JP2015086427A - 鋼板およびそれを用いた鋼床版ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接部を起点とする疲労損傷の発生を抑制することが可能な鋼板およびそれを用いた鋼床版ならびにそれらの製造方法を提供する。【解決手段】鋼床版のデッキプレートに用いられる鋼板であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.04〜0.60％、Mn：0.50〜2.00％、Al：0.003〜0.06％、Ti：0.001〜0.100％、Ｎ：0.0020〜0.0120％、Ｏ：0.0005〜0.0040％、Cr：0〜2.0％、Mo：0〜1.0％、Ni：0〜1.5％、Cu：0〜1.5％、Nb：0〜0.1％、Ｖ：0〜0.1％、Ｂ：0〜0.0030％、残部Feおよび不純物であり、Ti/Ｎが3.4以下であり、Ceqが0.25〜0.40であり、板厚の1/4厚におけるミクロ組織が硬質組織と軟質組織との複合組織からなり、鋼板の負荷方向の繰返し軟化パラメータが0.95以下である鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、鋼板およびそれを用いた鋼床版ならびにそれらの製造方法に係り、特に、溶接部の疲労特性に優れる鋼板およびそれを用いた鋼床版ならびにそれらの製造方法に関する。

近年、鋼床版のデッキプレートにおける、多数の疲労損傷の発生が社会問題化しており、その対策が急務の課題となっている。特に、デッキプレートおよびトラフリブの接合部を起点としてデッキ板厚方向に進展する疲労損傷は、外部からの探傷が困難であることから、道路管理者にとって極めて深刻な問題となっている。

デッキプレートおよびトラフリブの接合部における疲労損傷は、閉断面内においてき裂が発生および成長するため検出が困難である。トラフリブに替わり、開断面構造となるバルブリブタイプの鋼床版を使用するという方法もあるものの、製作コストが高くなるという問題がある。

き裂がデッキプレートを貫通すると路面陥没に至り危険度が極めて高いため、疲労損傷を防止する技術の開発が現在、強く求められている。鋼材または溶接部における疲労き裂を抑制する技術に関してはこれまで様々な検討がなされてきた。

特許文献１には、鋼材の金属組織、化学成分、二相鋼の軟相の硬度上限値、軟相と硬相との境界密度を規定することによって、鋼材母材の疲労き裂進展速度を抑制する技術が開示されている。また、特許文献２には、鋼床版構造の鋼床版デッキおよび横桁ウエブの少なくとも一方に疲労特性に優れた鋼材を適用した長寿命構造物が開示されている。

特許文献３には、鋼材の金属組織、Ｘ線回折強度、化学成分を規定し、かつ、継手の破壊起点となり得る溶接金属と溶接熱影響部との境界の硬度分布を規定することで、超長寿命域での疲労特性に優れた溶接継手を提供する技術が開示されている。

特許文献４には、母材の疲労き裂進展速度を、金属組織の制御で抑制する技術が開示されている。具体的には、表層に着目し、硬質相からなる基地中に、軟質相を分散させることにより、硬相軟相の硬度差を設けて進展速度を抑制している。

特許文献５には、母材の疲労き裂進展速度を、金属組織の制御で抑制する技術が開示されている。具体的には、板厚２０ｍｍ以下の鋼板を対象に、全伸び特性と疲労き裂進展特性との両立に着目し、Ｃ含有量を抑制し、炭素当量Ｃｅｑを特定の範囲に制御し、冷却停止温度を低くする技術が開示されている。

特許文献６には、母材中の疲労き裂進展速度を抑制するとともに、溶接継手の溶接余盛り止端を起点とする疲労き裂発生特性、すなわち、疲労強度を向上させる技術が開示されている。具体的には母材の化学成分を適切に規定するとともに、硬質部と軟質部との硬度差を規定し、溶接部の母材、溶接熱影響部、溶接金属の３箇所間での硬度関係を規定している。

特開平０８−２２５８８２号公報 特開２００３−１８３７６９号公報 特開２０１０−０２４４６７号公報 特開２０１０−０８４１８９号公報 特開２０１０−１９６１０９号公報 特開２０１２−１４４７８０号公報

上述のように、鋼材または溶接部における疲労き裂を抑制する技術について様々な研究がなされてきているが、依然としてデッキプレートおよびトラフリブの接合部を起点とする疲労損傷の発生を抑制することができないのが現状である。

本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、溶接部を起点とする疲労損傷の発生を抑制することが可能な鋼板およびそれを用いた鋼床版ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。

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

デッキプレートおよびトラフリブの接合部には、車輪による荷重によって圧縮応力が発生している。それにもかかわらず、疲労き裂が発生および進展しているのは、溶接部に高いレベルの引張残留応力が存在するためである。溶接後、溶接金属は冷却に伴い収縮するのに対して、周辺の母材部分は抵抗するため反力が生じる。そのため溶接部において引張残留応力が発生する。そして、それによって溶接部の疲労強度が母材である鋼板に比べて大きく低下する。

溶接部における疲労強度を向上させるためには、引張残留応力を緩和させる必要がある。上述のように、溶接部における引張残留応力は、母材である鋼板の反力に起因する。したがって、鋼板の反力を弱めることができれば、引張残留応力を緩和することが可能となる。

溶接部には輪荷重により繰返し応力が付与される。この繰返し応力が駆動力となって、鋼板が繰返し軟化を起こせば反力は低下するため、高いレベルの引張残留応力が緩和される。その結果、溶接部の疲労特性を著しく向上させることが可能となる。鋼板の化学組成および製造条件を適正化させることで、鋼板の繰返し軟化特性を高めることができる。

本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の鋼板およびそれを用いた鋼床版ならびにそれらの製造方法を要旨とする。

（１）鋼床版のデッキプレートに用いられる鋼板であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０４〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００３０％、残部Ｆｅおよび不純物であり、ＴｉとＮとの比（Ｔｉ／Ｎ）が３．４以下であり、下記（ｉ）式で定義されるＣｅｑが０．２５〜０．４０であり、
板厚の１／４厚におけるミクロ組織が硬質組織と軟質組織との複合組織からなり、該硬質組織と該軟質組織との硬度差が１５０ＨＶ以上であり、
鋼板の負荷方向の繰返し軟化パラメータが０．９５以下である鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。

（２）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０４〜１．０％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．２〜１．５％から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％から選択される１種以上を含有する上記（１）または（２）に記載の鋼板。

（４）前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有する上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。

（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接してなる鋼床版であって、
該鋼板の熱影響部の硬度が、鋼板および溶接金属の硬度との関係において、下記（ii）式を満足する鋼床版。
１．５×Ｈ_Ｂ−Ｗ≧Ｈ_ＨＡＺ ・・・（ii）
但し、Ｈ_Ｂ−Ｗは、鋼板および溶接金属の硬度のうち低い方の値を意味し、Ｈ_ＨＡＺは、鋼板の熱影響部の硬度を意味する。

（６）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、９００〜１２５０℃の温度範囲まで加熱する加熱工程と、
加熱後、１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を施す圧延前冷却工程と、
熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
熱間圧延後、８００℃以上の開始温度から５００℃以下の停止温度まで加速冷却を施すのに際し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を２０〜６０℃／ｓとし、鋼板表面における復熱温度幅が加速冷却停止温度の４０％以下とする圧延後冷却工程とを備えた鋼板の製造方法。

（７）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接して鋼床版を製造するに際し、該溶接における入熱を１．０〜３．０ｋＪ／ｍｍとする鋼床版の製造方法。

（８）上記（６）に記載の方法で製造された鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接して鋼床版を製造するに際し、該溶接における入熱を１．０〜３．０ｋＪ／ｍｍとする鋼床版の製造方法。

本発明に係る鋼材を、道路橋の鋼床版のデッキプレートに適用することにより、溶接部の疲労特性が著しく向上し、疲労強度健全性を高めることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

（Ａ）鋼板の化学組成
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：０．０１〜０．１０％
Ｃは、強度を高める作用を有する元素である。そのため、Ｃを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、溶接部内の硬度分布が不均質となり、溶接部の疲労強度を確保できない。したがって、Ｃの含有量は０．０１〜０．１０％とする。Ｃは安価な元素であり、強度を高める作用を有する他の添加元素を抑制し、経済的に強度を確保するためには、Ｃ含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。

Ｓｉ：０．０４〜０．６０％
Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０４％未満では適切な脱酸効果を期待できない。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると鋼板の靱性が損なわれ、構造用鋼としての適正を欠くおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０４〜０．６０％とする。Ｓｉ含有量は、０．２０％以上とするのが好ましく、０．５０％以下とするのが好ましい。

Ｍｎ：０．５０〜２．００％
Ｍｎは、Ｃと同様に、鋼材の強度を確保し、また鋼板の疲労き裂進展抵抗性を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｎを０．５０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、靱性の劣化が顕著となる。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０〜２．００％とする。Ｍｎ含有量は０．８０％以上とするのが好ましく、１．５０％以下とするのが好ましい。

Ａｌ：０．００３〜０．０６％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。鋼の脱酸のため、Ａｌを０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、溶接部に硬質の島状マルテンサイトが多数生成し、溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００３〜０．０６％とする。十分な靱性を確保する上では、Ａｌ含有量は０．０５％以下とするのが好ましい。

Ｔｉ：０．００１〜０．１００％
Ｔｉは、炭化物を生成することにより、軟質部を細粒化して強化するため、鋼板の疲労き裂進展抑制特性の改善に有効な元素である。そのため、Ｔｉを０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼板の疲労き裂進展抑制特性の改善効果が飽和するだけでなく、鋼板の強度が上昇しすぎ、その結果、靱性が損なわれる。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．１００％とする。Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上とするのが好ましく、０．０３０％以下とするのが好ましい。

Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成して、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ともいう。）細粒化に寄与する重要な元素である。ＨＡＺの細粒化を通して溶接部における疲労特性を向上させるためには、Ｎを０．００２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．０１２０％を超えると、靱性が損なわれる。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．０１２０％とする。Ｎ含有量は０．００５０％以上とするのが好ましく、０．００９０％以下とするのが好ましい。

また、ＮをＴｉに対し過剰に含有させるとＴｉＮを形成しきれないＮが鋼板に存在するようになり靱性が劣化する。溶接部における種々の疲労試験を実施した結果、ＴｉとＮとの比には適切な領域が存在し、Ｔｉ／Ｎを３．４以下とする必要があることが判明した。Ｔｉ／Ｎは１．５以上とするのが好ましく、３．１以下とするのが好ましい。

Ｏ：０．０００５〜０．００４０％
Ｏは、介在物の生成に極めて重要な働きをする元素である。介在物は疲労き裂の発生起点となる場合がある。そのため、介在物の形状、生成量を抑制することは、溶接部の疲労の向上に重要である。本発明では、疲労強度を向上させるため、介在物の制御を行っており、Ｏ含有量が少ない方が介在物の制御には有利である。しかしながら、酸素量を低減するには製鋼段階で多くの工数を要し経済性に問題がある。そこで、疲労特性向上と、構造用部材としての経済性とを両立する観点から、Ｏ含有量は０．０００５〜０．００４０％とする必要がある。Ｏ含有量は、０．００１０以上とするのが好ましく、０．００３０％以下とするのが好ましい。

Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させるとともに腐食環境下での疲労き裂進展抑制特性の改善を可能とし、かつ、軟質部の転位構造の制御および微視的塑性変形の抑制にも有効な元素である。そのため、必要に応じてＣｒを含有させても良い。しかし、２．０％を超えてＣｒを含有させても、これらの改善効果が飽和するとともに、強度が上昇しすぎて、靱性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は１．８％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。

Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、高価な元素であるが、ＨＡＺにおける疲労特性を効率よく向上させるのに有効な元素でもある。そのため、必要に応じてＭｏを含有させても良い。ここで言う疲労特性とは、溶接継手の余盛り止端を破壊起点とする疲労き裂に対する耐性のことである。Ｍｏを含有させることの特徴として、ＨＡＺ硬度をさほど高くすることなく、ＨＡＺ切欠き疲労強度を大きく改善できる点が挙げられる。しかし、１．０％を超えてＭｏを含有させても、これらの効果が飽和するとともに、強度が上昇しすぎて、靱性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。各種材料特性のバランス上、Ｍｏ含有量は０．３％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量は０．０４％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。

Ｎｉ：０〜１．５％
Ｎｉも、ＣｒおよびＭｏと同様に、耐食性を向上させるとともに腐食環境下での疲労き裂進展抑制特性を改善させ、さらには軟質部の転位構造の制御および微視的塑性変形の抑制にも有効な元素である。そのため、必要に応じてＮｉを含有させても良い。しかし、１．５％を超えてＮｉを含有させても、これらの効果が飽和するとともに、強度が上昇しすぎる。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は１．５％以下とする。Ｎｉ含有量は１．０％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量は０．２％以上とするのが好ましい。

Ｃｕ：０〜１．５％
Ｃｕも、Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉと同様に、耐食性を向上させるとともに腐食環境下での疲労き裂進展抑制特性の改善、軟質部の転位構造の制御および微視的組成変形の抑制に効果がある。そのため、必要に応じてＣｕを含有させても良い。しかし、１．５％を超えてＣｕを含有させても、これらの効果が飽和するとともに、強度が上昇しすぎて、靱性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は１．２％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量は０．２％以上とするのが好ましい。

Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂは、Ｃと結合して炭化物を生成することにより、軟質部を細粒化して強化するため、腐食環境下での疲労き裂進展抑制特性の改善に有効な元素である。そのため、必要に応じてＮｂを含有させても良い。しかし、０．１％を超えてＮｂを含有させても、この効果が飽和するとともに、強度が上昇しすぎて、靱性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．１％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０５％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０２％以上とするのがより好ましい。

Ｖ：０〜０．１％
ＶもＮｂと同様に、Ｃと結合して炭化物を生成することにより、軟質部を細粒化して強化するため、腐食環境下での疲労き裂進展抑制特性の改善に有効な元素である。そのため、必要に応じてＶを含有させても良い。しかし、０．１％を超えてＶを含有させても、この効果が飽和するとともに、強度が上昇しすぎて、靱性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＶ含有量は０．１％以下とする。Ｖ含有量は０．０７％以下とするのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｖ含有量は０．００５％以上とするのが好ましく、０．０１％以上とするのがより好ましい。

Ｂ：０〜０．００３０％
Ｂは、焼入性を著しく高める作用があり、強度上昇と疲労き裂進展抵抗性を向上させる効果がある元素である。そのため、必要に応じてＢを含有させても良い。しかし、０．００３０％を超えてＢを含有させると靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＢ含有量は０．００３０％以下とする。上記の効果を得たい場合は、Ｂ含有量は０．０００３％以上とするのが好ましい。

本発明の鋼板は、上記のＣからＢまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。

ここで「不純物」とは、鋼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。なお、上記のＣｒからＢまでの元素については、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕが０．０３％以下、ＮｂおよびＶが０．００３％以下、Ｂが０．０００３％以下の範囲でそれぞれ不純物として混入し得る。

Ｃｅｑ：０．２５〜０．４０
Ｃｅｑは炭素当量を意味し、下記（ｉ）式で定義される。本発明では、後述のように、鋼板を溶接した際の溶接部における硬度の均一性が重要な要素となる。Ｃｅｑが０．４０を超えると、鋼板の焼入れ性が高くなるため、溶接に伴う硬化が顕著となり溶接部における硬度均一性を乱す結果となる。一方、Ｃｅｑが０．２５未満では、鋼板の強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃｅｑは０．２５〜０．４０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。

（Ｂ）鋼板の組織
本発明に係る鋼板の組織は、硬質組織と軟質組織とからなる複合組織である。ここで、硬質組織とはパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトから選択される一種以上の組織であり、軟質組織とはフェライト組織である。硬質組織としては、上記の中でもベイナイト組織であることが望ましい。また、硬質組織と軟質組織との割合は、鋼の強度設計に合わせて決定すれば良いため、特に制限は設けない。

本発明では、硬質組織と軟質組織との硬度差が重要となる。硬質組織と軟質組織との硬度差が大きい程、上記組織の境界が進展する疲労き裂の抵抗となり、優れた疲労き裂進展特性を発揮する。そのため、硬質組織と軟質組織との硬度差がビッカース硬さにおいて、１５０ＨＶ以上必要である。

なお、ビッカース硬さの測定における試験力については、特に制限は設けない。複合組織の結晶粒度に応じて適宜選択するのが望ましい。また、複合組織が極めて微細であるためにマイクロビッカース硬さ試験において、硬度の測定が困難である場合、ナノインデンテーション法などの微少領域における硬度測定法を用いることができる。その測定結果に基づき、ビッカース硬さにおける硬度差を算出することが可能である。

（Ｃ）繰返し軟化パラメータ
鋼板の負荷方向の繰返し軟化パラメータ：０．９５以下
鋼板の繰返し軟化パラメータが０．９５を超える場合、繰返し軟化程度が少なく、鋼板の軟化によって溶接部の溶接残留応力を緩和する、という改善メカニズムが作用しない。このため鋼板の負荷方向の繰返し軟化パラメータを０．９５以下とした。なお、製造工程において、鋼板中に転位を積極的に導入する、すなわち初期の転位密度を上昇させることによって、繰返し軟化パラメータを低くすることができる。

ここで、繰返し軟化パラメータを評価する際の負荷方法を説明する。評価対象とする鋼板の板厚１／４が試験片の中心軸に最も近くなるよう、丸棒試験片を機械加工により採取する。丸棒試験片は圧縮負荷時に座屈変形を起こさなければ特に形状・寸法の制約は無いが、例えば、全長７０ｍｍ、試験並行部の直径が６ｍｍ、平行部長さ１５ｍｍ、平行部から掴み部への直径増分はＲ２０の曲線状でつながれ、掴み部は長さ２０ｍｍのＭ１２ネジ（但し、ピッチは１．２５ｍｍの細目）等が挙げられる。なお、試験片の採取方向は、実構造物において繰返し載荷を受ける方向に合わせる。一般的には圧延方向または圧延直角方向となる。

上記の丸棒試験片に対し、ひずみ制御下で繰返し引張圧縮の両振りひずみを加える。繰返し軟化特性を評価するには、例えば、±０．０１２（±１．２％）の両振りひずみを試験片に長期間加え、初期状態と、繰返し負荷試験が進み材料応答特性が安定した状態とを比較する方法が考えられる。初期状態のひずみ＋０．０１２に対応する応力が６００ＭＰａ、安定状態のひずみ＋０．０１２に対応する応力が５４０ＭＰａであった場合には、繰返し軟化量は６０ＭＰａ、比率では０．９０と表現できる。この時得られる後者の比率が繰返し軟化パラメータに相当する。

本発明では、上述のような一定ひずみ波形ではなく、ひずみ振幅が漸増、漸減するインクリメンタル・ステップ波形というひずみ波形を繰返し軟化パラメータの評価法として採用する。これは、インクリメンタル・ステップ波形を採用すれば、±０．０１２に対応する応力だけでなく、±０．０１２に至る任意のひずみレベルに対応する応力も同時に評価できる利便性を有しているためである。具体的には、±０．００１、±０．００２、±０．００３とひずみ振幅を順次漸増させていき、１２波で±０．０１２まで漸増を続ける。±０．０１２になった後は、逆に、±０．０１１、±０．０１０、±０．００９と順次漸減させていき、１２波で±０．００１まで漸減を続ける。この漸増、漸減からなる波形の集合をＢｌｏｃｋと名付ける。繰返し軟化パラメータとしては、第１番目のＢｌｏｃｋにおける＋０．０１２のひずみに対応する応力σ１と、第１５番目のＢｌｏｃｋにおける＋０．０１２のひずみに対応する応力σ１５とを読取り、両者の比、すなわち、σ１５／σ１を用いることとした。

（Ｄ）溶接部における硬度の均一性
本発明に係る鋼床版は、上記の鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接してなるものである。鋼床版の溶接部における疲労強度を向上させるためには、疲労損傷領域の局所化を避けることによってき裂が発生することを防止する必要がある。

溶接部に応力集中を発生させる要因には、材質ノッチと呼ばれるものがある。材質ノッチとは、材料内の材質の変化・分布、すなわち、溶接部の場合には、強度の変化・分布に基づく応力集中現象である。強度の変化・分布は硬度分布の測定で評価することができる。溶接部は、鋼板、溶接金属およびＨＡＺの３つの材料が連続して存在している。通常、これらの３つの材料の中では、ＨＡＺの硬度が最も高い。

材質ノッチの観点から応力集中を抑制するためには、上記の３つの材料の硬度がほぼ等しく、略均一な硬度分布となることが望ましい。言い換えると、最も硬度の高いＨＡＺの硬度を、鋼板および溶接金属の硬度にできるだけ近づけることが望ましい。具体的には、下記（ii）式を満足するように、鋼板、溶接金属および溶接熱影響部の硬度を規定することにより、溶接部における疲労特性を向上させることができる。
１．５×Ｈ_Ｂ−Ｗ≧Ｈ_ＨＡＺ ・・・（ii）
但し、Ｈ_Ｂ−Ｗは、鋼板および溶接金属の硬度のうち低い方の値を意味し、Ｈ_ＨＡＺは、鋼板の熱影響部の硬度を意味する。

（Ｅ）鋼板の製造
本発明に係る鋼板の製造条件について特に制限はないが、以下に示す加熱工程、圧延前冷却工程、熱間圧延工程および圧延後冷却工程を備えた製造方法を用いることにより、本発明の鋼板を製造することができる。

＜加熱工程＞
上記の化学組成を有するスラブを、９００〜１２５０℃の温度範囲まで加熱するのが望ましい。この時の加熱温度が９００℃未満であると、鋼板の変形抵抗が大きく、熱間圧延機に過大な負担をかけるおそれがある。一方、１２５０℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大化してしまい、圧延終了時における最終製品の靱性が確保できないおそれがある。

＜圧延前冷却工程＞
加熱した後、圧延前に１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を施す工程を設けるのが望ましい。圧延前冷却工程における冷却速度が１℃／ｓ未満では、極表層の繰返し軟化を促進できないおそれがある。なお、圧延前冷却工程における冷却速度は１５℃／ｓ以下とすることが望ましい。冷却速度が１５℃／ｓを超えると、極表層の材質変化にとどまらず、鋼板表面にも冷却の影響が及び、鋼板全体の板厚方向の硬度分布において表層が硬化してしまい、曲げ加工特性等が劣化するおそれがある。

冷却停止温度については特に制限は設けないが、上記の加熱工程における加熱温度をＴ（℃）としたとき、Ｔ−６０〜Ｔ−１８０℃の温度範囲とすることが望ましい。圧延前冷却工程における冷却停止温度がＴ−６０℃を超えると、極表層における繰返し軟化を促進できないおそれがある。一方、冷却停止温度がＴ−１８０℃未満であると、鋼板全体の板厚方向の硬度分布において表層が硬化してしまい、曲げ加工特性等が劣化するおそれがある。

冷却方法は特に問わないが、例えば、高圧デスケーリングまたは他の冷却装置を利用しても良い。上記の冷却工程を設けることによって、極表層を冷却し極表層の繰返し軟化パラメータを安定して０．９５以下とすることができるため好ましい。

＜熱間圧延工程＞
上記の加熱および圧延前冷却に続いて、熱間圧延を行うのが望ましい。圧延開始温度について特に制限は設けないが、圧延前冷却工程における冷却停止後、ただちに圧延を開始するのが望ましい。また、圧延仕上げ温度についても特に制限は設けないが、後述の圧延後冷却工程との関係から、８００℃以上とするのが望ましい。

＜圧延後冷却工程＞
圧延後、８００℃以上の開始温度から５００℃以下の停止温度まで加速冷却を行う工程を設けるのが望ましい。その冷却工程においては、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を２０〜６０℃／ｓとするのが好ましい。

上記の加速冷却における開始温度が８００℃未満では、冷却途中においてオーステナイトからのフェライト析出が多すぎるため、適切な最終組織を得ることができないおそれがある。また、加速冷却の停止温度が５００℃を超えると、鋼板中に導入した転位を再配置させてしまうため転位密度が低下し、繰返し軟化パラメータを低くすることができず、その結果、疲労特性が確保できないおそれがある。

また、８００℃から５００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、鋼板中に導入される転位が少なくなり、疲労特性の低下につながる。一方、上記の平均冷却速度が６０℃／ｓを超えると、鋼板全体の板厚方向の硬度分布において表層が著しく硬化してしまい、曲げ加工特性等が劣化するおそれがある。

またその際、鋼板表面における復熱温度幅が加速冷却停止温度の４０％以下であれば、全板厚にわたって繰返し軟化特性を確保するとともに、硬質組織と軟質組織とを適切な体積分率および形態で確保することができるため好ましい。

（Ｆ）鋼床版の製造
上述のように、本発明に係る鋼床版は、上記の鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接することで製造することができる。なお、閉断面リブとしてはＵ字断面またはＶ字断面等のリブが挙げられるが、最も一般的な閉断面リブはＵ字断面のトラフリブである。

上述のように、鋼床版の溶接部における疲労強度を向上させるためには、溶接部における硬度の均一性を高める必要がある。デッキプレートと閉断面リブとを溶接する際の溶接入熱が１．０ｋＪ／ｍｍ未満であると、溶接部における冷却速度が大きくなり、熱影響部における硬度上昇が顕著になるおそれがある。一方、溶接入熱が３．０ｋＪ／ｍｍを超えると、溶接後の冷却速度が著しく遅くなるため、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を招き、靱性を確保できないおそれがある。したがって、デッキプレートと閉断面リブとを溶接する際の溶接入熱は、１．０〜３．０ｋＪ／ｍｍとすることが望ましい。

デッキプレートと閉断面リブとを溶接する方法については特に制限はないが、例えば、アーク溶接により行うことができる。なお、アーク溶接においては、一般に、大気ガス等のガス成分の溶接金属への溶け込みにより、溶接部の強度および靭性の低下が生じる。このため、フラックスまたはガスによるシールド効果を期待して、被覆アーク溶接（ＳＭＡＷ溶接：Shielded Metal Arc Welding）、マグ溶接（ＭＡＧ溶接：Metal Active Gas Arc Welding）または炭酸ガスアーク溶接（ＣＯ_２溶接）によって溶接を行うことが好ましい。

ここで、フラックスまたはシールドガスの量が少ないと大気ガス成分の溶接金属への溶け込みが多くなり、ＨＡＺ硬度が高くなる。また、鋼床版の製造工程では、一般に、溶接後、溶接部は大気中において放冷される。この時、ＨＡＺの熱が十分に放出されず、他の領域からＨＡＺに熱が伝達されるなどした場合にも、ＨＡＺ粒径が大きくなる。そのため、鋼床版を製造する際には、十分なシールドを行い、ＨＡＺの熱管理を十分に行う必要がある。

また、閉断面リブに用いられる鋼板については特に制限はない。本発明に係る鋼板をデッキプレートに使用することによって、閉断面リブに用いる鋼板に制約が課されることはなく、汎用鋼等を用いることができる。但し、閉断面リブ側にも疲労損傷が発生する懸念がある場合、閉断面リブにも本発明に係る鋼板を適用することができる。

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に示す化学組成を有するスラブを、溶製および鋳造により製造した。その後、表２に示す条件において、加熱、圧延前冷却、熱間圧延および圧延後冷却を順に施し、鋼板を製造した。

その後、鋼板の組織調査ならびに硬度および繰返し軟化パラメータの測定を行った。鋼板の組織調査および硬度測定については、鋼板をエポキシ樹脂に埋め込み、切断、断面研磨およびエッチングを施し、板厚１／４位置について顕微鏡観察およびマイクロビッカース硬さ試験を行った。なお、マイクロビッカース硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準じて実施し、試験力は０．０９８０７Ｎ（１０ｇｆ）とした。

また、繰返し軟化パラメータの測定を以下の要領で実施した。まず鋼板の板厚１／４が試験片の中心軸に最も近くなるよう、丸棒試験片を機械加工により採取した。丸棒試験片は全長７０ｍｍ、試験平行部の直径が６ｍｍ、平行部長さ１５ｍｍ、平行部から掴み部への直径増分はＲ２０の曲線状でつながれ、掴み部は長さ２０ｍｍのＭ１２ネジ（但し、ピッチは１．２５ｍｍの細目）である。

上記の丸棒試験片に対し、繰返し引張圧縮の両振りひずみを加える。本試験においては、上述のインクリメンタル・ステップ波形を採用した。そして、第１番目のＢｌｏｃｋにおける＋０．０１２のひずみに対応する応力σ１と、第１５番目のＢｌｏｃｋにおける＋０．０１２のひずみに対応する応力σ１５とを読取り、両者の比、すなわち、σ１５／σ１を繰返し軟化パラメータとして用いることとした。それらの結果を表３に示す。

さらに、上記の鋼板を用いて鋼床版を作製し、溶接部における疲労特性の調査を実施した。大型溶接構造モデル試験体として、鋼床版試験体（橋軸方向４５０ｍｍ、幅方向１６２０ｍｍ、高さ５００ｍｍ、トラフリブは１条）を準備し、デッキプレート部に供試鋼板を適用した。デッキプレート部の板厚はいずれも１２ｍｍである。トラフリブには、汎用鋼を用いた。また、デッキプレートとトラフリブとの溶接は、表３に示す溶接入熱でマグ溶接により行った。なお、溶接材料には、ＪＩＳ Ｚ ３３１２（２００９）で規定されるＹＧＷ１５（直径１．２ｍｍ）を用いた。

試験体の溶接部を一部切り出した後、樹脂に埋め込み、鋼板、溶接金属およびＨＡＺのそれぞれについてビッカース硬さ試験を行った。なお、ビッカース硬さ試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４４（２００９）に準じて実施し、試験力は９．８０７Ｎ（１ｋｇｆ）とした。結果を表３に併せて示す。

その後、トラフリブ直上に２００ｍｍ×２６０ｍｍのゴム板を介して繰返し圧縮荷重を与え、輪荷重を模擬した。そして、トラフリブとデッキとの溶接部の未溶着ルート部近傍にひずみゲージを貼付し、疲労試験中、一定間隔毎にひずみを測定した。疲労試験は、一定振幅荷重下で行い、最大荷重時のひずみと最小荷重時のひずみとの差をひずみ範囲として算出した。また、疲労試験開始時におけるひずみ範囲に弾性定数を掛けることにより応力範囲Δσが導出可能である。応力範囲Δσは、本実施例の試験ではいずれも２２３ＭＰａである。

各試験体について疲労試験を行った結果、疲労き裂はいずれも、トラフリブとデッキとの溶接部の未溶着ルート部より発生し、デッキの板厚方向に疲労き裂は進展した。一定振幅荷重下にて疲労試験を実施したため、実橋のようなデッキ板厚貫通き裂は、認められない場合もあった。特に、低荷重条件では、貫通することなく疲労き裂は鋼板表面に平行な方向にき裂が迂回した後、停留する場合が多く認められた。

そこで、疲労寿命の評価対象としては、デッキ貫通寿命ではなく、疲労き裂の発生寿命とした。未溶着ルート部を起点とする閉断面内での疲労き裂発生・進展挙動であるため、直接疲労き裂の発生を観察することはできない。そのため、疲労き裂発生部近傍に貼付したひずみゲージにより測定されるひずみ範囲から、間接的に疲労き裂発生寿命を測定した。以下に測定方法について詳しく説明する。

疲労き裂がルート部に発生すると、き裂周辺領域における剛性が低下する。そのため、荷重は他の部位で分担することとなり、き裂周辺領域では荷重の分担率が低下する。その結果、き裂周辺領域では同一荷重下でのひずみが低下するとともに、ひずみ範囲が小さくなる。本発明においては、試験開始時のひずみ範囲を基準として、ひずみ範囲が１５％低下した時点を疲労き裂発生寿命と定義した。そして、上記の試験条件下で、疲労き裂発生寿命が７×１０^５回を超えるものは、疲労特性が良好であると判断をした。

疲労き裂発生寿命を表３に併せて示す。表３から分かるように、本発明例である試験Ｎｏ．１〜７は、鋼板の化学組成、組織および繰返し軟化パラメータが本発明の規定を満足し、それを用いて製造した鋼床版の溶接部においても、硬度の均一性が本発明の規定を満足するため、疲労特性が良好であった。一方、本発明の規定を満足しない試験Ｎｏ．８〜１５は、疲労き裂発生寿命が７×１０^５回以下となり、疲労特性が劣る結果となった。

本発明に係る鋼材を、道路橋の鋼床版のデッキプレートに適用することにより、溶接部の疲労特性が著しく向上し、疲労強度健全性を高めることができる。

Claims (8)

1. 鋼床版のデッキプレートに用いられる鋼板であって、
   化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０４〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００３０％、残部Ｆｅおよび不純物であり、ＴｉとＮとの比（Ｔｉ／Ｎ）が３．４以下であり、下記（ｉ）式で定義されるＣｅｑが０．２５〜０．４０であり、
   板厚の１／４厚におけるミクロ組織が硬質組織と軟質組織との複合組織からなり、該硬質組織と該軟質組織との硬度差が１５０ＨＶ以上であり、
   鋼板の負荷方向の繰返し軟化パラメータが０．９５以下である鋼板。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（ｉ）
   但し、式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０４〜１．０％、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．２〜１．５％から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％から選択される１種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有する請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
5. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接してなる鋼床版であって、
   該鋼板の熱影響部の硬度が、鋼板および溶接金属の硬度との関係において、下記（ii）式を満足する鋼床版。
   １．５×Ｈ_Ｂ−Ｗ≧Ｈ_ＨＡＺ ・・・（ii）
   但し、Ｈ_Ｂ−Ｗは、鋼板および溶接金属の硬度のうち低い方の値を意味し、Ｈ_ＨＡＺは、鋼板の熱影響部の硬度を意味する。
6. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、９００〜１２５０℃の温度範囲まで加熱する加熱工程と、
   加熱後、１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を施す圧延前冷却工程と、
   熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
   熱間圧延後、８００℃以上の開始温度から５００℃以下の停止温度まで加速冷却を施すのに際し、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を２０〜６０℃／ｓとし、鋼板表面における復熱温度幅が加速冷却停止温度の４０％以下とする圧延後冷却工程とを備えた鋼板の製造方法。
7. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接して鋼床版を製造するに際し、該溶接における入熱を１．０〜３．０ｋＪ／ｍｍとする鋼床版の製造方法。
8. 請求項６に記載の方法で製造された鋼板をデッキプレートとして用いて、閉断面リブと溶接して鋼床版を製造するに際し、該溶接における入熱を１．０〜３．０ｋＪ／ｍｍとする鋼床版の製造方法。