(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
２枚の母材の一部を重ねて隅肉溶接を施して得られる隅肉溶接継手であって、
前記隅肉溶接継手は、前記母材、溶接金属及び熱影響部を含んでなり、
前記母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、前記母材の炭素当量が０．３６以上０．６０以下であり、前記母材の引張強度[ＭＰａ]が前記母材の炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上であり、
前記溶接金属の平均炭素当量が０．４５以上０．６５以下であり、前記母材の炭素当量より高く、
前記隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面において、溶接止端から前記母材の板厚方向に０．１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置を通り、前記母材表面に平行な直線上であって、
前記溶接止端の下方に位置する、前記溶接金属と前記熱影響部との境界におけるビッカース硬さＨＶbondと、前記境界から前記溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置における前記溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmtと、前記境界から前記熱影響部側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置における前記熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhazと、が以下の関係を満たす、ことを特徴とする隅肉溶接継手。
ＨＶbond≦ＨＶwmt                                         （１）
ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０                                   （２）
ＨＶhaz≦３５０                                           （３）
【請求項２】
前記母材の引張強度が前記母材の炭素当量の２７５０倍以下である、請求項１に記載の隅肉溶接継手。
【請求項３】
前記母材が、質量％で、０．０１≦Ｃ≦０．２５、０．０１≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００１≦Ａｌ≦０．４、を含有し、残部がＦｅおよび不純物である、請求項１又は２に記載の隅肉溶接継手。
【請求項４】
前記母材が、質量％で、０．１≦Ｎｉ≦３．０、０．１≦Ｃｒ≦２．０、０．００５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．３、０．００５≦Ｖ≦０．３、０．００５≦Ｔｉ≦０．３、０．０００１≦Ｂ≦０．０１の少なくとも１種をさらに含有する、請求項３に記載の隅肉溶接継手。
【請求項５】
前記溶接金属が、質量％で、０．０３≦Ｃ≦０．２５、０．０１≦Ｓｉ≦２．００、０．５≦Ｍｎ≦３.０、０．００１≦Ａｌ≦０．１５、を含有し、残部がＦｅおよび不純物である、請求項１から４のいずれか１項に記載の隅肉溶接継手。
【請求項６】
前記溶接金属が、質量％で、０．１≦Ｎｉ≦３．０、０．１≦Ｃｒ≦２．０、０．００５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．１、０．００５≦Ｖ≦０．１５、０．００５≦Ｔｉ≦０．１５、０．０００１≦Ｂ≦０．０１の少なくとも１種をさらに含有する、請求項５に記載の隅肉溶接継手。
【請求項７】
前記母材の板厚が、１．０ｍｍ以上３．６ｍｍ以下である、請求項１から６のいずれか１項に記載の隅肉溶接継手。
【請求項８】
前記隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面において、溶接ルート点から前記母材の板厚方向に０．１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置を通り、前記母材表面に平行な直線上であって、
前記溶接ルート点の下方に位置する、前記溶接金属と前記熱影響部との境界から前記溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の領域における前記溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmrが以下の関係を満たす、請求項１から７のいずれか１項に記載の隅肉溶接継手。
ＨＶwmr≦３５０
【請求項９】
２枚の母材の一部を重ね、溶接ワイヤを用いて隅肉溶接を施す、請求項１-８のいずれか１項に記載の隅肉溶接継手の製造方法であって、
前記母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、前記母材の炭素当量が０．３６以上０．６０以下で、前記母材の引張強度[ＭＰａ]が前記母材の炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上であり、
前記溶接ワイヤの炭素当量が０．５０以上０．８０以下で、上記母材の炭素当量より高く、
溶接速度が６０ｃｍ／ｍｉｎ以上１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下である、ことを特徴とする隅肉溶接の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、隅肉溶接継手及びその製造方法に関し、特に低温割れを抑制しつつ溶接疲労強度を向上させた隅肉溶接技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、車体、特にシャーシの軽量化を目的として薄手高強度鋼板の利用が期待されている。シャーシ部材では、耐久性の観点から部材の疲労強度が重視されるが、一般的に、鋼板同士を溶接した場合には、溶接部が応力集中箇所となり部材の疲労強度の低下要因となる。さらに、薄手高強度鋼板を適用する場合には鋼板の強度増加に応じて溶接部の疲労強度を高める必要がある。しかしながら、高強度鋼板を母材とした場合には、溶接金属に対して母材の熱影響部（ＨＡＺ）の硬度が高くなる傾向があり、この硬度差に起因して溶接部の疲労強度が低下することがある。このため、車体への薄手高強度鋼板をシャーシに適用するには、高強度鋼板の溶接部疲労強度を増加させる必要がある。【０００３】
具体的には、鋼板の引張強さが７８０ＭＰａを超えると、溶接部の疲労強度が顕著に低下する傾向を示す。このため、特に、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いた場合の溶接部の疲労強度を向上させる技術の開発が望まれている。【０００４】
溶接部の疲労強度を向上させた技術としては、以下の技術が知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平１１−１０４８３８号公報
【特許文献２】国際公開ＷＯ２０１７／０１８４９２号公報
【特許文献３】国際公開ＷＯ２０１１／０３７２７２号公報
【０００６】
特許文献１には構造用鋼溶接継手が開示されている。この継手は、溶接止端の表面下０．５ｍｍ以内の位置で、溶融境界から溶接金属側に１ｍｍの範囲において、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に準拠して測定されたビッカース硬度の平均値Ａと、上記溶融境界から母材の溶接熱影響部粗粒域側に１ｍｍの範囲において同様に測定された最高硬度Ｂの差（Ａ−Ｂ）が、２６以上３９以下であることを特徴としている。このような特徴により、疲労強度を向上させた溶接継手を安定して提供することができる、とされている。【０００７】
特許文献２には隅肉アーク溶接継手が開示されている。この継手は、隅肉アーク溶接の溶接止端部と、熱影響部の境界を含む領域とに、所定の深さまでレーザ照射による再溶融部を形成することを特徴としている。このような特徴により、溶接部が局所的に焼入硬化され、溶接部の亀裂の進展が抑制される、とされている。【０００８】
特許文献３には隅肉アーク溶接継手が開示されている。この継手は、鋼板および溶接ワイヤのうちで、特にＳｉ量を制限することを特徴としている。このような特徴により、溶接速度が８０ｃｍ／ｍｉｎ超、特に１１０ｃｍ／ｍｉｎ超１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下でも、溶接止端形状の形状が良好となり、隅肉アーク溶接継手の疲労特性を向上させることができる、とされている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１に開示された技術では、溶接部の疲労強度を向上させるため、溶接金属の硬さを止端部及び熱影響部の硬さよりも高くしている。一般に、母材強度が高くなると、鋼材成分の焼入れ性も高くなるので、そもそも鋼板自体であった熱影響部の硬度も高くなる。このため、引張強さが９８０ＭＰａ以上のような高強度鋼板を使用する場合には、溶接金属の主成分となる溶接ワイヤについても高強度なものを使用することが必要となる。【００１０】
しかしながら、溶接ワイヤ強度を過度に高めると、溶接金属が硬化し溶接金属に低温割れが生ずるおそれがある。低温割れの原因は水素脆化で、これを抑制するには、溶接時に溶接金属に侵入した拡散性水素を減らす、溶接金属の収縮によって生じる引張残留応力を下げる、溶接金属の硬度を下げることが有効とされる。しかし、一般的な溶接条件では、拡散性水素量や引張残留を低減することは困難であり、溶接金属の過度な硬化を防ぐことが水素脆化防止の対策となる。【００１１】
また、薄手鋼板を母材として溶接継手を製造するには、溶接が高速度で行われるため、溶接金属の凝固時に溶接ワイヤ成分と母材成分とが均一に混合されないおそれがある。このため、止端部近傍では、比較的合金成分濃度の高い溶接ワイヤよりも比較的合金成分濃度の低い母材成分が多く混合する領域が発生することとなり、当該領域における溶接金属硬さが十分に得られないおそれがある。【００１２】
このように、継手溶接において、引張強さが９８０ＭＰａ以上であるような高強度薄手鋼板を母材として使用する場合には、溶接金属の低温割れの制限から止端部近傍における溶接金属の硬度が十分に高められない問題がある。その結果、載荷に伴う歪が熱影響部と溶接金属との境界領域に集中し、当該境界領域において亀裂が発生し、優れた溶接部疲労強度が得られないおそれがある。【００１３】
なお、特許文献２に開示された技術では、溶接止端部と、熱影響部の境界を含む領域とに、所定の深さまでレーザ照射による再溶融部を形成している。このようなレーザ照射は、溶接作業後に重畳的に行われるものであり、そのための設備投資や作業負荷の増大するおそれがある。また、特許文献２には、低温割れに関する記載や示唆はない。【００１４】
特許文献３に開示された技術では、鋼板および溶接ワイヤの、特にＳｉ量を制限することにより、溶接止端形状の形状を良好にして、隅肉アーク溶接継手の疲労特性を向上させる。しかしながら、特許文献３には、低温割れに関する記載や示唆はほとんどない。具体的には、特許文献３は、溶接ワイヤにスリットがあると外気（水素）侵入の危険性があるので、スリットを設けないことを記載しているにすぎない。【００１５】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板において低温割れを抑制しつつ優れた溶接疲労強度を有する隅肉溶接継手及びその製造方法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】
【００１６】
本発明者らは、低温割れを抑制しつつ優れた溶接疲労強度を実現し得る隅肉溶接継手について鋭意検討した。その結果、所定の引張強度を有する母材について、炭素当量の値と、炭素当量[ｗｔ％]と引張強度[ＭＰａ]との関係と、を好適に選択した高強度鋼板を使用するとともに、適正な炭素当量を有する溶接ワイヤを使用し、溶接金属と熱影響部との境界領域におけるビッカース硬さＨＶbond、溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmt及び、熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhazとが好適な関係を満たすことで、低温割れを抑制しつつ優れた溶接疲労強度を実現した隅肉溶接継手を得ることができるとの知見を得た。本発明は、このような知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。【００１７】
（１）２枚の母材の一部を重ねて隅肉溶接を施して得られる隅肉溶接継手であって、
上記隅肉溶接継手は、上記母材、溶接金属及び熱影響部を含んでなり、
上記母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、上記母材の炭素当量が０．３６以上０．６０以下であり、上記母材の引張強度[ＭＰａ]が前記母材の炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上であり、
上記溶接金属の平均炭素当量 が０．４５以上０．６５以下であり、上記母材の炭素当量より高く、
前記隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面において、溶接止端から前記母材の板厚方向に０．１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置を通り、前記母材表面に平行な直線上であって、
上記溶接金属と上記熱影響部との境界におけるビッカース硬さＨＶbondと、上記境界から上記溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置における上記溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmtと、上記境界から上記熱影響部側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置における上記熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhazと、が以下の関係を満たす、ことを特徴とする隅肉溶接継手。
ＨＶbond≦ＨＶwmt                                           （１）
ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０                                     （２）
ＨＶhaz≦３５０                                             （３）【００１８】
（２）上記母材の引張強度[ＭＰａ]が上記母材の炭素当量[ｗｔ％]の２７５０倍以下である、上記（１）に記載の隅肉溶接継手。【００１９】
（３）上記母材が、質量％で、０．０１≦Ｃ≦０．２５、０．０１≦Ｓｉ≦２．００、０．０５≦Ｍｎ≦３．０、０．００１≦Ａｌ≦０．４、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、上記（１）又は（２）に記載の隅肉溶接継手。【００２０】
（４）上記母材が、質量％で、０．１≦Ｎｉ≦３．０、０．１≦Ｃｒ≦２．０、０．００５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．３、０．００５≦Ｖ≦０．３、０．００５≦Ｔｉ≦０．３、０．０００１≦Ｂ≦０．０１の少なくとも１種をさらに含有する、上記（３）に記載の隅肉溶接継手。【００２１】
（５）上記溶接金属が、質量％で、０．０３≦Ｃ≦０．２５、０．０１≦Ｓｉ≦２．００、０．５≦Ｍｎ≦３.０、０．００１≦Ａｌ≦０．１５、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、上記（１）から（４）のいずれか１つに記載の隅肉溶接継手。【００２２】
（６）上記溶接金属が、質量％で、０．１≦Ｎｉ≦３．０、０．１≦Ｃｒ≦２．０、０．００５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．１、０．００５≦Ｖ≦０．１５、０．００５≦Ｔｉ≦０．１５、０．０００１≦Ｂ≦０．０１の少なくとも１種をさらに含有する、上記（５）に記載の隅肉溶接継手。【００２３】
（７）上記母材の板厚が、１．０ｍｍ以上３．６ｍｍ以下である、上記（１）から（６）のいずれか１つに記載の隅肉溶接継手。【００２４】
（８）上記隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面において、溶接ルート点から上記母材の板厚方向に０．１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置を通り、上記母材表面に平行な直線上であって、
上記溶接ルート点の下方に位置する上記溶接金属と上記熱影響部との境界から上記溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の領域における上記溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmrが以下の関係を満たす、上記（１）から（７）のいずれか１つに記載の隅肉溶接継手。
ＨＶwmr≦３５０【００２５】
（９）２枚の母材の一部を重ね、溶接ワイヤを用いて隅肉溶接を施す隅肉溶接継手の製造方法であって、
上記母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、上記母材の炭素当量が０．３６以上０．６０以下であり、上記母材の引張強度[ＭＰａ]が前記母材の炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上であり、
上記溶接ワイヤの炭素当量が０．５０以上０．８０以下で、上記母材の炭素当量より高く、
溶接速度が６０ｃｍ／ｍｉｎ以上１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下である、ことを特徴とする隅肉溶接の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明では、所定の引張強度を有する母材について、炭素当量の値と、炭素当量と引張強度との関係と、を好適に選択した高強度鋼板を使用するとともに、適正な炭素当量を有する高強度溶接ワイヤを使用している。このため、本発明によれば、溶接金属と熱影響部との境界領域、溶接金属、及び熱影響部の、各ビッカース硬さを好適に制御することができ、ひいては隅肉溶接継手の低温割れを抑制しつつ、優れた溶接疲労強度を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】図１は、２枚の母材の一部を重ねて隅肉溶接を施して得られた、本実施形態の隅肉溶接継手を示す断面図である。
【図２】図２は、図１に示す隅肉溶接継手に関して、ビッカース硬さと、仮想線上の点と、の関係を示すグラフである。
【図３】図３は、疲労曲げ試験を説明するための図である。
【図４】図４は、実施例において採用した溶接方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
＜隅肉溶接継手＞
本発明者らは、高強度薄手鋼板の隅肉溶接において、溶接金属の低温割れを抑制しつつ溶接部（溶接金属と熱影響部とを含む）の疲労強度を向上させるべく、鋭意研究を重ねた。その結果、本発明者らは、母材として引張強度が９８０ＭＰａ以上の薄手鋼材を用いることを前提に、母材の炭素当量の値と、炭素当量と引張強度との関係と、を好適に選択した高強度鋼板を使用するとともに、適正な炭素当量を有する高強度溶接ワイヤを使用することで、止端部近傍領域の溶接部の疲労強度を向上させ、且つ、低温割れの原因となる溶接金属の水素脆化を防ぐことができる、との知見を得た。本実施形態の隅肉溶接継手は、上記のような知見に基づくものである。
なお、ＪＩＳ  Ｚ  ３００１（溶接用語）によれば、熱影響部とは、溶接・切断などの熱で組織、や（治）金的性質、機械的性質などが変化を生じた、溶融していない母材の部分を意味する。
【００２９】
本実施形態の隅肉溶接継手は、２枚の高強度薄手鋼板（母材）の一部を重ねて隅肉溶接を施して得られる継手であり、具体的には、重ね継手やＴ継手を含む概念である。
【００３０】
また、本実施形態の隅肉溶接継手は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の、いわゆる高強度鋼板を母材とする継手を対象としている。ただし、母材の引張強度が１４７０ＭＰａ超となると後述する本実施形態の継手の溶接部疲労強度の向上が十分に得られなくなる。このため、母材の引張強度は１４７０ＭＰａ以下とすることが好ましい。
【００３１】
このような条件の下、本実施形態の隅肉溶接継手は、母材の炭素当量を０．３６以上０．６０以下としている。母材の炭素当量を０．３６以上とすることで、母材自体を硬質化し、車体、特にシャーシの部材として十分に適用することができる程度の強度を得ることができる。
【００３２】
これに対し、母材の炭素当量を０．６０以下とすることで、熱影響部の硬度を過度に高めることなく、熱影響部と溶接金属との境界領域における硬度と、境界領域近傍の熱影響部における硬度との差を抑制して、当該境界領域付近における亀裂の発生を効率的に防止することができる。ここで、熱影響部と溶接金属との境界は、溶接部を溶接線と垂直方向に切断し、その断面を腐食することによって求めることができる。
【００３３】
なお、母材の炭素当量を０．４０以上０．５５以下とすることで、上記の各効果をさらに高いレベルで奏することができる。
【００３４】
ここで、母材、溶接金属、および溶接ワイヤの炭素当量[ｗｔ％]は、下記式で表される。炭素当量[ｗｔ％]＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
式中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各材料中の含有率[ｗｔ％]である。なお、上記元素の含有率は、めっき部分を含まない母材及び／又はめっき部分を含まない溶接ワイヤの部分で測定されるものである。
【００３５】
さらに、本実施形態の隅肉溶接継手では、母材の引張強度[ＭＰａ]を母材の炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上としている。本要件を満たすことで、母材の組織がマルテンサイト主体の組織となる。母材の組織は、母材製造における熱間圧延条件に支配されるが、特に、所定の母材強度を確保するためには、熱間圧延時の冷却速度を高めマルテンサイト組織とするとともに、圧延加工による加工硬化を利用することが重要である。
【００３６】
但し、このような圧延態様で製造された高強度鋼板を用いて溶接すると、熱影響部（ＨＡＺ）が焼き戻され軟化することがある。そこで、母材の引張強度[ＭＰａ]を母材の炭素当量[ｗｔ％]の２７５０倍以下とすることが好ましい。これにより、母材強度に対する継手の静的強度低下、すなわちＨＡＺ軟化による強度低下を抑制することができる。母材の引張強度を基準として、継手の引張強度の比（継手の引張強度／母材の引張強度）が０．７以上であることが好ましい。
【００３７】
図１は、２枚の母材の一部を重ねて隅肉溶接を施して得られた、本実施形態の隅肉溶接継手を示す断面図である。当該断面は、隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面である。本実施形態の隅肉溶接継手１０は、２枚の母材１２、１４と、溶接金属１６と、熱影響部（図示せず）を含む。図１中、点Ａはいわゆる溶接止端であり、点線は溶接止端Ａから前記母材の板厚方向にＳｍｍ（０．１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下）の位置を通り、前記母材表面に平行な直線を示す仮想線である。
【００３８】
以上のような構成の隅肉溶接継手に関し、この仮想線上の点または領域、即ち、
・溶接金属１６と（母材１４の）熱影響部（ＨＡＺ）との境界における代表点Ｂ、
・代表点Ｂから溶接金属１６側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の領域Ｃにおける溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmt、
・代表点Ｂから熱影響部側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の領域Ｄにおける熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhaz
を考える。
なお、ビッカース硬さの平均値ＨＶwmt及びビッカース硬さの平均値ＨＶhazについては、領域Ｃ、Ｄのそれぞれにおいて、少なくとも任意の３点における硬さの平均値とする。
【００３９】
ここで、境界領域の観察面として、ピクリン酸腐食した断面を用いた。ピクリン酸で腐食するとデンドライトの成長方向等の凝固形態を確認することができるため、溶融凝固した溶接金属部と変態組織である熱影響部を明瞭に区別することができる。また、代表点Ｂは、デンドライト組織を有する溶接金属と当該組織を有しない熱影響部の境界として決定された点を意味する。
【００４０】
このような前提の下、本実施形態の隅肉溶接継手は、代表点Ｂにおけるビッカース硬さＨＶbondと、領域Ｃにおける溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmtと、領域Ｄにおける熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhazと、が以下の関係（ａ）から（ｃ）を満たす。
（ａ）ＨＶbond≦ＨＶwmt
（ｂ）ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０
（ｃ）ＨＶhaz≦３５０
【００４１】
図２は、図１に示す隅肉溶接継手に関して、ビッカース硬さと、仮想線上の領域との関係を示すグラフである。なお、同図に示すビッカース硬さは定量的な値ではなく定性的な値を示すものである。以下に、上記関係（ａ）から（ｃ）について詳細に説明する。
【００４２】
（ａ）ＨＶbond≦ＨＶwmt
本規定は、溶接金属を溶融境界領域に比べて硬化させることを意味する指標である。本規定には、溶接ワイヤの成分、及び薄鋼板溶接の特徴である高速溶接が影響する。高速度の溶接では、母材成分と溶接ワイヤ成分の混合が不均一となり、特に溶接金属と熱影響部の境界近傍（領域Ｃ）の溶接金属は母材成分の混合率が高くなる。また、母材成分が溶接熱で溶融すると、雰囲気の酸化性ガスの影響で合金元素が酸化消耗するとともに溶接金属中の酸化物系介在物がフェライト変態を促進させるため溶融境界近傍（領域Ｃ）の溶接金属硬さが低くなる。そこで、軟質化した溶融境界近傍（領域Ｃ）の溶接金属へのひずみ集中による疲労亀裂を防ぐため、溶接ワイヤの炭素当量の下限（０．５０以上で母材の炭素当量より高い）を規定してＨＶbond≦ＨＶwmtとする必要がある。
【００４３】
（ｂ）ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０
従来、隅肉溶接継手において溶接部（溶接金属と熱影響部とを含む）の疲労強度が十分に発揮されない最大の理由は、図２の点Ｂにおけるビッカース硬さと、領域Ｄにおけるビッカース硬さ（の平均値）と、の差異が過度に大きいために、止端部Ａ付近から疲労破壊が発生するためであった。これは、溶接金属と母材の熱影響部との境界（代表点Ｂ）においては平滑凝固界面となり、鋼成分の合金元素が溶融金属側に排出されることから比較的硬度が低くなる一方、熱影響部（領域Ｄ）においては溶接後の冷却によるマルテンサイト変態によって比較的硬度が高くなることが原因であった。
【００４４】
これに対し、本規定は、母材の引張強度に加えて、母材の引張強度と炭素当量との関係を好適に選択することで、これらの点Ｂ、領域Ｄにおける硬度差を従来に比して著しく小さくすることができることを意味する指標である。具体的には、母材の炭素当量を０．３６以上として、熱延鋼板製造時の冷却速度を大きくすることで母材のマルテンサイト変態を促進させるとともに加工硬化を利用して母材の引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることを前提に、ＨＶhazの硬化抑制に対しては、母材の炭素当量を０．６０以下とすることで、溶融境界近傍の溶接熱影響部における硬化を抑制することができる。本技術は、鋼板母材の製造における冷却や加工に伴う硬化に対して、溶接時の熱影響部の冷却による硬化の度合いを小さくすることで、母材の強度を確保しつつ熱影響部の硬化を抑制するもので、従来とは思想の異なる技術である。一方、ＨＶbondの軟化抑制に対しては、溶接ワイヤの炭素当量の下限（０．５０以上で母材の炭素当量より高い）を規定して、溶接金属の軟質化を防ぎつつ、熱影響部の硬度との差異を大きくしないことができる。
【００４５】
（ｃ）ＨＶhaz≦３５０
本規定は、溶融境界近傍の熱影響部の硬さの上限を規定するもので、過度な熱影響部の硬化、ひいてはそれに伴う溶接部疲労強度の低下を防ぐための指標である。母材の炭素当量を０．６０以下とすることで、溶融境界近傍の溶接熱影響部における硬化を抑制することができる。
【００４６】
以上に示す関係（ａ）から（ｃ）が相まって、本実施形態の隅肉溶接継手では、溶接部（溶接金属と熱影響部とを含む）の優れた疲労強度を実現することができる。
【００４７】
なお、疲労強度は次の試験により測定される。
疲労試験片として、図３に示す形状の平面曲げ疲労試験片を用意し、溶接止端部の疲労強度を評価する。溶接止端部の疲労強度を両振り曲げ試験で求めるため、評価対象の重ね隅肉溶接を行った後に、裏面側を拘束溶接しルート部の開口を防止する。疲労試験は変位制御の曲げ疲労試験（応力比Ｒ＝−１）とし、繰返し周波数は２５Ｈｚ、試験終了条件は４０％のトルク低下もしくは、トルクの低下無しで繰返し数が２×１０６回に達した時とする。
【００４８】
疲労強度は、相対的な基準について評価してもよい。従来の隅肉溶接継手の疲労強度を基準として、疲労強度比が高いほど、優れた疲労強度とみなすことができる。従来品に対する疲労強度比は、高いほど好ましく、１．１以上であってもよい。さらに好ましくは、疲労強度比が１．２以上であってもよい。より好ましくは、疲労強度比が１．３以上であってもよい。基準となる、従来の隅肉溶接継手の疲労強度として、本願発明で規定する炭素当量等について考慮せずに、７８０ＭＰａ鋼を隅肉溶接した隅肉溶接継手の疲労強度を用いてもよい。
【００４９】
加えて、本実施形態の隅肉溶接継手は、溶接金属の平均炭素当量が０．４５以上０．６５以下で、母材の炭素当量より高くしている。本規定により、溶接金属の平均炭素当量を０．４５以上で、母材の炭素当量より高くすることで、溶接金属の軟化を防ぐことができ、溶接部（溶接金属と熱影響部とを含む）の疲労強度をさらに向上することができる。一方で、溶接金属の平均炭素当量を０．６５以下とすることで、溶接金属の過度な硬化を抑制し、溶接金属の水素脆化を防ぐことができる。また、このような炭素当量の範囲を０．５０以上、０．６０以下とした場合には、上記効果がそれぞれ高いレベルで奏されるため好ましい。溶接金属の平均炭素量については、溶接金属部において、少なくとも任意の３点における平均炭素量の平均値とする。
【００５０】
このような構成の隅肉溶接継手では、母材及び／又は溶接金属を以下のような成分（単位はいずれも質量％）から選択することができる。
まず、母材の成分について説明する。なお、ここで、母材における各成分の値は、めっき部分を含まない母材の基材部分で測定されたものとする。
【００５１】
Ｃ：０．０１％以上０．２５％以下
Ｃは、継手の強度確保のためには０．０１％以上とすることが好ましい。また、溶接止端近傍の硬度分布の均一化のためには０．２５％以下とすることが好ましい。
【００５２】
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下
Ｓｉは、脱酸するのに、および強度を確保するのに有用であり、０．０１％以上とすることが好ましい。また、２．００％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は２．００％以下とすることが好ましい。
【００５３】
Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下
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％以上とすることが好ましい。また、３．０％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は３．０％以下とすることが好ましい。
【００５４】
Ａｌ：０．００１％以上０．４％以下
Ａｌは脱酸のため０．００１％以上とすることが好ましい。また、０．４％超を添加すると鋼中および溶接金属中の介在物が多くなりすぎ、靱性を低下させるため０．４％以下とすることが好ましい。
【００５５】
残部：Ｆｅ及び不純物
残部はＦｅと不純物である。ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、或いは製造の過程で混入される成分であって、母材に意図的に含有させた成分ではない成分をいう。不純物としては、Ｐ、Ｓが挙げられる。また、母材の表面にはめっきが施されている場合があるため、ＺｎやＡｌ等のめっき成分が母材に不可避的成分として０．１０〜０．３％程度混入されていることがある。めっき等の影響を受けないように、めっき等の厚みを考慮して、母材の成分を分析することが好ましい。
【００５６】
任意選択的元素：Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂはいずれも継手疲労特性を向上させる成分であり、溶接金属及び熱影響部（ＨＡＺ）に影響してかかる疲労強度を向上させていると考えられる。この点でこれらの成分は有効成分であり、本実施形態の隅肉溶接継手には、これらの成分の少なくとも１種含有させることが可能である。しかしながら、過剰の添加はいずれも鋼板材質を劣化させる。このため、それぞれ、０．１≦Ｎｉ≦３．０、０．１≦Ｃｒ≦２．０、０．００５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．３、０．００５≦Ｖ≦０．３、０．００５≦Ｔｉ≦０．３、０．０００１≦Ｂ≦０．０１の範囲で含有させることが好ましい。
【００５７】
次に、溶接金属の成分（単位はいずれも質量％）について説明する。
溶接金属の成分は、溶接金属部から採取した切り粉を用い、高周波誘導結合プラズマ（ICP）による発光分光分析法で測定することによって求めることができる。なお、切り粉の採取については、溶接部の断面を観察することによって予め溶接金属の領域を測定し、その領域からドリル等の刃物で切削することによって採取する。このため、溶接金属の成分は概ね溶接金属中央部の平均値であり、炭素当量も溶接金属の平均的な値となる。
【００５８】
溶接、特にガスシールドアーク溶接では、溶接施工時に大気及びシールドガスから微量の酸素や窒素が溶融金属中に混入するため、鋼板母材と異なり、溶接金属には酸化物や窒化物が含まれる。酸化物は溶接金属組織のフェライト変態を促進し、強度低下の原因となる。そのため、溶接金属では、焼入れ性向上元素であるＣやＭｎを、母材よりも増やす必要がある。一方、窒素はＡｌ，Ｎｂ，Ｖと反応して、窒化物を生成し、溶接金属を著しく硬化させると共に、溶接金属の靱性値を低下させる。そのため、溶接金属では、それらの元素の上限値を、母材よりも制限する必要がある。
上記の観点から、溶接金属の成分は以下のように規定されてもよい。
【００５９】
Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下
Ｃは、継手の強度確保のためには０．０３％以上とすることが好ましい。Ｃは、酸化物を生成し、溶接金属組織のフェライト変態を促進し、強度低下の原因となる。そのため、溶接金属では、焼入れ性向上元素であるＣを、母材よりも増やしている。また、溶接止端近傍の硬度分布の均一化のためには０．２５％以下とすることが好ましい。
【００６０】
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下
Ｓｉは、脱酸するのに、および強度を確保するのに有用であり、０．０１％以上とすることが好ましい。また、２．００％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は２．００％以下とすることが好ましい。
【００６１】
Ｍｎ：０．５％以上３．０％以下
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０．５％以上とすることが好ましい。Ｍｎは、酸化物を生成し、溶接金属組織のフェライト変態を促進し、強度低下の原因となる。そのため、溶接金属では、焼入れ性向上元素であるＭｎを、母材よりも増やしている。また、３．０％超を添加すると溶接性を損なうので含有量は３．０％以下とすることが好ましい。
【００６２】
Ａｌ：０．００１％以上０．１５％以下
Ａｌは脱酸のため０．００１％以上とすることが好ましい。また、０．１５％超を添加する、窒素と反応して、窒化物を生成し、溶接金属を著しく硬化させると共に、溶接金属の靱性値を低下させる。ため０．１５％以下とすることが好ましい。そのため、溶接金属では、Ａｌの上限値を、母材よりも制限している。
【００６３】
残部：Ｆｅ及び不純物
残部はＦｅと不純物である。ここで、不純物とは、上記に記載した元素、後述の任意選択元素以外の成分とみなす。不純物としては、ＣｕやＺｎ等が挙げられる。溶接金属は溶接ワイヤと母材の成分を含む。溶接ワイヤの表面には導電性確保のためにＣｕめっき等が施されている場合があり、また、母材もめっきが施されている場合は、めっき成分が溶接金属に含まれてくるので、ＣｕやＺｎも不純物とみなす。
【００６４】
任意選択的元素：Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂはいずれも継手疲労特性を向上させる成分であり、溶接金属及び熱影響部（ＨＡＺ）に影響してかかる疲労強度を向上させていると考えられる。この点でこれらの成分は有効成分であり、本実施形態の隅肉溶接継手には、これらの成分の少なくとも１種含有させることが可能である。しかしながら、過剰の添加はいずれも鋼板材質を劣化させる。このため、それぞれ、０．１≦Ｎｉ≦３．０、０．１≦Ｃｒ≦２．０、０．００５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．１、０．００５≦Ｖ≦０．１５、０．００５≦Ｔｉ≦０．１５、０．０００１≦Ｂ≦０．０１の範囲で含有させることが好ましい。なお、ＮｂとＴｉは、窒素と反応して、窒化物を生成し、溶接金属を著しく硬化させると共に、溶接金属の靱性値を低下させる。そのため、溶接金属では、それらの元素の上限値を、母材よりも制限している。
【００６５】
さらに、上記構成の隅肉溶接継手では、上記母材の板厚を、１．０ｍｍ以上３．６ｍｍ以下とすることができる。上記母材の板厚を１．０ｍｍ以上とすることで、母材を過度に溶解させずに、隅肉溶接継手母材の長手方向のいずれの箇所においても溶落ち不良等の溶接欠陥を防止することができる。
【００６６】
これに対し、上記母材の板厚を３．６ｍｍ以下とすることで、鋼板の面外方向への変形が容易となり、厚鋼板の溶接において問題となる溶接部の引張残留応力を低減することができる。
【００６７】
なお、母材の板厚を１．８ｍｍ以上２．６ｍｍ以下とすると、上記効果がそれぞれ高いレベルで奏されることとなるので好ましい。
【００６８】
さらに、上記構成の隅肉溶接継手では、下記に規定する溶接ルート点側の溶接金属のビッカース硬さＨＶwmrが以下の関係を満たしてもよい。
ＨＶwmr≦３５０
【００６９】
図１における点Ｅがいわゆる溶接ルート点である。溶接ルート部のビッカース硬さＨＶwmrは、前記隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面において、溶接ルート点Ｅから前記母材１４の板厚方向に０．１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置を通り、前記母材表面に平行な直線上であって、溶接ルート点側の溶接金属と熱影響部との境界領域（溶接ルート点Ｅの下方に位置する溶接金属と熱影響部との境界領域）から前記溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の領域Ｆにおける前記溶接金属のビッカース硬さの平均値とする。この平均値については、領域Ｆにおいて、少なくとも任意の３点における硬さの平均値とする。
【００７０】
一般に、薄鋼板のアーク溶接は、高速度の溶接が行われるため、溶接ワイヤ成分と母材成分が十分に混合されずに凝固するため、溶接金属内の成分にむらが生じる。その結果、止端部Ａ近傍の溶接金属では母材成分の混合率が高くなる一方、ルート点Ｅ近傍の領域Ｆでの母材成分の混合は少ない傾向となる。
本願では、溶接部疲労強度の向上を目的に、母材成分よりも溶接金属成分の炭素当量が高いため、止端部Ａ近傍の溶接金属に比べて、ルート点近傍（領域Ｆ）の溶接金属硬さが硬くなりやすい。このため、ルート部での低温割れを防止するためには、ルート点近傍（領域Ｆ）の溶接金属硬さを任意の３点の平均値としてビッカース硬さで３５０以下（ＨＶwmr≦３５０）にすることが好ましい。
なお、ビッカース硬さ３５０の数値は、厚鋼板の溶接において低温割れ防止のための指標として知られていると共に、本願発明者らが行った薄鋼板の重ね隅肉継手での低温割れ検討結果での値とも一致する。すなわち、溶接ルート点側の溶接金属のビッカース硬さが３５０以下とすることにより、低温割れの抑制効果が向上する。
【００７１】
＜隅肉溶接継手の製造方法＞
次に、本実施形態の隅肉溶接継手の製造方法について詳述する。
本実施形態の隅肉溶接継手の製造方法は、引張強度と炭素当量が所定の範囲である２枚の母材の一部を重ね、所定の炭素当量の溶接ワイヤを用い、所定の溶接速度で隅肉溶接を施す隅肉溶接継手の製造方法であり、母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、母材の炭素当量が０．３６以上０．６０以下であり、母材の引張強度[ＭＰａ]を母材の炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上とすることは上述したとおりである。得られた隅肉溶接継手は、上記母材、溶接金属及び熱影響部を含んでなる。
【００７２】
具体的には、本実施形態の隅肉溶接継手の製造方法では、溶接ワイヤとして、炭素当量が０．５０以上０．８０以下であり、かつ、母材の炭素当量より高いものを使用する。溶接ワイヤの炭素当量を０．５０以上とすることで、溶接金属の軟化を防ぐことができる一方、０．８０以下とすることで、溶接金属の過度な硬化を抑制し、溶接金属の水素脆化を防ぐことができる。また、このような炭素当量の範囲を０．５５以上、０．７０以下とした場合には、上記効果がそれぞれ高いレベルで奏されるため好ましい。
【００７３】
なお、本実施形態の隅肉溶接継手の製造方法においては、上述した母材の炭素当量（０．３６以上０．６０以下）に対して、溶接ワイヤの炭素当量が高く設定されている。これは、溶接ワイヤの合金成分が溶接時に酸化消耗するとともに、溶接金属中の酸化介在物が溶接金属の粒内変態を促進させて、微細な組織が生じるためである。
【００７４】
また、本実施形態の隅肉溶接継手の製造方法では、溶接速度を６０ｃｍ／ｍｉｎ以上１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下とする。溶接速度を６０ｃｍ／ｍｉｎ以上とすることで、高速溶接においてみられる止端部近傍の溶接金属の母材成分と溶接ワイヤ成分の混合むらが顕著であり、本発明の疲労強度向上効果が発揮され易いためである。なお、このような溶接速度の範囲を８０ｃｍ／ｍｉｎ以上とした場合には、上記効果が高いレベルで奏されるため好ましい。溶接速度は、溶接構造物の製造効率を決定する要因の１つであり、その速度を高く設定するほど効率はよくなる。したがって、疲労強度等に影響が出ない範囲であれば、溶接速度に特に上限を規定しなくてもよい。ただし、過剰な高速化は、溶融プールの動きを激しくするなど、溶接ビード形状の観点からは、好ましくない。そのため、溶接速度は、１５０ｃｍ／ｍｉｎ以下とする。好ましくは、溶接速度は、１２０ｃｍ／ｍｉｎ以下としてもよい。
【００７５】
ここで、本実施形態の溶接継手の製造方法に適用可能な溶接方法としては、ＡｒとＣＯ2 との混合ガスなどを用いたガスシールド溶接法が挙げられる。特に、パルスマグ溶接を採用することで高速溶接においても均一な溶接ビード形状を得ることが可能となり、本発明の効果（低温割れを抑制しつつ溶接疲労強度の向上）を効率的に実現することができる。
【００７６】
以上のように母材の引張強度及び炭素当量を選択した場合には、母材はマルテンサイトに加工硬化の加わった組織となるが、熱影響部はオートテンパーされたマルテンサイト組織となり、硬度の過度な増加を抑制することができる。
【００７７】
一方、溶接金属の組織は、マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの混合組織となる。溶接金属では溶接時に生成する酸化物系介在物がフェライト変態の起点となり、粒内変態が促進される結果、比較的高強度溶接金属においても微細な組織形態を示すこととなる。
【００７８】
このような母材の引張強度、母材の炭素当量、及び溶接ワイヤの炭素当量の選択により、本実施形態の製造方法で得られた隅肉溶接継手においては、以下の関係（式（４）から式（６）が満たされる。
【００７９】
ＨＶbond≦ＨＶwmt                                           （４）
ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０                                     （５）
ＨＶhaz≦３５０                                             （６）
【００８０】
従って、上記式（４）から（６）を満たすことで、本実施形態の製造方法により得られた隅肉溶接継手では、疲労強度の優れた溶接部（溶接金属と熱影響部とを含む）を実現することができる。
【００８１】
さらに、本実施形態の製造方法で得られた隅肉溶接継手においては、溶接ルート部のビッカース硬さＨＶwmrが以下の関係も満たすことができる。
ＨＶwmr≦３５０
これにより、隅肉溶接継手における低温割れの抑制効果が向上する。
【実施例】
【００８２】
以下に、本願発明の効果を実証するための実施例を詳述する。
図４は、実施例において採用した溶接方法を示す図である。同図に示すように、２枚の薄板（厚さ２．６ｍｍ）を用いて重ね隅肉溶接継手を作成した。図４中符号２６は溶接金属を示し、符号Ｗは溶接機を示す。【００８３】
溶接条件は、電流２３０Ａ、電圧２６Ｖのパルスマグ溶接とし、溶接速度はいずれも８０ｃｍ／ｍｉｎとした。【００８４】
表１に実施例で使用した鋼材（母材）Ａ−Ｆの成分及び炭素当量を示し、表２に実施例で使用した溶接ワイヤａ−ｅの成分及び炭素当量を示す。鋼材の炭素当量に関しては鋼材Ｂ、Ｃが本発明の範囲（０．３６以上０．６０以下）外であり、溶接ワイヤの炭素当量に関しては溶接ワイヤａ、ｄが本発明の範囲（０．５０以上０．８０以下）外である。【００８５】
【表１】
0006432716.tif 000002
【００８６】
【表２】
0006432716.tif 000003
【００８７】
表１の成分で各種強度の鋼板（母材）を製造し、次いでそれらの鋼板と表２の溶接ワイヤを用いて、表３に示す比較例１〜６及び発明例１〜８の重ね隅肉溶接継手を作製した。そして、これらの各隅肉溶接継手のそれぞれについて、隅肉溶接継手の溶接線に直角な断面において、溶接止端から母材の板厚方向に０．２ｍｍの位置を通り、母材表面に平行な直線上であって、溶接金属と熱影響部との境界におけるビッカース硬さＨＶbondと、境界領域から溶接金属側に０.２ｍｍの位置における溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmtと、境界から熱影響部側に０．２ｍｍの位置における熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhazと、について調査した。また、溶接ルート点側の溶接金属のビッカース硬さＨＶwmrについても調査した。これらの結果を表３に併記する。なお、疲労試験方法は平面曲げ疲労試験とし、疲労強度の判定については、比較例１に示す７８０ＭＰａ鋼の疲労強度を上回る場合を合格とした。また、継手の静的強度の判定については、従来技術として使用されているホットスタンプ鋼の強度が母材強度の６割程度に低下することから、母材強度の６割以上の強度を「可」とし７割以上の強度を「良」とした。【００８８】
【表３】
0006432716.tif 000004
【００８９】
表３から明らかなように、発明例１〜８はいずれも、母材強度が９８０ＭＰａ以上、母材の炭素当量が０．３６〜０．６０（％）、（母材引張強度／母材炭素当量）が１９５０以上、溶接ワイヤの炭素当量が０．５０〜０．８０で母材の炭素当量より高いことを前提条件とし、ＨＶbond≦ＨＶwmt、ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０、及びＨＶhaz≦３５０を満たすことが確認された。そして、これらのこれら発明例１〜８については、いずれも、低温割れを生じることなく、優れた疲労強度（比較例１に示す７８０ＭＰａ鋼のの疲労強度を基準として１．１倍以上の疲労強度比）が得られることが確認された。【００９０】
また、特に、（母材引張強度／母材炭素当量）≦２７５０以下とした、発明例１、２、４〜７については、ＨＡＺ軟化による継手引張強度の低下を抑制することができることも確認された。【００９１】
これに対し、比較例１〜６については、いずれも、母材の引張強度、母材の炭素当量、母材の引張強度と炭素当量との関係、溶接ワイヤの炭素当量、ビッカース硬さの少なくともいずれかが、本発明で規定する所定の範囲外であるため、低温割れ、疲労強度及び静的引張強度の少なくともいずれかについて優れた結果が得られないことが確認された。より具体的には、比較例１では、母材の引張強度、母材の引張強度と炭素当量との関係、及びビッカース硬さ（関係式（１）ＨＶbond≦ＨＶwmt）が本発明で規定する所定の範囲外であり、引張強度が低く、疲労強度が２１５ＭＰａであった。
比較例２では、母材の炭素当量が本発明で規定する所定の範囲外であり、疲労強度が従来品に相当する比較例１を下回った。
比較例３では、母材の炭素当量、母材の引張強度と炭素当量との関係、及びビッカース硬さ（関係式（１）〜（３））が本発明で規定する所定の範囲外であり、疲労強度が従来品に相当する比較例１を下回った。
比較例４では、溶接ワイヤの炭素当量が本発明で規定する所定の範囲より少なく、またビッカース硬さ（関係式（１））が本発明で規定する所定の範囲外であり、疲労強度が従来品に相当する比較例１を下回った。
比較例５では、溶接ワイヤの炭素当量が本発明で規定する所定の範囲より多く、ルート部のビッカース硬さの関係、ＨＶwmr≦３５０が満たされず、低温割れが発生した。
比較例６では、ビッカース硬さ（関係式（１）および（３））が本発明で規定する所定の範囲外であり、疲労強度が従来技術に相当する比較例１を下回った。
従って、各比較例では、溶接部（溶接金属と熱影響部とを含む）において低温割れを抑制しつつ優れた疲労強度が実現されるとはいえない。
【符号の説明】
【００９２】
１０    隅肉溶接継手
１２、１４、２２、２４    母材
１６、２６    溶接金属
Ａ    溶接止端
Ｂ    境界の代表点
Ｃ    代表点Ｂから溶接金属１６側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置である溶接金属内の領域
Ｄ    境界（代表点Ｂ）から熱影響部側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置である熱影響部内の領域
Ｅ    溶接ルート点
Ｆ    溶接ルート点側の境界（溶接ルート点Ｅの下方に位置する溶接金属と熱影響部との境界）から溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置である溶接金属内の領域
Ｓ    溶接止端部と仮想線との間の寸法
Ｗ    溶接機
【要約】
本発明は、隅肉溶接継手及びその製造方法に関し、低温割れを抑制しつつ優れた溶接疲労強度を有する隅肉溶接継手を提供することを課題とする。本発明による、隅肉溶接継手は、母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上、炭素当量が０．３６以上０．６０以下、引張強度[ＭＰａ]が上記炭素当量[ｗｔ％]の１９５０倍以上であり、溶接金属の平均炭素当量が０．４５以上０．６５以下であり、溶接止端の表面下の所定位置において、溶接金属と熱影響部との境界におけるビッカース硬さＨＶbondと、境界から溶接金属側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置における溶接金属のビッカース硬さの平均値ＨＶwmtと、境界から熱影響部側に０.１ｍｍ以上０．３ｍｍ以下の位置における熱影響部のビッカース硬さの平均値ＨＶhazと、が、ＨＶbond≦ＨＶwmt、ＨＶbond≧ＨＶhaz−５０、ＨＶhaz≦３５０を満たす。【図１】
0006432716.tif 000005
【図２】
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【図３】
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【図４】
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