(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０６〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０〜０．０３３％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｃｕ：０．０１％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０１〜０．５％およびＮ：０．００９％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記の（ａ）式〜（ｄ）式を満足し、
金属組織においてフェライトとベイナイトとの構成比率が合計で面積率にて９０％以上であり、パーライトの面積率が１０％以下であり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１３度以上であって、
さらに、表面にスケールを有し、スケール中にＳｉが０．４％以上のＳｉ濃化域が層状に存在し、Ｓｉ濃化域の表層側にＡｌ／Ｓｉ比が０．３以上のＡｌ濃化域が層状に存在する鋼材を用いた溶接継手であって、
溶接熱影響部における硬度値がＨｖ３００以下であり、さらに溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度の８０％以上であることを特徴とする溶接継手。
６≦２０Ｃ＋５Ｓｉ＋１０Ｍｎ≦３０・・・（ａ）
０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋（１／１０）Ｃｕ＋（１／２）Ｎｉ＋（１／４）Ｃｒ＋Ｍｏ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０・・・（ｂ）
Ｐ／Ｓｉ≧０．１２・・・（ｃ）
Ａｌ／Ｓｉ≦０．６０・・・（ｄ）
ただし、（ａ）式〜（ｄ）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、（ｂ）式において、含有させていない元素については含有量を０とする。
【請求項２】
鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０５％以下およびＶ：０．０５％以下の一方または両方を含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３】
鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｃｒ：２．０％以下を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接継手。
【請求項４】
鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．４％以下およびＮｂ：０．０４％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の溶接継手。
【請求項５】
鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｂ：０．００３％以下を含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれかに記載の溶接継手。
【請求項６】
鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれかに記載の溶接継手。
【請求項７】
鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．５０％以下を含有し、Ｃｕ：０．１％未満で、かつＣｕ／Ｓｎ比が１．０以下であることを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれかに記載の溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接継手に係り、特に、鋼材圧延時に生成する表面ミルスケール（黒皮）が形成された鋼材であって、レーザー、プラズマ、ガスで高速切断することが可能な切断性に優れた鋼材を用いた溶接継手に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建設構造物、橋梁等の構造物の維持管理費用を低減するために、ライフサイクルを長くして維持コストを低減しようとする要求が強く、例えば、橋梁などでは１００年を超える期間まで維持し使用するという傾向になってきている。
【０００３】
上記の要求に応えるためには、材料面からも今まで以上の長寿命化を実現しなければならない。すなわち構造材料自体の超長寿命化はもちろんのこと、超長寿命化した溶接継手の開発も必要となる。ここでいう超長寿命とは、２×１０６回以上での使用上の疲労寿命をいう。通常寿命とは、２×１０６回未満の使用しか想定していない疲労寿命をいう。
【０００４】
２×１０６回以上の超長寿命の場合、設計上の配慮として、２×１０６回程度の疲労試験で決定される疲労強度値を限界として設定し、それに安全を見込んで、その限界値を超える振幅の荷重が負荷されないようにしている。
【０００５】
本発明者らは、特許文献１において、金属組織および化学組成を限定した耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材と、溶接部に対し溶接熱影響部における硬度値を制限し、かつ、溶接熱影響部における硬度値と母材あるいは溶接金属のいずれか硬度が低い側の硬度値との比を限定することにより、その相乗効果として、長寿命域での疲労特性に優れた溶接継手が得られることを提案している。特許文献１に記載の発明によれば、１０７回疲労強度で評価する長寿命疲労強度が著しく高い超長寿命の溶接継手が得られる。
【０００６】
一方、橋梁用フィンガージョイント、コンテナ船用厚板等に用いられる鋼材は、所定の形状に加工する必要がある。後述のように、レーザー切断機等を用いれば、厚板素材からフィンガージョイントのような複雑な形状に容易に加工することができるため、上記の鋼材の形状加工には、レーザー切断機等が用いられる。したがって、フィンガージョイント等の用途に用いられる鋼材には、溶接部における高い疲労特性のみならず、切断性にも優れることが要求される。なお、フィンガージョイントとは、橋梁の端部において、橋梁の熱膨張および伸縮を吸収する装置である。
【０００７】
近年、レーザー切断機の著しい技術進歩により、板厚が３．２ｍｍ以下の薄板のみならず、板厚が３０ｍｍまでの厚板の切断にもレーザー切断機が適用可能になってきた。そのため、厚板の切断にレーザー切断機が広く用いられている。レーザー切断機はガス切断機と比較して安全上の問題が少なく、夜間の無人運転での使用に好適である。レーザー切断機による夜間の無人運転を行うには、十分な仕事量が確保できるように、大きな鋼材（以下、鋼材を「鋼板」で代表させて説明することがある。）を用いた作業とすることが望ましい。
【０００８】
しかしながら、切断トラブルを処理する作業員が居ない夜間の無人運転では、トラブルが放置されることによって、切断がストップしてしまったり、あるいは切断面の乱れた欠陥品が量産されたりしてしまうという問題が生じ得る。特に、切断面の乱れは、製品の商品価値を損なう要因となるため、切断面の手直しが必要となり、結果的にコストの増大をきたす。さらに、切断面の著しく乱れた製品は、不良品としてスクラップ処理しなければならない場合もある。
【０００９】
前記の切断トラブルは、切断機側に原因があるものと鋼板側に原因があるものの２つに大別される。
【００１０】
切断機側に原因があるトラブルには、さまざまな要因が考えられる。その一例として、夜間の電圧変動によるレーザー出力の変化および切断機の振動がある。こうしたトラブル要因を解消するために種々の工夫がなされているが、完全に解消することは不可能である。
【００１１】
それゆえに、近年では、切断機側にレーザー出力の変動、振動といった問題が多少生じたとしても、安定して切断することが可能な高品質の鋼板が求められている。
【００１２】
一方、プラズマ切断の技術進歩も著しく、切断面質、切断代の急速な改善がなされてきた。プラズマ切断は切断速度が速く、レーザー切断よりも厚い鋼板を切断することが可能である。さらに、プラズマ切断機はレーザー切断機に比べてメンテナンスが容易であるという利点も有している。しかしながら、プラズマ切断機は消耗品の寿命が短いという欠点がある。特に、高出力のプラズマによる厚鋼板の切断は、消耗品の寿命を短くする。そのため、プラズマ切断では低出力において鋼板を高速で安定して切断する技術に対するニーズが非常に高い。
【００１３】
今まで、鋼板の表面性状がレーザー切断性に大きく影響することが指摘されてきた。特に、鋼板表面のスケールの密着性を向上させることがレーザー切断性の向上に効果的であると考えられてきた。
【００１４】
スケール密着性を向上させる方法として、特許文献２には、Ｆｅ３Ｏ４（マグネタイト）を主体とするスケールを形成したレーザー切断性に優れた鋼板とその製造方法が開示されている。
【００１５】
特許文献３には、圧延を８５０〜７２０℃の温度で終了した後、鋼板表裏面に水を噴射して鋼板を６００〜７００℃の温度まで冷却し、その後に空冷することを特徴とするスケール密着性とレーザー切断性に優れた鋼板の製造方法が提案されている。
【００１６】
別のスケール密着性の向上方法として、鋼板にＣｕ、Ｎｉなどの合金元素を添加するという方法も開示されている。特許文献４には、スケールの表面粗さが中心線平均粗さ（Ｒａ）で３．０μｍ以下であり、かつＣｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒが０．３質量％以上含まれていることを特徴とするレーザー切断用鋼板が開示されている。
【００１７】
Ｃｕ、Ｎｉに加えて、Ａｌは、圧延中に酸化され地鉄とスケールの界面にＡｌ２Ｏ３含有層を形成しスケール密着性を向上させるという考えから、特許文献５には、０．０２≦Ａｌ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０質量％を満たすレーザー切断性に優れた厚鋼板およびその製造方法が開示されている。
【００１８】
スケールの密着性向上には界面にＣｒ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉが濃化していれば良いという考えから、特許文献６には、スケールと地鉄との界面の地鉄側に、Ｃｒ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉの１種または２種以上が濃化した濃化層を有し、前記濃化層の厚さが１．０μｍ以上であるレーザー切断性に優れる厚鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１９】
【特許文献１】特開２００６−１６９６０２号公報
【特許文献２】特開２００３−２２１６４０号公報
【特許文献３】特開平８−２１８１１９号公報
【特許文献４】特開平８−３６９２号公報
【特許文献５】特開平１１−３２３４７８号公報
【特許文献６】特開平１１−３４３５４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
特許文献１に記載の発明は、疲労特性に優れた溶接継手を提供するものであるが、それに用いられる鋼材が切断性に優れているかは明らかでない。そのため、溶接部における高い疲労特性のみならず、切断性にも優れる鋼材を得るためには、特許文献１に記載の発明を基にさらに切断性についても向上させる必要がある。特許文献２〜６に記載の発明は、切断性を向上させることを目的とするものである。
【００２１】
特許文献２の方法のように、スケールをマグネタイト主体とするだけではスケール密着性が不十分であるため、レーザー切断を安定的に行うことは困難である。また、スケールをマグネタイト化するための処理を鋼板の製造工程において行うことは困難である。
【００２２】
特許文献３に記載の発明は、高圧水デスケーリングと低温圧延によって薄いスケールを形成し、冷却によってスケール組成をコントロールしようとするものである。しかし、この方法では、スケールは薄くなりすぎてしまう。厚鋼板のレーザー切断では、アシストガスとして酸素を用いる。レーザー光が集中する鋼板上部は、レーザーによって鋼板を切断し、鋼板下部は、鋼板の酸化反応熱によって切断している。鋼板表面のスケールは、鋼板上部での酸化反応を抑制している。スケールが無いと、鋼板表面で酸化反応が始まり、溶融が断面方向では無く、表面方向に進行し、切断ノッチやガウジングといった切断不良を引き起こす。したがって、スケールが割れたり剥がれたりした部分が存在すると、その部分で切断ノッチやガウジングを発生することになる。スケールが薄くなりすぎると、たとえ密着性が良くてもスケールによる異常酸化抑制効果は無くなってしまうため、レーザー切断性改善効果は小さい。
【００２３】
特許文献４の方法のように、スケールの表面粗さを確実にＲａで３．０μｍ以下になるように管理することは容易なことではなく、夜間の長時間無人運転における安定したレーザー切断用という高度な課題の解決のためにはさらなる改善が望まれる。
【００２４】
特許文献５および６の方法のように、種々の元素を添加することによってスケールの密着性は向上するが、レーザー切断性を大きく左右するスケールそれ自体についてはなんら規定がなく、安定したレーザー切断性を保証するものではない。
【００２５】
以上の特許文献２〜６に示されているように、レーザー切断性を改善するため、従来はスケール密着性の向上に重点が置かれ、そのための複雑な熱処理または高価な合金元素の添加などが試みられてきた。本発明では、特許文献１に記載の発明を基に、溶接部の疲労強度に優れ、かつ、スケール密着性を考慮せずとも、鋼材の化学組成を適切な範囲とすることで、あらゆる板厚において、大出力レーザー切断機を用いた際の切断中断などの切断トラブルの発生を極力防止でき、しかもプラズマ切断機、ガス切断機を用いた高速切断が可能な、切断性に優れる鋼材を用いた溶接継手を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２６】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、特許文献１で規定される条件を満足する鋼材を用いて、大出力のレーザー切断、プラズマ切断、ガス切断などの酸素を用いた鋼材の熱切断における鋼材の挙動に関して種々の調査を実施した。その結果、先ず、下記（ａ）および（ｂ）の知見を得た。
【００２７】
（ａ）大出力レーザー切断機を用いた切断作業中の切断不良、特に切断中断を引き起こす大きな要因は、鋼材のうねり、あるいはキズ（スケール含む）などによって、レーザーの焦点に対して鋼材の位置が変動する、いわゆる「焦点ずれ」が生じることである。したがって、鋼材がレーザーの焦点ずれに対して鈍感である場合、換言すれば、上記鋼材に対するレーザー焦点位置からの切断可能な変動許容範囲が大きい場合には、切断速度を上げることができ、かつ厚みの大きな鋼板の場合でも切断が可能になる。また、スケールの状況に関わらず安定した切断が可能である。
【００２８】
（ｂ）鋼材の切断性には、切断時に鋼が酸化されることにより生じるＦｅ２ＳｉＯ４（ファイアライト）の共晶点すなわち酸化物の融点が密接に関連する。そして、Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点を下げることによって、切断時に溶融したＦｅ（あるいは酸化鉄）が切断部から容易に排出されるので、レーザー切断性が向上する。Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点の低下は、切断部上部（熱が入る側）への溶融鉄の排出も容易にするので、高入熱において高速で切断を行う場合に生じ得る異常燃焼による不具合であるいわゆる「バーニング」現象を抑制することができる。
【００２９】
そこで次に、Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点を下げる技術について検討を行い、その結果、下記（ｃ）〜（ｋ）の知見を得た。
【００３０】
（ｃ）Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点を下げる元素として、特にＰの効果が大きい。Ｐは、Ｆｅ２ＳｉＯ４に含有されることによって共晶点を下げる効果を発揮する。
【００３１】
（ｄ）上記のＰを単に鋼材に含有させるだけでは、鋼材の機械的性質および溶接性を劣化させ得る。しかし、鋼材中のＳｉ含有量との比でＰ含有量を適正化すれば、鋼材の性能に悪影響を及ぼすことなく、鋼材の切断性が著しく向上するので切断速度を上げることができる。
【００３２】
（ｅ）レーザー切断速度を上げるために切断入熱を高めると、バーニング現象が生じやすくなるが、上記（ｄ）の要領でＰを適正に含有させた鋼材の切断においては、バーニング現象が生じ難いため、極めて高速で切断することが可能である。レーザー切断速度を上げるためには、レーザーパルスのＤｕｔｙ（パルス発振の時間当たりの出力時間％）を６５％を超える条件とする必要がある。Ｐ／Ｓｉを制御した本発明の鋼材においては、酸素ガスの運動エネルギーによる表面溶融物の排出も容易になるため、Ｄｕｔｙを上げた状況においてもバーニングを生じず、与えた熱が効率良く鋼材切断に使われる。
【００３３】
（ｆ）上述のＳｉ含有量との比でＰの含有量を適正化した鋼材の切断においては、レーザー焦点位置からの切断可能な変動許容範囲が大きくなって切断工程での焦点ずれに対して鈍感になるので、鋼材の位置変動に起因する切断不良または切断中断を防止することができる。これは上記と同様に表面溶融物の排出が容易になることが一因である。
【００３４】
（ｇ）切断時の溶鉄の排出が容易に行われ、切断時に鋼材に熱が伝わりにくくなるため、鋼材温度の上昇が抑えられ、熱変形による切断ずれや、コーナー部での微細加工（１０秒程度のピアシングを行い、鋼材を冷却するとともに切断）の時間も短縮可能となる。
【００３５】
（ｈ）酸素を用いたプラズマ切断においても基本的にレーザー切断と同様に、Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点が切断性に影響する。その影響は、プラズマ出力のみでは切断できない酸素プラズマ切断（アシストガスによる酸化反応による切断）が必要となる厚鋼板（例えば２０ｍｍ以上）の切断において顕著である。また、プラズマ切断速度を上げるために切断入熱を高める必要が生じると、切断面質が低下し、消耗品寿命が短くなるが、上記（ｄ）のＳｉ含有量との比でＰの含有量を適正した鋼材の切断においては、同じ切断速度を得るための入熱を抑えることができるので、切断面質の低下もなく、消耗品寿命が延びる。
【００３６】
（ｉ）プラズマ切断において、理由は定かではないが、共晶温度を下げるとされるＴｉ、Ｖなどの添加は逆に切断速度の低下、および切断面が波を打ったような形状となる、いわゆる「波打ち」現象を招く場合がある。これは切断時に鋼表面からレーザーとプラズマの影響範囲が異なり、溶鉄排出の機構が異なることに起因しているものと推察される。
【００３７】
（ｊ）同じ組成の鋼材をガス切断、レーザー切断、プラズマ切断等のあらゆる酸素を用いた熱切断に適用するためには、合金元素の組成を適切な範囲に調整する必要があることがわかった。
【００３８】
（ｋ）スケールに関しては、従来検討されてきたスケール密着性を考慮しなくとも、安定した切断性を確保することが可能である。鋼材の元素組成を調整にすることによってスケール内にＳｉが濃化したＳｉ濃化域とＡｌ／Ｓｉ比が高いＡｌ濃化域が形成される。そのＳｉ濃化域のＳｉを一定の含有量以上とし、かつＳｉ濃化域の外側に位置するＡｌ濃化域のＡｌ／Ｓｉ比をある一定の値以上とすることによって、安定した切断性を有することがわかった。
【００３９】
さらに、以上の鋼材を用いて溶接継手を作製し、長寿命域での疲労特性について確認を行った結果、下記（ｌ）の知見を得た。
【００４０】
（ｌ）上記（ｃ）〜（ｋ）のように化学組成を調整し、Ｓｉ濃化域およびＡｌ濃化域がを含むスケールを有する鋼材としても、溶接熱影響部における硬度値を規定値以下とし、かつ、溶接熱影響部における硬度値と母材あるいは溶接金属のいずれか硬度が低い側の硬度値との比を規定値以上とすることで、長寿命疲労強度に優れる溶接継手が得られることが明らかとなった。
【００４１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の（１）〜（７）に示す溶接継手を要旨とする。
【００４２】
（１）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０６〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０〜０．０３３％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｃｕ：０．０１％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０１〜０．５％およびＮ：０．００９％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記の（ａ）式〜（ｄ）式を満足し、
金属組織においてフェライトとベイナイトとの構成比率が合計で面積率にて９０％以上であり、パーライトの面積率が１０％以下であり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１３度以上であって、
さらに、表面にスケールを有し、スケール中にＳｉが０．４％以上のＳｉ濃化域が層状に存在し、Ｓｉ濃化域の表層側にＡｌ／Ｓｉ比が０．３以上のＡｌ濃化域が層状に存在する鋼材を用いた溶接継手であって、
溶接熱影響部における硬度値がＨｖ３００以下であり、さらに溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度の８０％以上であることを特徴とする溶接継手。
６≦２０Ｃ＋５Ｓｉ＋１０Ｍｎ≦３０・・・（ａ）
０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋（１／１０）Ｃｕ＋（１／２）Ｎｉ＋（１／４）Ｃｒ＋Ｍｏ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０・・・（ｂ）
Ｐ／Ｓｉ≧０．１２・・・（ｃ）
Ａｌ／Ｓｉ≦０．６０・・・（ｄ）
ただし、（ａ）式〜（ｄ）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、（ｂ）式において、含有させていない元素については含有量を０とする。
【００４３】
（２）鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０５％以下およびＶ：０．０５％以下の一方または両方を含有することを特徴とする前記（１）に記載の溶接継手。
【００４４】
（３）鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｃｒ：２．０％以下を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の溶接継手。
【００４５】
（４）鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．４％以下およびＮｂ：０．０４％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする前記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接継手。
【００４６】
（５）鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｂ：０．００３％以下を含有することを特徴とする前記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接継手。
【００４７】
（６）鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする前記（１）から（５）までのいずれかに記載の溶接継手。
【００４８】
（７）鋼材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらに、Ｓｎ：０．５０％以下を含有し、Ｃｕ：０．１％未満で、かつＣｕ／Ｓｎ比が１．０以下であることを特徴とする前記（１）から（６）までのいずれかに記載の溶接継手。
【００４９】
本発明に係る溶接継手に用いられる鋼材は、上記に示すように酸素を用いた熱切断用鋼材である。アシストガスとして酸素を含有する、言い換えれば酸化反応を用いた切断用の鋼材であり、レーザー切断、プラズマ切断、ガス切断等に使用できる。
【発明の効果】
【００５０】
本発明の溶接継手に用いられる鋼材は、レーザー切断の場合には、うねりまたはキズなどによるレーザーの焦点ずれに対して鈍感であるため、レーザー焦点位置からの切断可能な変動許容範囲が大きくなる。しかも、切断入熱を高めた場合にもバーニング現象が生じ難いという極めて良好なレーザー切断性を有するため、大出力レーザー切断機を用いた極めて高速での切断が可能であり、特殊な熱処理によるスケールの制御を行わずとも、複雑な形状を不具合無く切断することが可能である。
【００５１】
また、切断時の熱変形も抑制されるため、歪みによる切断寸法精度確保のための「ブリッジ」を最小限にとどめることができる。すなわち、最終的に人間によってブリッジ部をガス切断する時間を短縮できるため、生産性を向上させることができる。そして、プラズマ切断においては、切断面の波打ち現象を抑制し、高速での切断が可能である。
【００５２】
さらに、溶接部における長寿命疲労強度に極めて優れる。したがって、本発明の溶接継手は、造船、建設構造物、橋梁等の分野に広く利用可能であり、特に橋梁用フィンガージョイントに好適である。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】Ｘ線回折における半価幅の解析法を説明する模式図である。
【図２】溶接熱影響部の硬さの測定方法を示す図である。
【図３】本発明の実施例での切断形状を示す図である。
【図４】バーニング現象を示す写真である。
【図５】波打ち現象を示す断面写真である。
【図６】疲労試験用の溶接構造モデルの図であって、（ａ）は側面図、（ｂ）は中央部の縦断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００５４】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００５５】
１．鋼材の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは、強度を高める元素であるため、０．０２％以上を含有させる必要がある。ただし、０．２０％を超えると鋼板の靱性を劣化させるおそれがある。このため、Ｃの含有量は０．０２〜０．２０％とする。Ｃは安価な元素であり、熱切断時にＯ（酸素）と鋼中のＣとの反応熱による切断性の向上効果も期待できるため、Ｃ含有量の下限は０．０５％であるのが好ましい。なお、Ｃ含有量は、溶接熱影響部の硬さに大きな影響を与えるので、このような鋼のＣ含有量の制限は、本発明の溶接継手実現にとって重要である。
【００５６】
Ｓｉ：０．０６〜０．２０％
Ｓｉは、酸素を用いた熱切断中に酸化されてスケール中にＦｅ２ＳｉＯ４を形成し、酸素を用いた熱切断性を大きく支配する元素である。
【００５７】
Ｓｉの含有量はＦｅ２ＳｉＯ４の形成量に大きく影響する。すなわち、Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶温度は１１７３℃であり、ＦｅＯの融点（１３６９℃）よりもはるかに低い。したがって、酸素を用いた熱切断時に生成した鉄酸化物中にＦｅ２ＳｉＯ４が存在すれば、１１７３℃まで液相が持続されるため、溶融したＦｅあるいは鉄酸化物の低温度域での排出が容易になり、切断性が向上する。母材中のＳｉ含有量が０．０６％未満であると、Ｆｅ２ＳｉＯ４の生成量が少なくなって溶融したＦｅあるいは鉄酸化物の排出が困難になるため、レーザー切断では切断面の溶融が進み、「えぐれ」と呼ばれる現象が発生する。また、Ｓｉ含有量は、後述するように、スケール中のＦｅ２ＳｉＯ４の存在と密接に関係があり、スケールのＳｉ濃化域中のＳｉ含有量を０．４％以上とするためにも鋼材中のＳｉ含有量を０．０６％以上とする必要である。
【００５８】
一方、Ｓｉの含有量が０．２０％を超えると、十分な量のＦｅ２ＳｉＯ４は生成しているが、後述するＰを多量に含有させる必要があるため、機械的性質および溶接性といった鋼材の特性が低下してしまう。
【００５９】
したがって、Ｓｉの含有量は０．０６〜０．２０％とする。Ｓｉ含有量の上限は０．１５％であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量の下限は０．０８％であるのが好ましい。
【００６０】
Ｍｎ：０．２０〜１．６０％
Ｍｎは、鋼材の強度確保に有効な元素であり、また疲労亀裂進展抵抗性を向上させるため、０．２０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．６０％を超えると、靱性の劣化および熱切断性の劣化を招くことがある。したがって、Ｍｎの含有量は０．２０〜１．６０％とする。Ｍｎ含有量の下限は０．３０％であるのが好ましい。また、Ｍｎ含有量の上限は１．３０％であるのが好ましい。
【００６１】
Ｐ：０．０１０〜０．０３３％
Ｐは、最も切断時にＦｅ２ＳｉＯ４に含有されやすく、効果的に共晶点を下げる元素であり、溶融したＦｅあるいは鉄酸化物の低温度域での排出を容易にして酸素を用いた熱切断性を高める作用を有する。さらに、鉄酸化物の排出が容易になることによって、切断時の鋼板温度の上昇が抑制され、切断時の熱歪みが抑制される。このため、Ｓｉと同様、Ｐの含有量は重要な要因となる。
【００６２】
Ｐは、Ｓｉに対して十分な量含有させる必要がある。Ｐ含有量が０．０１０％未満の場合、レーザー切断の安定性が低下し、またプラズマ切断では限界切断速度が低下する。一方、Ｐ含有量の増加に伴い切断性は向上するが、０．０３３％を超えると、その向上は飽和傾向を示し、かつ機械的性質および溶接性といった鋼材の特性が劣化する。したがって、優れた切断性を得るためにはＰ含有量を０．０１０〜０．０３３％とする必要がある。Ｐ含有量の下限は０．０１２％であるのが好ましい。
【００６３】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在し、酸素を用いた熱切断性には殆ど影響を及ぼさないものの、その含有量が多い場合には、鋼材の靱性等の機械的性質に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｓの含有量は一定量以下に抑える必要があり、０．０１５％以下とする。Ｓ含有量の上限は０．０１０％であるのが好ましい。
【００６４】
Ａｌ：０．０３〜０．０８％
Ａｌは、脱酸作用を有するため、含有させる必要がある。また、ＡｌはＰ同様に熱切断時に生成する鉄酸化物中に存在するＦｅ２ＳｉＯ４に含有されやすく、共晶温度を下げる効果がある。そのため、溶融したＦｅあるいは鉄酸化物の低温度域での排出を容易にして、熱切断性（レーザー切断性）を高める。さらに、後述するスケール中のＡｌ濃化域のＡｌ／Ｓｉ比を０．３以上とするため、Ａｌは０．０３％以上を含有させる必要がある。一方、Ａｌが０．０８％を超えると、溶接部に硬質の島状マルテンサイトが生成し、靱性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量は０．０３〜０．０８％とする。Ａｌ含有量の上限は０．０５％であるのが好ましい。
【００６５】
Ｃｕ：０．０１％以上０．５％未満
Ｃｕは、鋼の強度を高め、耐食性を向上させる元素であるので、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が多い場合には、Ｃｕチェッキングを生じるおそれがある。このため、Ｃｕの含有量は一定量未満に抑える必要があり、０．５％未満とする。Ｃｕ含有量の下限は０．０２％であるのが好ましい。また、Ｃｕ含有量の上限は０．４％であるのが好ましい。
【００６６】
Ｎｉ：０．０１〜０．５％
Ｎｉは、鋼の強度を高め、耐食性を向上させる元素であり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効であるので、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉ含有量が多い場合には、鋳片の品位に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、Ｎｉの含有量は一定量以下に抑える必要があり、０．５％以下とする。Ｎｉ含有量の下限は０．０２％であるのが好ましい。また、Ｎｉ含有量の上限は０．４％以下であるのが好ましい。
【００６７】
Ｎ：０．００９％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在し、その含有量が多い場合には、溶接性および鋳片の品位に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、Ｎの含有量は一定量以下に抑える必要があり、０．００９％以下とする。
【００６８】
上記の理由から、本発明に係る溶接継手に用いられる鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０６〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０〜０．０３３％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０３〜０．０８％、Ｃｕ：０．０１％以上０．５％未満、Ｎｉ：０．０１〜０．５％およびＮ：０．００９％以下を含み残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものとする。
【００６９】
なお、不純物とは、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００７０】
本発明に係る溶接継手に用いられる鋼材には、必要に応じてさらに、下記（イ）〜（ヘ）に挙げた元素の中から選ばれた１種以上を含有させることができる。
（イ）Ｔｉ：０．０５％以下およびＶ：０．０５％以下のうちの１種以上
（ロ）Ｃｒ：２．０％以下
（ハ）Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．４％以下およびＮｂ：０．０４％以下のうちの１種以上
（ニ）Ｂ：０．００３％以下
（ホ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下のうちの１種以上
（ヘ）Ｓｎ：０．５０％以下
【００７１】
以下、上記の元素に関して説明する。
【００７２】
Ｔｉ：０．０５％以下およびＶ：０．０５％以下のうちの１種以上
ＴｉおよびＶはいずれも、強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効であるだけでなく、Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点を下げる元素であり、溶融したＦｅあるいは鉄酸化物の低温度域での排出を容易にして熱切断性を高める作用を有する。このため酸素を用いた切断、特にレーザー切断においては、性能の向上が見られる。しかしながら、プラズマ切断に関しては、逆に限界切断速度を低下させる場合があるため、それぞれＴｉは０．０５％を、Ｖは０．０５％を上限とすることが好ましく、０．０４％を上限とすることがより好ましい。上記の効果を得るには、ＴｉおよびＶの含有量はいずれも０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
【００７３】
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは、鋼板の強度を高め、疲労亀裂進展抵抗性を向上させる作用を有する。しかしながら、その含有量が２．０％を超えると、融点が高いＣｒ酸化物を形成して湯流れ性を悪化させて、熱切断表面の粗さの劣化およびレーザー切断の場合には切断ノッチ形成につながるおそれがある。そのため、含有させる場合のＣｒの含有量は、２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は１．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｒの含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。
【００７４】
Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．４％以下およびＮｂ：０．０４％以下のうちの１種以上
Ｍｏ、ＷおよびＮｂは、強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させても良い。以下、詳しく説明する。
【００７５】
Ｍｏは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｍｏを０．５％を超えて多量に含有させることはコスト面で不利になるうえに、溶接性も害するおそれがある。そのため、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．５％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｏは０．１％以上含有させることが好ましく、０．１５％以上含有させることがより好ましい。
【００７６】
Ｗも、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。しかしながら、Ｗを０．４％を超えて多量に含有させることはコスト面で不利になるうえに、溶接性も害するおそれがある。そのため、含有させる場合のＷの含有量は、０．４％以下とする。Ｗ含有量は０．３％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｗは０．０５％以上含有させることが好ましく、０．０８％以上含有させることがより好ましい。
【００７７】
Ｎｂは、析出強化により鋼板の強度を高め、疲労亀裂進展抵抗性を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｎｂを０．０４％を超えて多量に含有させることはコスト面で不利になるうえに、溶接部の靱性を劣化させるおそれがある。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０４％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０３％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためにはＮｂの含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
【００７８】
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、焼入れ性を高め、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させる作用を有する。しかしながら、Ｂを０．００３０％を超えて含有させると溶接性を劣化させるおそれがある。そのため、含有させる場合のＢの含有量は、０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｂは０．０００５％以上含有させることが好ましく、０．０００８％以上含有させることがより好ましい。
【００７９】
Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下のうちの１種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の靱性を改善する作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させても良い。以下、詳しく説明する。
【００８０】
Ｃａは、ＨＡＺ靱性を改善する作用を有する。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、酸素を用いた熱切断性が損なわれるおそれがある。したがって、含有させる場合のＣａの含有量は、０．００５％以下とする。Ｃａの含有量は、０．００４％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａは０．００１％以上含有させることが好ましく、０．００２％以上含有させることがより好ましい。
【００８１】
Ｍｇは、ＨＡＺ靱性を改善する作用を有する。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．００５％を超えると、酸素を用いた熱切断性が損なわれるおそれがある。そのため、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．００５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｇは０．００１％以上含有させることが好ましく、０．００２％以上含有させることがより好ましい。
【００８２】
ＲＥＭは、ＨＡＺ靱性を改善する作用を有する。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．００５％を超えると、酸素を用いた熱切断性が損なわれるおそれがある。したがって、含有させる場合のＲＥＭの含有量は、０．００５％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００４％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭは０．００１％以上含有させることが好ましく、０．００２％以上含有させることがより好ましい。
【００８３】
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
【００８４】
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｆｅ３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ３＋濃度を低減する作用を有することにより、Ｆｅ３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの作用は、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると飽和する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．３０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０３％以上含有させることが好ましく、０．０５％以上含有させることがより好ましい。
【００８５】
Ｓｎを含有させる場合には、Ｃｕ含有量を０．１％未満とし、かつＣｕ／Ｓｎ比が１．０以下とする。Ｃｕ含有量が０．１％以上であるか、またはＣｕ／Ｓｎ比が１．０を超えると、Ｃｕの含有により耐食性が低下する場合があり、さらに、鋼板を製造する際に圧延割れの原因となる。Ｓｎを含有させる場合のＣｕ含有量の上限は０．０９％であることが好ましい。
【００８６】
６≦２０Ｃ＋５Ｓｉ＋１０Ｍｎ≦３０
２０Ｃ＋５Ｓｉ＋１０Ｍｎの値が６未満の場合は、フェライト＋ベイナイト組織中のベイナイトの比率が十分でなく、後述のような製造条件で鋼板を製造しても適切な半価幅を得ることができず、良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。その値が３０を超える場合は、強度を４９０ＭＰａ級にしようとすると、フェライト＋ベイナイト組織中のフェライト組織を増加させなければならず、この場合も良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。
【００８７】
０．０１≦Ｃ／（Ｍｎ＋（１／１０）Ｃｕ＋（１／２）Ｎｉ＋（１／４）Ｃｒ＋Ｍｏ＋２０Ｎｂ＋１０Ｔｉ＋５Ｖ）≦０．１０
上式の値が０．０１未満の場合はベイナイト組織の硬度が不十分となり良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。一方、０．１０を超える場合は、変態の進行の冷却速度依存性が大きくなり、鋼板全体において均一な疲労亀裂進展抵抗性を得るのが容易ではない。
【００８８】
Ｐ／Ｓｉ≧０．１２
Ｐは、上述のように、Ｓｉに対して十分な量含有させる必要がある。Ｐ／Ｓｉ比が０．１２未満の場合には、Ｆｅ２ＳｉＯ４の共晶点を下げる効果が十分に発揮されないため、Ｐ／Ｓｉ比を０．１２以上とする必要がある。Ｐ／Ｓｉ比は、０．１３以上であるのが好ましく、０．１５以上であるのがより好ましい。
【００８９】
Ａｌ／Ｓｉ≦０．６０
ＡｌをＳｉに対して鋼材に過剰に含有させた場合には、酸素を用いた熱切断時にＦｅ２ＳｉＯ４以外に高融点であるＡｌ２Ｏ３（アルミナ）が生成し切断性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量との関係でＡｌの含有量はＡｌ／Ｓｉ≦０．６０とする。
【００９０】
２．金属組織
本発明の溶接継手を構成する鋼（母材）の組織は、高強度の継手を得るために、主として、フェライトとベイナイトで構成される。該ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフエライト、グラニュラーベイナイトなどの組織を含むものである。
【００９１】
ここで「主として」というのは、鋼の組織においてこれらの組織の構成比率が合計で面積率にて９０％以上であることを意味する。残りの組織は、特に限定するものではなく、パーライト、擬似パーライト組織など、通常観察される組織で構わない。
【００９２】
３．Ｘ線回折の半価幅
半価幅は、Ｘ繰回折強度の分布において、回折強度がピーク強度の１／２となる部分の分布幅を回折角度で示した値である。高温で生成し、転位密度の小さな組織ほど半価幅は小さい。半価幅の大きな組織ほど転位密度が大きく、疲労亀裂進展抵抗性に優れる。
【００９３】
Ｘ線回折を行う結晶面は、最も一般的に用いられているという理由から、（１１０）面とした。本発明では、良好な疲労亀裂進展抵抗性を得るために、（１１０）面での回折強度の半価幅が０．１３度以上のものとする。４９０ＭＰａ級の鋼の場合は、強度等のバランスとの観点から０．１３〜０．２４度とするのが望ましい。
【００９４】
図１は、Ｘ線回折における半価幅の解析法を説明する模式図である。図１（ａ）および（ｂ）は、それぞれ（１１０）面における回折強度を示すグラフである。図１に示すように、半価幅は回折強度のピ−クにおいて、回折強度が最も高い強度値の１／２のところでの分布の幅を角度で表したものである。ピークが２つに分かれている場合には、高い方のピークの１／２の値をとる。
【００９５】
上記の半価幅は、回折パターンでＫα１とＫα２のピークが独立して現れる時は、Ｋα1の値を、Ｋα1とＫα２の値が重なって現れる時は合計の幅で測定する。なお、上記半価幅の測定は、厚さ方向で鋼材表面から１ｍｍ内部に入った部位において、圧延面と平行な面で行うものとする。
【００９６】
そして、このような母材組織のＸ線回折における半価幅の限定は、結局、転位密度が高い緻密な組織を意味し、パーライトの面積率を１０％以下と限定することにより、急速加熱される溶接熱影響部において、ミクロ的にＣの高い組織を排除している。
【００９７】
パーライトはフェライトとＦｅ３Ｃ（セメンタイト）との層状組織であり、Ｆｅ−Ｃ状態図からは局部的に約０．８％のＣ含有量の組織と解される。このような組織は、溶接熱によっては十分にＣが均一化されず、ミクロ的な硬化組織や島状マルテンサイト組織を生じる場合がある。そのような組織を生成することは、本発明の目的とする長寿命域における溶接継手疲労特性改善には好ましくない。
４．スケール
スケールは鋼材の製造時に鋼材表面が酸化されて形成された酸化物層である。スケールの組成は、断面の全領域で均一になっているものではない。本発明ではスケール中にＳｉ濃化域、Ａｌ濃化域が層状に形成されることで切断性が安定化する。また、Ｓｉ濃化域、Ａｌ濃化域は鋼板全面に完全な層として形成されている必要はなく、層の一部に本発明の要件を満足しない領域が存在しても切断性に大きな影響を与えることはない。
【００９８】
Ｓｉ濃化域はスケール／鋼界面近傍においてＳｉが濃化することで形成され、相対的にＦｅ２ＳｉＯ４に富んだ領域となる。Ｓｉ濃化域には、質量％で０．４％以上のＳｉを濃化させることが必要である。このような濃化域が形成されることにより、切断初期に低融点成分としてバーニング等の切断不良を抑制するものと考えられる。
【００９９】
また、Ｓｉ濃化域より表層側にはＡｌ濃化域が層状に形成される。Ａｌ濃化域のＡｌ／Ｓｉ比を０．３以上とすることで切断時の溶融酸化物の排出が容易になる。
【０１００】
Ａｌ濃化域もスケール／鋼界面近傍に形成される場合が多い。各濃化層は鋼材側から、スケール／鋼界面、Ｓｉ濃化域、Ａｌ濃化域の順に存在することになる。このような構成であれば確実にバーニングなどの切断不良を防止できる。
【０１０１】
スケール中の各元素の定量分析はグロー放電発光表面分析装置で容易に測定が可能であり、またＦｅ２ＳｉＯ４の存在も、斜入角Ｘ線回折等の手法でその存在が確認できる。
【０１０２】
スケールの厚さについては特に限定はされないが、通常の鋼材の製造工程で生成するスケールであり、表面に厚さ３〜１００μｍのスケールを有する鋼材において、切断不良を抑制する効果が顕著に見られる。スケールが１００μｍを超えると、表面スケールの凹凸が激しくなる傾向があるため好ましくない。
【０１０３】
表面にいわゆる圧延スケール以外の鉄さび成分（ＦｅＯＯＨ：オキシ水酸化鉄）が混入していても大きな問題はないが、その混入率は質量％で２０％以下にするべきである。
【０１０４】
５．溶接部の硬度
溶接熱影響部における硬度値：Ｈｖ３００以下
溶接熱影響部における硬度値がＨｖ３００を超えるということは、溶接熱影響部にマルテンサイトが多いために過度に硬化していることを意味する。マルテンサイト変態は急激な膨張を伴う現象であり、局部的な残留応力を生じ、本発明の目的とする長寿命域における溶接継手の疲労特性改善には好ましくない。また、マルテンサイトは脆性的であり、疲労亀裂が発生した後は、その寿命を短くするのでマルテンサイトの生成は避けるべきである。したがって、溶接熱影響部における硬度値をＨｖ３００以下に制限する必要がある。なお、Ｈｖはビッカース硬度を示す記号である。
【０１０５】
溶接熱影響部の硬度は、母材成分と溶接条件の組合せによって決まるのであるが、本発明鋼においては、鋼材の組成を比較的低炭素に制限しているので、溶接条件を適正に選ぶことで、この条件は十分に達成できる。
【０１０６】
溶接熱影響部における硬度値：母材および溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値の８０％以上
溶接熱影響部が軟化し、その硬度値があまりに低いことは好ましくない。溶接熱影響部が著しく軟化し、母材および溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値の８０％未満になると、軟化した部分に歪みが集中して本発明の目的とする長寿命域における溶接継手疲労特性改善には好ましくない。そこで、８０％をその下限とした。この値の確保は、例えば、溶接条件を適切に選択するか、あるいは溶接法に合わせて鋼材成分を選定することによって可能である。
【０１０７】
なお、熱影響部の硬さは以下の方法によって測定することができる。
【０１０８】
図２に熱影響部の硬さの測定方法を示す。図において、１は主板、２はガセット、３は溶接金属、４は溶接熱影響部である。熱影響部の硬さは、溶接余盛り止端（図の破線の位置）から主板鋼板表面に平行に１ｍｍ溶接金属側に入った点を通り、鋼板表面に対し垂直方向の直線（ａ−ａ線）上において、押付け荷重９．８Ｎ、測定間隔０．５ｍｍでビッカース硬度を板厚方向に溶接熱影響部を超える領域まで測定するものとする。
【０１０９】
実構造物の溶接継手についてこのような測定を実施することは困難な場合が多いので、別の同材質の鋼材に同様の条件の溶接を行い、その溶接部を測定しても良い。
【０１１０】
６．製造方法
本発明に係る溶接継手に用いられる鋼材を製造する手段は、公知の熱間圧延設備、または公知の熱間圧延設備と公知の熱処理設備を使用して製造することができる。その製造条件は、以下に述べる条件が好適である。
【０１１１】
前述の化学組成を有する鋳造スラブを１０００〜１２５０℃に加熱し、デスケーラーで初期のスケールを除去後、仕上げ温度７５０〜９００℃で熱間圧延を施す。鋼材の厚さについては特に限定はしない。薄肉のものは当然に熱切断可能であるが、厚さが１２ｍｍ以上のものでも十分に熱切断することができる。ただし、レーザー切断の場合には出力特性にも依存するが、鋼材厚さの上限は３０ｍｍとすることが好ましい。プラズマ切断の場合には出力特性にも依存するが、鋼材厚さの上限は１００ｍｍとするのが好ましい。
【０１１２】
その後に、スケールの成長を待ち、冷却を行う。冷却するに際し、その冷却工程において６５０〜４００℃の間の平均冷却速度を５℃／ｓ以上、好ましくは５〜２５℃／ｓとする加速冷却を施し、この加速冷却を４００℃以下の温度で停止する。その後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了する。ここで復熱温度幅とは、冷却を停止した時の到達温度と、冷却停止後に鋼板内部の熱で表面の温度が上昇し、安定した時の温度との差を意味する。
【０１１３】
鋳造スラブの加熱温度が１０００℃に満たない場合にはフェライト率が高くなり、亀裂進展速度が大きくなる。１２５０℃を超えると組織が粗大になり、靱性が劣化する。冷却過程の６５０℃〜４００℃の間での平均冷却速度が５℃／ｓに満たない場合には、フェライト率が高くなり亀裂進展速度が大きくなる。ただし、好ましいのは２５℃／ｓ以下である。加速冷却停止後、冷却終了までの間の復熱温度幅が７０℃を超える場合には転位密度が減少して亀裂進展速度が大きくなる。加速冷却停止温度が４００℃を超える温度の場合には、フェライト率が高くなり、亀裂進展速度が大きくなる。ただし、好ましい停止温度は３５０℃以上である。
【０１１４】
復熱温度幅を小さくするには、冷却中の鋼板表層と中心部の温度差を小さくするとともに、冷却終了時において、少なくとも表層部の相変態を終了させておく必要がある。鋼板表層と中心部の温度差を小さくするには、冷却帯の前段より後段の冷却速度を大きくするのが良い。また、加速冷却停止時に表層部の相変態を完了させるには、加速冷却の停止温度を４００℃以下にする必要がある。
【０１１５】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【０１１６】
なお、レーザー、プラズマ切断ともに酸化物制御による切断であり、本発明の溶接継手に用いられる鋼材がガス切断にも適用可能であることは言うまでもない。
【実施例１】
【０１１７】
表１に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．１〜３２のスラブを１１２０℃に加熱し、デスケーラーで初期のスケールを除去後、仕上げ温度７５０〜９００℃で板厚１６ｍｍ、２５ｍｍ、３２ｍｍまで圧延して３種鋼材を得た。この後、スケールの成長を待ち、水冷後レベラーで平坦度を矯正した。製造した鋼材の表面にはスケールが残存していた。
【０１１８】
【表１】
0005720592.tif 000002
【０１１９】
上記のようにして準備した鋼材のうち代表として板厚１６ｍｍのものの一部を切り出し、金属組織を観察するとともに、（１１０）面の半価幅および硬度の測定を行った。また、表２に示す条件で鋼材の溶接を行い、溶接熱影響部および溶接金属の硬度測定を行った。表３にそれらの測定結果を示す。
【０１２０】
【表２】
0005720592.tif 000003
【０１２１】
【表３】
0005720592.tif 000004
【０１２２】
なお、表１および３における鋼Ｎｏ．１〜２１は、化学組成等が本発明で規定する条件を満たす本発明例の鋼である。一方、鋼Ｎｏ．２２〜３２は、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。このうち、鋼Ｎｏ．２５の鋼材については、割れが発生したため、以下に示す測定は行わなかった。
【０１２３】
生成したスケールをマーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置ＧＤ−Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２  ＨＯＲＩＢＡ製を用い、放電面積：４ｍｍφ、ＲＦ出力：３５Ｗ、アルゴン圧力：６００Ｐａで表面からの元素プロファイルを測定し、スケール中のＦｅ、Ｏ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｐなどの主要成分を分析した。またＯのプロファイルからスケール厚みを決定した。これらのデータを基に、スケール中のＳｉ濃化域およびＡｌ濃化域を確認すると共に、Ｓｉ濃化域のＳｉ含有量、Ａｌ濃化域のＡｌ／Ｓｉ比を算出した。表１にそれらの結果をあわせて示す。
【０１２４】
またスケールが生成した鋼材サンプルについて斜入角Ｘ線回折実験（入射角５°、ＣｏＫα線）を行い、Ｆｅ２ＳｉＯ４成分の有無を確認した。小さいピークであるが、鋼Ｎｏ．１〜２３、２６〜３２の鋼材上のスケールには、Ｆｅ２ＳｉＯ４のピークが５５°〜５６°付近に観察された（ＪＣＰＤＳ
３４−０１７８、ｄ＝１．９２２Ａ）。一方、鋼Ｎｏ．２４の鋼材上のスケールにはＦｅ２ＳｉＯ４のピークが認められなかった。
【０１２５】
切断に用いたレーザー切断機は小池酸素工業株式会社製の出力６ｋＷのＣＯ２レーザーである。出力を５０００Ｗとして、周波数が１０００Ｈｚで切断を行った。また、酸素ガス圧は内側が０．０５ＭＰａ、外側が０．０３ＭＰａとした。
【０１２６】
板厚１６ｍｍの鋼材に関しては、限界切断速度を評価するために、まず鋼材表面にレーザー焦点を決めて、ピアシング（貫通）後、各鋼材から５０ｍｍ×５０ｍｍの角材（ただし、コーナーＲは３ｍｍ）を切り出し、Ｄｕｔｙ：５０％、切断速度９００ｍｍ／ｍｉｎの速度から切断速度を２５ｍｍ／ｍｉｎピッチで上げて切り出し、ノッチ現象、ノロ付着およびバーニングの切断不良が生じるかどうかで判定した。そして、ノッチ現象、ノロ付着およびバーニングのいずれもが観察されない最高切断速度を限界切断速度とした。
【０１２７】
また、切断裕度（切断可能焦点幅）の測定は、先ず、鋼材表面にレーザー焦点を決め、次いで、ノズル先端位置を０．２５ｍｍピッチで鋼材表面から遠ざける条件、近づける条件にて試験を実施して、ノッチ現象およびノロ付着の切断不良が生じるかどうかで判定した。そして、ノッチ現象とノロ付着の双方が観察されない最大のノズル先端位置のずれを測定して、レーザー焦点位置からの切断可能な変動許容範囲を求めた。切断速度は、９００ｍｍ／ｍｉｎとした。
【０１２８】
また操業の安定性を評価するために板厚２５ｍｍ、約２００ｍｍ×２００ｍｍの鋼材から図３に示すような形状（ここでは、Ｔｙｐｅ１、Ｔｙｐｅ２と称す）を切断速度７００ｍｍ／ｍｉｎ、Ｄｕｔｙ７０％で２０枚の切断を行い、バーニング現象が生じた枚数（結果としては発生率）を評価した。バーニング現象の例を図４に示す。切断溝が広くなっている部分がバーニング現象を生じた部位である。
【０１２９】
プラズマ切断は小池酸素工業株式会社製、スーパー４００を用い、１５０ｍｍ幅、板厚３２ｍｍの鋼材を５０ｍｍピッチで切断した。電流１３４Ａで速度１１５０ｍｍ／ｍｉｎから切断機のオーバードライブ機能を用いて５％ピッチ（５７．５ｍｍ／ｍｉｎ）で上げていき、裏面ノロ付着の切断不良が生じるかどうかで判定した。切断不良（ノロ付着）が観察されない最高切断速度を限界切断速度とした。また切断可能時の最高速度時の面を観察し、図５に示すような波打ち現象が観察された場合を×、波打ち現象が認められず平滑な面質である場合を○として評価した。
【０１３０】
疲労強度試験は、当該鋼板を用いて橋梁の溶接構造モデルを作製して行った。図６に溶接構造モデル試験体の形状および寸法を示す。同図の（ａ）は側面図、（ｂ）は中央部の縦断面図である。試験体は、上フランジ１１、ウェブ１２および下フランジ１３からなるＩ型断面溶接桁で、スパン中央のスティフナー１５の下に面外ガセット１４を設けた。このガセット１４の溶接はＫ型開先で行い、その取付けには表２のＩに示す条件で上下および端から廻し溶接１７を行った。また、座屈を防止するために、試験体の下方両端の３点曲げ支点にはスティフナー１６を付与した。
【０１３１】
上記の構造モデル試験体に対し、繰返し３点曲げ負荷を与え、１０７回疲労強度を導出した。なお、３点曲げ負荷を与えた場合、ガセットの止端から疲労き裂１８が発生する。１カ所に疲労き裂が発生する場合は、スティフナー１５に近い止端（図６のＡ点）、２カ所に疲労き裂が発生する場合は、両止端（図６のＡ点およびＢ点）から疲労き裂が発生する。なお、Ｂ点はスティフナー１５からの距離をＡ点より２倍にしている。
【０１３２】
以上の調査結果を表４にまとめて示す。
【０１３３】
【表４】
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【０１３４】
表４のレーザー切断試験結果から、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験Ｎｏ．１〜２１においては、限界切断速度は１３５０ｍｍ／ｍｉｎ以上であり、またレーザー切断可能な変動許容範囲は、４．７５ｍｍ以上となり、レーザーの焦点ずれに対して鈍感であり、切断性に優れると言える。
【０１３５】
これに対して、比較例の試験Ｎｏ．２２〜２４においては、切断可能範囲は、２．５ｍｍ以下である。試験Ｎｏ．２４では限界切断速度は上がったものの、切断可能範囲が非常に狭い。すなわち高速で切断可能でも、少しの条件変動により切断不良が起こりうる状況であった。
【０１３６】
本発明の溶接継手に用いられる鋼材は、複雑な切断形状において、バーニング現象が発生することなく切断可能であることが明らかである。これに対して、比較例の試験Ｎｏ．２２〜２４においては、バーニングが発生した。特に形状が複雑な形状（ｔｙｐｅ２）ではバーニング発生率も高くなる。
【０１３７】
表４のプラズマ切断試験結果から、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験Ｎｏ．１〜２１においては、３２ｍｍ厚の厚鋼板において、１８００ｍｍ／ｍｉｎ以上で切断可能であり、プラズマ切断性に優れており、さらに面質も、波打ち現象もなく良好であった。
【０１３８】
これに対して比較例の試験Ｎｏ．２２〜２４においては、限界切断速度は、１５５０〜１６１０ｍｍ／ｍｉｎ程度であり、切断できても、面質に問題があった。
【０１３９】
表４の疲労強度試験結果から、本発明で規定する条件を満たす本発明の試験Ｎｏ．１〜２１では、１０７回疲労強度で評価する継手疲労強度が６０ＭＰａ以上と著しく高い。
【０１４０】
これに対し、比較例の試験Ｎｏ．２６〜３２においては、継手疲労強度が２９〜３７ＭＰａと低かった。
【産業上の利用可能性】
【０１４１】
本発明の溶接継手に用いられる鋼材は、レーザー切断の場合には、焦点ずれに対して鈍感であり、しかも、切断入熱を高めた場合にもバーニング現象が生じ難いという極めて良好なレーザー切断性を有するため、高速での切断が可能であり、特殊な熱処理によるスケールの制御を行わずとも、複雑な形状を不具合無く切断することが可能である。また、プラズマ切断においては、切断面の波打ち現象を抑制し、高速での切断が可能である。さらに、溶接部における長寿命疲労強度に極めて優れる。したがって、本発明の溶接継手は、造船、建設構造物、橋梁等の分野に広く利用可能であり、特に橋梁用フィンガージョイントに好適である。
【符号の説明】
【０１４２】
１：主板
２：ガセット
３：溶接金属
４：溶接熱影響部
１１：上フランジ（主桁のフランジ）
１２：ウェブ（主桁のウェブ）
１３：下フランジ（主桁のフランジ）
１４：ガセット（横桁のフランジ）
１５、１６：スティフナー（横桁のウェブ）
１７：廻し溶接部
１８：疲労亀裂
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図６】
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【図４】
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【図５】
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