真を得たとしても、上記点線部分を観察することはできない。そこで、上記のように定義されたＡ点、Ｂ点及びＤ点の３点を溶接金属３の断面写真上で特定することにより、溶接金属３の断面写真から溶接金属３の止端角度βを容易に得ることができる。なお、溶接金属３の止端角度βを特定できる程度の写真を取得できさえすれば、光学顕微鏡に限らず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）またはマイクロスコープ等を用いてもよい。
［溶接金属３の表面形状とフェライト組織との関係］
上記のように、溶接金属３の止端部形状をなだらかな形状に制御することで、溶接金属３の止端部に応力が集中することを抑制することができるが、図１２を用いて説明したように、これだけでは、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材鋼板からなる重ね隅肉アーク溶接継手１０の疲労強度を高めることは困難である。そこで、本実施形態では、重ね隅肉アーク溶接継手１０の疲労強度を高めるために、以下の条件式（２）を満たすように、溶接金属３の微視的な表面形状と、溶接金属３の表面に存在するフェライト組織とを制御する。
図１に示すように、Ｘ軸方向においてＡ点から溶接金属３に向かって０．４ｍｍ離れた位置をＣ点とする。また、Ａ点とＣ点との間の範囲に含まれる溶接金属３の表面に存在する凹部の総数をＮＡとし、前記凹部のうち、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数をＮＢとする。このように、ＮＡおよびＮＢを定義したとき、重ね隅肉アーク溶接継手１０の溶接金属３は、下記条件式（２）を満足する。
ＮＢ／ＮＡ　≦　０．７０　　…（２）
（ただし、ＮＡは２０以上）
既に述べたように、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上の場合、溶接金属の表面には、フェライトとベイナイト（もしくはマルテンサイト）との複合組織が生成されている。そのため、硬さの異なる組織間の強度差に起因して、軟らかなフェライトに応力及び歪みが集中しやすくなると考えられる。本願発明者による研究の結果、図４に示すように、溶融境界であるＡ点から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる溶接金属の表面に存在する微小な凹部から疲労亀裂が生じることが多いことが判明した。そこで、本願発明者は、溶接金属の表面に存在する凹部に接するフェライトのサイズと疲労強度との関係について、さらなる研究を行った。
その結果、凹部に接するフェライトの最大粒径が１０μｍ以上になると、その凹部は疲労亀裂の発生する起点となりやすいことが判明した。また、溶融境界であるＡ点から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる溶接金属の表面に存在する凹部の総数ＮＡに対して、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数ＮＢの比が０．７以下の場合、疲労亀裂の起点が減少し、その結果、図１２の点線Ｃ４で示されるように、母材鋼板の引張強度が９５０ＭＰａ以上であっても、重ね隅肉アーク溶接継手の疲労強度が向上することが判明した。なお、以上の研究結果は、溶接金属の止端部形状をなだらかな形状に制御することを前提条件として得られた結果である。
このように、条件式（１）に加えて条件式（２）を同時に満足することにより、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する第１鋼板１及び第２鋼板２を母材として使用した場合でも、重ね隅肉アーク溶接継手１０の疲労強度を高めることができる。なお、条件式（２）において、ＮＢ／ＮＡが０．７０を超えると、疲労亀裂の起点となる凹部（つまり、１０μｍ以上の最大粒径を有する粗大なフェライト粒が接する凹部）の数が増加するため、重ね隅肉アーク溶接継手１０の疲労強度が低下する。ＮＢ／ＮＡの下限値は理論的にゼロであるが、ＮＢをゼロにすることは現実的に困難である。しかしながら、ＮＢ／ＮＡの値が小さいほど、疲労強度の向上効果は増す。
以下、Ａ点とＣ点との間の範囲に含まれる溶接金属３の表面に存在する凹部の総数ＮＡと、前記凹部のうち、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数ＮＢの特定方法について説明する。
まず、重ね隅肉アーク溶接継手１０から溶接金属３を含む部分をサンプルとして切り出し、溶接金属３の断面（溶接線Ｗに直交する断面）が露出するようにサンプルを切断する。そして、サンプルの切断面を鏡面研磨した後、少なくとも溶融境界（Ａ点）から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる溶接金属３の断面を光学顕微鏡で撮影することにより、図５に示すような溶接金属３の断面写真を得る。溶接金属３の表面に存在する微小な凸凹を判別できる程度の写真を取得できさえすれば、光学顕微鏡に限らず、ＳＥＭまたはマイクロスコープ等を用いてもよい。図５の断面写真では、左端に溶融境界が存在しており、その溶融境界から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる溶接金属３の断面が写真内に収められている。
続いて、溶接金属３の断面写真を基に、溶融境界から４００μｍ以上の範囲に含まれる溶接金属３の表面形状を５０点以上のプロット数でトレースすることにより、図６に示すような溶接金属３の巨視的な表面形状を表す点グラフを作成する。なお、図６の点グラフにおいて、横軸ｘと縦軸ｙからなるｘｙ座標系は、図１のＸＹ座標系に対応している。次に、図７に示すように、上記の点グラフを基に、最小二乗法により溶接金属３の巨視的な表面形状を表す三次関数の近似曲線ｆ（ｘ）を作成する。ここで、近似曲線ｆ（ｘ）を三次関数とする理由は、巨視的な止端部形状は母材（第１鋼板１）に沿う向きから徐々に立ち上がり、溶接金属３の頂点に向かって傾斜が緩やかになるという三次関数的な変化挙動をするためである。
そして、図８に示すように、トレースした各点から近似曲線ｆ（ｘ）へ法線を引き、各法線の長さをｙｉとして求める。トレースした各点の座標を（ｐ、ｑ）とすると、各法線の長さｙｉは下記（３）式で求められる。近似曲線ｆ（ｘ）より下部に位置する点の法線の長さｙｉにはマイナスの符号をつける。（３）式の右辺ｍｉｎ（　）は、括弧内の値の最小値という意味であり、収束計算などにより求めることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
また、法線と近似曲線ｆ（ｘ）との交点から溶融境界までの近似曲線ｆ（ｘ）の長さをｘｉとして求める。ｘｉは、近似曲線ｆ（ｘ）の任意区間［０、ａ］の長さとして下記（４）式で求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
次に、上記の方法で得られたｘｉ及びｙｉのデータをｘｙ座標系のグラフにプロットすることにより、図９に示すような溶接金属３の表面に存在する凹凸を表す点グラフを作成する。図９に示す点グラフにおいて、ｙ軸の値が極小値となる部分（谷となる部分）の数を、溶融境界（Ａ点）から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる溶接金属３の表面に存在する凹部としてカウントすることにより、ＮＡを算出する。
そして、図９に示す点グラフにおいて凹部として識別された部分と、図５に示す溶接金属３の断面写真とを照らし合わせながら、識別された凹部のうち、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数をカウントすることにより、ＮＢを算出する。
ここで、「フェライト粒の最大粒径」とは、フェライト粒内において溶接金属３の表面を端点として引くことのできる最も長い直線の長さと定義する。さらに、「フェライト粒が凹部に接している」とは、図９に示す点グラフの極小値からｘ座標±１０μｍの範囲に含まれる溶接金属３の表面に、フェライト粒の少なくとも一部が存在していることを意味する。
上記の手法により、条件式（２）に含まれるＮＡ及びＮＢを特定することができる。なお、条件式（２）による疲労強度向上効果を確実に得るためには、ＮＡが２０以上であることが必要であるが、これは、一枚の断面写真から得られるＮＡが必ず２０以上にならなければならないことを意味するものではない。溶接線Ｗに沿う異なる位置で撮影された複数の断面写真から得られたＮＡが合計で２０以上になればよい。複数の断面写真からＮＡを算出する場合、それらの複数の断面写真からＮＢも算出する必要がある。すなわち、例えば、２枚の断面写真から得られたＮＡが合計で２０以上となった場合、１枚目の断面写真から得られたＮＢと、２枚目の断面写真から得られたＮＢとの合計値を最終的なＮＢとする。
以上のように、条件式（１）及び（２）を同時に満足する溶接金属３を有する重ね隅肉アーク溶接継手１０によれば、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する第１鋼板１及び第２鋼板２を母材として使用した場合でも、疲労強度の向上を実現することが可能である。さらに、溶接金属３のビッカース硬さは、水素脆化割れを抑制可能な硬さであるので、水素脆化割れに起因して重ね隅肉アーク溶接継手１０の総合的な強度が低下することを防止することもできる。
なお、上記の重ね隅肉アーク溶接継手１０において、溶融境界近傍に生じる硬さの差に起因した局所的な応力及び歪みの集中を低減するために、母材鋼板（第１鋼板１）のビッカース硬さに対する溶接金属３のビッカース硬さの比を０．７以上としてもよい。９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する母材鋼板からなる重ね隅肉アーク溶接継手１０の溶接金属３では、ＨＡＺ軟化部の硬さが母材の硬さに対して６０％程度まで低下する事があるため、溶接金属３の硬さの下限を母材の硬さの７０％に制限することにより、溶接金属３で引張破断が生じることを抑制できる。なお、第１鋼板１の表面１ａから０．１ｍｍの深さの位置を通り且つＸ軸方向に平行な直線に沿って、第１鋼板１のビッカース硬さを５点以上測定し、それらの測定結果の平均値を第１鋼板１のビッカース硬さとして定義する。
［重ね隅肉アーク溶接継手１０の製造条件］
　本実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手１０は、以下で説明する製造条件によって製造することができる。
　まず、溶接金属３のビッカース硬さは、下記（５）式で表される。（５）式に含まれるＣeqは、下記（６）式で表される。従って、溶接金属３のビッカース硬さを４００ＨＶ以下に制限するためには、下記（５）式で表される溶接金属３のビッカース硬さＨmaxが４００ＨＶ以下となるように、Ｃeqの値を制御すればよい。より具体的には、母材鋼板及び溶接ワイヤの成分組成を調整することにより、Ｃeqの値が約０．４０６以下となるように、溶接金属３に含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂの含有量（単位は質量％）を制御すればよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　粗大なフェライトの少ない溶接金属３を得るためには、そもそも溶接金属３の内部にフェライトが生じないことが望ましい。よって、溶接金属３において、フェライトの生成元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｃｒ及びＭｏの含有量が少なく、且つオーステナイトの生成元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃ及びＮの含有量が多いことが必要である。
具体的には、下記（７）式から得られるＣxの値が－０．４以上であり、且つ溶接金属３が、質量％で、Ｔｉ:０．０５～１．０％、Ｂ：０．０００３～０．０３％を含有していることが必要である。母材鋼板及び溶接ワイヤの成分組成の調整により、上記のように溶接金属３の成分を制御することにより、ＴｉＯ２が変態核となってフェライトを微細化し、Ｂが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界フェライトの生成を抑制するため、その結果、粗大なフェライトの少ない溶接金属３を得ることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　上記のように、ＴｉＯ２を核とした粒内変態によるフェライトの微細化を実現するためには、微量の酸素が必要である。図１０に示すように、重ね隅肉アーク溶接を行う場合、溶接トーチ２０に設けられたシールドガスノズル２１から供給されたシールドガスによってアーク周辺をシールドするが、その際に微量の酸素がシールドガスに混入する。一般的に、シールドガスとして、Ａｒ、もしくはＣＯ２、もしくはＡｒとＣＯ２の混合ガスが用いられ、アーク空間内においてＣＯ２が電離して生じるＯ（酸素）と空気の巻き込みよって混入する酸素が溶接金属の酸素量に影響を及ぼす。溶接金属においてＴｉＯ２を安定的に生成するためには、シールドガスに混入する酸素の量を適切な値に制御することが重要である。
さらに、溶接金属表面の凹部の曲率半径は、表面張力が低いほど小さく、表面張力が高いほど大きくなる。疲労強度と凹部の曲率半径の関係としては、表面張力が低く、曲率半径の小さい凹部が形成されるほうが、疲労亀裂の起点となりやすく、曲率半径の大きい凹部ほど、疲労亀裂の起点となりにくいため、凹部に接する最大粒径１０μｍ以上のフェライト粒の割合が重要になってくる。凹部の曲率半径としては、１３μｍ以下であると、疲労亀裂の起点になりやすい。
　シールドガスに混入する酸素は、溶融池の表面張力に影響する。その意味でも、シールドガスに混入する酸素の量を最適な範囲に制御することが重要である。
　フェライトの微細化と溶接金属表面の凹部の制御のため、シールドガスに混入する酸素の量を適切な値に制御するためには、シールドガスノズル２１の先端から溶接ワイヤ２２の先端までの距離（ワイヤ突出し長さ）Ｌ１が５～２０ｍｍであり、且つ、溶接ワイヤ２２に電流を流すためのコンタクトチップ２３と母材表面との間の距離Ｌ２が８～３０ｍｍであることが望ましい。さらに、母材直近でアークが発生すると、溶融池の搖動が大きくなり、微小凹凸の原因であるリップル（溶融池に生じる波目模様）が大きくなる。そのため、Ｌ２－Ｌ１≧１ｍｍであることが望ましい。Ｌ２－Ｌ１＜１ｍｍであると、深さが１０μｍを超える凹部が多く形成されることになり、凹部を起点とした疲労亀裂が生じやすくなる。
　上記の距離Ｌ１及びＬ２が上限値を超えると、アーク周辺におけるシールド性が悪化し、過大な酸素の混入を招く。その結果、溶接金属３の酸素含有量が増大して酸化物が多く析出し、溶接金属３の焼入れ性低下により粒界フェライトなどの粗大なフェライトが生成し易くなってしまう。一方、上記の距離Ｌ１及びＬ２が下限値未満になると、コンタクトチップ２３の焼損、あるいは、ヒューム及びスパッタの付着による溶接トーチ２０の破損などを引き起こす。
　重ね隅肉アーク溶接を行う際には、上記の溶接条件に加えて、溶接速度を６０～１５０ｃｍ／ｍｉｎとし、溶接電流を１５０～２５０Ａとすることにより、上記条件式（１）を満たすように、溶接金属３の止端部形状をなだらかな形状に制御できると共に、上記条件式（２）を満たすように、凹部とフェライト粒径との関係を制御することができる。
以上のような製造条件によって本実施形態に係る重ね隅肉アーク溶接継手１０を製造することができる。この場合、溶接ワイヤに要求される条件は、（ａ）Ｃeqの値が約０．４０６以下となるように、溶接金属３に含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂの含有量を制御できること、（ｂ）Ｃxの値が－０．４以上となり、且つ溶接金属３に含まれるＴｉ及びＢの含有量を、Ｔｉ:０．０５～１．０％、Ｂ：０．０００３～０．０３％に制御できること、の２つである。
そのため、重ね隅肉アーク溶接継手１０を製造するための溶接ワイヤとして、比較的低強度の溶接ワイヤを使用できるため、水素脆化割れの原因となる高強度溶接ワイヤを用いる必要がない。例えば、９５０ＭＰａ級鋼板に対して高強度溶接ワイヤを用いて疲労強度を向上させる場合、９５０ＭＰａ以上の溶着金属強度を有する高強度溶接ワイヤを用いる必要があるが、本実施形態によると、５４０ＭＰａ以上の溶着金属強度を有する溶接ワイヤで十分なので、重ね隅肉アーク溶接継手１０の製造コストの上昇を抑制できると共に、溶接金属３の高強度化による水素脆化割れの発生を抑制できる。
まず、表１に示す成分組成を有する３種の鋼板と、表２に示す成分組成を有する２種の溶接ワイヤを用意した。３種の鋼板は、それぞれ、２．９ｍｍの板厚と、９５６ＭＰａの引張強度を有する鋼板であった。２種の溶接ワイヤのうち、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤは、本発明の重ね隅肉アーク溶接継手を製造するのに要求される２つの条件を満たす成分組成を有するものであった。一方、Ｎｏ．Ｂの溶接ワイヤは、比較用の溶接ワイヤであり、要求される２つの条件を満たす成分組成を有するものではなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
続いて、Ｎｏ．１の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ１で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、発明例１（試験符号１－Ａ－ＷＣ１）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。また、Ｎｏ．１の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ｂの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ１で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例１（試験符号１－Ｂ－ＷＣ１）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。
表３に示すように、溶接条件ＷＣ１では、溶接速度を８０ｃｍ／ｍｉｎとし、溶接電流を２３５Ａとし、ワイヤ突出し長さＬ１を１０ｍｍとし、コンタクトチップ－母材間距離Ｌ２を２０ｍｍとし、シールドガスをＡｒと２０％ＣＯ２の混合ガスとした。
同様に、Ｎｏ．２の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ１で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、発明例２（試験符号２－Ａ－ＷＣ１）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。また、Ｎｏ．２の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ｂの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ１で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例２（試験符号２－Ｂ－ＷＣ１）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。
同様に、Ｎｏ．３の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ１で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、発明例３（試験符号３－Ａ－ＷＣ１）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。また、Ｎｏ．３の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ｂの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ１で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例３（試験符号３－Ｂ－ＷＣ１）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。
また、Ｎｏ．１の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ２で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例４（試験符号１－Ａ－ＷＣ２）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。
表３に示すように、溶接条件ＷＣ２では、溶接速度を１６０ｃｍ／ｍｉｎとし、溶接電流を２７０Ａとし、ワイヤ突出し長さＬ１を１０ｍｍとし、コンタクトチップ－母材間距離Ｌ２を２０ｍｍとし、シールドガスをＡｒと２０％ＣＯ２の混合ガスとした。
さらに、Ｎｏ．１の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ３で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例５（試験符号１－Ａ－ＷＣ３）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。
表３に示すように、溶接条件ＷＣ３では、溶接速度を８０ｃｍ／ｍｉｎとし、溶接電流を２３５Ａとし、ワイヤ突出し長さＬ１を２５ｍｍとし、コンタクトチップ－母材間距離Ｌ２を３５ｍｍとし、シールドガスをＡｒと２０％ＣＯ２の混合ガスとした。
同様に、Ｎｏ．２の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ３で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例６（試験符号２－Ａ－ＷＣ３）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。また、Ｎｏ．３の鋼板を母材とし、Ｎｏ．Ａの溶接ワイヤを用いて溶接条件ＷＣ３で重ね隅肉アーク溶接を行うことにより、比較例７（試験符号３－Ａ－ＷＣ３）の重ね隅肉アーク溶接継手を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
上記のように得られた発明例１～３の重ね隅肉アーク溶接継手と、比較例１～７の重ね隅肉アーク溶接継手とのそれぞれから、溶接金属の成分測定用のサンプルを採取して溶接金属の成分を測定した。溶接金属の成分の測定結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
また、各例の重ね隅肉アーク溶接継手から、溶接金属の断面観察用のサンプルを採取して、溶接金属の止端角度βと、溶接金属のビッカース硬さＨｍａｘと、溶融境界から０．４ｍｍ以内の範囲に含まれる溶接金属の表面に存在する凹部の総数ＮＡと、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数ＮＢとを、それぞれ測定した。さらに、各例の重ね隅肉アーク溶接継手から、疲労試験用のサンプルを採取し、金属平板の平面曲げ疲れ試験方法（ＪＩＳ　Ｚ２２７５）に基づき、平面曲げ疲労試験を実施した。疲労試験では、ＪＩＳ　Ｚ２２７３に基づき、繰返し数１０７回で破断が起こらない曲げ応力を疲労限とした。なお、平面曲げ疲労試験は変位固定のため、初期に設定した曲げモーメントと、試験片の最小断面積となる断面の断面係数から曲げ応力を算出した。溶接金属の断面観察結果と、疲労試験結果を表５に示す。なお、表５では、比較例１の疲労限に対する比（疲労限比）で各例の疲労試験結果を示している。従って、比較例１の疲労限比は「１」になっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
表３及び表４に示されるように、発明例１～３では、以下のような本発明の重ね隅肉アーク溶接継手を得るための製造条件の全てが満たされている。
（ａ）溶接金属のビッカース硬さが４００ＨＶ以下となるように溶接金属の成分組成が制御されること。
（ｂ）Ｃxの値が－０．４以上となり、且つＴｉ含有量が０．０５～１．０％の範囲内に含まれ、Ｂ含有量が０．０００３～０．０３％の範囲内に含まれるように、溶接金属の成分組成が制御されること。
（ｃ）ワイヤ突出し長さＬ１が５～２０ｍｍの範囲内に含まれ、且つコンタクトチップ－母材間距離Ｌ２が８～３０ｍｍの範囲内に含まれること。
（ｄ）溶接速度が６０～１５０ｃｍ／ｍｉｎの範囲内に含まれ、且つ溶接電流が１５０～２５０Ａの範囲内に含まれること。
　したがって、表５に示されるように、発明例１～３では、以下のような本発明の重ね隅肉アーク溶接継手の特徴の全てが得られている。
（Ａ）溶接金属のビッカース硬さが４００ＨＶ以下である。
（Ｂ）溶接金属の止端角度βが０°超３０°未満の範囲内に含まれる。
（Ｃ）ＮＢ／ＮＡの値が０．７０以下である。
表５に示されるように、発明例１～３では、比較例１と比較して、疲労強度（疲労限）が３０％以上向上していることが確認された。すなわち、上記の（Ａ）、（Ｂ）及び（Ｃ）の特徴を有する本発明の重ね隅肉アーク溶接継手によれば、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を母材として用いた場合でも疲労強度の向上を実現できることが実証された。
比較例１～３では、上記（ｂ）の製造条件が満たされていないため、溶接金属表面に粗大なフェライト粒が多く生成されてしまった結果、ＮＢ／ＮＡの値が０．７０を越えてしまったと考えられる。そのため、発明例１～３と比較して、比較例１～３の疲労強度は低くなったと考えられる。すなわち、上記（Ｃ）の特徴を有していない重ね隅肉アーク溶接継手では、疲労強度向上効果を十分に得られないことが実証された。
比較例４では、上記（ｄ）の製造条件が満たされていないため、溶接金属の止端角度βが３０°以上になったと考えられる。そのため、溶接金属の止端部形状が急峻となって止端部に応力が集中した結果、発明例１～３と比較して、比較例４の疲労強度は低くなったと考えられる。また、止端部形状がなだらかな（止端角度βが３０°未満の）比較例１と比較しても、比較例４の疲労強度は低い。すなわち、上記（Ｂ）の特徴を有していない重ね隅肉アーク溶接継手では、疲労強度向上効果を十分に得られないことが実証された。
比較例５～７では、上記（ｃ）の製造条件が満たされていないため、シールドガスに酸素が多く混入して溶接金属表面に粗大なフェライト粒が多く生成されてしまった結果、ＮＢ／ＮＡの値が０．７０を越えてしまったと考えられる。そのため、発明例１～３と比較して、比較例５～７の疲労強度は低くなったと考えられる。すなわち、上記（Ｃ）の特徴を得るには、溶接金属の成分組成を制御するだけでなく、シールドガスへの酸素混入量を適切に制御する必要があることが実証された。
なお、表５に示されるように、ワイヤ突出し長さＬ１及びコンタクトチップ－母材間距離Ｌ２が変化すると、アーク現象が変化するため、溶接金属の止端部形状（止端角度β）も変化し、また、フェライト粒の生成量も変化するので溶接金属のビッカース硬さも変化する。しかしながら、それらの変化量は、上記の（Ａ）及び（Ｂ）の特徴が得られなくなるほどのものではない。
図１１（ａ）は、発明例１における溶接金属の止端部付近の断面写真を示しており、図１１（ｂ）は、比較例１における溶接金属の止端部付近の断面写真を示す。発明例１では、溶融境界付近のフェライトが微細化されていることがわかる。
本発明によれば、疲労亀裂の発生起点となる、溶接金属表面に存在するフェライトにひずみの集中が生じないため、溶接継手の疲労限は良好となり、また、疲労寿命も長大化させることができる。また、継手の水素脆化の懸念も無くなる。その結果、本発明を自動車の足回り部材や建材に適用することにより、安全性及び耐久性を向上することができ、産業上の貢献は多大なものである。

Claims (2)

  1. 互いに重ね合わされ且つそれぞれ９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する第１鋼板及び第２鋼板と、前記第１鋼板の表面と前記第２鋼板の端面とで形成される隅に沿って延在する溶接金属とを備える重ね隅肉アーク溶接継手であって、
    前記溶接金属のビッカース硬さが４００ＨＶ以下であり、
    前記溶接金属の溶接線に直交する断面でみた場合に、
    前記第１鋼板の表面に存在する溶融境界の位置をＡ点とし、
    前記第１鋼板の表面に平行なＸ方向において、前記Ａ点から前記溶接金属の内部に向かって０．５ｍｍ離れた位置をＤ点とし、
    前記Ｘ方向において、前記Ａ点から前記溶接金属の内部に向かって０．４ｍｍ離れた位置をＣ点とし、
    前記Ｄ点を通り且つ前記第１鋼板の板厚方向に延びる直線と前記溶接金属の表面との交点をＢ点とし、
    前記Ａ点と前記Ｂ点を結ぶ直線と、前記Ａ点と前記Ｄ点を結ぶ直線との間の角度を、前記溶接金属の止端角度βとし、
    前記Ａ点と前記Ｃ点との間の範囲に含まれる前記溶接金属の表面に存在する凹部の総数をＮＡとし、
    前記凹部のうち、１０μｍ以上の最大粒径を有するフェライト粒が接する凹部の数をＮＢとしたとき、
    前記溶接金属は、下記条件式（１）及び（２）を同時に満たす
    ことを特徴とする重ね隅肉アーク溶接継手。
    　　　　０°＜　β　＜　３０°　　　…（１）
    　　　　ＮＢ／ＮＡ　≦　０．７０　　…（２）
    　　　　（ただし、ＮＡは２０以上）
  2. 　前記第１鋼板及び前記第２鋼板の板厚が、それぞれ０．８～３．５ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の重ね隅肉アーク溶接継手。
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