【事件の表示】
　特許第３３５０７２６号「溶接方法および溶接材料」の請求項１ないし５に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３３５０７２６号の請求項１ないし４に係る特許を取り消す。
【理　由】
Ｉ．手続の経緯 
　本件特許第３３５０７２６号の請求項１〜５に係る発明についての出願は、平成９年１２月２５日（優先権主張平成８年１２月２７日、平成９年９月５日）に出願され、平成１４年９月２０日にその発明について特許権の設定登録（平成１４年１１月２５日特許公報発行）がされたところ、平成１５年５月２３日に特許異議申立人である新日本製鐵株式会社（以下、「申立人」という。）により特許異議の申立てがなされ、取消しの理由が通知され、その指定期間内である平成１６年１０月１２日に特許異議意見書の提出及び訂正請求がなされたものである。 
 　 
II．訂正の適否 
１．訂正の内容 
　平成１６年１０月１２日付けの訂正請求書は、本件特許第３３５０７２６号の願書に添付された明細書（以下、「特許明細書」という。）を、上記訂正請求書に添付した訂正明細書のとおりに訂正することを求めるものであり、その内容は以下のとおりである。 
　なお、下線は対比の便宜のために当審において付したものである。
　
（１）訂正事項ａ 
　特許明細書における特許請求の範囲の請求項１の記載を、 
「【請求項１】　溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、溶接により生成する溶接金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張しいる状態とすることを特徴とする溶接方法。」 から、
「【請求項１】　溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、
前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金を使用し、
により、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させること
　
１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）
−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）
　　
−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）
　　
−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
　
（２）訂正事項ｂ 
　特許明細書における特許請求の範囲の請求項２の記載を、
「【請求項２】　前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上の鉄合金を使用することを特徴とする請求項１に記載した溶接方法。」から、
「【請求項２】　前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が
２３５℃以下
　
（３）訂正事項ｃ 
　特許明細書における特許請求の範囲の請求項３の記載を、
「【請求項３】　請求項１または請求項２に記載した溶接方法に用いる溶接材料であって、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した鉄合金であることを特徴とする溶接材料。
　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）
　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）
　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）
　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）」から、
「【請求項３】　請求項１または請求項２に記載した溶接方法に用いる溶接材料であって、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した
、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する
　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）
　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）
　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）
　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）」と訂正する。
　
（４）訂正事項ｄ 
　特許明細書における特許請求の範囲の請求項４を削除する。
　
（５）訂正事項ｅ 
　特許明細書における特許請求の範囲の請求項５の記載を、
「【請求項５】　Ｓｉを０．２〜１．０重量％、Ｍｎを０．４〜２．５重量％、Ｍｏを４．０重量％以下、Ｎｂを１．０重量％以下含有することを特徴とする請求項４に記載された溶接材料。」から、
「【請求項
４
３
　
（６）訂正事項ｆ 
　特許明細書の段落【００１８】における「【課題を解決するための手段】上記課題を解決するために、本発明のうち請求項１に記載の溶接方法は、溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、溶接により生成する溶接金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とすることを特徴とするものである。」を、
「課題を解決するための手段】上記課題を解決するために、本発明のうち請求項１に記載の溶接方法は、溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、
前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金を使用し、
により、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させること
　
１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）
−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）
　　
−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）
　　
−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
　 
（７）訂正事項ｇ 
　特許明細書の段落【００２０】における「次に、請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の溶接方法に対して、前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上の鉄合金を使用することを特徴とするものである。」を、
「次に、請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の溶接方法に対して、前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が
２３５℃以下
　 
（８）訂正事項ｈ 
　特許明細書の段落【００２３】における「これにより変態膨張の効果を充分に得ることができないからである（上記図１中の破線参照）。」を、
「これにより変態膨張の効果を充分に得ることができないからである（上記図１中の破線参照）。
特に、後記の実施例に示すように、マルテンサイト変態開始点の温度を２３５℃以下とすることが好ましい。
 　 
（９）訂正事項ｉ 
　特許明細書の段落【００２８】における「次に、請求項４に記載された発明は、請求項３に記載の溶接材料に対して、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有することを特徴とするものである。」を、
「
また、
３
 　 
（１０）訂正事項ｊ 
　特許明細書の段落【００３４】における「次に、請求項５に記載された発明は、請求項４に記載した溶接材料に対して、Ｓｉを０．２〜１．０重量％、Ｍｎを０．４〜２．５重量％、Ｍｏを４．０重量％以下、Ｎｂを１．０重量％以下含有することを特徴とするものである。」を、
「次に、請求項
４
３
 　 
（１１）訂正事項ｋ 
　特許明細書の段落【０１１９】における「このとき、請求項１から請求項５のいずれかの発明を採用することで、溶接材料を特定するだけで通常の溶接を実施しても溶接継手の疲労強度を向上できるという効果がある。」を、
「このとき、請求項１から請求項
４
 　 
２．訂正の目的の適否、新規事項の有無、及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否 
（１）訂正事項ａについて 
　訂正請求前の請求項２には、「前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上の鉄合金を使用することを特徴とする請求項１に記載した溶接方法。」と記載され、同請求項３には、「請求項１または請求項２に記載した溶接方法に用いる溶接材料であって、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した鉄合金であることを特徴とする溶接材料。
　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）
　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）
　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）
　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）」と記載され、同請求項４には「Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有することを特徴とする請求項３に記載された溶接材料。」と記載されている。
　また、段落【００１７】には、「通常の溶接後に止端処理や急冷処理を施さなくても、溶接継手の疲労強度を向上できる溶接方法および溶接材料を提供することを課題としている。」と記載されている。 
　訂正事項ａは、上記記載に基づいてなされたものであり、特許請求の範囲の請求項１における溶接材料について「前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金を使用し」と限定するとともに、溶接方法について「溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させる」と限定するものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当する。 
 　 
（２）訂正事項ｂについて 
　特許明細書には、【表１】に、使用する溶接材料として、マルテンサイト変態開始温度が２３５℃以下の材料Ａ〜Ｆが記載されている。
　訂正事項ｂは、上記記載に基づいてなされたものであり、特許請求の範囲の請求項２における溶接材料のマルテンサイト変態開始温度について「２３５℃以下」と限定するものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当する。 
　
（３）訂正事項ｃについて
　訂正事項ｃは、特許請求の範囲の請求項３における溶接材料について、上記訂正請求前の請求項４の記載のように「Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する」と限定するものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当する。
　
（４）訂正事項ｄについて
　訂正事項ｄは、特許請求の範囲の請求項４を削除するものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当する。
　
（５）訂正事項ｅについて 
　訂正事項ｅは、訂正事項ｄによる請求項の削除に伴い請求項の番号を繰り上げるとともに、引用する請求項を、訂正事項ｃにより限定された請求項３とするものであるから、明りょうでない記載の釈明及び特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当する。 
 　 
（６）訂正事項ｆ〜ｋについて 
　訂正事項ｆ〜ｋは、訂正事項ａ〜ｅによる訂正に伴い、特許請求の範囲の記載と発明の詳細な説明の記載との整合を図るためのものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とする訂正に該当する。
　 
　そして、訂正事項ａ〜ｋは、いずれも願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内であり、新規事項の追加には該当せず、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。 
 　 
３．訂正の適否についてのまとめ 
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。 
 　 
III．特許異議の申立ての概要 
　申立人は、下記甲第１〜３号証を提出し、（１）本件特許の請求項１〜４に係る発明は、甲第１号証に記載された発明であり特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものである、（２）本件特許の請求項１〜５に係る発明は、甲第１〜３号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものである、（３）本件特許明細書の記載が、特許法第３６条第４項及び第６項第２号に規定する要件を満たしていない、として、本件請求項１〜５に係る発明についての特許は取り消されるべきであると主張している。 
［甲号各証］
　甲第１号証の１：村田博隆「溶接変形および溶接残留応力の低減における　　　　　　　　相変態の役割とその効果」（国立国会図書館平成８年８月　　　　　　　　１２日受入）ｐ．８１−８４，９４−１４２ 
　甲第１号証の２：甲第１号証の１の刊行物についての国立国会図書館の受　　　　　　　　入証明書
　甲第２号証：「溶接用鋼の疲労強度向上に関する基礎検討」（社団法人日　　　　　　　　本鉄鋼協会，平成７年１１月１５日発行）ｐ．１−１５，　　　　　　　　４６−４８，６７−１００，１５１−１５４
　甲第３号証：「溶接・接合技術」（産報出版株式会社，１９９６年４月１　　　　　　　　０日発行）ｐ．１６４−１６５ 
　
IV．通知した取消しの理由の概要
　平成１６年７月３０日付けで通知した取消しの理由の概要は、（１）本件特許の請求項１〜５に係る発明は、本件出願の優先日前に頒布された刊行物である、下記の刊行物１〜３に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり特許法第２９条第２項の規定に違反するものである（以下、「取消理由１」という。）、及び、（２）本件特許明細書の記載が、特許法第３６条第４項及び第６項第２号に規定する要件を満たしていない（以下、「取消理由２」という。）というものである。
［引用刊行物］
　刊行物１：村田博隆「溶接変形および溶接残留応力の低減における相変態　　　　　の役割とその効果」（国立国会図書館平成８年８月１２日受入）　　　　　ｐ．８１−８４，９４−１４２（申立人が提出した甲第１号証）
　刊行物２：「溶接用鋼の疲労強度向上に関する基礎検討」（社団法人日本　　　　　鉄鋼協会，平成７年１１月１５日発行）ｐ．１−１５，４６−４　　　　　８，６７− １００，１５１−１５４（申立人が提出した甲第２　　　　　号証）
　刊行物３：「溶接・接合技術」（産報出版株式会社，１９９６年４月１０　　　　　日発行）ｐ．１６４−１６５（申立人が提出した甲第３号証）
　
Ｖ．本件発明 
　前述のとおり、本件訂正が認められたことにより、本件特許の請求項１〜４に係る発明（以下、「本件発明１」〜「本件発明４」という。）は、訂正明細書及び図面の記載からみて、その特許請求の範囲の請求項１〜４に記載された事項により特定される次のとおりのものである。 
「【請求項１】　溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金を使用し、溶接により生成する溶接金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とすることにより、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させることを特徴とする溶接方法。
　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）　　　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）　　　　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）　　　　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
【請求項２】　前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２３５℃以下１７０℃以上の鉄合金を使用することを特徴とする請求項１に記載した溶接方法。
【請求項３】　請求項１または請求項２に記載した溶接方法に用いる溶接材料であって、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金であることを特徴とする溶接材料。
　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）　　　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）　　　　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）　　　　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
【請求項４】　Ｓｉを０．２〜１．０重量％、Ｍｎを０．４〜２．５重量％、Ｍｏを４．０重量％以下、Ｎｂを１．０重量％以下含有することを特徴とする請求項３に記載された溶接材料。」　
　
VI．当審の判断
＜取消理由１について＞
１．引用刊行物の記載事項及び引用発明 
　取消理由１において引用された各刊行物には、それぞれ以下の技術的事項が記載されている。
　
（１）刊行物１ 　 
（１−イ）「４．２．１　供試材および供試材の変態温度
　本実験では試料硬さを低く抑えた実用鋼に近い低温変態材料として、低炭素鋼の素材にＮｉ、Ｃｒなどを加えたマルテンサイト系の鋼材を試作して各種の測定を行なった。供試材は３．５％Ｎｉ鋼線材［０．０３Ｃ，０．０８Ｓｉ，３．６Ｎｉ，０．０８Ｍｎ，０．１６Ｍｏ，０．００７Ｐ，０．００７Ｓ（ｍａｓｓ％）］に純Ｎｉ、純Ｃｒをそれぞれについて０〜１４％の範囲で秤量し、真空アーク溶解により作製した。溶解した各種試料からφ４×１０ｍｍの熱膨張試験片を加工し、８００〜５００℃の冷却時間が５，１７，５６および１７８秒になるように冷却して変態温度（Ｍｓ，Ｍｆ点）を求めた。Table４．１に供試材の化学成分、および１７sec／（８００→５００℃）のときの変態温度、ビッカース硬さおよび参考として変態膨張ひずみを示す。なお、表中の試料Ｎｏ．の１２０８とは、ＮｉおよびＣｒ量がそれぞれ約１２％と８％付近の試料であることを意味している。」（第８２頁下から４行〜第８４頁第８行） 
 　 
（１−ロ）「４．３．４　化学成分と変態温度
　ＮｉおよびＣｒ量とＭｓ点の間にほぼ直線関係が得られることは従来からよく知られている。Fig.４．８に試作した各種資料のデータから
　Ｍｓ（℃）＝ａ−ｂ×Ｎｉｅｑ（％）−ｃ×Ｃｒｅｑ（％）・・・（４．１）
として最小自乗法により求めた係数　
　　　　ａ＝７１９，ｂ＝２６．５，ｃ＝２３．７　　　・・・（４．２）
によるＭｓ点（計算値）に対する、熱膨張試験によって検出したＭｓ点（実測値）の関係を示した。なお、Ｎｉ当量およびＣｒ当量はシェフラーの組織図に用いられている、
　　Ｎｉｅｑ＝３０×Ｃ＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ
　　Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂ・・・（４．３）
をそのまま用いている。これより、Ｍｓ点が１４０℃までの範囲では、化学成分から供試材の変態温度がかなり正確に求められ、材料の応力弛緩特性を直接推定することもある程度可能であると考えられる。」（第９４頁第１７行〜第９５頁第３行） 
 　 
（１−ハ）「第６章　相変態が溶接残留応力におよぼす影響
６．１　緒　言
　溶接の際に生じる残留応力や角変形は、溶接設計する上で重要な問題である。５章では試作した様々な変態温度をもつ溶接棒による溶接角変形を測定し、溶接変形の抑制に低温で変態する材料が有効であることを示した。また２、３章では溶接後の変態中の伸びや応力変動についても詳しく調べ、条件によっては変態中の応力緩和に変態膨張のみならず変態超塑性も有効に働くことを定量的に示した。
　一方、溶接残留応力に関する実験・解析は勿論、相変態の影響を論じた報告もあるが、変態超塑性が溶接割れの防止や残留応力の低減に有効に働くという観点から論じたものは、脆性材料の鋳鉄および硬化肉盛溶接部での割れ防止に関しての加藤らの報告があるのみで、低温変態する鋼材の相変態温度と熱応力の関係を考察した報告はない。
　本章では、５章と同様に低温で変態する応力弛緩効果の高いFe-Ni-Cr系試作溶接棒を用いて多層多パス溶接を行い、相変態が溶接残留応力に及ぼす影響を明らかにした。」（第１２４頁第１〜１６行） 
 　 
（１−ニ）「６．２　供試材料および実験方法
　５章で試作したFe-Ni-Cr系の被覆溶接棒（φ４ｍｍ）のうち、XTT8、XTT10および比較材としてNB9N(0.9%Ni)、D4316、D309MoLを用いた。母材はHT590である。これらの化学成分および熱膨張試験によって検出した変態開始温度（Ｍｓ点）をTable６．１に示す。」（第１２５頁第１〜５行） 
 　 
（１−ホ）「変態しない材料であるD309MoLや高温で変態するD4316の溶接金属上には引張応力が残留しており、通常の溶接をした場合の典型的な残留応力分布を示している。なお、高温で変態するD4316のビード上の応力（σｘ，σｙ共に）が下がっているのは、強度の低いD4316によってHT590に溶接したからであり、同種金属であればD309MoLと類似の残留応力分布になったと思われる。
　一方、NB9NやXTT8、XTT10などの低温変態材料ではσｘ，σｙ方向共に溶接金属上に０〜−３００MPaの圧縮応力が残留している。また、溶接部近傍の応力もそれにつられる形で、D309MoLやD4316に比べて低下している。」（第１２７頁第１０〜１８行） 
 　
（１−ヘ）「Fig.６．４に溶着金属の変態開始温度とバスタブ溶接金属部の残留応力の関係を示した、なおD4316とD309MoLの変態開始温度は、実際にはそれぞれ高温変態と常温で変態しない材料であるが、便宜上それぞれ６００℃および０℃として記入している。
　このグラフから、変態による応力緩和と変態膨張によって常温域で溶接金属部に圧縮応力が生じるのは、溶着金属の変態温度が２００〜３００℃付近のものであることがわかる。変態温度がそれより高い領域にあってもまた低い領域にあっても、溶接金属上の応力は引張応力の方向に増加する傾向となっている。」（第１３０頁第１７〜２５行）
　
（１−ト）「６．３．３　変態超塑性および変態膨張と変態中の応力低下に関する考察
　本供試材の成分系の範囲では、変態開始温度が２０９℃である溶接棒（XTT8）を用いた場合に最も大きな圧縮応力が生じたが、その溶着金属の５００℃から常温までの変態膨張曲線をFig.６．５に示した。２０９℃付近で変態が開始し、常温域でその膨張量はほば最大値に達している。この時の変態膨張ひずみは０．７９％であったが、材料の熱吸縮分を差引いた純変態膨張ひずみ（図中Ａ部、ひずみは０．４８％）と常温付近でのヤング率（E：２．０６×１０５MPa ）より応力低下量を計算すると、純変態膨張ひずみによる応力上昇は約１０００MPaとなる。
　従って、Fig.６．２で観察された−３００MPaの残留応力のすべてが変態膨張によって生じたとすることもできる。実際、拘束間にある金属全体が加熱されて変態膨張するとき、すなわち、隅肉部に１パスだけ溶接したときなどには、溶接金属の変態膨張だけでも応力は大きく緩和され、圧縮応力さえ発生する。
　しかし、３章の両端拘束試験のように丸棒の中央部のみが加熱される場合は、変態膨張による応力緩和は拘束距離に大きく関係する。すなわち、拘束距離が長いときには、拘束間の未変態部の熱収縮や弾性ひずみによって変態膨張が吸収され、中央部が変態膨張している間も試料全体としての伸びが全く観察されない事がある。しかし、そのような実質的に変態膨張が観察されない場合でも変態中には大きな応力弛緩が起こることから、変態中の超塑性変形が確認できる。
　一般に、このような変態中での応力の低下は、変態開始直後の応力が高い領域では変態超塑性により、また応力が低くなった変態後半では変態膨張が主となって応力が緩和されることが３章で確かめられている。また変態中の９％Ｎｉ鋼の変形抵抗の測定では、２０％程度の変態の進行によって変形抵抗が６０％低下した例もある。さらに圧縮応力下では、圧縮応力を緩和する方向に変態超塑性が働くので、これらが複雑に絡み合って今回の実験結果となったと考えられる。」（第１３３頁第１行〜第１３４頁第１３行）
　
（１−チ）「６．４　結　言
　低温で変態するFe-Ni-Cr系試作溶接棒によって、バスタブ内を多層多パス溶接し、残留応力を測定した結果、次の結論を得た。
１）溶接残留応力には相変態（変態膨張及び変態超塑性）が深く関係しており、変態温度によっては溶接金属上で圧縮応力が観察された。
２）圧縮応力が生じた溶接金属において、σｙ方向の応力分布ではそのすぐ下層に引張応力が残留しており、隣接する母材部の引張ピーク部とつながって再分布されている。
３）残留応力の低減には低温で変態する溶接材料が有効であり、本供試材の範囲では、溶着金属の変態開始温度が２００〜３００℃の溶接材料による残留応力が溶接金属上で最も低い値を示した。
４）本実験における溶接金属の残留応力が最低値を示す溶着金属の変態開始温度（２００〜３００℃）は、５章で述べた最も小さい溶接角変形を示す溶着金属の変態開始温度と一致しており、低温変態材料を用いて溶接することにより、溶接変形および溶接残留応力の低減が同時にできる。」（第１４２頁第１〜１５行）
　
（１−リ）第８３頁のTable４．１には、「Ｎｏ．０９１２は、化学成分がＣ０．０２５％、Ｓｉ０．２７％、Ｍｎ０．６３％、Ｎｉ９．０％、Ｃｒ１２．０％、Ｍｏ０．１３％であり、Ｍｓが１７０℃であること、Ｎｏ．１００８は、化学成分がＣ０．０２６％、Ｓｉ０．３２％、Ｍｎ０．７１％、Ｎｉ１０．０％、Ｃｒ８．０％、Ｍｏ０．１４％であり、Ｍｓが２２８℃であること、Ｎｏ．１０１０は、化学成分がＣ０．０２５％、Ｓｉ０．３２％、Ｍｎ０．７０％、Ｎｉ１０．０％、Ｃｒ１０．０％、Ｍｏ０．１３％であり、Ｍｓが１８０℃であること、Ｎｏ．１２０８は、化学成分がＣ０．０２５％、Ｓｉ０．２７％、Ｍｎ０．６４％、Ｎｉ１２．０％、Ｃｒ８．０％、Ｍｏ０．１３％であり、Ｍｓが１８０℃であること」が記載されている。
　
（１−ヌ）第１２５頁のTable６．１には、「XTT8は、化学成分がＣ０．０４％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ０．５６％、Ｃｒ７．６％、Ｎｉ１０．０％、Ｍｏ０．４７％であり、Ｍｓが２０９℃であること、XTT10は、化学成分がＣ０．０５％、Ｓｉ０．２１％、Ｍｎ０．６１％、Ｃｒ５．９％、Ｎｉ７．８％、Ｍｏ０．５０％であり、Ｍｓが２９５℃であること、NB9Nは、化学成分がＣ０．０４％、Ｓｉ０．３６％、Ｍｎ０．６０％、Ｃｒ０．１％、Ｎｉ８．３％であり、Ｍｓが３９０℃であること、D309MoLは、化学成分がＣ０．０３％、Ｓｉ０．８１％、Ｍｎ１．１２％、Ｃｒ２３．１％、Ｎｉ１３．０％、Ｍｏ２．２４％であり、Ｍｓが＜０℃であること、D4316は、化学成分がＣ０．０８％、Ｓｉ０．５４％、Ｍｎ０．８１％、変態開始温度が８８０℃であること、HT590は、化学成分がＣ０．１５％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ１．４２％であること」が記載されている。
　
　上記記載事項及び図表等の記載からみて、刊行物１には次の発明（以下、「引用発明１」及び「引用発明２」という。）が記載されていると認められる。 
［引用発明１］
　溶接材料（Fe-Ni-Cr系の被覆溶接棒）を用いて、HT590の母材（化学成分がＣ０．１５％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ１．４２％の鋼）を溶接する溶接方法において、前記溶接材料として、溶着金属のマルテンサイト変態開始温度が２０９℃であり、化学成分がＣ０．０４％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ０．５６％、Ｃｒ７．６％、Ｎｉ１０．０％、Ｍｏ０．４７％である鉄合金（XTT8）等の低温で変態する材料を使用し、溶接により生成する溶接金属に、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、前記溶接金属が常温域においてその膨張量がほぼ最大値に達している状態とする、残留応力の低減に有効である溶接方法。 
［引用発明２］
　引用発明１の溶接方法に用いる溶接材料であって、溶着金属のマルテンサイト変態開始温度が２０９℃であり、化学成分がＣ０．０４％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ０．５６％、Ｃｒ７．６％、Ｎｉ１０．０％、Ｍｏ０．４７％である鉄合金（XTT8）等の低温で変態する材料。
　
（２）刊行物２ 
（２−イ）第１５頁の表１．１．１には、「溶接部の各種疲労強度向上法」に関して、溶接材料についての「低残留応力溶材（低変態温度）」に対する向上の主たる原理として、「残留応力の低減」と記載されている。 
 　 
（２−ロ）「このようにスティフナーは自由端なので溶接熱で膨張するのに対し、主板では溶接熱は局部加熱となるので周りの拘束により膨張が抑えられる。そのためスティフナーが膨張した状態で両者が溶接により固定されるため、常温まで冷却されたときスティフナーは収縮し、結果的には回し溶接止端部で引張残留応力が働くことになると考えると実験事実をうまく説明できる。
　溶材および母材のマルテンサイト変態による膨張を利用しての引張残留応力の軽減は、狙い通りであった。Ｍｓ点が低い方が変態膨張は大きい。しかし、Ｍｓ点を下げ過ぎるとマルテンサイト量が常温で小さくなりその効果は小さくなる。したがって、Ｍｓ点が適度に低くマルテンサイト量が多い溶材を検討する価値がある。」（第８４頁第１２〜２０行） 
 　 
（２−ハ）「残留応力を圧縮にすることは、亀裂が開口する荷重レベルを引き上げることになり、亀裂伝播寿命に大きな減速効果が現れる[2]。工学的な亀裂発生寿命には、上述のように亀裂伝播寿命も含まれるので、残留応力を圧縮にすれば工学的な意味での疲労強度を向上させることができる。・・・・したがって、残留応力を制御して疲労強度を向上させるには、主亀裂に沿う残留応力を可能な限り広範囲に渡って大きな圧縮場にしなければならない。」（第１５２頁第３〜１１行） 
 　 
（３）刊行物３ 
（３−イ）「したがって、現在溶接構造用として広く用いられているのは低炭素鋼である。合金鋼は添加元素の種類と量によって特殊な性質をもたせた鋼であり，一般に合金元素の合計が約５％以下のものを低合金鋼，５〜１０％を中合金鋼，１０％以上を高合金鋼と呼ぶ。」（第１６４頁下から３行〜第１６５頁第１行） 
　 
２．対比・判断 
（１）本件発明１について
　本件発明１と引用発明１とを対比すると、引用発明１におけるHT590の母材（化学成分がＣ０．１５％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ１．４２％の鋼）は、刊行物３の記載事項（３−イ）からみて、「構造物用の低合金鉄鋼材料」ということができる。また、刊行物１のFig.６．５の記載及び記載事項（１−ト）からみて、引用発明１における「溶接金属が常温域においてその膨張量がほぼ最大値に達している状態とする」は、本件発明１における「溶接金属が室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とする」に相当することが明らかである。
　したがって、両者の一致点及び相違点は以下のとおりである。
［一致点］ 
　「溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、前記溶接材料として低温で変態する材料を使用し、溶接により生成する溶接金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とする溶接方法。」である点。
［相違点１］ 
　前記溶接材料として、本件発明１では、「マルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金」を使用するものであるのに対し、引用発明１では、溶着金属のマルテンサイト変態開始温度が２０９℃であり、化学成分がＣ０．０４％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ０．５６％、Ｃｒ７．６％、Ｎｉ１０．０％、Ｍｏ０．４７％である鉄合金（XTT8）等を使用するものである点。
（１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）　　　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）　　　　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）　　　　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０　）・・・（１））
［相違点２］ 
　本件発明１では、「溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させる」ものであるのに対し、引用発明１では、残留応力の低減に有効であるが、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させるとはされていない点。
　
　上記相違点について検討する。 
［相違点１について］
　刊行物１には、「変態による応力緩和と変態膨張によって溶接金属部に圧縮応力が生じるのは、溶着金属の変態温度が２００〜３００℃付近のものであることがわかる。変態温度がそれより高い領域にあってもまた低い領域にあっても、溶接金属上の応力は引張応力の方向に増加する傾向となっている。」（上記記載事項（１−ヘ）参照）、及び、「残留応力の低減には低温で変態する溶接材料が有効であり、本供試材の範囲では、溶着金属の変態開始温度が２００〜３００℃の溶接材料による残留応力が溶接金属上で最も低い値を示した。」（同（１−チ）参照）と記載されている。そして、「本供試材の成分系の範囲では、変態開始温度が２０９℃である溶接棒（XTT8）を用いた場合に最も大きな圧縮応力が生じた」（同（１−ト）参照）と記載されている。
　上記記載によれば、引用発明１における溶接材料の変態開始温度の範囲は、本件発明１における変態開始温度の２５０℃未満１７０℃以上という範囲と重複するものである。
　また、鉄合金（XTT8）の化学成分は、「Ｃ０．０４％、Ｓｉ０．２６％、Ｍｎ０．５６％、Ｃｒ７．６％、Ｎｉ１０．０％、Ｍｏ０．４７％」（同（１−ヌ）参照）であり、Ｃｒを除いて、本件発明１における「Ｃを０．１０重量％以下、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％」という範囲と重複する。
　さらに（１）式については、刊行物１にも、鉄鋼材料におけるマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）と合金元素の含有量との間に、
　Ｍｓ（℃）＝ａ−ｂ×Ｎｉｅｑ（％）−ｃ×Ｃｒｅｑ（％）・・・（４．１）
　　　　ａ＝７１９，ｂ＝２６．５，ｃ＝２３．７　　　・・・（４．２）
　　Ｎｉｅｑ＝３０×Ｃ＋Ｎｉ＋０．５Ｍｎ
　　Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ＋０．５×Ｎｂ・・・（４．３）
という関係が得られることが記載されている（同（１−ロ）参照）。
　そうすると、上記相違点１は、Ｃｒの含有量が、本件発明１では８．０〜１３．０重量％であり、引用発明１における鉄合金（XTT8）では７．６％である点を除いて実質的な相違はない。
　そこで、Ｃｒの含有量について検討するに、刊行物１においては、変態開始温度が２０９℃であるXTT8という溶接材料を用いて最も大きな圧縮応力が得られているが、XTT8に限らず、変態開始温度が同程度の溶接材料であれば同様の圧縮応力が得られることは明らかである。また、当該変態開始温度については、上記（４．１）〜（４．３）式に基づいてＣｒを含めた合金元素の含有量を適宜選択することにより変態開始温度がXTT8と同程度の材料を調整し得るものであることは刊行物１の記載から自明の事項である。
　一方、刊行物１にも、熱膨張試験片としてではあるが、応力緩和に及ぼす合金元素及び変態温度の影響を調べるためのものとして、Ｃｒの含有量が８％以上の鉄合金で変態開始温度が１７０℃、１８０℃及び２２８℃のものが記載されており（同（１−ヌ）参照）、このうち２２８℃の鉄合金は、上記２００〜３００℃の範囲に含まれるから、溶接材料として用いた場合に変態膨張により残留応力が溶接金属上で最も低い値を示す材料であることも明らかである。
　してみると、Ｃｒの含有量を適宜選択することにより本件発明１におけるＣｒの含有量の範囲を設定することが当業者にとって困難性を伴うものとは認められない。
　
［相違点２について］
　刊行物２には、「低残留応力溶材（低変態温度）」を用いて「残留応力の低減」を図ることにより溶接部の疲労強度を向上させることが記載され（上記記載事項（２−イ）参照）、また、溶材および母材のマルテンサイト変態による膨張を利用して引張残留応力の軽減が図られることが記載されている（同（２−ロ）参照）。さらに、溶接部の残留応力を制御して圧縮応力とすることにより疲労強度を向上させることが記載されている（同（２−ハ）参照）。
　このように、溶接部の残留応力を低減させることにより疲労強度を向上させることは、従前より当業者に知られた技術事項にすぎない。
　そして、引用発明１も、低温で変態する材料を使用し、溶接により生成する溶接金属に、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、前記溶接金属が常温域においてその膨張量がほぼ最大値に達している状態とする、残留応力の低減に有効である溶接方法であるから、溶接部の疲労強度を向上させ得るものであることは、刊行物１及び２の記載から当業者が容易に理解できることである。
　また、溶接部の残留応力に所定の低減がなされていれば、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに溶接継手の疲労強度を向上できることも自明の事項である。
　してみると、引用発明１において刊行物２に記載された技術事項に基づき上記相違点２に係る本件発明１の構成とすることは当業者が容易になし得たことである。
　
　本件発明１の作用効果についてみても、引用発明１並びに刊行物１及び２に記載された技術事項から当業者が予測しうる範囲内のものであって、格別顕著なものとはいえない。
　 
　したがって、本件発明１は、引用発明１並びに刊行物１及び２に記載された技術事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
　なお、特許権者は特許異議意見書において、概略、以下（ア）〜（エ）の点について主張している。
（ア）刊行物１は、変態膨張だけでなく変態超塑性を利用するものであり、残留応力（なお、刊行物１では溶接部中心のものであるのに対し本件発明１では溶接止端部である点でも異なる）については、材料の熱収縮分を差引いた純変態膨張ひずみを問題としており、本件発明１の範囲外である変態開始温度が２９５℃の材料を使用した場合でも、純変態膨張ひずみが大きければ変態超塑性による応力の緩和と合わせて残留応力を緩和する効果があるというものであるから、変態終了後に熱収縮することによる引張応力成分の加算を見落とし、変態膨張を残留応力と関連づけているだけで、変態膨張と疲労強度との関係については全く示唆するところがない。（特許異議意見書第１３頁第２６行〜第１４頁第１５行）
（イ）刊行物１では、変態開始温度が２０９℃でＣｒの含有量が７．６％の溶接材料（XTT8）、変態開始温度が２９５℃でＣｒの含有量が５．９％の溶接材料（XTT10）を使用し、比較材と対比しているにすぎないから、疲労強度を向上させるために「Ｃｒを８．０〜１３．０重量％」含有する溶接材料を使用することを当業者が容易に想到し得るとはいえない。
　また、刊行物１には、変態開始温度が１７０℃、１８０℃及び２２８℃でＣｒを８．０重量％以上含有する鋼も示されているが、単に熱膨張試験片の作製をしただけで、低温変態溶接棒の試作をしたものではなく、試作した低温変態溶接棒のうち変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上の範囲にあるものでＣｒを８．０重量％以上含有するものは示されていない。（特許異議意見書第１４頁第２１行〜第１５頁第１９行）
（ウ）刊行物１には「本実験での成分範囲では２５０〜３００℃の変態開始温度をもつ溶接棒によるものがもっとも小さな角変形を示しており、変態温度はこれ以上高くてもまた低くても大きくなる傾向を示している。」（当審注：甲第１号証第１１２頁下から３行〜末行）と記載されているように、試作した低温変態溶接棒のうち、本件発明１の範囲外である変態開始温度が２９５℃、２５２℃の材料を使用した場合に効果があるというものであるから、変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上の溶接材料を使用することを当業者が容易に想到し得るとはいえない。（特許異議意見書第第１５頁第２０〜２９行）
（エ）「マルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上」の溶接材料を使用して溶接した本発明例の溶接継手は、変態開始温度が２５０℃以上の溶接材料を使用して溶接した比較例の溶接継手と比較して、疲労強度が顕著に向上するという「際だって優れた効果」を有するといえ、刊行物１には、変態膨張を利用して「溶接継手の疲労強度を向上させる」ことは記載されていないから上記効果が予測し得るとはいえない。また、刊行物２には、溶接材料による疲労強度向上法の一つとして低残留応力溶材（低変態温度）を用いた残留応力を低減する方法があることが示されているが、可能性があることを示唆しているだけで、この方法による溶接部の疲労強度の向上は達成されていない。また、刊行物２にはＭｓ点を何度にすれば引張残留応力の低減がどの程度なされ、疲労強度がどの程度向上するか具体的に示されていない。（特許異議意見書第１６頁第１行〜第１８頁第５行）
　
　しかしながら、（ア）の点については、刊行物１においても、「従って、Fig.６．２で観察された−３００MPaの残留応力のすべてが変態膨張によって生じたとすることもできる。実際、拘束間にある金属全体が加熱されて変態膨張するとき、すなわち、隅肉部に１パスだけ溶接したときなどには、溶接金属の変態膨張だけでも応力は大きく緩和され、圧縮応力さえ発生する。」（上記記載事項（１−ト）参照）と記載されているように、引用発明１は、少なくとも変態膨張を利用して残留応力の低減が図られるものである点では本件発明１と変わるところはない（なお、残留応力については本件請求項１には規定されていない）。また、刊行物１は、材料の熱収縮分を差引いた純変態膨張ひずみを問題としているものであったとしても、本件発明１は、「溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とする」と規定されているだけで、引用発明１も常温においてマルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態である点では何ら変わるところがない。さらに、刊行物１には疲労強度の向上という記載はないが、上述のとおり、溶接部の残留応力を低減することで疲労強度の向上が図られることは、刊行物２にも記載されるように既に知られた技術事項にすぎないものである。
（イ）の点については、上述のとおり、刊行物１においては、変態開始温度が２０９℃である溶接材料（XTT8）を用いて最も大きな圧縮応力が得られているが、XTT8に限ることなく、変態開始温度が同程度の溶接材料であれば同様の圧縮応力が得られるものであるとともに、変態開始温度についても、前述の式（４．１）〜（４．３）に基づいてＣｒを含めた合金元素の含有量を適宜選択することによりXTT8と同程度の変態開始温度をもつ材料を調整し得るものであることは明らかである。なお、本件特許明細書にも、「ここで、Ｃｒの含有量を８．０重量％以上としたのは、８．０重量％未満であるとマルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満とするために、高価なＮｉや、溶接材料の製造時の加工性を劣化させるその他の成分を多量に含有させる必要がでてくるためである。」（段落【００３１】参照）と記載されているように、所定の変態開始温度をもつ材料を得るために、Ｃｒを含めた合金元素の含有量を適宜選択し得るものであることは自明の事項である。
　また、Ｃｒの含有量が８％以上で変態開始温度が２２８℃である鉄合金は、熱膨張試験片ではあるが、応力緩和に及ぼす合金元素及び変態温度の影響を調べるためのものであって、前述のとおり、刊行物１で残留応力が最も低い値を示すとされる２００〜３００℃の範囲に含まれるから、これを低変態温度試験片として用い得ることも明らかである。したがって、Ｃｒの含有量を８％以上とすることが格別困難な事項であったとすることはできない。
（ウ）の点については、刊行物１の上記箇所は、角変形において２５０〜３００℃の変態開始温度をもつものがもっとも小さな変形量を示すことが記載されているだけで、残留応力との直接の関連について記載されたものではない。残留応力の低減については、上記のとおり、変態開始温度が２０９℃である溶接棒を用いた場合に最も大きな圧縮応力が生じたとされている。
（エ）の点について、刊行物２には、具体的なＭｓ点の値については示されていないが、少なくとも溶接部の残留応力を低減することにより疲労強度を向上させることが記載されていることは上記［相違点２について］にて述べたとおりである。そうすると、刊行物１に疲労強度の向上という記載はないが、溶接部の残留応力を低減するものであるから、引用発明１が溶接部の疲労強度を向上させ得るものであることは、刊行物１及び２の記載から当業者が容易に理解できることである。したがって、残留応力と疲労強度との関係及び変態開始温度と疲労強度との関係が全く予測し得ないものであるとすることはできない。　
　よって、特許権者の上記主張は採用することができない。 
 　 
（２）本件発明２について
　本件発明２は、本件発明１において、「前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２３５℃以下１７０℃以上の鉄合金を使用すること」を特定したものである。
　一方、引用発明１において溶接材料として使用される鉄合金（XTT8）のマルテンサイト変態開始温度は２０９℃であり、本件発明２における範囲と重複するものである。
　そうすると、本件発明２と引用発明１とは、上記（１）に記載した相違点１及び相違点２にて相違し、その余の点では一致する。
　相違点１及び相違点２についての判断は、上記（１）において検討したとおりである。
　したがって、本件発明２は、引用発明１並びに刊行物１及び２に記載された技術事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
（３）本件発明３について
　本件発明３は、本件発明１又は２に用いる溶接材料であって、「Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金であること」を特定したものである。
（１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）　　　　　　　−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）　　　　　　　−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）　　　　　　　−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０　）・・・（１））
　そこで、本件発明３と引用発明２とを対比すると、両者は、上記（１）に記載した相違点１及び相違点２にて相違し、その余の点では一致する。
　相違点１及び相違点２についての判断は、上記（１）において検討したとおりである。
　したがって、本件発明３は、引用発明２並びに刊行物１及び２に記載された技術事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
（４）本件発明４について
　本件発明４は、本件発明３において、「Ｓｉを０．２〜１．０重量％、Ｍｎを０．４〜２．５重量％、Ｍｏを４．０重量％以下、Ｎｂを１．０重量％以下含有すること」を特定したものである。
　そこで、本件発明４と引用発明２とを対比すると、両者は、上記（１）に記載した相違点１及び相違点２に加え、下記の相違点３にて相違し、その余の点では一致する。
［相違点３］
　本件発明４は、Ｓｉを０．２〜１．０重量％、Ｍｎを０．４〜２．５重量％、Ｍｏを４．０重量％以下、Ｎｂを１．０重量％以下含有するのに対し、引用発明２は、化学成分がＳｉ０．２６％、Ｍｎ０．５６％、Ｍｏ０．４７％であるが、Ｎｂについては含有量が特定されていない点。
　
　相違点１及び相違点２についての判断は、上記（１）において検討したとおりである。
　そこで、相違点３について検討するに、引用発明２におけるＳｉ、Ｍｎ及びＭｏの含有量については本件発明２の含有量と重複する。そして、変態開始温度については、上記（１）に記載したとおり、合金元素の含有量を適宜選択することにより所定範囲の変態開始温度をもつ材料を調整し得るものであることは明らかであるから、Ｎｂについても適宜選択することにより上記相違点３に係る本件発明４の構成とすることは当業者が容易になし得たことである。
　 
３．まとめ 
　したがって、本件発明１〜本件発明４は、引用発明１及び２並びに刊行物１、２に記載された技術事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができない。 
 　 
VII．むすび 
　以上のとおり、本件特許の請求項１〜４に係る発明は、刊行物１、２に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、本件発明についての特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものである。 
　したがって、本件請求項１〜４に係る発明についての特許は、特許法第１１３条第２号に該当し、その余の取消理由について検討するまでもなく、取り消されるべきものである。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年３月２５日（２００５．３．２５）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
溶接方法及び溶接材料
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、
前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金を使用し、
により、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させること
　　
１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）−１１．８５×Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
　【請求項２】　前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が
２３５℃以下
　【請求項３】　請求項１または請求項２に記載した溶接方法に用いる溶接材料であって、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した
、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する
　　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
　【請求項
４
３
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】本発明は、船舶や橋梁等のような大型構造物の製造に有用な溶接方法に係り、特に、溶接材料を用いて溶接を行う際に溶接継手の疲労強度を向上できる溶接方法および溶接材料に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】船舶，海洋構造物，ペンストック，橋梁などにおいては、大型化とそれに伴う軽量化の目的から使用鋼材の高強度化が求められている。これら構造物に使用される材料としては、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ等の各種合金元素が３．０重量％未満のいわゆる低合金鉄鋼材料が用いられ、これらの材料の引張強度レベルは３０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ２である。
　【０００３】そして、前記高強度化への要望に対応して、低合金鉄鋼材料の中で高強度のものを用いる場合には、高強度鋼の疲労強度は、母材については当該母材の材料強度の増加とともに上昇するが、溶接継手では材料強度が増加しても疲労強度が向上しないといわれている（溶接学会全国大会講演概要，ＮＯ．５２，１９９３，ＰＰ．２５６−２５７参照）。
　【０００４】このため、従来、高強度鋼材の溶接継手の疲労強度は低強度鋼のそれと同じであるため、隅肉溶接等により接合した継手を採用する構造物では、高強度鋼材を用いても設計強度を上げることができないという問題があった。この高強度鋼材の溶接継手で疲労強度が向上しない原因としては、引張残留応力が大きいことが挙げられる（溶接学会論文集第１３巻第３号ＰＰ．４３８−４４３（１９９５）参照）。
　【０００５】なお、高強度鋼材の溶接継手では切欠き感度が高いことも、疲労強度が向上しない原因ではあるが、これについては溶接施工方法の改善や、例えば、特開平５−６９１２８号公報に記載されているように、溶接止端部をグラインダやロータリーカッタ等の研削工具で滑らかに研削して止端半径を大きくすることによって防止できる。
　【０００６】継手の溶接部に生じる引張残留応力は、溶接後の溶接金属が冷却される際に熱収縮することに起因する。図１８は、低合金鋼の被溶接材に低合金鋼からなる被溶接材料を用いて溶接した際の溶接後の冷却過程における溶接金属の収縮状態を示す図である。溶接金属は、溶接後に図１８中の矢印の方向に熱収縮する。
　【０００７】ここで、温度低下するに従い従来の低合金鋼からなる溶接材料を用いた場合、溶接金属は熱収縮して伸び（長さ）が小さくなるが、５００℃付近で伸び（長さ）が大きくなる領域が存在する。これは、５００℃付近にてマルテンサイト変態が生じ、このマルテンサイト変態にともなう溶接金属の膨張が発生するためである。マルテンサイト変態が終了すると、再び熱収縮のみが起こり温度が下がるにつれて伸びが小さくなる。溶接金属が凝固点から約６００℃程度まで冷却される際には、溶接金属の降伏応力が低いので、塑性変形を伴いながら冷却され、そのため、収縮により生ずる引張残留応力は、この塑性変形により緩和される。そして、約６００℃以下で収縮すると、溶接金属の降伏応力が大きいために、塑性変形が起こりにくく引張残留応力が導入されることとなる。
　【０００８】図１８では、約５００℃から約４００℃までの冷却過程において、マルテンサイト変態により膨張するので、この間では引張残留応力が緩和されるが、その後室温までの熱収縮過程において引張残留応力が導入されることとなる。
　【０００９】以上が、溶接部に引張残留応力が生ずる主な理由であるが、例えば隅肉溶接のように接合される２つの被溶接材の大きさが異なる場合、被溶接材の熱容量の差に起因して、引張残留応力はさらに助長される。
　【００１０】図１９（ａ）に示すような、Ｔ型継手を隅肉溶接により作成する場合、図１９（ｂ）に示すように、主板１と副板２とを長手方向４に沿って、矢印Ａの方向へと溶接施工を行う。この溶接施工中、主板１と副板２の温度は、溶接部に与えられた熱により上昇していく。主板１と副板２とは大きさが異なる場合、主板１と副板２とでは熱拡散の度合が異なってくる。副板２の方が主板１に比べて体積が小さいため、この温度上昇量が大きい。そのため、溶接施工中に生ずる熱膨張量は副板の方が主板よりも大きくなる。したがって、溶接部（１）を施工中に、これから溶接される溶接部（２）の部分では、主板１と副板２との間に熱膨張差が生じる。この熱膨張差が生じた状態で溶接部（２）の溶接が行われるため、溶接部終了後の熱収縮過程で溶接部には引張残留応力が発生する。
　【００１１】また、図２０（ａ）（ｂ）に示すような、主板１に副板２を回し隅肉溶接する継手の場合、従来の溶接施工手順は、図２０（ｃ）に示すように副板２の溶接部断面３における長辺部（図２０（ｃ）中（１））→短辺部（図２０（ｃ）中（２））→（図２０（ｃ）中（３））の順に廻して行う。なお、図２０（ｃ）で示す施工では、副板２の溶接部断面３が大きいために、二つに分けて回し溶接を実施している。そして、この場合も副板２の方が主板１に比べて体積が小さいため、溶接時には副板２の方が主板１に比べて温度上昇量が大きい。そのため、長辺部を溶接する際に、副板２の方が長手方向への伸び量が大きくなり、溶接終了後の冷却過程において溶接部に引張残留応力が発生する。
　【００１２】以上の主板と副板との間の熱膨張差に起因した引張残留応力と、前述した溶接金属の熱収縮に伴う引張残留応力が重畳した場合、この引張残留応力が降伏強度程度まで上昇している場合がある。
　【００１３】このような溶接継手の引張残留応力を低減する方法として、例えば、特開平４−２１７１７号公報に記載されているように、主板に副板を回し隅肉溶接にて接合した後に、溶接止端部をショットピーニングやハンマーピーニング等によって打撃することで圧縮応力を付与して、溶接止端部の溶接時の引張残留応力を低減する方法が提案されている。
　【００１４】さらに、溶接部の残留応力軽減方法として、特開昭５４−１３０４５１号公報に記載された溶接方法がある。この溶接方法は、溶接金属の少なくとも最終層を、マルテンサイト変態開始温度が室温以下となるオーステナイト系の鉄合金からなる溶接材料で溶接した後、これを液体窒素を用い，例えば−６０℃以下の温度に冷却する方法である。
　【００１５】
　【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述の特開平４−２１７１７号公報に記載されているような溶接部（溶接継手）の疲労強度の向上方法では、溶接施工後に特別な後工程を必要とし、当該溶接施工で通常，使用されない機器及び作業を必要とする。このため、必ずしも効率的でなく経済的な方法とはいえないという問題がある。
　【００１６】また、上述の特開昭５４−１３０４５１号公報に記載の溶接方法においても、通常の溶接施工の後に、液体窒素を用いて例えば−６０℃以下の温度に冷却する作業が必要であり、さらに、本願発明の主な適用対象である極厚板の大型の溶接継手への適用を考えると、液体窒素を使用して溶接部全体を−６０℃等に冷却するのは大変な作業である。
　【００１７】本発明は、このような問題点に着目してなされたもので、通常の溶接後に止端処理や急冷処理を施さなくても、溶接継手の疲労強度を向上できる溶接方法及び溶接材料を提供することを課題としている。
　【００１８】
　【課題を解決するための手段】上記課題を解決するために、本発明のうち請求項１に記載の溶接方法は、溶接材料を用いて構造物用の低合金鉄鋼材料を溶接する溶接方法において、前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上であり、かつ、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有する鉄合金を使用し、溶接により生成する溶接金属を、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とすることにより、溶接後に止端処理や急冷処理を施さずに、溶接継手の疲労強度を向上させることを特徴とするものである。
　　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
　【００１９】鉄合金は先に述べたように、冷却過程において、マルテンサイト変態が生じると、マルテンサイト変態開始からある程度温度が降下するまでの間に一旦膨張する。本発明においては、溶接により生成する溶接金属に、溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態を起こさせ、しかも室温において該マルテンサイト変態の開始時よりも膨張している状態とすることにより、冷却過程で溶接金属に生じた引張残留応力を緩和する、あるいは、引張残留応力に代えて圧縮残留応力を与えることができる。このため、通常の溶接継手の使用温度である室温における溶接継手の疲労強度が向上する。
　【００２０】次に、請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の溶接方法に対して、前記溶接材料としてマルテンサイト変態開始温度が２３５℃以下１７０℃以上の鉄合金を使用することを特徴とするものである。
　【００２１】図１に、本発明に係る溶接材料の変態特性（図１中、実線）を従来の溶接材料の変態特性（図１中、破線）と比較して示す。本発明においては、マルテンサイト変態の開始温度が２５０℃未満１７０℃以上となる鉄合金を溶接材料として使用することで、溶接金属のマルテンサイト変態による膨張量を大きくすることができ、且つ、該膨張量の大きな状態が室温付近となって、溶接金属の冷却過程終了時には、当該金属がマルテンサイト変態開始時よりも膨張している状態となる。このため、当該膨張により圧縮残留応力が導入されて、溶接金属の冷却過程で生じる引張残留応力が低減し、これによって溶接後の溶接継手の疲労強度が向上する。
　【００２２】なお、溶接金属のマルテンサイト変態開始温度は被溶接材の化学組成と溶接材料の化学組成とに左右されるが、本発明が対象とするのは被溶接材が低合金鉄鋼材料の場合であるので、溶接材料のマルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上となるように溶接材料の化学組成を調整することにより、溶接金属のマルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満１７０℃以上とすることが可能である。
　【００２３】ここで、マルテンサイト変態開始点の温度を２５０℃未満としたのは、マルテンサイト変態開始温度が高くなるほど当該変態による膨張量が小さく、且つ、変態膨張の最大点が室温よりも高い温度となるため、その後の室温までの冷却過程で再度熱収縮が生じ、これにより変態膨張の効果を充分に得ることができないからである（上記図１中の破線参照）。特に、後記の実施例に示すように、マルテンサイト変態開始点の温度を２３５℃以下とすることが好ましい。
　【００２４】また、マルテンサイト変態開始温度を１７０℃以上としたのは、マルテンサイト変態開始温度が１７０℃未満ではマルテンサイト変態が開始しても冷却過程終了までの変態膨張量が小さく、上記変態膨張の効果を十分に得ることができないからである。
　【００２５】次に請求項３に記載した発明は、請求項１または請求項２に記載した溶接方法に用いる溶接材料であって、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を下記（１）式を満たすように調整した鉄合金であることを特徴とする溶接材料に係るものである。
　【００２６】
　　１７０≦７１９−７９５×Ｃ（重量％）−２３．７×Ｃｒ（重量％）−２６．５×Ｎｉ（重量％）−３５．５５×Ｓｉ（重量％）−１３．２５×Ｍｎ（重量％）−２３．７×Ｍｏ（重量％）−１１．８５Ｎｂ（重量％）＜２５０・・・（１）
一般に鉄鋼材料のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）は化学組成の影響を受けることが知られている。村田らは、溶接学会論文集、第９巻（１９９１）第１号「応力緩和におよぼす合金元素および変態温度の影響」において、Ｍｓ点と各種合金元素の含有量との関係について、
　　Ｍｓ（℃）＝７１９−２６．５×Ｎｉｅｑ−２３．７×Ｃｒｅｑ
　　Ｎｉｅｑ＝３０×Ｃ（重量％）＋０．５×Ｍｎ（重量％）
　　Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ（重量％）＋Ｍｏ（重量％）＋１．５×Ｓｉ（重量％）＋０．５×Ｎｂ（重量％）
なる式を得ている。
　【００２７】前述のように、溶接継手の使用温度が室温である場合、マルテンサイト変態開始温度が２５０℃未満１７０℃以上の鉄合金を溶接材料として使用することで溶接金属のマルテンサイト変態による膨張量を大きくすることができ、且つ、該膨張量の大きな状態が室温付近となって、溶接金属の冷却過程終了時には、当該溶接金属がマルテンサイト変態開始時よりも膨張している状態となる。このため、当該膨張により圧縮残留応力が導入されて、溶接金属の冷却過程で生じる引張残留応力を低減し、これによって溶接後の溶接継手の疲労強度が向上する。したがって、上式によるＭｓ点が２５０℃未満１７０℃以上となるように鉄合金のＣ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を調整することにより、溶接継手の疲労強度を向上させることが可能な溶接材料を得ることができる。
　【００２８】また、請求項３に記載された発明は、Ｃを０．１０重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有することを特徴とするものである。
　【００２９】ここで、Ｃの含有量は、溶接性を確保し、マルテンサイトの硬さをさげるために少ない方が好ましく、溶接割れを生じさせないためには０．１重量％以下、好ましくは０．０６重量％以下とするのが好ましい。
　【００３０】また、上記マルテンサイト変態開始温度は、Ｃ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＭｏおよびＮｂの含有量を調整することにより変化させることができるが、これら元素のうちＣｒおよびＮｉは含有量を増加させても、製造工程における加工性にさほど影響を及ぼさないので、ＣｒおよびＮｉ含有量を増加させてマルテンサイト変態開始温度を調整することが好ましい。
　【００３１】ここで、Ｃｒの含有量を８．０重量％以上としたのは、８．０重量％未満であるとマルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満とするために、高価なＮｉや、溶接材料の製造時の加工性を劣化させるその他の成分を多量に含有させる必要がでてくるためである。また、１３．０重量％以下としたのは、１３．０重量％を超えると溶接金属の組織にフェライト組織が出現して好ましくないからである。
　【００３２】また、Ｎｉの含有量を５．０〜１２．０重量％に規制したのは、５．０重量％未満ではマルテンサイト変態開始温度を２５０℃未満とするために溶接材料の製造時の加工性を劣化させるその他の成分を多量に含有させる必要が生じる。また、Ｎｉは高価な元素であり多量に添加するのは経済的にも好ましくないので、Ｎｉ含有量の上限値は１２．０重量％とした。
　【００３３】なお、従来は、船舶、海洋構造物、ペンストック、橋梁等に用いられる厚鋼板の溶接継手を制作する際は、溶接材料としてＮｉ含有量が３．０重量％未満、Ｃｒ含有量が１．０重量％未満のものが用いられていた。
　【００３４】次に、請求項４に記載された発明は、請求項３に記載した溶接材料に対して、Ｓｉを０．２〜１．０重量％、Ｍｎを０．４〜２．５重量％、Ｍｏを４．０重量％以下、Ｎｂを１．０重量％以下含有することを特徴とするものである。
　【００３５】ここで、Ｓｉの含有量を０．２〜１．０重量％としたのは、Ｓｉは脱酸材として添加されるため０．２重量％は必要であり、１．０重量％を超えると溶接材料製造工程における加工性が低下するためである。
　【００３６】同様に、Ｍｎの含有量を０．４〜２．５重量％としたのは、Ｍｎは脱酸材として添加されるため０．４重量％以上は必要であり、２．５重量％を超えると溶接材料製造工程における加工性が低下するためである。
　【００３７】また、Ｍｏは、溶接部に耐食性を持たせる目的で添加することができるが、Ｍｏの含有量が４．０重量％を超えると溶接材料製造工程における加工性が低下するため、Ｍｏの含有量を４．０重量％以下とした。
　【００３８】また、Ｎｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させる効果があるために添加することができるが、Ｎｂ含有量が１．０重量％を超えると、溶接材料製造工程における加工性が低下するため、Ｎｂの含有量は１．０重量％以下とした。
　【００３９】
　【００４０】
　【００４１】
　【００４２】
　【００４３】
　【００４４】
　【００４５】
　【００４６】
　【００４７】
　【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態を図面を参照しつつ説明する。本実施形態は、ＨＴ７８０ＭＰａクラスの高強度鋼の鋼板からなる主板１に、図２に示すように、同一の高強度鋼材からなる副板であるリブ板２を、回し隅肉溶接にて接合して溶接継手を形成するものである。
　【００４８】溶接材料としては、Ｃを０．０２５重量％、Ｓｉを０．３３重量％、Ｍｎを０．７０重量％、Ｎｉを１０．０重量％、Ｃｒを１０．０重量％、Ｍｏを０．１３重量％を含有する鉄合金を使用する。この溶接材料は、マルテンサイト変態開始点Ｍｓの温度が約１９０℃であり、図１中実線に示すようなマルテンサイト変態特性を備える。
　【００４９】なお、Ｍｏを含有するのは耐食性を持たせるためであり、また、従来の溶接材料においては、上記添加物のうちＮｉ及びＣｒは添加されていないか、添加されても、Ｎｉ含有量が３．０重量％未満、Ｃｒ含有量が１．０重量％未満と微小量である。
　【００５０】そして、主板１表面の溶接部にリブ板２の溶接部である端面を当接する前に、主板１側の溶接部及びその近傍をバーナで加熱して予備加熱を与えた後、つまり主板１の溶接部のみを１１０℃に予熱した後に当該主板１の溶接部にリブ板２を当接する。その後、上記溶接材料を使用したガスシールドの半自動アーク溶接による回し隅肉溶接を行って両者１，２を接合し溶接継手６を作製する。
　【００５１】上記回し隅肉溶接の施工順序は、図３に示すように、先ずリブ板２の溶接部断面３における長手方向４で対向する端部３ａ，３ｂ（図３中、（１）及び（２））を溶接する。これによって、リブ板２の長手方向４で対向する両端部分が主板１に固定された状態となる。即ち、リブ板２の溶接部断面３における長手方向４の伸びが主板１に拘束された状態となる。
　【００５２】次に、リブ板２の溶接部断面３における短辺方向５で対向する部分、つまり長辺に沿って溶接を行う（図３中、（３）及び（４））。これによって、主板１にリブ板２が隅肉溶接によって接合されて溶接継手６が形成される。
　【００５３】このとき、主として、上記長辺部分を溶接する際の溶接線方向である上記長手方向４に熱膨張による伸びを生じるが、リブ板２の溶接部断面３での長手方向両端部分３ａ，３ｂは、先の溶接にて主板１に拘束されることで、加熱時の伸びが抑えられる。このため、溶接時の主板１とリブ板２の拘束の違いによる熱膨張差、特に、リブ板２の溶接部断面３での長手方向４に生じる熱膨張差が小さく抑えられる。
　【００５４】また、冷却過程において溶接金属は収縮するが、上述のように１９０℃まで冷却するとマルテンサイト変態を起こして膨張し最大に膨張した室温近傍で冷却過程が終了する（図１参照）。この結果、溶接金属に圧縮残留が付与され引張残留応力が低減する。
　【００５５】さらに、主板１の溶接部は予備加熱によってリブ板２の溶接部よりも若干膨張させてから上記のような溶接を実施しているので、溶接部の温度の違いからくる溶接時の熱膨張差が小さく抑えられて、これによっても引張残留応力がさらに低減する。
　【００５６】これによって、溶接継手６において、一般に生じる溶接止端近傍の引張残留応力が低減されるか又は圧縮残留応力となる。この結果、溶接施工後の研削等の特別な後処理を行わなくても溶接継手６の疲労強度が向上する。
　【００５７】勿論、溶接施工後に従来のような研削等の特別な後処理を実施して、切欠き感度も下げて更に溶接継手６の疲労強度を向上させてもよい。ここで、上記実施形態の溶接方法では、先ずリブ板２の溶接部断面３における長手方向４で対向する端部３ａ，３ｂ（図３中、（１）及び（２））を溶接した後に、長辺に沿って溶接を行う（図３中、（３）及び（４））が、このとき、先の端部３ａ，３ｂ（図３中、（１）及び（２））に施した溶接金属が融点以下で且つマルテンサイト変態開始温度より高いうちに、長辺に沿った溶接を行うことが好ましい。
　【００５８】すなわち、（１）及び（２）に施した溶接金属が、マルテンサイト変態開始温度より低い温度まで冷却され、圧縮残留応力が導入された後に、（３）及び（４）位置の溶接を行うと、新たな溶接金属の熱によって、該新たな溶接金属に接触した（１）又は（２）の端部（溶接部断面の角度位置）の溶接金属に対し、拘束状態で再び加熱が行われることで上記圧縮残留応力が緩和されてしまう。このため、（１）又は（２）の端部における上述の変態膨張の効果が低減してしまう。これに対して、（１）及び（２）に施した溶接金属がマルテンサイト変態開始温度より高い温度状態のうちに、（３）及び（４）位置の溶接を行うことで、（１）及び（２）の溶接金属が変態膨張が生じる前に再加熱され、この結果、変態膨張による引張残留応力の緩和の効果が有効に働くようになる。
　【００５９】また、全溶接金属がマルテンサイト変態開始温度よりも高い温度であるうちに溶接施工を終了させることが困難である場合は、溶接施工終了後に全溶接金属をオーステナイト化温度まで加熱し、その後は冷却することにより、マルテンサイト変態を全ての溶接金属について同時に開始させるようにしてもよい。
　【００６０】また、溶接材料の施工手順は、上記手順に限定されない。例えば、図４に示すように、リブ板２の溶接部断面３における長手方向４で対向する端部分３ａ，３ｂのうち、対向する一対の角部を溶接した後に（図４中、（１）及び（２））、他の対向する一対の角部を溶接して（図４中、（３）（４））、主板１でリブ板２の長手方向４の伸びを拘束した後に、残りの部分を溶接するようにしてもよい（図４中、（５）（６））。
　【００６１】また、上記の発明の実施の形態においては、主板１とリブ板２の溶接は、層を重ねず１層にて行っているが、本発明における溶接材料の積層はこれに限定されない。例えば、図５に示すように積層を３層としてもよい。図５（ａ）における、（１）〜（１８）は溶接積層順を示す。この例では、リブ板２の溶接部断面３における長手方向４で対向する端部３ａ，３ｂのうち、対向する一対の角部の１層目の溶接を行った後に（図５（ａ）中、（１）及び（２））、他の対向する一対の角部の１層目を溶接して（図５（ａ）中、（３）及び（４））、主板１でリブ板２の長手方向４の伸びを拘束する。その後に、長手方向４に沿って３層の溶接を行う（図５（ａ）中、（５）（６）（７）及び（８）（９）（１０））。最後に上記角部の２層目及び３層目の溶接を行う（図５（ａ）中、（１１）〜（１８））。
　【００６２】ここで、最初にリブ板２の長手方向で対向する端部を溶接して、リブ板２の長手方向の伸びを拘束してあればよく、その後の溶接材料の積層順は特に限定されない。
　【００６３】なお、図５（ｂ）は、図５（ａ）中の断面Ａ−Ａ’を示す図であり、上記３層の積層位置を示す図である。この実施形態においては、１層目を積層し（図５（ｂ）中、（１）及び（４））、２層目は１層目の溶接部に沿ってリブ板側に積層し（図５（ｂ）中、（１１）及び（１２））、３層目を主板１に積層している（図５（ｂ）中、（１３）及び（１４））。
　【００６４】このように、積層を多層とする場合、図５に示される例のように、最終層が主板１に接するようにすることが好ましい。これは、最も疲労亀裂の発生し易い主板１と溶接部の境界（溶接止端部）の圧縮残留応力を最大にするためであり、この溶接部分が後続の積層によりオーステナイト化温度以下の温度範囲で加熱されると、圧縮残留応力が減少するためである。
　【００６５】また、同様の理由、および、リブ板２の長手方向の伸びが十分拘束された状態で溶接を行うために、リブ板２の長手方向で対向する端部が最後に凝固するように、該端部の最終層を一番最後に積層することが好ましい。
　【００６６】また、溶接材料は、上記組成に限定されず、上記（１）式を満たす組成であれば、さらに望ましくは，Ｃを０．１０重量％以下好ましくは０．０６重量％以下、Ｃｒを８．０〜１３．０重量％、Ｎｉを５．０〜１２．０重量％含有すると共にマルテンサイト若しくはマルテンサイト及び残留オーステナイトの組織からなる鉄合金であれば他の溶接金属であってもよい。
　【００６７】また、上記実施の形態では、主板１側の溶接部にのみ予備加熱を行っているが、リブ板２側も溶接割れを抑えるために予備加熱を行ってもよい。この場合であっても、リブ板２の加熱時間を短くする等、加熱温度を主板１側よりも低く抑えることが好ましい。
　【００６８】また、母材である主板１や副板の材質や隅肉溶接の条件によっては、上述の全てを採用する必要はない。
　【００６９】なお、上記隅肉溶接による接合方法での施工手順は、特に、副板であるリブ板２の溶接部断面３が長方形状の場合に有効であるが、例えば、リブ板２の溶接部断面３が正方形断面等であってもよい。正方形断面の場合の施工手順は、図６に示すように、対角線上の角部を溶接して（図６中（１）→（２）→（３）→（４））、主板１にリブ板２の角部を拘束した後に、残部（（５）（６）（７）（８））を溶接すればよい。このようにすることで、（５）等の辺部を溶接する際の溶接線方向の伸びが主板１に拘束されるようになる。
　【００７０】また、上記実施の形態では、主板１及び副板であるリブ板２を高強度鋼材としたが、これに限定されない。低強度鋼材等であってもよい。また、図７に示すように、リブ板２の溶接部における縁端部に開先加工を施すことが好ましい。図７は、図２および図３に示した主板１とリブ板２の回し隅肉溶接において、開先加工を施す場合を示している。
　【００７１】この開先加工により、一か所に施すことができる溶接金属５の量が増加して、上述の変態膨張による圧縮応力を大きくすることができる。さらに、図８に示すように、リブ板２の溶接部における縁端部に開先加工を施すと共に、主板１とリブ板２先端部との間に１ｍｍ以上５ｍｍ以下の隙間δを開けた状態で溶接を行うことが好ましい。
　【００７２】これにより、一か所に施すことができる溶接金属５の量が更に増加して、上述の変態膨張による圧縮応力を大きくすることができる。なお、本実施形態で開先加工を併用しているが、必ずしも開先加工を施さなくてもよい。主板１とリブ板２先端部との間に隙間を設けるだけでも溶接金属５の量を増加できるからである。
　【００７３】次に、第２の実施形態について図面を参照しつつ説明する。上記実施形態と同様な部材等については同一の符号を付して説明を省略する。本実施形態は、室温で用いられるＴ形継手を隅肉溶接にて作製する際に本願発明を採用した例である。
　【００７４】即ち、図９に示すように、被溶接材である主板１と副板２とをＴ形に位置させ、主板１と副板２の溶接部に長手方向４に沿って溶接材料を盛っていく。このとき、溶接材料として前述の実施形態の場合と同様に、Ｃを０．０２５重量％、Ｓｉを０．３３重量％、Ｍｎを０．７０重量％、Ｎｉを１０．０重量％、Ｃｒを１０．０重量％、Ｍｏを０．１３重量％含有する鉄合金を用いる。まず、（１）→（２）→（３）→（４）→・・・の順に、溶接部について所定の間隔を開けて部分的に溶接材料５ａを施す。そして、副板２の板厚方向に対向する溶接部についても同様に、（１）’→（２）’→（３）’→（４）’→・・・というように所定の間隔を開けて部分的に溶接を行っておく。これにより、副板２が主板１により拘束される。
　【００７５】次に、矢印Ｏ，Ｐ，Ｑの順で長手方向４に沿った溶接材料５ｂを施す。また、副板２の板厚方向に対向する溶接部についても同様に、矢印Ｏ’，Ｐ’，Ｑ’の順で長手方向４に沿った溶接を行っていく。この時、溶接による熱により、副板２が主板１よりも温度が高くなるが、副板２と主板１が予め部分的に溶接されている（（１）〜（４）・・・および（１）’〜（４）’・・・）ので、副板２の被溶接部と主板１の被溶接部との熱膨張差が拘束される。したがって、溶接終了後の冷却過程における、主板１と副板２の収縮量の違いにより導入される引張残留応力が小さくできる。
　【００７６】また、溶接材料として、Ｃを０．０２５重量％、Ｓｉを０．３３重量％、Ｍｎを０．７０重量％、Ｎｉを１０．０重量％、Ｃｒを１０．０重量％、Ｍｏを０．１３重量％含有する鉄合金を用いているので、該溶接金属が溶接後に１９０℃まで冷却されるとマルテンサイト変態が生じ、これによりマルテンサイト変態開始温度から室温までの冷却過程で溶接金属が膨張する。そのため、溶接金属が収縮することにより導入される引張残留応力を緩和、あるいは、圧縮残留応力を与えることができる。
　【００７７】なお、溶接施工前（（１）の溶接を行う前）に副板２の被溶接部の温度が主板１の被溶接部の温度よりも高くなるように予備加熱しておくことが好ましい。これにより、溶接施工中の主板１と副板２の温度差を小さくすることができ、熱膨張差に起因する引張残留応力の発生を低減でき、溶接施工後に導入される圧縮残留応力を大きくできる。
　【００７８】また、溶接部に施した全溶接材料がマルテンサイト変態開始温度より高いうち、溶接施工を終了させることが好ましい。これは、先に施した溶接金属が、マルテンサイト変態開始温度より低い温度まで冷却されて、圧縮応力が導入された後に次の溶接を行うと、新たな溶接金属の熱によって、該新たな溶接金属に接触した先に溶接した部分が加熱されることにより、上記圧縮残留応力が緩和されてしまい、先に溶接した部分の変態膨張の効果が低減してしまうためである。
　【００７９】なお、母材である主板１や副板の材質や隅肉溶接の条件によっては、上述の全てを採用する必要はない。
　【００８０】次に、第３の実施形態について図面を参照しつつ説明する。上記実施形態と同様な部材については同一の符号を付して説明を省略する。本実施形態は、突合せ溶接に本願発明を採用した例である。
　【００８１】即ち、図１０に示すように、被溶接材である極厚板１０，１１の端部同士を所定間隔を開けて対向させ、その隙間に対し、多くの層を重ねるようにして溶接を行ったものである。
　【００８２】なお、極板厚であるので、板厚中央を境として板厚方向両側から、個別に溶接金属を重ねている。即ち、板の両面に最終層２０が位置する。この溶接に使用されている溶接金属としては、上記第１の実施形態に示した溶接材料を使用する。即ち、冷却過程で、室温付近でマルテンサイト変態膨張が最大となる溶接材料を使用する。
　【００８３】これによって、溶接金属に生じる熱収縮による引張残留応力が変態膨張によって緩和される。この場合に、先に置かれた溶接金属がマルテンサイト変態開始温度以上のうちに次の溶接を重ねることが好ましい。このようにすることで、先に置かれた溶接金属の変態膨張による残留応力緩和効果を有効に作用させることが可能となる。
　【００８４】このとき、図１１に示すように、最終層２０（図１１中、ハッチング部分）の溶接に対してのみ上記第１の実施形態に示した溶接材料を使用し、それ以外の層の溶接には、従来の溶接材料を使用して溶接を行ってもよい。
　【００８５】この場合には、上記の場合と比べると劣るものの、一般に溶接方向（板厚方向）に直交する方向の残留応力が最大となる最終層直下近傍の残留応力が変態膨張の効果によって緩和されて継手強度が向上する。
　【００８６】なお、本発明に基づく第２の実施形態で示した溶接方法は、上記実施形態に限定されない。例えば、図１２に示されるように、副板２がパイプ形状である場合にも適用できる。この場合、同図（ａ）（ｂ）に示すように上記第１の実施形態に示した溶接材料を用いて、溶接施工は矢印Ｎに示すように１回にて行うようにしてもよいし、同図（ｃ）（ｄ）に示すように溶接材料として従来の溶接材料を用い、溶接施工手順については、所定の間隔を置いて部分的に溶接金属５ａを施した後に（図１２（ｃ）中、（１）〜（４））、矢印Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒの順で残部の溶接金属５ｂの溶接を行うようにしてもよい。また、上記第１の実施形態に示した溶接材料を用いて、図１２（ｃ）（ｄ）の溶接施工手順を採用すればより効果的である。
　【００８７】同様に、図１３〜図１５にそれぞれ示される、十字溶接継手、四面組立ボックス構造の溶接継手、溶接Ｈ形鋼を作製する場合にも本発明は有効である。図１３（ａ）（ｂ）や図１４（ａ）、図１５（ａ）のそれぞれに示すように、上記第１の実施形態に示した溶接材料を用いて溶接継手を作成してもよいし、また、従来の溶接材料を用いて、図１３（ｃ）（ｄ）や図１４（ｂ）、図１５（ｂ）のそれぞれに示すように、予め部分的に溶接金属５ａを施した後に、残部に溶接金属５ｂを施すようにしてもよい。なお、図１３（ｃ）（ｄ）や図１４（ｂ）、図１５（ｂ）のそれぞれに示す溶接施工手順を実施する際に、上記第１の実施形態に示した溶接材料を用いればより効果的である。
　【００８８】また、上記第１の実施形態で示した溶接材料による溶接は、アーク溶接に限定されず、図１６に示すような溶接継手を形成するためのエレクトロスラグ溶接に適用することもできる。
　【００８９】また、上記第１の実施形態で示した溶接材料は、鉄鋼材料に疲労亀裂が発見された場合等に、該疲労亀裂部を溶接にて再接合したり、母材の欠陥部を肉盛り溶接する場合等の補修溶接を行う際の溶接材料として適用することもできる。
　【００９０】
　【実施例】上記実施形態の方法により形成した溶接継手の疲労強度の向上を確認すべく、次のようなことを行った。
　【００９１】それぞれ板厚２０ｍｍのＨＴ７８０ＭＰａの鋼板からなる主板１とリブ板２（副板）とを接合して溶接継手を作製した。ここで、主板１とリブ板２の寸法は、図２０（ａ）（ｂ）に示すものであり、主板１の両面にリブ板２を溶接する。
　【００９２】このとき、溶接継手としては、図２０（ａ）（ｂ）に示す継手形式の他、後述の表２中に示すように、図７，図８，図１０，図１１，図１３，図１９（ａ）の継手形式によっても実施している。
　【００９３】ここで、使用する溶接材料は、下記表１のものを使用する。溶接材料Ａ，Ｂ，Ｃ、Ｄ，Ｅ及びＦは、請求項３〜請求項５のいずれかに記載される本発明に基づく溶接材料であり、溶接材料Ｌは、従来使用されている溶接材料である。また、溶接材料Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ及びＫは各種元素の含有量が（１）式を満たしてない、即ち、請求項３，４及び５のいずれに記載の本発明に係る溶接材料の限定範囲も満たしていない比較例である。また、表中数値の単位は重量％であり残部は鉄及び不可避的元素である。
　【００９４】
　【表１】
　【００９５】そして、下記表２に示す組合せで溶接継手をそれぞれ形成して、室温大気中で片振疲労試験を実施した。疲労試験結果は、破断寿命が２×１０６回に対応する疲労強度で示してある。
　【００９６】
　【表２】
　【００９７】この表のうち、継手ＮＯ．１〜１２の、回し隅肉溶接により作製した溶接継手に着目すると、溶接材料として、マルテンサイト変態開始温度が１７０℃〜２５０℃の範囲内にある溶接材料Ａ〜Ｆを用いることにより（継手ＮＯ．１〜６）、従来の溶接材料Ｌを用いた場合（継手ＮＯ．１２）よりも疲労強度が向上していることがわかる。また、継手ＮＯ．７〜１１のように、溶接材料としてＮｉやＣｒを含有したものを用いても、溶接材料が請求項３，４及び５に記載の本発明のいずれの範囲からも外れたものである場合には、疲労強度が向上しないことがわかる。継手ＮＯ．７，８，１０及び１１に示すように、溶接材料Ｇ，Ｈ，Ｊ及びＫを使用した場合、表１からわかるようにマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点が２５０℃以上であるため、マルテンサイト変態後の冷却過程において溶接金属が収縮して疲労強度が向上しないことがわかる。また、継手ＮＯ．９のように、溶接材料Ｉを使用した場合は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点が室温よりも低いため、溶接後、使用温度である室温までの冷却過程において溶接材料のマルテンサイト変態が生じないため大きな引張残留応力が生じてしまうためである。
　【００９８】また、上記表１及び表２に基づき、溶接材料のマルテンサイト変態開始点Ｍｓと疲労強度との関係を求めて見ると図１７に示すような結果になった。この図１７から次のようなことが分かる。
　【００９９】即ち、溶接材料以外を従来の溶接方法を使用した溶接継手ＮＯ．１〜１２に着目すると、一点鎖線で示すような関係があり、マルテンサイト変態開始点Ｍｓが２５０℃以下である本願発明に基づく溶接材料を使用することで、有効に疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１００】また、溶接継手ＮＯ．１２及び１４に着目すれば、溶接の施工手順を変えるだけでも有効に疲労強度が向上していることが分かる。さらに、溶接継手ＮＯ．１３及び１５に着目すれば、主板１のみを予備加熱することにより有効に疲労強度が向上していることが分かる。また、溶接継手ＮＯ．２９及び３１の比較においても、主板１のみを予備加熱することにより有効に疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１０１】さらに、溶接継手ＮＯ．１６及び１７に着目すれば、主板１のみの予備加熱と溶接の施工手順とを上記実施形態に基づく方法を採用すると共に溶接材料についても上記実施形態に基づくものを使用すると、大幅に疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１０２】また、溶接継手ＮＯ．１６及び２０に着目すれば、開先加工を行うことで更に疲労強度が向上することが分かる。
　【０１０３】また、溶接継手ＮＯ．１２及び２１に着目すれば、大幅に疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１０４】また、溶接継手ＮＯ．１６及び２２、又は溶接継手ＮＯ．１９及び２３に着目すれば、隙間を開けた状態で溶接を行うことを加えるだけで、更に疲労強度が向上することが分かる。
　【０１０５】また、溶接継手ＮＯ．２０及び２４に着目すれば、開先加工と隙間を開けた状態で溶接を行うことを併用すると、更に疲労強度が向上していることが分かる。このとき、溶接継手ＮＯ．２５に着目すると、リブ板の溶接割れを防止するために該リブ板側に予熱を加えても、溶接継手ＮＯ．２０と同程度の疲労強度が得られることが分かる。
　【０１０６】さらに、溶接継手ＮＯ．２８に着目すると、この溶接方法は、施工した全溶接金属がマルテンサイト変態開始温度以上の状態で全ての溶接施工を終了させた場合であるが、施工完了時の全溶接金属がマルテンサイト変態開始温度以上となるように調整すると、上記溶接継手ＮＯ．２４に比べて更に疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１０７】また、溶接継手ＮＯ．４６に着目すると、溶接施工後に溶接部全体をオーステナイト化温度よりも高い温度である７２０℃に加熱してから冷却することにより、さらに疲労強度が向上することが分かる。
　【０１０８】また、溶接継手ＮＯ．２３及び２６に着目すれば、主板とリブ板との間の隙間を５ｍｍに設定し、さらに開先加工を施すと、疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１０９】また、溶接継手ＮＯ．２７は、主板とリブ板との間の隙間を７ｍｍとしているが、溶接継手ＮＯ．２６の主板とリブ板との間の隙間が５ｍｍの場合と比べてさほど疲労強度は向上していない。
　【０１１０】また、溶接継手ＮＯ．２９〜３３は、回し隅肉溶接において、図５に示す如く３層の溶接を行う場合に本発明を適用した例である。また、溶接継手ＮＯ．３４は、図２０（ｂ）の（１）〜（６）の溶接施工順を３回繰り返すことにより３層の積層を行った場合の例である。
　【０１１１】溶接継手ＮＯ．３４と溶接継手ＮＯ．３１に着目すると、図５に示す溶接施工手順を採用することにより疲労強度が向上していることがわかる。また、溶接継手ＮＯ．２９〜３１に着目すると、溶接材料として溶接材料Ａを用いることによりさらに疲労強度が向上することがわかる。さらに、溶接継手ＮＯ．３３に着目すると、主板とリブ板との隙間を２ｍｍに設定するとともに、開先加工を施すことにより、大幅に疲労強度が向上することがわかる。
　【０１１２】また、継手ＮＯ．３５〜３８は、Ｔ形継手に上記実施形態を適用した例である。溶接継手ＮＯ．３７に着目すると、図９に示す溶接施工手順を採用することにより、Ｔ形継手についての従来例である溶接継手ＮＯ．３９に比較して疲労強度が向上していることがわかる。
　【０１１３】また、溶接継手ＮＯ．３６および３５に着目すると、溶接材料として本願発明に基づく溶接材料Ａを用いること、および、予熱を主板のみとすることによりさらに疲労強度が向上することがわかる。
　【０１１４】また、溶接継手ＮＯ．４０〜４２から分かるように、突合せ溶接に採用した場合に大幅に疲労強度が向上することが分かる。このとき、溶接継手ＮＯ．４１と４２に着目すると、最終層のみ本願発明に基づく溶接方法で実施するだけでも有効であることが分かる。
　【０１１５】また、溶接継手ＮＯ．４３及び４５から分かるように、十字継手に本願に基づく隅肉溶接による溶接方法を採用しても、大幅に疲労強度が向上していることが分かる。
　【０１１６】また、図２０（ａ）（ｂ）に示される溶接継手を、溶接材料Ｌを用いて、図２０（ｃ）の施工手順にて作製し、１２０ＭＰａの応力にて片振り引張疲労試験を実施し、長手方向で対向する溶接止端部に疲労亀裂が発生するのを目視にて確認できたと同時に試験を中断した。その後に、前記長手方向で対向する両溶接止端部を溶接材料Ａ及びＬを用いて肉盛りによる補修溶接を行って、再疲労試験を行った。
　【０１１７】その結果、肉盛り補修溶接後の２００万回の疲労強度は、補修溶接に溶接材料Ａを用いた場合は１７０ＭＰａであり、補修溶接に溶接材料Ｌを用いた場合は８２ＭＰａであった。
　【０１１８】
　【発明の効果】以上説明してきたように、本発明の溶接方法では、溶接施工後に研削等の後工程（特別な止端処理）や冷却処理を施さなくても、マルテンサイト変態膨張を有効に利用して、形成された後の溶接継手の疲労強度を向上させることができるという効果がある。
　【０１１９】このとき、請求項１から請求項４のいずれかの発明を採用することで、溶接材料を特定するだけで通常の溶接を実施しても溶接継手の疲労強度を向上できるという効果がある。
　【０１２０】
　【０１２１】
【図面の簡単な説明】
　【図１】本発明の実施の形態に係る溶接材料（実線）及び従来の溶接材料（破線）の変態特性を示す図である。
　【図２】本発明の実施の形態に係る主板にリブ板を溶接した状態を示す図である。
　【図３】本発明の実施の形態に係る溶接方法の施工手順を説明する図である。
　【図４】本発明の実施の形態に係る溶接方法の施工手順の別の例を説明する図である。
　【図５】本発明の実施の形態に係る溶接方法の施工手順の別の例を説明する図であり、（ａ）は平面図を、（ｂ）はそのＡ−Ａ′断面図を表している。
　【図６】本発明の実施の形態に係る溶接方法の施工手順の別の例を説明する図である。
　【図７】実施例に係る試験片の形状及び接合を示す側面図を表している。
　【図８】本発明の実施の形態に係る開先加工と間隙とを設けた場合の例を説明する図である。
　【図９】本発明の実施の形態に係る主板と副板とをＴ形に接合する例を説明する図である。
　【図１０】本発明の実施の形態に係る突合せ溶接に対し、本発明を適用した例を説明する図であり、（ａ）は平面図を、（ｂ）は側面図をそれぞれ表している。
　【図１１】本発明の実施の形態に係る突合せ溶接に対し、本発明を適用した別の例を説明する図である。
　【図１２】本発明の実施の形態に係る副板がパイプ形状の場合を説明する図であり、（ａ）は、その平面図、（ｂ）はその側面図、（ｃ）は、その平面図、（ｄ）はその側面図をそれぞれ示している。
　【図１３】十字継手に適用した例を示す図であり、（ａ）は平面図を、（ｂ）は側面図を（ｃ）は平面図を、（ｄ）は側面図をそれぞれ表している。
　【図１４】四面組立ボックス構造に適用した図であり、（ａ）はその溶接の一例であり、（ｂ）はその溶接の別例である。
　【図１５】溶接Ｈ形鋼に適用した図であり、（ａ）はその溶接の一例であり、（ｂ）はその溶接の別例である。
　【図１６】エレクトロスラグ溶接に適用した図である。
　【図１７】マルテンサイト変態開始点の温度と疲労強度との関係を表す図である。
　【図１８】溶接後の冷却過程における溶接金属の収縮状態を示す図である。
　【図１９】Ｔ型継手を隅肉溶接により作成する場合を説明する図であり、（ａ）はその斜視図であり、（ｂ）もその斜視図である。
　【図２０】溶接方法の施工を説明する図であり、（ａ）はその平面図、（ｂ）はその側面図、（ｃ）は、従来の溶接方法の施工手順を説明する図である。
　【符号の説明】
　Ｍｓ　マルテンサイト変態開始点
　１　主板
　２　リブ板（副板）
　３　溶接部断面
　３ａ，３ｂ　長手方向で対向する端部
　４　長手方向
　５　短辺方向
　６　溶接継手
　（１）〜（１８）　施工手順