JPH11246934A - 溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11246934A JPH11246934A JP6607298A JP6607298A JPH11246934A JP H11246934 A JPH11246934 A JP H11246934A JP 6607298 A JP6607298 A JP 6607298A JP 6607298 A JP6607298 A JP 6607298A JP H11246934 A JPH11246934 A JP H11246934A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 タンカー等の船舶の衝突時に船体の破壊を最
小限にすることができる衝撃エネルギー吸収能に優れた
船体用鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜２．０％、を含有し、さらに必要に応
じて強化元素を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０
＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下であり、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなる板厚８ｍｍ以上の鋼板であって、
該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を含むことを特徴とする溶接
施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。
そして、この鋼板は鋳片を、直接もしくは加熱後、熱間
圧延を行い、Ａｒ3＋１００℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範
囲内で仕上げ圧延を終了し、その後、Ａｒ1＋１００℃
〜Ａｒ1℃の温度まで冷却速度２℃／ｓ以下で冷却し、
その後、さらに冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、２５
０〜４５０℃の温度範囲で冷却を停止することによって
製造する。
小限にすることができる衝撃エネルギー吸収能に優れた
船体用鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜２．０％、を含有し、さらに必要に応
じて強化元素を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０
＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下であり、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなる板厚８ｍｍ以上の鋼板であって、
該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を含むことを特徴とする溶接
施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。
そして、この鋼板は鋳片を、直接もしくは加熱後、熱間
圧延を行い、Ａｒ3＋１００℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範
囲内で仕上げ圧延を終了し、その後、Ａｒ1＋１００℃
〜Ａｒ1℃の温度まで冷却速度２℃／ｓ以下で冷却し、
その後、さらに冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、２５
０〜４５０℃の温度範囲で冷却を停止することによって
製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、板厚８ｍｍ以上の
船体用鋼板及びその製造方法に関し、特に、タンカーの
衝突による油流出事故に代表されるような船舶の衝突事
故が万一起きた場合でも、船舶の破壊を最小限にくい止
めることができる溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能
に優れた船体用鋼板及びその製造方法に関するものであ
る。
船体用鋼板及びその製造方法に関し、特に、タンカーの
衝突による油流出事故に代表されるような船舶の衝突事
故が万一起きた場合でも、船舶の破壊を最小限にくい止
めることができる溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能
に優れた船体用鋼板及びその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、タンカーの衝突、座礁等の海難事
故によって油が流出し、海洋汚染を引き起こして社会問
題となっている。
故によって油が流出し、海洋汚染を引き起こして社会問
題となっている。
【０００３】タンカーの海難事故では、特に６万トン以
上のタンカーでの油流出事故の発生率が高くなってお
り、６万トン以下の小型タンカーの海難での油流出事故
は少ない。
上のタンカーでの油流出事故の発生率が高くなってお
り、６万トン以下の小型タンカーの海難での油流出事故
は少ない。
【０００４】これは、小型タンカーの衝突事故では、タ
ンカーの大きさが小さいため衝突したタンカーが動いて
衝撃を弱め船体に穴が開く可能性が低いので、大規模な
油流出事故につながらないものと考えられる。一方、６
万トン以上のタンカーの衝突事故では、タンカーの船体
に穴が開き、大規模な油流出事故を起こして、海洋汚染
（環境汚染）を生じるため大きな社会問題となってい
る。
ンカーの大きさが小さいため衝突したタンカーが動いて
衝撃を弱め船体に穴が開く可能性が低いので、大規模な
油流出事故につながらないものと考えられる。一方、６
万トン以上のタンカーの衝突事故では、タンカーの船体
に穴が開き、大規模な油流出事故を起こして、海洋汚染
（環境汚染）を生じるため大きな社会問題となってい
る。
【０００５】そのため、最近の造船分野においては、タ
ンカーの油流出事故による海洋汚染を防止するために、
万一船舶同士が衝突事故を起こしてもその破壊を最小限
にくい止め、タンカーからの油流出や破損部からの浸水
等の被害を最小限にするための技術が検討されている。
ンカーの油流出事故による海洋汚染を防止するために、
万一船舶同士が衝突事故を起こしてもその破壊を最小限
にくい止め、タンカーからの油流出や破損部からの浸水
等の被害を最小限にするための技術が検討されている。
【０００６】その一つの技術として、船体用鋼板自体に
エネルギー吸収能を持たせて、船の衝突時に船体の破壊
を防止することが考えられるが、船体に使用される鋼板
自体の特性として、衝突時におけるエネルギー吸収能が
向上した鋼板は、未だ提案されていない。
エネルギー吸収能を持たせて、船の衝突時に船体の破壊
を防止することが考えられるが、船体に使用される鋼板
自体の特性として、衝突時におけるエネルギー吸収能が
向上した鋼板は、未だ提案されていない。
【０００７】衝突時の安全性が要求されるのは船以外で
は、自動車の衝突安全性が良く知られていて、自動車の
衝突時のエネルギー吸収メカニズムについては研究さ
れ、衝突時のエネルギーを吸収する自動車の構造、自動
車用鋼板については種々提案されている。しかしなが
ら、従来、タンカー等の船での衝突時のエネルギー吸収
能に関する鋼材面からの検討は、殆どなされていないの
が現状である。
は、自動車の衝突安全性が良く知られていて、自動車の
衝突時のエネルギー吸収メカニズムについては研究さ
れ、衝突時のエネルギーを吸収する自動車の構造、自動
車用鋼板については種々提案されている。しかしなが
ら、従来、タンカー等の船での衝突時のエネルギー吸収
能に関する鋼材面からの検討は、殆どなされていないの
が現状である。
【０００８】即ち、自動車の衝突エネルギーの吸収メカ
ニズムは、圧縮荷重下での座屈モードによりエネルギー
を吸収するものであって、具体的には薄鋼板の一ケ所の
座屈でなく、全体が種々の部分を節にしてゆるやかに座
屈し搭乗者を守る座屈モードとなっている。
ニズムは、圧縮荷重下での座屈モードによりエネルギー
を吸収するものであって、具体的には薄鋼板の一ケ所の
座屈でなく、全体が種々の部分を節にしてゆるやかに座
屈し搭乗者を守る座屈モードとなっている。
【０００９】これに対して、タンカーの衝突エネルギー
吸収メカニズムは、図１（ａ）〜（ｃ）にタンカー同士
の衝突の１例を模式図に示すと、（ａ）に示すように、
タンカー側壁部１に他のタンカーの舳先２が衝突した場
合には、まず（ｂ）に示すように、タンカーの舳先２の
全体がタンカー側壁部の平らな鋼板１にめり込んでくる
ので、鋼板１は大きく曲げ変形を受け、次いで（ｃ）に
示すように、鋼板１は、奥に引き伸ばされて大きく引っ
張られる。この衝突過程で鋼板が破壊（破れる）される
と、タンカーの油流出或は海水の浸水事故となる。
吸収メカニズムは、図１（ａ）〜（ｃ）にタンカー同士
の衝突の１例を模式図に示すと、（ａ）に示すように、
タンカー側壁部１に他のタンカーの舳先２が衝突した場
合には、まず（ｂ）に示すように、タンカーの舳先２の
全体がタンカー側壁部の平らな鋼板１にめり込んでくる
ので、鋼板１は大きく曲げ変形を受け、次いで（ｃ）に
示すように、鋼板１は、奥に引き伸ばされて大きく引っ
張られる。この衝突過程で鋼板が破壊（破れる）される
と、タンカーの油流出或は海水の浸水事故となる。
【００１０】したがって、タンカー同士の衝突時に油流
出等を生じさせないためには、衝突時の初期段階で鋼
板が大きく曲げられた時に、その曲げに耐えられるこ
と、次いで曲がっていない部分が大きく引き伸ばされ
引張り変形を起こすこととなるが、その部分が均一に伸
びて破断しないことが必要である。
出等を生じさせないためには、衝突時の初期段階で鋼
板が大きく曲げられた時に、その曲げに耐えられるこ
と、次いで曲がっていない部分が大きく引き伸ばされ
引張り変形を起こすこととなるが、その部分が均一に伸
びて破断しないことが必要である。
【００１１】このように、タンカーの衝突の場合は、変
形を起こしてもかまわないが、切れて破れなければ油流
出事故或は浸水事故とはならない。
形を起こしてもかまわないが、切れて破れなければ油流
出事故或は浸水事故とはならない。
【００１２】以上述べたように、自動車と船とは、衝突
エネルギーの吸収メカニズムが全く異なっているもので
あり、さらに、船の場合は鋼板を溶接することが必須で
あり、船体の破壊に深刻な影響を及ぼす溶接継手部の強
度も確保されねばならない。
エネルギーの吸収メカニズムが全く異なっているもので
あり、さらに、船の場合は鋼板を溶接することが必須で
あり、船体の破壊に深刻な影響を及ぼす溶接継手部の強
度も確保されねばならない。
【００１３】例えば、船舶用厚鋼板の強度は溶接性の観
点から３５０〜５５０ＭＰａであるが、自動車の衝突安
全性用部材の薄鋼板の強度は、６００〜１０００ＭＰａ
が一般的であり、高強度のために溶接性が悪いため、ア
ーク溶接を多用する造船では溶接部熱影響部の軟化問題
と溶接割れ問題の両方から使用不可能である。
点から３５０〜５５０ＭＰａであるが、自動車の衝突安
全性用部材の薄鋼板の強度は、６００〜１０００ＭＰａ
が一般的であり、高強度のために溶接性が悪いため、ア
ーク溶接を多用する造船では溶接部熱影響部の軟化問題
と溶接割れ問題の両方から使用不可能である。
【００１４】又、自動車の衝突安全性が要求される部材
に適用される鋼板は薄鋼板であるから、この薄鋼板に関
する技術を厚手鋼板に適用しても、冷却速度確保などの
観点から、板厚方向の均一性を保つのが難しい。そのた
め、造船用に使用されている板厚８ｍｍ以上のサイズの
もので衝突時の破壊防止を考慮した船体用鋼板は従来存
在していない。
に適用される鋼板は薄鋼板であるから、この薄鋼板に関
する技術を厚手鋼板に適用しても、冷却速度確保などの
観点から、板厚方向の均一性を保つのが難しい。そのた
め、造船用に使用されている板厚８ｍｍ以上のサイズの
もので衝突時の破壊防止を考慮した船体用鋼板は従来存
在していない。
【００１５】このような理由で、鋼板に要求される特性
が全く異なる自動車用の鋼板をそのまま船体用鋼板とし
て使用することはできないものである。
が全く異なる自動車用の鋼板をそのまま船体用鋼板とし
て使用することはできないものである。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、タンカー等
の船舶の衝突時に船体の破壊を最小限にすることができ
る溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用
鋼板及びその製造方法を提供することにある。
の船舶の衝突時に船体の破壊を最小限にすることができ
る溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用
鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、衝突時の大
きなエネルギーを吸収して船体の破壊を防止する溶接施
工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板とし
ては、鋼板が下記の性質を備えていることが必要である
ことを見い出した。 （イ） 曲げ部が加工硬化を充分にして、その後の変形
が平行部に分担されること。 （ロ）特に溶接継手部において主として起り易い曲げ部
が歪みを受けて脆化して、脆性破壊を生じないこと。 （ハ）平行部が伸ばされる際、延性亀裂の発生抵抗が大
きいこと。 （ニ）平行部が伸ばされる際、延性亀裂の伝播抵抗が大
きいこと。 （ホ）平行部が伸ばされる際、高い強度と伸びを有する
こと。 （ヘ）平行部が伸ばされる際、充分な加工硬化をするこ
と。
きなエネルギーを吸収して船体の破壊を防止する溶接施
工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板とし
ては、鋼板が下記の性質を備えていることが必要である
ことを見い出した。 （イ） 曲げ部が加工硬化を充分にして、その後の変形
が平行部に分担されること。 （ロ）特に溶接継手部において主として起り易い曲げ部
が歪みを受けて脆化して、脆性破壊を生じないこと。 （ハ）平行部が伸ばされる際、延性亀裂の発生抵抗が大
きいこと。 （ニ）平行部が伸ばされる際、延性亀裂の伝播抵抗が大
きいこと。 （ホ）平行部が伸ばされる際、高い強度と伸びを有する
こと。 （ヘ）平行部が伸ばされる際、充分な加工硬化をするこ
と。
【００１８】本発明者は、上記（イ）〜（ヘ）の性質の
内、特に衝突時のエネルギー吸収能に大きく影響を与え
る（ロ）及び（ホ）の特性を向上させた鋼板を得るた
め、鋼の成分及び鋼の組織等について研究した。その結
果、溶接施工性を確保できる鋼成分で、かつ厚鋼板特有
の現象として、少なくとも鋼板の表裏層のみに残留γを
存在させた組織とすれば溶接施工性が良好で、かつ衝撃
エネルギー吸収能に優れた厚鋼板が得られることを知見
し本発明を完成した。
内、特に衝突時のエネルギー吸収能に大きく影響を与え
る（ロ）及び（ホ）の特性を向上させた鋼板を得るた
め、鋼の成分及び鋼の組織等について研究した。その結
果、溶接施工性を確保できる鋼成分で、かつ厚鋼板特有
の現象として、少なくとも鋼板の表裏層のみに残留γを
存在させた組織とすれば溶接施工性が良好で、かつ衝撃
エネルギー吸収能に優れた厚鋼板が得られることを知見
し本発明を完成した。
【００１９】本発明の要旨は、以下の通りである。
【００２０】（１） 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１
７％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．
０％、Ａｌ：０．０２〜２．０％、を含有し、かつＰＣ
Ｍ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下で
あり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる板厚８ｍｍ
以上の鋼板であって、該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
ことを特徴とする溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能
に優れた船体用鋼板。
７％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．
０％、Ａｌ：０．０２〜２．０％、を含有し、かつＰＣ
Ｍ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下で
あり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる板厚８ｍｍ
以上の鋼板であって、該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
ことを特徴とする溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能
に優れた船体用鋼板。
【００２１】（２） さらに、重量％で、Ｎｂ：０．０
０１〜０．１％Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ
＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋
Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０）が０．２２以下で
あすることを特徴とする請求項１に記載の溶接施工性及
び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。
０１〜０．１％Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ
＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋
Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０）が０．２２以下で
あすることを特徴とする請求項１に記載の溶接施工性及
び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。
【００２２】（３） さらに、重量％で、Ｃａ：０．０
００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１
％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％ Ｂ：０．０００１〜０．００１％のうちの１種又は２種
以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）が０．２２以下であることを特徴
とする請求項１または２に記載の溶接施工性及び衝撃エ
ネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。
００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１
％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％ Ｂ：０．０００１〜０．００１％のうちの１種又は２種
以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）が０．２２以下であることを特徴
とする請求項１または２に記載の溶接施工性及び衝撃エ
ネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。
【００２３】（４） 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．
１７％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ａｌ：０．０２〜２．０％を含有し、かつＰ
ＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下
であり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋳片を、
直接もしくは加熱後、熱間圧延を行い、Ａｒ3＋１００
℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範囲内で仕上げ圧延を終了
し、その後、Ａｒ3もしくは仕上げ圧延終了温度のいず
れか低い方の温度からＡｒ1＋１００℃〜Ａｒ1℃の温度
まで冷却速度２℃／ｓ以下で冷却し、その後、さらに冷
却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、２５０〜４５０℃の温
度範囲で冷却を停止することを特徴とする溶接施工性及
び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板の製造方
法。
１７％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ａｌ：０．０２〜２．０％を含有し、かつＰ
ＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下
であり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋳片を、
直接もしくは加熱後、熱間圧延を行い、Ａｒ3＋１００
℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範囲内で仕上げ圧延を終了
し、その後、Ａｒ3もしくは仕上げ圧延終了温度のいず
れか低い方の温度からＡｒ1＋１００℃〜Ａｒ1℃の温度
まで冷却速度２℃／ｓ以下で冷却し、その後、さらに冷
却速度１０℃／ｓ以上で冷却し、２５０〜４５０℃の温
度範囲で冷却を停止することを特徴とする溶接施工性及
び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板の製造方
法。
【００２４】（５） 鋳片が、さらに重量％で、Ｎｂ：
０．００１〜０．１％Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００１〜０．０５％、Ｔａ：０．００１〜０．
１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１
〜１．０％のうちの１種又は２種以上を含有し、かつＰ
ＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０）が０．
２２以下であすることを特徴とする請求項４に記載の溶
接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板
の製造方法。
０．００１〜０．１％Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００１〜０．０５％、Ｔａ：０．００１〜０．
１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜
１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１
〜１．０％のうちの１種又は２種以上を含有し、かつＰ
ＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０）が０．
２２以下であすることを特徴とする請求項４に記載の溶
接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板
の製造方法。
【００２５】（６） 鋳片が、さらに重量％で、Ｃａ：
０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．
０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％ Ｂ：０．０００１〜０．００１％のうちの１種又は２種
以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）が０．２２以下であることを特徴
とする請求項４または５に記載の溶接施工性及び衝撃エ
ネルギー吸収能に優れた船体用鋼板の製造方法。
０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．
０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％ Ｂ：０．０００１〜０．００１％のうちの１種又は２種
以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）が０．２２以下であることを特徴
とする請求項４または５に記載の溶接施工性及び衝撃エ
ネルギー吸収能に優れた船体用鋼板の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。
る。
【００２７】本発明者は、船体の衝撃エネルギー吸収能
と鋼材の機械的特性の関係を調査した。
と鋼材の機械的特性の関係を調査した。
【００２８】その結果、衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）
と鋼材の機械的特性の関係として、鋼材の伸び特性（Ｅ
Ｌ）と強度特性（ＹＰ、ＴＳ）の両者が優れていること
が衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）を向上させるために必
要であることを見い出した。なお、機械的特性は、日本
海事協会鋼船規則集にあるＵ１号試験片を用いて評価し
た。
と鋼材の機械的特性の関係として、鋼材の伸び特性（Ｅ
Ｌ）と強度特性（ＹＰ、ＴＳ）の両者が優れていること
が衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）を向上させるために必
要であることを見い出した。なお、機械的特性は、日本
海事協会鋼船規則集にあるＵ１号試験片を用いて評価し
た。
【００２９】一般に材料が破断するまでのエネルギー吸
収は、正確には、応力をσ、変位をεとすると ∫σｄε で求まるが、これを鋼板に当てはめて、応力としてフロ
ーストレス：（ＹＰ＋ＴＳ）／２、変位として破断伸
び：ＥＬを用いれば、近似的にエネルギー吸収は、 （ＹＰ＋ＴＳ）×ＥＬ／２ と表わせる。船体衝突時の船側変形挙動が、部材の引張
特性に支配されることは、Ｔ．Ｉｓｈｉｋａｗａらが１
５ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅ
ｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ，１９９６，Ｂｏｏｋ Ｎｏ．
Ｇ００９８７−１９９６において破壊の数値シミュレー
ションで示したとおりであり、したがって、上記の指標
は、船体衝突時の船体用鋼板のエネルギー吸収能と対応
関係にあるといえる。したがって、衝撃エネルギー吸収
能ＥＡは、 ＥＡ＝（ＹＰ＋ＴＳ）／２×ＥＬ で表示できる。
収は、正確には、応力をσ、変位をεとすると ∫σｄε で求まるが、これを鋼板に当てはめて、応力としてフロ
ーストレス：（ＹＰ＋ＴＳ）／２、変位として破断伸
び：ＥＬを用いれば、近似的にエネルギー吸収は、 （ＹＰ＋ＴＳ）×ＥＬ／２ と表わせる。船体衝突時の船側変形挙動が、部材の引張
特性に支配されることは、Ｔ．Ｉｓｈｉｋａｗａらが１
５ｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅ
ｎｃｅ ｏｎ ＯＭＡＥ，１９９６，Ｂｏｏｋ Ｎｏ．
Ｇ００９８７−１９９６において破壊の数値シミュレー
ションで示したとおりであり、したがって、上記の指標
は、船体衝突時の船体用鋼板のエネルギー吸収能と対応
関係にあるといえる。したがって、衝撃エネルギー吸収
能ＥＡは、 ＥＡ＝（ＹＰ＋ＴＳ）／２×ＥＬ で表示できる。
【００３０】現行の一般に用いられている船体用鋼板の
衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）を上記式に従って調査し
たところ、ＥＡは１００ＭＰａ程度であった。本発明の
目標は、この従来の鋼板の衝撃エネルギー吸収能（Ｅ
Ａ）よりも少なくとも約２０％以上大きい、即ち、衝撃
エネルギー吸収能１２０ＭＰａ以上、特に１３０ＭＰａ
以上を有する鋼板を得ることである。
衝撃エネルギー吸収能（ＥＡ）を上記式に従って調査し
たところ、ＥＡは１００ＭＰａ程度であった。本発明の
目標は、この従来の鋼板の衝撃エネルギー吸収能（Ｅ
Ａ）よりも少なくとも約２０％以上大きい、即ち、衝撃
エネルギー吸収能１２０ＭＰａ以上、特に１３０ＭＰａ
以上を有する鋼板を得ることである。
【００３１】衝撃エネルギー吸収能は、前記式から明ら
かなように伸び特性ＥＬが大きな影響を与える。そのた
め本発明においては鋼板の伸びを確保するために、鋼の
組織をフェライト相（α）のマトリックスとした。とこ
ろが、マトリックスがフェライト相（α）の鋼は、強度
特性である降伏点（ＹＰ）と引張り強さ（ＴＳ）が低い
ため、衝撃エネルギー吸収能を高くすることはできな
い。しかも、強度特性であるＹＰ、ＴＳは、伸び特性Ｅ
Ｌとは相反する性質であって、両者を同時に向上させる
ことは一般に困難とされている。
かなように伸び特性ＥＬが大きな影響を与える。そのた
め本発明においては鋼板の伸びを確保するために、鋼の
組織をフェライト相（α）のマトリックスとした。とこ
ろが、マトリックスがフェライト相（α）の鋼は、強度
特性である降伏点（ＹＰ）と引張り強さ（ＴＳ）が低い
ため、衝撃エネルギー吸収能を高くすることはできな
い。しかも、強度特性であるＹＰ、ＴＳは、伸び特性Ｅ
Ｌとは相反する性質であって、両者を同時に向上させる
ことは一般に困難とされている。
【００３２】つまり、マトリックスをフェライト相の鋼
とすることによって、伸び特性が改善されるが、伸びが
向上すれば引張り強さ等の強度特性が低下するので、マ
トリックスをフェライト相の鋼とするだけでは、衝撃エ
ネルギー吸収能の向上に限度がある。
とすることによって、伸び特性が改善されるが、伸びが
向上すれば引張り強さ等の強度特性が低下するので、マ
トリックスをフェライト相の鋼とするだけでは、衝撃エ
ネルギー吸収能の向上に限度がある。
【００３３】そこで、伸び特性を確保しつつ、強度特性
である降伏点ＹＰ＋引張強さＴＳを増加させる手段とし
て、フェライト相中に残留γを微細に分散させることに
着目し、残留γの分散状態等について研究した。
である降伏点ＹＰ＋引張強さＴＳを増加させる手段とし
て、フェライト相中に残留γを微細に分散させることに
着目し、残留γの分散状態等について研究した。
【００３４】薄鋼板において強度、伸びバランスを向上
させる技術としては残留γ鋼が知られているが、この技
術を板厚８ｍｍ以上の厚手鋼板に適用しても、冷却速度
確保等の観点から板厚方向の均一性を保つことが困難で
あって、薄鋼板についての技術をそのまま適用し得な
い。そこで、本発明では厚手鋼板の特有の問題となる板
厚方向の残留γの存在を制御することにより、伸び特性
を維持したままで強度特性を向上させることについて試
験した。その結果、少なくとも鋼板の表裏層のみに残留
γを存在させれば強度特性が改善できることを知見し
た。
させる技術としては残留γ鋼が知られているが、この技
術を板厚８ｍｍ以上の厚手鋼板に適用しても、冷却速度
確保等の観点から板厚方向の均一性を保つことが困難で
あって、薄鋼板についての技術をそのまま適用し得な
い。そこで、本発明では厚手鋼板の特有の問題となる板
厚方向の残留γの存在を制御することにより、伸び特性
を維持したままで強度特性を向上させることについて試
験した。その結果、少なくとも鋼板の表裏層のみに残留
γを存在させれば強度特性が改善できることを知見し
た。
【００３５】本発明では、残留γの存在を特定するため
に、残留γ量（面積率）の測定方法を以下のようにして
行った。
に、残留γ量（面積率）の測定方法を以下のようにして
行った。
【００３６】まず、鋼板表面からの距離ａの位置のＺ断
面を切断或は切削等により形成し、次いで、Ｚ断面をエ
ッチングし、エッチング組織を顕微鏡で観察し、残留γ
が存在していることを確認した。次いで、Ｚ断面の全体
に占める残留γの面積率を測定した。測定は、ポイント
カウンティングやコンピュータによる画像解析などで行
うことができる。
面を切断或は切削等により形成し、次いで、Ｚ断面をエ
ッチングし、エッチング組織を顕微鏡で観察し、残留γ
が存在していることを確認した。次いで、Ｚ断面の全体
に占める残留γの面積率を測定した。測定は、ポイント
カウンティングやコンピュータによる画像解析などで行
うことができる。
【００３７】上記測定方法に従って、鋼板表面からの距
離ａの位置を変更しながら、残留γの面積率を測定する
と図２に示すように、鋼板表面からの距離ａと残留γ面
積率Ｆとの関係の図が得られる。
離ａの位置を変更しながら、残留γの面積率を測定する
と図２に示すように、鋼板表面からの距離ａと残留γ面
積率Ｆとの関係の図が得られる。
【００３８】このようにして、板厚ｔが異なる種々の鋼
板について鋼板表面からの距離ａと残留γ面積率との関
係を測定した。その測定結果に基づき、距離／板厚（ａ
／ｔ）と残留γ面積率Ｆ（％）との関係を求めると図３
に示すようになった。
板について鋼板表面からの距離ａと残留γ面積率との関
係を測定した。その測定結果に基づき、距離／板厚（ａ
／ｔ）と残留γ面積率Ｆ（％）との関係を求めると図３
に示すようになった。
【００３９】次いで、鋼板の強度特性を改善するには少
なくとも１％の残留γが必要であり、そしてその最大値
は２０％が限度であるから、残留γが１〜２０％含まれ
る領域の最大厚みをａγとし、最大厚みａγと衝撃エネ
ルギー吸収能ＥＡとの関係を求めた。
なくとも１％の残留γが必要であり、そしてその最大値
は２０％が限度であるから、残留γが１〜２０％含まれ
る領域の最大厚みをａγとし、最大厚みａγと衝撃エネ
ルギー吸収能ＥＡとの関係を求めた。
【００４０】図４は、最大厚みのａγと衝撃エネルギー
吸収能ＥＡとの関係を示す図である。
吸収能ＥＡとの関係を示す図である。
【００４１】図４に示すように、ａγが板厚の１／８
（＝０．１２５）以上となると衝撃エネルギー吸収能
が、本発明で目標とする１２０ＭＰａ以上となることを
見い出した。
（＝０．１２５）以上となると衝撃エネルギー吸収能
が、本発明で目標とする１２０ＭＰａ以上となることを
見い出した。
【００４２】このように、鋼板中に残留γを存在させる
ためには、オーステナイト安定化元素であるＣを多く含
有する鋼材を用い、加熱して高温域で安定なγ相を形成
させ、その後これを急冷することにより常温で安定な残
留γとするものである。急冷の限界冷却速度は１０℃／
ｓであって、それ未満では残留γを生成し得ない。
ためには、オーステナイト安定化元素であるＣを多く含
有する鋼材を用い、加熱して高温域で安定なγ相を形成
させ、その後これを急冷することにより常温で安定な残
留γとするものである。急冷の限界冷却速度は１０℃／
ｓであって、それ未満では残留γを生成し得ない。
【００４３】以上の試験結果から明らかなように、鋼成
分を選択し、少なくとも鋼板板厚の１／８以上の表裏層
に面積率で１．０〜２０％の残留γを含有させれば、衝
撃エネルギー吸収能の高い鋼板が得られることが確認で
きた。
分を選択し、少なくとも鋼板板厚の１／８以上の表裏層
に面積率で１．０〜２０％の残留γを含有させれば、衝
撃エネルギー吸収能の高い鋼板が得られることが確認で
きた。
【００４４】また、残留γをフェライトマトリックス中
に微細分散させることにより耐延性破壊性能をも向上さ
せることができる。つまり、一般に鋼材の延性破壊のメ
カニズムは、フェライトマトリックス中に硬い第二相が
存在した鋼材を引き伸ばした時、硬い第二相は変形せず
に第二相の周りが剥がれて、第二相の周りに穴（ボイ
ド）が生じ、鋼材中に第二相を核として多数のボイドが
発生することとなる。そして、更に引き伸ばすと多数の
ボイドが合体し、目に見える亀裂となり、次いで、この
亀裂が伝播して延性破壊が生じるというメカニズムが通
常である。
に微細分散させることにより耐延性破壊性能をも向上さ
せることができる。つまり、一般に鋼材の延性破壊のメ
カニズムは、フェライトマトリックス中に硬い第二相が
存在した鋼材を引き伸ばした時、硬い第二相は変形せず
に第二相の周りが剥がれて、第二相の周りに穴（ボイ
ド）が生じ、鋼材中に第二相を核として多数のボイドが
発生することとなる。そして、更に引き伸ばすと多数の
ボイドが合体し、目に見える亀裂となり、次いで、この
亀裂が伝播して延性破壊が生じるというメカニズムが通
常である。
【００４５】ところが、本発明のようにボイドの発生核
となる残留γを小さいコロニ−（固り）として微細に分
散させておくと、ボイドの発生を抑えて良く伸び、切れ
にくくなる。
となる残留γを小さいコロニ−（固り）として微細に分
散させておくと、ボイドの発生を抑えて良く伸び、切れ
にくくなる。
【００４６】つまり、微細に分散した残留γの占積率が
大きくなると、延性亀裂発生限界歪を低下させ、また鋼
板が降伏してもα相の変形を拘束し、鋼板の強度を上昇
させる効果がある。
大きくなると、延性亀裂発生限界歪を低下させ、また鋼
板が降伏してもα相の変形を拘束し、鋼板の強度を上昇
させる効果がある。
【００４７】したがって、衝撃エネルギー吸収能を向上
させ、かつ延性破壊を防止するためには、残留γの寸法
を円相当平均粒径で５μｍ以下、特に３μｍ以下にする
ことが好ましい。
させ、かつ延性破壊を防止するためには、残留γの寸法
を円相当平均粒径で５μｍ以下、特に３μｍ以下にする
ことが好ましい。
【００４８】次に、本発明鋼の成分の限定理由を説明す
る。
る。
【００４９】Ｃは、高温域でのγ相安定化元素であると
共に鋼板の強度を上昇させるのに最も安価かつ有効な元
素であり、残留γ相形成及び強度確保のためには０．０
５％以上が必要であるが、０．１７％超となると溶接
性、溶接継手靭性を劣化させるので好ましくない。この
ため、Ｃは０．０５〜０．１７％とした。
共に鋼板の強度を上昇させるのに最も安価かつ有効な元
素であり、残留γ相形成及び強度確保のためには０．０
５％以上が必要であるが、０．１７％超となると溶接
性、溶接継手靭性を劣化させるので好ましくない。この
ため、Ｃは０．０５〜０．１７％とした。
【００５０】Ｓｉは、鋼の脱酸及び残留γ相の生成を容
易にする元素として０．０５％以上必要であるが、１．
０％を超えると溶接性、溶接継手靭性を劣化させるの
で、０．０５〜１．０％とした。
易にする元素として０．０５％以上必要であるが、１．
０％を超えると溶接性、溶接継手靭性を劣化させるの
で、０．０５〜１．０％とした。
【００５１】Ｍｎは、鋼の靭性を確保し、かつ強度を上
昇させるために０．５％以上必要であるが、２．０％超
となると溶接性を劣化させるので、０．５〜２．０％と
した。
昇させるために０．５％以上必要であるが、２．０％超
となると溶接性を劣化させるので、０．５〜２．０％と
した。
【００５２】Ａｌは、鋼の脱酸元素として最も重要な元
素であり、また残留γ相の生成を容易にする元素として
０．００１％以上必要であるが、２．０％超で溶接性を
劣化させるので、０．００１〜２．０％とした。
素であり、また残留γ相の生成を容易にする元素として
０．００１％以上必要であるが、２．０％超で溶接性を
劣化させるので、０．００１〜２．０％とした。
【００５３】本発明の第１発明の鋼は以上を基本成分と
するが、現状の製鋼技術で不可避的に含有される不純物
元素であるＰは、特に規制する必要はないが、靭性、溶
接性確保の観点から０．２５％以下とすることが好まし
く、０．０１％以下（０％を含む）であれば更に良い。
また、同様に不純物元素であるＳ及びＮについては、そ
れぞれ靭性、伸び確保の観点から、０．２５％以下（０
％を含む）及び０．１％以下（０％を含む）とすること
が好ましい。しかし、これらの不純物元素は衝撃エネル
ギー吸収能の観点からいずれも低い方が望ましい。た
だ、ＮについてはＴｉ等の元素と共存して溶接性を改善
する場合があり、その場合は、例えば０．００２〜０．
００６％の範囲に制御されることがある。
するが、現状の製鋼技術で不可避的に含有される不純物
元素であるＰは、特に規制する必要はないが、靭性、溶
接性確保の観点から０．２５％以下とすることが好まし
く、０．０１％以下（０％を含む）であれば更に良い。
また、同様に不純物元素であるＳ及びＮについては、そ
れぞれ靭性、伸び確保の観点から、０．２５％以下（０
％を含む）及び０．１％以下（０％を含む）とすること
が好ましい。しかし、これらの不純物元素は衝撃エネル
ギー吸収能の観点からいずれも低い方が望ましい。た
だ、ＮについてはＴｉ等の元素と共存して溶接性を改善
する場合があり、その場合は、例えば０．００２〜０．
００６％の範囲に制御されることがある。
【００５４】本発明は、上記基本成分に、更に母材の強
化成分である選択元素を１種又は２種以上添加すること
を第２発明とする。
化成分である選択元素を１種又は２種以上添加すること
を第２発明とする。
【００５５】強化成分である選択元素の限定理由につい
て説明する。
て説明する。
【００５６】Ｎｂは、０．００１％以上の添加により母
材の強度上昇に有効であるが、０．１％超となると溶接
性を劣化させるので、０．００１〜０．１％とした。
材の強度上昇に有効であるが、０．１％超となると溶接
性を劣化させるので、０．００１〜０．１％とした。
【００５７】Ｖは、０．００１％以上の添加により母材
の強度上昇に有効であるが、０．１％超となると溶接性
を劣化させるので、０．００１〜０．１％とした。
の強度上昇に有効であるが、０．１％超となると溶接性
を劣化させるので、０．００１〜０．１％とした。
【００５８】Ｔｉは、０．００１％以上の添加で複合酸
化物、Ｔｉ窒化物等を形成して母材の強度上昇に有効で
あるが、０．０５％超となるとＨＡＺ靭性の低下を招き
溶接性を劣化させるので、０．００１〜０．０５％とし
た。
化物、Ｔｉ窒化物等を形成して母材の強度上昇に有効で
あるが、０．０５％超となるとＨＡＺ靭性の低下を招き
溶接性を劣化させるので、０．００１〜０．０５％とし
た。
【００５９】Ｔａは、０．００１％以上の添加により母
材の強度上昇に有効であるが、０．１％超となると溶接
性を劣化させるので、０．００１〜０．１％とした。
材の強度上昇に有効であるが、０．１％超となると溶接
性を劣化させるので、０．００１〜０．１％とした。
【００６０】Ｃｒは、０．０１％以上の添加で焼入れ性
を向上し母材の強度確保に有効であるが、１．０％超と
なると溶接性を劣化させると共に低温靭性をも劣化させ
るので、０．１〜１．０％とした。
を向上し母材の強度確保に有効であるが、１．０％超と
なると溶接性を劣化させると共に低温靭性をも劣化させ
るので、０．１〜１．０％とした。
【００６１】Ｎｉは、０．０１％以上の添加で母材の靭
性、強度向上に有効であるが、１．０％超となると溶接
性を劣化させると共にコスト高となるので、０．０１〜
１．０％とした。
性、強度向上に有効であるが、１．０％超となると溶接
性を劣化させると共にコスト高となるので、０．０１〜
１．０％とした。
【００６２】Ｍｏは、０．０１％以上の添加で、母材の
焼入れ性を向上し強度確保に有効であるが、１．０％超
となると溶接性を劣化させると共に低温靭性を劣化させ
るので、０．０１〜１．０％とした。
焼入れ性を向上し強度確保に有効であるが、１．０％超
となると溶接性を劣化させると共に低温靭性を劣化させ
るので、０．０１〜１．０％とした。
【００６３】Ｃｕは、０．０１％以上の添加で母材の強
度上昇に有効であるが、１．０％超で熱間割れが生じや
すくなり、溶接性をも劣化させるので、０．０１〜１．
０％とした。
度上昇に有効であるが、１．０％超で熱間割れが生じや
すくなり、溶接性をも劣化させるので、０．０１〜１．
０％とした。
【００６４】また、本発明では、母材の伸び改善のため
に選択元素を１種又は２種以上添加することを第３発明
とする。
に選択元素を１種又は２種以上添加することを第３発明
とする。
【００６５】伸び改善のための選択元素の限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
【００６６】Ｃａは、０．０００１％以上の添加で伸び
向上に有害なＳを固定し、伸び改善に有効であるが、
０．０１％超となると溶接性を劣化するので、０．００
０１〜０．０１％とした。
向上に有害なＳを固定し、伸び改善に有効であるが、
０．０１％超となると溶接性を劣化するので、０．００
０１〜０．０１％とした。
【００６７】Ｍｇは、０．０００１％以上の添加で伸び
向上に有害なＳを固定し、伸び改善に有効であるが、
０．０１％超となると溶接性を劣化するので、０．００
０１〜０．０１％とした。
向上に有害なＳを固定し、伸び改善に有効であるが、
０．０１％超となると溶接性を劣化するので、０．００
０１〜０．０１％とした。
【００６８】ＲＥＭ（希土類元素）は、０．００１％以
上の添加で伸び向上に有害なＳを固定し、伸び改善に有
効であるが、０．０５％超で溶接性を劣化し、かつ高価
であるから、０．００１〜０．０５％とした。
上の添加で伸び向上に有害なＳを固定し、伸び改善に有
効であるが、０．０５％超で溶接性を劣化し、かつ高価
であるから、０．００１〜０．０５％とした。
【００６９】Ｂは、焼入性を改善する元素であって、
０．０００１％以上で有効であるが、０．００１％を超
えると溶接性を劣化するので、０．０００１〜０．００
１％とした。
０．０００１％以上で有効であるが、０．００１％を超
えると溶接性を劣化するので、０．０００１〜０．００
１％とした。
【００７０】また、溶接が多用される船体用鋼板におい
ては、溶接割れが生じない等の溶接継手部の強度を確保
しなければならない。
ては、溶接割れが生じない等の溶接継手部の強度を確保
しなければならない。
【００７１】そこで、本発明では、溶接部熱影響部の軟
化や溶接割れが生じない鋼成分について検討した。その
結果、溶接施工性の指標となる下記式に従う鋼の成分間
の関係式ＰＣＭを０．２２以下に規制すればよいことを
見い出した。
化や溶接割れが生じない鋼成分について検討した。その
結果、溶接施工性の指標となる下記式に従う鋼の成分間
の関係式ＰＣＭを０．２２以下に規制すればよいことを
見い出した。
【００７２】ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃ
ｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／
１０＋５Ｂ 即ち、ＰＣＭが０．２２超となると、残留γを含有する
鋼板では溶接割れが生じ易くなり、その結果として５０
℃以上の予熱が必要となる。このため、溶接施工性、作
業性が害されコストの大幅上昇を伴うこととなる。
ｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／
１０＋５Ｂ 即ち、ＰＣＭが０．２２超となると、残留γを含有する
鋼板では溶接割れが生じ易くなり、その結果として５０
℃以上の予熱が必要となる。このため、溶接施工性、作
業性が害されコストの大幅上昇を伴うこととなる。
【００７３】したがって、本発明では、ＰＣＭを０．２
２以下とした。
２以下とした。
【００７４】また、本発明では鋼板の板厚を８ｍｍ以上
と限定したが、これはタンカーの衝突事故により、船体
に穴が開いて油流出事故、或は浸水事故を起こすタンカ
ーの大きさが６万トン以上のクラスのタンカーであっ
て、このクラスのタンカーの船体用鋼板としては強度確
保等の観点で８ｍｍ以上、特に８〜２５ｍｍの板厚の鋼
板を使用する必要がある。したがって、本発明において
は鋼板の板厚を８ｍｍ以上とした。なお、板厚の上限は
船体の大きさ等に応じて決まるものである。
と限定したが、これはタンカーの衝突事故により、船体
に穴が開いて油流出事故、或は浸水事故を起こすタンカ
ーの大きさが６万トン以上のクラスのタンカーであっ
て、このクラスのタンカーの船体用鋼板としては強度確
保等の観点で８ｍｍ以上、特に８〜２５ｍｍの板厚の鋼
板を使用する必要がある。したがって、本発明において
は鋼板の板厚を８ｍｍ以上とした。なお、板厚の上限は
船体の大きさ等に応じて決まるものである。
【００７５】次いで、フェライトマトリックス中に残留
γを微細に分散させる本発明の鋼板の製造方法について
説明する。
γを微細に分散させる本発明の鋼板の製造方法について
説明する。
【００７６】残留γを微細に分散させるには制御圧延が
有効である。即ち、鋳片を直接又はＡｃ3以上の温度に
加熱後、熱間圧延を行い、かつ圧延終了温度をＡｒ3＋
１００℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範囲とする。これによ
ってγ粒が細かくなる。このような温度範囲とするの
は、仕上圧延温度がＡｒ3＋１００℃超となるとγ粒が
成長してが粗大化し、γ粒の微細化を図ることができな
くなる。またＡｒ3−５０℃未満では細粒α生成による
γへのＣ、Ｓｉなどの濃縮が不充分となり、残留γが生
成しなくなるからである。したがって、本発明では、圧
延仕上温度をＡｒ3＋１００℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範
囲とした。
有効である。即ち、鋳片を直接又はＡｃ3以上の温度に
加熱後、熱間圧延を行い、かつ圧延終了温度をＡｒ3＋
１００℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範囲とする。これによ
ってγ粒が細かくなる。このような温度範囲とするの
は、仕上圧延温度がＡｒ3＋１００℃超となるとγ粒が
成長してが粗大化し、γ粒の微細化を図ることができな
くなる。またＡｒ3−５０℃未満では細粒α生成による
γへのＣ、Ｓｉなどの濃縮が不充分となり、残留γが生
成しなくなるからである。したがって、本発明では、圧
延仕上温度をＡｒ3＋１００℃〜Ａｒ3−５０℃の温度範
囲とした。
【００７７】次いで、圧延後、Ａｒ1＋１００℃〜Ａｒ1
の温度まで冷却速度２℃／ｓ以下で徐冷或は空冷するこ
とによってαマトリックスの細粒化を促進すると共に、
その後の急冷により残留γが微細に分散した鋼板が得ら
れる。冷却速度を２℃／ｓ以下とするのは、フェライト
（α）を安定的に生成させ、その量の制御が容易にでき
るからである。２℃／ｓ超となると、フェライト（α）
が生成しにくくなり、代わりにベイナイト等の相が生成
するので好ましくない。
の温度まで冷却速度２℃／ｓ以下で徐冷或は空冷するこ
とによってαマトリックスの細粒化を促進すると共に、
その後の急冷により残留γが微細に分散した鋼板が得ら
れる。冷却速度を２℃／ｓ以下とするのは、フェライト
（α）を安定的に生成させ、その量の制御が容易にでき
るからである。２℃／ｓ超となると、フェライト（α）
が生成しにくくなり、代わりにベイナイト等の相が生成
するので好ましくない。
【００７８】したがって、鋼の組織中のフェライト占積
率を８０〜９９％とするためには、Ａｒ1＋１００℃〜
Ａｒ1の温度範囲まで２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却す
る必要がある。
率を８０〜９９％とするためには、Ａｒ1＋１００℃〜
Ａｒ1の温度範囲まで２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却す
る必要がある。
【００７９】そして、徐冷後、さらに冷却速度１０℃／
ｓ以上で冷却し残留γとする。つまり、高温でのαとγ
の二相の共存域においては、αに固溶するＣ量は最大
０．０２％で限度があり、過剰なＣはγ中に移動した状
態となっている。この状態で１０℃／ｓ以上の冷却速度
で急冷を施すと残留γが析出することとなる。
ｓ以上で冷却し残留γとする。つまり、高温でのαとγ
の二相の共存域においては、αに固溶するＣ量は最大
０．０２％で限度があり、過剰なＣはγ中に移動した状
態となっている。この状態で１０℃／ｓ以上の冷却速度
で急冷を施すと残留γが析出することとなる。
【００８０】しかし、１０℃／ｓ未満の冷却速度となる
と、ベイナイトを生成し残留γは残らない。また、急冷
の冷却停止温度を２５０〜４５０℃の範囲にしてマルテ
ンサイト変態を起こさせないようにしないと、鋼板板厚
の少なくとも１／８以上の表裏層に面積率で１．０〜２
０％の残留γを生成させることができない。即ち、２５
０℃未満まで冷却するとマルテンサイト変態を生じ、残
留γが生成しない。また４５０℃超となると、冷却後の
鋼板内部は、まだ温度が高いので、鋼板の自然復熱によ
り、不安定な状態である残留γは、αと炭化物に分解
し、残留γが消失してしまうからである。
と、ベイナイトを生成し残留γは残らない。また、急冷
の冷却停止温度を２５０〜４５０℃の範囲にしてマルテ
ンサイト変態を起こさせないようにしないと、鋼板板厚
の少なくとも１／８以上の表裏層に面積率で１．０〜２
０％の残留γを生成させることができない。即ち、２５
０℃未満まで冷却するとマルテンサイト変態を生じ、残
留γが生成しない。また４５０℃超となると、冷却後の
鋼板内部は、まだ温度が高いので、鋼板の自然復熱によ
り、不安定な状態である残留γは、αと炭化物に分解
し、残留γが消失してしまうからである。
【００８１】
【実施例】本発明の実施例を比較例と対比して説明す
る。
る。
【００８２】試験に用いた供試鋼の化学成分ＰＣＭ、Ａ
ｒ3及びＡｒ1を表１に示す。表１において鋼種Ａ、Ｂ
は、第１発明に対応し、鋼種Ｃ〜Ｅは、第２発明に対応
し、そして、鋼種Ｆは、第３発明に対応する本発明の鋼
成分及びＰＣＭの規定範囲内のものである。鋼種Ｇ、Ｈ
は、ＰＣＭが本発明の規定範囲外となっている比較鋼で
ある。
ｒ3及びＡｒ1を表１に示す。表１において鋼種Ａ、Ｂ
は、第１発明に対応し、鋼種Ｃ〜Ｅは、第２発明に対応
し、そして、鋼種Ｆは、第３発明に対応する本発明の鋼
成分及びＰＣＭの規定範囲内のものである。鋼種Ｇ、Ｈ
は、ＰＣＭが本発明の規定範囲外となっている比較鋼で
ある。
【００８３】表１に示す供試鋼を用いて、熱間圧延によ
り鋼板を製造した。その際の種々の製造条件を表２に示
す。また、得られた鋼板の残留γ面積率、機械的特性及
び溶接施工時の溶接割れを表２に併記した。
り鋼板を製造した。その際の種々の製造条件を表２に示
す。また、得られた鋼板の残留γ面積率、機械的特性及
び溶接施工時の溶接割れを表２に併記した。
【００８４】表２から明らかなように、本発明の規定範
囲内の供試鋼を用いて、本発明で規定する製造条件で製
造した鋼板（実施例Ｎｏ．１〜６）は、いずれも残留γ
面積率が１．３〜１４．５％の範囲にあり、衝撃エネル
ギー吸収値は１２０ＭＰａを超える１２０．３〜１６
１．３ＭＰａとなっていた。特に実施例Ｎｏ．４は、残
留γ面積率が１４．５％と高く、衝撃エネルギー吸収値
も１６１．３ＭＰａと高かった。
囲内の供試鋼を用いて、本発明で規定する製造条件で製
造した鋼板（実施例Ｎｏ．１〜６）は、いずれも残留γ
面積率が１．３〜１４．５％の範囲にあり、衝撃エネル
ギー吸収値は１２０ＭＰａを超える１２０．３〜１６
１．３ＭＰａとなっていた。特に実施例Ｎｏ．４は、残
留γ面積率が１４．５％と高く、衝撃エネルギー吸収値
も１６１．３ＭＰａと高かった。
【００８５】これに対して、本発明で規定する製造条件
外である比較例Ｎｏ．７〜１４は、いずれも残留γ面積
率が１％以下であって、衝撃エネルギー吸収値も９３．
０〜１１６．０ＭＰａと低い値しか示さなかった。
外である比較例Ｎｏ．７〜１４は、いずれも残留γ面積
率が１％以下であって、衝撃エネルギー吸収値も９３．
０〜１１６．０ＭＰａと低い値しか示さなかった。
【００８６】即ち、比較例Ｎｏ．７は、仕上圧延温度が
高く、また比較例Ｎｏ．８は、仕上圧延温度が低いため
残留γ面積率がそれぞれ０．６％、０．５％と低かっ
た。比較例Ｎｏ．９は徐冷速度が２℃／ｓ以上の２．５
℃／ｓであるため、残留γ面積率が０．５％と低かっ
た。比較例Ｎｏ．１０は、徐冷時の冷却停止温度が高
く、また比較例Ｎｏ．１１は、それが低い例であるが、
それぞれ残留γ面積率は０．７％、０．７％と低かっ
た。比較例Ｎｏ．１２は、１０℃／ｓ以上の冷却速度の
急冷を行わなかったため、残留γ面積率が０．９％と低
かった。そして、比較例Ｎｏ．１３は、急冷時の冷却停
止温度が高く、比較例Ｎｏ．１４は、それが低い例であ
るが、それぞれ残留γ面積率は０．７％、０．５％と低
かった。
高く、また比較例Ｎｏ．８は、仕上圧延温度が低いため
残留γ面積率がそれぞれ０．６％、０．５％と低かっ
た。比較例Ｎｏ．９は徐冷速度が２℃／ｓ以上の２．５
℃／ｓであるため、残留γ面積率が０．５％と低かっ
た。比較例Ｎｏ．１０は、徐冷時の冷却停止温度が高
く、また比較例Ｎｏ．１１は、それが低い例であるが、
それぞれ残留γ面積率は０．７％、０．７％と低かっ
た。比較例Ｎｏ．１２は、１０℃／ｓ以上の冷却速度の
急冷を行わなかったため、残留γ面積率が０．９％と低
かった。そして、比較例Ｎｏ．１３は、急冷時の冷却停
止温度が高く、比較例Ｎｏ．１４は、それが低い例であ
るが、それぞれ残留γ面積率は０．７％、０．５％と低
かった。
【００８７】また、比較例Ｎｏ．１５及びＮｏ．１６で
は、ＰＣＭが０．２２を超える比較鋼の鋼種Ｇ、Ｈを用
い、本発明で規定する範囲内の製造条件で鋼板を製造し
た。
は、ＰＣＭが０．２２を超える比較鋼の鋼種Ｇ、Ｈを用
い、本発明で規定する範囲内の製造条件で鋼板を製造し
た。
【００８８】この鋼板は衝撃エネルギー吸収能は１３０
ＭＰａ以上の良好な値を示したが、斜めＹ型溶接試験の
結果、溶接割れが発生してしまった。
ＭＰａ以上の良好な値を示したが、斜めＹ型溶接試験の
結果、溶接割れが発生してしまった。
【００８９】しかし、ＰＣＭが０．２２以下の鋼種Ａ〜
Ｆを用いた鋼板は、いずれも溶接割れは発生しなかっ
た。
Ｆを用いた鋼板は、いずれも溶接割れは発生しなかっ
た。
【００９０】以上の試験結果から明らかなように、本発
明で規定する鋼成分及び製造条件を満たす本発明実施例
の鋼板は、いずれも残留γ面積率が１〜２０％の範囲と
なっており、衝撃エネルギー吸収能も１２０ＭＰａ以上
の値を示し、溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優
れた船体用鋼板となっていたことが確認できた。
明で規定する鋼成分及び製造条件を満たす本発明実施例
の鋼板は、いずれも残留γ面積率が１〜２０％の範囲と
なっており、衝撃エネルギー吸収能も１２０ＭＰａ以上
の値を示し、溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優
れた船体用鋼板となっていたことが確認できた。
【００９１】
【表１】
【００９２】
【表２】
【００９３】
【発明の効果】本発明により、溶接施工性に優れ、かつ
１２０ＭＰａ以上の衝撃エネルギー吸収能に優れた鋼板
を提供することが可能であり、本発明鋼板をタンカー等
の船体に使用することにより、万一船舶同士の衝突事故
が起こった場合でも、船体が破断して穴が開くことを防
止或は破断面積を従来の鋼板の場合よりも減少すること
ができる。
１２０ＭＰａ以上の衝撃エネルギー吸収能に優れた鋼板
を提供することが可能であり、本発明鋼板をタンカー等
の船体に使用することにより、万一船舶同士の衝突事故
が起こった場合でも、船体が破断して穴が開くことを防
止或は破断面積を従来の鋼板の場合よりも減少すること
ができる。
【００９４】そのため、本発明は、タンカーの衝突事故
時における油の流出による海洋汚染、又は衝突損傷部か
らの浸水量を低減できる等、環境保護、安全性の点から
優れた効果を奏する。
時における油の流出による海洋汚染、又は衝突損傷部か
らの浸水量を低減できる等、環境保護、安全性の点から
優れた効果を奏する。
【図１】タンカー同士の衝突時のタンカー側面の破壊を
模式的に示す図である。
模式的に示す図である。
【図２】鋼板表面からの距離ａと残留γ面積率Ｆとの関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図３】距離／板厚（ａ／ｔ）と残留γ面積率Ｆ（％）
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
【図４】残留γが存在する最大厚みａγと衝撃エネルギ
ー吸収能ＥＡとの関係を示す図である。
ー吸収能ＥＡとの関係を示す図である。
１ タンカー側壁部 ２ タンカーの舳先
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 忠 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 石田 浩司 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 今井 嗣郎 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７
％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ａｌ：０．０２〜２．０％、を含有し、かつＰＣＭ
（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下であ
り、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる板厚８ｍｍ以
上の鋼板であって、該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を含むこ
とを特徴とする溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に
優れた船体用鋼板。 - 【請求項２】 さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００１〜
０．１％Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１
〜０．０５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：
０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の
うちの１種又は２種以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋
Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃ
ｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０）が０．２２以下であ
することを特徴とする請求項１に記載の溶接施工性及び
衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。 - 【請求項３】 さらに、重量％で、Ｃａ：０．０００１
〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．００１〜０．０５％ Ｂ：０．０００１〜０．００１％のうちの１種又は２種
以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）が０．２２以下であることを特徴
とする請求項１または２に記載の溶接施工性及び衝撃エ
ネルギー吸収能に優れた船体用鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１７％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０２〜２．０％を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ
＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０）が０．２２以下であり、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋳片を、直接もしく
は加熱後、熱間圧延を行い、Ａｒ3＋１００℃〜Ａｒ3−
５０℃の温度範囲内で仕上げ圧延を終了し、その後、Ａ
ｒ3もしくは仕上げ圧延終了温度のいずれか低い方の温
度からＡｒ1＋１００℃〜Ａｒ1℃の温度まで冷却速度２
℃／ｓ以下で冷却し、その後、さらに冷却速度１０℃／
ｓ以上で冷却し、２５０〜４５０℃の温度範囲で冷却を
停止することを特徴とする溶接施工性及び衝撃エネルギ
ー吸収能に優れた船体用鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 鋳片が、さらに重量％で、Ｎｂ：０．０
０１〜０．１％Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０５％、Ｔａ：０．００１〜０．１％、Ｃ
ｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、のうちの１種又は２種以上
を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０
＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋
Ｖ／１０）が０．２２以下であすることを特徴とする請
求項４に記載の溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に
優れた船体用鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 鋳片が、さらに重量％で、Ｃａ：０．０
００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１
％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％ Ｂ：０．０００１〜０．００１％のうちの１種又は２種
以上を含有し、かつＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／
２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）が０．２２以下であることを特徴
とする請求項４または５に記載の溶接施工性及び衝撃エ
ネルギー吸収能に優れた船体用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06607298A JP3499125B2 (ja) | 1998-03-03 | 1998-03-03 | 溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06607298A JP3499125B2 (ja) | 1998-03-03 | 1998-03-03 | 溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11246934A true JPH11246934A (ja) | 1999-09-14 |
| JP3499125B2 JP3499125B2 (ja) | 2004-02-23 |
Family
ID=13305283
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06607298A Expired - Fee Related JP3499125B2 (ja) | 1998-03-03 | 1998-03-03 | 溶接施工性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた船体用鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3499125B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008045196A (ja) * | 2006-08-21 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008045195A (ja) * | 2006-08-21 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2009248915A (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-29 | Nippon Steel Corp | 衝突エネルギー吸収能に優れたバルバスバウ |
| KR20160124839A (ko) | 2014-07-25 | 2016-10-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내충돌성이 우수한 선체 구조 및 선체 구조의 설계 방법 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3434445B2 (ja) | 1997-12-26 | 2003-08-11 | 新日本製鐵株式会社 | 耐衝撃吸収能に優れた船体用鋼板 |
| JP3434444B2 (ja) | 1997-12-26 | 2003-08-11 | 新日本製鐵株式会社 | 耐衝撃吸収能に優れた船体用鋼板 |
-
1998
- 1998-03-03 JP JP06607298A patent/JP3499125B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008045196A (ja) * | 2006-08-21 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2008045195A (ja) * | 2006-08-21 | 2008-02-28 | Kobe Steel Ltd | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP4653038B2 (ja) * | 2006-08-21 | 2011-03-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP4653039B2 (ja) * | 2006-08-21 | 2011-03-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2009248915A (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-29 | Nippon Steel Corp | 衝突エネルギー吸収能に優れたバルバスバウ |
| KR20160124839A (ko) | 2014-07-25 | 2016-10-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내충돌성이 우수한 선체 구조 및 선체 구조의 설계 방법 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3499125B2 (ja) | 2004-02-23 |
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