耐碰撞性優(yōu)異的鋼材及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種能夠使碰撞時的能量吸收能增加的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材及其制造方法。一種耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，鋼組成滿足Ceq≤0.36％，組織由鐵素體相和硬質相構成，上述鐵素體相的體積分率在板厚整體中為75％以上，硬度為Hv140～160，平均結晶粒徑為2μm以上。
【專利說明】耐碰撞性優(yōu)異的鋼材及其制造方法
【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于船舶等大型構造物的鋼材及其制造方法，特別涉及對船舶的碰撞時等的損害的抑制有效的具有高均勻伸長率(uniform elongation)的耐碰撞性(collision energy absorbability)優(yōu)異的鋼材及其制造方法。
【背景技術】
[0002]近年，因大型油輪的擱淺或碰撞引起漏油(outflow of oil)導致環(huán)境污染(environmental contamination)成為問題。為了防止因這些事故引起的漏油，采取船殼的雙重結構化(double hull)等從船體構造面進行防治，但對于船體用鋼材還沒有研究出充分應對措施。其中，作為從船體用鋼材面采取的舉措，提出了使鋼材本身吸收大量碰撞時的能量，但尚未達到充分的實用階段。
[0003]作為提高碰撞時的能量吸收能力的方法，在專利文獻I中提出以鋼板的組織為鐵素體(ferrite)主體，并且強化鐵素體相的技術。該技術的特征在于,鐵素體分率F(volumefraction of ferrite F)為 80% 以上，并且對鐵素體的硬度 H(hardness of ferrite H)規(guī)定下限值(H≥400-2.6 XF)。
[0004]另外,在專利文獻2中提出了在鋼板的表背層(surface and back layers)含有殘留Y相(retained gamma phase)的技術。該技術含有C、S1、Mn、Al,根據(jù)需要進一步含有強化元素，在鋼板的至少板厚的1/8以上的表背層含有以面積率計為1.0~20%的殘留
Y O
[0005]在這些技術中，通過鋼材的強度(屈服應力(yield stress)、斷裂應力(rupturestress)的平均)與總伸長率(total elongation)的積來評價碰撞時的能量吸收(energyabsorbability of a collision)。因此,試圖通過提高強度和總伸長率兩者來實現(xiàn)吸收能量的增加。
[0006]除此以外，專利文獻3中公開了一種使鋼板金屬組織中的鐵素體相的體積分率(相分率)(volume fraction of ferritic phase)在板厚中央部為70%以上,在板厚表層部為50%以上，使均勻伸長率增加來提高耐碰撞性的技術。
[0007]而且，專利文獻4中提出了如下技術，即，使鐵素體在鋼板的總金屬組織中所占的面積分率(area fraction of ferrite occupied in the whole structure)為 90%以上，其平均鐵素體粒徑(average ferrite grain size)為3~12 μ m,最大鐵素體粒徑(maximum ferrite grain size)為40 μ m以下，第2相的平均圓當量直徑(averagediameter equivalent to a circle)為0.8 μ m以下,從而增大均勻伸長率和斷裂應力的積來提高碰撞吸收性。
[0008]先行技術文獻
[0009]專利文獻
[0010]專利文獻1:日本專利第3434431號公報
[0011]專利文獻2:日本專利第3499126號公報[0012]專利文獻3:日本專利第3578126號公報
[0013]專利文獻4:日本特開2007-162101號公報

【發(fā)明內容】

[0014]在上述專利文獻I和專利文獻2中使用的基于總伸長率的吸收能量的評價未必關系到船體構造的安全性的評價，并不適合用于研究耐碰撞性。即，對于以遠遠長于拉伸試驗中的標距的長跨距被支撐于加強筋(StifTener)的船體外板的伸長變形評價而言，包括受試驗片形狀的影響的局部伸長率(local elongation)的總伸長率的評價并不適合。因此，考慮碰撞時的吸收能量時，需要用判斷為與船體外板的伸長率特性相關性高的均勻伸長率進行評價。
[0015]例如，在專利文獻I的技術中，鐵素體粒徑為5μπι以下，鐵素體的硬度在實施例(專利文獻1、表2)中很高，為Ην160~190。因此，總伸長率(表2的EL)也為23~32%，均勻伸長率并不比其高，推斷最多為總伸長率的一半左右。
[0016]另外，在專利文獻2的技術中，為了使組織含有殘留Y而大量添加合金元素，因此實施例的鋼的碳等量(Ceq)高或成為Si高的鋼種。
[0017]例如，在該文獻的表1中，對鋼種A計算Ceq時約為0.38，鋼種B~F中Si為0.55~1.94%，均偏高。因此，整體延展性低，即使僅表層因殘留Y而使均勻伸長率增高，均勻伸長率也會在延展性低的部分被約束，因此推測很難提高均勻伸長率。
[0018]對于這些鋼種，沒有完全公開涉及韌性或焊接性的試驗結果。應予說明，在專利文獻2中沖擊吸收能量是指表 2的ELX (YP+TS/2)，是總伸長率與強度的積。因此，對于這些鋼種的材質，若從通常的厚鋼板的材質來考慮，則可推測Si高的鋼種韌性低，Ceq高的鋼種焊接性存在問題。
[0019]通常在船體用鋼材中，根據(jù)設計上的要求來決定需要的屈服應力，可根據(jù)使用的部位選擇鋼材的強度等級，因此不是特別需要為需要以上的強度。另外，為了提高強度，產(chǎn)生因合金元素的添加等引起的成本上升、焊接性的劣化，因而通過強度增加來提高吸收能量，并不優(yōu)選。
[0020]另一方面，在專利文獻3的技術中，通過將合金元素添加量抑制為較低，并且提高硬度低且延展性高的鐵素體相的組織分率，從而實現(xiàn)均勻伸長率的提高。但是，對使板厚表層部的鐵素體相分率增加至與板厚中央部相同的程度的制造方法尚未被開發(fā)。另外，實施例中，沒有公開板厚較小的25mm以下的鋼板。因板厚增厚的同時制造時的控制冷卻(controlled cooling)的水量與時間增加,確保板厚表層部的鐵素體分率變得很難。
[0021]專利文獻4中，鋼材的化學成分和金屬組織的信息沒有公開，但在制造方法中有很多在實用上不可靠的點。即，詳細說明所敘述的制造方法推薦在熱軋、冷卻后再加熱。但是，對于需要廉價且大量生產(chǎn)的造船用鋼板，再加熱這樣的工藝從生產(chǎn)成本和制造工期的觀點考慮，實用化成為問題。另外，在專利文獻3中暗示了在軋制后的冷卻中，容易發(fā)生在板厚方向的特性差，但專利文獻4沒有考慮這些，實施例的特性評價也只在板厚1/4部位，沒有公開板厚表層部的特性。
[0022]鑒于上述情況，認為船舶的碰撞時的能量吸收性能優(yōu)異的鋼材仍需要提高性能，并且可制造的板厚還有增厚的余地。特別需要考慮了包含板厚表層部的板厚整體的理想的金屬微觀組織的確立及其制造方法的突破。
[0023]本發(fā)明的目的在于提供一種耐碰撞性優(yōu)異的鋼材及其制造方法，所述鋼材針對現(xiàn)在使用的鋼材，不存在因添加合金元素等引起的成本的增加和船體構造設計的變更，并且，與現(xiàn)狀所提出的鋼材相比，能夠使碰撞時的能量吸收能增加。
[0024]用于解決這樣的課題的本發(fā)明的特征如以下所述。
[0025]本發(fā)明的鋼材中，為了在不降低強度的情況下提高均勻伸長率，將其組織設為由作為軟質相(soft phase)的鐵素體和作為硬質相(hard phase)的珍珠巖、貝氏體、馬氏體等2相以上的組織。應予說明，該鋼材的組織是在對將各相的機械性質最優(yōu)化的同時使其組合最優(yōu)化為基本方針進行研究的過程中得到的，其基于以下見解。[0026]通常具有2相以上的組織的鋼中，軟質相主要擔任提高延韌性(ductility andtoughness)的作用，硬質相主要擔任提高強度的作用。因此，首先為了提高均勻伸長率而研究了作為軟質相的鐵素體相的性質。可明確越為軟質材料均勻伸長率越優(yōu)異。但是，存在其他硬質相時，兩相的差為一定程度大的情況中，向軟質相的應變集中變大，軟質相也更有助于均勻伸長率。強度較低的貝氏體相作為硬質相時，為了增大向鐵素體相的應變集中，需要使鐵素體相的硬度為Hvl60以下。應予說明，為了使拉伸強度為490MPa以上，硬度必須為Hv140以上。
[0027]另外，由于均勻伸長率隨著結晶粒徑變小而降低，因此調查多相鋼的鐵素體結晶粒徑的影響的結果，確認了平均結晶粒徑若小于2μπι則均勻伸長率會迅速降低。在此，局部伸長率比較不會受到結晶粒徑的影響，因此還確認了因結晶粒徑的減少引起的總伸長率的降低與均勻伸長率的降低相比相對較小。由此可知評價延展性時，需要區(qū)分考慮均勻伸長率和總伸長率。
[0028]進而，研究軟質相和硬質相的比例與均勻伸長率的關系的結果發(fā)現(xiàn)隨著鐵素體相的體積分率增加均勻伸長率也提高。尤其發(fā)現(xiàn)鐵素體相體積分率在板厚整體中為75%以上時，均勻伸長率優(yōu)異。發(fā)現(xiàn)鐵素體相的硬度為Ην140~160時，特別是對板厚表層部的影響大，明確了作為板厚整體的鐵素體相體積分率的增加是重要的。
[0029]如此地，為了將鐵素體相體積分率確保為規(guī)定比例，必須適當調節(jié)冷卻條件。SP，將冷卻工序大致分為重點放在從軋制結束時的奧氏體相組織向鐵素體相的相變的前段和引起向硬質相的相變的后段這兩段。
[0030]在前段的冷卻中，從鐵素體相變相平衡的觀點和速度論的觀點考慮(from theviewpoint of ferrite phase transformation based on the phase equilibrium andkinetics)，理想的是把鋼板平均溫度從較難進行鐵素體相變的(Ar3_50) V以上的溫度迅速冷卻至易于進行的(Ar3-150)°C~(Ar3-50)°C的鋼板平均溫度。但是，隨著加快冷卻速度，在鋼板板厚方向的冷卻速度的差增大。因此，在冷卻速度快的板厚表層部代替鐵素體相變而發(fā)生向貝氏體、馬氏體等硬質相的相變。因此，需要抑制向該硬質相的相變。在使鋼板表面的冷卻速度為100°C /秒以上時，控制為鋼板表面的溫度不小于400°C，則能夠抑制硬質相的生成。
[0031]另外，在冷卻后，鋼板表面的溫度因板厚中央部的熱而復熱(recuperate)的過程中生成鐵素體相。應予說明，由于板厚較厚等原因，有時通過I次的冷卻無法使鋼板平均的冷卻溫度為(Ar3-150)°C~(Ar3-50)°C。在該情況下將冷卻重復多次。[0032]另一方面，還可以考慮減緩冷卻速度來抑制鋼板表層部的硬質相的生成的方法。但是，冷卻耗費時間且生產(chǎn)效率降低的同時，冷卻速度若小于100°c /秒，則冷卻速度與硬質相生成的上限溫度的關系也變復雜而難以控制。冷卻速度若為100°c /秒以上，則只要不為400°C以下就能夠抑制向硬質相的相變，容易控制。
[0033]通過上述冷卻方法，冷卻至規(guī)定的溫度后，能夠迅速進行板厚中央部的鐵素體相變。為了使體積相分率為75%以上需要10秒以上的時間。
[0034]接下來，從組織對強度的影響的觀點考慮對生成硬質相的后段的冷卻進行了研究。硬質相的強度和體積分率較大地影響強度。但是，確認到了鋼的成分組成一定時，即使組織發(fā)生變化，根據(jù)制造條件的選擇能夠實現(xiàn)可得到任意的強度的控制。
[0035]即，硬質相的體積分率較大時，通過提高軋制后的冷卻停止溫度，或減緩冷卻速度而降低硬質相的強度，從而能夠得到規(guī)定的強度。
[0036]另一方面，硬質相的體積分率較小時，通過降低軋制后的冷卻停止溫度，或者提高冷卻速度來提高硬質相的強度，從而能夠得到規(guī)定的強度。
[0037]應予說明，在硬質相的體積分率小的情況下，相變時從鐵素體相向硬質相稠化的碳濃度增高，硬質相更易于固化，基于這種原理，這樣的強度的控制較容易實現(xiàn)。
[0038]另外，冷卻速度的控制方法只要滿足規(guī)定的條件也可以進行放冷(air cooling),保溫時在鋼材上設置隔熱蓋，提高冷卻速度的情況下進行水冷。
[0039]最后，在用于船舶等的鋼材中，韌性也是重要的機械性質之一。在本發(fā)明作為對象的鐵素體主體組織的 鋼材中，韌性主要受到鐵素體結晶粒徑的影響，因此優(yōu)選使結晶粒徑必須為40 μ m以下。結晶粒徑的控制可通過在軋制工序中使壓下率為一定值以上等來進行。
[0040]基于上述見解本發(fā)明的特征如以下所述。
[0041]第一發(fā)明是耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，鋼組成滿足CeqS 0.36%，組織由鐵素體相和硬質相構成，上述鐵素體相的體積分率在板厚整體中為75%以上,硬度為Hv140~160，平均結晶粒徑為2μπι以上。
[0042]其中，Ceq由下述式⑴表示。
[0043]Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5...(I)
[0044]其中，元素符號表示各元素的質量％。
[0045]第二發(fā)明是第一發(fā)明中記載的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，板厚表層部中的鐵素體相的體積分率相對于板厚中央部中的鐵素體相的體積分率的比例為0.925~
1.000。
[0046]第三發(fā)明是第一或第二發(fā)明中記載的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量 ％ 計含有 C:0.05 ~0.16 %、Si:0.1 ~0.5 %、Mn:0.8 ~1.6 %、Sol.Al:0.002~0.07%，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成。
[0047]第四發(fā)明是第三發(fā)明中記載的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％計,進一步含有T1:0.003~0.03%。
[0048]第五發(fā)明是第三或第四發(fā)明中記載的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％計，進一步含有Nb:0.005~0.05%。
[0049]第六發(fā)明是第三~第五發(fā)明中任一項記載的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材,其特征在于，作為鋼組成，以質量％計進一步含有選自Cr:0.1~0.5%, Mo:0.02~0.3%, V:0.01~0.08%, Cu:0.1~0.6%中的I種或2種以上。
[0050]第七發(fā)明是第三~第六發(fā)明中任一項記載的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％計進一步含有N1:0.1~0.5%。
[0051]第八發(fā)明是耐碰撞性優(yōu)異的鋼材的制造方法，其特征在于，將具有第一發(fā)明或者第三~第七發(fā)明中任一項記載的鋼組成的鋼材料加熱后，在Ar3點~850°C的溫度域進行累積壓下率50%以上的軋制。其后，從鋼材平均溫度為(Ar3-50)°C以上開始進行前段冷卻，以鋼材表面的冷卻速度為100°C /秒以上進行I次或2次以上的冷卻至鋼材表面溫度為400°C~(Ar3-50)°C的溫度，直至鋼材平均溫度為(Ar3_150)°C~(Ar3_50) °C。其后，進行10秒以上的放冷，從鋼材平均溫度(Ar3-150)°C以上以10°C /秒以上的鋼材平均冷卻速度進行后段冷卻直至鋼材平均溫度為300°C~600°C。
[0052]但是，Ar3點由下述式⑵表示。
[0053]Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55N1-80M0...(2)
[0054]其中，元素符號表示各元素的質量％。
[0055]根據(jù)本發(fā)明，使用與通常的船體用鋼材為幾乎相同的成分且由作為軟質相的鐵素體和硬質相的2相以上的組織構成的鋼，通過將各相的機械性質最優(yōu)化，將其組合最優(yōu)化，能夠得到均勻伸長率高且耐碰撞性優(yōu)異的鋼材。另外，制造方法與通常的船體用鋼材的制造方法相比較，不存在效 率的降低和控制性的特別的難度，因此能夠高效穩(wěn)定地制造。
[0056]其結果，對現(xiàn)狀所使用的鋼材在不存在添加合金元素等而引起的成本增加且無需特別追加制造設備的情況下就能夠提供船舶的碰撞時的能量吸收性能優(yōu)異的鋼材，其效果在產(chǎn)業(yè)上極顯著。另外，從防止因大型油輪的擱淺、碰撞引起的漏油這種觀點考慮，環(huán)境保護的效果也極顯著。
【具體實施方式】
[0057]以下對本發(fā)明的各構成要件的限定理由進行說明。
[0058]1.金屬組織
[0059]本發(fā)明的鋼材是與通常的船體用鋼材幾乎相同的成分且耐碰撞性優(yōu)異即均勻伸長率性優(yōu)異的鋼材。即，為了不降低強度地提高了均勻伸長率，使用由作為軟質相的鐵素體和作為硬質相的珍珠巖、貝氏體、馬氏體等2相以上的組織構成的鋼，將各相的機械性質最優(yōu)化的同時將其組合最優(yōu)化。
[0060]本發(fā)明的鋼材的組織由鐵素體相和硬質相構成。硬質相由珍珠巖、貝氏體、馬氏體等與鐵素體相相比硬度高的組織構成。
[0061]鐵素體相體積分率:在板厚整體中為75%以上
[0062]隨著鐵素體相的體積分率增加均勻伸長率也提高。金屬組織在板厚方向略有變化，為了得到充分的均勻伸長率，需要在板厚整體中使鐵素體相的體積分率為75%以上。
[0063]應予說明，本發(fā)明中，板厚表層部是從板的表面到板厚的1/10左右的深度的區(qū)域。該板厚表層部是在冷卻時與板厚中央部相比冷卻速度相對較快，容易生成硬質相，均勻伸長率容易降低的區(qū)域?？紤]板厚整體時，分率上并不大，對特性而言，其影響一定程度是可以允許的，但與板厚中央部的特性差大則無法忽略其影響。因此，板厚表層部也需要確保這樣的鐵素體相體積分率。
[0064]應予說明，如上述那樣，由于對鐵素體相體積分率帶來影響的主重要因素是冷卻速度，所以為了確認在板厚整體中鐵素體相的體積分率是否在本發(fā)明的范圍內，對在板厚方向冷卻速度更小的板厚中央部和在板厚方向冷卻速度更大的板厚表層部，測定鐵素體相的體積分率而確認即可。
[0065]板厚表層部中的鐵素體相的體積分率相對于板厚中央部中的鐵素體相的體積分率的比例為0.925~1.000
[0066]除了上述的在板厚整體的鐵素體相體積分率的規(guī)定以外，優(yōu)選使板厚表層部中的鐵素體相的體積分率相對于板厚中央部中的鐵素體相的體積分率的比例(以下，也簡稱為體積分率比)為0.925~1.000。若使體積分率比為0.925以上，則板厚表層部與板厚中央部的材質差，特別是均勻伸長率的差足夠小，能夠被視為在板厚方向實質上為均質的組織，因此從耐碰撞性的觀點考慮而優(yōu)選。進而，優(yōu)選使體積分率比為0.935以上。應予說明，板厚表層部在冷卻時，與板厚中央部相比冷卻速度相對較快，容易生成硬質相，所以板厚中央部與板厚表層部 相比，鐵素體體積分率變高。因此，體積分率比以1.000為上限。
[0067]鐵素體相的硬度:Hv為140~160
[0068]鐵素體相的硬度越低均勻伸長率越高。鐵素體相的硬度以Hv計為160以下時均勻伸長率優(yōu)異，因此以Hv計為160以下。另一方面，為了得到TS490MPa以上的強度，需要為Hv140以上。
[0069]鐵素體相的平均結晶粒徑:2 μ m以上
[0070]鐵素體相的平均結晶粒徑越小均勻伸長率越低。特別是平均結晶粒徑小于2 μ m，則均勻伸長率急劇劣化，因此為2 μ m以上。通過使鐵素體相的平均結晶粒徑為2 μ m以上，能夠穩(wěn)定得到高均勻伸長率。鐵素體相的平均結晶粒徑優(yōu)選為4μπι以上。應予說明，鐵素體組織過大時，鋼有可能軟質化，因此為了穩(wěn)定地得到490MPa以上的拉伸強度，鐵素體相的平均結晶粒徑優(yōu)選為40 μ m以下。
[0071]2.成分組成
[0072]對規(guī)定本鋼材的成分組成的理由進行說明。應予說明，成分％是指全部質量％。
[0073]Ceq:0.36 以下
[0074]Ceq越高強度越強，鐵素體的強度也變高，因此均勻伸長率降低，若超過0.36，則均勻伸長率的降低顯著。另外，Ceq是焊接熱影響部的韌性的指標，超過0.36時，大熱輸入焊接(large-heat-1nput-welding)的熱影響部韌性(HAZ toughness)降低。因此,Ceq 為0.36以下。在此，Ceq由下述式(I)求得。
[0075]Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5...(I)
[0076]其中，元素符號表示各元素的質量％。
[0077]C:0.05 ~0.16%
[0078]為了確保強度而含有C。若小于0.05%則其效果不充分，若超過0.16%則無法得到鐵素體主體的組織，均勻伸長率降低，因此使C量為0.05~0.16%的范圍。
[0079]S1:0.1 ~0.5%
[0080]作為制鋼階段的脫氧材料和強度提高元素而含有Si。若小于0.1 %，則其效果不充分，若超過0.5%，則延展性降低，因此Si量為0.1~0.5%的范圍。[0081]Mn:0.8 ~1.6%
[0082]為了確保強度而含有Mn。若小于0.8%則其效果不充分，若含有超過1.6%則無法得到鐵素體主體的組織，因此Mn量為0.8~1.6%的范圍。
[0083]Sol.Al:0.002 ~0.07%
[0084]為了脫氧而含有Al。以Sol.Al量計小于0.002%時其效果不充分，若含有超過0.07%，則容易產(chǎn)生鋼材的表面缺陷，因此Sol.Al量為0.002~0.07%的范圍。優(yōu)選為0.01~0.05%的范圍。
[0085]以上是本發(fā)明的基本化學成分，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成。為了進一步改善強度、韌性，可以含有T1、Nb作為選擇元素。
[0086]T1:0.003 ~0.03%
[0087]為了進一步提高韌性，可以含有Ti。Ti在軋制加熱時或焊接時，生成TiN，使奧氏體粒微細化，提高母材韌性和焊接熱影響部的韌性。其含量若小于0.003%,則其效果不充分，若含有超過0.03%則使焊接熱影響部的韌性降低，因此含有Ti時，其量優(yōu)選為0.003~0.03%的范圍。進一步優(yōu)選為0.005~0.02%的范圍。
[0088]Nb:0.005 ~0.05%
[0089]為了提高強度，可以含有Nb。其含量若小于0.005%，則其效果不充分，若超過
0.05%則使焊接熱影響 部的韌性降低，因此含有Nb時，其量優(yōu)選為0.005~0.05%的范圍。進一步優(yōu)選為0.005~0.03%的范圍。
[0090]而且，為了提高強度，可以含有Cr、Mo、V、Cu中的I種或2種以上。
[0091]Cr:0.1 ~0.5%
[0092]Cr若小于0.1 %則其效果不充分，若超過0.5%則焊接性和焊接影響部的韌性降低，因此含有Cr時優(yōu)選為0.1~0.5%的范圍。
[0093]Mo:0.02 ~0.3%
[0094]Mo若小于0.02%則其效果不充分，若超過0.3%則焊接性和焊接熱影響部的韌性顯著降低，因此含有Mo時優(yōu)選為0.02~0.3%的范圍。
[0095]V:0.01 ~0.08%
[0096]V若小于0.01%則其效果不充分，若超過0.08%則韌性顯著降低，因此含有V時，優(yōu)選為0.01~0.08%的范圍。
[0097]Cu:0.1 ~0.6%
[0098]Cu若小于0.1%則其效果不充分，若添加超過0.6%則Cu裂紋增加，含有Cu時，優(yōu)選為0.1~0.6%的范圍。進一步優(yōu)選為0.1~0.3%的范圍。
[0099]而且，為了提高韌性，還可以含有Ni。
[0100]N1:0.1 ~0.5%
[0101 ] 若Ni的含量小于0.1 %，則其效果不充分，若超過0.5 %，則鋼材成本的上升顯著，因此含有Ni時，優(yōu)選為0.1~0.5%的范圍。
[0102]3.制造條件
[0103]本發(fā)明的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材可以在以下所示的制造條件下制造。
[0104]首先，將上述組成的溶鋼，用轉爐等熔煉，以連續(xù)鑄造等來形成鋼素材(鋼坯(slab))。接著，將鋼素材加熱至900~1150°C的溫度之后進行熱軋。[0105]為了得到良好的韌性，有效的是降低加熱溫度，減小軋制前的結晶粒徑。加熱溫度若小于900°C，則軋制負載變得過大，另外，若超過1150°C，則不僅導致奧氏體粒粗大化且韌性降低，還導致氧化損失顯著成品率降低。通過使加熱溫度為900~1150°C，能夠進行穩(wěn)定的軋制，另外，能夠得到良好的韌性，因而優(yōu)選。從韌性的觀點考慮，更優(yōu)選加熱溫度的范圍為 1000 ~IlOO0Co
[0106]軋制條件=Ar3點~850°C的溫度域、50%以上的累積壓下率
[0107]通過對鋼材料進行熱軋來制造所希望的板厚的鋼板。熱軋的開始溫度沒有特別限定。另外，除在后述的奧氏體的未再結晶溫度域的軋制的條件以外，作為軋制條件，無需特別設置制約。應予說明，優(yōu)選在進行后述的奧氏體的未再結晶溫度域下的軋制之前，事先對奧氏體再結晶組織進行細?；?整粒化，在奧氏體再結晶溫度域實施累積壓下率30%以上的軋制。
[0108]在軋制中為了提高韌性，在屬于奧氏體的未再結晶溫度域的Ar3點~850°C的溫度域導入加工應變。累積壓下率(cumulative reduction ratio)為50%以上時,相變后的鐵素體結晶粒徑充分微細化，實現(xiàn)韌性的提高。因此，使軋制中的累積壓下率在Ar3點~850°C的溫度域為50%以上。優(yōu)選為55%以上。累積壓下率的上限雖然無需特別規(guī)定，但工業(yè)上優(yōu)選為80%以下。應予說明，Ar3點可按下述式(2)求得。
[0109]Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55N1-80M0...(2)
[0110]其中，元素符號表示各元素的質量％。
[0111]軋制結束溫度優(yōu)選為Ar3點以上。軋制結束溫度若低于Ar3點，則加工鐵素體組織會殘留，最終得到的鋼的伸長率可能降低，因此軋制結束溫度優(yōu)選為Ar3點以上。
[0112]本發(fā)明中，對熱軋后的鋼板實施作為第I段的冷卻的前段冷卻，其后放冷，接著實施作為第2段的冷卻的后段冷卻。
[0113]作為放冷前的第I段的冷卻的前段冷卻，重點放在從軋制結束時的奧氏體相組織向鐵素體相的相變，為了通過在接著其后的放冷，由將鐵素體相的體積分率、硬度、結晶粒徑成為規(guī)定的數(shù)值而進行。因此，對于前段冷卻，從放冷中鐵素體相的變相平衡的觀點考慮，從速度論的觀點考慮，鋼材平均溫度從(Ar3_50)°C以上的溫度開始冷卻至易于進行且相變的控制容易的(Ar3-150)°C~(Ar3-50)°C的溫度范圍。
[0114]在前段的冷卻中，將鋼板平均溫度從(Ar3_50) °C以上的溫度，迅速冷卻至(Ar3-150) V~(Ar3-50) °C的鋼板平均溫度是理想的，因此使冷卻速度以鋼材表面冷卻速度為100°C/秒以上。但是，隨著加快冷卻速度，在鋼板板厚方向的冷卻速度之差增大，因此在冷卻速度快的板厚表層部代替鐵素體相變而引起向貝氏體、馬氏體等硬質相的相變。因此，需要抑制向該硬質相的相變，而使鋼板表面的冷卻速度為100°C /秒以上時，只要將前段冷卻的結束時的鋼板表面的溫度控制成不小于400°C則就能夠抑制前段冷卻工序中的硬質相的生成。冷卻速度若以鋼材表面冷卻速度小于100°C /秒，則鐵素體相變與硬質相的相變的進行變復雜，變得難以控 制放冷中的相變，因此為100°C/秒以上。通過確保鋼材表面冷卻速度為100°C /秒以上的冷卻速度而迅速冷卻至規(guī)定的溫度域，由此能夠增加前段冷卻后的放冷工序中的鐵素體相變的驅動力，能夠使在該放冷工序中生成的鐵素體相的體積分率、硬度以及結晶粒徑成為本申請發(fā)明中規(guī)定的數(shù)值。
[0115]前段冷卻的冷卻方法是進行I次或2次以上的冷卻直至鋼板表面溫度成為400°C~(Ar3-50)°C的溫度域。
[0116]這是由于鋼板表面溫度若小于400°C，則向硬質相的相變急劇進行，無法得到規(guī)定的鐵素體相體積分率，另一方面，若超過(Ar3-50)°C，則對板厚整體的冷卻效果幾乎消失。由此，作為前段冷卻的鋼板表面溫度的條件，如果冷卻至鋼板表面溫度為400°C~(Ar3-50)°C的溫度域，則在確保對板厚整體的冷卻效果的同時在鋼板表層部也能夠得到規(guī)定的體積分率的鐵素體相。另外，在I次冷卻中鋼板平均溫度沒有達到規(guī)定的溫度時，在使鋼板表面用板厚中央部的熱復熱后可以在相同的條件反復進行冷卻。在此，使鋼板表面復熱后實施第二次以后的冷卻是為了防止僅過度冷卻鋼板表層部，通過這樣進行，能夠取得含板厚中央部的鋼板整體的冷卻舉動和鋼板表層部的冷卻舉動的平衡。
[0117]前段冷卻后的放冷是以鋼材平均溫度(Ar3_150)~(Ar3_50) V的溫度范圍進行10秒以上。[0118]前段冷卻后的放冷是為了使鐵素體相的體積分率、硬度、結晶粒徑成為規(guī)定的值而進行的。對于放冷溫度域，鋼材平均溫度若小于(Ar3_150)°C，則為了進行鐵素體相變需要長時間，若超過(Ar3_50)°C的溫度，則鐵素體的相變率達不到規(guī)定的分率。因此，使放冷溫度域以鋼材平均溫度為(Ar3-150)°C~(Ar3-50)°C以下。放冷時間若小于10秒，則鐵素體相變不會充分進行，因此無法實現(xiàn)所希望的鐵素體相的分散控制(鐵素體體積分率:75%以上，平均結晶粒徑:2 μ m以上)，并且從鐵素體相向奧氏體相的C的擴散不會充分進行，鐵素體相的硬度達不到Hvl60以下。因此，使放冷時間為10秒以上。這樣，通過在鋼材平均溫度(Ar3-150)~(Ar3-50)°C的溫度范圍進行10秒以上的放冷，能夠使鐵素體相的體積分率、硬度、結晶粒徑成為規(guī)定的數(shù)值。
[0119]應予說明，在知道鋼材的形狀、表面溫度、冷卻條件等時，可使用根據(jù)模擬計算等求得的值作為鋼材的平均溫度。
[0120]在作為第2段的冷卻的后段冷卻中，在從鋼材平均溫度(Ar3_150) V以上的溫度以IO0C /秒以上的冷卻速度冷卻至300°C~600°C。
[0121]作為第2段的冷卻的后段冷卻，為了通過引發(fā)從奧氏體相組織向硬質相的相變而確保規(guī)定的強度，控制冷卻開始溫度.冷卻速度.冷卻結束溫度。冷卻開始溫度越低強度也越降低，鋼材平均溫度若小于(Ar3-150) °C，則變得無法得到規(guī)定的強度，因此出于確保規(guī)定的強度的目的，使冷卻開始溫度為(Ar3-150) V以上。
[0122]鋼材平均冷卻速度越快，強度越高，鋼材平均冷卻速度若小于10°C /秒，則無法得到規(guī)定的強度，因此出于確保規(guī)定的強度的目的，使鋼材平均冷卻速度為10°C /秒以上。
[0123]冷卻結束溫度越低，強度越高，但若冷卻至小于300°C，則延韌性變差。相反，若以超過600°C的溫度停止冷卻，則無法得到規(guī)定的強度，因此從強度和延韌性的合理化的觀點考慮，使冷卻結束溫度設為鋼材平均溫度300°C~600°C。
[0124]實施例1
[0125]以下，對實施例進行說明。在表1中示出了用于實施例的試驗鋼的成分。未記載的剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成。表1中的鋼種A~H是滿足本發(fā)明的成分組成的鋼，鋼種I是Ceq在發(fā)明的范圍外(上限超過了 0.36% )。
[0126]表1
[0127]
【權利要求】
1.一種耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，鋼組成滿足Ceq ^0.36%,組織由鐵素體相和硬質相構成，所述鐵素體相的體積分率在板厚整體中為75%以上，硬度為Hvl40~160，平均結晶粒徑為2μπι以上， 其中，Ceq由下述式(1)表示，
Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5...(I) 其中，元素符號表示各元素的質量％。
2.根據(jù)權利要求1所述的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，板厚表層部中的鐵素體相的體積分率相對于板厚中央部中的鐵素體相的體積分率的比例為0.925~1.000。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％ 計含有 c:0.05 ~0.16%,Si:0.1 ~0.5%、Μη:0.8 ~1.6%、Sol.Al:0.002 ~0.07%,剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成。
4.根據(jù)權利要求3所述的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％計進一步含有T1:0.003~0.03%。
5.根據(jù)權利要求3或4所述的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％計進一步含有Nb:0.005~0.05%。
6.根據(jù)權利要求3~5中任一項所述的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材,其特征在于,作為鋼組成，以質量％計進一步含有選自Cr:0.1~0.5%,Mo:0.02~0.3%,V:0.01~0.08%,Cu:0.1~0.6%中的I種或2種以上。
7.根據(jù)權利要求3~6中任一項所述的耐碰撞性優(yōu)異的鋼材，其特征在于，作為鋼組成，以質量％計進一步含有N1:0.1~0.5%。
8.—種耐碰撞性優(yōu)異的鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1或權利要求3~7中任一項所述的鋼組成的鋼材料加熱后，在Ar3點~850°C的溫度域進行累積壓下率50%以上的軋制，其后，從鋼材平均溫度為(Ar3-50) V以上開始前段冷卻，以鋼材表面的冷卻速度100°C /秒以上進行I次或2次以上的冷卻至鋼材表面溫度到達400°C~(Ar3-50) V的溫度，直至鋼材平均溫度成為(Ar3-150)°C~(Ar3-50)°C，其后，進行10秒以上的放冷，從鋼材平均溫度(Ar3-150)°C以上以10°C /秒以上的鋼材平均冷卻速度進行后段冷卻直至鋼材平均溫度成為300°C~600°C， 其中，Ar3點由下述式(2)表示，
Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55N1-80M0...(2) 其中，元素符號表示各元素的質量％。
【文檔編號】C22C38/06GK103958716SQ201280058550
【公開日】2014年7月30日 申請日期:2012年6月14日 優(yōu)先權日:2011年11月30日
【發(fā)明者】諏訪稔, 中田直樹, 中島孝一 申請人:杰富意鋼鐵株式會社