JP2003089841A - 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Info
- Publication number
- JP2003089841A JP2003089841A JP2001280286A JP2001280286A JP2003089841A JP 2003089841 A JP2003089841 A JP 2003089841A JP 2001280286 A JP2001280286 A JP 2001280286A JP 2001280286 A JP2001280286 A JP 2001280286A JP 2003089841 A JP2003089841 A JP 2003089841A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- steel material
- cooling
- phase
- average
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 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。 【解決手段】 質量％でCeq≦0.36％を満たし、組織が
フェライト相と硬質相からなり、フェライト相が板厚中
央部で70％以上かつ板厚表層部で50％以上、硬さがHv16
0以下、平均粒径が2μm以上である耐衝突性に優れた鋼
材。さらに、C：0.05〜0.16％、Si：0.1〜0.5％、Mn：
0.8〜1.6％、Sol.Al：0.002〜0.07％を含むこともでき
る。これらの鋼をAr3以上850℃以下で累積圧下率50％以
上で圧延し、(Ar3-120)℃〜Ar3で冷却速度Vc℃/秒がVc
＜5かつ冷却時間T秒がT≧30/Vcの条件で冷却し、(Ar3-1
20)℃以上から10℃/秒以上で、300〜650℃まで冷却する
耐衝突性に優れた鋼材の製造方法。
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。 【解決手段】 質量％でCeq≦0.36％を満たし、組織が
フェライト相と硬質相からなり、フェライト相が板厚中
央部で70％以上かつ板厚表層部で50％以上、硬さがHv16
0以下、平均粒径が2μm以上である耐衝突性に優れた鋼
材。さらに、C：0.05〜0.16％、Si：0.1〜0.5％、Mn：
0.8〜1.6％、Sol.Al：0.002〜0.07％を含むこともでき
る。これらの鋼をAr3以上850℃以下で累積圧下率50％以
上で圧延し、(Ar3-120)℃〜Ar3で冷却速度Vc℃/秒がVc
＜5かつ冷却時間T秒がT≧30/Vcの条件で冷却し、(Ar3-1
20)℃以上から10℃/秒以上で、300〜650℃まで冷却する
耐衝突性に優れた鋼材の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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を有
する、耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法に関す
るものである。
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を有
する、耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、大型タンカーの座礁や衝突による
油流出による環境汚染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、船殻の二重構造化等
の船体構造面からの取り組みは行われているが、般体用
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。
油流出による環境汚染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、船殻の二重構造化等
の船体構造面からの取り組みは行われているが、般体用
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。
【０００３】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主体とし、かつ
フェライト相を強化する技術が特開平10-306340号公報
に提案されている。この技術は、フェライト分率Ｆが８
０％以上であり、かつフェライトの硬さ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。
方法としては、鋼板の組織をフェライト主体とし、かつ
フェライト相を強化する技術が特開平10-306340号公報
に提案されている。この技術は、フェライト分率Ｆが８
０％以上であり、かつフェライトの硬さ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。
【０００４】また、鋼板の表裏層に残留γ相を含ませる
技術が特開平11-246935号公報に提案されている。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。
技術が特開平11-246935号公報に提案されている。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。
【０００５】これらの技術においては、衝突時のエネル
ギー吸収を、鋼材の強度(降伏応力と破断応力の平均)と
全伸び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。
ギー吸収を、鋼材の強度(降伏応力と破断応力の平均)と
全伸び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。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記の従来技
術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。
術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。
【０００７】前述の従来技術でもこの点は解決されてお
らず、例えば、特開平10-306340号公報記載の技術で
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（同公報、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10〜20数％程度に止まるものと推定される。
らず、例えば、特開平10-306340号公報記載の技術で
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（同公報、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10〜20数％程度に止まるものと推定される。
【０００８】また、前述の特開平11-246935号公報記載
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。例えば同公報の表
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、いずれも高めと
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。
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。例えば同公報の表
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、いずれも高めと
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。
【０００９】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、同公報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。
接性に関する試験結果が、全く開示されていない。な
お、同公報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。
【００１０】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変更されるため必要以上の強
度は特に必要とされないこと、および強度を向上させる
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。以上の観点から、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開発されていない
のが実状である。
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変更されるため必要以上の強
度は特に必要とされないこと、および強度を向上させる
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。以上の観点から、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開発されていない
のが実状である。
【００１１】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、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。
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、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。
【００１２】
【課題を解決するための手段】上記の課題は次の発明に
より解決される。
より解決される。
【００１３】その発明は、鋼組成が質量％で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
記フェライト相の相分率が板厚中央部で70％以上かつ板
厚表層部で50％以上、硬さがHv160以下、平均粒径が2μ
m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＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1) であり、元素記号は含有量（質量％）を表す。
％を満たし、組織がフェライト相と硬質相からなり、前
記フェライト相の相分率が板厚中央部で70％以上かつ板
厚表層部で50％以上、硬さがHv160以下、平均粒径が2μ
m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＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1) であり、元素記号は含有量（質量％）を表す。
【００１４】本発明は、上記課題の達成に向けて鋭意研
究を重ねた結果、なされたものであり、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およびその製造方法を提供する。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ベ
イナイト、セメンタイト、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。
究を重ねた結果、なされたものであり、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およびその製造方法を提供する。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ベ
イナイト、セメンタイト、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。
【００１５】以下、本発明における、ミクロ組織、成分
組成について説明する。まず、ミクロ組織については次
のようになる。
組成について説明する。まず、ミクロ組織については次
のようになる。
【００１６】鋼の組織： フェライト相と硬質相
この発明の鋼の組織は、フェライト相と硬質相からな
る。硬質相は、ベイナイト、パーライト、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。
る。硬質相は、ベイナイト、パーライト、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。
【００１７】フェライト相分率： 板厚中央部で70％以
上かつ板厚表層部で50％以上 フェライト相分率が高くなるほど、一様伸びが向上す
る。組織は板厚方向で多少変化するが、十分な一様伸び
を得るには板厚中央部で70％以上とすることが必要であ
る。板厚表層部では、これより低くてもよいが、50％未
満では一様伸びが低下する。従って、フェライト相分率
を板厚中央部では70％以上、板厚表層部では50％以上と
する。
上かつ板厚表層部で50％以上 フェライト相分率が高くなるほど、一様伸びが向上す
る。組織は板厚方向で多少変化するが、十分な一様伸び
を得るには板厚中央部で70％以上とすることが必要であ
る。板厚表層部では、これより低くてもよいが、50％未
満では一様伸びが低下する。従って、フェライト相分率
を板厚中央部では70％以上、板厚表層部では50％以上と
する。
【００１８】なお、この発明では、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
伸びが劣化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分率を
確保する必要がある。
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
伸びが劣化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分率を
確保する必要がある。
【００１９】フェライト相の硬さ： Hvで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。
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。
【００２０】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。
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。
【００２１】成分組成については、この発明では炭素等
量Ceqを次のように規定する。
量Ceqを次のように規定する。
【００２２】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、大入熱溶接の熱影響部靭性
が劣化する。このため、Ceqは0.36％以下とする。ここ
で、 Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1) である。
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、大入熱溶接の熱影響部靭性
が劣化する。このため、Ceqは0.36％以下とする。ここ
で、 Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1) である。
【００２３】この発明において、鋼組成としてさらに、
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、残部が実質的
に鉄および不可避不純物からなることを特徴とする耐衝
突性に優れた鋼材とすることもできる。
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、残部が実質的
に鉄および不可避不純物からなることを特徴とする耐衝
突性に優れた鋼材とすることもできる。
【００２４】また、鋼組成として、これらの発明に加え
てさらに、質量％でTi：0.003〜0.03％を含有すること
を特徴とする耐衝突性に優れた鋼材、あるいは質量％
で、Nb：0.005〜0.05％を含有することを特徴とする耐
衝突性に優れた鋼材とすることもできる。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1種以上を含有することを特徴
とする耐衝突性に優れた鋼材、あるいは質量％で、Ni：
0.1〜0.5％を含有することを特徴とする耐衝突性に優れ
た鋼材とすることもできる。
てさらに、質量％でTi：0.003〜0.03％を含有すること
を特徴とする耐衝突性に優れた鋼材、あるいは質量％
で、Nb：0.005〜0.05％を含有することを特徴とする耐
衝突性に優れた鋼材とすることもできる。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1種以上を含有することを特徴
とする耐衝突性に優れた鋼材、あるいは質量％で、Ni：
0.1〜0.5％を含有することを特徴とする耐衝突性に優れ
た鋼材とすることもできる。
【００２５】これらの発明は、上記の発明の鋼組成とし
てさらに成分組成を規定したものである。以下、個々の
化学成分の限定理由について説明する。
てさらに成分組成を規定したものである。以下、個々の
化学成分の限定理由について説明する。
【００２６】C： 0.05〜0.16％
Cは強度を確保するため含有するが、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劣化するため、0.05〜0.16
％とする。
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劣化するため、0.05〜0.16
％とする。
【００２７】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
るが、0.1％未満ではその効果が不十分で、0.5％を超え
ると延性を劣化させるため、0.1〜0.5％とする。
るが、0.1％未満ではその効果が不十分で、0.5％を超え
ると延性を劣化させるため、0.1〜0.5％とする。
【００２８】Mn： 0.8〜1.6％
Mnは強度を確保するため含有するが、0.8％未満ではそ
の効果が不十分で、1.6％以上含有するとフェライト主
体の組織が得られないため、0.8〜1.6％とする。
の効果が不十分で、1.6％以上含有するとフェライト主
体の組織が得られないため、0.8〜1.6％とする。
【００２９】Sol.Al： 0.002〜0.07％
Alは脱酸のため添加する。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、0.002〜0.07％添
加する。
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、0.002〜0.07％添
加する。
【００３０】Ti： 0.003〜0.03％
これらの発明は、靭性をより向上させるため、Tiを添加
することができる。Tiは圧延加熱時あるいは溶接時、Ti
Nを生成し、オーステナイト粒径を微細化し、母材靭性
ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる。その添加量
が、0.003％未満ではその効果が十分でなく、0.03％を
超えて添加すると溶接熱影響部の靭性を劣化させるた
め、Tiを添加する場合はその添加量を0.003〜0.03％と
する。
することができる。Tiは圧延加熱時あるいは溶接時、Ti
Nを生成し、オーステナイト粒径を微細化し、母材靭性
ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる。その添加量
が、0.003％未満ではその効果が十分でなく、0.03％を
超えて添加すると溶接熱影響部の靭性を劣化させるた
め、Tiを添加する場合はその添加量を0.003〜0.03％と
する。
【００３１】Nb： 0.005〜0.05％
これらの発明は、強度を向上させるため、Nbを添加する
ことができる。その添加量が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
劣化させるため、Nbを添加する場合はその添加量を0.00
5〜0.05％とする。
ことができる。その添加量が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
劣化させるため、Nbを添加する場合はその添加量を0.00
5〜0.05％とする。
【００３２】これらの発明は、強度を向上させるためC
r、Mo、V、Cuを単独添加あるいは複合添加することがで
きる。
r、Mo、V、Cuを単独添加あるいは複合添加することがで
きる。
【００３３】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劣化するため、添
加する場合は0.1〜0.5％とする。
ると溶接性および溶接影響部の靭性が劣化するため、添
加する場合は0.1〜0.5％とする。
【００３４】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劣化す
るため、添加する場合は0.02〜0.3％とする。
えると溶接性および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化す
るため、添加する場合は0.02〜0.3％とする。
【００３５】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
では著しく靭性が劣化するため、添加する場合は0.01〜
0.08％とする。
では著しく靭性が劣化するため、添加する場合は0.01〜
0.08％とする。
【００３６】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、添加する場
合は0.1〜0.6％とする。
えて添加するとCu割れの懸念が高まるため、添加する場
合は0.1〜0.6％とする。
【００３７】これらの発明は、靭性を向上させるためNi
を添加することもできる。Niの添加量が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を添加する場合はその添加量を0.
1〜0.5％とする。
を添加することもできる。Niの添加量が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を添加する場合はその添加量を0.
1〜0.5％とする。
【００３８】製造方法の発明は、上述の発明の鋼組成を
有する鋼素材を加熱後、Ar3以上850℃以下の温度域で累
積圧下率50％以上の圧延を行ない、その後、鋼材平均温
度が(Ar3-120)℃以上Ar3以下の範囲で鋼材平均冷却速度
Vc℃/秒がVc＜5かつ冷却時間T秒がT≧30/Vc の関係を満
たす条件で第１段の冷却を行い、鋼材平均温度(Ar3-12
0)℃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650℃以下の範囲まで第２段の冷却
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。
有する鋼素材を加熱後、Ar3以上850℃以下の温度域で累
積圧下率50％以上の圧延を行ない、その後、鋼材平均温
度が(Ar3-120)℃以上Ar3以下の範囲で鋼材平均冷却速度
Vc℃/秒がVc＜5かつ冷却時間T秒がT≧30/Vc の関係を満
たす条件で第１段の冷却を行い、鋼材平均温度(Ar3-12
0)℃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650℃以下の範囲まで第２段の冷却
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。
【００３９】この発明は、上記の発明の鋼材の製造方法
に関するもので、特に圧延条件と冷却条件を規定してい
る。以下、個々の条件について説明する。
に関するもので、特に圧延条件と冷却条件を規定してい
る。以下、個々の条件について説明する。
【００４０】圧延条件： Ar3以上850℃以下の温度域で
50％以上の累積圧下率 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以上850℃以下の温度域で
加工歪を導入する。累積圧下率については、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以
上850℃以下の温度域で50％以上とする。なお、Ar3は、
例えば、Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
（℃、元素記号は質量％）として求められる。
50％以上の累積圧下率 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以上850℃以下の温度域で
加工歪を導入する。累積圧下率については、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以
上850℃以下の温度域で50％以上とする。なお、Ar3は、
例えば、Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
（℃、元素記号は質量％）として求められる。
【００４１】第1段の冷却条件: 冷却速度 Vc＜5かつ冷
却時間T≧30/Vc 第1段の冷却は、フェライト相の相分率、硬さ、粒径を
所定のものにするため制御する。そのためには、鋼材平
均冷却速度Vc℃/秒に対して、冷却時間Tが30/Vc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、板厚
中央部のフェライト分率が70％に満たない。また冷却速
度Vcが5℃/秒を超えると、 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。さらに、表層部において
は冷却速度が相対的に速くなるので、表層部が硬化す
る。従って、VcとTはT≧30/Vcおよび Vc＜5の関係を満
たすものとする。
却時間T≧30/Vc 第1段の冷却は、フェライト相の相分率、硬さ、粒径を
所定のものにするため制御する。そのためには、鋼材平
均冷却速度Vc℃/秒に対して、冷却時間Tが30/Vc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、板厚
中央部のフェライト分率が70％に満たない。また冷却速
度Vcが5℃/秒を超えると、 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。さらに、表層部において
は冷却速度が相対的に速くなるので、表層部が硬化す
る。従って、VcとTはT≧30/Vcおよび Vc＜5の関係を満
たすものとする。
【００４２】第1段の冷却の温度範囲: (Ar3-120)℃
以上Ar3以下 冷却温度範囲は、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃未満まで
上記冷却条件で冷却すると、第2段の冷却条件を如何に
変更しても所定の強度を得ることが出来なくなってしま
うことから、(Ar3-120)℃以上とする。なお、冷却の開
始に関しては、冷却速度を制御する必要のある温度域は
変態の始まるAr3以下であるが、冷却開始はAr3を超える
温度であってもかまわない。要するに、(Ar3-120)℃以
上Ar3以下の温度範囲で、上記の冷却条件で冷却すれば
よい。
以上Ar3以下 冷却温度範囲は、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃未満まで
上記冷却条件で冷却すると、第2段の冷却条件を如何に
変更しても所定の強度を得ることが出来なくなってしま
うことから、(Ar3-120)℃以上とする。なお、冷却の開
始に関しては、冷却速度を制御する必要のある温度域は
変態の始まるAr3以下であるが、冷却開始はAr3を超える
温度であってもかまわない。要するに、(Ar3-120)℃以
上Ar3以下の温度範囲で、上記の冷却条件で冷却すれば
よい。
【００４３】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。
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。
【００４４】第2段の冷却条件： (Ar3-120)℃以上の
温度から10℃/秒以上の冷却速度で300℃〜650℃まで冷
却 第2段の冷却は、硬化相の強度の向上により所定の強度
を確保するために制御する。冷却開始温度は、低いほど
強度が低下し、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃未満になる
と所定の強度が得られなくなるため、(Ar3-120)℃以上
とする。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、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、650℃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、冷却終了温度を300
℃以上650℃以下とする。
温度から10℃/秒以上の冷却速度で300℃〜650℃まで冷
却 第2段の冷却は、硬化相の強度の向上により所定の強度
を確保するために制御する。冷却開始温度は、低いほど
強度が低下し、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃未満になる
と所定の強度が得られなくなるため、(Ar3-120)℃以上
とする。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、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、650℃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、冷却終了温度を300
℃以上650℃以下とする。
【００４５】上記の発明において、第１段の冷却とし
て、鋼材平均温度がAr3未満(Ar3-80)℃以上から(Ar3-12
0)℃以上(Ar3-50)℃以下の範囲まで鋼材平均冷却速度10
℃/秒以上で冷却し、次いで鋼材平均温度が(Ar3-120)℃
以上(Ar3-50)℃以下の範囲で5秒以上放冷を行うことを
特徴とする耐衝突性に優れた鋼材の製造方法とすること
もできる。
て、鋼材平均温度がAr3未満(Ar3-80)℃以上から(Ar3-12
0)℃以上(Ar3-50)℃以下の範囲まで鋼材平均冷却速度10
℃/秒以上で冷却し、次いで鋼材平均温度が(Ar3-120)℃
以上(Ar3-50)℃以下の範囲で5秒以上放冷を行うことを
特徴とする耐衝突性に優れた鋼材の製造方法とすること
もできる。
【００４６】この発明は、圧延条件および第２段の冷却
は、前述の発明に同じ製造方法であり、第１段の冷却の
み次のようにする。
は、前述の発明に同じ製造方法であり、第１段の冷却の
み次のようにする。
【００４７】冷却の温度範囲： Ar3未満(Ar3-80)℃以
上〜(Ar3-120)℃以上(Ar3-50)℃以下第1段の冷却は、そ
れに続く放冷により、フェライト相の相分率、硬さ、粒
径を所定のものにするため行う。このため、冷却温度域
は、鋼材平均の温度がAr3未満(Ar3-80)℃以上の温度か
ら開始し、放冷中に変態の制御が行い易い(Ar3-120)℃
以上(Ar3-50)℃以下の温度範囲までとする。
上〜(Ar3-120)℃以上(Ar3-50)℃以下第1段の冷却は、そ
れに続く放冷により、フェライト相の相分率、硬さ、粒
径を所定のものにするため行う。このため、冷却温度域
は、鋼材平均の温度がAr3未満(Ar3-80)℃以上の温度か
ら開始し、放冷中に変態の制御が行い易い(Ar3-120)℃
以上(Ar3-50)℃以下の温度範囲までとする。
【００４８】冷却速度： 10℃/秒以上
冷却速度は、鋼材平均冷却速度で10℃/秒未満である
と、変態が進行して放冷中の変態制御が難しくなるた
め、10℃/秒以上とする。
と、変態が進行して放冷中の変態制御が難しくなるた
め、10℃/秒以上とする。
【００４９】冷却後の放冷： (Ar3-120)〜(Ar3-50)℃
の温度範囲で5秒以上 冷却（10℃/秒以上）後の放冷は、フェライト相の相分
率、硬さ、粒径を所定のものにするため行う。放冷温度
域については、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃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。従って、放冷温度域を(Ar3-120)℃以上(Ar3-
50)℃以下とする。放冷時間については、5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フェライト分
率が所定の分率に満たず、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。従って、放冷時間を5秒
以上とする。
の温度範囲で5秒以上 冷却（10℃/秒以上）後の放冷は、フェライト相の相分
率、硬さ、粒径を所定のものにするため行う。放冷温度
域については、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃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。従って、放冷温度域を(Ar3-120)℃以上(Ar3-
50)℃以下とする。放冷時間については、5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フェライト分
率が所定の分率に満たず、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。従って、放冷時間を5秒
以上とする。
【００５０】なおこの発明における圧延に引き続く第１
段の冷却（冷却および放冷）は、前述の発明とは方法が
異なるが、冷却の効果は同等であり、能率を向上させる
ことができる。
段の冷却（冷却および放冷）は、前述の発明とは方法が
異なるが、冷却の効果は同等であり、能率を向上させる
ことができる。
【００５１】
【発明の実施の形態】本発明は、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
に優れた鋼材およびその製造方法を提供する。製造に当
たっては、上記の鋼組成、製造方法に基づき、組織制御
を行う。例えば、通常の転炉や電炉等で所定の鋼組成の
鋼を溶製し、連続鋳造等により得られた鋳片をそのまま
あるいは冷却後、圧延を行う。圧延においては、圧延条
件あるいは冷却条件を調節して鋼材の組織制御を行い、
目標の複合組織を得る。この場合、上記第７または第８
の発明の製造方法を用いることにより、組織制御を容易
に実施することができる。
ぼ同じ成分で、耐衝突性に優れた、すなわち一様伸び性
に優れた鋼材およびその製造方法を提供する。製造に当
たっては、上記の鋼組成、製造方法に基づき、組織制御
を行う。例えば、通常の転炉や電炉等で所定の鋼組成の
鋼を溶製し、連続鋳造等により得られた鋳片をそのまま
あるいは冷却後、圧延を行う。圧延においては、圧延条
件あるいは冷却条件を調節して鋼材の組織制御を行い、
目標の複合組織を得る。この場合、上記第７または第８
の発明の製造方法を用いることにより、組織制御を容易
に実施することができる。
【００５２】製造された鋼材は、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、軟質相であるフェ
ライトと硬質相であるベイナイト、セメンタイト、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。
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ベイナイト、セメンタイト、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。
【００５３】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
るが、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を考えた場合、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。
は、軟質相が主に延靭性向上の役割を担い、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
るが、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を考えた場合、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。
【００５４】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以下になると急速
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。
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以下になると急速
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。
【００５５】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、フェライト相の分率が高いほ
ど一様伸びの向上が見られ、特にフェライト相分率が板
厚中央部で70％以上、板厚表層部で50％以上で、一様伸
びに優れることを見出した。この場合、フェライト相分
率が板厚方向で多少変化するが、機械的特性値としての
差は小さく、一様伸びを損なうことはない。このように
フェライト相分率を所定割合確保するには、冷却条件を
適切に調節すればよい。
の関係を検討したところ、フェライト相の分率が高いほ
ど一様伸びの向上が見られ、特にフェライト相分率が板
厚中央部で70％以上、板厚表層部で50％以上で、一様伸
びに優れることを見出した。この場合、フェライト相分
率が板厚方向で多少変化するが、機械的特性値としての
差は小さく、一様伸びを損なうことはない。このように
フェライト相分率を所定割合確保するには、冷却条件を
適切に調節すればよい。
【００５６】例えば、相分率への冷却速度Vcと冷却時間
Tの影響については次のようになる。冷却速度Vcが小さ
い場合は、相平衡が律速となり、ある温度以下にならな
いと板厚中央部におけるフェライト変態率が70％になら
ない。そこでこの場合は、冷却時間Tを十分にとり、フ
ェライト変態が進むよう温度降下させる必要がある。一
方、Vcが大きい場合は、相平衡としては相変態に必要な
温度域に速やかに温度低下する。この場合、冷却速度 V
cが大きいほど相変態の駆動力が大きくなるので、冷却
時間Tは短くてよい。但し、ある程度原子が拡散し、相
変態が進行する時間が必要であるため、Tには下限があ
る。
Tの影響については次のようになる。冷却速度Vcが小さ
い場合は、相平衡が律速となり、ある温度以下にならな
いと板厚中央部におけるフェライト変態率が70％になら
ない。そこでこの場合は、冷却時間Tを十分にとり、フ
ェライト変態が進むよう温度降下させる必要がある。一
方、Vcが大きい場合は、相平衡としては相変態に必要な
温度域に速やかに温度低下する。この場合、冷却速度 V
cが大きいほど相変態の駆動力が大きくなるので、冷却
時間Tは短くてよい。但し、ある程度原子が拡散し、相
変態が進行する時間が必要であるため、Tには下限があ
る。
【００５７】以上より、実験結果等から冷却速度Vcと冷
却時間Tが満たすべき関係として、T＞30/Vcが得られ
た。実際には、冷却速度Vcは鋼板の板厚や冷却設備によ
り、冷却時間Tは設備配置等により、それぞれある範囲
に限定されるが、上記の不等式の範囲であればそれぞれ
任意に設定可能である。
却時間Tが満たすべき関係として、T＞30/Vcが得られ
た。実際には、冷却速度Vcは鋼板の板厚や冷却設備によ
り、冷却時間Tは設備配置等により、それぞれある範囲
に限定されるが、上記の不等式の範囲であればそれぞれ
任意に設定可能である。
【００５８】次に、強度に対する組織の影響を検討し
た。強度は、硬質相の強度と分率に大きく影響を受ける
が、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、強度をほぼ一定に制御で
きることを確認した。すなわち、硬質相の分率を比較的
大きくしたい場合には、圧延後の水冷温度を高めにした
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、一方、硬質相の分率を比較的小さくしたい場合
には、逆に圧延後の水冷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、強度を
一定に保つことが可能である。
た。強度は、硬質相の強度と分率に大きく影響を受ける
が、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、強度をほぼ一定に制御で
きることを確認した。すなわち、硬質相の分率を比較的
大きくしたい場合には、圧延後の水冷温度を高めにした
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、一方、硬質相の分率を比較的小さくしたい場合
には、逆に圧延後の水冷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、強度を
一定に保つことが可能である。
【００５９】なお、このような強度の制御は、硬質相の
分率が小さい場合には、フェライト相から変態時に排出
され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
することが考えられる。
分率が小さい場合には、フェライト相から変態時に排出
され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
することが考えられる。
【００６０】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が、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。
は、靭性も重要な機械的性質の一つであるが、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。
【００６１】
【実施例】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、実
質的に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。
例に用いた供試鋼の成分を示す。表示しない残部は、実
質的に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。
【００６２】
【表１】
【００６３】これらの鋼組成を有する鋳片を加熱後、板
厚12〜25mm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1〜11は本発明の製造
条件を満足する発明材、鋼番12〜17は本発明の製造条件
又は成分組成から外れている比較材である。
厚12〜25mm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1〜11は本発明の製造
条件を満足する発明材、鋼番12〜17は本発明の製造条件
又は成分組成から外れている比較材である。
【００６４】
【表２】
【００６５】これらの鋼板のミクロ組織を光学顕微鏡に
より観察し、板厚中央部と板厚表層部のフェライト相の
分率、フェライトの結晶粒径（平均粒径）を測定した。
フェライト相の硬さはマイクロビッカース硬度計により
測定した。
より観察し、板厚中央部と板厚表層部のフェライト相の
分率、フェライトの結晶粒径（平均粒径）を測定した。
フェライト相の硬さはマイクロビッカース硬度計により
測定した。
【００６６】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2m
m以下）採取して試験した。靭性は、vTs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を示す。
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2m
m以下）採取して試験した。靭性は、vTs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を示す。
【００６７】
【表３】
【００６８】表3に示すように、鋼番1〜11の発明材は、
いずれもTSが500MPa前後で、一様伸びが24％以上の優れ
た特性が得られている。また、発明材のYSは360MPa以
上、vTsは-40℃より低く、いずれも目標特性とするYS≧
315MPa、TS≧440MPa、一様伸び≧20％、vTs≦0℃を満足
している。
いずれもTSが500MPa前後で、一様伸びが24％以上の優れ
た特性が得られている。また、発明材のYSは360MPa以
上、vTsは-40℃より低く、いずれも目標特性とするYS≧
315MPa、TS≧440MPa、一様伸び≧20％、vTs≦0℃を満足
している。
【００６９】これに対して、鋼番12〜17の比較材につい
ては、まず、鋼組成と組織の観点から説明すると、次の
ようになる。鋼番12,13,15,16は、板厚中央部および板
厚表層部のフェライト相分率がいずれも小さいため、一
様伸びが劣っている。鋼番14も、板厚表層部のフェライ
ト相分率が小さいため、一様伸びが劣っている。鋼番17
は、Ceqが高いため、フェライト相の硬度が高く、一様
伸びが劣っている。
ては、まず、鋼組成と組織の観点から説明すると、次の
ようになる。鋼番12,13,15,16は、板厚中央部および板
厚表層部のフェライト相分率がいずれも小さいため、一
様伸びが劣っている。鋼番14も、板厚表層部のフェライ
ト相分率が小さいため、一様伸びが劣っている。鋼番17
は、Ceqが高いため、フェライト相の硬度が高く、一様
伸びが劣っている。
【００７０】次に、これらの比較材について製造条件の
観点から説明すると、次のようになる。なお、組織につ
いても繰り返しになるが記しておく。鋼番12は、第l段
の冷却速度が高すぎるため、フェライト相分率が小さく
なり、一様伸びが劣っている。鋼番13は、第l段冷却の
冷却速度に対して冷却時間が短いため、フェライト相分
率が小さくなり、一様伸びが劣っている。
観点から説明すると、次のようになる。なお、組織につ
いても繰り返しになるが記しておく。鋼番12は、第l段
の冷却速度が高すぎるため、フェライト相分率が小さく
なり、一様伸びが劣っている。鋼番13は、第l段冷却の
冷却速度に対して冷却時間が短いため、フェライト相分
率が小さくなり、一様伸びが劣っている。
【００７１】鋼番14は、第l段冷却の開始温度が高すぎ
るため、フェライト相分率が小さくなり、一様伸びが劣
っている。鋼番15は、第l段冷却の終了温度が高すぎる
ため、フェライト相分率が小さくなり、一様伸びが劣っ
ている。鋼番16は、第１段冷却と第２段冷却の間の放冷
時間が短かったため、フェライト相分率が低くなり、一
様伸びが劣っている。
るため、フェライト相分率が小さくなり、一様伸びが劣
っている。鋼番15は、第l段冷却の終了温度が高すぎる
ため、フェライト相分率が小さくなり、一様伸びが劣っ
ている。鋼番16は、第１段冷却と第２段冷却の間の放冷
時間が短かったため、フェライト相分率が低くなり、一
様伸びが劣っている。
【００７２】
【発明の効果】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。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、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。
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。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、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。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA05 AA11 AA14
AA16 AA19 AA22 AA23 AA31
AA36 BA01 CB02 CC03 CD02
CD03
Claims (8)
- 【請求項１】 鋼組成が質量％で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
イト相の相分率が板厚中央部で70％以上かつ板厚表層部
で50％以上、硬さがHv160以下、平均粒径が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＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1) であり、元素記号は含有量（質量％）を表す。 - 【請求項２】 鋼組成として、質量％で、C：0.05〜0.1
6％、Si：0.1〜0.5％、Mn：0.8〜1.6％、Sol.Al：0.002
〜0.07％を含み、残部が実質的に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記載の耐衝突性に優
れた鋼材。 - 【請求項３】 鋼組成として、請求項２記載の鋼組成に
さらに質量％でTi：0.003〜0.03％を含有することを特
徴とする耐衝突性に優れた鋼材。 - 【請求項４】 鋼組成として、請求項２または請求項３
の発明の鋼組成に、さらに質量％で、Nb：0.005〜0.05
％を含有することを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材。 - 【請求項５】 鋼組成として、請求項２ないし請求項４
記載の鋼組成に、さらに質量％で、Cr：0.1〜0.5％、M
o：0.02〜0.3％、V：0.01〜0.08％、Cu：0.1〜0.6％の1
種以上を含有することを特徴とする耐衝突性に優れた鋼
材。 - 【請求項６】 鋼組成として、請求項２ないし請求項５
記載の鋼組成に、さらに質量％で、Ni：0.1〜0.5％を含
有することを特徴とする耐衝突性に優れた鋼材。 - 【請求項７】 請求項１ないし請求項６記載の鋼組成を
有する鋼素材を加熱後、Ar3以上850℃以下の温度域で累
積圧下率50％以上の圧延を行ない、その後、鋼材平均温
度が(Ar3-120)℃以上Ar3以下の範囲で鋼材平均冷却速度
Vc℃/秒がVc＜5かつ冷却時間T秒がT≧30/Vc の関係を満
たす条件で第１段の冷却を行い、鋼材平均温度(Ar3-12
0)℃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650℃以下の範囲まで第２段の冷却
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。 - 【請求項８】 請求項１ないし請求項６記載の鋼組成を
有する鋼素材を加熱後、Ar3以上850℃以下の温度域で累
積圧下率50％以上の圧延を行ない、その後、第１段の冷
却として、鋼材平均温度がAr3 未満 (Ar3-80)以上から
(Ar3-120)℃以上 (Ar3-50)℃以下の範囲まで鋼材平均冷
却速度10℃/秒以上で冷却し、次いで鋼材平均温度が(Ar
3-120)℃以上(Ar3-50)℃以下の範囲で5秒以上の放冷を
行い、鋼材平均温度が(Ar3-120)℃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650℃以
下の範囲まで第２段の冷却を行なうことを特徴とする耐
衝突性に優れた鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001280286A JP3578126B2 (ja) | 2001-09-14 | 2001-09-14 | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001280286A JP3578126B2 (ja) | 2001-09-14 | 2001-09-14 | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003089841A true JP2003089841A (ja) | 2003-03-28 |
| JP3578126B2 JP3578126B2 (ja) | 2004-10-20 |
Family
ID=19104313
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001280286A Expired - Lifetime JP3578126B2 (ja) | 2001-09-14 | 2001-09-14 | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3578126B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100427630C (zh) * | 2005-12-29 | 2008-10-22 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 高强度耐大气腐蚀型钢的生产方法 |
| WO2013080398A1 (ja) * | 2011-11-30 | 2013-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| KR102021815B1 (ko) | 2018-03-16 | 2019-09-18 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 석탄·광석 운반선 홀드용 강판 |
-
2001
- 2001-09-14 JP JP2001280286A patent/JP3578126B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100427630C (zh) * | 2005-12-29 | 2008-10-22 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 高强度耐大气腐蚀型钢的生产方法 |
| WO2013080398A1 (ja) * | 2011-11-30 | 2013-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2013136829A (ja) * | 2011-11-30 | 2013-07-11 | Jfe Steel Corp | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| CN103958716A (zh) * | 2011-11-30 | 2014-07-30 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐碰撞性优异的钢材及其制造方法 |
| EP2787098A4 (en) * | 2011-11-30 | 2015-11-18 | Jfe Steel Corp | STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT BROKEN STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| KR102021815B1 (ko) | 2018-03-16 | 2019-09-18 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 석탄·광석 운반선 홀드용 강판 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3578126B2 (ja) | 2004-10-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5151090B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5070744B2 (ja) | 耐疲労亀裂伝播特性に優れる鋼材の製造方法 | |
| JP4946512B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| KR101445465B1 (ko) | 가공성과 스폿 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5953952B2 (ja) | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP5181460B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5181496B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5181461B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP7022822B2 (ja) | 低温変形時効衝撃特性に優れた厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2002129281A (ja) | 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5034392B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003342673A (ja) | 疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製造法 | |
| JP2002047531A (ja) | 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4000049B2 (ja) | 疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP3525849B2 (ja) | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3371744B2 (ja) | 低降伏比鋼材およびその製造方法 | |
| JP4645462B2 (ja) | 強度依存性の小さい耐疲労亀裂伝播特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法。 | |
| JP2003089841A (ja) | 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2004124114A (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4250113B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP2002105586A (ja) | 耐衝突性に優れた形鋼及びその製造方法 | |
| JP3367388B2 (ja) | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011252201A (ja) | 耐衝突性に優れた鋼材の高能率製造方法 | |
| JP2003089844A (ja) | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| KR102218423B1 (ko) | 저온인성 및 ctod 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040511 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040622 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040705 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3578126 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080723 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090723 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100723 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100723 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110723 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110723 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120723 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120723 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130723 Year of fee payment: 9 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |