JP4513515B2

JP4513515B2 - 耐食性に優れた溶接継手

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Publication number: JP4513515B2
Application number: JP2004326405A
Authority: JP
Inventors: 登誉田; 英昭幸
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2004-11-10
Filing date: 2004-11-10
Publication date: 2010-07-28
Anticipated expiration: 2024-11-10
Also published as: JP2006137967A

Description

この発明は、疲労亀裂進展抵抗特性に優れた鋼材の溶接継手およびその溶接継手を用いた構造物に関する。さらに詳しくは、溶接部の耐食性（耐局部腐食性）に優れた溶接継手およびその溶接継手を用いた構造物に関する。

近年、溶接構造物が大型化される傾向が顕著になってきており、構造部材の高強度化と軽量化が望まれている。しかし、高強度鋼を使用すると設計応力が上昇するため、溶接部から疲労破壊が発生しやすくなり、その改善が重要な問題となっている。構造用鋼材などの厚鋼板では一般に溶接施工が施されるため、溶接部から発生して進展する疲労亀裂を鋼材で停留させることができれば、構造物の疲労寿命の延長に有効である。このため、疲労亀裂の進展抑制効果を有する各種の鋼板が提案されている。

代表的なものとして、特許文献１には、組織が主にフェライト、パーライト、およびベイナイトの１種または２種以上で構成され、さらに平均存在間隔が２０μｍ以下で平均扁平比が５以上の形状の島状マルテンサイトを体積率で０.５〜５％の割合で存在させた、耐疲労亀裂伝播性に優れた鋼板が示されている。

特許文献２には、硬質部の素地と、この素地に分散した軟質部とからなる組織を有し、この２部分の硬度差がビッカース硬度で１５０以上であることを特徴とする、疲労亀裂の進展抑制効果を有する鋼板が開示されている。

しかし、これらの鋼板には、高強度を確保するため、または組織制御を行うため、各種の合金元素を含有させる必要がある。そのため、これらの鋼板を溶接する場合、溶接材料によっては母材と溶接金属とで化学成分が異なることとなり、母材に比べて溶接部が局部的に腐食する恐れがある。溶接部の局部腐食は応力集中につながり、破壊にいたる原因ともなるため、大きな問題となる。

溶接部の局部腐食は、鋼母材と溶接金属との間で異なった組成、組織をもつ部分が電位差をもち、その電位差によって局部電池が形成される結果、いわゆる電気化学的なガルバニック腐食を生ずることに原因がある。したがって、この腐食を防止するには、母材に合った溶接金属を使用する必要がある。

母材と溶接部との間で起こる局部腐食の場合、例えば、組織が互いに異なることに原因がある場合には、溶接部の組織を母材の組織とほぼ同じにすることによって、局部腐食をある程度防止することができる。具体的な方法として、溶接部を後熱処理する方法があるが、現場溶接の場合、後熱処理は工数がかかることから、後熱処理を極力なくす方向で検討されている。従って、この方法は望ましいものではない。

ガルバニック腐食を考えた場合、溶接金属の化学組成を母材よりも電気化学的に貴にすれば、溶接金属の局部腐食を防ぐことができる。このため、鋼材と溶接金属の化学組成を規定し、両者に電位差をつけて防食しようとする試みがある。例えば、特許文献３には、所定組成の鋼材を３〜６重量％のＮｉを含有する溶接材料で溶接するというように、溶接金属の化学組成中のＮｉを母材より高くすることが開示されている。しかし、この方法では、溶接金属が母材に対して貴となりすぎるため、母材との電位差が大きくなりすぎて、今度は母材が腐食されるという問題がある。

溶接金属の局部腐食を防止する方法として、例えば特許文献４には、ベイナイト主体の鋼材のサブマージ溶接に、溶接ワイヤとフラックス原料およびＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉ等の金属粉を混合した焼成フラックスとを使うことにより、海水環境中で使用される溶接部の局部腐食を防止することが開示されている。

特許文献５には、溶接金属中のＣｕ, Ｎｉ, Ｃｒ, Ｍｏと母材のＣｒ量との最適なバランスを保つことにより、溶接部の局部腐食を防止した溶接継手が開示されている。
しかし、上記の特許文献に開示された方法では、いずれも溶接棒またはフラックスに特殊元素を入れて成分調整する必要があり、コストが高くなるとともに、溶接施工者にとっては、特殊な溶接棒を扱うことになり、作業性が悪化するという問題がある。
特開平６-２７１９８５号公報特開平７-２４２９９２号公報特開平１-１４２０２４号公報特開平５-８０４２号公報特開平７-１５５９５１号公報

本発明の目的は、溶接構造物を構成する鋼材として、特に疲労亀裂進展特性に優れた鋼材を使用した場合に、溶接部の耐局部腐食性に優れた溶接継手を提供することである。

発明者らは、溶接部の局部腐食の原因が溶接金属と母材との電位差にあるとの前提にたって、各種鋼材の溶接部を多数調査し、以下の知見を得るに至った。
１）炭素鋼の共金溶接部においては、溶接金属が凝固組織のため、一般にそうでない母材よりも、自然電位が幾分卑である。そのため、最初は電位の貴な母材がカソード、卑な溶接金属がアノードとなり、電池が形成されて、アノードとなる溶接金属で腐食が発生する。

２）腐食が進行・成長した段階では、アノードではｐＨが低下し、かつ腐食生成物で覆われるため酸素が不足する。一方、母材カソードでは、酸素の供給は十分である。そのため、両者の間で酸素濃淡電池が形成され、１）で発生した溶接金属の腐食がさらに成長する。

３）このような局部腐食の発生・成長を防止するためには、まず、溶接金属の自然電位を母材並みにまで貴化させる必要がある。
４）鋼の自然電位を貴化させる合金元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏが考えられる。これらの元素の溶接金属への添加により、ｐＨの低下した環境（アノード）下での耐食性も高まる。したがって、ＣｕとＮｉとＭｏを母材中の含有量よりやや多くなるように溶接金属に添加すれば、溶接金属と母材との自然電位差は小さくなるか、あるいは差がなくなる。しかし、溶接金属へのＣｕ添加量は溶接性の問題で限られるし、Ｎｉ添加はコスト高になるため、これらの元素の含有量を調整するだけでは十分ではなく、他の元素にも分担させることが考えられる。

５）そこで、発明者らはＳｉとＣｒに着目した。Ｓｉ添加は鋼の自然電位を卑化させる働きをもち、ＣｒもｐＨの低下した溶液中では、鋼の自然電位を卑化させる働きをすることがわかった。したがって、溶接金属中のＳｉ、Ｃｒを適切に制御させれば、局部腐食を回避することが可能となる。

この知見に基づき、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの量は溶接金属の方が母材より高めとし、Ｃｒ、Ｓｉの量については溶接金属中の量を適切に制御とすることで、母材と溶接金属の自然電位を近づけることができる。

本発明は上記の知見により完成したものであって、鋼材の組成が、質量％で、Ｃ：０.０１〜０.２０％、Ｓｉ：０.６０％以下、Ｍｎ：０.５０〜２.０％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０２％以下、Ａｌ：０.００３〜０.１０％、Ｃｕ：０．０１〜１.５％、Ｎｉ：０．０２〜１.５％、Ｃｒ：０．０２〜１.２％、Ｍｏ：０．０１〜１.０％、Ｔｉ：０．０１０〜０.１％およびＮｂ：０．００５〜０.１％を含有し、残部が鉄および不純物であり、鋼材が、最大引張・圧縮歪±０.０１２、繰り返し速度０.５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの１回目の最大歪時の応力σ１と１５回目の最大歪時の応力σ1５との比σ１５／σ１で示される繰り返し軟化パラメータが０.６５〜０.９５であり、鋼材同士を溶接した溶接継手において、下記(1)式と(2)式または(1)式と(3)式を同時に満足することを特徴とする溶接継手である：
（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏ）≦０.０・・・・(1)式
（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）≧０.２・・・・(2)式
０.０≧（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）≧−０.２・・・・(3)式
式中、ΔＣｕ＝ＣｕM−ＣｕW、ΔＮｉ＝ＮｉM−ＮｉW、ΔＭｏ＝ＭｏM−ＭｏW、
ΔＳｉ＝ＳｉM−ＳｉW、ΔＣｒ＝ＣｒM−ＣｒWであり、
ＣｕW、ＮｉW、ＳｉW、ＣｒW、ＭｏWは溶接金属の各元素含有量（質量％）、
ＣｕM、ＮｉM、ＳｉM、ＣｒM、ＭｏMは母材の各元素含有量（質量％）である。
上記鋼材の組成が、さらに、質量％で、１.５％を超えない含有量のＶ、１.０％を超えない含有量のＷ、０.０１％を超えない含有量のＲＥＭのうち、１種または２種以上を有していてもよい。

本発明はまた、このような溶接継手を有する鋼材の溶接構造物にも関する。

本発明によれば、特に疲労亀裂進展特性に優れた鋼材において、溶接部の腐食が母材に対して想定される腐食の範囲内に収まる、溶接部の耐局部腐食性に優れた溶接部を有する溶接継手が、特殊な溶接棒や高価な元素を使用せずに実現される。従って、本発明の溶接継手を有する溶接構造物は、母材の腐食寿命だけを考慮すればよいので、疲労亀裂進展特性の良好な鋼材から構築された、長い疲労寿命を有する溶接構造物が、溶接部から破壊して寿命が設計寿命より短くなるという事態の発生が避けられる。

本発明は、鋼材同士を溶接した溶接継手において、溶接金属と母材のＣｕ，Ｎｉ，Ｍｏ含有量が下記の(1)式を満足し、さらにそれらのＳｉおよびＣｒ含有量が下記の(2)式または(3)式のいずれかを満たす溶接継手である。

（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏ）≦０.０・・・・(1)式
（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）≧０.２・・・・(2)式
０.０≧（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）≧−０.２・・・・(3)式
式中、ΔＣｕ＝ＣｕM−ＣｕW、ΔＮｉ＝ＮｉM−ＮｉW、ΔＭｏ＝ＭｏM−ＭｏW、
ΔＳｉ＝ＳｉM−ＳｉW、ΔＣｒ＝ＣｒM−ＣｒWであり、
ＣｕW、ＮｉW、ＳｉW、ＣｒW、ＭｏWは溶接金属の各元素含有量（質量％）、
ＣｕM、ＮｉM、ＳｉM、ＣｒM、ＭｏMは母材の各元素含有量（質量％）である。

発明者らは、試験用に溝状の開先形状を設けた鋼材（図４参照）に対して、様々な組成を有する溶接材料を用いて、炭酸ガスアーク溶接および被覆アーク溶接を行った。同じ組成を有する溶接材料について２つのサンプルを作製して加速腐食試験および流水状態の海水浸漬試験を行い、溶接部の溶接金属（図１〜３にはdepoと表示）とＨＡＺ部（熱影響部；図１〜３にはＨＡＺと表示）における選択腐食の有無を調べた。選択腐食は、各部分での平均腐食深さａを求め、母材の平均腐食深さｂとの比率（ａ／ｂ）が１.２より大である場合に、その部分での選択腐食であると判定した。この試験結果を、Ｘ軸をΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒとし、Ｙ軸をΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏとして整理したグラフを図１および２に示す。

図１は、加速腐食試験の結果を示したものである。図１より、溶接部の選択腐食を生じないサンプルは、図の下半分（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏが負の領域）に集中する傾向があった。一方、ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが負の領域では、その絶対値が大きくなると、depo部で選択腐食が起こる傾向が強かった。逆に、ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが正の領域では、ゼロに近い場合に、ＨＡＺ部での選択腐食が起こる傾向が見られた。

図２は、流水状態の海水浸漬試験の結果を示したものである。図２においても、図１と同様の傾向が見られた。即ち、溶接部の選択腐食を生じないサンプルが図の下半分（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏが負の領域）に集中する傾向があり、さらにΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが負の領域では、その絶対値が大きくなるとdepo部で選択腐食が起こる傾向が強くなり、ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが正の領域では、ゼロに近い場合にＨＡＺ部での選択腐食が起こる傾向があった。

図３は、図１と図２を重ね合わせた図である。これからわかるように、（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏ）が負であって（即ち、上記(1)式を満たす）、かつ（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）が０.２以上であるか（上記(2)式を満たす）、または−０.２から０である（上記(3)式を満たす）場合には、depo部とＨＡＺ部のいずれにおいても腐食が起こりにくいことがわかる。

ここで、ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏが負である場合、すなわち、(1)式を満足する場合に、腐食が起こりづらくなるのは、先に４）で述べたとおりである。一方、ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが−０.２より大きい場合に腐食が起こりづらくなる傾向が見られるのは、同じく先に５）に述べたとおりである。

しかし、ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが−０.２より大きい場合であっても、ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒが０から０.２の領域では、特にＨＡＺ部に腐食が見られた。これに関しては、ＨＡＺ部のミクロ組織がベイナイト含有組織となり、母材のフェライト−パーライト組織と異なるため、ＨＡＺ部電位が溶接金属の電位より２０ｍＶ以上も卑になることが多いので、ＨＡＺ部が選択的に腐食されると考えられる。

なお、溶接金属とは、溶接施工時に一度溶融状態まで昇温した材料領域のことを示す。溶接方法は手溶接、ＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）等どのような方法であってもかまわないが、溶接金属の化学成分は溶加材の化学成分だけで決まるものではなく、溶融に伴い母材成分の影響も受ける。すなわち、母材の希釈程度は開先形状、溶接狙い位置、溶接条件、溶接姿勢など数多くの因子が影響する。そのため、溶接金属の化学成分は母材からの希釈の程度を考慮し、溶接材料を選択する必要である。

本発明の溶接継手では、母材となる鋼材が疲労亀裂進展特性に優れたものであることが好ましい。具体的には、最大引張・圧縮歪±０.０１２、繰り返し速度０.５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの１回目の最大歪時の応力σ１と１５回目の最大歪時の応力σ1５との比σ１５／σ１で示される繰り返し軟化パラメータが０.６５〜０.９５であることで示される疲労特性を有する鋼材が好ましい。

本発明者らが特開２００１-４１８６８号公報に述べたように、硬化組織を有する鋼材を繰り返し軟化させた時の繰り返し軟化パラメータσ１５／σ１は、通常用いられる応力拡大係数範囲（ΔＫ）が２０ＭＰａ・√ｍにおける疲労亀裂進展速度（ｄａ／ｄＮ）と良好な相関を示す。

この繰り返し軟化パラメータが０.６５を下回ると、亀裂進展速度は遅くなるが、鋼材の靭性や溶接性が劣化し、溶接構造用鋼として用途が著しく限定される。他方、繰り返し軟化パラメータが０.９５を上回ると、亀裂進展速度が速くなるだけでなく、強度の低下も引き起こす。繰り返し軟化パラメータが０.６５以上０.９５以下であると、鋼材の疲労亀裂進展抵抗特性が優れ、靱性や溶接性の劣化も生じない。

このような繰り返し軟化パラメータを有する鋼材としては、例えば、質量％で下記組成を有するものが例示される：Ｃ：０.０１〜０.２０％、Ｓｉ：０.６０％以下、Ｍｎ：０.５０〜２.０％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０２％以下、Ａｌ：０.００３〜０.１０％、Ｃｕ：０〜１.５％、Ｎｉ：０〜１.５％、Ｃｒ：０〜１.２％、Ｍｏ：０〜１.０％、Ｖ：０〜１.５％、Ｔｉ：０〜０.１％、Ｎｂ：０〜０.１％、Ｗ：０〜１.０％、ＲＥＭ：０〜０.０１％および残部が鉄および不純物。

本発明における上記の鋼組成の限定理由を次に説明する。鋼組成に関する％は全て質量％である。
Ｃ：０.０１〜０.２０％
Ｃは構造部材の強度確保に有効な元素である。しかし、その含有量が０.０１％未満では強度向上効果が得がたい。一方、Ｃの含有量が０.２０％を超えると、溶接性が低下するので溶接施工が困難となり、構造用鋼としての使用領域が著しく限定されてしまう。大きな強度を確保するとともに溶接性をも確保するため、Ｃ含有量は０.０４〜０.１５％とすることが望ましい。

Ｓｉ：０〜０.６０％
Ｓｉは脱酸作用を有する。しかし、その含有量が０.６０％を超えると靭性が劣化する。望ましい含有量は０.０５〜０.５％である。

Ｍｎ：０.５０〜２.０％
Ｍｎは強度の確保に有効な元素である。しかし、その含有量が０.５０％未満ではその効果が十分ではない。一方、Ｍｎの含有量が２.０％を超えると靭性が劣化する。望ましい含有量は０.７０〜１.８％である。

Ｐ：０.０２％以下
Ｐは、不純物として存在し、その含有量が多いと、鋼の靭性に影響を与える。特に、０.０２％を超えると母材だけでなくＨＡＺの靭性が著しく低下する。

Ｓ：０.０２％以下
Ｓは、不純物として存在し、その含有量が多いと、母材のＨＡＺ靭性を阻害し、板厚方向の延性も低下させる。さらに、ＭｎＳ介在物の生成原因にもなり、疲労き裂の起点ともなるので、０.０２％以下とした。

Ａｌ：０.００３〜０.１０％
Ａｌは脱酸作用を有する。しかし、その含有量が０.００３％未満ではその効果が十分ではなく、鋼中の酸化物が増加するため靭性が劣化する。一方、Ａｌの含有量が０.１０％を超えると靭性が低下する。望ましい含有量は０.０１０〜０.０５０％である。

Ｃｕ：０〜１.５％
Ｃｕは強度の確保、耐食性改善に有効な元素である。しかし、Ｃｕ含有量が１.５％を超えると靱性の劣化を引き起こす。望ましい含有量は０.０１〜１.０％である。

Ｎｉ：０〜１.５％
Ｎｉは強度の確保、靭性改善に有効な元素である。しかし、Ｎｉが１.５％を超えるように含有させても、その効果が飽和するばかりか、コストの上昇を招く。望ましい含有量は０.０２〜１.３％である。

Ｃｒ：０〜１.２０％
Ｃｕと同様に、Ｃｒも強度の確保、耐食性改善に有効な元素である。しかし、Ｃｒ含有量が１.２０％を超えると、靱性の劣化を引き起こす。望ましい含有量は０.０２〜１.０％である。

Ｍｏ：０〜１.０％
Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度を改善するのに有効な元素である。しかし、Ｍｏ含有量が１.０％を超えると靱性の劣化を引き起こすばかりでなく、コストの上昇を招く。望ましい含有量は０.０１〜０.８％である。

Ｖ：０〜１.５％
Ｖは鋼の強度、靭性を高める効果がある。しかし、１.５％を超えて含有させると、靭性の劣化を引き起こす。望ましい含有量は０.０５〜１.０％である。

Ｔｉ：０〜０.１％
Ｔｉは靭性を確保するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０.１％を超えると、かえって靭性が低下してしまう。望ましいＴｉ含有量は０.０１〜０.０５％である。

Ｎｂ：０〜０.１％
Ｎｂは靭性を確保するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０.１％を超えるとかえって靭性が低下してしまう。望ましい含有量は０.００５〜０.０５％である。

Ｗ：０〜１.０％
Ｗは鋼の強度向上効果があるとともに、疲労亀裂進展抑制にも効果がある。さらには耐食性に効果があるため、サワー原油中などの腐食環境下においても疲労亀裂進展抑制に効果がある。しかし、その含有量が１.０％を超えると靭性の劣化を引き起こす。Ｗの望ましい含有量は０.０５〜０.５％である。

ＲＥＭ：０〜０.０１％
ＲＥＭは組織を微細化し、靭性改善に効果がある。しかし、その含有量が０.０１％を超えると靭性が劣化する。ＲＥＭの望ましい含有量は、０.０００５〜０.０１％である。

表１に示す組成の鋼塊を溶製し、熱間圧延で板厚２５〜５０ｍｍの鋼板を製作した。この鋼板から、図４に示すように、９５×１６０ｍｍの中央に開先として台形状の溝を設けた溶接用試験材を作製した。板厚は、鋼種番号１および４の鋼板については２０ｍｍに減厚したが、残りの鋼板は元厚のままであった。この試験材の開先に対して、表２に示す組成の溶加材（溶接棒またはワイヤー）を用いて、溶接を実施した。鋼種と溶加材の組合あわせごとに２つの溶接サンプルを作製した。

溶接は、溶加材が表２にＡで示すＣＯ₂用ワイヤである場合には、２層２パスの炭酸ガスアーク溶接（１層目と２層目のいずれも２００Ａ×２５Ｖ×３０ｃｍ／ｍｉｎ，ＣＯ₂ガス流量：２５Ｌ／ｍｉｎ）により行い、その他の溶加材の場合には、２層２パスの手溶接（１層目：１６０Ａ×２４Ｖ×２０ｃｍ／ｍｉｎ、２層目：１６０Ａ×２４Ｖ×１５ｃｍ／ｍｉｎ）により行った。

溶接後の各試験材（溶接サンプル）について、溶接金属の表面側を分光分析法により組成分析して、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏの含有量を求め、母材である試験材中の含有量との差（Δ）を算出した。結果を表３に示す。表３において、試験材記号における、Ａ〜Ｄの記号は、溶接に使用した溶加材（表２の記号）を意味する。

これらの各溶接試験材から、図５に示す寸法の試験片を採取して腐食試験に供した。腐食試験は、加速腐食試験および流水状態の海水浸漬試験の２通りで実施した。
加速腐食試験では、＃６００で試験片の溶接面側の表面を自動研磨し、脱脂した後、溶接ビードを含む１２×４２ｍｍの範囲を残して、他はシリコーン樹脂で被覆したものを使用した。試験溶液には３０℃に保持したＡＳＴＭ規格に基づく人工海水（ＡＳＴＭＤ−１１４１)を用い、この試験溶液に試験片を７２時間浸漬した。

流水状態の海水浸漬試験では、同様に＃６００で試験片の表面を自動研磨し、脱脂した後、上記と同様に被覆した試験片を、流動状態に保持した自然の生海水中に３ケ月浸漬した。

上記の各腐食試験後、試験片を海水から取り出し、クエン酸アンモニウムで脱スケールを行った。その後、溶接ビード部（溶接金属）、ＨＡＺ部、および母材のそれぞれの部分について、試験片断面の光学顕微鏡写真から、５点における腐食深さの平均値として各部分の平均腐食深さを求めた。腐食深さは、被覆した非腐食部分の厚みとの差として測定できる。

腐食は母材でも生じる。通常、構造物は、それに使用される鋼材（母材に相当する）の腐食深さを予め予測して腐食代を追加して、建造するため、母材部での腐食量がＨＡＺ部および溶接金属での腐食量より大きくなる場合には、さほど問題ではない。しかし、母材に比べてＨＡＺ部または溶接金属での腐食量が大きくなると、構造物の寿命は寿命予測より短くなるので、大きな問題となる。

このため、母材の平均腐食深さｂを基準とし、ＨＡＺ部または溶接金属のそれぞれの平均腐食深さａが母材の平均腐食深さｂの何倍であるか（即ち、ａ／ｂ比を算出した。ａ／ｂ比の値が１.２以上であると、その部位は選択的に腐食していると判定される。従って、ＨＡＺ部と溶接金属の少なくとも一方の部位の平均腐食深さが母材の１.２倍以上であると、溶接部（ＨＡＺ部と溶接金属とを含む）の腐食特性が不良（溶接部の選択腐食あり）である。

母材の平均腐食深さの１.２倍以上を溶接部での選択腐食があると判断した理由は次の通りである。母材の腐食深さにはばらつきがあるが、その最小および最大の腐食深さは、平均腐食深さの±２０％程度である。したがって、母材の最大の腐食深さ（平均腐食深さ×１.２）より深い腐食は、母材に想定される腐食より大きな腐食、即ち、溶接部における局部的な腐食（選択腐食）になり、腐食特性が不良であると判断される。

表３には、加速腐食試験と流水海水浸漬試験のそれぞれについて、ＨＡＺ部と溶接金属のａ／ｂ値のうちいずれか大きい方の数値とその数値を生じた部位とを示した。表３において、Depoとは溶接金属を意味する。ＨＡＺ部と溶接金属のいずれにおいてもａ／ｂ値が１未満である場合は、最大腐食部位が母材であるので、「母材で最大腐食」と表示した。その場合は、溶接部の耐食性（耐局部腐食性）が特に優れているので、表３に○と表示した。一方、溶接部の最大腐食深さのａ／ｂ値の比が１.２より大である場合は×（溶接部の耐食性が悪い）、１.０〜１.２の範囲である場合を△（許容範囲内）と表示した。

表３より、本発明に従って、（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏ）の値が０または負であり（前記(1)式を満たす）、（ΔＳｉ＋1.5ΔＣｒ）の値が−０.２〜０であるか、または０.２以上である（前記(2)式または(3)式を満たす）場合には、溶接部より母材での腐食が大きくなるか、或いはＨＡＺ部または溶接金属での腐食が最も大きくても、母材での平均腐食深さの１.２倍以下であり、構造物の溶接継手として使用しても溶接部での腐食を考慮する必要はなく、母材（構造物に使用される鋼材）の腐食寿命を考慮するだけでよい。

一方、本発明の範囲外のものは、加速腐食試験および流水状態の海水浸漬試験の少なくとも一方において、ＨＡＺ部または溶接金属の少なくとも一方での腐食が大きくなる（ａ／ｂ比が１.２より大になる）ため、溶接継手として使用するのは好ましくない。

加速腐食試験の結果を示す図である。流水状態の海水浸漬試験の結果を示す図である。図１と図２を重ねて得られる図である。実施例で溶接試験に用いた試験材とその開先の形状を示す。腐食試験に用いた溶接試験片の形状を示す。

Claims

鋼材の組成が、質量％で、Ｃ：０.０１〜０.２０％、Ｓｉ：０.６０％以下、Ｍｎ：０.５０〜２.０％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０２％以下、Ａｌ：０.００３〜０.１０％、Ｃｕ：０．０１〜１.５％、Ｎｉ：０．０２〜１.５％、Ｃｒ：０．０２〜１.２％、Ｍｏ：０．０１〜１.０％、Ｔｉ：０．０１０〜０.１％およびＮｂ：０．００５〜０.１％を含有し、残部が鉄および不純物であり、
前記鋼材が、最大引張・圧縮歪±０.０１２、繰り返し速度０.５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの１回目の最大歪時の応力σ１と１５回目の最大歪時の応力σ1５との比σ１５／σ１で示される繰り返し軟化パラメータが０.６５〜０.９５であり、
前記鋼材同士を溶接した溶接継手において、下記(1)式と(2)式または(1)式と(3)式を同時に満足することを特徴とする溶接継手。
（ΔＣｕ＋ΔＮｉ+ΔＭｏ）≦０.０・・・・(1)式
（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）≧０.２・・・・(2)式
０.０≧（ΔＳｉ＋1.5×ΔＣｒ）≧−０.２・・・・(3)式
式中、ΔＣｕ＝ＣｕM−ＣｕW、ΔＮｉ＝ＮｉM−ＮｉW、ΔＭｏ＝ＭｏM−ＭｏW、
ΔＳｉ＝ＳｉM−ＳｉW、ΔＣｒ＝ＣｒM−ＣｒWであり、
ＣｕW、ＮｉW、ＳｉW、ＣｒW、ＭｏWは溶接金属の各元素含有量（質量％）、
ＣｕM、ＮｉM、ＳｉM、ＣｒM、ＭｏMは母材の各元素含有量（質量％）である。
前記鋼材の組成が、さらに、質量％で、１.５％を超えない含有量のＶ、１.０％を超えない含有量のＷ、０.０１％を超えない含有量のＲＥＭのうち、１種または２種以上を有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
請求項１または２に記載の溶接継手を有する溶接構造物。