特許 5909143 熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法および熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】5909143

(24)【登録日】2016年4月1日

(45)【発行日】2016年4月26日

(54)【発明の名称】熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法および熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法

(51)【国際特許分類】

   B23K 35/30 20060101AFI20160412BHJP

   C22C 38/00 20060101ALI20160412BHJP

   C22C 38/14 20060101ALI20160412BHJP

   B23K 35/368 20060101ALI20160412BHJP

   B23K 9/23 20060101ALI20160412BHJP

   B23K 9/173 20060101ALI20160412BHJP

   B23K 9/00 20060101ALI20160412BHJP

   B23K 9/02 20060101ALN20160412BHJP

   B23K 103/04 20060101ALN20160412BHJP

【ＦＩ】

   B23K35/30 320F

   C22C38/00 301W

   C22C38/14

   B23K35/368 B

   B23K9/23 A

   B23K9/173 A

   B23K9/173 C

   B23K9/00 501C

   !B23K9/02 D

   !B23K9/02 S

   B23K103:04

【請求項の数】2

【全頁数】18

(21)【出願番号】特願2012-92062(P2012-92062)

(22)【出願日】2012年4月13日

(65)【公開番号】特開2013-220431(P2013-220431A)

(43)【公開日】2013年10月28日

【審査請求日】2014年9月1日

(73)【特許権者】

【識別番号】000001199

【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所

(74)【代理人】

【識別番号】100131750

【弁理士】

【氏名又は名称】竹中 芳通

(74)【代理人】

【識別番号】100146112

【弁理士】

【氏名又は名称】亀岡 誠司

(74)【代理人】

【識別番号】100167335

【弁理士】

【氏名又は名称】武仲 宏典

(74)【代理人】

【識別番号】100164998

【弁理士】

【氏名又は名称】坂谷 亨

(72)【発明者】

【氏名】村上 俊夫

(72)【発明者】

【氏名】杵渕 雅男

(72)【発明者】

【氏名】畠 英雄

(72)【発明者】

【氏名】鈴木 励一

(72)【発明者】

【氏名】河西 龍

【審査官】 川村 裕二

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００３−０８９８４４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−３２１２０１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００７−２８９９６５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−０１３８０８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００１−０６４７４７（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００９−２５５１２５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 佐藤 邦彦，溶接強度ハンドブック，日本，理工学社，１９９０年 ５月３０日，第１版，Ｐ.２−４７

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｂ２３Ｋ ３５／００−３５／４０

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｂ２３Ｋ ９／００

Ｂ２３Ｋ ９／１７３

Ｂ２３Ｋ ９／２３

Ｂ２３Ｋ ９／０２

Ｂ２３Ｋ １０３／０４

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０００５〜０．１０％を含有すると共に、Ｔｉおよび／またはＮｂを、合計で０．０２〜０．２０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
［Ｃ］−１２×（［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３）＞０．０３を満足し、
また、全組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、
更には、前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、
板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を、ＪＩＳ Ｚ ３３１２記載のＧ５７、Ｇ５９、Ｇ６０、Ｇ７８のいずれかに該当するソリッドワイヤを用いてＭＡＧ溶接することで、
溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置が、前記溶融線から母材側に０．３ｍｍ以上離れていると共に、
前記最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、
前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、
更には、溶接金属の組織中のフェライト分率が、面積率で３０％以下である溶接継手を作製することを特徴とする熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）である。

【請求項2】

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０００５〜０．１０％を含有すると共に、Ｔｉおよび／またはＮｂを、合計で０．０２〜０．２０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
［Ｃ］−１２×（［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３）＞０．０３を満足し、
全組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、
更には、前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、
板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を、
フラックス中に、鉄粉をフラックス全質量あたり２０質量％以上含有するフラックス入りワイヤを用いると共に、ＪＩＳ Ｋ １１０５の１級または２級の純Ａｒをシールドガスとして用いて、溶接機の電流・電圧波形をパルス波形とした状態でＭＩＧ溶接することで、
溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置が、前記溶融線から母材側に０．３ｍｍ以上離れていると共に、
前記最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、
前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、
更には、溶接金属の組織中のフェライト分率が、面積率で３０％以下である溶接継手を作製することを特徴とする熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）である。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、自動車の足回り、フレーム部品等の優れた疲労強度が要求される部品に用いられる熱延鋼板を溶接してなる疲労強度に優れた溶接継手を作製するための熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法、並びに熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法に関するものである。

【背景技術】

【0002】

近年、自動車部品に供される熱延鋼板は衝突安全性と燃費改善を実現するため、高強度化が進められている。自動車の足回り部品やフレーム部品等でも高強度化が進められているが、部品の軽量化のためには、静的強度とともに疲労強度の改善が必要とされている。

【0003】

また、熱延鋼板を加工した自動車部品は、車体や他の部材等に溶接により接合することで使用されることも多く、このような場合、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺともいう。）は母材よりも疲労強度が低下することが知られている。そのため、自動車部品を溶接接合して用いる場合は、単に母材の疲労特性を改善するだけでは不十分で、ＨＡＺの疲労特性をも改善することが重要となる。

【0004】

以上のような背景もあり、熱延鋼板自体の疲労強度の向上を図る提案に加えて、熱延鋼板を溶接してなる溶接継手、すなわち、ＨＡＺの疲労強度の向上を図る技術も、従来から種々提案されている。

【0005】

例えば、特許文献１により、溶接ワイヤの成分組成を限定することで、溶接金属のマルテンサイト変態点を低下させて、圧縮応力を付与させ、溶接継手の疲労強度を向上させようという技術が提案されている。しかしながら、この技術は、圧縮の残留応力を付与させるのみで、溶接継手の疲労特性の向上を図ろうとした技術であって、部品の形状の乱れなど僅かな変化によって、応力状態が変化した場合、疲労強度が劣化してしまうという問題がある。

【0006】

また、特許文献２や特許文献３に記載された技術は、溶融線から溶接金属側に１ｍｍの範囲において測定されたビッカース硬さの平均値と、溶融線から溶接熱影響部側に１ｍｍの範囲において測定された最高硬度の差を、適切な値に管理することで、疲労強度の優れた溶接継手を得ようという技術である。しかしながら、これらの技術は、引張強度が５８０ＭＰａまでの熱延鋼板相互をアーク溶接により接合してなる溶接継手の疲労強度の向上を図ったもので、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互をアーク溶接により接合してなる溶接継手の疲労強度の向上には適用できる技術ではない。

【0007】

また、特許文献４によって、フラックス中にグラファイトを、ワイヤ全質量あたり０．１６〜２．００質量％、鉄粉を２０質量％以上含有させたフラックス入りワイヤを、純Ａｒガスを用いてＭＩＧ溶接することで、高い静的引張強度と疲労強度を有する溶接継手を得ることができるとした技術が提案されている。しかしながら、この特許文献４記載の技術も、対象とする母材の引張強度は４９０ＭＰａ以上と必ずしも高いレベルではなく、また、得られる疲労強度についても更なる改善が望まれるレベルの技術にすぎない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】特開２００３−６２６８９号公報

【特許文献2】特開平７−１７１６７９号公報

【特許文献3】特開平１１−１０４８３８号公報

【特許文献4】特開２００９−２５５１２５号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0009】

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、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を溶接した溶接継手を作製するための熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法、並びに熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法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：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０００５〜０．１０％を含有すると共に、Ｔｉおよび／またはＮｂを、合計で０．０２〜０．２０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、［Ｃ］−１２×（［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３）＞０．０３を満足し、また、全組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、更には、前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を、ＪＩＳ Ｚ ３３１２記載のＧ５７、Ｇ５９、Ｇ６０、Ｇ７８のいずれかに該当するソリッドワイヤを用いてＭＡＧ溶接することで、溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置が、前記溶融線から母材側に０．３ｍｍ以上離れていると共に、前記最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、更には、溶接金属の組織中のフェライト分率が、面積率で３０％以下である溶接継手を作製することを特徴とする熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法である。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）である。

【0015】

請求項２記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０００５〜０．１０％を含有すると共に、Ｔｉおよび／またはＮｂを、合計で０．０２〜０．２０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、［Ｃ］−１２×（［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３）＞０．０３を満足し、全組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、更には、前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を、フラックス中に、鉄粉をフラックス全質量あたり２０質量％以上含有するフラックス入りワイヤを用いると共に、ＪＩＳ Ｋ １１０５の１級または２級の純Ａｒをシールドガスとして用いて、溶接機の電流・電圧波形をパルス波形とした状態でＭＩＧ溶接することで、溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置が、前記溶融線から母材側に０．３ｍｍ以上離れていると共に、前記最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がマルテンサイトおよび／またはベイナイトであって、前記フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在し、更には、溶接金属の組織中のフェライト分率が、面積率で３０％以下である溶接継手を作製することを特徴とする熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法である。
但し、上式で［ ］は各元素の含有量（質量％）である。

【発明の効果】

【0017】

本発明の熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法によると、２５０ＭＰａ以上の優れた疲労強度を有する溶接継手を、ＭＡＧ溶接により作製することができる。

【0019】

また、本発明の熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法によると、２５０ＭＰａ以上の優れた疲労強度を有する溶接継手を、ＭＩＧ溶接により作製することができる。

【図面の簡単な説明】

【0020】

【図1】本発明に係る溶接継手の一実施形態を示し、溶接部を拡大した要部拡大断面図である。

【図2】本発明の溶接継手の一実施形態を示し、素材の硬さが最小値を示す領域、および素材の硬さの測定位置を示す要部拡大断面図である。

【図3】熱延鋼板相互をアーク溶接により重ねすみ肉溶接している状態を示す正面図である。

【図4】実施例において、重ねすみ肉溶接で作製した溶接継手から採取した試験片を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は正面図である。

【発明を実施するための形態】

【0021】

本発明者らは、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互をアーク溶接により接合してなる溶接継手の疲労特性を向上させるために、鋭意、実験、研究を進めた。その結果、溶接止端部付近から母材側に０．３ｍｍ以上離れたＨＡＺ焼戻し部の強度を、ＨＡＺの他の部位より低くして破壊領域とした上で、ＨＡＺ焼戻し部をフェライト主体の組織とすると共に、そのフェライト中にＶ，Ｎｂ、Ｔｉなどを含有する微細な析出物を所定量以上存在させ、更に、溶接金属の組織のフェライト率を一定値以下とすることで、母材の疲労特性のみならず、ＨＡＺの疲労特性においても２５０ＭＰａ以上の優れた疲労強度を実現できることを見出し、本発明の完成に至った。

【0022】

以下、本発明を実施形態に基づいて更に詳細に説明する。

【0023】

＜溶接継手＞
本発明に係る溶接継手においては、溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．１ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置と、その最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織形態、更には、溶接金属の組織形態について規定する。

【0024】

（溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置）
図１に、二枚の熱延鋼板２ａ，２ａ相互を、アーク溶接（重ねすみ肉溶接）により接合した場合の溶接継手１を示す。溶接継手１は、その中心の溶接金属３と、溶接金属３の周辺で溶接時にアークによる熱の影響を受けた熱影響部（ＨＡＺ）４と、更に両側の二枚の熱延鋼板２ａ，２ａで構成された母材２，２より構成される。更に、ＨＡＺ４は三層に分けることができ、溶接金属３に近い側から、ＨＡＺ粗大粒部４ａ、ＨＡＺ細粒部４ｂ、ＨＡＺ焼戻し部４ｃとなっている。

【0025】

また、図２に示すように、溶接止端部５の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ、溶融線（溶接ボンドともいう。）６から母材２側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置が、溶融線６から母材２側に０．３ｍｍ以上離れている。

【0026】

この素材の硬さが最小値を示す具体的な位置は、ＨＡＺ焼戻し部４ｃである。このように、溶接止端部５付近から離れたＨＡＺ焼戻し部４ｃの強度を、ＨＡＺ４の他の部位（ＨＡＺ粗大粒部４ａ、ＨＡＺ細粒部４ｂ）より低くして破壊領域とすることで、ＨＡＺ粗大粒部４ａやＨＡＺ細粒部４ｂにかかる応力を小さくし、これらの部位で破壊が起こらないようにする。

【0027】

（素材の硬さが最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織）
この素材の硬さが最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間における組織は、フェライト組織を主体とする。フェライトは転位密度が低いため、実質的に歪が発生する領域の組織として適した組織である。具体的には、素材の硬さが最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織のフェライト分率を、面積率で５０〜９０％とする。フェライト分率が５０％未満であると、転位密度が高い残部のマルテンサイトやベイナイトにまで歪がかかってしまう。そうなると、マルテンサイトやベイナイトで転位の整理による加工軟化が発生して、結果的に溶接継手の疲労特性が低下してしまうことになる。好ましいフェライト分率は６０〜８５％、より好ましいフェライト分率は６５〜８０％である。また、フェライト分率を確保しつつ、高強度を得るためには、残部をマルテンサイトおよび／またはベイナイトとする必要がある。

【0028】

（フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が１０個／μｍ^２以上存在）
フェライト中に、硬質な析出物である、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂの炭化物もしくは炭窒化物を存在させることで、変形を受け持つフェライトに導入される転位の再整理を防止し、繰り返し応力付与時の加工硬化を促進することができる。その結果、溶接継手の疲労特性を高めることができる。

【0029】

但し、析出物が粗大な場合は、それに伴い析出物の個数が少なくなり、析出物の粒子間距離が大きくなることで、転位に対する障害にならなくなるため、溶接継手の疲労特性が劣化してしまう。一方、微細な析出物が多く存在する場合は、疲労特性の向上効果を得ることができるが、析出物の粒径が転位にカッティングされる程度の非常に小さなサイズでは、溶接継手が繰り返し応力を受ける過程で析出物が消失してしまう可能性が考えられるため、好ましくはない。

【0030】

よって、フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在することを条件とした。また、フェライト中に、粒径が２〜８ｎｍで、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、２０個／μｍ^２以上存在することが好ましく、フェライト中に、粒径が４〜６ｎｍで、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が、５０個／μｍ^２以上存在することがより好ましい。

【0031】

（溶接金属の組織のフェライト分率が面積率で３０％以下）
溶接金属の組織として強度が低いフェライトが多く存在すると、溶接金属全体の強度が高くても溶接金属中のフェライトが降伏して、疲労破壊するサイトになってしまう。そのため、溶接金属の組織のフェライト分率はなるべく低い方が好ましい。具体的には、溶接金属の組織のフェライト分率を、面積率で３０％以下とする。

【0032】

・溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置の素材の硬さ、フェライト分率、フェライト中に存在する析出物の数密度の各測定方法
ここで、溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置の素材の硬さ、素材の硬さが最小値を示す領域並びに溶接金属の組織中のフェライト分率、フェライト中に存在する粒径が１０ｎｍ以下で、且つＶ、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する析出物の数密度の各測定方法について説明する。

【0033】

溶接止端部の表面から１００μｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置の素材の硬さについては、図２に示すように、溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側へ、母材表面と平行に引いた仮想線上に沿って０．０５ｍｍ間隔（×で示す）にビッカース硬さ（荷重０．１ｋｇ）を室温で測定し、素材の硬さが最小となる領域を求めた。

【0034】

尚、ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に記載のビッカース硬さ試験方法により測定した。

【0035】

素材の硬さが最小値を示す領域並びに溶接金属の組織中のフェライト分率（面積率）については、各供試材をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により該当部位を５視野撮影し、フェライト、（ベイナイト、パーライト、および、マルテンサイト＋残留オーステナイト）の比率を点算法で求めた。

【0036】

フェライト中に存在する析出物の粒径については、抽出レプリカ法により析出物を抽出し、フェライト領域を透過形電子顕微鏡にて、倍率×１５００００で１μｍ×１μｍの領域を観察及び撮影し、その中に観察されたＶ、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種以上を含有する析出物（円相当直径で２ｎｍ以上）を画像解析して各粒子の面積を求め、その面積から円相当直径を求めて析出物の粒径とした。その上で、該当する粒径の析出物を抽出し、その個数を数えることでフェライト中に存在する析出物の数密度とした。

【0037】

尚、析出物が、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有するか否かについては、ＦＥ−ＴＥＭで観察した析出物のうち、代表的なものを５個選別し、それをＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）にて定量分析を行い、∨、Ｎｂ、Ｔｉの３元素の比を求め、５個の元素濃度の平均値が２％以上となる場合、析出物に当該元素を含むと判断した。

【0038】

また、ＭＡＧ溶接並びにＭＩＧ溶接で用いる熱延鋼板の組織中のフェライト分率、フェライト中に存在する析出物の数密度についても同様の測定方法を採用した。

【0039】

＜熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法＞
本発明に係る溶接継手は、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互をアーク溶接により接合して作製されるが、アーク溶接としては、ＭＡＧ溶接、ＭＩＧ溶接のいずれをも採用して溶接継手を作製することができる。まず、熱延鋼板相互をＭＡＧ溶接により接合して溶接継手を作製する場合の熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法について説明する。

【0040】

本発明に係る熱延鋼板のＭＡＧ溶接方法においては、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を、ソリッドワイヤを用いてＭＡＧ溶接することで溶接継手を作製するが、ＭＡＧ溶接に用いる熱延鋼板の成分組成、熱延鋼板の組織形態、ＭＡＧ溶接に用いるソリッドワイヤについて、夫々規定する。

【0041】

（熱延鋼板の成分組成）
まず、熱延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。

【0042】

・Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは強化元素であり、Ｃ量が増加するとフェライトの面積率が低下する。０．０５％未満ではＨＡＺ（細粒部）で焼入れ性が不足して、素材の硬さが最小値を示す領域が溶融線に近い位置となり、疲労強度が低下するため、疲労特性が確保できない。好ましくは、０．０６〜０．１５％である。

【0043】

・Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素として継手部のＴＳの改善に寄与し、疲労特性改善にも寄与する。しかし、Ｓｉはフェライト形成元素であるため、２．０％を超えるとフェライト分率が高くなりすぎ、強度が低下する。好ましくは０．５〜１．７％である。

【0044】

・Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは脱酸元素として添加され、また固溶強化により強度向上に寄与する。しかし、１．０％未満であるとＨＡＺ（細粒部）の焼入れ性が不足し、硬さが低下することで、疲労特性が確保できなくなる。また、溶接金属中の焼入れ性が低下し、フェライトが形成されることで溶接金属の疲労特性が低下し、継手の疲労強度が低下する。一方、２．５％を超えると焼入れ性が高くなり過ぎフェライトの面積率が低下する。好ましくは１．２〜２．０％である。

【0045】

・Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは固溶強化によりＴＳ−ＥＬバランスを改善する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えると粒界偏析し、粒界破壊を助長して疲労特性を低下させる。

【0046】

・Ｖ：０．０００５〜０．１０％
下記のＴｉおよびＮｂと共にフェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。また、ＨＡＺ（粗粒部、細粒部）において、溶接による加熱時に固溶してオーステナイト粒の微細化を抑制し、且つ、固溶Ｃ量および固溶Ｖ量を増加させることで、ＨＡＺの焼入れ性を向上させて強度を高め、ＨＡＺの疲労特性をも改善する。更に、ＨＡＺ（焼戻し部）のフェライト中にＴｉおよびＮｂと共に微細な析出物として存在することで、ＨＡＺ（焼戻し部）の疲労強度を高める。そのため、Ｖは必須の添加元素である。好ましくは０．００２〜０．０８％である。

【0047】

・Ｔｉおよび／またはＮｂを、合計で０．０２〜０．２０％
ＴｉとＮｂはＶと同様、フェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。また、Ｖと混合することで、ＨＡＺ（焼戻し部）の微細な炭化物の粗大化を防止し、溶接後の微細炭化物の数密度を確保する効果がある。また、ＨＡＺ（細粒域）ではγ粒をピン止めし、ＨＡＺ（細粒域）での焼入れ性低下の要因になりうるが、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物とすることで、Ｖの一部が溶解し炭化物の成長が促進されるため、細粒部のピン止め効果が小さくなり、細粒部の焼入れ性を確保できるようになる。しかし、下限値未満であると析出強化効果が不十分であり、上限値を超えて添加しても特性改善効果が得られない。ＴｉとＮｂは、上記Ｖとは異なり、個々には選択的な添加元素であり、いずれか一方、または、双方とも添加して用いる。好ましくは合計で０．０３〜０．１５％である。

【0048】

・［Ｃ］−１２×（［Ｖ］／５１＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３）＞０．０３
この式はＶ、Ｎｂ、Ｔｉにより固定されないフリーＣ量を０．０３％超残存させることを意味する。フリーＣはＨＡＺ（粗粒部、細粒部）の焼入れ性に影響し、低いと特にＨＡＺ（細粒部）の強度が低下して疲労特性が低下する。左辺の計算値（成分パラメータという。）は０．０５％以上が好ましい。なお、式中の［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。

【0049】

ＭＡＧ溶接で用いる熱延鋼板は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、この不可避的不純物としてはＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等が含まれるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を添加することができる。

【0050】

（熱延鋼板の組織形態）
ＭＡＧ溶接で用いる熱延鋼板は、全組織中のフェライト分率が、面積率で５０〜９０％であり、残部がベイナイトおよび／またはマルテンサイトであって、更には、前記フェライト中に、粒径が６ｎｍ以下で、且つＶおよび／またはＴｉを含有する析出物が、１０個／μｍ^２以上存在することを条件とするが、その理由は以下の通りである。

【0051】

・フェライト：５０〜９０％、残部がベイナイト＋マルテンサイト
全組織中のフェライト分率が、面積率で５０％未満、または、ベイナイト＋マルテンサイト分率が、面積率で５０％を超えると、溶接後の硬さが最小になる焼戻し部で、フェライト分率が５０％未満もしくはベイナイト＋マルテンサイト分率が面積率で５０％超えるようになるため、継手の疲労強度が劣化する。また、フェライト分率が９０％を超えると、引張強度ＴＳが確保できない。好ましくは、フェライト分率が、面積率で６０〜８０％、ベイナイト＋マルテンサイト分率が、面積率で２０〜４０％である。尚、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織としては残留オーステナイト（ＭＡ）分率を、面積率で１０％未満とするのが望ましい。

【0052】

・フェライト中に、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が１０個／μｍ^２以上存在
析出物にＶを含有させておくと共に、微細な析出物を多量にすることにより、析出物中のＶの固溶を促進することで、上記メカニズムによるＨＡＺの疲労特性の確実且つ十分な改善を実現することができる。析出物の粒径に関しては、好ましくは、粒径が５ｎｍ以下である。但し、Ｖが固溶した後にも析出強化に寄与できるだけの析出物が分散している必要があるため、数密度が多いことが好ましい。数密度に関しては、好ましくは、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が２０個／μｍ^２以上存在すること、より好ましくは、粒径が５ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物が２０個／μｍ^２以上存在することである。

【0053】

（ソリッドワイヤ）
ＭＡＧ溶接に用いるソリッドワイヤとしては、ＪＩＳ規格に示されるワイヤのうち、高強度仕様のワイヤを用いる必要がある。具体的には、ＪＩＳ Ｚ ３３１２記載のＧ５７、Ｇ５９、Ｇ６０、Ｇ７８のいずれかに該当するソリッドワイヤを用いてＭＡＧ溶接を行うことで、溶接金属の合金濃度を高めることができ、フェライト変態を防止できる。

【0054】

＜熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法＞
本発明に係る熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法では、板厚が５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板相互を、フラックス入りワイヤを用いてＭＩＧ溶接することで溶接継手を作製する。この熱延鋼板のＭＩＧ溶接方法においては、ＭＩＧ溶接に用いる熱延鋼板の成分組成、熱延鋼板の組織形態、ＭＩＧ溶接に用いるフラックス入りワイヤ、ＭＩＧ溶接に用いるシ−ルドガス、ＭＩＧ溶接に用いる溶接機の電流・電圧波形について、夫々規定する。但し、熱延鋼板の成分組成と熱延鋼板の組織形態については、前述したＭＡＧ溶接の場合と同様であるので、その説明を省略する。

【0055】

（フラックス入りワイヤ）
溶接金属の焼入れ性を高めるためには、Ｃ、Ｍｎ等の焼入れ性を向上させる元素を溶接金属中に十分に入れる必要があるが、ＭＡＧ溶接に用いられる一般的な溶接ワイヤ（ソリッドワイヤ）では、ワイヤ中に入れることができるＣ、Ｍｎ量が限定的になる。また、ＭＡＧ溶接を行うと、溶接金属中に酸素が導入され、易酸化性元素であるＣ、Ｍｎ等の焼入れ性向上元素の溶接金属中の歩留りが低くなる。その結果、溶接金属中に導入できるＣ、Ｍｎ量が低くなり、フェライトの形成を完全に防止するのが困難となる。

【0056】

そのため、ワイヤの組成を広く制御することができ、Ｃ、Ｍｎ量を増量可能なフラックス入りワイヤを用いてＭＩＧ溶接を行うことを検討した。ＭＩＧ溶接することで易酸化性元素の歩留りを高めることができ、溶接金属中のＣ、Ｍｎ等の焼入れ性向上元素の濃度を高めることができる。その結果、フェライトの形成を強く抑制できるようになる。

【0057】

・鋼製外皮内にフラックスを充填してなるフラックス入りワイヤ
一般的なソリッドワイヤでは、Ｃ、Ｍｎ等の合金元素をワイヤ中に導入することが困難であるため、組成の制御が容易でワイヤ中のＣ、Ｍｎ等の量を高められるフラックス入りワイヤにするとより良い効果が得られる。但し、フラックス入りワイヤとしての構造は従来からのフラックス入りワイヤと同じである。

【0058】

本発明で用いるフラックス入りワイヤの製造方法は、帯鋼の長さ方向にフラックスを散布してから包み込むように円形断面に成形し伸線する方法や、太径の鋼管にフラックスを充填して伸線する方法があるが、いずれの方法を採用してフラックス入りワイヤを作製しても良い。更にシームがあるものと無いものがあるが、これもいずれでも良い。外皮の成分については何ら規定する必要はないが、コスト面と伸線性の面から軟鋼の材質を用いるのが一般的である。また、表面に銅メッキを施す場合もあるが、めっきの有無は問わない。

【0059】

・フラックス中に、鉄粉をフラックス全質量あたり２０質量％以上含有
フラックスは基本的に合金元素と鉄粉で構成されるが、鉄粉はフラックス全質量あたり２０質量％以上含有されることを条件とする。尚、ここで説明した鉄粉の定義は、Ｆｅ濃度９５％以上で、且つ粒度が５００μｍ以下の粉体のことを示す。但し、アーク安定性の更なる改善目的で、合金元素と鉄粉以外にアルカリ金属やアルカリ土類金属、或いはそれらの化合物を微量に添加することは本目的に対して短所とはならないため、許容しうる。

【0060】

（フラックスの成分組成）
次に、フラックス入りワイヤのフラックスの成分組成（含有される好ましい元素およびその含有量）について説明する。尚、フラックス中に含有される各元素の含有量は、全てワイヤ全質量あたりの含有率で示す。単位は全て％と記載するが、質量％のことを示す。

【0061】

・Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｍｇの１種または２種以上：０．０３〜５．００％
Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｍｇは溶滴の表面張力を上昇させて、ワイヤ先端溶融部の長さを短くし、純Ａｒガス雰囲気下でのアーク安定性を改善する。これらの元素は金属そのもの（例：Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｍｇ）や鉄合金（例：フェロチタン、フェロジルコニウム、フェロアルミ）、それぞれの合金（例：アルミマグネ合金）といった形態でフラックスとして用いる。尚、酸化物での添加は、純Ａｒ雰囲気でアークの安定性を低下させるため好ましくない。いずれの形態にしろ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｍｇの換算で合計０．０３〜５．００％の添加でアーク安定性は改善するが、５．００％超では過剰となり、溶接止端部の馴染み性が劣化して応力集中改善を妨げる。従って、Ｔｉ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｍｇの含有量は合計で０．０３〜５．００％とする。

【0062】

・Ｃ：０．０８〜２．００％
Ｃは焼入れ性を高め、フェライトの形成を抑制する効果のある元素である。溶接金属中のフェライト分率を抑制するには、０．０８％以上が効果的である。一方、Ｃ量を高めるにつれ、フェライト抑制効果が高まるが、硬度が上昇し遅れ割れが発生しやすくなる。また、相変態図における固液共存温度域が拡大することから、凝固割れも起きやすくなり、更には靱性も低下する。高温割れも防ぎ、靭性も確保するためにはＣは２．００％以下に抑制することが必須である。尚、耐高温割れ性、靭性の観点から、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．５０％以下である。

【0063】

・Ｓｉ：２．００％以下
Ｓｉは固溶強化により強度を高める効果があるので添加することが好ましい。一方で、フェライトフォーマーであるため、２．００％を超えると溶接金属中のフェライトが増加し好ましくない。好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下である。

【0064】

・Ｍｎ：１０．００％以下
Ｍｎは焼入れ性を高め、フェライトの形成を抑制する効果のある元素である。溶接金属中のフェライト分率を抑制するには、１．０％以上添加することが効果的で好ましい。一方、Ｍｎ量を高めるにつれ、フェライト抑制効果が高まるが、硬度が上昇し、遅れ割れが発生しやすくなる。また、相変態図における固液共存温度域が拡大することから、凝固割れも起きやすくなり、更には靱性も低下する。高温割れも防ぎ、靭性も確保するためには、Ｍｎは１０．０％以下に抑制することが必須である。尚、耐高温割れ性、靭性の観点から、好ましくは５．０％以下、より好ましくは３．０％以下である。

【0065】

・Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ：各３．００％以下、Ｂ：０．０２００％以下
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂは無添加でも問題ないが、夫々適当な量を添加することでフェライトの形成を抑制する効果がある。それらの効果が現れるには最低０．０５％以上添加することが必要である。一方、３．００％を超えると強度過剰で割れが発生するといった短所が生じるので３．００％以下にする。また、Ｂについては、固溶状態で存在することでフェライトの形成を防止する効果がある。他の元素に比べ、少量で十分なフェライト抑制効果が得られるが、過剰に添加しすぎると、Ｂが析出物となり固溶Ｂが確保できず、焼入れ性が劣化する。従って、Ｂを添加する場合は０．０２０％以下とする。尚、Ｃｕはワイヤ表面へメッキした場合、メッキ部を含めた割合とする。

【0066】

・ＲＥＭ：０．５０％以下
ＲＥＭはレアアースメタル（希土類金属）の意で、Ｌａ、Ｃｅなどで一般的に構成される。無添加でも問題ないが、０．０１％以上添加すると、ＭＩＧ溶接時にアーク安定性が向上し、且つ溶接金属の酸素量をより低下させてＭｓ点を低下できる。一方、０．５０％を超える添加はアーク安定化効果が飽和し、逆に溶滴が大粒化してスパッタが増加する。更に、コストも上がるので添加する場合は０．５０％以下とする。

【0067】

・Ｆ：０．５０％以下、Ｃａ：０．５０％以下
Ｆ、Ｃａもまた無添加でも問題ないが、夫々適当な量を添加することで強力な脱酸作用を有し、溶接金属の焼入れ性を高める。その効果は最低０．００５％以上が添加することが必要である。一方、ＦまたはＣａが０．５０％を超えると、溶融池の粘性が上昇して高速溶接時にハンピングする。また、スパッタの発生量が増加するため、Ｆ、Ｃａを添加する場合は夫々０．５０質量％以下にする。

【0068】

・Ｋ、Ｎａ、Ｌｉの１種または２種以上：合計で１．００％以下
Ｋ、Ｎａ、Ｌｉもまた無添加でも問題ないが、夫々適当な量を添加することで電子放出を容易にし、アーク安定化と溶滴移行を円滑にしてスパッタ発生量を低下させる。その効果は少なくとも１種の元素を合計で０．００１質量％以上の添加で発揮される。一方、合計で１．００質量％を超える添加はその効果が飽和してしまうと共に、アーク力が弱まって溶込み深さが浅くなる。そのため、溶融池が不安定となってハンピングするなどの問題が生じる。従って、上限は合計で１．００質量％である。尚、Ｋ、Ｎａ、ＬｉはＫ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｌｉ２Ｏを主成分とする長石、ソーダガラス、カリガラスを原料としてフラックスに添加するのが一般的である。

【0069】

・Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下
Ｐ、Ｓは耐高温割れ性を低下させる元素であり、本発明の目的では特段の積極添加の意味はない（無添加でも問題はない）。従って、従来ワイヤと同等に工業的生産性とコストを考慮し夫々０．０３０％以下に抑制する。

【0070】

（シ−ルドガス）
ＭＩＧ溶接に用いるシ−ルドガスは、鉄系の消耗電極式溶接法では用いられない純Ａｒとする。このように純Ａｒをシールドガスとして用いることで、酸化性ガスを加えた一般的なシールドガスに対して、Ｃ、Ｍｎ等の易酸化性且つ焼入れ性向上元素を、溶接金属中に歩留り易くすることができ、溶接金属中のフェライトの形成を抑制し、疲労特性の向上に寄与できる。

【0071】

尚、本発明における「純Ａｒ」の表記は科学上の１００％Ａｒではなく、工業製品としての純Ａｒである。ＪＩＳ Ｋ １１０５には工業用Ａｒが規定されており、１級が純度９９．９９％以上、２級が純度９９．９０％以上である。どちらも本溶接に用いるシ−ルドガスとして問題なく使用できる。

【0072】

（溶接機の電流・電圧波形）
ＭＩＧ溶接に用いる溶接機の電源は、一般的に消耗電極式アーク溶接用として用いられる定電圧特性電源でも問題ない。しかし、ＭＩＧ溶接におけるアーク安定性を更に向上させるためにはパルス溶接機との組み合わせが最も推奨される。純Ａｒ溶接ではハンピング発生に関わる溶滴離脱の規則性について、酸化性ガスを用いたＭＡＧ溶接よりも劣る。従って、平均電流に係わらず常に高い電流の作用でピンチ力を付与でき、規則正しい溶滴離脱が実現できるパルス溶接法が好ましい。パルスの設定については特に限定しないが、ピーク電流３５０乃至６００Ａ、ベース電流３０乃至１００Ａ、１ピーク間（立上り開始〜ピーク定常期〜立上り終了）で０．８乃至５．０ミリ秒が一般的に使用される。

【実施例】

【0073】

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。

【0074】

表１に示す成分組成、組織、引張強度を有し、板厚が３．２ｍｍの各種熱延鋼板を、表２に示す各種条件の溶接材料（ワイヤ、シールドガス、電極）を用いて、図３に示すように、アーク溶接（ＭＡＧ溶接またはＭＩＧ溶接）により重ねすみ肉溶接して溶接継手１を作製した。尚、アーク溶接の条件は、用いるワイヤのワイヤ径が１．２ｍｍ、ワイヤ突き出し長さが１５ｍｍ、シールドガスの流量が１５リットル／分、溶接電流が２７０Ａ、溶接速度が１２０ｃｍ／分で、図３に示すトーチ７の前進後退角が０°である。

【0075】

本発明に係る溶接継手の効果を確証するため、作製した各種溶接継手から、図４に示す試験片を採取し、両振平面曲げ疲労試験（周波数：２５Ｈｚ、正弦波応力）を実施した。本疲労試験では、疲労限度が存在しなかったため、２×１０^６回で未破断となる時間強度を継手疲労強度とし、疲労強度が２５０ＭＰａ以上の試験片（試験片を採取した溶接継手）を、優れた疲労強度を有すると判断した。試験結果を表３に示す。

【0076】

尚、表１に示す熱延鋼板の組織中のフェライト分率、残部の組織、フェライト中に存在する粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物の数密度析出物の数密度（１０ｎｍ以下の析出物）、並びに、表３に示す溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置までの距離（溶融線−硬さ最小位置）、素材の硬さが最小値を示す測定位置のビッカース硬さ（硬さ最小位置の硬さ）、素材の硬さが最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織中のフェライト分率（硬さ最小位置のフェライト分率）、硬さ最小位置の残部の組織、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物の数密度（１０ｎｍ以下の析出物）、溶接金属の組織中のフェライト分率については、上記［発明を実施するための形態］の欄で説明した各測定方法により求めた。

【0077】

また、表１に示す熱延鋼板の引張強度（ＴＳ）は、熱延鋼板から表裏面を研削して板厚２ｍｍの板サンプルにした上で、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を実施することで求めた。

【0078】

【表1】

【0079】

【表2】

【0080】

【表3】

【0081】

本発明の要件を満足する溶接継手から採取したＮｏ．３、４、８、１０、１２〜３４の試験片は、両振平面曲げ疲労試験で得られた疲労強度が全て２５０ＭＰａ以上であり、疲労強度に優れた溶接継手であると評価することができる。

【0082】

これに対し、Ｎｏ．１、２の試験片は、溶接金属の組織中のフェライト分率が本発明の要件を満足せず、Ｎｏ．５、６、１１の試験片は、溶接止端部の表面から０．１ｍｍの深さで、且つ溶融線から母材側の位置において、０．０５ｍｍ間隔毎に素材の硬さを測定した時の硬さの最小値を示す位置までの距離（硬さ最小位置の硬さ）が、本発明の要件を満足せず、Ｎｏ．５、６、１１の試験片は、素材の硬さが最小値を示す測定位置から母材側０．０５ｍｍの間の組織中のフェライト分率（硬さ最小位置のフェライト分率）が本発明の要件を満足せず、Ｎｏ．１、２、５〜７、１１の試験片は、粒径が１０ｎｍ以下で、且つ、Ｖと、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物の数密度（１０ｎｍ以下の析出物）が本発明の要件を満足しない。その結果、両振平面曲げ疲労試験で得られた疲労強度は全て２５０ＭＰａ未満であり、疲労強度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】

【0083】

１…溶接継手
２…母材
２ａ…熱延鋼板
３…溶接金属
４…熱影響部（ＨＡＺ）
４ａ…ＨＡＺ粗大粒部
４ｂ…ＨＡＺ細粒部
４ｃ…ＨＡＺ焼戻し部
５…溶接止端部
６…溶融線
７…トーチ

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】