(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０６〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素よりなり、かつ炭素当量（Ｃｅｑ）が、Ｃｅｑ：０．２７５以下である鋼板を用いて作成した溶接継手であって、該溶接継手の溶接熱影響部におけるフェライト組織の面積率が、２０〜１００％で、残部がベイナイト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織および残留オーステナイト組織の１種または２種以上からなることを特徴とする疲労強度が優れた溶接継手。
ここで、炭素当量（Ｃｅｑ）は、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３とする。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％
の１種または２種を含有する鋼板を用いて作成することを特徴とする、請求項１に記載の疲労強度が優れた溶接継手。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０２〜１．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％
の１種または２種以上を含有する鋼板を用いて作成することを特徴とする、請求項１または２に記載の疲労強度が優れた溶接継手。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０．００５０〜０．０５０％
を含有する鋼板を用いて作成することを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項に記載の疲労強度が優れた溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、おもに船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械などの溶接構造物に用いられる疲労強度が優れた溶接継手であり、さらに詳しくは、溶接継手の溶接熱影響部（以下、Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺと記す）において、疲労き裂の伝播速度を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高くすることにより、疲労強度を向上させた溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
構造物の大型化にともない、構造部材の重量低減が近年の重要な課題となっており、これを実現するために構造物に使用される鋼の高張力化が進んでいる。しかしながら、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械などでは使用期間中に繰り返し荷重を受けるために、このような構造物においては疲労破壊を防止するための配慮が必要である。疲労破壊が最も発生し易い部位は溶接継手部であることから、溶接継手の疲労強度を向上することが求められている。
【０００３】
これまでに、溶接継手の疲労強度支配要因と疲労強度改善に関する膨大な研究がなされており、溶接継手の疲労強度改善は、グラインダー研削や溶接ビード最終層を加熱・再溶融により止端部形状を整形するなどの溶接止端部の形状改善によるもの、ショットピーニング処理などの溶接止端部圧縮応力生成によるものなど、溶接後の付加的な施工による改善がほとんどであった。（特開昭５９−１１０４９０号公報、特開平１−３０１８２３号公報など）。また、溶接後熱処理による残留応力低減効果も従来からよく知られている。
【０００４】
一方、上記のような特殊な施工や溶接後熱処理を用いず、溶接したままでも鋼材の成分によって、溶接部の疲労強度を改善する方法も提案されている。
特開平３−２６４６４５号公報では、Ｓｉにより清浄なポリゴナルフェライト形成を有利にし、Ｂにより鋼を強化し、焼入れ性を向上することにより、良好な伸びフランジ性、疲労特性、抵抗溶接性を得ることを目的として、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、Ｓｉ：０．０２〜１．５％、および、Ｂ：０．０００５〜０．１％等からなる、伸びフランジ性等に優れた高強度鋼板が開示されている。
【０００５】
特公平３−５６３０１号公報では、Ｂ等の添加により、鋼中成分と鋼板中の未再結晶組織の割合に工夫を加えることにより、スポット溶接部の継手疲労強度の有利な改善を図ることを目的として、Ｃ：０．００６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、および、窒化物、硫化物は不算入としたＴｉ及び／またはＮｂの１種または２種合計：０．００１〜０．１００％等からなる、スポット溶接性の良好な極低炭素鋼板が登録されている。
【０００６】
特開平６−２０７２４５号公報では、鋼材表層へのＮｉの添加により、溶接止端部に圧縮の残留応力を発生せしめ、疲労き裂発生までの寿命を増大させることを目的として、鋼板の表裏面からそれぞれ０．２ｍｍ以上でかつ板厚の２５％以下の領域におけるＮｉの添加量が３％以上であることからなる、疲労特性の優れた複層鋼板が開示されている。
【０００７】
特開平６−２２８７０７号公報では、Ｃｅｑを低くしながらＣｕの微細析出を用いて、溶接止端部近傍の硬度分布を均一にすることにより塑性変形の集中を防ぎ、かつ低Ｃｅｑ化によりＨＡＺ硬化をなくすことにより、平均応力として作用する溶接止端部の残留応力を低減させることを目的として、Ｃ：０．００１〜０．０１％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．５〜２％で、Ｃｅｑが０．２以下であることからなる、溶接継手疲労特性の優れた構造用鋼及びその溶接方法が開示されている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
これらのうち、特開昭５９−１１０４９０号公報、および、特開平１−３０１８２３号公報は、溶接後に特殊な施工をする必要があり、溶接のままで疲労強度を改善することは出来ない。溶接後熱処理による方法も、工程が増加し溶接施工が煩雑となるため好ましくない。また、その効果も限られたものである。
特開平３−２６４６４５号公報に示されている薄鋼板は、用途が主に自動車用ホイールやディスクの母材に関するものであって、本発明の対象とする造船、海洋構造物で用いられる鋼板とは用途、板厚、使用方法が全く異なるものであるため、ここでの知見をそのまま厚鋼板に適用することは出来ない。さらに、溶接継手に関する記載はないため、溶接継手の疲労強度に及ぼす影響については何ら検討されていない。また、母材に含有するとされるポリゴナル・フェライト組織がＨＡＺに生成するかどうかは不明である。
【０００９】
特公平３−５６３０１号公報に示されている鋼板は、極低炭素鋼板のスポット溶接部に関するもので、スポット溶接部の硬度分布を制御しようとするものであるが、スポット溶接は抵抗溶接法の１種であり、鋼板の溶接部を電極で加圧して鋏み込み、大電流を短時間に流すことにより行われるが、本発明の対象とする溶接継手の溶接方法は板厚が厚い鋼板の溶接で使用される溶接方法が主体であり、溶接残留応力だけでなく、電極形状、溶接材料の有無、溶接条件などの溶接方法も異なり、薄板のスポット溶接と厚い鋼板の溶接では疲労強度の支配要因が異なるため、スポット溶接での知見をそのまま適応することは出来ない。
【００１０】
特開平６−２０７２４５号公報に示されている鋼板は、構造用鋼であるため用途は同じであるが、Ｎｉを含有する複層鋼に限定したものであり、通常の単層鋼で、疲労強度を向上させることは出来ない。また、溶接継手の疲労強度が向上するかどうかは不明である。特開平６−２２８７０７号公報に示されている発明では、溶接継手のＨＡＺ組織に関する記載はなく、ミクロ組織と疲労強度の関係は不明であり、本発明とは異なる。また、鋼板のＣ添加量が０．０１％以下、Ｓｉ添加量が０．０５％以下と非常に少なく、また、Ｃｕ添加が必須である点でも、本発明の請求範囲とは異なる。
【００１１】
本発明は、溶接後に応力集中を低減するための付加的な溶接施工を実施することによる疲労強度改善ではなく、溶接継手のＨＡＺにおいて、疲労き裂の伝播速度を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高くすることにより、溶接したままで疲労強度が優れた溶接継手を提示することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するための本発明の主要原理は以下のように総括できる。
（１）溶接継手のＨＡＺにおいて、疲労き裂の伝播速度を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高くすることにより、溶接継手の疲労強度を向上させる。
（２）鋼板の化学成分および炭素当量を限定することにより、溶接継手のＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率を高くして、溶接継手の疲労強度を向上させる。
（３）ＴｉとＮを適量添加し、ＨＡＺ組織を細粒化することにより、溶接継手のＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率を高くして、溶接継手の疲労強度を向上させる。
本発明は上記（１）の効果により、溶接継手の疲労強度を向上させるものであり、さらに（２）あるいは（３）を組み合わせた場合に、高い疲労強度を達成させることが出来る。
【００１３】
即ち、本発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０６〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物元素よりなり、かつ炭素当量（Ｃｅｑ）が、Ｃｅｑ：０．２７５以下である鋼板を用いて作成した溶接継手であって、該溶接継手の溶接熱影響部におけるフェライト組織の面積率が、２０〜１００％で、残部がベイナイト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織および残留オーステナイト組織の１種または２種以上からなることを特徴とする疲労強度が優れた溶接継手。
ここで、炭素当量（Ｃｅｑ）は、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３とする。
【００１４】
（２）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００３〜０．０８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％の１種または２種を含有する鋼板を用いて作成することを特徴とする、前記（１）に記載の疲労強度が優れた溶接継手。
（３）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％の１種または２種以上を含有する鋼板を用いて作成することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の疲労強度が優れた溶接継手。
（４）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００５０〜０．０５０％を含有する鋼板を用いて作成することを特徴とする、前記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の疲労強度が優れた溶接継手にある。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下の（１）〜（２）に、本発明の技術的思想と限定理由について詳細に述べる。
（１）まず、溶接継手のＨＡＺにおけるミクロ組織を限定した理由を述べる。
本発明者らは溶接継手の疲労強度向上に対するＨＡＺの重要性を検討した。
一般に、溶接構造物の疲労破壊は構造的な応力集中を有する溶接継手部で発生する場合が多い。溶接欠陥や鋼板のキズ等のない正常な溶接継手部では、局所的な応力集中を有する母材と溶接金属の境界部にあたるＨＡＺから疲労き裂が発生し、ＨＡＺ内を伝播した後、母材へ伝播して、最終的に構造物の機能を損なう破壊へ至る場合が多い。
【００１６】
そこで、ＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝播寿命が全破断寿命に占める割合を調査した。試験には構造物で多く使用される溶接継手である、Ｔ型隅肉溶接継手、十字隅肉溶接継手、廻し隅肉溶接継手の３つの継手を用いた。母材と溶接金属の境界部から母材側に５〜１０ｍｍ（継手の種類による）離れた位置に歪ゲージを貼って、繰り返し負荷中の歪の値を測定した場合、試験開始時よりも歪の値が５％低下した時の繰り返し数は、疲労き裂の先端がＨＡＺを通過して、母材に達する繰り返し数とほぼ一致するため、この繰り返し数をＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝播寿命とした。溶接継手疲労試験の結果、最終的に破断に至るまでの全寿命に対するＨＡＺにおける疲労き裂の発生伝播寿命の割合は、Ｔ型隅肉溶接継手では約７０％、十字隅肉溶接継手では約８０％、角廻し隅肉溶接継手では約４０％であった。
【００１７】
したがって、全疲労寿命に対する疲労き裂の発生寿命はかなりの割合を占めることが上記の試験で明らかになる一方、一旦き裂が伝播を開始するとその抑制は非常に困難であることから、溶接継手の疲労強度を向上させるためにはＨＡＺにおける疲労き裂の発生を困難にするか、あるいは疲労き裂が発生してもＨＡＺにおける疲労き裂の伝播を極力遅くさせることが有効な手段と考えられる。
【００１８】
次に、本発明者らはＨＡＺのミクロ組織と疲労強度に関する検討を行い、以下に示す重要な知見を得た。
一般に、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械分野で使用されている鋼板のＨＡＺ組織は、引張強度が４００〜５８０ＭＰａ級の場合ではベイナイト組織、引張強度が５８０ＭＰａを越える場合はベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織が主体となる。鋼板の成分や熱処理によってはこれらのミクロ組織に加えて、パーライト組織や残留オーステナイトが含まれる場合もある。ＨＡＺ組織は母材組織の影響はあまり受けず、むしろ鋼板の成分と溶接時の冷却速度で決まるため、一般に使用されている４００ＭＰａ級の溶接構造用軟鋼（例えば０．１４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ）でさえも、５０ｋＪ／ｃｍ以下の通常の溶接条件では、焼き入れ性の指標である炭素当量が高いため、ＨＡＺがフェライト組織主体となることはほとんどない。
【００１９】
本発明者らは、溶接継手の疲労強度を検討するにあたって、それぞれのミクロ組織のＨＡＺにおける疲労き裂伝播速度を調査する必要があると考えた。応力集中係数や残留応力などの力学的な要因の影響を受けず、同一の力学条件でミクロ組織の影響を調査するため、小型再現ＨＡＺ試験片により、き裂伝播試験を実施した。溶接再現熱サイクル条件は最高加熱温度を１４００℃、８００℃〜５００℃の冷却時間を１秒〜１６１秒とし、化学成分と冷却速度の違いによりフェライト組織、ベイナイト組織、マルテンサイト組織を再現した。試験は６ｍｍ長の鋭い切欠をつけた２０×１０×１００ｍｍの３点曲げき裂伝播試験片を用いて、応力比は０．１、き裂開口変位をクリップ・ゲージを用いて測定し、き裂長さをコンプライアンス法により算出した。
【００２０】
き裂伝播試験の結果、ＨＡＺがフェライト組織の場合の疲労き裂の伝播寿命は、ＨＡＺがベイナイト組織やマルテンサイト組織の場合よりも２倍以上向上した。応力拡大係数範囲とき裂伝播速度を観察すると、き裂長さが既に長く応力拡大係数範囲が高い場合はミクロ組織の違いによる差は見られなかったが、まだき裂長さが短く応力拡大係数範囲が低い場合にはミクロ組織による差が現れ、ＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率が高い場合に顕著にき裂伝播速度が低下した。
【００２１】
さらに、図１にＨＡＺのフェライト組織面積率が２％のＨＡＺベイナイト鋼と８８％のＨＡＺフェライト鋼における、き裂開口変位と荷重の変化を詳細に観察した結果を示す。フェライト組織の割合が高くなると顕著なき裂閉口が観察された。このき裂閉口というのは、最大荷重時に疲労き裂の先端が降伏点を越えて塑性変形し、最少荷重になる前に疲労き裂の先端が閉じてしまう現象である。フェライト組織は他の組織と比べて、転位強化の割合が少なく非常に軟質で塑性変形が容易であるために、き裂閉口が起こりやすいと考えられる。このき裂閉口が起こると、疲労き裂の先端が閉じている時は疲労き裂の伝播は起こらず、疲労き裂の伝播に有効な応力範囲は減少するために、ＨＡＺがフェライト組織の場合にＨＡＺにおける伝播寿命が向上したものと考えられる。
【００２２】
以上の技術的思想に基づき、本発明は溶接継手のＨＡＺにおいて、疲労き裂の伝播速度を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高くすることにより、溶接継手の疲労強度を向上させるものである。
ただし、ベイナイト組織の粒界に２０％未満の面積率で生成する粒界フェライトは、フェライト組織が含まれているとはいっても疲労き裂が粒界フェライトから容易に発生するため、伝播を遅くさせても疲労強度は向上しない。また、ＨＡＺのフェライト組織の面積率が２０％未満では、疲労き裂の閉口が起こっても非常に小さいため、疲労強度の向上は期待できない。
【００２３】
従って、溶接継手の疲労強度を向上させるためには、ＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率を少なくとも２０％以上にする必要がある。また、ＨＡＺにおいて、フェライト組織の面積率が２０％以上であれば、ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、および残留オーステナイト組織を含有しても問題はない。さらに、安定して疲労強度を向上させるためには、ＨＡＺのフェライト組織の面積率を６０％以上にすることが望ましく、その上限値は１００％となる。
ここで、ミクロ組織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て、溶接金属からＨＡＺ側に約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ポイント・カウンティング法により測定した値を用いることとする。
【００２４】
（２）次に、溶接継手に使用する鋼板の化学成分および炭素当量を限定した理由を述べる。
まず、鋼板の基本的な化学成分として限定した各元素について述べる。
Ｃは、母材強度を上昇させる元素であり、母材強度上昇のためには多量に添加することが望ましい。しかしながら、０．１５％超のＣの添加は、焼き入れ性が高くなりすぎて、ＨＡＺにおけるフェライト組織が得られなくなるとともに、溶接性や溶接部の靱性を低下させる。従って、Ｃの上限を０．１５％とした。また、Ｃが０．０１５％未満では構造用鋼としての母材強度の確保が困難になるため、Ｃの下限値を０．０１５％とした。
【００２５】
Ｓｉは、溶製時の脱酸に必要な元素であり、適量添加するとマトリックスを固溶強化する。Ｓｉが０．０６％未満では、溶製時の脱酸効果が減少するため、下限値を０．０６％とした。また、Ｓｉはフェライト生成元素であり、炭素当量の式に含まれていないため、０．６％以上添加すると同じ炭素当量のままでＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率を増加させる効果を有する。一方、Ｓｉを２．０％超添加すると、焼き入れ性が高くなるだけでなく、靱性も低下する。従って、上限値を２．０％とした。
【００２６】
Ｍｎは、靱性をあまり低下させることなく母材強度を上昇させる元素である。Ｍｎが０．２％未満では十分な母材強度が得られず、Ｓ脆化が起こりやすくなるため、下限値を０．２％とした。また、１．５％超のＭｎを含有すると、焼き入れ性が高くなりすぎて、ＨＡＺにおけるフェライト組織が得られなくなるとともに、溶接部の組織溶接部の靱性が低下し、溶接性、延性も劣化するため、上限値を１．５％とした。
【００２７】
Ｐは、少ないほど好ましく、０．０５％超添加すると母材の粒界に偏析して粒界脆化するためにＨＡＺの靱性が低下する。よって上限値を０．０５％とした。  Ｓは、低いほど好ましく、０．０５％超含有するとＡ系介在物が顕著となり、母材と溶接部の靱性を害し、板厚方向の延性も低下させる。従って、上限値を０．０５％とした。
【００２８】
次に、本発明においては、上記の元素に加えて次のような元素を鋼板に含んでもよく、以下に成分限定した各元素について述べる。
Ａｌは、脱酸元素として用いられ、０．００３％以上の添加で脱酸作用が期待できる。一方、０．０８％超添加すると、Ａｌ酸化物や窒化物が多量に生成して、溶接部の靱性を劣化させる。従って、下限値を０．００３％、上限値を０．０８％とした。
【００２９】
Ｔｉは、Ｔｉ窒化物がＨＡＺ組織の粗大化を抑制し、結晶粒が微細化することにより焼入れ性が低下して、ＨＡＺ組織におけるフェライト組織の生成を促進させる。ＴｉとＮの添加割合は、２．０未満ではＮが過剰となりフェライト中に固溶して靱性が低下し、３．４を超えるとＴｉ窒化物の生成が飽和し、さらに、５．０を超えると生成したＴｉ炭化物による靱性の低下が著しいため、その添加の割合は２．０〜５．０の範囲が好ましい。また、Ａｌを添加しない場合には脱酸元素としても作用し、生成したＴｉ酸化物はＨＡＺにおいて粒内変態の生成核として作用し、フェライト組織の面積率を向上させる。フェライト組織を生成する効果が顕著となる添加量として、下限値を０．００３％以上とした。また、Ｔｉを０．０５％超添加すると析出物を多量に生産して靱性を低下させるため、上限値を０．０５％とした。
【００３０】
ここで酸化物や窒化物としては、Ｔｉ2 Ｏ3 ，ＴｉＮをはじめ、Ａｌ2 Ｏ3 ，ＡｌＮ，ＴｉＯ，（Ｔｉ，Ａｌ）x ＯY ，Ｔｉx （Ｏ，Ｎ）Y が考えられるが、ＨＡＺのフェライト組織の生成を促進させる上では、ＨＡＺを除いた母材に粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０4 〜１×１０8 個／ｍｍ2 のＴｉ2 Ｏ3 を微細分散させるか、Ｔｉ／Ｎ比が２．０〜５．０の割合で添加することにより生成したＴｉＮを微細分散させることが好ましい。
【００３１】
Ｃｕは、母材強度を向上させる効果があり、さらに炭化物は生成しないが固溶強化により疲労強度を向上させる。０．１％以上添加しないとその効果はなく、２．０％超添加すると、スラブの凝固割れの原因になるため、下限値を０．１％、上限値を２．０％とした。
Ｎｉは、母材強度を上げるだけでなく、靱性を大幅に向上させる。その効果が得られる添加量として、下限値を０．１％とした。また、２．０％超添加してもその効果は飽和するため、上限値を２．０％とした。
【００３２】
Ｃｒは、母材強度ならびに靱性を向上させる効果があり、炭化物や窒化物を生成してＨＡＺ組織を強化する効果があり、疲労強度も向上させる。これらの効果を得るには、０．０５％の添加が必要である。また、１．０％超添加してもその効果は飽和し、逆に溶接性が損なわれる。そのため、下限値を０．０５％、上限値を１．０％とした。
【００３３】
Ｍｏは、母材強度を向上させるだけでなく靱性も向上させる効果があり、炭化物や窒化物を生成する点で、Ｃｒと同様の作用をする。その効果が現れる添加量として下限値を０．０２％とし、その効果が飽和する添加量として、上限値を１．０％とした。
Ｖは、炭化物を形成して母材の強度向上と細粒化に効果がある。Ｖ量が０．００５％未満では、この効果が顕著でないので、下限値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超添加すると、ＨＡＺの焼き入れ性が高くなりすぎて、フェライト組織の面積率が減少するため、上限値を０．１０％とした。
【００３４】
Ｎｂは、母材強度上昇に効果を有する元素であり、さらに、鋼板製造時にＴＭＣＰプロセスが適用される場合には圧延中の再結晶を抑制するために０．００５％以上添加する必要がある。しかしながら、Ｎｂを多量に含有すると溶接部の靱性を低下させる。従って、Ｎｂの上限値を０．０８％とした。
Ｃａは、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性を向上させる効果がある。添加量が０．０００５％以下ではその効果が期待できず、また、０．０１０％超では靱性を低下させる。よって、下限値を０．０００５％、上限値を０．０１０％とした。
【００３５】
ＲＥＭは、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性を向上させる点で、Ｃａと同様の効果がある。また、ＨＡＺではＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）が粒内変態の生成核となり、フェライト組織の生成を促進する効果もある。粒子径が０．１〜３μｍ、粒子数が１０〜１００個／ｍｍ2 のＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）を微細分散させることが好ましい。ＲＥＭは希土類元素であればいずれの元素も同様の効果を有すると考えられるが、これらの中でも特に、ＬａとＣｅがそれらの代表として挙げられる。ＲＥＭ添加による効果が発揮されるには、合計で０．００５０％以上添加することが必要であり、０．０５０％以上添加してもその効果は飽和し、経済的でもなくなる。よって、下限値を０．００５０％、上限値を０．０５０％とした。
【００３６】
さらに、溶接継手に使用する鋼板の炭素当量を限定した理由を述べる。
溶接時の冷却速度が同じ場合、ＨＡＺ組織と鋼板の成分の関係はＩＩＷで提案されている炭素当量の式を用いることにより表すことができる。ＩＩＷの炭素当量（Ｃｅｑ）の式は、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３で与えられる。従来の鋼材のように、炭素当量が０．２７５を超える場合には、ＨＡＺ組織はベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織となるため、フェライト組織を得ることは困難である。よって、ＨＡＺのフェライト組織の面積率を高くするためには、まず炭素当量を０．２７５以下にする必要がある。
【００３７】
また、ＨＡＺのフェライト組織の面積率を高くして、より高い疲労強度を得るためには、炭素当量が０．２５以下にすることが好ましい。一方、炭素当量が０．１０未満では、十分な母材強度が得られないため、０．１０以上が好ましい。  以上の技術的思想に基づき、本発明は溶接継手のＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率を高くすることにより、溶接継手の疲労強度を向上させるものである。ここで、溶接継手で用いられる鋼板としては、接合されるいずれの鋼板にも上記で規定した鋼板を用いることが望ましいが、溶接継手の形状や応力負荷条件等から、疲労損傷が問題となる部位が予め明らかな場合には、疲労損傷を受ける側だけに、上記で規定した鋼板を適用してもよい。
【００３８】
さらに、本発明はＴ字隅肉溶接継手のような、圧縮の溶接残留応力によりき裂開閉口挙動が起こりやすい溶接継手で特に有効であるが、十字隅肉溶接継手、廻し隅肉溶接継手、突き合せ溶接継手等の溶接継手でも、き裂閉口が起こる場合には疲労強度を向上させることができる。
一方、本発明は不活性ガスを用いたアーク溶接（ＭＩＧ）や、混合ガスを用いたアーク溶接（ＭＡＧ）、タングステン・アーク溶接（ＴＩＧ）のようなガスシールドアーク溶接をした場合に特に有効であるが、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）や、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）のような溶接方法、さらに、溶接入熱においても、通常実施される１〜５ｋＪ／ｍｍの小、中入熱から、〜２０ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接を用いた溶接継手でも、き裂閉口が起こる場合には疲労強度を向上させることができる。
【００３９】
【実施例】
以下に、本発明の実施例について述べる。
溶接継手のＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率と疲労強度の関係を調査することを目的に疲労試験を実施した。５０キロ真空溶解炉を用いて、合計１９鋼種を溶製した。炭素当量が低く、母材の強度不足が懸念されるため、制御圧延と制御冷却により、溶製したスラブの圧延を実施した。すなわち、１１００℃で６０分間加熱した後、仕上げ板厚の３倍の板厚まで粗圧延を行い、Ａｒ3 点以上未再結晶温度以下まで温度待ちした後に、板厚６〜３０ｍｍに仕上げ圧延を行い、圧延終了後ただちに５００℃まで制御冷却した後、室温まで空冷した。さらに、引張試験片を採取し、母材の降伏応力、引張強度、全伸びを測定した。
【００４０】
表１に製造した鋼の化学成分、炭素当量、および機械的性質を示す。
これらの鋼を用いて、Ｔ字隅肉、十字隅肉、廻し隅肉の計３種類の溶接継手を作成した。溶接に用いるリブ板は母材と同じ鋼板を用い、溶接は各１パスで行った。溶接方法はＣＯ2 ガスを用いたＭＡＧ溶接とし、溶接材料は被覆アーク溶接棒、ソリッドワイヤ、フラックス入りワイヤのいずれも用いることが出来るが、ここでは５０キロ鋼用フラックス入りワイヤを用いた。溶接後に、溶接部のミクロ組織観察試験片を切り出し、ポイント・カウンティング法によりＨＡＺのフェライト組織と面積率を求めた。
疲労試験は大気中、室温とし、Ｔ字隅肉溶接継手の場合は３点曲げで応力比が０．１、十字隅肉および廻し隅肉溶接継手の場合は軸力で応力比が０で試験を実施した。
【００４１】
【表１】
0003795949.tif 000002
【００４２】
表２に、使用した鋼板記号、板厚、ＨＡＺにおけるフェライト組織の面積率、ベイナイト・マルテンサイト・パーライト・残留オーステナイト組織の合計の面積率、溶接継手の形状、疲労強度を示す。
継手１は、ＨＡＺのフェライト組織面積率が２０％以上の発明例である。継手２〜４は、ＨＡＺのフェライト組織面積率が２０％以上で、炭素当量は０．２７５以下の発明例である。炭素当量が低くなると、フェライト組織面積率が増加し、溶接継手の疲労強度も向上する。しかし、継手１６、１７は、ＨＡＺのフェライト組織面積率が低く、炭素当量も請求範囲よりも多い比較例で、発明例１〜４よりも溶接継手の疲労強度は低い。
【００４３】
継手５〜１５は基本成分以外に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、ＲＥＭを１種または２種以上添加した発明例で、いずれも高い疲労強度を維持しており、継手５〜１０は母材強度が向上し、継手１１はＴｉＮの微細化によりＨＡＺのフェライト組織面積率が増加している。
一方、継手１８、１９はこれらの元素を添加したものの、ＨＡＺのフェライト組織面積率が低く、炭素当量が請求範囲よりも多い比較例で、やはり溶接継手の疲労強度は向上しない。
【００４４】
十字隅肉溶接を行った継手２０〜２２、廻し隅肉溶接を行った継手２３〜２５でも、ＨＡＺのフェライト面積率が高い場合は溶接継手の疲労強度が向上する。  従って、本発明の条件を満たす溶接継手（表中に本発明例と表示）は、ＨＡＺのフェライト組織面積率が２０％以上であり、いずれの溶接継手でも溶接したままで優れた疲労強度を達成していることがわかる。
【００４５】
【表２】
0003795949.tif 000003
【００４６】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械等に用いられる溶接継手のＨＡＺに関して、疲労き裂の伝播速度を遅くすることが可能なフェライト組織の面積率を高くし、あるいは、これを実現するために、鋼板の化学成分および炭素当量を限定することにより、溶接継手の疲労強度を向上させることが可能であり、本発明の溶接継手を用いれば溶接構造物の疲労破壊に対する信頼性を著しく向上させることが可能となった。このような効果を有する本発明の溶接継手の意義は、極めて著しいものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＨＡＺベイナイト鋼（Ａ）とＨＡＺフェライト鋼（Ｂ）におけるき裂開口変位と荷重の変化を示す図である。
【図２】溶接継手のＨＡＺのフェライト組織面積率とＴ字継手の２００万回疲労強度の関係を示す図である。
【図１】
0003795949.tif 000004
【図２】
0003795949.tif 000005