CN103958716A - 耐碰撞性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents

耐碰撞性优异的钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种能够使碰撞时的能量吸收能增加的耐碰撞性优异的钢材及其制造方法。一种耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，钢组成满足Ceq≤0.36％，组织由铁素体相和硬质相构成，上述铁素体相的体积分率在板厚整体中为75％以上，硬度为Hv140～160，平均结晶粒径为2μm以上。

Description

耐碰撞性优异的钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于船舶等大型构造物的钢材及其制造方法，特别涉及对船舶的碰撞时等的损害的抑制有效的具有高均匀伸长率(uniformelongation)的耐碰撞性(collision energy absorbability)优异的钢材及其制造方法。
背景技术
近年，因大型油轮的搁浅或碰撞引起漏油(outflow of oil)导致环境污染(environmental contamination)成为问题。为了防止因这些事故引起的漏油，采取船壳的双重结构化(double hull)等从船体构造面进行防治，但对于船体用钢材还没有研究出充分应对措施。其中，作为从船体用钢材面采取的举措，提出了使钢材本身吸收大量碰撞时的能量，但尚未达到充分的实用阶段。
作为提高碰撞时的能量吸收能力的方法，在专利文献1中提出以钢板的组织为铁素体(ferrite)主体，并且强化铁素体相的技术。该技术的特征在于，铁素体分率F(volume fraction of ferrite F)为80％以上，并且对铁素体的硬度H(hardness of ferrite H)规定下限值(H≥400-2.6×F)。
另外，在专利文献2中提出了在钢板的表背层(surface and backlayers)含有残留γ相(retained gamma phase)的技术。该技术含有C、Si、Mn、Al，根据需要进一步含有强化元素，在钢板的至少板厚的1/8以上的表背层含有以面积率计为1.0～20％的残留γ。
在这些技术中，通过钢材的强度(屈服应力(yield stress)、断裂应力(rupture stress)的平均)与总伸长率(total elongation)的积来评价碰撞时的能量吸收(energy absorbability of a collision)。因此，试图通过提高强度和总伸长率两者来实现吸收能量的增加。
除此以外，专利文献3中公开了一种使钢板金属组织中的铁素体相的体积分率(相分率)(volume fraction of ferritic phase)在板厚中央部为70％以上，在板厚表层部为50％以上，使均匀伸长率增加来提高耐碰撞性的技术。
而且，专利文献4中提出了如下技术，即，使铁素体在钢板的总金属组织中所占的面积分率(area fraction of ferrite occupied in the wholestructure)为90％以上，其平均铁素体粒径(average ferrite grain size)为3～12μm，最大铁素体粒径(maximum ferrite grain size)为40μm以下，第2相的平均圆当量直径(average diameter equivalent to a circle)为0.8μm以下，从而增大均匀伸长率和断裂应力的积来提高碰撞吸收性。
先行技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利第3434431号公报
专利文献2:日本专利第3499126号公报
专利文献3:日本专利第3578126号公报
专利文献4:日本特开2007-162101号公报
发明内容
在上述专利文献1和专利文献2中使用的基于总伸长率的吸收能量的评价未必关系到船体构造的安全性的评价，并不适合用于研究耐碰撞性。即，对于以远远长于拉伸试验中的标距的长跨距被支撑于加强筋(stiffener)的船体外板的伸长变形评价而言，包括受试验片形状的影响的局部伸长率(local elongation)的总伸长率的评价并不适合。因此，考虑碰撞时的吸收能量时，需要用判断为与船体外板的伸长率特性相关性高的均匀伸长率进行评价。
例如，在专利文献1的技术中，铁素体粒径为5μm以下，铁素体的硬度在实施例(专利文献1、表2)中很高，为Hv160～190。因此，总伸长率(表2的EL)也为23～32％，均匀伸长率并不比其高，推断最多为总伸长率的一半左右。
另外，在专利文献2的技术中，为了使组织含有残留γ而大量添加合金元素，因此实施例的钢的碳等量(Ceq)高或成为Si高的钢种。
例如，在该文献的表1中，对钢种A计算Ceq时约为0.38，钢种B～F中Si为0.55～1.94％，均偏高。因此，整体延展性低，即使仅表层因残留γ而使均匀伸长率增高，均匀伸长率也会在延展性低的部分被约束，因此推测很难提高均匀伸长率。
对于这些钢种，没有完全公开涉及韧性或焊接性的试验结果。应予说明，在专利文献2中冲击吸收能量是指表2的EL×(YP+TS/2)，是总伸长率与强度的积。因此，对于这些钢种的材质，若从通常的厚钢板的材质来考虑，则可推测Si高的钢种韧性低，Ceq高的钢种焊接性存在问题。
通常在船体用钢材中，根据设计上的要求来决定需要的屈服应力，可根据使用的部位选择钢材的强度等级，因此不是特别需要为需要以上的强度。另外，为了提高强度，产生因合金元素的添加等引起的成本上升、焊接性的劣化，因而通过强度增加来提高吸收能量，并不优选。
另一方面，在专利文献3的技术中，通过将合金元素添加量抑制为较低，并且提高硬度低且延展性高的铁素体相的组织分率，从而实现均匀伸长率的提高。但是，对使板厚表层部的铁素体相分率增加至与板厚中央部相同的程度的制造方法尚未被开发。另外，实施例中，没有公开板厚较小的25mm以下的钢板。因板厚增厚的同时制造时的控制冷却(controlled cooling)的水量与时间增加，确保板厚表层部的铁素体分率变得很难。
专利文献4中，钢材的化学成分和金属组织的信息没有公开，但在制造方法中有很多在实用上不可靠的点。即，详细说明所叙述的制造方法推荐在热轧、冷却后再加热。但是，对于需要廉价且大量生产的造船用钢板，再加热这样的工艺从生产成本和制造工期的观点考虑，实用化成为问题。另外，在专利文献3中暗示了在轧制后的冷却中，容易发生在板厚方向的特性差，但专利文献4没有考虑这些，实施例的特性评价也只在板厚1/4部位，没有公开板厚表层部的特性。
鉴于上述情况，认为船舶的碰撞时的能量吸收性能优异的钢材仍需要提高性能，并且可制造的板厚还有增厚的余地。特别需要考虑了包含板厚表层部的板厚整体的理想的金属微观组织的确立及其制造方法的突破。
本发明的目的在于提供一种耐碰撞性优异的钢材及其制造方法，所述钢材针对现在使用的钢材，不存在因添加合金元素等引起的成本的增加和船体构造设计的变更，并且，与现状所提出的钢材相比，能够使碰撞时的能量吸收能增加。
用于解决这样的课题的本发明的特征如以下所述。
本发明的钢材中，为了在不降低强度的情况下提高均匀伸长率，将其组织设为由作为软质相(soft phase)的铁素体和作为硬质相(hardphase)的珍珠岩、贝氏体、马氏体等2相以上的组织。应予说明，该钢材的组织是在对将各相的机械性质最优化的同时使其组合最优化为基本方针进行研究的过程中得到的，其基于以下见解。
通常具有2相以上的组织的钢中，软质相主要担任提高延韧性(ductility and toughness)的作用，硬质相主要担任提高强度的作用。因此，首先为了提高均匀伸长率而研究了作为软质相的铁素体相的性质。可明确越为软质材料均匀伸长率越优异。但是，存在其他硬质相时，两相的差为一定程度大的情况中，向软质相的应变集中变大，软质相也更有助于均匀伸长率。强度较低的贝氏体相作为硬质相时，为了增大向铁素体相的应变集中，需要使铁素体相的硬度为Hv160以下。应予说明，为了使拉伸强度为490MPa以上，硬度必须为Hv140以上。
另外，由于均匀伸长率随着结晶粒径变小而降低，因此调查多相钢的铁素体结晶粒径的影响的结果，确认了平均结晶粒径若小于2μm则均匀伸长率会迅速降低。在此，局部伸长率比较不会受到结晶粒径的影响，因此还确认了因结晶粒径的减少引起的总伸长率的降低与均匀伸长率的降低相比相对较小。由此可知评价延展性时，需要区分考虑均匀伸长率和总伸长率。
进而，研究软质相和硬质相的比例与均匀伸长率的关系的结果发现随着铁素体相的体积分率增加均匀伸长率也提高。尤其发现铁素体相体积分率在板厚整体中为75％以上时，均匀伸长率优异。发现铁素体相的硬度为Hv140～160时，特别是对板厚表层部的影响大，明确了作为板厚整体的铁素体相体积分率的增加是重要的。
如此地，为了将铁素体相体积分率确保为规定比例，必须适当调节冷却条件。即，将冷却工序大致分为重点放在从轧制结束时的奥氏体相组织向铁素体相的相变的前段和引起向硬质相的相变的后段这两段。
在前段的冷却中，从铁素体相变相平衡的观点和速度论的观点考虑(from the viewpoint of ferrite phase transformation based on thephase equilibrium and kinetics)，理想的是把钢板平均温度从较难进行铁素体相变的(Ar3-50)℃以上的温度迅速冷却至易于进行的(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃的钢板平均温度。但是，随着加快冷却速度，在钢板板厚方向的冷却速度的差增大。因此，在冷却速度快的板厚表层部代替铁素体相变而发生向贝氏体、马氏体等硬质相的相变。因此，需要抑制向该硬质相的相变。在使钢板表面的冷却速度为100℃/秒以上时，控制为钢板表面的温度不小于400℃，则能够抑制硬质相的生成。
另外，在冷却后，钢板表面的温度因板厚中央部的热而复热(recuperate)的过程中生成铁素体相。应予说明，由于板厚较厚等原因，有时通过1次的冷却无法使钢板平均的冷却温度为(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃。在该情况下将冷却重复多次。
另一方面，还可以考虑减缓冷却速度来抑制钢板表层部的硬质相的生成的方法。但是，冷却耗费时间且生产效率降低的同时，冷却速度若小于100℃/秒，则冷却速度与硬质相生成的上限温度的关系也变复杂而难以控制。冷却速度若为100℃/秒以上，则只要不为400℃以下就能够抑制向硬质相的相变，容易控制。
通过上述冷却方法，冷却至规定的温度后，能够迅速进行板厚中央部的铁素体相变。为了使体积相分率为75％以上需要10秒以上的时间。
接下来，从组织对强度的影响的观点考虑对生成硬质相的后段的冷却进行了研究。硬质相的强度和体积分率较大地影响强度。但是，确认到了钢的成分组成一定时，即使组织发生变化，根据制造条件的选择能够实现可得到任意的强度的控制。
即，硬质相的体积分率较大时，通过提高轧制后的冷却停止温度，或减缓冷却速度而降低硬质相的强度，从而能够得到规定的强度。
另一方面，硬质相的体积分率较小时，通过降低轧制后的冷却停止温度，或者提高冷却速度来提高硬质相的强度，从而能够得到规定的强度。
应予说明，在硬质相的体积分率小的情况下，相变时从铁素体相向硬质相稠化的碳浓度增高，硬质相更易于固化，基于这种原理，这样的强度的控制较容易实现。
另外，冷却速度的控制方法只要满足规定的条件也可以进行放冷(air cooling)，保温时在钢材上设置隔热盖，提高冷却速度的情况下进行水冷。
最后，在用于船舶等的钢材中，韧性也是重要的机械性质之一。在本发明作为对象的铁素体主体组织的钢材中，韧性主要受到铁素体结晶粒径的影响，因此优选使结晶粒径必须为40μm以下。结晶粒径的控制可通过在轧制工序中使压下率为一定值以上等来进行。
基于上述见解本发明的特征如以下所述。
第一发明是耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，钢组成满足Ceq≤0.36％，组织由铁素体相和硬质相构成，上述铁素体相的体积分率在板厚整体中为75％以上，硬度为Hv140～160，平均结晶粒径为2μm以上。
其中，Ceq由下述式(1)表示。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(1)
其中，元素符号表示各元素的质量％。
第二发明是第一发明中记载的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，板厚表层部中的铁素体相的体积分率相对于板厚中央部中的铁素体相的体积分率的比例为0.925～1.000。
第三发明是第一或第二发明中记载的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.8～1.6％、Sol.Al：0.002～0.07％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
第四发明是第三发明中记载的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计，进一步含有Ti：0.003～0.03％。
第五发明是第三或第四发明中记载的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计，进一步含有Nb：0.005～0.05％。
第六发明是第三～第五发明中任一项记载的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Cr：0.1～0.5％、Mo：0.02～0.3％、V：0.01～0.08％、Cu：0.1～0.6％中的1种或2种以上。
第七发明是第三～第六发明中任一项记载的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计进一步含有Ni：0.1～0.5％。
第八发明是耐碰撞性优异的钢材的制造方法，其特征在于，将具有第一发明或者第三～第七发明中任一项记载的钢组成的钢材料加热后，在Ar3点～850℃的温度域进行累积压下率50％以上的轧制。其后，从钢材平均温度为(Ar3-50)℃以上开始进行前段冷却，以钢材表面的冷却速度为100℃/秒以上进行1次或2次以上的冷却至钢材表面温度为400℃～(Ar3-50)℃的温度，直至钢材平均温度为(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃。其后，进行10秒以上的放冷，从钢材平均温度(Ar3-150)℃以上以10℃/秒以上的钢材平均冷却速度进行后段冷却直至钢材平均温度为300℃～600℃。
但是，Ar3点由下述式(2)表示。
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo···(2)
其中，元素符号表示各元素的质量％。
根据本发明，使用与通常的船体用钢材为几乎相同的成分且由作为软质相的铁素体和硬质相的2相以上的组织构成的钢，通过将各相的机械性质最优化，将其组合最优化，能够得到均匀伸长率高且耐碰撞性优异的钢材。另外，制造方法与通常的船体用钢材的制造方法相比较，不存在效率的降低和控制性的特别的难度，因此能够高效稳定地制造。
其结果，对现状所使用的钢材在不存在添加合金元素等而引起的成本增加且无需特别追加制造设备的情况下就能够提供船舶的碰撞时的能量吸收性能优异的钢材，其效果在产业上极显著。另外，从防止因大型油轮的搁浅、碰撞引起的漏油这种观点考虑，环境保护的效果也极显著。
具体实施方式
以下对本发明的各构成要件的限定理由进行说明。
1.金属组织
本发明的钢材是与通常的船体用钢材几乎相同的成分且耐碰撞性优异即均匀伸长率性优异的钢材。即，为了不降低强度地提高了均匀伸长率，使用由作为软质相的铁素体和作为硬质相的珍珠岩、贝氏体、马氏体等2相以上的组织构成的钢，将各相的机械性质最优化的同时将其组合最优化。
本发明的钢材的组织由铁素体相和硬质相构成。硬质相由珍珠岩、贝氏体、马氏体等与铁素体相相比硬度高的组织构成。
铁素体相体积分率：在板厚整体中为75％以上
随着铁素体相的体积分率增加均匀伸长率也提高。金属组织在板厚方向略有变化，为了得到充分的均匀伸长率，需要在板厚整体中使铁素体相的体积分率为75％以上。
应予说明，本发明中，板厚表层部是从板的表面到板厚的1/10左右的深度的区域。该板厚表层部是在冷却时与板厚中央部相比冷却速度相对较快，容易生成硬质相，均匀伸长率容易降低的区域。考虑板厚整体时，分率上并不大，对特性而言，其影响一定程度是可以允许的，但与板厚中央部的特性差大则无法忽略其影响。因此，板厚表层部也需要确保这样的铁素体相体积分率。
应予说明，如上述那样，由于对铁素体相体积分率带来影响的主重要因素是冷却速度，所以为了确认在板厚整体中铁素体相的体积分率是否在本发明的范围内，对在板厚方向冷却速度更小的板厚中央部和在板厚方向冷却速度更大的板厚表层部，测定铁素体相的体积分率而确认即可。
板厚表层部中的铁素体相的体积分率相对于板厚中央部中的铁素体相的体积分率的比例为0.925～1.000
除了上述的在板厚整体的铁素体相体积分率的规定以外，优选使板厚表层部中的铁素体相的体积分率相对于板厚中央部中的铁素体相的体积分率的比例(以下，也简称为体积分率比)为0.925～1.000。若使体积分率比为0.925以上，则板厚表层部与板厚中央部的材质差，特别是均匀伸长率的差足够小，能够被视为在板厚方向实质上为均质的组织，因此从耐碰撞性的观点考虑而优选。进而，优选使体积分率比为0.935以上。应予说明，板厚表层部在冷却时，与板厚中央部相比冷却速度相对较快，容易生成硬质相，所以板厚中央部与板厚表层部相比，铁素体体积分率变高。因此，体积分率比以1.000为上限。
铁素体相的硬度：Hv为140～160
铁素体相的硬度越低均匀伸长率越高。铁素体相的硬度以Hv计为160以下时均匀伸长率优异，因此以Hv计为160以下。另一方面，为了得到TS490MPa以上的强度，需要为Hv140以上。
铁素体相的平均结晶粒径：2μm以上
铁素体相的平均结晶粒径越小均匀伸长率越低。特别是平均结晶粒径小于2μm，则均匀伸长率急剧劣化，因此为2μm以上。通过使铁素体相的平均结晶粒径为2μm以上，能够稳定得到高均匀伸长率。铁素体相的平均结晶粒径优选为4μm以上。应予说明，铁素体组织过大时，钢有可能软质化，因此为了稳定地得到490MPa以上的拉伸强度，铁素体相的平均结晶粒径优选为40μm以下。
2.成分组成
对规定本钢材的成分组成的理由进行说明。应予说明，成分％是指全部质量％。
Ceq：0.36以下
Ceq越高强度越强，铁素体的强度也变高，因此均匀伸长率降低，若超过0.36，则均匀伸长率的降低显著。另外，Ceq是焊接热影响部的韧性的指标，超过0.36时，大热输入焊接(large-heat-input-welding)的热影响部韧性(HAZ toughness)降低。因此，Ceq为0.36以下。在此，Ceq由下述式(1)求得。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(1)
其中，元素符号表示各元素的质量％。
C：0.05～0.16％
为了确保强度而含有C。若小于0.05％则其效果不充分，若超过0.16％则无法得到铁素体主体的组织，均匀伸长率降低，因此使C量为0.05～0.16％的范围。
Si：0.1～0.5％
作为制钢阶段的脱氧材料和强度提高元素而含有Si。若小于0.1％，则其效果不充分，若超过0.5％，则延展性降低，因此Si量为0.1～0.5％的范围。
Mn：0.8～1.6％
为了确保强度而含有Mn。若小于0.8％则其效果不充分，若含有超过1.6％则无法得到铁素体主体的组织，因此Mn量为0.8～1.6％的范围。
Sol.Al：0.002～0.07％
为了脱氧而含有Al。以Sol.Al量计小于0.002％时其效果不充分，若含有超过0.07％，则容易产生钢材的表面缺陷，因此Sol.Al量为0.002～0.07％的范围。优选为0.01～0.05％的范围。
以上是本发明的基本化学成分，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。为了进一步改善强度、韧性，可以含有Ti、Nb作为选择元素。
Ti：0.003～0.03％
为了进一步提高韧性，可以含有Ti。Ti在轧制加热时或焊接时，生成TiN，使奥氏体粒微细化，提高母材韧性和焊接热影响部的韧性。其含量若小于0.003％，则其效果不充分，若含有超过0.03％则使焊接热影响部的韧性降低，因此含有Ti时，其量优选为0.003～0.03％的范围。进一步优选为0.005～0.02％的范围。
Nb：0.005～0.05％
为了提高强度，可以含有Nb。其含量若小于0.005％，则其效果不充分，若超过0.05％则使焊接热影响部的韧性降低，因此含有Nb时，其量优选为0.005～0.05％的范围。进一步优选为0.005～0.03％的范围。
而且，为了提高强度，可以含有Cr、Mo、V、Cu中的1种或2种以上。
Cr：0.1～0.5％
Cr若小于0.1％则其效果不充分，若超过0.5％则焊接性和焊接影响部的韧性降低，因此含有Cr时优选为0.1～0.5％的范围。
Mo：0.02～0.3％
Mo若小于0.02％则其效果不充分，若超过0.3％则焊接性和焊接热影响部的韧性显著降低，因此含有Mo时优选为0.02～0.3％的范围。
V：0.01～0.08％
V若小于0.01％则其效果不充分，若超过0.08％则韧性显著降低，因此含有V时，优选为0.01～0.08％的范围。
Cu：0.1～0.6％
Cu若小于0.1％则其效果不充分，若添加超过0.6％则Cu裂纹增加，含有Cu时，优选为0.1～0.6％的范围。进一步优选为0.1～0.3％的范围。
而且，为了提高韧性，还可以含有Ni。
Ni：0.1～0.5％
若Ni的含量小于0.1％，则其效果不充分，若超过0.5％，则钢材成本的上升显著，因此含有Ni时，优选为0.1～0.5％的范围。
3.制造条件
本发明的耐碰撞性优异的钢材可以在以下所示的制造条件下制造。
首先，将上述组成的溶钢，用转炉等熔炼，以连续铸造等来形成钢素材(钢坯(slab))。接着，将钢素材加热至900～1150℃的温度之后进行热轧。
为了得到良好的韧性，有效的是降低加热温度，减小轧制前的结晶粒径。加热温度若小于900℃，则轧制负载变得过大，另外，若超过1150℃，则不仅导致奥氏体粒粗大化且韧性降低，还导致氧化损失显著成品率降低。通过使加热温度为900～1150℃，能够进行稳定的轧制，另外，能够得到良好的韧性，因而优选。从韧性的观点考虑，更优选加热温度的范围为1000～1100℃。
轧制条件：Ar3点～850℃的温度域、50％以上的累积压下率
通过对钢材料进行热轧来制造所希望的板厚的钢板。热轧的开始温度没有特别限定。另外，除在后述的奥氏体的未再结晶温度域的轧制的条件以外，作为轧制条件，无需特别设置制约。应予说明，优选在进行后述的奥氏体的未再结晶温度域下的轧制之前，事先对奥氏体再结晶组织进行细粒化·整粒化，在奥氏体再结晶温度域实施累积压下率30％以上的轧制。
在轧制中为了提高韧性，在属于奥氏体的未再结晶温度域的Ar3点～850℃的温度域导入加工应变。累积压下率(cumulative reductionratio)为50％以上时，相变后的铁素体结晶粒径充分微细化，实现韧性的提高。因此，使轧制中的累积压下率在Ar3点～850℃的温度域为50％以上。优选为55％以上。累积压下率的上限虽然无需特别规定，但工业上优选为80％以下。应予说明，Ar3点可按下述式(2)求得。
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo···(2)
其中，元素符号表示各元素的质量％。
轧制结束温度优选为Ar3点以上。轧制结束温度若低于Ar3点，则加工铁素体组织会残留，最终得到的钢的伸长率可能降低，因此轧制结束温度优选为Ar3点以上。
本发明中，对热轧后的钢板实施作为第1段的冷却的前段冷却，其后放冷，接着实施作为第2段的冷却的后段冷却。
作为放冷前的第1段的冷却的前段冷却，重点放在从轧制结束时的奥氏体相组织向铁素体相的相变，为了通过在接着其后的放冷，由将铁素体相的体积分率、硬度、结晶粒径成为规定的数值而进行。因此，对于前段冷却，从放冷中铁素体相的变相平衡的观点考虑，从速度论的观点考虑，钢材平均温度从(Ar3-50)℃以上的温度开始冷却至易于进行且相变的控制容易的(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃的温度范围。
在前段的冷却中，将钢板平均温度从(Ar3-50)℃以上的温度，迅速冷却至(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃的钢板平均温度是理想的，因此使冷却速度以钢材表面冷却速度为100℃/秒以上。但是，随着加快冷却速度，在钢板板厚方向的冷却速度之差增大，因此在冷却速度快的板厚表层部代替铁素体相变而引起向贝氏体、马氏体等硬质相的相变。因此，需要抑制向该硬质相的相变，而使钢板表面的冷却速度为100℃/秒以上时，只要将前段冷却的结束时的钢板表面的温度控制成不小于400℃则就能够抑制前段冷却工序中的硬质相的生成。冷却速度若以钢材表面冷却速度小于100℃/秒，则铁素体相变与硬质相的相变的进行变复杂，变得难以控制放冷中的相变，因此为100℃/秒以上。通过确保钢材表面冷却速度为100℃/秒以上的冷却速度而迅速冷却至规定的温度域，由此能够增加前段冷却后的放冷工序中的铁素体相变的驱动力，能够使在该放冷工序中生成的铁素体相的体积分率、硬度以及结晶粒径成为本申请发明中规定的数值。
前段冷却的冷却方法是进行1次或2次以上的冷却直至钢板表面温度成为400℃～(Ar3-50)℃的温度域。
这是由于钢板表面温度若小于400℃，则向硬质相的相变急剧进行，无法得到规定的铁素体相体积分率，另一方面，若超过(Ar3-50)℃，则对板厚整体的冷却效果几乎消失。由此，作为前段冷却的钢板表面温度的条件，如果冷却至钢板表面温度为400℃～(Ar3-50)℃的温度域，则在确保对板厚整体的冷却效果的同时在钢板表层部也能够得到规定的体积分率的铁素体相。另外，在1次冷却中钢板平均温度没有达到规定的温度时，在使钢板表面用板厚中央部的热复热后可以在相同的条件反复进行冷却。在此，使钢板表面复热后实施第二次以后的冷却是为了防止仅过度冷却钢板表层部，通过这样进行，能够取得含板厚中央部的钢板整体的冷却举动和钢板表层部的冷却举动的平衡。
前段冷却后的放冷是以钢材平均温度(Ar3-150)～(Ar3-50)℃的温度范围进行10秒以上。
前段冷却后的放冷是为了使铁素体相的体积分率、硬度、结晶粒径成为规定的值而进行的。对于放冷温度域，钢材平均温度若小于(Ar3-150)℃，则为了进行铁素体相变需要长时间，若超过(Ar3-50)℃的温度，则铁素体的相变率达不到规定的分率。因此，使放冷温度域以钢材平均温度为(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃以下。放冷时间若小于10秒，则铁素体相变不会充分进行，因此无法实现所希望的铁素体相的分散控制(铁素体体积分率：75％以上，平均结晶粒径：2μm以上)，并且从铁素体相向奥氏体相的C的扩散不会充分进行，铁素体相的硬度达不到Hv160以下。因此，使放冷时间为10秒以上。这样，通过在钢材平均温度(Ar3-150)～(Ar3-50)℃的温度范围进行10秒以上的放冷，能够使铁素体相的体积分率、硬度、结晶粒径成为规定的数值。
应予说明，在知道钢材的形状、表面温度、冷却条件等时，可使用根据模拟计算等求得的值作为钢材的平均温度。
在作为第2段的冷却的后段冷却中，在从钢材平均温度(Ar3-150)℃以上的温度以10℃/秒以上的冷却速度冷却至300℃～600℃。
作为第2段的冷却的后段冷却，为了通过引发从奥氏体相组织向硬质相的相变而确保规定的强度，控制冷却开始温度·冷却速度·冷却结束温度。冷却开始温度越低强度也越降低，钢材平均温度若小于(Ar3-150)℃，则变得无法得到规定的强度，因此出于确保规定的强度的目的，使冷却开始温度为(Ar3-150)℃以上。
钢材平均冷却速度越快，强度越高，钢材平均冷却速度若小于10℃/秒，则无法得到规定的强度，因此出于确保规定的强度的目的，使钢材平均冷却速度为10℃/秒以上。
冷却结束温度越低，强度越高，但若冷却至小于300℃，则延韧性变差。相反，若以超过600℃的温度停止冷却，则无法得到规定的强度，因此从强度和延韧性的合理化的观点考虑，使冷却结束温度设为钢材平均温度300℃～600℃。
实施例1
以下，对实施例进行说明。在表1中示出了用于实施例的试验钢的成分。未记载的剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。表1中的钢种A～H是满足本发明的成分组成的钢，钢种I是Ceq在发明的范围外(上限超过了0.36％)。
表1
钢种 C Si Mn P S Sol.Al N Cu Ni Cr Mo V Ti Nb Ceq 备注
A 0.15 0.26 1.06 0.009 0.005 0.027 0.0031 - - - - - - - 0.33 发明例
B 0.14 0.23 1.15 0.007 0.003 0.022 0.0028 - - - - - - - 0.33 发明例
C 0.12 0.32 1.33 0.010 0.003 0.030 0.0034 - - - - - - - 0.34 发明例
D 0.11 0.24 1.41 0.009 0.003 0.047 0.0022 - - - - - 0.011 - 0.35 发明例
E 0.15 0.28 1.11 0.008 0.001 0.020 0.0031 - - - - - 0.009 0.010 0.34 发明例
F 0.08 0.25 1.36 0.004 0.003 0.032 0.0032 0.19 0.20 - - - 0.008 - 0.33 发明例
G 0.08 0.20 1.34 0.007 0.001 0.029 0.0032 - - - 0.16 0.047 - 0.009 0.34 发明例
H 0.06 0.18 1.17 0.006 0.002 0.028 0.0018 0.27 0.28 0.12 0.11 0.043 - 0.016 0.35 发明例
I 0.15 0.31 1.29 0.011 0.002 0.027 0.0031 - - - - - - - 0.37 比较例
注:带有下划线表示本发明的范围外。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni/15+(Cr+Mo+V)/5(元素符号表示各元素的含量(质量％))
将具有这些钢组成的铸片加热后，轧制成板厚12～50mm的钢板以各种冷却图案冷却。表2中示出了制造条件。钢号1～10是满足本发明的成分组成和制造条件的发明例，钢号11～16是制造条件或者成分组成脱离本发明范围的比较例。
利用光学显微镜观察这些钢板的微观组织，测定板厚中央部、板厚表层部的铁素体相的体积分率、铁素体的结晶粒径(平均结晶粒径)。铁素体相的硬度利用板厚中央部和板厚表层部显微维氏硬度计(负载：25gf)测定，作为其平均值。
另外，作为机械特性，求得强度、均匀伸长率、韧性。对于拉伸试验，在与钢板的轧制方向呈直角的方向采集全厚的JIS1B号试验片进行试验。对于均匀伸长率，作为最大应力时的伸长率进行评价。对于冲击试验，在与轧制方向平行且靠近表层(钢材的表面与试验片的端面的间隔为2mm以下)采集JIS4号标准试验片进行试验。韧性通过vTrs(脆性延展性迁移温度)进行评价。
表3中示出了钢板的微观组织和机械特性等试验结果。
如表3所示，作为发明例的钢号1～10的TS(拉伸强度)均为520MPa以上，能够得到均匀伸长率为22％以上的优异的特性。另外，钢号1～10的YS(降伏强度)为390MPa以上，vTrs低于-40℃，均满足目标特性YS≥355MPa、TS≥490MPa、均匀伸长率≥20％、vTrs≤0℃。
与此相对，钢号11～16是比较例，钢号11的Ceq高，即使改变制造条件也无法得到规定的特性，板厚表层部的铁素体相的体积分率小，均匀伸长率差。钢号12的前段的冷却开始温度过低，因此板厚中央部和板厚表层部的铁素体相的体积分率均变小，均匀伸长率差。钢号13相对于前段冷却的规定冷却速度(100℃/s以上)冷却速度慢，因此铁素体相的体积分率变小，均匀伸长率差。
钢号14的前段冷却的停止温度过低，因此铁素体相体积分率变小，均匀伸长率差。钢号15的前段冷却的结束温度过低，因此铁素体相体积分率变小，均匀伸长率差。钢号16的前段冷却与后段冷却的间的放冷时间短，因此铁素体相体积分率变低，均匀伸长率差。

Claims (8)

1.一种耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，钢组成满足Ceq≤0.36％，组织由铁素体相和硬质相构成，所述铁素体相的体积分率在板厚整体中为75％以上，硬度为Hv140～160，平均结晶粒径为2μm以上，
其中，Ceq由下述式(1)表示，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5···(1)
其中，元素符号表示各元素的质量％。
2.根据权利要求1所述的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，板厚表层部中的铁素体相的体积分率相对于板厚中央部中的铁素体相的体积分率的比例为0.925～1.000。
3.根据权利要求1或2所述的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.1～0.5％、Mn：0.8～1.6％、Sol.Al：0.002～0.07％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
4.根据权利要求3所述的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计进一步含有Ti：0.003～0.03％。
5.根据权利要求3或4所述的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计进一步含有Nb：0.005～0.05％。
6.根据权利要求3～5中任一项所述的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计进一步含有选自Cr：0.1～0.5％、Mo：0.02～0.3％、V：0.01～0.08％、Cu：0.1～0.6％中的1种或2种以上。
7.根据权利要求3～6中任一项所述的耐碰撞性优异的钢材，其特征在于，作为钢组成，以质量％计进一步含有Ni：0.1～0.5％。
8.一种耐碰撞性优异的钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或权利要求3～7中任一项所述的钢组成的钢材料加热后，在Ar3点～850℃的温度域进行累积压下率50％以上的轧制，其后，从钢材平均温度为(Ar3-50)℃以上开始前段冷却，以钢材表面的冷却速度100℃/秒以上进行1次或2次以上的冷却至钢材表面温度到达400℃～(Ar3-50)℃的温度，直至钢材平均温度成为(Ar3-150)℃～(Ar3-50)℃，其后，进行10秒以上的放冷，从钢材平均温度(Ar3-150)℃以上以10℃/秒以上的钢材平均冷却速度进行后段冷却直至钢材平均温度成为300℃～600℃，
其中，Ar3点由下述式(2)表示，
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo···(2)
其中，元素符号表示各元素的质量％。
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