(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2023-03-24
(54)【発明の名称】溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
B23K 31/00 20060101AFI20230316BHJP
B23K 9/02 20060101ALI20230316BHJP
B23K 9/23 20060101ALI20230316BHJP
B23K 35/30 20060101ALI20230316BHJP
C22C 38/00 20060101ALI20230316BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20230316BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230316BHJP
【ＦＩ】
B23K31/00 F
B23K9/02 D
B23K9/02 S
B23K9/23 A
B23K35/30 320A
C22C38/00 301U
C22C38/14
C22C38/58
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2022532777
(86)(22)【出願日】2021-12-07
(85)【翻訳文提出日】2022-06-30
(86)【国際出願番号】 KR2021018413
(87)【国際公開番号】W WO2022131652
(87)【国際公開日】2022-06-23
(31)【優先権主張番号】10-2020-0178320
(32)【優先日】2020-12-18
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】592000691
【氏名又は名称】ポスコホールディングス インコーポレーティッド
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】ベ，ギュ－ヨル
(72)【発明者】
【氏名】イ，サン－ミン
【テーマコード（参考）】
4E001
4E081
【Ｆターム（参考）】
4E001AA03
4E001BB09
4E001CA02
4E001DB03
4E001DD02
4E001DD04
4E081AA08
4E081BA05
4E081BB04
4E081BB15
4E081CA09
4E081DA06
4E081DA12
(57)【要約】
【課題】本発明は、溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法に関するものである。
【解決手段】本発明の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法は、２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行うことで得られる溶接部材であって、上記溶接部材は母材、溶接ビード及びルート部補強溶接金属を含み、上記母材は引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、上記溶接ビードのトウ角が１６０°以上であり、上記溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース硬さが２８０～３２０Ｈｖであり、疲労強度が３５０ＭＰａ以上である。
【選択図】図１
【解決手段】本発明の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法は、２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行うことで得られる溶接部材であって、上記溶接部材は母材、溶接ビード及びルート部補強溶接金属を含み、上記母材は引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、上記溶接ビードのトウ角が１６０°以上であり、上記溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース硬さが２８０～３２０Ｈｖであり、疲労強度が３５０ＭＰａ以上である。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行うことによって得られる溶接部材であって、前記溶接部材は、母材、溶接ビード及びルート部補強溶接金属を含み、
前記母材は引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
前記溶接ビードのトウ角が１６０°以上であり、
前記溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース平均硬さが２８０～３２０Ｈｖであり、平均疲労強度が３５０ＭＰａ以上であることを特徴とする溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項2】
前記母材は重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．１２％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項3】
前記母材は、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｂのうち１種以上をその合計量で１．５重量％以下になるようにさらに含むことを特徴とする請求項２に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項4】
前記母材は、厚さが１．０～２．０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項5】
前記２枚の母材間の重ね部の間隔は、０．５ｍｍ以下（０ｍｍ含む）であることを特徴とする請求項１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項6】
前記溶接ビードは、針状フェライト及びベイナイトのうち１つ以上の微細組織を含み、前記針状フェライト及びベイナイトは、平均有効結晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項7】
前記溶接材料は重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０４～０．２％、Ｍｎ：１．６～１．９％、Ｃｒ：０．５～１．６％、Ｍｏ：０．１～０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項8】
前記溶接材料は、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ａｌ：０．２０％以下をさらに含む、請求項７に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項9】
前記溶接材料は、ソリッドワイヤまたはメタルコアドワイヤであることを特徴とする請求項１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材。
【請求項10】
２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行う溶接部材の製造方法であって、前記母材は引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
前記溶接時の体積％で、５～１０％のＣＯ２及び残部Ａｒを含む保護ガスを用い、
前記溶接時に、下記［式１］で定義される溶接入熱量（Ｑ）が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔ（ｔは母材厚さ（ｍｍ）であり、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍである）を満たし、
前記溶接材料は、下記［式２］で定義される比抵抗（Ｒ）が０．５≦Ｒ≦１．１を満たし、下記［式３］で定義されるＸが０．６≦Ｘ≦３．４を満たすことを特徴とする溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法。
［式１］Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
［式２］Ｒ＝［Ｓｉ］＋０．２５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）
［式３］Ｘ＝２８×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］２－［Ｃｒ］／３＋４×［Ｍｏ］
（但し、前記［式１］のＩ、Ｅ及びυは、それぞれ溶接電流［Ａ］、溶接電圧［Ｖ］、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を表し、前記［式２］及び［式３］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、及び［Ｍｏ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
【請求項11】
前記母材は重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．１２％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項１０に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法。
【請求項12】
前記母材は、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｂのうち１種以上をその合計量で１．５重量％以下になるようにさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法。
【請求項13】
前記溶接材料は重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０４～０．２％、Ｍｎ：１．６～１．９％、Ｃｒ：０．５～１．６％、Ｍｏ：０．１～０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項１０に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法。
【請求項14】
前記溶接材料は、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ａｌ：０．２０％以下をさらに含むことを特徴とする請求項１３に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法。
【請求項15】
前記溶接材料は、ソリッドワイヤまたはメタルコアドワイヤであることを特徴とする請求項１０に記載の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車分野は、地球温暖化問題など環境保護による燃費規制政策により、車体及び部品類の軽量化技術研究が大きな課題として浮上している。自動車走行性能に重要なシャーシ部品類もまたこのような基調によって軽量化のための高強度鋼材の適用が必要な実情である。部品軽量化を達成するためには、素材の高強度化が必須であり、繰り返し疲労荷重がかかる環境で高強度鋼材で製作された部品の耐久性能の保証が重要な要素といえる。自動車シャーシ部品の組み立て時、強度確保のために、主に用いられるアーク溶接の場合、溶接ワイヤの溶着によって部品間の重ね継ぎ目溶接が行われるため、継ぎ手の幾何学的形状が付与されることが避けられない。しかし、これは繰り返し疲労応力集中部（ノッチ効果）として作用して破断起点となり、その結果、部品の耐久性能の低下を招くため、高強度鋼材適用の利点が失われるという問題を有する。上述したように、溶接部の疲労特性は主に応力集中部であるビード端部の角度（トウ角）を低減することが何よりも重要であり、溶接入熱による熱影響部（ＨＡＺ）の軟化とは直接的な相関性がないものと報告されている。
【0003】
一方、上記問題を解決するための代表的な技術としては、特許文献１がある。特許文献１は、板厚さが５ｍｍ以下で、引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼材のアーク溶接部の疲労特性の向上のために、溶接ビードのトウ部、すなわち、熱影響部（ＨＡＺ）の温度区間の位置別の材質制御に対する手法を提示（例えば、表面０．１ｍｍ深さにおける最小硬さの位置が溶融線から０．３ｍｍ以上離れる必要がある）したが、溶接ビードのトウ角の低減によって疲労特性向上が可能である具体的な溶接方法に対する内容が不十分であった。
【0004】
他の技術としては、特許文献２及び３がある。特許文献２は、溶接ビード端部をチッパー（打撃ピン）で連続的に打撃して塑性変形領域を形成することで、圧縮応力付与により疲労特性向上が可能であることを示し、特許文献３は、自動車用シャーシ部品であるサブフレームとブラケットとの間のアーク溶接ビードのトウ角を低減するために、溶接後のプラズマ熱源による溶接ビード端部の再溶融処理方法を提案した。しかしながら、提案された上述の方法は溶接後に工程が追加されて、部品製造時の工程費用の増加が不可避であるという問題を有している。
【0005】
また他の技術としては特許文献４がある。特許文献４は、溶接後にレーザ再溶融などの特別な後処理がなくとも優れた疲労強度の確保が可能な溶接部材を提示しているが、疲労強度のレベルが最大２８５ＭＰａレベルに過ぎないという欠点がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特開２０１３－２２０４３１号公報
【特許文献2】特開２０１４－０１４８３１号公報
【特許文献3】特開２０１４－００４６０９号公報
【特許文献4】韓国公開特許第１０－２０１９－０１０３２４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明の目的とするところは、溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明の溶接部の平均疲労強度に優れた溶接部材は、２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行うことで得られる溶接部材であって、上記溶接部材は母材、溶接ビード及びルート部補強溶接金属を含み、上記母材は引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、上記溶接ビードのトウ角が１６０°以上であり、上記溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース平均硬さが２８０～３２０Ｈｖであり、疲労強度が３５０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【0009】
本発明の溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法は、２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行う溶接部材の製造方法であって、上記母材は引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、上記溶接時の体積％で、５～１０％のＣＯ２及び残部Ａｒを含む保護ガスを用い、上記溶接時に、下記［式１］で定義される溶接入熱量（Ｑ）が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔ（ｔは母材厚さ（ｍｍ）であり、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍである）を満たし、上記溶接材料は、下記［式２］で定義される比抵抗（Ｒ）が０．５≦Ｒ≦１．１を満たし、下記［式３］で定義されるＸが０．６≦Ｘ≦３．４を満たすことを特徴とする。
［式１］Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
［式２］Ｒ＝［Ｓｉ］＋０．２５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）
［式３］Ｘ＝２８×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］２－［Ｃｒ］／３＋４×［Ｍｏ］
（但し、上記［式１］のＩ、Ｅ及びυは、それぞれ溶接電流［Ａ］、溶接電圧［Ｖ］、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を表し、上記［式２］及び［式３］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、及び［Ｍｏ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
［式１］Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
［式２］Ｒ＝［Ｓｉ］＋０．２５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）
［式３］Ｘ＝２８×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］２－［Ｃｒ］／３＋４×［Ｍｏ］
（但し、上記［式１］のＩ、Ｅ及びυは、それぞれ溶接電流［Ａ］、溶接電圧［Ｖ］、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を表し、上記［式２］及び［式３］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、及び［Ｍｏ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
【発明の効果】
【0010】
本発明によると、溶接部の疲労強度に優れた溶接部材及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】溶接部材の断面組織をナイタル溶液でエッチングした後、光学顕微鏡で観察した写真であり、（ａ）は発明例１の写真であり、（ｂ）は比較例５の写真である。
【図2】溶接部材の硬さ分布であり、（ａ）は発明例１の硬さ分布であり、（ｂ）は比較例５の硬さ分布である。
【図3】発明例１をＥＢＳＤで観察したＩＱ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ）及びＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）写真である。
【図4】比較例５をＥＢＳＤで観察したＩＱ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ）及びＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）写真である。
【発明を実施するための形態】
【0012】
以下、本発明の一実施形態に係る溶接部の疲労強度に優れた溶接部材について説明する。
【0013】
本発明の溶接部材は、２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行うことで得られる。このとき、上記溶接部材は、母材、溶接ビード及びルート部補強溶接金属を含むことを特徴とする。上記ルート部補強溶接金属とは、ガスシールドアーク溶接時に溶融金属が重ね継ぎ手の上板と下板との間に円滑に浸透する溶入特性によって形成された付加的な溶接金属を意味する。上記ルート部補強溶接金属は、溶接ビード後端部と母材の重ね部との間に存在する。この領域に上記ルート部補強溶接金属が形成されるようにすることで、通常の疲労環境において溶接ルート部応力集中による疲労強度低下が効果的に防止できる効果が得られる。
【0014】
上記母材は、引張強度が７８０ＭＰａ以上であることが好ましい。このように、高強度の母材を利用することで、自動車分野で用いられる車体部品に適用時に軽量化を達成することができる。一方、本発明では、上記のように７８０ＭＰａ以上の高強度を有する鋼種であれば、その種類について特に限定しない。但し、好ましくは、本発明に適用される溶接材料の合金組成と類似した合金組成を有することができる。例えば、上記母材は重量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｔｉ：０．０１～０．１２％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなる。また、上記母材は、追加的にＭｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｂのうち１種以上をその合計量で１．５重量％以下になるように含むことができる。
【0015】
上記母材の厚さは１．０～２．０ｍｍであることができる。上記母材の厚さが１．０ｍｍ未満の場合には、通常のガスシールドアーク溶接時の溶落ち発生に敏感になるだけでなく、ルート部補強溶接金属を形成するための十分なアーク力が発揮され難いという欠点があり得る。一方、２．０ｍｍを超える場合には、重ね継ぎ手の厚さの段差が過度になって、優れた疲労強度確保のための溶接ビードのトウ角を確保し難いことがある。
【0016】
上記２枚の母材間の重ね部の間隔（溶接される上板と下板との間隔）は、０．５ｍｍ以下（０ｍｍ含む）であることができる。上記２枚の母材間の重ね部の間隔が０．５ｍｍを超える場合には、上記適正母材厚さの範囲内で優れた疲労強度を達成するための溶接ビードのトウ角を確保することが困難であり得る。上記２枚の母材間の重ね部の間隔とは、溶接される上板と下板との間隔を意味する。
【0017】
上記溶接ビードのトウ角は、１６０°以上であることが好ましい。上記溶接ビードのトウ角とは、溶接ビード端部で上記溶接ビードと２枚の母材のうち、下部に位置する母材がなす角度を意味する。上記溶接ビードのトウ角を制御する理由は、通常の疲労環境で溶接部の応力集中を緩和するためである。すなわち、上記溶接ビードのトウ角を高く制御することで、通常的な溶接部に対する疲労強度が格段に向上する効果が得られ、上記溶接ビードのトウ角が１６０°未満である場合には、上記効果を十分に得ることが困難である。
【0018】
上記溶接ビードは、針状フェライト及びベイナイトのうち１つ以上の微細組織を含み、上記針状フェライト及びベイナイトは、平均有効結晶粒径が５μｍ以下であることができる。上記針状フェライト及びベイナイトは、溶接金属、すなわち溶接ビードの強度及び靭性を確保する上で有利な微細組織である。また、本発明では、上記針状フェライト及びベイナイトの結晶粒を微細化することで、溶接ビード及びルート部補強溶接金属の十分な強度及び靭性を同時に確保できる効果が得られる。上記針状フェライト及びベイナイトの平均有効結晶粒径が５μｍを超える場合には、上述したように溶接金属の十分な強度及び靭性を同時に確保することが難しいという欠点がある。なお、上述した平均有効結晶粒径とは、単位面積当たりの結晶粒数から換算された結晶粒の平均サイズを意味する。
【0019】
一方、上記溶接時に用いられる溶接材料は重量％で、Ｃ：０．０６～０．１％、Ｓｉ：０．０４～０．２％、Ｍｎ：１．６～１．９％、Ｃｒ：０．５～１．６％、Ｍｏ：０．１～０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなる。
【0020】
Ｃ：０．０６～０．１％
上記Ｃは、アークを安定化して容積を微粒化する作用に有利な元素である。上記Ｃの含有量が０．０６％未満であると容積が粗大化して、アークが不安定になり、スパッタ発生量が多くなるだけでなく、溶接金属の十分な強度確保が難しくなるという欠点がある。一方、０．１％を超過すると、溶融金属の粘性が低くなって、ビード形状が不良になるだけでなく、溶接金属を過度に硬化させて靭性が低下するという欠点がある。上記Ｃ含有量の下限は０．０６２％であることが好ましく、０．０６５％であることがより好ましく、０．０７％であることが最も好ましい。上記Ｃ含有量の上限は０．０９５％であることがより好ましく、０．０９％であることがさらに好ましく、０．０８５％であることが最も好ましい。
上記Ｃは、アークを安定化して容積を微粒化する作用に有利な元素である。上記Ｃの含有量が０．０６％未満であると容積が粗大化して、アークが不安定になり、スパッタ発生量が多くなるだけでなく、溶接金属の十分な強度確保が難しくなるという欠点がある。一方、０．１％を超過すると、溶融金属の粘性が低くなって、ビード形状が不良になるだけでなく、溶接金属を過度に硬化させて靭性が低下するという欠点がある。上記Ｃ含有量の下限は０．０６２％であることが好ましく、０．０６５％であることがより好ましく、０．０７％であることが最も好ましい。上記Ｃ含有量の上限は０．０９５％であることがより好ましく、０．０９％であることがさらに好ましく、０．０８５％であることが最も好ましい。
【0021】
Ｓｉ：０．０４～０．２％
上記Ｓｉは、アーク溶接時における溶融金属脱酸を促進する元素（脱酸元素）としてブローホールの発生抑制に有利な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．０４％未満であると、脱酸不足となってブローホールが発生し易くなるという欠点があり、０．２％を超過すると非導電性スラグの発生を顕著にして溶接部の塗装不良を生じ、過度の脱酸による溶接部の表面活性化の不足によって溶融金属の溶入性が低下するという欠点がある。上記Ｓｉ含有量の下限は、０．０４５％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましく、０．０６％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．１５％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましく、０．０８％であることが最も好ましい。
上記Ｓｉは、アーク溶接時における溶融金属脱酸を促進する元素（脱酸元素）としてブローホールの発生抑制に有利な元素である。上記Ｓｉの含有量が０．０４％未満であると、脱酸不足となってブローホールが発生し易くなるという欠点があり、０．２％を超過すると非導電性スラグの発生を顕著にして溶接部の塗装不良を生じ、過度の脱酸による溶接部の表面活性化の不足によって溶融金属の溶入性が低下するという欠点がある。上記Ｓｉ含有量の下限は、０．０４５％であることがより好ましく、０．０５％であることがさらに好ましく、０．０６％であることが最も好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は０．１５％であることがより好ましく、０．１％であることがさらに好ましく、０．０８％であることが最も好ましい。
【0022】
Ｍｎ：１．６～１．９％
上記Ｍｎは脱酸元素であり、アーク溶接時に溶融金属の脱酸を促進してブローホール発生の抑制に有利な元素である。上記Ｍｎの含有量が１．６％未満であると、上述したＳｉ含有量の適正範囲内で脱酸が不足になって、ブローホールの発生が起こり易くなるという欠点があり、１．９％を超過すると溶融金属の粘性が過度に高くなって、溶接速度が速い場合に、溶接部位に適切に溶融金属が流入することができず、ハンピングビードになるにつれて、ビード形状の不良が発生し易くなるという欠点があり得る。上記Ｍｎ含有量の下限は１．６５％であることがより好ましく、１．７％であることがさらに好ましく、１．７５％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は１．８７％であることがより好ましく、１．８５％であることがさらに好ましく、１．８％であることが最も好ましい。
上記Ｍｎは脱酸元素であり、アーク溶接時に溶融金属の脱酸を促進してブローホール発生の抑制に有利な元素である。上記Ｍｎの含有量が１．６％未満であると、上述したＳｉ含有量の適正範囲内で脱酸が不足になって、ブローホールの発生が起こり易くなるという欠点があり、１．９％を超過すると溶融金属の粘性が過度に高くなって、溶接速度が速い場合に、溶接部位に適切に溶融金属が流入することができず、ハンピングビードになるにつれて、ビード形状の不良が発生し易くなるという欠点があり得る。上記Ｍｎ含有量の下限は１．６５％であることがより好ましく、１．７％であることがさらに好ましく、１．７５％であることが最も好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は１．８７％であることがより好ましく、１．８５％であることがさらに好ましく、１．８％であることが最も好ましい。
【0023】
Ｃｒ：０．５～１．６％
上記Ｃｒはフェライト安定化元素であり、溶接金属の強度を向上させる硬化能確保に有利な元素である。上記Ｃｒの含有量が０．５％未満であると、溶接金属の十分な強度確保が難しいという欠点があり、１．６％を超過すると、場合によっては溶接金属の脆性が不要に増加して、十分な靭性を確保することが困難であるという欠点がある。上記Ｃｒ含有量の下限は０．６％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は１．５５％であることがより好ましく、１．５％であることがさらに好ましく、１．４５％であることが最も好ましい。
上記Ｃｒはフェライト安定化元素であり、溶接金属の強度を向上させる硬化能確保に有利な元素である。上記Ｃｒの含有量が０．５％未満であると、溶接金属の十分な強度確保が難しいという欠点があり、１．６％を超過すると、場合によっては溶接金属の脆性が不要に増加して、十分な靭性を確保することが困難であるという欠点がある。上記Ｃｒ含有量の下限は０．６％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましく、０．８％であることが最も好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は１．５５％であることがより好ましく、１．５％であることがさらに好ましく、１．４５％であることが最も好ましい。
【0024】
Ｍｏ：０．１～０．６％
上記Ｍｏはフェライト安定化元素であり、溶接金属の強度を向上させる硬化能確保に有利な元素である。上記Ｍｏの含有量が０．１％未満であると、上述した適正成分範囲内で溶接金属の十分な強度確保が難しいという欠点があり、０．６％を超過すると、場合によっては溶接金属の靭性が低下するという欠点があり得る。上記Ｍｏ含有量の下限は０．１５％であることがより好ましく、０．２％であることがさらに好ましく、０．２５％であることが最も好ましい。上記Ｍｏ含有量の上限は０．５５％であることがより好ましく、０．５２％であることがさらに好ましく、０．５％であることが最も好ましい。
上記Ｍｏはフェライト安定化元素であり、溶接金属の強度を向上させる硬化能確保に有利な元素である。上記Ｍｏの含有量が０．１％未満であると、上述した適正成分範囲内で溶接金属の十分な強度確保が難しいという欠点があり、０．６％を超過すると、場合によっては溶接金属の靭性が低下するという欠点があり得る。上記Ｍｏ含有量の下限は０．１５％であることがより好ましく、０．２％であることがさらに好ましく、０．２５％であることが最も好ましい。上記Ｍｏ含有量の上限は０．５５％であることがより好ましく、０．５２％であることがさらに好ましく、０．５％であることが最も好ましい。
【0025】
また、上記溶接材料は、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ａｌ：０．１０％以下をさらに含むことができる。
【0026】
Ｐ：０．０１５％以下
上記Ｐは一般的に鋼内に不可避不純物として混入する元素であり、アーク溶接用ソリッドワイヤ内にも通常の不純物として含まれる元素である。上記Ｐの含有量が０．０１５％を超過すると、溶接金属の高温割れが顕著になるという欠点があり得る。上記Ｐ含有量は０．０１４％以下であることがより好ましく、０．０１２％以下であることがさらに好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。
上記Ｐは一般的に鋼内に不可避不純物として混入する元素であり、アーク溶接用ソリッドワイヤ内にも通常の不純物として含まれる元素である。上記Ｐの含有量が０．０１５％を超過すると、溶接金属の高温割れが顕著になるという欠点があり得る。上記Ｐ含有量は０．０１４％以下であることがより好ましく、０．０１２％以下であることがさらに好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。
【0027】
Ｓ：０．０１％以下
上記Ｓは一般的に鋼内に不可避不純物として混入する元素であり、アーク溶接用ソリッドワイヤ内にも通常の不純物として含まれる元素である。上記Ｓの含有量が０．０１％を超過すると、場合によっては溶接金属の靭性が悪化し、溶接時の溶融金属の表面張力が不足するため、高速溶接時に重力によって溶融部が過度に流れ落ちて、溶接ビードの形状が不良となるという欠点があり得る。上記Ｓ含有量は、０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましく、０．００５％以下であることが最も好ましい。
上記Ｓは一般的に鋼内に不可避不純物として混入する元素であり、アーク溶接用ソリッドワイヤ内にも通常の不純物として含まれる元素である。上記Ｓの含有量が０．０１％を超過すると、場合によっては溶接金属の靭性が悪化し、溶接時の溶融金属の表面張力が不足するため、高速溶接時に重力によって溶融部が過度に流れ落ちて、溶接ビードの形状が不良となるという欠点があり得る。上記Ｓ含有量は、０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましく、０．００５％以下であることが最も好ましい。
【0028】
Ｎｉ：０．４０％以下
上記Ｎｉは溶接金属の強度及び靭性を向上させることができる元素である。但し、上記Ｎｉの含有量が０．４０％を超過すると、上述した適正成分範囲内で割れに敏感になるという欠点があり得る。上記Ｎｉ含有量は、０．３０％以下であることがより好ましく、０．２０％以下であることがさらに好ましく、０．１０％以下であることが最も好ましい。
上記Ｎｉは溶接金属の強度及び靭性を向上させることができる元素である。但し、上記Ｎｉの含有量が０．４０％を超過すると、上述した適正成分範囲内で割れに敏感になるという欠点があり得る。上記Ｎｉ含有量は、０．３０％以下であることがより好ましく、０．２０％以下であることがさらに好ましく、０．１０％以下であることが最も好ましい。
【0029】
Ｃｕ：０．５０％以下
上記Ｃｕは一般的にワイヤをなす鋼中の不純物として０．０２％程度含有される場合が通常であるが、アーク溶接用ソリッドワイヤの場合、主にワイヤ表面に施した銅めっきに起因してその含有量が決定されることができる。上記Ｃｕはワイヤの送給性及び通電性を安定化させることができる元素である。但し、上記Ｃｕの含有量が０．５０％を超過すると、溶接金属の割れ感受性が高くなるという欠点があり得る。上記Ｃｕ含有量は０．４５％以下であることがより好ましく、０．４０％以下であることがさらに好ましく、０．３０％以下であることが最も好ましい。
上記Ｃｕは一般的にワイヤをなす鋼中の不純物として０．０２％程度含有される場合が通常であるが、アーク溶接用ソリッドワイヤの場合、主にワイヤ表面に施した銅めっきに起因してその含有量が決定されることができる。上記Ｃｕはワイヤの送給性及び通電性を安定化させることができる元素である。但し、上記Ｃｕの含有量が０．５０％を超過すると、溶接金属の割れ感受性が高くなるという欠点があり得る。上記Ｃｕ含有量は０．４５％以下であることがより好ましく、０．４０％以下であることがさらに好ましく、０．３０％以下であることが最も好ましい。
【0030】
Ａｌ：０．２０％以下
上記Ａｌは脱酸元素としてアーク溶接時の溶融金属の脱酸を促進することで、溶接金属の強度を向上させることができる元素である。上記Ａｌの含有量が０．２０％を超過すると、Ａｌ系酸化物の生成が増加して、場合によっては上述した適正成分範囲内で溶接金属の強度及び靭性が低下し、非導電性酸化物による溶接部の電着塗装不良が敏感になるという欠点があり得る。上記Ａｌ含有量は０．１５％以下であることがより好ましく、０．１２％以下であることがさらに好ましく、０．１０％以下であることが最も好ましい。
上記Ａｌは脱酸元素としてアーク溶接時の溶融金属の脱酸を促進することで、溶接金属の強度を向上させることができる元素である。上記Ａｌの含有量が０．２０％を超過すると、Ａｌ系酸化物の生成が増加して、場合によっては上述した適正成分範囲内で溶接金属の強度及び靭性が低下し、非導電性酸化物による溶接部の電着塗装不良が敏感になるという欠点があり得る。上記Ａｌ含有量は０．１５％以下であることがより好ましく、０．１２％以下であることがさらに好ましく、０．１０％以下であることが最も好ましい。
【0031】
一方、本発明では上記溶接材料の種類について特に限定しないが、好ましくはソリッドワイヤまたはメタルコアドワイヤを用いることができ、ソリッドワイヤを用いた方がより好ましい。上記ソリッドワイヤはワイヤの剛性確保により有利であり、溶接時にワイヤの優れた送給性及び直進性の確保によって溶融金属の溶入性向上の効果が得られる。
【0032】
上述のように提供される本発明の溶接部材は、上記溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース平均硬さが２８０～３２０Ｈｖであり、平均疲労強度が３５０ＭＰａ以上であって、非常に優れた溶接部の疲労強度を確保することができる。
【0033】
以下、本発明の一実施形態に係る溶接部の疲労強度に優れた溶接部材の製造方法について説明する。
【0034】
本発明の製造方法は、２枚の母材の一部を重ねて溶接材料を用いてフィレット溶接を行うことからなることができる。上記フィレット溶接時にガスシールドアーク溶接を用いることが好ましい。
【0035】
このとき、上記溶接時の体積％で、５～１０％のＣＯ２及び残部Ａｒを含む保護ガスを用いることが好ましい。上記ＣＯ２はアーク溶接時の解離反応によってアーク収縮を発生させて、アークのピンチ力及び表面活性化による溶融金属の溶入性確保に有利なガスである。上記ＣＯ２の分率が５％未満である場合には、アーク溶接時のワイヤの容積移行が不安定になり、溶融金属の溶入性が不良となり得る欠点があり、１０％を超過する場合には、アーク収縮が増加して、溶入性は増加するが、優れた溶接部の疲労特性の確保のために、十分なトウ角の確保が困難であるという欠点がある。
【0036】
なお、上記溶接時に下記［式１］で定義される溶接入熱量（Ｑ）が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔ（ｔは母材厚さ（ｍｍ）であり、Ｑの単位はｋＪ／ｃｍである）を満たすことが好ましい。上記溶接入熱量（Ｑ）が１．１５ｔ未満の場合、溶接金属及び粗大化結晶粒の熱影響部（Ｃｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎｅｄ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の強度及び靭性が不足するおそれがあり、１．６ｔを超過すると溶接金属強度不足及び溶接熱影響部の強度低下が過度になるだけでなく、溶接部にバックビード及び溶落ちが発生しやすくなって、不良になってしまう問題がある。
［式１］Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
（但し、上記［式１］において、Ｉ、Ｅ及びυはそれぞれ溶接電流［Ａ］、溶接電圧［Ｖ］、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を示す。）
［式１］Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
（但し、上記［式１］において、Ｉ、Ｅ及びυはそれぞれ溶接電流［Ａ］、溶接電圧［Ｖ］、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を示す。）
【0037】
本発明の溶接部材は、溶接材料を用いて２枚以上の母材を溶接することで得られる溶接部を有する溶接部材であって、上述した溶接材料の化学成分による脱酸制御で溶接部の表面活性化及び溶接ワイヤの比抵抗減少によるアークピンチ力の増大で溶融金属の溶入性向上が可能となる。特に、溶接材料の合金成分のうち、主要な脱酸元素であるＳｉの含有量制御によってアーク溶接時の過度の脱酸を防止することができる。一方、通常的なガスシールドアーク溶接は定電圧方式で制御されるため、アーク電流の流れの正極の役割を果たす溶接ワイヤの比抵抗が減少するほど溶融金属の溶入を増加させることができる溶接電流、すなわちアークピンチ力は増加する。したがって、上記溶接時に用いられる上記溶接材料は、下記［式２］で定義される比抵抗（Ｒ）が０．５≦Ｒ≦１．１を満たすことが好ましい。一方、上記比抵抗（Ｒ）が０．５未満である場合には、溶接時の溶融金属の脱酸が不足するだけでなく、溶接ワイヤの比抵抗が低すぎてワイヤ先端の容積移行が不良となり、良好な溶接ビードが得られ難いという欠点があり、１．１を超える場合には、上述した原理によって十分なアークピンチ力が発揮されず、溶融金属の溶入性が不足するという欠点がある。
［式２］Ｒ＝［Ｓｉ］＋０．２５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）
（但し、上記［式２］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］及び［Ｃｒ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
［式２］Ｒ＝［Ｓｉ］＋０．２５×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］）
（但し、上記［式２］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］及び［Ｃｒ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
【0038】
さらに、上記溶接材料は、下記［式３］で定義されるＸが０．６≦Ｘ≦３．４を満たすことが好ましい。本発明で対象とする薄板のアーク溶接時の溶接金属部の連続冷却による相変態組織は、上述したＸ値に応じて急激に変化するようになり、このとき、拡散なしに格子変形によって発生された変態により生成された代表的な低温変態相である針状フェライト及びベイナイト微細組織の確保によって、溶接金属部の十分な強度及び靭性確保が可能である。これにより、上述したように平滑に形成された溶接トウ部及びルート部補強溶接金属とともに、溶接金属部の緻密な微細組織確保によって優れた溶接部の疲労強度を実現することが可能である。この時、針状フェライト変態の核生成は、溶接母材及び溶接材料に含有された微量の金属元素で生成された複合酸化物から始まり、針状フェライト相の変態促進のためには、溶接保護ガスのＣＯ２分率が５～１０体積％であるときより効果的である。アーク溶接時のＣＯ２の解離反応によって生成される酸素量が上述した適正範囲より過度である場合には、酸化物の数は多くなるが、核生成のための臨界酸化物のサイズに到達できず、針状フェライト相の変態発生に容易ではなく、靭性確保に不利な粒界フェライトの変態が増加するようになる。逆に、酸素量が適正範囲より不足する場合には、溶接母材である鋼材及び溶接ワイヤに含有された硬化性元素の酸化減少によって硬化能が増加し、針状フェライト変態よりもベイナイト及びマルテンサイトなどの低温変態の発生が優勢である。上述した溶接ビードのトウ角の増大及び針状フェライトの相分率の増大効果を全て得るためには、ＣＯ２分率が５体積％に近接することが好ましい。また、上述したように溶接材料の化学成分のうち、強力な脱酸元素であるＳｉ含有量を適切に制御することで複合酸化物の形成に役立つことができる。また、ルート部補強溶接金属を含む溶接金属部のビッカース硬さ（Ｈｖ、荷重５００ｇｆ、０．２ｍｍ間隔で測定）で２８０以上になるとき、溶接部の疲労強度の著しい向上が可能である。一方、上記Ｘ値が０．６未満である場合には、主にマルテンサイト相の変態が促進して溶接金属の脆性が増加するという欠点があり、３．４を超える場合には、これと逆に硬化能の不足によって溶接金属の強度が低下するという欠点がある。
［式３］Ｘ＝２８×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］２－［Ｃｒ］／３＋４×［Ｍｏ］
（但し、上記［式３］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
［式３］Ｘ＝２８×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］２－［Ｃｒ］／３＋４×［Ｍｏ］
（但し、上記［式３］の［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］及び［Ｍｏ］は、それぞれの元素含有量（重量％）を表す。）
【実施例】
【0039】
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であり、本発明の権利範囲を限定するものではない。
【実施例1】
【0040】
下記表１に記載された合金組成を有するインゴットを溶解した後、熱間圧延によって室温で伸線した後にアニールすることで溶接ワイヤを製造した。次いで、上記ワイヤの表面にＣｕめっき層を形成させ、このとき、めっき層を含む溶接ワイヤの全体に対するＣｕ含有量は０．１２～０．５０重量％になるようにした。この後、上記Ｃｕめっきされた溶接ワイヤを伸線して、直径が０．９～１．２ｍｍである溶接用ソリッドワイヤで製作した。
【0041】
このように製作された溶接用ソリッドワイヤを用いて、下記表２に記載された合金組成を有するＰＯ（Ｐｉｃｋｌｅｄ＆Ｏｉｌｅｄ）鋼板２枚を下記表３に記載された溶接条件を用いてフィレット溶接（重ね継ぎ目溶接）した。このとき、上記ＰＯ鋼板の引張強度は７８０ＭＰａであり、平均硬さは２６０Ｈｖ、厚さは２．０ｍｍであった。上記溶接時、上記２枚の母材間の重ね部の間隔は、０．５ｍｍ以下となるようにクランプで固定し、重ね継ぎ手としてワイヤの突出長さ：１５ｍｍ、溶接速度：８０ｃｍ／ｍｉｎの条件でパルスＭＡＧ溶接した。
【0042】
上記のような溶接によって製造された溶接部材に対して、ルート部補強溶接金属の形成有無、溶接ビードのトウ角、溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース平均硬さと平均疲労強度、微細組織及び平均有効結晶粒径を測定した後、その結果を下記表４に示した。
【0043】
ルート部補強溶接金属の形成有無は、溶接ビード後端部と母材の重ね部の間、すなわち溶接ビードの溶融境界線（溶接金属と熱影響部の境界）を外れた領域で付加的な溶接金属の存在と判断した。
【0044】
溶接ビードのトウ角は、溶接ビードのトウ部の曲面との法線と当接した溶接母材の下板基準面がなす外角で測定した。
【0045】
溶接ビード及びルート部補強溶接金属のビッカース平均硬さは、荷重が５００ｇｆの条件でビッカース硬さ計を用いて幅方向の基準で０．２ｍｍ間隔で測定した後、平均値を測定した。
【0046】
溶接ビード及びルート部補強溶接金属の平均疲労強度は、溶接部から試験片を採取した後、疲労試験を行って疲労寿命が２×１０６Ｃｙｃｌｅｓを満たす最大付加荷重を疲労強度と定義した。このとき、疲労強度は３つの試験片に対する平均値を記載した。上記疲労試験は、各荷重に対する引張－引張高周期疲労試験を用いて溶接部の疲労寿命（Ｃｙｃｌｅｓ）を測定し、このとき、最小荷重及び最大荷重の比は０．１であり、繰り返し荷重周波数は１５Ｈｚとし、また、荷重（ｋＮ）を各試験片の幅及び厚さに応じた面積で割って、換算した強度（ＭＰａ）に該当する疲労寿命を導出した。
【0047】
微細組織は、溶接部材の断面組織を微細研磨してナイタル（Ｎｉｔａｌ）溶液でエッチングした後、光学顕微鏡で観察した。また、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いてＫｉｋｕｃｈｉパターンを分析し、結晶粒界及び結晶粒の方位情報を可視化したＩＱ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ）及びＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）Ｍａｐが得られた。
【0048】
平均有効結晶粒径は、上述した光学顕微鏡で観察した微細組織写真とともにＥＢＳＤのＩＱ及びＩＰＦ Ｍａｐを参考にして結晶粒を区分した後、単位面積当たりの結晶粒数から換算された結晶粒の平均サイズを算出する方法で測定した。
【0049】
【表1】
【0050】
【表2】
【0051】
【表3】
【0052】
【表4】
【0053】
上記表１～４に示すように、本発明が提案する製造条件を満たすように製造された溶接部材は、本発明が得ようとする溶接ビードのトウ角、微細組織及び平均有効結晶粒径を確保することで、母材に対して優れたビッカース平均硬さ及び平均疲労強度を有することが分かる。
【0054】
一方、比較例１は、本発明が提案する保護ガスのＣＯ２分率より低いレベルであるため、ルート部補強溶接金属が形成されず、平均疲労強度が低いレベルであることが分かる。
【0055】
比較例２は、本発明が提案する保護ガスのＣＯ２分率を超えるレベルであるため、溶接ビードのトウ角が小さく、これによって平均疲労強度が低いレベルであることが分かる。
【0056】
比較例３は、本発明が提案する溶接入熱量より低いレベルであるため、硬化能が増加するにつれてビッカース平均硬さは高いのに対し、溶接ビードのトウ角が小さくなるにつれて、平均疲労強度が低いレベルであることが分かる。
【0057】
比較例４は、本発明が提案する溶接入熱量を超えるレベルであるため、硬化能が減少するにつれてビッカース平均硬さが低く、一方、平均有効結晶粒径は増加し、溶接ビードのトウ角が小さくて、平均疲労強度が低いレベルであることが分かる。
【0058】
比較例５は、本発明が提案する溶接材料のＲ及びＸ値を満たさないため、ルート部補強溶接金属が形成されなかっただけでなく、溶接ビードのトウ角が小さく、これによってビッカース平均硬さ及び平均疲労強度が低いレベルであることが分かる。
【0059】
図１は、溶接部材の断面組織をナイタル溶液でエッチングした後、光学顕微鏡で観察した写真であり、（ａ）は発明例１の写真であり、（ｂ）は比較例５の写真である。図１から分かるように、発明例１の場合、溶接ビードのトウ角が１６４°として非常に平滑であり、溶融金属の溶入性の増大によってルート部補強溶接金属の形成が目立つことが確認できる。一方、比較例５の場合、溶接ビードのトウ角が１５７°として比較的曲率半径が小さくて耐疲労に不利であり、ルート部補強溶接金属が全く形成されていないことが分かる。
【0060】
図２は、溶接部材の硬さ分布であり、（ａ）は発明例１の硬さ分布、（ｂ）は比較例５の硬さ分布である。図２から分かるように、発明例１の場合、ルート部補強溶接金属を含む溶接金属部の硬さが２８０～３２０Ｈｖレベルとして母材の平均硬さである２６０Ｈｖを上回るのに対し、比較例１の場合、母材の平均硬さと類似したレベルに過ぎないことが分かる。
【0061】
図３及び図４は、それぞれ発明例１及び比較例５をＥＢＳＤで観察したＩＱ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ）及びＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）写真である。図３及び４から分かるように、発明例１は比較例５に比べて比較的緻密な微細組織を有していることが分かる。
【実施例2】
【0062】
溶接部の疲労寿命を評価するために、実施例１に記載の発明例１と比較例５に該当する溶接部材から疲労試験用試験片を用意した。このとき、母材を幅：１５０ｍｍ、長さ：１２０ｍｍに切断した後、重ね部の幅を２５ｍｍとし、継ぎ手の両側を約１００ｍｍ溶接した。この後、溶接部材の中央部で幅が５０ｍｍの試験片を採取した後、重ね部の段差、すなわち母材厚さだけの補償材を幅５０ｍｍ及び長さ４０ｍｍとして試験片の両端にスポット溶接することで一軸荷重が付加されるようにして疲労試験用試験片を用意した。その後、各荷重に対する引張－引張高周期疲労試験を行って、溶接部の疲労寿命（Ｃｙｃｌｅｓ）を測定した後、その結果を下記表５に示した。このとき、最小荷重及び最大荷重の比は０．１であり、繰り返し荷重周波数は１５Ｈｚとした。また、荷重（ｋＮ）を各試験片の幅及び厚さに応じた面積で割って換算された強度（ＭＰａ）に該当する疲労寿命を導出し、このときの疲労寿命が２×１０６Ｃｙｃｌｅｓを満たす最大付加荷重を疲労強度と定義した。
【0063】
【表5】
【0064】
上記表５から分かるように、発明例１は、比較例５の疲労強度である１２０ＭＰａの３倍レベルである３６０ＭＰａの疲労強度を示している。一方、比較例５の場合には、最大荷重が１８０ＭＰａ以上の時から疲労寿命の急激な減少を示した。また、最大荷重が３２０ＭＰａ以上の時からは溶接ビードのトウ部ではなく、ルート部で疲労破損が発生したのに対し、発明例１の溶接部は３６０ＭＰａまでトウ部及びルート部の疲労破損が全く発生しない優れた疲労強度確保が可能であった。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【国際調査報告】