(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）、Ｖ：０．０４％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００６〜０．００５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％および／またはＮｉ：０．０１〜５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
金属組織は、面積率で９０％以上がフェライトとベイナイトであり、
更に、以下の式（１）および（２）を満足する、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の鋼材を用いた溶接継手であって、
且つ、以下の式（３）を満足するＨＡＺ部を有することを特徴とする疲労特性に優れた溶接継手。
Ｋｐ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＝２．４〜４．５・・・（１）
［Ｔｉ］／［Ｎ］＝１．５〜４．０・・・（２）
ΔＨｖ／Ｌ＜１５０・・・（３）
但し、式（１）および（２）で、［  ］は各元素の含有量（質量％）を示し、式（３）で、ΔＨｖはＨＡＺ部における表面より１００μｍの深さ位置の硬さの最大値と最小値の差、ＬはＨＡＺ部の長さ（ｍｍ）である。
【請求項２】
前記鋼材が、更に、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下を含有する請求項１記載の疲労特性に優れた溶接継手。
【請求項３】
前記鋼材が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０４％以下を含有する請求項１または２記載の疲労特性に優れた溶接継手。
【請求項４】
前記鋼材が、更に、質量％で、Ａｌ：０．２％以下を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の疲労特性に優れた溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築物、橋梁、建設機械などの優れた疲労強度が要求される構造物に用いられる疲労特性に優れた溶接継手、特には引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の鋼材を母材として使用した疲労特性に優れた溶接継手に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、造船、建築物、橋梁、建設機械などの技術分野に属する溶接構造物においては、大型化とそれに伴う軽量化が進んでおり、同時に使用鋼材においても高強度化が進んでいる。一般的に鋼材が高強度化すると、鋼材自体の疲労強度は向上するが、溶接継手の疲労強度は向上しないということが知られている。鋼材が高強度化すると、溶接継手においては、図２に示す溶接止端部４に応力集中が生じることで疲労亀裂が発生しやすい状況となってしまい、逆に疲労強度が低下してしまう。すなわち、鋼材が高強度化することで、逆に溶接構造体の疲労強度が低下してしまうということが問題となっている。
【０００３】
従来からこのような問題を解決するために、溶接止端部をグラインダー等で平滑に加工することで応力集中を緩和して疲労強度を向上させるなど、溶接後の止端処理により疲労強度を確保する対策が講じられてきた。しかしながら、このような対策を行うと、今度は作業能率が低下してしまうという新たな問題が発生していた。また、止端処理が不十分であると溶接止端部への応力集中を更に強化させることとなり、溶接構造体の疲労強度を更に低下させてしまう可能性もあった。
【０００４】
このような状況に対して、溶接後の止端処理を施さなくても十分な疲労強度を確保できる溶接継手が求められており、特許文献１〜３等によっても提案されている。
【０００５】
特許文献１に記載の技術は、ＨＡＺと母材の組織制御を行うことで、亀裂の発生と伝播を抑制して、溶接部の疲労寿命が長い鋼板を得ることができるとした技術で、特に、ＨＡＺにおける亀裂発生・伝播の抑制にはＨＡＺのフェライト面積率を高くすることが効果的であるとして、フェライト分率を面積率で１５〜８０％と規定している。しかしながら、特許文献１記載のようにＨＡＺのフェライト分率を高めると、溶接継手の引張強度を確保することが困難となり、強度上の制約が非常に大きくなってしまう。従って、実際の溶接構造体において、特許文献１記載の技術を適用する場合、適用できる部位が限定されてしまう。
【０００６】
特許文献２に記載の技術は、マルテンサイトを含んだベイナイト主体の母材組織が継手疲労特性向上に適しているとして開発された技術であり、ＨＡＺ組織がベイナイト６０％超となる成分を有した溶接継手とすることで、溶接継手の疲労特性が向上するとしている。しかしながら、特許文献２記載のように、母材組織を前記したような組織とするためには、多量の合金元素の添加が必要であり、製造コストが上昇するという問題がある。また、特許文献２記載のような多量の合金元素の添加は、溶接性を悪化させるだけではなく、鋼材自体を硬化させるため加工性をも悪化させるという問題も兼ね備えている。
【０００７】
特許文献３に記載の技術は、金属組織をフェライトとベイナイト主体の組織として、パーライトの面積率を１０％以下とすることで、溶接継手の溶接性と高強度を両立させることができるとした技術で、また、溶接時の入熱量を管理して止端部溶接線方向の硬度分布を制限し、応力集中源の発生を抑制することで、亀裂の発生を抑制することができるとされた技術である。
【０００８】
この技術によると、確かに止端部溶接線方向の硬度分布を制限することにより、溶接金属部とＨＡＺ部間の硬度差のばらつきを抑制することはできるものの、溶接金属部とＨＡＺ部間の硬度差による応力集中は解消できておらず、疲労特性をどの程度改善できたかは不明である。また、疲労特性に優れた溶接継手を得るにあたり、圧延時の復熱温度幅を厳密に管理した鋼材を母材として用いる必要がある。更には、溶接時の入熱量を厳密に管理する必要があるため、溶接時の作業性という面でも問題が残る技術である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平９−９５７５４号公報
【特許文献２】特開平１０−１７４３号公報
【特許文献３】特開２０１０−２４４６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、製造時に特段の管理を必要としない鋼材を母材として用いることができると共に、溶接時の作業性に優れ、しかも、疲労特性に優れた溶接継手を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０６％、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）、Ｖ：０．０４％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００６〜０．００５％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％および／またはＮｉ：０．０１〜５．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織は、面積率で９０％以上がフェライトとベイナイトであり、更に、以下の式（１）および（２）を満足する、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の鋼材を用いた溶接継手であって、且つ、以下の式（３）を満足するＨＡＺ部を有することを特徴とする疲労特性に優れた溶接継手である。
【００１２】
Ｋｐ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＝２．４〜４．５・・・（１）
［Ｔｉ］／［Ｎ］＝１．５〜４．０・・・（２）
ΔＨｖ／Ｌ＜１５０・・・（３）
但し、式（１）および（２）で、［  ］は各元素の含有量（質量％）を示し、式（３）で、ΔＨｖはＨＡＺ部における表面より１００μｍの深さ位置の硬さの最大値と最小値の差、ＬはＨＡＺ部の長さ（ｍｍ）である。
【００１３】
請求項２記載の発明は、前記鋼材が、更に、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下を含有する請求項１記載の疲労特性に優れた溶接継手である。
【００１４】
請求項３記載の発明は、前記鋼材が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０４％以下を含有する請求項１または２記載の疲労特性に優れた溶接継手である。
【００１５】
請求項４記載の発明は、前記鋼材が、更に、質量％で、Ａｌ：０．２％以下を含有する請求項１乃至３のいずれかに記載の疲労特性に優れた溶接継手である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によると、製造時に特段の管理を必要としない鋼材を母材として用いることができると共に、溶接時の入熱量を厳密に管理する等の必要もないため溶接時の作業性に優れ、しかも、疲労特性に優れた溶接継手とすることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】疲労試験および硬度試験に用いた荷重伝達型十字継手疲労試験片を示し、（ａ）は正面図、（ｂ）は平面図である。
【図２】荷重伝達型十字継手疲労試験片の止端部付近を拡大した正面図である。
【図３】ＨＡＺ部における硬度勾配を求める方法を説明するための説明図であって、荷重伝達型十字継手疲労試験片の止端部付近を更に拡大した正面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、疲労特性に優れた溶接継手を得るにあたり、特許文献３記載の技術をはじめ従来からの技術を利用した場合、母材として用いる鋼材を得るために、製造時に厳密な管理を行う必要があり、また、溶接時においても入熱量を厳密に管理する必要があるという実情があるため、鋼材の製造時、および溶接時に特段の管理を行わなくても優れた疲労特性を備えた溶接継手を得ることができる条件を見出すために、鋭意、実験、研究等の検討を実施した。
【００１９】
本発明者らは、製造時に特段の管理を行わなくても得ることができる鋼材を用いることを前提として、様々な化学成分組成（以下、単に成分組成と述べることもある。）、金属組織を有する鋼材を母材として用いて、適宜溶接条件を変更して、図１に示すような荷重伝達型十字継手疲労試験片（以下、単に試験片と述べることもある。）を作製した。これら種々の条件により作製された荷重伝達型十字継手疲労試験片を用いて疲労試験を実施し、疲労試験後の試験片について、詳細に観察、解析を実施することで、以下の知見を得た。
【００２０】
観察結果を説明するために、まず、溶接継手の止端部付近の概略図を図２に示す。１は鋼材（母材）、２はＨＡＺ部（熱影響部）、３は溶接金属、４は溶接止端部（以下、単に止端部と述べることもある。）、５はガセット（母材と同じ成分組成、金属組織を有する。）である。これらの各種試験片を用いて疲労試験を実施した結果、全ての試験片において、疲労亀裂は溶接止端部４から発生しており、ＨＡＺ部２、母材１を進展した後、破断に至っていることを確認した。また、溶接継手の全寿命は、亀裂の発生からＨＡＺ部２まで進展する際の寿命が大部分を占めることも確認した。更に、亀裂の発生は止端部４に生じる歪集中によって支配され、その歪集中はＨＡＺ部２における硬度分布により変化することについても確認した。
【００２１】
本発明者らは、これらの試験結果から、ＨＡＺ部２の硬度分布を最適化することで止端部４の歪集中を緩和して溶接継手の疲労寿命を向上させることが可能であることを見出した。
【００２２】
ＨＡＺ部２の硬度分布については、鋼材１の成分組成だけではなく、溶接時の加熱・冷却速度が大きな影響を与えることが分かっている。特に溶接線６からの距離により溶接時の最高到達温度や冷却速度が大きく変化するため、溶接線６からの距離により金属組織が大きく変化する。その結果、ＨＡＺ部２に硬度勾配（硬度分布）が発生する。
【００２３】
そこで、本発明者らは、溶接線６からの距離によらず、すなわち、溶接時の冷却速度が変化しても金属組織の変化が少なく、ＨＡＺ部２において急激な硬度変化が生じることがない鋼材１の成分組成、並びに溶接継手とする際の溶接条件を検討した。
【００２４】
その結果、焼入れ性向上元素の含有量を適切に制御した上に、溶接時の旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制する作用があるＴｉＮを適切に析出させるＴｉ／Ｎバランスを具えた鋼材を用いて、適切な溶接条件により溶接を施して溶接継手を作製することで、ＨＡＺ部に発生する硬度勾配を抑制することができ、良好な疲労特性を有する溶接継手を得られることを見出し、本発明の完成に至った。
【００２５】
以下、本発明を実施形態に基づいて更に詳細に説明する。
【００２６】
（鋼材の金属組織）
本発明に係る溶接継手を構成する鋼板は、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の鋼材であることが好ましく、鋼板の金属組織は、高強度の溶接継手を得るために、主としてフェライトとベイナイトで構成する。具体的には、フェライトとベイナイトを足した合計の面積率を金属組織の９０％以上とする。尚、ここで説明するベイナイトには、上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイナイトなどの組織が含まれる。残部の金属組織は、パーライトやマルテンサイト−オーステナイト混合物（ＭＡ）など通常鋼材中に含有される金属組織である。
【００２７】
（鋼材の化学成分組成）
本発明においては、Ｃの含有量を極めて少ない含有量とした上で、焼入れ性向上元素であるＭｎおよびＣｒ、場合によってはＭｏを積極的に添加し、それら焼入れ性向上元素の含有量によって定められるＫｐ値を適切な範囲に制御すると共に、更にＢを適量添加する。鋼材にこのような元素を添加することで、ベイナイトの連続冷却曲線（ＣＣＴ曲線）が短時間且つ低温度側に移動し、また、フェライトのＣＣＴ曲線が長時間側に移動する。
【００２８】
従来は、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライトが生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、最高温度が高くて冷却速度が高い溶接線近傍ではマルテンサイトが生成され高硬度となるが、溶接線から離れた位置では硬度が低いフェライトが生成されてしまうため、ＨＡＺ部における硬度勾配が高くなってしまっていた。しかし、本発明では、焼入れ性向上元素の含有量を適切に制御するため、溶接線からの距離によらずＨＡＺ部の金属組織が安定してベイナイトとなるため、硬度勾配の発生を抑制することができる。
【００２９】
この焼入れ性向上元素の含有量の適切な制御に加えて、Ｔｉ／Ｎバランスを適切に制御して、溶接時の旧オーステナイト粒径の粗大化による強度低下および冷却時のマルテンサイト変態を抑制することで、更に確実に硬度勾配の発生を抑制することができる。
【００３０】
以下、本発明に係る溶接継手を構成する鋼板の成分組成について説明する。尚、単位は全て％と記載するが、質量％のことを示す。
【００３１】
・Ｃ：０．０１〜０．０６％
Ｃは、ＨＡＺ部の硬度並びに母材強度を確保するために重要となる元素である。Ｃが０．０６％を超えると溶接線近傍でベイナイトではなくマルテンサイトが生成するようになり、疲労強度の低下を招いてしまう。好ましくは、０．０５５％以下である。一方、０．０１％未満では必要最小限の母材強度が得られなくなる。好ましくは、０．０１５％以上である。
【００３２】
・Ｓｉ：１．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは脱酸材として有用な元素であるが、１．０％を超えて添加すると疲労強度が低下してしまう。そのため、上限を１．０％とする。好ましくは０．６％以下である。
【００３３】
・Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）
これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、ＨＡＺ全体に亘ってベイナイトを生成しやすくさせると共に、前記したようにＣの含有量を極めて少ない含有量とした上でＢを適量添加することにより、小入熱時のＨＡＺ部の強度確保および母材強度の確保を両立させる作用を有する。ＭｎおよびＣｒは必ず含有させる必要があり、Ｍｎは１．２５％以上、Ｃｒは０．１％以上含有させる必要がある。ＭｎおよびＣｒがこれらの含有量に満たないと所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。好ましくは、Ｍｎは１．３％以上、Ｃｒは０．５％以上であり、Ｃｒはより好ましくは１．０％以上である。但し、これら元素の含有量が、Ｍｎで２．５％、Ｃｒで２．０％、Ｍｏで１．５％を超えるとマルテンサイトを生成しやすくなり疲労強度が低下する。好ましくは、Ｍｎで２．２％以下、Ｃｒで１．５％以下、Ｍｏで１．３％以下である。
【００３４】
・Ｖ：０．０４％以下（０％を含む）
Ｖは少量の添加により焼入れ性を向上させる作用を有する。但し、０．０４％を超えて添加するとマルテンサイトが生じやすくなって硬度勾配が大きくなり、その結果、疲労強度が低下してしまう。好ましくは０．０３％以下である。
【００３５】
・Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
ＴｉはＮと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒粗大化を抑制することで、マルテンサイトを生じにくくし、硬度勾配を小さくすることで疲労強度を確保する作用を有する。但し、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると粗大なＴｉＮが生じてしまい、疲労強度が低下する。好ましくは０．０２０％以下である。一方、含有量が０．００５％未満ではγ粒粗大化抑制の効果が不十分となる。好ましくは０．００７％以上である。
【００３６】
・Ｎ：０．００２０〜０．０１０％
前記したようにＮは、Ｔｉと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒粗大化の抑制に寄与することで有用な元素である。但し、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させて、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、疲労強度を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１０％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．００８０％以下である。一方、含有量が０．００２０％未満ではγ粒粗大化抑制の効果が不十分となる。好ましくは０．００３５％以上である。
【００３７】
・Ｂ：０．０００６〜０．００５％
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度でもベイナイトを生じやすくすると共に、前記したようにＣの含有量を極めて少ない含有量とした上でＢを適量添加することにより、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを添加することにより、ＨＡＺ部の硬度勾配を穏やかにする作用を具えている。Ｂの含有量が０．０００６未満であると焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が不足する。好ましくは０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、含有量が０．００５％を超えると逆に焼入れ性が低下してしまい硬度勾配が大きくなる。好ましくは０．００３％以下である。
【００３８】
・Ｃｕ：０．０１〜２．０％および／またはＮｉ：０．０１〜５．０％
ＣｕとＮｉは固溶強化により疲労強度を向上させる作用を有する。但し、Ｃｕを２．０％、Ｎｉを５．０％超えて添加するとＨＡＺ部が大幅に硬化してしまい、疲労強度の低下を招く、好ましくは、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０％以下である。一方、Ｃｕ、Ｎｉ共に含有量が０．０１％に満たないと疲労強度を向上させることができない。
【００３９】
・Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
ＰおよびＳは、不純物元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。疲労強度向上に悪影響を及ぼさない含有量は、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下である。ＰおよびＳの含有量の下限については特に規定しないが、工業的に鋼中のＰおよびＳを０％にすることは困難である。
【００４０】
・Ｋｐ＝［Ｍｎ］＋１．５［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＝２．４〜４．５
焼入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量によって前記した式より定められるＫｐ値は、２．４〜４．５であることが必要である。Ｋｐ値が２．４未満の場合は、焼入れ性向上作用を発揮させることができず、ＨＡＺ部にフェライトが生成するようになり、硬度勾配が大きくなって疲労強度が低下してしまう。好ましいＫｐ値は２．７以上である。但し、Ｋｐ値が４．５を超えるとＨＡＺ部にマルテンサイトが生じやすくなるため、この場合も、硬度勾配が大きくなって疲労強度が低下してしまう。尚、［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００４１】
・［Ｔｉ］／［Ｎ］＝１．５〜４．０
前記したように、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０３０％、Ｎの含有量は
０．００２０〜０．０１０％とする必要があるが、ＴｉとＮについては、これらの含有量を満足させた上で、Ｔｉ／Ｎバランス、すなわち、［Ｔｉ］／［Ｎ］を１．５〜４．０の範囲とする必要がある。Ｔｉ／Ｎバランスが１．５未満の場合は、鋼中のＮ含有量が多くなることでＨＡＺ硬度が上昇し、硬度勾配が大きくなり疲労強度が低下する。好ましいＴｉ／Ｎバランスは２．０以上である。一方、Ｔｉ／Ｎバランスが４．０を超えた場合は、ＴｉＮによるＨＡＺのγ粒粗大化抑制効果が得られないため、マルテンサイト変態が生じやすくなり硬度勾配が大きくなり疲労強度が低下する。好ましいＴｉ／Ｎバランスは３．５以下である。尚、［  ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００４２】
以上が、本発明に係る溶接継手を構成する鋼板の必須添加元素の成分範囲の限定理由であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ、Ｈ等を挙げることができ、これらの元素は鋼材の諸特性を害さない程度で含有していても構わない。
【００４３】
また、本発明の鋼材に、以下に示す元素を含有すれば更に有効である。これら元素を含有させる場合の成分範囲の限定理由について次に説明する。
【００４４】
・Ｃａ：０．００５％以下
ＣａはＴｉ窒化物を微細化する作用があるため、γ粒の粗大化抑制に寄与することで有用な元素である。このような作用を発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。但し、０．００５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下し、疲労強度が低下するので、添加する場合は０．００５％以下とする。より好ましくは０．００４％以下である。
【００４５】
・Ｎｂ：０．０４％以下
Ｎｂは少量の添加で焼入れ性を大幅に向上させる作用を有する。しかし、０．０４％を超えて添加した場合はＨＡＺ部を硬化させてしまい、その結果、疲労強度が低下するので、添加する場合は０．０４％までとする。より好ましくは０．０３％以下である。
【００４６】
・Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは脱酸元素であると同時に、Ｎを固定化して固溶Ｂを増加させることにより、Ｂに基づく焼入れ性向上作用を高めるため、添加することが好ましい元素であるが、０．２％を超えて添加すると疲労強度が低下するので、添加する場合は０．２％以下とする。より好ましくは０．１％以下である。
【００４７】
（ＨＡＺ部における硬度勾配）
・ΔＨｖ／Ｌ＜１５０
ＨＡＺ部（熱影響部）における硬度勾配は、ＨＡＺ部における硬度の最大値と最小値の差ΔＨｖを、ＨＡＺ部の長さＬ（ｍｍ）で除することで求めることができるが、求められる硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）は１５０未満でなければならない。硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）が１５０以上になると溶接止端部に歪集中が発生ししてしまうので、疲労強度を確保するためには、硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）を１５０未満とする必要がある。
【００４８】
尚、ＨＡＺ部（熱影響部）における硬度勾配は、例えば、図３に示す測定方法により求めることができる。尚、図３に示す溶接継手は荷重伝達型十字継手疲労試験片である。試験片のごく表面の硬度分布が亀裂発生に大きな影響を与えていると想定できるが、現在の技術では表面付近の硬度を正確に測定することは困難であるため、表面より１００μｍの深さ位置の硬度を測定することで対応する。
【００４９】
具体的には、図３に×印で示すように、溶接線（溶接ボンド）６から数百μｍ溶接金属３側に離れた位置から母材１側へ向かって１００μｍ間隔毎に硬度測定を行う。この測定で、３点連続で母材１の硬度と同等の硬さが得られた場合の最も母材１側の位置と溶接線６の間をＨＡＺ部２とし、この３点連続で母材１の硬度と同等の硬さが得られた場合の最も母材１側の位置と溶接線６間の寸法をＨＡＺ部の長さ（厚み）Ｌとする。ＨＡＺ部２において測定により得られた硬度の最大値と最小値の差ΔＨｖを、前記したＨＡＺ部の長さＬ（ｍｍ）で除した値ΔＨｖ／Ｌを硬度勾配とする。尚、母材１の硬度と同等の硬さとは、ビッカース硬さの差が１０以内となる硬さである。また、母材１の硬度は、溶接部より十分離れた位置における表層より１００μｍ深さの硬さを測定することで得られる。
【００５０】
尚、硬度測定はＪＩＳやＡＳＴＭに準拠した方法で行えば良いが、測定間隔が１００μｍと極めて短いため、測定にあたってはミクロビッカース硬度試験機などを用いることが好ましい。また、測定ではばらつきが生じることが考えられるため、少なくとも３断面以上を測定し、その平均値により硬度勾配を求める必要がある。可能であるならば５断面以上を測定することが好ましい。
【００５１】
（溶接条件）
前記した化学成分組成、金属組織を満足する鋼材を用いて、溶接時の入熱量を５０ｋＪ／ｃｍ未満、且つ、溶接速度を１００ｃｍ／ｍｉｎ未満として溶接を行うことで、所望の硬度勾配を有するＨＡＺ部を具えた溶接継手を得ることができる。
【００５２】
入熱量を５０ｋＪ／ｃｍ以上とすると、冷却速度が急速になるうえに、ＴｉＮによるγ粒の粗大化抑制効果も十分に発揮できなくなるため、たとえ、前記した化学成分組成、金属組織を満足する鋼材を用いて溶接継手を得たとしても、溶接線の近傍にマルテンサイトが生じやすくなる。その結果、硬度勾配が大きくなり、疲労強度が低下してしまう。溶接速度を１００ｃｍ／ｍｉｎ以上とした場合は、ビード形状が不安定なるため、アンダーカットの発生など溶接止端部の形状が不安定となってしまう。その結果、たとえ、前記した化学成分組成、金属組織を満足する鋼材を用いて溶接継手を得たとしても、硬度勾配が大きくなり、疲労強度が低下してしまう。
【実施例】
【００５３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。
【００５４】
表１および表２に示す化学成分組成の鋼を転炉で溶製し、表３および表４に示す条件で各スラブを、表３および表４に示す板厚になるまで熱間圧延して鋼材を得た。このようにして得た鋼材の一部を切り出し、母材としての金属組織を観察すると共に、引張試験を行い、母材の０．２％耐力（ＭＰａ）と引張強さ（ＭＰａ）を求めた。金属組織の観察結果と、引張試験の実施結果を表３および表４に示す。
【００５５】
金属組織は、各鋼材の板厚１／４位置部位を鏡面研磨した試験片を、２％ナイタール液でエッチング後、該箇所について光学顕微鏡を用いて４００倍で観察し、写真撮影した。この観察視野１０視野について、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、鋼組織中のベイナイト分率を測定した。この際、フェライト分率、擬ポリゴナルフェライトおよびＭＡ以外のラス状組織はベイナイトとみなした。
【００５６】
引張試験は、各鋼材の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取した後、それら試験片を用いて０．２％耐力および引張強さを測定することにより実施した。
【００５７】
次に、圧延後の鋼材について、表５に示す様々な溶接条件ですみ肉溶接し、図１に示す荷重伝達型十字継手（溶接継手）を作製した。その溶接継手の溶接止端部付近を適宜切り出すことで疲労試験片を得て、硬度試験に供した。
【００５８】
各種溶接継手から得た疲労試験片を用いた硬度試験は、マイクロビッカース試験機を使用してＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠する方法（硬度勾配を求める詳しい方法は先に説明した通り）で実施し、硬度を測定することでＨＡＺ部の硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）を求めた。また作製した溶接継手については、最大応力を３５０ＭＰａで一定とし、最小応力を変化させることで、応力範囲（Δσ）を設定して疲労試験を実施し、各鋼種毎にＳ−Ｎ線図を作成して、１×１０６回の疲労強度（表３および表４には単に疲労強度と記載）を求めた。
【００５９】
先に説明したように、疲労強度を確保するためには、硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）を１５０未満とする必要があるが、本実施例では、硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）が１５０未満、且つ、１×１０６回の疲労強度が７５ＭＰａ以上であったものを、疲労特性に優れた溶接継手であるとして合格とする。これらの試験結果を表３および表４に示す。
【００６０】
【表１】
0005833966.tif 000002
【００６１】
【表２】
0005833966.tif 000003
【００６２】
【表３】
0005833966.tif 000004
【００６３】
【表４】
0005833966.tif 000005
【００６４】
【表５】
0005833966.tif 000006
【００６５】
本発明の要件（請求項１記載の要件）を満足する溶接継手から採取したＮｏ．１〜２４の疲労試験片は、全て硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）が１５０未満であり、また、１×１０６回の疲労強度が７５ＭＰａ以上であったので、Ｎｏ．１〜２４の疲労試験片を採取した溶接継手は、疲労特性に優れた溶接継手であると評価することができる。
【００６６】
これに対し、Ｎｏ．２５〜３６，３８〜４５の疲労試験片は、鋼材の化学成分組成、金属組織の少なくともいずれかが本発明の要件（請求項１記載の要件）を満足していないため、硬度勾配（ΔＨｖ／Ｌ）、１×１０６回の疲労強度の少なくともいずれかが前記合格判定条件を満足することができなかった。以上の試験結果より、Ｎｏ．２５〜３６，３８〜４５の疲労試験片を採取した溶接継手は、疲労特性に優れた溶接継手であると評価することができない。
【符号の説明】
【００６７】
１…鋼材（母材）
２…ＨＡＺ部（熱影響部）
３…溶接金属
４…溶接止端部
５…ガセット
６…溶接線
【図１】
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【図２】
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【図３】
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