(57)【要約】【課題】疲労強度および耐食性を向上させた溶接継手及び溶接鋼構造物を提供する。【解決手段】質量％で、０．００１％≦Ｃ≦０．１０％、０．１％≦Ｓｉ≦３．０％、０．０５％≦Ｍｎ≦３．０％、０．０２％≦Ｐ≦０．２０％、Ｓ≦０．０５％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％、０．３％≦Ｃｒ≦３．０％、０．０５％≦Ｍｏ≦１．０％、０．０４％≦Ｎｂ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、０．０００５％≦Ｎ≦０．００５％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼板を用いて作成され、その溶接熱影響部における面積率最大の相がフェライトであり、その平均粒径が１０μｍ以上３０μｍ未満であることを特徴とする疲労強度および耐食性に優れた溶接継手。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、０．００１％≦Ｃ≦０．１０％、０．１％≦Ｓｉ≦３．０％、０．０５％≦Ｍｎ≦３．０％、０．０２％≦Ｐ≦０．２０％、Ｓ≦０．０５％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％、０．３％≦Ｃｒ≦３．０％、０．０５％≦Ｍｏ≦１．０％、０．０４％≦Ｎｂ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、０．０００５％≦Ｎ≦０．００５％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼板を用いて作成され、その溶接熱影響部における面積率最大の相がフェライトであり、その平均粒径が１０μｍ以上３０μｍ未満であることを特徴とする疲労強度および耐食性に優れた溶接継手。
【請求項２】
質量％で、さらに、０．１％≦Ｃｕ≦２．０％、０．１％≦Ｎｉ≦５．０％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の疲労強度および耐食性に優れた溶接継手。
【請求項３】
質量％で、さらに、０．００５％≦Ｖ≦２．０％、０．００５％≦Ｔｉ≦１．０％の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１又は２記載の疲労強度および耐食性に優れた溶接継手。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の溶接継手を少なくとも１箇所用いることを特徴とする疲労強度に優れた溶接鋼構造物。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車、建設機械、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、貯槽、ペンストック等に利用される疲労特性および耐食性に優れた溶接構造用鋼材およびそれを用いた溶接鋼構造物にかかわるものであり、さらに詳しくは溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）を強化して疲労強度を安定して向上させるとともに、耐食性をも向上させた溶接継手およびそれを用いた溶接鋼構造物に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に構造用鋼板母材の疲労強度は母材強度の増加につれて増加するが、溶接継手の疲労強度（以下、継手疲労強度という）は母材強度を上昇させても向上しない。また、大気に晒される鋼構造物の母材およびＨＡＺが腐食によって減肉し、応力が増加する結果、継手疲労強度がさらに低下する場合が多く、これら継手疲労強度と耐食性の両方の向上させることが溶接鋼構造物にとって重要になっている。
【０００３】
このような課題に対して継手疲労強度と耐食性の両立を目的とした鋼材の検討はいくつか報告されており、例えば、特許文献１では、ＮｂおよびＭｏを複合添加して（Ｎｂ・Ｍｏ）Ｃの析出によりＨＡＺ軟化を防止するとともにＰおよびＣｕを添加して耐食性を向上させる方法が開示されている。また特許文献２では耐食性向上策としてのＰおよびＣｕの添加は上記と同様であるが、ＴｉおよびＮｂの添加によってこれらの炭・窒化物を核にしたＨＡＺ組織の微細化によりＨＡＺ軟化を防止する方法が開示されている。また、さらに、特許文献３および特許文献４では耐食性の向上元素としてＰ、Ｃｕに加えてＣｒおよびＭｏの添加を提案するとともに、継手疲労強度向上手段としてＮｂ、Ｔｉ、Ｖの添加によるＨＡＺ組織の微細化技術が開示されている。
【０００４】
また、継手疲労強度の向上のみを目的とした技術として、特許文献５にはＢ添加によるＨＡＺ粒界強化とＳｉ添加によるＨＡＺマトリックス強化の組合せにより溶接部の疲労強度に優れた高張力鋼が開示されている。また、本発明者らは、特許文献６において溶接継手の疲労強度改善を目的としてＨＡＺのフェライト体積率およびフェライト粒径を規定した溶接継手を提案している。
【０００５】
【特許文献１】
特開平５−１１７８０２号公報
【特許文献２】
特開平６−１４５７９０号公報
【特許文献３】
特開平５−３３１５９５号公報
【特許文献４】
特開平５−３３１５９６号公報
【特許文献５】
特開平６−３３０２３２号公報
【特許文献６】
特開平９−２２７９８７号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
これら従来技術のうち、特許文献１ではＮｂおよびＭｏを複合添加して溶接時の入熱によってこれらの炭化物をＨＡＺ粒内に析出させて、ＨＡＺの軟化を防止することにより継手疲労強度を向上させているが、他の添加元素や溶接方法（溶接入熱）によってはＨＡＺの組織がフェライトのみならずベイナイトやマルテンサイトに変わり、また粒径も変わるため、継手疲労強度が安定して確保しにくく、また、特にフェライトの場合にはＨＡＺ粒界での疲労亀裂発生に対する対策が講じられていない。また特許文献２は析出強化ならびに微細析出物を核とした組織微細化の技術であり、ＨＡＺ組織や粒径の規定が無く、同じく他の添加元素や溶接入熱によってはＨＡＺ組織および粒径が変わり、継手疲労強度向上効果が変わる可能性があるとともに、ＨＡＺ粒界を起点とした疲労破壊の疲労強度が確保されていない。
【０００７】
また、さらに、特許文献３および特許文献４に開示された発明の鋼材の実施例はいずれもＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂの少なくとも１種の添加量が本発明の範囲から外れており、またＨＡＺ組織およびその結晶粒径についての規定が無く、Ｃｒ添加の目的も耐食性の向上であるのに対し、本発明は疲労強度と耐食性の両方の向上に主眼を置いた溶接継手である点で、本発明とは異なる発明である。
【０００８】
加えて継手疲労強度の向上を目的とした特許文献５ではＳｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂの添加が規定されているが、Ｎｂ及びＭｏを含有する実施例はＮｂ添加量が本発明の範囲から外れており、ＨＡＺの疲労特性に影響を及ぼす結晶粒径の規定が無く、また特許文献６は実施例中にＮｂ及びＭｏを含有するものは１例も記載がなく、フェライト粒径が３０〜３００μｍであり、本発明の範囲から外れており、目的も継手疲労強度の向上のみを狙ったものであるのに対して、本発明はＨＡＺの静的強度確保と継手疲労強度の両立を狙ったものであるため、本発明とは異なる発明である。
【０００９】
本発明の目的は、継手疲労強度を向上させるとともに、耐食性を向上させた溶接継手及び溶接鋼構造物を安定して得ようとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、０．００１％≦Ｃ≦０．１０％、０．１％≦Ｓｉ≦３．０％、０．０５％≦Ｍｎ≦３．０％、０．０２％≦Ｐ≦０．２０％、Ｓ≦０．０５％、０．００１％≦Ａｌ≦０．１％、０．３％≦Ｃｒ≦３．０％、０．０５％≦Ｍｏ≦１．０％、０．０４％≦Ｎｂ≦１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．０１％、０．０００５％≦Ｎ≦０．００５％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼板を用いて作成され、その溶接熱影響部における面積率最大の相がフェライトであり、その平均粒径が１０μｍ以上３０μｍ未満であることを特徴とする疲労強度および耐食性に優れた溶接継手、
（２）質量％で、さらに、０．１％≦Ｃｕ≦２．０％、０．１％≦Ｎｉ≦５．０％の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）記載の疲労強度および耐食性に優れた溶接継手、
（３）質量％で、さらに、０．００５％≦Ｖ≦２．０％、０．００５％≦Ｔｉ≦１．０％の１種又は２種を含むことを特徴とする前記（１）又は（２）記載の疲労強度および耐食性に優れた溶接継手、
（４）（１）〜（３）の何れか１項に記載の溶接継手を少なくとも１箇所用いることを特徴とする疲労強度および耐食性に優れた溶接鋼構造物、
にある。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００１２】
溶接構造物に疲労荷重が負荷されると主に溶接止端から微小な亀裂が発生し、やがてＨＡＺを伝播して破壊に至るため、ＨＡＺを強化する方法が疲労強度向上方法として種々提案されている。主なものは細粒化による強化、ベイナイトまたはマルテンサイトによる強化、析出による強化などがある。また、大気に晒される溶接構造物の母材およびＨＡＺは腐食による減肉が生じ、作用する応力が増大するため継手疲労強度の低下を加速する。このためＰ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等の添加が提案されている。
【００１３】
本発明者はかかる課題の解決のために、１）まず継手疲労強度の安定した向上、２）耐食性の両立および向上、が重要と考えて検討を行った。従来から提案されている継手疲労強度向上手段のうち、析出強化法および細粒化法はＮｂおよびＭｏ、Ｔｉの炭化物および窒化物、Ｃｕなどの析出などを利用したものであるが、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接など種々の溶接方法に対応する広範囲な溶接入熱に対してＨＡＺの組織は必ずしも一定とはならず、従って継手疲労強度の向上効果は必ずしも安定したものではない。また、組織強化法はフェライト以外にベイナイトやマルテンサイトの混合組織化を狙ったものであり、これらの組織比率によって疲労強度向上効果が変化して安定しない。これらのことから本発明者は多少の溶接入熱や添加元素の量によらずＨＡＺ組織の面積最大相がフェライトであることが継手疲労強度の安定・向上に特に有効であり、その粒径もある程度粗粒にすることが有効であることを突き止め、そのためにフェライトフォーマーであるＳｉおよびＣｒの添加が有効であることを見出した。また、単なるフェライト化だけではＨＡＺが強度不足となるため、ＮｂおよびＭｏの微量複合添加による析出強化を併用するとともに、フェライト粒径に上限を設けることが効果的であることも知見した。しかし、析出強化による粒内強化のみでは、フェライトの粒界が疲労亀裂発生位置となる場合が多いことから、粒界を強化するため適量のＢ添加が有効であることを見出した。すなわち、Ｓｉ、Ｃｒの添加によりフェライト化し、ＮｂおよびＭｏで粒内を強化した組織の粒界に、Ｂ添加によりアシキュラーフェライトを析出させることで高い継手疲労強度を安定して得ることが可能となった。
【００１４】
次に耐食性についてはＰ、Ｃｕ、Ｎｉ等の添加が提案されているが、本発明では上述のＣｒが耐食性を向上させる効果も持ち合わせているため、Ｃｒに加えて比較的安価なＰを添加することで耐食性の両立および向上を果たすことが出来た。
【００１５】
このように、本発明の溶接継手は疲労強度を安定して向上させるためにフェライト安定化元素であるＳｉ、Ｃｒを添加して粒径を制御するとともにフェライト粒界を強化するＢを添加し、またＰとＣｒによる耐食性向上効果を兼ね備えている点で疲労強度と耐食性の両方に優れている。
【００１６】
次に本発明の溶接継手に用いる鋼材の各成分の限定理由を述べる。
【００１７】
Ｃは多くなると溶接性、加工性を損なうため少なくすることが望ましく、０．１０％以下である必要があるが、鋼材の強度確保のためには、０．００１％以上は必要である。
【００１８】
Ｓｉは脱酸剤として重要である以外にフェライト化元素として必須であるため０．１％以上の添加が必要である。一方３．０％を超えるとＳｉＯ２などの介在物の生成をまねき靭性を低下させる。
【００１９】
Ｍｎは安価に強度を上げる元素として有用であり、強度確保のため０．０５％以上は必要であるが３．０％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は０．０５〜３．０％とする。
【００２０】
Ｐは製鋼段階で不可避的に０．０２％未満は含まれているが、耐食性に有効な元素であり、その効果発現のために０．０２％以上の添加が必要である。しかし多すぎると溶接性を損なうので０．２％以下とする。
【００２１】
Ｓは製鋼工程で不可避的に鋼材に含まれるが、多すぎると溶接性および靭性を損なうので０．０５０％以下とする。
【００２２】
Ａｌは脱酸剤として重要であるほか、強度を向上させる重要な元素であり、０．００１％以上必要であるが、多すぎるとＡｌ２Ｏ３などの介在物が多くなりすぎ、靭性を低下させるため０．１％を上限とする。
【００２３】
Ｃｒはフェライト化を促進させるとともに耐食性向上に有効な必須の元素であり、０．３％以上は必要であるが、過度の添加は組織の極端な粗大化を招いて靭性を低下させるため３．０％を上限とする。
【００２４】
ＮｂはＨＡＺの軟化を防止する効果があり、必須の元素である。０．０４％未満ではＨＡＺの軟化防止効果が無くなるので０．０４％を下限とし、１．０％を超えると加工性が劣化するので１．０％を上限とする。
【００２５】
ＭｏもＮｂとの複合添加においてＨＡＺ軟化を防止する効果があり、必須の元素である。０．０５％未満ではＨＡＺの軟化防止効果が無くなるので０．０５％を下限とし、１．０％を超えると疵の原因となる介在物が多くなるので１．０％を上限とする。
【００２６】
Ｂはオーステナイト粒界に析出して粒界を強化するのに有効な元素であり、その効果を得るためには０．０００１％以上の添加が必要であるが、過度の添加はＨＡＺの靭性を損なうので上限は０．０１％とする。
【００２７】
ＮはＮｂおよびＭｏの炭化物の析出に関与し、（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｃの析出物にわずかに含まれ強度確保に必要なので、０．０００５％以上含有させる。また０．００５％を超えると熱延段階でＮｂＮが析出し、ＨＡＺ軟化防止に有効なＮｂ量を減らすことになるので上限を０．００５％とする。
【００２８】
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも耐食性に有効な元素であるが過剰の添加はいずれもＨＡＺの材質を劣化させるのでＣｕは０．１％以上２．０％以下、Ｎｉは０．１％以上５．０％以下とする。
【００２９】
Ｔｉ、Ｖはいずれも固溶強化に有効な元素であるが過剰の添加はＨＡＺの材質を劣化させるのでＴｉは０．００５％以上１．０％以下、Ｖは０．００５％以上２．０％以下とする。
【００３０】
次にＨＡＺ組織および粒径規定理由について述べる。
【００３１】
ＨＡＺ組織としてとりうる組織にはフェライトの他にベイナイト、マルテンサイト、パーライト、オーステナイト等があるが、フェライトは延性に富むため、疲労亀裂が発生しても亀裂閉口を起こしやすく、亀裂伝播抵抗が大きいことから、本発明の溶接継手では面積率最大の相とした。その粒径については、特開平９−２２７９８７号公報で３０〜３００μｍの範囲を規定している。しかし、本発明者が結晶粒径を引き続き検討したところ、比較的薄鋼板の溶接継手では鋼板の全厚にわたってＨＡＺが分布する場合が多く、疲労亀裂伝播抵抗を増大させるためにＨＡＺ粒径を大きくする、すなわちＨＡＺの静的引張強度を低下させるとひずみがＨＡＺに集中して疲労強度を極端に低下させることがわかり、ＨＡＺの結晶粒径をある程度小さくすることで静的引張強度と疲労亀裂伝播抵抗との両立を図ることが最適であることを知見した。その適切な結晶粒径としては疲労亀裂伝播抵抗を向上させるためには１０μｍ以上が必要であるが、静的引張強度の確保の観点からは３０μｍ未満とすることが必要あるという結論に至った。疲労亀裂伝播抵抗を高めるためには面積率最大の相がフェライトである必要があり、フェライト単相すなわち面積率１００％であることが好ましい。
【００３２】
なお、ＨＡＺにおいて、フェライトの面積率は、溶接金属、ＨＡＺ、母材が含まれるように溶接継手を切断・研磨した面を光学顕微鏡で観察し、溶融境界からＨＡＺ側に５０μｍの位置から、ＨＡＺと母材の境界線までの領域に占める各ミクロ組織の割合を、第３版鉄鋼便覧、ＩＶ鉄鋼材料、試験・分析（日本鉄鋼協会編）に記載の線解析により測定した値と定義する。また、ＨＡＺの平均フェライト粒径は上記のフェライト面積率を測定する領域において、ＪＩＳ　Ｇ０５５２「鋼のフェライト結晶粒度試験方法」に記載の切断法（線解析）により測定した値と定義する。
【００３３】
次に本発明の溶接継手に用いる鋼材の製造条件について述べる。
【００３４】
本発明の溶接継手では、ＮｂおよびＭｏの炭化物が析出してＨＡＺ軟化を防止しているため、本発明の溶接継手に用いる鋼材は、ＮｂおよびＭｏが母材に固溶している状態である必要がある。また疲労亀裂伝播抵抗向上の観点から鋼材においても第二相の析出は極力避けることが好ましい。本発明の継手に用いる鋼材のうち、熱延鋼板の製造を例にして好ましい製造条件を述べると、まず本発明の成分に調整されたスラブを熱延前にオーステナイト化する必要から１０００〜１２５０℃に加熱する。次に熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９５０℃とする。仕上げ温度が８００℃より低いとＮｂおよびＭｏの炭化物が固溶せず、溶接の際に析出するのに必要なＮｂおよびＭｏが固溶状態で残らないためである。さらに巻き取り温度は４００〜６００℃で行い、巻き取りまでの冷却速度は１０℃／秒以上とする。これは巻き取り温度が６００℃を超えると第二相であるパーライトが析出を始めること、また冷却速度が１０℃／秒より遅いと同じく冷却過程でパーライトが析出するためである。
【００３５】
本発明では特に鋼材の形状を規定していないが、薄鋼板、厚鋼板など鋼板に限らず、鋼管、形鋼、棒鋼などでも実施することが可能である。
【００３６】
また溶接方法としては、被覆アーク溶接、ガスシールドアーク溶接、ＴＩＧ溶接、サブマージアーク溶接のみならず、スポット溶接、プロジェクション溶接などの抵抗溶接、電子ビーム溶接、レーザー溶接、超音波溶接等にも適用可能である。
【００３７】
さらに、本発明の溶接継手を構造物の一部又は全部に用いることにより疲労強度を高めた溶接鋼構造物を作成することが可能である。すなわち設計応力が高く疲労破壊の起点となる部分には本発明の溶接継手を用い、その他の部分には必ずしも疲労強度の高くない薄手の鋼材および溶接継手を配置することで鋼構造物全体の重量を低減することが可能である。
【００３８】
【実施例】
表１、表２（表１のつづき）に示す化学組成を持つ板厚３．２ｍｍの薄鋼板を、スラブ加熱温度１０５０〜１１５０℃、熱間圧延仕上げ温度８５０〜９００℃、巻き取り温度４５０〜５５０℃、冷却速度１０〜２０℃／秒の条件で製作した。次いで表中に示す溶接入熱でアーク溶接を行い、図１に示す寸法の重ね隅肉継手を製作した。このとき、板厚３．２ｍｍの薄鋼板を２．３ｍｍに研削した鋼板についても同様に重ね隅肉継手を製作した。用いた溶接材料は、ＪＩＳ　Ｚ３３１２　ＹＧＷ１５相当のワイヤ径１．２ｍｍの溶材であり、溶接材料の組成は多層盛り溶接の溶接金属を調べた結果、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．３８％、Ｍｎ：０．９２％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００６％のものである。
【００３９】
この溶接継手について、両振り荷重制御（応力比−１）での疲労試験を行い、２００万回疲労強度を求め表１の最右欄に応力範囲で示した。耐食性については、上記の溶接と同様の熱サイクルを上記鋼板に与えてＨＡＺ組織をシミュレートした薄鋼板を製作し、燐酸塩処理を施した後、カチオン電着塗装後、素地に達するクロスカットを施し、塩水噴霧５℃／６時間→乾燥７０℃／ＲＨ６０％／４時間→湿潤４９℃／ＲＨ９５％／４時間→冷却２０℃／４時間を１サイクルとする促進テストを８０サイクル実施した際のクロスカット部の浸食深さで評価した。
【００４０】
Ｎｏ．１〜１７は本発明継手であり、Ｎｏ．１８〜２７は比較継手である。Ｎｏ．１〜１７は良好な耐食性（浸食深さ＜０．５５ｍｍ）および継手疲労特性（≧２４０ＭＰａ）を有している。Ｎｏ．９、１０は選択元素のうち疲労強度向上元素であるＴｉ、Ｖを含有するため、継手疲労強度が特に向上している。またＮｏ．７、８、１５はそれぞれＮｉ、Ｃｕ、Ｐの添加量が多いため高い耐食性を有している。
【００４１】
比較例Ｎｏ．１８および２０はそれぞれＣ、Ｍｎが上限を超えているため高強度であるが継手疲労強度が向上していない。Ｎｏ．１９、２１〜２４はＳｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｂが不足しているため、強度が不足気味で継手疲労強度も低い。Ｎｏ．２６はＮが多すぎるため析出強化に有効なＮｂが減少し、継手疲労強度が低い。Ｎｏ．２３および２５はＣｒならびにＰが下限を下回っているため耐食性が悪い。Ｎｏ．２６は溶接入熱が大きいためフェライト粒径が大きくなっており、継手疲労強度が低い。
【００４２】
【表１】
2004100023.tif 000002
【００４３】
【表２】
2004100023.tif 000003
【００４４】
【発明の効果】
以上説明したように本発明の溶接継手および溶接構造物は、添加元素の最適化により高い継手疲労強度と高い耐食性を有しており、その原理は溶接方法、継手形式などによらず広範囲にわたり適用可能である。従って疲労破壊および腐食が問題となる溶接鋼構造物での使用に際し、設計面で特別な配慮を必要とせず高い継手疲労強度および高い耐食性を安定して得ることが可能であり、工業的な価値が極めて高い発明であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例における重ね隅肉継手の試験片形状、寸法の説明図である。
【図１】
2004100023.tif 000004