WO2020003950A1 - 鋼材の突合せ溶接継手及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】優れた疲労強度を有する鋼材の突合せ溶接継手及びその製造方法を提供する。 【解決手段】突き合わされた一対の鋼材を母材２，２とし、これらの母材に跨る溶接部３を有し、母材の炭素濃度は０．１質量％以上０．３５質量％以下であり、溶接部は、キーホール溶接で第１加熱した後に熱伝導溶接で再加熱することにより形成されたもので、キーホール溶接により母材を溶融・凝固させた溶融凝固部３ｄと、熱伝導溶接で溶融凝固部を再加熱することにより溶融凝固部の組織を変化させた凝固再加熱部４と、同じく再加熱により溶融凝固部を再溶融・再凝固させた再溶融凝固部５とを有しており、溶融凝固部の幅Ｗ０及び深さｄ０と、再溶融凝固部５の幅Ｗ１及び深さｄ１とが、０．４６Ｗ０≦Ｗ１，０．１４ｄ０≦ｄ１≦０．７３ｄ０なる関係を有する。

Description

鋼材の突合せ溶接継手及びその製造方法

　本発明は、鋼材同士を溶接した鋼材の突合せ溶接継手及びその製造方法に関するものである。

　従来から、被溶接材同士を溶接する溶接継手において継手強度の改善が望まれており、この継手強度を改善させるための様々な試みがなされている。例えば、特許文献１には、溶接ビードの表面屑を再溶融させることで、溶接ビードの表面の形状を滑らかにし、溶接部の疲労強度を向上させたＴ継手が開示されている。また、特許文献２には、レーザー光線を金属板に照射することで溶融凝固した接合部の内側に対してさらにレーザー光線を再照射し、接合部の溶融境界近傍に靱性に優れる凝固再加熱部を設けることで、継手部の十字引張強さを向上させた重ね接合継手が開示されている。さらに、特許文献３には、溶接部の表面に対して急速加熱および急速冷却を繰り返し施すことで、溶接部の結晶組織を微細化させ、疲労強度むらを改善させたものが開示されている。その一方で、締結される鋼材を突き合わせて溶接する突合せ溶接継手の疲労強度について、更なる改善が望まれているところ、そのような突合せ溶接継手の疲労強度の改善に着目した溶接構造やその製造方法については未だ明らかにされていない。

特開昭５９－１１０４９０号公報 特開２０１７－５２００６号公報 特開２００２－２５６３３５号公報

　本発明の技術的課題は、優れた疲労強度を有する鋼材の突合せ溶接継手、及びその製造方法を提供することにある。

　上記技術的課題を解決するため、本発明に係る鋼材の突合せ溶接継手は、端部が突き合わされた一対の鋼材を母材とし、これら母材の表面から内部に向けて前記端部に跨るように形成された溶接部を有する鋼材の突合せ溶接継手であって、前記母材における炭素濃度は０．１質量％以上０．３５質量％以下であり、前記溶接部は、前記一対の母材の端部を前記表面からの第１加熱により溶融して凝固させた溶融凝固部と、前記溶融凝固部をその表面から再加熱することにより該溶融凝固部を再溶融して再凝固させた再溶融凝固部と、該再溶融凝固部よりも内部側に形成されていて、前記再加熱により溶融を伴うことなく前記溶融凝固部の組織を変化させた凝固再加熱部とを有しており、前記溶融凝固部の幅Ｗ０と、前記溶接部の表面から該溶融凝固部の最深部までの深さｄ０と、前記再溶融凝固部の幅Ｗ１と、前記溶接部の表面から該再溶融凝固部の最深部までの深さｄ１とが、
　０．４６Ｗ０≦Ｗ１
　０．１４ｄ０≦ｄ１≦０．７３ｄ０
なる関係を有することを特徴とするものである。

　このとき、前記凝固再加熱部のビッカース硬さの平均値が、前記再溶融凝固部のビッカース硬さの平均値よりも低いことが好ましい。
　また、前記再溶融凝固部の表面の残留応力が、その幅方向の中心部で圧縮応力となっていることが好ましい。
　そして、前記溶接部の周方向における終端部において、前記再溶融凝固部に形成された凹みの前記溶接部の表面からの深さｈと、該再溶融凝固部の前記深さｄ１とが、
０．３２ｄ１≧ｈ
なる関係を有していることが好ましい。
　なお、本発明において好ましくは、前記溶融凝固部はキーホール溶接によって形成され、前記再溶融凝固部及び凝固再加熱部は熱伝導溶接によって形成されている。

　さらに、本発明に係る鋼材の突合せ溶接継手は、鋼材から成る一対の母材の端部同士を突き合わせ、これら母材の表面から内部に向けて前記端部に跨るように溶接部を形成する、鋼材の突合せ溶接継手の製造方法であって、前記母材における炭素濃度は０．１質量％以上０．３５質量％以下であり、前記溶接部は、前記一対の母材の端部を前記表面からの第１加熱により溶融し凝固させることで溶融凝固部を形成する第１ステップと、前記溶融凝固部をその表面から再加熱することにより、該溶融凝固部を再溶融し再凝固させることで再溶融凝固部を形成すると共に、該再溶融凝固部よりも内部側に、溶融を伴うことなく前記溶融凝固部の組織を変化させた凝固再加熱部を形成する第２ステップと、によって形成され、このとき、前記溶融凝固部の幅Ｗ０と、前記溶接部の表面から該溶融凝固部の最深部までの深さｄ０と、前記再溶融凝固部の幅Ｗ１と、前記溶接部の表面から該再溶融凝固部の最深部までの深さｄ１とが、
　０．４６Ｗ０≦Ｗ１
　０．１４ｄ０≦ｄ１≦０．７３ｄ０
なる関係を有していること特徴とする方法によって製造することができる。

　このとき、前記第１ステップにおいて溶融凝固部はキーホール溶接によって形成され、前記第２ステップにおいて再溶融凝固部及び凝固再加熱部は熱伝導溶接によって形成されることが好ましい。

　本発明によれば、母材よりも優れた疲労強度を有する鋼材の突合せ溶接継手を得ることができる。

本発明の鋼材の突合せ溶接継手の溶接部付近を模式的に示す図である。 図１の溶接部の断面構造を模式的に示す図である。 （ａ）は、キーホール溶接を行う際のレーザー照射を模式的に示す図であり、（ｂ）は、熱伝導溶接を行う際のレーザー照射を模式的に示す図である。 突合せ溶接により溶接された試料を模式的に示す図である。 図４に示される試料の作製時において、キーホール溶接を行っている状態を模式的に示す断面図である。 図４に示される試料の作製時において、熱伝導溶接をしている状態を模式的に示す断面図である。 一体成形によって作製された試料を模式的に示す図である。 第１実施例において、キーホール溶接のみで溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第１実施例において、キーホール溶接と熱伝導溶接で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 図９に示す硬さ分布の評価と異なる熱伝導溶接の条件で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 図９及び図１０に示す硬さ分布の評価と異なる熱伝導溶接の条件で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 図９－図１１に示す硬さ分布の評価と異なる熱伝導溶接の条件で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 図９－図１２に示す硬さ分布の評価と異なる熱伝導溶接の条件で溶接した継手の硬さ分布を示す図である。 図９－図１３に示す硬さ分布の評価と異なる熱伝導溶接の条件で溶接した継手の硬さ分布を示す図である。 図９－図１４に示す硬さ分布の評価と異なる熱伝導溶接の条件で溶接した継手の硬さ分布を示す図である。 第１実施例において、キーホール溶接を行った後の溶接部の凝固終端部を撮影した拡大写真である。 図１６に示す凝固終端部の凹み深さを測定したグラフである。 第１実施例において、熱伝導溶接を行った後の溶接部の凝固終端部を撮影した拡大写真である。 図１８に示す凝固終端部の凹み深さを測定したグラフである。 第２実施例のＳ１０Ｃにおいて、キーホール溶接のみで溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ１０Ｃにおいて、キーホール溶接と熱伝導溶接で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ１５Ｃにおいて、キーホール溶接のみで溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ１５Ｃにおいて、キーホール溶接と熱伝導溶接で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ２０Ｃにおいて、キーホール溶接のみで溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ２０Ｃにおいて、キーホール溶接と熱伝導溶接で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ２５Ｃにおいて、キーホール溶接のみで溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ２５Ｃにおいて、キーホール溶接と熱伝導溶接で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ３５Ｃにおいて、キーホール溶接のみで溶接した試料の硬さ分布を示す図である。 第２実施例のＳ３５Ｃにおいて、キーホール溶接と熱伝導溶接で溶接した試料の硬さ分布を示す図である。

　以下、本発明に係る鋼材の突合せ溶接継手の一実施形態について、図１－図７を用いて詳細に説明する。図１及び図２に示すように、本実施形態に係る鋼材の突合せ溶接継手１（以下、単に「継手１」とも記す。）は、円柱状に形成された一対の同じ鋼材を母材２，２とし、これら母材２，２の端部２ａ，２ａ同士を溶接部３によって結合したものである。すなわち、前記溶接部３は、前記母材２，２の端部２ａ，２ａの端面２ｂ，２ｂ同士を突き合わせて（対向させて）当接させ、前記母材２，２の表面（外周面）２ｃ，２ｃから内部に向け、当接された前記端面２ｂ，２ｂに沿って、これら端部２ａ，２ａに跨るように、環状に溶接することにより形成されている。

　より具体的に説明すると、この溶接部３は、母材２，２の端部２ａ，２ａに対して表面（外周面）２ｃ，２ｃから環状にキーホール溶接を行った後、そのキーホール溶接を行った部分に対してその表面から環状に熱伝導溶接を重ねて行うことで形成されている。このとき、これらキーホール溶接及び熱伝導溶接は、図３（ａ）及び図３（ｂ）に示すように、何れも高パワー密度ビーム７等の照射によって行われるが、ここではレーザー７を用いた場合について述べる。前記キーホール溶接では、高パワー密度のレーザー７で加熱（第１加熱）されることによって、母材２，２の端部２ａ，２ａに窪み（キーホール）が形成される。そして、その窪みを通じて母材２，２の内部にまで当該レーザー７が届くことで、より深い溶接が可能となる。このとき、このキーホール溶接によって溶融した部分は、その後の冷却によって凝固することで溶融凝固部３ｄを形成し、その硬度は、溶接前よりも高くなる。

　一方、前記熱伝導溶接では、キーホール溶接よりも低いパワー密度のレーザー７が用いられる。この熱伝導溶接によって、前記端部２ａ，２ａにおける溶融凝固部３ｄの表面２ｃ，２ｃ付近が、再加熱(第２加熱)されることにより再溶融・再凝固して再溶融凝固部５となり、それと同時に、その再溶融凝固部５よりも内部側の部分（表面からの深さがより深い部分）が、前記再加熱により溶融を伴うことなく改質されて凝固再加熱部４となる。そして、これらキーホール溶接及び熱伝導溶接の結果、前記前記母材２，２の端部２ａ,２ａに跨るように溶接部３が形成される。

すなわち、前記溶接部３は、前記一対の母材２，２の端部２ａ，２ａを前記表面２ｃ，２ｃからの第１加熱（キーホール溶接）により溶融し凝固させることによって形成された溶融凝固部３ｄと、該溶融凝固部３ｄを前記表面から再加熱（熱伝導溶接）することにより、該溶融凝固部３ｄを再溶融させると共に再凝固させた再溶融凝固部５と、該再溶融凝固部５よりも母材２，２の内部側部分（表面からの深さがより深い部分）に形成されていて、前記再加熱により溶融を伴うことなく前記溶融凝固部３ｄの組織を変化させた凝固再加熱部４とによって形成されている。このとき、前記凝固再加熱部４の組織は、キーホール溶接によってマルテンサイト化された溶融凝固部３ｄの組織を、熱伝導溶接によって焼き戻すことで改質したものであるため前記溶融凝固部３ｄと比較して硬度が小さくなり、靱性が向上する。一方、前記再溶融凝固部５の組織は、前記溶融凝固部３ｄが熱伝導溶接によって再溶融され、その後の冷却によって再凝固されたものであるため、前記凝固再加熱部４と比較して硬度がより大きくなる。

ここで、前記溶融凝固部３ｄは、その幅方向中心（図２の一点鎖線で示す位置であって、本実施形態では母材２，２の端面２ｂ，２ｂの当接位置と実質的に一致している。）において最も深くなっていて、溶接部３の表面３ａ（すなわち、再溶融凝固部５の表面５ａ）から、その最深部までの深さがｄ０となっている。また、前記再溶融凝固部５も、その幅方向中心（溶融凝固部３ｄの幅方向中心と実質的に一致している。）において最も深くなっていて、溶接部３の表面３ａ（再溶融凝固部５の表面５ａ）から、その最深部までの深さが前記ｄ０よりも小さいｄ１となっている。すなわち、前記溶接部３、溶融凝固部３ｄ及び再溶融凝固部５は、幅方向中心を実質的に互いに一致させて形成されており、その中心に関して幅方向に実質的に対称を成している。

　ところで、クロムモリブデン鋼や機械構造用炭素鋼等の鋼材の一般的な性質として、炭素濃度（すなわち炭素含有率、具体的には母材に含まれる炭素の質量％）が高い場合には、鋼材の硬度は高くなるものの靱性が低くなり、その一方で炭素濃度が低い場合には、鋼材の硬度は低くなるものの靱性は高くなることが知られている。したがって、鋼材を母材とする継手１の疲労強度を向上させるためには、母材の硬度と靱性の何れか一方が低くなることを防ぐために鋼材の炭素濃度をある所定の範囲内にする必要がある。そのため、ここでは、母材２，２全体に占める炭素濃度（炭素含有率）を０．１質量％以上０．３５質量％以下とした。

　そして、後述する実験の結果、上述の炭素濃度を有する母材２，２を用いたとき、溶融凝固部３ｄの幅Ｗ０と、該溶融凝固部３ｄの前記深さｄ０と、再溶融凝固部５の幅Ｗ１と、該再溶融凝固部５の前記深さｄ１とが、下記の式（１）及び式（２）の関係を満たす場合に、母材２，２よりも高い回転曲げ疲労強度を有する突合せ溶接継手１が得られることが見出された。
　０．４６Ｗ０≦Ｗ１・・・（１）
　０．１４ｄ０≦ｄ１≦０．７３ｄ０・・・（２）

　また、キーホール溶接と熱伝導溶接とを重ねて行うことによって形成された再溶融凝固部５の表面５ａ（すなわち、溶接部３の表面３ａ）の部分には残留応力が生じている。この残留応力は、再溶融凝固部５の幅方向中心部（すなわち、溶接部３の幅方向中心部）で圧縮応力となっており、該中心部よりも幅方向外側で引張応力となっている。そのため、再溶融凝固部５の表面５ａにおいて、溶接部３の幅方向中心付近で亀裂が発生するのを抑制することができる。

　さらに、キーホール溶接及び熱伝導溶接は、何れも周方向における溶接の始端部と終端部（図１６，図１８に示す凝固終端部６）が同じ位置で重なるように溶接されている。キーホール溶接の際には、該キーホール溶接の終了時に、この終端部にレーザー７の照射による凹みが形成される（図１７参照）。溶接部表面からの当該凹みの深さ（最大深さ）ｈは、熱伝導溶接によって、キーホール溶接による溶接部（すなわち、溶融凝固部３ｄ）を再溶融・凝固させることで減少させることができ、それにより、凝固終端部６に作用する応力の集中を抑制することができる。そして、後述する実験の結果、溶接部３の表面３ａからの凹みの深さｈと前記再溶融凝固部５の深さｄ１とが、
０．３２ｄ１≧ｈ・・・（３）
なる関係を有していることが望ましい。

　なお、上記継手１においては、突き合わせた母材２，２の端面２ｂ、２ｂの形状が円形に形成されているが、それに限定されるものではなく、突き合わせる母材２の端面２ｂ，２ｂが実質的に互いに同形同大である等、突き合わせた母材２，２の表面２ｃ，２ｃが実質的に同一面上に配されていれば良い。

　次に、本発明の第１実施例（表１及び表２の試験条件２－７）及び第２実施例（表３及び表４の試験条件１０，１２，１４，１６，１８）を、第１比較例（表１及び表２の試験条件１，８）及び第２比較例（表３及び表４の試験条件９，１１，１３，１５，１７）との比較においてそれぞれ説明する。
まず、これら第１及び第２実施例に用いられている試験片８は、図４－図６示すように、中空で円筒状の本体部９ａと、この本体部９ａから先端側に向けて先細りとなる中空の端部９ｂとにより一体に形成された、前記母材２としての試料１０を用い、一対の該試料１０の端部９ｂ同士を、上述のように、キーホール溶接及び熱伝導溶接で突合せ溶接することによって作製した。

そして、第１実施例では、前記熱伝導溶接におけるレーザー溶接条件を変化させて再溶融凝固部５の大きさを変化させることにより、それに伴って変化する溶接部３の各種物性値を、前記試験片８を用いて測定し評価した。一方、第２実施例では、試料１０の炭素濃度（炭素含有率）を変化させることにより、それに伴って変化する溶接部３の各種物性値を、前記試験片８を用いて測定し評価した。
なお、前記試料１０としては、その全長が８０ｍｍ、本体部９ａの外径が２０ｍｍ、端部９ｂの先端面の外径が１４ｍｍ、本体部９ａ及び端部９ｂの内径が１２ｍｍのものを用いた。

　第１実施例で用いた試料１０は、クロムモリブデン鋼鋼材（ＳＣＭ４１５）から成るものであり、Ｃを０．１３質量％－０．１８質量％、Ｓｉを０．１５質量％－０．３５質量％、Ｍｎを０．６０質量％－０．９０質量％、Ｐ及びＳをそれぞれ０．０３０質量％以下、Ｎｉを０．２５質量％以下、Ｃｒを０．９０質量％－１．２０質量％、Ｍｏを０．１５質量％－０．２５質量％含んでいる。この第１実施例では、キーホール溶接のレーザー出力、溶接速度、焦点径（スポット径）を固定した（すなわち、溶融凝固部３ｄの幅Ｗ０及び深さｄ０を固定した）条件下で、熱伝導溶接のレーザー出力、溶接速度、焦点径（スポット径）を変化させて再溶融凝固部５の幅Ｗ１及び深さｄ１を変化させることにより、溶接部３の表面３ａ及びその近傍の残留応力、該溶接部３の平均硬度、該溶接部３の凝固終端部６の凹み深さｈ、作製した試験片８の回転曲げ疲労強度を測定した。

　ここでは、キーホール溶接及び熱伝導溶接に際してファイバーレーザー溶接機を用いており、この溶接機を用いてレーザー７を照射することで母材２としての試料１０の溶接を行った。キーホール溶接と熱伝導溶接の切り換えは、この溶接機の集光レンズを継手１の軸線Ｌ方向、すなわち突き合わせ方向に対して垂直方向に移動させ、一対の試料１０，１０の端部９ｂ，９ｂの突合せ部分（端面の当接部分）に照射されるレーザー７の焦点径を変化させることで行った。キーホール溶接を行う際にはより高いパワー密度が必要となるため、図３（ａ）に示されるように、焦点径を小さく絞ったレーザー７を用いた。一方で、熱伝導溶接を行う際にはキーホール溶接用のレーザー７よりもパワー密度を低くする必要があるため、図３（ｂ）に示すように、焦点径が前記キーホール溶接よりも大きいレーザー７を用いた。

　また、第１比較例（条件１及び条件８）の試験片８は、第１実施例で用いた試料１０と同形同大で同じ材料（ＳＣＭ４１５）から成る試料によって作製した。このとき、条件１の試験片８は、一対の試料１０をキーホール溶接のみで突合せ溶接することによって作製した。一方、条件８の試験片８は、キーホール溶接後に行う熱伝導溶接のレーザー出力、溶接速度、焦点径を変更し、再溶融凝固部５の幅と深さを第１実施例の試験片８よりも小さくした溶接条件の下で、一対の試料１０を突合せ溶接することによって作製した。そして、この第１比較例では、これら作製した試験片８について、溶接部の表面３ａ及びその近傍の残留応力、溶接部３の平均硬度、溶接部３の凝固終端部６の凹み深さ、回転曲げ疲労強度をそれぞれ測定した。以下の表１及び表２に、第１実施例及び第１比較例の溶接条件と測定結果を示す。

　表１に示すように、条件１－８の何れにおいても、キーホール溶接時の溶接条件であるレーザー出力を８５０Ｗ、溶接速度を５０ｍｍ／ｓ、焦点径を０．５ｍｍとし、溶接箇所を大気から遮断するためのシールドガスに窒素を用いることで、幅Ｗ０が１ｍｍ、深さｄ０が１ｍｍの溶融凝固部３ｄを形成した。また、条件２－８においては、熱伝導溶接を行う際の溶接条件であるレーザー出力を３５０Ｗ－８５０Ｗ、溶接速度を５０ｍｍ／ｓ又は２００ｍｍ／ｓ、レーザーの焦点径を０．４ｍｍ－２．２ｍｍの間で調節し、シールドガスに窒素を用いることで、互いに異なる幅Ｗ１と深さｄ１とを有する再溶融凝固部５を形成した。

　溶接部３及びその近傍の表面における残留応力は、試験片８の表面に特定の波長のＸ線を照射するＸ線応力測定法を用いて測定した。条件１－条件８では、図６に示すように、溶接部３の幅方向の中心の表面３ａに位置する測定点Ａ１と、測定点Ａ１から試料１０の基端側（試験片８の一端側）に１．５ｍｍ離れた測定点Ａ２と、測定点Ａ２からさらに同じ基端側に１ｍｍ離れた測定点Ａ３との３点において、前記残留応力をそれぞれ測定した。このとき、条件１において、測定点Ａ１では溶融凝固部３ｄの幅方向の中心点における残留応力を測定し、測定点Ａ２及び測定点Ａ３では溶接によって組織が変化していない点における残留応力を測定している。また、条件２－条件８において、測定点Ａ１では再溶融凝固部５の幅方向の中心点における残留応力を測定し、測定点Ａ２及び測定点Ａ３では溶接によって組織が変化していない点における残留応力を測定している。

　その結果、条件２－８において、測定点Ａ１の残留応力は負の値となり、測定点Ａ１付近で圧縮応力を有していることが明らかとなった。したがって、条件２－条件８では、再溶融凝固部５の測定点Ａ１付近において亀裂の発生を抑制することができる。また、条件２－条件７では、測定点Ａ１における残留応力が－１００ＭＰａ以下となっており、これらの条件下では、後述するように、試験片８の回転曲げ疲労強度が、該試験片８と同形同大で、かつ試料１０と同じ材料（ＳＣＭ４１５）によって継ぎ目無く一体成形された比較用試験片１１（すなわち、母材そのもの）よりも高くなった。一方で、条件１の試験片８においては、溶融凝固部３ｄの測定点Ａ１の残留応力が正の値となり、測定点Ａ１付近で引張応力を有していることが明らかとなった。したがって、条件１では、測定点Ａ１付近における亀裂の発生を抑制することができないばかりでなく、亀裂の発生・進展を促す可能性がある。

　試験片８の硬度については、試験片８における凝固再加熱部４及び再溶融凝固部５を含む母材のビッカース硬さを測定して評価した。ビッカース硬さの測定には、一般的なマイクロビッカース硬度計が用いられ、試験片８を軸方向に切断し、この切断面上において長手方向（図８－図１５における横方向）と短手方向（図８－図１５における縦方向）に対して０．１ｍｍ間隔で測定した。その結果、図９－図１５に示すように、条件２－条件８において、凝固再加熱部４のビッカース硬さの平均値が、再溶融凝固部５のビッカース硬さの平均値よりも低くなった。

　ここで、条件１のビッカース硬さを測定したところ、図８に示すように、キーホール溶接によって溶融して凝固した溶融凝固部３ｄのビッカース硬さが、継手の他の部分のピッカース高さよりも高い数値となった。これは、溶融凝固部３ｄの組織がキーホール溶接によってマルテンサイト化されることに起因すると考えられる。また、この継手のビッカース硬さは、図８に示す（縦、横）が（０．１ｍｍ，０．７ｍｍ）の地点と、（０．２ｍｍ，０．５ｍｍ）の地点とで６６０Ｈｖとなり、他の地点と比べて非常に高い数値となった。これは、この２地点が、キーホール溶接による溶融部と、キーホール溶接をする際の加熱の影響を受けて焼き入れられる熱影響部との境界付近に位置しており、キーホール溶接後の冷却速度が速くなるため、境界付近の組織がマルテンサイト化されることに起因すると考えられる。

　さらに、図１６－図１９にも示すように、溶接部３の凝固終端部６の凹み深さｈは、母材２，２同士を溶接した際の、レーザーが最後に照射された箇所に形成されるクレータ（凹み）の最大高低差である。凝固終端部６の凹み深さｈは、キーホール溶接のみを行った条件１では０．１４ｍｍとなったが、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行った条件２－条件８では０．０１ｍｍ－０．０６ｍｍとなった。そして、再溶融凝固部５の凝固終端部６の凹み深さｈと再溶融凝固部５の深さｄ１とは、条件２－条件８において、上述の式（３）の関係を有している。
　このように、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行なうことで、凝固終端部６の凹み深さｈをより小さくすることができ、その結果、凝固終端部６に作用する応力の集中を抑制することができる。

　回転曲げ疲労強度を測定する回転曲げ疲労試験（Ｒｏｔａｔｉｎｇ　ｂｅｎｄｉｎｇ　Ｆａｔｉｇｕｅ　Ｔｅｓｔ（ＩＳＯ１１４３：２０１０））については、４点曲げ負荷形式の小野式回転曲げ疲労試験装置を使用した。そして、該試験装置における一対のスピンドルの先端に試験片の両端を把持させ、２０００ｒｐｍの回転数で２０００万回回転させた場合に破断する際の負荷（すなわち、試験片８の軸方向中央部（溶接部３）で作用する繰返し応力の最大値）を測定した。また、測定した試験片８の回転曲げ疲労強度を評価するために、上述の比較用試験片１１についても同様にして回転曲げ疲労強度を測定した。その結果、条件１では試験片８の回転曲げ疲労強度は、比較用試験片１１の回転曲げ疲労強度よりも低い値となった。これは、キーホール溶接のみでは溶接部の組織がマルテンサイト化されて脆い組成となることに起因すると考えられる。

また、条件２－条件７の場合、すなわち、溶融凝固部３ｄの幅Ｗ０と、該溶融凝固部３ｄの深さｄ０と、再溶融凝固部５の幅Ｗ１と、該再溶融凝固部５の深さｄ１とが、上述した式（１）及び式（２）の関係を同時に満たす場合に、試験片８の回転曲げ疲労強度は何れも比較用試験片１１の回転曲げ疲労強度（すなわち、母材そのものの回転曲げ疲労強度（母材強度））よりも高くなった。これは、キーホール溶接部分に熱伝導溶接を重ねて行うことによって、溶接部３における再溶融凝固部５よりも内部側部分（表面３ａからの深さがより深い部分）に形成された凝固再加熱部４で、該溶接部３の表面３ａ側部分に形成された該再溶融凝固部５よりも硬度が低くなり靭性が高くなったため、たとえ溶接部３の表面３ａにクラックが入ってもクラックが内部に伝搬し難くなったことに起因するものと考えられる。一方で、条件８では、試験片８の回転曲げ疲労強度は比較用試験片１１の回転曲げ疲労強度よりも低い値となっている。これは、熱伝導溶接を行う際のレーザーのエネルギー密度が他の条件と比べて低く、凝固再加熱部４が溶接部の内部深くまで形成されなかったことに起因するものと考えられる。

　以上の測定結果から、条件２－条件７では、母材２，２としての試料１０，１０同士を突合せ溶接することによって作製した試験片８の回転曲げ疲労強度が、単一の母材で一体成形された比較用試験片１１（母材自体）の回転曲げ疲労強度よりも高くなっているため、疲労強度が改善されていると判定した。また、条件１及び条件８では、一対の試料１０，１０を突合せ溶接することによって形成された試験片８の回転曲げ疲労強度が、比較用試験片１１の回転曲げ疲労強度よりも低くなっているため、疲労強度が改善されていないと判定した。

　次に、本発明の第２実施例を、第２比較例との比較において説明する。この第２実施例では、母材２としての試料１０を機械構造用炭素鋼によって形成し、一対の試料１０，１０をキーホール溶接及び熱伝導溶接によって突合せ溶接した試験片１２が用いられている。このとき、試料１０としては第１実施例で用いたものと同形同大のものを使用した。また、この試料１０を形成する機械構造用炭素鋼としては、Ｓｉを０．１５質量％－０．３５質量％、Ｍｎを０．３０質量％－０．６０質量％、Ｐを０．０３０質量％以下、Ｓを０．０３５質量％以下、Ｃを０．０８質量％－０．１３質量％有するＳ１０Ｃと、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳについてＳ１０Ｃと同じ質量％を有し、かつＣを０．１３質量％－０．１８質量％有するＳ１５Ｃと、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳについてＳ１０Ｃと同じ質量％を有し、かつＣを０．１８質量％－０．２３質量％有するＳ２０Ｃと、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳについてＳ１０Ｃと同じ質量％を有し、かつＣを０．２２質量％－０．２８質量％有するＳ２５Ｃと、及びＳｉ、Ｐ、ＳについてＳ１０Ｃと同じ質量％を有し、かつＭｎを０．６０質量％－０．９０質量％、Ｃを０．３２質量％－０．３８質量％有するＳ３５Ｃとを用いた。

　一方で、第２比較例の各試験片１２は、第２実施例の各溶接条件で用いた試料１０と同形同大で、且つ同じ機械構造用炭素鋼から成る一対の試料１０，１０を、キーホール溶接のみで突合せ溶接することによって作製した。そして、第２実施例の各試験片１２と第２比較例の各試験片１２について、溶接部３の表面３ａ及びその近傍の残留応力、溶接部３の平均硬度、溶接部３の凝固終端部の凹み深さｈ、回転曲げ疲労強度をそれぞれ測定し評価した。以下の表３及び表４に、第２実施例及び第２比較例の溶接条件と測定結果を示す。なお、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳについてＳ３５Ｃと同じ質量％を有し、かつＣを０．４２質量％－０．４８質量％有するＳ４５Ｃについては、キーホール溶接の溶融部分が凝固した段階で溶接部に亀裂が入り、割れやすくなったため、この段階で明らかに疲労強度に劣ると判断し、各種測定及びそれに基づく評価を行わなかった。

　溶接部３の表面３ａの残留応力は、上記第１実施例と同様の測定法を用いることで測定される。このとき、比較例としての条件９、条件１１、条件１３、条件１５及び条件１７においては、測定点Ａ１では溶融凝固部３ｄの幅方向の中心点における残留応力を測定し、測定点Ａ２及び測定点Ａ３では溶接によって組織が変化していない点における残留応力を測定している。また、実施例としての条件１０、条件１２、条件１４、条件１６、条件１８においては、測定点Ａ１では再溶融凝固部５の幅方向の中心点における残留応力を測定し、測定点Ａ２及び測定点Ａ３では溶接によって組織が変化していない点における残留応力を測定している。

　その結果、条件９－条件１８の全てにおいて、測定点Ａ１の残留応力が負の値となり、測定点Ａ１付近で圧縮応力を有していることが明らかとなった。また、条件１０、条件１２、条件１４及び条件１６の試験片１２の測定点Ａ１における残留応力、すなわち、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行った試験片１２の測定点Ａ１における残留応力は、条件９、条件１１、条件１３及び条件１５の試験片１２の測定点Ａ１における残留応力、すなわち、キーホール溶接のみを行った試験片１２の測定点Ａ１における残留応力よりも、それぞれ小さな負の値になった。したがって、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行った条件１０、条件１２、条件１４及び条件１６では、キーホール溶接のみを行った条件９、条件１１、条件１３及び条件１５よりも、測定点Ａ１付近における亀裂の発生を抑制することができる。

なお、条件１７及び条件１８の場合、すなわち、試験片１２がＳ３５Ｃによって形成されている場合においては、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行った実施例（条件１８）の測定点Ａ１における残留応力が、キーホール溶接のみを行った比較例（条件１７）の測定点Ａ１における残留応力よりも僅かに大きな負の値になっている。しかしながら、他の比較例である条件１３、条件１５及び条件１７よりも小さな負の値を有していることからすると、Ｓ３５Ｃを用いた条件１８の実施例についても、Ｓ１０Ｃ－Ｓ２５Ｃを用いた他の実施例と同様に、測定点Ａ１付近での亀裂の発生を抑制することが期待できる。

　条件９－条件１８における継手１の硬度に関しては、第１実施例の条件１－条件８と同様の方法で、試験片１２における凝固再加熱部４及び再溶融凝固部５を含む母材のビッカース硬さを測定して評価した。その結果、図２１、図２３、図２５、図２７及び図２９に示すように、条件１０、条件１２、条件１４、条件１６及び条件１８において、凝固再加熱部４のビッカース硬さの平均値が、再溶融凝固部５のビッカース硬さの平均値よりも低くなった。また、図２０、図２２、図２４、図２６及び図２８に示すように、条件９、条件１１、条件１３、条件１５、条件１７において、溶融凝固部３ｄのビッカース硬さが、キーホール溶接によって溶融されていない継手の他の部分よりも高い数値となった。

ここで、図２７に示すように、条件１６において、（縦、横）が（０．３ｍｍ，０．４ｍｍ）の地点で硬度が７２６Ｈｖとなり、（０．３ｍｍ，０．５ｍｍ）の地点で硬度が６５５Ｈｖとなっており、他の地点と比べて非常に高い数値となった。上記２地点でビッカース硬さが高くなる理由は、条件１における硬度の高い地点の生じる理由と同様であると考えられる。すなわち、これらの２地点が、キーホール溶接による溶融部と、キーホール溶接をする際の加熱の影響を受けて焼き入れられる熱影響部との境界近傍にあり、境界近傍の組織がマルテンサイト化されたことに起因すると考えられる。

　さらに、溶接部３の凝固終端部６の凹み深さｈは、キーホール溶接のみを行った条件９、条件１１、条件１３、条件１５及び条件１７では０．１ｍｍとなるが、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行った条件１０、条件１２、条件１４、条件１６及び条件１８では０．０１ｍｍ－０．０６ｍｍとなる。そして、再溶融凝固部５の凝固終端部６の凹み深さｈと再溶融凝固部５の深さｄ１の数値は、条件１０、条件１２、条件１４、条件１６、条件１８の何れにおいても、ｈ＝０．０５ｍｍ，ｄ１＝０．２３ｍｍとなった。したがって、再溶融凝固部５の凝固終端部６の凹み深さｈと再溶融凝固部５の深さｄ１とは、上記式（３）の関係を有している。このように、第２実施例においても、キーホール溶接の後に熱伝導溶接を行なうことで、凝固終端部６の凹み深さｈをより少なくすることができ、その結果、凝固終端部６に作用する応力の集中を抑制することができる。

　回転曲げ疲労強度については、Ｓ１０Ｃ－Ｓ３５Ｃの各材料から成る試験片１２を作製し、前記第１実施例と同様に、該試験片１２を上記小野式回転曲げ疲労試験装置に取り付けて、２０００ｒｐｍの回転数で２０００万回回転させた場合に破断する際の負荷（すなわち、試験片１２の軸方向中央部（溶接部３）で作用する繰返し応力の最大値）を測定した。また、測定した試験片１２の回転曲げ疲労強度を評価するために、該試験片１２と同形同大で、かつＳ１０Ｃ－Ｓ３５Ｃの各材料によって継ぎ目なく一体成形された各比較用試験片１３についても、同様にして回転曲げ疲労試験を行い、母材そのものの回転曲げ疲労強度（母材強度）を測定した。

　その結果、条件１０、条件１２、条件１４、条件１６、条件１８の何れの試験片１２においても、溶融凝固部３ｄの幅Ｗ０と、溶融凝固部３ｄの深さｄ０と、再溶融凝固部５の幅をＷ１、再溶融凝固部５の深さをｄ１とが、上述した式（１）及び式（２）の関係を満たし、一体成形からなる試料１３（すなわち、母材そのもの）よりも高い回転曲げ疲労強度を得ることができた。これは、第１実施例の試験片８の場合と同様に、本第２実施例の試験片１２において、溶接部３における再溶融凝固部５よりも内部側部分に形成された凝固再加熱部４が、該溶接部３の表面３ａ側部分に形成された再溶融凝固部５よりも低い硬度を有し、より高い靱性を有するため、たとえ溶接部３の表面３ａにクラックが入ってもクラックが内部に伝搬し難くなったことに起因するものと考えられる。

　以上の測定結果から、第２実施例であるところの条件１０、条件１２、条件１４、条件１６及び条件１８では、母材２，２としての試料１０，１０同士を突合せ溶接することによって作製した試験片１２の回転曲げ疲労強度が、単一の母材で一体成形された比較用試験片１３（母材自体）の回転曲げ疲労強度よりも高くなっているため、炭素濃度（炭素含有率）が０．１質量％－０．３５質量％の範囲の鋼材の全てにおいて、疲労強度が改善されていると判定した。一方で、第２比較例であるところの条件９、条件１５及び条件１７では、試験片１２の回転曲げ疲労強度が、比較用試験片１３の回転曲げ疲労強度よりも高くなり、疲労強度が改善されていると判定することができるものの、条件１１及び条件１３では、試験片１２の回転曲げ疲労強度が比較用試験片１３よりも低くなっており、疲労強度が改善されているとはいえない。したがって、キーホール溶接のみの試験片１２については、炭素濃度（炭素含有量）が、０．１質量％－０．３５質量％の範囲の鋼材の必ずしも全てにおいて、疲労強度が改善されているとはいえない。

１　突合せ溶接継手
２　母材
３　溶接部
３ｄ　溶融凝固部
４　凝固再加熱部
５　再溶融凝固部
６　凝固終端部
８，１２　試験片
１０　試料
１１，１３　比較用試験片

Claims (7)

1. 　端部が突き合わされた一対の鋼材を母材とし、これら母材の表面から内部に向けて前記端部に跨るように形成された溶接部を有する鋼材の突合せ溶接継手であって、
   　前記母材における炭素濃度は０．１質量％以上０．３５質量％以下であり、
   　前記溶接部は、前記一対の母材の端部を前記表面からの第１加熱により溶融して凝固させた溶融凝固部と、前記溶融凝固部をその表面から再加熱することにより該溶融凝固部を再溶融して再凝固させた再溶融凝固部と、該再溶融凝固部よりも内部側に形成されていて、前記再加熱により溶融を伴うことなく前記溶融凝固部の組織を変化させた凝固再加熱部とを有しており、
   　前記溶融凝固部の幅Ｗ０と、前記溶接部の表面から該溶融凝固部の最深部までの深さｄ０と、前記再溶融凝固部の幅Ｗ１と、前記溶接部の表面から該再溶融凝固部の最深部までの深さｄ１とが、
   　０．４６Ｗ０≦Ｗ１
   　０．１４ｄ０≦ｄ１≦０．７３ｄ０
   なる関係を有することを特徴とする鋼材の突合せ溶接継手。
2. 　前記凝固再加熱部のビッカース硬さの平均値が、前記再溶融凝固部のビッカース硬さの平均値よりも低いことを特徴とする、
   請求項１に記載の鋼材の突合せ溶接継手。
3. 　前記再溶融凝固部の表面の残留応力が、その幅方向の中心部で圧縮応力となっていることを特徴とする、
   請求項１に記載の鋼材の突合せ溶接継手。
4. 　前記溶接部の周方向における終端部において、前記再溶融凝固部に形成された凹みの前記溶接部の表面からの深さｈと、該再溶融凝固部の前記深さｄ１とが、
   ０．３２ｄ１≧ｈ
   なる関係を有していることを特徴とする、
   請求項１に記載の鋼材の突合せ溶接継手。
5. 　前記溶融凝固部はキーホール溶接によって形成され、前記再溶融凝固部及び凝固再加熱部は熱伝導溶接によって形成されていることを特徴とする、
   請求項１に記載の鋼材の突合せ溶接継手。
6. 　鋼材から成る一対の母材の端部同士を突き合わせ、これら母材の表面から内部に向けて前記端部に跨るように溶接部を形成する、鋼材の突合せ溶接継手の製造方法であって、
   前記母材における炭素濃度は０．１質量％以上０．３５質量％以下であり、
   前記溶接部は、
   前記一対の母材の端部を前記表面からの第１加熱により溶融し凝固させることで溶融凝固部を形成する第１ステップと、
   前記溶融凝固部をその表面から再加熱することにより、該溶融凝固部を再溶融し再凝固させることで再溶融凝固部を形成すると共に、該再溶融凝固部よりも内部側に、溶融を伴うことなく前記溶融凝固部の組織を変化させた凝固再加熱部を形成する第２ステップと、
   によって形成され、
   このとき、前記溶融凝固部の幅Ｗ０と、前記溶接部の表面から該溶融凝固部の最深部までの深さｄ０と、前記再溶融凝固部の幅Ｗ１と、前記溶接部の表面から該再溶融凝固部の最深部までの深さｄ１とが
   　０．４６Ｗ０≦Ｗ１
   　０．１４ｄ０≦ｄ１≦０．７３ｄ０
   なる関係を有していること特徴とする方法。
7. 　前記第１ステップにおいて溶融凝固部はキーホール溶接によって形成され、前記第２ステップにおいて再溶融凝固部及び凝固再加熱部は熱伝導溶接によって形成されることを特徴とする請求項６に記載の突合せ溶接継手の製造方法。
    

Images