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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B1)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-11-18
(45)【発行日】2024-11-26
(54)【発明の名称】Ｔ字隅肉溶接継手および鋼構造物
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241119BHJP
C22C 38/16 20060101ALI20241119BHJP
B23K 9/02 20060101ALI20241119BHJP
B23K 9/00 20060101ALN20241119BHJP
B23K 31/00 20060101ALN20241119BHJP
C21D 8/02 20060101ALN20241119BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C22C38/16
B23K9/02 S
B23K9/02 D
B23K9/00 501B
B23K31/00 F
C21D8/02 B
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2024124845
(22)【出願日】2024-07-31
【審査請求日】2024-08-14
(31)【優先権主張番号】P 2023197581
(32)【優先日】2023-11-21
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
【早期審査対象出願】
(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】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(72)【発明者】
【氏名】山口 徹雄
(72)【発明者】
【氏名】石井 裕規
(72)【発明者】
【氏名】高嶋 康人
(72)【発明者】
【氏名】伊藤 孝矩
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１０－０９４６８６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－２９０１１６（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／１６
Ｂ２３Ｋ ９／０２
Ｂ２３Ｋ ９／００
Ｂ２３Ｋ ３１／００
Ｃ２１Ｄ ８／０２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、化学組成が、
Ｃ ：０．０３～０．０８質量％、
Ｓｉ：０．３０～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００～２．００質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５質量％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｂ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０２５質量％、
Ｎ ：０．００２～０．００７質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０質量％、および
Ｓｉ＋Ｃｕ：０．４質量％以上を満たし、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、
鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手。
【請求項2】
前記平板に用いる鋼板の降伏強さは５００ＭＰａ以下である、請求項１に記載のＴ字隅肉溶接継手。
【請求項3】
Ｔ字片面隅肉溶接継手であって、溶接部の溶け込み率が、立て板の板厚の５０～９０％である、請求項１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手。
【請求項4】
請求項１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物。
【請求項5】
請求項３に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、Ｔ字隅肉溶接継手および鋼構造物に関する。
【背景技術】
【0002】
橋梁、船舶、建築物、建設機械等の溶接構造物では、該溶接構造物の疲労強度向上の観点から、溶接継手の疲労強度を向上することが求められる。溶接継手の疲労強度を向上させる技術として、止端形状を改善する技術、溶接残留応力を低減する技術等が挙げられる。
【0003】
前記止端形状を改善する技術として、例えば特許文献１には、隅肉溶接継手の溶接止端部を研削する方法、また特許文献２には、ＴＩＧアーク熱により溶接止端部を溶融して滑らかにする方法が示されている。前記溶接残留応力を低減する技術として、例えば特許文献３には、溶接ビードに沿ってハンマーピーニングまたは超音波衝撃処理で圧縮残留応力を導入して疲労強度を改善する方法が示されている。また特許文献４、特許文献５には、低変態温度溶接材料を使用して溶接する方法が示されている。
【0004】
前記溶接構造物が橋梁である場合、例えば溶接継手として、橋梁鋼床板にリブ材が隅肉溶接により取り付けられた隅肉溶接継手が挙げられる。該隅肉溶接継手の疲労強度を高める技術として、例えば特許文献６には、平板と縦板の突合せ部にレ開先（くさび状空隙）を有する略Ｔ字型の隅肉溶接継手において、開先として開先角度２０°以上３５°以下のレ開先（くさび状空隙）を形成し、１電極１パス当たりの入熱量が５ｋＪ／ｃｍ以上、１０ｋＪ／ｃｍ以下でソリッドワイヤを用いたガスメタルアーク溶接により裏波ビードを形成することが示されている。
【0005】
また特許文献７には、多パス溶接であって、１パス目の溶接金属の変態開始温度が１７５℃～４００℃の範囲となるような溶接材料を用いて溶接を施す第１の溶接工程、次いで、前記第１の溶接工程で形成した溶接金属の一部が未溶融部となるように、溶接金属を１パスまたは２パス以上で盛り上げる溶接を施す第２の溶接工程であって、最終パスの溶接熱により前記未溶融部を全てオーステナイトに再変態させる第２の溶接工程を有する、多パス溶接を行うことが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特開平５－６９１２８号公報
【文献】特開昭５９－１１０４９０号公報
【文献】特開２０１３－２３３５９０号公報
【文献】特許３８５１９５３号
【文献】特許３７５２５４５号
【文献】特開２００８－２９０１１５号公報
【文献】国際公開第２０１２／１１４５３２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
鋼材が高強度化すると、鋼材自体の疲労強度は向上する。しかし、鋼材自体の疲労強度が向上しても、溶接継手の疲労強度は改善しないことが、例えば、渡辺修ら、「高強度鋼溶接継手の疲労強度とその支配因子－応力集中係数と溶接残留応力の効果－」、溶接学会論文集，１９９５年、第１３巻、第３号、ｐ.４３８－４４３によって知られている。その理由として、溶接ビードの止端部の形状に起因した応力集中、溶接で生じた引張残留応力の存在により、溶接ビード内で疲労亀裂が発生しやすい状態となり、これらの現象に鋼材の疲労強度は影響しないためと考えられている。
【0008】
特許文献１、２のように止端形状を改善する技術と、特許文献３のように溶接残留応力を低減する技術は、継手の疲労寿命の改善に寄与するが、例えば、橋梁鋼床板にリブが隅肉溶接により取り付けられた隅肉溶接継手の場合、疲労亀裂発生位置は溶接ルート部であり溶接後に止端形状の改善や溶接残留応力の低減といった対応を行うことができない。
【0009】
また溶接ルート部の疲労改善技術としては、特許文献４、５のように低変態温度溶接材料を使用して溶接すること、特許文献６、７のように、混合ガスでの裏波溶接を行うことや特殊な溶接材料で多パス溶接を実施するものがある。しかし、これらはいずれも特殊な溶接であり、通常の隅肉溶接（特に橋梁鋼床板にＵリブを隅肉溶接、更に特には橋梁鋼床板にＵリブを片面隅肉溶接）で疲労特性が改善されていない。
【0010】
特に、橋梁鋼床板にＵリブを片面隅肉溶接した、Ｔ字片面隅肉溶接継手（以下「鋼床板Ｕリブ溶接継手」ということがある）は、該溶接継手側からの平板（デッキプレート）貫通の疲労亀裂を目視点検で発見することが困難なため、Ｕリブ溶接継手のルート部からの疲労亀裂発生の抑制が求められる。
【0011】
上記の通り、溶接継手の疲労強度を向上させる方法として種々の方法があるが、これらの方法では簡易的に溶接継手の疲労強度を十分高めることが難しく、更なる改善が必要であると考えられる。本開示は該事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高い疲労強度を示すＴ字隅肉溶接継手と、該Ｔ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明の態様１は、
平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、
化学組成が、
Ｃ ：０．０３～０．０８質量％、
Ｓｉ：０．３０～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００～２．００質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５質量％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｂ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０２５質量％、
Ｎ ：０．００２～０．００７質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０質量％、および
Ｓｉ＋Ｃｕ：０．４質量％以上を満たし、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、
鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手である。
平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、
化学組成が、
Ｃ ：０．０３～０．０８質量％、
Ｓｉ：０．３０～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００～２．００質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５質量％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｂ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０２５質量％、
Ｎ ：０．００２～０．００７質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０質量％、および
Ｓｉ＋Ｃｕ：０．４質量％以上を満たし、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、
鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手である。
【0013】
本発明の態様２は、
前記平板に用いる鋼板の降伏強さは５００ＭＰａ以下である、態様１に記載のＴ字隅肉溶接継手である。
前記平板に用いる鋼板の降伏強さは５００ＭＰａ以下である、態様１に記載のＴ字隅肉溶接継手である。
【0014】
本発明の態様３は、
Ｔ字片面隅肉溶接継手であって、溶接部の溶け込み率が、立て板の板厚の５０～９０％である、態様１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手である。
Ｔ字片面隅肉溶接継手であって、溶接部の溶け込み率が、立て板の板厚の５０～９０％である、態様１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手である。
【0015】
本発明の態様４は、
態様１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物である。
態様１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物である。
【0016】
本発明の態様５は、
態様３に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物である。
態様３に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物である。
【発明の効果】
【0017】
本開示によれば、高い疲労強度を示すＴ字隅肉溶接継手と、該Ｔ字隅肉溶接継手を有する鋼構造物を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【0018】
【発明を実施するための形態】
【0019】
本発明者らは、高い疲労強度を示す、平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手（Ｔ字隅肉溶接継手）を得るべく鋭意研究を行った。その結果、該溶接継手を得るには、前記平板に用いる鋼板の化学組成を制御するとともに、該鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域（以下「表層域」ということがある）の非金属介在物の形態を制御すればよいことを見出した。
【0020】
更には、好ましくは前記平板に用いる鋼板の降伏強さを５００ＭＰａ以下とすることによって、より高い疲労強度を達成できることを見出した。
【0021】
（Ｔ字隅肉溶接継手における平板（鋼板）の化学組成）
平板に用いる鋼板の化学組成について以下に説明する。
平板に用いる鋼板の化学組成について以下に説明する。
【0022】
Ｃ：０．０３～０．０８質量％
Ｃは、主に母材（すなわち鋼板）の強度を確保するために重要な元素である。そのため、Ｃ含有量は０．０３質量％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４質量％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて所望の引張強度が得られないだけでなく、焼入れ性が過剰となり、小入熱溶接時の溶接熱影響部が硬化し、耐溶接割れ性が低下する。そのためＣ含有量は、０．０８質量％以下とする。好ましくは０．０７質量％以下であり、より好ましくは０．０６質量％以下である。
Ｃは、主に母材（すなわち鋼板）の強度を確保するために重要な元素である。そのため、Ｃ含有量は０．０３質量％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４質量％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて所望の引張強度が得られないだけでなく、焼入れ性が過剰となり、小入熱溶接時の溶接熱影響部が硬化し、耐溶接割れ性が低下する。そのためＣ含有量は、０．０８質量％以下とする。好ましくは０．０７質量％以下であり、より好ましくは０．０６質量％以下である。
【0023】
Ｓｉ：０．３０～０．６０質量％
Ｓｉは、固溶強化量が大きく母材の強度を確保するために必要な元素であると同時に、転位の増殖を抑制することで、疲労亀裂発生寿命（応力負荷開始から疲労亀裂が発生するまでのサイクル数等で評価される寿命）を延ばすのに有効な元素である。溶接熱影響部においてもこの作用は有効である。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ含有量は０．３０質量％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５質量％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、靱性等の疲労特性以外の特性を低下させる恐れがある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．６０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５５質量％以下である。
Ｓｉは、固溶強化量が大きく母材の強度を確保するために必要な元素であると同時に、転位の増殖を抑制することで、疲労亀裂発生寿命（応力負荷開始から疲労亀裂が発生するまでのサイクル数等で評価される寿命）を延ばすのに有効な元素である。溶接熱影響部においてもこの作用は有効である。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ含有量は０．３０質量％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５質量％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰になると、靱性等の疲労特性以外の特性を低下させる恐れがある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．６０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５５質量％以下である。
【0024】
Ｍｎ：１．００～２．００質量％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させる元素である。また、Ｍｎは、低温変態による結晶粒径微細化効果により衝撃特性の確保に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度向上に有効な元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Ｍｎを１．００質量％以上含有させる。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．２０質量％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、伸び特性、低温靭性及びＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は２．００質量％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８０質量％以下である。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させる元素である。また、Ｍｎは、低温変態による結晶粒径微細化効果により衝撃特性の確保に有効な元素である。さらに、Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度向上に有効な元素でもある。これらの効果を発揮させるため、Ｍｎを１．００質量％以上含有させる。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．２０質量％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、伸び特性、低温靭性及びＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は２．００質量％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８０質量％以下である。
【0025】
Ｐ：０質量％超、０．０２０質量％以下
Ｐ（リン）は、製造過程などで不可避的に不純物として含有される元素であり、母材やＨＡＺの靭性及び疲労特性に悪影響を及ぼす元素である。よってＰ含有量は０．０２０質量％以下とする。Ｐは少なければ少ないほど好ましく、０．０１５質量％以下が好ましく、最も好ましくは０．０１０質量％以下である。なお製鋼能力の観点から、通常０質量％超は含まれ得る。
Ｐ（リン）は、製造過程などで不可避的に不純物として含有される元素であり、母材やＨＡＺの靭性及び疲労特性に悪影響を及ぼす元素である。よってＰ含有量は０．０２０質量％以下とする。Ｐは少なければ少ないほど好ましく、０．０１５質量％以下が好ましく、最も好ましくは０．０１０質量％以下である。なお製鋼能力の観点から、通常０質量％超は含まれ得る。
【0026】
Ｓ：０質量％超、０．００２質量％以下
Ｓ（硫黄）もＰと同様、製造過程などで不可避的に不純物として含有される元素であり、母材やＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすだけでなく、ＭｎＳといった非金属介在物として鋼中に存在し、疲労特性にも悪影響を及ぼす元素である。よって、Ｓ含有量は少なく制限することが必要である。Ｓ含有量は０．００２質量％以下とする。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましい。なお製鋼能力の観点から、通常０質量％超は含まれ得る。
Ｓ（硫黄）もＰと同様、製造過程などで不可避的に不純物として含有される元素であり、母材やＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼすだけでなく、ＭｎＳといった非金属介在物として鋼中に存在し、疲労特性にも悪影響を及ぼす元素である。よって、Ｓ含有量は少なく制限することが必要である。Ｓ含有量は０．００２質量％以下とする。Ｓ含有量は少なければ少ないほど好ましい。なお製鋼能力の観点から、通常０質量％超は含まれ得る。
【0027】
Ａｌ：０．０１～０．０５質量％
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０．０１質量％以上含有させる。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し母材やＨＡＺの衝撃特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５質量％以下とする。
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、０．０１質量％以上含有させる。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し母材やＨＡＺの衝撃特性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０５質量％以下とする。
【0028】
Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％
Ｃｕは、Ｓｉと同様に、転位の増殖を抑制することで疲労亀裂発生寿命を延ばすのに有効な元素であり、溶接熱影響部においても疲労亀裂発生寿命を延ばすのに有効な元素である。この作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ含有量は０．１０質量％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が過剰となると、焼入れ性が過剰となるだけでなく、熱間加工時に割れなどが生じやすくなる。よって、Ｃｕ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。
Ｃｕは、Ｓｉと同様に、転位の増殖を抑制することで疲労亀裂発生寿命を延ばすのに有効な元素であり、溶接熱影響部においても疲労亀裂発生寿命を延ばすのに有効な元素である。この作用を有効に発揮させるため、Ｃｕ含有量は０．１０質量％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が過剰となると、焼入れ性が過剰となるだけでなく、熱間加工時に割れなどが生じやすくなる。よって、Ｃｕ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．４０質量％以下である。
【0029】
Ｎｉ：０．１０～０．５０質量％
Ｎｉは、焼入れ性を向上させ、組織を微細にする効果があると同時に、Ｃｕ添加により生じやすくなる熱間加工時の割れを抑制する効果がある。このような効果を発揮させるため、Ｎｉ含有量を０．１０質量％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｎｉは少ない方がよい。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４５質量％以下であり、より好ましくは０．４０質量％以下である。
Ｎｉは、焼入れ性を向上させ、組織を微細にする効果があると同時に、Ｃｕ添加により生じやすくなる熱間加工時の割れを抑制する効果がある。このような効果を発揮させるため、Ｎｉ含有量を０．１０質量％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかし、原料コストを低減する観点から、Ｎｉは少ない方がよい。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４５質量％以下であり、より好ましくは０．４０質量％以下である。
【0030】
Ｎｂ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、組織を微細化させるために有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ含有量は０質量％超とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０１５質量％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、焼入れ性が過剰になり、ＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、組織を微細化させるために有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ｎｂ含有量は０質量％超とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０１５質量％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、焼入れ性が過剰になり、ＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0031】
Ｔｉ：０．００５～０．０２５質量％
Ｔｉは、焼入れ性を向上させる効果を有し、またＴｉＮを形成することで、スラブ加熱時や溶接熱影響部の組織を微細とし、靱性の低下の抑制などに有用な元素である。このため、Ｔｉ含有量は０．００５質量％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大なＴｉＮが生じて母材やＨＡＺの靱性などの特性を低下させるおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２５質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ｔｉは、焼入れ性を向上させる効果を有し、またＴｉＮを形成することで、スラブ加熱時や溶接熱影響部の組織を微細とし、靱性の低下の抑制などに有用な元素である。このため、Ｔｉ含有量は０．００５質量％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大なＴｉＮが生じて母材やＨＡＺの靱性などの特性を低下させるおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２５質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0032】
Ｎ：０．００２～０．００７質量％
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する。こうした効果を発現させるため、Ｎ含有量は０．００２質量％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３質量％以上である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、母材中に析出する窒化物量が増加し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００７質量％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６質量％以下である。
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材および溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する。こうした効果を発現させるため、Ｎ含有量は０．００２質量％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３質量％以上である。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、母材中に析出する窒化物量が増加し、母材靭性が著しく低下し、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００７質量％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６質量％以下である。
【0033】
Ｃａ：０．０００５～０．００３０質量％
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化物系の非金属介在物の延伸を抑制する等、非金属介在物の形態制御に有用な元素である。その効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００５質量％以上とする。Ｃａ含有量は好ましくは０．００１０質量％以上である。しかし、Ｃａ含有量が過剰になると、清浄度の低下を招き靭性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．００３０質量％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５質量％以下である。
Ｃａは、ＭｎＳなどの硫化物系の非金属介在物の延伸を抑制する等、非金属介在物の形態制御に有用な元素である。その効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００５質量％以上とする。Ｃａ含有量は好ましくは０．００１０質量％以上である。しかし、Ｃａ含有量が過剰になると、清浄度の低下を招き靭性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は０．００３０質量％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５質量％以下である。
【0034】
Ｓｉ＋Ｃｕ：０．４質量％以上
ＳｉおよびＣｕは、転位の増殖を抑制することで疲労亀裂発生寿命を延ばす効果を有する。この効果は溶接熱影響部でも有効に発揮される。すなわちＳｉおよびＣｕは、溶接熱影響部の亀裂発生を抑制し、溶接継手の疲労特性を改善する効果を発揮する。この効果を有効に発揮させるため、ＳｉおよびＣｕの合計含有量（Ｓｉ＋Ｃｕ）を０．４０質量％以上とする。Ｓｉ＋Ｃｕは、好ましくは０．４５質量％以上、より好ましくは０．５０質量％以上である。尚、Ｓｉ＋Ｃｕの好ましい上限は、ＳｉとＣｕの夫々の元素の含有量の好ましい上限の合計となる。
ＳｉおよびＣｕは、転位の増殖を抑制することで疲労亀裂発生寿命を延ばす効果を有する。この効果は溶接熱影響部でも有効に発揮される。すなわちＳｉおよびＣｕは、溶接熱影響部の亀裂発生を抑制し、溶接継手の疲労特性を改善する効果を発揮する。この効果を有効に発揮させるため、ＳｉおよびＣｕの合計含有量（Ｓｉ＋Ｃｕ）を０．４０質量％以上とする。Ｓｉ＋Ｃｕは、好ましくは０．４５質量％以上、より好ましくは０．５０質量％以上である。尚、Ｓｉ＋Ｃｕの好ましい上限は、ＳｉとＣｕの夫々の元素の含有量の好ましい上限の合計となる。
【0035】
残部：Ｆｅおよび不可避不純物
好ましい１つの実施形態では、残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
好ましい１つの実施形態では、残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【0036】
（Ｔ字隅肉溶接継手における平板（鋼板）の表層部の非金属介在物）
［鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域における、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度：１０個／ｍｍ２以下］
平板である鋼板に対して立て板を隅肉溶接し、Ｔ字隅肉溶接継手を製造する場合、平板の溶接止端部やルート部からの疲労亀裂発生は、平板である鋼板の表面部に位置する。平板である鋼板の表面からの疲労亀裂発生の原因の一つとして、特に、平板である鋼板の表層部の非金属介在物の存在が挙げられる。平板である鋼板の表層部の非金属介在物の大きさ、個数を低減することが重要であり、特に、上記疲労亀裂発生の原因となりやすい、ＭｎＳなどの様な熱間圧延により圧延方向に伸張した非金属介在物を低減することが、上記疲労亀裂発生の抑制に重要であると考えられる。
［鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域における、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度：１０個／ｍｍ２以下］
平板である鋼板に対して立て板を隅肉溶接し、Ｔ字隅肉溶接継手を製造する場合、平板の溶接止端部やルート部からの疲労亀裂発生は、平板である鋼板の表面部に位置する。平板である鋼板の表面からの疲労亀裂発生の原因の一つとして、特に、平板である鋼板の表層部の非金属介在物の存在が挙げられる。平板である鋼板の表層部の非金属介在物の大きさ、個数を低減することが重要であり、特に、上記疲労亀裂発生の原因となりやすい、ＭｎＳなどの様な熱間圧延により圧延方向に伸張した非金属介在物を低減することが、上記疲労亀裂発生の抑制に重要であると考えられる。
【0037】
そこで本実施形態では、鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域における、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度を１０個／ｍｍ２以下に抑える。前記個数密度は、小さいほど好ましく、５個／ｍｍ２以下であることが好ましい。本開示で対象とする非金属介在物の種類は問わないが、例えば上述したＭｎＳ、アルミナ等が含まれうる。非金属介在物の前記「長さ」とは、非金属介在物の外接円直径をいう。なお、例えばＭｎＳは、圧延時に圧延方向に引き延ばされるため、非金属介在物の長さ方向は圧延方向と一致し得る。よって鋼板の圧延方向が明らかである場合には、非金属介在物の前記「長さ」は、鋼板の圧延方向の直線長さともいえる。該個数密度は後述する実施例に記載の方法で求められる。また、継手における平板を採取した後、実施例に記載の方法で求めてもよい。
【0038】
（Ｔ字隅肉溶接継手における平板（鋼板）の降伏強さ）
立板の溶接時、平板である鋼板により面内回転変形が拘束されるため、平板である鋼板の降伏強さにより直交方向残留応力は変化する。この直交方向残留応力が小さいほど疲労亀裂発生抑制に有効である。本開示の平板に用いる鋼板が、上述した化学組成と非金属介在物の形態を満たし、更には降伏強さが５００ＭＰａ以下であることにより、疲労亀裂の発生がより一層抑制される。前記平板に用いる鋼板の降伏強さは、好ましくは４８０ＭＰａ以下、より好ましくは４５０ＭＰａ以下である。ただし、母材強度確保の観点から、前記平板に用いる鋼板の降伏強さの下限は３５０ＭＰａ程度である。
立板の溶接時、平板である鋼板により面内回転変形が拘束されるため、平板である鋼板の降伏強さにより直交方向残留応力は変化する。この直交方向残留応力が小さいほど疲労亀裂発生抑制に有効である。本開示の平板に用いる鋼板が、上述した化学組成と非金属介在物の形態を満たし、更には降伏強さが５００ＭＰａ以下であることにより、疲労亀裂の発生がより一層抑制される。前記平板に用いる鋼板の降伏強さは、好ましくは４８０ＭＰａ以下、より好ましくは４５０ＭＰａ以下である。ただし、母材強度確保の観点から、前記平板に用いる鋼板の降伏強さの下限は３５０ＭＰａ程度である。
【0039】
（Ｔ字隅肉溶接継手における平板（鋼板）の製造方法）
本実施形態では、溶製し鋳造（例えば連続鋳造）を行うことにより、所定の化学組成の鋼片を得る。その後、熱間圧延前に前記鋼片の表裏面につき、片側につき深さ１～２ｍｍ程度を溶削または研削により除去して、本実施形態に係る鋼板を得る。
本実施形態では、溶製し鋳造（例えば連続鋳造）を行うことにより、所定の化学組成の鋼片を得る。その後、熱間圧延前に前記鋼片の表裏面につき、片側につき深さ１～２ｍｍ程度を溶削または研削により除去して、本実施形態に係る鋼板を得る。
【0040】
上記溶削または研削によって、鋳造して得られる鋼片の表層部に存在するＭｎＳなどの様な熱間圧延により圧延方向に伸張しやすい非金属介在物を除去する。また鋼片の極表面には、Ｎｂ、Ｔｉ（マイクロアロイ元素）等の窒化物に起因し、不可避的な鋼片割れ等が発生することがある。更に鋼片の表層部には、連続鋳造時に使用のモールドパウダーの巻き込み等により、外来の介在物も不可避的に存在しうる。外来の介在物は、圧延により開口して割れ疵となった場合、圧延後に研削除去されるのが一般的であるが、外来の介在物が微小で圧延により開口せず鋼板の表層部に残存した場合、疲労亀裂発生の一因となる。よって、溶削または研削により、これら鋼片割れや外来の介在物も併せて除去することが好ましい。
【0041】
熱間圧延時の加熱温度や熱間圧延条件は特に限定されず、所望の強度（概ね、引張強さ４００ＭＰａ～６００ＭＰａ級）、靭性、サイズが得られるように、一般的な厚鋼板の製造条件を設定することができる。板厚は、例えば６～１００ｍｍとすることができ、該板厚も、熱間圧延の条件を適宜設定することで制御できる。なお、鋼板の降伏強さを５００ＭＰａ以下の好ましい範囲内とする方法として、例えば後述する実施例に示す通り、熱間圧延後に焼きならしを行うこと等が挙げられる。
【0042】
（Ｔ字隅肉溶接継手）
本開示のＴ字隅肉溶接継手は、平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板が上述した化学組成と非金属介在物の形態を満たす。一方、前記立て板に用いる鋼板は限定されず、Ｔ字溶接継手の用途等に応じて適宜選択される。立て板に用いる鋼板として、一般的には平板と同程度の強度クラスの鋼板が用いられうる。
本開示のＴ字隅肉溶接継手は、平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板が上述した化学組成と非金属介在物の形態を満たす。一方、前記立て板に用いる鋼板は限定されず、Ｔ字溶接継手の用途等に応じて適宜選択される。立て板に用いる鋼板として、一般的には平板と同程度の強度クラスの鋼板が用いられうる。
【0043】
本開示のＴ字隅肉溶接継手は、好ましくはＴ字片面隅肉溶接継手であって、溶接部の溶け込み率が、立て板の板厚の５０～９０％である。溶け込み率は、図１に示される通り、立て板５の板厚をＴ（ｍｍ）、立て板５の板厚に占める溶け込み深さをｔ（ｍｍ）としたときに、（ｔ／Ｔ）×１００（％）で求められる。溶け込み率は、溶接ルート側に応力集中をさせるため立て板の板厚の５０％以上必要であり、より好ましくは５５％以上である。溶け込み率が立て板の板厚の９０％を超えると、溶接の安定性から局所的な溶接の抜けにつながり、健全な溶接継手が得られないリスクが高まる。溶け込み率の上限は、好ましくは８５％以下である。
【0044】
本発明のＴ字隅肉溶接継手として、好ましくは、片面隅肉溶接により溶け込み率が立て板の板厚の５０～９０％となるように溶接されたものは、特に、溶接ルート側で平板が片持ちの繰り返し曲げ振幅を受ける際に、疲労亀裂発生抑制効果をより発現できる。これは、平板が片持ちの繰り返し曲げ振幅を受ける際、溶接ルート側の平板における溶接熱影響部が応力集中部となるが、上記平板が、前述した化学組成および非金属介在物形態を制御した鋼板であれば、疲労亀裂発生が生じ難く、高い疲労特性を発揮しうる。
【0045】
Ｔ字隅肉溶接継手は、平板に対し、立て板がほぼＴ字状に隅肉溶接された継手であり得る。立て板は、平板に対しほぼ垂直に溶接するＩリブ（平面板）に限られず、平板に対し約７７°の角度で溶接するＵリブ等が含まれる。本開示のＴ字隅肉溶接継手は、立て板としてＵリブが用いられる場合に、優れた疲労特性を発揮できる。なお後述する実施例では、立て板としてＵリブを用いたＴ字隅肉溶接継手を模擬した疲労試験体を作製しており、該疲労試験体における立て板はＵリブの一部を模擬したものである。
【0046】
（Ｔ字隅肉溶接継手の製造方法）
本開示では、溶接継手に用いる鋼板に応じて、溶接材料の組成および溶接方法、溶接条件を調整して、適正な組成の溶接金属を形成すればよい。本開示のＴ字隅肉溶接継手作製のための溶接方法として、被覆アーク溶接、ガスメタルアーク溶接、サブマージアーク溶接、ＦＣＷ(フラックス コアド ワイヤ)などの各種溶接方法を好適に適用できる。
本開示では、溶接継手に用いる鋼板に応じて、溶接材料の組成および溶接方法、溶接条件を調整して、適正な組成の溶接金属を形成すればよい。本開示のＴ字隅肉溶接継手作製のための溶接方法として、被覆アーク溶接、ガスメタルアーク溶接、サブマージアーク溶接、ＦＣＷ(フラックス コアド ワイヤ)などの各種溶接方法を好適に適用できる。
【0047】
本開示には、前記Ｔ字隅肉溶接継手を有する鋼構造物も含まれる。鋼構造物として、例えば、船舶、海洋構造物、ペンストック、橋梁、貯槽、建設機械等が挙げられる。本開示の鋼構造物は、溶接継手として、上述した本開示のＴ字隅肉溶接継手を含むため、高い疲労特性を発揮しうる。特に、橋梁のＴ字隅肉溶接継手として好適である。橋梁鋼床板のＵリブ溶接部のルート側からの疲労亀裂発生抑制に有効なデッキプレート（平板）として、所定の化学組成と非金属介在物の形態を制御した鋼板（母材）を用いるため、汎用的な鋼板を平板に用いた場合と比較して、優れた疲労特性を発揮し、特には疲労亀裂発生が十分に抑制される。
【実施例】
【0048】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【0049】
１．サンプル作製
表１の化学組成の鋼片を連続鋳造により得た。鋼１－１と鋼１－２では、鋼片の表裏面を片側１～２ｍｍ程度溶削と研削により除去してから、鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、板厚１６ｍｍの鋼板（厚鋼板）を得た。一方、鋼２および鋼３では、連続鋳造により得られたままの鋼片を、加熱し、熱間圧延を行い、板厚１６ｍｍの鋼板（厚鋼板）を得た。ここで、鋼１－１の熱間圧延では制御圧延を行い、熱間圧延の仕上温度の狙いは７４０℃とした。鋼１－２の熱間圧延では制御圧延は行わず、熱間圧延後に９３０℃を狙って炉温設定した焼きならしを行った。鋼２および鋼３については、熱間圧延の仕上温度の狙いを７５０℃とした制御圧延を行うとともに、熱間圧延後に速やかに、冷却速度を５℃／ｓ、冷却停止温度５８０℃を狙い条件とした加速冷却を行った。なお、表１において、下線を付した数値は、本開示の範囲から外れていることを示している。鋼１－１と鋼１－２は本発明例、鋼２および鋼３は、汎用的な引張強さ４９０ＭＰａ級の厚鋼板の比較例である。
表１の化学組成の鋼片を連続鋳造により得た。鋼１－１と鋼１－２では、鋼片の表裏面を片側１～２ｍｍ程度溶削と研削により除去してから、鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、板厚１６ｍｍの鋼板（厚鋼板）を得た。一方、鋼２および鋼３では、連続鋳造により得られたままの鋼片を、加熱し、熱間圧延を行い、板厚１６ｍｍの鋼板（厚鋼板）を得た。ここで、鋼１－１の熱間圧延では制御圧延を行い、熱間圧延の仕上温度の狙いは７４０℃とした。鋼１－２の熱間圧延では制御圧延は行わず、熱間圧延後に９３０℃を狙って炉温設定した焼きならしを行った。鋼２および鋼３については、熱間圧延の仕上温度の狙いを７５０℃とした制御圧延を行うとともに、熱間圧延後に速やかに、冷却速度を５℃／ｓ、冷却停止温度５８０℃を狙い条件とした加速冷却を行った。なお、表１において、下線を付した数値は、本開示の範囲から外れていることを示している。鋼１－１と鋼１－２は本発明例、鋼２および鋼３は、汎用的な引張強さ４９０ＭＰａ級の厚鋼板の比較例である。
【0050】
【表1】
【0051】
２．非金属介在物の観察
鋼１－１と鋼２の鋼板（厚鋼板）を用い、各鋼板の板厚方向であってかつ圧延方向と平行な方向の断面が観察できるように板幅方向のｗ／４近傍位置から切断して、観察用のサンプルを準備した。観察のための試験片の調製は、ＪＩＳ Ｇ０５５５ 鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法に従って行った。上記断面では、熱間圧延により圧延方向に伸張して疲労性能に悪影響を及ぼすと考えられる、非金属介在物が観察されやすく、よって、該断面における非金属介在物の形態制御は、厳しい制御条件であるといえる。
鋼１－１と鋼２の鋼板（厚鋼板）を用い、各鋼板の板厚方向であってかつ圧延方向と平行な方向の断面が観察できるように板幅方向のｗ／４近傍位置から切断して、観察用のサンプルを準備した。観察のための試験片の調製は、ＪＩＳ Ｇ０５５５ 鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法に従って行った。上記断面では、熱間圧延により圧延方向に伸張して疲労性能に悪影響を及ぼすと考えられる、非金属介在物が観察されやすく、よって、該断面における非金属介在物の形態制御は、厳しい制御条件であるといえる。
【0052】
観察は、詳細には、鋼板表面から１ｍｍ深さまでの領域において、任意の１０か所の非金属介在物を観察した。１か所の観察は、観察倍率２００倍（１視野のサイズ：４７０μｍ×３５０μｍ）で行った。観察では、長さとして非金属介在物の外接円直径が１０μｍを超える非金属介在物の個数をカウントした。なお本実施例では、鋼板の圧延方向が明らかであり、非金属介在物の前記「長さ」は、鋼板の圧延方向の直線長さにも相当する。合計１０視野の、長さ１０μｍを超える非金属介在物の個数を集計し、１ｍｍ２あたりの個数（非金属介在物の個数密度）を算出した。その結果を表２に示す。
【0053】
【表2】
【0054】
なお、鋼１－１と鋼１－２は別チャージで製造したが、同じ化学組成狙いで製造し、得られた鋼片の化学組成の違いは、製造上の不可避的な成分変動の範囲内であるため、これらの鋼片から得られた鋼板は、化学組成が同等の鋼板として扱った。また、上述した鋼１－１と鋼１－２の製造条件の違いは、本実施形態で規定する非金属介在物の個数密度には影響を及ぼさないと考えられるため、鋼１－１と鋼１－２は非金属介在物の個数密度が同等であると考えられる。よって、前記非金属介在物の観察は鋼１－１と鋼１－２のうち鋼１－１を用いて行った。
【0055】
また鋼２と鋼３も別チャージで製造したが、同じ化学組成狙いで製造したため、得られた鋼片の化学組成の違いは、製造上の不可避的な成分変動の範囲内である。さらに鋼２と鋼３は、製造条件も同じであるため、これらの鋼片から得られた鋼板は同等品として扱った。よって前記非金属介在物の観察は、鋼２と鋼３のうち鋼２を用いて行い、後述する疲労特性の評価は、鋼２と鋼３のうち鋼３を用いて行った。
【0056】
３．鋼板の引張試験
ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を実施して鋼板の降伏強さを求めた。なお、試験片形状は１Ａ号であり、鋼板の幅方向（圧延直角方向）が試験片の長手方向となるように試験片を採取した。求めた降伏強さを表３に示す。
ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を実施して鋼板の降伏強さを求めた。なお、試験片形状は１Ａ号であり、鋼板の幅方向（圧延直角方向）が試験片の長手方向となるように試験片を採取した。求めた降伏強さを表３に示す。
【0057】
【表3】
【0058】
４．疲労特性の評価
鋼１－１、鋼１－２、鋼３の鋼板（板厚１６ｍｍ）を用い、疲労特性の評価を行った。詳細には、鋼１－１、鋼１－２、鋼３の鋼板を、それぞれデッキプレート（平板）として、図２に示す、鋼床板デッキプレートとＵリブの溶接部を模擬した疲労試験体（小型溶接継手試験モデル）を製作した。図２の下方は、疲労試験体１の上面図であり、図２の上方は、疲労試験体１の側面図を示す。図２の上方の側面図と後に示す図３では、図２下方の上面図で示したボルト９の表示を省略している。
鋼１－１、鋼１－２、鋼３の鋼板（板厚１６ｍｍ）を用い、疲労特性の評価を行った。詳細には、鋼１－１、鋼１－２、鋼３の鋼板を、それぞれデッキプレート（平板）として、図２に示す、鋼床板デッキプレートとＵリブの溶接部を模擬した疲労試験体（小型溶接継手試験モデル）を製作した。図２の下方は、疲労試験体１の上面図であり、図２の上方は、疲労試験体１の側面図を示す。図２の上方の側面図と後に示す図３では、図２下方の上面図で示したボルト９の表示を省略している。
【0059】
図２に示す通り、デッキプレート３に対し、立て板５として板厚６ｍｍの鋼板を、Ｕリブを模擬して斜めに組み立て、溶け込み率が立て板５の板厚の７５％程度となるように片面隅肉溶接を行った。片面隅肉溶接の条件はＣＯ２溶接とし、溶接電流は３３０Ａ、アーク電圧は３４Ｖ、溶接速度は４５ｃｍ／ｍｉｎ、溶接入熱１５．０ｋＪ／ｃｍを狙いとした。次いで、横リブ模擬鋼板７として板厚１２ｍｍの鋼板を、横リブを模擬してＵリブと交差するように組み立て、両面隅肉溶接を行って溶接体を得た。次いで、図２の下方に示す通り、幅２００ｍｍで横リブが幅中央に位置するように溶接体の周囲を切断して疲労試験体１を得た。図２において、符号１１は片面隅肉溶接部を示し、符号１３は両面隅肉溶接部を示す。鋼１－１と鋼３について片面隅肉溶接部の溶け込み率（立て板の板厚に対する溶け込み深さの比）として、製作した疲労試験体の２か所計測し、平均値を算出した。その結果、鋼１－１の溶け込み率は７２．３％、鋼３の溶け込み率は６５．７％であった。なお鋼１－２の溶け込み率の計測は行っていない。しかし、溶け込み率は溶接電流、アーク電圧、溶接速度、溶接入熱によって支配され、鋼１－２の片面隅肉溶接は、鋼１－１、鋼３と同じ溶接条件狙いで行ったため、鋼１－２で得られた疲労試験体も、鋼１－１、鋼３の疲労試験体と同等の溶け込み率が得られているといえる。
【0060】
得られた疲労試験体１を用いて疲労試験を次の通り行った。図３は、疲労試験装置２０の概略側面図である。図３に示す通り、疲労試験は可搬型アクチュエータ２１を用い、片持ち曲げ方式で実施し、荷重制御により応力比を０．１として載荷し、打ち切り限界は１０００万回とした。図３に示す通り、立て板５から、荷重付加位置までの距離は２００ｍｍとした。図２の疲労試験体１のデッキプレート３にあらかじめ複数のひずみゲージを貼り付けて疲労試験を行った。図４はひずみゲージ貼付位置を示した疲労試験体１の上面図である。ひずみゲージを、デッキプレート３の立て板５から可搬型アクチュエータ２１までの領域の約半分に貼り付けた。このうち、横リブ模擬鋼板７から５０ｍｍ離れた位置にあるひずみゲージＳＴ０２，ＳＴ０３，ＳＴ０５，ＳＴ０６，ＳＴ０７，ＳＴ０８は、横リブ模擬鋼板７との交差の影響のない一般部に相当する。
【0061】
疲労試験では、貼り付けたひずみゲージの値を計測し、疲労試験中のひずみ変動範囲を調べた。ひずみゲージで測定したひずみ変動範囲が初期値から５％低下したときを疲労亀裂が発生したと定義し、初期値から５％低下したときの繰返し数を、疲労亀裂発生寿命Ｎ５％と定義して評価した。そして、横リブ交差の影響の無い一般部において曲げモーメントに応じたひずみ勾配を確認し、模擬Ｕリブ位置に外挿した値で公称応力範囲Δσを定義した。打ち切り限界強度σｗは、打ち切り限界までに疲労亀裂が発生した最小Δσと、発生しなかった最大Δσとの平均値とした。
【0062】
これらの結果を表４に示す。なお上述した通り、本実施例では鋼２と鋼３の鋼片から得られた鋼板は同等品として扱っており、鋼３の疲労特性の評価結果は鋼２の疲労特性の評価結果でもありうる。本実施例では、打ち切り限界強度σｗが、汎用的な引張強さ４９０ＭＰａ級の厚鋼板である鋼２、３の打ち切り限界強度σｗに対して、１０％以上高い場合を、疲労強度が高く優れた疲労特性を示すと評価した。
【0063】
【表4】
【0064】
表１～表４の結果から次のことがわかる。本開示の溶接継手は、所定の化学組成と非金属介在物の形態を満足しているため、打ち切り限界強度σｗは、鋼２と鋼３に対して２２％以上向上し、従来よりも優れた疲労特性を示すことがわかった。
【0065】
さらに上述の通り、立板の溶接時、平板である鋼板により面内回転変形が拘束されるため、平板である鋼板の降伏強さにより直交方向残留応力は変化する。この直交方向残留応力が小さいほど疲労亀裂発生抑制に有効であるため、平板である鋼板の降伏強さは、低いほうが好ましい。なお鋼１－１よりも降伏強さの低い鋼２、３は、所定の化学組成と非金属介在物の形態を満足していないため、疲労特性は向上していない。一方、鋼１－２の通り、平板に用いる鋼板が所定の化学組成と非金属介在物の形態を満たし、更には、前記平板である鋼板の降伏強さを５００ＭＰａ以下とすることにより、疲労亀裂の発生がより一層抑制されることがわかった。
【0066】
本明細書の開示内容は、以下の態様を含み得る。
（態様１）
平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、
化学組成が、
Ｃ ：０．０３～０．０８質量％、
Ｓｉ：０．３０～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００～２．００質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５質量％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｂ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０２５質量％、
Ｎ ：０．００２～０．００７質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０質量％、および
Ｓｉ＋Ｃｕ：０．４質量％以上を満たし、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、
鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手。
（態様２）
Ｔ字片面隅肉溶接継手であって、溶接部の溶け込み率が、立て板の板厚の５０～９０％である、態様１に記載のＴ字隅肉溶接継手。
（態様３）
態様１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物。
（態様１）
平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、
化学組成が、
Ｃ ：０．０３～０．０８質量％、
Ｓｉ：０．３０～０．６０質量％、
Ｍｎ：１．００～２．００質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００２質量％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５質量％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０質量％、
Ｎｂ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０２５質量％、
Ｎ ：０．００２～０．００７質量％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０質量％、および
Ｓｉ＋Ｃｕ：０．４質量％以上を満たし、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、
鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手。
（態様２）
Ｔ字片面隅肉溶接継手であって、溶接部の溶け込み率が、立て板の板厚の５０～９０％である、態様１に記載のＴ字隅肉溶接継手。
（態様３）
態様１または２に記載のＴ字隅肉溶接継手を有する、鋼構造物。
【符号の説明】
【0067】
１ 疲労試験体
３ デッキプレート（平板）
５ 立て板（Ｕリブ模擬鋼板）
７ 横リブ模擬鋼板
９ ボルト
１１ 片面隅肉溶接部
１３ 両面隅肉溶接部
２０ 疲労試験装置
２１ 可搬型アクチュエータ
２３ 支持台
３ デッキプレート（平板）
５ 立て板（Ｕリブ模擬鋼板）
７ 横リブ模擬鋼板
９ ボルト
１１ 片面隅肉溶接部
１３ 両面隅肉溶接部
２０ 疲労試験装置
２１ 可搬型アクチュエータ
２３ 支持台
【要約】
【課題】高い疲労強度を示すＴ字隅肉溶接継手と、該Ｔ字隅肉溶接継手を有する鋼構造物を提供する。
【解決手段】平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、化学組成が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、およびＳｉ＋Ｃｕが所定の範囲を満たし、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手。
【選択図】なし
【解決手段】平板に立て板を隅肉溶接してなるＴ字溶接継手であって、前記平板に用いる鋼板は、化学組成が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、およびＳｉ＋Ｃｕが所定の範囲を満たし、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、更に、鋼板の板厚方向に表面から１ｍｍまでの断面領域において、長さが１０μｍを超える非金属介在物の個数密度が１０個／ｍｍ２以下である、Ｔ字隅肉溶接継手。
【選択図】なし
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
