JP2018083963A - Steel sheet pile - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、鋼矢板に関する。 The present invention relates to a steel sheet pile.
鋼矢板は、港湾、河川、土留（山留）などの工事において締切り材として用いられる鋼材である。鋼矢板には、ハット形、Ｕ形、組合せ形、直線形などの断面形状を有するものがある。また、鋼矢板を用いた構造形式には、自立式、タイロッド式、セル式などの様々な種類がある。 A steel sheet pile is a steel material used as a cut-off material in constructions such as harbors, rivers, domes (mountains). Some steel sheet piles have a cross-sectional shape such as a hat shape, a U shape, a combination shape, and a straight shape. Moreover, there are various types of structures using steel sheet piles, such as a self-supporting type, a tie rod type, and a cell type.
例えば、自立式は、鋼矢板の剛性と、鋼矢板が埋め込まれた地盤の抵抗力（水平方向の抵抗力）によって外力に抵抗する構造形式である。この方式は、地盤が良好で水深が小さい場合に適用される場合が多く、例えば、護岸、岸壁、擁壁、土留めなどに用いられる。タイロッド式は、鋼矢板と、控え工をタイロッドまたはタイワイヤーで連結することにより壁体を安定させる構造形式であり、例えば、護岸、岸壁、擁壁などに用いられる。 For example, the self-supporting type is a structure type that resists external force by the rigidity of the steel sheet pile and the resistance force (horizontal resistance force) of the ground in which the steel sheet pile is embedded. This method is often applied when the ground is good and the water depth is small, and is used, for example, for revetments, quay walls, retaining walls, earth retaining, and the like. The tie rod type is a structural type that stabilizes a wall body by connecting a steel sheet pile and a laying work with a tie rod or a tie wire, and is used for, for example, a revetment, a quay, a retaining wall and the like.
自立式の場合には、鋼矢板自体を支持する部材がなく、鋼矢板にしなりが生じるため、ヤング率を考慮した強度設計が必要になる。一方、タイロッド式の場合には、タイロッドによりしなりが抑制されるので、降伏強度を考慮した設計が必要になり、鋼矢板の高強度化が求められる。特に、タイロッド式の工法に用いる鋼矢板には、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上であることが必要とされる場合がある。 In the case of the self-supporting type, there is no member that supports the steel sheet pile itself, and the steel sheet pile is deformed, so that it is necessary to design strength considering the Young's modulus. On the other hand, in the case of the tie rod type, since bending is suppressed by the tie rod, a design in consideration of the yield strength is required, and a high strength of the steel sheet pile is required. In particular, a steel sheet pile used for a tie rod type construction method may require a yield strength of 430 N / mm 2 or more.
鋼矢板には、構造物としての安全性の観点から、良好な靱性と溶接性を兼ね備えることが望まれる。しかし、鋼矢板は、やや複雑な断面形状を有するため、その製造時の温度履歴に制約があり、一般には、ウェブの圧下を高温で終了させ、その後の加速冷却を実施しないことが求められている。このため、圧下後にミクロ組織が成長して製品の結晶粒が粗大になるなど、靱性が低下し易い。 The steel sheet pile is desired to have both good toughness and weldability from the viewpoint of safety as a structure. However, since steel sheet piles have a somewhat complicated cross-sectional shape, there are restrictions on the temperature history during production, and in general, it is required to terminate web reduction at a high temperature and not perform accelerated cooling thereafter. Yes. For this reason, the toughness tends to be lowered, for example, the microstructure grows after the rolling and the crystal grains of the product become coarse.
従来から高強度の鋼矢板に関する技術が多数開示されている。 Many techniques relating to high strength steel sheet piles have been disclosed.
例えば、特許文献１には、高強度広幅鋼矢板に関する技術が開示されている。特許文献１により開示された技術によれば、降伏強度が３９０Ｎ/ｍｍ２以上の高強度鋼矢板を得られるとされている。 For example, Patent Document 1 discloses a technique related to a high-strength wide steel sheet pile. According to the technique disclosed in Patent Document 1, it is said that a high strength steel sheet pile having a yield strength of 390 N / mm 2 or more can be obtained.
特許文献２には、鋼矢板の製造方法に関する技術が開示されている。特許文献２により開示された技術によれば、ウェブの靭性に優れる鋼矢板を得られるとされている。 Patent Document 2 discloses a technique related to a method for manufacturing a steel sheet pile. According to the technique disclosed in Patent Document 2, it is said that a steel sheet pile having excellent web toughness can be obtained.
さらに、特許文献３，４にも鋼矢板に関する技術が開示されている。特許文献３，４により開示された技術によれば、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有する鋼矢板が得られるとされている。 Further, Patent Documents 3 and 4 also disclose techniques related to steel sheet piles. According to the techniques disclosed in Patent Documents 3 and 4, it is said that a steel sheet pile having a yield strength of 430 N / mm 2 or more and good toughness can be obtained.
特許文献１，２により開示された技術を用いても、４３０Ｎ／ｍｍ２以上の降伏強度と優れた靱性を有する鋼材を安定的に得ることは難しい。また、特許文献２により開示された技術では、圧延中に被圧延材を水冷する必要があるため、水冷による変形が生じて製品形状が悪化するおそれがある。 Even using the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2, it is difficult to stably obtain a steel material having a yield strength of 430 N / mm 2 or more and excellent toughness. Moreover, in the technique disclosed by patent document 2, since it is necessary to water-cool a to-be-rolled material during rolling, there exists a possibility that the deformation | transformation by water cooling may arise and a product shape may deteriorate.
特許文献３，４により開示された技術を用いれば、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有する鋼矢板を確かに得られる。しかし、特許文献３，４には、靭性に関して母材の０℃でのシャルピー衝撃試験の結果が記載されるにとどまり、溶接したときの溶接熱影響部（ＨＡＺ）においても良好な靭性を得られるか否かは不明である。 If the techniques disclosed in Patent Documents 3 and 4 are used, a steel sheet pile having a yield strength of 430 N / mm 2 or more and good toughness can be surely obtained. However, Patent Documents 3 and 4 only describe the results of the Charpy impact test at 0 ° C. of the base material with respect to toughness, and good toughness can also be obtained in the weld heat affected zone (HAZ) when welding. Whether or not is unknown.
本発明は、従来の技術が有する課題を解決するためになされたものであり、一般に用いられる鋼矢板のサイズの中では最も厚い２７．６ｍｍよりも大きい厚さを有しながらも、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な母材靭性およびＨＡＺ靱性を有する鋼矢板を提供することを目的とする。 The present invention has been made in order to solve the problems of the prior art, and has a yield strength that is greater than the thickest 27.6 mm among the most commonly used steel sheet pile sizes. It aims at providing the steel sheet pile which is 430 N / mm < 2 > or more and has favorable base material toughness and HAZ toughness.
鋼矢板の製造では、良好な寸法精度を確保することが優先される。このため、鋼材の強度および靱性を向上させるために、圧延時に比較的低温域での累積圧下率を大きく増加させたり、圧延中または圧延後に加速冷却を適用したりすることは難しい。また、鋼矢板の板厚が大きいほど良好な靱性を得ることが難しい傾向にある。 In the manufacture of steel sheet piles, priority is given to ensuring good dimensional accuracy. For this reason, in order to improve the strength and toughness of the steel material, it is difficult to greatly increase the cumulative rolling reduction in a relatively low temperature region during rolling or to apply accelerated cooling during or after rolling. Moreover, it tends to be difficult to obtain good toughness as the thickness of the steel sheet pile increases.
本発明者らは、低温度域での鋼矢板の使用も考慮し、介在物に着目して種々の検討を行った。 The present inventors have made various studies focusing on inclusions in consideration of the use of steel sheet piles in a low temperature range.
ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（１）旧オーステナイト粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（２）旧オーステナイト粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。本発明者らは、前記（２）の手法に着目した。 As a means for ensuring the HAZ toughness, it is effective to reduce the fracture units by refining crystal grains. As a technique for refining crystal grains, conventionally, (1) a technique of utilizing a pinning effect for suppressing the prior austenite grain boundary growth with TiN or the like, and (2) an inclusion existing in the prior austenite grain as a starting point A technique for growing fine intragranular ferrite to refine crystal grains has been proposed. The inventors paid attention to the method (2).
溶接時に旧オーステナイト粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼材では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の組成および個数の制御が困難であるため、粒内フェライト生成核となる介在物を制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムを解明したところ、以下の事項（ｉ）〜（ｉｖ）が判明した。
（ｉ）溶接冷却時に、介在物の周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物の内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。
（ｉｉ）Ｔｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔へＭｎが吸収される。
（ｉｉｉ）介在物の周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。
（ｉｖ）冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。
In order to effectively grow intragranular ferrite within the prior austenite grains during welding, it is essential to control inclusions that form intragranular ferrite formation nuclei. In particular, in the case of a thick steel material having a plate thickness of 50 mm or more, it is difficult to control the composition and number of inclusions in the plate thickness direction due to the difference in the cooling rate between the surface and the inside. You need to control things. Then, when the mechanism of the intragranular ferrite growth was clarified, the following items (i) to (iv) were found.
(I) During welding cooling, a driving force for Mn to diffuse from the matrix to the inside of the inclusions is generated due to the Mn concentration gradient formed when MnS is complex-deposited around the inclusions.
(Ii) Mn is absorbed into atomic vacancies existing inside the Ti-based oxide.
(Iii) A Mn-deficient layer in which the Mn concentration is reduced is formed around the inclusions, and the ferrite growth start temperature in this part rises.
(Iv) During cooling, ferrite preferentially grows from inclusions.
これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライトの成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物の周囲により大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成し易くなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物の周囲にＭｎ濃度勾配が形成され難くなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成され難くなる。 Based on these assumptions, the present inventors have obtained the knowledge that the amount of inclusions of MnS in inclusions serving as intragranular ferrite nuclei affects the growth of intragranular ferrite. That is, when the composite MnS is large, the Mn diffusion driving force is increased by forming a large Mn concentration gradient around the inclusions, and as a result, the Mn-deficient layer is easily formed. On the other hand, when the composite MnS is small, it becomes difficult to form a Mn concentration gradient around the inclusions, and as a result, it becomes difficult to form a Mn-deficient layer.
以上のメカニズムに基づき、本発明者らは、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができること、加えて、上記結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下の要件［１］〜［３］を満たす必要があることを知見した。
［１］鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを複合する複合介在物であり、任意の断面で現出させた複合介在物のうち、断面積のＭｎＳが占める割合が１０％以上且つ９０％未満、介在物周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
［２］介在物径が０．５〜５μｍの複合介在物である。
［３］面分散密度で１０〜１００個／ｍｍ２の密度である。
Based on the above mechanism, the present inventors can effectively precipitate intragranular ferrite by controlling the amount and number density of MnS compounded in the inclusions, and in addition, the above-mentioned grain refinement effect In order to obtain the above, it has been found that inclusions in steel must satisfy the following requirements [1] to [3].
[1] A composite inclusion in which MnS is compounded around Ti oxide in steel, and the ratio of MnS in the cross-sectional area occupied by the MnS in the cross section is 10% or more and 90%. Or less, the ratio of MnS in the inclusion perimeter is 10% or more.
[2] A composite inclusion having an inclusion diameter of 0.5 to 5 μm.
[3] The surface dispersion density is 10 to 100 / mm 2 .
一方、このような介在物を有するスラブを用意し、鋼矢板のウェブの圧延を模擬した圧延条件、すなわち、圧延終了温度が９００℃以上で、かつ、圧延中または圧延後に加速冷却を適用しない条件で、板厚が２８ｍｍの鋼材を圧延しても、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な母材靭性およびＨＡＺ靱性を得られることが判明し、本発明を完成した。本発明は以下に列記の通りである。 On the other hand, a slab having such inclusions is prepared, and rolling conditions that simulate rolling of a steel sheet pile web, that is, the rolling end temperature is 900 ° C. or higher and no accelerated cooling is applied during or after rolling. Thus, it was found that even when a steel material having a plate thickness of 28 mm was rolled, the yield strength was 430 N / mm 2 or more, and good base material toughness and HAZ toughness could be obtained, thereby completing the present invention. The present invention is listed below.
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ｎｂ：０．０５％超０．２０％以下、Ａｌ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．０００５〜０．００９０％、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％およびＢ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種以上を含有し、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｓｎ：０〜０．５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２であるとともに、
降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上である、鋼矢板。
(1) Chemical composition is mass%, C: 0.01-0.20%, Si: 0.01-0.60%, Mn: 0.8-2.5%, P: 0.020% Hereinafter, S: 0.001 to 0.010%, Nb: more than 0.05% to 0.20% or less, Al: 0.003% or less, Ti: 0.005 to 0.03%, N: 0.0005 -0.0090%, O: 0.0005-0.0050% is contained, Cu: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-3.0%, Cr: 0.01-1. 0%, Mo: 0.01 to 1.0%, V: 0.001 to 0.30% and B: 0.0001 to 0.0050% or more, Ca: 0 to 0 0.01%, REM: 0 to 0.02%, Mg: 0 to 0.01%, Sn: 0 to 0.50%, the balance being Fe and impurities,
The steel includes a composite inclusion in which MnS is present around a Ti oxide, the area ratio of the MnS in the cross section of the composite inclusion is 10% or more and less than 90%, and the interface at the interface of the composite inclusion The ratio of MnS is 10% or more, and the number density of the composite inclusions having a particle size of 0.5 to 5.0 μm is 10 to 100 pieces / mm 2 .
A steel sheet pile having a yield strength of 430 N / mm 2 or more.
（２）下記（１）式から求められるＰｎの値が０．２２以下である、１項に記載の鋼矢板。
Pn=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10-Nb/2+5B・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。
(2) The steel sheet pile according to item 1, wherein the value of Pn obtained from the following formula (1) is 0.22 or less.
Pn = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10-Nb / 2 + 5B (1)
However, the element symbol in Formula (1) means content (mass%) of each element.
（３）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２％の一方または両方を含有する、１または２項に記載の鋼矢板。 (3) The steel sheet pile according to 1 or 2, further containing one or both of Ca: 0.0005 to 0.01% and REM: 0.001 to 0.02% by mass%.
（４）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％を含有する、１〜３項のいずれかに記載の鋼矢板。 (4) The steel sheet pile according to any one of items 1 to 3, further containing Mg: 0.0005 to 0.01% by mass.
（５）さらに、質量％で、Ｓｎ：０．０３〜０．５０％を含有する、１〜４項のいずれかに記載の鋼矢板。 (5) The steel sheet pile according to any one of items 1 to 4, further comprising Sn: 0.03 to 0.50% by mass%.
本発明に係る鋼矢板は、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有するので、自立式またはタイロッド式の工法に用いるのに好適である。本発明に係る鋼矢板は、特にタイロッド式矢板壁に用いるのに好適である。本発明に係る鋼矢板は、溶接性も優れているため、溶接作業も容易に行うことができる。 Since the steel sheet pile according to the present invention has a yield strength of 430 N / mm 2 or more and good toughness, it is suitable for use in a self-standing or tie-rod type construction method. The steel sheet pile according to the present invention is particularly suitable for use in a tie rod type sheet pile wall. Since the steel sheet pile according to the present invention has excellent weldability, welding work can be easily performed.
以下、本発明を詳しく説明する。以降の説明において化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。 The present invention will be described in detail below. In the following description, “%” regarding chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified.
１．化学組成
はじめに必須元素を説明する。
1. Chemical composition First, the essential elements are explained.
（１）Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、鋼材の強度を高めるために有効である。このため、Ｃ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、靱性が低下し易くなり、また、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．２０％以下であり、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
(1) C: 0.01 to 0.20%
C is effective for increasing the strength of the steel material. For this reason, C content is 0.01% or more, Preferably it is 0.05% or more. However, if the C content exceeds 0.20%, the toughness tends to decrease and weld cracks are likely to occur. Therefore, the C content is 0.20% or less, preferably 0.15% or less, and more preferably 0.10% or less.
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、母材および溶接熱影響部の靱性が著しく悪化する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．６０％以下であり、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
(2) Si: 0.01-0.60%
Si has a deoxidizing action. For this reason, Si content is 0.01% or more, Preferably it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more. However, if the Si content exceeds 0.60%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is significantly deteriorated. Therefore, the Si content is 0.60% or less, preferably 0.45% or less, and more preferably 0.20% or less.
（３）Ｍｎ：０．８〜２．５％
Ｍｎは、鋼材の強度を高めるのに有効であるとともに、ＨＡＺにおいて粒界における粗大なフェライトの成長を抑制する。このため、Ｍｎ含有量は、０．８％以上であり、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは１．２％以下である。しかし、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、焼入れ性を過剰に増加させ溶接性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。さらに、Ｍｎは中心偏析を助長する元素であるので、中心偏析の抑制の観点から、Ｍｎ含有量は２．５％を超えるべきではない。このため、Ｍｎの含有量は、２．５％以下であり、好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
(3) Mn: 0.8 to 2.5%
Mn is effective for increasing the strength of the steel material and suppresses the growth of coarse ferrite at the grain boundaries in the HAZ. For this reason, Mn content is 0.8% or more, Preferably it is 1.0% or less, More preferably, it is 1.2% or less. However, if the Mn content exceeds 2.5%, the hardenability is excessively increased and the weldability and the HAZ toughness are deteriorated. Furthermore, since Mn is an element that promotes center segregation, the Mn content should not exceed 2.5% from the viewpoint of suppressing center segregation. For this reason, content of Mn is 2.5% or less, Preferably it is 2.2% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
（４）Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に存在し、靱性を悪化させる。このため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下であり、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
(4) P: 0.020% or less P is unavoidably present as an impurity in steel and deteriorates toughness. For this reason, P content is 0.020% or less, Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
（５）Ｓ：０．００１〜０．０１０％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるために必要である。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上であり、好ましくは０．００２％以上であり、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、溶接割れの起点になるＭｎＳ単体の析出物を生成する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下である。
(5) S: 0.001 to 0.010%
S is necessary for complex precipitation of MnS. Therefore, the S content is 0.001% or more, preferably 0.002% or more, and preferably 0.005% or more from the viewpoint of securing low temperature toughness of HAZ. However, if the S content exceeds 0.010%, a precipitate of MnS alone, which becomes the starting point of weld cracking, is generated. Therefore, the S content is 0.010% or less.
（６）Ｎｂ：０．０５％超０．２０％以下
Ｎｂは、鋼材の強度を向上させる効果を有する。このため、Ｎｂ含有量は、０．０５％超であり、好ましくは０．０５５％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、母材と溶接熱影響部の靱性が悪化する。したがって、Ｎｂ含有量は、０．２０％以下であり、好ましくは０．１５％であり、より好ましくは０．１０％以下である。
(6) Nb: more than 0.05% and 0.20% or less Nb has an effect of improving the strength of the steel material. For this reason, the Nb content is more than 0.05%, preferably 0.055% or more. However, if the Nb content exceeds 0.20%, the toughness of the base material and the weld heat affected zone deteriorates. Therefore, the Nb content is 0.20% or less, preferably 0.15%, and more preferably 0.10% or less.
（７）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは不純物元素であり、Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。したがって、Ａｌ含有量は、０．００３％以下である。
(7) Al: 0.003% or less Al is an impurity element, and the production of Ti-based oxides is suppressed by increasing the Al content. Therefore, the Al content is 0.003% or less.
（８）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる介在物の生成に有効である。このため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上であり、好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０３％以下であり、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
(8) Ti: 0.005 to 0.03%
Ti is effective for generating inclusions that form nitrides and suppress the coarsening of crystal grains and also become intragranular transformation nuclei. For this reason, Ti content is 0.005% or more, Preferably it is 0.010% or more. However, if the Ti content exceeds 0.03%, it adversely affects the base metal toughness and weld zone toughness. Therefore, the Ti content is 0.03% or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less.
（９）Ｎ：０．０００５〜０．００９０％
Ｎは、窒化物を形成することにより組織の細粒化に寄与する。したがって、Ｎ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ｎを過剰に含有すると窒化物の凝集を通じて靱性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は、０．００９０％以下であり、好ましくは０．００６％以下である。
(9) N: 0.0005 to 0.0090%
N contributes to the refinement of the structure by forming nitrides. Therefore, the N content is 0.0005% or more, preferably 0.002% or more. However, when N is contained excessively, the toughness is deteriorated through the aggregation of nitrides. Therefore, the N content is 0.0090% or less, preferably 0.006% or less.
（１０）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ(酸素)は、フェライト生成核となる酸化物の生成に有効である。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００８％以上である。しかし、Ｏを多量に含有すると鋼の清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性の確保が困難になる。したがって、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００３５％以下である。
(10) O: 0.0005 to 0.0050%
O (oxygen) is effective in generating an oxide that becomes a ferrite forming nucleus. Therefore, the O content is 0.0005% or more, preferably 0.0008% or more. However, when a large amount of O is contained, the cleanliness of the steel is remarkably deteriorated, so that it is difficult to ensure practical toughness for both the base material, the weld metal part and the HAZ. Therefore, the O content is 0.0050% or less, preferably 0.0035% or less.
本発明に係る鋼矢板は、上記の各元素を基本成分とし、さらに、強度および靱性を向上させるために、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％およびＢ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種以上を含有する。 The steel sheet pile according to the present invention includes the above-described elements as basic components, and in order to further improve strength and toughness, Cu: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 to 3.0%, One or more of Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, V: 0.001 to 0.30% and B: 0.0001 to 0.0050% contains.
（１１）Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋼材の表面性状および靱性が悪化し、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
(11) Cu: 0.01 to 2.0%
Cu is effective in improving the strength of the steel material. Therefore, the Cu content is 0.01% or more, preferably 0.1% or more. However, if the Cu content exceeds 2.0%, the surface properties and toughness of the steel material are deteriorated, and weld cracks are likely to occur. Therefore, the Cu content is 2.0% or less, preferably 0.50% or less.
（１２）Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｎｉは、鋼材の強度および靱性を向上させるのに有効である。したがって、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、鋼材の表面性状が悪化することがある。したがって、Ｎｉ含有量は、３．０％以下であり、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
(12) Ni: 0.01 to 3.0%
Ni is effective in improving the strength and toughness of the steel material. Therefore, the Ni content is 0.01% or more, preferably 0.1% or more. However, when the Ni content exceeds 3.0%, the surface properties of the steel material may be deteriorated. Therefore, the Ni content is 3.0% or less, preferably 1.0% or less, and more preferably 0.50% or less.
（１３）Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｃｒ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
(13) Cr: 0.01 to 1.0%
Cr is effective in improving the strength of the steel material. Therefore, the Cr content is 0.01% or more, preferably 0.1% or more. However, if the Cr content exceeds 1.0%, weld cracks are likely to occur. Therefore, the Cr content is 1.0% or less, preferably 0.50% or less.
（１４）Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかしＭｏ含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
(14) Mo: 0.01 to 1.0%
Mo is effective in improving the strength of the steel material. Therefore, the Mo content is 0.01% or more, preferably 0.1% or more. However, if the Mo content exceeds 1.0%, weld cracks are likely to occur. Therefore, the Mo content is 1.0% or less, preferably 0.50% or less.
（１５）Ｖ：０．００１〜０．３０％
Ｖは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｖ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると靱性が悪化するおそれがある。したがって、Ｖ含有量は、０．３０％以下であり、好ましくは０．１５％以下である。
(15) V: 0.001 to 0.30%
V is effective in improving the strength of the steel material. Therefore, the V content is 0.001% or more, preferably 0.01% or more, and more preferably 0.04% or more. However, if the V content exceeds 0.30%, the toughness may deteriorate. Therefore, the V content is 0.30% or less, preferably 0.15% or less.
（１６）Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂは、鋼材の強度を向上させるのに有効であり、また、Ｎとともに析出物（ＢＮ）を形成し、母材および溶接熱影響部の靱性を改善する。したがって、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であり、好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
(16) B: 0.0001 to 0.0050%
B is effective in improving the strength of the steel material, and forms precipitates (BN) together with N, thereby improving the toughness of the base material and the weld heat affected zone. Therefore, the B content is 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more. However, if the B content exceeds 0.0050%, weld cracking is likely to occur. Therefore, the B content is 0.0050% or less, preferably 0.0025% or less, and more preferably 0.0020% or less.
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの２種以上を複合して含有する場合、それらの合計含有量は、好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。 When two or more of Cu, Ni, Cr, Mo, V and B are contained in combination, the total content thereof is preferably 3.0% or less, more preferably 2.0. % Or less.
本発明に係る鋼矢板は、任意元素として、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｓｎを含有してもよい。次に任意元素を説明する。 The steel sheet pile according to the present invention may contain Ca, REM, Mg, and Sn as optional elements. Next, arbitrary elements will be described.
（１７）Ｃａ：０〜０．０１％およびＲＥＭ：０〜０．０２％の一方または両方
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効であり、この効果を得るためにＣａおよびＲＥＭの一方または双方を含有してもよい。ただし、ＣａおよびＲＥＭの一方または双方の含有量が過剰であると、ＣａおよびＲＥＭを含む介在物が粗大になり、粗大化した介在物がクラスター化すると、鋼の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。したがって、Ｃａ含有量は、０．０１％以下であり、溶接性の観点から好ましくは０．００６％以下であり、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下である。上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は好ましくは０．０００５％以上であり、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
(17) One or both of Ca: 0 to 0.01% and REM: 0 to 0.02% Ca and REM are effective in controlling the form of sulfide (particularly MnS) and improving toughness. In order to obtain this effect, one or both of Ca and REM may be contained. However, if the content of one or both of Ca and REM is excessive, inclusions containing Ca and REM become coarse, and if coarse inclusions are clustered, the cleanliness of steel is impaired and weldability is deteriorated. Can also have adverse effects. Therefore, the Ca content is 0.01% or less, preferably 0.006% or less from the viewpoint of weldability, and the REM content is 0.02% or less. In order to reliably obtain the above effects, the Ca content is preferably 0.0005% or more, and the REM content is preferably 0.001% or more.
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種以上を含有することができる。ＲＥＭ含有量は上記元素の合計含有量を意味する。 Note that REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and can contain one or more of these elements. The REM content means the total content of the above elements.
（１８）Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。このため、Ｍｇを含有してもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、粗大な酸化物を生成して靭性を劣化させることがある。したがって、Ｍｇ含有量は、０．０１％以下である。上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。
(18) Mg: 0 to 0.01%
Mg forms a finely dispersed oxide and suppresses the coarsening of the austenite grain size in the weld heat affected zone to improve the low temperature toughness. For this reason, you may contain Mg. However, if the Mg content exceeds 0.01%, a coarse oxide may be generated to deteriorate toughness. Therefore, the Mg content is 0.01% or less. In order to reliably obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0005% or more.
（１９）Ｓｎ：０〜０．５０％
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、腐食を抑制する作用を有する。これは、Ｓｎ２＋が腐食促進作用を有するＦｅ３＋を速やかに還元するからである。Ｓｎはまた、鋼のアノード溶解反応を抑制して耐食性を向上させる作用も有する。これらの効果を得るためにＳｎを含有してもよい。しかし、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、これらの効果は飽和する。したがって、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。上記効果を確実に奏するためには、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
(19) Sn: 0 to 0.50%
Sn dissolves as Sn 2+ and has an action of suppressing corrosion. This is because Sn 2+ rapidly reduces Fe 3+ having a corrosion promoting action. Sn also has an action of improving corrosion resistance by suppressing the anodic dissolution reaction of steel. In order to obtain these effects, Sn may be contained. However, when the Sn content exceeds 0.50%, these effects are saturated. Therefore, the Sn content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less. In order to ensure the above effects, the Sn content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
（２０）Ｐｎ：０．２２以下
鋼材中の各元素をそれぞれ規定するだけでは、鋼矢板のウェブの圧延を模擬した圧延条件（圧延終了温度が９００℃以上で、かつ、圧延中または圧延後に加速冷却を適用しない条件）で板厚が２８ｍｍの鋼材を圧延した場合に、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有する鋼矢板を得ることができないことがある。
(20) Pn: 0.22 or less
By simply defining each element in the steel material, the plate thickness is simulated under rolling conditions that simulate the rolling of a steel sheet pile web (the rolling end temperature is 900 ° C. or higher and accelerated cooling is not applied during or after rolling). When a steel material having a thickness of 28 mm is rolled, a steel sheet pile having a yield strength of 430 N / mm 2 or more and good toughness may not be obtained.
そのため、本発明者らは、種々の化学組成を有する鋼材を上記の圧延条件で圧延する実験を数多く実施した結果、下記（１）式から求められるＰｎの値が０．２２以下であると、機械的特性が安定することを見出した。Ｐｎの値は、好ましくは０．１８以下であり、さらに好ましくは０．１６以下であり、一層好ましくは０．１４以下である。
Pn=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10-Nb/2+5B・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。
Therefore, the present inventors have conducted many experiments of rolling steel materials having various chemical compositions under the above rolling conditions. As a result, when the value of Pn obtained from the following formula (1) is 0.22 or less, It was found that the mechanical properties are stable. The value of Pn is preferably 0.18 or less, more preferably 0.16 or less, and still more preferably 0.14 or less.
Pn = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10-Nb / 2 + 5B (1)
However, the element symbol in Formula (1) means content (mass%) of each element.
（２１）残部：Ｆｅおよび不純物
本発明に係る鋼矢板は、上記の化学組成を有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
(21) Remaining part: Fe and impurities The steel sheet pile according to the present invention has the above-described chemical composition, and the remaining part is made of Fe and impurities. An impurity means the component mixed by raw materials and other factors, such as an ore and a scrap, when manufacturing steel materials industrially.
２．介在物
ＨＡＺ組織微細化に寄与する介在物を説明する。
2. Inclusions Inclusions that contribute to the refinement of the HAZ structure will be described.
（１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。
(1) Area ratio of MnS in cross section of composite inclusion: 10% or more and less than 90% In the present invention, the composite inclusion appearing on an arbitrary cut surface is analyzed, and the area of MnS in the cross sectional area of the composite inclusion is analyzed. By measuring the rate, the amount of MnS in the composite inclusion is defined.
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難になる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難になる。 When the area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion is less than 10%, the amount of MnS in the composite inclusion is small and a sufficient Mn-deficient layer cannot be formed. As a result, formation of intragranular ferrite becomes difficult. On the other hand, when the proportion of MnS in the cross section of the composite inclusion is 90% or more, the composite inclusion is mainly MnS, and the proportion of the Ti-based oxide decreases. As a result, the Mn absorptivity decreases and a sufficient Mn-deficient layer cannot be formed, making it difficult to generate intragranular ferrite.
（２）複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難になる。
(2) Ratio of MnS at interface of composite inclusion: 10% or more Since MnS needs to absorb Mn from the periphery of the composite inclusion, it needs to be present at the interface of the composite inclusion. If the ratio of MnS at the interface of the composite inclusion is less than 10%, Mn cannot be sufficiently absorbed from the periphery of the composite inclusion, so that a Mn-deficient layer cannot be formed. As a result, formation of intragranular ferrite becomes difficult.
（３）複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満であると、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難になる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
(3) Particle size of composite inclusion: 0.5 to 5.0 μm
If the particle size of the composite inclusion is less than 0.5 μm, the amount of Mn that can be absorbed from the periphery of the composite inclusion is small, and as a result, it becomes difficult to form a Mn-deficient layer necessary for the formation of intragranular ferrite. On the other hand, when the particle size of the composite inclusion is larger than 5.0 μm, the composite inclusion becomes a starting point of destruction.
（４）複合介在物の個数密度：１０〜１００個／ｍｍ２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となり易い。そのため、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
(4) Number density of composite inclusions: 10 to 100 / mm 2
In order to generate stable intragranular ferrite, at least one of each composite inclusion needs to be included in the prior austenite. Therefore, the number density of the composite inclusions is set to 10 pieces / mm 2 or more. On the other hand, when the composite inclusion is excessively large, it tends to be a starting point of destruction. Therefore, the number density of composite inclusions is set to 100 pieces / mm 2 or less.
３．製造条件
（１）スラブの鋳造
上記化学組成を有するスラブを製造する。スラブの製造では鋼中介在物の制御のため、ＲＨ真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内へ吹き込み、溶鋼の表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御する。
3. Manufacturing conditions (1) Casting of slab A slab having the above chemical composition is manufactured. In the manufacture of slabs, in order to control the inclusions in the steel, before the RH vacuum degassing treatment, Ar gas is blown into the molten steel from above, and the slag on the surface of the molten steel reacts with the molten steel, so that the total Fe content in the slag And the oxygen potential Oxp in the molten steel is controlled in the range of 10 to 30 ppm.
ここで、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５〜１５（ｍｉｎ）の間で調節することが例示される。その後、ＲＨ真空脱ガス処理にて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造によりスラブを鋳造する。 Here, adjusting the flow rate of Ar gas to 100 to 200 L / min and adjusting the blowing time to 5 to 15 (min) is exemplified. Thereafter, each element is added by RH vacuum degassing to adjust the components, and a slab is cast by continuous casting.
続いてそのスラブを用いて、加熱、熱間圧延を行うことにより、本発明に係る鋼矢板を製造する。各工程の好ましい条件を以下に示す。 Subsequently, the steel sheet pile according to the present invention is manufactured by performing heating and hot rolling using the slab. Preferred conditions for each step are shown below.
（２）加熱
圧延前の加熱温度は、鋼材の熱間圧延を容易に行うため、１０００℃以上とすることが好ましい。この温度で熱間圧延前の加熱を行えば、炭窒化物の固溶が促進するなどの効果を得られ、鋼矢板の強度および靱性が向上する。加熱温度は、１２００℃以上とすることがより好ましい。ただし、加熱温度が高過ぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化して靱性が劣化することがあるため、加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。
(2) Heating The heating temperature before rolling is preferably 1000 ° C. or higher in order to easily perform hot rolling of the steel material. If heating before hot rolling is performed at this temperature, effects such as promotion of solid solution of carbonitride can be obtained, and the strength and toughness of the steel sheet pile can be improved. The heating temperature is more preferably 1200 ° C. or higher. However, if the heating temperature is too high, the austenite crystal grains may become coarse and the toughness may deteriorate, so the heating temperature is preferably 1350 ° C. or lower.
（３）熱間圧延
熱間圧延は、９００℃以下の温度域における合計圧下率が１０％以下となる条件で行うことが好ましい。これにより、圧延荷重を小さくすることができ、良好な形状を確保することが容易になる。９００℃以下の温度域における合計圧下率は５％以下とするのがより好ましい。ここで、「９００℃以下の温度域における合計圧下率」とは、｛（９００℃に達した時点の厚さ）−（圧延仕上厚さ）｝／（９００℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。
(3) Hot rolling It is preferable to perform hot rolling on the conditions that the total rolling reduction in the temperature range below 900 degreeC will be 10% or less. Thereby, a rolling load can be made small and it becomes easy to ensure a favorable shape. The total rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or less is more preferably 5% or less. Here, “the total rolling reduction in a temperature range of 900 ° C. or less” is {(thickness when reaching 900 ° C.) − (Rolling thickness)} / (thickness when reaching 900 ° C.) X100 (%) is meant.
さらに、圧延仕上温度は、７００℃以上とすることが好ましい。これにより、良好な形状がより確実に得られる。好ましい下限は７５０℃であり、より好ましい下限は８００℃である。 Furthermore, the rolling finishing temperature is preferably 700 ° C. or higher. Thereby, a good shape can be obtained more reliably. A preferred lower limit is 750 ° C., and a more preferred lower limit is 800 ° C.
上記各温度は、被圧延材の代表位置（例えば中央部）における表面温度を意味する。 Each said temperature means the surface temperature in the representative position (for example, center part) of a to-be-rolled material.
圧延中、圧延後の加速冷却を適用することにより、強度および靱性を改善できる場合があるが、変形が懸念されるため加速冷却は特に必要とされない。ただし、本発明の実施において、圧延中の圧延設備の冷却水が鋼材にかかる場合もある。また、圧延後は放冷することが好ましいが、本発明の実施において、冷却床においてスプレー水が鋼材にかかる場合もある。しかし、これらの水による冷却による鋼矢板の特性への影響は殆どない。 During rolling, by applying accelerated cooling after rolling, the strength and toughness may be improved, but there is a concern about deformation, so accelerated cooling is not particularly required. However, in implementation of this invention, the cooling water of the rolling equipment in rolling may be applied to steel materials. Moreover, although it is preferable to cool after rolling, in the implementation of the present invention, spray water may be applied to the steel material in the cooling bed. However, there is almost no influence on the properties of the steel sheet pile by cooling with water.
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。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を有する１４０ｍｍ厚のスラブを連続鋳造法にて作製した。ここで、一部の比較例を除き、ＲＨ真空脱ガス処理前のＡｒガスの吹き込みの際には、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御し、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５〜１５（ｍｉｎ）の間で調節した。また、板厚中心位置の介在物制御の観点より、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌、凝固時の圧下を行った。 A 140 mm thick slab having the chemical composition shown in Table 1 (the balance being Fe and impurities) was produced by a continuous casting method. Here, except for some comparative examples, when Ar gas was blown before RH vacuum degassing treatment, the oxygen potential Oxp in the molten steel was controlled in the range of 10 to 30 ppm, and the flow rate of Ar gas was set to 100 to 200 L / min, blowing time was adjusted between 5-15 (min). Also, from the viewpoint of inclusion control at the center of the plate thickness, in the continuous casting process, the temperature of the molten steel should not be excessively increased, and the difference should be within 50 ° C with respect to the solidification temperature determined from the molten steel composition. Further, electromagnetic stirring immediately before solidification and reduction during solidification were performed.
続いて、表１に示す化学組成を有する厚さ１４０ｍｍのスラブを１２５０℃に加熱し、加熱後にその温度で１時間保持し、熱間圧延して、鋼板を作製した。熱間圧延において、圧延仕上温度を表２に示す。また、仕上板厚は２８ｍｍとし、圧延後は放冷した。この製造方法は実際の鋼矢板の製造を模擬したものである。 Subsequently, a 140 mm thick slab having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1250 ° C., held at that temperature for 1 hour after heating, and hot-rolled to produce a steel plate. Table 2 shows the rolling finishing temperature in the hot rolling. The finished plate thickness was 28 mm, and the plate was allowed to cool after rolling. This production method simulates the production of an actual steel sheet pile.
得られた各鋼板について、引張試験、シャルピー衝撃試験およびＣＴＯＤ試験を行った。また、合わせて組織観察および介在物観察も行った。それぞれの試験は、下記の通りに行った。組織観察および介在物観察の結果を表２に示し、各試験結果を表３に示す。 About each obtained steel plate, the tension test, the Charpy impact test, and the CTOD test were done. In addition, the structure observation and the inclusion observation were also performed. Each test was performed as follows. The results of tissue observation and inclusion observation are shown in Table 2, and each test result is shown in Table 3.
＜引張試験＞
板厚中央部から、試験片の軸が圧延方向に対して平行になるように採取した丸棒引張試験片（平行部の直径：８．５ｍｍ、標点距離：４２．５ｍｍ）を用いて、室温で引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ、０．２％耐力とした）、引張強度（ＴＳ）を求めた。ＹＳは４３０ＭＰａ以上であることを合格とし、ＴＳは５１０〜７５０ＭＰａであることを合格とした。
<Tensile test>
Using a round bar tensile test specimen (diameter of parallel part: 8.5 mm, gauge distance: 42.5 mm) collected so that the axis of the specimen is parallel to the rolling direction from the center of the plate thickness, A tensile test was performed at room temperature to determine yield strength (YS, 0.2% proof stress) and tensile strength (TS). YS was determined to be 430 MPa or more, and TS was determined to be 510 to 750 MPa.
＜シャルピー衝撃試験＞
板厚中央部から、試験片の長辺が圧延方向に対して平行になるように採取したＶノッチ試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２−２００５）を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、ｖＥ０（０℃での吸収エネルギー、試験片３本の平均値）を求めた。ｖＥ０は１００Ｊ以上であることを合格とした。
<Charpy impact test>
A Charpy impact test was performed using a V-notch test piece (JIS Z 2242-2005) taken from the center of the plate thickness so that the long side of the test piece was parallel to the rolling direction, and vE0 (at 0 ° C). Absorption energy, average value of three test pieces). It was determined that vE0 was 100 J or more.
＜ＣＴＯＤ試験＞
母材のＣＴＯＤ試験は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、全厚の３点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から採取し、−４０℃で実施した。
<CTOD test>
The CTOD test of the base material was carried out at −40 ° C. in accordance with BS7448 standard, and a three-point bending test piece having a full thickness was taken from a direction perpendicular to the rolling direction.
溶接継手部のＣＴＯＤ試験では、まず、ＢＳ７４４８規格に準拠し、Ｋ開先加工した鋼板突き合わせ部に１０．０ｋＪ／cmのFCAW溶接(Flux Cored Arc Welding)を実施して継手を作製した。このようにして得られた継手について、ＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチがＶ型開先のストレート部側の溶接線となるように加工を行って得た試験片に、−４０℃でＣＴＯＤ試験を実施した。 In the CTOD test of the welded joint, first, in accordance with the BS7448 standard, 10.0 kJ / cm FCAW welding (Flux Cored Arc Welding) was performed on the K-grooved steel plate butted portion to produce a joint. The joint obtained in this way was subjected to a CTOD test at -40 ° C on the test piece obtained by processing so that the fatigue notch of the CTOD test piece became a weld line on the straight part side of the V-shaped groove. did.
また、大入熱溶接に対する対応性を確認するために、同じ鋼について、２０°Ｖ開先加工した後に、突き合わせ、入熱量３５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接(ＥＧＷ)により溶接継手を作製した。このとき作製した溶接継手については、ＡＳＴＭ Ｅ１２９０に準じたＣＴＯＤ試験を実施した。ＣＴＯＤ試験片は疲労ノッチが溶接線となるよう加工し、試験温度−１０℃で限界ＣＴＯＤ値を測定した。 Further, in order to confirm the compatibility with large heat input welding, the same steel was subjected to 20 ° V groove processing, and then butt-joined, and a welded joint was produced by electrogas arc welding (EGW) with a heat input of 350 kJ / cm. A CTOD test according to ASTM E1290 was performed on the welded joint produced at this time. The CTOD specimen was processed so that the fatigue notch became a weld line, and the critical CTOD value was measured at a test temperature of −10 ° C.
＜組織観察＞
ミクロ組織観察は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食して試料を作製し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向中央部を倍率５００倍で５視野観察した。得られた組織については、画像処理により組織を解析した。
<Tissue observation>
In the microstructure observation, the surface including the rolling direction and the plate thickness direction was mirror-polished, and a sample was prepared by corroding with nital, and the central portion in the plate thickness direction was observed with five fields of view at 500 times magnification using an optical microscope. The obtained tissue was analyzed by image processing.
＜介在物観察＞
複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率およびＭｎＳ割合の算出は、供試材の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物分析用の試験片を用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。
<Inclusion observation>
For the calculation of the MnS area ratio and the MnS ratio in the cross section of the composite inclusion, a test specimen for analyzing the composite inclusion collected from a 1/4 t part of the thickness of the test material was used. The composite inclusions were measured using an electron probe microanalyzer (EPMA) from the mapping image obtained by plane analysis of the composite inclusions, and the MnS area ratio and the MnS ratio at the interface of the composite inclusions were measured. The area ratio of MnS and the ratio of MnS at the interface of the composite inclusions were determined by analyzing 20 samples for each test material and calculating the average value.
さらに、複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。 Further, the number density of the composite inclusions is determined from the composite inclusion shape measurement data obtained from the automatic inclusion analyzer combined with SEM-EDX, and the composite inclusions having a particle size in the range of 0.5 to 5.0 μm. The number density was calculated by calculating the number of.
表１〜３における試験Ｎｏ．１〜３５は、本発明の規定を満足する本発明例であり、試験Ｎｏ．ｘ１〜ｘ１３は、本発明の規定を満足しない比較例である。 Test Nos. 1 to 3 in Tables 1-3. 1 to 35 are examples of the present invention that satisfy the provisions of the present invention. x1 to x13 are comparative examples that do not satisfy the provisions of the present invention.
表３に示すように、本発明例である試験Ｎｏ．１〜３５は、いずれも、ＹＳが４３０Ｎ／ｍｍ２以上、ｖＥ０が１００Ｊ以上であり、ＣＴＯＤ試験の結果も母材、小入熱継手で０．５以上、大入熱継手で０．１５以上の限界ＣＴＯＤ値が得られた。このため、試験Ｎｏ．１〜３５の鋼材からなる鋼矢板は、ＹＳが４３０Ｎ／ｍｍ２以上であるので、タイロッド式鋼矢壁に好適に用いることができる。 As shown in Table 3, test No. which is an example of the present invention. 1 to 35, YS is 430 N / mm 2 or more, vE0 is 100 J or more, and the result of CTOD test is also 0.5 or more for the base material and the small heat input joint, and 0.15 or more for the large heat input joint. The critical CTOD value was obtained. For this reason, test no. Since the steel sheet pile made of 1 to 35 steel materials has YS of 430 N / mm 2 or more, it can be suitably used for a tie rod type steel sheet pile.
これに対し、本発明で規定する化学組成を満たさない試験Ｎｏ．ｘ１〜ｘ８（試験Ｎｏ．ｘ１：Ｃ含有量が上限超えのためＰｎ値外れ、試験Ｎｏ．ｘ２：Ｓｉ含有量が上限超え、試験Ｎｏ．ｘ３：Ｍｎ含有量が上限超え、試験Ｎｏ．ｘ４：Ｓ含有量が上限超え、試験Ｎｏ．ｘ５：Ｔｉ含有量が上限超えのためＴｉ系介在物の個数密度過剰、試験Ｎｏ．ｘ６：Ａｌ含有量が上限超えのためにＴｉ系介在物が成形せず、試験Ｎｏ．ｘ７は、Ｎ含有量が上限超えのためＴｉＮが形成、試験Ｎｏ．ｘ８：Ｏ含有量が上限超えでＴｉ系介在物過剰）は、溶接継手の限界ＣＴＯＤ値が小さく、タイロッド式鋼矢壁に用いることができない。 In contrast, Test No. which does not satisfy the chemical composition defined in the present invention. x1 to x8 (Test No. x1: Pn value deviates because C content exceeds upper limit, Test No. x2: Si content exceeds upper limit, Test No. x3: Mn content exceeds upper limit, Test No. x4: S content exceeds upper limit, test No. x5: Ti content exceeds upper limit, number density of Ti inclusions is excessive, test No. x6: Ti content increases because Al content exceeds upper limit In Test No. x7, TiN is formed because the N content exceeds the upper limit, and Test No. x8: Ti content is excessive due to the O content exceeding the upper limit). Cannot be used for type steel arrowheads.
また、本発明で規定する介在物の要件を満たさない試験Ｎｏ．ｘ９〜ｘ１３（試験Ｎｏ．ｘ９：Ｔｉ含有量が低いためにＴｉ系介在物の個数密度が過少、試験Ｎｏ．ｘ１０：Ｍｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｏ含有量が高いため介在物の個数密度が過大、試験Ｎｏ．ｘ１１：Ｍｎ，Ｓ含有量が低くＴｉ，Ｏ含有量が高いためにＭｎＳの面積率が過少、試験Ｎｏ．ｘ１２：Ｍｎ，Ｓ含有量が高く、Ｔｉ，Ｏの含有量が低いためＭｎＳの面積率が過大、試験Ｎｏ．ｘ１３：Ｍｎ，Ｓ含有量が低く、Ｔｉ，Ｏ含有量が高いためＭｎＳ周長が過少）は、溶接継手の限界ＣＴＯＤ値が小さく、タイロッド式鋼矢壁に用いることができない。 In addition, the test No. that does not satisfy the requirements for inclusions defined in the present invention. x9 to x13 (Test No. x9: Ti content is low because Ti content is low, Test No. x10: Inclusion number density is excessive because Mn, S, Ti, O content is high) , Test No. x11: Mn, S content is low and Ti, O content is high, so MnS area ratio is too low, Test No. x12: Mn, S content is high, Ti, O content is low Therefore, the area ratio of MnS is excessive, Test No. x13: Mn, S content is low, and Ti, O content is high, so MnS circumference is too small). Cannot be used for walls.
本発明に係る鋼矢板は、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有するので、自立式またはタイロッド式の工法に用いる鋼矢板として好適である。本発明に係る鋼矢板は、特にタイロッド式矢板壁に用いる鋼矢板として好適である。本発明に係る鋼矢板は溶接性にも優れているため、溶接作業も容易に実施することができる。 Since the steel sheet pile according to the present invention has a yield strength of 430 N / mm 2 or more and good toughness, it is suitable as a steel sheet pile used for a self-supporting type or a tie rod type construction method. The steel sheet pile according to the present invention is particularly suitable as a steel sheet pile used for a tie rod type sheet pile wall. Since the steel sheet pile according to the present invention is excellent in weldability, welding work can be easily performed.
Claims (5)
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．０５％超０．２０％以下、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ：０．０００５〜０．００９０％、
Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％およびＢ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種以上を含有し、
Ｃａ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｓｎ：０〜０．５０％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２であるとともに、
降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上である、鋼矢板。 Chemical composition is mass%,
C: 0.01-0.20%
Si: 0.01-0.60%,
Mn: 0.8 to 2.5%
P: 0.020% or less,
S: 0.001 to 0.010%,
Nb: more than 0.05% and 0.20% or less,
Al: 0.003% or less,
Ti: 0.005 to 0.03%,
N: 0.0005 to 0.0090%,
O: 0.0005 to 0.0050% is contained,
Cu: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-3.0%, Cr: 0.01-1.0%, Mo: 0.01-1.0%, V: 0.001- 0.30% and B: containing one or more of 0.0001 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.01%,
REM: 0 to 0.02%,
Mg: 0 to 0.01%,
Sn: 0 to 0.50%
The balance is Fe and impurities,
The steel contains a composite inclusion in which MnS is present around the Ti oxide,
The area ratio of MnS in the cross section of the composite inclusion is 10% or more and less than 90%,
The ratio of the MnS at the interface of the composite inclusion is 10% or more,
The number density of the composite inclusions having a particle size of 0.5 to 5.0 μm is 10 to 100 pieces / mm 2 ,
A steel sheet pile having a yield strength of 430 N / mm 2 or more.
Pn=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10-Nb/2+5B・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。 The steel sheet pile of Claim 1 whose value of Pn calculated | required from the following (1) formula is 0.22 or less.
Pn = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10-Nb / 2 + 5B (1)
However, the element symbol in Formula (1) means content (mass%) of each element.
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