WO2011062000A1 - 船体用厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2011062000A1 PCT/JP2010/067252 JP2010067252W WO2011062000A1 WO 2011062000 A1 WO2011062000 A1 WO 2011062000A1 JP 2010067252 W JP2010067252 W JP 2010067252W WO 2011062000 A1 WO2011062000 A1 WO 2011062000A1
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清孝 中島
学 星野
直樹 小田
晋宇 益田
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新日本製鐵株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Definitions

  • the present invention provides a thick steel plate having a thickness of 8 mm or more for use in a bow structure of a ship having a buffering effect that can prevent damage to a partner ship that has been deformed and collided at the time of a collision, and has improved collision safety. It relates to a manufacturing method.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2009-265118 filed in Japan on November 20, 2009, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 3 discloses a barbath bow that absorbs collision energy by forming a tip part with a watertight structure and a peripheral part following the tip part with a non-watertight structure (a structure in which the inside of the barbath bow communicates with outside water). .
  • a non-watertight structure a structure in which the inside of the barbath bow communicates with outside water.
  • tip part is a non-watertight structure, it is difficult for the Barbusbau disclosed by patent document 3 to fully reduce wave-making resistance.
  • Patent Document 4 discloses a Barbasse bow in which a thickness reduction portion for reducing lateral bending rigidity is provided on an outer plate at the base of a spherical protrusion. Further, in Patent Document 5, a low strength portion (a portion made of a low yield point steel having a lower yield point or a 0.2% proof stress of 235 MPa or less) having a low bending strength in the lateral direction is formed on the outer plate at the base of the spherical protrusion. The provided Barbus Bau is disclosed.
  • the Barbus bow itself does not function as a damper that absorbs collision energy. Therefore, when ships collide with each other at an angle close to 90 °, it is assumed that Barbasse bow bites into the flank of the ship to be collided before bending at the root due to the collision reaction force.
  • the dotted line portion in FIG. 1B indicates the position of the Barbus bow 30a before the collision ship 30 collides with the collision ship 31.
  • the energy absorption capacity is enhanced by increasing the occupancy and hardness of ferrite, reducing the size of the second phase, and increasing the work hardening.
  • the strength and uniform elongation are improved by dispersing retained austenite in the steel and increasing work hardening using transformation induced plasticity (TRIP). Increases energy absorption capacity.
  • the structure is a fine-grained ferrite main structure, and the strength against fracture is improved by utilizing precipitation strengthening to increase the strength of the ferrite phase.
  • Patent Documents 6 to 10 have high strength and high work hardening, so that the compression force applied to the ship to be collided at the time of collision increases. For this reason, there is a high possibility that the barbasse bow will penetrate the hull before the energy of the barbasse bow is sufficiently absorbed without sufficiently progressing.
  • the surface of the steel sheet is locally heated in a linear manner using a gas burner or the like, and the heated portion is thermally expanded, and the phenomenon of plastic deformation due to restraint from the surroundings is utilized.
  • water cooling is performed immediately after heating in order to increase work efficiency, and the material of the steel sheet after linear heating processing changes according to the change in the microstructure of the base material.
  • the Barbasse bow using such a curved plate is not uniform in strength and is not easily deformed. Therefore, when a ship equipped with this barbus bow collides with another ship, as shown in FIG. 1A, the bow 20a of the collision ship 20 bites into the hull 21a of the collision ship 21, destroys the hull 21a, and further, the destruction part. There is also a great risk that this will expand and form a fracture (hole) 21b in the hull.
  • Patent Document 11 discloses a steel sheet having improved bending workability by linear heating by reducing the yield strength at 400 ° C.
  • the yield strength at room temperature is also reduced in order to reduce the yield strength at 400 ° C. Therefore, when this steel plate is used for a Barbasse bow, deformation easily proceeds at the time of a collision, and the Barbass Bau may be able to sufficiently absorb energy.
  • IACS International Classification Society
  • cementite is thermally unstable, it is difficult to maintain the dispersion state of cementite in the steel sheet after linear heating and satisfy a predetermined material. Further, when fine cementite is dispersed, the necessary work-hardening characteristics cannot be obtained, and there is a problem that it is difficult to obtain sufficient uniform elongation for absorbing energy.
  • Patent Documents 12 and 13 disclose steel sheets for Barbusau that have improved workability and toughness after working by reducing the carbon content and lowering the yield point. However, if such an ultra-low carbon steel sheet is manufactured, the smelting load increases and the cost increases, which is not economically preferable.
  • JP 2002-347690 A Japanese Patent Laid-Open No. 2005-199736 Japanese Patent Laid-Open No. 08-164877 JP 2004-314824 A JP 2004-314825 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-193438 Japanese Patent Laid-Open No. 11-246934 JP 2007-162101 A JP 2008-45196 A JP 2002-105534 A JP 2009-185380 A Japanese Patent Laid-Open No. 5-70885 Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-256891
  • the present invention is an object for Barbus Bow that can effectively absorb the collision energy at the time of collision without significantly changing the design of the hull structure, and can significantly reduce the damage of the hull of the collision ship. It is an object to provide a thick steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the present invention has been made as a result of intensive studies in order to solve the above-mentioned problems, and the means thereof is as follows.
  • the thick steel plate for a hull according to one embodiment of the present invention is, in mass%, C: more than 0.03 to 0.10%, P: ⁇ 0.05%, S: ⁇ 0.05%, Al: 0.002 to 0.1%, with the balance being a chemical component consisting of iron and inevitable impurities, including ferrite, and having a microstructure composed of one or more of pearlite and bainite,
  • the area ratio of the unprocessed ferrite is 85% or more, the average crystal grain size of the unprocessed ferrite is 5 to 40 ⁇ m, and the number density of cementite particles in the ferrite grains is 50000 / mm 2 or less.
  • the yield strength is 235 MPa or more, the tensile strength is 460 MPa or less, the uniform elongation is 15% or more, and the Charpy average absorbed energy at 0 ° C. is 100 J or more.
  • Ceq [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + ([Cu] + [Ni]) / 15 + ([Cr] + [V]) / 10 + ([Mo] + [Nb]) / 5+ [Ti] / 20 + [B] / 3 + [N] / 8.
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [V], [Mo], [Nb], [Ti], [B], [N] Are the contents in mass% of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, V, Mo, Nb, Ti, B, and N, respectively.
  • the carbon equivalent Ceq may be 0.27% or less in mass%.
  • the yield ratio may be 0.70 or more.
  • the steel slab having the chemical component according to any one of (1) to (3) above is heated to 1000 to 1300 ° C. Rolling to a product sheet thickness of 30 to 98% in the austenite single phase region above the Ar3 transformation point; at a cooling rate of 1 to 50 ° C / s in average sheet thickness from a cooling start temperature of 760 ° C or more; After accelerated cooling to a temperature of 400 to 650 ° C., air cooling is performed.
  • the steel slab having the chemical component according to any one of (1) to (3) above is heated to 1000 to 1300 ° C. Rolling to a product sheet thickness of 30 to 98% in the austenite single phase region above the Ar3 transformation point; at a cooling rate of 1 to 50 ° C / s in average sheet thickness from a cooling start temperature of 760 ° C or more; After accelerated cooling to a temperature below 400 ° C., tempering is performed at a temperature of 400 to 650 ° C.
  • the steel slab having the chemical component according to any one of (1) to (3) above is heated to 1000 to 1300 ° C. Rolling to a product thickness of 30 to 98% in the austenite single phase region above the Ar3 transformation point; and air cooling.
  • the valve side surface of the Barbus bow in the collision ship (own ship) is more uniformly buckled and deformed.
  • the collision energy can be greatly absorbed.
  • colliding the collision surface while absorbing the collision energy it is possible to reduce the damage of the ship to be collided (other ships) as much as possible, thereby contributing to the prevention of marine pollution due to the sinking of the ship and the oil spill. be able to.
  • the yield strength of the steel plate to be used needs to be smaller than the yield strength of the steel plate used for the ship to be struck.
  • the yield strength of steel plates used in ships must meet the unified standard of the International Classification Society (IACS), and the bow structure with a conventional inner bone structure should be able to withstand wave impact. is required.
  • the yield strength is reduced too much, a large energy absorption effect during deformation cannot be expected. Considering the above points, the yield strength of the steel sheet needs to be 235 MPa or more.
  • the upper limit of the yield strength is preferably 400 MPa or less in view of the yield strength of steel plates used in ships.
  • the yield strength of the steel sheet is more preferably 320 MPa or less.
  • Tensile strength needs to be increased to increase energy absorption. However, if the tensile strength becomes too high, the compressive force applied to the collision ship at the time of collision increases. In this case, there is a high possibility that the barbasse bow will penetrate the hull before the energy is sufficiently absorbed without the deformation of the barbasse bow sufficiently. Therefore, the upper limit of tensile strength is 460 MPa. In order to obtain a required energy absorption capacity, the lower limit of the tensile strength is desirably 300 MPa.
  • the uniform elongation like the tensile strength, needs to be increased in order to increase the energy absorption capacity, and the lower limit of the uniform elongation is 15%. In order to further improve the energy absorption capacity, the uniform elongation is desirably 20% or more. Further, the higher the uniform elongation, the better. However, in order to ensure the required strength, it is desirable that the uniform elongation is 50% or less.
  • the Charpy average absorbed energy at 0 ° C. needs to be 100 J or more in order to prevent brittle fracture at the time of collision. That is, if a brittle fracture occurs at the time of a collision, energy cannot be absorbed by buckling deformation, and further, the risk that a crack propagates to other members and a serious fracture accident occurs. Therefore, the lower limit of the Charpy average absorbed energy is 100J. In order to prevent brittle fracture and enhance safety, the Charpy average absorbed energy is preferably 150 J or more. In consideration of a level at which the risk of brittle fracture can be substantially avoided, the upper limit of Charpy absorbed energy is desirably 500 J.
  • the yield ratio is preferably 0.70 or more.
  • the yield ratio is lowered, work hardening increases, so that the energy absorbing ability as a steel plate increases.
  • the compression force applied to the ship to be collided by the Barbus Bau of the collision ship at the time of the collision increases.
  • the barbasse bow may penetrate the hull before the barbusbau is sufficiently absorbed without sufficiently deforming. Therefore, in order to sufficiently secure the energy absorption capability as the Barbasse bow, it is preferable to limit the yield ratio depending on the strength of the steel sheet.
  • the yield ratio is more preferably 0.75 or more, and most preferably 0.80 or more. Moreover, in order to ensure the energy absorption ability and the workability as a steel plate for Barbus bow, the yield ratio is preferably 0.95 or less.
  • the microstructure of the steel sheet contains ferrite as a matrix, and is composed of at least one of pearlite and bainite in addition to this ferrite.
  • the reason why unprocessed ferrite is the parent phase is to use the softest structure in the structure of the steel sheet to improve the uniform elongation while suppressing the strength, and to absorb the energy absorbed by the buckling deformation of the barbasse bow. It is for increasing.
  • ferrite processed by two-phase rolling or the like causes a reduction in uniform elongation and Charpy average absorbed energy. Therefore, in order to avoid such a decrease, the parent phase ferrite is an unprocessed ferrite.
  • the anisotropy of the steel sheet increases due to the formation of processed ferrite, if the base phase ferrite is processed ferrite, it will be difficult to cause the steel sheet to buckle and deform uniformly and to absorb energy to the steel sheet at the time of collision. . If the processed ferrite is 1% or less, it is determined that there is no processed ferrite in the microstructure.
  • the reason for making pearlite and bainite other than unprocessed ferrite is to ensure strength only in the unprocessed ferrite phase, the work hardening characteristics are extremely lowered, and the uniform elongation cannot be made 15% or more. This is because it is difficult to ensure the energy absorption capability at the time of collision. In addition, when martensite is present in the structure, it is difficult to make the tensile strength 460 MPa or less and the Charpy average absorbed energy at 0 ° C. to be 100 J or more. It is.
  • the area ratio of the unprocessed ferrite is less than 85%, the hard structure other than unprocessed ferrite, such as processed ferrite, pearlite, bainite, and martensite, exceeds 15%, the tensile strength is 460 MPa or less, and the uniform elongation is 15% or more. It becomes difficult to make. Therefore, the area ratio of unprocessed ferrite is set to 85% or more.
  • the area ratio of unprocessed ferrite is preferably 90 to 95%.
  • the unprocessed ferrite grain size is less than 5 ⁇ m, it is difficult to ensure a uniform elongation of 15% or more, and if the unprocessed ferrite grain size exceeds 40 ⁇ m, the yield strength is 235 MPa or more and 0 ° C. is 100 J or more. It is difficult to ensure the Charpy average absorbed energy. Therefore, the unprocessed ferrite particle size is set to 5 to 40 ⁇ m. Furthermore, if the cementite particles have a number density of more than 50000 / mm 2 in the ferrite grains, voids are likely to be generated, so that the uniform elongation is lowered and it is difficult to ensure a uniform elongation of 15% or more. Become. Therefore, the number density of the cementite particles in the ferrite grains is limited to 50000 particles / mm 2 or less.
  • C Over 0.03 to 0.10% C is an element that increases the strength of steel, and in order to secure a yield strength at room temperature of 235 MPa or more and reduce a smelting load, C of more than 0.03% is required. However, if the amount of C exceeds 0.10%, the area ratio of the second phase such as pearlite increases, and it is difficult to make the tensile strength 460 MPa or less and the uniform elongation 15% or more. Therefore, the upper limit of the C amount is 0.10%. In order to more reliably control the yield strength, tensile strength, and uniform elongation, the C content is preferably 0.04 to 0.08%.
  • P ⁇ 0.05%
  • S ⁇ 0.05%
  • P is an impurity element, and it is necessary to reduce P as much as possible in order to increase the yield strength at high temperature by solid solution strengthening and deteriorate toughness.
  • the P amount is 0.05% or less, those adverse effects can be tolerated, so the upper limit of the P amount is 0.05%.
  • S is also an impurity element and deteriorates the toughness and ductility of steel, it is desirable to reduce it as much as possible.
  • the S amount is 0.05% or less, these adverse effects are acceptable, so the upper limit of the S amount is 0.05%.
  • Al 0.002 to 0.1%
  • Al is an important element in the present invention, and is added mainly for the purpose of deoxidation. In order to perform sufficient deoxidation, Al needs to be 0.002% or more. However, if the Al content exceeds 0.1%, alumina-based coarse oxides and clusters thereof are generated and the toughness is impaired, so the upper limit of the Al content is 0.1%. In order to perform deoxidation more reliably and to secure toughness, the Al content is preferably 0.01 to 0.07%.
  • the above components are the basic components of the steel sheet of the present invention.
  • a steel plate containing at least these basic components is a thick steel plate for Barbusbau that is excellent in the collision energy absorption capability of the present invention (target thickness is 8 mm or more. Note that the upper limit of the plate thickness is not particularly limited. , About 100 mm is realistic).
  • Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, Ti, B, and N can be added as selective elements to the steel for the purpose of adjusting strength and toughness. These selective elements increase the hardenability of the steel even when added in a small amount, and therefore contribute to the improvement of strength such as solid solution strengthening and precipitation strengthening in addition to the improvement of strength and toughness by crystal grain refinement.
  • the lower limit of the Si amount is 0.03%
  • the lower limit of the Mn amount is 0.1%
  • the lower limits of the Cu amount, Ni amount, and Cr amount are 0.02%
  • Mo amount, and Nb amount respectively.
  • the lower limit of the V amount and the Ti amount is 0.002%
  • the lower limit of the B amount is 0.0002%
  • the lower limit of the N amount is 0.0005%.
  • Si amount is 1%
  • Mn amount is 1.5%
  • Cu amount Ni amount
  • Cr amount is 0.5%
  • Mo amount is 0.2% (not including 0.2%)
  • the Nb amount is 0.02%
  • the V amount and the Ti amount are 0.04%
  • the B amount is 0.002%
  • the N amount is 0.008%.
  • the Si amount is 0.8% or less
  • the Mn amount is 1.2% or less
  • the Cu amount, the Ni amount, and the Cr amount are each 0.3% or less
  • the Mo amount is 0.05%.
  • the Nb content is 0.01% or less
  • the V content and the Ti content are 0.02% or less
  • the B content is 0.001% or less
  • the N content is 0.006% or less.
  • the carbon equivalent Ceq shown in the following formula (1) needs to be 0.30% by mass or less.
  • a low-temperature transformation structure such as bainite is likely to be formed as described above, and the area ratio of ferrite should be 85% or more.
  • the yield strength increases, the yield strength of the collision ship may exceed the yield strength of the collision ship.
  • the impact force on the ship to be collided is not relieved at the time of collision, and as a result, there is an increased risk that a broken hole (hole) is generated due to local breakage or breakage of the ship to be collided.
  • a linear heating process is performed to produce a curved plate having a large curvature used for the Barbasse bow, the portion that is water-cooled after heating is baked, the strength is locally increased, and the uniform elongation is decreased.
  • the carbon equivalent Ceq needs to be 0.30 mass% or less.
  • the preferred carbon equivalent Ceq is 0.27% by mass or less.
  • Ceq [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + ([Cu] + [Ni]) / 15 + ([Cr] + [V]) / 10 + ([Mo] + [Nb]) / 5+ [ Ti] / 20 + [B] / 3 + [N] / 8 (1)
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], [V], [Ti], [B], [N] Is the amount of each element added (% by mass).
  • the carbon equivalent Ceq of the formula (1) is different from standardized carbon equivalents such as the carbon equivalent Ceq (JIS) defined by JIS and the carbon equivalent Ceq (IIW) defined by the International Welding Society. (See formulas (2) and (3) below).
  • Ceq (JIS) [C] + [Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14
  • Ceq (IIW) [C] + [Mn] / 6 + ([Cu] + [Ni]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5
  • the carbon equivalent Ceq of the formula (1) needs to be 0.30% by mass or less.
  • 0.0003 to 0.005% Ca, 0.0003 to 0.005% Ca is contained in the steel for the purpose of improving the ductility and HAZ toughness of the steel sheet.
  • Mg and 0.0003 to 0.005% REM may be included as a selective element. By adding these, ductility and HAZ toughness are ensured. If the amount of each of Ca, Mg, and REM is less than 0.003%, it is difficult to obtain the effect of improving the ductility and improving the HAZ toughness of the steel sheet. On the other hand, when each of Ca, Mg, and REM is added exceeding 0.005%, these effects are saturated.
  • the amounts of Ca, Mg, and REM are 0.0003 to 0.005%, respectively. Accordingly, in the steel, one or more of Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, Ti, B, N, Ca, Mg, and REM are included as selective elements within the above-described content range. May be. As described above, a steel plate having a chemical composition containing the basic component and, if necessary, the above-described selective element and having the balance composed of iron and unavoidable impurities is used as a steel plate for a hull.
  • the molten steel adjusted to the appropriate chemical composition is melted by a generally known melting method such as a converter, and a steel material (steel piece) is produced by a generally known casting method such as continuous casting.
  • this steel material is heated to a temperature of 1000 ° C. to 1300 ° C. in a heating furnace to change the structure of the steel material to an austenite single phase ( ⁇ single phase).
  • the heating temperature is less than 1000 ° C, the structure of the steel material does not sufficiently transform into an austenite single phase, and when the heating temperature exceeds 1300 ° C, the heated ⁇ particle size ( ⁇ particle size resulting from this heating) becomes extremely coarse. To do.
  • a preferable heating temperature is more than 1050 ° C. to 1250 ° C.
  • Subsequent rolling is the most important step of the present invention. In other words, it is necessary to perform rolling with a cumulative reduction ratio of 30 to 98% up to the product sheet thickness (final sheet thickness) in the austenite single phase region above the Ar3 transformation point.
  • the reason for rolling in the austenite single phase region above the Ar 3 transformation point is that when the dislocation is introduced into the ferrite by two-phase rolling below the Ar 3 transformation point, the uniform elongation is remarkably lowered and the uniform elongation is 15%. It is because it is difficult to make it more than%. In addition, it is necessary to avoid two-phase rolling because the interface between the ferrite in which dislocations are introduced and the ferrite in which dislocations are not introduced tends to be the starting point of brittle fracture and lower the toughness. Further, when the two-phase rolling is performed, separation is likely to occur due to the development of the texture, and it becomes difficult to secure Charpy average absorbed energy at 0 ° C. of 100 J or more.
  • the anisotropy of the steel sheet is increased, it is difficult to cause the barbasse bow to be uniformly buckled and deformed at the time of collision so that the barbasse bow can absorb energy.
  • the upper limit of rolling temperature is not specifically limited, Since the heating temperature in the said heating furnace is 1300 degreeC, it can set to 1300 degreeC. However, in order to sufficiently secure a rolling temperature range at a temperature higher than the two-phase region and efficiently refine the austenite recrystallized grains, it is preferable that the temperature is as high as possible. However, considering the temperature drop from the heating furnace to the start of rolling, about (heating temperature ⁇ 50) ° C. can be set as the upper limit of the rolling temperature.
  • the cumulative rolling reduction of rolling is preferably 50% or more, and more preferably 70% or more. Further, when rolling is performed at a cumulative reduction ratio exceeding 98%, the effect of crystal grain refinement is almost saturated, resulting in a reduction in rolling productivity. Therefore, the upper limit of the cumulative rolling reduction is set to 98%. In order to further secure the rolling productivity, the upper limit of the cumulative rolling reduction is preferably 95%.
  • first cooling condition air cooling is performed after accelerated cooling from a cooling start temperature of 760 ° C. or higher to a temperature of 400 to 650 ° C. (cooling stop temperature) at a cooling rate of 1 to 50 ° C./s on the average thickness.
  • second cooling condition after the accelerated cooling from the cooling start temperature of 760 ° C. or higher to the temperature of less than 400 ° C. (cooling stop temperature) at a cooling rate of 1 to 50 ° C./s on the average thickness. Tempering is performed at a temperature of 400 to 650 ° C. (tempering temperature).
  • third cooling condition cooling by air cooling is performed.
  • natural cooling in a static atmosphere including that performed while passing through the plate was used.
  • the cooling start temperature is less than 760 ° C.
  • ferrite is generated and grows by transformation before cooling, so that it is difficult to control the crystal grain size by cooling.
  • the cooling start temperature needs to be 760 ° C.
  • the cooling start temperature is preferably 770 ° C. or higher.
  • the reason for setting the cooling rate during accelerated cooling to an average thickness of 1 to 50 ° C./s for the first cooling condition will be described. If the cooling rate during accelerated cooling is less than 1 ° C./s, it is difficult to control the cooling, so uniform cooling cannot be performed, and the plate shape deteriorates or the material varies. Therefore, the lower limit of the cooling rate during accelerated cooling is 1 ° C./s. On the other hand, if the cooling rate during accelerated cooling exceeds 50 ° C./s, the crystal grain size becomes less than 5 ⁇ m and becomes too fine, so that it is difficult to ensure a uniform elongation of 15% or more. Therefore, the upper limit of the cooling rate during accelerated cooling is 50 ° C./s. In order to more easily control the cooling and ensure a higher uniform elongation, the cooling rate during accelerated cooling is preferably 5 to 40 ° C./s on the average of the plate thickness.
  • accelerated cooling stop temperature the reason for accelerated cooling to a temperature of 400 to 650 ° C. (accelerated cooling stop temperature) will be described for the first cooling condition.
  • the accelerated cooling stop temperature exceeds 650 ° C.
  • the crystal grain refinement effect due to cooling disappears due to the crystal grain growth after the cooling stop. Therefore, the upper limit of the accelerated cooling stop temperature is 650 ° C.
  • uniform cooling cannot be performed and the materials vary, so that it is difficult to uniformly deform the barbasse bow, and at the same time, the plate shape is remarkably reduced. Further, in this case, pearlite or bainite cannot be generated, and it is difficult to ensure a uniform elongation of 15% or more.
  • the lower limit of the accelerated cooling stop temperature is 400 ° C.
  • the range of the accelerated cooling stop temperature is preferably 450 to 600 ° C.
  • the accelerated cooling may be performed up to a temperature of less than 400 ° C.
  • the reason for this is to recover the material variation, plate shape deterioration, and uniform elongation deterioration caused by stopping the cooling at less than 400 ° C. by tempering. Therefore, in order to obtain the effect, the tempering temperature needs to be 400 ° C. or higher. Further, at a tempering temperature exceeding 650 ° C., softening associated with the coarsening of crystal grains proceeds, and it may be difficult to ensure yield strength and toughness.
  • the tempering can reduce the cementite particles and improve the uniform elongation. Therefore, the upper limit of the tempering temperature is 650 ° C. In order to ensure uniform elongation, yield strength, and toughness more reliably, the tempering temperature is preferably set to 450 to 600 ° C.
  • the cooling after tempering is preferably air cooling.
  • air cooling may be performed without water cooling (third cooling condition).
  • uniform cooling can be easily performed, the material variation is small, and the plate shape is also good.
  • air cooling is preferable in that a sufficient ferrite structure can be secured, but the cooling time becomes longer and productivity is lowered. For this reason, when there is a sufficient margin in productivity, it is preferable to select air cooling.
  • a thick steel plate for barbusbau that can effectively absorb collision energy and significantly reduce damage to the hull of the ship to be collided without changing the design of the hull structure is manufactured. be able to. That is, the steel plate manufactured according to the present embodiment has a valve portion side surface of the collision bus (own ship) in the case of an accident in which the bow of the own ship having the Barbus bow collides with the hull of another ship. By more uniformly buckling and deforming, collision energy can be effectively absorbed. Moreover, the thick steel plate manufactured by this embodiment can reduce the damage of the hull of a ship to be collided (another ship) remarkably by colliding a collision surface, absorbing a collision energy.
  • a slab was produced by continuous casting.
  • the chemical components of these slabs are shown in Tables 1 and 2.
  • the Ar3 transformation point is obtained by giving a thermal history of cooling at 0.5 ° C./s after performing an austenitizing treatment at 1200 ° C. using a formaster test piece taken from these slabs. It is calculated
  • a thick steel plate (steel plate) having a thickness of 8 to 30 mm was manufactured using the slabs of Tables 1 and 2.
  • Table 3 shows the manufacturing conditions for each thick steel plate. In accelerated cooling in Table 3, the cooling rate was controlled by water cooling.
  • Table 4 shows the area ratio of the microstructure (non-processed ferrite, processed ferrite, second phase) of each steel sheet, the average crystal grain size of the ferrite phase, and the number density of cementite particles in the ferrite grains.
  • the area ratio of the microstructure of each steel plate and the average crystal grain size of the ferrite phase are measured values obtained from the plate thickness center position not including central segregation, and these measured values were used as representative values of each steel plate.
  • the area ratio of the microstructure was measured by image analysis using an optical micrograph of 100 times or 500 times. At this time, in order to distinguish between the processed ferrite stretched in the rolling direction and the unprocessed ferrite, the dimensions of the ferrite grains in the rolling direction and the dimensions in the plate thickness direction were measured.
  • Ferrite grains whose length (aspect ratio) divided by the length of the ferrite grains in the rolling direction is 1.5 or more are processed ferrite, and ferrite whose aspect ratio is less than 1.5 are unprocessed ferrite Defined.
  • the average crystal grain size of the ferrite phase was measured in accordance with JIS G 0551 (2005) “Steel-grain size microscopic test method” using an optical microscope photograph in which the area ratio of the microstructure was measured.
  • the number density of the cementite particles in the ferrite grains was measured using a scanning electron microscope to photograph 5 fields of view at 20000 times with respect to the area contained in the ferrite grains, and the number of cementite particles was counted. It was determined by dividing by the photo area.
  • Table 5 shows the mechanical properties and energy absorption of each thick steel plate.
  • Tensile properties yield strength, tensile strength, uniform elongation
  • Charpy impact properties are measured using test pieces taken from the center of the plate thickness. It was set as the representative value of the steel plate. Yield strength, tensile strength, and uniform elongation were measured by a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (1998) “Metal material tensile test method” using a JIS No. 1B tensile test piece (see JIS Z 2201 (1998)). It was done. In this tensile test, each of the two tensile test pieces was tested, and the average of the measured values is shown in Table 5.
  • the Charpy average absorbed energy at 0 ° C. was measured by a Charpy impact test in accordance with “Charpy impact test method of metal material” of JIS Z 2242 (2005) using a 2 mmV notch Charpy impact test piece.
  • Charpy impact test each of the three Charpy impact test pieces was tested at 0 ° C., and the average of the measured values is shown in Table 5.
  • the amount of energy absorption is generally determined by the area of the stress-strain curve. However, here, using the tensile properties obtained above, the amount of energy absorption was approximately obtained by the following equation (4), and the energy absorption capacity was evaluated.
  • EA (YS + TS) / 2 ⁇ uEL (4)
  • EA energy absorption (MPa)
  • YS yield strength (MPa)
  • TS tensile strength (MPa)
  • uEL uniform elongation ( ⁇ ).
  • Steel numbers 1 to 20 are examples of the thick steel plate of the present invention. Since the chemical components shown in Table 1 and the production method shown in Table 3 satisfied the conditions of the present invention, the microstructure shown in Table 4 satisfied the conditions of the present invention. Therefore, in steel Nos. 1 to 20, the mechanical properties shown in Table 5 satisfied the conditions of the present invention. As a result, the energy absorption capacity of steel Nos. 1 to 20 is superior to the energy absorption capacity of the comparative examples described later. The characteristics of these steel Nos. 1 to 20 It was sufficient as a thick steel plate for Barbusbau with a buffering effect that could be effectively prevented.
  • steel numbers 21 to 37 are comparative examples of thick steel plates.
  • the chemical composition satisfies the conditions of the present invention, but the manufacturing method of Table 3 does not satisfy the conditions of the present invention.
  • the conditions of the present invention were not satisfied.
  • Steel Nos. 28 to 32 although the production method satisfied the conditions of the present invention, the chemical components did not satisfy the conditions of the present invention.
  • Steel Nos. 33 to 37 did not satisfy the conditions of the present invention in terms of chemical composition and production method.
  • the cooling rate was higher than 50 ° C./s in the production method. Therefore, the ferrite crystal grain size was less than 5 ⁇ m, and the uniform elongation was less than 15%. Moreover, the cooling stop temperature was less than 400 ° C., and tempering was not performed. Therefore, the number density of cementite particles was larger than 50000 / mm 2 . This is also the reason why the uniform elongation was less than 15%. From the above results, the energy absorption amount of steel No. 22 was inferior to that of steel Nos. 1-20.
  • the cooling start temperature was less than 760 ° C. in the production method. Therefore, carbon was concentrated in austenite and the hardenability was extremely improved. For this reason, ferrite is not easily generated during cooling, and hard martensite is generated in the second phase in excess of 10% instead of pearlite or bainite. Therefore, the tensile strength exceeded 460 MPa and the uniform elongation was less than 15%. Moreover, Charpy average absorbed energy was also less than 100J. From the above, the energy absorption amount of steel No. 23 is inferior to the energy absorption amounts of steel Nos. 1 to 20, and the steel plate of steel No. 23 is unsuitable as a steel plate having excellent collision energy absorption capability.
  • the heating temperature exceeded 1300 ° C. in the manufacturing method. Therefore, the heated austenite grains are coarsened, and the crystal grain size of the ferrite after cooling is larger than 40 ⁇ m. As a result, the yield strength was less than 235 MPa, and the Charpy absorbed energy was less than 100 J.
  • the energy absorption amount of Steel No. 24 is equivalent to the energy absorption amount of Steel Nos. 1 to 20, but the properties of Steel No. 24 as structural steel were inferior to those of Steel Nos. 1 to 20. Therefore, it is difficult to use the steel plate having the steel number 24 as a steel plate having excellent collision energy absorbing ability for Barbus Bau.
  • Steel No. 25 was tempered at 700 ° C. in the production method. Therefore, the crystal grain size of ferrite was larger than 40 ⁇ m, the yield strength was less than 235 MPa, and the Charpy absorbed energy was less than 100 J. Similar to Steel No. 24, the energy absorption of Steel No. 25 is equivalent to the energy absorption of Steel Nos. 1-20, but the properties of Steel No. 25 as structural steel are the same as those of Steel Nos. 1-20. Was inferior. Therefore, it is difficult to use the steel plate of steel No. 25 as a steel plate excellent in the collision energy absorbing ability for Barbus Bau. In steel numbers 26 and 27, the cooling stop temperature was less than 400 ° C. in the manufacturing method. In this case, it is necessary to appropriately perform tempering.
  • steel number 26 tempering was not performed, and in steel number 27, the tempering temperature was less than 400 ° C. Therefore, the number density of cementite particles in the ferrite grains was greater than 50000 / mm 2 . As a result, the uniform elongation decreased to less than 15%, so that the energy absorption amounts of steel numbers 26 and 27 were inferior to those of steel numbers 1 to 20.
  • Steel No. 29 had a C content of 0.03% or less in chemical composition. In this steel No. 29, since the hardenability was extremely lowered, the crystal grain size of ferrite was coarsened to over 40 ⁇ m. As a result, the yield strength was less than 235 MPa, and the Charpy absorbed energy was less than 100 J. Steel No. 29 has an energy absorption amount equivalent to that of Steel Nos. 1 to 20, but Steel No. 29 does not satisfy the characteristics required for structural steel.
  • the chemical composition had an Mn content of over 1.5%, an Nb content of over 0.02%, a V content of over 0.04%, and a carbon equivalent of over 0.30%.
  • Steel No. 31 had a Ni content of over 0.5%, a Mo content of 0.2% or more, and a carbon equivalent of over 0.30% in chemical composition. Therefore, in these steel numbers 30 and 31, the area ratio of unprocessed ferrite was less than 85%, and the area ratio of the second phase increased. As a result, the tensile strength was greater than 460 MPa and the uniform elongation was less than 15%. Therefore, the energy absorption amounts of steel numbers 30 and 31 were inferior to those of steel numbers 1 to 20.
  • the C content is more than 0.1%
  • the Cu content and the Ni content are more than 0.5%
  • the carbon equivalent is more than 0.30%.
  • the area ratio of unprocessed ferrite was less than 85%
  • the tensile strength was greater than 460 MPa
  • the uniform elongation was less than 15%.
  • the energy absorption amount of Steel No. 33 was significantly inferior to that of Steel Nos. 1-20.
  • the processed ferrite increased by the two-phase rolling, the Charpy absorbed energy was also less than 100J. Therefore, since the risk of brittle fracture increases, the steel plate No. 33 is not suitable as a thick steel plate for Barbasse bow.
  • the Mo content was 0.2% or more, and the carbon equivalent was more than 0.30%.
  • the heating temperature was higher than 1300 ° C.
  • excessive quenching was performed in a state where the heated austenite grains were coarsened, so that the area ratio of unprocessed ferrite was less than 85% and the area ratio of the second phase increased.
  • the uniform elongation was less than 15%, and the energy absorption amount of Steel No. 34 was inferior to that of Steel Nos. 1-20.
  • the C content was 0.03% or less in the chemical composition, and the cooling start temperature was less than 760 ° C. in the production method.
  • the crystal grain size of ferrite has increased to over 40 ⁇ m. Accordingly, the yield strength was less than 235 MPa, and the Charpy absorbed energy was less than 100 J.
  • the energy absorption amount of steel No. 35 is equivalent to the energy absorption amount of steel Nos. 1 to 20, but the steel plate of steel No. 35 does not have the characteristics as a thick steel plate for Barbusau.
  • the C amount is more than 0.10%
  • the Si amount is more than 1%
  • the Mn amount is more than 1.5%
  • the Mo amount is 0.2% or more.
  • B amount was more than 0.002%
  • carbon equivalent was 0.30%.
  • the cooling rate was larger than 50 degrees C / s in the manufacturing method. For this reason, excessive quenching was performed, the area ratio of unprocessed ferrite was less than 85%, and the ferrite crystal grain size was less than 5 ⁇ m.
  • the tensile strength was significantly higher than 460 MPa, and the uniform elongation was significantly lower than 15%.
  • the energy absorption amount of Steel No. 37 was inferior to that of Steel Nos. 1-20.
  • Charpy absorbed energy is also less than 100 J, and it is difficult to apply the steel plate of steel No. 37 as a thick steel plate for Barbus Bau.

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Abstract

　この船体用厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３超～０．１０％、Ｐ：≦０．０５％、Ｓ：≦０．０５％、Ａｌ：０．００２～０．１％、を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分を有し、フェライトを含み、パーライト、ベイナイトの１種以上からなるミクロ組織を有し、前記ミクロ組織中の無加工のフェライトの面積率が８５％以上、前記無加工のフェライトの平均結晶粒径が５～４０μｍであり、前記フェライトの粒内のセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ２以下であり、降伏強度が２３５ＭＰａ以上、引張強度が４６０ＭＰａ以下、均一伸びが１５％以上、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。

Description

船体用厚鋼板及びその製造方法
　本発明は、衝突時に変形して衝突された相手側の船の損傷を防止できる緩衝効果を有し、衝突安全性を向上させた船の船首構造に用いられる板厚８ｍｍ以上の厚鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２００９年１１月２０日に、日本に出願された特願２００９－２６５１１８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　現在の大型船では、船の船首構造に板厚８ｍｍ以上の厚鋼板が用いられていて、波の抵抗によるエネルギーのロスを少しでも軽減させるために船首水線下にバルバスバウ（球状船首）が備えられている。
　従来から、バルバスバウには、内部に補強用の桁材を縦横に配置した剛体構造が採用されている（特許文献１及び２、参照）。しかしながら、剛体構造のバルバスバウを備える船が、他船に衝突した場合、例えば図１Ａに示すように、衝突船２０のバルバスバウ２０ａが、被衝突船２１の船腹２１ａに食い込み、更には、破壊部位を拡大して被衝突船２１の船殻（船腹２１ａ）を損壊し、破口（穴）２１ｂを形成する場合がある。
　それ故、近年、船同士が衝突する際、特に、衝突船の船首が、被衝突船の船腹に衝突する際、被衝突船の船殻を損壊しないよう、衝突エネルギーを、極力、吸収する構造のバルバスバウが提案されている（特許文献３～５、参照）。
　特許文献３には、先端部を水密構造にし、先端部に続く周縁部を非水密構造（バルバスバウ内部が外水に連通する構造）にすることによって、衝突エネルギーを吸収するバルバスバウが開示されている。しかし、特許文献３に開示されたバルバスバウは、先端部に続く周縁部が非水密構造であるため、造波抵抗を充分に低減することが困難である。
　また、特許文献３に開示されたバルバスバウでは、非水密構造を有するため、鋼板に防食加工を施さなければならないので、製造コストが増大する。
　特許文献４には、球状突起の根元の外板に、横方向の曲げ剛性を低減する肉厚減少部を設けたバルバスバウが開示されている。また、特許文献５には、球状突起の根元の外板に、横方向の曲げ強度が低い低強度部（下降伏点又は０．２％耐力が２３５ＭＰａ以下の低降伏点鋼からなる部分）を設けたバルバスバウが開示されている。
　特許文献４及び５に開示されたバルバスバウでは、バルバスバウの根元付近に、肉厚減少部又は低強度部を設けることによって、衝突時に、バルバスバウの根元を曲がり易くしている。
　即ち、特許文献４及び５に開示されたバルバスバウでは、船同士が、所要の角度で衝突した時、例えば図１Ｂに示すように、衝突船３０のバルバスバウ３０ａが根元部３０ｂで容易に折れ曲がる。そのため、被衝突船３１の船腹３１ａと接触するバルバスバウ３０ａの面が、先端面３０ｃではなく、胴体面３０ｄになるため、被衝突船３１の船腹３１ａの損傷が低減される。
　しかし、特許文献４及び５に開示されたバルバスバウは、特許文献３に開示されたバルバスバウとは異なり、バルバスバウ自体が、衝突エネルギーを吸収するダンパーとして機能しない。そのため、船同士が、９０°に近い角度で衝突した場合、バルバスバウが、衝突反力を受けて根元部で折れ曲がる前に、被衝突船の船腹に食い込むことが想定される。
　なお、図１Ｂの点線部分は、衝突船３０が被衝突船３１に衝突する前のバルバスバウ３０ａの位置を示す。
　結局、特許文献４及び５に開示されたバルバスバウでは、被衝突船の船腹の損壊を低減する程度に限界がある。
　一方、船の衝突安全性を高める手段として、衝突時のエネルギー吸収能に優れた鋼板を用いることも検討されており、そのような鋼板が特許文献６～１０に開示されている。
　特許文献６に開示された鋼板では、フェライトの占有率と硬さとを高め、第二相のサイズを小さくし、加工硬化を大きくすることにより、エネルギー吸収能を高めている。
　また、特許文献７～９に開示された鋼板では、残留オーステナイトを鋼中に分散し、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を利用して加工硬化を大きくすることにより、強度と均一伸びとを向上させてエネルギー吸収能を高めている。
　また、特許文献１０に開示された鋼板では、その組織を細粒フェライト主体組織とし、析出強化を活用してフェライト相の強度を高めることにより、耐破壊特性を向上させている。
　しかし、衝突船の船首が被衝突船の船腹に衝突する場合、被衝突船の船腹が、エネルギー吸収能を高めた鋼板で構成されていても、衝突船のバルバスバウが変形しない限り、バルバスバウが船腹を貫通する危険性は高い。また、衝突の態様によっては、エネルギー吸収量の高い鋼板を用いる効果を期待することはできない。
　これに対し、衝突船のバルバスバウで、衝突エネルギーを吸収できれば、被衝突船の船腹の損壊を、極力低減することが可能である。
　しかし、特許文献６～１０に開示されたエネルギー吸収能に優れた鋼板は、強度が高く、加工硬化が大きいので、衝突時に被衝突船に与える圧迫力が大きくなる。そのため、バルバスバウの変形が十分に進行しないままエネルギーを十分吸収する前に、バルバスバウが船腹を貫通する可能性が高い。
　また、バルバスバウに用いる曲率の大きな曲板を製造するために、その成形過程で、線状加熱による曲げ加工、すなわち線状加熱加工が多用されている。
　この線状加熱加工では、ガスバーナー等を用いて鋼板表面を線状に局所加熱しており、加熱部分が熱膨張し、その周囲から拘束を受けて塑性変形する現象を利用している。通常、作業効率を高めるために加熱直後に水冷が行われており、母材のミクロ組織の変化に応じて線状加熱加工後の鋼板の材質が変化する。
　すなわち、特許文献６～１０に開示されたエネルギー吸収能に優れた鋼板では、加熱後水冷された部分に焼きが入り、局所的に強度が上昇し、伸びが低下している可能性が高い。
　そのため、そのような曲板を用いたバルバスバウは、強度が均一でなく、変形しにくい。そのため、このバルバスバウを備えた船が他船に衝突した場合、図１Ａに示すように、衝突船２０の船首２０ａが被衝突船２１の船腹２１ａに食い込み、船腹２１ａを破壊し、さらには破壊部位が拡大して船体に破口（穴）２１ｂを形成する危険性も大きい。
　特許文献６～１０に対し、特許文献１１には、４００℃での降伏強度を低くすることにより線状加熱による曲げ加工性を向上させた鋼板が開示されている。この鋼板では、４００℃での降伏強度を低下させるために、室温の降伏強度も低下させている。そのため、この鋼板をバルバスバウに用いた場合に衝突時において変形が容易に進行し、バルバスバウが十分にエネルギーを吸収できる可能性がある。ただし、国際船級協会連合（ＩＡＣＳ）の統一規格では、室温での降伏強度が２３５ＭＰａ以上を満たす必要があるため、微細セメンタイトの分散強化を用いている。しかしながら、セメンタイトは、熱的に不安定であるため、線状加熱後に鋼板中のセメンタイトの分散状態を維持し、所定の材質を満足させることは困難である。また、微細セメンタイトの分散では、必要な加工硬化特性が得られず、エネルギーを吸収するための十分な均一伸びが得られ難いといった問題点がある。
　また、特許文献１２及び１３には、炭素量を減らして降伏点を下げることにより、加工性及び加工後の靭性を高めたバルバスバウ用鋼板が開示されている。しかし、このような極低炭素鋼板を製造すると、製錬負荷が多大になるとともにコストが増大するため、経済的に好ましくない。
　以上より、現在、航行時には、造波抵抗を大きく減じてエネルギーロスをより低減し、船の推進性能をより高める機能を発揮するが、衝突時には、被衝突船の船腹の損壊を低減して衝突エネルギーを効果的に吸収するダンパー機能を発揮するバルバスバウ用の厚鋼板が求められている。
特開２００２－３４７６９０号公報 特開２００５－１９９７３６号公報 特開平０８－１６４８８７号公報 特開２００４－３１４８２４号公報 特開２００４－３１４８２５号公報 特開平１１－１９３４３８号公報 特開平１１－２４６９３４号公報 特開２００７－１６２１０１号公報 特開２００８－４５１９６号公報 特開２００２－１０５５３４号公報 特開２００９－１８５３８０号公報 特開平５－７０８８５号公報 特開平６－２５６８９１号公報
　本発明は、バルバスバウに対する上記要求に鑑み、船体構造の設計を変更することなく、衝突時に、衝突エネルギーを効果的に吸収し、被衝突船の船腹の損壊を著しく低減することができるバルバスバウ用の厚鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明は、前述の課題を解決するために鋭意検討の結果なされたものであり、その手段は、以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る船体用厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３超～０．１０％、Ｐ：≦０．０５％、Ｓ：≦０．０５％、Ａｌ：０．００２～０．１％、を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分を有し、フェライトを含み、パーライト、ベイナイトの１種以上からなるミクロ組織を有し、前記ミクロ組織中の無加工のフェライトの面積率が８５％以上、前記無加工のフェライトの平均結晶粒径が５～４０μｍであり、前記フェライトの粒内のセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ２以下であり、降伏強度が２３５ＭＰａ以上、引張強度が４６０ＭＰａ以下、均一伸びが１５％以上、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。
　（２）上記（１）に記載の船体用厚鋼板では、質量％で、Ｓｉ：０．０３～１％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｕ：０．０２～０．５％、Ｎｉ：０．０２～０．５％、Ｃｒ：０．０２～０．５％、Ｍｏ：０．００２～０．２％未満、Ｎｂ：０．００２～０．０２％、Ｖ　：０．００２～０．０４％、Ｔｉ：０．００２～０．０４％、Ｂ：０．０００２～０．００２％、Ｎ：０．０００５～０．００８％、Ｃａ：０．０００３～０．００５％、Ｍｇ：０．０００３～０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３～０．００５％の１種以上を前記化学成分として含有し、かつ、炭素当量Ｃｅｑが０．３０％以下であってもよい。
　但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｖ］）／１０＋（［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］）／５＋［Ｔｉ］／２０＋［Ｂ］／３＋［Ｎ］／８である。
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの質量％での含有量である。
　（３）上記（２）に記載の船体用厚鋼板では、質量％で、前記炭素当量Ｃｅｑが０．２７％以下であってもよい。
　（４）上記（１）又は（２）に記載の船体用厚鋼板では、降伏比が０．７０以上であってもよい。
　（５）本発明の第一の態様に係る船体用厚鋼板の製造方法では、上記（１）～（３）のいずれかに記載の化学成分を有する鋼片を、１０００～１３００℃に加熱し；Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行い；７６０℃以上の冷却開始温度から板厚平均で１～５０℃／ｓの冷却速度で４００～６５０℃の温度まで加速冷却を行った後、空冷を行う。
　（６）本発明の第二の態様に係る船体用厚鋼板の製造方法では、上記（１）～（３）のいずれかに記載の化学成分を有する鋼片を、１０００～１３００℃に加熱し；Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行い；７６０℃以上の冷却開始温度から板厚平均で１～５０℃／ｓの冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行った後、４００～６５０℃の温度で焼戻しを行う。
　（７）本発明の第三の態様に係る船体用厚鋼板の製造方法では、上記（１）～（３）のいずれかに記載の化学成分を有する鋼片を、１０００～１３００℃に加熱し；Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行い；空冷を行う。
　本発明によれば、バルバスバウを有する自船の船首が他船の船腹に衝突するような事故を起こした場合に、衝突船（自船）におけるバルバスバウのバルブ部側面がより均一に座屈変形することにより、衝突エネルギーを大きく吸収することができる。また、衝突エネルギーを吸収しながら衝突面がつぶれることで、被衝突船（他船）の損傷を極力低減できるようになり、これによって被衝突船の沈没や油流出による海洋汚染の予防に貢献することができる。
船首構造に緩衝効果を有さない船が衝突した場合の衝突船と被衝突船それぞれの変形を示す模式図である。 船首構造に緩衝効果を有する船が衝突した場合の衝突船と被衝突船それぞれの変形を示す模式図である。 船首構造に本発明の船体用厚鋼板を用いた緩衝効果を有する船が衝突した場合の衝突船と被衝突船それぞれの変形を示す模式図である。
　以下、本発明の一実施形態について説明する。
　バルバスバウを有する船舶の船首が他船の船腹に衝突するような事故を起こした場合に、図１Ｃに示すように、バルバスバウ１０ａのバルブ部分１０ｂがより均一に座屈変形をすることができれば、より多くの衝突エネルギーを吸収することができるので、衝突による衝撃力は緩和される。その結果、被衝突船１１の船腹１１ａの局所的な破断や破損を回避でき、破口（穴）の発生を防止することができる。
　なお、図１Ｃの点線部分は、衝突船１０が被衝突船１１に衝突する前のバルバスバウ１０ａの位置を示す。
　そのようなバルバスバウの変形挙動をＦＥＭ解析により検討した結果、機械的性質について降伏強度が２３５ＭＰａ以上、引張強度が４６０ＭＰａ以下、均一伸びが１５％以上である場合に、船同士の衝突時に被衝突船に与える圧迫力が小さくなることを知見した。また、この場合には、バルバスバウが容易に変形し、バルバスバウと被衝突船の船腹との接触面積が増大して、バルバスバウが衝突エネルギーを効果的に吸収し、被衝突船の船腹における損傷を顕著に低減することができることを知見した。
　以下に、本実施形態における降伏強度、引張強度、均一伸び、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーの限定理由を説明する。
　現在の大型船では、船首構造に板厚が８ｍｍ以上、最大でも１００ｍｍの厚鋼板が用いられていて、衝突船の船首が座屈変形するためには、基本的に、衝突船の船首に使用する鋼板の降伏強度が被衝突船に使用する鋼板の降伏強度よりも小さい必要がある。しかし、船に使用する鋼板の降伏強度は、国際船級協会連合（ＩＡＣＳ）の統一規格を満たす必要があり、また、従来の内骨構造を有する船首構造で、波動衝撃に耐えられる強度であることが必要である。さらに、あまり降伏強度を低下させると変形時の大きなエネルギー吸収効果が期待できなくなる。以上の点を考慮すると、鋼板の降伏強度は、２３５ＭＰａ以上にする必要がある。また、降伏強度の上限は、通常、船に使用されている鋼板の降伏強度から見て、４００ＭＰａ以下であることが望ましい。衝突時に船首がより確実に座屈変形するためには、鋼板の降伏強度は、３２０ＭＰａ以下であることがより望ましい。
　引張強度は、エネルギー吸収能を高めるためには高くする必要がある。しかし、引張強度が高くなりすぎると、衝突時に被衝突船に与える圧迫力が大きくなる。この場合、バルバスバウの変形が十分に進行しないままエネルギーを十分吸収する前に、バルバスバウが船腹を貫通する可能性が高い。そのため、引張強度の上限は、４６０ＭＰａである。必要なエネルギー吸収能を得るためには、引張強度の下限は、３００ＭＰａであることが望ましい。
　均一伸びは、引張強度と同様に、エネルギー吸収能を高めるためには大きくする必要があり、均一伸びの下限は、１５％である。エネルギー吸収能をより向上させるためには、均一伸びは、２０％以上であることが望ましい。また、均一伸びは、高いほど良いが、必要な強度を確保するためには、５０％以下であることが望ましい。
　また、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーは、衝突時の脆性破壊を防止するために、１００Ｊ以上であることが必要である。すなわち、衝突時に脆性破壊が発生すれば、座屈変形によるエネルギーの吸収ができず、さらに、他の部材へき裂が伝播し、重篤な破壊事故が生じる危険性が高まる。そのため、上記シャルピー平均吸収エネルギーの下限は、１００Ｊである。脆性破壊を防止し、安全性をより高めるためには、シャルピー平均吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上であることが好ましい。また、脆性破壊の危険性をほぼ回避できるレベルを考慮すると、シャルピー吸収エネルギーの上限は、５００Ｊであることが望ましい。
　加えて、降伏比は、０．７０以上であることが好ましい。降伏比を低下させると、加工硬化が大きくなるため、鋼板としてのエネルギー吸収能が高まる。しかしながら、前述したように加工硬化が大きくなると、衝突時に衝突船のバルバスバウが被衝突船に与える圧迫力が大きくなる。そのため、バルバスバウの変形が十分に進行しないままエネルギーを十分吸収する前に、バルバスバウが船腹を貫通する可能性が生じうる。そのため、バルバスバウとしてのエネルギー吸収能を十分に確保するためには、鋼板の強度によっては、降伏比を制限することが好ましい。より確実にバルバスバウの変形を確保するためには、降伏比は、０．７５以上であることがより好ましく、０．８０以上であることが最も好ましい。また、エネルギー吸収能及びバルバスバウ用の鋼板としての加工性を確保するためには、降伏比は、０．９５以下であることが好ましい。
　以下に本実施形態におけるミクロ組織の限定理由を述べる。
　鋼板のミクロ組織は、母相としてフェライトを含み、このフェライトに加え、パーライト、ベイナイトの１種以上から構成されている。
　まず、無加工のフェライトが母相である理由は、鋼板の組織の中で最も軟らかい組織を利用して、強度を抑制しつつ、均一伸びを向上させ、バルバスバウの座屈変形に伴う吸収エネルギーを増加させるためである。また、二相域圧延などによって加工されたフェライトは、均一伸び及びシャルピー平均吸収エネルギーの低下の原因になるので、それらの低下を避けるために、母相のフェライトは、無加工のフェライトとした。また、加工フェライトの生成により鋼板の異方性が大きくなるため、母相のフェライトが加工フェライトであると、衝突時にバルバスバウを均一に座屈変形させて鋼板にエネルギーを吸収させることが困難になる。なお、加工フェライトが１％以下であれば、ミクロ組織に加工フェライトが存在しないと判断する。
　無加工フェライト以外をパーライト、ベイナイトとした理由は、無加工のフェライト相のみでは、強度を確保することと、加工硬化特性が極端に低下し、均一伸びを１５％以上にすることができず、衝突時のエネルギー吸収能を確保することが困難であるからである。また、組織中にマルテンサイトが存在すると引張強度を４６０ＭＰａ以下、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーを１００Ｊ以上にすることが困難になるため、光学顕微鏡による組織観察によってマルテンサイトが確認されないことが必要である。
　無加工のフェライトの面積率が８５％未満になると、無加工フェライト以外の加工フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬い組織が１５％を超え、引張強度を４６０ＭＰａ以下、均一伸びを１５％以上にすることが困難になる。そのため、無加工のフェライトの面積率は、８５％以上にする。無加工のフェライトの面積率は、９０～９５％であることが好ましい。
　無加工のフェライト粒径が５μｍ未満では、１５％以上の均一伸びを確保することが困難であり、無加工のフェライト粒径が４０μｍ超では、２３５ＭＰａ以上の降伏強度、および１００Ｊ以上の０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーを確保することが困難である。そのため、無加工のフェライト粒径は、５～４０μｍにする。
　さらに、フェライト粒内にセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ２超存在すると、ボイドが発生しやすくなることから、均一伸びが低下して、１５％以上の均一伸びを確保することが困難になる。そのため、フェライト粒内のセメンタイト粒子を個数密度で５００００個／ｍｍ２以下に制限する。
　以下、各元素の量を限定した理由について説明する。なお、以下の「％」は、特段の説明がない場合は、「質量％」である。
　Ｃ：０．０３超～０．１０％
　Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、２３５ＭＰａ以上の室温での降伏強度を確保し、製錬負荷を軽減させるためには、０．０３％超のＣが必要である。しかし、Ｃ量が０．１０％超では、例えばパーライトなどの第二相の面積率が増加し、引張強度を４６０ＭＰａ以下、均一伸びを１５％以上にすることが困難である。そのため、Ｃ量の上限は、０．１０％である。降伏強度、引張強度、均一伸びをより確実に制御するためには、Ｃ量は、０．０４～０．０８％であることが好ましい。
　Ｐ：≦０．０５％、Ｓ：≦０．０５％
　Ｐは、不純物元素であり、固溶強化により高温での降伏強度を増加させ、靭性を劣化させるため、Ｐを極力低減する必要がある。しかし、Ｐ量が０．０５％以下では、それらの悪影響が許容できるため、Ｐ量の上限は、０．０５％である。Ｓも、不純物元素であり、鋼の靭性及び延性を劣化させるため、極力低減した方が望ましい。しかし、Ｓ量が０．０５％以下では、それらの悪影響が許容できるため、Ｓ量の上限は、０．０５％である。
　Ａｌ：０．００２～０．１％
　Ａｌは、本発明において重要な元素であり、主に脱酸を目的として添加される。十分な脱酸を行うためには、Ａｌは、０．００２％以上必要である。ただし、Ａｌ量が０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物及びそのクラスターが生成し、靭性が損なわれるため、Ａｌ量の上限は、０．１％である。脱酸をより確実に行い、靭性をより確保するために、Ａｌ量は、０．０１～０．０７％であることが好ましい。
　以上の成分が、本発明の鋼板の基本成分である。少なくともこれらの基本成分を含む鋼板を本発明が目的とする衝突エネルギー吸収能に優れたバルバスバウ用の厚鋼板（８ｍｍ以上の板厚を対象とする。なお、板厚の上限は、特に限定されないが、１００ｍｍ程度が現実的である）として使用することができる。さらに、強度及び靭性の調整の目的で鋼中にＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎを選択元素として添加することができる。これらの選択元素は、微量添加であっても鋼の焼入れ性を高めるため、結晶粒微細化による強度及び靭性の向上に加え、固溶強化、析出強化などの強度向上に寄与する。その効果を得るためには、Ｓｉ量の下限は０．０３％、Ｍｎ量の下限は０．１％、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｃｒ量の下限は夫々０．０２％、Ｍｏ量、Ｎｂ量、Ｖ量、Ｔｉ量の下限は夫々０．００２％、Ｂ量の下限は０．０００２％、Ｎ量の下限は０．０００５％である。しかし、いずれの選択元素も過剰に添加されると、ベイナイトなどの低温変態組織が生成しやすく、フェライトの面積率を９０％以上にすることが困難である。この場合、強度が増加して均一伸びが低下するため、引張強度を４６０ＭＰａ以下、均一伸びを１５％以上にすることが困難である。そのため、それぞれの選択元素の量に上限を設ける必要がある。この上限について、Ｓｉ量は１％、Ｍｎ量は１．５％、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｃｒ量は夫々０．５％、Ｍｏ量は０．２％（０．２％を含まない）、Ｎｂ量は０．０２％、Ｖ量、Ｔｉ量は夫々０．０４％、Ｂ量は０．００２％、Ｎ量は０．００８％である。また、この上限について、好ましくは、Ｓｉ量は０．８％以下、Ｍｎ量は１．２％以下、Ｃｕ量、Ｎｉ量、Ｃｒ量は夫々０．３％以下、Ｍｏ量は０．０５％以下、Ｎｂ量は０．０１％以下、Ｖ量、Ｔｉ量は夫々０．０２％以下、Ｂ量は０．００１％以下、Ｎ量は０．００６％以下である。
　また、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの添加に際しては、下記（１）式に示す炭素当量Ｃｅｑを０．３０質量％以下にする必要がある。上記元素が過剰に添加されて炭素当量Ｃｅｑが０．３０質量％を超える場合には、前述したようにベイナイトなどの低温変態組織が生成しやすく、フェライトの面積率を８５％以上にすることが困難である。この場合、強度が増加して均一伸びが低下するため、引張強度を４６０ＭＰａ以下、均一伸びを１５％以上にすることが困難である。また、降伏強度も増加するため、被衝突船の降伏強度よりも衝突船の降伏強度が上回る可能性がある。その場合、衝突時に被衝突船への衝撃力が緩和されず、その結果、被衝突船の局所的な破断または破損により、破口（穴）が生じる危険性が高まる。さらに、バルバスバウに用いる曲率の大きな曲板を製造するために、線状加熱加工をした場合、加熱後水冷された部分に焼きが入り、局所的に強度が上昇し、均一伸びが低下する。これらを防止するために、炭素当量Ｃｅｑが０．３０質量％以下である必要がある。引張強度、降伏強度、均一伸びをより確実に制御するためには、好ましい炭素当量Ｃｅｑは、０．２７質量％以下である。なお、炭素当量Ｃｅｑは、上記元素の量と強度との相関を調べて重回帰分析を行うことにより係数を定めた式である。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｖ］）／１０＋（［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］）／５＋［Ｔｉ］／２０＋［Ｂ］／３＋［Ｎ］／８・・・（１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｎ］は、それぞれ、各元素の添加量（質量％）である。
　したがって、（１）式の炭素当量Ｃｅｑは、ＪＩＳに規定される炭素当量Ｃｅｑ（ＪＩＳ）や国際溶接学会により規定される炭素当量Ｃｅｑ（ＩＩＷ）等の規格化された炭素当量とは異なっている（下記（２）及び（３）式参照）。
　Ｃｅｑ（ＪＩＳ）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４・・・（２）
　Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（３）
　また、上記選択元素が不可避的不純物として含まれた場合であっても、（１）式の炭素当量Ｃｅｑは、０．３０質量％以下である必要がある。
　さらに、上記の選択元素のほかに、本発明においては、鋼板の延性向上及びＨＡＺ靭性向上の目的で、鋼中に０．０００３～０．００５％のＣａ、０．０００３～０．００５％のＭｇ、０．０００３～０．００５％のＲＥＭを選択元素として含有してもよい。これらを添加することにより、延性及びＨＡＺ靭性が確保される。Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの夫々の量が、０．００３％未満では、鋼板の延性向上及びＨＡＺ靭性向上の効果が得られにくい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの夫々が、０．００５％を超えて添加されると、これらの効果が飽和する。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの量は、夫々０．０００３～０．００５％とした。
　したがって、鋼中には、上記の含有量の範囲でＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種以上が選択元素として含まれてもよい。
　以上のように、上記基本成分と、必要に応じて上記選択元素とを含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼板が船体用鋼板として使用される。
　以上のように、本実施形態の鋼板では、船体構造の設計を変更することなく、バルバスバウを有する自船の船首が他船の船腹に衝突するような事故を起こした場合に、衝突船（自船）におけるバルバスバウのバルブ部側面がより均一に座屈変形することにより、衝突エネルギーを効果的に吸収することができる。また、衝突エネルギーを吸収しながら衝突面がつぶれることで、被衝突船（他船）の船腹の損壊を著しく低減できる。
　以下、本発明の製造方法を限定した理由について一実施形態を用いて説明する。
　まず、上記の適切な化学組成に調整した溶鋼を、転炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の通常公知の鋳造方法で鋼素材（鋼片）を製造する。
　次に、この鋼素材を加熱炉で１０００℃～１３００℃の温度に加熱し、鋼素材の組織をオーステナイト単相（γ単相）にする。加熱温度が１０００℃未満では、鋼素材の組織が十分にオーステナイト単相に変態せず、加熱温度が１３００℃超では、加熱γ粒径（この加熱に起因するγ粒径）が極端に粗大化する。これらの場合には、圧延後に微細な組織を得ることが困難であるため靭性が低下したり、焼入れ性が増加して硬い第二相が増加するため伸びが低下したりする。靭性と伸びとをより確実に確保するためには、好ましい加熱温度は、１０５０℃超～１２５０℃である。
　引き続き行う圧延が本発明の最も重要な工程である。すなわち、Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚（最終板厚）まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行うことが必要である。
　まず、Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で圧延を行う理由は、Ａｒ３変態点未満の二相域圧延によってフェライトへ転位が導入されると、均一伸びが著しく低下し、均一伸びを１５％以上にすることが困難であるからである。また、転位が導入されたフェライトと転位が導入されていないフェライトとの界面が脆性破壊の起点になり易く、靭性を低下させるため、二相域圧延を避ける必要がある。さらに、二相域圧延を行った場合、集合組織の発達によってセパレーションが発生し易くなるため、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーを１００Ｊ以上確保することが困難となる。また、この場合には、鋼板の異方性が大きくなるため、衝突時にバルバスバウを均一に座屈変形させ、バルバスバウにエネルギーを吸収させることが困難になる。以上から、Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で圧延を行う。なお、圧延温度の上限は、特に限定するものではないが、上記加熱炉での加熱温度が１３００℃であるので、１３００℃に設定することができる。しかし、二相域よりも高い温度における圧延温度域を十分に確保してオーステナイトの再結晶粒を効率良く微細化するためには、出来る限り温度が高い方が好ましい。しかしながら、加熱炉から圧延開始までの温度低下を考えると、（加熱温度－５０）℃程度を圧延温度の上限として設定することができる。
　次に、３０～９８％の累積圧下率で圧延を行う理由について説明する。３０％未満の累積圧下率では、再結晶によるオーステナイトの細粒化が不十分であり、その後の冷却による結晶粒径の制御が困難になる。結晶粒径をより容易に制御するためには、圧延の累積圧下率は、好ましくは５０％以上であり、より好ましくは、７０％以上である。また、９８％を超える累積圧下率での圧延を行った場合には、結晶粒微細化効果がほぼ飽和しており、圧延生産性の低下をもたらす。そのため、累積圧下率の上限を９８％にした。より圧延生産性を確保するために、累積圧下率の上限は、９５％であることが好ましい。
　上記の圧延後、以下の冷却条件（第一の冷却条件、第二の冷却条件、第三の冷却条件）の何れかの条件で冷却を行う必要がある。第一の冷却条件では、７６０℃以上の冷却開始温度から、板厚平均で１～５０℃／ｓの冷却速度で、４００～６５０℃の温度（冷却停止温度）まで加速冷却を行った後空冷を行う。また、第二の冷却条件では、７６０℃以上の冷却開始温度から、板厚平均で１～５０℃／ｓの冷却速度で、４００℃未満の温度（冷却停止温度）まで加速冷却を行った後４００～６５０℃の温度（焼戻し温度）で焼戻しを行う。また、第三の冷却条件では、空冷による冷却を行う。一般的には、空冷には、静止大気中の自然冷却と人工的に起こした風（空気）による強制冷却の２種類ある。ここでは、通板しながら行うことも含む、静止大気中での自然冷却とした。
　第一の冷却条件について、冷却開始温度が７６０℃未満では、冷却前に変態によりフェライトが生成して、成長してしまうため、冷却による結晶粒径の制御が困難になる。また、この場合には、オーステナイト中にＣが濃縮して焼入れ性が高まるため、冷却後に硬い第二相が生成し、伸びが低下してしまう。そのため、冷却開始温度は、７６０℃である必要がある。結晶粒径をより容易に制御しつつ十分な伸びを確保するために、冷却開始温度は、７７０℃以上であることが好ましい。
　また、第一の冷却条件について、加速冷却時の冷却速度を板厚平均で１～５０℃／ｓとした理由について説明する。加速冷却時の冷却速度が１℃／ｓ未満では、冷却の制御が困難であるため、均一な冷却を行うことができず、板形状が劣化したり、材質がばらついたりする。そのため、加速冷却時の冷却速度の下限は、１℃／ｓである。また、加速冷却時の冷却速度が５０℃／ｓを超えると、結晶粒径が５μｍ未満となり細かくなりすぎるため、１５％以上の均一伸びを確保することが困難になる。そのため、加速冷却時の冷却速度の上限は、５０℃／ｓである。より容易に冷却の制御を行い、より高い均一伸びを確保するためには、加速冷却時の冷却速度は、板厚平均で５～４０℃／ｓであることが好ましい。
　さらに、第一の冷却条件について、４００～６５０℃の温度（加速冷却停止温度）まで加速冷却する理由について説明する。加速冷却停止温度が６５０℃を超える場合には、冷却停止後の結晶粒成長により、冷却による結晶粒微細化効果が消失する。そのため、加速冷却停止温度の上限は、６５０℃である。また、４００℃未満の遷移沸騰領域で加速冷却を停止すると、均一な冷却を行うことができず材質にばらつきが生じるため、バルバスバウを均一に変形させることが困難であるのと同時に板形状を著しく劣化させる、さらに、この場合には、パーライトまたはベイナイトを生成させることができず、１５％以上の均一伸びを確保することが困難である。加えて、フェライト粒内にセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ２超生成して、均一伸びが低下することもある。そのため、加速冷却停止温度の下限は、４００℃である。結晶粒微細化効果を高め、より高い均一伸びを確保するためには、加速冷却停止温度の範囲は、４５０～６００℃であることが好ましい。
　上記加速冷却を４００℃未満の温度まで行ってもよいが、この場合には、加速冷却後、４００～６５０℃の温度で焼戻しを行う必要がある（第二の冷却条件）。この理由は、４００℃未満での冷却停止に起因して生じる材質のばらつき及び板形状の劣化、均一伸びの劣化を焼戻しによって回復させるためである。したがって、その効果を得るためには、焼戻し温度を４００℃以上にする必要がある。また、６５０℃を超える焼戻し温度では、結晶粒の粗大化に伴う軟化が進行し、降伏強度及び靭性の確保が困難になることがある。また、フェライト粒内にセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ２超生成した場合であっても、この焼戻しによって、セメンタイト粒子を減少させ、均一伸びを改善することができる。そのため、焼戻し温度の上限は、６５０℃である。均一伸び、降伏強度、靭性をより確実に確保するためには、焼戻し温度を４５０～６００℃にすることが好ましい。なお、焼戻し後の冷却は、空冷とすることが望ましい。
　また、上記した様に結晶粒径を５～４０μｍに制御して１５％以上の均一伸びを確保するためには、水冷しないで空冷しても良い（第三の冷却条件）。この空冷の場合には、均一冷却を容易に行うことができ、材質ばらつきが小さく、板形状も良好である。更に、空冷は、フェライト組織を十分に確保することが可能となる点では好ましいが、冷却時間が長くなって生産性が低下する。このため、生産性に十分な余裕がある場合には、空冷を選択することが好ましい。
　しかしながら、生産性とある程度の焼入れ性とを両立しながら母材の衝撃特性及び母材の強度を確保するために、第一の冷却方法または第二の冷却方法により冷却を行うことが好ましい。
　以上のように、本実施形態によれば、船体構造の設計を変更することなく、衝突エネルギーを効果的に吸収し、被衝突船の船腹の損壊を著しく低減できるバルバスバウ用の厚鋼板を製造することができる。すなわち、本実施形態により製造された厚鋼板は、バルバスバウを有する自船の船首が他船の船腹に衝突するような事故を起こした場合に、衝突船（自船）におけるバルバスバウのバルブ部側面がより均一に座屈変形することにより、衝突エネルギーを効果的に吸収することができる。また、本実施形態により製造された厚鋼板は、衝突エネルギーを吸収しながら衝突面がつぶれることで、被衝突船（他船）の船腹の損壊を著しく低減できる。
　製鋼工程において溶鋼の化学成分調整を行った後、連続鋳造によって鋳片を製造した。これらの鋳片の化学成分を表１及び表２に示す。ここで、Ａｒ３変態点は、これらの鋳片より採取したフォーマスタ試験片を用いて、１２００℃のオーステナイト化処理を行った後、０．５℃／ｓで冷却する熱履歴を与えて得られる熱膨張曲線から求められている。表１及び表２の鋳片を用いて板厚８～３０ｍｍの厚鋼板（鋼板）を製造した。表３に各厚鋼板の製造条件を示す。なお、表３中における加速冷却では、水冷により冷却速度を制御した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表４に各鋼板のミクロ組織（無加工フェライト、加工フェライト、第二相）の面積率、フェライト相の平均結晶粒径、フェライト粒内のセメンタイト粒子の個数密度を示す。各鋼板のミクロ組織の面積率及びフェライト相の平均結晶粒径は、中心偏析を含まない板厚中心位置から得られた測定値であり、これらの測定値を各鋼板の代表値とした。ミクロ組織の面積率は、１００倍、または５００倍の光学顕微鏡写真を用いて画像解析により測定された。このとき、圧延方向に伸ばされた加工フェライトと、無加工フェライトとを区別するために、フェライト粒の圧延方向の寸法と板厚方向の寸法とを測定した。フェライト粒の圧延方向の長さをファライト粒の板厚方向の長さで除した値（アスペクト比）が１．５以上のフェライトを加工フェライト、アスペクト比が１．５未満のフェライトを無加工フェライトと定義した。フェライト相の平均結晶粒径は、ミクロ組織の面積率を測定した光学顕微鏡写真を用いて、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２００５年）の「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準拠し、測定された。フェライト粒内のセメンタイト粒子の個数密度は、走査型電子顕微鏡を用いて、フェライト粒内に含まれる領域に対して、２００００倍で５視野の写真撮影を行い、セメンタイト粒子の個数をカウントし、全写真面積で除することによって求められた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表５に各厚鋼板の機械的性質とエネルギー吸収量とを示す。引張特性（降伏強度、引張強度、均一伸び）は、全厚試験片を用いて測定され、シャルピー衝撃特性は、板厚中心部から採取した試験片を用いて測定され、これらの測定値を各鋼板の代表値とした。降伏強度、引張強度、均一伸びは、ＪＩＳ１Ｂ号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）参照）を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８年）の「金属材料引張試験方法」に準拠した引張試験により測定された。この引張試験では、各２本の上記引張試験片を試験し、それらの測定値の平均を表５中に記載した。０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーは、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５年）の「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠したシャルピー衝撃試験により測定された。このシャルピー衝撃試験では、０℃で各３本の上記シャルピー衝撃試験片を試験し、それらの測定値の平均を表５中に記載した。エネルギー吸収量は、一般的に応力－ひずみ曲線の面積で求められる。しかしながら、ここでは、上記で求めた引張特性を用いて、以下の（４）式でエネルギー吸収量を近似的に求め、エネルギー吸収能を評価した。
ＥＡ＝（ＹＳ＋ＴＳ）／２×ｕＥＬ・・・（４）
ここで、ＥＡは、エネルギー吸収量（ＭＰａ）、ＹＳは、降伏強度（ＭＰａ）、ＴＳは、引張強度（ＭＰａ）、ｕＥＬは、均一伸び（－）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　鋼番１～２０は、本発明の厚鋼板の実施例である。表１に示す化学成分及び表３に示す製造方法が本発明の条件を満足しているため、表４に示すミクロ組織が本発明の条件を満足していた。そのため、鋼番１～２０では、表５に示す機械的性質が本発明の条件を満足していた。この結果、鋼番１～２０のエネルギー吸収能は、後述の比較例のエネルギー吸収能よりも優れており、これらの鋼番１～２０の厚鋼板の特性は、衝突時に被衝突船の損傷を効果的に防止できる緩衝効果を備えたバルバスバウ用の厚鋼板として十分であった。また、これらの実施例の中でも、鋼番１～８、１１～１５、１７、１８、２０の厚鋼板の製造方法では、圧延後に加速冷却を行ったために、鋼番９、１０、１６、１９の厚鋼板の製造方法に比べて製造時間を大きく短縮することができた。なお、バルバスバウ用の厚鋼板として鋼板を使用する場合には、表５においてエネルギー吸収量が６０ＭＰａ以上である必要がある。
　これに対し、鋼番２１～３７は、厚鋼板の比較例である。このうち、鋼番２１～２７は、表２に示すように化学成分は本発明の条件を満足しているが、表３の製造方法が本発明の条件を満足していないため、ミクロ組織が本発明の条件を満たしていなかった。また、鋼番２８～３２は、製造方法は本発明の条件を満足しているが、化学成分が本発明の条件を満足していなかった。そして、鋼番３３～３７は、化学成分、製造方法ともに本発明の条件を満足していなかった。
　以下に、厚鋼板の比較例が本発明の厚鋼板より劣る理由を説明する。
　鋼番２１では、製造方法において、Ａｒ３変態点未満の温度まで圧延を行っていた。つまり、この鋼番２１では、二相域圧延を行っていた。それに伴い、冷却開始温度が７６０℃未満であった。そのため、無加工フェライトの面積率が８５％未満であり、均一伸びが１５％未満であった。したがって、鋼番２１のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量より劣っていた。また、シャルピー平均吸収エネルギーは、セパレーションが発生したため、１００Ｊ未満であった。そのため、鋼番２１の鋼板をバルバスバウに適用した場合には、衝突時にバルバスバウに脆性破壊が発生し、座屈変形によるエネルギー吸収ができない可能性がある。したがって、鋼番２１の鋼板を衝突エネルギー吸収能に優れた鋼板として使用することは困難である。
　鋼番２２では、製造方法において、冷却速度が５０℃／ｓより大きかった。そのため、フェライト結晶粒径が５μｍ未満であり、均一伸びが１５％未満であった。また、冷却停止温度が４００℃未満であり、焼戻しを行わなかった。そのため、セメンタイト粒子の個数密度が５００００個／ｍｍ２よりも大きかった。このことも均一伸びが１５％未満であった原因である。以上の結果より、鋼番２２のエネルギー吸収量が鋼番１～２０のエネルギー吸収量より劣っていた。
　鋼番２３では、製造方法において、冷却開始温度が７６０℃未満であった。そのため、オーステナイト中に炭素が濃縮され、焼入れ性が極端に向上した。そのため、冷却中にフェライトが生成しにくく、第二相として、パーライトまたはベイナイトではなく、硬いマルテンサイトが１０％超生成していた。したがって、引張強度が４６０ＭＰａを超えており、かつ均一伸びが１５％未満であった。また、シャルピー平均吸収エネルギーも、１００Ｊ未満であった。以上より、鋼番２３のエネルギー吸収量が鋼番１～２０のエネルギー吸収量より劣っており、鋼番２３の鋼板は、衝突エネルギー吸収能に優れた鋼板として不適である。
　鋼番２４では、製造方法において、加熱温度が１３００℃を超えていた。そのため、加熱オーステナイト粒が粗大化し、冷却後のフェライトの結晶粒径が４０μｍより大きくなっていた。その結果、降伏強度が２３５ＭＰａ未満、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。鋼番２４のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量と同等であるが、構造用鋼としての鋼番２４の特性は、鋼番１～２０の特性よりも劣っていた。したがって、鋼番２４の鋼板は、バルバスバウ用の衝突エネルギー吸収能に優れた鋼板として使用することは困難である。
　鋼番２５では、製造方法において、７００℃で焼戻しを行った。そのため、フェライトの結晶粒径が４０μｍより大きくなり、降伏強度が２３５ＭＰａ未満、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。鋼番２４と同様に、鋼番２５のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量と同等であるが、構造用鋼としての鋼番２５の特性は、鋼番１～２０の特性よりも劣っていた。したがって、鋼番２５の鋼板は、バルバスバウ用の衝突エネルギー吸収能に優れた鋼板として使用することは困難である。
　鋼番２６及び２７では、製造方法において、冷却停止温度が４００℃未満であった。この場合には、焼戻しを適正に行うことが必要であるが、鋼番２６では、焼戻しが行われておらず、鋼番２７では、焼戻し温度が４００℃未満であった。そのため、フェライト粒内のセメンタイト粒子の個数密度が、５００００個／ｍｍ２よりも大きかった。その結果、均一伸びが１５％未満に低下したため、鋼番２６及び２７のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも劣っていた。
　鋼番２８では、化学成分において、Ｃ量が０．１０％を超えていた。よって、無加工フェライトの面積率が８５％未満になり、逆に第二相の面積率が増加した。そのため、引張強度が４６０ＭＰａよりも大きくなり、かつ均一伸びが１５％未満であった。このため、鋼番２８のエネルギー吸収量が鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも劣っていた。
　鋼番２９では、化学成分において、Ｃ量が０．０３％以下であった。この鋼番２９では、焼入れ性が極端に低下しているため、フェライトの結晶粒径が４０μｍ超まで粗大化した。その結果、降伏強度が２３５ＭＰａ未満であり、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。鋼番２９のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量と同等であるが、鋼番２９は、構造用鋼として必要な特性を満足していない。
　鋼番３０では、化学成分において、Ｍｎ量が１．５％超、Ｎｂ量が０．０２％超、Ｖ量が０．０４％超、かつ炭素当量が０．３０％超であった。また、鋼番３１では、化学成分において、Ｎｉ量が０．５％超、Ｍｏ量が０．２％以上、及び炭素当量が０．３０％超であった。そのため、これらの鋼番３０及び３１では、無加工フェライトの面積率が８５％未満になり、第二相の面積率が増加した。その結果、引張強度が４６０ＭＰａよりも大きくなり、かつ均一伸びが１５％未満であった。したがって、鋼番３０及び３１のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも劣っていた。
　鋼番３２では、化学成分において、Ｓｉ量が１％超、Ｃｒ量が０．５％超であった。その結果、無加工フェライトの面積率が８５％未満になり、第二相面積率が増加した。そのため、この鋼番３２では、均一伸びが１５％未満であり、鋼番３２のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも劣っていた。また、過剰に合金が添加されたため、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満まで低下しており、構造用鋼としての特性も満足していなかった。
　鋼番３３では、化学成分において、Ｃ量が０．１％超、Ｃｕ量及びＮｉ量が０．５％超、かつ炭素当量が０．３０％超であり、製造方法において、二相域圧延が行われた。そのため、無加工フェライトの面積率が８５％未満になり、引張強度が４６０ＭＰａよりも大きくなり、かつ均一伸びが１５％未満であった。その結果、鋼番３３のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも著しく劣っていた。また、二相域圧延により加工フェライトが増加したため、シャルピー吸収エネルギーも１００Ｊ未満であった。したがって、脆性破壊の危険性が高まるため、鋼番３３の鋼板は、バルバスバウ用の厚鋼板としては不適である。
　鋼番３４では、Ｍｏ量が０．２％以上であり、炭素当量が０．３０％超であった。また、製造方法において、加熱温度が１３００℃よりも高かった。焼入れ性が高い化学成分に加え、加熱オーステナイト粒が粗大化した状態で、過剰な焼入れが行われるため、無加工フェライトの面積率が８５％未満になり、第二相の面積率が増加した。その結果、鋼番３４では、均一伸びが１５％未満になり、鋼番３４のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも劣っていた。
　鋼番３５では、化学成分において、Ｃ量が０．０３％以下であり、製造方法において、冷却開始温度が７６０℃未満であった。焼入れ性が極端に不足する化学成分に加え、適切な冷却が行われていないため、フェライトの結晶粒径は４０μｍ超まで粗大化した。それに伴い、降伏強度が２３５ＭＰａ未満であり、シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満であった。この鋼番３５のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量と同等であるが、鋼番３５の鋼板は、バルバスバウ用の厚鋼板としての特性を兼ね備えていない。
　鋼番３６では、化学成分において、Ｔｉ量が０．０４％超であり、製造方法において、焼戻し温度が６５０℃超であった。その結果、フェライトの結晶粒径が４０μｍ超まで粗大化したことに加え、ＴｉＣの析出脆化により、シャルピー吸収エネルギーが著しく低下し、１００Ｊ未満になった。この場合、強度及び伸びから算出されたエネルギー吸収量が高くても、衝突時のバルバスバウの変形時に脆性破壊が発生する危険性が高いため、座屈変形に伴う十分なエネルギー吸収は到底期待できない。
　鋼番３７では、化学成分において、Ｃ量が０．１０％超であり、Ｓｉ量が１％超であり、Ｍｎ量が１．５％超であり、Ｍｏ量が０．２％以上であり、Ｂ量が０．００２％超であり、かつ炭素当量が０．３０％であった。また、この鋼番３７では、製造方法において、冷却速度が５０℃／ｓよりも大きかった。このため、過剰な焼入れが行われ、無加工フェライトの面積率が８５％未満になり、フェライト結晶粒径が５μｍ未満になった。その結果、引張強度が大幅に４６０ＭＰａを上回り、かつ均一伸びも１５％を大幅に下回っていた。その結果、鋼番３７のエネルギー吸収量は、鋼番１～２０のエネルギー吸収量よりも劣っていた。また、シャルピー吸収エネルギーも１００Ｊ未満であり、鋼番３７の鋼板は、バルバスバウ用の厚鋼板として適用することは困難である。
　以上の実施例から、本発明を適用することにより、衝突エネルギー吸収能に優れたバルバスバウ用の厚鋼板及びその製造方法を提供できることが確認された。この厚鋼板をバルバスバウに使用した場合には、船体構造の設計を変更することなく、バルバスバウを有する船舶（衝突船）の船首が他船（被衝突船）の船腹に衝突するような事故を起こした場合に、衝突船におけるバルバスバウのバルブ部側面がより均一に座屈変形することにより、衝突エネルギーを効果的に吸収させることができ、衝突エネルギーを吸収しながら衝突面がつぶれることで、被衝突船の船腹の損壊を著しく低減させることができる。
　なお、本発明は、上述した実施形態に限定されるものではなく、本発明の主旨を逸脱しない範囲内で種々変更して実施することが可能である。
　船体構造設計の変更を生じることなく、船同士の衝突時に被衝突船の損傷を効果的に防止できる緩衝効果を備えた船首構造用の厚鋼板及びその製造方法を提供することができる。
　１０　　衝突船
　１０ａ　　バルバスバウ
　１０ｂ　　バルブ部分
　１１　　被衝突船
　１１ａ　　被衝突船の船腹

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．０３超～０．１０％、
    Ｐ　：≦０．０５％、
    Ｓ　：≦０．０５％、
    Ａｌ：０．００２～０．１％、
    を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる化学成分を有し、
    　フェライトを含み、パーライト、ベイナイトの１種以上からなるミクロ組織を有し、前記ミクロ組織中の無加工のフェライトの面積率が８５％以上、前記無加工のフェライトの平均結晶粒径が５～４０μｍであり、前記フェライトの粒内のセメンタイト粒子が個数密度で５００００個／ｍｍ２以下であり、降伏強度が２３５ＭＰａ以上、引張強度が４６０ＭＰａ以下、均一伸びが１５％以上、０℃でのシャルピー平均吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする船体用厚鋼板。
  2. 　質量％で、
    Ｓｉ：０．０３～１％、
    Ｍｎ：０．１～１．５％、
    Ｃｕ：０．０２～０．５％、
    Ｎｉ：０．０２～０．５％、
    Ｃｒ：０．０２～０．５％、
    Ｍｏ：０．００２～０．２％未満、
    Ｎｂ：０．００２～０．０２％、
    Ｖ　：０．００２～０．０４％、
    Ｔｉ：０．００２～０．０４％、
    Ｂ　：０．０００２～０．００２％、
    Ｎ　：０．０００５～０．００８％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００５％、
    Ｍｇ：０．０００３～０．００５％、
    ＲＥＭ：０．０００３～０．００５％
    の１種以上を前記化学成分として含有し、かつ、炭素当量Ｃｅｑが０．３０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の船体用厚鋼板。
    但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｖ］）／１０＋（［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］）／５＋［Ｔｉ］／２０＋［Ｂ］／３＋［Ｎ］／８である。
    ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｖ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｎ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの質量％での含有量である。
  3. 　質量％で、前記炭素当量Ｃｅｑが０．２７％以下であることを特徴とする請求項２に記載の船体用厚鋼板。
  4. 　降伏比が０．７０以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の船体用厚鋼板。
  5. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、１０００～１３００℃に加熱し；
    　Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行い；
    　７６０℃以上の冷却開始温度から板厚平均で１～５０℃／ｓの冷却速度で４００～６５０℃の温度まで加速冷却を行った後、空冷を行う；
    ことを特徴とする船体用厚鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、１０００～１３００℃に加熱し；
    　Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行い；
    　７６０℃以上の冷却開始温度から板厚平均で１～５０℃／ｓの冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行った後、４００～６５０℃の温度で焼戻しを行う；
    ことを特徴とする船体用厚鋼板の製造方法。
  7. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、１０００～１３００℃に加熱し；
    　Ａｒ３変態点以上のオーステナイト単相域で製品板厚まで累積圧下率３０～９８％の圧延を行い；
    　空冷を行う；
    ことを特徴とする船体用厚鋼板の製造方法。
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