(57)【要約】【課題】鋼製油槽で生じる原油腐食に対して優れた耐全面腐食性及び耐局部腐食性を示し、さらに固体Ｓを含む腐食生成物（スラッジ）の生成を抑制でき、かつ、母材の耐疲労き裂伝播特性を有する溶接構造用の原油油槽用鋼を提供する。【解決手段】基本成分として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．３％、Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、かつ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種、および、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａの１種または２種以上を適正量含有し、さらに、ミクロ組織を、（ａ）ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト相の割合：４０〜９０％、（ｂ）Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト相の割合：１０〜６０％、とすることにより、原油油槽環境における耐食性と母材の耐疲労き裂伝播特性とを同時に向上させる。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、および、Ｗ：０．０１〜１％、
の１種または２種を含有し、さらに、
Ｔｉ：０．００３〜０．１％、
Ｖ  ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．２％、
Ｚｒ：０．００３〜０．１％、および、
Ｔａ：０．００５〜０．２％、
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、少なくともフェライトとマルテンサイトを構成組織とし、該フェライトとマルテンサイトとが、以下の（ａ）および（ｂ）の条件を満たしていることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
（ａ）ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト相の割合：４０〜９０％
（ｂ）Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト相の割合：１０〜６０％
【請求項２】
質量％で、Ｃｒが、０．１％未満であることを特徴とする請求項１に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜６％、
Ｃｏ：０．０１〜６％、および、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．００１〜０．１％、
Ｌａ：０．００５〜０．１％、
Ｃｅ：０．００５〜０．１％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【請求項５】
質量％で、さらに、
Ｓｂ：０．０１〜０．３％、
Ｓｎ：０．０１〜０．３％、
Ａｓ：０．０１〜０．３％、
Ｂｉ：０．０１〜０．３％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する鋼製油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐食性を示し、かつ、固体硫黄を含む腐食生成物（スラッジ）の生成を抑制でき、さらに、溶接継手や母材欠陥部から発生した疲労き裂の伝播を抑制することによって耐疲労特性を向上させた、耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
原油を輸送する原油タンカーの油槽や、原油を貯蔵する地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する鋼製油槽には、強度や溶接性に優れた溶接構造用鋼が使用されている。
【０００３】
原油中に含まれる水分、塩分や腐食性ガス成分により、鋼は腐食環境に晒される（例えば、非特許文献１および２参照）。特に、原油タンカー油槽内面では、原油中の揮発成分や、混入海水、油田塩水中の塩分、防爆のために油槽内に送られるイナートガスと呼ばれる船舶のエンジン排気ガス、昼夜の温度変動による結露などによって独特の腐食環境になり、鋼板は腐食減肉する。
【０００４】
鋼板の腐食減肉により、所要の船体強度を維持することが難しくなると、鋼板の切替え（腐食した部材を切断して、新たな部材と溶接接合すること）が必要となり、多大なコストがかかる。
【０００５】
さらに、前記腐食損傷に加えて、鋼製油槽内面の鋼表面に、大量の固体の硫黄分（以下、固体Ｓと記す）が生成・析出する。これは、腐食したデッキ裏の表面の鉄さびが触媒になり、気相中のＳＯ2とＨ2Ｓが反応して固体Ｓを生成すると考えられている。
【０００６】
鋼の腐食による新しい鉄さびの生成と、固体Ｓの析出が交互に生じ、鉄さびと固体Ｓとの層状腐食生成物が析出する。固体Ｓ層は脆いため、固体Ｓと鉄さびとからなる生成物は容易に剥離、脱落し、油槽底にスラッジとして堆積する。
【０００７】
定期検査で回収するスラッジの量は、超大型原油タンカーで３００トン以上と言われており、維持管理上、固体Ｓを主体としたスラッジの低減が強く求められていた。
【０００８】
すなわち、原油油槽用の鋼板として優れた耐食性を有し、かつ、固体Ｓを含むスラッジの生成が少ない耐食鋼板が求められていた。
【０００９】
鋼の防食と固体Ｓを主体としたスラッジの低減を同時に図る技術としては、塗装・ライニング防食が一般的であり、亜鉛やアルミニウムの溶射による防食も提案されている（例えば、非特許文献１、参照）。
【００１０】
しかし、施工コストがかかるという経済的な問題点に加えて、防食層の施工時のミクロな欠陥や、経年劣化で腐食が不可避的に進展するため、塗装・ライニングをしても、定期的な検査と補修とが不可欠であるといった課題があった。
【００１１】
一方、鋼材の特性によって鋼の防食とスラッジの低減を同時に図る技術は提案されていない。
【００１２】
鋼材側の対策技術の提案は未だ極めて少なく、いずれも耐食性の改善に限られる。例えば、船舶外板、バラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱炭船カーゴホールド等の使用環境で優れた耐食性を有する造船用鋼が提案されている（特許文献１、参照）。
【００１３】
特許文献１に記載された耐食鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適量含み、かつ、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１５０％を含有することにより、耐全面腐食性および耐局部腐食性が向上するとしている。
【００１４】
また、荷油タンク用途で優れた耐食性と造船用鋼として優れた溶接性を有する荷油タンク用耐蝕鋼が提案されている（特許文献２および３、参照）。特許文献２に記載された耐食鋼は、含Ｐ−極低Ｓ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ鋼で、溶接性を確保するために、合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。
【００１５】
特許文献３に記載された耐食鋼は、低Ｐ−極低Ｓ−Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ａｌ鋼で、溶接性を確保するために合金添加総量の上限を式値で規定し、荷油タンクに導入される防爆防止の原動機排ガスによる荷油タンク内腐食に対して優れた耐食性を有する鋼としている。
【００１６】
さらに、原油を油槽または貯蔵するタンク内で生じる腐食に対して優れた耐食性を示す耐原油タンク性に優れた鋼材およびその製造方法について提案されている（特許文献４、参照）。
【００１７】
特許文献４に記載された耐食鋼は、Ｃｕ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５〜２．０％を添加し、かつ、合金添加量の増加に伴う局部腐食発生を抑制するために、１．０≦０．３Ｃｕ＋２．０−Ｃｒ−０．５Ｃｕ≦３．８に制限し、原油タンクの気相部および液相部で優れた耐食性を有する鋼としている。
【００１８】
しかしながら、上記いずれの耐食鋼においても、原油油槽の環境での鋼自体の耐食性については提案されているが、特に油槽の気相部で大量に生成・剥落する固体Ｓの析出を、鋼材側から抑制する技術は開示されていない。
【００１９】
それ故、タンクなど溶接構造物用途では構造物の信頼性向上、寿命延長の観点から、耐食性に優れ、かつ、固体Ｓを主体としたスラッジの生成を抑制し、溶接施工性に優れた構造用鋼の開発が待たれていた。
【００２０】
上記のように、原油油槽に対して種々の形態の腐食を抑制できる技術が必要とされているが、加えて、原油タンカーに使用される溶接構造用鋼では、特に、溶接部あるいはその近傍の応力集中部や、母材においても構造的な応力集中部から発生する疲労の問題があり、疲労特性の向上要求も強く、耐食性と疲労特性とを同時に満足できる溶接構造用鋼が望まれている。
【００２１】
特に、原油油槽では、疲労き裂の初期でも、き裂から原油が流出することは避けなければならないため、疲労特性の向上要求は、他の構造物に比べて強い。
【００２２】
さらに、原油中に水分や塩化物が含まれると、腐食疲労的な疲労が重畳して疲労特性をさらに劣化させる恐れがあり、原油油槽に耐食性と耐疲労特性に優れた鋼を用いることは、安全性をより一層高めるために非常に有効である。
【００２３】
平滑部材に関しては、強度向上等により疲労特性を改善することは比較的容易であるが、溶接構造では、溶接部の止端部や母材においても構造的に不可避な応力集中部の形状に疲労強度が支配されるために、強度向上や組織改善による冶金的手段での疲労強度（継手疲労強度）向上は不可能であると考えられていた。
【００２４】
すなわち、疲労強度が問題となる構造物では、高張力鋼を用いても設計強度を高めることができず、高張力鋼使用の利点が得られなかった。従って、従来このような溶接構造物においては、応力集中部となっている溶接止端部の形状を改善するための、いわゆる止端処理によって、継手疲労強度の改善が図られてきた。
【００２５】
例えば、グラインダーによって止端を削って止端半径を大きくする方法、ＴＩＧ溶接によって止端部を再溶融させて止端形状を滑らかにする方法（例えば、特許文献５、参照）、ショットピーニングによって止端部に圧縮応力を発生される方法等で、継手疲労強度の改善が図られてきた。
【００２６】
しかし、これらの止端処理は非常に手間がかかるものであるため、コスト低減、生産性改善のために、止端処理によらない、鋼材自体の継手疲労強度改善手段が待たれていた。
【００２７】
最近、このような要求に応えて、いくつかの継手疲労強度の良好な鋼材が提案されている。例えば、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織をフェライト（α）とすることによってＨＡＺの疲労強度を向上できる技術（例えば、特許文献６、参照）が提案されている。
【００２８】
しかし、本技術はＨＡＺ組織をフェライト組織とする必要性から、製造できる鋼材の強度レベルに限界があり、引張強さが７８０ＭＰａを超えるような高強度鋼材を製造することはできない。
【００２９】
引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼の継手疲労強度を改善する手段もいくつか提案されており、ＨＡＺのベイナイト組織の疲労き裂の発生・伝播特性改善に高Ｓｉ化（特許文献７、参照）、高Ｎｂ化（特許文献８、参照）が有効との報告がある。
【００３０】
しかし、Ｓｉ、Ｎｂとも多量に添加すると、靱性を大幅に劣化する元素であり、また、鋼片の割れを生じる等、製造上の問題を生じる懸念もある。
【００３１】
上記従来技術は、いずれもＨＡＺ組織の疲労き裂の発生およびＨＡＺ中の疲労き裂伝播を改善する手段であるが、ＨＡＺは、止端部の応力集中の影響を大きく受けるため、止端形状によっては効果が生じなかったり、小さかったりする場合がある。
【００３２】
止端形状によらずに継手疲労強度を改善するためには、止端部から発生した疲労き裂の母材での伝播を遅延させることが有効である。
【００３３】
このような考え方に基づいて、平均フェライト粒径が２０μｍ以下の細粒組織中に、粗大フェライトを分散させた母材組織とすることによって、母材の疲労き裂進展特性を向上させる技術が開示されている（例えば、特許文献９、参照）。
【００３４】
しかし、この場合も、フェライト主体組織とする必要性から、引張強度で５８０ＭＰａ級程度の鋼材までしか製造できない。
【００３５】
さらに、母材の疲労き裂伝播を抑制することによって疲労強度を高める技術として、フェライトと硬質第二相からなる組織において、フェライトの硬さと硬質第二相の硬さとの間に一定の関係を規定した上で、第二相の形態（アスペクト比、間隔）、および／または、集合組織を規定した技術が開示されている（例えば、特許文献１０、参照）。
【００３６】
本技術は現在示されている技術の中では、疲労き裂伝播抑制に最も優れた手段の一つであるが、組織形成、集合組織発達のために、二相域〜フェライト域での累積圧下率を大きくすることが必要であるため、生産性の劣化、鋼板形状の悪化等の課題を有している。
【００３７】
【特許文献１】
特開２００２−１７３８１号公報
【特許文献２】
特開２００２−１０７１７９号公報
【特許文献３】
特開２００２−１０７１８０号公報
【特許文献４】
特開２００２−１７３７３６号公報
【特許文献５】
特公昭５４−３０３８６号公報
【特許文献６】
特開平８−７３９８３号公報
【特許文献７】
特開平８−２０９２９５号公報
【特許文献８】
特開平１０−１７４３号公報
【特許文献９】
特開平７−９０４８１号公報
【特許文献１０】
特開平１１−１７４２号公報
【非特許文献１】
日本高圧力技術協会：石油タンクの防食および腐食管理指針ＨＰＩＳＧ、ｐ．１８（１９８９〜９０）
【非特許文献２】
社団法人日本造船協会、Ｈ１２年度研究概要報告、ＳＲ２４２  原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究
【００３８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる課題を解決するためになされたもので、その目的とするところは、原油油槽環境で優れた耐食性を示し、かつ、特に、気相部で生成の著しい固体Ｓを含む腐食生成物の生成速度が遅く、これに加えて、溶接継手や母材欠陥部から発生した疲労き裂の伝播を抑制することによって耐疲労特性も同時に向上させた、耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼を提供することである。
【００３９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、常時気相部となる原油油槽デッキ裏での鋼の耐食性に及ぼす鋼の化学成分の影響を調査した結果、一般的な溶接構造用鋼の化学組成を基本として、Ｃｒを実質的に無添加とし、特定量のＭｏ、Ｗのいずれかまたは両方とＣｕを適正量複合添加し、不純物であるＰ、Ｓの添加量を限定することにより、当該環境での耐食性を向上させることが可能であり、併せて、スラッジの生成を大幅に低減できるとの知見を得た。
【００４０】
さらに、耐食性を発現する組成における疲労き裂の伝播挙動に及ぼす元素、組織因子の影響を詳細かつ総合的に探求した結果、本発明者らは、継手止端部等の応力集中部から発生した疲労き裂が伝播する場合、フェライ相と適正な特性を有する硬質第二相との混合組織においては、両組織の界面または界面近傍で、疲労き裂の、停滞、折れ曲がり、分岐等を生じる場合が多く、また、硬質第二相にき裂が伝播する場合には硬質第二相内での疲労き裂の進展が著しく抑制されることを見いだした。
【００４１】
さらに、これらの総合的な効果によって、母材中のマクロな疲労き裂伝播速度は大幅に低減すること、そして、このような疲労き裂進展抑制のためには、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪が導入され、高い転位密度を局所的に有することが有効で、そのためには、フェライト相の硬さを適正化し、かつ、硬質第二相として、Ｃが適正に濃化したマルテンサイトを適正量、組織に分散させることが先ず必要であり、さらに、耐食性に有効なＭｏ、Ｗを適正量含有させると、相乗的に疲労特性を向上させる効果があることを知見した。
【００４２】
本発明は、以上の知見に基づいて発明されたものであり、要旨は以下の通りである。
【００４３】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１％、を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、および、Ｗ：０．０１〜１％、
の１種または２種を含有し、さらに、
Ｔｉ：０．００３〜０．１％、
Ｖ  ：０．００５〜０．５％、
Ｎｂ：０．００３〜０．２％、
Ｚｒ：０．００３〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．２％、
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、少なくともフェライトとマルテンサイトを構成組織とし、該フェライトとマルテンサイトとが、以下の（ａ）および（ｂ）の条件を満たしていることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
（ａ）ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト相の割合：４０〜９０％
（ｂ）Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト相の割合：１０〜６０％
【００４４】
（２）質量％で、Ｃｒが、０．１％未満であることを特徴とする前記（１）に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【００４５】
（３）質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜６％、
Ｃｏ：０．０１〜６％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【００４６】
（４）質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｙ：０．００１〜０．１％、
Ｌａ：０．００５〜０．１％、
Ｃｅ：０．００５〜０．１％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【００４７】
（５）質量％でさらに、
Ｓｂ：０．０１〜０．３％、
Ｓｎ：０．０１〜０．３％、
Ａｓ：０．０１〜０．３％、
Ｂｉ：０．０１〜０．３％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた原油油槽用鋼。
【００４８】
【発明の実施の形態】
本発明は前述の課題を克服し、目的を達成するもので、その具体的手段を以下に示す。
【００４９】
先ず、本発明にかかわる成分元素とその含有量について説明する。文中における成分含有量の％の単位は質量％である。
【００５０】
Ｃは、Ｃが０．２〜１％含有したマルテンサイトを確実に所定量形成させるためには、鋼中の含有量として、少なくとも０．０３％は必要である。ただし、０．２％を超える過剰の含有は母材および溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させる。従って、本発明においては、Ｃ含有量を０．０３〜０．２％と定める。
【００５１】
Ｓｉは、脱酸元素として必要であり、脱酸効果を発揮するためには、０．０１％以上必要である。Ｓｉは耐全面腐食性向上に効果があり、また、耐局部腐食性向上にも、わずかながら効果がある元素である。これらの効果を発現させるためには、０．１％以上含有させることが好ましい。加えて、Ｓｉ量が多いほどマルテンサイト中のＣ濃化を助長するため、マルテンサイト中のＣ量の制御のためには、Ｓｉは、０．１％以上が好ましい。
【００５２】
ただし、Ｓｉを過度に含有させると、熱延スケールの固着（スケール剥離性の低下）を招き、スケール起因の疵が増加するため、また、母材やＨＡＺの靱性も劣化するため、本発明においては上限を２．５％とする。特に、耐食性とともに溶接性や母材および継手靭性への要求が厳しい鋼の場合は、上限を０．５％とすることが好ましい。
【００５３】
Ｍｎは、鋼の強度確保のために０．１％以上必要である。一方、２％超になると、溶接性の劣化や、粒界脆化感受性を高めて好ましくないため、本発明においては、Ｍｎの範囲を０．１〜２％に限定する。
【００５４】
Ｐは不純物元素であり、０．０２％を超えると、局部腐食進展速度を加速し、かつ、溶接性を劣化させるため、０．０２％以下に限定する。特に、０．０１５％以下にした場合に、耐食性及び溶接性に良好な影響を及ぼすため、好ましい。
【００５５】
Ｓも不純物元素であり、０．０１％を超えると、局部腐食進展速度を加速し、かつ、スラッジの生成量を増加させる傾向がある。さらに、延性、靭性、さらには、疲労特性にも悪影響があるため、０．０１％を上限とする。Ｓ量は、耐食性や機械的性質に対して少ないほど好ましく、０．００６％以下が特に好ましい。
【００５６】
Ｃｕは、Ｍｏ、Ｗとともに０．０１％以上含有させると、耐全面腐食性だけでなく、耐局部腐食性向上に有効であり、さらに、固体Ｓの生成抑制にも効果がある。１．５％を超えて含有させても、それらの効果はほぼ飽和し、逆に、鋼片の表面割れの助長、継手靭性の劣化等、悪影響も顕在化するため、本発明では、上限を１．５％とする。耐食性、スラッジ生成抑制効果と製造性とのバランスから、０．０１〜０．５％が、より好ましい。
【００５７】
Ａｌは、脱酸に有用な元素であり、また、ＡｌＮにより母材の加熱オーステナイト粒径微細化に有効な元素である。さらに、固体Ｓを含む腐食生成物の生成抑制効果も有し、有益である。ただし、これらの効果を発揮するためには、０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．３％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を劣化させるため、０．００１％〜０．３％の範囲に限定する必要がある。
【００５８】
Ｎは、固溶状態では延性、靭性に悪影響を及ぼすため、好ましくないが、Ｖ、ＡｌやＴｉと結びついて、オーステナイト粒微細化や析出強化に有効に働くため、微量であれば、機械的特性向上に有効である。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。
【００５９】
そのため、延性、靭性への悪影響が許容できる範囲で、かつ、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として、下限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性があるため、許容できる範囲として、上限を０．０１％とする。
【００６０】
Ｍｏ、Ｗは、耐食性および固体Ｓの析出抑制に対してＣｕと同様、重要な元素であり、０．０１％以上のＣｕとともに含有させることが必要である。ＭｏとＷとは、ほぼ同等の効果を有し、Ｍｏは０．０１〜０．５％、Ｗは０．０１〜１％の範囲で、各々単独あるいは両方を含有させる必要がある。
【００６１】
加えて、Ｍｏ、Ｗは、後述するように、フェライトとマルテンサイトの二相組織とすることで、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪を導入し、耐疲労き裂伝播特性を向上させる本発明においては、マルテンサイト変態によってフェライト相中に導入される塑性歪量を高め、かつ、転位や空孔の消滅を抑制することで導入された塑性歪が緩和され難くなる効果を有するため、耐疲労き裂伝播特性を向上する。
【００６２】
耐食性と疲労特性とを同時に向上させるには、Ｍｏは０．０２％以上、Ｗは０．０４％以上含有させることがより好ましい。
【００６３】
一方、Ｍｏは０．５％、Ｗは１％を超えて含有させても耐食性および固体Ｓの析出抑制の向上効果、さらに、疲労特性向上効果は飽和する一方で、溶接性や靭性を劣化させるため、Ｍｏは０．０１〜０．５％、Ｗは０．０１〜１％に限定する。なお、耐食性と機械的性質とのバランス上、Ｍｏ、Ｗの上限を各々、０．２％、０．４％とすることがより好ましい。
【００６４】
なお、Ｃｒは、強化元素であり、強度調整のために必要に応じて添加することは可能であるが、Ｃｒは、局部腐食進展速度を最も加速する元素であるため、０．１％以上含有させると、原油環境における耐局部腐食性を劣化させ、かつ、固体Ｓの生成をやや促進する。
【００６５】
そのため、本発明においては０．１％以上含有させることは好ましくない。従って、意図的には含有させないか、含有させる場合でも０．１％未満が好ましい。
【００６６】
以上が本発明の厚鋼板の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、母材の疲労き裂伝播特性向上のための組織要件のうち、特に、フェライト相のビッカース硬さを１００〜１８０の範囲とする上で重要な元素として、炭窒化物による析出強化でフェライト相の硬さを高めることが可能な、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａの１種または２種以上を適正量含有させることを必須要件とする。以下に各々の元素の限定理由を述べる。
【００６７】
Ｔｉ炭窒化物の析出強化によりフェライトの硬さを高めるには、Ｔｉ含有量として、０．００３％以上必要である。一方、０．１％を超えて過剰に含有させると、粗大なＴｉＮを形成して析出強化しろが飽和する上、靭性を劣化させるため、本発明においては、０．００３〜０．１％の範囲に限定する。
【００６８】
Ｖの場合は析出強化の効果を発現するためには、０．００５％以上必要である。一方、０．５％を超えて含有させると、脆化が著しくなり好ましくないため、本発明においては、０．００５〜０．５％の範囲に限定する。
【００６９】
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａも、Ｖと同様の理由により、下限は、各々、０．００３％、０．００３％、０．００５％とする必要があり、上限は、各々、０．２％、０．１％、０．２％とする必要がある。
【００７０】
以上が本発明における化学組成に関する必須要件であるが、本発明においては、さらに、主として強度、靭性の調整のためには、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｂの１種または２種以上を、また、主として、延性、ＨＡＺ靭性の向上のためには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの１種または２種以上を、また、耐食性のさらなる向上のためには、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｂｉの１種または２種以上を、各々必要に応じて含有させることができる。以下、その含有量の限定理由を示す。
【００７１】
Ｎｉ、Ｃｏは、ともに母材の強度と靭性を同時に向上でき、機械的性質改善に非常に有効な元素である。また、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗを含有する鋼において、耐食性の向上、スラッジ抑制にも比較的大きな効果がある。これらの効果を発揮するためには、Ｎｉ、Ｃｏとも０．０１％以上含有させる必要がある。
【００７２】
Ｎｉ、Ｃｏとも、含有量が増加するほど母材の強度・靭性、さらに耐食性の向上が大となるが、６％を超えて過剰に含有させると、効果が飽和する一方で、ＨＡＺ靭性や溶接性の劣化を生じる懸念があり、また、高価な元素であるため、経済性も考慮して、本発明においてはＮｉ、Ｃｏとも上限を６％とする。
【００７３】
Ｂは、極微量で焼入性を高める元素であり、高強度化に有効な元素である。Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することによって焼入性を高めるため、極微量でも有効であるが、０．０００２％未満では粒界への偏析量を十分に確保できないため、焼入性向上効果が不十分となったり、効果にばらつきが生じたりしやすくなるため好ましくない。
【００７４】
一方、０．００５％を超えて添加すると、鋼片製造時や再加熱段階で粗大な析出物を形成する場合が多いため、焼入性向上効果が不十分となったり、鋼片の割れや析出物に起因した靭性劣化を生じる危険性も増加する。そのため、本発明においては、Ｂの範囲を０．０００２〜０．００５％とする。
【００７５】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは、介在物の形態制御に有効で、延性特性の向上に有効であり、また、大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性向上にも有効であり、さらに、Ｓを固定することによるスラッジ生成抑制効果も弱いながらあるため、必要に応じて含有させる。
【００７６】
本発明における各元素の含有量は、効果が発現する下限から下限値が決定され、各々、Ｍｇは０．０００１％、Ｃａは０．０００５％、Ｙは０．００１％、Ｌａは０．００５％、Ｃｅは０．００５％を下限値とする。
【００７７】
一方、上限値は介在物が粗大化して、機械的性質、特に延性と靭性に悪影響を及ぼすか否かで決定され、本発明では、この観点から上限値を、Ｍｇ、Ｃａは０．０１％、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは０．１％とする。
【００７８】
Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｂｉは、各々、０．０１％以上含有させることによって、耐食性、特に、液相部での局部腐食の進展をさらに抑制する効果を有するため、必要に応じて含有させる場合の下限は０．０１％とするが、各々、０．３％を超えて過剰に含有させても効果が飽和するため、また、他の特性への悪影響の懸念もあり、さらに、経済性も考慮して、上限を０．３％とする。
【００７９】
以上が本発明の化学組成に関する要件であるが、耐疲労き裂伝播特性の向上のためには、該化学組成の要件を満足した上で、さらに、少なくともフェライトとマルテンサイトを構成組織とし、該フェライトとマルテンサイトとが、以下の（ａ）および（ｂ）の条件を満たしている必要がある。
（ａ）ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト相の割合：４０〜９０％
（ｂ）Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト相の割合：１０〜６０％
【００８０】
本発明においては、進行中の疲労き裂を軟質相と硬質相の界面または界面近傍で停滞、折れ曲がり、分岐等を生させて、マクロな疲労き裂伝播速度を低減させることを目的としているが、そのためには、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪を導入する必要がある。そのための組織要件が前記（ａ）および（ｂ）である。
【００８１】
すなわち、フェライト相の硬質第二相近傍に塑性歪を導入するためには、フェライト相とオーステナイト相との二相状態から可能な限り低温でマルテンサイト変態を生じさせることが有効である。すなわち、マルテンサイト変態時に変態膨張が生じ、これにより周囲の軟質なフェライト相に塑性歪が導入され高転位密度が達成される。
【００８２】
変態後のマルテンサイト中のＣ量で０．２％以上であれば、フェライト相の硬質第二相近傍に十分な塑性歪を導入することが可能となる。オーステナイト相からの変態相としては、マルテンサイト相が好ましく、ベイナイトやパーライト相では塑性歪の導入が十分でない。
【００８３】
オーステナイト相中のＣ量が増加するほどマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）低下には有利であるが、マルテンサイト相中の含有量としてＣが１％を超えて過大となると、条件によっては、オーステナイト相からマルテンサイト変態せずにパーライト変態したり、マルテンサイト変態は生じても、残留オーステナイト量が増加する可能性が大となる。
【００８４】
このような変態組織となった場合には、フェライト相の硬質第二相近傍に十分な塑性歪を導入できず、疲労特性は向上しない。また、Ｃ量が１％を超えたマルテンサイトは靭性の劣化が大きく、この点でも好ましくない。従って、マルテンサイト相中のＣ含有量は０．２〜１％とする必要がある。
【００８５】
一方、マルテンサイト変態する際のフェライト相については、その硬さを規定する必要がある。すなわち、マルテンサイト変態する際に周囲のフェライト相が一定以上の強度を有していないと、フェライト相の塑性緩和が容易に生じてしまうため、塑性歪が分散され、また変態中に回復を生じてフェライト相の硬質第二相近傍に十分な塑性歪を導入できない。
【００８６】
フェライト相の室温におけるビッカース硬さが１００以上あれば、マルテンサイト変態温度でフェライト相は十分な強度を有し、硬質第二相近傍に局限的に十分な塑性歪を導入することが可能となる。
【００８７】
フェライト相の硬さが高いほど塑性緩和抑制には有利であるが、室温のビッカース硬さで１８０を超えて硬くなっても塑性緩和抑制効果が飽和すると同時に、硬質相であるマルテンサイト相との硬さの差が小さくなることによる疲労き裂分岐効果の低下が生じるため、疲労特性としては必ずしも向上しなくなる。
【００８８】
また、靭性劣化の問題も顕在化してくる。以上の理由から、フェライト相の室温でのビッカース硬さは１００〜１８０が好ましい。
【００８９】
以上の理由により、耐疲労き裂伝播特性向上には、マルテンサイト相としてはＣ含有量を０．２〜１％、フェライト相としてはビッカース硬さを１００〜１８０とすることが好ましいが、疲労き裂伝播を安定的に抑制するためには、両相の割合も適正化する必要がある。
【００９０】
先ず、ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト相の割合は４０〜９０％とする必要がある。これは、４０％未満であると、本発明のＣ含有量範囲では確実にＣ含有量が０．２〜１％のマルテンサイトの割合を確保することが容易でなく、一方、９０％超であると、硬質相であるマルテンサイトの量が過少となり、疲労き裂がフェライト／マルテンサイト界面付近で停滞、折れ曲がり、分岐をする頻度が少なくなって、マクロなき裂伝播速度抑制が十分でなくなるためである。
【００９１】
Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト相の割合は１０〜６０％とする必要がある。これは、１０％未満であると、硬質相であるマルテンサイトの量が過少となり、疲労き裂がフェライト／マルテンサイト界面付近で停滞、折れ曲がり、分岐をする頻度が少なくなって、マクロなき裂伝播速度抑制が十分でなくなり、一方、６０％超であると、本発明のＣ含有量範囲では確実にＣ含有量が０．２〜１％のマルテンサイトの割合を確保することが容易でなく、また、靭性の劣化も大きくなるためである。
【００９２】
なお、上記組織要件を満足していれば、他の組織、例えば、本発明の要件を満足していないフェライト相やマルテンサイト相、あるいはベイナイト相、パーライト相が組織中に含まれていても、疲労特性を明確に低下させることはない。
【００９３】
組織の測定、分析は、顕微鏡組織観察と同様の断面（例えば、板厚方向に平行な断面）について行うが、板厚方向に組織分布がある場合は、例えば、表面下２ｍｍ、板厚の１／４、板厚中心部等の複数の位置で測定し、平均したものを採用すべきである。
【００９４】
フェライト相のビッカース硬さは、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４４のビッカース硬さ試験法に準拠して行うが、フェライト相の粒径に合わせて荷重を適当に調整し、好ましくは、観察視野内の１００個以上のフェライト粒の個々の硬さと面積をランダムに測定して、ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト粒の断面積中の面積割合を求める。
【００９５】
マルテンサイト相中のＣ量については、その測定手法は限定するものではないが、例えば、Ｘ線マイクロアナライザーや分析機能付きの電子顕微鏡を用いて、好ましくは、観察視野内の１００個以上のマルテンサイト粒の個々のＣ量と面積をランダムに測定して、Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト粒の断面積中の面積割合を求める。
【００９６】
以上の本発明における組織要件の達成手段は、特に問わないが、例えば、水冷型の加工熱処理において、熱間圧延後の冷却速度を適当に調整することによって、初析フェライト相を適正量生成させて、未変態オーステナイト相中にＣを必要量濃化させた後、水冷等の加速冷却によってマルテンサイト変態させる、いわゆる、Ｄｅｌａｙｅｄ  Ｑｕｅｎｃｈ（ＤＬプロセス）や、熱間圧延後の鋼板を二相域に再加熱して適正な比率のフェライト／オーステナイト二相組織とした後、急冷して該オーステナイト相をマルテンサイト相に変態させる二相域熱処理等によって、本発明の組織用件を満足するミクロ組織を形成させることが可能である。
【００９７】
以下に、本発明の効果を実施例によりさらに詳細に説明する。なお、本発明は下記実施例に限定されるものではない。
【００９８】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
【００９９】
（実施例）
試作鋼は真空溶解または転炉により溶製し、鋼片（インゴットまたはスラブ）を鋼板に製造した。表１に化学組成を示す。鋼片番号１〜１０は化学組成が本発明を満足しているものであり、鋼片番号１１〜１６は化学組成が本発明を逸脱しているものである。
【０１００】
なお、Ｃｒは、鋼片番号１４以外は全て意図的には添加していないが、Ｃｒ含有量が０．１％未満であるか否かによって、特に耐局部腐食性が大きく左右されるため、全てについての分析値を示している。
【０１０１】
【表１】
2004190123.tif 000002
【０１０２】
鋼片は種々の方法により、本発明の組織要件を満足する鋼板および本発明の組織要件を逸脱している比較の鋼板に製造した。鋼板厚さは全て２５ｍｍとした。
【０１０３】
鋼板の製造方法としては、圧延条件を規定せずに連続的に所定の厚さまで連続圧延し、圧延後はそのまま空冷した普通圧延（ＡＲ）、圧延温度を規定して変態前のオーステナイト状態を制御した後、空冷した制御圧延（ＣＲ）、制御圧延後、さらに、オーステナイト域から加速冷却した水冷型加工熱処理（ＴＭＣＰ）、熱間圧延後の冷却中に、一定量のフェライト相を生成させてフェライト／オーステナイト二相域としてから加速冷却したＤｅｌａｙｅｄ Ｑｕｅｎｃｈ（ＤＬ）、普通圧延、制御圧延、水冷型加工熱処理等により鋼板に製造した後、フェライト／オーステナイト二相域温度で再加熱焼入・焼戻し処理、を採用した。
【０１０４】
なお、いずれの製造方法の場合も、強度や靱性の調整のために、必要に応じて焼戻しを施したものもある。
【０１０５】
表２および表３（表２の続き）は鋼板の組織調査結果と引張特性、２ｍｍＶノッチシャルピー特性、疲労特性を示している。
【０１０６】
【表２】
2004190123.tif 000003
【０１０７】
【表３】
2004190123.tif 000004
【０１０８】
組織の測定、分析は、表面下２ｍｍ、板厚の１／４、板厚中心部において行った。フェライト相のビッカース硬さは、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４４のビッカース硬さ試験法に準拠して行った。荷重はフェライト相の粒径に合わせて、１〜２５ｇｆの範囲で調整して行った。
【０１０９】
各板厚位置での組織観察視野内の１００個以上のフェライト粒の個々の硬さと面積をランダムに測定して、ビッカース硬さが１００〜１８０のフェライト粒の断面積中の面積割合を求め、さらに３測定位置の平均値を求めた。
【０１１０】
マルテンサイト相中のＣ量については、Ｘ線マイクロアナライザーにより測定した。各板厚位置ごとに、組織観察視野のＣ濃度マップを求め、Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト粒の面積割合を求め、さらに、３測定位置の平均値を求めた。
【０１１１】
引張試験片およびシャルピー衝撃試験片は、板厚中心部から圧延方向に直角（Ｃ方向）に採取した。引張特性は室温で測定し、シャルピー衝撃特性は５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価した。
【０１１２】
疲労試験は、構造物の溶接止端部から疲労き裂が発生し、母材部を伝播する場合の疲労特性を評価するために、図１に示す廻し溶接継手について行った。試験片は、鋼板から鋼板長手方向長さ：３００ｍｍ、幅方向長さ：８０ｍｍ、板厚：２５ｍｍのサイズで試験板を採取し、幅：１０ｍｍ、長さ：３０ｍｍ、高さ：３０ｍｍのリブ板を炭酸ガス溶接（Ｃｏ2溶接）により、試験板の中央に廻し溶接で溶接した。
【０１１３】
この際の炭酸ガス溶接は、化学組成が、Ｃ：０．０６質量％、Ｓｉ：０．５質量％、Ｍｎ：１．４質量％である１．４ｍｍ径の溶接ワイヤを用いて、電流：２７０Ａ、電圧：３０Ｖ、溶接速度：２０ｃｍ／ｍｉｎ．で行った。
【０１１４】
疲労試験は、荷重支点Ｐのスパンを、下スパン：７０ｍｍ、上スパン：２２０ｍｍとして、最大荷重（Ｐｍａｘ）：５５００ｋｇｆで応力比（Ｒ）：０．１の繰り返し応力負荷を加え、疲労寿命を測定した。
【０１１５】
表４および表５は腐食試験結果を示している。表４は、主として、耐局部腐食性を評価するための試験であり、表５は、主として、耐全面腐食性とスラッジ生成挙動を評価するための試験である。
【０１１６】
【表４】
2004190123.tif 000005
【０１１７】
【表５】
2004190123.tif 000006
【０１１８】
表４の主に耐局部腐食性を評価するための試験条件は、下記の通りである。
【０１１９】
長さ４０ｍｍ、長さ４０ｍｍ、厚さ４ｍｍの試験片を鋼板の板厚１／４位置が試験片の厚さ中心になるように採取した。試験片全面を機械研削し、６００番の湿式研磨後、４０ｍｍｘ４０ｍｍの表裏面を残して端面を塗料で被覆した。
【０１２０】
該試験片を、▲１▼ｐＨが０．５の、１０ｍａｓｓ％ＮａＣｌを溶解した１体積％ＨＣｌ水溶液、▲２▼ｐＨが０．２の、２０ｍａｓｓ％ＮａＣｌを溶解した１体積％ＨＣｌ水溶液、の２種類の腐食液中に浸漬した。
【０１２１】
浸漬条件は、液温３０℃、浸漬時間２４ｈで実施し、腐食減量を測定し、腐食速度を評価した。該腐食液組成は、実際の原油タンカー油槽底板で発生した成長性の孔食内部の液組成レベルを模擬したもので、該腐食試験での腐食速度の低減に応じて実環境で局部腐食の進展速度が低減される。
【０１２２】
表５の全面腐食性、スラッジ生成挙動を調査するための試験条件は下記の通りである。
【０１２３】
長さ４０ｍｍ、長さ４０ｍｍ、厚さ４ｍｍの試験片を鋼板の板厚１／４位置が試験片の厚さ中心になるように採取した。試験片全面を機械研削し、６００番の湿式研磨後、４０ｍｍｘ４０ｍｍの表面を残して裏面と端面を塗料で被覆した。
【０１２４】
試作鋼の腐食速度および固体Ｓを主体とするスラッジの生成速度は、図２に示す試験装置を用いて評価した。表６には、腐食試験で使用したガスの組成を示す。
【０１２５】
【表６】
2004190123.tif 000007
【０１２６】
ガスは、混合ガス源１から露点調整水槽２を通して、一定の露点（３０℃）に調整した後、試験チャンバー３に送った。腐食試験前に、ＮａＣｌの付着量が１０００ｍｇ／ｍ2となるように、試験片４の表面にＮａＣｌ水溶液を塗布、乾燥させ、試験チャンバー内の恒温ヒーター板５に水平に設置した。
【０１２７】
ヒーター制御器６を制御することにより、図３に示すような、２０℃ｘ１時間と４０℃ｘ１時間の計２時間／サイクルの温度サイクルを与え、試験片表面で乾湿繰り返しが生じるようにした。
【０１２８】
７２０サイクル後に腐食減量から腐食速度を、試験片表面に生成した生成物質量からスラッジ生成量を評価した。なお、生成物は化学分析及びＸ線分析で、オキシ水酸化鉄（鉄さび）及び固体Ｓであることは予備試験により確認している。
【０１２９】
表４および表５の腐食試験結果は比較を容易にするため、腐食速度やスラッジ生成量は、普通鋼である鋼板番号Ｂ１を１００としたときの相対値で示した。
【０１３０】
表３〜５のうちの鋼板番号Ａ１〜Ａ１３は、本発明の化学組成と組織に関する要件を全て満足している鋼板であり、いずれも、構造用鋼として必要な強度と靱性（２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性）を有しているだけでなく、極めて良好な耐食性と継手疲労特性をも有していることが明らかである。
【０１３１】
一方、表３〜５のうちの鋼板番号Ｂ１〜Ｂ１１は、本発明の要件を満足していないために、耐食性、疲労特性、機械的性質の一部または全てが、本発明に比べて劣っている比較例である。
【０１３２】
すなわち、鋼板番号Ｂ１は、耐食性向上に必要な合金元素の全て含有せず、鋼板も普通圧延によって製造されている普通鋼であり、耐食性も、疲労特性も本発明に比べて著しく劣る。
【０１３３】
鋼板番号Ｂ２は、Ｃ量が過小なため、Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイト相の割合が本発明を満足せず過小であり、その結果、疲労特性が本発明に比べて大幅に低下している。
【０１３４】
鋼板番号Ｂ３は、逆にＣ量が過大なため、マルテンサイト相中のＣ量も過大となり、Ｃ含有量が０．２〜１％マルテンサイト相の割合が本発明を満足せず過小であり、その結果、疲労特性が本発明に比べて明らかに低下している。また、Ｃ含有量が過大であるため、靱性も劣化している。
【０１３５】
鋼板番号Ｂ４は、Ｃｒを含有しているため、耐食性が本発明に比べて劣る。特に、塩分濃度の高い腐食条件（表４における腐食条件▲１▼）では、鋼板番号Ｂ１の普通鋼に比べても耐局部腐食性の劣化が大きく、好ましくない。
【０１３６】
鋼板番号Ｂ５は、耐食性発現に必要なＭｏ、Ｗが含まれていないため、耐局部腐食性、全面腐食性、耐スラッジ性が、いずれも、本発明例に比べて著しく劣る。
【０１３７】
鋼板番号Ｂ６は、フェライト強化に微量で有効なＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａのいずれをも含有していないため、硬さが１００〜１８０のフェライト相の割合が過小で、疲労特性が本発明に比べて劣る。
【０１３８】
鋼板番号Ｂ７〜Ｂ９は、化学組成は本発明を満足しているが、製造方法が適切でないため、疲労特性発現に必要な組織要件を満足していない例であり、同じ組成の本発明鋼（鋼板番号Ａ２あるいはＡ８）に比べて、疲労寿命が大幅に低下している。
【０１３９】
鋼板番号Ｂ１０は、Ｃ量が過少な鋼を普通圧延によって製造しているため、マルテンサイトを含まない上に、フェライトの割合が過大であり、その結果、疲労特性の低下が著しい。
【０１４０】
鋼板番号Ｂ１１は鋼板の製造方法が適切でないために、Ｃ含有量が０．２〜１％のマルテンサイトの割合が過少となっており、そのため、同じ組成の本発明鋼に比べて疲労特性が若干劣る。靭性も本発明鋼に比べて劣る。
【０１４１】
以上の実施例から、本発明によれば、原油を輸送または貯蔵する構成油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐全面腐食性及び耐局部腐食性を示し、さらに、固体Ｓを含む腐食生成物（スラッジ）の生成を抑制でき、かつ、良好な疲労き裂伝播抑制効果を有することが明白である。
【０１４２】
【発明の効果】
本発明によれば、原油タンカーの油槽や、地上または地下原油タンクなどの、原油を輸送または貯蔵する構成油槽で生じる原油腐食に対して、優れた耐全面腐食性及び耐局部腐食性を示し、さらに、固体Ｓを含む腐食生成物（スラッジ）の生成を抑制でき、かつ、溶接継手や母材欠陥部から発生した疲労き裂の伝播を抑制することによって耐疲労特性を向上させることが可能となり鋼構造物、船舶の長期の信頼性向上、安全性向上、経済性の向上等に寄与する。よって、産業上の本発明の効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】疲労寿命を測定するための４点曲げ試験片と４点曲げ試験装置の概要を示す図である。
【図２】腐食試験装置の構成を示す図である。
【図３】腐食試験で試験片に付加した温度サイクルを示す図である。
【符号の説明】
１…混合ガス源
２…露点調整水槽
３…試験チャンバー
４…試験片
５…恒温ヒーター板
６…ヒーター制御器
Ｐ…荷重支点
【図１】
2004190123.tif 000008
【図２】
2004190123.tif 000009
【図３】
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