JP7173163B2 - 溶接構造体 - Google Patents

Description

本発明は、コンテナ船等において利用される溶接構造体に関する。

大量の貨物を搭載する大型のコンテナ船においては、アッパーデッキ（上甲板）に、貨物の積み下ろしを行うための大きな開口部（ハッチ）が形成されている。また、アッパーデッキ上には、海水の流入防止等のために、ハッチを囲むようにハッチサイドコーミングが設けられている。アッパーデッキおよびハッチサイドコーミングはそれぞれ、複数の鋼板を溶接して構成されている。また、ハッチサイドコーミングは、アッパーデッキ上に溶接されている。

上記のような大型のコンテナ船が海上を航行する際には、波浪によって、船体全体を曲げるような荷重（縦曲げ荷重）が船体に付加される。このような荷重に対して、船体の強度（縦曲げ強度）を十分に確保するために、アッパーデッキおよびハッチサイドコーミングには、高強度の厚肉鋼板が利用されている。

また、上述のように、ハッチサイドコーミングおよびアッパーデッキはそれぞれ、複数の鋼板を溶接した構成を有している。言い換えると、ハッチサイドコーミングおよびアッパーデッキには、鋼板同士を溶接するための複数の溶接部が形成されている。溶接部で発生したき裂は、溶接部に沿って伝播しやすい。このため、例えば、ハッチサイドコーミングの溶接部においてき裂が発生した場合、そのき裂が溶接部に沿ってアッパーデッキ側に向かって伝播し、伝播したき裂がアッパーデッキの溶接部に進展する場合がある。したがって、船体の強度を十分に向上させるためには、ハッチサイドコーミングおよびアッパーデッキが、上記のようなき裂の進展を停止させることができる特性（脆性き裂伝播停止特性）を有する必要がある。

例えば、特許文献１および２には、脆性き裂伝播停止特性に関する溶接構造体が開示されている。

特開２００７－３２６１４７号公報 特許第５３６５７６１号

ところで、ハッチサイドコーミングで発生し、アッパーデッキ側に向かって伝播したき裂の進展を停止させるためには、これらの部材として、例えば、脆性き裂伝播停止特性の指標である－１０℃におけるＫｃａ値が６０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上の厚肉鋼板を用いる必要があることが知られている。

また、上述の例だけでなく、き裂がアッパーデッキから発生しハッチサイドコーミング側に向かって伝播する可能性もある。そして、日本海事協会と日本溶接協会との共同研究にて実施された実証試験結果によれば、アッパーデッキで発生し、ハッチサイドコーミング側に向かって伝播するき裂の進展を停止させるためには、８０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上という極めて高いＫｃａ値を有する厚肉鋼板を用いる必要があることが分かってきた。

しかしながら、このような高い脆性き裂伝播停止特性を有する厚肉鋼板を安定的に製造することは、技術的な面からもコスト的な面からも困難であるという問題がある。そのため、より合理的な手法により低コストで優れた脆性き裂伝播停止特性を有する溶接構造体を得る必要がある。

本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接構造体を提供することを目的とする。

本発明は、下記の溶接構造体を要旨とする。

（１）板状の接合部材の端面が板状の被接合部材の被接合面に当接した状態で、前記接合部材が前記被接合部材に両側部分溶込み溶接されたＴ継手部を有する溶接構造体であって、
前記接合部材は、前記接合部材の板厚方向に垂直な第１表面および第２表面を有し、
前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）が、下記（ｉ）式を満足し、
前記第１表面側に形成された第１溶接部の第１熱影響部の最頂点と前記第１表面との前記接合部材の板厚方向の距離を距離ｈ_１（ｍｍ）とし、前記第２表面側に形成された第２溶接部の第２熱影響部の最頂点と前記第２表面との前記接合部材の板厚方向の距離を距離ｈ_２（ｍｍ）とした時に、
前記接合部材の、前記第１表面から前記板厚方向に２ｍｍの深さ位置、前記第２表面から前記板厚方向に２ｍｍの深さ位置、前記距離ｈ_１が２ｍｍを超える場合には、前記第１表面から前記板厚方向にｈ_１（ｍｍ）の深さ位置、および前記距離ｈ_２が２ｍｍを超える場合には、前記第２表面から前記板厚方向にｈ_２（ｍｍ）の深さ位置における金属組織が、
面積％で、ベイナイト：７０～９５％、およびフェライト：５～３０％を含有し、かつ、
平均結晶粒径が１２．０μｍ以下である、
溶接構造体。
ｔ≧５０．０ ・・・（ｉ）

（２）前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）、前記距離ｈ_１（ｍｍ）および前記距離ｈ_２（ｍｍ）が、下記（ii）式および（iii）式を満足する、
上記（１）に記載の溶接構造体。
ｈ_１≦ｔ／４ ・・・（ii）
ｈ_２≦ｔ／４ ・・・（iii）

（３）前記第１表面および前記被接合面に垂直な断面において、
前記第１溶接部における、前記接合部材側の止端とルートとを通る線と前記被接合面とがなす鋭角α_１（°）、前記板厚方向における継手の部分溶込みｄ_１（ｍｍ）および前記被接合部材側の止端と前記第１表面との距離ｓ_１（ｍｍ）、ならびに、前記第２溶接部における、前記接合部材側の止端とルートとを通る線と前記被接合面とがなす鋭角α_２（°）、前記板厚方向における継手の部分溶込みｄ_２（ｍｍ）および前記被接合部材側の止端と前記第２表面との距離ｓ_２（ｍｍ）が、下記（iv）～（ix）式を満足する、
上記（１）または（２）に記載の溶接構造体。
４５．０≦α_１≦７０．０ ・・・（iv）
４５．０≦α_２≦７０．０ ・・・（ｖ）
ｄ_１・ｓｅｃ（α_１）・ｃｏｓ（α_１／２）≧０．３５ｔ ・・・（vi）
ｄ_２・ｓｅｃ（α_２）・ｃｏｓ（α_２／２）≧０．３５ｔ ・・・（vii）
ｓ_１≧ｄ_１（ｓｅｃ（α_１）－１） ・・・（viii）
ｓ_２≧ｄ_２（ｓｅｃ（α_２）－１） ・・・（ix）

（４）前記接合部材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
Ｍｎ：１．４０～２．５０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００５～０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．０００５～０．００５０％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
Ｎｉ：０．１５～２．００％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
ＲＥＭ：０～０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｘ）式で表わされるＡｒ_３が６００～７４０である、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接構造体。
Ａｒ_３＝９４０－３１０×Ｃ＋４０×Ｓｉ－９０×Ｍｎ－４０×Ｃｕ－６０×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（ｘ）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。

（５）前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）が下記（xi）式を満足する、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接構造体。
ｔ＞８０．０ ・・・（xi）

（６）前記接合部材の降伏応力が４００～５８０ＭＰａであり、引張強さが５１０～７５０ＭＰａである、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の溶接構造体。

本発明によれば、脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接構造体を得ることができる。

本発明の一実施形態に係る溶接構造体を示す斜視図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接構造体を示す斜視図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接構造体を示す斜視図である。 溶接構造体の断面図である。 構造モデルアレスト試験体の形状を説明するための図である。

本発明者らが上記の課題を解決するために検討を行った結果、以下の知見を得るに至った。

上述のように、溶接構造体に用いられる部材の全厚にわたって脆性き裂伝播停止特性を向上させるためには、例えば、Ｋｃａ値が８０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上の厚肉鋼板を用いる必要がある。

しかしながら、例えば、アッパーデッキからハッチサイドコーミング側に向かってき裂が伝播する場合において、き裂の突入領域がハッチサイドコーミングに用いられる厚肉鋼板の表層領域のみに制限されるような構造にするとともに、厚肉鋼板の表層領域の脆性き裂伝播停止特性を向上させることができれば、き裂の進展を停止させることが可能になる。その結果、溶接構造体全体での脆性き裂伝播停止特性を低コストで向上させることが可能になる。

本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の一実施形態に係る溶接構造体について説明する。

１．溶接構造体の構成
図１は、本発明の一実施形態に係る溶接構造体を示す斜視図である。図１に示すように、本実施形態に係る溶接構造体１０は、接合部材１１および被接合部材１２を備えている。接合部材１１は板状であり、板厚方向に垂直な第１表面１１ａおよび第２表面１１ｂを有する。また、被接合部材１２は板状であり、接合部材１１の端面１１ｃが当接される被接合面１２ａを有する。

そして、図１に示すように、溶接構造体１０は、端面１１ｃが被接合面１２ａに当接した状態で、接合部材１１が被接合部材１２に両側部分溶込み溶接されたＴ継手部を有する。なお、上記のＴ継手部を有する溶接構造体には、図１に示すようなＴ字状の構造体に加えて、例えば、図２および３に示す形状の構造体も含まれる。

また、接合部材１１と被接合部材１２とは、隅肉溶接によって接合されていてもよいが、接合強度の観点からは、接合部材１１に開先を設け、開先溶接によって接合されていることが好ましい。

本発明においては、厚肉の接合部材を対象としており、具体的には、接合部材１１の板厚をｔ（ｍｍ）とした場合に、下記（ｉ）式を満足する。接合部材１１の板厚ｔ（ｍｍ）は、下記（xi）式を満足するのが好ましい。ｔの上限は特に規定する必要はないが、例えば２００ｍｍ、１５０ｍｍ、または１２０ｍｍとすることができる。
ｔ≧５０．０ ・・・（ｉ）
ｔ＞８０．０ ・・・（xi）

なお、被接合部材の板厚については特に制限はないが、接合部材と同様に、５０．０ｍｍ以上であることが好ましく、８０．０ｍｍ超であることがより好ましい。

また、図１に示すように、溶接構造体１０は、第１表面１１ａ側に形成された第１溶接部１３ａおよび第２表面１１ｂ側に形成された第２溶接部１３ｂを有する。

接合部材１１および被接合部材１２の接合箇所付近について、図４を用いてさらに詳しく説明する。図４は、溶接構造体１０の、第１表面１１ａおよび被接合面１２ａに垂直な断面図である。図４においては、図面が煩雑になることを避けるため、ハッチングは付していない。

図１および図４に示すように、接合部材１１および被接合部材１２の接合箇所の第１表面１１ａ側には、第１溶接金属１４ａが形成されている。そして、第１溶接金属１４ａと接合部材１１および被接合部材１２との境界部には、第１熱影響部１５ａが形成されている。同様に、第２表面１１ｂ側には、第２溶接金属１４ｂが形成されており、第２溶接金属１４ｂと接合部材１１および被接合部材１２との境界部には、第２熱影響部１５ｂが形成されている。

本願明細書において、溶接部とは、溶接金属と熱影響部とを合わせた部分を意味する。すなわち、第１溶接金属１４ａと第１熱影響部１５ａとを合わせた領域が第１溶接部１３ａであり、第２溶接金属１４ｂと第２熱影響部１５ｂとを合わせた領域が第２溶接部１３ｂである。

ここで、被接合部材１２から発生し、接合部材１１に伝播するき裂の突入領域を接合部材１１の表層側のみに制限するためには、第１表面１１ａから第１溶接部１３ａの最頂点までの深さ、および第２表面１１ｂから第２溶接部１３ｂの最頂点までの深さを制御する必要がある。

第１溶接部１３ａの第１熱影響部１５ａの最頂点と第１表面１１ａとの接合部材１１の板厚方向の距離ｈ_１（ｍｍ）および第２溶接部１３ｂの第２熱影響部１５ｂの最頂点と第２表面１１ｂとの板厚方向の距離ｈ_２（ｍｍ）は、下記（ii）式および（iii）式を満足することが好ましい。
ｈ_１≦ｔ／４ ・・・（ii）
ｈ_２≦ｔ／４ ・・・（iii）

距離ｈ_１および距離ｈ_２の下限については特に制限する必要はないが、接合部材１１と被接合部材１２とが隅肉溶接によって接合されている場合であっても、１ｍｍ程度の深さまで熱影響部が形成される。そのため、１ｍｍが距離ｈ_１および距離ｈ_２の実質的な下限となる。

なお、第１熱影響部１５ａの最頂点とは、第１熱影響部１５ａの板厚方向における先端を意味し、同様に第２熱影響部１５ｂの最頂点とは、第２熱影響部１５ｂの板厚方向における先端を意味する。また、図４に示すように、距離ｈ_１は、第１表面１１ａと、第１表面１１ａと平行でかつ第１熱影響部１５ａの板厚方向における先端を通る仮想的な面１１ｄとの距離であり、距離ｈ_２は、第２表面１１ｂと、第２表面１１ｂと平行でかつ第２熱影響部１５ｂの板厚方向における先端を通る仮想的な面１１ｅとの距離である。

また、図４に示すように、第１溶接部１３ａにおける、接合部材１１側の止端とルートとを通る線Ｌ_１と被接合面１２ａとがなす鋭角α_１（°）および第２溶接部１３ｂにおける、接合部材１１側の止端とルートとを通る線Ｌ_２と被接合面１２ａとがなす鋭角α_２（°）は、それぞれ下記（iv）式および（ｖ）式を満足することが好ましい。
４５．０≦α_１≦７０．０ ・・・（iv）
４５．０≦α_２≦７０．０ ・・・（ｖ）

第１溶接部１３ａにおける接合部材１１側の止端とは、第１溶接金属１４ａの外縁と第１表面１１ａとの交点Ａ_１を意味する。また、第１溶接部１３ａにおける接合部材１１側のルートとは、第１溶接金属１４ａの外縁と端面１１ｃとの交点Ｂ_１を意味する。同様に、第２溶接部１３ｂにおける接合部材１１側の止端とは、第２溶接金属１４ｂの外縁と第２表面１１ｂとの交点Ａ_２を意味し、第２溶接部１３ｂにおける接合部材１１側のルートとは、第２溶接金属１４ｂの外縁と端面１１ｃとの交点Ｂ_２を意味する。

さらに、第１溶接部１３ａの板厚方向における継手の部分溶込みｄ_１（ｍｍ）および第２溶接部１３ｂの板厚方向における継手の部分溶込みｄ_２（ｍｍ）は、それぞれ下記（vi）式および（vii）式を満足することが好ましい。ここで、下記（vi）式および（vii）式の左辺で計算される値は、それぞれ有効のど厚Ｔｄ_１（ｍｍ）およびＴｄ_２（ｍｍ）を表している。
ｄ_１・ｓｅｃ（α_１）・ｃｏｓ（α_１／２）≧０．３５ｔ ・・・（vi）
ｄ_２・ｓｅｃ（α_２）・ｃｏｓ（α_２／２）≧０．３５ｔ ・・・（vii）

継手の部分溶込みｄ_１は、第１表面１１ａと、第１表面１１ａと平行でかつ接合部材１１の板厚方向における第１溶接金属１４ａの板厚中心側の端部を通る仮想的な面１１ｆとの距離である。また、継手の部分溶込みｄ_２は、第２表面１１ｂと、第２表面１１ｂと平行でかつ接合部材１１の板厚方向における第２溶接金属１４ｂの板厚中心側の端部を通る仮想的な面１１ｇとの距離である。

また、第１溶接部１３ａの板厚方向における、被接合部材１２側の止端と第１表面１１ａとの距離ｓ_１（ｍｍ）および第２溶接部１３ｂにおける、被接合部材１２側の止端と第２表面１１ｂとの距離ｓ_２（ｍｍ）は、それぞれ下記（viii）式および（ix）式を満足することが好ましい。
ｓ_１≧ｄ_１（ｓｅｃ（α_１）－１） ・・・（viii）
ｓ_２≧ｄ_２（ｓｅｃ（α_２）－１） ・・・（ix）

距離ｓ_１および距離ｓ_２は、それぞれ第１溶接部１３ａおよび第２溶接部１３ｂの板厚方向における溶接脚長である。具体的には、距離ｓ_１は、第１表面１１ａと、第１表面１１ａと平行でかつ接合部材１１の板厚方向における第１溶接金属１４ａの板厚中心と逆側の端部を通る仮想的な面１１ｈとの距離である。また、距離ｓ_２は、第２表面１１ｂと、第２表面１１ｂと平行でかつ接合部材１１の板厚方向における第２溶接金属１４ｂの板厚中心と逆側の端部を通る仮想的な面１１ｉとの距離である。

なお、第１溶接金属１４ａおよび第２溶接金属１４ｂと接合部材１１との境界は、目視により容易に判別することが可能である。また、第１熱影響部１５ａおよび第２熱影響部１５ｂの先端位置についても、ナイタール腐食により現出させることで容易に判別することが可能である。

上記（iv）～（ix）式を満足しない場合であっても、脆性き裂伝播停止特性を向上させることは可能であるが、より高い継手強度を確保する観点から、上記（iv）～（ix）式を満足することが好ましい。

２．接合部材の金属組織
上述のように、接合部材の全厚にわたって脆性き裂伝播停止特性を向上させるためには、例えば、Ｋｃａ値が８０００Ｎ／ｍｍ^１．５以上の鋼板を接合部材として用いる必要があり、そのような特性を有する鋼板の確保が困難であるという問題がある。しかしながら、少なくとも接合部材のき裂が突入する領域の脆性き裂伝播停止特性を向上させれば、き裂の進展を停止することが可能になる。

すなわち、接合部材の、表面近傍から溶接部の最頂点までの深さ位置における金属組織を制御することによって、き裂の進展を停止することが可能になる。但し、表面から板厚方向に２ｍｍ未満の領域については、脆性き裂伝播停止特性に特に寄与しないため考慮する必要はない。

具体的には、第１表面１１ａから板厚方向に２ｍｍの深さ位置および第２表面１１ｂから板厚方向に２ｍｍの深さ位置において、以下に示す金属組織を有する必要がある。さらに、距離ｈ_１が２ｍｍを超える場合には、第１表面１１ａから板厚方向にｈ_１（ｍｍ）の深さ位置、また、距離ｈ_２が２ｍｍを超える場合には、第２表面１１ｂから板厚方向にｈ_２（ｍｍ）の深さ位置においても、以下に示す金属組織を有する必要がある。

言い換えれば、距離ｈ_１が２ｍｍ以下であり、かつ距離ｈ_２が２ｍｍ以下である場合には、第１表面１１ａから板厚方向に２ｍｍの深さ位置および第２表面１１ｂから板厚方向に２ｍｍの深さ位置においてのみ、以下に示す金属組織を有していればよい。なお、以下の説明において「％」は、「面積％」を意味する。

ベイナイト：７０～９５％
フェライト：５～３０％
上記の深さ位置においてベイナイトを主相とする理由は、接合部材の強度を確保するためである。フェライトが主相では、高い強度を確保することが困難である。ただし、全てがベイナイトでは、靭性が大きく劣化してしまうため、第二相としてフェライトを含有することで靭性の劣化を抑制している。

上記の深さ位置における金属組織として、ベイナイトおよびフェライトが上記の面積率を有するものであれば、そのほかに、例えば、パーライトおよび／または島状マルテンサイト（ＭＡ：Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ－Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を含んでもよい。ただし、パーライトは強度確保の観点から５％以下、島状マルテンサイトは靭性確保の観点から５％以下であることが好ましい。

平均結晶粒径：１２．０μｍ以下
被接合部材からのき裂の突入部分である上記の深さ位置において、細粒な組織とすることによって、き裂の進展を停止することが可能になる。ここで、本発明においては、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義し、当該結晶粒界によって囲まれた領域の円相当直径を結晶粒径と定義する。

なお、接合部材の板厚中心部における金属組織については特に制限はない。例えば、表面側と同様に、ベイナイト：７０～９５％、フェライト：５～３０％、パーライト：５％以下、およびＭＡ：５％以下を含有する組織としてもよい。また、平均粒径についても特に制限はないが、板厚中心部まで細粒化するのは技術的に困難であり、コスト増を招くおそれがある。そのため、接合部材の板厚中心部における平均結晶粒径は１２．０μｍ超であることが好ましい。一方、板厚中心部の平均粒径が大きすぎると、脆性破壊発生特性が大きく低下してしまうため、板厚中心部の平均粒径の好ましい上限は４０．０μｍである。

本発明において、各組織の面積率および平均結晶粒径は、以下の要領で測定する。まず、走査型電子顕微鏡に取り付けた結晶方位測定装置（ＴＳＬ社ＯＩＭ）を使用し、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、接合部材の所定の深さ位置における５００μｍ×５００μｍの領域を０．５μｍピッチで測定する。

そして、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義して結晶粒内における隣接測定点間のミスオリエンテーションの平均値であるＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値を求める。本発明においては、ＧＡＭ値が１°以下の結晶粒をフェライト相と定義し、それぞれの位置のフェライト相の面積率の平均値を求める。そして、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の粒界マップを作成し、そのときの結晶粒の円相当径を画像解析によって求める。

次いで、鋼板サンプルにナイタール腐食を施し、光学顕微鏡により各深さ位置を５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、黒色で視認される塊状の領域をパーライト相と定義し、画像解析によりそれぞれの位置で測定した全視野領域に対するパーライト相の面積率の平均値を求める。

次いで、鋼板サンプルにレペラ腐食を施し、光学顕微鏡により各深さ位置を５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、白色で視認される領域を島状マルテンサイト相と定義し、画像解析によりそれぞれの位置で測定した全視野領域に対する島状マルテンサイト相の面積率の平均値を求める。以上のようにフェライト相、パーライト相、島状マルテンサイト相の面積率を求め、それらの合計を１００％から差し引いた数値をベイナイト相の面積率とする。

３．接合部材の化学組成
本発明の溶接構造体に用いられる接合部材の化学組成については特に限定されないが、優れた脆性き裂伝播停止特性を発揮するためには、以下に示す化学組成を有することが好ましい。各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０３０～０．１００％
Ｃは、焼入れ性向上により鋼板の強度と靭性を確保する作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０３０％以上とするのが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると溶接性および継手靭性（ＨＡＺ靭性）が低下するおそれがある。そのため、Ｃ含有量は０．０３０～０．１００％とするのが好ましい。Ｃ含有量は０．０６０％以上であるのがより好ましく、０．０９０％以下であるのがより好ましい。

Ｓｉ：０．０１～０．３０％
Ｓｉは、脱酸元素および強化元素として有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると継手靭性が低下し、また、Ａｒ_３点が過剰に上昇するおそれがある。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～０．３０％とするのが好ましい。Ｓｉ含有量は０．１０％以下であるのがより好ましい。

Ｍｎ：１．４０～２．５０％
Ｍｎは鋼板の強度を確保し、また、Ａｒ_３点を低下させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を１．４０％以上とするのが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると溶接性および継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は１．４０～２．５０％とするのが好ましい。Ｍｎ含有量は１．５０％以上であるのがより好ましく、２．００％以下であるのがより好ましい。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、溶接性および継手靭性を低下させるため、その含有量を０．０１５％以下に低減するのが好ましい。Ｐ含有量は０．０１０％以下であるのがより好ましい。

Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、不純物元素であり、ＭｎＳ生成による靭性の低下、溶接性の低下を招くため、その含有量を０．０１００％以下に低減するのが好ましい。Ｓ含有量は０．００５０％以下であるのがより好ましい。

Ｎｂ：０．００５～０．０３０％
Ｎｂは、再結晶温度を抑制し、組織細粒化へ寄与し、鋼板の強度を上昇させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０３０％を超えると溶接性が低下するおそれがある。そのため、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０３０％とするのが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００８％以上であるのがより好ましく、０．０１５％以下であるのがより好ましい。

Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、ＴｉＮを微細分散にさせることより鋼板の靭性と継手靭性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると鋼板の靭性および継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％とするのが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００８％以上であるのがより好ましく、０．０１５％以下であるのがより好ましい。

Ｎ：０．０００５～０．００５０％
Ｎは、鋼材中にＴｉＮを形成させることより鋼板の靭性および継手靭性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｎ含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。一方、スラブ疵の抑制のため、Ｎ含有量を０．００５０％以下とするのが好ましい。Ｎ含有量は０．００２０％以上であるのがより好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。

Ａｌ：０．００１～０．０８０％
Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素であるＯを低減する作用を有する元素である。また、鋼中のフリーＮをＡｌＮとし無害化する。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．０８０％とするのが好ましい。Ａｌ含有量は０．０１０％以上であるのがより好ましく、０．０４０％以下であるのがより好ましい。

Ｃｕ：０．１０～０．５０％
Ｃｕは、強度を向上させ、また、Ａｒ_３点を低下させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると溶接性および継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｃｕ含有量は０．１０～０．５０％とするのが好ましい。Ｃｕ含有量は０．２０％以上であるのがより好ましい。

Ｎｉ：０．１５～２．００％
Ｎｉは、強度を向上させ、また、Ａｒ_３点を低下させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｎｉ含有量を０．１５％以上とするのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると溶接性および継手靭性が低下するおそれがある。また、Ｎｉは高価であり過剰な添加はコスト高を招く。そのため、Ｎｉ含有量は０．１５～２．００％とするのが好ましい。Ｎｉ含有量は０．３０％以上であるのがより好ましく、１．００％以下であるのがより好ましい。

Ｃｒ：０～０．５０％
Ｃｒは、鋼板の強度を上昇させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．５０％を超えると溶接性および継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下であるのが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ含有量は０．１０％以上であるのが好ましい。

Ｍｏ：０～０．５０％
Ｍｏは、Ｂとの複合効果により焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を上昇させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．５０％を超えると鋼板の靭性および継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましく、０．３０％以下であるのがさらに好ましく、０．２５％以下であるのが特に好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましく、０．０８％以上であるのがさらに好ましい。

Ｖ：０～０．１００％
Ｖは、析出強化による強度上昇の効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．１００％を超えると継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｖ含有量は０．１００％以下であるのが好ましく、０．０５０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｖ含有量は０．０２０％以上であるのが好ましい。

Ｂ：０～０．００３０％
Ｂは、焼入れ性向上により鋼板の強度を上昇させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．００３０％を超えると靭性および溶接性が低下するおそれがある。そのため、Ｂ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましく、０．００２０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。

Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａは、継手靭性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．００５０％を超えると継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｃａ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。

Ｍｇ：０～０．００５０％
Ｍｇは、ＭｇＳを形成し、母材組織の細粒化および継手靭性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．００５０％を超えると継手靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。

ＲＥＭ：０～０．００５０％
ＲＥＭ（希土類元素）は、継手靭性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、その含有量が０．００５０％を超えると継手靭性が低下するおそれがある。そのため、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、ＲＥＭ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。

ここで、本発明において、ＲＥＭはＳｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。なお、ランタノイドは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。

上記の接合部材の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明の接合部材においては、上述した金属組織を得るため、後述するように、可能な限り低温圧延を実施する。その際、特に表層部近傍の圧延時の温度がＡｒ_３点を大幅に下回っている場合、圧延中にフェライトが生成し、粗大な加工フェライトを生成してしまう。

そのため、接合部材の化学組成においては、下記（ｘ）式で表わされるＡｒ_３点（℃）が６００～７４０℃となるように、成分を調整することが好ましい。
Ａｒ_３＝９４０－３１０×Ｃ＋４０×Ｓｉ－９０×Ｍｎ－４０×Ｃｕ－６０×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（ｘ）
但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。

Ａｒ_３点が６００℃未満では焼き入れ性が過剰となり、強度オーバーとなって靭性が劣化するおそれがある。特に、接合部材の板厚中心部での靭性が劣化しやすくなる。一方、Ａｒ_３点が７４０℃を超えると低温での圧延時に接合部材の表層部が二相域圧延となり、粗大な加工フェライトが生成し、脆性き裂伝播停止特性が劣化するおそれがある。Ａｒ_３点は６５０℃以上であるのがより好ましい。また、Ａｒ_３点は７２０℃以下であるのがより好ましく、７００℃以下であるのがさらに好ましい。

４．接合部材の機械的特性
本発明の溶接構造体に用いられる接合部材の機械的特性についても特に制限は設けない。しかし、溶接構造体をコンテナ船等において利用する場合においては、接合部材の降伏応力は４００～５８０ＭＰａであるのが好ましく、引張強さが５１０～７５０ＭＰａであるのが好ましい。

５．接合部材の製造方法
接合部材の製造方法について、特に制限は設けないが、例えば以下に示す手順により、接合部材として用いられる鋼板を製造することができる。

まず、上記した適切な化学成分に調整した溶鋼を、転炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の通常公知の鋳造方法で鋼素材である鋼片とする。

（加熱温度）
まず、鋳造時の冷却途中または冷却後に鋼片を９５０～１１００℃に加熱し、オーステナイト単相化する。加熱抽出温度が９５０℃未満ではオーステナイト化が不十分となり粗大組織を形成するおそれがある。一方、１１００℃超ではオーステナイト粒が粗大化して、結晶粒径を微細化することができない場合がある。

（熱間圧延）
加熱抽出された鋼片に熱間圧延を行い、仕上げ圧延における圧下率を５０％以上として、板厚が例えば８０～１００ｍｍの鋼板を製造する。この時、表面における仕上げ圧延の開始温度をＡｒ_３点～７４０℃とする。なお、仕上げ圧延とは、仕上げ圧延機で行う圧延工程であり、仕上げ圧延の前に粗圧延を行い、仕上げ圧延開始時の板厚を調整してもよい。また、圧下率とは、仕上げ圧延中の累積の圧下率を意味し、仕上げ圧延開始時の板厚をｔ_０、仕上げ圧延完了後の板厚（製品厚）をｔとすると、（ｔ_０－ｔ）／ｔ_０×１００により計算することができる。

仕上げ圧延における圧下率が５０％未満では、オーステナイト粒の延伸化が不十分であるため結晶粒微細化が不十分となる場合がある。圧下率は５５％以上であるのが好ましく、６０％以上であるのがより好ましい。圧下率の上限は特に限定されないが、圧下率が７５％を超えると、圧延パス回数が増加し生産性が低下するため、圧下率は７５％以下であることが好ましい。

また、表面における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ_３点未満では、表層部近傍に粗大かつ圧延方向に伸長した加工フェライトが生成し、脆性き裂伝播停止特性が低下するおそれがある。一方、７４０℃を超えると、オーステナイト粒界に形成されるレッジまたはオーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり、微細結晶粒の個数密度が低下し、脆性き裂伝播停止特性が劣化する場合がある。そのため、仕上げ圧延の開始時の表面温度はＡｒ_３点～７４０℃とする。加工フェライトの生成を抑制する観点からは、仕上げ圧延の開始時の表面温度はＡｒ_３点＋３０℃超であることが好ましい。また、仕上げ圧延の開始時の表面温度は７２０℃以下であるのが好ましい。

本発明では、鋼板の結晶粒径を微細化させるために、未再結晶温度域以下の可能な限りの低温で圧延を実施する。そのようにすることで、オーステナイトが未再結晶状態で延伸化し、フェライトの核生成サイトとなる旧オーステナイト粒界密度を増加させることができると同時に、オーステナイト粒界にレッジ（階段状の凹凸）を形成し活性化させフェライトを生成し易くする。

また、オーステナイト粒内にもフェライトの核生成サイトとなる転位、変形帯が導入される。これらのフェライトは、フェライトそのものが微細であり、さらにベイナイトを微細に分割することができるため、結晶粒径を微細化させることができる。その際、特に表層部近傍の圧延時の温度がＡｒ_３点を下回っている場合、圧延中にフェライトが生成し、粗大な加工フェライトを生成してしまう。そのため、Ｎｉ、Ｍｎ等を含有させることでＡｒ_３点を低下させて、粗大な加工フェライトの生成を抑制することが好ましい。

さらに、本発明では、接合部材の表面から溶接部の最頂点までの深さに応じて、鋼板の板厚内部の結晶粒径も微細化させる必要がある。表層～板厚の１／４の領域の位置の結晶粒径を微細にするため、板厚の１／４位置の仕上げ圧延開始温度を８００℃以下とする。板厚の１／４位置の仕上げ圧延開始温度が８００℃を超えると、当該部のオーステナイト粒界に形成されるレッジまたはオーステナイト中に導入される転位、変形帯が不十分となり結晶粒径が粗大化してしまう。板厚の１／４位置の好ましい仕上げ圧延開始温度は７６０℃以下である。下限はＡｒ_３点であるが、通常、板厚の１／４位置の温度が表面温度を下回ることはなく、表面の温度をＡｒ_３点以上に管理すれば問題はない。

なお、鋼板の表面の温度は、デスケーリング（スケール除去のために高圧水を鋼板に吹き付ける工程）で低下させることができるが、板厚内部における温度は、デスケーリングの影響は小さく、鋼片を加熱抽出してから圧延を開始するまでの時間経過に強く依存する。そのため、表面の温度および板厚内部の温度の両方を満たすために、デスケーリングおよび経過時間の両方を適正に管理した操業が必要である。

表面における仕上げ圧延の開始温度がＡｒ_３点未満である場合、鋼板の表層部近傍が二相域圧延（α＋γの二相が存在する温度域での圧延）となり、粗大な加工フェライト（圧延中生成したフェライト）が生成する。一方、仕上げ圧延の開始温度がＡｒ_３点以上であると、粗大な加工フェライト生成を抑制でき、かつオーステナイト粒を延伸化することで、フェライトの核生成サイトとなるオーステナイト粒界密度を増加させ、オーステナイト粒内にもフェライト核生成サイトとなる転位および変形帯を十分導入した状態で、急冷（制御冷却プロセス（ＣＬＣ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｏｎ Ｌｉｎｅ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）での水冷）ができるため、ベイナイトを主相とし、微細フェライトを分散させた組織を形成することができる。

（冷却）
熱間圧延の終了後、Ａｒ_３点以上の表面温度で冷却を開始して、表面から深さ５ｍｍの位置における冷却速度を２５．０℃／ｓ以上とし、４００℃以下の表面温度で冷却を終了する。冷却の開始温度がＡｒ_３点未満では、冷却開始前に粗大なフェライトが生成し、結晶粒径を微細化することができない。ベイナイトを微細化させるためには冷却速度を大きくしてできるだけ低温で変態させる必要があり、そのためには表面から深さ５ｍｍの位置で２５．０℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。また、十分なベイナイト組織を得るために、冷却停止温度を４００℃以下とする。

（焼き戻し）
また、冷却後に４００～６００℃の温度で焼戻し熱処理を行い、鋼板の強度および靭性を調節することが望ましい。焼戻しの温度が６００℃を超えると強度が低下する。一方、４００℃未満ではひずみ除去による靭性改善が不十分である。

以上の製造方法を実施することにより、表層部近傍の結晶粒径を微細化した板厚の大きい高強度の鋼板を、低コストで製造することができる。こうして製造される鋼板は、降伏応力を４００～５８０ＭＰａとし、引張強さを５１０～７５０ＭＰａとすることが可能となる。

６．溶接構造体の製造方法
溶接構造体の製造方法についても、特に制限は設けないが、例えば、上述の被接合部材の被接合面に接合部材の端面を突き合わせた状態で、端面に沿って溶接することで製造することができる。この際、接合部材の被接合部材側を開先加工しておくことが望ましい。開先加工は、接合部材の端面全体にわたって施してもよいが、被接合部材との接合箇所にのみ施してもよい。

また、溶接方法についても特に制限はなく、ＣＯ_２溶接または被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）等の公知の方法を採用すればよい。この際、熱影響部の幅（図４において、（ｈ_１－ｄ_１）および（ｈ_２－ｄ_２）で表わされる長さ）を小さくするためには、入熱量を０．５～３．０ｋＪ／ｍｍとすることが好ましい。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する鋼を溶製した後、連続鋳造によって鋼片を作製した。その後、この鋼片を９５０～１１００℃に再加熱し、熱間圧延を施した後、冷却した。その後、焼き戻しの熱処理を行い、接合部材用の鋼板を製造した。表２に各鋼板の製造条件および板厚を示す。

得られた各鋼板の板厚の１／４位置から圧延方向に直角な方向にＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を測定した。その結果を表２に併せて示す。

その後、製造した鋼板を試験板（接合部材１１）とし、図５に示す構造モデルアレスト試験体を作製して試験を実施した。板厚１００ｍｍの鋼板をＣＯ_２溶接により接合した溶接継手を助走溶接継手（被接合部材１２）とし、表３に示す条件でＣＯ_２溶接または被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ）により溶接構造体１０を作製した。

その後、溶接構造体１０のフュージョンライン部１６ａにノッチ１６ｂを導入した。そして、溶接構造体１０を船舶設計温度である－１０℃に冷却し、ＥＨ４０の設計応力に相当する２５７ＭＰａの試験応力を負荷し、ノッチ部近傍だけを－５０℃程度に急冷し、ノッチ部に楔を介して打撃を加えて脆性き裂を発生、伝播させた。

試験後の構造モデルアレスト試験体を使用し、試験体長手方向の中心位置から左右に２５０ｍｍ離れた位置において、接合部材と被接合部材との一方側（第１表面側）および他方側（第２表面側）の溶接部（第１溶接部および第２溶接部）の断面を切り出した。その後、研磨して、ナイタール腐食を施すことで溶接金属部と溶接熱影響部（溶接時にＡｃ_１変態点以上に加熱された領域）を現出させた。これらの２カ所の溶接継手断面の写真をデジタルカメラによりそれぞれ撮影し、写真画像から溶接部形状を測定し、２カ所の測定結果の平均値を使用した。測定された溶接部の形状を表３に併せて示す。

さらに、上記の要領で切り出した溶接部断面について、接合部材の第１表面から板厚方向に２ｍｍおよびｈ_１（ｍｍ）の深さ位置、第２表面から板厚方向に２ｍｍおよびｈ_２（ｍｍ）の深さ位置、ならびに、板厚中心部における平均結晶粒径および各組織の相分率（面積％）を測定した。但し、試験Ｎｏ．６については、ｈ_１およびｈ_２が２ｍｍ以下であったため、接合部材の第１表面から板厚方向に２ｍｍの深さ位置、第２表面から板厚方向に２ｍｍの深さ位置、および、板厚中心部における平均結晶粒径および各組織の相分率（面積％）を測定した。

具体的には、各深さ位置から観察用試験片を切り出した後、ＥＢＳＰ法により５００μｍ×５００μｍの領域を０．５μｍピッチで測定した。そして、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と定義して結晶粒内における隣接測定点間のミスオリエンテーションの平均値であるＧＡＭ値を求め、ＧＡＭ値が１°以下の結晶粒をフェライト相と定義し、それぞれの位置のフェライト相の面積率の平均値を求めた。また、隣接粒との結晶方位差が１５°以上の粒界マップを作成し、そのときの結晶粒の円相当径を画像解析によって求めた。

さらに、各試験片にナイタール腐食を施し、光学顕微鏡により各深さ位置を５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、黒色で視認される塊状の領域をパーライト相と定義し、画像解析によりそれぞれの位置で測定した全視野領域に対するパーライト相の面積率の平均値を求めた。

次いで、各試験片にレペラ腐食を施し、光学顕微鏡により各深さ位置を５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、白色で視認される領域を島状マルテンサイト相と定義し、画像解析によりそれぞれの位置で測定した全視野領域に対する島状マルテンサイト相の面積率の平均値を求めた。以上のようにフェライト相、パーライト相、島状マルテンサイト相の面積率を求め、それらの合計を１００％から差し引いた数値をベイナイト相の面積率とした。

各深さ位置における平均結晶粒径および各組織の相分率（面積％）を表４に示す。また、上記の構造モデルアレスト試験体を用いた試験の結果を表４に併せて示す。脆性き裂が試験板で停止した場合は停止、試験板を破断した場合は破断と判定した。

表４から明らかなように、本発明の規定を満足する接合部材を用いた場合には、優れた脆性き裂伝播停止特性を得られたのに対して、本発明の規定を満足しない比較例の接合部材を用いた場合には、脆性き裂が接合部材まで伝播する結果となった。

また、試験Ｎｏ．１、２および５では、（iv）～（ix）式をさらに満足するため、継手強度が高くさらに良好な結果となった。

以上のように、本発明によれば、脆性き裂伝播停止特性に優れた溶接構造体を得ることができる。

１０ 溶接構造体
１１ 接合部材
１１ａ 第１表面
１１ｂ 第２表面
１１ｃ 端面
１１ｄ～ｉ 仮想的な面
１２ 被接合部材
１２ａ 被接合面
１３ａ 第１溶接部
１３ｂ 第２溶接部
１４ａ 第１溶接金属
１４ｂ 第２溶接金属
１５ａ 第１熱影響部
１５ｂ 第２熱影響部
１６ａ フュージョンライン部
１６ｂ ノッチ

Claims (6)

1. 板状の接合部材の端面が板状の被接合部材の被接合面に当接した状態で、前記接合部材が前記被接合部材に両側部分溶込み溶接されたＴ継手部を有する溶接構造体であって、
   前記接合部材は、前記接合部材の板厚方向に垂直な第１表面および第２表面を有し、
   前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）が、下記（ｉ）式を満足し、
   前記第１表面側に形成された第１溶接部の第１熱影響部の最頂点と前記第１表面との前記接合部材の板厚方向の距離を距離ｈ_１（ｍｍ）とし、前記第２表面側に形成された第２溶接部の第２熱影響部の最頂点と前記第２表面との前記接合部材の板厚方向の距離を距離ｈ_２（ｍｍ）とした時に、
   前記接合部材の、前記第１表面から前記板厚方向に２ｍｍの深さ位置、前記第２表面から前記板厚方向に２ｍｍの深さ位置、前記距離ｈ_１が２ｍｍを超える場合には、前記第１表面から前記板厚方向にｈ_１（ｍｍ）の深さ位置、および前記距離ｈ_２が２ｍｍを超える場合には、前記第２表面から前記板厚方向にｈ_２（ｍｍ）の深さ位置における金属組織が、
   面積％で、ベイナイト：７０～９５％、およびフェライト：５～３０％を含有し、かつ、
   平均結晶粒径が１２．０μｍ以下であり、
   前記第１表面および前記被接合面に垂直な断面において、
   前記第１溶接部における、前記接合部材側の止端とルートとを通る線と前記被接合面とがなす鋭角α _１ （°）、前記板厚方向における継手の部分溶込みｄ _１ （ｍｍ）および前記被接合部材側の止端と前記第１表面との距離ｓ _１ （ｍｍ）、ならびに、前記第２溶接部における、前記接合部材側の止端とルートとを通る線と前記被接合面とがなす鋭角α _２ （°）、前記板厚方向における継手の部分溶込みｄ _２ （ｍｍ）および前記被接合部材側の止端と前記第２表面との距離ｓ _２ （ｍｍ）が、下記（iv）～（ix）式を満足する、
   溶接構造体。
   ｔ≧５０．０ ・・・（ｉ）
   ４５．０≦α _１ ≦７０．０ ・・・（iv）
   ４５．０≦α _２ ≦７０．０ ・・・（ｖ）
   ｄ _１ ・ｓｅｃ（α _１ ）・ｃｏｓ（α _１ ／２）≧０．３５ｔ ・・・（vi）
   ｄ _２ ・ｓｅｃ（α _２ ）・ｃｏｓ（α _２ ／２）≧０．３５ｔ ・・・（vii）
   ｓ _１ ≧ｄ _１ （ｓｅｃ（α _１ ）－１） ・・・（viii）
   ｓ _２ ≧ｄ _２ （ｓｅｃ（α _２ ）－１） ・・・（ix）
2. 板状の接合部材の端面が板状の被接合部材の被接合面に当接した状態で、前記接合部材が前記被接合部材に両側部分溶込み溶接されたＴ継手部を有する溶接構造体であって、
   前記接合部材は、前記接合部材の板厚方向に垂直な第１表面および第２表面を有し、
   前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）が、下記（ｉ）式を満足し、
   前記第１表面側に形成された第１溶接部の第１熱影響部の最頂点と前記第１表面との前記接合部材の板厚方向の距離を距離ｈ _１ （ｍｍ）とし、前記第２表面側に形成された第２溶接部の第２熱影響部の最頂点と前記第２表面との前記接合部材の板厚方向の距離を距離ｈ _２ （ｍｍ）とした時に、
   前記接合部材の、前記第１表面から前記板厚方向に２ｍｍの深さ位置、前記第２表面から前記板厚方向に２ｍｍの深さ位置、前記距離ｈ _１ が２ｍｍを超える場合には、前記第１表面から前記板厚方向にｈ _１ （ｍｍ）の深さ位置、および前記距離ｈ _２ が２ｍｍを超える場合には、前記第２表面から前記板厚方向にｈ _２ （ｍｍ）の深さ位置における金属組織が、
   面積％で、ベイナイト：７０～９５％、およびフェライト：５～３０％を含有し、かつ、
   平均結晶粒径が１２．０μｍ以下であり、
   前記接合部材の化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０３０～０．１００％、
   Ｓｉ：０．０１～０．３０％、
   Ｍｎ：１．４０～２．５０％、
   Ｐ：０．０１５％以下、
   Ｓ：０．０１００％以下、
   Ｎｂ：０．００５～０．０３０％、
   Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
   Ｎ：０．０００５～０．００５０％、
   Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
   Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
   Ｎｉ：０．１５～２．００％、
   Ｃｒ：０～０．５０％、
   Ｍｏ：０～０．５０％、
   Ｖ：０～０．１００％、
   Ｂ：０～０．００３０％、
   Ｃａ：０～０．００５０％、
   Ｍｇ：０～０．００５０％、
   ＲＥＭ：０～０．００５０％、
   残部：Ｆｅおよび不純物であり、
   下記（ｘ）式で表わされるＡｒ_３が６００～７４０である、
   溶接構造体。
   Ａｒ_３＝９４０－３１０×Ｃ＋４０×Ｓｉ－９０×Ｍｎ－４０×Ｃｕ－６０×Ｎｉ－１５×Ｃｒ－８０×Ｍｏ ・・・（ｘ）
   但し、上記式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
   ｔ≧５０．０ ・・・（ｉ）
3. 前記第１表面および前記被接合面に垂直な断面において、
   前記第１溶接部における、前記接合部材側の止端とルートとを通る線と前記被接合面とがなす鋭角α_１（°）、前記板厚方向における継手の部分溶込みｄ_１（ｍｍ）および前記被接合部材側の止端と前記第１表面との距離ｓ_１（ｍｍ）、ならびに、前記第２溶接部における、前記接合部材側の止端とルートとを通る線と前記被接合面とがなす鋭角α_２（°）、前記板厚方向における継手の部分溶込みｄ_２（ｍｍ）および前記被接合部材側の止端と前記第２表面との距離ｓ_２（ｍｍ）が、下記（iv）～（ix）式を満足する、
   請求項２に記載の溶接構造体。
   ４５．０≦α_１≦７０．０ ・・・（iv）
   ４５．０≦α_２≦７０．０ ・・・（ｖ）
   ｄ_１・ｓｅｃ（α_１）・ｃｏｓ（α_１／２）≧０．３５ｔ ・・・（vi）
   ｄ_２・ｓｅｃ（α_２）・ｃｏｓ（α_２／２）≧０．３５ｔ ・・・（vii）
   ｓ_１≧ｄ_１（ｓｅｃ（α_１）－１） ・・・（viii）
   ｓ_２≧ｄ_２（ｓｅｃ（α_２）－１） ・・・（ix）
4. 前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）、前記距離ｈ_１（ｍｍ）および前記距離ｈ_２（ｍｍ）が、下記（ii）式および（iii）式を満足する、
   請求項１から請求項３までのいずれかに記載の溶接構造体。
   ｈ_１≦ｔ／４ ・・・（ii）
   ｈ_２≦ｔ／４ ・・・（iii）
5. 前記接合部材の板厚ｔ（ｍｍ）が下記（xi）式を満足する、
   請求項１から請求項４までのいずれかに記載の溶接構造体。
   ｔ＞８０．０ ・・・（xi）
6. 前記接合部材の降伏応力が４００～５８０ＭＰａであり、引張強さが５１０～７５０ＭＰａである、
   請求項１から請求項５までのいずれかに記載の溶接構造体。

Images