JP2013136829A - 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【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】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。
【選択図】なし

Description

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。

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、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が８０％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。

また、鋼板の表裏層に残留γ相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。

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相分率を板厚中央部で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を９０％以上、その平均フェライト粒径を３〜１２μｍ、最大フェライト粒径を４０μｍ以下、第２相の平均円相当径を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。

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。

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が、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が、板厚が大きくなるとともに製造時の制御冷却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が、廉価かつ大量生産が必須の造船用鋼板において、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、本技術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、最も特性が懸念される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。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（Ａｒ_３−５０）℃以上の温度から、フェライト変態が相平衡の観点から分率的にも、速度論の観点から時間的にも進行し易い（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃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、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する過程でフェライト相の生成が起きる。なお、この場合、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（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃以下にできないことも考えられるが、冷却を複数回繰り返すこともできる。

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が、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。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、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、逆に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。

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。

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。

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、Ａｒ_３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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃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、Ａｒ_３点は下記式（２）で表される。

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（相分率）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、前述のように、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、大入熱溶接の熱影響部靭性が低下する。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。

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が、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が、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）とし、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ことが好ましい。

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が、加熱温度が９００℃未満では圧延荷重が過大となり、また、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おそれがある。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：Ａｒ_３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Ａｒ_３点以上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Ａｒ_３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、Ａｒ_３点は、下記式（２）で求められる。

圧延終了温度は、Ａｒ_３点以上であることが好ましい。圧延終了温度がＡｒ_３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、Ａｒ_３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（Ａｒ_３−５０）℃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分率的にも速度論の観点から時間的にも進行し易く、変態の制御が行い易い（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−５０）℃以上の温度から、（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃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、後述のように、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。冷却速度は、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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）〜（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃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、（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）〜（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃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。

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。

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。

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。
   

   
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、Ａｒ_３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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃以上（Ａｒ_３−５０）℃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（Ａｒ_３−１５０）℃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、Ａｒ_３点は下記式（２）で表される。