JP3578126B2 - 耐衝突性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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＝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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、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０．００５〜０．０５％とする。
【００３２】
これらの発明は、強度を向上させるためＣｒ、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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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（Ａｒ３−１２０）℃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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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（Ａｒ３−１２０）℃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（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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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 Ｖｃ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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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２ｍｍ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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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＝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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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、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０．００５〜０．０５％とする。
【００３２】
これらの発明は、強度を向上させるためＣｒ、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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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（Ａｒ３−１２０）℃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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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（Ａｒ３−１２０）℃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（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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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 Ｖｃ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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【００６２】
【表１】
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。
【００６４】
【表２】
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。
【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２ｍｍ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】
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。
【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。
【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。
【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。
【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。
Claims (8)
- 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。 - 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。
- 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。
- 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。
- 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％、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。
- 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（Ａｒ３−１２０）℃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（Ａｒ３−１２０）℃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。
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