JP5966909B2 - 鋼矢板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、土木建築分野において、土止めや水止め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。

断面形状が、ハット形、Ｕ形、Ｚ形、直線形、Ｈ形などであり、両端に連結部（継手）を有する鋼矢板は、土木建築の分野において土止め、止水用の鋼材として広く使用されている。鋼矢板には溶接性及び靱性が要求されるため、炭素当量を制限し、靱性に対する悪影響が小さい合金元素を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）。

また、鋼矢板を大深度港湾での護岸用や軟弱地盤に用いる場合、鋼矢板は、高い応力を受ける。そのため、近年では、降伏応力が４３０ＭＰａを超える鋼矢板が求められるようになっている。合金コストを削減し、製造工程を省略して鋼板を製造する場合、高強化を図るために制御圧延を採用すると、上反りや下反りが発生することがある。このような問題に対して、圧延条件及び冷却条件によって形状を制御する方法が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。

一方、制御圧延のように低温で熱間圧延を行うと圧延ロールへの負荷が大きくなる。特に、鋼矢板のような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と負荷が大きくなり、圧延ロールが割損する場合がある。このような問題に対し、Ａｌの含有量を高めて、高温で鋼の組織の一部をフェライト変態させ、変形抵抗を低下させて熱間圧延する鋼矢板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献５、参照）。

特開平０９−２８７０５２号公報 特開平１０−００１７２１号公報 特開２００３−２５３３７９号公報 特開２００６−２４９５１３号公報 特開２００７−３３２４１４号公報

鋼矢板には溶接性及び靱性が要求されるため、炭素当量を低下させることが必要である。一方、高強度の鋼矢板を製造するためには、靱性への悪影響が小さい合金元素の添加や制御圧延によって、強度を高めることが必要になる。また、圧延ロールへの負荷を軽減し、生産性を高めるには、高温での圧下率を増加させて熱間圧延を行う必要があるが、ベイナイトなど、硬質相の活用による強度の確保が困難になる。

本発明は、このような実情に鑑み、省合金化、易製造性、高性能化という相反する課題を解決し、溶接性及び靱性が要求され、かつ高強度の鋼矢板を、コストや生産性を損なうことなく製造し、降伏応力が４３０ＭＰａ以上である鋼矢板及びその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、炭素当量を制限し、合金元素を添加して析出物を制御することによって、鋼材に高温かつ大圧下の熱間圧延を施しても、靱性を低下させることなく、強度を向上させる方法を検討した。その結果、高温での圧下率を高めて熱間圧延を行う場合、Ｎｂ量を最適化してＮｂ炭窒化物の析出を制御し、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することで、靱性を著しく損なうことなく降伏強度が４３０ＭＰａ以上の鋼矢板を製造し得ることを見出して本発明を完成した。

本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｎｂ：０．０４０〜０．０５０％
を含有し、
Ａｌ：０．０５％未満
に制限し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織がフェライト−パーライトからなり、Ｎｂ炭窒化物の個数密度が０．１０〜０．３０個／μｍ^２であり、下記（式１）及び（式２）で求められる炭素当量Ｃｅ_Ｎが０．２６０〜０．４６０であり、降伏強さが４３０ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼矢板。
Ｃｅ_Ｎ＝［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（質量％）で、含有されていない元素は０とする。
［２］ 質量％で、更に、
Ｃｕ：０．０５〜０．４０％、
Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
Ｃｒ：０．１０〜１．００％、
Ｖ：０．０５〜０．２０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の鋼矢板。
［３］ 前記金属組織の結晶粒径が１０〜８０μｍであることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の鋼矢板。
［４］ 上記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の鋼矢板の製造方法であって、上記［１］又は［２］に記載の成分からなる鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱し、９００℃以上の累積圧下率が９０％以上、仕上温度が８５０℃以上である熱間圧延を行い、冷却することを特徴とする鋼矢板の製造方法。

本発明によれば、合金を過剰に添加することなく、また、高温での圧下率を高めた熱間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図ったうえで、降伏応力が４３０ＭＰａ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。

結晶粒径と、強度及び伸びとの関係を説明する図である。

鋼矢板の母材の強度及び靱性、並びに、溶接部の靱性を確保するには、焼入れ性の制御、即ち、Ｃ、その他、焼入れ性を高める合金成分の含有量の最適化が極めて重要である。焼入れ性は、炭素当量で評価され、合金成分から炭素当量を求める関係式が提案されている。鋼矢板の場合、特に、溶接部の靱性を確保するために焼入れ性が制限されるため、熱間圧延の温度を低下させて母材の強度の向上を図る必要がある。

一方、生産性の向上や、圧延ロールへの負荷を考慮すると、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だけでは、鋼矢板の母材の高強度化及び高靱性化、更には溶接部の高靱性化を両立することが困難である。そこで、本発明者らは、析出強化による強度の確保を検討した。一般に、析出強化は靱性を損なうが、本発明者らの検討の結果、Ｎｂの添加量を制御することにより、９００℃以上の圧下率を高めて熱間圧延を行っても、Ｎｂ炭窒化物の析出が促進され、粒径の粗大化が抑制されることがわかった。

本発明者らは、更に検討を行い、Ｎｂの添加量及び焼入れ性の最適化を図り、Ｎｂ炭窒化物の析出を制御することにより、生産性及び圧延負荷の観点から熱間圧延の温度及び圧下率を高めても、母材及び溶接部の靱性を損なうことなく、高強度の鋼矢板を得ることに成功した。

なお、本発明では、Ｎｂを添加することから、焼入れ性の指標を下記（式１）及び（式２）で求められる炭素当量Ｃｅ_Ｎとする。炭素当量Ｃｅ_Ｎの式は公知の式である。
Ｃｅ_Ｎ＝［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（質量％）で、含有されていない元素は０とする。

以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の鋼矢板の成分について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。

Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では、強度を確保するために、Ｃ量の下限を０．０５％以上とする。一方、Ｃを過剰に含有すると靱性が低下するため、本発明では、Ｃ量の上限を０．１８％以下とする。強度と靱性とのバランスを向上させるには、Ｃ量の下限は０．１０％以上が好ましい。

Ｓｉは、脱酸元素であり、含有量の下限値を０．１０％以上とする。また、Ｓｉは強度を向上させる元素でもあり、０．２０％以上を含有することが好ましい。一方、Ｓｉ量が過剰になると靱性が劣化するため、Ｓｉ量の上限を０．５０％以下とする。

Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、強度及び靱性を確保するために有用である。本発明では、強度を確保するために、Ｍｎ量の下限を０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ量が過剰になると焼入れ性が増大して靱性が低下するため、本発明では、Ｍｎ量の上限を１．５０％以下とする。強度と靱性とのバランスを向上させるには、Ｍｎ量の下限を０．８０％以上にすることが好ましい。

Ｎｂは、本発明では極めて重要な元素であり、Ｎｂ炭窒化物の析出強化によって強度を確保するため、０．０４０％以上を添加する。一方、０．０５０％超のＮｂを添加すると、Ｎｂ炭窒化物によって母材の靱性が低下し、焼入れ性の上昇によって溶接部の靱性を損なうため、Ｎｂ量の上限を０．０５０％以下とする。

Ａｌは、脱酸元素であるが、Ｓｉを脱酸に使用する場合、必ずしもＡｌを添加する必要はないため、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酸化物を生じて、靱性が低下するため、Ａｌ量の上限を０．０５％未満に制限する。Ａｌ量の上限は、０．０３％以下が好ましく、０．０２％以下がより好ましい。

溶接部の靱性を低下させることなく、母材の強度を確保するために、下記（式１）で求められる炭素当量Ｃｅ_Ｎを０．２６０〜０．４６０とする。炭素当量Ｃｅ_Ｎは焼入れ性の指標であり、４３０ＭＰａ以上の降伏応力を確保するため、下限を０．２６０以上にしなければならない。一方、母材及び溶接部の靱性を確保するために、炭素当量Ｃｅ_Ｎを０．４６０にすることが必要である。
Ｃｅ_Ｎ＝［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（質量％）で、含有されていない元素は０とする。

更に、必要に応じて、母材中にＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種又は２種以上を選択成分として添加してもよい。

Ｃｕは、鋼中に固溶して強度を向上させる元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｕを過剰に添加するとＣｕＳの析出や表面性状の悪化を招くことがあるため、Ｃｕ量の上限を０．４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ量の上限を０．３０％以下とする。

Ｎｉは、焼入れ性を高め、鋼中に固溶して強度及び靭性を向上させる元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、含有量の上限を１．００％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ量の上限を０．５０％以下とし、更に好ましくは、Ｎｉ量の上限を０．３０％以下とする。なお、Ｃｕを添加する場合、表面性状の劣化を防止するために、同時にＮｉを添加することが好ましい。

Ｍｏは、鋼中に固溶して強度を向上させる元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｏは高温強度を高める元素であり、過剰に添加すると変形抵抗が上昇し、ロールの割損が懸念されるため、Ｍｏ量の上限は１．００％以下が好ましい。より好ましくは、Ｍｏ量の上限を０．５０％以下とし、更に好ましくは、Ｍｏ量の上限を０．３０％以下とする。

Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度上昇に有効な元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると溶接部及び母材の靱性が劣化することがあるため、Ｃｒ量の上限を１．００％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量の上限を０．５０％以下とし、更に好ましくは、Ｃｒ量の上限を０．３０％以下とする。

Ｖは、ＣやＮと化合物を形成し、鋼材の強度を向上させる元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｖを過剰に添加すると、母材の靱性に悪影響を及ぼすことがあるため、Ｖ量の上限を０．２０％以下にすることが好ましい。

次に、本発明の鋼矢板の金属組織について説明する。

本発明の鋼矢板の金属組織は、フェライト−パーライトからなり、更に、析出物を含む。析出物は、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）などのＮｂ炭窒化物であり、微細な析出物による析出強化とピン止めによる組織の粗大化抑制により、靱性を確保し、かつ、強度を向上させている。

Ｎｂ炭窒化物の単位面積当たりの個数が０．１０個／μｍ^２未満であると十分な強度が得られず、０．３０個／μｍ^２を超えると靭性を低下させる。したがって、Ｎｂ炭窒化物の個数密度を０．１０〜０．３０個／μｍ^２とする。Ｎｂ炭窒化物は、抽出レプリカを試料とし、透過型電子顕微鏡によって測定することができる。

鋼矢板の特性は金属組織の結晶粒径によって影響され、結晶粒径が８０μｍを超えると、靱性及び強度が低下する傾向がある。一方、結晶粒径が１０μｍ未満になると伸びが低下する傾向がある。したがって、結晶粒径は、特に、１０〜８０μｍとすることが良好な特性を得るうえで好ましいが、本発明はこの結晶粒径範囲に限定されるものではない。本発明の鋼矢板の金属組織は、光学顕微鏡によって観察することができ、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して、結晶粒径を求めることが可能である。

図１は、一部の試料を用いた試験結果に基づいて、結晶粒径と強度、伸びの関係の一例を示したものである。結晶粒径が８０μｍを超えて大きくなり、例えば１００μｍを上回ると降伏強度が４３０ＭＰａ未満になることがあり、結晶粒径が１０μｍを下回ると伸びが低下することがある。

次に、本発明の鋼矢板における製造方法について説明する。

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。

本発明の鋼矢板は、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、強度及び靱性を高めるために、加速冷却を行ってもよい。

鋼片の加熱温度は、低すぎると熱間圧延中に鋼材の温度が低下し、変形抵抗が高くなりすぎるため、１１００℃以上とする。一方、鋼片の加熱温度が１３００℃を超えると、加熱装置の負荷が増大し、鋼片の表面に生成するスケールが増加するため、上限を１３００℃以下とする。

鋼片を加熱した後、熱間圧延を行う。熱間圧延では、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ため、９００℃以上の範囲の累積圧下率を９０％以上とする。本発明では、微細なＮｂ炭窒化物が析出するようにＮｂ量を最適化しているので、このような高温での圧下率を高めた熱間圧延を行っても、析出強化及びピン止めの効果によって、靱性及び強度を確保することができる。９００℃以上の範囲で、より低温側での累積歪圧下率を増加させると、フェライト、パーライトの組織が微細化され、強度及び靭性を高めることができる。仕上温度が９００℃を超える場合は、仕上温度以上の範囲における累積圧下率を９０％以上とする。

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劣化し、変形抵抗が大きくなり、ロールへの負荷が高くなる。仕上温度が９２０℃以上になると粒径が大きくなり、伸びが低下することがある。仕上温度は９２０℃未満が好ましく、９１０℃以下がより好ましく、９００℃以下が更に好ましい。

表１に示す成分を有する鋼片を連続鋳造にて製造した。得られた鋼片を加熱炉にて昇温し、熱間圧延を施した。製造条件を表２に示す。得られた鋼矢板のウェブ幅の１／６の位置（１／６Ｗ）から試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。なお、機械特性の目標は降伏強度ＹＰ及び引張強度ＴＳがそれぞれ４３０ＭＰａ以上、５１０ＭＰａ以上とし、衝撃値は４３Ｊ以上を目標とした。

また、１／６Ｗの部位から試料を採取して、光学顕微鏡により組織観察を行い、金属組織がフェライト−パーライトであることを確認し、粒径を測定した。更に、ＴＥＭにより、抽出レプリカ試料の観察を行い、組織中のＮｂ炭窒化物の個数密度を求めた。測定は１０μｍ×１０μｍの領域で行った。結果を表２に示す。

Ｎｏ．１〜８は実施例であり、いずれも材質を満足している。なお、Ｎｏ．８は、仕上温度が高めであり、粒径がやや大きくなっており、伸びが低めである。

一方、Ｎｏ．９〜２０は比較例であり、強度、シャルピー吸収エネルギーが目標値に到達していない。Ｎｏ９、１１、１３、１５、１７は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｂ、Ａｌのいずれかが多く、衝撃値が低下している。一方、Ｎｏ．１０、１２、１４、１６は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｂのいずれかが少なく、降伏強度が低下している。Ｎｂ量が多いＮｏ．１５はＮｂ炭窒化物の密度が過剰になり、Ｎｂ量が少ないＮｏ．１６はＮｂ炭窒化物の密度が不足している。Ｎｏ．１９はＣｅ_Ｎが高すぎて靱性が低下し、Ｎｏ．１８及びＮｏ．２０はＣｅ_Ｎが低すぎて、降伏強度が低下している。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．１８％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
   Ｎｂ：０．０４０〜０．０５０％
   を含有し、
   Ａｌ：０．０５％未満
   に制限し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、金属組織がフェライト−パーライトからなり、Ｎｂ炭窒化物の個数密度が０．１０〜０．３０個／μｍ^２であり、下記（式１）及び（式２）で求められる炭素当量Ｃｅ_Ｎが０．２６０〜０．４６０であり、降伏強さが４３０ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼矢板。
   Ｃｅ_Ｎ＝［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（質量％）で、含有されていない元素は０とする。
2. 質量％で、更に、
   Ｃｕ：０．０５〜０．４０％、
   Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
   Ｍｏ：０．１０〜１．００％、
   Ｃｒ：０．１０〜１．００％、
   Ｖ：０．０５〜０．２０％
   の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. 前記金属組織の結晶粒径が１０〜８０μｍであることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼矢板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼矢板の製造方法であって、請求項１又は２に記載の成分からなる鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱し、９００℃以上の累積圧下率が９０％以上、仕上温度が８５０℃以上である熱間圧延を行い、冷却することを特徴とする鋼矢板の製造方法。

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