WO2014157036A1 - 鋼矢板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2014157036A1
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市川　和利
栄利 伊藤
紀昭 小野寺
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet pile used for earth retaining and water retaining in the field of civil engineering and construction and a method for producing the same.
  • the steel sheet pile has a hat shape, a U shape, a Z shape, a straight shape, or an H shape in cross section, and has connecting portions (joints) at both ends thereof.
  • steel sheet piles are widely used as steel materials for earth retaining and water retaining in the field of civil engineering and construction.
  • Steel sheet piles are subject to high stress when they are used for revetment in deep harbors and soft ground.
  • Strengthening of steel sheet pile base metal and welded parts is required. Therefore, a steel sheet pile having a yield stress of 460 MPa or more is required.
  • the steel sheet piles are welded together during use, the steel sheet piles are also required to have high toughness at their welds.
  • As one means for increasing the toughness of the welded portion of the steel sheet pile it is conceivable to reduce the hardenability of the steel sheet pile. However, when the hardenability is lowered, the yield stress of the steel sheet pile is lowered.
  • controlled rolling can be employed as a means for realizing high strength of the steel sheet pile base metal and welded parts.
  • an upward warp and / or a downward warp may occur in the steel sheet pile during controlled rolling.
  • a steel sheet pile controlled rolling method has been proposed in which the warp shape is controlled by performing controlled rolling under predetermined rolling conditions and cooling conditions (see, for example, Patent Document 4).
  • Patent Document 5 a technique is disclosed in which a part of the steel structure is transformed into ferrite before hot rolling by increasing the Al content in the steel material (Al: 0.3 to 2.0 mass%).
  • the yield strength (YP) of a steel sheet pile obtained by hot rolling is set to 390 N / mm 2 or more while suppressing an increase in rolling load (deformation resistance of steel material) in a temperature range of 1000 ° C. or lower.
  • a method of manufacturing a steel sheet pile that can be used has been proposed.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 09-287052 Japanese Unexamined Patent Publication No. 10-001721 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-253379 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-249513 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-332414
  • the steel sheet pile needs to have high yield strength, high tensile strength, and high toughness, and also has low hardenability. Furthermore, in the manufacturing method of a steel sheet pile, it is necessary to suppress the content of the alloy element, simplify the rolling conditions, and reduce the load on the rolling roll. However, there is no prior art that satisfies all these conditions. In view of such problems, the present invention is directed to alloy saving that suppresses excessive addition of expensive alloy elements, easy manufacturability that can be produced without impairing productivity, and improvement of yield strength to 460 MPa or more. The task is to solve the conflicting problems.
  • a steel sheet pile that requires weldability and toughness and further requires high strength is manufactured without impairing cost performance and productivity, and a steel sheet pile having a yield stress of 460 MPa or more and a method for manufacturing the steel sheet pile are provided. This is the issue.
  • the inventors of the present invention have earnestly studied a method for controlling precipitates in a steel material by hot rolling a steel material that limits the carbon equivalent and contains an alloy element at a high temperature. did.
  • the yield strength can be increased without significantly impairing toughness by containing a predetermined amount of V and Nb and by promoting the precipitation of carbonitride by increasing the rolling reduction at high temperature and performing hot rolling.
  • the present invention has been made based on such knowledge, and the gist of the invention is as follows.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.05 to 0.18%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.50%, Nb: 0.040 to 0.050%, V: 0.20 to 0.30%, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1 .00%, and Cr: 0 contains ⁇ 1.00%, Al: limited to less than 0.05%, balance being Fe and impurities, the carbon equivalent CE N obtained by the following formulas 1 and 2 0.260 to 0.500, and the metal structure includes ferrite, pearlite, Widmanstatten ferrite, and a precipitate, and the precipitate is one of Nb carbonitride and V carbonitride Or the total number density of the precipitates is 0.10 to 0.30 / ⁇ m 2 , The total area ratio of the cerite and the pearlite is 70% or more, the area ratio of the Widmanstatten ferrite is 1% or more
  • CE N [C] + f (C) ⁇ ⁇ [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 ⁇
  • f (C) 0.75 + 0.25 ⁇ tanh ⁇ 20 ⁇ ([C] ⁇ 0.12) ⁇ (Expression 2)
  • [C], [Mn], [Si], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], and [V] indicate the content of each element, and the inclusion of elements that are not contained The amount is considered 0%.
  • the chemical component is, by mass, Cu: 0.05 to 0.40%, Ni: 0.10 to 1.00%, Mo: 0.10.
  • One or more of 1.00 to 1.00% and Cr: 0.10 to 1.00% may be contained.
  • a method for producing a steel sheet pile according to another aspect of the present invention includes a step of heating a steel piece made of the chemical component according to the above [1] or [2] to 1100 to 1350 ° C., and 900 ° C. A step of hot rolling the steel slab to obtain a steel sheet pile under the condition that the cumulative rolling reduction is 90% or more and a finishing temperature is 850 ° C. or more; and a step of cooling the steel sheet pile. .
  • the alloy is not added excessively, the productivity is improved and the roll roll is prevented from being broken by rolling at a high temperature, the yield stress is 460 MPa or more, and the tensile strength TS is 550 MPa or more.
  • the productivity is improved and the roll roll is prevented from being broken by rolling at a high temperature
  • the yield stress is 460 MPa or more
  • the tensile strength TS is 550 MPa or more.
  • the welding part of a steel sheet pile shows the weld metal and heat affected zone of the welded steel sheet pile.
  • the base material of the steel sheet pile indicates a portion other than the welded portion in the welded steel sheet pile (substantially the same as “the steel sheet pile before welding”).
  • the strength of the base material is reduced. In this case, it is usual to improve the strength of the base material by performing hot rolling at a low temperature in the production stage. On the other hand, it is desirable to perform hot rolling of steel sheet piles at a high temperature in consideration of improvement of productivity and reduction of load on the rolling roll. Therefore, it is difficult to satisfy all of the high strength and toughness of the steel sheet pile base material, the toughness of the welded portion of the steel sheet pile, and the productivity only by means of adjusting the hardenability. . Then, the present inventors examined securing of the strength of the steel sheet pile base metal and the welded portion by precipitation strengthening.
  • the present inventors have further studied and attempted to optimize the temperature and reduction ratio of hot rolling, the content of Nb and V, and the hardenability, thereby precipitating Nb carbonitride and V carbonitride.
  • the steel sheet pile of high strength whose yield stress is 460 MPa or more was successfully obtained without controlling the toughness of the base metal and the welded portion.
  • CE N [C] + f (C) ⁇ ⁇ [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 ⁇
  • f (C) 0.75 + 0.25 ⁇ tanh ⁇ 20 ⁇ ([C] ⁇ 0.12) ⁇ (Expression 2)
  • [C], [Mn], [Si], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], and [V] indicate the content of each element in unit mass% and are contained. The content of no element is regarded as 0%.
  • the unit “%” for the chemical component means “mass%”.
  • C (C: 0.05-0.18%) C is an element effective for increasing the strength of steel.
  • the lower limit value of the C amount is set to 0.05% in order to ensure strength.
  • the upper limit value of the C amount is set to 0.18%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.10%.
  • Si is a deoxidizing element.
  • the lower limit value of the Si amount is set to 0.10%.
  • Si is also an element that improves the strength.
  • the Si content is preferably 0.20% or more.
  • the Si amount becomes excessive, the base material of the steel sheet pile and the toughness of the heat-affected zone decrease, so the upper limit value of the Si amount is set to 0.50%.
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel, and is useful for refining the metal structure and securing strength and toughness.
  • the lower limit value of the amount of Mn is 0.50%.
  • the upper limit of the amount of Mn is set to 1.50%. In order to further optimize the ratio between strength and toughness, the upper limit of the amount of Mn is preferably 1.30%.
  • Nb is an extremely important element in the present embodiment.
  • Nb combines with C and / or N to form Nb carbonitride.
  • the Nb carbonitride improves the strength of the steel sheet pile base metal and the welded portion by precipitation strengthening. In order to obtain this effect, the Nb content is 0.040% or more.
  • the upper limit value of the Nb amount is 0.050%.
  • the Nb content is 0.040 to 0.050%.
  • the Nb amount is preferably 0.040 to 0.045%.
  • V 0.20-0.30%)
  • V is an extremely important element in the present embodiment.
  • V combines with C and / or N to form V carbonitride.
  • This V carbonitride improves the strength of the steel sheet pile base metal and the welded portion by precipitation strengthening.
  • the V amount is set to 0.20% or more.
  • the upper limit value of the V amount is set to 0.30%. Therefore, the V amount is 0.20 to 0.30%.
  • the amount of V is preferably 0.20 to 0.23%.
  • Al is a deoxidizing element, but is not necessarily required when Si, which is another deoxidizing element, is contained. Therefore, the lower limit of the amount of Al is not particularly limited. On the other hand, when the amount of Al becomes excessive, coarse Al oxide is produced, and the toughness of the steel sheet pile is lowered. Therefore, the Al content is limited to less than 0.05%.
  • the upper limit of the amount of Al is preferably 0.03%, and more preferably 0.02%.
  • the balance of the chemical components of the steel sheet pile according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • Impurities are raw materials such as ore or scrap, or components mixed in due to various factors in the manufacturing process when industrially manufacturing steel materials, and adversely affect the characteristics of the steel sheet pile according to the present embodiment. It means what is allowed in the range not given.
  • typical impurities include P and S.
  • P is a harmful component that may embrittle the steel sheet pile and further reduce the strength of the steel sheet pile base metal and the weld. If the amount of P is 0.040% or less, its inclusion is allowed, but a smaller amount of P is preferred.
  • S is a harmful component that lowers the strength and toughness of the steel sheet pile base metal and the welded portion. If the amount of S is 0.040% or less, its inclusion is allowed, but it is preferable that the amount of S is small.
  • Cu is an element that improves the strength of the base material of the steel sheet pile and the welded portion by dissolving in the metal structure of the steel sheet pile.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • the upper limit value of the amount of Cu is preferably set to 0.40%.
  • Ni is an element that enhances the hardenability of the steel sheet pile and improves the strength and toughness of the steel sheet pile base metal and the welded portion by dissolving in the metal structure of the steel sheet pile.
  • the Ni content is preferably set to 0.10% or more.
  • the upper limit of the Ni amount is 1.00%. More preferably, the upper limit value of the Ni amount is 0.50%, and more preferably, the upper limit value of the Ni amount is 0.30%.
  • Cu when Cu is contained, it is preferable to contain both Cu and Ni in order to prevent deterioration of surface properties.
  • Mo is an element that improves the strength of the base material of the steel sheet pile and the welded portion even if its content is very small. In order to obtain this effect, the Mo amount is preferably set to 0.10% or more.
  • Mo is an element that enhances the strength of steel at high temperature (ie, steel sheet pile before rolling), so when it is excessively contained, the deformation resistance of the steel sheet pile before rolling increases, and this is the case during rolling. May cause breakage of the rolling roll. Therefore, the upper limit of the Mo amount is preferably 1.00%. More preferably, the upper limit of the amount of Mo is 0.50%. Further, the lower limit of the Mo amount is preferably 0.30%.
  • Cr 0 to 1.00% Cr is an element that enhances the hardenability of the steel sheet pile and is effective in increasing the strength.
  • the Cu content is preferably set to 0.10% or more.
  • the upper limit of the Cr amount is 1.00%. More preferably, the upper limit value of Cr amount is 0.50%, and still more preferably, the upper limit value of Cr amount is 0.30%.
  • Carbon equivalent CE N 0.260 to 0.500
  • the following known (Formula 1) and (Formula 2) are used to ensure the strength of the base metal of the base metal and the welded portion without reducing the toughness of the welded portion. and from 0.260 to 0.500 the carbon equivalent CE N to be.
  • Carbon equivalent CE N is an indicator of the hardenability.
  • the lower limit of carbon equivalent CE N shall the lower limit of carbon equivalent CE N to 0.260.
  • CE N [C] + f (C) ⁇ ⁇ [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 ⁇
  • f (C) 0.75 + 0.25 ⁇ tanh ⁇ 20 ⁇ ([C] ⁇ 0.12) ⁇ (Expression 2)
  • [C], [Mn], [Si], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], and [V] are the contents of each element.
  • the metal structure of the steel sheet pile according to this embodiment will be described.
  • regulates the metal structure of a steel sheet pile is not specifically limited, For example, the position of 1/6 of the web width in a steel sheet pile (position spaced apart from the edge part of the web by 1/6 of the web width)
  • the metal structure is controlled as described below, it can be considered that the metal structure is appropriately controlled over substantially the entire steel sheet pile.
  • the metal structure of the steel sheet pile according to the present embodiment preferably includes ferrite, pearlite, and Widmanstatten ferrite, and further includes precipitates.
  • Precipitates are carbonitrides such as V (C, N) and Nb (C, N).
  • Precipitation strengthening due to fine precipitates and refinement of the metal structure due to the pinning effect of fine precipitates ensure the toughness of the steel sheet pile base metal and welds, and the steel sheet pile base metal and welds Strength is improved.
  • V (C, N) is referred to as V carbonitride
  • Nb (C, N) is referred to as Nb carbonitride.
  • the pearlite described here is a layered structure of cementite and ferrite, as is generally well known.
  • the ferrite described here is a normal ferrite having a granular shape.
  • Widmanstetten ferrite is a metal structure that grows at a diffusion-controlled rate of carbon atoms, and is a plate-like ferrite structure in which Fe atoms are transformed and grown by a shear transformation mechanism, similar to the martensitic transformation. It is distinguished from ordinary ferrite.
  • Ferrite contained in pearlite and acicular ferrite also have a plate shape, but Widmanstatten ferrite is distinguished from ferrite and acicular ferrite contained in pearlite in the following points.
  • Widmanstatten ferrite forms a laminated structure without cementite.
  • Acicular ferrite grows radially around non-metallic inclusions.
  • Widmanstatten ferrite grows in a plate shape from austenite grain boundaries or already transformed ferrite.
  • plate-like ferrite having an aspect ratio L / W of length L and width W of 4 or more, not accompanied by layered cementite, and grown from austenite grain boundaries or already transformed ferrite is obtained. Defined as Domanstetten ferrite.
  • This definition distinguishes Widmanstatten ferrite from normal ferrite, ferrite contained in pearlite, and acicular ferrite when the structure of a two-dimensional section of a steel sheet pile is observed with an optical microscope of 200 to 500 times. be able to.
  • Toughness can be improved by containing ferrite.
  • pearlite the strength can be improved.
  • Widmanstatten ferrite the effect of preventing the ferrite and pearlite from coarsening can be obtained. Improvement of the toughness of the steel sheet pile is achieved by preventing the ferrite and pearlite from coarsening.
  • Total area ratio of ferrite and pearlite 70% or more
  • Widman Stetten ferrite area ratio 1% or more
  • the total area ratio of ferrite and pearlite of the steel sheet pile according to the present embodiment is 70% or more.
  • strength and toughness of the base material of a steel sheet pile and a welding part can fully be improved.
  • Metal structures other than ferrite, pearlite, and Widmanstatten ferrite, such as bainite, may be generated as the remaining structure. The inclusion of such a remaining structure is allowed as long as the total area ratio of the above ferrite and pearlite is maintained. It is not necessary to define the content ratio of ferrite, pearlite, and Widmanstatten ferrite.
  • Widmanstatten ferrite is 1% or more in terms of area ratio.
  • the above-described effects produced by Widmann Stetten ferrite cannot be obtained when the area ratio is less than 1%.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite and the area ratio of Widmanstatten ferrite were measured in accordance with the method of International Institute of Welding. Specifically, a grid having 10 crosswise points in total, that is, a total of 100 crossing points, was placed on the optical microscopic structure photograph, and the structure of each crossing point was visually identified (point-counting). This was repeated over 5 fields of view and averaged to quantify the fraction of each constituent tissue.
  • Total number density of precipitates 0.10 to 0.30 / ⁇ m 2 If the total number of precipitates per unit area of one or two of Nb carbonitride and V carbonitride is less than 0.10 / ⁇ m 2 , sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when the total number of Nb carbonitrides and V carbonitrides per unit area is more than 0.30 / ⁇ m 2 , the toughness of the steel sheet pile is lowered. Therefore, the total number density of Nb carbonitride and V carbonitride is 0.10 to 0.30 / ⁇ m 2 . The total number of preferable Nb carbonitrides and V carbonitrides per unit area is 0.11 to 0.25 / ⁇ m 2 .
  • the total number of Nb carbonitrides and V carbonitrides per unit area can be measured by taking an extracted replica as a sample and analyzing the sample with a transmission electron microscope. It is not necessary to define the sizes of Nb carbonitride and V carbonitride. However, it is considered that Nb carbonitride and V carbonitride having a major axis smaller than 10 nm do not substantially affect the properties of the steel sheet pile and cannot be observed by the above-described extraction replica method. . Therefore, the substantial lower limit of the major axis of Nb carbonitride and V carbonitride is 10 nm.
  • Nb carbonitride and V carbonitride are contained at the number density described above, Nb carbonitride and V carbonitride having a major axis exceeding 300 nm are not generated.
  • Nb carbonitride and V carbonitride having a major axis larger than 300 nm were not confirmed. Therefore, the substantial upper limit of the major axis of Nb carbonitride and V carbonitride is 300 nm.
  • the average crystal grain size of ferrite and pearlite in the steel sheet pile (hereinafter sometimes abbreviated as “average crystal grain size” or “crystal grain size”) exceeds 80 ⁇ m, the toughness of the steel sheet pile base material and welded portion and The strength may decrease.
  • the average crystal grain size of the steel sheet pile is less than 10 ⁇ m, the decrease in the elongation of the steel sheet pile may increase.
  • the toughness decreases. Therefore, the average grain size of the steel sheet pile is preferably 10 to 80 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of the metal structure of the steel sheet pile according to the present embodiment is determined by observing with an optical microscope in accordance with JIS G 0551.
  • tissue is calculated
  • the “average crystal grain size of ferrite and pearlite” means the average crystal grain size of both ferrite and pearlite.
  • the average crystal grain size of each of ferrite and pearlite is less than 10 ⁇ m or more than 80 ⁇ m, if the average crystal grain size of both ferrite and pearlite is 10 ⁇ m to 80 ⁇ m, it is judged that the above regulations are satisfied.
  • the Widmanstatten ferrite is ignored when measuring the average grain size of the metal structure described above.
  • the major axis of the Widmanstatten ferrite is usually about 5 to 30 ⁇ m, and the change in the major axis within this range does not affect the characteristics of the steel sheet pile according to the present embodiment. Therefore, it is not necessary to define the size of the Widmanstatten ferrite in this embodiment.
  • FIG. 1 shows the relationship between the average grain size ( ⁇ m), strength [YP (MPa)], and elongation (%) of ferrite and pearlite of a steel sheet pile based on the test results using some samples. It is a figure.
  • the yield strength may be less than 460 MPa, and when the average grain size of ferrite and pearlite in steel sheet piles is less than 10 ⁇ m, elongation may decrease. .
  • yield strength: 460 to 550 MPa Yield strength: 460 to 550 MPa
  • tensile strength: 550 to 740 MPa The yield strength of the base material of the steel sheet pile of this embodiment is set to 460 MPa or more in order to obtain the effect of reducing the plate thickness by increasing the strength.
  • the tensile strength of the base material of the steel sheet pile of the present embodiment is set to 550 MPa or more in order to obtain the effect of reducing the plate thickness by increasing the strength. If the yield strength and tensile strength of the steel sheet pile base material are set to the above values or more and the welding cost, transportation and construction costs are suppressed, it is advantageous in terms of economy.
  • the upper limit value of the yield strength should be 550 MPa and the upper limit value of the tensile strength should be 740 MPa. Is desirable. Such yield strength and tensile strength are obtained when the steel sheet pile contains the above-mentioned predetermined amount of alloy elements and has a predetermined metal structure.
  • the manufacturing method in the steel sheet pile of this embodiment is as follows: C: 0.05 to 0.18%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.50%, Nb: 0.040 to 0.050%, V: 0.20 to 0.30%, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, and Cr: 0 to 1. containing 00% Al: limited to less than 0.05%, balance being Fe and impurities, the carbon equivalent CE N is a steel strip is 0.260 to 0.500, and heated to 1100 ⁇ 1350 ° C.
  • the chemical composition of the steel slab is, by mass, Cu: 0.05 to 0.40%, Ni: 0.10 to 1.00%, Mo: 0.10 to One or more of 1.00% and Cr: 0.10 to 1.00% may be contained.
  • the chemical composition of the molten steel is adjusted by a conventional method and then cast to obtain a steel piece.
  • the casting is preferably continuous casting.
  • the thickness of the steel slab is preferably 200 mm or more from the viewpoint of productivity, and is preferably 350 mm or less in consideration of reduction of segregation and time required for heating.
  • the steel sheet pile of the present embodiment is manufactured by hot rolling a steel piece. After hot rolling, air cooling may be performed, but accelerated cooling may be performed in order to increase the strength and toughness of the base material of the steel sheet pile and the welded portion.
  • Step slab heating temperature before hot rolling 1100-1350 ° C
  • the heating temperature of the steel slab before hot rolling is 1100 ° C. or higher. This is because if the heating temperature is too low, the temperature of the steel slab decreases during hot rolling, and the deformation resistance of the steel slab becomes too high. On the other hand, when the heating temperature of the steel slab before hot rolling exceeds 1350 ° C., the load on the heating device increases, and the amount of scale generated on the surface of the steel slab increases. Therefore, the upper limit of the heating temperature of the steel slab before hot rolling is set to 1350 ° C.
  • Hot rolling After the steel slab is heated, hot rolling is performed. In hot rolling, the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher is set to 90% or higher. This hot rolling condition can improve productivity, reduce the load on the roll, and prevent breakage. If the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher is less than 90%, the total number density of Nb carbonitride and V carbonitride is less than 0.10 pieces / ⁇ m 2 , and the Widmanstatten ferrite The area ratio is less than 1%. This causes coarsening of ferrite and pearlite. When the reduction rate on the lower temperature side is increased in the range of 900 ° C.
  • the “cumulative rolling reduction” is the cumulative rolling amount (sheet thickness before entering the first pass and the last thickness) with respect to the sheet thickness at the start of rolling (ie, immediately before being put into the first pass of the rolling mill). It is the percentage of the difference between the thickness after leaving the pass.
  • the “cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher” in the present embodiment is obtained by the following equation.
  • r 900 (t 0 ⁇ t) / t 0 ⁇ 100 (Formula 3)
  • r 900 is the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher
  • t 0 is the plate thickness at the start of rolling
  • t is the rolling pass for starting rolling in a state where the steel slab temperature is less than 900 ° C. It is the plate thickness just before being put in.
  • “Increasing the reduction rate on the lower temperature side within the range of 900 ° C. or higher” means a pass at a relatively low temperature among passes that are rolled at 900 ° C. or higher (especially a pass that is rolled at 900 to 1000 ° C.). ) In the pass having a relatively high temperature (particularly, the pass in which rolling is performed at 1000 ° C. or higher).
  • the finishing temperature of hot rolling is 850 ° C. or higher. This is because, when hot rolling is performed at a temperature lower than 850 ° C., ferrite transformation has started, and therefore, two-phase rolling is performed. When two-phase rolling is performed, processed ferrite is generated, the toughness of the base material is reduced, the deformation resistance is increased, and the load on the roll is increased.
  • the steel sheet pile obtained by hot rolling is cooled.
  • the cooling method is not particularly limited. If the steel sheet pile hot-rolled as described above is air-cooled, for example, as in a normal steel sheet pile manufacturing method, a total of 70 area% or more of ferrite and pearlite, and 1 area% or more of Widmannstatten ferrite and A steel sheet pile containing precipitates is obtained.
  • the Charpy absorbed energy (impact value) obtained by conducting the Charpy impact test is equal to or greater than the target value, it is determined that the toughness is good.
  • the yield strength YP was 460 MPa or more
  • the tensile strength TS was 550 MPa or more
  • the impact value was 32 J or more, which was a target value of mechanical properties.
  • No. Examples 1 to 12 are examples, and all satisfy the materials.
  • the metal structures of these examples were mainly composed of ferrite, pearlite, and Widmanstatten ferrite within the range of the metal structure observation described above, and the area ratio of Widmanstatten ferrite was 1% or more. .
  • no. Reference numerals 13 to 27 are comparative examples in which the strength and / or Charpy absorbed energy does not reach the target value.
  • No. 13 and 26, 15, 17, 19 and 21 have less C, Si, Mn, Nb and V, respectively, and the yield strength does not satisfy the target.
  • No. In 14, 16, 18, 20, 22, and 23, C, Si, Mn, Nb, V, and Al are excessive and the toughness is lowered.
  • No. 24 is reduced toughness CE N is too high.
  • No. 25 since CE N is too low, the impact value is low.
  • the alloy is not added excessively, the productivity is improved and the roll is prevented from being broken by rolling at a high temperature, the yield stress is 460 MPa or more, the tensile strength TS is 550 MPa or more, and the impact is reduced. It is possible to provide a high-strength steel sheet pile having a value of 32 J or more and a manufacturing method thereof, and the industrial contribution is extremely remarkable.

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Abstract

　本発明に係る鋼矢板は、炭素当量ＣＥＮが０．２６０～０．５００であり、金属組織がフェライトと、パーライトと、ウイッドマンステッテンフェライトと、析出物とを含み、前記析出物はＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物のうち１種または２種であり、前記析出物の合計個数密度が０．１０～０．３０個／μｍ２であり、前記フェライトおよび前記パーライトの合計面積率が７０％以上であり、前記ウイッドマンステッテンフェライトの面積率が１％以上であり、前記フェライトおよび前記パーライトの平均結晶粒径が１０～８０μｍであり、降伏強さが４６０ＭＰａ以上である。

Description

鋼矢板及びその製造方法
　本発明は、土木建築分野において、土止めおよび水止め等に用いられる鋼矢板及びその製造方法に関するものである。
　本願は、２０１３年３月２８日に、日本に出願された特願２０１３－０７０３９４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　鋼矢板は、断面形状がハット形、Ｕ形、Ｚ形、直線形、またはＨ形などであり、その両端に連結部（継手）を有する。従来から、このような鋼矢板は、土木建築の分野において土止め、および水止め等のための鋼材として広く使用されている。
　鋼矢板を大深度港湾での護岸用途で用いる場合、および軟弱地盤に用いる場合などでは、鋼矢板は高い応力を受ける。また、施工コストを低減するために港湾の構造物のセル構造を大型化することが求められていること、および防災上の観点も考慮すると、鋼矢板を河川の護岸構造に使用する場合でも、鋼矢板の母材及び溶接部の高強度化が求められる。そのため、降伏応力が４６０ＭＰａ以上である鋼矢板が必要になる。
　また、鋼矢板は使用時に互いに溶接されるので、鋼矢板には、その溶接部が高靱性を有することも要求される。鋼矢板の溶接部の靱性を高めるための手段のひとつとして、鋼矢板の焼入れ性を低下させることが考えられる。しかし、焼入れ性を低下させた場合、鋼矢板の降伏応力が低下する。
　上述の問題を解決するために、鋼矢板の炭素当量を制限することにより焼入れ性を制限し、且つ、靱性に対する悪影響が小さい合金元素を鋼矢板に添加する技術が提案されている（例えば、特許文献１～３参照）。しかし、合金元素は高価であるので、上述の技術には、鋼矢板の製造コストを増加させるという問題がある。
　合金元素に係るコストを削減し、且つ製造工程を省略して鋼矢板を製造する場合、鋼矢板の母材及び溶接部の高強度化を実現するための手段として制御圧延を採用することができる。しかし、制御圧延の際に上反りおよび／または下反りが鋼矢板に発生することがある。この問題に対して、所定の圧延条件及び冷却条件で制御圧延を行うことによって反り形状を制御する、鋼矢板の制御圧延方法が提案されている（例えば、特許文献４参照）。
　しかし、このような方法では、制御圧延工程における圧延条件及び冷却条件を精密に制御する必要があるので、製造方法が複雑化する。また、特許文献４に記載された制御圧延のように低温で熱間圧延を行うと、鋼材の変形抵抗が高くなり、圧延ロールへの負荷が大きくなる。特に、鋼矢板のようなハット形、Ｕ形、Ｚ形、直線形、またはＨ形等の断面形状を有する鋼材を熱間圧延によって製造する際には、鋼材の変形抵抗が高い場合の圧延ロールへの負荷がきわめて大きくなり、圧延ロールが割損しやすくなる。
　このような問題に対し、鋼素材中のＡｌ含有量を高めることにより（Ａｌ：０．３～２．０ｍａｓｓ％）、熱間圧延前に鋼の組織の一部をフェライト変態させるという技術が開示されている（例えば、特許文献５参照）。特許文献５では、１０００℃以下の温度域における圧延荷重（鋼材の変形抵抗）の上昇を抑制しながら、熱間圧延により得られる鋼矢板の降伏強度（ＹＰ）を３９０Ｎ／ｍｍ２以上とすることができる鋼矢板の製造方法が提案されている。
　しかし、上述の技術のように圧延ロールへの負荷を軽減し、且つ生産性を高めるためには、高温で熱間圧延を行う必要がある。この製造方法を採用した場合、圧延ままでは、オーステナイトからの変態によって得られるベイナイトなどの硬質相を活用した強度の確保が困難になるという問題がある。
日本国特開平０９－２８７０５２号公報 日本国特開平１０－００１７２１号公報 日本国特開２００３－２５３３７９号公報 日本国特開２００６－２４９５１３号公報 日本国特開２００７－３３２４１４号公報
　上述のように、鋼矢板は、高降伏強度、高引張強度、および高靱性を有し、しかも低い焼入れ性も有することが必要である。さらに、鋼矢板の製造方法においては、合金元素の含有量を抑制することと、圧延条件を簡素化することと、圧延ロールへの負荷を低減することとが必要である。しかし、これら条件を全て満たす従来技術は存在しない。
　本発明は、このような問題点に鑑み、高価な合金元素の過剰添加を抑制する省合金化、生産性を阻害することなく製造が可能な易製造性、および降伏強度の４６０ＭＰａ以上への向上という、相反する諸問題を解決することを課題とする。つまり、溶接性及び靱性が要求され、さらに高強度も必要とされる鋼矢板を、コストパフォーマンスおよび生産性を損なうことなく製造し、降伏応力が４６０ＭＰａ以上である鋼矢板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、炭素当量を制限し、且つ合金元素を含有させた鋼材を高温で熱間圧延することによって、鋼材中の析出物を制御する方法について鋭意研究した。その結果、所定量のＶおよびＮｂを含有させること、および高温での圧下率を高めて熱間圧延を行うことによって炭窒化物の析出を促進させることにより、靱性を著しく損なうことなく降伏強度が４６０ＭＰａ以上の鋼矢板を製造することに成功した。更に、析出粒子による析出強化を活用してフェライト－パーライト組織を強化し、且つ板状のウイッドマンステッテンフェライトを金属組織中に導入することが好ましいという知見を得た。
　本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その発明の要旨は以下のとおりである。
　［１］本発明の一態様に係る鋼矢板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１８％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｎｂ：０．０４０～０．０５０％、Ｖ：０．２０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、およびＣｒ：０～１．００％を含有し、Ａｌ：０．０５％未満に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式１及び式２によって求められる炭素当量ＣＥＮが０．２６０～０．５００であり、金属組織がフェライトと、パーライトと、ウイッドマンステッテンフェライトと、析出物とを含み、前記析出物がＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物のうちの１種または２種であり、前記析出物の合計個数密度が０．１０～０．３０個／μｍ２であり、前記フェライトおよび前記パーライトの合計面積率が７０％以上であり、前記ウイッドマンステッテンフェライトの面積率が１％以上であり、前記フェライトおよび前記パーライトの平均結晶粒径が１０～８０μｍであり、降伏強さが４６０～５５０ＭＰａ且つ引張強さが５５０～７４０ＭＰａである。
　ＣＥＮ＝［Ｃ］＋ｆ（Ｃ）×｛［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５｝……（式１）
　ｆ（Ｃ）＝０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ｛２０×（［Ｃ］－０．１２）｝……（式２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は各元素の含有量を示し、含有されていない元素の含有量は０％とみなす。
　［２］上記［１］に記載の鋼矢板は、前記化学成分が、質量％で、Ｃｕ：０．０５～０．４０％、Ｎｉ：０．１０～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｒ：０．１０～１．００％、のうち１種又は２種以上を含有してもよい。
　［３］本発明の別の態様に係る鋼矢板の製造方法は、上記［１］又は［２］に記載の前記化学成分からなる鋼片を、１１００～１３５０℃に加熱する工程と、９００℃以上の累積圧下率が９０％以上であり、且つ仕上温度が８５０℃以上である条件で前記鋼片を熱間圧延して鋼矢板を得る工程と、前記鋼矢板を冷却する工程と、を備える。
　本発明の上記態様によれば、合金を過剰に添加せず、高温での圧延によって生産性の向上及び圧延ロールの割損の防止を行い、さらに降伏応力が４６０ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが５５０ＭＰａ以上、および衝撃値が３２Ｊ以上である高強度の鋼矢板及びその製造方法を提供することが可能であり、産業上の貢献が極めて顕著である。
本実施形態に係る鋼矢板における、フェライトおよびパーライトの平均結晶粒径と強度との関係、並びにフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径と伸びとの関係を説明するグラフである。 本実施形態に係る鋼矢板の製造方法を示すフローチャートである。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼矢板を詳細に説明する。本実施形態において、強度とは、引張強度および降伏強度の両方を示す。本実施形態において、鋼矢板の溶接部とは、溶接された鋼矢板の溶接金属および熱影響部を示す。本実施形態において、鋼矢板の母材とは、溶接された鋼矢板における溶接部以外の箇所（「溶接前の鋼矢板」と実質的に同じ）を示す。
　鋼矢板の母材の強度及び靱性、並びに、鋼矢板の溶接部の靱性を確保するためには、鋼矢板の焼入れ性の制御が極めて重要である。焼入れ性の制御とは、即ち、Ｃの含有量及びその他の焼入れ性を高める合金成分の含有量の最適化である。焼入れ性は、炭素当量によって評価される。各合金成分の含有量から炭素当量を求めるための関係式が提案されている。
　鋼矢板の溶接部の靱性を確保するために焼入れ性を制限した場合、母材の強度が低下する。この場合、製造段階において熱間圧延を低温で行うことによって母材の強度を向上させることが通常である。一方、生産性の向上、および圧延ロールへの負荷の低減を考慮すると、鋼矢板の熱間圧延を高温で行うことが望ましい。そのため、焼入れ性を調整するという手段だけでは、鋼矢板の母材の高強度化及び高靱性化と、鋼矢板の溶接部の高靱性化と、生産性との全てを満たすことが困難である。そこで、本発明者らは、析出強化による鋼矢板の母材及び溶接部の強度の確保を検討した。一般に、析出強化は靱性を損なう。しかし、本発明者らの検討の結果、Ｎｂ及びＶを適正量含有させて、且つ熱間圧延の際に９００℃以上の高温域での累積圧下率を９０％以上とした場合、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の析出が促進され、且つウイッドマンステッテン組織が形成され、これによりパーライトおよびフェライトの粗大化が抑制されることを見出した。パーライトおよびフェライトの粗大化を抑制することで、鋼矢板の靱性を向上させることが可能となる。
　本発明者らは、更に検討を行い、熱間圧延の温度及び圧下率と、Ｎｂ及びＶの含有量及び焼入れ性の最適化とを図り、これによりＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の析出を制御して、母材及び溶接部の靱性を損なうことなく、降伏応力が４６０ＭＰａ以上である高強度の鋼矢板を得ることに成功した。
　なお、本発明では、焼入れ性の指標を公知の下記（式１）及び（式２）で求められる炭素当量ＣＥＮとする。
　ＣＥＮ＝［Ｃ］＋ｆ（Ｃ）×｛［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５｝……（式１）
　ｆ（Ｃ）＝０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ｛２０×（［Ｃ］－０．１２）｝……（式２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は各元素の含有量を単位質量％で示し、含有されていない元素の含有量は０％とみなす。
　まず、本実施形態の鋼矢板の化学成分について説明する。ここで、化学成分についての単位「％」は「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．０５～０．１８％）
　Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。本実施形態に係る鋼矢板では、強度を確保するために、Ｃ量の下限値を０．０５％とする。一方、Ｃを過剰に含有すると、鋼矢板の母材および熱影響部の靱性が低下するので、本実施形態では、Ｃ量の上限値を０．１８％とする。強度と靱性とのバランスをさらに適正化させるためには、Ｃ量の下限値は０．１０％が好ましい。
　（Ｓｉ：０．１０～０．５０％）
　Ｓｉは、脱酸元素である。脱酸を十分に行うために、Ｓｉ量の下限値を０．１０％とする。また、Ｓｉは強度を向上させる元素でもあり、この効果を得るためにはＳｉ量を０．２０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ量が過剰になると、鋼矢板の母材および熱影響部の靱性が低下するので、Ｓｉ量の上限値を０．５０％とする。
　（Ｍｎ：０．５０～１．５０％）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、金属組織を細粒化するとともに強度及び靱性を確保するために有用である。本実施形態では、鋼矢板の母材の強度を確保するために、Ｍｎ量の下限値を０．５０％とする。一方、Ｍｎ量が過剰になると、焼入れ性が増大して鋼矢板の溶接部の靱性が低下する。したがって、本実施形態では、Ｍｎ量の上限値を１．５０％とする。強度と靱性との比率をさらに適正化させるためには、Ｍｎ量の上限値を１．３０％にすることが好ましい。
　（Ｎｂ：０．０４０～０．０５０％）
　Ｎｂは、本実施形態では極めて重要な元素である。ＮｂはＣおよび／またはＮと結びついてＮｂ炭窒化物を形成する。このＮｂ炭窒化物は析出強化によって鋼矢板の母材及び溶接部の強度を向上させる。この効果を得るために、Ｎｂ量を０．０４０％以上とする。一方、０．０５０％超のＮｂが含有された場合、Ｎｂ炭窒化物によって鋼矢板の母材の靱性が低下し、且つ焼入れ性の上昇によって鋼矢板の溶接部の靱性を損なう。したがって、Ｎｂ量の上限値を０．０５０％とする。上述の理由により、Ｎｂ量は０．０４０～０．０５０％とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０４０～０．０４５％である。
　（Ｖ：０．２０～０．３０％）
　Ｖは、本実施形態では極めて重要な元素である。ＶはＣおよび／またはＮと結びついてＶ炭窒化物を形成する。このＶ炭窒化物は、析出強化によって鋼矢板の母材及び溶接部の強度を向上させる。この効果を得るために、Ｖ量を０．２０％以上とする。一方、０．３０％超のＶを添加すると、鋼矢板の母材の靱性が低下し、且つ焼入れ性の上昇によって鋼矢板の溶接部の靱性も損なう。したがって、Ｖ量の上限値を０．３０％とする。したがって、Ｖ量は０．２０～０．３０％とする。Ｖ量は、好ましくは０．２０～０．２３％である。
　（Ａｌ：０．０５％未満）
　Ａｌは、脱酸元素であるが、他の脱酸元素であるＳｉが含有されている場合、必ずしも必要とされない。従って、Ａｌ量の下限値は特に限定しない。一方、Ａｌ量が過剰になると、粗大なＡｌ酸化物が生じることにより鋼矢板の靱性が低下する。したがって、Ａｌ量を０．０５％未満に制限する。Ａｌ量の上限値は、０．０３％が好ましく、０．０２％がさらに好ましい。
　（残部：Ｆｅおよび不純物）
　本実施形態に係る鋼矢板の化学成分の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る鋼矢板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本実施形態において、代表的な不純物としてはＰおよびＳが挙げられる。Ｐは、鋼矢板を脆化し、さらに鋼矢板の母材及び溶接部の強度を低下させる場合がある有害な成分である。Ｐ量が０．０４０％以下であれば、その含有が許容されるが、Ｐ量は少ない方が好ましい。また、Ｓは、鋼矢板の母材および溶接部の強度および靭性を低下させる有害な成分である。Ｓ量が０．０４０％以下であれば、その含有が許容されるが、Ｓ量は少ない方が好ましい。
　更に、本実施形態では必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種又は２種以上を選択成分として添加してもよい。これら元素の含有は必須ではないので、これら元素の含有量の下限値は０％である。
　（Ｃｕ：０～０．４０％）
　Ｃｕは、鋼矢板の金属組織中に固溶することにより、鋼矢板の母材及び溶接部の強度を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｃｕ量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、ＣｕＳの析出および鋼矢板の表面性状の悪化を招くことがあるので、Ｃｕ量の上限値を０．４０％とすることが好ましい。
　（Ｎｉ：０～１．００％）
　Ｎｉは、鋼矢板の焼入れ性を高め、鋼矢板の金属組織中に固溶することにより、鋼矢板の母材および溶接部の強度及び靭性を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｎｉ量を０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であるので、Ｎｉ量の上限値を１．００％にすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ量の上限値は０．５０％であり、更に好ましくは、Ｎｉ量の上限値は０．３０％である。なお、Ｃｕが含有される場合、表面性状の劣化を防止するために、ＣｕとＮｉとをともに含有させることが好ましい。
　（Ｍｏ：０～１．００％）
　Ｍｏは、その含有量が微量であっても、鋼矢板の母材および溶接部の強度を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｍｏ量を０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏは高温時の鋼（すなわち、圧延前の鋼矢板）の強度を高める元素であるので、過剰に含有される場合、圧延前の鋼矢板の変形抵抗が上昇し、このことが圧延時の圧延ロールの割損を引き起こす場合がある。したがって、Ｍｏ量の上限値は１．００％が好ましい。より好ましくは、Ｍｏ量の上限値を０．５０％である。また、Ｍｏ量の下限値は０．３０％が好ましい。
　（Ｃｒ：０～１．００％）
　Ｃｒは、鋼矢板の焼入れ性を高め、強度上昇に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ量を０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に含有させる場合、鋼矢板の溶接部及び母材の靱性が低下することがある。したがって、Ｃｒ量の上限値を１．００％にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量の上限値を０．５０％とし、更に好ましくは、Ｃｒ量の上限値を０．３０％とする。
　（炭素当量ＣＥＮ：０．２６０～０．５００）
　本実施形態に係る鋼矢板では、溶接部の靱性を低下させることなく、母材の母材および溶接部の強度を確保するために、下記の公知の（式１）及び（式２）で求められる炭素当量ＣＥＮを０．２６０～０．５００とする。炭素当量ＣＥＮは焼入れ性の指標である。４６０ＭＰａ以上の降伏応力を確保するために、炭素当量ＣＥＮの下限値を０．２６０にしなければならない。一方、鋼矢板の母材及び溶接部の靱性を確保するために、炭素当量ＣＥＮの上限値を０．５００にすることが必要である。
　ＣＥＮ＝［Ｃ］＋ｆ（Ｃ）×｛［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５｝……（式１）
　ｆ（Ｃ）＝０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ｛２０×（［Ｃ］－０．１２）｝……（式２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は各元素の含有量である。
　次に、本実施形態に係る鋼矢板の金属組織について説明する。鋼矢板の金属組織を規定する箇所は特に限定されないが、例えば、鋼矢板におけるウエブ幅の１／６の位置（ウエブの端部からウエブの幅方向にウエブ幅の１／６だけ離間した位置）の金属組織を以下に説明するように制御した場合、鋼矢板の略全体にわたって金属組織が適切に制御されているとみなすことができる。
　（金属組織：フェライトと、パーライトと、ウイッドマンステッテンフェライトと、析出物とを含む）
　（析出物：Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物のうちの１種または２種）
　本実施形態に係る鋼矢板の金属組織は、フェライトと、パーライトと、ウイッドマンステッテンフェライトとを含み、更に、析出物を含むことが好ましい。析出物とは、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、およびＮｂ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物である。微細な析出物による析出強化と、微細な析出物のピン止め効果による金属組織の微細化により、鋼矢板の母材および溶接部の靱性を確保し、かつ、鋼矢板の母材および溶接部の強度を向上させている。Ｖ（Ｃ，Ｎ）をＶ炭窒化物と称し、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）をＮｂ炭窒化物と称する。
　ここで述べるパーライトとは、一般によく知られているように、セメンタイトとフェライトとの層状組織である。ここで述べるフェライトとは、粒状の形状を有する通常のフェライトである。
　ウイッドマンステッテンフェライトとは、炭素原子の拡散律速で成長する金属組織であり、且つ、マルテンサイト変態と同様にＦｅ原子が剪断変態機構で変態成長した、板状のフェライト組織であり、上述した通常のフェライトとは区別される。
　パーライトに含まれるフェライト、およびアシキュラーフェライトも板状の形状を有するが、ウイッドマンステッテンフェライトと、パーライトに含まれるフェライトおよびアシキュラーフェライトとは以下の点において区別される。パーライトに含まれるフェライトは、上述のようにセメンタイトとともに層状組織を構成している。これに対して、ウイッドマンステッテンフェライトは、セメンタイトを伴わずに積層構造を構成している。アシキュラーフェライトは、非金属介在物などを中心として放射状に成長する。これに対して、ウイッドマンステッテンフェライトは、オーステナイト粒界または既に変態したフェライトから板状に成長する。
　本実施形態では、長さＬと幅Ｗとのアスペクト比Ｌ／Ｗが４以上であり、層状のセメンタイトを伴わず、且つオーステナイト粒界または既に変態したフェライトから成長した板状のフェライトを、ウイッドマンステッテンフェライトと定義する。この定義により、鋼矢板の二次元断面を２００～５００倍の光学顕微鏡によって組織観察した場合に、ウイッドマンステッテンフェライトと、通常のフェライト、パーライトに含まれるフェライト、およびアシキュラーフェライトとを区別することができる。
　フェライトを含有することにより、靭性を向上させることができる。パーライトを含有することにより、強度を向上させることができる。ウイッドマンステッテンフェライトを含有することにより、フェライトおよびパーライトの粗大化を防止する効果が得られる。フェライトおよびパーライトの粗大化の防止によって、鋼矢板の靱性の向上が達成される。
　（フェライトおよびパーライトの合計面積率：７０％以上）
　（ウイッドマンステッテンフェライトの面積率：１％以上）
　本実施形態に係る鋼矢板の、フェライトおよびパーライトの合計面積率は７０％以上である。これにより、鋼矢板の母材および溶接部の強度及び靱性を十分に向上させることができる。フェライト、パーライト、およびウイッドマンステッテンフェライト以外の金属組織、例えばベイナイト等が残部組織として生成する場合がある。このような残部組織の含有は、上述のフェライトおよびパーライトの合計面積率が保たれている限り許容される。フェライトと、パーライトと、ウイッドマンステッテンフェライトとの含有比率を規定する必要はない。しかし、ウイッドマンステッテンフェライトの含有量は、面積率で１％以上である。上述した、ウイッドマンステッテンフェライトが奏する効果は、その面積率が１％未満である場合には得られない。
　フェライトおよびパーライトの合計面積率、およびウイッドマンステッテンフェライトの面積率は、国際溶接学会（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｗｅｌｄｉｎｇ）の方式に従って計測された。すなわち、光学顕微鏡組織写真上に縦横各々１０個すなわち計１００個の交叉点を有するグリッドを載せ、各交叉点の組織を目視にて同定（ｐｏｉｎｔ－ｃｏｕｎｔｉｎｇ）した。これを５視野にて繰り返し、平均することにより、各構成組織の分率を定量化した。
　（析出物の合計個数密度：０．１０～０．３０個／μｍ２）
　Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物のうち１種または２種である析出物の単位面積当たりの個数の合計が０．１０個／μｍ２よりも少ない場合、十分な強度が得られない。一方、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の単位面積当たりの個数の合計が０．３０個／μｍ２よりも多い場合、鋼矢板の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の合計個数密度を０．１０～０．３０個／μｍ２とする。好ましいＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の単位面積当たりの合計個数は、０．１１～０．２５個／μｍ２である。Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の単位面積当たりの合計個数は、抽出レプリカを試料とし、この試料を透過型電子顕微鏡によって分析することにより測定することができる。
　なお、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の大きさを規定する必要はない。しかし、長径が１０ｎｍよりも小さいＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物は、鋼矢板の特性に実質的な影響を及ぼすことがないと考えられ、また、上述の抽出レプリカ法で観察することができない。従って、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の長径の実質的な下限値は１０ｎｍとなる。また、上述した個数密度でＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物を含有させた場合、３００ｎｍを超える長径を有するＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物が生成することはない。本発明者らが本実施形態に係る種々の鋼矢板の金属組織を観察した結果、３００ｎｍよりも大きい長径を有するＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物は確認されなかった。従って、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の長径の実質的な上限値は３００ｎｍとなる。
　（フェライトおよびパーライトの平均結晶粒径：１０～８０μｍ）
　鋼矢板のフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径（以下、「平均結晶粒径」または「結晶粒径」と略する場合がある）が８０μｍを超えると、鋼矢板の母材および溶接部の靱性及び強度が低下することがある。一方、鋼矢板の平均結晶粒径が１０μｍ未満になると、鋼矢板の伸びの低下が大きくなることがある。伸びが低下した場合、靱性が低下する。したがって、鋼矢板の平均結晶粒径は、１０～８０μｍが好ましい。
　本実施形態に係る鋼矢板の金属組織の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して、光学顕微鏡によって観察することにより求められる。なお、パーライト組織の粒径測定は、パーライトコロニー（ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の「パーライトの島」）に対して、上述のフェライト粒の粒径測定方法を適用することにより求められる。「フェライトおよびパーライトの平均結晶粒径」とは、フェライトおよびパーライト両者の平均の結晶粒径を意味する。もしフェライトまたはパーライト各々の平均結晶粒径が１０μｍ未満または８０μｍ超であっても、フェライトおよびパーライト両者の平均の結晶粒径が１０μｍ～８０μｍであれば、上述の規定が満たされていると判断される。
　ウイッドマンステッテンフェライトは、上述した金属組織の平均結晶粒径を計測する際には無視される。また、ウイッドマンステッテンフェライトの長径は通常５～３０μｍ程度となり、この範囲内における長径の変化は、本実施形態に係る鋼矢板の特性に影響しない。従って、本実施形態においてウイッドマンステッテンフェライトの大きさを規定する必要はない。
　図１は、一部の試料を用いた試験結果に基づいて、鋼矢板のフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径（μｍ）と強度［ＹＰ（ＭＰａ）］、及び伸び（％）との関係を示した図である。鋼矢板のフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径が８０μｍを超えると降伏強度が４６０ＭＰａ未満になることがあり、鋼矢板のフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径が１０μｍを下回ると伸びが低下することがある。
　（降伏強度：４６０～５５０ＭＰａ）
　（引張強さ：５５０～７４０ＭＰａ）
　本実施形態の鋼矢板の母材の降伏強度は、高強度化による板厚の低減の効果を得るために、４６０ＭＰａ以上とする。また、本実施形態の鋼矢板の母材の引張強さは、高強度化による板厚の低減の効果を得るために、５５０ＭＰａ以上とする。鋼矢板の母材の降伏強度および引張強さを上述の値以上とし、溶接コスト、運送や施工のコストを抑制すれば、経済性の面で有利になる。一方、鋼矢板の母材および溶接部の靭性の確保や、合金量の低減による溶接性の向上を考慮すると、降伏強度の上限値を５５０ＭＰａにし、且つ引張強さの上限値を７４０ＭＰａにすることが望ましい。このような降伏強度および引張強さは、上述した所定の量の合金元素を鋼矢板が含有し、かつ所定の金属組織となった場合に得られる。
　次に、本実施形態の鋼矢板における製造方法について説明する。本実施形態の鋼矢板における製造方法は、Ｃ：０．０５～０．１８％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｎｂ：０．０４０～０．０５０％、Ｖ：０．２０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、およびＣｒ：０～１．００％を含有し、Ａｌ：０．０５％未満に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、炭素当量ＣＥＮが０．２６０～０．５００である鋼片を、１１００～１３５０℃に加熱する工程と、９００℃以上での累積圧下率が９０％以上であり、且つ仕上温度が８５０℃以上である条件で前記鋼片を熱間圧延して鋼矢板を得る工程と、前記鋼矢板を冷却する工程と、を備える。本実施形態の鋼矢板における製造方法は、鋼片の化学成分が、質量％で、Ｃｕ：０．０５～０．４０％、Ｎｉ：０．１０～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｒ：０．１０～１．００％、のうち１種又は２種以上を含有してもよい。
　製鋼工程では、常法で、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。生産性の観点から、鋳造は連続鋳造が好ましい。また、鋼片の厚みは生産性の観点から２００ｍｍ以上とすることが好ましく、偏析の低減や加熱に要する時間を考慮すると３５０ｍｍ以下が望ましい。
　本実施形態の鋼矢板は、鋼片を熱間圧延して製造する。熱間圧延後は、空冷すればよいが、鋼矢板の母材及び溶接部の強度及び靱性を高めるために、加速冷却を行ってもよい。
　（熱間圧延前の鋼片加熱温度：１１００～１３５０℃）
　熱間圧延前の鋼片の加熱温度は、１１００℃以上とする。加熱温度が低すぎる場合、熱間圧延中に鋼片の温度が低下し、鋼片の変形抵抗が高くなりすぎるからである。一方、熱間圧延前の鋼片の加熱温度が１３５０℃を超える場合、加熱装置の負荷が増大し、さらに、鋼片の表面に生成するスケールの量が増加する。したがって、熱間圧延前の鋼片の加熱温度の上限値を１３５０℃とする。
　（９００℃以上での累積圧下率：９０％以上）
　鋼片を加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延では、９００℃以上での累積圧下率を９０％以上とする。この熱間圧延条件によって、生産性を向上させ、ロールへの負荷を低減して割損を防止することができる。もし、９００℃以上での累積圧下率が９０％未満であった場合、Ｎｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の合計個数密度が０．１０個／μｍ２未満となり、且つウイッドマンステッテンフェライトの面積率が１％未満となる。このことは、フェライトおよびパーライトの粗大化を生じさせる。９００℃以上の範囲で、より低温側での圧下率を増加させると、フェライトおよびパーライトの組織が微細化され、鋼矢板の母材及び溶接部の強度及び靭性をさらに高めることができる。
　一般的に「累積圧下率」とは、圧延開始時（即ち、圧延装置の最初のパスに投入される直前）の板厚に対する累積圧下量（最初のパスに入る前の板厚と、最後のパスを出た後の板厚との差）の百分率である。一方、本実施形態における「９００℃以上での累積圧下率」とは、以下の式によって得られる。
　ｒ９００＝（ｔ０－ｔ）／ｔ０×１００　（式３）
　上記式３において、ｒ９００は９００℃以上での累積圧下率であり、ｔ０は圧延開始時の板厚であり、ｔは鋼片温度が９００℃未満である状態で圧延を開始する圧延パスに投入される直前の板厚である。
　「９００℃以上の範囲内でより低温側での圧下率を増加させる」とは、９００℃以上で圧延を行うパスのうち、比較的温度が低いパス（特に９００～１０００℃で圧延を行うパス）における圧下率を、比較的温度が高いパス（特に１０００℃以上で圧延を行うパス）における圧下率よりも大きくすることを意味する。
　（仕上温度：８５０℃以上）
　熱間圧延の仕上温度は、８５０℃以上とする。これは、８５０℃未満で熱間圧延を行うと、フェライト変態が開始しているので、２相域圧延となるためである。２相域圧延を行った場合、加工フェライトが生じて母材の靱性が低下し、変形抵抗が大きくなり、ロールへの負荷が高くなる。
　熱間圧延により得られた鋼矢板は冷却される。冷却方法は特に制限されない。上述のように熱間圧延された鋼矢板を、例えば通常の鋼矢板の製造方法のように空冷すれば、合計７０面積％以上のフェライトおよびパーライトと、１面積％以上のウイッドマンステッテンフェライトと、析出物とを含む鋼矢板が得られる。
　表１に示す成分を有する鋼片を、連続鋳造によって製造した。得られた鋼片に、加熱炉にて昇温を行い、次いで熱間圧延を施し、これによりウエブ厚み１０．８ｍｍの鋼矢板を製造した。製造条件を表２に示す。得られた鋼矢板のウエブ幅の１／６の位置（１／６Ｗ）から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定された１４Ｂ号試験片を採取して、引張試験を行った。加えて、上述の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠した試験片を採取して、シャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験片のサイズはサブサイズとした（すなわち、試験片の高さを１０ｍｍ、幅を７．５ｍｍとした）。シャルピー衝撃試験を行うことによって得られるシャルピー吸収エネルギー（衝撃値）が目標値以上であれば、靱性が良好であると判断される。降伏強度ＹＰが４６０ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが５５０ＭＰａ以上、および衝撃値が３２Ｊ以上であることを、機械特性の目標値とした。
　また、１／６Ｗの部位から試料を採取して、光学顕微鏡を用いて組織観察を行い、金属組織を確認し、さらに金属組織の平均粒径を測定した。更に、ＴＥＭを用いて抽出レプリカ試料の観察を行い、金属組織中のＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の合計個数密度を求めた。金属組織の平均粒径、および金属組織中のＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物の合計個数密度の測定は１０μｍ四方の領域で行った。結果を表２に示す。
　Ｎｏ．１～１２は実施例であり、いずれも材質を満足している。これら実施例の金属組織は、上述した金属組織観察の範囲内では、主にフェライトとパーライトとウイッドマンステッテンフェライトによって構成されており、ウイッドマンステッテンフェライトの面積率は１％以上であった。一方、Ｎｏ．１３～２７は比較例であり、強度および／またはシャルピー吸収エネルギーが目標値に到達していない。Ｎｏ．１３および２６、１５、１７、１９並びに２１は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ及びＶが少なく、降伏強度が目標を満足していない。また、Ｎｏ．１４、１６、１８、２０、２２及び２３は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ及びＡｌが過剰で、靭性が低下している。Ｎｏ．２４はＣＥＮが高すぎて靱性が低下している。Ｎｏ．２５は、ＣＥＮが低すぎるので、衝撃値が低かった。Ｎｏ．２７は、圧延前の加熱温度が低すぎるので、ウイッドマンステッテンフェライトが生成せず、これにより衝撃値が低かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明によれば、合金を過剰に添加せず、高温での圧延によって生産性の向上及び圧延ロールの割損の防止を行い、さらに降伏応力が４６０ＭＰａ以上、引張強度ＴＳが５５０ＭＰａ以上、および衝撃値が３２Ｊ以上である高強度の鋼矢板及びその製造方法を提供することが可能であり、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (3)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．１８％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
    　Ｎｂ：０．０４０～０．０５０％、
    　Ｖ：０．２０～０．３０％、
    　Ｃｕ：０～０．４０％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、および
    　Ｃｒ：０～１．００％
    を含有し、
    　Ａｌ：０．０５％未満
    に制限し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　下記式１及び式２によって求められる炭素当量ＣＥＮが０．２６０～０．５００であり、
    　金属組織がフェライトと、パーライトと、ウイッドマンステッテンフェライトと、析出物とを含み、
    　前記析出物がＮｂ炭窒化物およびＶ炭窒化物のうちの１種または２種であり、
    　前記析出物の個数密度が０．１０～０．３０個／μｍ２であり、
    　前記フェライトおよび前記パーライトの合計面積率が７０％以上であり、
    　前記ウイッドマンステッテンフェライトの面積率が１％以上であり、
    　前記フェライトおよび前記パーライトの平均結晶粒径が１０～８０μｍであり、
    　降伏強さが４６０～５５０ＭＰａ且つ引張強さが５５０～７４０ＭＰａである
    ことを特徴とする鋼矢板。
    　ＣＥＮ＝［Ｃ］＋ｆ（Ｃ）×｛［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５｝……（式１）
    　ｆ（Ｃ）＝０．７５＋０．２５×ｔａｎｈ｛２０×（［Ｃ］－０．１２）｝……（式２）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は各元素の含有量を単位質量％で示し、含有されていない元素の含有量は０％とみなす。
  2. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０５～０．４０％、
    　Ｎｉ：０．１０～１．００％、
    　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
    　Ｃｒ：０．１０～１．００％、
    のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼矢板。
  3. 　請求項１又は２に記載の前記化学成分からなる鋼片を、１１００～１３５０℃に加熱する工程と、
    　９００℃以上での累積圧下率が９０％以上であり、且つ仕上温度が８５０℃以上である条件で前記鋼片を熱間圧延して鋼矢板を得る工程と、
    　前記鋼矢板を冷却する工程と、
    を備える鋼矢板の製造方法。
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