(57)【要約】【課題】降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有するため、自立式またはタイロッド式の工法に好適に用いられる鋼矢板を提供する。【解決手段】化学組成が、C:0.01〜0.20%、Si:0.01〜0.60%、Mn:0.8〜2.5%、P:0.020%以下、S:0.001〜0.010%、Nb:0.05%超0.20%以下、Al:0.003%以下、Ti:0.005〜0.03%、N:0.0005〜0.0090%、O:0.0005〜0.0050%を含有し、Cu:0.01〜2.0%、Ni:0.01〜3.0%、Cr:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%、V:0.001〜0.30%およびB:0.0001〜0.0050%のうちの1種以上を含有し、残部はFeおよび不純物である鋼矢板である。鋼中に、Ti酸化物の周囲にMnSが存在する複合介在物を含み、複合介在物の断面におけるMnSの面積率が10%以上90%未満であり、複合介在物の界面におけるMnSの割合が10%以上であり、粒径0.5〜5.0μmの複合介在物の個数密度が10〜100個/mm2であり、降伏強度が430N/mm2以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．０５％超０．２０％以下、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ：０．０００５〜０．００９０％、
Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％およびＢ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種以上を含有し、
Ｃａ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｓｎ：０〜０．５０％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２であるとともに、
降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上である、鋼矢板。
【請求項２】
下記（１）式から求められるＰｎの値が０．２２以下である、請求項１に記載の鋼矢板。
Pn=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10-Nb/2+5B・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２％の一方または両方を含有する、請求項１または２に記載の鋼矢板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼矢板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｓｎ：０．０３〜０．５０％を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の鋼矢板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼矢板に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼矢板は、港湾、河川、土留（山留）などの工事において締切り材として用いられる鋼材である。鋼矢板には、ハット形、Ｕ形、組合せ形、直線形などの断面形状を有するものがある。また、鋼矢板を用いた構造形式には、自立式、タイロッド式、セル式などの様々な種類がある。
【０００３】
例えば、自立式は、鋼矢板の剛性と、鋼矢板が埋め込まれた地盤の抵抗力（水平方向の抵抗力）によって外力に抵抗する構造形式である。この方式は、地盤が良好で水深が小さい場合に適用される場合が多く、例えば、護岸、岸壁、擁壁、土留めなどに用いられる。タイロッド式は、鋼矢板と、控え工をタイロッドまたはタイワイヤーで連結することにより壁体を安定させる構造形式であり、例えば、護岸、岸壁、擁壁などに用いられる。
【０００４】
自立式の場合には、鋼矢板自体を支持する部材がなく、鋼矢板にしなりが生じるため、ヤング率を考慮した強度設計が必要になる。一方、タイロッド式の場合には、タイロッドによりしなりが抑制されるので、降伏強度を考慮した設計が必要になり、鋼矢板の高強度化が求められる。特に、タイロッド式の工法に用いる鋼矢板には、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上であることが必要とされる場合がある。
【０００５】
鋼矢板には、構造物としての安全性の観点から、良好な靱性と溶接性を兼ね備えることが望まれる。しかし、鋼矢板は、やや複雑な断面形状を有するため、その製造時の温度履歴に制約があり、一般には、ウェブの圧下を高温で終了させ、その後の加速冷却を実施しないことが求められている。このため、圧下後にミクロ組織が成長して製品の結晶粒が粗大になるなど、靱性が低下し易い。
【０００６】
従来から高強度の鋼矢板に関する技術が多数開示されている。
【０００７】
例えば、特許文献１には、高強度広幅鋼矢板に関する技術が開示されている。特許文献１により開示された技術によれば、降伏強度が３９０Ｎ/ｍｍ２以上の高強度鋼矢板を得られるとされている。
【０００８】
特許文献２には、鋼矢板の製造方法に関する技術が開示されている。特許文献２により開示された技術によれば、ウェブの靭性に優れる鋼矢板を得られるとされている。
【０００９】
さらに、特許文献３，４にも鋼矢板に関する技術が開示されている。特許文献３，４により開示された技術によれば、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有する鋼矢板が得られるとされている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００７−３３２４１４号公報
【特許文献２】特開２００８−２２１３１８号公報
【特許文献３】特開２０１２−２０１９０４号公報
【特許文献４】特開２０１５−１５１６１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１，２により開示された技術を用いても、４３０Ｎ／ｍｍ２以上の降伏強度と優れた靱性を有する鋼材を安定的に得ることは難しい。また、特許文献２により開示された技術では、圧延中に被圧延材を水冷する必要があるため、水冷による変形が生じて製品形状が悪化するおそれがある。
【００１２】
特許文献３，４により開示された技術を用いれば、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有する鋼矢板を確かに得られる。しかし、特許文献３，４には、靭性に関して母材の０℃でのシャルピー衝撃試験の結果が記載されるにとどまり、溶接したときの溶接熱影響部（ＨＡＺ）においても良好な靭性を得られるか否かは不明である。
【００１３】
本発明は、従来の技術が有する課題を解決するためになされたものであり、一般に用いられる鋼矢板のサイズの中では最も厚い２７．６ｍｍよりも大きい厚さを有しながらも、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な母材靭性およびＨＡＺ靱性を有する鋼矢板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
鋼矢板の製造では、良好な寸法精度を確保することが優先される。このため、鋼材の強度および靱性を向上させるために、圧延時に比較的低温域での累積圧下率を大きく増加させたり、圧延中または圧延後に加速冷却を適用したりすることは難しい。また、鋼矢板の板厚が大きいほど良好な靱性を得ることが難しい傾向にある。
【００１５】
本発明者らは、低温度域での鋼矢板の使用も考慮し、介在物に着目して種々の検討を行った。
【００１６】
ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、（１）旧オーステナイト粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および、（２）旧オーステナイト粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法が提案されている。本発明者らは、前記（２）の手法に着目した。
【００１７】
溶接時に旧オーステナイト粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼材では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の組成および個数の制御が困難であるため、粒内フェライト生成核となる介在物を制御する必要がある。そこで、粒内フェライト成長のメカニズムを解明したところ、以下の事項（ｉ）〜（ｉｖ）が判明した。
（ｉ）溶接冷却時に、介在物の周囲にＭｎＳが複合析出する際に形成されるＭｎ濃度傾斜により、マトリックスから介在物の内部へとＭｎが拡散する駆動力が生じる。
（ｉｉ）Ｔｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔へＭｎが吸収される。
（ｉｉｉ）介在物の周囲にＭｎ濃度が少なくなるＭｎ欠乏層が形成され、この部分のフェライト成長開始温度が上昇する。
（ｉｖ）冷却時に、介在物からフェライトが優先成長する。
【００１８】
これらを前提として、本発明者らは、粒内フェライト核となる介在物のＭｎＳ複合量が、粒内フェライトの成長に影響を及ぼすという知見を得た。すなわち、複合したＭｎＳが多いと、介在物の周囲により大きなＭｎ濃度勾配を形成することにより、Ｍｎ拡散駆動力を増加させ、その結果、Ｍｎ欠乏層を形成し易くなる。一方、複合したＭｎＳが少ないと、介在物の周囲にＭｎ濃度勾配が形成され難くなり、その結果、Ｍｎ欠乏層が形成され難くなる。
【００１９】
以上のメカニズムに基づき、本発明者らは、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができること、加えて、上記結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下の要件［１］〜［３］を満たす必要があることを知見した。
［１］鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを複合する複合介在物であり、任意の断面で現出させた複合介在物のうち、断面積のＭｎＳが占める割合が１０％以上且つ９０％未満、介在物周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
［２］介在物径が０．５〜５μｍの複合介在物である。
［３］面分散密度で１０〜１００個／ｍｍ２の密度である。
【００２０】
一方、このような介在物を有するスラブを用意し、鋼矢板のウェブの圧延を模擬した圧延条件、すなわち、圧延終了温度が９００℃以上で、かつ、圧延中または圧延後に加速冷却を適用しない条件で、板厚が２８ｍｍの鋼材を圧延しても、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な母材靭性およびＨＡＺ靱性を得られることが判明し、本発明を完成した。本発明は以下に列記の通りである。
【００２１】
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ｎｂ：０．０５％超０．２０％以下、Ａｌ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．０００５〜０．００９０％、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％およびＢ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種以上を含有し、Ｃａ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｓｎ：０〜０．５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、前記複合介在物の界面における前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２であるとともに、
降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上である、鋼矢板。
【００２２】
（２）下記（１）式から求められるＰｎの値が０．２２以下である、１項に記載の鋼矢板。
Pn=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10-Nb/2+5B・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２３】
（３）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２％の一方または両方を含有する、１または２項に記載の鋼矢板。
【００２４】
（４）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％を含有する、１〜３項のいずれかに記載の鋼矢板。
【００２５】
（５）さらに、質量％で、Ｓｎ：０．０３〜０．５０％を含有する、１〜４項のいずれかに記載の鋼矢板。
【発明の効果】
【００２６】
本発明に係る鋼矢板は、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有するので、自立式またはタイロッド式の工法に用いるのに好適である。本発明に係る鋼矢板は、特にタイロッド式矢板壁に用いるのに好適である。本発明に係る鋼矢板は、溶接性も優れているため、溶接作業も容易に行うことができる。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下、本発明を詳しく説明する。以降の説明において化学組成に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。
【００２８】
１．化学組成
はじめに必須元素を説明する。
【００２９】
（１）Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、鋼材の強度を高めるために有効である。このため、Ｃ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、靱性が低下し易くなり、また、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．２０％以下であり、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
【００３０】
（２）Ｓｉ：０．０１〜０．６０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、母材および溶接熱影響部の靱性が著しく悪化する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．６０％以下であり、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
【００３１】
（３）Ｍｎ：０．８〜２．５％
Ｍｎは、鋼材の強度を高めるのに有効であるとともに、ＨＡＺにおいて粒界における粗大なフェライトの成長を抑制する。このため、Ｍｎ含有量は、０．８％以上であり、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは１．２％以下である。しかし、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、焼入れ性を過剰に増加させ溶接性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。さらに、Ｍｎは中心偏析を助長する元素であるので、中心偏析の抑制の観点から、Ｍｎ含有量は２．５％を超えるべきではない。このため、Ｍｎの含有量は、２．５％以下であり、好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
【００３２】
（４）Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に存在し、靱性を悪化させる。このため、Ｐ含有量は、０．０２０％以下であり、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００３３】
（５）Ｓ：０．００１〜０．０１０％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるために必要である。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上であり、好ましくは０．００２％以上であり、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、溶接割れの起点になるＭｎＳ単体の析出物を生成する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下である。
【００３４】
（６）Ｎｂ：０．０５％超０．２０％以下
Ｎｂは、鋼材の強度を向上させる効果を有する。このため、Ｎｂ含有量は、０．０５％超であり、好ましくは０．０５５％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、母材と溶接熱影響部の靱性が悪化する。したがって、Ｎｂ含有量は、０．２０％以下であり、好ましくは０．１５％であり、より好ましくは０．１０％以下である。
【００３５】
（７）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは不純物元素であり、Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。したがって、Ａｌ含有量は、０．００３％以下である。
【００３６】
（８）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる介在物の生成に有効である。このため、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上であり、好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０３％以下であり、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００３７】
（９）Ｎ：０．０００５〜０．００９０％
Ｎは、窒化物を形成することにより組織の細粒化に寄与する。したがって、Ｎ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ｎを過剰に含有すると窒化物の凝集を通じて靱性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は、０．００９０％以下であり、好ましくは０．００６％以下である。
【００３８】
（１０）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ(酸素)は、フェライト生成核となる酸化物の生成に有効である。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００８％以上である。しかし、Ｏを多量に含有すると鋼の清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性の確保が困難になる。したがって、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００３５％以下である。
【００３９】
本発明に係る鋼矢板は、上記の各元素を基本成分とし、さらに、強度および靱性を向上させるために、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．３０％およびＢ：０．０００１〜０．００５０％のうちの１種以上を含有する。
【００４０】
（１１）Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋼材の表面性状および靱性が悪化し、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
【００４１】
（１２）Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｎｉは、鋼材の強度および靱性を向上させるのに有効である。したがって、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、鋼材の表面性状が悪化することがある。したがって、Ｎｉ含有量は、３．０％以下であり、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
【００４２】
（１３）Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｃｒ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
【００４３】
（１４）Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上であり、好ましくは０．１％以上である。しかしＭｏ含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．５０％以下である。
【００４４】
（１５）Ｖ：０．００１〜０．３０％
Ｖは、鋼材の強度を向上させるのに有効である。したがって、Ｖ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０４％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．３０％を超えると靱性が悪化するおそれがある。したがって、Ｖ含有量は、０．３０％以下であり、好ましくは０．１５％以下である。
【００４５】
（１６）Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂは、鋼材の強度を向上させるのに有効であり、また、Ｎとともに析出物（ＢＮ）を形成し、母材および溶接熱影響部の靱性を改善する。したがって、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であり、好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。したがって、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
【００４６】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうちの２種以上を複合して含有する場合、それらの合計含有量は、好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
【００４７】
本発明に係る鋼矢板は、任意元素として、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｓｎを含有してもよい。次に任意元素を説明する。
【００４８】
（１７）Ｃａ：０〜０．０１％およびＲＥＭ：０〜０．０２％の一方または両方
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効であり、この効果を得るためにＣａおよびＲＥＭの一方または双方を含有してもよい。ただし、ＣａおよびＲＥＭの一方または双方の含有量が過剰であると、ＣａおよびＲＥＭを含む介在物が粗大になり、粗大化した介在物がクラスター化すると、鋼の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。したがって、Ｃａ含有量は、０．０１％以下であり、溶接性の観点から好ましくは０．００６％以下であり、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下である。上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は好ましくは０．０００５％以上であり、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．００１％以上である。
【００４９】
なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種以上を含有することができる。ＲＥＭ含有量は上記元素の合計含有量を意味する。
【００５０】
（１８）Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。このため、Ｍｇを含有してもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、粗大な酸化物を生成して靭性を劣化させることがある。したがって、Ｍｇ含有量は、０．０１％以下である。上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。
【００５１】
（１９）Ｓｎ：０〜０．５０％
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、腐食を抑制する作用を有する。これは、Ｓｎ２＋が腐食促進作用を有するＦｅ３＋を速やかに還元するからである。Ｓｎはまた、鋼のアノード溶解反応を抑制して耐食性を向上させる作用も有する。これらの効果を得るためにＳｎを含有してもよい。しかし、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、これらの効果は飽和する。したがって、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。上記効果を確実に奏するためには、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。
【００５２】
（２０）Ｐｎ：０．２２以下 
鋼材中の各元素をそれぞれ規定するだけでは、鋼矢板のウェブの圧延を模擬した圧延条件（圧延終了温度が９００℃以上で、かつ、圧延中または圧延後に加速冷却を適用しない条件）で板厚が２８ｍｍの鋼材を圧延した場合に、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有する鋼矢板を得ることができないことがある。
【００５３】
そのため、本発明者らは、種々の化学組成を有する鋼材を上記の圧延条件で圧延する実験を数多く実施した結果、下記（１）式から求められるＰｎの値が０．２２以下であると、機械的特性が安定することを見出した。Ｐｎの値は、好ましくは０．１８以下であり、さらに好ましくは０．１６以下であり、一層好ましくは０．１４以下である。
Pn=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10-Nb/2+5B・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００５４】
（２１）残部：Ｆｅおよび不純物
本発明に係る鋼矢板は、上記の化学組成を有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
【００５５】
２．介在物
ＨＡＺ組織微細化に寄与する介在物を説明する。
【００５６】
（１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。
【００５７】
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、充分なＭｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難になる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となり、Ｔｉ系酸化物の占める割合が低下する。その結果、Ｍｎ吸収能が低下し、充分なＭｎ欠乏層を形成できないため、粒内フェライトの生成が困難になる。
【００５８】
（２）複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合：１０％以上
ＭｎＳは、複合介在物の周囲からＭｎを吸収する必要があるため、複合介在物の界面に存在する必要がある。複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合が１０％未満であると、複合介在物の周囲から充分にＭｎを吸収できないため、Ｍｎ欠乏層を形成できない。その結果、粒内フェライトの生成が困難になる。
【００５９】
（３）複合介在物の粒径：０．５〜５．０μｍ
複合介在物の粒径が０．５μｍ未満であると、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成に必要なＭｎ欠乏層の形成が困難になる。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点となる。
【００６０】
（４）複合介在物の個数密度：１０〜１００個／ｍｍ２
安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となり易い。そのため、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
【００６１】
３．製造条件
（１）スラブの鋳造
上記化学組成を有するスラブを製造する。スラブの製造では鋼中介在物の制御のため、ＲＨ真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内へ吹き込み、溶鋼の表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御する。
【００６２】
ここで、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５〜１５（ｍｉｎ）の間で調節することが例示される。その後、ＲＨ真空脱ガス処理にて各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造によりスラブを鋳造する。
【００６３】
続いてそのスラブを用いて、加熱、熱間圧延を行うことにより、本発明に係る鋼矢板を製造する。各工程の好ましい条件を以下に示す。
【００６４】
（２）加熱
圧延前の加熱温度は、鋼材の熱間圧延を容易に行うため、１０００℃以上とすることが好ましい。この温度で熱間圧延前の加熱を行えば、炭窒化物の固溶が促進するなどの効果を得られ、鋼矢板の強度および靱性が向上する。加熱温度は、１２００℃以上とすることがより好ましい。ただし、加熱温度が高過ぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化して靱性が劣化することがあるため、加熱温度は１３５０℃以下とすることが好ましい。
【００６５】
（３）熱間圧延
熱間圧延は、９００℃以下の温度域における合計圧下率が１０％以下となる条件で行うことが好ましい。これにより、圧延荷重を小さくすることができ、良好な形状を確保することが容易になる。９００℃以下の温度域における合計圧下率は５％以下とするのがより好ましい。ここで、「９００℃以下の温度域における合計圧下率」とは、｛（９００℃に達した時点の厚さ）−（圧延仕上厚さ）｝／（９００℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。
【００６６】
さらに、圧延仕上温度は、７００℃以上とすることが好ましい。これにより、良好な形状がより確実に得られる。好ましい下限は７５０℃であり、より好ましい下限は８００℃である。
【００６７】
上記各温度は、被圧延材の代表位置（例えば中央部）における表面温度を意味する。
【００６８】
圧延中、圧延後の加速冷却を適用することにより、強度および靱性を改善できる場合があるが、変形が懸念されるため加速冷却は特に必要とされない。ただし、本発明の実施において、圧延中の圧延設備の冷却水が鋼材にかかる場合もある。また、圧延後は放冷することが好ましいが、本発明の実施において、冷却床においてスプレー水が鋼材にかかる場合もある。しかし、これらの水による冷却による鋼矢板の特性への影響は殆どない。
【実施例】
【００６９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００７０】
表１に示す化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を有する１４０ｍｍ厚のスラブを連続鋳造法にて作製した。ここで、一部の比較例を除き、ＲＨ真空脱ガス処理前のＡｒガスの吹き込みの際には、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御し、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎ、吹き込み時間を５〜１５（ｍｉｎ）の間で調節した。また、板厚中心位置の介在物制御の観点より、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌、凝固時の圧下を行った。
【００７１】
続いて、表１に示す化学組成を有する厚さ１４０ｍｍのスラブを１２５０℃に加熱し、加熱後にその温度で１時間保持し、熱間圧延して、鋼板を作製した。熱間圧延において、圧延仕上温度を表２に示す。また、仕上板厚は２８ｍｍとし、圧延後は放冷した。この製造方法は実際の鋼矢板の製造を模擬したものである。
【００７２】
【表１】
2018083963.tif 000002
【００７３】
【表２】
2018083963.tif 000003
【００７４】
得られた各鋼板について、引張試験、シャルピー衝撃試験およびＣＴＯＤ試験を行った。また、合わせて組織観察および介在物観察も行った。それぞれの試験は、下記の通りに行った。組織観察および介在物観察の結果を表２に示し、各試験結果を表３に示す。
【００７５】
＜引張試験＞
板厚中央部から、試験片の軸が圧延方向に対して平行になるように採取した丸棒引張試験片（平行部の直径：８．５ｍｍ、標点距離：４２．５ｍｍ）を用いて、室温で引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ、０．２％耐力とした）、引張強度（ＴＳ）を求めた。ＹＳは４３０ＭＰａ以上であることを合格とし、ＴＳは５１０〜７５０ＭＰａであることを合格とした。
【００７６】
＜シャルピー衝撃試験＞
板厚中央部から、試験片の長辺が圧延方向に対して平行になるように採取したＶノッチ試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２−２００５）を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、ｖＥ０（０℃での吸収エネルギー、試験片３本の平均値）を求めた。ｖＥ０は１００Ｊ以上であることを合格とした。
【００７７】
＜ＣＴＯＤ試験＞
母材のＣＴＯＤ試験は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、全厚の３点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から採取し、−４０℃で実施した。
【００７８】
溶接継手部のＣＴＯＤ試験では、まず、ＢＳ７４４８規格に準拠し、Ｋ開先加工した鋼板突き合わせ部に１０．０ｋＪ／cmのFCAW溶接(Flux Cored Arc Welding)を実施して継手を作製した。このようにして得られた継手について、ＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチがＶ型開先のストレート部側の溶接線となるように加工を行って得た試験片に、−４０℃でＣＴＯＤ試験を実施した。
【００７９】
また、大入熱溶接に対する対応性を確認するために、同じ鋼について、２０°Ｖ開先加工した後に、突き合わせ、入熱量３５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接(ＥＧＷ)により溶接継手を作製した。このとき作製した溶接継手については、ＡＳＴＭ  Ｅ１２９０に準じたＣＴＯＤ試験を実施した。ＣＴＯＤ試験片は疲労ノッチが溶接線となるよう加工し、試験温度−１０℃で限界ＣＴＯＤ値を測定した。
【００８０】
＜組織観察＞
ミクロ組織観察は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食して試料を作製し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向中央部を倍率５００倍で５視野観察した。得られた組織については、画像処理により組織を解析した。
【００８１】
＜介在物観察＞
複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率およびＭｎＳ割合の算出は、供試材の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物分析用の試験片を用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合を測定した。ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。
【００８２】
さらに、複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。
【００８３】
【表３】
2018083963.tif 000004
【００８４】
表１〜３における試験Ｎｏ．１〜３５は、本発明の規定を満足する本発明例であり、試験Ｎｏ．ｘ１〜ｘ１３は、本発明の規定を満足しない比較例である。
【００８５】
表３に示すように、本発明例である試験Ｎｏ．１〜３５は、いずれも、ＹＳが４３０Ｎ／ｍｍ２以上、ｖＥ０が１００Ｊ以上であり、ＣＴＯＤ試験の結果も母材、小入熱継手で０．５以上、大入熱継手で０．１５以上の限界ＣＴＯＤ値が得られた。このため、試験Ｎｏ．１〜３５の鋼材からなる鋼矢板は、ＹＳが４３０Ｎ／ｍｍ２以上であるので、タイロッド式鋼矢壁に好適に用いることができる。
【００８６】
これに対し、本発明で規定する化学組成を満たさない試験Ｎｏ．ｘ１〜ｘ８（試験Ｎｏ．ｘ１：Ｃ含有量が上限超えのためＰｎ値外れ、試験Ｎｏ．ｘ２：Ｓｉ含有量が上限超え、試験Ｎｏ．ｘ３：Ｍｎ含有量が上限超え、試験Ｎｏ．ｘ４：Ｓ含有量が上限超え、試験Ｎｏ．ｘ５：Ｔｉ含有量が上限超えのためＴｉ系介在物の個数密度過剰、試験Ｎｏ．ｘ６：Ａｌ含有量が上限超えのためにＴｉ系介在物が成形せず、試験Ｎｏ．ｘ７は、Ｎ含有量が上限超えのためＴｉＮが形成、試験Ｎｏ．ｘ８：Ｏ含有量が上限超えでＴｉ系介在物過剰）は、溶接継手の限界ＣＴＯＤ値が小さく、タイロッド式鋼矢壁に用いることができない。
【００８７】
また、本発明で規定する介在物の要件を満たさない試験Ｎｏ．ｘ９〜ｘ１３（試験Ｎｏ．ｘ９：Ｔｉ含有量が低いためにＴｉ系介在物の個数密度が過少、試験Ｎｏ．ｘ１０：Ｍｎ，Ｓ，Ｔｉ，Ｏ含有量が高いため介在物の個数密度が過大、試験Ｎｏ．ｘ１１：Ｍｎ，Ｓ含有量が低くＴｉ，Ｏ含有量が高いためにＭｎＳの面積率が過少、試験Ｎｏ．ｘ１２：Ｍｎ，Ｓ含有量が高く、Ｔｉ，Ｏの含有量が低いためＭｎＳの面積率が過大、試験Ｎｏ．ｘ１３：Ｍｎ，Ｓ含有量が低く、Ｔｉ，Ｏ含有量が高いためＭｎＳ周長が過少）は、溶接継手の限界ＣＴＯＤ値が小さく、タイロッド式鋼矢壁に用いることができない。
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明に係る鋼矢板は、降伏強度が４３０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ良好な靱性を有するので、自立式またはタイロッド式の工法に用いる鋼矢板として好適である。本発明に係る鋼矢板は、特にタイロッド式矢板壁に用いる鋼矢板として好適である。本発明に係る鋼矢板は溶接性にも優れているため、溶接作業も容易に実施することができる。