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(shí)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(zhì)相構(gòu)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(jié)晶粒徑為2μm以上。
【專利說(shuō)明】耐碰撞性優(yōu)異的鋼材及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于船舶等大型構(gòu)造物的鋼材及其制造方法，特別涉及對(duì)船舶的碰撞時(shí)等的損害的抑制有效的具有高均勻伸長(zhǎng)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(shù)】
[0002]近年，因大型油輪的擱淺或碰撞引起漏油(outflow of oil)導(dǎo)致環(huán)境污染(environmental contamination)成為問(wèn)題。為了防止因這些事故引起的漏油，采取船殼的雙重結(jié)構(gòu)化(double hull)等從船體構(gòu)造面進(jìn)行防治，但對(duì)于船體用鋼材還沒(méi)有研究出充分應(yīng)對(duì)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(shí)的能量，但尚未達(dá)到充分的實(shí)用階段。
[0003]作為提高碰撞時(shí)的能量吸收能力的方法，在專利文獻(xiàn)I中提出以鋼板的組織為鐵素體(ferrite)主體，并且強(qiáng)化鐵素體相的技術(shù)。該技術(shù)的特征在于,鐵素體分率F(volumefraction of ferrite F)為 80% 以上，并且對(duì)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(xiàn)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(shù)。該技術(shù)含有C、S1、Mn、Al,根據(jù)需要進(jìn)一步含有強(qiáng)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(jì)為1.0~20%的殘留
Y O
[0005]在這些技術(shù)中，通過(guò)鋼材的強(qiáng)度(屈服應(yīng)力(yield stress)、斷裂應(yīng)力(rupturestress)的平均)與總伸長(zhǎng)率(total elongation)的積來(lái)評(píng)價(jià)碰撞時(shí)的能量吸收(energyabsorbability of a collision)。因此,試圖通過(guò)提高強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率兩者來(lái)實(shí)現(xiàn)吸收能量的增加。
[0006]除此以外，專利文獻(xiàn)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(zhǎng)率增加來(lái)提高耐碰撞性的技術(shù)。
[0007]而且，專利文獻(xiàn)4中提出了如下技術(shù)，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(dāng)量直徑(averagediameter equivalent to a circle)為0.8 μ m以下,從而增大均勻伸長(zhǎng)率和斷裂應(yīng)力的積來(lái)提高碰撞吸收性。
[0008]先行技術(shù)文獻(xiàn)
[0009]專利文獻(xiàn)
[0010]專利文獻(xiàn)1:日本專利第3434431號(hào)公報(bào)
[0011]專利文獻(xiàn)2:日本專利第3499126號(hào)公報(bào)[0012]專利文獻(xiàn)3:日本專利第3578126號(hào)公報(bào)
[0013]專利文獻(xiàn)4:日本特開2007-162101號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0014]在上述專利文獻(xiàn)I和專利文獻(xiàn)2中使用的基于總伸長(zhǎng)率的吸收能量的評(píng)價(jià)未必關(guān)系到船體構(gòu)造的安全性的評(píng)價(jià)，并不適合用于研究耐碰撞性。即，對(duì)于以遠(yuǎn)遠(yuǎn)長(zhǎng)于拉伸試驗(yàn)中的標(biāo)距的長(zhǎng)跨距被支撐于加強(qiáng)筋(StifTener)的船體外板的伸長(zhǎng)變形評(píng)價(jià)而言，包括受試驗(yàn)片形狀的影響的局部伸長(zhǎng)率(local elongation)的總伸長(zhǎng)率的評(píng)價(jià)并不適合。因此，考慮碰撞時(shí)的吸收能量時(shí)，需要用判斷為與船體外板的伸長(zhǎng)率特性相關(guān)性高的均勻伸長(zhǎng)率進(jìn)行評(píng)價(jià)。
[0015]例如，在專利文獻(xiàn)I的技術(shù)中，鐵素體粒徑為5μπι以下，鐵素體的硬度在實(shí)施例(專利文獻(xiàn)1、表2)中很高，為Ην160~190。因此，總伸長(zhǎng)率(表2的EL)也為23~32%，均勻伸長(zhǎng)率并不比其高，推斷最多為總伸長(zhǎng)率的一半左右。
[0016]另外，在專利文獻(xiàn)2的技術(shù)中，為了使組織含有殘留Y而大量添加合金元素，因此實(shí)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(xiàn)的表1中，對(duì)鋼種A計(jì)算Ceq時(shí)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(zhǎng)率增高，均勻伸長(zhǎng)率也會(huì)在延展性低的部分被約束，因此推測(cè)很難提高均勻伸長(zhǎng)率。
[0018]對(duì)于這些鋼種，沒(méi)有完全公開涉及韌性或焊接性的試驗(yàn)結(jié)果。應(yīng)予說(shuō)明，在專利文獻(xiàn)2中沖擊吸收能量是指表 2的ELX (YP+TS/2)，是總伸長(zhǎng)率與強(qiáng)度的積。因此，對(duì)于這些鋼種的材質(zhì)，若從通常的厚鋼板的材質(zhì)來(lái)考慮，則可推測(cè)Si高的鋼種韌性低，Ceq高的鋼種焊接性存在問(wèn)題。
[0019]通常在船體用鋼材中，根據(jù)設(shè)計(jì)上的要求來(lái)決定需要的屈服應(yīng)力，可根據(jù)使用的部位選擇鋼材的強(qiáng)度等級(jí)，因此不是特別需要為需要以上的強(qiáng)度。另外，為了提高強(qiáng)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(guò)強(qiáng)度增加來(lái)提高吸收能量，并不優(yōu)選。
[0020]另一方面，在專利文獻(xiàn)3的技術(shù)中，通過(guò)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(shí)現(xiàn)均勻伸長(zhǎng)率的提高。但是，對(duì)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(shí)施例中，沒(méi)有公開板厚較小的25mm以下的鋼板。因板厚增厚的同時(shí)制造時(shí)的控制冷卻(controlled cooling)的水量與時(shí)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(xiàn)4中，鋼材的化學(xué)成分和金屬組織的信息沒(méi)有公開，但在制造方法中有很多在實(shí)用上不可靠的點(diǎn)。即，詳細(xì)說(shuō)明所敘述的制造方法推薦在熱軋、冷卻后再加熱。但是，對(duì)于需要廉價(jià)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(diǎn)考慮，實(shí)用化成為問(wèn)題。另外，在專利文獻(xiàn)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(xiàn)4沒(méi)有考慮這些，實(shí)施例的特性評(píng)價(jià)也只在板厚1/4部位，沒(méi)有公開板厚表層部的特性。
[0022]鑒于上述情況，認(rèn)為船舶的碰撞時(shí)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(duì)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(gòu)造設(shè)計(jì)的變更，并且，與現(xiàn)狀所提出的鋼材相比，能夠使碰撞時(shí)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(qiáng)度的情況下提高均勻伸長(zhǎng)率，將其組織設(shè)為由作為軟質(zhì)相(soft phase)的鐵素體和作為硬質(zhì)相(hard phase)的珍珠巖、貝氏體、馬氏體等2相以上的組織。應(yīng)予說(shuō)明，該鋼材的組織是在對(duì)將各相的機(jī)械性質(zhì)最優(yōu)化的同時(shí)使其組合最優(yōu)化為基本方針進(jìn)行研究的過(guò)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(zhì)相主要擔(dān)任提高延韌性(ductility andtoughness)的作用，硬質(zhì)相主要擔(dān)任提高強(qiáng)度的作用。因此，首先為了提高均勻伸長(zhǎng)率而研究了作為軟質(zhì)相的鐵素體相的性質(zhì)?？擅鞔_越為軟質(zhì)材料均勻伸長(zhǎng)率越優(yōu)異。但是，存在其他硬質(zhì)相時(shí)，兩相的差為一定程度大的情況中，向軟質(zhì)相的應(yīng)變集中變大，軟質(zhì)相也更有助于均勻伸長(zhǎng)率。強(qiáng)度較低的貝氏體相作為硬質(zhì)相時(shí)，為了增大向鐵素體相的應(yīng)變集中，需要使鐵素體相的硬度為Hvl60以下。應(yīng)予說(shuō)明，為了使拉伸強(qiáng)度為490MPa以上，硬度必須為Hv140以上。
[0027]另外，由于均勻伸長(zhǎng)率隨著結(jié)晶粒徑變小而降低，因此調(diào)查多相鋼的鐵素體結(jié)晶粒徑的影響的結(jié)果，確認(rèn)了平均結(jié)晶粒徑若小于2μπι則均勻伸長(zhǎng)率會(huì)迅速降低。在此，局部伸長(zhǎng)率比較不會(huì)受到結(jié)晶粒徑的影響，因此還確認(rèn)了因結(jié)晶粒徑的減少引起的總伸長(zhǎng)率的降低與均勻伸長(zhǎng)率的降低相比相對(duì)較小。由此可知評(píng)價(jià)延展性時(shí)，需要區(qū)分考慮均勻伸長(zhǎng)率和總伸長(zhǎng)率。
[0028]進(jìn)而，研究軟質(zhì)相和硬質(zhì)相的比例與均勻伸長(zhǎng)率的關(guān)系的結(jié)果發(fā)現(xiàn)隨著鐵素體相的體積分率增加均勻伸長(zhǎng)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(shí)，均勻伸長(zhǎng)率優(yōu)異。發(fā)現(xiàn)鐵素體相的硬度為Ην140~160時(shí)，特別是對(duì)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(dāng)調(diào)節(jié)冷卻條件。SP，將冷卻工序大致分為重點(diǎn)放在從軋制結(jié)束時(shí)的奧氏體相組織向鐵素體相的相變的前段和引起向硬質(zhì)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(diǎn)和速度論的觀點(diǎn)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(jìn)行鐵素體相變的(Ar3_50) V以上的溫度迅速冷卻至易于進(jìn)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(zhì)相的相變。因此，需要抑制向該硬質(zhì)相的相變。在使鋼板表面的冷卻速度為100°C /秒以上時(shí)，控制為鋼板表面的溫度不小于400°C，則能夠抑制硬質(zhì)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(fù)熱(recuperate)的過(guò)程中生成鐵素體相。應(yīng)予說(shuō)明，由于板厚較厚等原因，有時(shí)通過(guò)I次的冷卻無(wú)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(fù)多次。[0032]另一方面，還可以考慮減緩冷卻速度來(lái)抑制鋼板表層部的硬質(zhì)相的生成的方法。但是，冷卻耗費(fèi)時(shí)間且生產(chǎn)效率降低的同時(shí)，冷卻速度若小于100°c /秒，則冷卻速度與硬質(zhì)相生成的上限溫度的關(guān)系也變復(fù)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(zhì)相的相變，容易控制。
[0033]通過(guò)上述冷卻方法，冷卻至規(guī)定的溫度后，能夠迅速進(jìn)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(shí)間。
[0034]接下來(lái)，從組織對(duì)強(qiáng)度的影響的觀點(diǎn)考慮對(duì)生成硬質(zhì)相的后段的冷卻進(jìn)行了研究。硬質(zhì)相的強(qiáng)度和體積分率較大地影響強(qiáng)度。但是，確認(rèn)到了鋼的成分組成一定時(shí)，即使組織發(fā)生變化，根據(jù)制造條件的選擇能夠?qū)崿F(xiàn)可得到任意的強(qiáng)度的控制。
[0035]即，硬質(zhì)相的體積分率較大時(shí)，通過(guò)提高軋制后的冷卻停止溫度，或減緩冷卻速度而降低硬質(zhì)相的強(qiáng)度，從而能夠得到規(guī)定的強(qiáng)度。
[0036]另一方面，硬質(zhì)相的體積分率較小時(shí)，通過(guò)降低軋制后的冷卻停止溫度，或者提高冷卻速度來(lái)提高硬質(zhì)相的強(qiáng)度，從而能夠得到規(guī)定的強(qiáng)度。
[0037]應(yīng)予說(shuō)明，在硬質(zhì)相的體積分率小的情況下，相變時(shí)從鐵素體相向硬質(zhì)相稠化的碳濃度增高，硬質(zhì)相更易于固化，基于這種原理，這樣的強(qiáng)度的控制較容易實(shí)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(jìn)行放冷(air cooling),保溫時(shí)在鋼材上設(shè)置隔熱蓋，提高冷卻速度的情況下進(jìn)行水冷。
[0039]最后，在用于船舶等的鋼材中，韌性也是重要的機(jī)械性質(zhì)之一。在本發(fā)明作為對(duì)象的鐵素體主體組織的 鋼材中，韌性主要受到鐵素體結(jié)晶粒徑的影響，因此優(yōu)選使結(jié)晶粒徑必須為40 μ m以下。結(jié)晶粒徑的控制可通過(guò)在軋制工序中使壓下率為一定值以上等來(lái)進(jìn)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(zhì)相構(gòu)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(jié)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(hào)表示各元素的質(zhì)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(duì)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(zhì)量 ％ 計(jì)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(zhì)構(gòu)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(zhì)量％計(jì),進(jìn)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(zhì)量％計(jì)，進(jìn)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(xiàng)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(zhì)量％計(jì)進(jìn)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(xiàng)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(zhì)量％計(jì)進(jìn)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(xiàng)記載的鋼組成的鋼材料加熱后，在Ar3點(diǎn)~850°C的溫度域進(jìn)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(jìn)行前段冷卻，以鋼材表面的冷卻速度為100°C /秒以上進(jìn)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(jìn)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(jìn)行后段冷卻直至鋼材平均溫度為300°C~600°C。
[0052]但是，Ar3點(diǎn)由下述式⑵表示。
[0053]Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55N1-80M0...(2)
[0054]其中，元素符號(hào)表示各元素的質(zhì)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(zhì)相的鐵素體和硬質(zhì)相的2相以上的組織構(gòu)成的鋼，通過(guò)將各相的機(jī)械性質(zhì)最優(yōu)化，將其組合最優(yōu)化，能夠得到均勻伸長(zhǎng)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(jié)果，對(duì)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(wú)需特別追加制造設(shè)備的情況下就能夠提供船舶的碰撞時(shí)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(diǎn)考慮，環(huán)境保護(hù)的效果也極顯著。
【具體實(shí)施方式】
[0057]以下對(duì)本發(fā)明的各構(gòu)成要件的限定理由進(jìn)行說(shuō)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(zhǎng)率性優(yōu)異的鋼材。即，為了不降低強(qiáng)度地提高了均勻伸長(zhǎng)率，使用由作為軟質(zhì)相的鐵素體和作為硬質(zhì)相的珍珠巖、貝氏體、馬氏體等2相以上的組織構(gòu)成的鋼，將各相的機(jī)械性質(zhì)最優(yōu)化的同時(shí)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(zhì)相構(gòu)成。硬質(zhì)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(gòu)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(zhǎng)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(zhǎng)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(yīng)予說(shuō)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(shí)與板厚中央部相比冷卻速度相對(duì)較快，容易生成硬質(zhì)相，均勻伸長(zhǎng)率容易降低的區(qū)域?？紤]板厚整體時(shí)，分率上并不大，對(duì)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(wú)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(yīng)予說(shuō)明，如上述那樣，由于對(duì)鐵素體相體積分率帶來(lái)影響的主重要因素是冷卻速度，所以為了確認(rèn)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(nèi)，對(duì)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(cè)定鐵素體相的體積分率而確認(rèn)即可。
[0065]板厚表層部中的鐵素體相的體積分率相對(duì)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(duì)于板厚中央部中的鐵素體相的體積分率的比例(以下，也簡(jiǎn)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(zhì)差，特別是均勻伸長(zhǎng)率的差足夠小，能夠被視為在板厚方向?qū)嵸|(zhì)上為均質(zhì)的組織，因此從耐碰撞性的觀點(diǎn)考慮而優(yōu)選。進(jìn)而，優(yōu)選使體積分率比為0.935以上。應(yīng)予說(shuō)明，板厚表層部在冷卻時(shí)，與板厚中央部相比冷卻速度相對(duì)較快，容易生成硬質(zhì)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(zhǎng)率越高。鐵素體相的硬度以Hv計(jì)為160以下時(shí)均勻伸長(zhǎng)率優(yōu)異，因此以Hv計(jì)為160以下。另一方面，為了得到TS490MPa以上的強(qiáng)度，需要為Hv140以上。
[0069]鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑:2 μ m以上
[0070]鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑越小均勻伸長(zhǎng)率越低。特別是平均結(jié)晶粒徑小于2 μ m，則均勻伸長(zhǎng)率急劇劣化，因此為2 μ m以上。通過(guò)使鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑為2 μ m以上，能夠穩(wěn)定得到高均勻伸長(zhǎng)率。鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為4μπι以上。應(yīng)予說(shuō)明，鐵素體組織過(guò)大時(shí)，鋼有可能軟質(zhì)化，因此為了穩(wěn)定地得到490MPa以上的拉伸強(qiáng)度，鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為40 μ m以下。
[0071]2.成分組成
[0072]對(duì)規(guī)定本鋼材的成分組成的理由進(jìn)行說(shuō)明。應(yīng)予說(shuō)明，成分％是指全部質(zhì)量％。
[0073]Ceq:0.36 以下
[0074]Ceq越高強(qiáng)度越強(qiáng)，鐵素體的強(qiáng)度也變高，因此均勻伸長(zhǎng)率降低，若超過(guò)0.36，則均勻伸長(zhǎng)率的降低顯著。另外，Ceq是焊接熱影響部的韌性的指標(biāo)，超過(guò)0.36時(shí)，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(hào)表示各元素的質(zhì)量％。
[0077]C:0.05 ~0.16%
[0078]為了確保強(qiáng)度而含有C。若小于0.05%則其效果不充分，若超過(guò)0.16%則無(wú)法得到鐵素體主體的組織，均勻伸長(zhǎng)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(qiáng)度提高元素而含有Si。若小于0.1 %，則其效果不充分，若超過(guò)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(qiáng)度而含有Mn。若小于0.8%則其效果不充分，若含有超過(guò)1.6%則無(wú)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(jì)小于0.002%時(shí)其效果不充分，若含有超過(guò)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(xué)成分，剩余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。為了進(jìn)一步改善強(qiáng)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(jìn)一步提高韌性，可以含有Ti。Ti在軋制加熱時(shí)或焊接時(shí)，生成TiN，使奧氏體粒微細(xì)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(guò)0.03%則使焊接熱影響部的韌性降低，因此含有Ti時(shí)，其量?jī)?yōu)選為0.003~0.03%的范圍。進(jìn)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(qiáng)度，可以含有Nb。其含量若小于0.005%，則其效果不充分，若超過(guò)
0.05%則使焊接熱影響 部的韌性降低，因此含有Nb時(shí)，其量?jī)?yōu)選為0.005~0.05%的范圍。進(jìn)一步優(yōu)選為0.005~0.03%的范圍。
[0090]而且，為了提高強(qiáng)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(guò)0.5%則焊接性和焊接影響部的韌性降低，因此含有Cr時(shí)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(guò)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(shí)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(guò)0.08%則韌性顯著降低，因此含有V時(shí)，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(guò)0.6%則Cu裂紋增加，含有Cu時(shí)，優(yōu)選為0.1~0.6%的范圍。進(jìn)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(guò)0.5 %，則鋼材成本的上升顯著，因此含有Ni時(shí)，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(zhuǎn)爐等熔煉，以連續(xù)鑄造等來(lái)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(jìn)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(jié)晶粒徑。加熱溫度若小于900°C，則軋制負(fù)載變得過(guò)大，另外，若超過(guò)1150°C，則不僅導(dǎo)致奧氏體粒粗大化且韌性降低，還導(dǎo)致氧化損失顯著成品率降低。通過(guò)使加熱溫度為900~1150°C，能夠進(jìn)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(diǎn)考慮，更優(yōu)選加熱溫度的范圍為 1000 ~IlOO0Co
[0106]軋制條件=Ar3點(diǎn)~850°C的溫度域、50%以上的累積壓下率
[0107]通過(guò)對(duì)鋼材料進(jìn)行熱軋來(lái)制造所希望的板厚的鋼板。熱軋的開始溫度沒(méi)有特別限定。另外，除在后述的奧氏體的未再結(jié)晶溫度域的軋制的條件以外，作為軋制條件，無(wú)需特別設(shè)置制約。應(yīng)予說(shuō)明，優(yōu)選在進(jìn)行后述的奧氏體的未再結(jié)晶溫度域下的軋制之前，事先對(duì)奧氏體再結(jié)晶組織進(jìn)行細(xì)?；?整?；?，在奧氏體再結(jié)晶溫度域?qū)嵤├鄯e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(jié)晶溫度域的Ar3點(diǎn)~850°C的溫度域?qū)爰庸?yīng)變。累積壓下率(cumulative reduction ratio)為50%以上時(shí),相變后的鐵素體結(jié)晶粒徑充分微細(xì)化，實(shí)現(xiàn)韌性的提高。因此，使軋制中的累積壓下率在Ar3點(diǎn)~850°C的溫度域?yàn)?0%以上。優(yōu)選為55%以上。累積壓下率的上限雖然無(wú)需特別規(guī)定，但工業(yè)上優(yōu)選為80%以下。應(yīng)予說(shuō)明，Ar3點(diǎn)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(hào)表示各元素的質(zhì)量％。
[0111]軋制結(jié)束溫度優(yōu)選為Ar3點(diǎn)以上。軋制結(jié)束溫度若低于Ar3點(diǎn)，則加工鐵素體組織會(huì)殘留，最終得到的鋼的伸長(zhǎng)率可能降低，因此軋制結(jié)束溫度優(yōu)選為Ar3點(diǎn)以上。
[0112]本發(fā)明中，對(duì)熱軋后的鋼板實(shí)施作為第I段的冷卻的前段冷卻，其后放冷，接著實(shí)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(diǎn)放在從軋制結(jié)束時(shí)的奧氏體相組織向鐵素體相的相變，為了通過(guò)在接著其后的放冷，由將鐵素體相的體積分率、硬度、結(jié)晶粒徑成為規(guī)定的數(shù)值而進(jìn)行。因此，對(duì)于前段冷卻，從放冷中鐵素體相的變相平衡的觀點(diǎn)考慮，從速度論的觀點(diǎn)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(jìn)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(zhì)相的相變。因此，需要抑制向該硬質(zhì)相的相變，而使鋼板表面的冷卻速度為100°C /秒以上時(shí)，只要將前段冷卻的結(jié)束時(shí)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(zhì)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(zhì)相的相變的進(jìn)行變復(fù)雜，變得難以控 制放冷中的相變，因此為100°C/秒以上。通過(guò)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(qū)動(dòng)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(jié)晶粒徑成為本申請(qǐng)發(fā)明中規(guī)定的數(shù)值。
[0115]前段冷卻的冷卻方法是進(jìn)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(zhì)相的相變急劇進(jìn)行，無(wú)法得到規(guī)定的鐵素體相體積分率，另一方面，若超過(guò)(Ar3-50)°C，則對(duì)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(duì)板厚整體的冷卻效果的同時(shí)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(méi)有達(dá)到規(guī)定的溫度時(shí)，在使鋼板表面用板厚中央部的熱復(fù)熱后可以在相同的條件反復(fù)進(jìn)行冷卻。在此，使鋼板表面復(fù)熱后實(shí)施第二次以后的冷卻是為了防止僅過(guò)度冷卻鋼板表層部，通過(guò)這樣進(jìn)行，能夠取得含板厚中央部的鋼板整體的冷卻舉動(dòng)和鋼板表層部的冷卻舉動(dòng)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(jìn)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(jié)晶粒徑成為規(guī)定的值而進(jìn)行的。對(duì)于放冷溫度域，鋼材平均溫度若小于(Ar3_150)°C，則為了進(jìn)行鐵素體相變需要長(zhǎng)時(shí)間，若超過(guò)(Ar3_50)°C的溫度，則鐵素體的相變率達(dá)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(shí)間若小于10秒，則鐵素體相變不會(huì)充分進(jìn)行，因此無(wú)法實(shí)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(jié)晶粒徑:2 μ m以上)，并且從鐵素體相向奧氏體相的C的擴(kuò)散不會(huì)充分進(jìn)行，鐵素體相的硬度達(dá)不到Hvl60以下。因此，使放冷時(shí)間為10秒以上。這樣，通過(guò)在鋼材平均溫度(Ar3-150)~(Ar3-50)°C的溫度范圍進(jìn)行10秒以上的放冷，能夠使鐵素體相的體積分率、硬度、結(jié)晶粒徑成為規(guī)定的數(shù)值。
[0119]應(yīng)予說(shuō)明，在知道鋼材的形狀、表面溫度、冷卻條件等時(shí)，可使用根據(jù)模擬計(jì)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(guò)引發(fā)從奧氏體相組織向硬質(zhì)相的相變而確保規(guī)定的強(qiáng)度，控制冷卻開始溫度.冷卻速度.冷卻結(jié)束溫度。冷卻開始溫度越低強(qiáng)度也越降低，鋼材平均溫度若小于(Ar3-150) °C，則變得無(wú)法得到規(guī)定的強(qiáng)度，因此出于確保規(guī)定的強(qiáng)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(qiáng)度越高，鋼材平均冷卻速度若小于10°C /秒，則無(wú)法得到規(guī)定的強(qiáng)度，因此出于確保規(guī)定的強(qiáng)度的目的，使鋼材平均冷卻速度為10°C /秒以上。
[0123]冷卻結(jié)束溫度越低，強(qiáng)度越高，但若冷卻至小于300°C，則延韌性變差。相反，若以超過(guò)600°C的溫度停止冷卻，則無(wú)法得到規(guī)定的強(qiáng)度，因此從強(qiáng)度和延韌性的合理化的觀點(diǎn)考慮，使冷卻結(jié)束溫度設(shè)為鋼材平均溫度300°C~600°C。
[0124]實(shí)施例1
[0125]以下，對(duì)實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明。在表1中示出了用于實(shí)施例的試驗(yàn)鋼的成分。未記載的剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)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(guò)了 0.36% )。
[0126]表1
[0127]
【權(quán)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(zhì)相構(gòu)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(jié)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(hào)表示各元素的質(zhì)量％。
2.根據(jù)權(quán)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(duì)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(quán)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(zhì)量％ 計(jì)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(zhì)構(gòu)成。
4.根據(jù)權(quán)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(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有T1:0.003~0.03%。
5.根據(jù)權(quán)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(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有Nb:0.005~0.05%。
6.根據(jù)權(quán)利要求3~5中任一項(xiàng)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(zhì)量％計(jì)進(jìn)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(quán)利要求3~6中任一項(xiàng)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(zhì)量％計(jì)進(jìn)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(quán)利要求1或權(quán)利要求3~7中任一項(xiàng)所述的鋼組成的鋼材料加熱后，在Ar3點(diǎn)~850°C的溫度域進(jìn)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(jìn)行I次或2次以上的冷卻至鋼材表面溫度到達(dá)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(jìn)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(jìn)行后段冷卻直至鋼材平均溫度成為300°C~600°C， 其中，Ar3點(diǎn)由下述式(2)表示，
Ar3 = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55N1-80M0...(2) 其中，元素符號(hào)表示各元素的質(zhì)量％。
【文檔編號(hào)】C22C38/06GK103958716SQ201280058550
【公開日】2014年7月30日 申請(qǐng)日期:2012年6月14日 優(yōu)先權(quán)日:2011年11月30日
【發(fā)明者】諏訪稔, 中田直樹, 中島孝一 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社