JP2009041073A - 溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接部、なかでも溶接止端部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れ、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いて好適な高張力鋼溶接継手の提供。
【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．００３％、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｎ：０．００３０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅと不純物からなり、０．０５≦（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）≦０．１５を満足する鋼材を母材としてアーク溶接した溶接継手であって、溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの分率がそれぞれ、１０〜４０％および５０％以上である溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
【選択図】なし

Description

本発明は、溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手およびその製造方法に関する。詳しくは、延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野に用いられるのに好適な溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手およびその製造方法、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いられるのに好適な溶接止端部（以下、単に「止端部」ともいう。）からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手およびその製造方法に関する。

１９９５年初頭に発生した兵庫県南部地震は、鋼構造物にも大きな被害をもたらしたことは良く知られている。地震の震度自体が予期していたレベルを上回るレベルであったという設計上の理由が、大きな原因であるとされているが、多数の破壊現場での観察により、溶接の不具合など人為的な原因もなかったとはいえない。

土木・建築分野では大地震に強い構造形式に関する研究が盛んに行われているが、上記の人為的な不具合なども考慮すれば、鋼材継手部にその安全性確保機能を持たせるという考えも重要である。なお、土木・建築分野で適用されている材料は、主に日本工業規格（ＪＩＳ）で規定された規格材である。

具体的には、橋梁分野では、ＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００４）に規定されている「溶接構造用圧延鋼材」が、また、建築分野では上記のＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００４）に加えて、ＪＩＳ Ｇ ３１３６（１９９４）に規定されている「建築構造用圧延鋼材」が、主に用いられている。

しかしながら、上記の鋼材の耐破壊特性は、０℃あるいは−５℃におけるシャルピー特性としての「吸収エネルギー」のみを保証するものであり、地震負荷を受けた際の挙動に関しては極めて平凡なものでしかない。そして、継手部に関してもその耐破壊特性は基本的には上記と同等レベルのものである。

したがって、現下の状況からすれば、鋼材や継手部に対する先進的な機能付与のニーズは強く、こうした高機能鋼材や継手部が適用あるいは規格化される機運は高まっていると考えられる。

なお、兵庫県南部地震で起こった鋼構造の破壊形態に関する特徴の一例が、非特許文献１に報告されている。

すなわち、非特許文献１は、神戸市港湾幹線（ハーバーウェイ）Ｐ７５橋脚の破壊事故について詳細に調査したものであるが、これによると、前記の橋脚が、隅角部に存在する溶接止端部あるいは母材から延性き裂が発生し、それが進展して、「脆性破壊」に至ったことが示されている。

この例に示されるように、橋脚の地震時の破壊事故は「脆性破壊」という極めて壊滅的な破壊であるが、その破壊の前段階には、「延性き裂」の存在がある。したがって、構造物の地震時の安全性を高めるひとつのポイントとして、延性き裂発生に対する抵抗性（以下、「耐延性き裂発生特性」ともいう。）を向上させるということが挙げられる。なお、上記の延性き裂の多くは溶接の止端部から発生するものであり、溶接止端部での耐延性き裂発生特性が構造物の安全性に対して重要な位置を占めていると考えられる。

延性破壊特性に着目した技術は、特に母材の設計法として、例えば、特許文献１〜６に開示されている。

すなわち、特許文献１に、ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織より構成されている鋼板であって、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：７μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有し、且つ当該部分のベイナイト分率が５〜２５％以下である層で構成され、中心部は板厚の５０％以上に亘って、円相当平均粒径：４〜１０μｍ、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有し、当該部分のベイナイト分率が１０％以下である層で構成されている「アレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板」が開示されている。

特許文献２に、ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されている鋼板であって、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：５μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層で構成され、中心部は板厚の５０％以上に亘って、円相当平均粒径：４〜１０μｍ、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成されている「アレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板」が開示されている。

特許文献３に、公称応力−公称歪み曲線における降伏後の降伏棚が１％以上で、且つ公称応力が最大となる公称歪み（εｕ）から求めた加工硬化指数（ｎ＝ｌｎ（１＋εｕ））が０．１５以上である「高歪負荷状態での耐延性破壊特性に優れた鋼材」および「その製造方法」が開示されている。

特許文献４に、フェライトと第二相との混合組織からなり、冷間塑性歪のない状態で降伏伸びが０．５％以下で、さらに好ましくは降伏比が７５％以上である「延性亀裂発生特性に優れた構造用鋼材」および「その製造方法」が開示されている。

特許文献５に、圧延途中の厚みをｔとしたとき、板厚方向に両表面から０．０５ｔ以上０．１５ｔ以下の表層領域に対して、Ａｒ₃変態点以上９００℃以下の未再結晶温度域においてε≧０．５となる相当塑性歪εを付与し、その後前記表層領域の残留累積相当塑性歪量εｒがεｒ≧０．５を満足する時間内に、両表面から板厚ｔ／４位置より芯部側の内部領域の温度をＡｒ₃変態点以上に維持しつつ、前記表層領域を２〜１５℃／ｓの冷却速度にて４５０〜６５０℃の温度範囲となるまで冷却し、次いで、圧延を再開し、この圧延では前記内部領域に対して０．３５≦εｒ＜０．５５の残留累積相当塑性歪εｒを付与する圧延を行ない、Ａｒ₃変態点以上にて圧延を完了すると共に、加工発熱および内部顕熱によって前記表層領域をＡｒ₃変態点以下まで複熱させ、その後平均冷却速度が１〜１０℃／ｓとなる様に冷却を行なう「アレスト特性および延性破壊特性に優れた厚鋼板の製造方法」が開示されている。

特許文献６に、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下を含み、必要に応じてさらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、Ｃｅｑ≦０．４０の鋼を、９５０℃以上、１２００℃以下に加熱後、Ａｒ₃点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、その後直ちにＡｒ₃点以上から１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始後、Ａｒ₃−３０℃〜Ａｒ₃−１００℃において一旦冷却を停止し、Ｐｃｍを「Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）」として、（０．２×ｔ／Ｐｃｍ）秒から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒保持した後、再び５００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却する「延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法」が開示されている。

しかしながら、上記の特許文献１〜６で提案された技術は、いずれも母材の延性を高めるという観点からなされたものであって、実用面でより重要な溶接止端部からの延性き裂発生については考慮されておらず、しかも、特許文献１、特許文献２および特許文献５における「耐延性破壊特性」の評価は、単に、ＪＩＳ １Ｂ号試験片である原厚ままの全厚引張試験片を用いた引張試験での伸びの大小に基づくものでしかない。

一方、特許文献７には、鋼製柱・梁接合部を溶接する方法において、溶接する柱および梁の降伏応力および引張強度以上の降伏応力および引張強度を持つ鋼製裏当金を使用し、また溶接材料には溶接により生成される溶接金属の降伏応力および引張強度が鋼製裏当金の降伏応力および引張強度未満となるものを用いて溶接する「鋼製柱・梁接合部の溶接方法」が開示されている。しかしながら、この特許文献７で提案された技術は、単に、溶接接合を行う鉄骨構造物において、裏当金と鉄骨の未溶着によって発生する歪集中部からの延性き裂発生を減少させるというものでしかない。

特開２０００−３２８１７７号公報 特開２０００−３０９８５１号公報 特開２００２−３０３７９号公報 特開２００３−２２１６４１号公報 特開２００３−２２１６１９号公報 特開２００５−３１４８１１号公報 特開平８−２８１４８７号公報 岡下勝彦、大南亮一、道場康二、山本晃久、富松実、丹治康行、三木千壽：土木学会論文集、Ｎｏ．５９１／Ι−４３（１９９８）ｐ．２４３

本発明は、溶接部からの延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野に用いて好適な、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いて好適な、溶接止端部からの延性き裂発生に対する抵抗性（耐延性き裂発生特性）に優れる高張力鋼溶接継手およびその製造方法を提供することである。

延性き裂の発生に関する研究は、古くからなされているが、鋼材内部から発生するものが主体であった。

例えば、材料学的因子の解明事例として、Ｇ．ＬｅＲｏｙらは、「Ａ Ｍｏｄｅｌ ｏｆ Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｂａｓｅｄ ｏｎ ｔｈｅ Ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ｖｏｉｄｓ」（Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌ．、２９（１９８１）、ｐ．１５０９）において、引張試験による破断延性と炭化物体積率との関係を明らかにしている。これによると、硬質第二相の体積割合が大きくなると延性は低下する。

また、力学的な観点から、Ｊ．Ｗ．Ｈａｎｃｏｃｋらが、「Ｏｎ ｔｈｅ Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ ｏｆ Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｆａｉｌｕｒｅ ｉｎ Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌｓ Ｓｕｂｊｅｃｔｅｄ ｔｏ Ｍｕｌｔｉ−Ａｘｉａｌ Ｓｔｒｅｓｓ−Ｓｔａｔｅｓ」（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｃｈ． Ｐｈｙｓ． Ｓｏｌｉｄｓ、２４（１９７６）、ｐ．１４７）において、延性き裂発生の限界歪は応力多軸度の影響を大きく受けることを明らかにしている。つまり、応力多軸度が高くなる部位では、限界歪は急激に低下する。

一方、溶接止端部は、構造物の表面に相当する部位である。このため、前記した課題を達成するためには、延性き裂の発生部位として、鋼材内部ではなく、表面に着目する必要がある。

表面部からの延性き裂発生に関しては、岡本らが、「高張力鋼の延性および延性破壊過程に及ぼすＭｎＳ介在物の影響」（鉄と鋼、６３（１９７７）、ｐ．１８７８）において、不純物元素であるＳの含有量が高くなると表面部からの延性き裂が発生しやすくなることを明らかにしている。

さらに、力学的には、表面部からの延性き裂発生は、内部からの延性き裂発生の場合と同様に、応力多軸度と相当塑性歪で整理されている。

しかしながら近年、Ｍ．Ｔｏｙｏｄａらが、「Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ Ｐｉｐｅ ｕｎｄｅｒ Ａ Ｌａｒｇｅ Ｓｃａｌｅ ｏｆ Ｃｙｃｌｉｃ Ｂｅｎｄｉｎｇ」（Ｐｉｐｅｌｉｎｅ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、ＩＩ（２０００）、ｐ．８７）において、表面部からの延性き裂発生は応力多軸度依存型の限界条件を示すものではなく、相当塑性歪一定型の限界条件で良好な整理がなされることを明らかにしている。

そこで、本発明者らは、先ず、鋼材表面からの延性き裂発生特性を評価する手法を確立することが必要であるとの考えの下に、種々の化学組成を有する低炭素系鋼材の表面から、０．１ｍｍＲの鋭い環状切欠きを設けた丸棒引張試験を採取し、単調に引張載荷した後、様々な負荷レベルで途中止めを行うことにより延性き裂が発生した時点での負荷レベルを把握し、また、この試験と並行してＦＥＭ解析を実施し、このＦＥＭ解析によって延性き裂が発生した負荷レベルでの切欠き先端における相当塑性歪（以下、この延性き裂発生時の相当塑性歪を延性き裂発生の限界歪という。）を求めた。

なお、上記環状切欠きを設けた丸棒引張試験の形状は図１に示すとおりであり、図１の（ａ）は全体図、（ｂ）は環状切欠き部の詳細図である。

その結果、鋼材表面部の延性き裂発生特性に対して、Ｍ．Ｔｏｙｏｄａらが提唱した上記の「相当塑性歪一定型」の基準が好適であることが明らかになった。

なお、溶接止端部の特異性としては、溶接による熱サイクルを受けていることが挙げられる。

すなわち、溶接によって止端部直下の熱影響部（以下、熱影響部を「ＨＡＺ」ともいう。）は、母材の溶融点近傍まで温度上昇した後冷却される、具体的には、母材鋼のＡｃ₃変態点をはるかに超えるオーステナイト領域にまで温度上昇した後、溶接入熱や母材の板厚に応じた冷却速度で様々な組織に変態しながら冷却されるので、そのミクロ組織は母材が製造された時の組織とは全く異なったものになってしまう。

そこで次に、本発明者らは、種々の化学組成を有する低炭素系鋼材の小さな試験片に対して、いわゆる「再現熱サイクル」を付与して、つまり、溶接により付与される熱サイクルをプログラムされた高周波加熱パターンによって付与して、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織、換言すれば、溶接止端部のＨＡＺ側ミクロ組織を再現させ、前記図１に示す環状切欠きを設けた丸棒試験片を採取することによって、上記の止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が延性き裂発生特性に及ぼす影響を定量的に評価した。

その結果、次の知見（ａ）〜（ｅ）が得られた。

（ａ）母材が、最も汎用的に用いられている質量％で、０．１５〜０．２０％程度の比較的高い量のＣを含有し、合金元素が意図的に添加されていない化学組成からなる鋼の場合には、再現熱サイクルを付与することで得られる止端部直下のＨＡＺのミクロ組織は、「フェライト」と「パーライト」の複合組織であるいわゆる「フェライト・パーライト」組織になる場合が多い。そして、この「フェライト・パーライト」組織の場合には、組織を極めて細粒にした場合であっても、表面部からの延性き裂発生の限界歪は、１００％程度である。

（ｂ）入熱が極端に小さかったり、試験片の板厚が極端に厚かったり、鋼の化学組成から計算される焼入れ性が極端に高い場合には、再現熱サイクルを付与することで得られる止端部直下のＨＡＺのミクロ組織はマルテンサイト組織になる。そして、この「マルテンサイト」組織の場合には、初期転位密度が高いためか、表面部からの延性き裂発生の限界歪はさらに低く、高くても９０％程度である。

（ｃ）鋼中に含まれる硬質介在物の量が少ないほど、表面部からの延性き裂発生の限界歪が大きく「耐延性き裂発生特性」が良好である。したがって、母材の化学組成において、硬質介在物を形成するＰおよびＳの含有量は極力少ない方がよい。

（ｄ）溶接止端部のミクロ組織における「相」の分率が延性破壊特性に大きな影響を与える。すなわち、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が「フェライト」と「ベイナイト」の複合組織で、しかも、硬質相である「ベイナイト」が軟質相である「フェライト」より多く存在する場合に、表面部からの延性き裂発生の限界歪が最も大きく、最良の「耐延性き裂発生特性」を示す。これは硬質相である「ベイナイト」が連結して力を伝達することと関係があると考えられる。一方、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が「フェライト」と「ベイナイト」の複合組織であっても、軟質相である「フェライト」が複合組織の殆どを占める場合には、表面部からの延性き裂発生の限界歪が小さく「耐延性き裂発生特性」が低い。これは、硬質な「ベイナイト」近傍の軟質な「フェライト」において歪集中が顕著化するためと考えられる。

（ｅ）止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が、上記の硬質相としての「ベイナイト」と軟質相としての「フェライト」からなる複合組織の場合には、その粒径が小さい方が表面部からの延性き裂発生の限界歪が大きく、「耐延性き裂発生特性」が良好である。

そこで、溶接継手の母材となる鋼材の実生産や溶接施工の実態を念頭に、さらに検討を加えた結果、下記の知見（ｆ）〜（ｉ）を得た。

（ｆ）止端部直下のＨＡＺのミクロ組織において、硬質相としての「ベイナイト」および軟質相としての「フェライト」の各割合が特定の範囲にある場合に、極めて良好な表面部からの「耐延性き裂発生特性」が確保される。この場合には、第３相として含まれる他の「相」が表面部からの延性き裂発生の限界歪に及ぼす影響は小さい。

（ｇ）式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、「ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）」で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足するように鋼の化学成分を調整すれば、母材鋼のＣ含有量が０．０１〜０．１２％という低い場合であっても、止端部直下のＨＡＺにおいて、「ベイナイト」の分率が５０％以上であるミクロ組織を比較的容易に得ることができる。

（ｈ）止端部直下のＨＡＺのミクロ組織において、軟質相である「フェライト」を特定の量で含ませるためには、初期オーステナイト粒を微細化して、粒界からのフェライト変態を促進するのが有効である。このためには、母材となる鋼材の組織を微細化して、具体的には、旧オーステナイト粒径を１５０μｍ以下として、組織の引き継ぎを行うことが好ましい。

（ｉ）母材鋼の化学組成を上記（ｇ）で述べた適正な成分系に調整しても、母材板厚が薄い場合に極端な高入熱溶接を行ったり、母材板厚が厚い場合に極端な低入熱溶接を行えば、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が上記（ａ）で述べた「フェライト・パーライト」組織や（ｂ）で述べた「マルテンサイト」組織になる。しかしながら、アーク溶接する際の最終パス溶接時の溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｍｍ）を、「ｔ」を母材の板厚（ｍｍ）として、「３９９．７３×（２９９−１５２２×ＰＰ）^-0.5×ｔ」の式で表されるＱcr-Lの値以上で、かつ「５９９．６０×（３５．４−２３６×ＰＰ）^-0.5×ｔ」の式で表されるＱcr-Uの値以下として溶接すれば、止端部直下のＨＡＺにおいて、１０〜４０％の分率で「フェライト」を含み、しかも「ベイナイト」の分率が５０％以上であるミクロ組織を確実に得ることができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（８）に示す溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手および（９）〜（１６）に示す溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％およびＮ：０．００３０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足する鋼材を母材としてアーク溶接した溶接継手であって、溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの分率がそれぞれ、１０〜４０％および５０％以上であることを特徴とする溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）・・・（１）。
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（３）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（４）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（５）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（６）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（７）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｇ：０．００６％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（６）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（８）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、希土類元素：０．００４％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（７）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。

（９）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％およびＮ：０．００３０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足する鋼材を母材としてアーク溶接する溶接継手の製造方法であって、最終パス溶接時の溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｍｍ）を、下記（２）式で表されるＱcr-Lの値以上で、かつ下記（３）式で表されるＱcr-Uの値以下として溶接することを特徴とする溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）・・・（１）、
Ｑcr-L＝３９９．７３×（２９９−１５２２×ＰＰ）^-0.5×ｔ・・・（２）、
Ｑcr-U＝５９９．６０×（３５．４−２３６×ＰＰ）^-0.5×ｔ・・・（３）。
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表し、また、（２）式および（３）式中のｔは母材の板厚（ｍｍ）を表す。

（１０）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上を含有するものである上記（９）に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

（１１）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下を含有するものである上記（９）または（１０）に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

（１２）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下を含有するものである上記（９）から（１１）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

（１３）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有するものである上記（９）から（１２）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

（１４）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下を含有するものである上記（９）から（１３）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

（１５）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｇ：０．００６％以下を含有するものである上記（９）から（１４）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

（１６）母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、希土類元素：０．００４％以下を含有するものである上記（９）から（１５）までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

なお、「溶接止端部の熱影響部側」とは、止端から５００μｍまでの母材の部分を指す。

また、「ベイナイト」とは、ラス状ベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しくはいわゆる「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」、またはその両者が存在した組織であり、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列するいわゆる「下部ベイナイト」を含むものを意味し、上記の組織が焼戻しされた組織も含むものとする。なお、板厚が厚く溶接後の冷却速度が小さい場合には、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化するが、この場合の組織も「ベイナイト」に含むものとする。

上記の「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」とは、炭素が濃縮した残留オーステナイト若しくはマルテンサイト、または両者の混合した組織である。

希土類元素（以下、「ＲＥＭ」という。）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭの中の１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

以下、上記（１）〜（８）に示す溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手に係る発明および（９）〜（１６）に示す溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（１６）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手は、耐延性き裂発生特性に優れるので、溶接部からの延性き裂の発生、なかでも止端部からの延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いることができる。この高張力鋼溶接継手は、本発明の方法によって製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、母材の強度を確保するのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では母材に必要な強度が確保できないだけでなく、溶融線でのラス形成が不十分になって、溶接止端部直下のＨＡＺの靱性も低下する。一方、その含有量が０．１２％を超えると、ＨＡＺ、なかでも溶接止端部直下のＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．０１〜０．１２％とした。なお、Ｃの含有量は０．０４〜０．１０％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、０．０１％以上含有させる。しかしながら、０．５％を超える過剰なＳｉの含有は、溶接冷却過程において島状マルテンサイトを増加させて、溶接部の靱性を低下させる。さらに、介在物量の増加を通じた母材靱性の低下も招く。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．５％とした。なお、溶接部の靱性向上の観点からは、Ｓｉの含有量はできるだけ少ない方がよい。好ましいＳｉ含有量の範囲は０．０１〜０．４％である。

Ｍｎ：０．４〜２％
Ｍｎは、脱酸剤、母材の強度と靱性の確保およびＨＡＺの焼入れ性確保のために有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．４％未満では、これらの効果が得られないだけでなく、ＨＡＺにいわゆる「フェライトサイドプレート」が生成してラスの形成が不十分になり、溶接部の靱性が低下する。一方、含有量で２％を超える過剰なＭｎは、中心偏析による板厚方向での母材特性の不均一をもたらす。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８〜１．６％とすることが好ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素であり、その含有量が０．０５％を超えると、鋼中に硬質介在物が増加し介在物周りで歪集中が顕著化することから耐延性き裂発生特性の劣化を伴う。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が高いと中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成して、その周りに歪集中が顕著化することから、耐延性き裂発生特性の低下を招き、特に、その含有量が０．００３％を超えると、耐延性き裂発生特性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００３％以下とした。なお、Ｓの含有量は０．００２％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００２〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として必要な元素であり、０．００２％以上含有させる。しかしながら、含有量で０．０５％を超える過剰なＡｌは、ＡｌＮなどの析出物の増加を通じて母材部および溶接部の靱性を低下させる。したがって、Ａｌの含有量を０．００２〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．００２〜０．０４％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００３０〜０．０１％
Ｎは、ＡｌＮやＴｉＮの形成を通じてＨＡＺ組織を微細化する作用を有するので、０．００３０％以上含有させる。しかしながら、Ｎの含有量が多くなり、特に、０．０１％を超えると、析出物の生成を通して耐延性き裂発生特性の低下を招き、また、ＨＡＺ靱性を低下させる。したがって、Ｎの含有量を０．００３０〜０．０１％とした。なお、Ｎの含有量は０．００３〜０．００８％とすることが好ましい。

ＰＰの値：０．０５〜０．１５
前記（１）式で表されるＰＰの値は、止端部直下のＨＡＺにおけるベイナイトの分率に影響を及ぼす指標であり、ＰＰの値が０．０５以上であれば、止端部直下のＨＡＺ（つまり、先に定義した「溶接止端部の熱影響部側」）のミクロ組織を比較的容易にベイナイトの分率が５０％以上という所望のミクロ組織にすることができる。しかしながら、ＰＰの値が大きくなって、特に、０．１５を超えると、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織にマルテンサイトが多量に含まれるようになって耐延性き裂発生特性の著しい低下を招く。したがって、前記（１）式で表されるＰＰの値を０．０５〜０．１５とした。なお、ＰＰの値は０．０７〜０．１５とすることが好ましい。

上記の「ベイナイト」は、ラス状ベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しくはいわゆる「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」、またはその両者が存在した組織であり、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列するいわゆる「下部ベイナイト」を含むものを意味し、上記の組織が焼戻しされた組織も含むこと、さらに、板厚が厚く冷却速度が小さい場合には、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化するが、この場合の組織も「ベイナイト」に含むことは、既に述べたとおりである。

上記の理由から、本発明（１）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、（１）式で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足することとした。

同様に、本発明（９）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、（１）式で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足することとした。

なお、本発明（１）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材および本発明（９）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、
第１群：Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上、
第２群：Ｃｒ：１％以下、
第３群：Ｎｂ：０．１％以下、
第４群：Ｔｉ：０．１％以下、
第５群：Ｃａ：０．００４％以下、
第６群：Ｍｇ：０．００６％以下、
第７群：ＲＥＭ：０．００４％以下、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。

すなわち、前記第１群〜第７群のグループの元素の１種以上を任意元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記の任意元素に関して説明する。

第１群：Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上
第１群の元素であるＣｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶは、母材の強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第１群の各元素について詳しく説明する。

Ｃｕ：０．８％以下
Ｃｕは、母材の強度を高めるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．８％を超えると、Ａｃ₃変態点以下の温度に加熱されたＨＡＺの靱性を劣化させる。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は、０．８％以下とした。なお、添加する場合のＣｕの含有量は、０．０５〜０．８％とすることが好ましく、０．１〜０．５％であればより好ましい。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、母材の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、１％を超えて多量に含有させることは経済性を大きく損なう。したがって、添加する場合のＮｉの含有量は、１％以下とした。なお、添加する場合のＮｉの含有量は、０．０５〜１％とすることが好ましく、０．２〜０．６％であればより好ましい。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、母材の強度を高める作用を有する。Ｍｏには、母材の靱性を向上させる作用もある。これらの効果を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、特にＨＡＺの硬さが高くなって、靱性と耐硫化物応力割れ性を損なう。したがって、添加する場合のＭｏの含有量は０．８％以下とした。なお、添加する場合のＭｏの含有量は、０．０５〜０．８％とすることが好ましく、０．１〜０．４％であれば一層好ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により、母材の強度を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、０．１％を超えてＶを含有させても、母材の強度向上効果が飽和するうえに、靱性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＶの含有量は、０．１％以下とした。なお、添加する場合のＶの含有量は、０．００５〜０．１％とすることが好ましく、０．０２〜０．０８％であればより好ましい。

なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

第２群：Ｃｒ：１％以下
第２群の元素であるＣｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また、焼入れ性を高めるのに有用であるので、これらの効果を得るために添加し、含有させてもよい。なお、前記の効果を確実に得るには、Ｃｒの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなって１％を超えると、他の元素が本発明で規定する条件を満たしていても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなるうえに耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。したがって、添加する場合のＣｒの含有量は１％以下とした。なお、添加する場合のＣｒの含有量は、０．０５〜１％とすることが好ましく、０．３〜０．６％であれば一層好ましい。

第３群：Ｎｂ：０．１％以下
第３群の元素であるＮｂは、組織を微細化して、低温靱性を向上させる作用を有するので、この効果を得るために添加し、含有させてもよい。なお、前記の効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．００３％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって０．１％を超えると、粗大な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成して、靱性の低下を招く。したがって、添加する場合のＮｂの含有量は０．１％以下とした。なお、添加する場合のＮｂの含有量は、０．００３〜０．１％とすることが好ましく、０．００９〜０．０３％であれば一層好ましい。

第４群：Ｔｉ：０．１％以下
第４群の元素であるＴｉは、脱酸作用を有する元素である。Ｔｉには、ＡｌおよびＭｎとともに酸化物を形成し、組織を微細化する作用もある。このため、これらの効果を得るために添加し、含有させてもよい。なお、前記の効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって０．１％を超えると、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接した場合のＨＡＺにおける組織微細化効果が失われる。したがって、添加する場合のＴｉの含有量は０．１％以下とした。なお、添加する場合のＴｉの含有量は、０．００５〜０．１％とすることが好ましく、０．０１０〜０．０２０％であればより好ましい。

第５群：Ｃａ：０．００４％以下、
第５群の元素であるＣａは、溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用を有する。すなわち、Ｃａは、鋼中のＳおよびＯと反応して溶鋼中で酸硫化物（オキシサルファイド）を形成するが、この酸硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工で圧延方向に延伸することがなく圧延後も球状で存在するため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れが抑制される。このため、こうした効果を得るために添加し、含有させてもよい。なお、前記の効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００４％を超えると、靱性の劣化を招くことがある。したがって、添加する場合のＣａの含有量は０．００４％以下とした。なお、添加する場合のＣａの含有量は、０．０００５〜０．００４％とすることが好ましく、０．００１０〜０．００２０％であればより好ましい。

第６群：Ｍｇ：０．００６％以下、
第６群の元素であるＭｇは、微細なＭｇ含有酸化物を生成し、オーステナイト粒を微細化する作用を有するので、この効果を得るために添加し、含有させてもよい。なお、前記の効果を確実に得るには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．００６％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＭｇの含有量は０．００６％以下とした。なお、添加する場合のＭｇの含有量は、０．０００１〜０．００６％とすることが好ましく、０．０００４〜０．００１０％であれば一層好ましい。

第７群：ＲＥＭ：０．００４％以下、
第７群の元素であるＲＥＭは、ＨＡＺの組織の微細化およびＳを固定する作用を有するので、こうした効果を得るために添加し、含有させてもよい。なお、前記の効果を確実に得るには、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。なお、ＲＥＭは介在物となって清浄度を大きくして清浄性を低下させるが、ＲＥＭを含有させることによって形成される介在物は、比較的靱性低下への影響が小さいので、０．００４％以下のＲＥＭを含む場合の前記介在物による母材の靱性低下は許容できる。したがって、添加する場合のＲＥＭの含有量は０．００４％以下とした。なお、添加する場合のＲＥＭの含有量は、０．０００５〜０．００４％とすることが好ましく、０．０００５〜０．００１０％であればより好ましい。

既に述べたように、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭの中の１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

上記の理由から、本発明（２）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）に係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第１群の元素、すなわち、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することとした。

同様に、本発明（１０）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第１群の元素、すなわち、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することとした。

また、本発明（３）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）または本発明（２）に係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第２群の元素であるＣｒを１％以下含有することとした。

同様に、本発明（１１）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）または本発明（１０）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第２群の元素であるＣｒを１％以下含有することとした。

さらに、本発明（４）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかに係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第３群の元素であるＮｂ：０．１％以下を含有することとした。

同様に、本発明（１２）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）から本発明（１１）までのいずれかに係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第３群の元素であるＮｂ：０．１％以下を含有することとした。

さらにまた、本発明（５）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第４群の元素であるＴｉを０．１％以下含有することとした。

同様に、本発明（１３）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）から本発明（１２）までのいずれかに係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第４群の元素であるＴｉを０．１％以下含有することとした。

また、本発明（６）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）から本発明（５）までのいずれかに係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第５群の元素であるＣａを０．００４％以下含有することとした。

同様に、本発明（１４）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）から本発明（１３）までのいずれかに係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第５群の元素であるＣａを０．００４％以下含有することとした。

さらに、本発明（７）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）から本発明（６）までのいずれかに係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第６群の元素であるＭｇを０．００６％以下含有することとした。

同様に、本発明（１５）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）から本発明（１４）までのいずれかに係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第６群の元素であるＭｇを０．００６％以下含有することとした。

そして、本発明（８）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、その化学組成が、本発明（１）から本発明（７）までのいずれかに係る延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第７群の元素であるＲＥＭを０．００４％以下含有することとした。

同様に、本発明（１６）に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材は、その化学組成が、本発明（９）から本発明（１５）までのいずれかに係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法において母材として用いる鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第７群の元素であるＲＥＭを０．００４％以下含有することとした。

なお、Ｂは不純物として混入することがある元素で、オーステナイト粒界に偏析してフェライト変態を遅らせ、特に、その含有量が０．０００４％を超えると、フェライト変態の遅れが大きくなって、溶接止端部のＨＡＺ側ミクロ組織において、フェライトの分率が１０〜４０％という所望の組織が得られない場合がある。したがって、母材である鋼材における不純物としてのＢの含有量は０．０００４％以下とするのが好ましい。

（Ｂ）溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織：
高張力鋼溶接継手を、溶接部からの延性き裂の発生、なかでも止端部からの延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に安全に用いるためには、その溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織を、フェライトおよびベイナイトの分率がそれぞれ、１０〜４０％および５０％以上であるものとする必要がある。

溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織において、上記「フェライトの分率」、「ベイナイトの分率」および「旧オーステナイト粒径」のいずれか１つでも上記の範囲から外れる場合には、表面部からの延性き裂発生の限界歪が小さくなって「耐延性き裂発生特性」が低下してしまう。

なお、既に述べたように、「溶接止端部の熱影響部側」とは、止端から５００μｍまでの母材の部分を指す。

また、「ベイナイト」は、ラス状ベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しくはいわゆる「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」、またはその両者が存在した組織であり、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列するいわゆる「下部ベイナイト」を含むものを意味し、上記の組織が焼戻しされた組織も含むこと、さらに、板厚が厚く冷却速度が小さい場合には、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化するが、この場合の組織も「ベイナイト」に含むことは、既に述べたとおりである。

前記「溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織」における「相」に関しては、フェライトの分率が１０〜４０％、ベイナイトの分率が５０％以上でありさえすれば、第３相として他の相を含んでいても構わない。

なお、上記「溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織」におけるベイナイトの分率の上限は、フェライトの分率が１０％である場合の９０％である。

（Ｃ）高張力鋼溶接継手の母材である鋼材の製造方法：
本発明に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の母材である鋼材は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を溶製した後、造塊分塊法や連続鋳造法によりスラブを作製し、その後に例えば、次に示す〔１〕〜〔４〕あるいは〔１〕〜〔５〕の工程を順に経ることにより、製造することができる。そして、その鋼材を溶接継手の母材として用いればよい。

〔１〕スラブの加熱：
高張力鋼溶接継手の母材である鋼材の組織の細粒化は、組織の受け継ぎを通じて溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織に影響を及ぼす。スラブの加熱温度を低温化することで顕著な微細化効果が得られるが、加熱温度が低すぎると所望の板厚までの圧延が困難になるとともに、析出物の固溶−析出挙動が滞ることにより強度不足が生じる。

具体的には、９００℃未満の低温での加熱では所望の板厚までの圧延が困難になるとともに、母材である鋼材の強度不足が顕著化する。一方、１１５０℃を超える加熱では、組織の微細化が進まない。したがって、９００〜１１５０℃にスラブを加熱することが好ましい。

〔２〕加熱後のスラブの水冷：
加熱炉から抽出したスラブは熱間圧延を行うために圧延機に送られるが、圧延機に噛み込ませる前に、加熱炉で発生した一次スケールを除去する目的で、「スケールブレーカー」と呼ばれる高圧水によるスケール除去装置を通過させる。

上記の高圧水によるスラブ表面の処理は、スケールを除去するだけではなく、水冷によりスラブ表面のごく一部の部位をフェライト変態させる作用を有する。なお、スラブ表面が水冷中止状態になると、上記のフェライト変態した部位は、内部からの複熱により再度オーステナイトに逆変態する。そして、この変態挙動が複数回繰り返されることにより、圧延前のスラブ表面の組織は微細になる。

したがって、この加熱後のスラブの水冷工程は極めて有用であるので、例えば、図２に示すように、スケールブレーカーのスラブ迎え側でのノズルの傾き角度（θ）を１０〜２０゜とし、１９．６ＭＰａ以上（２００ｋｇｆ／ｃｍ²以上）の水圧で行えばよい。

なお、上記スケールブレーカーの水圧の上限は、特に設けないが、高温のスラブの局部塑性変形を防止するため４０ＭＰａとするのが好ましい。

〔３〕圧延：
オーステナイトの未再結晶域で圧延を行うことにより、オーステナイト中に微細なサブグレインを形成させることができるので、変態後の組織を微細化することができる。

特に、オーステナイトの未再結晶域で圧延を行うことにより、表面部の組織は顕著に微細化する。

この場合、圧延の仕上温度もある程度低い方がよく、９００℃以下とすることが望ましい。しかしながら、圧延の仕上温度が低すぎると、圧延荷重制約から圧延不能となるので、圧延の仕上温度は６２０℃以上に制御するのが望ましい。

〔４〕圧延後の冷却：
圧延終了後の冷却方法は、例えば、空冷や水冷など、冷却設備や製品の厚さなどに応じて適宜決定すればよい。

なお、仕上圧延で導入された格子欠陥（転位）をより多く維持して最終的な組織を微細化するために、少なくとも６００℃までを１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが望ましい。

〔５〕焼戻し：
上記〔４〕の冷却後は、必要に応じて７００℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。焼戻しすることにより、強度を調整することができ、また、靱性を改善することができる。なお、７００℃を超える温度で焼戻しを行うと強度の低下が大きくなる。

（Ｄ）高張力鋼溶接継手の製造方法：
本発明に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手は、前記（Ｃ）項に記載したようにして製造した鋼材を母材として、最終パス溶接時の溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｍｍ）を、「ｔ」を母材の板厚（ｍｍ）として、下記（２）式で表されるＱcr-Lの値以上で、かつ下記（３）式で表されるＱcr-Uの値以下としてアーク溶接する本発明（９）〜（１６）の方法によって、確実に製造することができる。
Ｑcr-L＝３９９．７３×（２９９−１５２２×ＰＰ）^-0.5×ｔ・・・（２）、
Ｑcr-U＝５９９．６０×（３５．４−２３６×ＰＰ）^-0.5×ｔ・・・（３）。

なお、上記の（２）式および（３）式は、Ｄ．Ｒｏｓｅｎｔｈａｌが「Ｍａｔｈｅｍａｔｉｃａｌ Ｔｈｅｏｒｙ ｏｆ Ｈｅａｔ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｄｕｒｉｎｇ Ｗｅｌｄｉｎｇ ａｎｄ Ｃｕｔｔｉｎｇ」（Ｗｅｌｄｉｎｇ Ｊｏｕｒｎａｌ、２０（１９４１）、ｐ．２２０）において提唱した「Ｒｏｓｅｎｔｈａｌの式」を基に、本発明者らが前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼材から採取した小さな試験片に種々の「再現熱サイクル」を付与して実験した結果得られたものである。

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および表２に示す化学組成を有する鋼１〜２１および鋼Ｘ１〜Ｘ７の厚さ３００ｍｍのスラブを準備し、１１２０℃に加熱してから表３に示す製造条件で厚板圧延を行い、溶接継手の母材となる板厚１５〜５０ｍｍの厚鋼板を製造した。

表１および表２中の鋼１〜２１は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表２中の鋼Ｘ１〜Ｘ７は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

表３の「水冷」欄における「−」は、「水冷」せず空冷したことを示す。同様に、表３の「焼戻し温度」欄における「−」は、「焼戻し」を実施していないことを示す。なお、表３に記載した焼戻し温度における保持時間は４０ｍｉｎとした。

先ず、溶接継手の母材としての特性を評価するために、上記のようにして得た各鋼板について引張特性および衝撃特性を調査した。

すなわち、引張試験は、平行部の直径が１２．５ｍｍのＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に記載の１０号引張試験片を採取して室温で行い、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を測定した。なお、上記の引張試験片は、鋼板の板厚方向の１／４の部位から、圧延方向と平行に採取した。ただし、母材製造条件３および母材製造条件１２の場合は板厚が１５ｍｍと薄く試験片を前記の部位から採取できないので、引張試験片を平行部の直径が８．５ｍｍで標点間距離が２５ｍｍの小型試験片に変えて評価した。

溶接継手の母材である鋼板の引張特性の目標は、２５０ＭＰａ以上のＹＳと３５０ＭＰａ以上のＴＳを有することとした。

衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８）に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率を測定して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。なお、上記のシャルピー衝撃試験片は、鋼板の板厚方向の１／４の部位から、圧延方向と平行に採取した。ただし、母材製造条件３および母材製造条件１２の場合は板厚が１５ｍｍと薄く試験片を前記の部位から採取できないので、鋼板の表面下２ｍｍの部位から、圧延方向と平行に採取した。

なお、溶接継手の母材である鋼板の衝撃特性の目標は、ｖＴｒｓが０℃以下であることとした。

表４に、上記鋼板について試験した結果を示す。

次いで、実際の溶接継手止端部の特性を簡便に評価するために、「再現熱サイクル法」による調査を行った。

これは、実際の溶接継手における溶接部からの延性き裂の発生、なかでも溶接止端部からの延性き裂の発生に対しては、止端部のミクロ組織だけではなく、角変形量、残留応力や隣接する溶接金属との強度比なども影響するので、条件を統一した実験を遂行するのが難しいが、「再現熱サイクル法」によれば、止端部のミクロ組織の影響だけを効率良く抽出して検討できるからである。

なお、「角変形」とは、疲労荷重が加わった際に止端部に曲げモード負荷による過大な歪が集中するために発生する溶接部の変形をいう。

上記調査は、各鋼板の表面部（表面下１ｍｍの部位）から圧延方向と直角に、１１ｍｍ角で長さが８０ｍｍの試験片を採取し、この試験片に対して「再現熱サイクル」を付与して溶接止端部のＨＡＺ側ミクロ組織を再現させて実施した。

再現熱サイクルは、図３に示す要領で付与した。

すなわち、先ず、前記した試験片を試験装置にセットして３５℃／ｓの加熱速度で室温から１４００℃まで昇温させ、次いで、１４００℃で２ｓ保持した後、４０℃／ｓの冷却速度で８００℃まで冷却した。そして、溶接止端部のＨＡＺ側ミクロ組織（以下、「止端部直下のＨＡＺのミクロ組織」という。）を再現させるために、さらに、８００〜５００℃間の冷却速度Ｒ（℃／ｓ）を種々変化させて５００℃まで冷却し、５００℃で試験片を試験装置から取り出して大気中で放冷した。

なお、鋼板の初温（アーク溶接時のパス間温度）を１５０℃、熱効率を０．９と仮定して、前記した「Ｒｏｓｅｎｔｈａｌの式」を基に、下記（４）式によって、そのときの入熱Ｑを算出した。
Ｑ＝３９９７３×Ｒ^-0.5×Ｔ・・・（４）。
ここで、（４）式中のＱは入熱（ｋＪ／ｃｍ）、Ｒは８００〜５００℃間の冷却速度（℃／ｓ）、Ｔは母材の板厚（ｃｍ）を表す。

なお、表５〜８に、前記（４）式から算出した入熱Ｑの単位をＪ／ｍｍにして、「相当入熱」と表記して具体的に示した。

上記のようにして「再現熱サイクル」を付与し、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織を再現させた１１ｍｍ角で長さが８０ｍｍの試験片を用いて、そのミクロ組織および耐延性き裂発生特性を調査した。

ミクロ組織については、上記試験片の中央部から切り出した断面が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して光学顕微鏡にて１１角断面の中央の部位を観察し、組織（相）を同定してミクロ組織における「ベイナイト」、「フェライト」の各分率を求め、さらに第３相の分率も算出した。

耐延性き裂発生特性は、上記再現熱サイクルを付与した１１ｍｍ角で長さが８０ｍｍの試験片から、前述の図１に示す０．１ｍｍＲの鋭い環状切欠きを設けた丸棒試験片を採取し、室温で単調に引張載荷して調査した。この際、０．０５ｍｍの長さに延性き裂が成長した時点を延性き裂の発生と見なし、さらに、それぞれの応力歪曲線を基に実施したＦＥＭ解析を重ね合わせて、延性き裂発生時の相当塑性歪、つまり、延性き裂発生の限界歪を算出した。

そして、上記のようにして求めた延性き裂発生の限界歪によって、前記の各鋼板を母材としてアーク溶接した溶接継手の溶接止端部からの延性き裂発生に対する抵抗性を評価した。

なお、一般的な汎用プログラムとして用いられているＨＫＳ社のＡＢＡＱＵＳ（ｖｅｒ．６．４）をＦＥＭ解析に使用し、ノッチ先端の要素寸法は最小辺を３０μｍとすることで統一した。

耐延性き裂発生特性の目標は、上記のようにして算出した延性き裂発生の限界歪が２００％以上であることとした。

表５〜８には、上記の各試験結果も併せて示した。

表５〜８から、本発明で規定する条件を満たす試験番号２、試験番号４、試験番号５、試験番号７、試験番号８、試験番号１０、試験番号１１、試験番号１４、試験番号１５、試験番号１８〜２０、試験番号２２、試験番号２３、試験番号２５、試験番号２６、試験番号２８、試験番号２９、試験番号３１〜３４、試験番号３８〜４１、試験番号４４、試験番号４５、試験番号４７〜４９、試験番号５２〜５４、試験番号５６〜５９、試験番号６１、試験番号６２、試験番号６５および試験番号６６の場合、溶接止端部からの延性き裂発生の限界歪が２００％以上であり、耐延性き裂発生特性に優れており、しかも、表４から、母材の引張特性および衝撃特性も目標を達成していることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する母材の化学組成や止端部直下のＨＡＺのミクロ組織の条件から外れた試験番号の場合、溶接止端部からの延性き裂発生の限界歪が２００％を下回っており、耐延性き裂発生特性において劣っている。

すなわち、試験番号１および試験番号３は、試験番号２の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、試験番号１の場合はフェライト分率が９％と低いため、また、試験番号３の場合はフェライト分率が５０％と高くベイナイト分率が４３％と低いため、それぞれ、延性き裂発生の限界歪が１７７％および１７８％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

同様に、試験番号６および試験番号９は、試験番号４、試験番号５、試験番号７および試験番号８の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼２からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、試験番号６の場合はフェライト分率が５１％と高くベイナイト分率が４３％と低いため、また、試験番号９の場合はフェライト分率が５１％と高くベイナイト分率が４３％と低いため、その延性き裂発生の限界歪はいずれも１７７％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号１２は、試験番号１０および試験番号１１の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼３からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が４５％と高いため、その延性き裂発生の限界歪は１７８％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号１３は、試験番号１４および試験番号１５の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼４からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が２％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１５２％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号１６および試験番号１７は、試験番号１８の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼５からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が６％および８％と低いため、それぞれ、延性き裂発生の限界歪が１６６％および１７３％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号２１は、試験番号１９および試験番号２０の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼６からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５７％と高くベイナイト分率が３６％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１５５％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号２４は、試験番号２２および試験番号２３の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼７からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５９％と高くベイナイト分率が３４％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１５０％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号２７は、試験番号２５および試験番号２６の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼８からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５９％と高いため、その延性き裂発生の限界歪は１５０％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号３０は、試験番号２８および試験番号２９の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼９からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が６０％と高くベイナイト分率が３３％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１４６％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号３５および試験番号３６は、試験番号３４の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１１からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、試験番号３５の場合はフェライト分率が５７％と高くベイナイト分率が３１％と低いため、また、試験番号３６の場合はフェライト分率が８４％と高くベイナイト分率が５％と低いため、それぞれ、延性き裂発生の限界歪が１５４％および６１％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号３７は、試験番号３８および試験番号３９の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１２からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、ベイナイト１００％の組織でフェライト分率が０％であるため、その延性き裂発生の限界歪は１４５％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号４２は、試験番号４０および試験番号４１の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１３からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５５％と高くベイナイト分率が３８％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１６３％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号４３は、試験番号４４および試験番号４５の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１４からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が７％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１７０％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号４６は、試験番号４７および試験番号４８の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１５からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が６％と低いため、延性き裂発生の限界歪が１６６％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号５０および５１は、試験番号４９の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１６からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５６％および７４％と高く、また、特に試験番号５１についてはベイナイト分率も１６％と低いため、それぞれ、延性き裂発生の限界歪が１６６％および１１５％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号５５は、試験番号５６および試験番号５７の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１８からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が８％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１７３％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号６０は、試験番号５８および試験番号５９の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１９からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５９％と高くベイナイト分率が３４％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１５０％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号６３は、試験番号６１および試験番号６２の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼２０からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が６４％と高くベイナイト分率が２８％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１３２％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号６４は、試験番号６５および試験番号６６の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼２２からなる鋼板を素材として用いたものであるが、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件から外れるため、具体的には、フェライト分率が５％と低いため、その延性き裂発生の限界歪は１６３％と小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号６７〜８７の場合は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼Ｘ１〜Ｘ７からなる鋼板を素材として用いたものであるため、止端部直下のＨＡＺのミクロ組織が本発明で規定する条件を満たす場合であっても、その延性き裂発生の限界歪は高々１４８％と小さく、いずれも耐延性き裂発生特性が劣っている。

なお、表５〜８から、本発明に係る高張力鋼溶接継手が、本発明の方法によって製造することができることが明らかである。

本発明に係る溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手は、耐延性き裂発生特性に優れるので、溶接部からの延性き裂の発生、なかでも止端部からの延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いることができる。この高張力鋼溶接継手は、本発明の方法によって製造することができる。

耐延性き裂発生特性調査のために用いた環状切欠きを設けた丸棒引張試験の形状を示す図で、（ａ）は全体図、（ｂ）は環状切欠き部の詳細図である。 スケールブレーカーのスラブ迎え側でのノズルの傾き角度（θ）について説明する図である。 実施例において、１１ｍｍ角で長さが８０ｍｍの試験片に対して止端部直下のＨＡＺのミクロ組織（溶接止端部のＨＡＳ側ミクロ組織）を再現させるために付与した再現熱サイクルの要領を説明する図である。

Claims (16)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％およびＮ：０．００３０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足する鋼材を母材としてアーク溶接した溶接継手であって、溶接止端部の熱影響部側ミクロ組織において、フェライトおよびベイナイトの分率がそれぞれ、１０〜４０％および５０％以上であることを特徴とする溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
   ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）・・・（１）
   ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
2. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
3. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
4. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
5. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
6. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下を含有することを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
7. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｇ：０．００６％以下を含有することを特徴とする請求項１から６までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
8. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、希土類元素：０．００４％以下を含有することを特徴とする請求項１から７までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手。
9. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５％およびＮ：０．００３０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるＰＰの値が０．０５〜０．１５を満足する鋼材を母材としてアーク溶接する溶接継手の製造方法であって、最終パス溶接時の溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｍｍ）を、下記（２）式で表されるＱcr-Lの値以上で、かつ下記（３）式で表されるＱcr-Uの値以下として溶接することを特徴とする溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
   ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）・・・（１）
   Ｑcr-L＝３９９．７３×（２９９−１５２２×ＰＰ）^-0.5×ｔ・・・（２）
   Ｑcr-U＝５９９．６０×（３５．４−２３６×ＰＰ）^-0.5×ｔ・・・（３）
   ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表し、また、（２）式および（３）式中のｔは母材の板厚（ｍｍ）を表す。
10. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．８％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種以上を含有するものである請求項９に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
11. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下を含有するものである請求項９または１０に記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
12. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下を含有するものである請求項９から１１までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
13. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有するものである請求項９から１２までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
14. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下を含有するものである請求項９から１３までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
15. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｇ：０．００６％以下を含有するものである請求項９から１４までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。
16. 母材となる鋼材が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、希土類元素：０．００４％以下を含有するものである請求項９から１５までのいずれかに記載の溶接部からの延性き裂発生に対する抵抗性に優れる高張力鋼溶接継手の製造方法。

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