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WO2022149365A1 - 鋼矢板およびその製造方法 - Google Patents

鋼矢板およびその製造方法 Download PDF

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WO2022149365A1
WO2022149365A1 PCT/JP2021/043278 JP2021043278W WO2022149365A1 WO 2022149365 A1 WO2022149365 A1 WO 2022149365A1 JP 2021043278 W JP2021043278 W JP 2021043278W WO 2022149365 A1 WO2022149365 A1 WO 2022149365A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
rolling
steel sheet
sheet pile
ferrite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2021/043278
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
健太 朝日
浩文 大坪
佳祐 安藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to CN202180086274.5A priority Critical patent/CN116670305A/zh
Priority to KR1020237019193A priority patent/KR102852190B1/ko
Priority to JP2022511394A priority patent/JP7323056B2/ja
Publication of WO2022149365A1 publication Critical patent/WO2022149365A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/08—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
    • B21B1/082—Piling sections having lateral edges specially adapted for interlocking with each other in order to build a wall
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet pile applied as a permanent structure or a temporary structure in the field of civil engineering and construction, and a method for manufacturing the same.
  • Steel sheet piles are required to have strength and toughness because they are subject to high loads when used for quays and earth retaining.
  • a steel sheet pile having a yield strength (hereinafter referred to as YP) of 290 MPa or more or 390 MPa or more is used.
  • YP440 MPa or more may be indispensable.
  • the addition of alloying elements and rolling of austenite in the unrecrystallized region are common methods.
  • rolling and forming at a high temperature having a smaller deformation resistance is aimed at from the viewpoint of formability, and the addition of an alloy capable of increasing the deformation resistance may be limited.
  • the JIS standard (SYW) for steel sheet piles stipulates the Charpy absorption energy at 0 ° C. However, since steel sheet piles are used even in environments below 0 ° C, such as during the cold season in Japan, it is expected that steel sheet piles with even higher toughness will be required in the future.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet pile having a YP of 440 MPa or more and high toughness by using a component composition to which Nb is added.
  • the average particle size of ferrite, the area ratio of island-shaped martensite, and the number density of precipitates are controlled by controlling the reduction rate at 1000 ° C. or lower by using a component composition in which both Nb and V are added.
  • a steel sheet pile that has a YP of 440 MPa or more and high toughness.
  • the component composition is such that both Nb and V are added as in Patent Document 2, the cumulative reduction rate at 900 ° C. or lower is 90% or more, and the average particle size of ferrite and the number density of precipitates are optimized.
  • a steel sheet pile having a YP of 460 MPa or more and high toughness has been proposed.
  • Patent Document 4 proposes a steel sheet pile having a YP of 340 MPa or more and high toughness by limiting Nb in unavoidable impurities to 0.005% or less.
  • Patent Document 5 or 6 proposes a steel sheet pile having a YP of 440 MPa or more and a vTrs of ⁇ 10 ° C. or less by cooling a predetermined portion with water during hot rolling or after rolling.
  • Patent Documents 1, 2 and 3 are steel sheet piles having high strength and high toughness by having a component composition to which Nb is added.
  • Nb tends to increase the deformation resistance during hot rolling regardless of the solid solution or precipitation state, and it is necessary to strictly control the shape during hot rolling.
  • the grain size of ferrite is defined as an average value.
  • Nb suppresses the recrystallization of austenite, and the precipitation state may vary, resulting in a mixture of ferrite grains having different diameters. Therefore, it is also required to stably obtain high toughness.
  • Patent Document 4 a steel sheet pile having a YP of 340 MPa or more and high toughness is obtained by limiting the rolling temperature and the rolling reduction of the final pass to promote complete recrystallization of austenite and obtaining a uniform structure.
  • the YP is less than 440 MPa, and further improvement of the YP is required.
  • Patent Document 5 or 6 a predetermined portion of water cooling is indispensable in order to obtain a steel sheet pile having a YP of 440 MPa or more and a vTrs of ⁇ 10 ° C. or less. Therefore, the problem is that shape changes such as bending and warping are inevitable.
  • the present invention solves the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide a steel sheet pile having high strength and high toughness in a stable manner and with high productivity.
  • high strength means, for example, YP of 440 MPa or more
  • high toughness means that vTrs is ⁇ 10 ° C. or less.
  • vTrs is a fracture surface transition temperature (a temperature at which the ductile fracture surface ratio is 50%) measured by a Charpy impact test based on JIS Z2242, and hereinafter, also referred to as a fracture surface transition temperature having a ductile fracture surface ratio of 50%.
  • the present inventors use V as an essential component without using Nb, and not only control the temperature during hot rolling and control the cumulative reduction rate. Focusing on the average rolling reduction rate per pass in the high temperature range, we conducted a diligent study. As a result, the structure is uniformly refined by optimizing the rolling conditions, and by utilizing the dispersion strengthening by V precipitates, the strength is as high as YP 440 MPa or more and the vTrs is as high as -10 ° C or less. I found a way to provide a steel sheet pile.
  • the gist of the present invention is as follows. 1. 1. By mass%, C: 0.05 to 0.18%, Si: 0.05-0.55%, Mn: 1.00 to 1.65%, sol. Al: 0.080% or less, V: 0.050 to 0.300% and N: 0.0010 to 0.0060% The balance is Fe and unavoidable impurities, and P, S and B as the unavoidable impurities are P: 0.025% or less, S: 0.020% or less and B: 0.0003% or less.
  • Has a component composition that is The microstructure is a ferrite-based structure, the average grain size of ferrite is 15 ⁇ m or less and the maximum grain size is 40 ⁇ m or less, and the area ratio of island-shaped martensite in the microstructure is 1.0% or less.
  • a steel sheet pile having a yield strength of 440 MPa or more and vTrs of ⁇ 10 ° C. or less.
  • composition of the components is further increased by mass%.
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.30% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Nb 0.005% or less
  • the microstructure is a ferrite-based structure, the average grain size of ferrite is 15 ⁇ m or less and the maximum grain size is 40 ⁇ m or less, the area ratio of island-shaped martensite in the microstructure is 1.0% or less, and yielding.
  • a steel material having a component composition of is heated to 1200 ° C to 1350 ° C.
  • the steel material is hot-rolled, and in the hot-rolling,
  • the average reduction rate per pass at 900 ° C to 1150 ° C is 10% or more.
  • the cumulative rolling reduction at 800 ° C to 1150 ° C is 60% or more, and the end temperature of intermediate rolling is 650 ° C to 900 ° C.
  • intermediate rolling refers to rolling from after rough rolling to before finish rolling, and in intermediate rolling, the thickness is adjusted by rolling down a portion mainly to be a web in the thickness direction.
  • composition of the components is further increased by mass%.
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.30% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Nb 0.005% or less
  • a steel sheet pile having high strength and high toughness having a YP of 440 MPa or more and a vTrs of ⁇ 10 ° C. or less can be provided stably and with high productivity, which is very useful industrially.
  • C 0.05 to 0.18% C is an element that is indispensable for stably ensuring the strength of the base metal as V (C, N) by binding to V and N in steel, and needs to be added in an amount of 0.05% or more.
  • the C content exceeds 0.18%, bainite containing island-like martensite is generated, and the toughness is greatly reduced by increasing the island-like martensite. In addition, the precipitate becomes excessive and the toughness is further lowered. Therefore, the C content is set to 0.05 to 0.18%. Further, the C content is preferably 0.10% or more. The C content is preferably 0.16% or less.
  • Si 0.05-0.55% Si is an element that enhances the strength of the base metal by strengthening the solid solution, and must be contained in an amount of 0.05% or more.
  • an excessive Si content promotes the formation of islet martensite, which reduces toughness. Therefore, the Si content is set to 0.55% or less. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.55%. Further, the Si content is preferably 0.10% or more. The Si content is preferably 0.50% or less.
  • Mn 1.00 to 1.65% Like Si, Mn is a relatively inexpensive element that has the effect of increasing the strength of steel, and is an element necessary for increasing the strength. However, when the Mn content is less than 1.00%, the effect becomes small. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.65%, the formation of upper bainite containing island-like martensite is promoted, and the toughness is greatly impaired. Therefore, the Mn content is set to 1.00 to 1.65%. Further, the Mn content is preferably 1.10% or more. The Mn content is preferably 1.60% or less.
  • sol. Al 0.080% or less Al is an element added as a deoxidizing agent. However, the effect of Al as a deoxidizing agent is sol. When it exceeds 0.080% as Al, it is saturated. Therefore, sol. Al was contained in an amount of 0.080% or less. sol. Al is preferably contained in an amount of 0.060% or less. sol. The lower limit of Al is not particularly limited, but for deoxidation, sol. It is preferable to contain Al in an amount of 0.001% or more. sol. Al is more preferably contained in an amount of 0.003% or more.
  • V 0.050 to 0.300%
  • V is an important element that precipitates as V (C, N) in austenite during rolling or cooling and contributes as a ferrite nucleation site, and has an effect of refining crystal grains.
  • V has a role of increasing the strength of the base metal by strengthening the dispersion as a precipitate, and is an essential element for ensuring the strength and toughness.
  • the V content needs to be 0.050% or more.
  • the V content is set to 0.050 to 0.300%.
  • the V content is preferably 0.075% or more.
  • the V content is more preferably more than 0.080%.
  • the V content is preferably 0.200% or less.
  • N 0.0010 to 0.0060%
  • N is an element that binds to V and C in steel and is useful as V (C, N) to improve the strength of the base metal, and requires a content of 0.0010% or more.
  • the N content is set to 0.0010 to 0.0060%.
  • the N content is preferably 0.0015% or more.
  • the N content is preferably 0.0055% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that can further increase the strength of steel by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, it is preferable that Cu is contained in an amount of 0.01% or more. However, if the Cu content exceeds 0.50%, Cu cracking is likely to occur. Therefore, when Cu is contained as the component composition of steel, the Cu content is preferably 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni like Cu, is an element that can be dissolved in steel to increase the strength of steel without deteriorating ductility and toughness. In order to obtain such an effect, it is preferable that Ni is contained in an amount of 0.01% or more. In particular, Ni suppresses Cu cracking by adding it in combination with Cu. Therefore, it is preferable to add Ni in combination with Cu. On the other hand, an excessive Ni content promotes the formation of island-like martensite. Also, Ni is an expensive element. Therefore, the Ni content is preferably 0.50% or less.
  • Cr 0.50% or less
  • Cr is an element that can further increase the strength of steel by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, it is preferable that Cr is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, an excessive Cr content promotes the formation of island-like martensite. Therefore, the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.30% or less
  • Mo is an element that can further increase the strength of steel by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, it is preferable that Mo is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, an excessive Mo content promotes the formation of island-like martensite. Therefore, the Mo content is preferably 0.30% or less.
  • Ca 0.0050% or less Ca combines with S and O to reduce MnS in steel. This makes it possible to improve the toughness and ductility of the steel. In order to obtain such an effect, it is preferable that Ca is contained in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, the cleanliness tends to decrease and the toughness tends to decrease. Therefore, the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • Nb 0.005% or less Nb is precipitated in austenite as Nb (C, N) during rolling, has the effect of suppressing recrystallization of austenite and refining the crystal grains.
  • Nb is contained in an amount of 0.001% or more.
  • Nb tends to increase the deformation resistance during hot rolling regardless of the solid solution or precipitation state.
  • the average reduction rate per pass in the recrystallization temperature range is 10% or more, it is advantageous to set the Nb content to 0.005% or less. Therefore, when Nb is contained as the component composition of the steel, the Nb content is preferably 0.005% or less.
  • Ti 0.025% or less Ti has the effect of precipitating in austenite as TiN and refining the crystal grains. In order to obtain such an effect, it is preferable that Ti is contained in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content is excessive, the precipitated TiN becomes coarse and the crystal grains become coarse, so that the toughness tends to decrease. Therefore, the Ti content is preferably 0.025% or less.
  • REM 0.005% or less REM (rare earth element) can be combined with S and O to reduce MnS in the steel in the same manner as Ca, thereby improving the toughness and ductility of the steel.
  • REM is contained in an amount of 0.001% or more.
  • the REM content is preferably 0.005% or less.
  • the balance other than the above elements is Fe and unavoidable impurities. If the content of the element related to the above-mentioned optional additive component is less than each suitable lower limit value, the element is treated as an unavoidable impurity (included as an unavoidable impurity).
  • the total amount of unavoidable impurities is such that it is unavoidably mixed in steel by a general manufacturing method, for example, preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • the upper limit of the content of P, S and B is set as shown below.
  • P 0.025% or less P is present in steel as an unavoidable impurity. However, if the P content is excessive, the toughness of the steel is lowered, so the P content is set to 0.025% or less. The smaller the P content is, the more preferable it is, and it may be 0%, but an excessive reduction in the P content causes a decrease in productivity due to a long refining process. Therefore, the P content is more preferably 0.005% or more.
  • S 0.020% or less S is contained as an unavoidable impurity in steel like P, and is present as an A-based inclusion.
  • the S content is set to 0.020% or less. The smaller the S content is, the more preferable it is, and it may be 0%, but an excessive reduction in the S content causes a decrease in productivity due to a long refining process. Therefore, the content of S is more preferably 0.002% or more.
  • B 0.0003% or less B is an element that segregates at the grain boundaries in steel and has the effect of increasing the grain boundary strength.
  • the steel may contain more than 0.0003% of B. In this case, coarse grain boundary precipitates are formed and the hardenability is increased, which promotes the formation of island-shaped martensite and lowers the toughness. Therefore, the B content is set to 0.0003% or less. Further, the B content is preferably 0.0002% or less. The smaller the B content is, the more preferable it is, and it may be 0%.
  • the microstructure of the steel sheet pile according to one embodiment of the present invention defines the web of the steel sheet pile as a representative site.
  • the web has the lowest degree of processing among the parts of the steel sheet pile, and the structure is coarse, making it the most difficult to secure strength and toughness. Therefore, the microstructure is defined with the web as the representative site. Since the characteristics targeted by the present application can be obtained if the microstructure of the web satisfies the conditions described below, the steel sheet pile according to the embodiment of the present invention is not particularly limited to the microstructure of the portion other than the web. Further, if the microstructure of the web satisfies the conditions described below, it can be said that it is highly probable that the same microstructure is obtained in a part other than the web.
  • the area ratio of ferrite, the average particle size and the maximum particle size, and the area ratio of island-shaped martensite satisfy the following conditions.
  • the microstructure of the steel sheet pile shall be a ferrite-based structure.
  • the ferrite-based structure refers to a structure in which the area ratio of ferrite is 70% or more. If the area ratio of ferrite is less than 70%, the hard phase may increase and the toughness may decrease.
  • the upper limit of the area ratio of ferrite is preferably less than 90% from the viewpoint of ensuring strength.
  • the residual structure other than ferrite is not particularly limited, and examples thereof include bainite structure including pearlite and island-like martensite and martensite.
  • the total area ratio of the residual structure other than ferrite is preferably 30% or less. Further, the total area ratio of the residual structure other than ferrite is preferably more than 10%. However, the area ratio of island-shaped martensite needs to be limited as described later.
  • the area ratio of each phase can be measured according to the measuring method described in Examples described later.
  • the average particle size of ferrite is 15 ⁇ m or less, and the maximum particle size is 40 ⁇ m or less
  • the average particle size of ferrite is 15 ⁇ m or less, and the maximum particle size is 40 ⁇ m or less.
  • the average particle size of ferrite is 12 ⁇ m or less and the maximum particle size is 30 ⁇ m or less.
  • the average particle size of ferrite is 10 ⁇ m or less and the maximum particle size is 25 ⁇ m or less.
  • the lower limits of the average particle size and the maximum particle size of ferrite are not particularly limited. Further, the average particle size and the maximum particle size of ferrite can be measured according to the measuring method described in Examples described later.
  • the area ratio of island-shaped martensite shall be 1.0% or less. If the area ratio of island-shaped martensite is more than 1.0%, it becomes difficult to secure toughness. In order to obtain better toughness, it is desirable that the area ratio of island-shaped martensite is 0.5% or less. The smaller the area ratio of the island-shaped martensite is, the more preferable it is, and 0% may be used. Therefore, no lower limit is set.
  • the area ratio of island-shaped martensite can be measured according to the measuring method described in Examples described later.
  • FIG. 1A shows a hat-shaped steel sheet pile 1, which is a typical example of a steel sheet pile.
  • the hat-shaped steel sheet pile 1 extends parallel to the web 2 from the web 2, a pair of flanges 3 and 4 inclined from both ends of the web 2, and sides of both flanges 3 and 4 opposite to the web 2. It has existing arms 5 and 6 and claws 7 and 8 at both ends of the arms 5 and 6.
  • this hat-shaped steel sheet pile after heating the steel material, it is finally formed by passing through a hole mold as shown in FIG. 2 in each of rough rolling, intermediate rolling and finish rolling. Specifically, after the steel material is rolled a plurality of times in the first rough rolling, it finally passes through the hole mold 13 to form a rough shape of the steel sheet pile. In the subsequent intermediate rolling, the thickness of the portion to be the web 2, the flanges 3 and 4, the arm portions 5 and 6, and the claw portions 7 and 8 is adjusted, and finally passes through the hole mold 14. Further, in the finish rolling, shape control including mainly claw bending molding is performed, and finally the shape is passed through the hole mold 15 to obtain the final product shape.
  • hot rolling includes rough rolling, intermediate rolling and finish rolling.
  • rough rolling the approximate shape of the steel sheet pile is given.
  • Intermediate rolling refers to rolling from after rough rolling to before finish rolling (in the above example, claw bending forming (rolling)), and in intermediate rolling, mainly the part that becomes the web is rolled down in the thickness direction. Adjust the thickness.
  • finish rolling final shape control is performed, and in the above example, claw bending molding is included.
  • steel sheet piles other than the hat-shaped steel sheet piles shown above for example, steel sheet piles having differences in the web thickness and the product shape including the claws, such as the linear steel sheet pile 9 shown in FIG. 1 (b), may be used.
  • steel sheet piles having differences in the web thickness and the product shape including the claws, such as the linear steel sheet pile 9 shown in FIG. 1 (b)
  • there may be differences in the number of rolling passes and rolling temperature in hot rolling there is no fundamental difference in the production by rough rolling, intermediate rolling and finish rolling (including claw bending forming), and all of them are books. It is included in the method for manufacturing a steel sheet pile according to an embodiment of the invention.
  • the straight portion located between the left and right claw portions 11 and 12 is referred to as a web 10.
  • the steel material In hot rolling, the steel material is heated to 1200 ° C to 1350 ° C, and the average reduction rate per pass at 900 ° C to 1150 ° C is 10% or more, and the cumulative reduction rate at 800 ° C to 1150 ° C. It is important that the temperature is 60% or more and the finishing temperature of the intermediate rolling is 650 ° C to 900 ° C. All of the following temperature regulations are based on the surface temperature of the steel material and the material to be rolled. The temperature of the steel material and the material to be rolled can be measured by a radiation thermometer.
  • Heating temperature of steel material 1200 ° C to 1350 ° C
  • the heating temperature is set to 1200 ° C to 1350 ° C.
  • the heating temperature of the steel material is preferably 1250 ° C to 1350 ° C.
  • Average reduction rate per pass from 900 ° C to 1150 ° C is 10% or more
  • the average reduction rate per pass (hereinafter, also simply referred to as the average reduction rate) at 900 ° C to 1150 ° C is 10% or more.
  • the average reduction rate is preferably 12% or more.
  • the average reduction rate can be calculated by the following equation (1).
  • R 100 ⁇ 1- (T f / T s ) 1 / n ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ (1)
  • R is the average rolling reduction (%)
  • T f and T s are the plate thicknesses (mm) of the material to be rolled (position corresponding to the web) at 900 ° C. and 1150 ° C., respectively
  • n is 900.
  • the number of rolling passes at ° C to 1150 ° C.
  • the number of rolling passes counts the number of rolling passes in which at least one of the rolling start temperature and the rolling end temperature is in the range of 900 ° C to 1150 ° C.
  • a rolling pass having a rolling start temperature of 1160 ° C. and a rolling end temperature of 1100 ° C. is regarded as one pass and counted in the number of rolling passes.
  • the plate thickness can be controlled by the roll gap of the rolling mill.
  • the average reduction rate is preferably 20% or less from the viewpoint of shape control. Further, when the average reduction rate is less than 10%, recovery of austenite or partial recrystallization becomes remarkable, and the crystal grains are coarse and mixed, so that it may be difficult to secure toughness.
  • [Cumulative reduction rate from 800 ° C to 1150 ° C is 60% or more]
  • the cumulative reduction rate at 800 ° C to 1150 ° C (hereinafter, also simply referred to as the cumulative reduction rate) is 60% or more.
  • the cumulative reduction rate is preferably 70% or more.
  • the cumulative reduction rate is preferably 90% or less from the viewpoint of the risk of circumcision of the roll.
  • the cumulative reduction rate can be calculated by the following equation (2).
  • R' 100 ⁇ 1- ( TL / T s ) ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ (2)
  • R' is the cumulative rolling reduction rate (%)
  • TL and T s are the plate thicknesses (mm) of the material to be rolled (position corresponding to the web) at 800 ° C. and 1150 ° C., respectively.
  • End temperature of intermediate rolling is 650 ° C to 900 ° C
  • the end temperature of the above intermediate rolling for forming the web and the flange is 650 ° C to 900 ° C.
  • the end temperature of intermediate rolling exceeds 900 ° C. It becomes difficult to satisfy any of the above two rolling conditions, and finally the average particle size of ferrite in the microstructure may be larger than 15 ⁇ m or the maximum particle size may be larger than 40 ⁇ m, making it difficult to secure toughness. ..
  • the end temperature of the intermediate rolling is less than 650 ° C., the rolling load in the intermediate rolling becomes high and the risk of rolling roll breakage in the intermediate rolling mill increases.
  • intermediate rolling refers to rolling from after rough rolling to before finish rolling (in the above example, claw bending forming (rolling)). Then, in the intermediate rolling, the portion mainly to be the web is pressed down in the thickness direction to adjust the thickness. Further, in finish rolling, final shape control is performed. That is, finish rolling is not intended only for the final path of hot rolling, but refers to a rolling process in which the shape is finally adjusted after intermediate rolling. Finish rolling is performed from the viewpoint of formability and cannot have a significant effect on the characteristics, so the conditions for finish rolling are not specified.
  • the method for manufacturing a steel sheet pile according to an embodiment of the present invention includes hot rolling during hot rolling (rough rolling, intermediate rolling and finish rolling) and hot rolling (finish rolling (claw bending rolling)) for the purpose of improving strength and toughness. )) No subsequent accelerated cooling is required. That is, accelerated cooling is not preferable in terms of production because it causes shape changes such as bending and warping. Therefore, it is desirable to cool the air after hot rolling (finish rolling (claw bending rolling)). From the viewpoint of shape control during rolling, cooling such as water inevitably applied or mist water in the cooling bed does not affect the characteristics of the steel sheet pile.
  • the composition, rolling and cooling By adjusting the composition, rolling and cooling according to the above conditions, it is possible to obtain excellent mechanical properties of a steel sheet pile having a high strength of YP 440 MPa or more and a vTrs of -10 ° C or less.
  • the production conditions other than the above are not particularly limited, and the conventional method may be followed.
  • the number of rolling passes for rough rolling, intermediate rolling and finish rolling is 5 to 20 passes, 1 to 5 passes and 1 to 3 passes, respectively.
  • the rolling paths at 900 ° C. to 1150 ° C. include, for example, rolling passes by rough rolling and intermediate rolling.
  • the steel sheet pile according to the embodiment of the present invention includes, for example, a rolling pass by rough rolling and intermediate rolling, and may optionally include a rolling pass by finish rolling.
  • the finish rolling end temperature is preferably 550 to 700 ° C.
  • the steel sheet pile according to the embodiment of the present invention includes a hat shape, a U shape, a combination thereof, a linear shape and the like regardless of the cross-sectional shape, and the web thickness and the shape of the claw portion are not particularly limited. do not have.
  • the present invention is not limited by the following examples, and can be appropriately modified within a range that can be adapted to the gist of the present invention, all of which are included in the technical scope of the present invention. ..
  • a steel material having the steel composition shown in Table 1 (the balance is Fe and unavoidable impurities) was prepared, heated and hot-rolled under the conditions shown in Table 2, and the web shown in FIG. 1 was formed. 2 and a pair of flanges 3 and 4 inclined and extended from both ends of the web 2 are located at the arms 5 and 6 extending in a direction extending in parallel to the left and right of the web 2 and at both ends of the arms 5 and 6.
  • a hat-shaped steel sheet pile having claws 7 and 8 was manufactured.
  • the cooling after hot rolling was performed by air cooling.
  • conditions other than the above shall be in accordance with the conventional law.
  • Specimens were collected from the web thickness 1/4 position of the steel sheet pile web and used for microstructure observation. The surface of the test piece collected here was polished and corroded with nital prior to observation. Then, using an optical microscope, the type of tissue was identified by observing the thickness of the web 100 times, and ferrite, pearlite, and bainite and martensite were analyzed in a field of 800 ⁇ m ⁇ 600 ⁇ m by image analysis using the diversion ridge algorithm. A process of converting each into three gradations of white, black, and gray was performed to distinguish them, and the area ratio of each structure was obtained.
  • the average grain size of ferrite For the average grain size of ferrite, the area of each crystal grain of ferrite in the above-mentioned visual field is calculated by the same image analysis by the diversion ridge algorithm, and the equivalent circle diameter of each crystal grain is defined as the grain size of ferrite in the above-mentioned visual field. The average value was calculated. The maximum particle size of ferrite was set to the maximum value among the diameters equivalent to circles in the above field of view. The average grain size of ferrite was calculated using only crystal grains having a diameter equivalent to a circle and a grain size of 3 ⁇ m or more that can be confirmed in the above field of view.
  • ⁇ Tensile test> From the web thickness 1/4 position of the web of the steel sheet pile, the JIS1A tensile test piece specified in JIS Z2201 is collected so that the tensile direction is the longitudinal direction, and the tensile test is performed in accordance with JIS Z2241 to perform the yield point. (YP) and tensile strength (TS) were determined.
  • ⁇ Toughness test> A 2 mm V notch Charpy impact test piece specified in JIS Z2202 was collected from a web thickness 1/4 position of the web of the steel sheet pile, and a Charpy impact test was performed according to JIS Z2242. The impact test was carried out in the temperature range of ⁇ 80 to 40 ° C., and the absorbed energy (vE 0 ) at 0 ° C. and the fracture surface transition temperature (vTrs) having a ductile fracture surface ratio of 50% were determined.
  • Table 2 also shows the results of the above survey.
  • the test results (Nos. 1 to 17 in Table 2) of the steel sheet piles of the invention examples manufactured under the predetermined production conditions using the compatible steel satisfying the predetermined composition are all desired characteristics (yield strength YP :.
  • the fracture surface transition temperature vTrs: ⁇ 10 ° C. or less with a ductile fracture surface ratio of 50% and 440 MPa or more was satisfied. Further, in the examples of the invention, it was confirmed that the shape change such as large bending and warping did not occur in any of the invention examples, and the production could be performed stably and with high productivity.
  • the comparative examples which did not satisfy the predetermined component composition, the predetermined production conditions, or none of the above were the yield strength and the yield strength. Any value of the fracture surface transition temperature (vTrs) with a ductile fracture surface ratio of 50% does not satisfy the required characteristics.

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Abstract

高強度かつ高靭性である鋼矢板を、安定的にかつ高い生産性を以て提供する。所定の成分組成とし、ミクロ組織をフェライト主体組織とし、該フェライトの平均粒径を１５μｍ以下かつ最大粒径を４０μｍ以下とし、前記ミクロ組織中に占める島状マルテンサイトの面積率を１．０％以下とし、降伏強度を４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓを－１０℃以下とする。

Description

鋼矢板およびその製造方法
　本発明は、土木・建築分野において、永久構造物あるいは仮設構造物として適用される鋼矢板およびその製造方法に関する。
　鋼矢板は、岸壁や土留めに用いられる場合に高い負荷を受けることから、強度や靭性が要求される。例えば、降伏強度（以下、ＹＰとする）が２９０ＭＰａ以上、あるいは３９０ＭＰａ以上の鋼矢板が用いられる。一方で、より一層厳しい環境下ではＹＰ４４０ＭＰａ以上の強度を有する鋼矢板が必須となる場合がある。
　高強度でかつ高靭性である鋼材製品を製造する際、合金元素の添加やオーステナイトの未再結晶域での圧延が一般的な手法になる。ところが、複雑な形状を有する鋼矢板の製造では、成形性の観点からより変形抵抗の小さい高温での圧延・成形が志向され、変形抵抗を上昇させ得る合金の添加が制限されることがある。
　鋼矢板のＪＩＳ規格（ＳＹＷ）では、０℃でのシャルピー吸収エネルギーについて規定されている。しかし、日本の寒冷期など０℃を下回る環境下でも鋼矢板は用いられるため、今後は更なる高靭性の鋼矢板が要求されることが予想される。
　以上の背景の下、高強度かつ高靭性である鋼矢板の研究開発が行われている。
　すなわち、特許文献１には、Ｎｂを添加した成分組成とすることによりＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板の提案がなされている。
　また、特許文献２では、ＮｂとＶをともに添加する成分組成とし、１０００℃以下での圧下率を制御することによって、フェライトの平均粒径や島状マルテンサイトの面積率および析出物の個数密度を適正化してＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板について提案をしている。
　特許文献３では、特許文献２と同様にＮｂとＶをともに添加する成分組成とし、９００℃以下での累積圧下率を９０％以上とし、フェライトの平均粒径や析出物の個数密度を適正化することでＹＰ４６０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板が提案されている。
　一方で、特許文献４では、不可避的不純物中のＮｂを０．００５％以下に制限することでＹＰ３４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板の提案をしている。
　特許文献５または６では、熱間圧延中あるいは圧延終了後所定の箇所を水冷することでＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつｖＴｒｓが－１０℃以下である鋼矢板の提案がなされている。
特開２０１８－８３９６３号公報 特開２０１８－９０８４５号公報 特開２０１４―１１８６２９号公報 特開２００２－２９４３９２号公報 特開２００７－３３２４１４号公報 特開２００８－２２１３１８号公報
　特許文献１、２および３に記載の技術は、Ｎｂを添加した成分組成とすることで高強度でありかつ高靭性である鋼矢板としている。しかし、固溶あるいは析出状態に限らずＮｂは熱間圧延時の変形抵抗を上昇させる傾向があり、熱間圧延時の形状制御を厳密に行う必要がある。また、特許文献２および３に記載の技術では、フェライトの粒径が平均値として規定されている。しかし、Ｎｂはオーステナイトの再結晶を抑制し、析出状態にばらつきが生じてフェライト粒が径差のある混粒となる場合がある。そのため、高靭性を安定的に得ることも求められている。
　一方で、特許文献４では、圧延温度や最終パスの圧下率を制限することでオーステナイトの完全再結晶を促進し、また均一な組織を得ることでＹＰ３４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板の提案がなされている。しかし、ＹＰは４４０ＭＰａ未満であり、さらなるＹＰの向上が求められている。
　特許文献５または６では、ＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつｖＴｒｓが－１０℃以下である鋼矢板を得るためには所定部の水冷が必須となる。そのため、曲がりや反りなどの形状変化が不可避的であることが課題である。
　本発明は、上述の課題を解決するものであり、高強度かつ高靭性である鋼矢板を、安定的にかつ高い生産性を以て提供することを目的とする。ここに、高強度であるとは、例えばＹＰが４４０ＭＰａ以上であることを指し、また高靭性であるとは、ｖＴｒｓが－１０℃以下であることを指す。また、ｖＴｒｓは、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験により測定される破面遷移温度（延性破面率が５０％となる温度）であり、以下、延性破面率５０％の破面遷移温度ともいう。
　本発明者らは、高強度でかつより靭性に優れた鋼矢板を得るべく、Ｎｂを用いることなしにＶを必須成分とし、さらに熱間圧延時の温度制御や累積圧下率の管理のみならず高温域での１パス当たりの平均圧下率に注目し、鋭意検討を行った。その結果、圧延条件を適正化することで組織を均一に微細化するとともに、Ｖ析出物による分散強化を活用することによって、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度であり、ｖＴｒｓが－１０℃以下という高靭性である、鋼矢板を提供するための方途を見出した。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．１８％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
　sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
　Ｖ：０．０５０～０．３００％および
　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、該不可避的不純物としてのＰ、ＳおよびＢは、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下およびＢ：０．０００３％以下である成分組成を有し、
　ミクロ組織がフェライト主体組織であり、フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であり、前記ミクロ組織中に占める島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、
　降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である、鋼矢板。
２．前記成分組成は、さらに質量％で、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．３０％以下、
　Ｃａ：０．００５０％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以下、
　Ｔｉ : ０．０２５％以下および
　ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼矢板。
３．ミクロ組織がフェライト主体組織であり、フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であり、前記ミクロ組織中に占める島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である、鋼矢板を製造するための方法であって、
　質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．１８％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
　sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
　Ｖ：０．０５０～０．３００％および
　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、該不可避的不純物としてのＰ、ＳおよびＢは、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下およびＢ：０．０００３％以下である成分組成を有する鋼素材を、１２００℃～１３５０℃に加熱し、
　該鋼素材に熱間圧延を施し、該熱間圧延では、
　　９００℃～１１５０℃における１パス当たりの平均圧下率が１０％以上、
　　８００℃～１１５０℃における累積圧下率が６０％以上、かつ
　　中間圧延の終了温度が６５０℃～９００℃である、
鋼矢板の製造方法。
　ここで、中間圧延は、粗圧延の後から仕上圧延の前までの圧延を指し、中間圧延では、主にウェブとなる部分を厚さ方向に圧下して厚みの調整を行う。
４．前記成分組成は、さらに質量％で、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．３０％以下、
　Ｃａ：０．００５０％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以下、
　Ｔｉ : ０．０２５％以下および
　ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有する、前記３に記載の鋼矢板の製造方法。
　本発明によれば、ＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつｖＴｒｓが－１０℃以下という高強度かつ高靭性の鋼矢板を、安定的にかつ高い生産性の下に提供できるため、産業上非常に有用である。
鋼矢板の断面形状を示す図である。 ハット形鋼矢板の熱間圧延工程における代表的な孔型を示す図である。
[成分組成]
　先ず、本発明の一実施形態に従う鋼矢板の成分組成についての限定理由を述べる。なお、以下の説明において各元素の含有量の「％」表示は、特に断らない限り、全て「質量％」を意味する。 
Ｃ：０．０５～０．１８％
　Ｃは、鋼中でＶおよびＮと結合し、Ｖ（Ｃ，Ｎ）として母材の強度を安定に確保するために必須な元素であり、０．０５％以上で添加する必要がある。一方で、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、島状マルテンサイトを含むベイナイトが生成し、島状マルテンサイトの増加により靭性を大きく低下させる。また、析出物が過剰となって、さらに靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．０５～０．１８％とする。さらに、Ｃ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｃ含有量は０．１６％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．５５％
　Ｓｉは、固溶強化により母材の強度を高める元素であり、０．０５％以上で含有される必要がある。一方で、Ｓｉ含有量が過剰であると、靭性を低下させる島状マルテンサイトの生成を助長する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５５％以下とする。従って、Ｓｉ含有量を０．０５～０．５５％とする。さらに、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．００～１．６５％
　Ｍｎは、Ｓｉ同様、鋼の強度を高める効果のある比較的安価な元素であり、高強度化には必要な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％未満となると、その効果は小さくなる。一方で、Ｍｎ含有量が１．６５％を超えると、島状マルテンサイトを含む上部ベイナイトの生成を助長し、靭性を大きく損ねることになる。そのため、Ｍｎ含有量を１．００～１．６５％とする。さらに、Ｍｎ含有量は１．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．６０％以下とすることが好ましい。
sol．Ａｌ：０．０８０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。しかし、Ａｌの脱酸剤としての効果はsol．Ａｌとして０．０８０％を超えると飽和する。そのため、sol．Ａｌを０．０８０％以下で含有させるものとした。sol．Ａｌは、好ましくは０．０６０％以下で含有させる。sol．Ａｌの下限については特に限定されないが、脱酸のためにはsol．Ａｌを０．００１％以上で含有させることが好ましい。sol．Ａｌは、０．００３％以上で含有させることがより好ましい。
Ｖ：０．０５０～０．３００％
　Ｖは、圧延中または冷却中にＶ（Ｃ，Ｎ）としてオーステナイト中に析出してフェライトの核生成サイトとして寄与し、結晶粒を微細化する効果を有する重要な元素である。また、Ｖは析出物としての分散強化により母材強度を高める役割を有しており、強度と靭性を確保するためには必須の元素である。上述の効果を高めるためには、Ｖ含有量を０．０５０％以上とする必要がある。一方で、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、析出脆化を助長し、母材靭性を大きく損ねることになる。そのため、Ｖ含有量を０．０５０～０．３００％とする。さらに、Ｖ含有量は０．０７５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、さらに好ましくは０．０８０％超である。また、Ｖ含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００１０～０．００６０％
　Ｎは、鋼中でＶおよびＣと結合し、Ｖ（Ｃ，Ｎ）として母材強度を向上させるのに有用な元素であり、０．００１０％以上の含有を必要とする。しかし、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、形成する炭窒化物が粗大化して母材靭性を大きく損なうことになる。そのため、Ｎ含有量を０．００１０～０．００６０％とする。さらに、Ｎ含有量は０．００１５％以上とすることが好ましい。また、Ｎ含有量は０．００５５％以下とすることが好ましい。
　以上が本発明の一実施形態に従う鋼矢板において基本となる成分組成であるが、必要に応じて以下の元素を１種または２種以上含有してもよい。
Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕが０．０１％以上で含有されていることが好ましい。ただし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、Ｃｕ割れを生じやすくなる。よって鋼の成分組成としてＣｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に、鋼中に固溶して延性や靭性を劣化させずに鋼の高強度化を図れる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉが０．０１％以上で含有されていることが好ましい。特に、ＮｉはＣｕと複合添加することでＣｕ割れを抑制する。そのため、ＮｉはＣｕと複合添加することが好ましい。一方で、Ｎｉ含有量が過剰であると島状マルテンサイトの生成を助長する。また、Ｎｉは高価な元素である。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るには、Ｃｒが０．０１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｃｒ含有量が過剰であると島状マルテンサイトの生成を助長する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．３０％以下
　Ｍｏは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏが０．０１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｍｏ含有量が過剰であると、島状マルテンサイトの生成を助長する。そのため、Ｍｏ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、ＳやＯと結合して鋼中のＭｎＳを減少させる。これにより、鋼の靭性および延性の向上を図ることができる。このような効果を得るためには、Ｃａが０．０００５％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちになる。そのため、Ｃａ含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００５％以下
　Ｎｂは、圧延中にＮｂ（Ｃ，Ｎ）としてオーステナイト中に析出し、オーステナイトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るには、Ｎｂが０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方で、固溶あるいは析出状態に限らずＮｂは熱間圧延時の変形抵抗を上昇させる傾向がある。特に、後述するように、再結晶温度域における１パス当たりの平均圧下率を１０％以上とする場合には、Ｎｂ含有量を０．００５％以下とすることが有利である。そのため、鋼の成分組成としてＮｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ : ０．０２５％以下
　Ｔｉは、ＴｉＮとしてオーステナイト中に析出し結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るには、Ｔｉが０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｔｉ含有量が過剰であると、析出したＴｉＮが粗大となるとともに結晶粒が粗大化するため、靭性が低下しがちとなる。そのため、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５％以下
　ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｃａと同様にＳやＯと結合して鋼中のＭｎＳを減少させることで鋼の靭性、延性を図ることができる。このような効果を得るためには、ＲＥＭが０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方で、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちになる。そのため、ＲＥＭの含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。
　本発明の一実施形態に従う鋼矢板の成分組成について、以上の元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、上記した任意添加成分に係る元素について、その含有量が各好適下限値未満の場合には、当該元素を不可避的不純物として扱う（不可避的不純物として含まれている）ものとする。また、不可避的不純物の合計量は、一般的な製造方法により鋼中に不可避的に混入される程度の量、例えば、好適には０．０５０％以下、より好適には０．０４０％以下とすればよいが、不可避的不純物のうち、Ｐ、ＳおよびＢについては以下に示すように含有量の上限を設ける。
Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、鋼中に不可避的不純物として存在する。しかし、Ｐ含有量が過剰であると鋼の靭性が低下するため、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０％であってもよいが、過度なＰ含有量の低減は精錬工程の長時間化により生産性の低下を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることがより好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的不純物として含有されるとともに、Ａ系介在物として存在する。Ｓ含有量が過剰であると、介在物量が過剰に増加して鋼の靭性が低下する。そのため、Ｓ含有量を０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は少ないほど好ましく、０％であってもよいが、過度なＳ含有量の低減は精錬工程の長時間化により生産性の低下を招く。そのため、Ｓの含有量は０．００２％以上とすることがより好ましい。
Ｂ：０．０００３％以下
　Ｂは、鋼中で粒界に偏析し、粒界強度を上昇させる効果のある元素である。低品質な原料を用いた場合には、鋼中にＢが０．０００３％より多く含有されている場合がある。この場合、粗大な粒界析出物を形成するとともに、焼き入れ性が上昇することで島状マルテンサイトの生成を助長し靭性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．０００３％以下とする。さらに、Ｂ含有量は０．０００２％以下とすることが好ましい。なお、Ｂ含有量は少ないほど好ましく、０％であってもよい。
　次に、本発明の一実施形態に従う鋼矢板のミクロ組織について説明する。ここで、本発明の一実施形態に従う鋼矢板のミクロ組織は、鋼矢板のウェブを代表部位として規定する。ウェブは、鋼矢板の各部位の中で、加工度が最も低く組織が粗大となり強度と靭性の確保が最も困難である。そのため、ウェブを代表部位としてミクロ組織を規定する。なお、ウェブのミクロ組織が後述の条件を満たしていれば本願で目標とする特性が得られるので、本発明の一実施形態に従う鋼矢板では、ウェブ以外の部位のミクロ組織については特に限定されない。また、ウェブのミクロ組織が後述の条件を満たしていれば、ウェブ以外の部位でも同様のミクロ組織が得られている蓋然性が高いと言える。
　該ミクロ組織としては、フェライトの面積率、平均粒径および最大粒径と、島状マルテンサイトの面積率とが、以下の条件を満たすことが肝要である。
[フェライト主体組織]
　鋼矢板のミクロ組織は、フェライト主体組織とする。フェライト主体組織とは、フェライトの面積率が７０％以上である組織を指す。フェライトの面積率が７０％未満では硬質相が増加し靭性が低下する場合がある。フェライトの面積率の上限は、強度確保の観点から９０％未満であることが好ましい。なお、フェライト以外の残部組織について特に限定しないが、パーライトや島状マルテンサイトを含むベイナイト組織やマルテンサイトが挙げられる。フェライト以外の残部組織の合計の面積率は３０％以下であることが好ましい。また、フェライト以外の残部組織の合計の面積率は１０％超であることが好ましい。ただし、島状マルテンサイトの面積率は、後述のとおりにて限定する必要がある。なお、各相の面積率は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
[フェライトの平均粒径が１５μｍ以下、かつ最大粒径が４０μｍ以下]
　鋼矢板のミクロ組織において、フェライトの平均粒径を１５μｍ以下、かつ最大粒径が４０μｍ以下とする。フェライトの平均粒径が１５μｍより大きいあるいは最大粒径が４０μｍより大きい場合には、靭性の確保が困難となる。なお、優れた靭性を得るためには、フェライトの平均粒径が１２μｍ以下、かつ最大粒径が３０μｍ以下であることが望ましい。さらには、フェライトの平均粒径が１０μｍ以下、かつ最大粒径が２５μｍ以下であることがより望ましい。なお、フェライトの平均粒径および最大粒径の下限は特に限定されるものではない。また、フェライトの平均粒径および最大粒径は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
[島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下]
　鋼矢板のミクロ組織において、島状マルテンサイトの面積率を１．０％以下とする。島状マルテンサイトの面積率が１．０％より多いと靭性の確保が困難となる。より優れた靭性を得るには、島状マルテンサイトの面積率を０．５％以下とすることが望ましい。島状マルテンサイトの面積率は少ないほど好ましく、０％でも構わないため、下限は特に設けない。なお、島状マルテンサイトの面積率は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
　次に、本発明の一実施形態に従う鋼矢板の製造方法について述べる。
　鋼矢板は、上記した組成成分を有する、スラブ等の鋼素材を加熱炉で加熱後、粗圧延、中間圧延および仕上圧延を含む、熱間圧延によって製造される。
　図１（a）に、鋼矢板の典型例であるハット形鋼矢板１を示す。ハット形鋼矢板１は、ウェブ２と、該ウェブ２の両端から傾斜して延在する一対のフランジ３および４と、両フランジ３および４のウェブ２とは反対側からウェブ２と平行に延在する腕部５および６と、腕部５および６の両端部にある爪部７および８と、を有する。
　このハット形鋼矢板の製造を一例にとると、鋼素材を加熱後に、粗圧延、中間圧延および仕上圧延のそれぞれにおいて、図２に示すような孔型を最終的に通過して成形される。具体的には、最初の粗圧延において鋼素材を複数回圧延したのち、最終的に孔型１３を通過し鋼矢板の概形が作られる。引き続く中間圧延では、ウェブ２、フランジ３および４、腕部５および６、爪部７および８となる部分の厚みの調整が行われつつ、最終的に孔型１４を通過する。さらに、仕上圧延では、主に爪曲げ成形を含んだ形状制御が行われ、最終的に孔型１５を通過し最終製品形状となる。
　このように、熱間圧延は、粗圧延、中間圧延および仕上圧延を含む。このうち、粗圧延では、鋼矢板の概形を与える。中間圧延は、粗圧延の後から仕上圧延（上記の例では、爪曲げ成形（圧延））の前までの圧延を指し、中間圧延では、主にウェブとなる部分を厚さ方向に圧下して厚みの調整を行う。仕上圧延では、最終的な形状制御を行い、上記の例では、爪曲げ成形が含まれる。
　なお、上記に示したハット形鋼矢板以外の鋼矢板、例えば、図１（ｂ）に示す直線形鋼矢板９のように、ウェブ厚や爪部を含む製品形状に違いがある鋼矢板では、熱間圧延における圧延パス数や圧延温度に差のある場合があるが、粗圧延、中間圧延および仕上圧延（爪曲げ成形を含む）によって製造されることに根本的な差異はなく、いずれも本発明の一実施形態に従う鋼矢板の製造方法に含まれる。ここで、図１（ｂ）に示す直線形鋼矢板９では、左右爪部１１および１２間に位置する直線の部分をウェブ１０とする。
　そして、熱間圧延では、鋼素材を１２００℃～１３５０℃に加熱したうえで、９００℃～１１５０℃における１パス当たりの平均圧下率が１０％以上であり、８００℃～１１５０℃における累積圧下率が６０％以上であり、中間圧延の仕上温度が６５０℃～９００℃であることが肝要である。なお、以下の各温度規定は、全て鋼素材や被圧延材における表面温度を基準にしている。鋼素材や被圧延材の温度は放射温度計によって測定可能である。
[鋼素材の加熱温度：１２００℃～１３５０℃]
　熱間圧延を行うに際して、鋼素材を１２００℃～１３５０℃に加熱する必要がある。加熱温度が１２００℃未満であると、鋼成分中のＶの固溶が不十分となる。これにより、析出物が粗大となって強度および靭性の確保が困難になる。また、熱間での変形抵抗が上昇し圧延ロールが割損する、おそれがある。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、結晶粒が粗大となり靭性の確保が困難となる。また、加熱時間が増大し生産性が低下する。従って、鋼素材の加熱温度は１２００℃～１３５０℃とする。鋼素材の加熱温度は、好ましくは１２５０℃～１３５０℃である。
[９００℃～１１５０℃における１パス当たりの平均圧下率が１０％以上]
　９００℃～１１５０℃における１パス当たりの平均圧下率（以下、単に平均圧下率ともいう）が１０％以上であることが重要である。平均圧下率を１０％以上とすることにより、オーステナイトの再結晶を促進して均一でかつ微細な結晶粒が得られる。これにより、ＹＰおよび靭性が顕著に向上する。平均圧下率は、好ましくは１２％以上である。
　なお、平均圧下率は以下の式（１）で計算できる。
　Ｒ＝１００｛１－（Ｔｆ/Ｔs）1/n｝   ・・・（１）
　ここで、Ｒは平均圧下率（％）、ＴｆおよびＴsはそれぞれ９００℃および１１５０℃の時点での被圧延材（ウェブに相当する位置）の板厚（ｍｍ）であり、ｎは９００℃～１１５０℃における圧延パス数である。なお、当該圧延パス数は、圧延開始温度および圧延終了温度の少なくとも一方が９００℃～１１５０℃の範囲である圧延パス数をカウントする。例えば、圧延開始温度が１１６０℃で、圧延終了温度が１１００℃である圧延パスは１パスとして、当該圧延パス数にカウントする。また、上記板厚は、圧延機のロールギャップによって制御することができる。
　ただし、タンデム圧延のように複数台の圧延機によって行う圧延では、オーステナイトが再結晶する暇のないまま連続的に圧延されて歪が蓄積する、と考えられる。従って、このような連続圧延では、噛み込みから噛み離しまでを１パスとみなす。
　また、平均圧下率は、形状制御の観点から２０％以下とすることが好ましい。また、平均圧下率が１０％未満となると、オーステナイトの回復あるいは部分再結晶が顕著となり結晶粒が粗大でかつ混粒となるため、靭性の確保が困難となる、おそれがある。
　なお、熱間圧延が１１５０℃を超える温度域にあると、オーステナイトの粒成長が大きく微細化の効果が小さいため、この温度域での圧下率は特に規定しない。また、後述する８００℃～１１５０℃の温度域において所望の累積圧下率が得られれば、９００℃未満における圧下率についても特に規定は必要としない。
 [８００℃～１１５０℃における累積圧下率が６０％以上]
　上述に加えて、８００℃～１１５０℃における累積圧下率（以下、単に累積圧下率ともいう）を６０％以上とすることが重要である。この累積圧下率が６０％未満となると、最終的にミクロ組織におけるフェライトの平均粒径が１５μｍより大きくなり、靭性の確保が困難となる。累積圧下率は、好ましくは７０％以上である。また、累積圧下率の上限は設けないが、ロールの割損リスクの観点から累積圧下率は９０％以下であることが好ましい。
　なお、累積圧下率は以下の式（２）で計算できる。
　Ｒ’＝１００｛１－（ＴL /Ｔs）｝　 ・・・（２）
　ここで、Ｒ’は累積圧下率（％）、ＴLおよびＴsはそれぞれ８００℃および１１５０℃の時点での被圧延材（ウェブに相当する位置）の板厚（ｍｍ）である。
[中間圧延の終了温度が６５０℃～９００℃]
　ウェブやフランジを形成する上記の中間圧延の終了温度（換言すれば、中間圧延の最終の圧延パスの終了温度）は、６５０℃～９００℃とする。中間圧延の終了温度が９００℃を超えると。上記２つの圧延条件のいずかを満たすことが困難となり、最終的にミクロ組織におけるフェライトの平均粒径が１５μｍより大きい或いは最大粒径が４０μｍより大きい場合が生じ、靭性の確保が困難になる。一方、中間圧延の終了温度が６５０℃未満となると、中間圧延での圧延荷重が高くなり中間圧延機における圧延ロール割損のリスクが高まる。
　なお、上述したように、中間圧延は、粗圧延の後から仕上圧延（上記の例では、爪曲げ成形（圧延））の前までの圧延を指す。そして、中間圧延では、主にウェブとなる部分を厚さ方向に圧下し、厚みの調整を行う。また、仕上圧延では、最終的な形状制御を行う。すなわち、仕上圧延とは、熱間圧延の最終パスのみを意図するものではなく、中間圧延後、形状の最終調整を行う圧延工程を指す。仕上圧延は造形性の観点から行うものであり、特性に大きな影響を及ぼし得ないため、仕上圧延の条件は特段規定しない。
　本発明の一実施形態に従う鋼矢板の製造方法は、強度および靭性の向上を目的とした熱間圧延の圧延（粗圧延、中間圧延および仕上圧延）中および熱間圧延（仕上圧延（爪曲げ圧延））後の加速冷却をいずれも必要としない。すなわち、加速冷却は、曲がりや反りといった形状変化が生じるため、生産上好ましくない。従って、熱間圧延（仕上圧延（爪曲げ圧延））後は空冷することが望ましい。なお、圧延中の形状制御の観点から不可避的にかかる水や、冷却床でのミスト水といった冷却は、鋼矢板の特性に影響を与えることはない。
　上記した条件に従う、成分組成の調整、圧延および冷却を行うことにより、鋼矢板において、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度でかつｖＴｒｓが?１０℃以下という、優れた機械的特性を得ることができる。なお、上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、粗圧延、中間圧延および仕上圧延の圧延パス数はそれぞれ、５　～２０パス、１～５パスおよび１～３パスとすることが好適である。また、９００℃～１１５０℃の圧延パスには、例えば、粗圧延および中間圧延による圧延パスが含まれる。８００℃～１１５０℃の圧延パスには、例えば、粗圧延および中間圧延による圧延パスが含まれ、さらに、仕上圧延による圧延パスが任意に含まれていてもよい。仕上圧延終了温度は　５５０～７００℃とすることが好適である。また、本発明の一実施形態に従う鋼矢板は、その断面形状によらずハット形、Ｕ形、それらの組合せおよび直線形等を含むとともに、ウェブ厚や爪部の形状が特に限定されることはない。
　以下、実施例に従って本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内において適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　連続鋳造機にて、表１に示す鋼組成の鋼素材（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を用意し、表２に示す条件にて加熱および熱間圧延を行い、図１に示した、ウェブ２と、ウェブ２の両端から傾斜し延長される一対のフランジ３および４がウェブ２を平行に左右へ広がる方向へ延長される腕部５および６と、腕部５および６の両端部にある爪部７および８とを有する、ハット形鋼矢板を製造した。なお、熱間圧延後の冷却は、空冷により行った。また、上記以外の条件については、常法に従うものとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋼矢板について、鋼矢板のミクロ組織の観察、引張試験および靭性試験を実施した。以下に、それぞれの評価方法について説明する。
<ミクロ組織の観察>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置より試験片を採取し、ミクロ組織の観察に供した。ここで採取した試験片は、観察に先立って表面を研磨し、ナイタールで腐食した。そして、光学顕微鏡を用いて、ウェブの厚み方向を１００倍の断面観察により組織の種類を同定し、８００μｍ×６００μｍの視野において、分水嶺アルゴリズムによる画像解析によりフェライト、パーライト、ならびに、ベイナイトおよびマルテンサイトをそれぞれ白、黒および灰の３階調に変換する処理を行って区別し、各組織の面積率を得た。また、フェライトの平均粒径は、同じく分水嶺アルゴリズムによる画像解析により、上記視野中のフェライトの各結晶粒の面積を算出し、各結晶粒の円相当径をフェライトの粒径とし、上記視野内の平均値を求めた。フェライトの最大粒径は、上記視野内の円相当径のうち最大の値とした。なお、フェライトの平均粒径は、上記視野内で確認できる円相当径で粒径が３μｍ以上の結晶粒のみを用いて算出した。さらに、島状マルテンサイトの観察については、上記と同一の試験片を電解腐食とナイタールの２段エッチング処理を行うことでセメンタイトを溶解し、ＳＥＭを用いて倍率１０００倍程度で無作為に１０視野以上を観察し、上述同様の画像解析により島状マルテンサイトの面積率を求めた。
<引張試験>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置より、ＪＩＳ　Ｚ２２０１に規定されたＪＩＳ１Ａ号引張試験片を引張方向が長手方向となるように採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。
<靭性試験>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置より、ＪＩＳ　Ｚ２２０２に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験は、－８０～４０℃の温度範囲で行い０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）および延性破面率５０％の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
　表２に、上記調査の結果を併せて示す。所定の成分組成を満足する適合鋼を用いて、所定の製造条件で作製した発明例の鋼矢板の試験結果（表２中のＮｏ．１～１７）は何れも所望の特性（降伏強度ＹＰ：４４０ＭＰａ以上、延性破面率５０％の破面遷移温度ｖＴｒｓ：－１０℃以下）を満足していた。また、発明例ではいずれも大きな曲がりや反りなどの形状変化が発生しておらず、安定的にかつ高い生産性を以て製造できることを確認した。
　一方で、所定の成分組成を満足しないか、あるいは、所定の製造条件を満足しないか、または、上記いずれも満足しなかった、比較例（表２中のＮｏ．１８～３８）は降伏強度および延性破面率５０％の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）のいずれかの値が要求特性を満足していない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
１：ハット形鋼矢板
２：ウェブ 
３：フランジ
４：フランジ
５：腕部
６：腕部
７：爪部
８：爪部
９：直線形鋼矢板
１０：ウェブ
１１：爪部
１２：爪部
１３：ハット形鋼矢板の粗圧延における最終パスの孔型
１４：ハット形鋼矢板の中間圧延における最終パスの孔型
１５：ハット形鋼矢板の仕上圧延における最終パスの孔型

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．１８％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
    　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
    　sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
    　Ｖ：０．０５０～０．３００％および
    　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、該不可避的不純物としてのＰ、ＳおよびＢは、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下およびＢ：０．０００３％以下である成分組成を有し、
    　ミクロ組織がフェライト主体組織であり、フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であり、前記ミクロ組織中に占める島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、
    　降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である、鋼矢板。
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．３０％以下、
    　Ｃａ：０．００５０％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以下、
    　Ｔｉ : ０．０２５％以下および
    　ＲＥＭ：０．００５％以下
    のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼矢板。
  3. 　ミクロ組織がフェライト主体組織であり、フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であり、前記ミクロ組織中に占める島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である、鋼矢板を製造するための方法であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．１８％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
    　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
    　sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
    　Ｖ：０．０５０～０．３００％および
    　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、該不可避的不純物としてのＰ、ＳおよびＢは、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下およびＢ：０．０００３％以下である成分組成を有する鋼素材を、１２００℃～１３５０℃に加熱し、
    　該鋼素材に熱間圧延を施し、該熱間圧延では、
    　　９００℃～１１５０℃における１パス当たりの平均圧下率が１０％以上、
    　　８００℃～１１５０℃における累積圧下率が６０％以上、かつ
    　　中間圧延の終了温度が６５０℃～９００℃である、
    鋼矢板の製造方法。
  4. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　Ｍｏ：０．３０％以下、
    　Ｃａ：０．００５０％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以下、
    　Ｔｉ : ０．０２５％以下および
    　ＲＥＭ：０．００５％以下
    のうちの１種または２種以上を含有する、請求項３に記載の鋼矢板の製造方法。
     
     
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