JP2024505962A - 耐衝突破壊性船体構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
耐衝突破壊性船体構造用鋼が開示される。Ｆｅおよび不可避的不純物に加えて、該鋼は、質量パーセンテージで以下の化学元素：Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、および０＜Ｃａ≦０．００４％をさらに含み、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である。さらに、耐衝突破壊性船体構造用鋼の製造方法であって、（１）製錬および連続鋳造ステップ、（２）加熱ステップ、（３）制御された圧延ステップ、（４）空冷ステップ、ならびに（５）焼きならし熱処理ステップ：焼きならし温度をＴｑ（ここで、［数１］TIFF2024505962000020.tif7156であり、各化学元素は、質量による化学元素の含有量におけるパーセント記号の前にある数値で置き換えられ、焼きならし温度の単位は℃である）に制御し、保持時間を分単位のＴｈ（ここで、Ｔｈ＝１．５×ｔであり、ｔは、ｍｍ単位の鋼板の厚さを表す）に制御することを含む製造方法がさらに開示される。【選択図】なし
Description
本発明は、鋼製品およびその製造方法に関し、特に、船体構造用鋼およびその製造方法に関する。
近年、中国経済の急速な発展に伴い、船舶の数も相応して大幅に増加している。同様に、船舶の数の増加に伴って、航行密度はますます高くなり、船舶間の衝突の可能性もますます高くなるであろう。
衝突事故が船舶に起こると、船体構造の損傷、貨物の漏出、環境汚染、および死傷者などの悲惨な結果がもたらされることが多い。一般に、衝突中の船舶の巨大な質量および運動エネルギーによって、衝突部位の構造は、急速に弾性変形を超えて塑性変形段階に入り、裂け得る。衝突プロセスは、船舶の衝突によって生じた運動エネルギーが船体構造の変形および周囲の媒体の動きによって吸収されて初めて停止する。船体は、補強鋼板を溶接して形成される。鋼板の破壊および溶接接合部破損は、船体構造の破損において重要な役割を果たしており、構造物の破損メカニズムおよびエネルギー吸収能力に直接的に影響する。
現在、船体用の既存の鋼の生産および開発においては、鋼板の耐衝突性が十分に考慮されておらず、そのため、船舶は、衝突時に十分にエネルギーを吸収することも客室の損傷に耐えることもできない。これに基づいて、本発明は、合理的な化学組成設計および生産プロセスの最適化により適切な強度特性、優れた衝撃靱性、および良好な破断および耐亀裂特性を有しつつ優れた耐衝突性および耐破損性を有する耐衝突破壊性船体構造用鋼を得ることを期待している。
従来技術において、一部の研究者は、鋼板の耐衝突性を研究しているが、依然としていくつかの限界がある。
例えば、中国特許出願公開第１０６０８６６５５号には、残留オーステナイトの最適化に有益な耐衝突性熱成形マルテンサイト鋼が開示されており、中炭素（０．１～０．３５重量％）、高マンガン（１．５～３．５重量％）、および高アルミニウム（１．０～２．５重量％）の組成設計を採用している。伝統的な熱成形プロセスを採用することによって、鋼中の残留オーステナイトの含有量が増加しており、そのため、残留オーステナイトがオーステナイト粒界やラス束間に薄膜状に分布している。この材料は、１０００ＭＰａ超の降伏強度、１５５０ＭＰａ超の引張強度、０．７以下の降伏比、１６％超の伸び、および２６０００ＭＰａ％超の引張強度と伸びとの積を有する。
中国特許出願公開第１０２２８６６９５号には、高炭素（０．１４～０．１８重量％）および中マンガン（０．８～１．３重量％）の組成設計を採用した高塑性および高靱性の超高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。目標の特性を有する鋼板がＴＭＣＰおよび焼戻しプロセスによって得られ、鋼板の組織は、微細なラメラ間隔を有する焼戻しソルバイトである。この材料は、９６０～１０８０ＭＰａの降伏強度、１０２０～１１５０ＭＰａの引張強度、１８～２５％の伸び、および６０Ｊ以上の－４０℃での衝撃エネルギーを有する。
本発明の目的のうちの１つは、耐衝突破壊性船体構造用鋼を提供することである。この鋼は、優れた強度および靱性を有するのみならず、良好な破断および耐亀裂特性、ならびに耐衝突性および耐破損性も有し、船体構築用および超大型船舶船体の構築用の鋼板を生産するために使用することができ、中国における船舶および海洋工学設備用の鋼の現在の開発要件を満たしており、非常に幅広い応用の見通しを有する。
上述の目的を達成するために、本発明は、耐衝突破壊性船体構造用鋼を提供する。Ｆｅおよび不可避的不純物に加えて、上記鋼は、質量パーセンテージで以下の化学元素：
Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、および０＜Ｃａ≦０．００４％
をさらに含み、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である。
Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、および０＜Ｃａ≦０．００４％
をさらに含み、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である。
好ましくは、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼は、質量パーセンテージで以下の化学元素：
Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、０＜Ｃａ≦０．００４％、ならびに残部Ｆｅおよび不可避的不純物
を有し、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である。
Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、０＜Ｃａ≦０．００４％、ならびに残部Ｆｅおよび不可避的不純物
を有し、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である。
本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼において、すべての化学元素の設計原理は、具体的には以下の通りに示される。
Ｃ：本発明における船体構造用鋼は、超低Ｃの設計を採用しており、そのため、鋼板がＣの格子間強化効果によって適切な強度を達成することを確保できる。さらに、超低Ｃの設計によって、過剰な炭化物の析出を防止することができ、それによって、鋼板の低温靱性および溶接性の低下を回避することができる。したがって、本発明では、Ｃの質量パーセンテージ含有量を０．０６～０．１２％に制御する。
Ｃ：本発明における船体構造用鋼は、超低Ｃの設計を採用しており、そのため、鋼板がＣの格子間強化効果によって適切な強度を達成することを確保できる。さらに、超低Ｃの設計によって、過剰な炭化物の析出を防止することができ、それによって、鋼板の低温靱性および溶接性の低下を回避することができる。したがって、本発明では、Ｃの質量パーセンテージ含有量を０．０６～０．１２％に制御する。
Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の製錬における一般的な軽質脱酸元素であり、特定の固溶強化効果を有する。本発明における船体構造用鋼では、Ｓｉの質量パーセンテージ含有量を０．０５～０．６０％に制御する。
Ｍｎ：Ｍｎは、低合金および高強度タイプの鋼における最も基本的な合金元素であり、固溶強化によって鋼の強度を改善し、それによって、元素Ｃの含有量低下により引き起こされる強度損失を補うことができる。しかしながら、鋼中の元素Ｍｎの含有量が多過ぎるべきではないことに留意されたい。鋼中の元素Ｍｎの含有量が多過ぎる場合、鋼板の中心位置における偏析および鋼の低温靱性の低下を引き起こし易くなる。これに基づいて、本発明における船体構造用鋼では、Ｍｎの質量パーセンテージ含有量を１．３０～１．７０％に制御する。
Ａｌ：Ａｌは、脱酸のために鋼中に添加される元素であり、材料中のＯの含有量を低下させることおよび時効性を改善することができる。さらに、鋼における元素Ａｌの適度な添加は、結晶粒の微細化にさらに有益であり、それによって、強度および靱性が改善される。したがって、本発明における船体構造用鋼では、Ａｌの質量パーセンテージ含有量を０．０１～０．０６％に制御する。
Ｔｉ：Ｔｉは、鋼中のＮ元素の含有量を効果的に抑制して、過度に高いＮ含有量による鋼の特性への悪影響を回避することができる強力なＮ固定元素である。同時に、ＴｉおよびＮによって形成されるＴｉＮ析出相は、スラブおよび鋼板の加熱中の過度の結晶粒成長を抑制することができる。したがって、本発明における船体構造用鋼では、Ｔｉの質量パーセンテージ含有量を０．００５～０．０１２％に制御する。
Ｍｇ：Ｍｇは、硫化物形態を効果的に改善し、介在物を微細化し、鋼板の耐食性を改善することができる。鋼中のＭｇの含有量が少な過ぎる場合、介在物を改質する効果を達成することができず、鋼中のＭｇの含有量が多過ぎる場合、タンディッシュノズルの内壁に堆積してノズル閉塞を引き起こすさらに高い融点を有するＭｇＯおよびＭｇＳなどの物質を形成し易い。したがって、本発明における船体構造用鋼では、Ｍｇの質量パーセンテージ含有量を０．０００５～０．００３％に制御する。
Ｃａ：本発明における船体構造用鋼では、Ｃａ処理によって、鋼中の硫化物の形態を制御することができ、鋼板の異方性を改善することができ、低温靱性を改善することができる。さらに、Ｃａも本発明において重要な元素であり、その含有量をＭｇの含有量と適合させる必要がある。したがって、本発明における船体構造用鋼では、Ｃａの質量パーセンテージ含有量を０＜Ｃａ≦０．００４％に制御する。
さらに、本発明における船体構造用鋼の特性を確保するためには、各化学元素の含有量を制御しながら、ＭｇおよびＣａの質量パーセンテージ含有量を０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％を満たすようにさらに制御する必要があることに留意されたい。本発明では、カルシウムおよびマグネシウムの併用処理が採用されており、そのため、鋼中の介在物が改質されるため、応力集中および微小亀裂生成の可能性が低下し、鋼の特性の改善に有益である。
好ましくは、本発明における船体構造用鋼は、質量パーセンテージで以下：
０＜Ｎｂ≦０．０４％、０＜Ｖ≦０．０５％、および０＜Ｂ≦０．０００５％
を満たすＮｂ、Ｖ、およびＢのうちの少なくとも１つをさらに含む。
０＜Ｎｂ≦０．０４％、０＜Ｖ≦０．０５％、および０＜Ｂ≦０．０００５％
を満たすＮｂ、Ｖ、およびＢのうちの少なくとも１つをさらに含む。
鋼の特性をさらに改善するために、３つの元素Ｎｂ、Ｖ、およびＢのうち少なくとも１つを鋼中に添加することもでき、これらの元素は、鋼中で以下の効果を有する。
Ｎｂ：Ｎｂは、強力な炭窒化物形成元素であり、強い結晶粒微細化効果を有する。鋼中に適量のＮｂを添加することによって、均一な結晶粒径を得ることができ、加熱プロセスにおける一部の結晶粒の過度な成長による混晶組織の形成ならびに強度および靱性および耐食性の悪化を回避することができる。したがって、本発明における船体構造用鋼では、Ｎｂの質量パーセンテージ含有量を０＜Ｎｂ≦０．０４％に制御することができる。
Ｖ：Ｖは、ＣおよびＮと一緒に微細なＶＮまたはＶ（ＣＮ）析出結晶粒を形成し、それによって、鋼の強化に寄与することができる。しかしながら、鋼中のＶの含有量が多過ぎるべきではないことに留意されたい。鋼中のＶの含有量が多過ぎると、製造コストが顕著に上昇する。したがって、本発明における船体構造用鋼では、Ｖの質量パーセンテージ含有量を０＜Ｖ≦０．０５％に制御することができる。
Ｂ：Ｂは、鋼の焼入性を改善することができ、鋼の低温亀裂特性に影響を与える。本発明における船体構造用鋼では、Ｂの質量パーセンテージ含有量を０＜Ｂ≦０．０００５％に制御することができる。
上述の元素Ｎｂ、Ｖ、およびＢの添加は、材料のコストを増加させることに留意されたい。特性およびコスト管理を総合的に考慮することによって、本発明の技術的解決策では、好ましくは、これらの要素のうちの１つ以上を添加することができる。
好ましくは、本発明における船体構造用鋼は、質量パーセンテージで以下：
Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ≦０．５％
を満たすＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、およびＣｕのうちの少なくとも１つをさらに含む。
Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ≦０．５％
を満たすＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、およびＣｕのうちの少なくとも１つをさらに含む。
本発明の上述の技術的解決策では、上述の４つの合金元素Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、およびＣｕはすべて、固溶強化において効果的に役割を果たすことができる。厚さの大きい鋼板の場合、鋼の強度および靱性は、鋼中に元素Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、およびＣｕを適度に添加することによって効果的に改善することができる。したがって、本発明の技術的解決策では、好ましくは、上述の元素のうちの少なくとも１つを添加することができ、その質量パーセンテージ含有量は、Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ≦０．５％を満たす。
好ましくは、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼では、不可避的不純物中、ＰおよびＳの質量パーセンテージでの含有量は、以下：
Ｐ≦０．０１５％およびＳ≦０．００４０％
のうちの少なくとも１つを満たす。
Ｐ≦０．０１５％およびＳ≦０．００４０％
のうちの少なくとも１つを満たす。
ＰおよびＳは、どちらも鋼中の不可避的不純物元素であり、鋼中の元素ＰおよびＳの含有量が多過ぎる場合、偏析および介在物などの欠陥を引き起こし易く、溶接性および衝撃靱性を悪化させ易い。より良好な特性およびより高い品質を有する鋼を得るためには、鋼中の不純物元素の含有量を許容可能な技術条件下で可能な限り減少させるべきである。したがって、本発明における船体構造用鋼では、好ましくは、Ｐ≦０．０１５％およびＳ≦０．００４０％となるように制御することができ、介在物の有益な改質技術によって介在物を球状化し、それらのサイズを微細化し、それらの均一分布を達成することが必要であり、その結果、鋼板の強度および靱性が改善される。
好ましくは、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼では、化学元素の質量パーセンテージでの含有量は、以下の条件：
１．９≦α≦２．１（ここで、α＝６．１Ｃ＋０．９Ｍｎ＋１．５Ｖ）；
４．１≦β≦６．８（ここで、
１．９≦α≦２．１（ここで、α＝６．１Ｃ＋０．９Ｍｎ＋１．５Ｖ）；
４．１≦β≦６．８（ここで、
本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼では、好ましくは、各化学元素の質量パーセンテージ含有量を制御しながら、鋼中の化学元素の質量パーセンテージ含有量を以下の条件：
１．９≦α≦２．１および４．１≦β≦６．８
のうちの少なくとも１つを満たすようにさらに制御することができる。αの値を上述の範囲内に設定することによって、Ｃ、Ｍｎ、およびＶの固溶強化効果および析出強化効果を十分に利用することができ、そのため、鋼は良好な強度および塑性を有する。βの値を上述の範囲内に設定することによって、フェライトの結晶粒径が十分に微細化されることを確保でき、そのため、鋼は良好な強度、靱性、および塑性、ならびに耐衝突性および耐破壊性を有する。
１．９≦α≦２．１および４．１≦β≦６．８
のうちの少なくとも１つを満たすようにさらに制御することができる。αの値を上述の範囲内に設定することによって、Ｃ、Ｍｎ、およびＶの固溶強化効果および析出強化効果を十分に利用することができ、そのため、鋼は良好な強度および塑性を有する。βの値を上述の範囲内に設定することによって、フェライトの結晶粒径が十分に微細化されることを確保でき、そのため、鋼は良好な強度、靱性、および塑性、ならびに耐衝突性および耐破壊性を有する。
好ましくは、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼のミクロ組織は、フェライト＋パーライトであり、ここで、フェライト相の体積分率は、鋼が良好な強度および靱性、ならびに耐衝突性および耐破壊性を有することを確保するために、９０％以上である。
好ましくは、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼は、３１５ＭＰａ以上の降伏強度、４４０～５７０ＭＰａの引張強度、２００Ｊ以上の－６０℃での衝撃エネルギー、１．５ｍｍ以上の－６０℃でのＣＴＯＤ（亀裂先端開口変位）、－７０℃以下のＮＤＴＴ（無延性遷移温度）、１８％以上の一様伸びＡｇ、および３８％以上の全伸びＡ５を有する。
本発明の別の目的は、耐衝突破壊性船体構造用鋼の製造方法を提供することである。この製造方法は、生産プロセスが単純であり、得られる船体構造用鋼は、優れた強度および靱性を有するのみならず、良好な耐衝突性および耐破壊性、ならびに破断および耐亀裂特性も有する。この鋼は、３１５ＭＰａ以上の降伏強度、４４０～５７０ＭＰａの引張強度、２００Ｊ以上の－６０℃での衝撃エネルギー、１．５ｍｍ以上の－６０℃でのＣＴＯＤ、－７０℃以下のＮＤＴＴ、１８％以上の一様伸びＡｇ、および３８％以上の全伸びＡ５を有し、良好な応用の見通しおよび高い応用価値を有する。
上述の目的を達成するために、本発明は、
（１）製錬および連続鋳造ステップ、
（２）加熱ステップ、
（３）制御された圧延ステップ、
（４）空冷ステップ、ならびに
（５）焼きならし熱処理ステップ：℃単位の焼きならし温度Ｔｑは、
（１）製錬および連続鋳造ステップ、
（２）加熱ステップ、
（３）制御された圧延ステップ、
（４）空冷ステップ、ならびに
（５）焼きならし熱処理ステップ：℃単位の焼きならし温度Ｔｑは、
を含む上述の耐衝突破壊性船体構造用鋼の製造方法を提供する。
本発明における製造方法のステップ（５）において、焼きならし温度：
これに対応して、本発明における上述のステップ（５）において、保持時間Ｔｈ＝１．５×ｔに制御するが、これは主に、鋼板を十分にオーステナイト化し、かつ鋼中の元素Ｃおよびマイクロアロイ元素を均質化するためである。
好ましくは、本発明におけるステップ（１）において、溶銑前処理、転炉製錬、ＬＦ精錬、ＲＨ精錬、介在物の有益な処理、および連続鋳造を順次実施し、介在物の有益な処理の段階で、ＣａＳおよびＭｎＳでコーティングされたコアとしてＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３を有するサイズ０．２～２．５μｍの複合介在物を形成し、このサイズ範囲内の複合介在物の数は、介在物総数の９５％以上を占める。
好ましくは、ステップ（１）において、転炉製錬の段階で、スラグ層の厚さ３５ｍｍ未満でスラグカットオフタッピングを実施し、ＬＦ精錬の段階で、スラグ中の質量パーセンテージでのＦｅＯおよびＭｎＯの含有量の合計は１％未満であり、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ）／（ＳｉＯ２＋Ｐ２Ｏ５）は９超であり、式中、各物質はそれらの対応する質量パーセンテージを表し、介在物の有益な処理の段階で、ＭｇおよびＣａをワイヤ供給速度１６０～３００ｍ／分で同時に供給する。
本発明における製造方法のステップ（１）において、転炉製錬の段階で、スラグカットオフタッピングを実施し、スラグ層の厚さを３５ｍｍ未満になるように制御し、その結果、鋼取鍋内のスラグの酸化性を低下させることができ、酸素活量の増加および溶鋼の再リン化を防止することができ、その後の白色スラグの生成および介在物の改質が促進される。
これに対応して、ＬＦ精錬の段階で、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ）／（ＳｉＯ２＋Ｐ２Ｏ５）（式中、各物質はその質量パーセンテージで置き換えられる）を９超になるように制御し、その結果、スラグが良好な脱リンおよび脱硫能力を有することを確保できる。鋼取鍋内の白色スラグ生成では、スラグ中の質量によるＦｅＯおよびＭｎＯの含有量の合計を１％未満になるように制御し、これによって、溶融スラグの還元性および完全な脱硫を確保し、それによって、溶鋼中の介在物の含有量を減少させ、鋼の強度および靱性、ならびに耐食性を改善することができる。
好ましくは、ステップ（２）において、スラブ加熱温度は、
ステップ（２）において、マイクロアロイ炭窒化物の十分な固溶を確保するために、スラブ加熱温度Ｔｈを上述の値に設定し、それによって、合金元素の均質化を促進し、鋼中の巨視的および微視的偏析を緩和し、異なる相および成分間の電位差の違いによる腐食一次セルの形成を低減し、したがって、鋼板の耐食性を改善する。
好ましくは、ステップ（３）において、初期圧延温度は、Ｔｓｒ＝０．９２Ｔｈ～０．９６Ｔｈを満たすＴｓｒであり、最終圧延温度は、
上述の技術的解決策では、初期圧延温度Ｔｓｒ＝０．９２Ｔｈ～０．９６Ｔｈに制御する主な理由は、鋼板をより高い温度で再結晶領域において圧延して十分に再結晶させることで、均一かつ等軸のオーステナイト結晶粒を形成することを確保することである。最終圧延温度
好ましくは、ステップ（３）において、シングルパス圧延圧下率は８～１２％であり、累積圧下率は６０％以上である。
シングルパス圧延圧下率は８～１２％に制御されるが、これは主に、鋼板が各パスで十分な再結晶駆動力を有すること、および鋼板の結晶粒を均質化して元のオーステナイトの結晶粒径を圧延後に２５～３０μｍに保つという条件を満たすのに十分な圧延パスとなることを確保するためである。上述の（３）のステップにおいて、累積圧下率は６０％以上になるように制御されるが、これは主に、十分な再結晶が鋼板のコアで起こって十分な均質化を達成することを確保し、それによって、コアの強度および靱性、ならびに破断および耐亀裂特性を確保するためである。
好ましくは、上述のステップ（５）において、空冷を保持後に実施し、空冷の冷却速度は０．２～０．５℃／秒である。これは主に、鋼板において９０％超のフェライト相比率を有するミクロ組織を形成するためである。
従来技術と比較して、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼およびその製造方法は、以下の利点および有益な効果を有する。
本発明は、鋼板が適切な強度特性、優れた衝撃靱性、ならびに良好な破断および耐亀裂特性を有しつつ、優れた耐衝突性および耐破損性を有するように、組成設計、組織制御、および生産プロセスなどの側面から設計されている。
従来技術と比較して、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼は、独自の組成設計技術、純鋼製錬技術、介在物の有益な制御技術、鋼均質化技術、ならびに結晶粒径制御およびミクロ組織制御技術を採用しており、それらによって、３１５ＭＰａの強度要件、良好な低温衝撃靱性、破断および耐亀裂特性、ならびに優れた耐衝突破壊性を満たす鋼を生産することができ、鋼は、組織、組成、およびプロセス設計において従来技術とは大きく異なる。
生産された本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼は、３１５ＭＰａ以上の降伏強度、４４０～５７０ＭＰａの引張強度、２００Ｊ以上の－６０℃での衝撃エネルギー、１．５ｍｍ以上の－６０℃でのＣＴＯＤ、－７０℃以下のＮＤＴＴ、１８％以上の一様伸びＡｇ、および３８％以上の全伸びＡ５を有し、超大型タンカー、液化石油ガス運搬船、液化天然ガス運搬船、ケミカルタンカー、およびコンテナ船などの超大型船舶の船体の構築に使用することができ、そのため、船舶の安全な運航を確保し、原油および化学薬品の漏出によって引き起こされる汚染を減少させることができ、非常に幅広い応用の見通しを有する。
以下、具体的な実施形態と組み合わせて、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼およびその製造方法をさらに説明および記載する。しかしながら、説明および記載は、本発明の技術的解決策に対する不適切な限定を構成するものではない。
実施形態１～６および比較例１
実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼および比較例１の比較鋼は、どちらも以下のステップによって製造する。
（１）以下の表１－１および表１－２に示される化学組成に従って製錬および鋳造を実施するステップ：溶銑前処理、転炉製錬、ＬＦ精錬、ＲＨ精錬、介在物の有益な処理、および連続鋳造を順次実施し、介在物の有益な処理の段階で、ＣａＳおよびＭｎＳでコーティングされたコアとしてＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３を有するサイズ０．２～２．５μｍの複合介在物を形成し、このサイズ範囲内の複合介在物の数は、介在物総数の９５％以上を占める。
転炉製錬の段階では、スラグ層の厚さ３５ｍｍ未満でスラグカットオフタッピングを実施し、ＬＦ精錬の段階で、質量によるスラグ中のＦｅＯおよびＭｎＯの含有量の合計を１％未満になるように制御し、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ）／（ＳｉＯ２＋Ｐ２Ｏ５）は９超であり、式中、各物質はその質量パーセンテージで置き換えられ、介在物の有益な処理の段階で、ＭｇおよびＣａをワイヤ供給速度１６０～３００ｍ／分で同時に供給する。
（２）加熱ステップ：スラブ加熱温度を℃単位の
実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼および比較例１の比較鋼は、どちらも以下のステップによって製造する。
（１）以下の表１－１および表１－２に示される化学組成に従って製錬および鋳造を実施するステップ：溶銑前処理、転炉製錬、ＬＦ精錬、ＲＨ精錬、介在物の有益な処理、および連続鋳造を順次実施し、介在物の有益な処理の段階で、ＣａＳおよびＭｎＳでコーティングされたコアとしてＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３を有するサイズ０．２～２．５μｍの複合介在物を形成し、このサイズ範囲内の複合介在物の数は、介在物総数の９５％以上を占める。
転炉製錬の段階では、スラグ層の厚さ３５ｍｍ未満でスラグカットオフタッピングを実施し、ＬＦ精錬の段階で、質量によるスラグ中のＦｅＯおよびＭｎＯの含有量の合計を１％未満になるように制御し、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ）／（ＳｉＯ２＋Ｐ２Ｏ５）は９超であり、式中、各物質はその質量パーセンテージで置き換えられ、介在物の有益な処理の段階で、ＭｇおよびＣａをワイヤ供給速度１６０～３００ｍ／分で同時に供給する。
（２）加熱ステップ：スラブ加熱温度を℃単位の
（３）制御された圧延ステップ：初期圧延温度をＴｓｒ＝０．９２Ｔｈ～０．９６Ｔｈに制御し、最終圧延温度を
（４）空冷ステップ：ならびに
（５）焼きならし熱処理ステップ：焼きならし温度を℃単位の
本発明では、実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼の化学組成設計および関連するプロセスが、すべて本発明の設計基準要件を満たすことに留意されたい。しかしながら、比較例１の比較鋼は、化学組成設計において本発明の設計基準要件を満たさないパラメータを有する。
実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼および比較例１の比較鋼のすべての化学元素の質量パーセンテージは、表１－１および表１－２に一覧にされている。
表１－２において、α＝６．１Ｃ＋０．９Ｍｎ＋１．５Ｖ、および
表２には、上述のプロセスステップにおける実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼および比較例１の比較鋼の具体的なプロセスパラメータが一覧にされている。
得られた実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼および比較例１の比較鋼をそれぞれサンプリングする。実施形態および比較例の完成した製品板を、引張試験、シャルピーＶノッチ衝撃試験、ＣＴＯＤ試験（鋼板の破壊靱性を試験するための指標）、およびＮＤＴＴ特性確認試験（鋼板の耐亀裂特性を測定するための重要な指標）にかけ、実施形態および比較例の試験結果を表３に一覧にする。
関連する測定方法は、以下の通りに示される。
引張試験：ＧＢ／Ｔ２２８．１に基づいて、厚さ５０ｍｍ未満の鋼板については全厚板状引張試験片を採用し、厚さ５０ｍｍ超の鋼板については棒状引張試験片を採用することによって、室温引張特性を試験する。
シャルピーＶノッチ衝撃試験：ＧＢ／Ｔ２２９に基づいて、シャルピーＶ型衝撃試験片を採用することによって、板厚のｔ／４の位置における－６０℃での衝撃特性を試験する。
ＣＴＯＤ試験：ＢＳ７４４８－１に基づいて、全厚ＣＴＯＤ試験片を採用することによって、－６０℃での材料の破壊靱性を試験する。
ＮＤＴＴ特性確認試験：ＧＢ／Ｔ６８０３－２００８に基づいて、試験片Ｐ３を採用することによって、材料の無延性遷移温度を試験する。
引張試験：ＧＢ／Ｔ２２８．１に基づいて、厚さ５０ｍｍ未満の鋼板については全厚板状引張試験片を採用し、厚さ５０ｍｍ超の鋼板については棒状引張試験片を採用することによって、室温引張特性を試験する。
シャルピーＶノッチ衝撃試験：ＧＢ／Ｔ２２９に基づいて、シャルピーＶ型衝撃試験片を採用することによって、板厚のｔ／４の位置における－６０℃での衝撃特性を試験する。
ＣＴＯＤ試験：ＢＳ７４４８－１に基づいて、全厚ＣＴＯＤ試験片を採用することによって、－６０℃での材料の破壊靱性を試験する。
ＮＤＴＴ特性確認試験：ＧＢ／Ｔ６８０３－２００８に基づいて、試験片Ｐ３を採用することによって、材料の無延性遷移温度を試験する。
表３には、実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼および比較例１の比較鋼の試験結果が一覧にされている。
表３から、実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼の総合特性は、比較例１の比較鋼の総合特性よりも明らかに優れていることが分かる。比較鋼と比較して、実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼は、一様伸びＡｇおよび全伸びＡ５が５０％以上大幅に増加している。
表３に示されるように、比較例１の比較鋼と比較して、実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼は、良好な強度および靱性、破断および耐亀裂特性、ならびに耐衝突性および耐破損性を有し、実施形態１～６の耐衝突破壊性船体構造用鋼は、３３０～３６０ＭＰａの降伏強度、４６０～４７０ＭＰａの引張強度、２０５Ｊ以上の－６０℃での衝撃エネルギー、１．５１ｍｍ以上の－６０℃でのＣＴＯＤ、－７５℃以下のＮＤＴＴ、１８．５％以上の一様伸びＡｇ、および３８．４％以上の全伸びＡ５を有する。
以上のことから、合理的な化学組成設計およびプロセス最適化によって、本発明における耐衝突破壊性船体構造用鋼が、適切な強度特性、優れた衝撃靱性、良好な破断および耐亀裂特性、ならびに優れた耐衝突性および耐破損性を同時に有し得ることが分かる。耐衝突破壊性船体構造用鋼は、超大型タンカー、液化石油ガス運搬船、液化天然ガス運搬船、ケミカルタンカー、およびコンテナ船などの超大型船舶の船体の構築に効果的に適用することができ、非常に幅広い応用の見通しを有する。
本発明における技術的特徴の組み合わせ方は、本発明の特許請求の範囲に記載されている組み合わせ方または特定の実施形態に記載されている組み合わせ方に限定されることはなく、本発明に記載されているすべての技術的特徴は、それらの間に矛盾がない限り、どのような手法でも自由に組み合わせるまたは組み込むことができることに留意されたい。
さらに、先に一覧にされている実施形態が本発明の特定の実施形態にすぎないことに留意されたい。明らかではあるが、本発明は上述の実施形態に限定されることはなく、当業者であれば、本発明の保護範囲内に含まれる同様の変更または変形形態を、本発明により開示されている内容から直接的に得るまたは容易に想到することができる。
Claims (15)
- 耐衝突破壊性船体構造用鋼であって、Ｆｅおよび不可避的不純物に加えて、上記鋼が、質量パーセンテージで以下の化学元素：
Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、および０＜Ｃａ≦０．００４％
をさらに含み、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である、耐衝突破壊性船体構造用鋼。 - 上記鋼が、質量パーセンテージで以下の化学元素：
Ｃ：０．０６～０．１２％、Ｓｉ：０．０５～０．６０％、Ｍｎ：１．３０～１．７０％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｔｉ：０．００５～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３％、０＜Ｃａ≦０．００４％、ならびに残部Ｆｅおよび不可避的不純物
を有し、０．０００５％≦Ｃａ＋Ｍｇ≦０．００４％である、請求項１に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼。 - 上記鋼が、質量パーセンテージで以下：
０＜Ｎｂ≦０．０４％、０＜Ｖ≦０．０５％、および０＜Ｂ≦０．０００５％
を満たすＮｂ、Ｖ、およびＢのうちの少なくとも１つをさらに含む、請求項１または２に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼。 - 上記鋼が、質量パーセンテージで以下：
Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ≦０．５％
を満たすＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、およびＣｕのうちの少なくとも１つをさらに含む、請求項１または２に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼。 - 上記不可避的不純物中のＰおよびＳの質量パーセンテージでの含有量が、以下：
Ｐ≦０．０１５％およびＳ≦０．００４０％
のうちの少なくとも１つを満たす、請求項１または２に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼。 - 上記化学元素の質量パーセンテージでの含有量が、以下の条件：
１．９≦α≦２．１（ここで、α＝６．１Ｃ＋０．９Ｍｎ＋１．５Ｖ）；
４．１≦β≦６．８（ここで、
- 上記鋼が、フェライト＋パーライトのミクロ組織を有し、フェライト相の体積分率が９０％以上である、請求項１または２に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼。
- 上記鋼が、３１５ＭＰａ以上の降伏強度、４４０～５７０ＭＰａの引張強度、２００Ｊ以上の－６０℃での衝撃エネルギー、１．５ｍｍ以上の－６０℃でのＣＴＯＤ、－７０℃以下のＮＤＴＴ、１８％以上の一様伸びＡｇ、および３８％以上の全伸びＡ５を有する、請求項１または２に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼。
- 請求項１～８のいずれか一項に記載の耐衝突破壊性船体構造用鋼の製造方法であって、
（１）製錬および連続鋳造ステップ、
（２）加熱ステップ、
（３）制御された圧延ステップ、
（４）空冷ステップ、ならびに
（５）焼きならし熱処理ステップ：℃単位の焼きならし温度Ｔｑは、
を含む製造方法。 - ステップ（１）において、溶銑前処理、転炉製錬、ＬＦ精錬、ＲＨ精錬、介在物の有益な処理、および連続鋳造を順次実施し、上記介在物の有益な処理の段階で、ＣａＳおよびＭｎＳでコーティングされたコアとしてＭｇＯ＋Ａｌ２Ｏ３を有するサイズ０．２～２．５μｍの複合介在物を形成し、このサイズ範囲内の複合介在物の数が、介在物総数の９５％以上を占める、請求項９に記載の製造方法。
- ステップ（１）において、上記転炉製錬の段階で、スラグ層の厚さ３５ｍｍ未満でスラグカットオフタッピングを実施し、上記ＬＦ精錬の段階で、スラグ中の質量パーセンテージでのＦｅＯおよびＭｎＯの含有量の合計が１％未満であり、（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ）／（ＳｉＯ２＋Ｐ２Ｏ５）が９超であり、式中、各物質がそれらの対応する質量パーセンテージを表し、上記介在物の有益な処理の段階で、ＭｇおよびＣａをワイヤ供給速度１６０～３００ｍ／分で同時に供給する、請求項１０に記載の製造方法。
- ステップ（２）において、スラブ加熱温度が、
- ステップ（３）において、初期圧延温度が、Ｔｓｒ＝０．９２Ｔｈ～０．９６Ｔｈを満たすＴｓｒであり、最終圧延温度が、
- ステップ（３）において、シングルパス圧延圧下率が８～１２％であり、累積圧下率が６０％以上である、請求項９または１３に記載の製造方法。
- ステップ（５）において、保持後に０．２～０．５℃／秒の冷却速度で空冷を実施する、請求項９に記載の製造方法。
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