WO2013080398A1 - 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 Download PDF

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諏訪　稔
直樹 中田
孝一 中島
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material used for a large structure such as a ship and a manufacturing method thereof, and in particular, has a high uniform elongation that is effective in suppressing damage during a collision of a ship, and has a collision resistance (collision).
  • the present invention relates to a steel material excellent in energy (absorbability) and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 proposes a technique in which the structure of a steel sheet is mainly composed of ferrite and the ferrite phase is strengthened.
  • This technique has a ferrite fraction F (volume fraction of ferrite F) of 80% or more, and the ferrite hardness H (hardness of ferrite H) has a lower limit (H ⁇ 400-2.6 ⁇ F). It is characterized by prescribing.
  • Patent Document 2 proposes a technique for including a retained gamma phase in the surface and back layers of a steel plate.
  • This technique contains C, Si, Mn, Al, and further contains a strengthening element as necessary.
  • the surface ratio of the front and back layers of at least 1/8 or more of the plate thickness of the steel plate is 1.0 to 20%. It contains residual ⁇ .
  • the energy absorbability of a collision is the product of steel strength (average of yield stress and rupture stress) and total elongation. Evaluating. Therefore, the absorption energy is increased by improving both strength and total elongation.
  • Patent Document 3 discloses that the volume fraction (phase fraction) of the ferrite phase in the steel sheet metal structure is 70% or more at the center of the plate thickness and 50 at the plate thickness surface layer portion. A technique for improving the collision resistance by increasing the uniform elongation by at least% is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses that the area fraction of ferrite in the entire metal structure of the steel sheet (area fraction of ferrite occupied in the whole structure) is 90% or more, and the average ferrite grain size (average ferrite grain size) is 3 to 12 ⁇ m.
  • the maximum ferrite grain size (maximum ferrite 40grain size) should be 40 ⁇ m or less, the average equivalent diameter of the second phase (average diameter equivalent to a circle) should be 0.8 ⁇ m or less, and the product of uniform elongation and breaking stress should be increased Thus, a technique for improving collision absorbability has been proposed.
  • the ferrite particle size is 5 ⁇ m or less, and the hardness of the ferrite is Hv 160 to 190 in the example (the same document, Table 2), which is high. Therefore, the total elongation (EL in the same table) is 23 to 32%, and the uniform elongation cannot be higher than this, so it is estimated that the total elongation is only about half of the total elongation.
  • Ceq is calculated to be about 0.38 for steel type A, and Si is 0.55 to 1.94% for steel types B to F, both of which are high. . Therefore, the ductility is generally low, and even if the uniform elongation is increased only by the residual ⁇ on the surface layer, the uniform elongation is regulated by the portion with low ductility, so it is difficult to improve the uniform elongation. Guessed.
  • the impact absorption energy is EL ⁇ (YP + TS / 2) in Table 2 and is the product of total elongation and strength. Therefore, considering the materials of these steel types from the normal thick steel plate materials, it is presumed that the steel types with high Si have low toughness and the steel types with high Ceq have problems in weldability.
  • the required yield stress is determined from the design requirements, and the strength grade of the steel is selected according to the site to be used, so that the strength more than necessary is not particularly required. Further, in order to improve the strength, the cost increases due to the addition of alloy elements or the like, and the weldability deteriorates. Therefore, it is not preferable to improve the absorbed energy by increasing the strength.
  • Patent Document 4 discloses information on chemical components and metal structures of steel materials, but there are many practically uncertain points in the manufacturing method. That is, the manufacturing method described in the detailed description recommends reheating after hot rolling and cooling. However, for shipbuilding steel sheets that are inexpensive and require mass production, there is a concern that processes such as reheating will be put into practical use from the viewpoint of production cost and manufacturing period. Further, in cooling after rolling, it is suggested in Patent Document 3 that a characteristic difference in the sheet thickness direction is likely to occur. However, Patent Document 4 does not consider it, and the characteristic evaluation of the example is also performed in the sheet thickness 1. / 4 portion only, the characteristics of the plate thickness surface layer portion are not disclosed.
  • the present invention has a higher energy absorption capacity at the time of collision than the currently proposed steel materials, without increasing the cost of steel by adding alloying elements, etc., or changing the hull structure design, compared to the currently used steel materials.
  • An object of the present invention is to provide a steel material excellent in impact resistance that can be increased and a method for producing the same.
  • the steel material of the present invention has two phases such as ferrite, which is a soft phase, and pearlite, bainite, martensite, which is a hard phase.
  • the steel has the above structure. The structure of this steel material was obtained while studying the basic policy of optimizing the mechanical properties of each phase and optimizing the combination, and based on the following knowledge Yes.
  • the soft phase mainly plays a role of improving ductility and toughness
  • the hard phase mainly plays a role of improving strength. Therefore, in order to improve the uniform elongation, the properties of the ferrite phase, which is a soft phase, were examined. It is clear that the uniform elongation is better for soft materials. However, when there is another hard phase, the greater the difference between the two phases, the greater the concentration of strain on the soft phase, and the greater the contribution of the soft phase to the uniform elongation. In the case of a bainite phase having a relatively low strength as the hard phase, the hardness of the ferrite phase must be Hv 160 or less in order to increase the strain concentration in the ferrite phase. In order to obtain a tensile strength of 490 MPa or higher, Hv 140 or higher is required.
  • the uniform elongation decreases as the crystal grain size decreases
  • the influence of the ferrite crystal grain size of the duplex steel is investigated, and when the average crystal grain size is less than 2 ⁇ m, the uniform elongation decreases rapidly. confirmed.
  • the local elongation is relatively unaffected by the crystal grain size, it was also confirmed that the decrease in the total elongation due to the decrease in the crystal grain size was relatively small compared to the decrease in the uniform elongation. Therefore, also from this, when evaluating ductility, it is necessary to distinguish between uniform elongation and total elongation.
  • the uniform elongation was improved as the volume fraction of the ferrite phase was higher.
  • the ferrite phase volume fraction is 75% or more over the entire plate thickness and excellent in uniform elongation.
  • the hardness of the ferrite phase is Hv 140 or more and 160 or less, it was found that the influence of the surface layer portion of the plate thickness is particularly large, and it became clear that an increase in the ferrite phase volume fraction as a whole plate thickness is important. .
  • the cooling conditions must be adjusted appropriately. That is, the cooling process is roughly divided into two stages, a first stage focusing on transformation from the austenite phase structure to the ferrite phase at the end of rolling and a second stage causing transformation to the hard phase.
  • the steel sheet average temperature is relatively difficult to proceed with the ferrite transformation (Ar 3 -50) ° C. or more, and the ferrite transformation is from the viewpoint of phase equilibrium as well as from the viewpoint of ferrite.
  • the steel sheet should be rapidly cooled to an average temperature of the steel sheet that is easy to proceed (Ar 3 ⁇ 150) ° C. or more and (Ar 3 ⁇ 50) ° C. or less.
  • the difference in cooling rate in the steel plate thickness direction increases. For this reason, transformation into a hard phase such as bainite or martensite occurs in place of the ferrite transformation in the surface thickness portion of the plate having a high cooling rate.
  • the cooling rate of the steel sheet surface is set to 100 ° C./second or more, generation of a hard phase can be suppressed if the temperature of the steel sheet surface is controlled to be less than 400 ° C.
  • the ferrite phase is generated in the process where the surface temperature of the steel sheet is recuperated by the heat at the center of the plate thickness after cooling.
  • the average cooling temperature of the steel sheet may not be set to (Ar 3 -150) ° C. or more and (Ar 3 -50) ° C. or less by one cooling due to the thick plate thickness. In that case, cooling is repeated several times.
  • the ferrite transformation at the center of the plate thickness can be rapidly advanced. To make the volume phase fraction 75% or more, it takes 10 seconds or more.
  • the strength is greatly influenced by the strength and volume fraction of the hard phase.
  • control of obtaining an arbitrary strength can be performed by selecting the manufacturing conditions even if the structure changes.
  • a predetermined strength can be obtained by increasing the cooling stop temperature after rolling, or lowering the cooling rate to lower the strength of the hard phase. It is possible to obtain.
  • Such strength control is based on the principle that when the volume fraction of the hard phase is small, the carbon concentration concentrated from the ferrite phase to the hard phase at the time of transformation is high, and the hard phase is more easily cured. Is achieved relatively easily.
  • the cooling rate control method may be air-cooling as long as a predetermined condition is satisfied, but a heat insulating cover is provided on the steel material when keeping the temperature, or water cooling is performed when the cooling rate is increased.
  • toughness is one of the important mechanical properties.
  • the toughness is mainly affected by the ferrite crystal grain size, so it is desirable that the crystal grain size be 40 ⁇ m or less.
  • the grain size can be controlled by making the rolling reduction a certain value or more in the rolling process.
  • the steel composition satisfies Ceq ⁇ 0.36%
  • the structure is composed of a ferrite phase and a hard phase
  • the volume fraction of the ferrite phase is 75% or more in the whole plate thickness
  • the hardness is Hv 140 or more and 160.
  • the steel material is excellent in collision resistance, characterized in that the average crystal grain size is 2 ⁇ m or more.
  • Ceq is represented by the following formula (1).
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 ...
  • the element symbol represents mass% of each element.
  • the second invention is characterized in that the ratio of the volume fraction of the ferrite phase in the plate thickness surface layer portion to the volume fraction of the ferrite phase in the plate thickness central portion is 0.925 or more and 1.000 or less. It is a steel material excellent in impact resistance described in the invention.
  • the third invention relates to the steel composition in mass%, C: 0.05 to 0.16%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.8 to 1.6%, Sol.
  • the fourth invention is a steel material having excellent collision resistance according to the third invention, wherein the steel composition further contains Ti: 0.003 to 0.03% by mass%. .
  • the steel composition further includes Nb: 0.005 to 0.05% by mass%, and has excellent impact resistance according to the third or fourth aspect. It is a steel material.
  • the steel composition further includes, in mass%, Cr: 0.1 to 0.5%, Mo: 0.02 to 0.3%, V: 0.01 to 0.08%, Cu :
  • the steel composition further comprises Ni: 0.1 to 0.5% by mass%, and the impact resistance according to any one of the third to sixth aspects of the invention It is an excellent steel material.
  • the eighth invention is the cumulative reduction ratio in the temperature range of Ar 3 to 850 ° C. after heating the steel material having the steel composition according to any of the first invention or the third to seventh inventions. Roll 50% or more. Thereafter, the pre-stage cooling is started when the average steel temperature is (Ar 3 -50) ° C. or higher, the cooling rate of the steel surface is 100 ° C./second or higher, and the steel surface temperature is 400 ° C. or higher (Ar 3 -50) ° C. or lower. Cooling is performed once or twice or more until the temperature reaches the temperature range until the average temperature of the steel material becomes (Ar 3 ⁇ 150) ° C. or higher and (Ar 3 ⁇ 50) ° C. or lower.
  • Ar 3 point is represented by the following formula (2).
  • Ar 3 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo ... (2)
  • the element symbol represents mass% of each element.
  • steel having two or more phases of ferrite and hard phase which are substantially the same components as ordinary ship hull steel materials, is optimized, and the mechanical properties of each phase are optimized. It is possible to obtain a steel material having a high uniform elongation and excellent impact resistance.
  • the production method can be efficiently and stably produced because there is no decrease in efficiency and no particular difficulty in controllability as compared with the usual method for producing steel for hulls.
  • the steel material of the present invention is a steel material having substantially the same components as those of a normal hull steel material and excellent in impact resistance, that is, excellent in uniform elongation. That is, in order to improve the uniform elongation without reducing the strength, steel composed of two or more phases such as ferrite, which is a soft phase, and pearlite, bainite, martensite, etc., which are hard phases, are used. In addition to optimizing the mechanical properties, the combination is optimized.
  • the structure of the steel material of the present invention consists of a ferrite phase and a hard phase.
  • the hard phase is composed of a structure having a higher hardness than ferrite phases such as pearlite, bainite, and martensite.
  • the plate thickness surface layer portion is a region from the surface of the plate to a depth of about 1/10 of the plate thickness.
  • the plate thickness surface layer portion is a region where the cooling rate is relatively faster than that of the plate thickness center portion during cooling, a hard phase is easily generated, and uniform elongation is likely to be reduced.
  • the fraction is not so large and its influence can be allowed to some extent in terms of characteristics, but if the characteristic difference from the central portion of the plate thickness increases, the influence cannot be ignored. Therefore, it is necessary to ensure the ferrite phase volume fraction in this way also for the plate thickness surface layer portion.
  • the ferrite phase volume fraction is within the range of the present invention over the entire plate thickness.
  • the volume fraction of the ferrite phase may be measured and confirmed for the central portion of the plate thickness having the smallest cooling rate in the plate thickness direction and the plate thickness surface layer portion having the largest cooling rate in the plate thickness direction.
  • Ratio of the volume fraction of the ferrite phase in the surface portion of the plate thickness with respect to the volume fraction of the ferrite phase in the center portion of the plate thickness 0.925 or more and 1.000 or less
  • volume fraction ratio the ratio of the volume fraction of the ferrite phase in the plate thickness surface layer portion to the volume fraction of the ferrite phase in the center portion of the plate thickness
  • the volume fraction ratio is 0.925 or more, the material difference between the plate thickness surface layer portion and the plate thickness center portion, particularly the difference in uniform elongation, is sufficiently small, and the structure that is substantially homogeneous in the plate thickness direction. This is preferable from the viewpoint of collision resistance. Furthermore, the volume fraction ratio is preferably 0.935 or more. In addition, since the cooling rate of the plate thickness surface layer portion is relatively higher than that of the plate thickness central portion during cooling and a hard phase is likely to be generated, the plate thickness central portion is more ferrite volume than the plate thickness surface portion. The fraction becomes high. For this reason, the upper limit of the volume fraction ratio is 1.000.
  • Hardness of ferrite phase 140 to 160 in Hv
  • Hv140 in order to obtain a strength of TS490 MPa or more, it is set to Hv140 or more.
  • Average crystal grain size of ferrite phase 2 ⁇ m or more
  • the average crystal grain size of the ferrite phase is preferably 4 ⁇ m or more. If the ferrite structure is excessively large, the steel may be softened. Therefore, in order to stably obtain a tensile strength of 490 MPa or more, the average crystal grain size of the ferrite phase should be 40 ⁇ m or less. Is preferred.
  • Component Composition The reason for defining the component composition of the steel material will be described. In addition, all component% means the mass%.
  • Ceq 0.36 or less The higher the Ceq, the higher the strength and the higher the strength of the ferrite, so that the uniform elongation decreases. When the Ceq exceeds 0.36, the uniform elongation decreases remarkably. Further, Ceq is an index of toughness of the weld heat affected zone. When it exceeds 0.36, the heat affected zone toughness (HAZ toughness) of large-heat-input-welding decreases. For this reason, Ceq is set to 0.36 or less.
  • C 0.05 to 0.16% C is contained to ensure strength. If the content is less than 0.05%, the effect is not sufficient. If the content exceeds 0.16%, the structure mainly composed of ferrite cannot be obtained and the uniform elongation is lowered. Therefore, the C content is in the range of 0.05 to 0.16%. To do.
  • Si 0.1 to 0.5% Si is contained as a deoxidizer and strength improving element in the steelmaking stage. If it is less than 0.1%, the effect is insufficient, and if it exceeds 0.5%, the ductility is lowered, so the Si content is in the range of 0.1 to 0.5%.
  • Mn 0.8 to 1.6% Mn is contained to ensure strength. If the content is less than 0.8%, the effect is insufficient. If the content exceeds 1.6%, a structure mainly composed of ferrite cannot be obtained, so the Mn content is 0.8 to 1.6%. The range.
  • Al 0.002 to 0.07% Al is contained for deoxidation. Sol. When the amount of Al is less than 0.002%, the effect is not sufficient, and when it exceeds 0.07%, surface flaws of the steel material are likely to occur.
  • the Al content is in the range of 0.002 to 0.07%. Preferably, it is in the range of 0.01 to 0.05%.
  • the above is the basic chemical component of the present invention, and consists of the balance Fe and inevitable impurities. Furthermore, in order to improve strength and toughness, Ti and Nb can be contained as selective elements.
  • Ti 0.003-0.03%
  • Ti can be contained. Ti generates TiN during rolling heating or welding, refines austenite grains, and improves the base metal toughness and the toughness of the weld heat affected zone. If the content is less than 0.003%, the effect is not sufficient. If the content exceeds 0.03%, the toughness of the weld heat affected zone is lowered. A range of 003 to 0.03% is preferable. More preferably, it is in the range of 0.005 to 0.02%.
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • the amount is 0.005-0.
  • a range of 0.05% is preferable. More preferably, it is in the range of 0.005 to 0.03%.
  • one or more of Cr, Mo, V, and Cu can be contained.
  • Cr 0.1 to 0.5% If Cr is less than 0.1%, the effect is insufficient, and if it exceeds 0.5%, the weldability and the toughness of the weld-affected zone decrease. Therefore, when Cr is contained, 0.1 to 0.5% It is preferable to set it as the range.
  • Mo 0.02 to 0.3% If the content of Mo is less than 0.02%, the effect is insufficient. If the content exceeds 0.3%, the weldability and the toughness of the heat affected zone are significantly reduced. A range of 3% is preferable.
  • V 0.01 to 0.08%
  • the content is preferably in the range of 0.01 to 0.08%.
  • Cu 0.1 to 0.6% If Cu is added less than 0.1%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.6%, there is a concern about Cu cracking. Therefore, when Cu is contained, the range is from 0.1 to 0.6%. It is preferable to do. More preferably, it is in the range of 0.1 to 0.3%.
  • Ni can also be contained in order to improve toughness.
  • Ni 0.1 to 0.5% If the Ni content is less than 0.1%, the effect is not sufficient. If the Ni content exceeds 0.5%, the cost of the steel material is remarkably increased. It is preferable to do.
  • molten steel having the above composition is melted in a converter or the like, and is made into a steel material (slab) by continuous casting or the like.
  • the steel material is heated to a temperature of 900 to 1150 ° C. and then hot-rolled.
  • the heating temperature is less than 900 ° C., the rolling load becomes excessive, and if it exceeds 1150 ° C., the austenite grains become coarse and cause toughness reduction, and the oxidation loss becomes remarkable and the yield decreases.
  • a heating temperature of 900 to 1150 ° C. is preferable because stable rolling is possible and good toughness is obtained.
  • a more preferable heating temperature range is 1000 to 1100 ° C. from the viewpoint of toughness.
  • Rolling conditions Ar 3 points or more and 850 ° C. or less, cumulative reduction ratio of 50% or more
  • a steel sheet having a desired thickness is produced by hot rolling a steel material.
  • the start temperature of hot rolling is not particularly limited. Moreover, it is not necessary to provide a restriction in particular as rolling conditions other than the rolling conditions in the non-recrystallization temperature range of austenite described later. Prior to rolling in the non-recrystallization temperature range of austenite, which will be described later, the austenite recrystallization structure is refined and sized so that rolling with a cumulative reduction rate of 30% or more is performed in the austenite recrystallization temperature range. It is preferable.
  • the cumulative rolling reduction during rolling is set to 50% or more in a temperature range of Ar 3 points or more and 850 ° C. or less. Preferably it is 55% or more.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction need not be specified, it is preferably set to 80% or less industrially.
  • Ar 3 point is calculated by the following formula (2).
  • Ar 3 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo ...
  • the rolling end temperature is preferably Ar 3 points or more. If the rolling end temperature is lower than the Ar 3 point, the processed ferrite structure remains, so that the elongation of the steel finally obtained may be reduced. Therefore, the rolling end temperature is preferably Ar 3 point or higher.
  • the first stage cooling which is the first stage cooling
  • the second stage cooling which is the second stage cooling
  • the first stage cooling which is the first stage cooling before cooling, focuses on the transformation from the austenite phase structure to the ferrite phase at the end of rolling, and the subsequent cooling allows the volume fraction of the ferrite phase, Now, it is performed in order to make the crystal grain size predetermined. For this reason, the pre-cooling starts from a temperature where the average temperature of the steel material is (Ar 3 -50) ° C. or more, and the ferrite transformation easily progresses from the viewpoint of phase equilibrium and kinetics during the cooling. It is cooled to a temperature range of (Ar 3 ⁇ 150) ° C. or more and (Ar 3 ⁇ 50) ° C. or less.
  • the cooling rate is a steel surface cooling rate of 100 ° C./second or more.
  • the difference in the cooling rate in the thickness direction of the steel plate increases, so that the transformation to the hard phase such as bainite or martensite occurs in place of the ferrite transformation at the plate thickness surface layer where the cooling rate is fast. It will happen.
  • the cooling rate of the steel sheet surface is set to 100 ° C./second or more, the temperature of the steel sheet surface at the end of the pre-stage cooling is controlled to be less than 400 ° C. If it is, the production
  • the driving force of the ferrite transformation in the cooling process after the previous stage cooling can be increased.
  • the volume fraction, hardness, and crystal grain size of the ferrite phase generated in the cooling step can be specified in the present invention.
  • the cooling method of the first stage cooling is performed once or twice to a temperature range of 400 ° C. or more (Ar 3 -50) ° C. or less at the steel sheet surface temperature.
  • the steel plate surface can be reheated with the heat at the center of the plate thickness and then repeatedly cooled under the same conditions.
  • the second and subsequent cooling is performed to prevent only the steel plate surface layer portion from being excessively cooled. By doing this, the center portion of the plate thickness is included. It is possible to balance the cooling behavior of the whole steel plate and the cooling behavior of the surface layer portion of the steel plate.
  • the cooling after the first stage cooling is carried out for 10 seconds or more in the temperature range of (Ar 3 -150) to (Ar 3 -50) ° C. as the average steel material temperature.
  • Cooling after the pre-stage cooling is performed in order to make the ferrite phase volume fraction, hardness, and crystal grain size predetermined.
  • the cooling temperature range when the average steel temperature is less than (Ar 3 ⁇ 150) ° C., it takes a long time to advance the ferrite transformation, and at a temperature exceeding (Ar 3 ⁇ 50) ° C., the ferrite transformation rate is predetermined. The fraction of is not reached. Therefore, the cooling temperature range is set to (Ar 3 ⁇ 150) ° C. or more and (Ar 3 ⁇ 50) ° C. or less in terms of the average steel material temperature.
  • the cooling time if it is less than 10 seconds, the ferrite transformation does not proceed sufficiently, so that it is not possible to achieve desired ferrite phase dispersion control (ferrite volume fraction: 75% or more, average crystal grain size: 2 ⁇ m or more), Further, the diffusion of C from the ferrite phase to the austenite phase does not proceed sufficiently, and the hardness of the ferrite phase does not become Hv160 or less. Therefore, the cooling time is set to 10 seconds or more. In this way, by allowing the steel material to cool for 10 seconds or more in the temperature range of (Ar 3 -150) to (Ar 3 -50) ° C. at the average temperature of the steel material, the volume fraction of the ferrite phase, hardness, crystal grain size Can be predetermined.
  • the average temperature of the steel material can be determined by simulation calculation or the like when the shape, surface temperature, cooling conditions, etc. of the steel material are given.
  • the steel material is cooled from a temperature of (Ar 3 -150) ° C. or higher to 300 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./second or higher.
  • the latter stage cooling which is the second stage cooling, controls the cooling start temperature, the cooling rate, and the cooling end temperature in order to secure a predetermined strength by causing the transformation from the austenite phase structure to the hard phase.
  • the lower the cooling start temperature the lower the strength.
  • the cooling start temperature is set to (Ar 3 -150) C or higher.
  • the steel average cooling rate is 10 ° C. / More than a second.
  • the lower the cooling end temperature the higher the strength, but the ductility deteriorates when cooled to below 300 ° C.
  • the cooling end temperature is set to 300 ° C. or more and 600 ° C. or less in terms of the steel material average temperature from the viewpoint of optimization of strength and ductility.
  • Table 1 shows the components of the test steel used in the examples. The remainder not shown consists of iron and inevitable impurities.
  • Steel types A to H in Table 1 are steels having a composition that satisfies the present invention, and steel type I has Ceq outside the scope of the invention (upper limit of more than 0.36%).
  • the slabs having these steel compositions were heated and then rolled into a steel plate having a thickness of 12 to 50 mm and cooled with various cooling patterns.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions.
  • Steel numbers 1 to 10 are invention examples satisfying the composition and production conditions of the present invention, and steel numbers 11 to 16 are comparative examples in which the production conditions or composition are outside the scope of the present invention.
  • microstructure of these steel sheets was observed with an optical microscope, and the volume fraction of the ferrite phase and the ferrite crystal grain size (average crystal grain size) in the center part of the plate thickness and the surface layer part of the plate thickness were measured.
  • the hardness of the ferrite phase was measured with a micro Vickers hardness meter (load: 25 gf) for the plate thickness center portion and the plate thickness surface layer portion, and the average value thereof was taken.
  • Table 3 shows the test results of the microstructure and mechanical properties of the steel sheet.
  • the steel numbers 1 to 10 which are invention examples, all have excellent characteristics such as TS (tensile strength) of 520 MPa or more and uniform elongation of 22% or more.
  • Steel Nos. 1 to 10 have a YS (yield strength) of 390 MPa or more and a vTrs lower than ⁇ 40 ° C., all of which have the target properties YS ⁇ 355 MPa, TS ⁇ 490 MPa, uniform elongation ⁇ 20%, vTrs ⁇ 0 ° C. Is satisfied.
  • steel numbers 11 to 16 are comparative examples, and steel number 11 has a high Ceq, and even if the manufacturing conditions are devised, a predetermined characteristic cannot be obtained.
  • the volume fraction of is small and the uniform elongation is inferior.
  • Steel No. 12 since the cooling start temperature in the previous stage is too low, the volume fraction of the ferrite phase in the center portion of the plate thickness and the surface layer portion of the plate thickness is small, and the uniform elongation is inferior.
  • Steel No. 13 has a slow cooling rate with respect to the prescribed cooling rate (100 ° C./s or more) of the preceding stage cooling, so the volume fraction of the ferrite phase is small and the uniform elongation is inferior.
  • Steel No. 14 has an inferior uniform elongation due to a low ferrite phase volume fraction because the pre-cooling stop temperature is too low.
  • Steel No. 15 the end temperature of the pre-cooling is too low, so the ferrite phase volume fraction is small and the uniform elongation is inferior.
  • Steel No. 16 had a short cooling time between the former stage cooling and the latter stage cooling, so the ferrite phase volume fraction was low and the uniform elongation was inferior.

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Abstract

衝突時のエネルギー吸収能を増加させることが可能な耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法を提供する。 鋼組成がＣｅｑ≦０．３６％を満たし、組織がフェライト相と硬質相からなり、前記フェライト相の体積分率が板厚全体で７５％以上、硬さがＨｖ１４０以上１６０以下、平均結晶粒径が２μｍ以上であることを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材。

Description

耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法
　本発明は、船舶等の大型構造物に使用される鋼材およびその製造方法に関し、特に船舶の衝突時等の損害抑制に効果がある高い一様伸び(uniform elongation)を有する、耐衝突性(collision energy absorbability)に優れた鋼材およびその製造方法に関するものである。
　近年、大型タンカーの座礁や衝突による油流出(outflow of oil)による環境汚染(environmental contamination)が問題となっている。これらの事故による油流出を防止するために、船殻の二重構造化(double hull)等の船体構造面からの取り組みは行われているが、船体用鋼材については十分な対応策が検討されていない。その中でも、船体用鋼材面からの取り組みとして、衝突時のエネルギーを鋼材自体に多く吸収させることが提案されているが、未だ十分な実用段階には達していない。
　衝突時のエネルギー吸収能カを向上させる方法としては、鋼板の組織をフェライト(ferrite)主体とし、かつフェライト相を強化する技術が特許文献１に提案されている。この技術は、フェライト分率Ｆ(volume fraction of ferrite F)が８０％以上であり、かつフェライトの硬さＨ(hardness of ferrite H)については下限値（Ｈ≧４００－２．６×Ｆ）を規定することを特徴としている。
　また、鋼板の表裏層(surface and back layers)に残留γ相(retained gamma phase)を含ませる技術が特許文献２に提案されている。この技術は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを含有し、さらに必要に応じて強化元素を含有し、鋼板の少なくとも板厚の１／８以上の表裏層に面積率で１．０～２０％の残留γを含むというものである。
これらの技術においては、衝突時のエネルギー吸収(energy absorbability of a collision)を、鋼材の強度（降伏応力(yield stress)と破断応力(rupture stress)の平均）と全伸び(total elongation)の積として評価している。そのため、強度と全伸びの両者の向上により吸収エネルギーの増加を図っている。
　これらの他に、特許文献３には、鋼板金属組織中のフェライト相の体積分率(相分率)(volume fraction of ferritic phase)を板厚中央部で７０％以上、板厚表層部で５０％以上とし、一様伸びを増加させることにより、耐衝突性を向上させる技術が開示されている。
　　さらに、特許文献４に、鋼板の全金属組織に占めるフェライトの面積分率(area fraction of ferrite occupied in the whole structure)を９０％以上、その平均フェライト粒径(average ferrite grain size)を３～１２μｍ、最大フェライト粒径(maximum ferrite grain size)を４０μｍ以下、第２相の平均円相当径(average diameter equivalent to a circle)を０．８μｍ以下とし、一様伸びと破断応力の積を大きくすることにより、衝突吸収性を向上させる技術が提案されている。
特許第３４３４４３１号公報 特許第３４９９１２６号公報 特許第３５７８１２６号公報 特開２００７－１６２１０１号公報
　上記の特許文献１と特許文献２で用いられている全伸びによる吸収エネルギーの評価は、必ずしも船体構造の安全性の評価に繋がるとはかぎらず、耐衝突性を議論する場合には相応しくない。すなわち、引張試験における標点距離とは比べものにならない長大なスパンで防撓材(stiffener)に支えられている船体外板の伸び変形を評価するには、試験片形状の影響を受ける局部伸び(local elongation)を含んだ全伸びの評価は適していない。そこで、衝突時の吸収エネルギーを考える場合には、船体外板の伸び特性と相関が高いと判断される一様伸びで評価する必要がある。
　例えば、特許文献１の技術では、フェライト粒径が５μｍ以下で、フェライトの硬さは実施例（同文献、表２）ではＨｖ１６０～１９０であり高めとなっている。そのため、全伸び（同表のＥＬ）でも２３～３２％であり、一様伸びはこれより高くなり得ないので、せいぜい全伸びの半分程度に止まるものと推定される。
　また、特許文献２の技術では、組織に残留γを含むようにするため、合金元素が多目に添加されており、実施例の鋼は炭素等量（Ｃｅｑ）が高いか、Ｓｉが高い鋼種となっている。
　例えば同文献の表１を見ると、鋼種ＡではＣｅｑを計算すると約０．３８であり、鋼種Ｂ～ＦではＳｉが０．５５～１．９４％であり、いずれも高目となっている。そのため、全般に延性が低く、表層だけ残留γにより一様伸びを高くしても、一様伸びは延性の低い部分で律則されるため、一様伸びを向上させることが困難であるものと推測される。
　これらの鋼種については、靭性あるいは溶接性に関する試験結果が、全く開示されていない。なお、同文献で衝撃吸収エネルギーというのは、表２のＥＬ×（ＹＰ＋ＴＳ／２）であり、全伸びと強度の積のことである。そこで、これらの鋼種の材質について、通常の厚鋼板の材質から考えると、Ｓｉが高めの鋼種は靭性が低く、Ｃｅｑが高めの鋼種は溶接性に問題があると推測される。
一般に、船体用鋼材においては設計上の要求から必要な降伏応力が決められており、使用する部位に応じて鋼材の強度等級が選択されるため必要以上の強度は特に必要とされない。また、強度を向上させるためには、合金元素の添加等によるコスト上昇や溶接性の劣化を生じるため、強度増加による吸収エネルギーの向上は好ましくない。
　一方、特許文献３の技術では、合金元素添加量を低目に抑え、かつ硬度が低く延性の高いフェライト相の組織分率を高くすることにより、一様伸びの向上を図っている。しかし、板厚表層部のフェライト相分率を、板厚中央部と同じ程度まで増加させる製造方法の開発にまでは至っていない。また、実施例では、板厚が比較的小さい２５ｍｍ以下のものしか開示されていない。板厚が大きくなるとともに製造時の制御冷却(controlled cooling)の水量と時間が増加するために、板厚表層部のフェライト分率を確保することは著しく困難となる。
　特許文献４では、鋼材の化学成分と金属組織の情報は開示されているが、製造方法において実用上不確実な点が多い。すなわち、詳細な説明に記されている製造方法は、熱間圧延、冷却後に再加熱を推奨している。しかし、廉価かつ大量生産が必須の造船用鋼板では、再加熱のようなプロセスは生産コストと製造工期の観点から実用化が懸念される。また、圧延後の冷却においては、板厚方向の特性差が生じ易いことは特許文献３で示唆されているが、特許文献４においては考慮されておらず、実施例の特性評価も板厚１／４部位のみであり、板厚表層部の特性が開示されていない。
　以上を鑑みると、船舶の衝突時のエネルギー吸収性能に優れた鋼材は、未だ性能向上の必要があるとともに、製造可能板厚拡大の余地もあると考えられる。特に、板厚表層部も含めた板厚全体を考慮した理想的な金属ミクロ組織の確立およびその製造方法のブレークスルーが必要である。
　本発明は、現状用いられている鋼材に対して、合金元素の添加等によるコス卜の増加や、船体構造設計の変更なしに、現状提案されている鋼材に比べて衝突時のエネルギー吸収能を増加させることが可能な耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　このような課題を解決するための本発明の特徴は以下のとおりである。
　　本発明の鋼材は、強度を低下させることなく、一様伸びを向上させるために、軟質相(soft phase)であるフェライトと硬質相(hard phase)であるパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の２相以上の組織からなる鋼とする。なお、この鋼材の組織は、それぞれの相の機械的性質を最適化するとともに、その組み合わせを最適化することを基本方針に検討を行う中で得られたものであり、以下の知見に基づいている。
　一般に２相以上の組織を有する鋼においては、軟質相が主に延靭性(ductility and toughness)向上の役割を担い、硬質相が主に強度向上の役割を担う。そこで、まず一様伸びを向上させるために軟質相であるフェライト相の性質を検討した。一様伸びは軟質材ほど優れていることは明らかである。しかし、他に硬質相が存在する場合は、両相の差がある程度大きい方が軟質相への歪の集中が大きくなり、一様伸びに対する軟質相の寄与が大きくなる。硬質相として比較的強度の低いベイナイト相の場合、フェライト相への歪集中を大きくするためには、フェライト相の硬度をＨｖ１６０以下にしなければならない。なお、引張強度４９０ＭＰａ以上とするためには、Ｈｖ１４０以上が必要である。
　また、一様伸びは結晶粒径が小さくなるほど低下するため、複相鋼のフェライト結晶粒径の影響を調査したところ、平均結晶粒径が２μｍ未満になると急速に一様伸びが低下することを確認した。ここで、局部伸びは結晶粒径の影響を比較的受けないため、結晶粒径の減少による全伸びの低下は、一様伸びの低下に比べ相対的に小さいことも確認した。よって、このことからも、延性を評価する場合には、一様伸びと全伸びを区別して考える必要がある。
　さらに、軟質相と硬質相の割合と一様伸びの関係を検討したところ、フェライト相の体積分率が高いほど一様伸びの向上が見られた。特にフェライト相体積分率が板厚全体で７５％以上で、一様伸びに優れることを見出した。フェライト相の硬度がＨｖ１４０以上１６０以下の場合には、特に板厚表層部の影響も大きいことを知見し、板厚全体としてのフェライト相体積分率の増加が重要であることが明らかになった。
　このようにフェライト相体積分率を所定割合確保するには、冷却条件を適切に調節しなければならない。すなわち、冷却工程を圧延終了時のオーステナイト相組織からフェライト相への変態に主眼を置いた前段と、硬質相への変態を起させる後段とに、大きく２つに分ける。
　前段の冷却では、鋼板平均温度をフェライト変態が比較的進み難い（Ａｒ３－５０）℃以上の温度から、フェライト変態が相平衡の観点からも、速度論の観点からも（from the viewpoint of ferrite phase transformation based on the phase equilibrium and kinetics）進行し易い（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の鋼板平均温度に速やかに冷却することが理想である。ただし、冷却速度を速くするにしたがい、鋼板板厚方向での冷却速度の差が大きくなる。そのため、冷却速度の速い板厚表層部でフェライト変態に代わりベイナイトやマルテンサイト等の硬質相への変態が起こる。そこで、この硬質相への変態を抑制する必要がある。鋼板表面の冷却速度を１００℃／秒以上とした場合、鋼板表面の温度が４００℃未満にならないように制御すれば、硬質相の生成を抑えることができる。
　また、冷却後に鋼板表面の温度が板厚中央部の熱により復熱(recuperate)する過程でフェライト相の生成が起きる。なお、板厚が厚い等により、１回の冷却で鋼板平均の冷却温度を（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下にできないこともある。その場合には冷却を複数回繰り返す。
　一方、冷却速度を遅くして鋼板表層部の硬質相の生成を抑制する方法も考えられる。しかし、冷却に時間が掛かり生産効率を下げてしまうと同時に、冷却速度が１００℃／秒未満であると冷却速度と硬質相生成の上限温度の関係も複雑に変化してしまい制御が難しい。冷却速度が１００℃／秒以上であれば、４００℃以下にならなければ硬質相への変態を抑制することができるので、制御は容易である。
　上記の冷却方法により、所定の温度に冷却した後は、板厚中央部のフェライト変態を速やかに進行させることができる。体積相分率を７５％以上とするには１０秒以上の時間が必要である。
　次に、硬質相を生成させる後段の冷却について、強度に対する組織の影響の観点から検討した。強度は、硬質相の強度と体積分率に大きく影響を受ける。しかし、鋼の成分組成が一定の場合は、たとえ組織が変化しても、製造条件の選択により、任意の強度を得る制御ができることを確認した。
　すなわち、硬質相の体積分率が比較的大きい場合には、圧延後の冷却停止温度を高めにしたり、冷却速度を低目にして硬質相の強度を低目とすることにより、所定の強度を得ることが可能である。
　一方、硬質相の体積分率が比較的小さい場合には、圧延後の冷却停止温度を低目にしたり、冷却速度を高目にして硬質相の強度を高くすることにより、所定の強度を得ることが可能である。
　なお、このような強度の制御は、硬質相の体積分率が小さい場合には、変態時にフェライト相から硬質相に濃化する炭素濃度が高くなり、硬質相がより硬化し易くなるという原理から、比較的容易に達成される。
　また、冷却速度の制御方法は、所定の条件を満たせば放冷(air cooling)でもかまわないが、保温する場合は鋼材の上に断熱カバーを設けたり、冷却速度を上げる場合には水冷する。
　最後に、船舶等に使用される鋼材においては、靭性も重要な機械的性質の一つである。本発明が対象にしているフェライト主体の組織の鋼材においては、靭性は主にフェライト結晶粒径の影響を受けるため、望ましくは結晶粒径を４０μｍ以下にすることが必要である。結晶粒径の制御は、圧延工程で圧下率を一定値以上にすること等により可能である。
　上記知見に基づく本発明の特徴は以下のとおりである。
　第一の発明は、鋼組成がＣｅｑ≦０．３６％を満たし、組織がフェライト相と硬質相からなり、前記フェライト相の体積分率が板厚全体で７５％以上、硬さがＨｖ１４０以上１６０以下、平均結晶粒径が２μｍ以上であることを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材である。
　ただし、Ｃｅｑは下記式（１）で表される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・（１）
　　　　　但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
　第二の発明は、板厚中央部におけるフェライト相の体積分率に対する板厚表層部におけるフェライト相の体積分率の割合が０．９２５以上１．０００以下であることを特徴とする第一の発明に記載の耐衝突性に優れた鋼材である。
　第三の発明は、鋼組成として、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１６％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０７％を含み、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする第一または第二の発明に記載の耐衝突性に優れた鋼材である。
　第四の発明は、鋼組成として、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００３～０．０３％を含有することを特徴とする第三の発明に記載の耐衝突性に優れた鋼材である。
　第五の発明は、鋼組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５％を含有することを特徴とする第三または第四の発明に記載の耐衝突性に優れた鋼材である。
　第六の発明は、鋼組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．３％、Ｖ：０．０１～０．０８％、Ｃｕ：０．１～０．６％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第三乃至第五の発明のいずれかに記載の耐衝突性に優れた鋼材である。
　第七の発明は、鋼組成として、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１～０．５％を含有することを特徴とする第三乃至第六の発明のいずれかに記載の耐衝突性に優れた鋼材である。
　第八の発明は、第一の発明、または、第三乃至第七の発明のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼素材を加熱後、Ａｒ３点以上８５０℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行う。その後、前段冷却を鋼材平均温度が（Ａｒ３－５０）℃以上から開始し、鋼材表面の冷却速度が１００℃／秒以上で、鋼材表面温度が４００℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の温度域まで、１回または２回以上の冷却を、鋼材平均温度が（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下となるまで行う。その後、１０秒以上の放冷を行い、鋼材平均温度（Ａｒ３－１５０）℃以上から１０℃／秒以上の鋼材平均冷却速度で鋼材平均温度が３００℃以上６００℃以下となるまで後段冷却を行うことを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材の製造方法である。
　ただし、Ａｒ３点は下記式（２）で表される。
Ａｒ３ ＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
・・・（２）
　　　　　但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
　本発明によれば、通常の船体用鋼材とほぼ同じ成分で、軟質相であるフェライトと硬質相の２相以上の組織からなる鋼を用い、それぞれの相の機械的性質を最適化し、その組み合わせを最適化することにより、一様伸びが高く耐衝突性に優れた鋼材を得ることが可能である。また、製造方法も、通常の船体用鋼材の製造方法と比較して、効率の低下や、制御性の特段の難しさがないので、効率良く安定した製造が可能である。
　その結果、現状用いられている鋼材に対して合金元素の添加等によるコストの増加なしに、また特別な製造設備の追加なしに、船舶の衝突時のエネルギー吸収性能に優れた鋼材が提供可能で、産業上その効果は極めて大きい。また、大型タンカーの座礁や衝突による油流出を防止するという観点から、環境保護の効果も極めて大きい。
　以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
　１．金属組織について
　本発明の鋼材は、通常の船体用鋼材とほぼ同じ成分で、耐衝突性に優れた、すなわち一様伸び性に優れた鋼材である。すなわち、強度を低下させることなく、一様伸びを向上させるために、軟質相であるフェライトと硬質相であるパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の２相以上の組織からなる鋼を用い、それぞれの相の機械的性質を最適化するとともに、その組み合わせを最適化している。
　本発明の鋼材の組織は、フェライト相と硬質相からなる。硬質相は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト等のフェライト相に比べて硬度の高い組織により構成される。
　フェライト相体積分率：板厚全体で７５％以上
フェライト相の体積分率が高くなるほど、一様伸びが向上する。金属組織は板厚方向で多少変化するが、十分な一様伸びを得るには板厚全体でフェライト相の体積分率は７５％以上とすることが必要である。
なお、本発明では、板厚表層部を板の表面から板厚の１／１０程度の深さまでの領域とする。この板厚表層部は、冷却時において、板厚中央部に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質相が生成しやすく、一様伸びが低下しやすい領域である。板厚全体を考慮した場合、分率的にはさほど大きくなく、特性的にもその影響はある程度は許容できるが、板厚中央部との特性差が大きくなると影響を無視できなくなってくる。そのため、板厚表層部についても、このようにフェライト相体積分率を確保する必要がある。
　なお、上述のように、フェライト相体積分率に影響を及ぼす主要因子は冷却速度であることから、板厚全体でフェライト相の体積分率が本発明の範囲内にあるか否かを確認するには、板厚方向で冷却速度がもっとも小さい板厚中央部と、板厚方向で冷却速度がもっとも大きい板厚表層部とについてフェライト相の体積分率を測定し確認すればよい。
　板厚中央部におけるフェライト相の体積分率に対する板厚表層部におけるフェライト相の体積分率の割合：０．９２５以上１．０００以下
　前述の、板厚全体でのフェライト相体積分率の規定に加え、板厚中央部におけるフェライト相の体積分率に対する板厚表層部におけるフェライト相の体積分率の割合（以下、単に、体積分率比とも称する）を０．９２５以上１．０００以下とすることが好ましい。体積分率比を０．９２５以上とすれば、板厚表層部と板厚中央部との材質差、特に一様伸びの差が十分に小さくなり、板厚方向に実質的に均質な組織とみなすことができるようになるため、耐衝突性の観点から好ましい。さらに、体積分率比を０．９３５以上とすることが好ましい。なお、板厚表層部は、冷却時において、板厚中央部に比べて相対的に冷却速度が速くなり、硬質相が生成しやすいので、板厚中央部の方が板厚表層部よりフェライト体積分率が高くなる。このため、体積分率比は１．０００を上限とする。
　フェライト相の硬さ：　Ｈｖで１４０以上１６０以下
フェライト相の硬さが低いほど、一様伸びが向上する。フェライト相の硬さがＨｖで１６０以下で一様伸びが優れるため、Ｈｖで１６０以下とする。一方、ＴＳ４９０ＭＰａ以上の強度を得るために、Ｈｖ１４０以上とする。
　フェライト相の平均結晶粒径：　２μｍ以上
フェライト相の平均結晶粒径が小さいほど、一様伸びは低下する。特に平均結晶粒径が２μｍ未満になると一様伸びが急激に劣化するため、２μｍ以上とする。フェライト相の平均結晶粒径を２μｍ以上とすることにより、高い一様伸びを安定して得ることができる。フェライト相の平均結晶粒径は、４μｍ以上であることが好ましい。なお、フェライト組織が過度に大きい場合には、鋼が軟質化するおそれがあるので、４９０ＭＰａ以上の引張強さを安定して得るために、フェライト相の平均結晶粒径は、４０μｍ以下であることが好ましい。
　２．成分組成
　本鋼材の成分組成を規定した理由について説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
　Ｃｅｑ：　０．３６以下
　Ｃｅｑは高いほど強度が上がり、フェライトの強度も高くなるため一様伸びが低下し、０．３６を超えると一様伸びの低下が著しい。また、Ｃｅｑは溶接熱影響部の靭性の指標で、０．３６を超えた場合、大入熱溶接(large-heat-input-welding)の熱影響部靭性(HAZ toughness)が低下する。このため、Ｃｅｑは０．３６以下とする。ここで、Ｃｅｑは下記式（１）により求める。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
　　　　　但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
　Ｃ：　０．０５～０．１６％
　Ｃは強度を確保するため含有する。０．０５％未満ではその効果が十分でなく、０．１６％を超えるとフェライト主体の組織が得られず一様伸びが低下するため、Ｃ量は０．０５～０．１６％の範囲とする。
　Ｓｉ：　０．１～０．５％
　Ｓｉは製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有する。０．１％未満ではその効果が不十分で、０．５％を超えると延性を低下させるため、Ｓｉ量は０．１～０．５％の範囲とする。
　Ｍｎ：　０．８～１．６％
　Ｍｎは強度を確保するため含有する。０．８％未満ではその効果が不十分で、１．６％を超えて含有するとフェライト主体の組織が得られないため、Ｍｎ量は０．８～１．６％
の範囲とする。
　Ｓｏｌ．Ａｌ：　０．００２～０．０７％
　Ａｌは脱酸のため含有する。Ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００２％未満の場合はその効果が十分でなく、０．０７％を超えて含有すると鋼材の表面疵が発生し易くなるため、Ｓｏｌ．Ａｌ量は０．００２～０．０７％の範囲とする。好ましくは、０．０１～０．０５％の範囲である。
　以上が本発明の基本化学成分であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。更に、強度、靭性を改善するために、Ｔｉ、Ｎｂを選択元素として含有することができる。
　Ｔｉ：　０．００３～０．０３％
　靭性をより向上させるために、Ｔｉを含有することができる。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成し、オーステナイト粒を微細化し、母材靭性ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる。その含有量が、０．００３％未満ではその効果が十分でなく、０．０３％を超えて含有すると溶接熱影響部の靭性を低下させるため、Ｔｉを含有する場合は、その量は０．００３～０．０３％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には０．００５～０．０２％の範囲である。
　Ｎｂ：　０．００５～０．０５％
　強度を向上させるために、Ｎｂを含有することができる。その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性を低下させるため、Ｎｂを含有する場合は、その量は０．００５～０．０５％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には０．００５～０．０３％の範囲である。
　さらに、強度を向上させるためにＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕの１種または２種以上を含有することができる。
　Ｃｒ：　０．１～０．５％
　Ｃｒは、０．１％未満ではその効果が不十分で、０．５％を超えると溶接性および溶接影響部の靭性が低下するため、Ｃｒを含有する場合は０．１～０．５％の範囲とすることが好ましい。
　Ｍｏ：　０．０２～０．３％
　Ｍｏは、０．０２％未満ではその効果が不十分で、０．３％を超えると溶接性および溶接熱影響部の靭性が著しく低下するため、Ｍｏを含有する場合は０．０２～０．３％の範囲とすることが好ましい。
　Ｖ：　０．０１～０．０８％
　Ｖは、０．０１％未満ではその効果が不十分で、０．０８％超えでは著しく靭性が低下するため、Ｖを含有する場合は０．０１～０．０８％の範囲とすることが好ましい。
　Ｃｕ：　０．１～０．６％
　Ｃｕは、０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため、Ｃｕを含有する場合は０．１～０．６％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には０．１～０．３％の範囲である。
　さらに、靭性を向上させるために、Ｎｉを含有することもできる。
　Ｎｉ：０．１～０．５％
Ｎｉの含有量が０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しいため、Ｎｉを含有する場合は０．１～０．５％の範囲とすることが好ましい。
　３．製造条件について
　本発明に係る耐衝突性に優れた鋼材は、以下に示す製造条件で製造することができる。
　まず、上記した組成の溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等で鋼素材（スラブ(slab)）とする。次いで、鋼素材を、９００～１１５０℃の温度に加熱してから熱間圧延を行う。
　良好な靭性を得るには加熱温度を低くし、圧延前の結晶粒径を小さくすることが有効である。加熱温度が９００℃未満では圧延荷重が過大となり、また、１１５０℃超えではオーステナイト粒が粗大化し靭性の低下を招くばかりか、酸化ロスが顕著となり歩留が低下する。加熱温度は９００～１１５０℃とすることにより、安定した圧延が可能となり、また、良好な靭性が得られるので、好ましい。靭性の観点からより好ましい加熱温度の範囲は１０００～１１００℃である。
　圧延条件：Ａｒ３点以上８５０℃以下の温度域で５０％以上の累積圧下率
　鋼素材を熱間圧延することにより、所望の板厚の鋼板を製造する。熱間圧延の開始温度については、特に限定されるものではない。また、後述のオーステナイトの未再結晶温度域での圧延の条件以外に、圧延条件として特に制約を設ける必要はない。なお、後述のオーステナイトの未再結晶温度域での圧延に先立ち、オーステナイト再結晶組織を細粒化・整粒化しておくため、オーステナイト再結晶温度域において累積圧下率３０％以上の圧延を実施することが好ましい。
　圧延においては、靭性を向上させるため、オーステナイトの未再結晶温度域であるＡｒ３点以上８５０℃以下の温度域で加工歪を導入する。累積圧下率(cumulative reduction ratio)については、５０％以上で、変態後のフェライト結晶粒径が十分微細化して靭性向上が図られる。従って、圧延中の累積圧下率をＡｒ３点以上８５０℃以下の温度域で５０％以上とする。好ましくは５５％以上である。累積圧下率の上限は特に規定する必要がないものの、工業的には、８０％以下とすることが好ましい。なお、Ａｒ３点は、下記式（２）で求められる。
Ａｒ３ ＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
・・・（２）
　　　　　但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
圧延終了温度は、Ａｒ３点以上であることが好ましい。圧延終了温度がＡｒ３点を下回ると加工フェライト組織が残存することにより、最終的に得られる鋼の伸びが低下するおそれがあるので、圧延終了温度は、Ａｒ３点以上であることが好ましい。
　本発明においては、熱間圧延後の鋼板に対して、第１段の冷却である前段冷却を実施し、その後に放冷し、ついで第２段の冷却である後段冷却を実施する。
　放冷前の第１段の冷却である前段冷却は、圧延終了時のオーステナイト相組織からフェライト相への変態に主眼を置いたもので、それに続く放冷により、フェライト相の体積分率、硬さ、結晶粒径を所定のものにするために行う。このため、前段冷却は、鋼材平均温度が（Ａｒ３－５０）℃以上の温度から開始し、放冷中にフェライト変態が相平衡の観点からも、速度論の観点からも進行し易く、変態の制御が行い易い（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の温度範囲まで冷却をおこなう。
　前段の冷却では、鋼板平均温度を（Ａｒ３－５０）℃以上の温度から、（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の鋼板平均温度に速やかに冷却することが理想であるので、冷却速度は鋼材表面冷却速度で１００℃／秒以上とする。ただし、冷却速度を速くするにしたがい、鋼板板厚方向での冷却速度の差が大きくなるため、冷却速度の速い板厚表層部でフェライト変態に代わりベイナイトやマルテンサイト等の硬質相への変態が起こるようになってしまう。そこで、この硬質相への変態を抑制する必要があり、鋼板表面の冷却速度を１００℃／秒以上とした場合、前段冷却の終了時の鋼板表面の温度が４００℃未満にならないように制御すれば、前段冷却工程における硬質相の生成を抑えることができる。冷却速度が、鋼材表面冷却速度で１００℃／秒未満であると、フェライト変態と硬質相の変態が複雑に進行して放冷中の変態制御が難しくなるため、１００℃／秒以上とする。鋼材表面冷却速度で１００℃／秒以上の冷却速度を確保して所定の温度域まで一気に冷却することにより、前段冷却後の放冷工程におけるフェライト変態の駆動力を増加させることができ、当該放冷工程において生成するフェライト相の体積分率、硬さ、および結晶粒径を、本願発明で規定するものとすることができる。
　前段冷却の冷却方法は、鋼板表面温度で４００℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の温度域まで１回または２回以上の冷却を行う。
　これは、鋼板表面温度が４００℃未満になると硬質相への変態が急激に進んでしまい、所定のフェライト相体積分率が得られなくなり、一方（Ａｒ３－５０）℃超えでは板厚全体に対しての冷却効果がほとんどなくなってしまうためである。よって、前段冷却の鋼板表面温度の条件としては、鋼板表面温度で４００℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の温度域まで冷却すれば、板厚全体への冷却効果を確保しつつ、かつ、鋼板表層部においても所定の体積分率のフェライト相を得ることができる。また、１回の冷却で鋼板平均温度が所定の温度に達しない場合は、鋼板表面を板厚中央部の熱で復熱させた後に繰り返し同じ条件で冷却することができる。ここで、鋼板表面を復熱させた後に２回目以降の冷却を実施するのは、鋼板表層部のみが過剰に冷却されることを防ぐためであり、こうすることにより、板厚中央部を含めた鋼板全体の冷却挙動と鋼板表層部の冷却挙動とのバランスをとることができる。
　前段冷却後の放冷は、鋼材平均温度で（Ａｒ３－１５０）～（Ａｒ３－５０）℃の温度範囲で１０秒以上行う。
　前段冷却後の放冷は、フェライト相の体積分率、硬さ、結晶粒径を所定のものにするために行う。放冷温度域については、鋼材平均温度が（Ａｒ３－１５０）℃未満ではフェライト変態を進行させるのに長時間を要し、（Ａｒ３－５０）℃を超える温度ではフェライトの変態率が所定の分率に達しない。したがって、放冷温度域を鋼材平均温度で（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下とする。放冷時間については、１０秒未満であるとフェライト変態が十分に進行しないため所望のフェライト相の分散制御（フェライト体積分率：７５％以上、平均結晶粒径：２μｍ以上）が達成できず、またＣのフェライト相からオーステナイト相への拡散が十分に進行せずフェライト相の硬さがＨｖ１６０以下にならない。したがって、放冷時間を１０秒以上とする。このように、鋼材平均温度で（Ａｒ３－１５０）～（Ａｒ３－５０）℃の温度範囲で１０秒以上の放冷を行うことにより、フェライト相の体積分率、硬さ、結晶粒径を所定のものとすることができる。
　なお、鋼材の平均温度は、鋼材の形状と表面温度、冷却条件等が与えられた場合に、シミュレーション計算等により求められたものを用いることができる。
　第２段の冷却である後段冷却では、鋼材平均温度で（Ａｒ３－１５０）℃以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で３００℃～６００℃まで冷却する。
　第２段の冷却である後段冷却は、オーステナイト相組織から硬質相への変態を起こさせることにより所定の強度を確保するために冷却開始温度・冷却速度・冷却終了温度を制御する。冷却開始温度は、低いほど強度が低下し、鋼材平均温度が（Ａｒ３－１５０）℃未満になると所定の強度が得られなくなるため、所定の強度を確保する目的で冷却開始温度を（Ａｒ３－１５０）℃以上とする。
　鋼材平均冷却速度は、速いほど強度が向上するが、鋼材平均冷却速度で１０℃／秒未満では所定の強度が得られないので、所定の強度を確保する目的で鋼材平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。
冷却終了温度は、低いほど強度が向上するが、３００℃未満まで冷却すると延靭性が劣化する。逆に、６００℃を超える温度で冷却を停止すると所定の強度が得られないので、強度と延靭性との適正化の観点から冷却終了温度を鋼材平均温度で３００℃以上６００℃以下とする。
　以下、実施例について説明する。表１に実施例に用いた供試鋼の成分を示す。表示しない残部は、鉄および不可避不純物よりなる。表１における鋼種Ａ～Ｈは本発明を満足する成分組成の鋼で、鋼種ＩはＣｅｑが発明の範囲外（上限０．３６％超）となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　これらの鋼組成を有する鋳片を加熱後、板厚１２～５０ｍｍの鋼板に圧延して種々の冷却パターンで冷却した。表２に製造条件を示す。鋼番１～１０は本発明の成分組成および製造条件を満足する発明例、鋼番１１～１６は製造条件又は成分組成が本発明範囲から外れている比較例である。　
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　これらの鋼板のミクロ組織を光学顕微鏡により観察し、板厚中央部、板厚表層部のフェライト相の体積分率、フェライトの結晶粒径（平均結晶粒径）を測定した。フェライト相の硬さは、板厚中央部および板厚表層部についてマイクロビッカース硬度計（荷重：２５ｇｆ）により測定し、その平均値とした。
　また、機械的特性として、強度、一様伸び、靭性を求めた。引張試験は、全厚のＪＩＳ１Ｂ号試験片を、鋼板の圧延方向と直角の方向に採取して試験した。一様伸びは、最大応力時の伸びとして評価した。衝撃試験は、ＪＩＳ　４号標準試験片を、圧延方向と平行に、かつ表層に寄せて（鋼材の表面と試験片の端面との間隔が２ｍｍ以下）採取して試験した。靭性は、ｖＴｒｓ（脆性延性遷移温度）により評価した。
　表３に鋼板のミクロ組織および機械的特性等の試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 表３に示すように、発明例である鋼番１～１０は、いずれもＴＳ（引張強さ）が５２０ＭＰａ以上で、一様伸びが２２％以上の優れた特性が得られている。また、鋼番１～１０のＹＳ（降伏強度）は３９０ＭＰａ以上、ｖＴｒｓは－４０℃より低く、いずれも目標特性とするＹＳ≧３５５ＭＰａ、ＴＳ≧４９０ＭＰａ、一様伸び≧２０％、ｖＴｒｓ≦０℃を満足している。
　これに対して、鋼番１１～１６は比較例であり、鋼番１１は、Ｃｅｑが高く、製造条件を工夫しても、所定の特性を得ることができず、板厚表層部のフェライト相の体積分率が小さく、一様伸びが劣っている。鋼番１２は、前段の冷却開始温度が低すぎるため、板厚中央部および板厚表層部のフェライト相の体積分率がいずれも小さくなり、一様伸びが劣っている。鋼番１３は、前段冷却の規定冷却速度（１００℃／ｓ以上）に対して冷却速度が遅いため、フェライト相の体積分率が小さくなり、一様伸びが劣っている。
　鋼番１４は、前段冷却の停止温度が低すぎるため、フェライト相体積分率が小さくなり、一様伸びが劣っている。鋼番１５は、前段冷却の終了温度が低すぎるため、フェライト相体積分率が小さくなり、一様伸びが劣っている。鋼番１６は、前段冷却と後段冷却の間の放冷時間が短かったため、フェライト相体積分率が低くなり、一様伸びが劣っている。

Claims (8)

  1. 　鋼組成がＣｅｑ≦０．３６％を満たし、組織がフェライト相と硬質相からなり、前記フェライト相の体積分率が板厚全体で７５％以上、硬さがＨｖ１４０以上１６０以下、平均結晶粒径が２μｍ以上であることを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材。
    　ただし、Ｃｅｑは下記式（１）で表される。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
    　　　　　但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
  2. 　板厚中央部におけるフェライト相の体積分率に対する板厚表層部におけるフェライト相の体積分率の割合が０．９２５以上１．０００以下であることを特徴とする、請求項１に記載の耐衝突性に優れた鋼材。
  3. 　鋼組成として、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１６％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．６％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～０．０７％を含み、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐衝突性に優れた鋼材。
  4. 　鋼組成として、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００３～０．０３％を含有することを特徴とする請求項３に記載の耐衝突性に優れた鋼材。
  5. 　鋼組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．０５％を含有することを特徴とする請求項３または請求項４に記載の耐衝突性に優れた鋼材。
  6. 　鋼組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１～０．５％、Ｍｏ：０．０２～０．３％、Ｖ：０．０１～０．０８％、Ｃｕ：０．１～０．６％の中から選ばれる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３乃至請求項５のいずれか１項に記載の耐衝突性に優れた鋼材。
  7. 　鋼組成として、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．１～０．５％を含有することを特徴とする請求項３乃至請求項６のいずれか１項に記載の耐衝突性に優れた鋼材。
  8. 　請求項１、または、請求項３乃至請求項７のいずれか１項に記載の鋼組成を有する鋼素材を加熱後、Ａｒ３点以上８５０℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、その後、前段冷却を鋼材平均温度が（Ａｒ３－５０）℃以上から開始し、鋼材表面の冷却速度が１００℃／秒以上で、鋼材表面温度が４００℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下の温度域まで、１回または２回以上の冷却を、鋼材平均温度が（Ａｒ３－１５０）℃以上（Ａｒ３－５０）℃以下となるまで行い、その後、１０秒以上の放冷を行い、鋼材平均温度（Ａｒ３－１５０）℃以上から１０℃／秒以上の鋼材平均冷却速度で鋼材平均温度が３００℃以上６００℃以下となるまで後段冷却を行うことを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材の製造方法。
    　ただし、Ａｒ３点は下記式（２）で表される。
    Ａｒ３ ＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
    ・・・（２）
    　　　　　但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
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