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WO2022259697A1 - 鋼矢板及びその製造方法 - Google Patents

鋼矢板及びその製造方法 Download PDF

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WO2022259697A1
WO2022259697A1 PCT/JP2022/013720 JP2022013720W WO2022259697A1 WO 2022259697 A1 WO2022259697 A1 WO 2022259697A1 JP 2022013720 W JP2022013720 W JP 2022013720W WO 2022259697 A1 WO2022259697 A1 WO 2022259697A1
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WO
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less
steel sheet
rolling
sheet pile
ferrite
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2022/013720
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English (en)
French (fr)
Inventor
健太 朝日
佳祐 安藤
浩文 大坪
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to CN202280039177.5A priority patent/CN117396625A/zh
Priority to KR1020237039794A priority patent/KR102888547B1/ko
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/08—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
    • B21B1/082—Piling sections having lateral edges specially adapted for interlocking with each other in order to build a wall
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    • C21D8/0226—Hot rolling
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet pile that is applied to permanent or temporary structures in the fields of civil engineering and construction, and a method for manufacturing the same.
  • Steel sheet piles are required to have high strength and toughness because they are subjected to high loads when used for quays and earth retaining walls.
  • a steel sheet pile having a yield strength (hereinafter referred to as YP) of 290 MPa or more, and further 390 MPa or more is used.
  • Steel sheet piles having a strength of YP440 MPa or more may be essential under even more severe environments.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet pile having a YP of 440 MPa or more and high toughness by adding more than 0.05% of Nb to the composition.
  • the component composition is such that 0.030% or more of Nb is added together with V, and the rolling reduction at 1000° C. or less is controlled to reduce the average grain size of ferrite, the area ratio of island-shaped martensite, and the precipitates.
  • Proposals have been made for steel sheet piles having a YP of 440 MPa or more and high toughness by optimizing the number density.
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet pile having a chemical composition in which Nb and B are added to a low carbon steel containing 0.005 to 0.030% C, and which has high strength, high toughness, and excellent underwater weldability. .
  • Patent Document 4 a component composition in which one or two types of V or Nb are added is used, the reduction ratio in the non-recrystallization temperature range is controlled at 900 ° C. or less, and accelerated cooling is performed after the completion of rolling to achieve high toughness. Steel sheet piles have been proposed.
  • Patent Document 5 proposes a steel sheet pile with a YP of 340 MPa or more and high toughness by limiting Nb in the inevitable impurities to 0.005% or less.
  • Patent Documents 6 and 7 propose a steel sheet pile having a YP of 440 MPa or more and a vTrs of -10°C or less by water-cooling a predetermined portion during or after hot rolling.
  • steel sheet piles having high strength and high toughness are obtained by adding 0.030% or more of Nb to the composition. It tends to increase the deformation resistance during hot rolling, so it is necessary to strictly control the shape during hot rolling.
  • the amount of C is as low as 0.005 to 0.030%, so the decarburization process during steel smelting takes a long time, and the productivity in the refining process is low. There's a problem.
  • Patent Document 5 promotes complete recrystallization of austenite by limiting the rolling temperature and the rolling reduction of the final pass, and by obtaining a uniform structure, a YP of 340 MPa or more and high toughness.
  • the YP is less than 440 MPa, and further improvement of YP is required.
  • the present invention aims to solve the above-mentioned problems, and aims to provide steel sheet piles with high strength and high toughness stably and with high productivity.
  • high strength means that YP is 440 MPa or more
  • high toughness means that the fracture surface transition temperature (hereinafter referred to as vTrs) at which the ductile fracture surface ratio becomes 50% is -10°C or less.
  • precipitation dispersion strengthening by precipitates is one of the effective means. become conspicuous.
  • precipitates with a certain grain size or more are necessary, while fine precipitates are effective in ensuring high strength. These two are in an antinomic relationship, and conventionally it has been difficult to achieve both high strength and high toughness by utilizing precipitates.
  • One way to solve this problem is to lower the ferrite transformation starting temperature by accelerated cooling, but this is not preferable because it may cause bending or warping.
  • positive rolling in the non-recrystallization temperature range is one of the effective means, but it is necessary to strictly control the shape.
  • V precipitates in austenite as V carbonitride in a relatively high temperature range and has a coherent interface with ferrite, so it is characterized in that it greatly contributes to the formation of ferrite nuclei.
  • Nb finely precipitates in austenite as Nb carbonitrides with grain sizes on the order of several nanometers mainly due to strain induction, dispersion strengthening by the precipitates is expected.
  • the present inventors considered the component composition in which V and Nb are added in combination, and studied the component composition ratio of V and Nb in order to control precipitates.
  • the components of V and Nb it was found that there is an appropriate range for the composition ratio.
  • V precipitates In order to effectively improve the strength and toughness of V precipitates, Nb precipitates, and composite precipitates thereof, the present inventors have found that fine particle size precipitates that can contribute to an increase in strength It has been found that a certain or more area ratio is required for precipitates with coarse grains that can contribute to the formation of ferrite nuclei.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Ar 3 910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo] (4)
  • [%C], [%Si], [%Mn], [%Cu], [%Cr], [%Ni] and [%Mo] are respectively C, Si, Mn, Cu , Cr, Ni and Mo contents (% by mass).
  • the component composition is further mass %, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.30% or less, Ca: 0.0050% or less, 2.
  • a steel material having the chemical composition described in 1 or 2 above is heated to 1200° C. to 1350° C. and subjected to hot rolling including rough rolling, intermediate rolling and finish rolling at a cumulative rolling reduction of 20% at 900° C. to 1000° C.
  • the rolling reduction in the austenite non-recrystallization temperature range is 10% or more and less than 20%
  • the end temperature of the intermediate rolling is 650 ° C. to 900 ° C.
  • the yield strength is 440 MPa or more
  • vTrs is -10 ° C. or less.
  • high-strength and high-toughness steel sheet piles with a YP of 440 MPa or more and a vTrs of -10°C or less can be stably provided with high productivity, which is very useful industrially.
  • FIG. 3 is a diagram showing a typical caliber in a hot rolling process of a hat-shaped steel sheet pile.
  • 4 is a graph showing the relationship between the area ratio of precipitates satisfying formula (2) and vTrs. 4 is a graph showing the relationship between the area ratio of precipitates having a size of 10 nm or less and yield strength.
  • the hat-shaped steel sheet pile 1 shown in FIG. 1(a) is a typical example, and there is also the straight steel sheet pile 9 shown in FIG. The final shape is given through a mold. This form and manufacturing procedure will be described later in detail.
  • ⁇ Steel sheet pile> The chemical composition and microstructure of the steel sheet pile of the present invention will be described in detail below. [Composition] First, the reason for limiting the chemical composition of the steel sheet pile of the present invention will be described. In the following description, "%" of the content of each element means “% by mass” unless otherwise specified.
  • V carbonitride is "V precipitate” or “V (C, N)”
  • Nb carbonitride is “Nb precipitate” or “Nb (C, N)”
  • V and Nb composite Carbonitrides are also referred to as “(their) composite precipitates” or "(V,Nb)(C,N)”.
  • C 0.05-0.18% C combines with V, Nb and N in steel, precipitates as carbonitrides such as V(C,N), Nb(C,N) or (V,Nb)(C,N), and increases the strength of the base material.
  • Ni is an essential element for stably securing toughness and must be added in an amount of 0.05% or more.
  • bainite containing island-shaped martensite is generated, and the increase in island-shaped martensite significantly reduces the toughness, and excessive precipitates reduce the toughness. Therefore, in the present invention, the C content is made 0.05 to 0.18%. Furthermore, the C content is preferably 0.10% or more. Also, the C content is preferably 0.16% or less.
  • Si 0.05-0.55% Si is an element that enhances the strength of the base material by solid solution strengthening, and should be contained in an amount of 0.05% or more. On the other hand, if the Si content is excessive, it promotes the formation of island-shaped martensite that reduces the toughness, so the Si content is made 0.55% or less. Therefore, the Si content should be 0.05 to 0.55%. Furthermore, the Si content is preferably 0.10% or more. Also, the Si content is preferably 0.50% or less.
  • Mn 1.00-1.65%
  • Mn is a relatively inexpensive element that has the effect of increasing the strength of steel, so it is an element necessary for increasing the strength.
  • the Mn content is set to 1.00 to 1.65%.
  • the Mn content is preferably 1.10% or more.
  • the Mn content is preferably 1.60% or less.
  • sol. Al 0.080% or less
  • Al is an element added as a deoxidizing agent.
  • the effect of Al as a deoxidizing agent is sol. Since it is saturated when it exceeds 0.080% as Al, sol. Al is set to 0.080% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it is preferably 0.001% or more for deoxidation. More preferably, it is 0.003% or more. Moreover, it is preferable that it is 0.060% or less.
  • V 0.005-0.250%
  • V precipitates in austenite as V (C, N) or (V, Nb) (C, N) during rolling or cooling, contributes as a ferrite nucleation site, and has the effect of refining crystal grains. is an important element possessing
  • V has a role of increasing the strength of the base material by dispersion strengthening as a precipitate, and is an essential element for ensuring strength and toughness.
  • the V content must be 0.005% or more.
  • the V content is set to 0.005 to 0.250%.
  • the V content is preferably 0.075% or more. More preferably, it exceeds 0.080%.
  • the V content is preferably 0.200% or less.
  • Nb 0.005% or more and less than 0.030%
  • Nb is mainly strain-induced precipitation during rolling to form Nb (C, N) or (V, Nb) (C, N) in austenite with a size on the order of several nm. It has the effect of suppressing recrystallization of austenite and refining crystal grains.
  • Nb has a role of increasing the strength of the base material by dispersion strengthening as a precipitate, and is an essential element for ensuring strength and toughness.
  • the Nb content must be 0.005% or more. Preferably, it is 0.010% or more.
  • Nb increases hot deformation resistance and, if the content is 0.030% or more, precipitation embrittlement tends to reduce toughness, so the Nb content is set to less than 0.030%. Preferably, it is 0.025% or less.
  • N 0.0010 to 0.0060%
  • N combines with V, Nb and C in steel, and forms V(C,N), Nb(C,N) or (V,Nb)(C,N) to improve base material strength and toughness.
  • Ni is a useful element and should be contained in an amount of 0.0010% or more.
  • the N content is made 0.0010 to 0.0060%.
  • the N content is preferably 0.0015% or more.
  • the N content is preferably 0.0055% or less.
  • V and Nb contents (% by mass) of V and Nb are respectively [%V] and [%Nb], It is important to satisfy the relationship of the following formula (1). ⁇ 0.010 ⁇ [%Nb] ⁇ 0.1[%V] ⁇ 0.020 (1)
  • V contributes as a ferrite nucleation site and uniformly refines the structure.
  • V contributes as a ferrite nucleation site and uniformly refines the structure.
  • V contributes as a ferrite nucleation site and uniformly refines the structure.
  • it is possible to secure a sufficient size and amount of precipitates V (C, N) or (V, Nb) (C, N) that contribute to the improvement of toughness, and a sufficient amount that contributes to the increase in strength.
  • Finely precipitated Nb(C,N) or (V,Nb)(C,N) can be secured.
  • the value calculated by [%Nb]-0.1[%V] is in the range of -0.010 to 0.020.
  • the value calculated by the above formula is preferably -0.005 or more. Moreover, it is preferable that it is 0.015 or less.
  • the balance other than the above elements is Fe and unavoidable impurities.
  • the upper limit of the content of P, S, and B is set as shown below.
  • P 0.025% or less
  • P is present as an unavoidable impurity in steel, but if the P content is excessive, the toughness of the steel is lowered, so P is made 0.025% or less.
  • the P content is preferably as small as possible, and may be 0%, but an excessive reduction in the P content leads to a decrease in productivity due to a prolonged refining process, so the P content is 0.005%. It is preferable to set it as above.
  • S 0.020% or less S, like P, is contained in steel as an unavoidable impurity and also exists as A-based inclusions. If the S content is excessive, the amount of A-based inclusions increases excessively and the toughness of the steel deteriorates, so the S content is made 0.020% or less.
  • the S content is preferably as small as possible, and may even be 0%. It is preferable to set it as above.
  • B 0.0003% or less B is an element that segregates at grain boundaries in steel and has the effect of increasing grain boundary strength.
  • the steel may contain more than 0.0003% of B. In this case, coarse grain boundary precipitates are formed, and the hardenability increases, which promotes the formation of island-shaped martensite and lowers the toughness. Furthermore, it is preferable to make it 0.0002% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.30% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Ti 0.025% or less
  • REM 0.005% or less
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element capable of further increasing the strength of steel through solid-solution strengthening.
  • it is preferable that the Cu content is 0.01% or more.
  • the content is preferably 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that dissolves in the steel and increases the strength of the steel without degrading the ductility and toughness.
  • the Ni content is 0.01% or more.
  • an excessive Ni content promotes the formation of island-shaped martensite, and Ni is an expensive element. From these points of view, the Ni content is set to 0.50% or less. is preferred.
  • Cr 0.50% or less
  • Cr is an element capable of further increasing the strength of steel through solid-solution strengthening. In order to obtain such effects, it is preferable that the Cr content is 0.01% or more. On the other hand, an excessive Cr content promotes the formation of island martensite, so the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.30% or less
  • Mo is an element capable of further increasing the strength of steel through solid-solution strengthening.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • an excessive Mo content promotes the formation of island-shaped martensite, so the Mo content is preferably 0.30% or less.
  • Ca 0.0050% or less Ca combines with S and O to reduce MnS in the steel, thereby improving the toughness and ductility of the steel. In order to obtain such effects, it is preferable that the Ca content is 0.0005% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, the cleanliness tends to decrease and the toughness tends to decrease, so the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • Ti 0.025% or less Ti precipitates as TiN in austenite and has the effect of refining crystal grains. In order to obtain such effects, it is preferable that the Ti content is 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content is excessive, the precipitated TiN becomes coarse and the crystal grains become coarse, which tends to lower the toughness. Therefore, it is preferable to set the Ti content to 0.025% or less.
  • REM 0.005% or less
  • REM rare earth element
  • the REM content is 0.001% or more.
  • the Ca content exceeds 0.005%, the cleanliness tends to decrease and the toughness tends to decrease, so the REM content is preferably 0.005% or less.
  • the microstructure of the steel sheet pile in the present invention will be explained.
  • the microstructure of the web portion of the steel sheet pile may be defined. This is because the web portion has the lowest working degree and coarse structure, making it the most difficult to secure strength and toughness. will fulfill.
  • the microstructure has an area fraction of ferrite of 70% or more, an area fraction of island martensite of 1.0% or less, an average grain size of ferrite of 15 ⁇ m or less, and a maximum grain size of 40 ⁇ m or less. is essential.
  • a ferrite-based structure refers to a structure in which the area ratio of ferrite is 70% or more. If the ferrite area ratio is less than 70%, the hard phase may increase and the toughness may decrease. The upper limit of the area ratio of ferrite is preferably less than 90% from the viewpoint of ensuring strength.
  • the second phase is not particularly limited, examples thereof include pearlite, bainite structure including island-shaped martensite, and martensite. However, the area ratio of island-shaped martensite will be limited later.
  • the average grain size of ferrite is 15 ⁇ m or less and the maximum grain size is 40 ⁇ m or less
  • ferrite has an average grain size of 15 ⁇ m or less and a maximum grain size of 40 ⁇ m or less. If the average grain size of ferrite is larger than 15 ⁇ m or the maximum grain size is larger than 40 ⁇ m, YP will decrease and it will be difficult to ensure toughness. In order to obtain even higher strength and toughness, it is desirable that the ferrite has an average grain size of 12 ⁇ m or less and a maximum grain size of 30 ⁇ m or less.
  • the average grain size and maximum grain size of ferrite can be measured according to the measuring method described in Examples below.
  • the lower limit of the average grain size of ferrite is not particularly limited, it is preferably 5 ⁇ m or more, more preferably 10 ⁇ m or more, from the viewpoint of ensuring tensile strength.
  • the lower limit of the maximum grain size of ferrite is not particularly limited, but is preferably 20 ⁇ m or more, more preferably 25 ⁇ m or more, from the viewpoint of securing tensile strength.
  • the area ratio of island-shaped martensite is set to 1.0% or less. If the area ratio of island-shaped martensite is more than 1.0%, it becomes difficult to ensure toughness. In order to obtain higher toughness, it is desirable to set the area ratio of island martensite to 0.5% or less. The smaller the area ratio of island-shaped martensite, the better.
  • the area ratio of island-shaped martensite can be measured according to the measuring method described in Examples below.
  • vTrs fracture surface transition temperature
  • the measurement result of vTrs is shown in FIG. 3 as a relationship with the area ratio of the precipitates.
  • the precipitates can be arranged according to the following formula (2).
  • d, Ae 3 and Ar 3 are the grain size (nm) of the precipitate, the ferrite transformation start temperature (°C) during equilibrium transformation, and the ferrite transformation start temperature (°C) during air cooling, respectively.
  • Ae 3 and Ar 3 are determined by the following equations (3) and (4), respectively.
  • Ar 3 910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo] (4)
  • [%C], [%Si], [%Mn], [%Cu], [%Cr], [%Ni] and [%Mo] are respectively C, Si, Mn, Cu , Cr, Ni and Mo contents (% by mass).
  • FIG. 3 shows the area ratio of V carbonitrides, Nb carbonitrides and their composite precipitates having a precipitate grain size that satisfies the formula (2) and the fracture surface transition temperature (° C.) (hereinafter “vTrs”). Show relationship. It can be seen that when the total area ratio of V carbonitride, Nb carbonitride and their composite precipitates having a precipitate grain size that satisfies formula (2) is 0.30% or more, vTrs-10 ° C. or less. .
  • the total area ratio is preferably 0.35% or more.
  • the upper limit of the total area ratio is not particularly limited, it is preferably 1.00% or less from the viewpoint of suppressing excessive precipitation embrittlement.
  • YP tensile test pieces were taken from each steel sheet pile to determine YP (0.2% yield strength).
  • YP was measured according to the method described in Examples below.
  • the reason for focusing on the area ratio of V carbonitrides, Nb carbonitrides and their composite precipitates having a grain size of 10 nm or less is that the Orowan stress related to precipitation strengthening is inversely proportional to the grain size of the precipitates.
  • the YP is 440 MPa or more when the total area ratio of V carbonitrides, Nb carbonitrides and their composite precipitates with grain sizes of 10 nm or less is 2.6% or more.
  • the total area ratio is preferably 4.0% or more.
  • the upper limit of the total area ratio is not particularly limited, it is preferably 10.0% or less from the viewpoint of suppressing excessive precipitation embrittlement.
  • FIG. 1(a) shows a hat-shaped steel sheet pile 1, which is a typical example of steel sheet piles.
  • a hat-shaped steel sheet pile 1 includes a web 2, a pair of flanges 3 and 4 extending obliquely from both ends of the web 2, and extending parallel to the web 2 from opposite sides of the flanges 3 and 4. It has arms 5 and 6 that are present and claws 7 and 8 that are at the ends of arms 5 and 6 .
  • this hat-shaped steel sheet pile As an example, after the steel material is heated, it is finally formed by passing through a groove as shown in Fig. 2 in each of rough rolling, intermediate rolling and finish rolling. Specifically, after the steel material is rolled a plurality of times in the initial rough rolling, it finally passes through the caliber 13 to form the rough shape of the steel sheet pile. In subsequent intermediate rolling, the web 2, the flanges 3 and 4, the arms 5 and 6, and the claws 7 and 8 are adjusted in thickness while finally passing through the groove 14. Furthermore, in the finish rolling, shape control including mainly claw bending forming is performed, and finally it passes through the caliber 15 to obtain the final product shape.
  • hot rolling is performed at a cumulative rolling reduction of 20% or more at 900 ° C. to 1000 ° C., and a rolling reduction in the non-recrystallized austenite region (hereinafter also referred to as CR rate ) is 10% or more and less than 20% and the finishing temperature of intermediate rolling is 650°C to 900°C.
  • CR rate rolling reduction in the non-recrystallized austenite region
  • Heating temperature of steel material 1200°C to 1350°C
  • the heating temperature of the steel material is set to 1200°C to 1350°C. Preferably, it is 1250° C. or higher.
  • [Cumulative rolling reduction at 900°C to 1000°C is 20% or more] It is important that the cumulative rolling reduction at 900°C to 1000°C is 20% or more.
  • the reduction rate just above the non-recrystallization temperature range is 20% or more.
  • Nb carbonitrides or composite precipitates of Nb and V of several nm order are precipitated in austenite due to strain induction, and YP is significantly improved. do.
  • it is 25% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 30% or less from the viewpoint of manufacturability.
  • CR rate is 10% or more and less than 20%
  • the CR rate is 10% or more.
  • the grain size in the microstructure eventually becomes coarse, and the average grain size of ferrite becomes larger than 15 ⁇ m or the maximum grain size becomes larger than 40 ⁇ m, making it difficult to secure toughness.
  • the CR ratio is set to less than 20%. Preferably, it is 13% or more and 18% or less.
  • the CR rate can be adjusted by increasing or decreasing the roll gap during feeding.
  • End temperature of intermediate rolling is 650°C to 900°C
  • the end temperature of the intermediate rolling for forming the web and flanges is 650°C to 900°C. If the temperature exceeds 900°C, it becomes difficult to satisfy either of the above two rolling conditions, and finally the average grain size of ferrite in the microstructure becomes larger than 15 ⁇ m or the maximum grain size becomes larger than 40 ⁇ m, and toughness cannot be secured. Difficulties can arise. It is preferably 850° C. or less. On the other hand, if the temperature is lower than 650° C., the rolling load in the intermediate rolling increases, and the risk of roll breakage in the intermediate rolling mill increases. Preferably, it is 700°C or higher.
  • intermediate rolling refers to rolling from rough rolling that gives the outline of the steel sheet pile to nail bending rolling, and mainly the portion that will become the web is rolled down in the thickness direction. It is about rolling.
  • the steel sheet pile of the present invention does not require accelerated cooling during rolling or after nail bending rolling for the purpose of improving strength and toughness. Accelerated cooling is not preferable in terms of production because it causes shape changes such as bending and warping. Therefore, air cooling is desirable after nail bending rolling. From the viewpoint of shape control during rolling, water that is unavoidably applied and cooling such as mist water in the cooling bed do not affect the characteristics of the steel sheet pile of the present invention.
  • steel sheet piles By performing component adjustment, rolling and cooling according to the above conditions, steel sheet piles can have excellent mechanical properties such as high strength of YP 440 MPa or more and vTrs of -10°C or less. It should be noted that the steel sheet piles targeted by the present invention include hat-shaped, U-shaped, combinations thereof, straight-line, etc. regardless of the cross-sectional shape, and the thickness of the web and the shape of the claw portion are not particularly limited. .
  • test piece was taken from the 1/4 position of the web thickness of the steel sheet pile web and used for observation of the microstructure. Prior to observation, the test pieces collected here were surface-polished and corroded with nital. Then, using an optical microscope, the cross section in the thickness direction of the web was observed at a magnification of 100 to identify the type of structure. Processing for conversion into three gradations of black and gray was performed for discrimination, and the area ratio of each tissue was obtained. Also, the average grain size of ferrite is obtained by calculating the area of each crystal grain of ferrite in the field of view by image analysis using the same watershed algorithm. It was obtained as an average value.
  • the maximum grain size of ferrite was the maximum value among the circle-equivalent diameters within the field of view. Furthermore, regarding the observation of martensite islands, the cementite was dissolved by subjecting the same test piece as above to two-step etching treatment of electrolytic corrosion and nital, and a scanning electron microscope (SEM) was used at a magnification of about 1000 times. 10 or more fields of view were observed at random, and the area ratio of martensite islands was obtained by the same image analysis as described above.
  • SEM scanning electron microscope
  • ⁇ Tensile test> A JIS No. 1A tensile test piece specified in JIS Z2241 is taken from the 1/4 position of the web thickness of the steel sheet pile web so that the tensile direction is the longitudinal direction, and a tensile test is performed in accordance with JIS Z2241 to yield. Points (YP) and tensile strength (TS) were determined.
  • V notch depth 2 mm V-notch Charpy impact test piece (V notch depth 2 mm) specified in JIS Z2242 was taken from the web thickness 1/4 position of the steel sheet pile web, and a Charpy impact test was performed according to JIS Z2242. The impact test was conducted in a temperature range of -80 to 40°C, and the absorbed energy (vE 0 ) at 0°C and the fracture surface transition temperature (vTrs) at a ductile fracture surface ratio of 50% were determined.
  • Tables 2-1 and 2-2 also show the results of the above survey.
  • Test results (No. 1 to 17 in Table 2-1) of steel sheet piles produced by the manufacturing method according to the present invention using compatible steel satisfying the chemical composition according to the present invention are all the desired properties (yield strength YP: 440 MPa or more and a fracture surface transition temperature vTrs with a ductile fracture surface ratio of 50%: ⁇ 10° C. or less) were satisfied.
  • the steel composition of the steel sheet pile does not satisfy the conditions of the present invention, or does not satisfy the conditions of the manufacturing method of the present invention, or does not satisfy any of the above.
  • Nos. 18 to 38, 41) do not satisfy the required properties in either the yield strength or the fracture surface transition temperature (vTrs) at a ductile fracture surface ratio of 50%.

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Abstract

高強度かつ高靭性である鋼矢板を、安定的にかつ高い生産性を以て提供する。該鋼矢板は、所定の成分組成と、フェライトの面積分率が７０％以上および島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であるミクロ組織と、フェライトの面積分率が７０％以上および島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、粒径が１０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物並びに、ＶおよびＮｂ複合炭窒化物の合計面積率が２.６％以上であり、所定の粒径ｄ（ｎｍ）を有するＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれら複合析出物の面積率が０．３％以上であるミクロ組織と、を有し、前記フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であるものとする。

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、永久構造物あるいは仮設構造物に適用される鋼矢板及びその製造方法に関する。
　鋼矢板は、岸壁や土留めに用いられる場合に高い負荷を受けることから、高い強度や靭性が要求される。例えば、降伏強度（以下、ＹＰとする）が２９０ＭＰａ以上、さらには３９０ＭＰａ以上の鋼矢板が用いられる。より一層厳しい環境下では、ＹＰ４４０ＭＰａ以上の強度を有する鋼矢板が必須となる場合がある。
　高強度でかつ高靭性である鋼材製品を製造する際、合金元素の添加やオーステナイトの未再結晶温度域での圧延が一般的な手法になる。ところが、複雑な形状を有する鋼矢板の製造では、成形性の観点からより変形抵抗の小さい高温での圧延・成形が志向されるとともに、変形抵抗を上昇させ得る合金の添加が制限されることがある。
　鋼矢板のＪＩＳ規格（ＳＹＷ）では、０℃でのシャルピー吸収エネルギーについて規定されているものの、日本の寒冷期など０℃を下回る環境下でも鋼矢板は用いられるため、今後は更なる高靭性の鋼矢板が要求されることが予想される。
　以上の背景の下、高強度かつ高靭性である鋼矢板の研究開発が行われている。
　すなわち、特許文献１には、Ｎｂを０．０５％超添加した成分組成とすることによりＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板の提案がなされている。
　特許文献２では、ＶとともにＮｂを０．０３０％以上添加する成分組成とし、１０００℃以下での圧下率を制御することによって、フェライトの平均粒径や島状マルテンサイトの面積率および析出物の個数密度を適正化してＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板について提案がなされている。
　特許文献３では、Ｃが０．００５～０．０３０％の低炭素鋼にＮｂおよびＢを添加する成分組成とし、高強度、高靭性および水中溶接性に優れた鋼矢板について提案がなされている。
　また、特許文献４では、ＶあるいはＮｂを１種または２種を添加する成分組成とし、９００℃以下すなわち未再結晶温度域における圧下率を制御し、圧延終了後加速冷却を行うことで高靭性とした、鋼矢板の提案がなされている。
　一方で、特許文献５では、不可避的不純物中のＮｂを０．００５％以下に制限することでＹＰ３４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板の提案がなされている。
　特許文献６および７では、熱間圧延中あるいは圧延終了後所定の箇所を水冷することでＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつｖＴｒｓが－１０℃以下である鋼矢板の提案がなされている。
特開２０１８－８３９６３号公報 特開２０１８－９０８４５号公報 特開２０００－１７３７８号公報 特開２００６－２４９５１３号公報 特開２００２－２９４３９２号公報 特開２００７－３３２４１４号公報 特開２００８－２２１３１８号公報
　特許文献１、２に記載の技術は、Ｎｂを０．０３０％以上添加した成分組成とすることで高強度かつ高靭性である鋼矢板としているが、固溶あるいは析出状態に限らずＮｂは熱間圧延時の変形抵抗を上昇させる傾向があり、熱間圧延時の形状制御を厳密に行う必要がある。
　特許文献３に記載の技術では、Ｃ量が０．００５～０．０３０％と低い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。
　また、特許文献４に記載の技術では、高靭性の鋼矢板を得るために未再結晶温度域の圧下率が２０％以上必要であり、熱間圧延時の形状制御が厳密である必要があるとともに、圧延終了後に所定部分の加速冷却が必要となるため、曲がりや反りなどの形状変化が不可避であることが問題である。
　一方で、特許文献５に記載の技術では、圧延温度や最終パスの圧下率を制限することでオーステナイトの完全再結晶を促進し、また均一な組織を得ることでＹＰ３４０ＭＰａ以上でありかつ高靭性とした、鋼矢板の提案がなされているが、ＹＰは４４０ＭＰａ未満であり、さらなるＹＰの向上が求められている。
　特許文献６または７に記載の技術では、ＹＰ４４０ＭＰａ以上でありかつｖＴｒｓが－１０℃以下である鋼矢板を得るためには所定部分の水冷が必須となるため、曲がりや反りなどの形状変化が不可避であることが問題である。
　本発明は、上述の課題を解決するものであり、高強度かつ高靭性である鋼矢板を、安定的にかつ高い生産性を以て提供することを目的とする。ここに、高強度であるとは、例えばＹＰが４４０ＭＰａ以上であることを指し、また高靭性であるとは、延性破面率が５０％となる破面遷移温度（以下、ｖＴｒｓとする）が－１０℃以下であることを指す。
　高靭性を確保するためには、結晶粒の微細化による破壊単位の減少が有効な手段である。結晶粒の微細化の手段のひとつとして、旧オーステナイト粒内あるいは粒界に存在する析出物をフェライトの生成核として用いることで結晶粒の微細化を図る方法がある。本発明者らは、析出物による結晶粒の微細化についてメカニズムを調査したところ、析出物がフェライト粒の微細化に寄与するには、析出物が一定以上の粒径を有する必要のあることがわかった。また、その臨界粒径はフェライト変態開始温度の低下に伴って減少する傾向にあることが分かった。
　また、高強度を確保するためには、析出物による析出分散強化が有効な手段のひとつであり、析出物の粒径は同一面積率を仮定すると析出物の粒径が微細なほど強度上昇は顕著となる。
　高靭性を確保するためには一定以上の粒径を有する析出物が必要である一方で、高強度を確保するためには微細な析出物が有効である。これら二つは二律背反の関係にあり、従来では析出物を活用することにより高強度と高靭性を両立するのは困難であった。このことを解決するには、加速冷却によるフェライト変態開始温度の低下が一案であるが、曲がりや反りを生じる可能性があるので好ましくない。また、未再結晶温度域での圧延を積極的に行うことも有効な手段のひとつであるが、形状制御を厳密に行う必要がある。
　ところで、析出物による結晶粒の微細化を図るうえで、Ｖを含む成分組成とすることが有効である。すなわち、ＶはＶ炭窒化物として比較的高温域でオーステナイト中に析出するとともにフェライトと整合界面を有するため、フェライトの生成核としての寄与度が大きいことが特徴である。また、高強度を確保するためには、Ｎｂを含む成分組成とすることが有効である。すなわち、Ｎｂは主に歪誘起によりＮｂ炭窒化物としてオーステナイト中に数ｎｍオーダーの粒径で微細に析出するため、析出物による分散強化が期待される。
　これらを踏まえて、本発明者らは、ＶとＮｂを複合添加する成分組成とし、析出物の制御を行うべくＶとＮｂの成分組成比について検討を行った。その結果、Ｖ炭窒化物あるいはＶとＮｂとの複合炭窒化物をフェライトの生成核として用いることによる結晶粒の微細化と、析出物による分散強化とを両立するには、ＶとＮｂの成分組成比に適正な範囲があることを見出した。
　また、ＶとＮｂの成分組成比の適正化のみでは不十分であり、高い生産性を確保するとともに高強度並びに高靭性を確保しうる圧延条件を検討したところ、未再結晶温度域直上での圧延を効果的に行うことが有効であることが分かった。すなわち、Ｎｂ炭窒化析出物あるいはＶとＮｂとの複合炭窒化物を歪誘起により析出させることが肝要である。これにより、従来のような広い温度域にわたる圧延条件の制約やオーステナイトの未再結晶温度域での圧下率（以下、ＣＲ率ともいう）の緩和が可能となるとともに、曲がりや反りの発生に影響を及ぼす加速冷却を行う必要がなくなる。
　本発明者らは、Ｖ析出物およびＮｂ析出物、さらにはそれらの複合析出物について、強度、靭性を効果的に向上させるためには、強度上昇に寄与し得る微細な粒径の析出物とフェライトの生成核として寄与し得る粗大な粒径の析出物について、一定以上の面積率が必要であることを見出した。
　以上より、本発明者らは、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物またはそれらの複合析出物による分散強化や組織の均一な微細化によって、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度であり、ｖＴｒｓが－１０℃以下という高靭性である、鋼矢板を提供するための方途を見出した。本発明の要旨は、以下に示すとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．１８％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
　sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
　Ｖ：０．００５～０．２５０％、
　Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％未満および
　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
を下記式（１）を満足する範囲で含有し、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と、
　フェライトの面積分率が７０％以上および島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、粒径が１０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物並びにＶおよびＮｂ複合炭窒化物の合計面積率が２.６％以上であり、下記式（２）を満足する粒径ｄ（ｎｍ）を有するＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物並びにＶおよびＮｂ複合析出物の合計面積率が０．３０％以上であるミクロ組織と、を有し、
　前記フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であり、
　降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である、鋼矢板。
　　　　　　　　　　　　　　　記
　－０．０１０≦[％Ｎｂ]－０．１[％Ｖ]≦０．０２０　　　・・・（１）　　　　
　　ここで、[％Ｖ]、[％Ｎｂ]はそれぞれ、鋼中のＶおよびＮｂの含有量（質量％）である。
　ｄ≧５[(Ａｅ３－Ａｒ３)／Ａｅ３]－０．６３　・・・（２）　　　　    
　　ここで、Ａｅ３：平衡変態時のフェライト変態開始温度（℃）
　　　　　　Ａｒ３：冷却時のフェライト変態開始温度（℃）
　なお、上記のＡｅ３およびＡｒ３は、それぞれ以下に示す式（３）および（４）に従って求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　Ａｒ３＝９１０－３１０[％Ｃ]－８０[％Ｍｎ]－２０[％Ｃｕ]－１５[％Ｃｒ]－５５[％Ｎｉ]－８０[％Ｍо]　　　・・・（４）　　　　　　　　　
　ここで、[％Ｃ]、[％Ｓｉ]、[％Ｍｎ]、[％Ｃｕ]、[％Ｃｒ]、[％Ｎｉ]および[％Ｍо]はそれぞれ、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）である。
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、
　Ｔｉ：０．０２５％以下および
　ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼矢板。
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１２００℃～１３５０℃に加熱し、粗圧延、中間圧延および仕上圧延を含む熱間圧延を、９００℃～１０００℃における累積圧下率が２０％以上、オーステナイトの未再結晶温度域での圧下率が１０％以上２０％未満および前記中間圧延の終了温度が６５０℃～９００℃として行う、降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である鋼矢板の製造方法。
　本発明によれば、ＹＰ４４０ＭＰａ以上およびｖＴｒｓが－１０℃以下という、高強度かつ高靭性の鋼矢板を、安定的にかつ高い生産性の下に提供できるため、産業上非常に有用である。
鋼矢板の断面形状を示す図である。 ハット形鋼矢板の熱間圧延工程における代表的な孔型を示す図である。 式（２）を満たす析出物の面積率とｖＴｒｓとの関係を示すグラフである。 １０ｎｍ以下のサイズを有する析出物の面積率と降伏強度の関係を示すグラフである。
　鋼矢板の形態としては、図１（a）に示すハット形鋼矢板１が典型例であり、その他、図１（ｂ）に示す直線形鋼矢板９もあり、いずれも、図２に示す孔型を介して最終形状が与えられる。この形態や、製造手順について、詳しくは後述する。
＜鋼矢板＞
　以下、本発明の鋼矢板について、その成分組成およびミクロ組織を詳しく述べる。
[成分組成]
　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。
　また本明細書において、Ｖ炭窒化物を「Ｖ析出物」又は「Ｖ（Ｃ，Ｎ）」、Ｎｂ炭窒化物を「Ｎｂ析出物」又は「Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）」、ＶおよびＮｂ複合炭窒化物を「それら（の）複合析出物」又は「（Ｖ，Ｎｂ)（Ｃ，Ｎ）」とも表記する。
Ｃ：０．０５～０．１８％
　Ｃは、鋼中でＶ、ＮｂおよびＮと結合し、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ)（Ｃ，Ｎ）といった炭窒化物として析出し母材の強度と靭性を安定に確保するために必須な元素であり、０．０５％以上で添加する必要がある。一方で、０．１８％を超えると島状マルテンサイトを含むベイナイトが生成し、島状マルテンサイトの増加により靭性を大きく低下させるとともに、析出物が過剰となって靭性が低下する。そのため、本発明ではＣ含有量を０．０５～０．１８％とする。さらに、Ｃ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｃ含有量は０．１６％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．５５％
　Ｓｉは、固溶強化により母材の強度を高める元素であり、０．０５％以上で含有される必要がある。一方で、Ｓｉ含有量が過剰であると、靭性を低下させる島状マルテンサイトの生成を助長するため、Ｓｉ含有量を０．５５％以下とする。従って、Ｓｉ含有量を０．０５～０．５５％とする。さらに、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．００～１．６５％
　Ｍｎは、Ｓｉ同様、鋼の強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、高強度化には必要な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が１．００％未満となると、その効果は小さくなる。一方で、１．６５％を超えると、島状マルテンサイトを含む上部ベイナイトの生成を助長し靭性を大きく損ねることになる。そのため、Ｍｎ含有量を１．００～１．６５％とする。さらに、Ｍｎ含有量は１．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．６０％以下とすることが好ましい。
sol．Ａｌ：０．０８０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。しかし、Ａｌの脱酸剤としての効果はsol．Ａｌとして０．０８０％を超えると飽和するため、sol．Ａｌを０．０８０％以下とした。下限については特に限定されないが、脱酸のためには０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上である。また、０．０６０％以下であることが好ましい。
Ｖ：０．００５～０．２５０％
　Ｖは、圧延中または冷却中にＶ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）としてオーステナイト中に析出してフェライトの核生成サイトとして寄与し、結晶粒を微細化する効果を有する重要な元素である。また、Ｖは析出物としての分散強化により母材強度を高める役割を有しており、強度と靭性を確保するためには必須の元素である。上述の効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方で、Ｖ含有量が０．２５０％を超えると、析出脆化を助長し、母材靭性を大きく損ねることになる。そのため、Ｖ含有量を０．００５～０．２５０％とする。さらに、Ｖ含有量は０．０７５％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０８０％超である。また、Ｖ含有量は０．２００％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％未満
　Ｎｂは、圧延中に主に歪誘起析出によりＮｂ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）としてオーステナイト中に数ｎｍオーダーのサイズで析出し、オーステナイトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化する効果がある。また、Ｎｂは析出物としての分散強化により母材強度を高める役割を有しており、強度と靭性を確保するためには必須の元素である。このような効果を得るには、Ｎｂが０．００５％以上含有されている必要がある。好ましくは、０．０１０％以上である。一方で、Ｎｂは熱間の変形抵抗を上昇させるとともに含有量が０．０３０％以上となると析出脆化により靭性が低下しがちとなるため、Ｎｂの含有量を０．０３０％未満とする。好ましくは、０．０２５％以下である。
Ｎ：０．００１０～０．００６０％
　Ｎは、鋼中でＶ、ＮｂおよびＣと結合し、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）として母材強度と靭性を向上させるのに有用な元素であり、０．００１０％以上の含有を必要とする。しかし、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、析出脆化により母材靭性を大きく損なうことになる。そのため、本発明ではＮ含有量を０．００１０～０．００６０％とする。さらに、Ｎ含有量は０．００１５％以上とすることが好ましい。また、Ｎ含有量は０．００５５％以下とすることが好ましい。
　さらに、本発明では、各々の元素が上記の範囲を満足することに加えて、ＶおよびＮｂについては、ＶおよびＮｂの含有量（質量％）をそれぞれ[％Ｖ]および[％Ｎｂ]として、次の（１）式の関係を満足することが重要である。
　－０．０１０≦[％Ｎｂ]－０．１[％Ｖ]≦０．０２０　　　・・・（１）
　発明者らは、上記範囲の鋼成分を有する種々の鋼矢板を用いて、強度および靭性を評価した結果、優れた強度および靭性を得るためには、析出Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）量のバランスが重要であるとの知見を得た。具体的には、[％Ｎｂ]－０．１[％Ｖ]で算出される値が－０．０１０未満のとき、つまりＶが過多の場合は、ＶはＶ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）として高温で多量に析出し粗大化するのに加えて、微細なＮｂ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）の歪誘起析出量が減少するため、強度が低下することが分かった。
　すなわち、ＶおよびＮｂの含有量に基づくパラメータである、上記式で算出される値を－０．０１０以上に制御することにより、Ｖがフェライトの核生成サイトとして寄与し組織を均一に微細化することで靭性の向上に寄与する十分なサイズおよび量の析出Ｖ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を確保することが出来るとともに、強度の上昇に寄与する十分な量の微細析出Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を確保することができる。一方、値[％Ｎｂ]－０．１[％Ｖ]が０．０２０超のとき、つまりＮｂが過多の場合には、フェライトの核生成サイトとなって靭性の向上に寄与する、十分なサイズおよび量の析出Ｖ（Ｃ，Ｎ）あるいは（Ｖ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）が減少し母材靭性を損なうことになる。そのため、本発明では、[％Ｎｂ]－０．１[％Ｖ]で算出される値を－０．０１０～０．０２０の範囲とする。なお、上記式により算出される値は－０．００５以上であることが好ましい。また、０．０１５以下であることが好ましい。
　本発明における化学組成において、以上の元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。該不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｂについては以下に示すように含有量の上限を設ける。
Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、鋼中に不可避的不純物として存在するが、Ｐの含有量が過剰であると鋼の靭性が低下するため、Ｐは０．０２５％以下とする。Ｐの含有量は少ないほど好ましく、０％であってもよいが、過度なＰ含有量の低減は精錬工程の長時間化により生産性の低下を招くため、Ｐの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的不純物として含有されるとともに、Ａ系介在物として存在する。Ｓの含有量が過剰であると、Ａ系介在物量が過剰に増加し鋼の靭性が低下するため、Ｓの含有量を０．０２０％以下とする。Ｓの含有量は少ないほど好ましく、０％であってもよいが、過度なＳ含有量の低減は精錬工程の長時間化により生産性の低下を招くため、Ｓの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．０００３％以下
　Ｂは、鋼中で粒界に偏析し、粒界強度を上昇させる効果のある元素である。低品質な原料を用いた場合には、鋼中にＢが０．０００３％より多く含有されている場合がある。この場合、粗大な粒界析出物を形成するとともに、焼き入れ性が上昇することで島状マルテンサイトの生成を助長し靭性が低下するため、Ｂの含有量を０．０００３％以下とする。さらに、０．０００２％以下とすることが好ましい。
　以上が本発明において基本となる成分組成であるが、必要に応じて以下の元素を１種または２種以上含有してもよい。
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：０．５０％以下、
　Ｍｏ：０．３０％以下、
　Ｃａ：０．００５０％以下、
　Ｔｉ：０．０２５％以下および
　ＲＥＭ：０．００５％以下
Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕが０．０１％以上で含有されていることが好ましい。ただし、含有量が０．５０％を超えると、Ｃｕ割れを生じやすくなる。よって鋼の成分組成としてＣｕを含有する場合は、含有量を０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に、鋼中に固溶して延性や靭性を劣化させずに鋼の高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉが０．０１％以上で含有されていることが好ましい。特に、ＮｉはＣｕと複合添加することでＣｕ割れを抑制することが好ましい。一方で、Ｎｉ含有量が過剰であると島状マルテンサイトの生成を助長するのに加え、Ｎｉは高価な元素であるため、これらの観点から、Ｎｉの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るには、Ｃｒが０．０１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｃｒ含有量が過剰であると島状マルテンサイトの生成を助長するため、Ｃｒの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．３０％以下
　Ｍｏは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏが０．０１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｍｏ含有量が過剰であると、島状マルテンサイトの生成を助長するため、Ｍｏの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、ＳやＯと結合して鋼中のＭｎＳを減少させることにより、鋼の靭性および延性の向上を図ることができる。このような効果を得るためには、Ｃａが０．０００５％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちになるため、Ｃａの含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０２５％以下
　Ｔｉは、ＴｉＮとしてオーステナイト中に析出し結晶粒を微細化する効果がある。このような効果を得るには、Ｔｉが０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｔｉ含有量が過剰であると、析出したＴｉＮが粗大となるとともに結晶粒が粗大化するため、靭性が低下しがちとなる。そのため、Ｔｉの含有量を０．０２５％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５％以下
　ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｃａと同様にＳやＯと結合して鋼中のＭｎＳを減少させることで鋼の靭性、延性を図ることができる。このような効果を得るためには、ＲＥＭが０．００１％以上含有されていることが好ましい。一方で、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちになるため、ＲＥＭの含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。
　次に、本発明における鋼矢板のミクロ組織について説明する。なお、本発明では、鋼矢板のウェブ部のミクロ組織を規定すればよい。なぜなら、ウェブ部は、加工度が最も低く組織が粗大となり強度と靭性の確保が最も困難であるため、ウェブ部において後述の組織条件を満たしていれば、その他の部位においても後述の組織条件を満たすことになる。
　該ミクロ組織としては、フェライトの面積分率が７０％以上および島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であることが肝要である。
[フェライト主体組織]
　鋼矢板のミクロ組織は、フェライト主体組織とする。フェライト主体組織とは、フェライトの面積率が７０％以上である組織を指す。フェライトの面積率が７０％未満では硬質相が増加し靭性が低下する場合がある。フェライトの面積率の上限は、強度確保の観点から９０％未満であることが好ましい。なお、第２相について特に限定しないが、パーライトや島状マルテンサイトを含むベイナナイト組織やマルテンサイトが挙げられる。ただし、島状マルテンサイトの面積率は後述にて限定する。
[フェライトの平均粒径が１５μｍ以下、かつ最大粒径が４０μｍ以下]
　鋼矢板のミクロ組織において、フェライトの平均粒径を１５μｍ以下、かつ最大粒径を４０μｍ以下とする。フェライトの平均粒径が１５μｍより大きい或いは、最大粒径が４０μｍより大きい場合には、ＹＰが低下するとともに靭性の確保が困難となる。さらに高い強度と靭性を得るためには、フェライトの平均粒径が１２μｍ以下、かつ最大粒径が３０μｍ以下であることが望ましい。なお、フェライトの平均粒径および最大粒径は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
　フェライトの平均粒径の下限は、特に限定されないが、引張強さを確保する観点から５μｍ以上が好ましく、１０μｍ以上がより好ましい。またフェライトの最大粒径の下限は、特に限定されないが、同じく引張強さを確保する観点から２０μｍ以上が好ましく、２５μｍ以上がより好ましい。
[島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下]
　鋼矢板のミクロ組織において、島状マルテンサイトの面積率を１．０％以下とする。島状マルテンサイトの面積率が１．０％より多いと、靭性の確保が困難となる。より高い靭性を得るには、島状マルテンサイトの面積率を０．５％以下とすることが望ましい。島状マルテンサイトの面積率は少ないほど好ましく、０％でも構わないため、下限は特に設けない。なお、島状マルテンサイトの面積率は、後述の実施例に記載の測定方法に従って測定することができる。
　さらに、高強度および高靭性の鋼矢板を得るには、析出物による分散強化および析出物による組織の均一な微細化が有効であるため、析出物の粒径、面積率についても検討を行った。
　すなわち、本発明に従う上記した成分組成範囲内の種々の成分組成を有する、鋼素材に熱間圧延を施して種々の鋼矢板に成形した後、空冷（冷却速度：０．５０℃／ｓ）した。空冷後の各鋼矢板からサンプルを採取し、電解研磨法にて表面処理した後に透過電子顕微鏡（以下、ＴＥＭ）で観察し、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物並びに、ＶおよびＮｂ複合炭窒化物からなる、析出物の粒径および面積率を測定した。なお、析出物の粒径および面積率の測定は後述の方法に従って行った。
　上記した種々の鋼矢板については、各鋼矢板からシャルピー衝撃試験片を採取し、延性破面率５０％の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。なお、ｖＴｒｓの測定は後述の実施例に記載の方法に従って行った。
　このｖＴｒｓの測定結果を、上記の析出物の面積率との関係として図３に示す。ここで、析出物について、次式（２）に従って整理することができる。
　ｄ≧５[(Ａｅ３－Ａｒ３)/Ａｅ３]－０．６３　・・・（２）
　ここで、ｄ、Ａｅ３およびＡｒ３はそれぞれ、析出物の粒径（ｎｍ）、平衡変態時のフェライト変態開始温度（℃）および空冷時のフェライト変態開始温度（℃）である。Ａｅ３およびＡｒ３はそれぞれ以下に示す式（３）および（４）で求められる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　Ａｒ３＝９１０－３１０[％Ｃ]－８０[％Ｍｎ]－２０[％Ｃｕ]－１５[％Ｃｒ]－５５[％Ｎｉ]－８０[％Ｍо]　　　・・・（４）　　　　　　　　　
　ここで、[％Ｃ]、[％Ｓｉ]、[％Ｍｎ]、[％Ｃｕ]、[％Ｃｒ]、[％Ｎｉ]および[％Ｍо]はそれぞれ、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）である。
　図３に、式（２）を満足する析出物粒径を有するＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれら複合析出物の面積率と破面遷移温度（℃）（以下「ｖＴｒｓ」）との関係を示す。式（２）を満足する析出物粒径を有するＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれら複合析出物の合計面積率が０．３０％以上となると、ｖＴｒｓ－１０℃以下となることがわかる。該合計面積率は、好ましくは０．３５％以上である。
　該合計面積率の上限は、特に限定されないが、過度な析出脆化を抑制する観点から１．００％以下であることが好ましい。
　さらに、上記した種々の鋼矢板については、各鋼矢板から引張試験片を採取し、ＹＰ(０．２％耐力)を求めた。なお、ＹＰの測定は後述の実施例に記載の方法に従って行った。この測定結果について、上記した析出物の粒径および面積率を測定結果から抽出した、粒径が１０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれら複合析出物の面積率との関係を、図４に示す。ここで、粒径が１０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれら複合析出物の面積率に着目した理由は、析出強化に関するオロワン応力は析出物の粒径に反比例することから、析出強化を活用する際の指標となるからである。図４より、粒径が１０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれら複合析出物の合計面積率が２.６％以上となることにより、ＹＰ４４０ＭＰａ以上となることがわかる。該合計面積率は、好ましくは４．０％以上である。
　該合計面積率の上限は、特に限定されないが、過度な析出脆化を抑制する観点から１０．０％以下であることが好ましい。
＜鋼矢板の製造方法＞
　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、上記した組成成分を有する、スラブ等の鋼素材を加熱炉で加熱後、粗圧延、中間圧延および仕上圧延を含む、熱間圧延によって製造される。
　図１（a）に、鋼矢板の典型例であるハット形鋼矢板１を示す。ハット形鋼矢板１は、ウェブ２と、該ウェブ２の両端から傾斜して延在する一対のフランジ３および４と、両フランジ３および４のウェブ２とは反対側からウェブ２と平行に延在する腕部５および６と、腕部５および６の両端部にある爪部７および８と、を有する。
　このハット形鋼矢板の製造を一例にとると、鋼素材を加熱後に、粗圧延、中間圧延および仕上圧延のそれぞれにおいて、図２に示すような孔型を最終的に通過して成形される。具体的には、最初の粗圧延において鋼素材を複数回圧延したのち、最終的に孔型１３を通過し鋼矢板の概形が作られる。引き続く中間圧延では、ウェブ２、フランジ３および４、腕部５および６、爪部７および８となる部分の厚みの調整が行われつつ、最終的に孔型１４を通過する。さらに、仕上圧延では、主に爪曲げ成形を含んだ形状制御が行われ、最終的に孔型１５を通過し最終製品形状となる。
　なお、上記に示したハット形鋼矢板以外の鋼矢板、例えば、図１（ｂ）に示す直線形鋼矢板９のように、ウェブ厚や爪部を含む製品形状に違いがある鋼矢板では、熱間圧延における圧延パス数や圧延温度に差のある場合があるが、粗圧延、中間圧延および仕上圧延（爪曲げ成形を含む）によって製造されることに根本的な差異はなく、いずれも本発明の製造方法に含まれる。ここで、図１（ｂ）に示す直線形鋼矢板９では、左右爪部１１および１２間に位置する直線の部分をウェブ１０とする。
　前記鋼素材を１２００℃～１３５０℃に加熱したのち、熱間圧延を、９００℃～１０００℃の累積圧下率が２０％以上、オーステナイトの未再結晶域での圧下率（以下、ＣＲ率ともいう）が１０％以上２０％未満および中間圧延の仕上温度が６５０℃～９００℃である、条件下に行うことが肝要である。
[鋼素材の加熱温度：１２００℃～１３５０℃]
　熱間圧延を行うに際して、鋼素材を１２００℃～１３５０℃に加熱する必要がある。加熱温度が１２００℃未満であると、鋼成分中のＶおよびＮｂの固溶が不十分となり、析出物が粗大となって強度の確保が困難になるとともに、熱間の変形抵抗が上昇し圧延ロールが割損する、おそれがある。一方、加熱温度が１３５０℃を超えると、結晶粒が粗大となり靭性の確保が困難となるとともに、加熱時間が増大し生産性が低下する。従って、鋼素材の加熱温度は１２００℃～１３５０℃とする。好ましくは、１２５０℃以上である。
[９００℃～１０００℃における累積圧下率が２０％以上]
　９００℃～１０００℃における累積圧下率が２０％以上であることが重要である。未再結晶温度域直上の圧下率を２０％以上とすることにより、オーステナイト中に歪誘起により数ｎｍオーダーのＮｂ炭窒化物あるいはＮｂとＶとの複合析出物が析出し、ＹＰが顕著に向上する。好ましくは、２５％以上である。なお、上限については特に限定する必要はないが、製造性の観点から３０％以下とすることが好ましい。
[ＣＲ率が１０％以上２０％未満]
　上述に加えて、ＣＲ率が１０％以上であることが重要である。ＣＲ率が１０％未満となると、最終的にミクロ組織における粒径が粗粒となって、フェライトの平均粒径が１５μｍより大きく或いは最大粒径が４０μｍより大きくなり、靭性の確保が困難になる。また、圧延荷重が増大し形状制御を厳密に行う必要が生じるため、ＣＲ率は２０％未満とする。好ましくは、１３％以上であり、１８％以下である。ここで、ＣＲ率は、通材時のロールギャップの増減によって調整することができる。
 [中間圧延の終了温度が６５０℃～９００℃]
　上記した、ウェブやフランジを形成する中間圧延の終了温度は、６５０℃～９００℃とする。９００℃を超えると上記２つの圧延条件のいずかを満たすことが困難となり、最終的にミクロ組織におけるフェライトの平均粒径が１５μｍより大きく或いは最大粒径が４０μｍより大きくなり、靭性の確保が困難になる場合が生じ得る。好ましくは８５０℃以下である。一方、６５０℃未満となると、中間圧延での圧延荷重が高くなり中間圧延機における圧延ロール割損のリスクが高まる。好ましくは７００℃以上である。なお、中間圧延とは、上述したように、鋼矢板の概形を与える粗圧延の後から爪曲げ圧延の前までの圧延のことを指し、主にウェブとなる部分を厚さ方向に圧下する圧延のことである。
　本発明の鋼矢板は、強度および靭性の向上を目的とした圧延中あるいは爪曲げ圧延後の加速冷却を必要としない。加速冷却は、曲がりや反りといった形状変化が生じるため、生産上好ましくない。従って、爪曲げ圧延後は空冷することが望ましい。なお、圧延中の形状制御の観点から不可避的にかかる水や、冷却床でのミスト水といった冷却は、本発明の鋼矢板の特性に影響を与えることはない。
　上記した条件に従う、成分調整、圧延および冷却を行うことにより、鋼矢板において、ＹＰ４４０ＭＰａ以上という高強度でかつｖＴｒｓが－１０℃以下という、優れた機械的特性を得ることができる。なお、本発明で対象とする鋼矢板は、その断面形状によらずハット形、Ｕ形、それらの組合せおよび直線形等を含むとともに、ウェブ厚や爪部の形状が特に限定されることはない。
　以下、実施例に従って本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。なお、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内において適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　連続鋳造機にて、表１－１および表１－２に示す成分組成の鋼素材を用意し、表２－１および表２－２に示す条件にて加熱および熱間圧延を行い、図１に示した、ウェブ２と、ウェブ２の両端から傾斜し延長される一対のフランジ３および４がウェブ２を平行に左右へ広がる方向へ延長される腕部５および６と、腕部５および６の両端部にある爪部７および８とを有する、ハット形鋼矢板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた鋼矢板について、鋼矢板のミクロ組織の観察、析出物の観察、引張試験および靭性試験を実施した。以下に、それぞれの評価方法について説明する。
<ミクロ組織の観察>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置より試験片を採取し、ミクロ組織の観察に供した。ここで採取した試験片は、観察に先立って表面を研磨し、ナイタールで腐食した。そして、光学顕微鏡を用いて、ウェブの厚み方向断面を１００倍にて観察して組織の種類を同定し、８００μｍ×６００μｍの視野において、画像解析によりフェライト、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトをそれぞれ白と黒と灰の３階調に変換する処理を行って区別し、各組織の面積率を得た。また、フェライトの平均粒径は、同じく分水嶺アルゴリズムによる画像解析により、上記視野中のフェライトの各結晶粒の面積を算出し、各結晶粒の円相当径をフェライトの粒径とし、上記視野内の平均値として求めた。フェライトの最大粒径は、上記視野内の円相当径のうち最大の値とした。さらに、島状マルテンサイトの観察については、上記と同一の試験片を電解腐食とナイタールの２段エッチング処理を行うことでセメンタイトを溶解し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍程度で無作為に１０視野以上を観察し、上述同様の画像解析により島状マルテンサイトの面積率を求めた。
<析出物の観察>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置よりサンプルを採取し、電解研磨法で表面処理してから透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて２０００００倍で３０視野観察し、粒径が１ｎｍ以上の析出物について、暗視野法および質量分析器（ＥＤＳ）を用いて、Ｖ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物およびそれらの複合析出物を特定し、各々の析出物を計数し、視野に占める析出物の合計面積率を算出した。ただし、析出物は楕円とみなし長径と短径の平均を粒径とした。
<引張試験>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置より、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に規定されたＪＩＳ　１Ａ号引張試験片を引張方向が長手方向となるように採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
<靭性試験>
　鋼矢板のウェブのウェブ厚１／４位置より、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ深さ２ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験は、－８０～４０℃の温度範囲で行い、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）および延性破面率５０％の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
　表２－１および表２－２に、上記調査の結果を併せて示す。本発明に従う成分組成を満足する適合鋼を用いて、本発明に従う製造方法で作製した鋼矢板の試験結果（表２－１のＮｏ．１～１７）は何れも所望の特性（降伏強度ＹＰ：４４０ＭPa以上、延性破面率５０％の破面遷移温度ｖＴｒｓ：－１０℃以下）を満足していた。
　一方で、鋼矢板の鋼組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは、本発明の製造方法の条件を満足しないか、または、上記いずれも満足しなかった、比較例（表２－２のＮｏ．１８～３８、４１）は降伏強度および延性破面率５０％の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）のいずれかの値が要求特性を満足していない。
　また、本発明の製造方法の条件を満足しない比較例（表２－２中のＮｏ．３９、４０、４２）はいずれも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過したため圧延を中止した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
１：ハット形鋼矢板
２：ウェブ 
３：フランジ
４：フランジ
５：腕部
６：腕部
７：爪部
８：爪部
９：直線形鋼矢板
１０：ウェブ
１１：爪部
１２：爪部
１３：ハット形鋼矢板の粗圧延における最終パスの孔型
１４：ハット形鋼矢板の中間圧延における最終パスの孔型
１５：ハット形鋼矢板の仕上圧延における最終パスの孔型

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．１８％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５５％、
    　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
    　sol．Ａｌ：０．０８０％以下、
    　Ｖ：０．００５～０．２５０％、
    　Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％未満および
    　Ｎ：０．００１０～０．００６０％
    を下記式（１）を満足する範囲で含有し、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と、
    　フェライトの面積分率が７０％以上および島状マルテンサイトの面積率が１．０％以下であり、粒径が１０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物並びにＶおよびＮｂ複合炭窒化物の合計面積率が２.６％以上であり、下記式（２）を満足する粒径ｄ（ｎｍ）を有するＶ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物並びにＶおよびＮｂ複合炭窒化物の合計面積率が０．３０％以上であるミクロ組織と、を有し、
    　前記フェライトの平均粒径が１５μｍ以下かつ最大粒径が４０μｍ以下であり、
    　降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である、鋼矢板。
    　－０．０１０≦[％Ｎｂ]－０．１[％Ｖ]≦０．０２０　　　・・・（１）
    　　ここで、[％Ｖ]、[％Ｎｂ]はそれぞれ、鋼中のＶおよびＮｂの含有量（質量％）である。
    　ｄ≧５[(Ａｅ３－Ａｒ３)／Ａｅ３]－０．６３　・・・（２）
    　　ここで、Ａｅ３：平衡変態時のフェライト変態開始温度（℃）
    　　　　　　Ａｒ３：冷却時のフェライト変態開始温度（℃）
  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、
    　Ｔｉ: ０．０２５％以下および
    　ＲＥＭ：０．００５％以下
    のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼矢板。
  3. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１２００℃～１３５０℃に加熱し、粗圧延、中間圧延および仕上圧延を含む熱間圧延を、９００℃～１０００℃における累積圧下率が２０％以上、オーステナイトの未再結晶温度域での圧下率が１０％以上２０％未満および前記中間圧延の終了温度が６５０℃～９００℃として行う、降伏強度が４４０ＭＰａ以上かつｖＴｒｓが－１０℃以下である鋼矢板の製造方法。
     
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