(57)【要約】【課題】生産性を阻害することなく製造が可能な、有効幅が５００ｍｍ以上でかつ降伏点が３９０Ｎ/ｍｍ２以上の高強度広幅鋼矢板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＣおよびＡｌが下記（１）式；  Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３  ・・・（１）  ただし、Ｃ，Ａｌは、それぞれの元素の組成（ｍａｓｓ％）を満たす成分組成を有する鋼素材を１２００〜１３５０℃に加熱後、８５０℃以上の温度で熱間圧延し、さらに６００〜８００℃で継手成形圧延し、放冷することにより高強度広幅鋼矢板を得る。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＣおよびＡｌが下記（１）式を満たす成分組成を有する高強度広幅鋼矢板。
記
Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３  ・・・（１）
ただし、Ｃ，Ａｌは、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）である。
【請求項２】
有効幅が５００ｍｍ以上、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度広幅鋼矢板。
【請求項３】
上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度広幅鋼矢板。
【請求項４】
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．０３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度広幅鋼矢板。
【請求項５】
上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１０ｍａｓｓ％以下およびＭｇ：０．０１０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度広幅鋼矢板。
【請求項６】
Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＣおよびＡｌが下記（１）式を満たす成分組成を有する鋼素材を１２００〜１３５０℃に加熱後、８５０℃以上の温度で熱間圧延し、次いで６００〜８００℃の温度で継手成形圧延し、放冷することを特徴とする高強度広幅鋼矢板の製造方法。
記
Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３  ・・・（１）
ただし、Ｃ，Ａｌは、それぞれの元素の組成（ｍａｓｓ％）を示す。
【請求項７】
上記継手成形圧延後、放冷以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で、Ａｒ３変態点〜５００℃の温度まで加速冷却することを特徴とする請求項６に記載の製造方法。
【請求項８】
上記高強度広幅鋼矢板は、有効幅が５００ｍｍ以上、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項６または７に記載の製造方法。
【請求項９】
上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群からＣ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項６〜８のいずれか１項に記載の製造方法。
記
Ａ群；Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群；Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．０３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃ群；Ｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１０ｍａｓｓ％以下およびＭｇ：０．０１０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として土木・建築の分野で用に用いられる鋼矢板に関し、特に、有効幅が５００ｍｍ以上で、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さが５４０Ｎ／ｍｍ２以上、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４３Ｊ以上の高強度広幅鋼矢板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鋼矢板は、港湾や河川、道路の護岸や土留工事、建築の基礎工事などにおいては、欠かすことのできない部材である。この鋼矢板は、通常、熱間圧延によって製造されており、ＪＩＳ  Ａ  ５５２８には「熱間圧延鋼矢板」が、またＪＩＳ  Ａ  ５５２３には「溶接用熱間圧延鋼矢板」が規定されている。
【０００３】
斯かる鋼矢板は、工事の能率向上の観点から、有効幅が４００ｍｍから５００ｍｍ、６００ｍｍへと順次拡大される傾向にあり、近年では、有効幅が９００ｍｍもある超広幅の鋼矢板も開発されている。
【０００４】
しかし、上記のような鋼矢板の広幅化は、必然的に圧延幅の増大を伴うため、熱間圧延荷重（圧延負荷）が増大するとともに、継手部（爪部）の成形性の低下や鋼矢板の寸法精度低下によるオフライン矯正率の増加など、生産性の低下を招く。特に、ＪＩＳ規格でＳＹ３９０やＳＹＷ３９０のように降伏点が３９０Ｎ/ｍｍ２以上で、引張強度が５４０Ｎ/ｍｍ２以上の鋼矢板では、通常、ＮｂやＶ，Ｔｉのようなマイクロアロイが添加されるため（例えば、特許文献１参照）に、低強度のＳＹ２９５やＳＹＷ２９５と比べて、熱間変形抵抗の増加による圧延負荷の増大が顕著となり、生産性の低下は著しくなる。
【特許文献１】特開平１０−００１７２１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
そこで、本発明の目的は、生産性を阻害することなく製造が可能な、有効幅が５００ｍｍ以上でかつ降伏点が３９０Ｎ/ｍｍ２以上の高強度広幅鋼矢板と、その有利な製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
発明者らは、高強度で広幅の鋼矢板を、生産性を阻害することなく製造する、具体的には、熱間圧延における変形抵抗の上昇を抑制して圧延負荷の軽減を図りつつ、常温における降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上で、かつ、有効幅が５００ｍｍ以上の高強度広幅鋼矢板を製造することについて検討を重ねた。その結果、鋼素材にＡｌを適正量添加することにより、熱間圧延が施される高温域で、鋼組織の一部にフェライト相が生成し、１０００℃以下における変形抵抗の上昇、ひいては圧延荷重の上昇を抑制できるとともに、Ａｌの固溶固溶強化によって、常温における強度（降伏点）も、目標とする３９０Ｎ／ｍｍ２以上を確保することができることを見出し、本発明を完成させた。
【０００７】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＣおよびＡｌが下記（１）式；
Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３  ・・・（１）
ただし、Ｃ，Ａｌは、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）
を満たす成分組成を有する高強度広幅鋼矢板である。
【０００８】
本発明は、有効幅が５００ｍｍ以上、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【０００９】
また、本発明は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群からＣ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群；Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群；Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．０３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃ群；Ｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１０ｍａｓｓ％以下およびＭｇ：０．０１０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【００１０】
また、本発明は、Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ＣおよびＡｌが下記（１）式；
Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３  ・・・（１）
ただし、Ｃ，Ａｌは、それぞれの元素の組成（ｍａｓｓ％）
を満たす成分組成を有する鋼素材を１２００〜１３５０℃に加熱後、８５０℃以上の温度で熱間圧延し、次いで６００〜８００℃の温度で継手成形圧延し、放冷する高強度広幅鋼矢板の製造方法を提案する。
【００１１】
本発明の製造方法は、上記継手成形圧延後、放冷以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で、Ａｒ３変態点〜５００℃の温度まで加速冷却することを特徴とする。
【００１２】
また、本発明の製造方法における高強度広幅鋼矢板は、有効幅が５００ｍｍ以上、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【００１３】
また、本発明の製造方法は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ群からＣ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群；Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群；Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．０３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃ群；Ｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１０ｍａｓｓ％以下およびＭｇ：０．０１０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、有効幅が５００ｍｍ以上で、常温における降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度の高強度広幅鋼矢板を、生産性を阻害することなく製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明を開発する契機となった実験について説明する。
図１は、ＪＩＳ規格ＳＹＷ２９５（ＹＰ≧２９５Ｎ／ｍｍ２、ＴＳ≧４９０Ｎ／ｍｍ２）の製造に用いられているＣ：０．１５ｍａｓｓ％のＳｉ−Ｍｎ鋼と、この鋼に対して、Ｎｂを０．０１５ｍａｓｓ％添加してＳＹＷ３９０（ＹＰ≧３９０Ｎ／ｍｍ２、ＴＳ≧５４０Ｎ／ｍｍ２）の製造に用いられているＣ：０．１５ｍａｓｓ％のＳｉ−Ｍｎ−Ｎｂ鋼について、９００℃および１０００℃における熱間圧延時の変形抵抗を測定し、Ｎｂ添加による変形抵抗の増加率を求めた結果を示したものである。なお、変形抵抗は、８ｍｍφ×１２ｍｍ高さの円柱状試験片を１３００℃に加熱後、所定の温度まで１℃／ｓで冷却し、歪速度１／ｓで３０％圧縮する際の荷重を測定することで導出した。この結果から、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ等のマイクロアロイは、微量の添加でも、常温強度を著しく高める効果がある反面、熱間圧延における変形抵抗を１０％程度も上昇させており、熱間圧延における圧延負荷の増大を招いていることがわかった。
【００１６】
そこで、発明者らは、熱間圧延における変形抵抗の上昇を抑制しつつ、具体的には、生産性を考慮して、５％未満に抑制しつつ、常温における高強度化を達成するために、詳細な検討を行った。その結果、鋼素材に適正量のＡｌを添加することにより、熱間圧延温度域で鋼組織の一部にフェライト相が生成し、１０００℃以下の温度域における圧延荷重の上昇を抑制できるとともに、Ａｌの固溶強化より常温強度が上昇し、母材強度を目標のＹＰ３９０Ｎ／ｍｍ２以上とすることができることを新規に見出した。
【００１７】
図２は、Ｃ：０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３ｍａｓｓ％のＣ−Ｍｎ−Ａｌ鋼をベース鋼とし、この鋼にＡｌを０．１〜２ｍａｓｓ％の範囲で添加した鋼を実験室的に溶解して、１００ｋｇの鋳塊を１００ｍｍ×２００ｍｍ×６５０ｍｍに粗圧延し、これらの粗圧材を１２ｍｍの厚さまで熱間圧延する際の９００℃における変形抵抗と、上記熱間圧延後の鋼の常温における引張強度とを測定し、それらに及ぼすＡｌ添加量の影響を示したものである。変形抵抗は、熱間圧延時の圧延荷重を測定し、この値より算出した。なお、比較として、上記ベース鋼に、Ｎｂを０．０１８ｍａｓｓ％添加した鋼についても同様の調査を行い図中に示した。図２から、Ｎｂは、微量の添加でも常温強度だけでなく、９００℃における変形抵抗をも大きく上昇させているのに対して、Ａｌは、熱間変形抵抗の増加を抑制しつつ、常温強度を上昇させる効果があることがわかる。本発明は、上記知見に基くものである。
【００１８】
次に、本発明に係る鋼矢板の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有用な成分であるが、その含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、上記効果に乏しく、一方、０．２０ｍａｓｓ％を超えると、溶接性を害することから、０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の強度上昇に有効な成分であり、０．０５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、Ｓｉの過剰の添加は、母材の靭性の劣化を招くので、上限を１．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．１０〜０．６ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２０】
Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強度を確保するために有用な成分であり、０．１ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、Ｃと同様、溶接性の低下を招くので、上限を２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．５〜１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２１】
Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の脆化を助長する有害元素であり、極力少ないことが望ましく、本発明では０．０３０ｍａｓｓ％以下とする。
【００２２】
Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
Ｓも、Ｐと同様、鋼の脆化を助長する有害元素であり、極力少ないことが望ましく、本発明では０．０３０ｍａｓｓ％以下とする。
【００２３】
Ａｌ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％
Ａｌは、先述したように、熱間圧延温度領域において鋼組織の一部にフェライト相を生成して熱間変形抵抗の増加を抑えるとともに、常温における強度の向上にも寄与する成分であり（図２を参照）、本発明においては、最も重要な元素である。しかし、その効果を得るためには、０．３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、コストの上昇を招くので、上限を２．０ｍａｓｓ％とする。
【００２４】
Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３
本発明においては、圧延荷重が上昇する熱間圧延後半の温度領域である８００℃〜１０００℃において、鋼組織を確実にフェライト＋オーステナイトの２相組織とし、変形抵抗の上昇を抑えるために、Ａｌの添加量は、下記（１）式；
Ａｌ≧１．３×Ｃ＋０．３  ・・・（１）
（ここで、Ａｌ、Ｃは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％））
を満たしていることが必要である。
【００２５】
本発明の鋼矢板は、上記基本成分の他に、要求特性に応じて、下記成分を添加することができる。
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．５ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼の強度向上に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると、Ｃｕは熱間脆性を生じさせ、Ｎｉは高価であるため経済性を損ね、また、ＣｒおよびＭｏは、溶接性を劣化させる。よって、Ｃｕは１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉは２．０ｍａｓｓ％、Ｃｒは１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏは０．５ｍａｓｓ％を上限として添加するのが好ましい。
【００２６】
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．０３ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｖ，ＮｂおよびＴｉは、いずれも炭窒化物を形成し、鋼組織中に微細に析出して鋼の強度を高める有用な成分である。しかし、Ｖ，Ｎｂは、０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉは０．０３ｍａｓｓ％を超えると、いずれも母材の靭性の低下を招くので、Ｖは０．２ｍａｓｓ％以下、Ｎｂは０．２ｍａｓｓ％以下、Ｔｉは０．０３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
【００２７】
Ｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：０．０１０ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂは、微量の添加で鋼を高強度化するのに有効な成分であるが、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加すると靭性が低下するため、上限を０．００３０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。Ｃａは、Ｓを固定して靭性の向上を図るのに有用な成分であるが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度を低下させるので、０．００５０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。ＲＥＭ、ＺｒおよびＭｇは、結晶粒を微細化し、靭性を向上するのに有効な元素である。しかし、ＲＥＭは０．０２０ｍａｓｓ％、Ｚｒは０．０１０ｍａｓｓ％、Ｍｇは０．０１０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果が飽和するので、それぞれ上記値を上限として添加するのが好ましい。
【００２８】
次に、本発明に係る高強度広幅鋼矢板の製造方法について説明する。なお、本発明における広幅とは、有効幅が５００ｍｍ以上のものを、また、高強度とは、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上ものを意味する。
鋼素材の加熱温度：１２００〜１３５０℃
成分組成を上記の適正範囲に調整した鋼素材は、熱間圧延に先立って、加熱炉に装入し、１２００〜１３５０℃の温度に加熱する必要がある。熱間変形抵抗は、圧延温度と関連しており、高温で圧延するほど低下するのが普通である。そこで、本発明では、変形抵抗の十分な低減を図るため、加熱温度を１２００℃以上とする。一方、加熱温度が高温になり過ぎると、鋼素材の酸化ロスの増大を招いたり、加熱炉の炉体の損傷が進んだりするほか、熱エネルギーの点でも不利となるので、１３５０℃を上限とする必要がある。
【００２９】
上記温度に加熱した鋼素材は、常用プロセスと同様、リバース圧延にて８５０℃以上の温度で粗の熱間圧延後、６００〜８００℃の温度で継手の成形圧延し、所望の形状と寸法の鋼矢板とする。鋼矢板は、勘合性が重要であるため、継手部の寸法精度が高いことが求められる。しかし、６００℃以下の温度で継手の成形圧延を行うと、成形性が不足し、所望の寸法精度を確保することが難しくなる。一方、８００℃以上で継手の成形圧延しようとすると、熱間圧延時の温度低下を考えると、素材の加熱温度を１３５０℃以上とする必要があり、好ましくない。
【００３０】
本発明の鋼矢板は、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材を上記条件で熱間圧延後、放冷するだけで、降伏点が３９０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度を得ることができる。ただし、有効幅部分が厚いサイズでも安定して高強度を確保したい場合や、より高強度を得たいような場合には、熱間圧延後の冷却は、放冷以上１０℃／ｓ以下の冷却速度で、Ａｒ３変態点〜５００℃の温度まで加速冷却することが好ましい。冷却速度が１０℃／ｓ超え、あるいは、冷却停止温度が５００℃未満となると、不定形の形状を有する鋼矢板では、不均一冷却に起因した残留応力による曲がり、反りなどの形状不良が発生するからである。より好ましい冷却停止温度は、Ａｒ３変態点〜６００℃の温度範囲である。
【実施例】
【００３１】
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉で実験室的に溶製して１００ｋｇの鋳塊を粗圧延により１００ｍｍ×２００ｍｍ×６５０ｍｍのスラブとし、次いで、この鋳塊を加熱炉に装入して広幅鋼矢板の製造条件と同じ１３００℃に加熱後、仕上温度を９００℃とする熱間圧延を施して板厚１２ｍｍの熱延板とし、その後、放冷または加速冷却した。なお、上記熱間圧延では、各パスの圧延温度と圧延荷重を測定し、１０００℃および９００℃における変形抵抗を求めた。また、従来例として、ＪＩＳ規格ＳＹＷ２９５級の従来材（鋼Ａ）およびＪＩＳ規格３９０級の従来材（鋼Ｂ）についても、同様の測定を行い、変形抵抗を求めた。
【００３２】
【表１】
2007332414.tif 000003
【００３３】
また、上記のようにして得た熱延板から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定された１Ａ号引張試験片を圧延方向に沿って採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏点（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。さらに、上記熱延板から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定されたＶノッチ衝撃試験片を圧延方向に沿って採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。なお、衝撃試験は、−８０〜２０℃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。
【００３４】
上記測定の結果を、表２に示した。なお、表２中の変形抵抗増加率は、鋼Ａ（ＳＹＷ２９５級）の変形抵抗に対する増加率のことである。表２の結果から、本発明に適合した成分組成を有する鋼は、従来材（鋼Ａ）に対して、熱間圧延における変形抵抗の増加率が５％以下に収まっており、しかも、圧延後の鋼板の常温における降伏点ＹＰは３９０Ｎ／ｍｍ２以上で、衝撃特性に優れている。これに対して、Ａｌ含有量が少なく、マイクロアロイ（Ｎｂ、Ｔｉ）を添加した従来材（鋼Ｂ）および本発明の（１）式を満たさない比較例（鋼Ｄ）は、いずれも熱間圧延における変形抵抗の増加率が１０％を超えており、また、衝撃特性も本発明例の鋼より劣っていることがわかる。
【００３５】
【表２】
2007332414.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００３６】
本発明の高強度広幅鋼矢板は、土木分野以外にも、建築、橋梁などの構造用途にも適用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】ＳＹＷ２９５級のＳｉ−Ｍｎ鋼と、ＳＹＷ３９０級のＳｉ−Ｍｎ−Ｎｂ鋼の９００℃と１０００℃の高温変形抵抗を比較したグラフである。
【図２】Ｃ−Ｍｎ−Ａｌ鋼の９００℃の変形抵抗に及ぼすＡｌまたはＮｂの添加効果を示すグラフである。
【図１】
2007332414.tif 000005
【図２】
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