JP6610520B2 - 鋼矢板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、土木や建築分野において土止めや止水などに適用されるハット形、Ｕ形、直線形などの鋼矢板、特に、降伏強度（以下、ＹＰとも示す）が４４０ＭＰａ以上かつ０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、高強度かつ高靭性の鋼矢板およびその製造方法に関する。
鋼矢板は、河川や港湾の護岸用途や軟弱地盤の土止用途に用いる場合、高い応力を受ける可能性がある。このような用途には、高強度の鋼矢板が必要とされる場合がある。ＪＩＳ規格（ＳＹＷ規格）では、鋼矢板の強度はＹＰ２９５、ＹＰ３９０、そしてさらに高強度のＹＰ４３０規格がある。一般的には、ＹＰが２９５ないし３９０ＭＰａの鋼が広く適用されているが、上述した特殊事情の用途の場合には、さらに高強度のＹＰ４３０ＭＰａが適用されている。高強度のＹＰ４３０ＭＰａの厚鋼板の製造法として、加工熱処理（Ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｒｏｌｌｉｎｇ：ＴＭＣＰ）が広く適用されているが、複雑な形状を持つ鋼矢板の製造に対しては、このＴＭＣＰの適用には制約がある。
こうした中、高強度鋼矢板の研究開発がいくつか行われている。
例えば、特許文献１には、鋼の成分組成とミクロ組織とを規定したＹＰ４６０ＭＰａ以上の高強度鋼矢板が提案されている。この特許文献１では、炭素含有量を０．０１〜０．０４質量％と比較的低くし、Ｎｂを添加した成分組成とすることで、パーライト量を１０％以下、残部フェライト（ベイナイトなどを含む）の鋼組織とする提案がなされている。また、特許文献２には、Ｃ：０．００５〜０．０３０質量％の極低炭素鋼にＮｂやＢを添加した、水中溶接性に優れた鋼矢板の製造方法が提案されている。さらに、特許文献３では、Ｃ：０．０３〜０．１９質量％の低炭素鋼にＮｂを０．０５１〜０．１０質量％添加することを骨子とする、ＹＰ４３０ＭＰａ以上の鋼矢板を提案している。この他、特許文献４や特許文献５には、成分組成を規定した鋼矢板が提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼の成分組成とミクロ組織とを規定したＹＰ４６０ＭＰａ以上の高強度鋼矢板が提案されている。この特許文献１では、炭素含有量を０．０１〜０．０４質量％と比較的低くし、Ｎｂを添加した成分組成とすることで、パーライト量を１０％以下、残部フェライト（ベイナイトなどを含む）の鋼組織とする提案がなされている。また、特許文献２には、Ｃ：０．００５〜０．０３０質量％の極低炭素鋼にＮｂやＢを添加した、水中溶接性に優れた鋼矢板の製造方法が提案されている。さらに、特許文献３では、Ｃ：０．０３〜０．１９質量％の低炭素鋼にＮｂを０．０５１〜０．１０質量％添加することを骨子とする、ＹＰ４３０ＭＰａ以上の鋼矢板を提案している。この他、特許文献４や特許文献５には、成分組成を規定した鋼矢板が提案されている。
上述の特許文献１に記載の鋼矢板は、炭素含有量を０．０１〜０．０４質量％と比較的低くした成分組成であるため、鋼の溶製時における脱炭工程が長くなり、精錬過程での生産性が低いという問題がある。さらに、特許文献１で提案された鋼矢板は、圧延条件を厳密に管理しないと組織単位が粗くなるため、高強度とする場合に靭性が低下することが課題である。
特許文献２の提案についても、極低炭素の成分組成を採用しているため、脱炭工程が長くなり、精錬過程での生産性が低くなることが問題である。また、特許文献３で提案された鋼矢板は、鋼組成が多量のＮｂが添加されたものであるため、熱間圧延により鋼矢板の形状へと成形する際に圧延荷重が高くなりすぎ、ロールの割損リスクが高く、十分な低温圧延を施すことが困難になり、結果として靭性も安定しないという課題がある。特許文献４および特許文献５に記載の技術については、ＹＰ４４０ＭＰａ以上の高強度規格に対して安定的に強度を得るには不十分であるという課題がある。
本発明は、上記した課題を解決するものであり、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度かつ高靭性の鋼矢板を、高い生産性を確保しつつ安定して提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するために鋭意研究を行い開発されたものであり、そ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、
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
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、
ウェブにおけるミクロ組織がポリゴナルフェライト主体組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ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３％以下である鋼矢板。
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、
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
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、
ウェブにおけるミクロ組織がポリゴナルフェライト主体組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ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３％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種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の鋼矢板。
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種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の鋼矢板。
３．前記ミクロ組織は、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれら混合析出物を合計で５００個／μｍ２以上有する前記１または２に記載の鋼矢板。
４．質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５５％、
Ｍｎ：１．００〜１．６５％、
sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
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素材を、１２００℃〜１３５０℃に加熱し、少なくともウェブ相当部分の１０００℃以下での圧下率が２０〜６０％かつ中間圧延終了温度が８００〜９５０℃である熱間圧延を施し、その後、爪曲げ成形圧延を行う、ウェブのミクロ組織がポリゴナルフェライト主体組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ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３％以下である鋼矢板の製造方法。
Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５５％、
Ｍｎ：１．００〜１．６５％、
sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
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素材を、１２００℃〜１３５０℃に加熱し、少なくともウェブ相当部分の１０００℃以下での圧下率が２０〜６０％かつ中間圧延終了温度が８００〜９５０℃である熱間圧延を施し、その後、爪曲げ成形圧延を行う、ウェブのミクロ組織がポリゴナルフェライト主体組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ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３％以下である鋼矢板の製造方法。
５．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４に記載の鋼矢板の製造方法。
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４に記載の鋼矢板の製造方法。
本発明によれば、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度かつ高靭性の鋼矢板を、高い生産性を確保しつつ安定して提供でき、産業上極めて有用である。
先ず、本発明の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。
[成分組成]
[成分組成]
Ｃ：０．０５〜０．１８％
Ｃは、鋼矢板の強度を安定して確保するために必要な元素であり、０．０５％以上含有されている必要がある。特に、後述するように、ＮｂやＶを添加し析出強化による高強度化を図る場合には、溶接時に溶接熱影響部に粒界破壊が生じる虞れがあり、これを防止する観点からもＣは０．０５％以上で含有させる必要がある。一方、Ｃが０．１８％を超えて含有されると、溶接性が阻害されるばかりでなく、ミクロ組織に、島状マルテンサイト（以下、ＭＡとも云う）を含むベイナイトからなる第二相が生成するため、ＭＡ量の増加により靭性が低下する。また、溶接部についても同様の問題が生じる。したがって、Ｃ含有量の上限は０．１８％とした。好ましくは、０．０７〜０．１６％である。
ここで、島状マルテンサイト（ＭＡ：Martensite−Austenite Constituent）とは、炭素が濃縮したマルテンサイトと残留オーステナイトとからなる混合組織であり、靭性に対して極めて有害な組織である。
Ｃは、鋼矢板の強度を安定して確保するために必要な元素であり、０．０５％以上含有されている必要がある。特に、後述するように、ＮｂやＶを添加し析出強化による高強度化を図る場合には、溶接時に溶接熱影響部に粒界破壊が生じる虞れがあり、これを防止する観点からもＣは０．０５％以上で含有させる必要がある。一方、Ｃが０．１８％を超えて含有されると、溶接性が阻害されるばかりでなく、ミクロ組織に、島状マルテンサイト（以下、ＭＡとも云う）を含むベイナイトからなる第二相が生成するため、ＭＡ量の増加により靭性が低下する。また、溶接部についても同様の問題が生じる。したがって、Ｃ含有量の上限は０．１８％とした。好ましくは、０．０７〜０．１６％である。
ここで、島状マルテンサイト（ＭＡ：Martensite−Austenite Constituent）とは、炭素が濃縮したマルテンサイトと残留オーステナイトとからなる混合組織であり、靭性に対して極めて有害な組織である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５５％
Ｓｉは、固溶強化によって鋼を強化する上で有効な元素であるが、その効果を得るためには０．０５％以上で含有されている必要がある。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、第二相がベイナイト化し易く、ＭＡの生成が促進されて靭性を低下する。よって、Ｓｉ含有量の上限は０．５５％とした。好ましくは、０．１０〜０．５０％である。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼を強化する上で有効な元素であるが、その効果を得るためには０．０５％以上で含有されている必要がある。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、第二相がベイナイト化し易く、ＭＡの生成が促進されて靭性を低下する。よって、Ｓｉ含有量の上限は０．５５％とした。好ましくは、０．１０〜０．５０％である。
Ｍｎ：１．００〜１．６５％
Ｍｎは、鋼矢板の降伏強度ＹＰを４４０ＭＰａ以上とするために、少なくとも１．００％で含有される必要がある。一方、１．６５％を超えて含有されると、溶接性が損なわれ、また、ミクロ組織がベイナイト主体となってＭＡも増加し、靭性を低下させる。さらに、Ｍｎが１．６５％を超えると溶接性も低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は、１．６５％とした。好ましくは、１．１０〜１．６０％である。
Ｍｎは、鋼矢板の降伏強度ＹＰを４４０ＭＰａ以上とするために、少なくとも１．００％で含有される必要がある。一方、１．６５％を超えて含有されると、溶接性が損なわれ、また、ミクロ組織がベイナイト主体となってＭＡも増加し、靭性を低下させる。さらに、Ｍｎが１．６５％を超えると溶接性も低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限は、１．６５％とした。好ましくは、１．１０〜１．６０％である。
ｓol．Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは脱酸材として鋼に添加される。脱酸材としての効果は、sol．Ａｌとして０．０８０％を超えると飽和することから、sol．Ａｌの上限を０．０８０％とした。下限については特に特定しないが、脱酸効果を十分に得るためには０．００３％以上とすることが望ましい。好適な上限は０．０６０％である。
Ａｌは脱酸材として鋼に添加される。脱酸材としての効果は、sol．Ａｌとして０．０８０％を超えると飽和することから、sol．Ａｌの上限を０．０８０％とした。下限については特に特定しないが、脱酸効果を十分に得るためには０．００３％以上とすることが望ましい。好適な上限は０．０６０％である。
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％
Ｎｂは、オーステナイトの再結晶温度域を高温化させ、比較的高温の圧延で制御圧延効果を発現し、ミクロ組織の微細化に有効である。さらに、Ｎｂは、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）としてフェライト中に析出し、析出強化にも寄与する。この効果を所期する場合には、Ｎｂは０．０３０％以上含有されている必要がある。一方、０．０６０％を超えて含有されると、熱間変形抵抗が過度に上昇し、圧延時に圧延荷重が高くなり、圧延ロールの割損リスクが高まるため、Ｎｂ含有量の上限は０．０６０％とした。Ｎｂと後述するＶとを併用することで、圧延荷重の過度な上昇を抑制させつつ鋼の高強度化を図ることが、本発明における重要な特徴の一つである。なお、圧延荷重の上昇を抑制するためには、Ｎｂの上限は０．０５５％とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３０〜０．０５０％である。
Ｎｂは、オーステナイトの再結晶温度域を高温化させ、比較的高温の圧延で制御圧延効果を発現し、ミクロ組織の微細化に有効である。さらに、Ｎｂは、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）としてフェライト中に析出し、析出強化にも寄与する。この効果を所期する場合には、Ｎｂは０．０３０％以上含有されている必要がある。一方、０．０６０％を超えて含有されると、熱間変形抵抗が過度に上昇し、圧延時に圧延荷重が高くなり、圧延ロールの割損リスクが高まるため、Ｎｂ含有量の上限は０．０６０％とした。Ｎｂと後述するＶとを併用することで、圧延荷重の過度な上昇を抑制させつつ鋼の高強度化を図ることが、本発明における重要な特徴の一つである。なお、圧延荷重の上昇を抑制するためには、Ｎｂの上限は０．０５５％とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３０〜０．０５０％である。
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％
Ｖは、Ｎｂと同様に、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の形成による鋼の強度上昇に有効である。一方、Ｖ含有量の上昇による熱間での変形抵抗の上昇はさほど大きくない。この熱間変形抵抗の上昇を抑制しつつ鋼の強度を上昇させるという効果を十分発揮させるためには、Ｖを０．０３０％以上で含有させる必要がある。一方、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると、連続鋳造時の表面割れを助長することから、Ｖ含有量の上限は０．０８０％とした。好ましくは、０．０３５〜０．０７８％である。
Ｖは、Ｎｂと同様に、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の形成による鋼の強度上昇に有効である。一方、Ｖ含有量の上昇による熱間での変形抵抗の上昇はさほど大きくない。この熱間変形抵抗の上昇を抑制しつつ鋼の強度を上昇させるという効果を十分発揮させるためには、Ｖを０．０３０％以上で含有させる必要がある。一方、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると、連続鋳造時の表面割れを助長することから、Ｖ含有量の上限は０．０８０％とした。好ましくは、０．０３５〜０．０７８％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮを形成する元素であり、素材を再加熱した場合にオーステナイト粒を細粒化させる効果がある、靱性向上に有効な元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上である必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、余剰なＴｉがＴｉＣを形成して脆化が顕著となる。そのため、Ｔｉ含有量の上限は０．０２５％とした。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２０％である。より好ましくは、０．００６〜０．０１８％である。
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮを形成する元素であり、素材を再加熱した場合にオーステナイト粒を細粒化させる効果がある、靱性向上に有効な元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上である必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、余剰なＴｉがＴｉＣを形成して脆化が顕著となる。そのため、Ｔｉ含有量の上限は０．０２５％とした。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２０％である。より好ましくは、０．００６〜０．０１８％である。
以上が本発明の基本成分組成であるが、必要に応じて以下の元素の１種または２種以上を含有していてもよい。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、鋼中に固溶し、鋼の強度を向上させる作用を有するとともに、耐食性をも向上させる効果がある。このような効果を得るには、Ｃｕが０．０１％以上含有されていることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、素材は鋼矢板の表面品質を低下させるので、Ｃｕ含有量の上限は０．５０％とした。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、鋼中に固溶し、鋼の強度を向上させる作用を有するとともに、耐食性をも向上させる効果がある。このような効果を得るには、Ｃｕが０．０１％以上含有されていることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、素材は鋼矢板の表面品質を低下させるので、Ｃｕ含有量の上限は０．５０％とした。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼中に固溶し、鋼の強度や靭性を向上させるのに有効な元素であり、さらに、耐食性を向上させる上でも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｎｉが０．０１％以上含有されていることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕによる表面品質の劣化を抑制する観点からＣｕ含有量の半分以上のＮｉが含有されていることが好ましい。一方、Ｎｉは非常に高価な元素であり、コスト上昇を抑制する観点から上限は０．５０％とした。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に鋼中に固溶し、鋼の強度や靭性を向上させるのに有効な元素であり、さらに、耐食性を向上させる上でも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｎｉが０．０１％以上含有されていることが好ましい。また、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｕによる表面品質の劣化を抑制する観点からＣｕ含有量の半分以上のＮｉが含有されていることが好ましい。一方、Ｎｉは非常に高価な元素であり、コスト上昇を抑制する観点から上限は０．５０％とした。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒも鋼中でマトリクス中に固溶し、鋼の強度を高めるとともに、耐食性を向上する上でも有効な元素である。これらの効果を期待して含有させる場合には、０．０１％以上のＣｒを含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると溶接性を損なうことから、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％とした。
Ｃｒも鋼中でマトリクス中に固溶し、鋼の強度を高めるとともに、耐食性を向上する上でも有効な元素である。これらの効果を期待して含有させる場合には、０．０１％以上のＣｒを含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると溶接性を損なうことから、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％とした。
Ｍｏ：０．３０％以下
Ｍｏは、鋼の常温強度や高温強度を向上させる元素であり、これらの効果を期待する場合には、０．０１％以上のＭｏを含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下するので、Ｍｏ含有量の上限は０．３０％とした。
Ｍｏは、鋼の常温強度や高温強度を向上させる元素であり、これらの効果を期待する場合には、０．０１％以上のＭｏを含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えると、溶接性が低下するので、Ｍｏ含有量の上限は０．３０％とした。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、ＳやＯと結合して球状のＣａ（Ｏ，Ｓ）を形成し、これにより鋼中のＭｎＳを減少させて鋼の靭性や延性を向上させる上で有効である。この効果を期待する場合には、Ｃａは０．０００５％以上含有されていることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、逆に鋼の清浄度を低下させるので、Ｃａ含有量の上限は０．００５０％とした。
Ｃａは、ＳやＯと結合して球状のＣａ（Ｏ，Ｓ）を形成し、これにより鋼中のＭｎＳを減少させて鋼の靭性や延性を向上させる上で有効である。この効果を期待する場合には、Ｃａは０．０００５％以上含有されていることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、逆に鋼の清浄度を低下させるので、Ｃａ含有量の上限は０．００５０％とした。
ＲＥＭ：０．００５％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳの形態を制御する機能を有し、靭性や延性の向上に有効に作用する。また、溶接部の組織の微細化にも寄与する。こうした効果を期待する場合には、ＲＥＭは０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えると、逆に鋼の清浄度を低下させるので、ＲＥＭ含有量の上限は０．００５％とした。
ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎＳの形態を制御する機能を有し、靭性や延性の向上に有効に作用する。また、溶接部の組織の微細化にも寄与する。こうした効果を期待する場合には、ＲＥＭは０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えると、逆に鋼の清浄度を低下させるので、ＲＥＭ含有量の上限は０．００５％とした。
本発明の鋼矢板の成分組成において、以上説明した元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物のうちのＰ、Ｓ、Ｂについては、以下に示すとおりそれぞれの含有量の上限を規定する。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不可避的不純物として鋼中に存在するが、Ｐ含有量が多いと鋼の脆化を助長するので、その含有量は極力少ないことが望ましい。しかしながら、Ｐ含有量を低下させるためには精錬など鋼製造過程における上工程のプロセスが複雑化したり、長時間処理が必要となったりするため、必要以上のＰ含有量の低減は生産性の低下を招く。したがって、Ｐ含有量は、Ｐによる脆化が顕著にならない０．０２５％を上限とした。Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、製鋼プロセスの複雑化を回避する観点から、０．００５％を下限とすることが望ましい。
Ｐは、不可避的不純物として鋼中に存在するが、Ｐ含有量が多いと鋼の脆化を助長するので、その含有量は極力少ないことが望ましい。しかしながら、Ｐ含有量を低下させるためには精錬など鋼製造過程における上工程のプロセスが複雑化したり、長時間処理が必要となったりするため、必要以上のＰ含有量の低減は生産性の低下を招く。したがって、Ｐ含有量は、Ｐによる脆化が顕著にならない０．０２５％を上限とした。Ｐ含有量の下限は特に規定しないが、製鋼プロセスの複雑化を回避する観点から、０．００５％を下限とすることが望ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不可避的不純物として鋼中に混入してＭｎＳを形成し、延性や靭性を低下させる。このため、その含有量は極力低いことが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．０２０％以下であれば、上記したＳによる悪影響は少ないため、上限を０．０２０％とした。
Ｓは、不可避的不純物として鋼中に混入してＭｎＳを形成し、延性や靭性を低下させる。このため、その含有量は極力低いことが好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．０２０％以下であれば、上記したＳによる悪影響は少ないため、上限を０．０２０％とした。
Ｂ：０．０００３％以下
Ｂは、Ｍｎ原料などに混入しており低品質な原料を用いた場合、不純物として０．０００３％を超えて鋼中に混入する場合がある。この場合、Ｎｂとの相互作用により第二相組織がベイナイトへ変化し、ベイナイト中に靱性に有害な粗悪な島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、鋼の靭性を極端に低下させる。そのため、鋼中へのＢの混入は十分に抑制する必要があり、Ｂ含有量の上限は０．０００３％とした。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００２％以下である。
Ｂは、Ｍｎ原料などに混入しており低品質な原料を用いた場合、不純物として０．０００３％を超えて鋼中に混入する場合がある。この場合、Ｎｂとの相互作用により第二相組織がベイナイトへ変化し、ベイナイト中に靱性に有害な粗悪な島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、鋼の靭性を極端に低下させる。そのため、鋼中へのＢの混入は十分に抑制する必要があり、Ｂ含有量の上限は０．０００３％とした。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００２％以下である。
本発明では、鋼矢板のウェブのミクロ組織を規定する。このミクロ組織をウェブにおいて規定した理由は、熱間圧延により製造される鋼矢板ではウェブが最も厚さが厚いため、他の部位に比べて圧延による加工程度が小さく、最も強度や靭性の確保が難しいためである。従って、ウェブにおいて所定のミクロ組織が得られていれば、その他の部分もミクロ組織の要件を満足することになる。
すなわち、鋼矢板のウェブのミクロ組織は、ポリゴナルフェライト主体組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、このミクロ組織中に占める島状マルテンサイトの面積率が３％以下であることが肝要である。
まず、成分組成が（０．１３−０．１５）％Ｃ−０．４５％Ｓｉ−１．４５％Ｍｎ−０．０１５％Ｔｉ鋼について、ＶおよびＮｂの含有量を変化させた鋼塊を溶製し、板厚１２〜１７mmの鋼矢板圧延に相当する熱間圧延を行って得た鋼板について、その強度と靭性に与えるミクロ組織の影響について調査、解析を行った。その結果、ミクロ組織として、ポリゴナルフェライト主体組織とすることが、伸びや靭性を高めるのに有効であるとの知見に到った。ここで、ポリゴナルフェライト主体組織とは、面積率で７５％以上のポリゴナルが存在することを指す。このポリゴナルフェライトの面積率が７５％未満となると、伸びや靭性が低下する虞れがある。
まず、成分組成が（０．１３−０．１５）％Ｃ−０．４５％Ｓｉ−１．４５％Ｍｎ−０．０１５％Ｔｉ鋼について、ＶおよびＮｂの含有量を変化させた鋼塊を溶製し、板厚１２〜１７mmの鋼矢板圧延に相当する熱間圧延を行って得た鋼板について、その強度と靭性に与えるミクロ組織の影響について調査、解析を行った。その結果、ミクロ組織として、ポリゴナルフェライト主体組織とすることが、伸びや靭性を高めるのに有効であるとの知見に到った。ここで、ポリゴナルフェライト主体組織とは、面積率で７５％以上のポリゴナルが存在することを指す。このポリゴナルフェライトの面積率が７５％未満となると、伸びや靭性が低下する虞れがある。
さらに、ポリゴナルフェライトの平均粒径を１５μｍ以下に規制することが重要であるとの知見も得るに到った。すなわち、ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍを超えると靭性が低下するため、この平均粒径は１５μｍ以下、好ましくは１２μｍ以下とする。このポリゴナルフェライトの平均粒径は、光学顕微鏡により５００倍程度で観察を行い、フェライト粒を１００個以上トレースして、それらのフェライト粒径を画像処理で導出し、平均粒径を求める。
なお、ミクロ組織におけるポリゴナルフェライト以外の部分、すなわち第二相については特に限定はしないが、パーライトや島状マルテンサイト（ＭＡ）を含むベイナイト組織である。但し、島状マルテンサイトについてはその面積率を３％以下とする。製造上の圧延条件や冷却条件のばらつき、鋼矢板のサイズ等により、第二相の一部に島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成する場合がある。島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率が３％を超えると靭性が低下するため、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率は３％以下とする。
ここで、成分組成が0.13-0.15％Ｃ−0.45％Ｓｉ−1.45％Ｍｎ−0.015％Ｔｉ鋼について、ＶおよびＮｂの含有量を変化させた鋼塊を溶製し、板厚１２〜１７mmの鋼矢板圧延に相当する熱間圧延を行って得た鋼板について、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率を解析し、０℃でシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図１に示すように、ＭＡの面積率が３％を超えると、急激に靭性が低下することがわかる。。
なお、島状マルテンサイト（ＭＡ）については、電解腐食とナイタールとの２段エッチング処理によりセメンタイトを溶解させ、ＳＥＭにより倍率５００倍程度で５視野以上をランダムに観察して、ＳＥＭ観察視野における島状マルテンサイト（ＭＡ）の存在量を画像処理により求めた。
上記した成分組成の調整およびミクロ組織の制御を行うことによって、ＹＰ４４０ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー吸収エネルギーが０℃で１００Ｊ以上の良好な靱性とを満足することができる。
さらに、高強度を得るためには、ＮｂやＶの析出強化を期待していることから、析出物量についても検討を行った。すなわち、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物あるいはそれらの混合析出物の合計量（析出物量）と、降伏強度ＹＰ（０．２％耐力）との関係を図２に示す。なお、析出物量は、抽出レプリカ法にて電子顕微鏡で１５００００倍にて５視野観察し、径が２ｎｍ以上の析出物について質量分析器（ＥＤＸ）により、上記のＮｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物あるいはそれらの混合析出物を抽出し、抽出された析出物数をカウントし、単位面積（μｍ２）あたりの数を測定した。
図２から、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）主体の析出物、Ｖ（Ｃ，Ｎ）主体の析出物、そしてＮｂ（Ｃ，Ｎ）とＶ（Ｃ，Ｎ）とが混合した析出物が合計で５００個／μｍ２以上となることにより、ＹＰ４４０ＭＰａ以上の高強度が得られることがわかる。ここで、図２に示すグラフは、前記した0.13-0.15％Ｃ−0.45％Ｓｉ−1.45％Ｍｎ−0.015％Ｔｉ鋼について、ＶおよびＮｂの含有量を変化させた鋼塊を溶製し、板厚１２〜１７mmの鋼矢板圧延に相当する熱間圧延を行って得た鋼板について、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれらの混合析出物の個数を調べ、この個数と降伏強度ＹＰとの関係として示したものである。
図２から、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）主体の析出物、Ｖ（Ｃ，Ｎ）主体の析出物、そしてＮｂ（Ｃ，Ｎ）とＶ（Ｃ，Ｎ）とが混合した析出物が合計で５００個／μｍ２以上となることにより、ＹＰ４４０ＭＰａ以上の高強度が得られることがわかる。ここで、図２に示すグラフは、前記した0.13-0.15％Ｃ−0.45％Ｓｉ−1.45％Ｍｎ−0.015％Ｔｉ鋼について、ＶおよびＮｂの含有量を変化させた鋼塊を溶製し、板厚１２〜１７mmの鋼矢板圧延に相当する熱間圧延を行って得た鋼板について、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれらの混合析出物の個数を調べ、この個数と降伏強度ＹＰとの関係として示したものである。
次に、本発明の鋼矢板の製造方法について述べる。
鋼矢板は、一般にスラブ等の鋼片を素材として、この素材に粗圧延、中間圧延、仕上圧延を含む熱間圧延工程による製造される。例えば、図３（ａ）に示す、ウェブ１ａと、該ウェブ１ａの両端から斜めに延在する一対のフランジ１ｂ，１ｃと、両フランジ１ｂ，１ｃのウェブ１ａとは反対側からウェブ１ａと平行に延在する腕部１ｄ，１ｅと、両腕部１ｄ，１ｅの先端側に設けられた継手１ｆ，１ｇと、を有するハット形鋼矢板１を例にとると、図４に示すような圧延ラインにより製造される。すなわち、図４の例では、スラブを素材とし、これを加熱炉２で加熱した後、粗圧延機３の孔型Ｋ８、Ｋ７により複数回（例えば９〜１１パス）の粗圧延を行い、引き続き、タンデムに配置した第1中間圧延機４および第２中間圧延機５にて、孔型Ｋ６〜Ｋ３による中間圧延を行い、さらに、仕上圧延機６の孔型Ｋ２およびＫ１、および爪曲げ装置７を用いて最終製品形状へと仕上げる。
鋼矢板は、一般にスラブ等の鋼片を素材として、この素材に粗圧延、中間圧延、仕上圧延を含む熱間圧延工程による製造される。例えば、図３（ａ）に示す、ウェブ１ａと、該ウェブ１ａの両端から斜めに延在する一対のフランジ１ｂ，１ｃと、両フランジ１ｂ，１ｃのウェブ１ａとは反対側からウェブ１ａと平行に延在する腕部１ｄ，１ｅと、両腕部１ｄ，１ｅの先端側に設けられた継手１ｆ，１ｇと、を有するハット形鋼矢板１を例にとると、図４に示すような圧延ラインにより製造される。すなわち、図４の例では、スラブを素材とし、これを加熱炉２で加熱した後、粗圧延機３の孔型Ｋ８、Ｋ７により複数回（例えば９〜１１パス）の粗圧延を行い、引き続き、タンデムに配置した第1中間圧延機４および第２中間圧延機５にて、孔型Ｋ６〜Ｋ３による中間圧延を行い、さらに、仕上圧延機６の孔型Ｋ２およびＫ１、および爪曲げ装置７を用いて最終製品形状へと仕上げる。
ここで、図５に、上記した孔型Ｋ８〜Ｋ１を通過する際および、爪曲げ装置７を通過する際の素材の断面形状を示す。中間圧延では、孔型Ｋ６〜Ｋ３を用いて主にウェブ１ａやフランジ１ｂ、１ｃ、腕部１ｄ，1ｅ、継手１ｆ，１ｇとなる部分の厚みの調整が行われる。仕上圧延機５では、主に爪曲げ圧延成形が行われる。ここで、仕上圧延機６の出側には爪曲げ装置７が配置され、孔型Ｋ２での圧延の後、爪曲げ装置７にて爪部の曲げ成形が行われ、その後に孔型Ｋ１で最終の形状制御の圧延が行われる。ここで、爪曲げ装置７を用いずに孔型Ｋ１、Ｋ２のみで爪曲げ成形を行う場合もある。
ハット形鋼矢板以外の鋼矢板（例えば、図３（ｂ）に示すＵ形鋼矢板や図３（ｃ）に示す直線形鋼矢板）であっても、上記のような各圧延機で用いられる孔型形状や、爪曲げ装置の有無は異なるものの、圧延工程が粗圧延、中間圧延、仕上圧延（爪曲げ成形圧延）を有するものであることに変わりはない。なお、図３（ｃ）に示す直線形鋼矢板にあっては、左右継手間に位置する直線の部分をウェブとする。
本発明の鋼矢板の製造方法では、素材を加熱する際の加熱温度、１０００℃以下での圧下率、中間圧延を行う際の仕上げ温度（中間圧延終了温度）および、仕上圧延（爪曲げ成形圧延）後の冷却条件を以下に述べるように制御することが必要である。
素材の加熱温度：１２００〜１３５０℃
素材を熱間圧延するに先立って、１２００〜１３５０℃に加熱する必要がある。加熱温度が１２００℃未満であると、鋼中成分のＮｂの固溶が不十分となり、後続する圧延過程でＮｂを、強度に寄与する程度に析出させることができなくなる。さらに、加熱温度が１２００℃に満たないと、圧延時の鋼の温度が低くなり、圧延荷重が過度に高くなる。一方、加熱温度が１３５０℃が超えると、スケールロスが増大することや加熱に時間を費やし生産性を低下させる。そのため、素材の加熱温度は１２００〜１３５０℃とする。
素材を熱間圧延するに先立って、１２００〜１３５０℃に加熱する必要がある。加熱温度が１２００℃未満であると、鋼中成分のＮｂの固溶が不十分となり、後続する圧延過程でＮｂを、強度に寄与する程度に析出させることができなくなる。さらに、加熱温度が１２００℃に満たないと、圧延時の鋼の温度が低くなり、圧延荷重が過度に高くなる。一方、加熱温度が１３５０℃が超えると、スケールロスが増大することや加熱に時間を費やし生産性を低下させる。そのため、素材の加熱温度は１２００〜１３５０℃とする。
１０００℃以下での圧下率：２０〜６０％
素材を上記の温度範囲に加熱した後、熱間圧延を行うが、ウェブ相当部分について１０００℃以下での圧下率が２０〜６０％の圧延を行う必要がある。この圧下率が２０％未満では、ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下とならない場合が生じ、最終的に得られた鋼矢板の靭性が不十分となる。一方、１０００℃以下での圧下率が６０％を超えると、１０００℃以下での圧延が行われることとなる中間圧延における圧延荷重が高くなり、中間圧延機のロールの割損リスクが上昇する。そのため、１０００℃以下で圧下率２０〜６０％の圧延を行う必要がある。なお、ここでいう圧下率とは、１０００℃となった時点でのウェブの厚さｔ０と圧延終了後のウェブの厚さｔ１から、（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００（％）で計算する。
素材を上記の温度範囲に加熱した後、熱間圧延を行うが、ウェブ相当部分について１０００℃以下での圧下率が２０〜６０％の圧延を行う必要がある。この圧下率が２０％未満では、ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下とならない場合が生じ、最終的に得られた鋼矢板の靭性が不十分となる。一方、１０００℃以下での圧下率が６０％を超えると、１０００℃以下での圧延が行われることとなる中間圧延における圧延荷重が高くなり、中間圧延機のロールの割損リスクが上昇する。そのため、１０００℃以下で圧下率２０〜６０％の圧延を行う必要がある。なお、ここでいう圧下率とは、１０００℃となった時点でのウェブの厚さｔ０と圧延終了後のウェブの厚さｔ１から、（ｔ０−ｔ１）／ｔ０×１００（％）で計算する。
中間圧延終了温度：８００〜９５０℃
ウェブやフランジを成形する中間圧延の終了温度は、８００〜９５０℃とする。９５０℃を超えると、最終的に得られる鋼矢板のウェブのミクロ組織中のポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍを超えるようになり、靱性が低下する。一方、中間圧延終了温度が８００℃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のロール割損のリスクが高まる。なお、中間圧延とは、爪曲げ圧延の前までの圧延のことを指し、ウェブを厚さ方向に圧下する圧延のことである。
ウェブやフランジを成形する中間圧延の終了温度は、８００〜９５０℃とする。９５０℃を超えると、最終的に得られる鋼矢板のウェブのミクロ組織中のポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍを超えるようになり、靱性が低下する。一方、中間圧延終了温度が８００℃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のロール割損のリスクが高まる。なお、中間圧延とは、爪曲げ圧延の前までの圧延のことを指し、ウェブを厚さ方向に圧下する圧延のことである。
中間圧延の後、爪曲げ成形圧延を行い、その後に、空冷する。また、ウェブとフランジの温度差に起因したライン上での反りを予防し、ライン上での搬送性を向上させるために、ウェブをフランジ温度に近似させるウェブ部の加速冷却を行ってもよい。この場合、過度に加速冷却するとフェライト主体組織が維持できず、また、MAが増加するので注意する必要がある。比較的緩冷却の衝風冷却やミスト冷却を行うことが望ましい。なお、加速冷却を行う場合は、６００〜５００℃の温度範囲の滞留時間が５０秒以上となるようにし、上記したポリゴナルフェライト主体組織でかつＭＡが面積率で３％以下のミクロ組織とする。
図３に示した、ハット形鋼矢板を製造した。製造した鋼矢板の化学組成を表１に示す。また、鋼矢板を圧延するに際して、素材の加熱温度、ウェブ相当部の１０００℃以下での累積圧下率および中間圧延終了温度は、表２に示すとおりとした。爪部成形圧延まで含めて熱間圧延は７００℃以上で終了した。なお、一部の鋼（Ｎｏ．９およびＮｏ．１７）については、中間圧延時の圧延荷重が過大となり、ロールの耐荷重を超えたため、圧延を途中で中止した。得られた鋼矢板について、ミクロ組織、析出物量、引張特性、および、靭性を以下に示す方法で調査した。
[ミクロ組織]
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、サンプルを採取し、光学顕微鏡により観察し、ポリゴナルフェライトおよび第２相の面積率とＭＡの面積率とを測定した。島状マルテンサイト（ＭＡ）については、電解腐食とナイタールとの２段エッチング処理によりサンプルのセメンタイトを溶解させ、ＳＥＭにより倍率５００倍程度で５視野以上をランダムに観察して、ＳＥＭ観察視野における島状マルテンサイト（ＭＡ）の存在量を画像処理により求めた。また、ポリゴナルフェライト粒を１００個以上トレースして、それらの平均粒径を画像処理で導出した。また、光学顕微鏡の観察結果より、主相（全体の75％以上となっている鋼組織）についても同定した。
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、サンプルを採取し、光学顕微鏡により観察し、ポリゴナルフェライトおよび第２相の面積率とＭＡの面積率とを測定した。島状マルテンサイト（ＭＡ）については、電解腐食とナイタールとの２段エッチング処理によりサンプルのセメンタイトを溶解させ、ＳＥＭにより倍率５００倍程度で５視野以上をランダムに観察して、ＳＥＭ観察視野における島状マルテンサイト（ＭＡ）の存在量を画像処理により求めた。また、ポリゴナルフェライト粒を１００個以上トレースして、それらの平均粒径を画像処理で導出した。また、光学顕微鏡の観察結果より、主相（全体の75％以上となっている鋼組織）についても同定した。
[析出物量]
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、サンプルを採取し、抽出レプリカ法にて電子顕微鏡で１５００００倍にて５視野観察し、径が２ｎｍ以上の析出物について質量分析器（ＥＤＸ）によりＮｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれらの混合析出物を抽出し、抽出された析出物数をカウントし、単位面積（μｍ２）あたりの数を測定した。
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、サンプルを採取し、抽出レプリカ法にて電子顕微鏡で１５００００倍にて５視野観察し、径が２ｎｍ以上の析出物について質量分析器（ＥＤＸ）によりＮｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれらの混合析出物を抽出し、抽出された析出物数をカウントし、単位面積（μｍ２）あたりの数を測定した。
[引張特性]
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、ＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、引張試験を行って、降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、および、全伸びＥｌ（％）を調査した。
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、ＪＩＳ １Ａ号引張試験片を採取し、引張試験を行って、降伏強度ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、および、全伸びＥｌ（％）を調査した。
[靱性]
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖEoを求めた。
鋼矢板のウェブのウェブ幅の１／４位置より、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーｖEoを求めた。
表２に、これらの調査結果を併せて示す。鋼の成分組成およびミクロ組織が本発明条件を満足する鋼矢板では、降伏強度ＹＰが４４０ＭＰａ以上、かつ０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが１００Ｊ以上である、高強度かつ高靭性が安定的に得られている。
一方、Ｎｂ含有量およびＶ含有量が本発明範囲よりも少ないＮｏ．１〜３は、降伏強度ＹＰが低い値となった。
また、ＮｂおよびＶを含有するものの、Ｎｂ含有量が本発明範囲よりも低いＮｏ．７では、析出物の個数が十分でなく、降伏強度ＹＰが低い値となった。
Ｂ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．８は、ポリゴナルフェライト分率が低く、また、ＭＡの生成量も大きくなったため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが、低い値となった。
Ｎｂ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．９は、中間圧延時の圧延荷重が過大となり、ロールの耐荷重を超えたため、圧延を途中で中止した。
本発明の成分組成を満足するものの、圧延前の加熱温度が低いＮｏ．１４は、析出物の個数が少なく、降伏強度ＹＰが低い値であった。
本発明の成分組成を満足するものの、１０００℃以下での累積圧下率が低いＮｏ．１５は、ポリゴナルフェライトの平均粒径が大きくなり、また、ＭＡの面積率が３％を超えたため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが、低い値となった。
Ｎｏ．１７では、本発明の成分組成を満足する鋼について、中間圧延温度を低くして圧延しようとしたが、中間圧延時の圧延荷重が過大となり、ロールの耐荷重を超えたため、圧延を途中で中止した。
Ｎｏ．１８は、Ｃ含有量が本発明範囲よりも高いため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが、低い値となった。
ＮｂおよびＶを含有するものの、Ｖ含有量が本発明範囲よりも高いＮｏ．１９では、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
また、Ｎｂ含有量およびＶ含有量がともに本発明範囲を超えるＮｏ．２０は、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
Ｐ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．２２およびＳ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．２３はいずれも、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
Ｔｉ含有量が本発明範囲に満たないＮｏ．２４は、ポリゴナルフェライトの平均粒径が大きくなり、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
Ｔｉ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．２５は、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
本発明範囲を満足する成分組成の鋼ＩＤ４を用いたものの、圧延後６００〜５００℃の滞留時間が短いＮｏ．２６は、ポリゴナルフェライトの分率が低くなり、また、ＭＡの分率が高くなったため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
また、ＮｂおよびＶを含有するものの、Ｎｂ含有量が本発明範囲よりも低いＮｏ．７では、析出物の個数が十分でなく、降伏強度ＹＰが低い値となった。
Ｂ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．８は、ポリゴナルフェライト分率が低く、また、ＭＡの生成量も大きくなったため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが、低い値となった。
Ｎｂ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．９は、中間圧延時の圧延荷重が過大となり、ロールの耐荷重を超えたため、圧延を途中で中止した。
本発明の成分組成を満足するものの、圧延前の加熱温度が低いＮｏ．１４は、析出物の個数が少なく、降伏強度ＹＰが低い値であった。
本発明の成分組成を満足するものの、１０００℃以下での累積圧下率が低いＮｏ．１５は、ポリゴナルフェライトの平均粒径が大きくなり、また、ＭＡの面積率が３％を超えたため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが、低い値となった。
Ｎｏ．１７では、本発明の成分組成を満足する鋼について、中間圧延温度を低くして圧延しようとしたが、中間圧延時の圧延荷重が過大となり、ロールの耐荷重を超えたため、圧延を途中で中止した。
Ｎｏ．１８は、Ｃ含有量が本発明範囲よりも高いため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが、低い値となった。
ＮｂおよびＶを含有するものの、Ｖ含有量が本発明範囲よりも高いＮｏ．１９では、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
また、Ｎｂ含有量およびＶ含有量がともに本発明範囲を超えるＮｏ．２０は、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
Ｐ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．２２およびＳ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．２３はいずれも、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
Ｔｉ含有量が本発明範囲に満たないＮｏ．２４は、ポリゴナルフェライトの平均粒径が大きくなり、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
Ｔｉ含有量が本発明範囲を超えるＮｏ．２５は、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
本発明範囲を満足する成分組成の鋼ＩＤ４を用いたものの、圧延後６００〜５００℃の滞留時間が短いＮｏ．２６は、ポリゴナルフェライトの分率が低くなり、また、ＭＡの分率が高くなったため、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖEoが低い値となった。
本発明によれば、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度で、かつ、高靭性の鋼矢板を、高い生産性を確保しつつ提供することができる。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５５％、
Ｍｎ：１．００〜１．６５％、
sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
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、
ウェブにおけるミクロ組織は面積率で７５％以上のポリゴナルフェライトが存在するポリゴナルフェライト組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、前記ミクロ組織は、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれら混合析出物を合計で５００個／μｍ ２ 以上有し、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が３％以下である鋼矢板。 - 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。 - 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５５％、
Ｍｎ：１．００〜１．６５％、
sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、
Ｖ：０．０３０〜０．０８０％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
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素材を、１２００℃〜１３５０℃に加熱し、少なくともウェブ相当部分の１０００℃以下での圧下率が２０〜６０％かつ中間圧延終了温度が８００〜９５０℃である熱間圧延を施し、その後、爪曲げ成形圧延を行う、ウェブのミクロ組織は面積率で７５％以上のポリゴナルフェライトが存在するポリゴナルフェライト組織であり、該ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、前記ミクロ組織は、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびそれら混合析出物を合計で５００個／μｍ ２ 以上有し、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が３％以下である鋼矢板の製造方法。 - 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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