JPH07171679A - 疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手 - Google Patents
疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手Info
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- JPH07171679A JPH07171679A JP6881494A JP6881494A JPH07171679A JP H07171679 A JPH07171679 A JP H07171679A JP 6881494 A JP6881494 A JP 6881494A JP 6881494 A JP6881494 A JP 6881494A JP H07171679 A JPH07171679 A JP H07171679A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は溶接金属と溶接熱影響部の硬度差を
小さくして、溶接金属側のみでの塑性変形の集中を防ぐ
ことにより疲労強度を高めた溶接継手を安定して供給す
る。 【構成】 溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置で、
溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲のビッカース硬度
の平均値と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に
１mmの範囲の最高硬度の差を１５以下とすることにより
疲労強度を向上できる。さらに、構造用鋼および溶接金
属において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌの他にＰ，Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの１種または２種以上を
規定範囲で添加することにより、さらに疲労強度の向上
した溶接継手を得ることが可能である。 【効果】 疲労破壊が問題となる鋼構造物での使用に際
し、設計・施工で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度
を得ることが可能であり、工業的にその効果は大きい。
小さくして、溶接金属側のみでの塑性変形の集中を防ぐ
ことにより疲労強度を高めた溶接継手を安定して供給す
る。 【構成】 溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置で、
溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲のビッカース硬度
の平均値と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に
１mmの範囲の最高硬度の差を１５以下とすることにより
疲労強度を向上できる。さらに、構造用鋼および溶接金
属において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌの他にＰ，Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの１種または２種以上を
規定範囲で添加することにより、さらに疲労強度の向上
した溶接継手を得ることが可能である。 【効果】 疲労破壊が問題となる鋼構造物での使用に際
し、設計・施工で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度
を得ることが可能であり、工業的にその効果は大きい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は疲労特性の優れた溶接継
手にかかわるものであり、さらに詳しくは溶接金属と溶
接熱影響部（以下ＨＡＺという）の硬度差を小さくし
て、溶接金属側のみでの塑性変形の集中を防ぐことによ
り疲労強度を高めた溶接継手に関するものである。
手にかかわるものであり、さらに詳しくは溶接金属と溶
接熱影響部（以下ＨＡＺという）の硬度差を小さくし
て、溶接金属側のみでの塑性変形の集中を防ぐことによ
り疲労強度を高めた溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に構造用鋼板母材の疲労強度は母材
強度の増加につれて増加するが、溶接された継手の疲労
強度（以下、継手疲労強度という）は母材強度を上昇さ
せても向上しないことが通説となっていた。従って構造
用高張力鋼の継手疲労強度は構造用低強度鋼のそれとほ
ぼ同じであり、疲労破壊が問題となる鋼構造物では、高
張力鋼を用いても設計強度を上げることができず、止端
処理と呼ばれる改善処理により高張力鋼の継手疲労強度
を確保する方法が研究されてきた。例えば、グラインダ
ーによって止端を研削して止端半径を大きくする方法、
ＴＩＧ溶接およびプラズマ処理によって止端を再溶融し
て止端形状を滑らかにする方法（例えば特公昭５４−３
０３８６号）、ショットピーニングによって止端に圧縮
残留応力を発生させる方法などが代表的な止端処理方法
である。
強度の増加につれて増加するが、溶接された継手の疲労
強度（以下、継手疲労強度という）は母材強度を上昇さ
せても向上しないことが通説となっていた。従って構造
用高張力鋼の継手疲労強度は構造用低強度鋼のそれとほ
ぼ同じであり、疲労破壊が問題となる鋼構造物では、高
張力鋼を用いても設計強度を上げることができず、止端
処理と呼ばれる改善処理により高張力鋼の継手疲労強度
を確保する方法が研究されてきた。例えば、グラインダ
ーによって止端を研削して止端半径を大きくする方法、
ＴＩＧ溶接およびプラズマ処理によって止端を再溶融し
て止端形状を滑らかにする方法（例えば特公昭５４−３
０３８６号）、ショットピーニングによって止端に圧縮
残留応力を発生させる方法などが代表的な止端処理方法
である。
【０００３】構造用鋼に限定しなければ、冷延鋼板など
薄鋼板のスポット溶接継手疲労強度向上を目的とした発
明はいくつかあり、特公平３−５６３０１号、特開昭６
３−３１７６２５号、特開平３−１９９３４２号などが
提案されている。このうち特公平３−５６３０１号で
は、スポット溶接継手の疲労強度を向上させるためにナ
ゲット（溶接金属）近傍の硬度分布について述べてお
り、軟質のナゲットを提案しているが、その理由につい
ては言及しておらず、ＴｉまたはＮｂとＢ添加、並びに
未再結晶組織の面積率を制限している。特開昭６３−３
１７６２５号および特開平３−１９９３４２号はいずれ
も鋼板の化学成分を限定したものであり、特開昭６３−
３１７６２５号はＴｉ，Ｎｂ，Ｂの三者共存を、特開平
３−１９９３４２号はＴｉ，Ｖ，Ｚｒなどの成分添加を
提案している。
薄鋼板のスポット溶接継手疲労強度向上を目的とした発
明はいくつかあり、特公平３−５６３０１号、特開昭６
３−３１７６２５号、特開平３−１９９３４２号などが
提案されている。このうち特公平３−５６３０１号で
は、スポット溶接継手の疲労強度を向上させるためにナ
ゲット（溶接金属）近傍の硬度分布について述べてお
り、軟質のナゲットを提案しているが、その理由につい
ては言及しておらず、ＴｉまたはＮｂとＢ添加、並びに
未再結晶組織の面積率を制限している。特開昭６３−３
１７６２５号および特開平３−１９９３４２号はいずれ
も鋼板の化学成分を限定したものであり、特開昭６３−
３１７６２５号はＴｉ，Ｎｂ，Ｂの三者共存を、特開平
３−１９９３４２号はＴｉ，Ｖ，Ｚｒなどの成分添加を
提案している。
【０００４】また母材の硬度に着目したものでは特開平
４−３２９８４８号があり、フェライト硬度と第２相硬
度に、それぞれの体積率を掛けた値が一定値を満足する
ことを特徴として提案しているが、継手疲労強度につい
ては言及していない。さらにスポット溶接継手の強度向
上を目的として、特開平２−１１５３５２号によりＣ
ｕ，Ｐ，Ｎなどの成分を限定し、特定の位置（ナゲット
外周から板厚と同じ距離離れたＨＡＺ）での硬度が、母
材硬度およびナゲット部硬度をもとにある関係式より求
められる値以上であることを満足することを特徴とする
鋼板が提案されているが、これも継手疲労強度について
は言及していない。また本発明者らも特願平４−２９４
５４４号、特開平５−０１４２３３号において構造用鋼
の継手疲労強度向上を目的としてＣｕを添加した低炭素
構造用鋼を開発した。
４−３２９８４８号があり、フェライト硬度と第２相硬
度に、それぞれの体積率を掛けた値が一定値を満足する
ことを特徴として提案しているが、継手疲労強度につい
ては言及していない。さらにスポット溶接継手の強度向
上を目的として、特開平２−１１５３５２号によりＣ
ｕ，Ｐ，Ｎなどの成分を限定し、特定の位置（ナゲット
外周から板厚と同じ距離離れたＨＡＺ）での硬度が、母
材硬度およびナゲット部硬度をもとにある関係式より求
められる値以上であることを満足することを特徴とする
鋼板が提案されているが、これも継手疲労強度について
は言及していない。また本発明者らも特願平４−２９４
５４４号、特開平５−０１４２３３号において構造用鋼
の継手疲労強度向上を目的としてＣｕを添加した低炭素
構造用鋼を開発した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来技術のうち薄鋼板
に関する特公平３−５６３０１号では、硬度分布につい
て述べているものの、提案している硬度分布では溶接金
属とＨＡＺに明瞭な硬度差が認められ、柔らかい溶接金
属にひずみ集中が生じて疲労強度の低下を招く。従っ
て、本発明で対象としているアーク溶接継手については
適用できない。さらに、ＴｉまたはＮｂおよびＢの添加
に加えて未再結晶組織の面積率を規定しており、製造コ
ストが高くなるとともに特に加熱・圧延条件の調整が煩
雑になる。特開昭６３−３１７６２５号はＴｉ，Ｎｂ，
Ｂの同時添加を必須としており、特開平３−１９９３４
２号もＯが一定値以下でかつＡｌ／Ｎ比を一定値以上に
することを必須としており、製鋼工程での多大なコスト
上昇になるという問題がある。
に関する特公平３−５６３０１号では、硬度分布につい
て述べているものの、提案している硬度分布では溶接金
属とＨＡＺに明瞭な硬度差が認められ、柔らかい溶接金
属にひずみ集中が生じて疲労強度の低下を招く。従っ
て、本発明で対象としているアーク溶接継手については
適用できない。さらに、ＴｉまたはＮｂおよびＢの添加
に加えて未再結晶組織の面積率を規定しており、製造コ
ストが高くなるとともに特に加熱・圧延条件の調整が煩
雑になる。特開昭６３−３１７６２５号はＴｉ，Ｎｂ，
Ｂの同時添加を必須としており、特開平３−１９９３４
２号もＯが一定値以下でかつＡｌ／Ｎ比を一定値以上に
することを必須としており、製鋼工程での多大なコスト
上昇になるという問題がある。
【０００６】特開平２−１１５３５２号では、前述のよ
うにスポット溶接継手の十字引張強度向上を目的として
おり、溶接された継手の疲労強度が向上するかどうかは
不明である。また、硬度を規定している位置は溶接金属
から板厚と同じ距離だけ離れており、アーク溶接継手で
疲労破壊が生じる位置とは大きく異なる。また、特願平
４−２９４５４４号および特願平５−０１４２３３号に
示されているＣｕ添加は、製造コスト上昇につながる。
本発明の目的は、溶接金属とＨＡＺの硬度差をなくし
て、溶接金属およびＨＡＺの片側のみでのひずみ集中を
抑制することにより、疲労強度を向上させた溶接継手を
安定して得ようとするものである。
うにスポット溶接継手の十字引張強度向上を目的として
おり、溶接された継手の疲労強度が向上するかどうかは
不明である。また、硬度を規定している位置は溶接金属
から板厚と同じ距離だけ離れており、アーク溶接継手で
疲労破壊が生じる位置とは大きく異なる。また、特願平
４−２９４５４４号および特願平５−０１４２３３号に
示されているＣｕ添加は、製造コスト上昇につながる。
本発明の目的は、溶接金属とＨＡＺの硬度差をなくし
て、溶接金属およびＨＡＺの片側のみでのひずみ集中を
抑制することにより、疲労強度を向上させた溶接継手を
安定して得ようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、溶接金属とＨ
ＡＺの硬度差をなくして、溶接金属およびＨＡＺの片側
のみでのひずみ集中を抑制することにより、疲労強度を
向上させた溶接継手およびその溶接方法を安定して得る
ことを狙ったものである。即ち、本発明の要旨とすると
ころは次の通りである。 （１）溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置で、溶融
境界から溶接金属側に１mmの範囲において、ＪＩＳ Ｚ
２２４４に準拠して測定されたビッカース硬度の平均値
と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に１mmの範
囲において同様に測定された最高硬度の差が、１５以下
であることを特徴とする疲労強度の優れた構造用鋼溶接
継手。
ＡＺの硬度差をなくして、溶接金属およびＨＡＺの片側
のみでのひずみ集中を抑制することにより、疲労強度を
向上させた溶接継手およびその溶接方法を安定して得る
ことを狙ったものである。即ち、本発明の要旨とすると
ころは次の通りである。 （１）溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置で、溶融
境界から溶接金属側に１mmの範囲において、ＪＩＳ Ｚ
２２４４に準拠して測定されたビッカース硬度の平均値
と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に１mmの範
囲において同様に測定された最高硬度の差が、１５以下
であることを特徴とする疲労強度の優れた構造用鋼溶接
継手。
【０００８】（２）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３
０、０．０１≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．
０、０．００１≦Ａｌ≦０．１を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすること
を特徴とする前記（１）記載の溶接継手。 （３）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３０、０．０１
≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００
１≦Ａｌ≦０．１、さらに、０．０２≦Ｐ≦０．２０、
０．１≦Ｃｕ≦２．０、０．１≦Ｎｉ≦５．０、０．１
≦Ｍｏ≦４．０、０．００５≦Ｎｂ≦１．０、０．００
５≦Ｖ≦２．０、０．００５≦Ｔｉ≦１．０、０．００
０１≦Ｂ≦０．０１の１種または２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材
とすることを特徴とする前記（１）記載の溶接継手。
０、０．０１≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．
０、０．００１≦Ａｌ≦０．１を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすること
を特徴とする前記（１）記載の溶接継手。 （３）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３０、０．０１
≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００
１≦Ａｌ≦０．１、さらに、０．０２≦Ｐ≦０．２０、
０．１≦Ｃｕ≦２．０、０．１≦Ｎｉ≦５．０、０．１
≦Ｍｏ≦４．０、０．００５≦Ｎｂ≦１．０、０．００
５≦Ｖ≦２．０、０．００５≦Ｔｉ≦１．０、０．００
０１≦Ｂ≦０．０１の１種または２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母材
とすることを特徴とする前記（１）記載の溶接継手。
【０００９】（４）母材の引張り強さが５９０MPa 未満
であることを特徴とする前記（２）または（３）記載の
溶接継手。 （５）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３０、０．０１
≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００
１≦Ａｌ≦０．１を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする前記
（１）から（４）のいずれか１つに記載の溶接継手。 （６）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３０、０．０１
≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００
１≦Ａｌ≦０．１、さらに、０．０２≦Ｐ≦０．２０、
０．１≦Ｃｕ≦２．０、０．１≦Ｎｉ≦５．０、０．１
≦Ｍｏ≦４．０、０．００５≦Ｎｂ≦１．０、０．００
５≦Ｖ≦２．０、０．００５≦Ｔｉ≦１．０、０．００
０１≦Ｂ≦０．０１の１種または２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有す
ることを特徴とする前記（１）から（４）のいずれか１
つに記載の溶接継手。
であることを特徴とする前記（２）または（３）記載の
溶接継手。 （５）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３０、０．０１
≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００
１≦Ａｌ≦０．１を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする前記
（１）から（４）のいずれか１つに記載の溶接継手。 （６）重量％で、０．００１≦Ｃ≦０．３０、０．０１
≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００
１≦Ａｌ≦０．１、さらに、０．０２≦Ｐ≦０．２０、
０．１≦Ｃｕ≦２．０、０．１≦Ｎｉ≦５．０、０．１
≦Ｍｏ≦４．０、０．００５≦Ｎｂ≦１．０、０．００
５≦Ｖ≦２．０、０．００５≦Ｔｉ≦１．０、０．００
０１≦Ｂ≦０．０１の１種または２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有す
ることを特徴とする前記（１）から（４）のいずれか１
つに記載の溶接継手。
【００１０】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。まず本発明に
おける硬度差限定理由および疲労強度向上理由を述べ
る。溶接継手部の疲労破壊は溶接止端で発生した疲労亀
裂が伝播して生じる。止端近傍で最も応力集中の大きい
ところは、溶融境界（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）から
０．１〜０．２mm程度溶接金属側に入ったところであ
り、この位置を中心にして止端で塑性変形が生じ、塑性
変形に伴う表面での突き出し・引き込みがやがて疲労亀
裂として発生・伝播するようになる。従来鋼の溶接止端
は、母材と同等かそれ以上の硬度をもつ溶接金属と、粗
大化したオーステナイトが焼入されたＨＡＺ粗粒域から
なっており、ＨＡＺ粗粒域の硬度は母材および溶接金属
に比べて相当高い。
おける硬度差限定理由および疲労強度向上理由を述べ
る。溶接継手部の疲労破壊は溶接止端で発生した疲労亀
裂が伝播して生じる。止端近傍で最も応力集中の大きい
ところは、溶融境界（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）から
０．１〜０．２mm程度溶接金属側に入ったところであ
り、この位置を中心にして止端で塑性変形が生じ、塑性
変形に伴う表面での突き出し・引き込みがやがて疲労亀
裂として発生・伝播するようになる。従来鋼の溶接止端
は、母材と同等かそれ以上の硬度をもつ溶接金属と、粗
大化したオーステナイトが焼入されたＨＡＺ粗粒域から
なっており、ＨＡＺ粗粒域の硬度は母材および溶接金属
に比べて相当高い。
【００１１】一定応力が負荷された溶接継手では、一般
に止端に応力が集中して塑性変形を生じるが、塑性変形
した領域の外側は弾性変形域のため、止端近傍に限って
みれば一定変位を負荷された場合と同じ力学的状態にな
る。従って従来鋼の場合、止端での一定変位を満足する
ため、硬度（即ち強度）の低い溶接金属に塑性変形が集
中し、大きな歪を生じて疲労亀裂の発生が容易になる。
しかし本発明の溶接継手は、ＨＡＺ粗粒域の硬度を溶接
金属の硬度とほぼ同じとしているため、一定変位は溶接
金属とＨＡＺの両者で分担され、ひずみの集中は従来鋼
に比べて大きくなく、疲労亀裂の発生を著しく抑制する
ことができる。
に止端に応力が集中して塑性変形を生じるが、塑性変形
した領域の外側は弾性変形域のため、止端近傍に限って
みれば一定変位を負荷された場合と同じ力学的状態にな
る。従って従来鋼の場合、止端での一定変位を満足する
ため、硬度（即ち強度）の低い溶接金属に塑性変形が集
中し、大きな歪を生じて疲労亀裂の発生が容易になる。
しかし本発明の溶接継手は、ＨＡＺ粗粒域の硬度を溶接
金属の硬度とほぼ同じとしているため、一定変位は溶接
金属とＨＡＺの両者で分担され、ひずみの集中は従来鋼
に比べて大きくなく、疲労亀裂の発生を著しく抑制する
ことができる。
【００１２】そして本発明者らは、止端近傍の塑性変形
領域の硬度と疲労強度の関係について検討を重ねた結
果、図１に示すように止端の表面下０．５mm以内の位置
で、溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲の硬度平均値
と、溶融境界からＨＡＺへ１mmの範囲の最高硬度の差が
１５以下であれば、特に継手疲労強度が向上することを
突きとめた。溶接金属でのひずみ集中は、ＨＡＺ粗粒域
との硬度差が小さければ小さいほど低減されるが、硬度
測定に伴う誤差も含めて、本発明では上述の定義による
硬度差が１５以下の継手について格段の疲労強度向上が
認められた。さらに上記硬度特性をそなえかつ、Ｐ，Ｃ
ｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂのうちから１種ま
たは２種以上を適正範囲量添加した鋼板および溶接金属
は疲労強度がさらに高くなることも見いだした。
領域の硬度と疲労強度の関係について検討を重ねた結
果、図１に示すように止端の表面下０．５mm以内の位置
で、溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲の硬度平均値
と、溶融境界からＨＡＺへ１mmの範囲の最高硬度の差が
１５以下であれば、特に継手疲労強度が向上することを
突きとめた。溶接金属でのひずみ集中は、ＨＡＺ粗粒域
との硬度差が小さければ小さいほど低減されるが、硬度
測定に伴う誤差も含めて、本発明では上述の定義による
硬度差が１５以下の継手について格段の疲労強度向上が
認められた。さらに上記硬度特性をそなえかつ、Ｐ，Ｃ
ｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂのうちから１種ま
たは２種以上を適正範囲量添加した鋼板および溶接金属
は疲労強度がさらに高くなることも見いだした。
【００１３】次に本発明の溶接継手における、構造用鋼
および溶接金属の成分限定理由を述べる。Ｃは溶接止端
近傍の硬度分布の均一化のため少なくすることが望まし
く、０．３０％以下である必要があるが、強度確保のた
めには０．００１％以上は必要であるので０．００１〜
０．３０％とする。Ｓｉは脱酸のためには強度を確保す
るのに有用であり、０．０１％以上は必要であるが、
２．００％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は
２．００％以下とする。
および溶接金属の成分限定理由を述べる。Ｃは溶接止端
近傍の硬度分布の均一化のため少なくすることが望まし
く、０．３０％以下である必要があるが、強度確保のた
めには０．００１％以上は必要であるので０．００１〜
０．３０％とする。Ｓｉは脱酸のためには強度を確保す
るのに有用であり、０．０１％以上は必要であるが、
２．００％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は
２．００％以下とする。
【００１４】Ｍｎは安価に強度を上げる元素として有用
であり、強度確保のため０．０５％以上は必要であるが
３．０％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は
０．０５〜３．０％とする。Ａｌは脱酸のため０．００
１％以上必要であるが、０．１％超を添加すると鋼中お
よび溶接金属中の介在物が多くなりすぎ、靭性を低下さ
せるため０．１％を上限とする。
であり、強度確保のため０．０５％以上は必要であるが
３．０％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は
０．０５〜３．０％とする。Ａｌは脱酸のため０．００
１％以上必要であるが、０．１％超を添加すると鋼中お
よび溶接金属中の介在物が多くなりすぎ、靭性を低下さ
せるため０．１％を上限とする。
【００１５】Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｂはいずれも継手疲労特性を向上させる成分であり、溶
接金属およびＨＡＺに影響してかかる疲労強度を向上さ
せていると考えられる。この点でこれらの成分は同効成
分であり、本発明ではこれらの成分を１種または２種以
上含有させる。しかし、過剰の添加はいずれも鋼板材質
を劣化させるので、Ｐは０．０２％以上０．２％以下、
Ｃｕは０．１％以上２．０％以下、Ｎｉは０．１％以上
５．０％以下、Ｍｏは０．１％以上４．０％以下、Ｎｂ
とＴｉは０．００５％以上１．０％以下、Ｖは０．００
５％以上２．０％以下、Ｂは０．０００１％以上０．０
１％以下とする。なお、Ｐは通常の製鋼工程において、
０．０２％未満は不可避的に鋼材に含まれる元素である
ので、従来溶接継手よりも継手疲労強度を向上させるた
めには０．０２％以上の添加が必要である。
Ｂはいずれも継手疲労特性を向上させる成分であり、溶
接金属およびＨＡＺに影響してかかる疲労強度を向上さ
せていると考えられる。この点でこれらの成分は同効成
分であり、本発明ではこれらの成分を１種または２種以
上含有させる。しかし、過剰の添加はいずれも鋼板材質
を劣化させるので、Ｐは０．０２％以上０．２％以下、
Ｃｕは０．１％以上２．０％以下、Ｎｉは０．１％以上
５．０％以下、Ｍｏは０．１％以上４．０％以下、Ｎｂ
とＴｉは０．００５％以上１．０％以下、Ｖは０．００
５％以上２．０％以下、Ｂは０．０００１％以上０．０
１％以下とする。なお、Ｐは通常の製鋼工程において、
０．０２％未満は不可避的に鋼材に含まれる元素である
ので、従来溶接継手よりも継手疲労強度を向上させるた
めには０．０２％以上の添加が必要である。
【００１６】なお本発明におけるＮは、特開平２−１１
５３５２号に示すように加工性を高めることを目的とし
て０．００５０％以下に限定するものとは異なり、継手
疲労強度に及ぼすＮの影響は小さいので、その成分範囲
は特に限定するものではない。また本発明におけるＣｕ
は、同じく特開平２−１１５３５２号に示すように継手
引張強度向上を目的として０．８％以上に限定するもの
ではなく、さらに特開平２−１９９３４２号に示すよう
にＴｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｃｒ，Ｎｉと同等の効果を示
して１．０％以下に限定するものとは異なり、０．１〜
２．０％の範囲であれば継手疲労強度を向上させること
ができる。
５３５２号に示すように加工性を高めることを目的とし
て０．００５０％以下に限定するものとは異なり、継手
疲労強度に及ぼすＮの影響は小さいので、その成分範囲
は特に限定するものではない。また本発明におけるＣｕ
は、同じく特開平２−１１５３５２号に示すように継手
引張強度向上を目的として０．８％以上に限定するもの
ではなく、さらに特開平２−１９９３４２号に示すよう
にＴｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｃｒ，Ｎｉと同等の効果を示
して１．０％以下に限定するものとは異なり、０．１〜
２．０％の範囲であれば継手疲労強度を向上させること
ができる。
【００１７】加えて特公平３−５６３０１号は、鋼板の
未再結晶組織の面積率を５〜３０％と規定しているが、
ＨＡＺ粗粒域は１５００℃付近まで加熱された領域であ
り、溶接前の鋼板の末再結晶組織の面積率が何％であろ
うともオーステナイト単相に戻されるため、本発明では
特に末再結晶組織の割合を制限するものではない。さら
に本発明では、溶接方法、即ち入熱の違いによる疲労強
度向上効果の違いが考えられるが、溶接は例え大入熱溶
接や小入熱溶接であっても止端近傍の硬度分布が確保さ
れれば、疲労強度には影響を及ぼさない。発明者らは溶
接入熱と硬度分布について検討したところ、本発明継手
は、被覆アーク溶接、ＣＯ2 ガス、Ａｒガス、およびＡ
ｒとＣＯ2 の混合ガスなどを用いたガスシールド溶接の
みに限るものではなく、サブマージアーク溶接、ＴＩＧ
溶接など他のアーク溶接方法でも継手疲労強度が向上す
ることを確認した。
未再結晶組織の面積率を５〜３０％と規定しているが、
ＨＡＺ粗粒域は１５００℃付近まで加熱された領域であ
り、溶接前の鋼板の末再結晶組織の面積率が何％であろ
うともオーステナイト単相に戻されるため、本発明では
特に末再結晶組織の割合を制限するものではない。さら
に本発明では、溶接方法、即ち入熱の違いによる疲労強
度向上効果の違いが考えられるが、溶接は例え大入熱溶
接や小入熱溶接であっても止端近傍の硬度分布が確保さ
れれば、疲労強度には影響を及ぼさない。発明者らは溶
接入熱と硬度分布について検討したところ、本発明継手
は、被覆アーク溶接、ＣＯ2 ガス、Ａｒガス、およびＡ
ｒとＣＯ2 の混合ガスなどを用いたガスシールド溶接の
みに限るものではなく、サブマージアーク溶接、ＴＩＧ
溶接など他のアーク溶接方法でも継手疲労強度が向上す
ることを確認した。
【００１８】即ち本発明の溶接継手は、溶接金属とＨＡ
Ｚの硬度差をなくすことにより塑性変形の集中を抑える
効果によって継手疲労強度を著しく向上させたものであ
る。本発明では構造用鋼の溶接継手について述べている
が、厚鋼板および熱延鋼板に限るものではなく、鋼管継
手についても同一効果が得られる。また、本発明は回し
溶接継手、隅肉継手、突合せ継手など継手種類によらず
疲労強度が向上する。
Ｚの硬度差をなくすことにより塑性変形の集中を抑える
効果によって継手疲労強度を著しく向上させたものであ
る。本発明では構造用鋼の溶接継手について述べている
が、厚鋼板および熱延鋼板に限るものではなく、鋼管継
手についても同一効果が得られる。また、本発明は回し
溶接継手、隅肉継手、突合せ継手など継手種類によらず
疲労強度が向上する。
【００１９】
【実施例】表１に示す成分を有する板厚２０mmの構造用
鋼と溶接金属をもつ回し溶接継手および十字継手を製作
した。表中の上段は鋼材、下段は溶接金属の成分、機械
的性質を示す。さらに硬度は、鋼板表面下０．５mmの位
置で、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠した方法で測定した
（鋼材の場合は溶融境界からＨＡＺ側に１mmの範囲での
最高硬度、溶接金属の場合は溶融境界から１mmの範囲で
の硬度の平均値）。
鋼と溶接金属をもつ回し溶接継手および十字継手を製作
した。表中の上段は鋼材、下段は溶接金属の成分、機械
的性質を示す。さらに硬度は、鋼板表面下０．５mmの位
置で、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠した方法で測定した
（鋼材の場合は溶融境界からＨＡＺ側に１mmの範囲での
最高硬度、溶接金属の場合は溶融境界から１mmの範囲で
の硬度の平均値）。
【００２０】表中のＹＳは鋼材の降伏応力を、ＴＳは引
張強さを、Ｅｌ．は破断伸びを、ＨＩは溶接入熱を示
す。また、表中のΔＨｖは、溶接金属の硬度の平均値か
らＨＡＺの最高硬度を引いた値である。溶接方法はＣＯ
2 アーク溶接を用いた。これらの溶接継手を室温、大気
中で片振り疲労試験（応力比Ｒ＝０）を行った。各継手
の試験片形状・寸法をそれぞれ図２および図３に示す。
比較のため、硬度差、添加元素含有量などを本発明の範
囲外に変化させた比較鋼の例も合わせて示した。
張強さを、Ｅｌ．は破断伸びを、ＨＩは溶接入熱を示
す。また、表中のΔＨｖは、溶接金属の硬度の平均値か
らＨＡＺの最高硬度を引いた値である。溶接方法はＣＯ
2 アーク溶接を用いた。これらの溶接継手を室温、大気
中で片振り疲労試験（応力比Ｒ＝０）を行った。各継手
の試験片形状・寸法をそれぞれ図２および図３に示す。
比較のため、硬度差、添加元素含有量などを本発明の範
囲外に変化させた比較鋼の例も合わせて示した。
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】
【表６】
【００２６】回し溶接継手および十字隅肉溶接継手の疲
労試験結果を表１の右端欄に示す。疲労試験結果は、破
断寿命が２×１０6 回に対応する疲労強度で示してあ
る。溶接継手の疲労強度は、継手形式により異なるが、
同一継手形式における疲労強度を比較すると、本発明溶
接継手は、比較鋼継手に比べて疲労強度が向上してい
る。１〜３０が本発明継手である。本発明継手のなかで
最も疲労強度の低い継手２６でも、比較鋼継手に比べて
約３０％疲労強度が向上している。また継手２７，２８
は２６より向上しており、１〜２４は２７，２８よりさ
らに疲労強度が向上している。
労試験結果を表１の右端欄に示す。疲労試験結果は、破
断寿命が２×１０6 回に対応する疲労強度で示してあ
る。溶接継手の疲労強度は、継手形式により異なるが、
同一継手形式における疲労強度を比較すると、本発明溶
接継手は、比較鋼継手に比べて疲労強度が向上してい
る。１〜３０が本発明継手である。本発明継手のなかで
最も疲労強度の低い継手２６でも、比較鋼継手に比べて
約３０％疲労強度が向上している。また継手２７，２８
は２６より向上しており、１〜２４は２７，２８よりさ
らに疲労強度が向上している。
【００２７】
【発明の効果】本発明の溶接継手は、継手形式によらず
広範囲に渡り溶接継手の疲労特性に優れている。従って
疲労破壊が問題となる構造物での使用に際し、設計・施
工面で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度を安定して
得ることが可能であり、工業的にその効果は大きい。
広範囲に渡り溶接継手の疲労特性に優れている。従って
疲労破壊が問題となる構造物での使用に際し、設計・施
工面で特別な配慮を必要とせず高い疲労強度を安定して
得ることが可能であり、工業的にその効果は大きい。
【図１】止端近傍の溶接金属およびＨＡＺの硬度測定差
の図表。
の図表。
【図２】（ａ），（ｂ）は本発明の実施例における回し
溶接継手の試験片形状・寸法の説明図。
溶接継手の試験片形状・寸法の説明図。
【図３】（ａ），（ｂ）は本発明の実施例における十字
隅肉継手の試験片形状・寸法の説明図。
隅肉継手の試験片形状・寸法の説明図。
Claims (6)
- 【請求項１】 溶接止端部の表面下０．５mm以内の位置
で、溶融境界から溶接金属側に１mmの範囲において、Ｊ
ＩＳ Ｚ２２４４に準拠して測定されたビッカース硬度
の平均値と、溶接溶融境界から溶接熱影響部粗粒域側に
１mmの範囲において同様に測定された最高硬度の差が、
１５以下であることを特徴とする疲労強度の優れた構造
用鋼溶接継手。 - 【請求項２】 重量％で、 ０．００１≦Ｃ≦０．３０、 ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、 ０．０５≦Ｍｎ≦３．０、 ０．００１≦Ａｌ≦０．１ 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる構造用鋼を母
材とすることを特徴とする請求項１記載の溶接継手。 - 【請求項３】 重量％で、 ０．００１≦Ｃ≦０．３０、 ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、 ０．０５≦Ｍｎ≦３．０、 ０．００１≦Ａｌ≦０．１、 さらに、 ０．０２≦Ｐ≦０．２０、 ０．１≦Ｃｕ≦２．０、 ０．１≦Ｎｉ≦５．０、 ０．１≦Ｍｏ≦４．０、 ０．００５≦Ｎｂ≦１．０、 ０．００５≦Ｖ≦２．０、 ０．００５≦Ｔｉ≦１．０、 ０．０００１≦Ｂ≦０．０１ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物よりなる構造用鋼を母材とすることを特徴と
する請求項１記載の溶接継手。 - 【請求項４】 母材の引張り強さが５９０MPa 未満であ
ることを特徴とする請求項２または３記載の溶接継手。 - 【請求項５】 重量％で、 ０．００１≦Ｃ≦０．３０、 ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、 ０．０５≦Ｍｎ≦３．０、 ０．００１≦Ａｌ≦０．１ 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる溶接金属を有
することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載
の溶接継手。 - 【請求項６】 重量％で、 ０．００１≦Ｃ≦０．３０、 ０．０１≦Ｓｉ≦２．００、 ０．０５≦Ｍｎ≦３．０、 ０．００１≦Ａｌ≦０．１、 さらに、 ０．０２≦Ｐ≦０．２０、 ０．１≦Ｃｕ≦２．０、 ０．１≦Ｎｉ≦５．０、 ０．１≦Ｍｏ≦４．０、 ０．００５≦Ｎｂ≦１．０、 ０．００５≦Ｖ≦２．０、 ０．００５≦Ｔｉ≦１．０、 ０．０００１≦Ｂ≦０．０１ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物よりなる溶接金属を有することを特徴とする
請求項１から４のいずれかに記載の溶接継手。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06881494A JP3793244B2 (ja) | 1993-10-27 | 1994-04-06 | 疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26910193 | 1993-10-27 | ||
| JP5-269101 | 1993-10-27 | ||
| JP06881494A JP3793244B2 (ja) | 1993-10-27 | 1994-04-06 | 疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07171679A true JPH07171679A (ja) | 1995-07-11 |
| JP3793244B2 JP3793244B2 (ja) | 2006-07-05 |
Family
ID=26410005
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06881494A Expired - Fee Related JP3793244B2 (ja) | 1993-10-27 | 1994-04-06 | 疲労強度の優れた構造用鋼溶接継手 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3793244B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007290032A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-11-08 | Nippon Steel Corp | 疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手、その溶接方法及び鋼構造物 |
| JP2008178910A (ja) * | 2006-12-25 | 2008-08-07 | Nippon Steel Corp | 耐疲労き裂発生特性に優れた隅肉溶接継手 |
| EP2402103A1 (en) | 2010-07-01 | 2012-01-04 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Fillet weld joint and method for gas shielded arc welding |
| CN103374689A (zh) * | 2012-04-20 | 2013-10-30 | 株式会社神户制钢所 | 疲劳特性优异的焊接接头 |
| KR20200142969A (ko) * | 2019-06-14 | 2020-12-23 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 그 제조방법 |
-
1994
- 1994-04-06 JP JP06881494A patent/JP3793244B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007290032A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-11-08 | Nippon Steel Corp | 疲労強度に優れた鋼アーク溶接継手、その溶接方法及び鋼構造物 |
| JP2008178910A (ja) * | 2006-12-25 | 2008-08-07 | Nippon Steel Corp | 耐疲労き裂発生特性に優れた隅肉溶接継手 |
| EP2402103A1 (en) | 2010-07-01 | 2012-01-04 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Fillet weld joint and method for gas shielded arc welding |
| US9457416B2 (en) | 2010-07-01 | 2016-10-04 | Kobe Steel, Ltd. | Fillet weld joint and method for gas shielded arc welding |
| CN103374689A (zh) * | 2012-04-20 | 2013-10-30 | 株式会社神户制钢所 | 疲劳特性优异的焊接接头 |
| KR20200142969A (ko) * | 2019-06-14 | 2020-12-23 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 그 제조방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3793244B2 (ja) | 2006-07-05 |
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