JP3718365B2

JP3718365B2 - High fatigue strength welded joint

Info

Publication number: JP3718365B2
Application number: JP10054899A
Authority: JP
Inventors: 正糟谷; 宏二本間; 千寿三木
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-04-07
Filing date: 1999-04-07
Publication date: 2005-11-24
Anticipated expiration: 2019-04-07
Also published as: JP2000288728A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造物の信頼性向上のために、疲労強度が高い溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接部に発生する疲労亀裂は、構造物全体の信頼性に重大な影響を与えるため、その疲労特性を向上させる手法は以前より試みられてきた。疲労亀裂が発生しやすい部分は溶接部であるが、その理由としては、溶接部には応力集中部が存在している、引っ張りの残留応力が生じている、などが挙げられる。これら原因を解決することが高疲労強度を有する溶接継手の実現に有効である。そのため、従来技術における高疲労強度溶接継手として、機械的な方法あるいはＴＩＧ溶接により化粧溶接を施して応力集中を減らした継手、またピーニングを用いて疲労が発生する部位に圧縮残留応力を導入し同時に応力集中を減らした継手、などがあった。これら継手は、構造物作製コストを直接増大させるため、このような継手以外で疲労強度が向上された溶接継手が望まれていた。
【０００３】
最近になり、溶接金属の変態膨張を利用し、残留応力を低減させ、これにより疲労強度を向上させる手法が注目されている。例えば大田らは溶接学会全国大会講演概要集第６１集５２０−５２１ページで、溶接金属の変態膨張を利用し、角回し溶接継手の疲労強度向上に関する報告を行っている。この報告によれば、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度（Ｍｓ温度）を低くすることにより、変態に伴う膨張が変態後の熱収縮より大きくなり、結果として圧縮の残留応力が導入され、高疲労強度溶接継手が得られることになる。大田らによると、角回し溶接継手の主板（平板）を予熱し、付加物（縦板）を室温のままにして溶接し、疲労強度向上を確かめている。大田らが報告している溶接継手は、実施工の観点からすると、予熱を行わなければならない、しかも縦板は室温のままにする、など施工コストの点から問題が多い。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
変態温度が低くなれば残留応力が低減される傾向に有ることは既存知見であり、疲労強度が残留応力に影響を受けることも容易に推察されることである。しかし、実施工に適用可能な簡便な施工方法を用いて作製できる高疲労強度溶接継手はまだ確立されていない。大田らの方法は、残留応力低減という技術を用いているものの、採用された施工方法は実用的ではなく、実施工に適した溶接継手とは言い難い。一方で、ピーニングやＴＩＧ溶接による化粧溶接が行われた従来継手は、それ自体溶接構造物の施工コストを増加させる要因となる。簡便な施工で溶接部に圧縮残留応力を導入しそれを用いて高疲労強度が達成された継手が確立されれば、溶接構造物の信頼性向上の観点からその効果は絶大なものとなる。
【０００５】
本発明は、低温変態膨張を利用し、かつ簡便な溶接施工方法で作製できる高疲労強度溶接継手を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、以上のような事情を鑑み、溶接部の残留応力を低減させ疲労強度を向上させる技術について種々検討し、これまで鋭意研究を重ねてきた結果、本発明を完成させたもので、その要旨は、次の通りである。
（１）疲労が問題となる溶接止端部において、それを形成する溶接ビードに対し、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上であり、かつオーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度において、降伏強度が４０ｋｇ／ｍｍ ^２以上、１２０ｋｇ／ｍｍ ^２以下となる溶接金属が形成されていることを特徴とする高疲労強度溶接継手。
（２）疲労荷重を受ける構造部材に、面外ガセット、カバープレート、またはスタッドの１つまたは２つ以上が溶接されていることを特徴とする前記（１）記載の高疲労強度溶接継手。
（３）疲労荷重を受ける構造部材に面外ガセットが溶接されている場合で、ガセット両端部において、端部より５ｍｍ以上の範囲にわたり開先をもうけ、開先をもうけた範囲におけるガセットとガセットを取り付ける構造部材の間に存在する未溶着部分の面積を、開先をもうけない場合における未溶着部分の面積に対して１０％以上減少させたことを特徴とする前記（２）記載の高疲労強度溶接継手。
（４）スカラップを有する疲労荷重を受ける構造部材を、回し溶接にて構造部材に溶接されていることを特徴とする前記（１）記載の高疲労強度溶接継手。
（５）スカラップを有する疲労荷重を受ける構造部材に対し、スカラップ端部より５ｍｍ以上の範囲において開先をもうけ、開先をもうけた範囲におけるスカラップを有する構造部材とそれが取り付けられる構造部材の間に存在する未溶着部分の面積を、開先をもうけない場合における未溶着部分の面積に対して１０％以上減少させたことを特徴とする前記（４）記載の高疲労強度溶接継手。
（６）Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏを、それぞれの成分の重量％とし、下記式で定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．８５以上１．３０以下である溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１）、（２）、（３）、（４）または（５）記載の高疲労強度溶接継手。
【０００７】
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９
（７）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：８〜１２％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１）、（２），（３），（４）、（５）または（６）記載の高疲労強度溶接継手。
（８）重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．０１〜０．４％、Ｖ：０．１〜１．０％の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属が形成されてることを特徴とする前記（７）記載の高疲労強度溶接継手。
（９）重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｃｏ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（７）または（８）記載の高疲労強度溶接継手。
（１０）重量％で、Ｃ：０．００１〜０．０５％、Ｓｉ：０．１〜０．７％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：４〜８％、Ｃｒ：８〜１５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１）、（２），（３），（４）、（５）または（６）記載の高疲労強度溶接継手。
（１１）重量％で、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属が形成されていることを特徴とする前記（１０）記載の高疲労強度溶接継手。
【０００８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
初めに、本発明の技術思想について述べる。
本発明における第１の技術思想は、疲労亀裂が発生するビード止端部の残留応力を低減すれば高疲労強度溶接継手が得られる思想である。
【０００９】
溶接金属が冷却過程でオーステナイトからマルテンサイトに変態するとき、体積が増加、すなわち膨張する。このとき、溶接金属には、まわりの部分から拘束されているため圧縮の応力が発生する。しかし、変態膨張にともなうこの圧縮応力導入も、その後の熱収縮が大きければ、室温までに冷却されるうちに引っ張り応力状態に戻る。ステンレス鋼材の一部を除き、通常の鋼材に用いられる溶接材料は、必ずある温度で変態膨張が発生するが、その温度が高いため、その後の熱収縮により最終的には引っ張りの残留応力が発生する。熱収縮は、温度変化に熱膨張係数をかけたものであるから、残留応力をできるだけ小さく、場合によっては圧縮状態にするためには、この温度変化を小さくすればよいことになる。
【００１０】
この温度変化を小さくする方法は２つ考えられる。１つは、Ｍｓ温度が低くなるような材料を用いる方法、もう１つは板を予熱する方法である。板を予熱する方法は、最終的には外気温度まで冷却されてしまうため、一見温度変化を小さくしないように考えられる。しかし、予熱を行えば、板の温度分布が室温より高い温度領域で均一になり、その後の冷却過程では均一温度が保たれるため熱応力を発生せず、従って、Ｍｓ温度と板の温度分布が均一になったときの温度の差がこの場合の温度変化となる。これは、板の温度分布が均一ならば、加熱または冷却しても熱応力が発生しないという事実による。通常の材料では、Ｍｓ温度が４５０℃近辺であるが、予熱をそれに近い値にすることは実用的ではない。従って、温度変化を小さくする、すなわち変態後の熱収縮を小さくする方法としては、Ｍｓ温度が低い材料を用いるという選択は不可欠であることがわかる。しかし、Ｍｓ温度の値が不適切であれば、あるいは材料選択が不適切であれば、材料のみで残留応力を低減することはできず、予熱を併用するなどの追加対策が必要となる。実際、太田らは、高疲労強度溶接継手を予熱を行うことにより達成している。
【００１１】
実施工に対して、低Ｍｓ温度材料を適用させようとすると、予熱なしで施工して残留応力を低減させ高疲労強度溶接継手を達成できることが望ましい。それは、単に施工コストのみならず、疲労試験片の場合と異なり、実構造物の予熱は溶接部近傍のみ行う、いわゆる局部予熱にならざるを得ず、予熱施工そのものによる残留応力や変形の導入が懸念されるからである。そのため、本発明では、予熱なしで高疲労強度が期待できる程度に残留応力が低減された溶接継手を提供することを目的としている。
【００１２】
本発明においては、以上述べてきたように溶接金属の低Ｍｓ温度化による変態膨張を用いて疲労強度を向上させることを目的としているが、これに加え、より残留応力低減を確実にするため、本発明における第２の技術思想として、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度を適切な値に設定するという思想がある。一般に、低Ｍｓ温度である材料は、Ｃ、ＮｉやＣｒ等を添加する必要があり、そのためある程度の強度は確保されていると考えられる。しかし、高疲労強度溶接継手を確実に達成するためには、強度も適切な範囲に設定することが望ましい。この、強度を制御する技術思想は、たとえ変態膨張が発生しても、それにより生じる圧縮弾性ひずみには限界があり、その値は降伏強度をヤング率で割った値であるという事実からくるものである。
【００１３】
ここで、例えば、溶接金属の変態膨張量が３％である場合について考察してみる。溶接金属が周囲から完全に拘束されているとすれば、３％の変態膨張量は、３％の圧縮ひずみの導入となり結果として全ひずみは０％となる。このとき、３％の圧縮ひずみは、塑性ひずみと弾性ひずみに分類できるが、既に述べたように弾性ひずみには限界があるため、残りは塑性ひずみにならざるを得ない。その後溶接金属には熱収縮が進むが、それにより今度は溶接金属に引っ張りのひずみが導入される。この引っ張りひずみにより、変態膨張時に導入された弾性圧縮ひずみ量が減少し、熱収縮量によっては引っ張りひずみになってしまう場合もあり得る。
【００１４】
この考察よりわかることは、熱収縮量を小さくしても、すなわちＭｓ温度を低くしても圧縮弾性ひずみ限界（最大値）が小さければ残留応力を低減することができないということである。このことは、逆に圧縮弾性ひずみ限界を大きくすることにより、確実に残留効力を低減、ひいては圧縮状態にすることができ、本発明の目的である高疲労強度溶接継手をより確実に達成することができることを意味している。なお、このような議論が常に成立する理由は、変態膨張ひずみが、つねに弾性ひずみ限界より大きいという事実からくる。弾性ひずみ限界を大きくするには、降伏強度を増加させればよい。そのためには溶接金属の降伏強度を適切な値に設定しなければならない。これが本発明における第２の技術思想である。
【００１５】
本発明には、これまで述べてきた２つの技術思想、すなわち低Ｍｓ温度を有する溶接金属の利用および溶接金属の降伏強度を増加させることによる弾性ひずみ限界の増大に加え、鋼材の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の残留応力を溶接金属の変態膨張を利用することにより低減することができるという第３の技術思想が有る。
疲労亀裂は、疲労が発生するビード止端部から、必ずしも溶接金属ではなく、むしろ鋼材ＨＡＺに進展していくが、本発明では鋼材そのものは必ずしも低Ｍｓ温度材料ではない。しかし、本発明では止端部を形成するビードに低Ｍｓ温度溶接金属を形成することにより、その反力として鋼材ＨＡＺに溶接金属と同等な残留応力を導入させることができると考えている。残留応力は、外力が作用しないという状況での応力分布であるため、全体としては合力は０であるという特徴がある。したがって、圧縮残留応力の導入は、溶接部のどこか別の領域に引っ張りの残留応力を導入することをも意味する。しかし、疲労発生は、主として表面の応力集中部（ビード止端部）から発生し、そこの残留応力の値が重要であるため、疲労発生部の残留応力を低減させ、高い残留応力は疲労発生の危険がない部分に分布させれば高疲労強度溶接継手が実現する。
【００１６】
図１は、疲労問題の観点から考えて最も厳しいと考えられる角回し溶接継手を示している。図１のハッチングを施した溶接ビードが低温で変態膨張をすると、図からわかるように、鋼材ＨＡＺ、例えば図１中のＡおよびＢの領域にはその反力として圧縮応力が導入されることが理解できる。ここで、鋼材ＨＡＺの圧縮応力は、鋼材そのものが変態膨張したために導入されたものではなく、溶接金属の変態膨張に対する反力である点に注意すべきである。従って、図１中の領域Ａの部分では溶接ビード直角方向の残留応力が低減でき、領域Ｂの部分では溶接ビード方向、ビード直角方向の両方向の残留応力が低減できる。疲労亀裂は、ビード止端部より発生するので、ここでの残留応力は低減されていることになる。一方、溶接ビードの下に位置する、すなわち鋼材内部に存在するＨＡＺは、逆にビードの膨張により引っ張り応力が導入される。しかし、この部分は、疲労亀裂発生部位ではないため、溶接継手全体としては疲労強度向上が期待できる。
【００１７】
次に、本発明における第４の技術思想について述べる。
本発明では、すでに述べた第１、第２及び第３の技術思想により、ビード止端部の疲労強度を向上させている。しかし、溶接継手全体としては、ビード止端部の疲労強度が向上しても、他部位で疲労亀裂が発生してしまえば、溶接継手全体としてはそこでの疲労強度で決定されてしまう。通常、疲労亀裂はビード止端部から発生するが、それは、そこの疲労強度がもっとも低いからであり、それ故、本発明でにおいては、第１、第２および第３の技術思想によりビード止端部の疲労強度向上を目的とした。これだけで、溶接部の疲労強度向上は十分期待できるが、ビード止端部の疲労強度が向上したことにより、他の部位の疲労強度が溶接継手全体としての疲労強度を決定される可能性がある。溶接継手としての疲労強度をより向上させるために、止端部位外で疲労亀裂が発生する危険がある部位の疲労強度を向上させることが望ましい。本発明で取り扱っている継手で、ビード止端部以外でこの疲労亀裂が発生する危険がある部位は、回し溶接部内部に存在する未溶着部分である。例えば、面外ガセットを回し溶接にて構造部材に取り付けたときのガセットと構造部材との間に存在する未溶着部分、特に、角回し部近くの未溶着部分は、それ自身応力集中部を形成しているため、そこから疲労亀裂が発生する危険がある。
【００１８】
そこで、本発明では、角回し部近傍の未溶着部分を減少させ、そこでの疲労強度を向上させるという第４の技術思想が存在する。この第４の技術思想は、通常の溶接継手で疲労亀裂が発生するビード止端部の疲労強度を必ずしも向上させるものではないため、本発明における第１、第２および第３の技術思想と併用することにより効果が期待できる技術である。逆に、これらの技術思想を併用することにより、高疲労強度溶接継手を確実に実現することが可能となる。
【００１９】
本発明者らは、以上述べてきたような、疲労亀裂発生部位の残留応力を低減するメカニズムを発見するに至り、さらに溶接継手疲労強度との関係に関し鋭意研究を重ね、ついに実用的な高疲労強度溶接継手発見するに至った。
次に、Ｍｓ温度範囲とＭｓ温度における溶接金属の降伏強度範囲を限定した理由を述べる。
【００２０】
Ｍｓ温度は、通常の鋼材および溶接金属においても、５００℃以下の値を示しており、多くの場合は４５０℃以下である。この値は、成分に依存し、例えば日本鉄鋼協会が出している溶接構造用鋼の溶接ＣＣＴ図集からわかるように、Ｎｉを５％程度添加すればＭｓ温度を３５０℃程度まで下げることができる。しかし、Ｍｓ温度が３５０℃より高い場合は、残留応力低減効果が十分ではなく、疲労強度向上効果は期待できるものではない。一方、Ｍｓ温度を１５０〜３５０℃にするには、工業的価値のある材料で実現可能であり、かつ、残留応力低減による疲労強度向上が期待できる範囲である。Ｍｓ温度の下限１５０℃は、工業的価値のある材料で実現可能である下限値として設定した。Ｍｓ温度の上限３５０℃は、本発明における第２の技術思想によれば、この値が３５０℃より高くとも降伏強度が充分高ければ残留応力低減効果が期待でき、結果として疲労強度の向上も期待できるが、高すぎる降伏強度もまた工業的価値のある材料で実現可能かどうかという問題もあるため、その上限を３５０℃とした。なお、Ｍｓ温度はより低い方が残留応力低減には好ましくことから、好ましくは３００℃以下になるように設定することが望ましい。
【００２１】
次に、溶接継手の形状を限定した理由について述べる。
本発明では、面外ガセット、カバープレート、スタッド、が疲労加重を受ける構造部材に溶接されている継手、スカラップの回し溶接継手が疲労加重を受ける構造部材に存在する場合などを考えている。本発明においては、既に述べているように、溶接金属における低Ｍｓ温度化を図り、さらに強度範囲を制御することも利用して残留応力を低減させ疲労強度向上をもたらすものであるが、鋼材ＨＡＺの残留応力低減には、この溶接金属の変態膨張に対する反力を利用している。この反力を利用する方法は、全ての溶接継手に適用できるものではないため、この方法が有効になる溶接継手に限定しなければならない。この技術は、図１に示すような継手形状で有効になる。しかも、このような継手は、溶接構造物でしばしば疲労が問題となる継手である。本発明における溶接継手、すなわち面外ガセット、カバープレート、またはスタッドが疲労荷重を受ける構造部材に溶接されている継手、あるいは、スカラップを有する構造部材が回し溶接にて取り付けられている溶接継手は、図１に示すような鋼材ＨＡＺの残留応力を溶接金属変態膨張に対する反力の作用で低減できる溶接継手であり、かつ、溶接構造物の疲労強度を決定する溶接継手であるため、本発明ではこれら溶接継手に限定した。
【００２２】
次に、面外ガセットおよびスカラップを有する構造部材の端部からの開先の範囲を限定した理由について述べる。
端部に存在する応力集中部は、ビード止端部と回し溶接部内部に存在する未溶着部分の２個所がある。疲労という観点からは、通常はビード止端部の方が厳しい部位であるが、本発明によりこの部位の疲労強度向上は達成されている。そこでもう１つの応力集中部である端部近傍の未溶着部分、すなわちルート部の疲労強度を改善すればより高疲労強度が実現することが明白である。ガセットおよびスカラップを有する構造部材の端部より開先をもうけるのは、この未溶着部分を減らし応力集中を低く押さえるためのものである。従って、この開先は、継手の静的強度向上を目的とするものではないため、必ずしも溶接部全体に対して開先をもうける必要はない。しかし、開先の範囲がせますぎれば、応力集中を押さえることができず、開先をもうけない場合と同様な疲労強度になる可能性がある。開先範囲を５ｍｍ以上としたのは、開先をもうけることの効果が期待できる最低の値として設定した。なお、応力集中を押さえるという観点からは、この開先範囲は好ましくは２ｃｍ以上に設定することが望ましい。
【００２３】
次に、面外ガセットまたはスカラップを有する構造部材の端部から開先をもうけた場合で、開先をもうけた範囲における回し溶接部内側の未溶着部分の面積の開先をもうけない場合に対する減少量を限定した理由について述べる。
面外ガセットまたはスカラップを有する構造部材の端部から開先をもうけるのは、本発明における第１、第２および第３の技術思想によりビード止端部の高疲労強度が達成しているため、相対的に疲労強度が低くなった回し溶接部内側の未溶着部分が形成する応力集中部、すなわちルート部の疲労強度を向上させる、という理由による。そのため、疲労強度向上効果が顕著になるまでに応力集中を抑えなければ、この目的を達成し得ない。この理由により、本発明では開先範囲を限定したことはすでに述べた。しかし、開先形状が不適切なため、未溶着部分が開先をもうけない場合と同程度残った場合は、たとえ開先範囲が適切であったとしても応力集中を抑えることはできず、継手全体としての疲労強度をさらに高めるまでには至らない。開先をもうけない場合に対する、未溶着部分の面積の減少量の下限を１０％としたのは、開先をもうけた効果が認められる最低の条件として設定した。なお、応力集中を抑えルート部の疲労強度を向上させるという観点からは、この減少量の下限は、好ましくは２０％と設定することが望ましい。
【００２４】
次に、降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。
下限の４０ｋｇ／ｍｍ²は、降伏強度がこれ未満であると、残留応力低減効果が確実に期待できるようになるためには、Ｍｓ温度が１５０℃より低くならなければならない。Ｍｓ温度がこれより低い場合は、工業的価値の低い材料に限定されてしまい、このことは本発明の本意に反するため、下限を４０ｋｇ／ｍｍ²とした。なお好ましくは、降伏強度の下限は５０ｋｇ／ｍｍ²以上であることが望ましい。上限の１２０ｋｇ／ｍｍ²は、これ以上高い降伏強度を得るためには、多くの特殊合金元素を添加しなければならず、やはり工業的価値が低くなるため上限を１２０ｋｇ／ｍｍ²とした。
【００２５】
次に、下記式に示されるパラメーターＰを導入し、その値の範囲を限定した理由について述べる。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９（ｉ）
パラメーターＰａは、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの成分値で計算される。これら成分は、溶接金属に添加することにより強度を向上させ、かつＭｓ温度を低下させる働きを持つ。特に、Ｍｓ温度を低減させる元素という意味では、これらＣ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、最も有効利用すべき元素である。強度を向上させるという観点からは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどのような炭化物を形成する元素の有効利用も考えられるが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどでＭｓ温度が充分低くなるほど添加すると、継手特性上大きな問題が生じ好ましくない。一方、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏのＭｓ温度を低減し残留応力を下げる働きは、必ずしも同一ではないため、それぞれの働きに応じた係数を定め、４つの元素全体としてその効果を表す指標を作成することは、工業的価値が高いと判断し、式（ｉ）で示されるようなＰａを作成したものである。
【００２６】
但し、Ｐａの値にもその適正範囲がある。例えば、Ｐａが小さすぎるとＭｓ温度を低減することが難しく、たとえ他の元素を添加することにより可能になったとしても、溶接継手特性の確保の点から好ましくない。逆に、Ｐａが大きいことは、Ｍｓ温度がより低くなることを意味するが、大きすぎるＰａは、それだけ合金元素の添加を増加させなければならず不経済である。以上のことにより、Ｐａの範囲を０．８５以上、１．３０以下とした。なお、より高疲労強度溶接継手を確実なものとするためには、Ｐａの下限を０．９５に設定することが望ましい。
【００２７】
また、本発明においては、溶接金属の降伏強度を増加させ、残留応力をより確実に低減させるという技術を併用しているため、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度が５０ｋｇ／ｍｍ²以上である場合は、溶接金属に残留オーステナイトが存在する可能性や経済性の観点から、Ｐａの上限は好ましくは１．２５に設定することが望ましい。さらに、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度が６０ｋｇ／ｍｍ²以上である場合は、経済性の観点から、Ｐａの上限は好ましくは１．２０に設定することが望ましい。
【００２８】
次に溶接金属の成分を限定した利用を述べる。
既に述べてきたＭｓ温度や降伏強度を得るための成分系は、実は必ずしも１つではない。本発明における溶接金属は、前記（８）、（９）、（１０）に記述されているＮｉを主として用いる成分系と、前記（１１）、（１２）に記述されているＣｒを主として用いる成分系の２つに分けることができ、以降、前者をＮｉ系溶接金属、後者をＣｒ系溶接金属と呼ぶことにする。
【００２９】
まず、Ｎｉ系溶接金属について、その成分範囲限定理由について説明する。
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化および溶接金属割れの問題を引き起こすため、その上限を０．２％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．０１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。なお、Ｃの上限は、溶接金属割れの観点から、好ましくは０．１５％に設定することが望ましい。
【００３０】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工中においては、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接金属に添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接金属については、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．５％とした。
【００３１】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．０１％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材および溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を１．５％とした。
【００３２】
ＰおよびＳは、本発明では不純物である。しかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属であり、溶接金属に添加することによりオーステナイトの状態をより安定な状態にする元素である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。Ｎｉの下限、８％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量という意味で決定した。Ｎｉの上限、１２％は、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためである。
【００３３】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、溶接金属に添加することによりマルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００３４】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における第２の技術思想である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．０１％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．４％とした。
【００３５】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．３％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために１．０％とした。
【００３６】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．０１％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．４％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００３７】
Ｃｒは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化元素である。また、ＣｒはＭｓ温度を低減する効果も合わせ持つので有効活用すべき元素である。しかし、本発明におけるＮｉ系溶接金属は、主としてＮｉ添加によりＭｓ温度低減を達成しているため、Ｃｒ添加量はＮｉより少なくすべきである。過度のＣｒ添加は必ずしも残留応力低減効果を向上させず、Ｃｒが高価であるため産業上好ましくはない。Ｃｒ添加量の下限０．１％は、これを添加し、残留応力低減効果が得られる最低限の値として設定した。Ｃｒ添加量の上限３．０％は、Ｎｉ系溶接金属については、Ｍｓ温度がＮｉ添加によりすでに低減されていること、他の析出元素により強度も確保されていることから、これ以上添加しても残留応力低減効果があまり変わらなくなる、靱性劣化が顕著になることにより設定した。
【００３８】
ＭｏもＣｒ同様の効果を持つ元素である。しかし、Ｍｏは、Ｃｒ以上に析出硬化が期待できる元素である。そのため、添加範囲はＣｒより狭く設定した。下限の０．１％は、Ｍｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。上限の３．０％は、これ以上添加すると、硬化しすぎるため靱性劣化が顕著になってくるため設定した。
【００３９】
Ｃｏは、Ｔｉ等と異なり、強い析出硬化を生じせしめる元素ではない。しかし、Ｃｏは、それを添加することにより強度増加をもたらし、かつ強度増加を期待しながら靱性を確保するという観点からは、Ｎｉより好ましい元素であることから有効利用すべき元素である。しかし、Ｎｉは、残留応力低減効果を期待できる程度の低Ｍｓ温度を確保するために溶接金属に添加しているため、Ｃｏ添加量の下限０．１％は、Ｃｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、強度増加が過大となり靱性劣化をもたらすためその上限を２．０％とした。
【００４０】
次に、Ｃｒ系溶接金属について、その成分範囲限定理由について説明する。
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接割れの問題や靱性劣化の問題を引き起こすため、その上限を０．０５％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．００１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。
【００４１】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工において、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接金属に添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接金属については、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．７％とした。
【００４２】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における第２の技術思想である変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．４％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を２．５％とした。
【００４３】
ＰおよびＳは、本発明では不純物であしかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。また、Ｎｉはそれを添加することにより溶接金属の靱性を改善するという効果を持つ。Ｃｒ系溶接金属におけるＮｉ添加量の下限４％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量および靱性確保の観点から決定した。Ｎｉ添加量の上限８％は、Ｃｒ系溶接金属においては、次に述べるＣｒ添加によりある程度Ｍｓ温度が低減されていること、および残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためこの値を設定した。
【００４４】
Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォーマーである。しかし、Ｃｒは、それを鉄に添加すると、高温度域ではフェライトであるものの、中温度域ではオーステナイトを形成し、さらに温度が低くなると再びフェライトを形成する。溶接部の場合、溶接入熱量により熱履歴で、低い温度側のフェライトは一般的に得られず、マルテンサイトが得られることになる。これは、Ｃｒを添加することの利点は、焼入性の増加が原因である。すなわち、Ｃｒを添加することによるマルテンサイト変態は、焼入性が増加することによるフェライト変態が生じない点と、Ｍｓ温度そのものが低くなるという２つの点が存在する。これら両方の効果を満たしながら残留応力を低減するための変態膨張を有効利用するＣｒ添加範囲として、下限８％を設定した。上限１５％は、これを上回る量を添加してもその効果が大きくならない上、経済的にもデメリットが大きくなるため、この値を設定した。
【００４５】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、溶接金属に添加することによりマルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００４６】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．００５％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．３％とした。
【００４７】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．０５％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために０．５％とした。
【００４８】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．３％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００４９】
Ｍｏも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化が期待できる元素である。しかし、Ｍｏは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同等な効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ以上に添加する必要がある。Ｍｏ添加量の下限０．１％は、析出硬化による降伏強度増加が期待できる最低値として設定した。また、上限の２．０％は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様、靱性劣化を考慮して決定した。
【００５０】
Ｎは、オーステナイトフォーマーとして知られている元素である。Ｎも添加することによりマルテンサイトが得られやすくなるため、最低限の添加は必要である。Ｎの下限、０．００１％は、Ｃ同様、低Ｍｓ温度が得られるための最低値として定めた。しかし、過大な添加は窒化物を形成し、靱性劣化や延性劣化の問題が発生するためその上限を０．０５％とした。
【００５１】
ＣとＮは、それぞれ炭化物、窒化物を形成する、オーステナイトフォーマーであるなど、その働きが似ており、それら合計、すなわちＣ＋Ｎの量も上限、下限を設定する必要がある。Ｃ＋Ｎの下限、０．００１％は、マルテンサイトを得やすくし、かつＭｓ温度を低くするための最低限の値として、また上限の０．０６％は、炭化物、窒化物による靱性劣化および延性劣化の問題が発生しない限界値として定めた。
【００５２】
以上、溶接金属の成分についてその範囲限定理由について述べてきたが、これれの範囲に溶接金属成分を制御する方法として、溶接ワイヤの成分を制御する方法や、溶接ワイヤおよびフラックスの成分を制御する方法、あるいは溶接心線および被覆フラックスの成分を制御する方法などがあるが、本発明においては、これら方法によらず、溶接金属の成分が前述の範囲内に設定されれば高疲労強度溶接継手が実現できる。さらに、本発明における成分範囲となる溶接金属を形成するような溶接ワイヤ、溶接ワイヤとフラックスの組み合わせ、または溶接心線と被覆フラックスの組み合わせ等は、当該技術者ならば容易に成し得るものである。
【００５３】
溶接止端部を形成する溶接ビードに本発明における溶接金属を形成せしめれば高疲労強度溶接継手が実現するが、止端部溶接ビードが形成された後、さらに他のビードが形成されると残留応力の分布が変化する可能性がある。このビードが新たに溶接止端部を形成するビードになる場合は、このビードに対し本発明が提示する溶接金属になるような材料選択を行った溶接継手を作製すればよい。しかし、そうではない場合は、残留応力分布が変化する可能性があるため、溶接止端部を形成する溶接ビードが、近傍の他の溶接ビードと比べ最終凝固する、すなわち最終ビードになるような溶接順序が選択された溶接継手にすることが望ましい。
【００５４】
【実施例】
表１に、残留応力および疲労強度を調べるために用いたＮｉ系およびＣｒ系溶接金属の成分値を示す。表１に、Ｍｓ温度（℃）およびＭｓ温度における降伏強度を示しているが、これは各溶接金属より直接フォーマスター試験片と引っ張り試験片を採取し、初めにＭｓ温度を測定し、次にその温度で引っ張り試験を行った結果である。
【００５５】
図２は、ビード止端部の残留応力を測定するために作製した角回し溶接継手の図を示している。図２の角回し溶接継手は、面外ガセットの両端部より５ｃｍの範囲内において図３に示す開先をもうけて回し溶接を行っている。溶接部本ビードは通常の溶接材料を用いているが、本溶接終了後、付加ビードとして表１にある、ＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめた継手である。残留応力は、図中に示すような溶接止端部にゲージ長さ２ｍｍのひずみゲージを貼り付け、機械加工で応力を緩和させる、いわゆる切断法で測定した。
【００５６】
図４に残留応力測定結果を示したが、図４より明らかなように、本発明例ではＷＡ、ＷＢ、ＷＨは圧縮残留応力になっているのに対し、ＷＦはＮｉ添加不足のため残留応力は引っ張りである。
図５は、図２に示す面外ガセットを角回し溶接で取り付けた溶接継手の疲労強度を示している。疲労荷重付加方向は、図２にある矢印方向、すなわち、面外ガセット長手方向である。疲労強度を調査する場合は、開先をもうけた場合とそうでない場合の比較も行えるようにするため、ガセット端部より５ｃｍの範囲内に図３に示す開先をもうけた場合とそうでない場合の２種類の継手を作製し、図２に示す付加ビードとしてＷＡの溶接金属を形成せしめた。表１のＷＦ、ＷＢ、ＷＨについては、開先をもうけた継手に対して付加ビードとして形成させた。疲労は、開先をもうけた継手では、付加ビードが形成している溶接止端部より発生し鋼材ＨＡＺに亀裂が伝播し、開先をもうけない場合は、角回し溶接部内側の未溶着部分の応力集中部が存在する端部より伝播した。図５には、点線および実線で疲労寿命を示した。図５より、本発明例であるＷＡ、ＷＢ、ＷＨは明らかに比較例であるＷＦより疲労寿命および疲労限が向上しており、かつ、同じ本発明例の溶接金属でも、ＷＡの実施例からわかるように、開先をもうけた場合の方が寿命は長い。
【００５７】
図６は、図２と同様な形状を示している面外ガセットを角回し溶接にて取り付けた溶接継手を示している。しかし、図６の溶接継手には、疲労荷重として、面外ガセット直角方向（図５中矢印の方向）に荷重を付加して疲労試験を行った。なお、図６では、面外がセットについては特に開先をもうけていない。この場合、疲労が問題となる溶接止端部を形成する溶接ビードは溶接部の本ビードそのものである。そこで、図６の継手では、表１に示すＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を本ビードに形成せしめ、継手を作製した。図７は、その疲労強度を示しているが、明らかに本発明例のほうが疲労強度が高い。
【００５８】
次に、角回し溶接部同様疲労がよく問題となる、カバープレートが疲労加重を受ける部材に溶接されている継手における疲労強度を調べた。図８は、疲労強度をを調べた試験片形状を示している。図中の付加ビードは、カバープレートを溶接で接合した後に形成されたビード、すなわち最終ビードである。この付加ビードに対し、表１に示す、ＷＣ、ＷＤ、ＷＥ、ＷＧの溶接金属を形成せしめ継手を作製した。図９には、図８の溶接継手の疲労強度を示している。図５同様、点線および実線で疲労寿命を示した。カバープレートを取り付けた溶接継手においても、本発明例の継手は比較例と比べ疲労寿命、疲労限共に高いことが実証された。
【００５９】
次に、前記角回し溶接継手およびカバープレート取り付け継手同様、疲労が問題となるスタッドが取り付けられた溶接継手が疲労加重を受ける部材に溶接されている継手における疲労強度を調べた。図１０は、疲労強度をを調べた試験片形状を示している。図中のハッチングを施した部分が溶接ビードであり、この部分に表１に示しているＷＦ、ＷＣ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめ継手を作製した。図１１には、図１０の溶接継手の疲労強度を示している。図５同様、疲労寿命を点線および実線にて示した。図１１で明らかなように、スタッドを取り付けた継手においても本発明例の溶接継手は比較例と比べ疲労寿命、疲労限共に高い。
【００６０】
図１２は、スカラップを有する溶接継手形状を示している。図１２中の付加ビード部分に、表１に示すＷＣ、ＷＦ、ＷＢ、ＷＥ、ＷＨの溶接金属を形成せしめ継手を作製した。また、面外ガセット（図２）の場合と同様に、回し溶接部内側の未溶着部分を小さくするために、スカラップの端部より５ｃｍの範囲で図３に示すような開先をもうけた継手と開先をもうけない継手を作製した。表１のＷＣ、ＷＦ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属は、開先をもうけた継手に対して図１２に示す付加ビードとして形成せしめ、ＷＥは、開先をもうけない継手に対して付加ビードとして形成せしめた。図１３は、その疲労強度を示している。図５同様、点線および実線で疲労寿命を示した。図１３より、本発明例の継手は、比較例より、疲労限、疲労寿命ともに高く、特に、開先をもうけた場合の疲労強度向上効果はより顕著である。
【００６１】
次に、面外ガセットを回し溶接にて疲労加重を受ける構造部材の取り付けた継手に対し、表１に示す溶接金属、ＷＪ、ＷＫ、ＷＬ、ＷＭ、ＷＮを付加ビードとして形成せしめた溶接継手の疲労強度を調べた。このとき、面外ガセットには図３に示す開先をもうけたものともうけないものがあるが、開先をもうけた範囲を種々変化させ、その効果も比較できるようにした。疲労加重として、公称応力範囲を２００ＭＰａとし、そのときの疲労寿命を表２に示した。表２の結果から、付加ビードの効果や開先の効果が理解できる。
【００６２】
表２の、Ｎｏ．１〜４は、表１の溶接金属ＷＩを付加ビードとして形成せしめた場合の疲労寿命を示している。Ｎｏ．１〜４を比較すると、開先がないＮｏ．１の疲労寿命と開先範囲を５ｃｍ、３ｃｍとしたＮｏ．２、３の疲労寿命は、明らかにＮｏ．２、３の方が長く、開先を面外ガセットにもうけた場合の方が疲労強度が向上していることがわかる。これは、Ｎｏ．１では、疲労亀裂が回し溶接内側の未溶着部分端の応力集中部、すなわちルート部より発生していることによる。しかし、Ｎｏ．４のように開先範囲が４ｍｍと狭い場合は、開先をもうけないＮｏ．１と大差ない結果であった。なお、Ｎｏ．１〜４は、比較例であるＮｏ．１０〜１６のいずれの場合より疲労寿命が長かった。
【００６３】
Ｎｏ．５、６、７は付加ビードとして表１のＷＪの溶接金属を形成せしめた場合の疲労寿命を調べた結果である。Ｎｏ．１〜４同様、開先をもうけなかったＮｏ．５の寿命は、Ｎｏ．６の場合より短い。しかし、それでもＮｏ．５の寿命は、比較例であるＮｏ．１０〜１６のいずれの場合より疲労寿命が長かった。Ｎｏ．７は、開先を３ｃｍの範囲でもうけた場合であるが、未溶着部分の幅が５％しか減少しておらず、この場合、Ｎｏ．５と同様な疲労寿命であった。
【００６４】
表２のＮｏ．８、９は、付加ビードとして表１の溶接金属ＷＫを形成せしめた場合の継手における疲労寿命を示しているが、いずれも比較例であるＮｏ．１０〜１６より寿命が長い。
Ｎｏ．１０〜１６は、表１の溶接金属ＷＬ、ＷＭ、ＷＮを付加ビードとして形成せしめた場合の疲労寿命を示している。表２よりわかるように、本発明例であるＮｏ．１〜９の疲労寿命より短い。
【００６５】
さらに、比較例では、面外ガセットに開先をもうけた場合とそうでない場合とでほぼ同じ疲労寿命であることがわかる。これは、疲労亀裂発生箇所が溶接ビード止端部であるため、回し溶接内側のルート部の応力集中を抑えても継手の疲労強度はビード止端部で決定されているためである。一方、本発明例Ｎｏ．１〜９では、開先をもうけない場合でも疲労寿命が向上でき、さらに開先をもうけることにより継手全体としての疲労寿命がより向上することがわかった。
【００６６】
【表１】

【００６７】
【表２】

【００６８】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、溶接止端部の疲労強度向上が実現でき、実用的な施工方法のみで作製可能な高疲労強度溶接継手を提供することが可能である。したがって、本発明は工業的価値の極めて高い発明であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、溶接金属の変態膨張方向およびその反力により残留応力が低減される鋼材ＨＡＺ領域を説明した斜視図である。
【図２】図２（１）および（２）は、面外ガセットを疲労荷重を受ける構造部材に角回し溶接で取り付け、さらに付加ビードを形成させた溶接継手を示す（１）斜視図、およびその溶接継手における残留応力測定位置を説明した（２）平面図である。
【図３】図３は、面外ガセットまたはスカラップを有する構造部材にもうけた開先形状を示した断面図である。
【図４】図４（１）〜（４）は、図２の溶接継手において、付加ビードとして、それぞれ表１に示す（１）ＷＦ、（２）ＷＡ、（３）ＷＢ、（４）ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの残留応力測定結果を示した断面図である。
【図５】図５は、図２の溶接継手において、付加ビードとして、表１に示すＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図６】図６は、面外ガセットを角回し溶接にて疲労荷重を受ける構造部材に取り付け時の継手を示した斜視図である。
【図７】図７は、図６の溶接継手において、溶接部に表１に示すＷＦ、ＷＡ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図８】図８は、疲労荷重を受ける構造部材にカバープレートを溶接にて取り付け、さらに付加ビードを形成させた溶接継手を説明した斜視図である。
【図９】図９は、図８の溶接継手において、付加ビードとして、表１に示すＷＤ、ＷＣ、ＷＥ、ＷＧの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図１０】図１０は、疲労荷重を植える構造部材にスタッドをまわし溶接して取り付けた溶接継手を説明した斜視図である。
【図１１】図１１は、図１０の溶接継手において、溶接部として、表１に示すＷＦ、ＷＣ、ＷＢ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示したグラフである。
【図１２】図１２は、スカラップを有する構造部材をまわし溶接にて取り付け、さらに角回し部に付加ビードを形成させた継手を説明した図である。
【図１３】図１３は、図１２の溶接継手において、付加ビードとして、表１に示すＷＣ、ＷＦ、ＷＢ、ＷＥ、ＷＨの溶接金属を形成せしめたときの溶接継手における疲労強度を示した斜視図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a welded joint having high fatigue strength in order to improve the reliability of a welded structure.
[0002]
[Prior art]
Fatigue cracks that occur in welds have a significant impact on the reliability of the entire structure, and therefore, attempts have been made to improve the fatigue characteristics. The portion where fatigue cracks are likely to occur is a welded portion, and the reason is that a stress concentration portion exists in the welded portion, a residual tensile stress is generated, and the like. Solving these causes is effective for realizing a welded joint having high fatigue strength. Therefore, as a high fatigue strength welded joint in the prior art, joints that have undergone decorative welding by mechanical method or TIG welding to reduce stress concentration, and compressive residual stress is simultaneously introduced into the site where fatigue occurs using peening. There were joints with reduced stress concentration. Since these joints directly increase the structure manufacturing cost, a welded joint with improved fatigue strength other than such a joint has been desired.
[0003]
Recently, attention has been focused on a technique for reducing the residual stress by utilizing the transformation expansion of the weld metal, thereby improving the fatigue strength. For example, Ota et al. Reports on the improvement of fatigue strength of corner-welded joints using the transformation expansion of weld metal in the 61st pp. According to this report, by lowering the temperature at which transformation starts from austenite to martensite (Ms temperature), expansion due to transformation becomes larger than thermal shrinkage after transformation, and as a result, compressive residual stress is introduced, A high fatigue strength welded joint will be obtained. According to Ota et al., The main plate (flat plate) of the corner-turned welded joint is preheated and the adjunct (vertical plate) is welded at room temperature to confirm improvement in fatigue strength. The welded joint reported by Ota et al. Has many problems in terms of construction cost, such as preheating from the viewpoint of construction work, and keeping the vertical plate at room temperature.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
It is an existing knowledge that the residual stress tends to be reduced when the transformation temperature is lowered, and it is easily assumed that the fatigue strength is affected by the residual stress. However, a high fatigue strength welded joint that can be produced by using a simple construction method applicable to a working construction has not been established yet. Although the method of Ota et al. Uses a technique of reducing residual stress, the employed construction method is not practical and is not a welded joint suitable for implementation. On the other hand, the conventional joint subjected to decorative welding by peening or TIG welding itself becomes a factor of increasing the construction cost of the welded structure. If a joint having a high fatigue strength is established by introducing compressive residual stress into the welded part by simple construction, the effect becomes enormous from the viewpoint of improving the reliability of the welded structure.
[0005]
An object of the present invention is to provide a high fatigue strength welded joint that can be produced by a simple welding method using low-temperature transformation expansion.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In view of the circumstances as described above, the inventors have studied various techniques for reducing the residual stress of the welded portion and improving the fatigue strength, and have completed the present invention as a result of intensive studies so far. The gist is as follows.
(1) The temperature at which transformation starts from austenite to martensite is 350 ° C. or lower and 150 ° C. or higher with respect to the weld bead forming the weld toe where fatigue becomes a problem.And the yield strength is 40 kg / mm at a temperature at which transformation from austenite to martensite begins. ² 120 kg / mm ² Less thanA high fatigue strength welded joint characterized in that a weld metal is formed.
(2) One or more of out-of-plane gussets, cover plates, or studs are welded to the structural member subjected to fatigue load(1)The high fatigue strength welded joint described.
(3) A structure in which out-of-plane gussets are welded to structural members that receive fatigue load, and at both ends of the gusset, a groove is provided over a range of 5 mm or more from the end, and the gusset and gusset in the range where the groove is provided are attached. The area of the unwelded portion existing between the members is reduced by 10% or more with respect to the area of the unwelded portion when no groove is provided.(2)The high fatigue strength welded joint described.
(4) The structural member receiving fatigue load having scallops is welded to the structural member by turning welding.(1)The high fatigue strength welded joint described.
(5) For structural members that have fatigue loads with scallops, a groove is provided in the range of 5 mm or more from the end of the scallop, and there is a gap between the structural member having a scallop in the range where the groove is provided and the structural member to which it is attached. The area of the unwelded portion to be reduced by 10% or more with respect to the area of the unwelded portion when no groove is provided(4)The high fatigue strength welded joint described.
(6) C, Ni, Cr and Mo are weight percentages of the respective components, and a weld metal having a parameter Pa defined by the following formula of 0.85 or more and 1.30 or less is formed. (1), (2), (3),(4) or (5)The high fatigue strength welded joint described.
[0007]
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19
(7)% By weight, C: 0.01 to 0.2%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.01 to 1.5%, P: 0.03% or less, S: 0.0. The above (1), (2), (3), (4), characterized in that a weld metal containing 02% or less, Ni: 8-12%, the balance being iron and inevitable impurities is formed. ,(5) or (6)The high fatigue strength welded joint described.
(8) Weld metal further containing one or more of Ti: 0.01 to 0.4%, Nb: 0.01 to 0.4%, V: 0.1 to 1.0% by weight% Is formed.(7)The high fatigue strength welded joint described.
(9) 1% by weight of Cu: 0.05-0.4%, Cr: 0.1-3.0%, Mo: 0.1-3.0%, Co: 0.1-2.0% A weld metal further containing a seed or two or more kinds is formed.(7) or (8)The high fatigue strength welded joint described.
(10)% By weight, C: 0.001 to 0.05%, Si: 0.1 to 0.7%, Mn: 0.4 to 2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.0. 02% or less, Ni: 4 to 8%, Cr: 8 to 15%, N: 0.001 to 0.05%, C + N: 0.001 to 0.06%, the balance being iron and inevitable (1), (2), (3), (4), characterized in that a weld metal made of impurities is formed.(5) or (6)The high fatigue strength welded joint described.
(11) 1% by weight, Mo: 0.1-2.0%, Ti: 0.005-0.3%, Nb: 0.005-0.3%, V: 0.05-0.5% A weld metal further containing a seed or two or more kinds is formed.(10)The high fatigue strength welded joint described.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
First, the technical idea of the present invention will be described.
The first technical idea of the present invention is an idea that a high fatigue strength welded joint can be obtained by reducing the residual stress at the bead toe where fatigue cracks occur.
[0009]
As the weld metal transforms from austenite to martensite during the cooling process, the volume increases, i.e., expands. At this time, the weld metal is constrained from the surrounding portions, and thus compressive stress is generated. However, the introduction of compressive stress accompanying transformation expansion also returns to the tensile stress state while cooling to room temperature if the subsequent thermal contraction is large. Except for some stainless steel materials, welding materials used for ordinary steel materials always undergo transformational expansion at a certain temperature. However, since the temperature is high, subsequent thermal shrinkage will eventually generate tensile residual stress. To do. Since thermal shrinkage is a change in temperature multiplied by a coefficient of thermal expansion, it is only necessary to reduce this change in temperature in order to make the residual stress as small as possible and, in some cases, to obtain a compressed state.
[0010]
There are two possible methods for reducing this temperature change. One is a method using a material that lowers the Ms temperature, and the other is a method of preheating the plate. The method of preheating the plate is eventually cooled to the outside air temperature, so it seems that the temperature change at first glance is not reduced. However, if preheating is performed, the temperature distribution of the plate becomes uniform in a temperature region higher than room temperature, and since the uniform temperature is maintained in the subsequent cooling process, no thermal stress is generated. Therefore, the Ms temperature and the temperature distribution of the plate The difference in temperature when the temperature becomes uniform is the temperature change in this case. This is due to the fact that if the temperature distribution of the plate is uniform, no thermal stress is generated even when heated or cooled. In a normal material, the Ms temperature is around 450 ° C., but it is not practical to set the preheating to a value close to that. Therefore, it can be seen that selection of using a material having a low Ms temperature is indispensable as a method of reducing the temperature change, that is, reducing the thermal shrinkage after transformation. However, if the value of the Ms temperature is inappropriate or if the material selection is inappropriate, the residual stress cannot be reduced only by the material, and additional measures such as using preheating are necessary. In fact, Ota et al. Achieved this by preheating a high fatigue strength welded joint.
[0011]
If an attempt is made to apply a low Ms temperature material to the construction, it is desirable that construction can be performed without preheating to reduce residual stress and achieve a high fatigue strength welded joint. This is not only the construction cost, but unlike the case of fatigue test specimens, the actual structure must be preheated only in the vicinity of the welded part, so-called local preheating. This is because of concern. Therefore, an object of the present invention is to provide a welded joint in which residual stress is reduced to such an extent that high fatigue strength can be expected without preheating.
[0012]
In the present invention, as described above, the purpose is to improve fatigue strength by using transformation expansion by lowering the Ms temperature of the weld metal, but in addition to this, in order to further reduce the residual stress, As a second technical idea in the present invention, there is an idea that the yield strength of the weld metal at the Ms temperature is set to an appropriate value. In general, it is necessary to add C, Ni, Cr, or the like to a material having a low Ms temperature, and it is considered that a certain degree of strength is secured. However, in order to reliably achieve a high fatigue strength welded joint, it is desirable to set the strength within an appropriate range. The technical idea for controlling the strength comes from the fact that even if transformation expansion occurs, there is a limit to the compressive elastic strain caused by this, and the value is the value obtained by dividing the yield strength by the Young's modulus. It is.
[0013]
Here, for example, consider the case where the transformation expansion amount of the weld metal is 3%. If the weld metal is completely constrained from the surroundings, the 3% transformation expansion will introduce 3% compression strain, resulting in a total strain of 0%. At this time, the compressive strain of 3% can be classified into plastic strain and elastic strain. However, since the elastic strain has a limit as described above, the rest must be plastic strain. The weld metal then undergoes thermal shrinkage, which in turn introduces tensile strain into the weld metal. Due to this tensile strain, the amount of elastic compressive strain introduced at the time of transformation expansion is reduced, and depending on the amount of thermal contraction, it may become tensile strain.
[0014]
From this consideration, it is understood that even if the amount of heat shrinkage is reduced, that is, the Ms temperature is lowered, the residual stress cannot be reduced if the compression elastic strain limit (maximum value) is small. On the contrary, by increasing the compression elastic strain limit, it is possible to reliably reduce the residual effect, and thus to achieve the compression state, and more reliably achieve the high fatigue strength welded joint which is the object of the present invention. Means you can. The reason why such an argument always holds is due to the fact that the transformation expansion strain is always larger than the elastic strain limit. In order to increase the elastic strain limit, the yield strength may be increased. For this purpose, the yield strength of the weld metal must be set to an appropriate value. This is the second technical idea in the present invention.
[0015]
The present invention includes the two technical ideas described so far, namely, the use of a weld metal having a low Ms temperature and the increase of the elastic strain limit by increasing the yield strength of the weld metal, as well as the weld heat affected zone of the steel material. There is a third technical idea that the residual stress of (HAZ) can be reduced by utilizing the transformation expansion of the weld metal.
Fatigue cracks are not necessarily weld metal from the bead toe where fatigue occurs, but rather progress to steel HAZ. However, in the present invention, the steel itself is not necessarily a low Ms temperature material. However, in the present invention, by forming a low Ms temperature weld metal on the bead forming the toe portion, it is considered that the residual stress equivalent to the weld metal can be introduced into the steel material HAZ as the reaction force. Since the residual stress is a stress distribution in a situation where no external force is applied, there is a characteristic that the resultant force is 0 as a whole. Thus, the introduction of compressive residual stress also means introducing tensile residual stress somewhere else in the weld. However, fatigue occurs mainly from the stress concentration part (bead toe) on the surface, and the value of the residual stress there is important. Therefore, the residual stress in the fatigued part is reduced, and high residual stress generates fatigue. High fatigue strength welded joints can be realized if they are distributed in the parts where there is no danger.
[0016]
FIG. 1 shows a corner-turn welded joint that is considered to be the most severe from the viewpoint of fatigue problems. When the hatched weld bead in FIG. 1 undergoes transformation expansion at a low temperature, as can be seen from the drawing, a compressive stress may be introduced as a reaction force into the steel HAZ, for example, the regions A and B in FIG. It can be understood. Here, it should be noted that the compressive stress of the steel material HAZ is not introduced because the steel material itself has undergone transformation expansion, but is a reaction force against the transformation expansion of the weld metal. Accordingly, the residual stress in the direction perpendicular to the weld bead can be reduced in the region A in FIG. 1, and the residual stress in both the weld bead direction and the direction perpendicular to the bead can be reduced in the region B. Since the fatigue crack is generated from the bead toe, the residual stress here is reduced. On the other hand, in the HAZ located under the weld bead, that is, in the steel material, a tensile stress is introduced due to the expansion of the bead. However, since this portion is not a fatigue crack occurrence site, an improvement in fatigue strength can be expected as a whole welded joint.
[0017]
Next, the 4th technical thought in this invention is described.
In the present invention, the fatigue strength of the bead toe is improved by the first, second and third technical ideas already described. However, as a whole welded joint, even if the fatigue strength of the bead toe is improved, if a fatigue crack occurs in another part, the welded joint as a whole is determined by the fatigue strength there. Normally, fatigue cracks are generated from the toe end of the bead because the fatigue strength thereof is the lowest. Therefore, in the present invention, the bead stop is performed according to the first, second and third technical ideas. The purpose was to improve the fatigue strength of the edges. With this alone, the fatigue strength of the welded part can be expected to be improved sufficiently, but the fatigue strength of the bead toe has improved, so that the fatigue strength of other parts may determine the fatigue strength of the entire welded joint. . In order to further improve the fatigue strength as a welded joint, it is desirable to improve the fatigue strength of a portion where there is a risk of causing a fatigue crack outside the toe portion. In the joint handled in the present invention, the portion where there is a risk of generating this fatigue crack other than the bead toe is an unwelded portion existing inside the turn welded portion. For example, unwelded parts that exist between gussets and structural members when out-of-plane gussets are attached to structural members by welding, especially unwelded parts near the corner turning parts themselves form stress concentration parts. Therefore, there is a risk of fatigue cracks from there.
[0018]
Therefore, in the present invention, there is a fourth technical idea that the unwelded portion near the corner turning portion is reduced and the fatigue strength there is improved. Since the fourth technical idea does not necessarily improve the fatigue strength of the bead toe where a fatigue crack occurs in a normal welded joint, it is used in combination with the first, second, and third technical ideas in the present invention. This is a technology that can be expected to be effective. Conversely, by combining these technical ideas, it is possible to reliably realize a high fatigue strength welded joint.
[0019]
As described above, the present inventors have discovered a mechanism for reducing the residual stress at a fatigue crack occurrence site, and have further conducted intensive research on the relationship with the fatigue strength of welded joints. It came to discover the strength welded joint.
Next, the reason for limiting the yield strength range of the weld metal at the Ms temperature range and the Ms temperature will be described.
[0020]
The Ms temperature also shows a value of 500 ° C. or less in ordinary steel and weld metal, and in many cases is 450 ° C. or less. This value depends on the component. For example, as can be seen from the welded CCT chart of welded structural steel published by the Japan Iron and Steel Institute, the Ms temperature can be lowered to about 350 ° C. by adding about 5% of Ni. . However, when the Ms temperature is higher than 350 ° C., the residual stress reduction effect is not sufficient, and the fatigue strength improvement effect cannot be expected. On the other hand, in order to set the Ms temperature to 150 to 350 ° C., it is possible to achieve with an industrially valuable material, and within the range where fatigue strength can be improved by reducing residual stress. The lower limit of 150 ° C. of the Ms temperature was set as a lower limit that can be realized with a material having industrial value. According to the second technical concept of the present invention, the upper limit of the Ms temperature is 350 ° C. Even if this value is higher than 350 ° C., if the yield strength is sufficiently high, the residual stress reduction effect can be expected, and as a result, the fatigue strength can also be improved. Although the yield strength is too high, there is also a problem whether it can be realized with a material having industrial value. In addition, since the lower Ms temperature is preferable for reducing the residual stress, it is desirable to set the Ms temperature to be 300 ° C. or lower.
[0021]
Next, the reason for limiting the shape of the welded joint will be described.
The present invention contemplates a case in which an out-of-plane gusset, a cover plate, and a stud are welded to a structural member subjected to fatigue load, and a case in which a scallop-turn welded joint is present in a structural member subjected to fatigue load. In the present invention, as already mentioned, the Ms temperature in the weld metal is reduced, and the strength range is also controlled to reduce residual stress and improve fatigue strength. In order to reduce the residual stress, the reaction force against transformation expansion of the weld metal is used. Since the method using this reaction force is not applicable to all welded joints, it must be limited to welded joints where this method is effective. This technique is effective with a joint shape as shown in FIG. Moreover, such a joint is a joint in which fatigue often becomes a problem in a welded structure. A welded joint according to the present invention, that is, a joint in which an out-of-plane gusset, a cover plate, or a stud is welded to a structural member subjected to fatigue load, or a welded joint in which a structural member having a scallop is attached by turning welding, Since this is a welded joint that can reduce the residual stress of the steel material HAZ as shown in FIG. 1 by the action of the reaction force against the weld metal transformation expansion, and is a welded joint that determines the fatigue strength of the welded structure, these are used in the present invention. Limited to welded joints.
[0022]
Next, the reason why the range of the groove from the end of the structural member having the out-of-plane gusset and the scallop is limited will be described.
There are two stress concentrating portions present at the end portions, that is, a bead toe portion and a non-welded portion existing inside the welded portion. From the viewpoint of fatigue, the bead toe is usually a more severe part, but the fatigue strength of this part has been improved by the present invention. Thus, it is apparent that higher fatigue strength can be realized by improving the fatigue strength of the unwelded portion near the end, which is another stress concentration portion, that is, the root portion. The reason why the groove is formed from the end portion of the structural member having the gusset and the scallop is to reduce the unwelded portion and to reduce the stress concentration. Therefore, since this groove is not intended to improve the static strength of the joint, it is not always necessary to make a groove on the entire welded portion. However, if the groove range is too small, the stress concentration cannot be suppressed, and there is a possibility that the fatigue strength is the same as in the case where no groove is formed. The groove range of 5 mm or more was set as the lowest value at which the effect of creating a groove could be expected. From the viewpoint of suppressing the stress concentration, the groove range is preferably set to 2 cm or more.
[0023]
Next, when the groove is provided from the end of the structural member having the out-of-plane gusset or scallop, the area of the unwelded portion inside the turning weld in the range where the groove is provided is reduced compared to the case where the groove is not provided. The reason for limiting the amount will be described.
The reason why the groove is formed from the end of the structural member having the out-of-plane gusset or scallop is that the high fatigue strength of the bead toe is achieved by the first, second, and third technical ideas in the present invention. This is because the fatigue strength of the stress concentrated portion formed by the unwelded portion inside the turned welded portion, in which the fatigue strength is relatively low, that is, the root portion is improved. Therefore, this purpose cannot be achieved unless the stress concentration is suppressed before the fatigue strength improvement effect becomes significant. For this reason, it has already been described that the groove range is limited in the present invention. However, because the groove shape is inappropriate, if the unwelded part remains as much as it does not have a groove, stress concentration cannot be suppressed even if the groove range is appropriate. The fatigue strength as a whole cannot be further increased. The lower limit of the amount of decrease in the area of the unwelded portion with respect to the case where no groove is provided is set to 10%, which is set as the lowest condition where the effect of providing the groove is recognized. From the viewpoint of suppressing stress concentration and improving the fatigue strength of the root portion, the lower limit of this reduction amount is preferably set to 20%.
[0024]
Next, the reason for limiting the range of yield strength will be described.
Lower limit of 40kg / mm²If the yield strength is less than this, the Ms temperature must be lower than 150 ° C. in order to ensure that the residual stress reduction effect can be expected. If the Ms temperature is lower than this, the material is limited to a material having a low industrial value, and this is contrary to the intention of the present invention. Therefore, the lower limit is 40 kg / mm.²It was. Preferably, the lower limit of yield strength is 50 kg / mm.²The above is desirable. Upper limit of 120kg / mm²In order to obtain a higher yield strength, many special alloy elements must be added, and since the industrial value is also lowered, the upper limit is 120 kg / mm.²It was.
[0025]
Next, the reason why the parameter P shown in the following formula is introduced and the range of the value is limited will be described.
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19 (i)
The parameter Pa is calculated by component values of C, Ni, Cr and Mo. These components have the function of improving the strength and reducing the Ms temperature when added to the weld metal. In particular, in terms of elements that reduce the Ms temperature, these C, Ni, Cr, and Mo are elements that should be most effectively used. From the viewpoint of improving the strength, effective use of elements that form carbides such as Ti, Nb, and V is also conceivable. A big problem occurs and is not preferable. On the other hand, the actions of reducing the Ms temperature of C, Ni, Cr, and Mo and lowering the residual stress are not necessarily the same. Therefore, a coefficient corresponding to each action is determined, and an index representing the effect of the four elements as a whole is created. It is determined that the industrial value is high, and Pa as shown by the formula (i) is created.
[0026]
However, there is an appropriate range for the value of Pa. For example, if Pa is too small, it is difficult to reduce the Ms temperature, and even if it becomes possible by adding other elements, it is not preferable from the viewpoint of securing weld joint characteristics. Conversely, a large Pa means that the Ms temperature becomes lower, but a too large Pa is uneconomical because the addition of alloying elements must be increased accordingly. From the above, the range of Pa was set to 0.85 or more and 1.30 or less. In order to ensure a higher fatigue strength welded joint, it is desirable to set the lower limit of Pa to 0.95.
[0027]
In the present invention, since the technique of increasing the yield strength of the weld metal and reducing the residual stress more reliably is used in combination, the yield strength of the weld metal at the Ms temperature is 50 kg / mm.²In the case described above, the upper limit of Pa is preferably set to 1.25 from the viewpoint of the possibility that residual austenite exists in the weld metal and the economical efficiency. Furthermore, the yield strength of the weld metal at the Ms temperature is 60 kg / mm.²If this is the case, the upper limit of Pa is preferably set to 1.20 from the viewpoint of economy.
[0028]
Next, the use which limited the component of the weld metal is described.
In fact, the component system for obtaining the Ms temperature and the yield strength already described is not necessarily one. The weld metal in the present invention includes a component system mainly using Ni described in (8), (9) and (10), and a component mainly using Cr described in (11) and (12). In the following, the former will be referred to as Ni-based weld metal and the latter as Cr-based weld metal.
[0029]
First, the reason for limiting the component range of the Ni-based weld metal will be described.
C serves to lower the Ms temperature by adding it to iron. On the other hand, however, excessive addition causes problems of weld metal toughness degradation and weld metal cracking, so the upper limit was made 0.2%. However, when C is not added, it is difficult to obtain martensite, and it is not economical because residual stress must be reduced only with other expensive elements. The case where C is added in an amount of 0.01% or more is limited to using C which is an inexpensive element, and is set as a minimum value at which the economic merit is obtained. The upper limit of C is preferably set to 0.15% from the viewpoint of weld metal cracking.
[0030]
Si is known as a deoxidizing element. Si has the effect of lowering the oxygen level of the weld metal. Especially during welding, there is a risk of air being mixed during welding, so it is extremely important to control the amount of Si to an appropriate value. First, regarding the lower limit of Si, when the amount of Si added to the weld metal is less than 0.1%, the deoxidation effect is weakened, the oxygen level in the weld metal becomes too high, and mechanical properties, particularly toughness, are reduced. Risk of deterioration. Therefore, the lower limit of the weld metal is set to 0.1%. On the other hand, excessive addition of Si also causes toughness deterioration, so the upper limit was made 0.5%.
[0031]
Mn is known as an element that increases strength. Therefore, it is an element that should be effectively used from the viewpoint of securing the yield strength at the time of transformation expansion, which is a residual stress reduction mechanism in the present invention. The lower limit of Mn, 0.01%, was set as the minimum value at which the effect of securing the strength was obtained. On the other hand, excessive addition causes toughness deterioration of the base metal and the weld metal, so the upper limit was made 1.5%.
[0032]
P and S are impurities in the present invention. However, if these elements are present in large amounts in the weld metal, the toughness deteriorates, so the upper limits were made 0.03% and 0.02%, respectively.
Ni is an austenite, that is, a metal having a face-centered structure, and is an element that makes the austenite state more stable when added to the weld metal. Iron itself has an austenite structure at high temperatures and a ferrite or body core structure at low temperatures. When Ni is added, the face-centered structure in the high-temperature region of iron becomes a more stable structure, so that it becomes a face-centered structure even in a lower temperature region than in the case of no addition. This means that the temperature at which it transforms into a body-centered structure is lowered. The lower limit of Ni, 8%, was determined in the sense of the minimum addition amount at which the residual stress reduction effect appears. The upper limit of Ni, 12%, is that the effect does not change so much from the viewpoint of reducing the residual stress, and if it is added more than this, there is an economic demerit that Ni is expensive.
[0033]
Cu is an effective element for improving welding workability because it has the effect of improving the electrical conductivity by plating on the welding wire. Moreover, since Cu is also a hardenable element, the effect of promoting martensitic transformation can be expected by adding it to the weld metal. The lower limit of 0.05% of Cu was set as the minimum value necessary for improving workability and promoting martensitic transformation. However, excessive addition not only has no effect of improving workability, but also increases the manufacturing cost of the wire, which is not preferable in the industry. The upper limit of Cu, 0.4%, was set for this reason.
[0034]
Nb combines with C in the weld metal to form a carbide. Nb carbide works to increase the strength of the weld metal in a small amount, and therefore, the economic merit of effective use is great. The merit is also great from the viewpoint of increasing the yield strength at the Ms temperature, which is the second technical idea of the present invention. However, excessive carbide formation, on the other hand, naturally sets an upper limit because toughness degradation occurs. The lower limit of Nb was set to 0.01% as the lowest value at which carbides can be formed and an effect of increasing strength can be expected. The upper limit was set to 0.4% as a value that does not impair the reliability of the weld due to toughness deterioration.
[0035]
V is an element that functions similarly to Nb. However, unlike Nb, in order to expect the same precipitation effect, it is necessary to add more than Nb. The lower limit of 0.3% for V addition was set as the lowest value at which precipitation hardening can be expected by addition. The upper limit of V is set to 1.0% in order to cause precipitation hardening to become remarkable when it is added more than this and cause toughness deterioration.
[0036]
Ti, like Nb and V, forms carbides and causes precipitation hardening. However, the precipitation hardening of Ti is also different from Nb and V, as the precipitation hardening of V is different from that of Nb. Therefore, the range of Ti addition amount is set to a range different from Nb and V. The lower limit of 0.01% of the amount of Ti added was determined as the minimum amount at which the effect could be expected, and the upper limit of 0.4% was determined in consideration of deterioration of toughness.
[0037]
Cr is a precipitation hardening element like Nb, V, and Ti. Cr is an element that should be used effectively because it also has the effect of reducing the Ms temperature. However, since the Ni-based weld metal in the present invention achieves Ms temperature reduction mainly by adding Ni, the Cr addition amount should be less than that of Ni. Excessive Cr addition does not necessarily improve the residual stress reduction effect and is not industrially preferable because Cr is expensive. The lower limit of 0.1% of the Cr addition amount was set as a minimum value at which the residual stress reduction effect was obtained by adding this. The upper limit of the Cr addition amount is 3.0%. For the Ni-based weld metal, the Ms temperature is already reduced by the addition of Ni, and the strength is secured by other precipitation elements. Also, the residual stress reduction effect is not changed so much and the toughness deterioration becomes remarkable.
[0038]
Mo is an element having the same effect as Cr. However, Mo is an element for which precipitation hardening can be expected more than Cr. Therefore, the addition range was set narrower than Cr. The lower limit of 0.1% was set as the minimum value at which the effect of Mo addition can be expected. The upper limit of 3.0% is set because if it is added more than this, the toughness deteriorates remarkably because it hardens too much.
[0039]
Unlike Ti and the like, Co is not an element that causes strong precipitation hardening. However, Co is an element that should be effectively utilized because it is an element more preferable than Ni from the viewpoint of increasing strength by adding it and securing toughness while expecting an increase in strength. However, since Ni is added to the weld metal in order to ensure a low Ms temperature at which a residual stress reduction effect can be expected, the lower limit of 0.1% of the Co addition amount is the lowest at which the effect of Co addition can be expected. The limit value was set. On the other hand, excessive addition causes an increase in strength and causes toughness deterioration, so the upper limit was made 2.0%.
[0040]
Next, the reason for limiting the component range of the Cr-based weld metal will be described.
C serves to lower the Ms temperature by adding it to iron. On the other hand, however, excessive addition causes problems of weld cracking and toughness deterioration, so the upper limit was made 0.05%. However, when C is not added, it is difficult to obtain martensite, and it is not economical because residual stress must be reduced only with other expensive elements. The case where C is added in an amount of 0.001% or more is set as a minimum value that produces an economic merit by using C which is an inexpensive element.
[0041]
Si is known as a deoxidizing element. Si has the effect of lowering the oxygen level of the weld metal. Especially in welding work, there is a risk of air mixing during welding, so it is extremely important to control the amount of Si to an appropriate value. First, regarding the lower limit of Si, when the amount of Si added to the weld metal is less than 0.1%, the deoxidation effect is weakened, the oxygen level in the weld metal becomes too high, and mechanical properties, particularly toughness, are reduced. Risk of deterioration. Therefore, the lower limit of the weld metal is set to 0.1%. On the other hand, excessive addition of Si also causes toughness deterioration, so the upper limit was made 0.7%.
[0042]
Mn is known as an element that increases strength. Therefore, it is an element that should be effectively used from the viewpoint of securing the yield strength at the time of transformation expansion, which is the second technical idea of the present invention. The lower limit of Mn, 0.4%, was set as the minimum value at which the effect of securing the strength was obtained. On the other hand, excessive addition causes deterioration of the toughness of the weld metal, so the upper limit was made 2.5%.
[0043]
P and S are impurities in the present invention. However, if these elements are present in a large amount in the weld metal, the toughness deteriorates, so the upper limits were made 0.03% and 0.02%, respectively.
Ni is a single austenite, that is, a metal having a face-centered structure. Iron itself has an austenite structure at high temperatures and a ferrite or body core structure at low temperatures. When Ni is added, the face-centered structure in the high-temperature region of iron becomes a more stable structure, so that it becomes a face-centered structure even in a lower temperature region than in the case of no addition. This means that the temperature at which it transforms into a body-centered structure is lowered. Ni also has the effect of improving the toughness of the weld metal by adding it. The lower limit of 4% of the Ni addition amount in the Cr-based weld metal was determined from the viewpoint of ensuring the minimum addition amount at which the residual stress reduction effect appears and toughness. The upper limit of 8% of the amount of Ni added is that the effect of Ms temperature is reduced to some extent in Cr-based weld metal by adding Cr described below, and from the viewpoint of reducing residual stress, the effect will not change much. This value was set because there is an economic demerit that Ni is expensive if added more than this.
[0044]
Cr is a ferrite former unlike Ni. However, when Cr is added to iron, it is ferrite in the high temperature range, but forms austenite in the intermediate temperature range, and again forms ferrite when the temperature is lowered. In the case of a welded portion, the ferrite on the low temperature side is generally not obtained with a heat history due to the amount of heat input by welding, and martensite is obtained. This is because the advantage of adding Cr is due to the increase in hardenability. That is, the martensitic transformation by adding Cr has two points, that is, the ferrite transformation due to the increase in hardenability does not occur and the Ms temperature itself is lowered. A lower limit of 8% was set as a Cr addition range for effectively utilizing transformation expansion for reducing residual stress while satisfying both of these effects. The upper limit of 15% is set to this value because the effect does not increase even if an amount exceeding this is added, and the disadvantages increase economically.
[0045]
Cu is an effective element for improving welding workability because it has the effect of improving the electrical conductivity by plating on the welding wire. Moreover, since Cu is also a hardenable element, the effect of promoting martensitic transformation can be expected by adding it to the weld metal. The lower limit of 0.05% of Cu was set as the minimum value necessary for improving workability and promoting martensitic transformation. However, excessive addition not only has no effect of improving workability, but also increases the manufacturing cost of the wire, which is not preferable in the industry. The upper limit of Cu, 0.4%, was set for this reason.
[0046]
Nb combines with C in the weld metal to form a carbide. Nb carbide works to increase the strength of the weld metal in a small amount, and therefore, the economic merit of effective use is great. The merit is also great from the viewpoint of increasing the yield strength at the Ms temperature, which is a residual stress reduction technique in the present invention. However, excessive carbide formation, on the other hand, naturally sets an upper limit because toughness degradation occurs. The lower limit of Nb is set to 0.005% as the lowest value at which carbides can be formed and an effect of increasing strength can be expected. The upper limit was set to 0.3% as a value that does not impair the reliability of the weld due to toughness deterioration.
[0047]
V is an element that functions similarly to Nb. However, unlike Nb, in order to expect the same precipitation effect, it is necessary to add more than Nb. The lower limit of 0.05% of V addition was set as the lowest value at which precipitation hardening can be expected by addition. The upper limit of V is set to 0.5% in order to cause excessive precipitation hardening when it is added more than this, causing toughness deterioration.
[0048]
Ti, like Nb and V, forms carbides and causes precipitation hardening. However, the precipitation hardening of Ti is also different from Nb and V, as the precipitation hardening of V is different from that of Nb. Therefore, the range of Ti addition amount is set to a range different from Nb and V. The lower limit of 0.005% of the Ti addition amount was determined as the minimum amount at which the effect can be expected, and the upper limit of 0.3% was determined in consideration of deterioration of toughness.
[0049]
Mo is also an element that can be expected to precipitate and harden like Nb, V, and Ti. However, Mo needs to be added more than Nb, V, Ti in order to obtain the same effect as Nb, V, Ti. The lower limit of 0.1% of the Mo addition amount was set as the minimum value at which an increase in yield strength due to precipitation hardening can be expected. Further, the upper limit of 2.0% was determined in consideration of toughness deterioration like Nb, V, and Ti.
[0050]
N is an element known as an austenite former. The addition of N also makes it easier to obtain martensite, so the minimum addition is necessary. The lower limit of N, 0.001%, like C, was determined as the lowest value for obtaining a low Ms temperature. However, excessive addition forms nitrides and causes problems of toughness and ductility deterioration, so the upper limit was made 0.05%.
[0051]
The functions of C and N are similar, such as carbide and nitride, and austenite former, respectively, and it is necessary to set the upper limit and the lower limit of the total amount, that is, the amount of C + N. The lower limit of C + N, 0.001% is a minimum value for easily obtaining martensite and lowering the Ms temperature, and the upper limit of 0.06% is toughness deterioration and ductility deterioration due to carbides and nitrides. It was determined as a limit value that would not cause any problems.
[0052]
The reason for limiting the range of the weld metal component has been described above. As a method for controlling the weld metal component within this range, a method for controlling the weld wire component, and a component for the weld wire and flux are controlled. There is a method, or a method of controlling the components of the welding core wire and the coating flux, but in the present invention, regardless of these methods, if the weld metal component is set within the above range, a high fatigue strength welded joint Can be realized. Furthermore, a welding wire that forms a weld metal that is a component range in the present invention, a combination of a welding wire and a flux, or a combination of a welding core wire and a covering flux can be easily made by those skilled in the art. is there.
[0053]
If the weld metal in the present invention is formed on the weld bead that forms the weld toe portion, a high fatigue strength welded joint is realized, but after the toe portion weld bead is formed, another bead is formed. Residual stress distribution may change. When this bead becomes a bead that newly forms a weld toe, a welded joint that has been subjected to material selection for the bead to be a weld metal proposed by the present invention may be produced. However, if this is not the case, the residual stress distribution may change, so that the weld bead forming the weld toe will solidify, i.e., become the final bead, compared to other nearby weld beads. It is desirable to have a welded joint with a selected welding sequence.
[0054]
【Example】
Table 1 shows the component values of the Ni-based and Cr-based weld metals used for examining the residual stress and fatigue strength. Table 1 shows the yield strength at the Ms temperature (° C.) and the Ms temperature. This is obtained by directly collecting the Formaster specimen and the tensile specimen from each weld metal, and measuring the Ms temperature first. It is the result of conducting a tensile test at that temperature.
[0055]
FIG. 2 shows a diagram of a corner-turned welded joint prepared for measuring the residual stress at the bead toe. The square turning welded joint of FIG. 2 performs turning welding with a groove shown in FIG. 3 within a range of 5 cm from both ends of the out-of-plane gusset. The welding part main bead is an ordinary welding material, but is a joint in which weld metals of WF, WA, WB, and WH shown in Table 1 are formed as additional beads after the main welding is completed. The residual stress was measured by a so-called cutting method in which a strain gauge having a gauge length of 2 mm was attached to the weld toe as shown in the figure and the stress was relaxed by machining.
[0056]
FIG. 4 shows the residual stress measurement results. As is clear from FIG. 4, in the example of the present invention, WA, WB, and WH are compressive residual stresses, whereas WF is residual stress due to insufficient Ni addition. Is a pull.
FIG. 5 shows the fatigue strength of a welded joint in which the out-of-plane gusset shown in FIG. The fatigue load application direction is the arrow direction in FIG. 2, that is, the out-of-plane gusset longitudinal direction. When investigating fatigue strength, in order to enable comparison between when the groove is made and when it is not, the case where the groove shown in FIG. The weld metal of WA was formed as the additional bead shown in FIG. About WF, WB, and WH of Table 1, it was formed as an additional bead with respect to the joint which provided the groove. Fatigue is generated from the weld toe formed by the additional bead in the joint with a groove, and cracks propagate to the steel HAZ. Propagated from the end where the stress concentration part exists. In FIG. 5, the fatigue life is indicated by a dotted line and a solid line. From FIG. 5, WA, WB, and WH, which are examples of the present invention, clearly have improved fatigue life and fatigue limit compared with WF, which is a comparative example, and even with the same weld metal of the present invention example, As you can see, the life is longer with the groove.
[0057]
FIG. 6 shows a welded joint in which out-of-plane gussets having the same shape as in FIG. However, a fatigue test was performed on the welded joint of FIG. 6 by applying a load in the direction perpendicular to the out-of-plane gusset (in the direction of the arrow in FIG. 5) as a fatigue load. In FIG. 6, the out-of-plane has no groove in particular for the set. In this case, the weld bead forming the weld toe where fatigue is a problem is the actual bead of the weld. Therefore, in the joint of FIG. 6, weld metal of WF, WA, WB, and WH shown in Table 1 was formed on the bead to produce a joint. FIG. 7 shows the fatigue strength. Obviously, the inventive example has a higher fatigue strength.
[0058]
Next, the fatigue strength of a joint in which a cover plate is welded to a member subjected to fatigue load, in which fatigue is often a problem as in the case of a corner-turned weld, was examined. FIG. 8 shows the shape of a test piece whose fatigue strength was examined. The additional bead in the figure is a bead formed after the cover plates are joined by welding, that is, a final bead. WC, WD, WE, and WG weld metals shown in Table 1 were formed on this additional bead to produce a joint. FIG. 9 shows the fatigue strength of the welded joint of FIG. As in FIG. 5, the fatigue life is indicated by a dotted line and a solid line. Also in the welded joint with the cover plate attached, it was proved that the joint of the example of the present invention has a higher fatigue life and fatigue limit than the comparative example.
[0059]
Next, the fatigue strength of a joint in which a welded joint to which a stud that causes fatigue is attached is welded to a member subjected to fatigue load, as in the case of the corner turning welded joint and the cover plate mounting joint, was examined. FIG. 10 shows the shape of a test piece whose fatigue strength was examined. The hatched part in the figure is a weld bead, and weld metal of WF, WC, WB, and WH shown in Table 1 is formed in this part to produce a joint. FIG. 11 shows the fatigue strength of the welded joint of FIG. As in FIG. 5, the fatigue life is indicated by a dotted line and a solid line. As is apparent from FIG. 11, the welded joint of the example of the present invention also has a higher fatigue life and fatigue limit than the comparative example even in the joint to which the stud is attached.
[0060]
FIG. 12 shows a weld joint shape with scallops. A weld joint of WC, WF, WB, WE, and WH shown in Table 1 was formed on the additional bead portion in FIG. Further, as in the case of the out-of-plane gusset (FIG. 2), a joint having a groove as shown in FIG. 3 within a range of 5 cm from the end portion of the scallop in order to reduce the unwelded portion inside the turning welded portion. A joint that does not have a groove was produced. The weld metal of WC, WF, WB, and WH in Table 1 is formed as an additional bead shown in FIG. 12 for a joint having a groove, and WE is formed as an additional bead for a joint having no groove. I was damned. FIG. 13 shows the fatigue strength. As in FIG. 5, the fatigue life is indicated by a dotted line and a solid line. From FIG. 13, the joint of the present invention example has higher fatigue limit and fatigue life than the comparative example, and in particular, the effect of improving the fatigue strength when a groove is provided is more remarkable.
[0061]
Next, a welded joint in which weld metal, WJ, WK, WL, WM, WN shown in Table 1 is formed as an additional bead for a joint to which a structural member that receives fatigue load by welding by turning an out-of-plane gusset is added. The fatigue strength was examined. At this time, there are some out-of-plane gussets with and without the groove shown in FIG. 3, but the range with the groove is variously changed so that the effects can be compared. As the fatigue load, the nominal stress range was 200 MPa, and the fatigue life at that time is shown in Table 2. From the results in Table 2, the effect of the additional bead and the effect of the groove can be understood.
[0062]
In Table 2, No. 1-4 show the fatigue life when the weld metal WI of Table 1 is formed as an additional bead. No. When comparing 1-4, No. with no groove. No. 1 with a fatigue life and groove range of 5 cm and 3 cm. The fatigue life of 2 and 3 is clearly no. 2 and 3 are longer, and it can be seen that the fatigue strength is improved when the groove is provided on the out-of-plane gusset. This is no. In No. 1, the fatigue crack is turned and is generated from the stress concentration portion at the end of the unwelded portion inside the weld, that is, the root portion. However, no. When the groove range is as narrow as 4 mm as in No. 4, no. The result was not much different from 1. In addition, No. 1-4 is No. which is a comparative example. The fatigue life was longer than in any of the cases 10-16.
[0063]
No. 5, 6 and 7 are the results of examining the fatigue life when the weld metal of WJ in Table 1 was formed as an additional bead. No. Like Nos. 1-4, no. The service life of No. 5 Shorter than 6. However, no. The service life of No. 5 is a comparative example. The fatigue life was longer than in any of the cases 10-16. No. No. 7 is a case where the groove is provided in the range of 3 cm, but the width of the unwelded portion is reduced by only 5%. The fatigue life was the same as that of No. 5.
[0064]
No. in Table 2 8 and 9 show the fatigue life of the joint when the weld metal WK of Table 1 is formed as an additional bead. Life is longer than 10-16.
No. 10 to 16 indicate fatigue lives when the weld metals WL, WM, and WN in Table 1 are formed as additional beads. As can be seen from Table 2, No. It is shorter than the fatigue life of 1-9.
[0065]
Further, in the comparative example, it can be seen that the fatigue life is almost the same when the groove is formed in the out-of-plane gusset and when the groove is not formed. This is because the fatigue crack occurrence location is the weld bead toe, and the fatigue strength of the joint is determined by the bead toe even if the stress concentration in the root portion inside the turn weld is suppressed. On the other hand, Invention Example No. In Nos. 1 to 9, it was found that the fatigue life can be improved even when no groove is provided, and that the fatigue life of the joint as a whole is further improved by providing a groove.
[0066]
[Table 1]

[0067]
[Table 2]

[0068]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to provide a high fatigue strength welded joint that can improve the fatigue strength of the weld toe and can be produced only by a practical construction method. Therefore, the present invention can be said to be an invention with extremely high industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a perspective view illustrating a steel material HAZ region in which residual stress is reduced by the transformation expansion direction of a weld metal and its reaction force.
FIGS. 2 (1) and (2) show a welded joint in which an out-of-plane gusset is attached to a structural member subjected to a fatigue load by cornering welding and an additional bead is formed (1) perspective view; It is the (2) top view explaining the residual stress measurement position in the welded joint.
FIG. 3 is a cross-sectional view showing a groove shape provided on a structural member having an out-of-plane gusset or scallop.
4 (1) to (4) are (1) WF, (2) WA, (3) WB, (4) WH shown in Table 1 as additional beads in the welded joint of FIG. 2, respectively. It is sectional drawing which showed the residual stress measurement result when forming this weld metal.
FIG. 5 is a graph showing fatigue strength in a welded joint when the weld metal of WF, WA, WB, and WH shown in Table 1 is formed as an additional bead in the welded joint of FIG. 2; .
FIG. 6 is a perspective view showing a joint when attached to a structural member that receives a fatigue load by welding by turning an out-of-plane gusset.
7 is a graph showing fatigue strength in a welded joint when the weld metal of WF, WA, WB, and WH shown in Table 1 is formed in the welded portion of the welded joint of FIG.
FIG. 8 is a perspective view illustrating a welded joint in which a cover plate is attached to a structural member that receives fatigue load by welding and an additional bead is formed.
9 is a graph showing the fatigue strength of the welded joint when the weld metal of WD, WC, WE, and WG shown in Table 1 is formed as an additional bead in the welded joint of FIG. .
FIG. 10 is a perspective view illustrating a welded joint in which a stud is turned and attached to a structural member for planting a fatigue load.
11 is a graph showing fatigue strength in a welded joint when the weld metal of WF, WC, WB, and WH shown in Table 1 is formed as a welded portion in the welded joint of FIG. .
FIG. 12 is a view illustrating a joint in which a structural member having a scallop is attached by turning welding and an additional bead is formed at a corner turning portion.
13 is a perspective view showing fatigue strength in a welded joint when the weld metal of WC, WF, WB, WE, and WH shown in Table 1 is formed as an additional bead in the welded joint of FIG. FIG.

Claims

At the weld toe where fatigue becomes a problem, the temperature at which transformation starts from austenite to martensite is 350 ° C. or lower and 150 ° C. or higher , and transformation from austenite to martensite begins. A high fatigue strength welded joint, wherein a weld metal having a yield strength of 40 kg / mm ² or more and 120 kg / mm ² or less is formed at a temperature.

A structural member receiving the fatigue loading, the out-of-plane gusset, cover plate or high fatigue strength welded joint of claim 1, wherein one of the studs or more is characterized in that it is welded.

In case that out-of-plane gusset is welded to a structural member that receives fatigue load, at both ends of the gusset, a groove is provided over a range of 5 mm or more from the end, and the gusset and gusset in the range where the groove is provided are attached. 3. The high fatigue strength welded joint according to claim 2 , wherein the area of the unwelded portion existing between the two is reduced by 10% or more with respect to the area of the unwelded portion when no groove is provided.

High fatigue strength welded joint of claim 1, wherein the structural member for receiving a fatigue loading, characterized in that it is welded to the structural member by turning welding with scallops.

For a structural member that receives fatigue load having a scallop, a groove is provided in a range of 5 mm or more from the end portion of the scallop, and the structure member having a scallop in a range provided with the groove exists between the structural member to which it is attached. 5. The high fatigue strength welded joint according to claim 4 , wherein the area of the unwelded portion is reduced by 10% or more with respect to the area of the unwelded portion when no groove is provided.

C, Ni, Cr and Mo are weight percentages of the respective components, and a weld metal having a parameter Pa defined by the following formula in the range of 0.85 to 1.30 is formed. The high fatigue strength welded joint according to claim 1, 2, 3, 4, or 5 .
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19

C: 0.01-0.2%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.01-1.5%, P: 0.03% or less, S: 0.02 %, Ni: 8 to 12%, and a weld metal comprising iron and unavoidable impurities as a balance is formed. 7. High fatigue according to claim 1, 2, 3, 4, 5 or 6 Strength welded joint.

A weld metal further containing one or more of Ti: 0.01 to 0.4%, Nb: 0.01 to 0.4%, and V: 0.1 to 1.0% by weight%. The high fatigue strength welded joint according to claim 7, which is formed.

1% by weight of Cu: 0.05-0.4%, Cr: 0.1-3.0%, Mo: 0.1-3.0%, Co: 0.1-2.0% The weld metal according to claim 7 or 8, wherein a weld metal further containing two or more kinds is formed.

% By weight, C: 0.001 to 0.05%, Si: 0.1 to 0.7%, Mn: 0.4 to 2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.02 %: Ni: 4 to 8%, Cr: 8 to 15%, N: 0.001 to 0.05%, C + N: 0.001 to 0.06%, the balance being iron and inevitable impurities A high fatigue strength welded joint according to claim 1, 2, 3, 4, 5 or 6 , wherein a weld metal comprising:

1% by weight, Mo: 0.1-2.0%, Ti: 0.005-0.3%, Nb: 0.005-0.3%, V: 0.05-0.5% Or the weld metal which further contains 2 or more types is formed, The high fatigue strength welded joint of Claim 10 characterized by the above-mentioned.