(57)【要約】【課題】原油タンクに発生する全面腐食や局部腐食を大幅に軽減できる溶接継手と、その溶接継手を有する原油タンクを提供する。【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０ｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．１％超０．５％以下、Ｃｕ：０．０３〜０．４％を含有し、かつ、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｓｎ：０．００１〜０．２％およびＳｂ：０．００１〜０．４％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する鋼材同士を溶接して形成され、溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷが、３＜｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦８および０．２≦（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦３を満たす溶接継手を有する原油タンク。【選択図】図３
2012001810.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：０．１ｍａｓｓ％超０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：０．０３〜０．４ｍａｓｓ％を含有し、かつ、
Ｗ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１〜０．４ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、
さらに上記成分が、下記（１）式で定義されるＸ値が０．５以下、下記（２）式で定義されるＺ値が０．１５以下となるよう含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材同士を溶接して形成される原油タンクの溶接継手において、
母材中および溶接継手における溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷが、下記（３）式および（４）式を満たして含有することを特徴とする溶接継手。
記
Ｘ値＝（１−０．８×Ｃｕ０．５）×｛１−（０．８×Ｗ＋０．４×Ｍｏ）０．３｝×｛１−（Ｓｎ＋０．４×Ｓｂ）０．３｝×｛１−（０．０５×Ｃｒ＋０．０３×Ｎｉ＋０．０３×Ｃｏ）０．３｝×｛１＋２×（Ｓ／０．０１＋Ｐ／０．０２５）｝  ・・・（１）
Ｚ値＝（１＋１０×Ｓｎ）×（Ｃｕ−０．７×Ｎｉ）  ・・・（２）
３＜｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦８  ・・・（３）
０．２≦（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦３  ・・・（４）
ここで、上記式中の元素記号は、その元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【請求項２】
上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．００５〜０．４ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．０１〜０．４ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
【請求項３】
上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％およびＶ：０．００２〜０．２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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に記載の溶接継手。
【請求項４】
上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００２〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５ｍａｓｓ％およびＹ：０．０００１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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項に記載の溶接継手。
【請求項５】
上記鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００２〜０．００３ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶接継手。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の溶接継手を有することを特徴とする原油タンク。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材を溶接して形成される原油タンカーの油槽や原油を輸送あるいは貯蔵するためのタンク（以下、「原油タンク」と総称する）に関するものであり、具体的には、上記原油タンクにおける局部腐食（孔食）を軽減した溶接継手と、その溶接継手を有する原油タンクに関するものである。なお、本発明の原油タンクに用いられる鋼材には、厚鋼板、薄鋼板および形鋼が含まれる。
【背景技術】
【０００２】
タンカーの原油タンクの内面、特に上甲板裏面および側壁上部に用いられている鋼材には、全面腐食が生じることが知られている。この全面腐食が起こる原因としては、
（１）昼夜の温度差による鋼板表面への結露と乾燥（乾湿）の繰り返し、
（２）原油タンク内に防爆用に封入されるイナートガス（Ｏ２約５ｖｏｌ％、ＣＯ２約１３ｖｏｌ％、ＳＯ２約０．０１ｖｏｌ％、残部Ｎ２を代表組成とするボイラあるいはエンジンの排ガス等）中のＯ２，ＣＯ２，ＳＯ２の結露水への溶け込み、
（３）原油から揮発するＨ２Ｓ等腐食性ガスの結露水への溶け込み、
（４）原油タンクの洗浄に使用された海水の残留
などが挙げられる。これらは、２．５年毎に行われる実船のドック検査の調査で、強酸性の結露水中に、硫酸イオンや塩化物イオン（Ｃｌ−）が検出されていることからも窺い知ることができる。
【０００３】
さらに、腐食によって生成した鉄錆を触媒としてＨ２Ｓが酸化されると、固体Ｓが鉄錆中に層状に生成するが、これらの腐食生成物は、容易に剥離して脱落し、原油タンクの底部に堆積する。そのため、ドック検査では、多大な費用をかけて、タンク上部の補修やタンク底部の堆積物の回収が行われているのが現状である。
【０００４】
一方、タンカーの原油タンク等の底板に用いられる鋼材には、原油そのものの腐食抑制作用や原油タンク内面に形成される原油由来の保護性コート（オイルコート）の腐食抑制作用によって、腐食は生じないものと考えられていた。しかし、最近の研究によって、タンク底板の鋼材には、お椀型の局部腐食（孔食）が発生することが明らかになった。この局部腐食が起こる原因としては、
（１）塩化ナトリウムを代表とする塩類が高濃度に溶解した凝集水の存在、
（２）過剰な洗浄によるオイルコートの離脱、
（３）原油中に含まれる硫化物の高濃度化、
（４）結露水に溶け込んだ防爆用イナートガス中のＯ２、ＣＯ２、ＳＯ２等の高濃度化、
などの項目が挙げられている。実際、実船のドック検査時に、原油タンク内に滞留した水を分析した結果では、高濃度の塩化物イオンと硫酸イオンが検出されている。
【０００５】
ところで、上記のような全面腐食や局部腐食を防止する最も有効な方法は、鋼材表面に重塗装を施し、鋼材を腐食環境から遮断することである。しかし、原油タンクの塗装作業は、その塗布する面積が膨大であること、また、塗膜の劣化により、約１０年に１度は塗り替えが必要となるため、検査や塗装に膨大な費用が発生する。さらに、重塗装した塗膜が損傷を受けた部分は、原油タンクの腐食環境下では、却って腐食が助長されることが指摘されている。
【０００６】
上記のような腐食問題に対しては、鋼材自体の耐食性を改善して、原油タンクの腐食環境下における耐食性を改善する技術が幾つか提案されている。例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％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、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材同士を溶接して溶接継手を形成するに際して、溶接金属中のＣｕ，Ｍｏ，Ｗの含有量が下記３式を満たすよう溶接継手を形成する技術が開示されている。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．１５
３≧（溶接金属のＭｏ含有量＋Ｗ含有量（質量％））／（鋼材のＭｏ含有量＋Ｗ含有量（質量％））≧０．１５
−０．３≦（溶接金属のＣｕ含有量（質量％）−鋼材のＣｕ含有量（質量％））≦０．５
【０００７】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％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、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材同士を溶接して原油油槽を形成するに際して、溶接金属中のＣｕ，Ｍｏ，Ｗの含有量が下記の２式を満たすよう溶接継手を形成する技術が開示されている。
３≧溶接金属のＣｕ含有量（質量％）／鋼材のＣｕ含有量（質量％）≧０．１５
３≧（溶接金属のＭｏ含有量＋Ｗ含有量（質量％））／（鋼材のＭｏ含有量＋Ｗ含有量（質量％））≧０．１５
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００５−２１９８１号公報
【特許文献２】特開２００５−２３４２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１および特許文献２に記載された技術では、タンカー底板および溶接継手に発生する局部腐食（孔食）を、２．５年間で４ｍｍ以下に抑制することは困難である。というのは、近年における実船の腐食調査では、タンカー底板および溶接部に発生する孔食内部の溶液のｐＨは１．０以下であることが判明している（第２４２研究部会編「原油タンカーの新形コロージョン挙動の研究  平成１３年度報告書」、社団法人日本造船研究部会発行）。一般に、酸性液中における鋼材腐食は、水素還元反応に律速されており、ｐＨの低下と共に飛躍的に腐食速度が大きくなることはよく知られている。したがって、上記特許文献１および特許文献２の実施例に記載されているようなｐＨ２．０での浸漬試験では、実船における腐食環境を十分に反映していないからである。
【００１０】
また、上記特許文献１および特許文献２等の従来技術の鋼材は、耐食性向上元素としてＣｕを必須として添加しているが、Ｃｕの添加は、熱間圧延時に表面割れを引き起こすため、製造安定性を害するという問題を抱えている。
【００１１】
そこで、本発明の目的は、熱間圧延時に割れなどの問題を起こすことのない製造性に優れた鋼材を溶接して形成された、タンカー油槽部等の原油タンクにおける耐全面腐食性や耐局部腐食性に優れる溶接継手と、その溶接継手を有する原油タンクを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意研究を重ねた。その結果、鋼の成分組成を適正範囲に制御して耐食性を向上した鋼材を溶接して原油タンクを形成するに際して、溶接継手の溶接金属中に含まれるＣｕ，ＭｏおよびＷの含有量を適正範囲に制御することによって、原油タンクの溶接継手に発生する全面腐食や局部腐食を著しく軽減できることを見出し、本発明を完成させた。
【００１３】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．１ｍａｓｓ％超０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０３〜０．４ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｗ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１〜０．４ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、さらに上記成分が、下記（１）式；
Ｘ値＝（１−０．８×Ｃｕ０．５）×｛１−（０．８×Ｗ＋０．４×Ｍｏ）０．３｝×｛１−（Ｓｎ＋０．４×Ｓｂ）０．３｝×｛１−（０．０５×Ｃｒ＋０．０３×Ｎｉ＋０．０３×Ｃｏ）０．３｝×｛１＋２×（Ｓ／０．０１＋Ｐ／０．０２５）｝  ・・・（１）
で定義されるＸ値が０．５以下、下記（２）式；
Ｚ値＝（１＋１０×Ｓｎ）×（Ｃｕ−０．７×Ｎｉ）  ・・・（２）
で定義されるＺ値が０．１５以下となるよう含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材同士を溶接して形成される原油タンクの溶接継手において、母材中および溶接継手の溶接金属中におけるＣｕ，ＭｏおよびＷが、下記（３）式；
３＜｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦８  ・・・（３）
および（４）式；
０．２≦（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦３  ・・・（４）
を満たして含有することを特徴とする溶接継手である。ここで、上記各式中の元素記号は、その元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【００１４】
また、本発明の溶接継手に用いる鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
記
Ａ群；Ｎｉ：０．００５〜０．４ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．０１〜０．４ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｂ群；Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％およびＶ：０．００２〜０．２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃ群；Ｃａ：０．０００２〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５ｍａｓｓ％およびＹ：０．０００１〜０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｄ群；Ｂ：０．０００２〜０．００３ｍａｓｓ％
【００１５】
また、本発明は、上記溶接継手を有することを特徴とする原油タンクである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、原油タンカーの油槽や原油を輸送あるいは貯蔵するタンク等、溶接して形成される原油タンクに発生する全面腐食や局部腐食を、鋼板のみならず溶接継手を含むすべての部位において抑制することができるので、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の実施例で、全面腐食試験に用いた試験装置を説明する図である。
【図２】本発明の実施例で、孔食試験に用いた試験装置を説明する図である。
【図３】タンカー底板および上板の溶接継手の耐食性に及ぼす溶接金属組成の影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
まず、本発明の原油タンクに用いる鋼材の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度を確保するため、０．０３ｍａｓｓ％以上添加する。一方、０．１６ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。よって、Ｃは０．０３〜０．１６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０６〜０．１６ｍａｓｓ％の範囲である。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であるが、鋼の強度を高めるのに有効な元素でもある。そこで、本発明では、所望の強度を確保するため、０．０５ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、１．５０ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼の靭性を低下させる。よって、Ｓｉは０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．１５〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２０】
Ｍｎ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度を得るため、０．１ｍａｓｓ％以上添加する。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させる。よって、Ｍｎは０．１〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、高強度を保持しかつ耐食性を低下させる介在物の形成を抑制する観点からは、０．５〜１．６ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、０．７〜１．４ｍａｓｓ％の範囲がより好ましい。
【００２１】
Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、０．０２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靭性が大きく低下する。また、Ｐは０．０２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、タンク油槽内の耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｐは０．０２５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０１５ｍａｓｓ％以下である。
【００２２】
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、非金属介在物であるＭｎＳを形成して局部腐食の起点となり、耐局部腐食性を低下させる有害な元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、０．０１０ｍａｓｓ％を超える添加は、耐局部腐食性の顕著な低下を招く。よって、Ｓの上限は０．０１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
【００２３】
Ａｌ：０．００５〜０．１０ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、本発明では０．００５ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼の靭性が低下するので、Ａｌの上限は０．１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０２〜０．０４ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２４】
Ｎ：０．００８ｍａｓｓ％以下
Ｎは、靭性を低下させる有害な元素であり、できる限り低減するのが望ましい。特に、０．００８ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靭性の低下が大きくなるので、上限は０．００８ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００６ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００４ｍａｓｓ％以下である。
【００２５】
Ｃｒ：０．１ｍａｓｓ％超０．５ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、腐食の進行に伴って錆層中に移行し、Ｃｌ−の錆層への侵入を遮断することによって、錆層と地鉄の界面へのＣｌ−の濃縮を抑制する。また、Ｚｎ含有プライマーを塗布したときには、Ｆｅを中心としたＣｒやＺｎの複合酸化物を形成して、長期間にわたり鋼板表面にＺｎを存続させることができるため、飛躍的に耐食性を向上することができる。上記効果は、特に、タンカー油槽の底板部のように、原油油分から分離された高濃度の塩分を含む液と接触する部分において顕著であり、Ｃｒを含有した上記部分の鋼材にＺｎ含有プライマー処理を施すことにより、Ｃｒを含有しない鋼材と比較して、格段に耐食性を向上することができる。上記Ｃｒの効果は、０．１ｍａｓｓ％以下の添加では十分ではなく、一方、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接部の靭性を劣化させる。よって、Ｃｒは０．１ｍａｓｓ％超０．５ｍａｓｓ％以下の範囲とする。好ましくは０．１１〜０．３ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１２〜０．２ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２６】
Ｃｕ：０．０３〜０．４ｍａｓｓ％
Ｃｕは、鋼の強度を高める元素であるとともに、鋼の腐食によって生成した錆中に存在して耐食性を高める効果がある。これらの効果は、０．０３ｍａｓｓ％未満の添加では十分に得られず、一方、０．４ｍａｓｓ％を超えて添加すると、耐食性向上効果が飽和するほか、熱間加工時に表面割れなどの問題を引き起こす。よって、本発明の鋼材を安定して製造する観点から、Ｃｕは０．０３〜０．４ｍａｓｓ％の範囲で添加する必要がある。なお、Ｃｕ添加の効果は、添加量の増加にともない飽和するため、費用対効果の点からは、０．００８〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、０．０１〜０．１４ｍａｓｓ％の範囲がより好ましい。
【００２７】
本発明の鋼材は、上記成分の他に、Ｗ，Ｍｏ，ＳｎおよびＳｂのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で含有する必要がある。
Ｗ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｗは、タンカー油槽部底板における孔食を抑制する効果があるほか、タンカー上甲板部の全面腐食を抑制する効果がある。上記効果は、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和する。よって、Ｗは０．０１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加する。好ましくは０．０１〜０．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０２〜０．３ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
なお、Ｗが上記のような耐食性向上効果を有する理由は、鋼板が腐食するのに伴って生成する錆中にＷＯ４２−が生成し、このＷＯ４２−の存在によって、塩化物イオンが鋼板表面に侵入するのが抑制され、さらに、鋼板表面のアノード部などのｐＨが下がった部位では、ＦｅＷＯ４が生成し、このＦｅＷＯ４の存在によっても塩化物イオンの鋼板表面への侵入が抑制されるからである。また、ＷＯ４２−の鋼材表面への吸着によるインヒビター作用によっても、鋼材の腐食が抑制されると考えられる。
【００２９】
Ｍｏ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、タンカー油槽部底板における孔食を抑制するだけでなく、タンカー上甲板裏面部の耐全面腐食性や、バラストタンクのように塩水浸漬と高湿潤を繰り返す腐食環境における塗装後の耐食性を向上させる効果がある。上記Ｍｏの効果は０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現するが、０．５ｍａｓｓ％を超えると、その効果は飽和する。よって、Ｍｏは０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．５ｍａｓｓ％、より好ましくは０．０３〜０．４ｍａｓｓ％の範囲である。
なお、Ｍｏが上記のような耐食性向上効果を有する理由は、Ｗと同様、鋼板の腐食に伴い生成する錆中にＭｏＯ４２−が生成し、このＭｏＯ４２−の存在によって、塩化物イオンの鋼板表面への侵入が抑制されるからと考えられる。
【００３０】
Ｓｎ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００１〜０．４ｍａｓｓ％
ＳｎおよびＳｂは、タンカー油槽部底板における孔食を抑制する効果を有する他、タンカー上甲板部の全面腐食を抑制する効果がある。上記効果は、Ｓｎ：０．００１ｍａｓｓ％以上、Ｓｂ：０．００１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。一方、Ｓｎ：０．２ｍａｓｓ％超えおよびＳｂ：０．４ｍａｓｓ％超え添加しても、その効果は飽和する。さらに、Ｓｎの多量の添加は、Ｃｕによる熱間加工時の表面割れを助長する。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。
【００３１】
また、本発明の鋼材は、上記必須とする成分の他に、ＮｉおよびＣｏのうちから選ばれる１種または２種を下記の範囲で含有することが好ましい。
Ｎｉ：０．００５〜０．４ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０１〜０．４ｍａｓｓ％
ＮｉおよびＣｏは、生成した錆粒子を微細化して、裸状態での耐食性およびジンクプライマーにエポキシ系塗装が施された状態での耐食性を少なからず向上する効果を有する。したがって、これらの元素は、耐食性をより向上したい場合に、補助的に添加するのが好ましい。上記効果は、Ｎｉ：０．００５ｍａｓｓ％以上、Ｃｏ：０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。一方、Ｎｉ：０．４ｍａｓｓ％超え、Ｃｏ：０．４ｍａｓｓ％超え添加しても、その効果が飽和する。また、Ｎｉは、ＣｕやＳｎを含有する鋼において発生する熱間加工時の表面割れを抑制する効果がある。よって、ＮｉおよびＣｏは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。
【００３２】
また、本発明の鋼材は、上記必須成分および選択的添加成分（Ｎｉ，Ｃｏ）が上記の適正範囲で含有していることに加えてさらに、下記（１）式；
Ｘ値＝（１−０．８×Ｃｕ０．５）×｛１−（０．８×Ｗ＋０．４×Ｍｏ）０．３｝×｛１−（Ｓｎ＋０．４×Ｓｂ）０．３｝×｛１−（０．０５×Ｃｒ＋０．０３×Ｎｉ＋０．０３×Ｃｏ）０．３｝×｛１＋２×（Ｓ／０．０１＋Ｐ／０．０２５）｝  ・・・（１）
ここで、上記式中の元素記号は、その元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示しており、含有していない元素は０（ゼロ）として計算する。
で定義されるＸ値が０．５以下を満たすよう含有している必要がある。
【００３３】
上記（１）式は、タンカー油槽内の腐食に及ぼす各成分の影響を評価する式であり、耐食性を向上させる成分の係数はマイナス、また、耐食性を劣化させる成分の係数はプラスとして表されている。したがって、Ｘの値が小さい鋼材ほど耐食性に優れている。発明者らは、上記Ｘの値と、タンカー油槽内の腐食環境での鋼材の耐食性との関係を調査した結果、Ｘが０．５以下であれば、タンカー油槽内の腐食環境での耐食性に優れるが、Ｘが０．５を超えると上記耐食性は劣化することを見出した。よって、本発明の鋼材は、Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｗ，Ｍｏ，Ｓｎ，Ｓｂ，ＮｉおよびＣｏの含有量を決定するに当たっては、上記Ｘ値が０．５以下となるよう成分設計する必要がある。
【００３４】
さらに本発明の鋼材は、上記成分を上記の適正範囲で含有していることに加えて、Ｃｕ，ＳｎおよびＮｉが、下記（２）式；
Ｚ値＝（１＋１０×Ｓｎ）×（Ｃｕ−０．７×Ｎｉ）  ・・・（２）
ここで、上記式中の元素記号は、その元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示しており、含有していない元素は０（ゼロ）として計算する。
で定義されるＺ値が０．１５以下となるように含有していることが必要である。その理由は、Ｃｕは、熱間加工時の表面割れを引き起こす元素であり、また、Ｓｎは、上記Ｃｕによる割れを助長する元素である。一方、Ｎｉは、上記元素による弊害を防止するのに有効な元素であるが、Ｎｉの上記効果を発現させるためには、上記（２）式を満たしてＮｉを添加する必要があるからである。
【００３５】
また、本発明の鋼材は、鋼の強度を高める目的で、上記成分に加えてさらに、Ｎｂ，Ｔｉ，ＶおよびＺｒのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％およびＶ：０．００２〜０．２ｍａｓｓ％
Ｎｂ，Ｔｉ，ＺｒおよびＶは、いずれも鋼材強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて適宜選択して添加することができる。上記効果を得るためには、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒはそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上、Ｖは０．００２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒはそれぞれ０．１ｍａｓｓ％を超えて、Ｖは０．２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靭性が低下するため、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｖは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。
【００３６】
さらに、本発明の鋼材は、強度を高めたり、靭性を向上させたりするために、上記成分に加えてさらに、Ｃａ，ＲＥＭおよびＹのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｃａ：０．０００２〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１５ｍａｓｓ％およびＹ：０．０００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃａ，ＲＥＭおよびＹは、いずれも、溶接熱影響部の靭性向上に効果があり、必要に応じて添加することができる。上記効果は、Ｃａ：０．０００２ｍａｓｓ％以上、ＲＥＭ：０．０００２ｍａｓｓ％以上、Ｙ：０．０００１ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、Ｃａ：０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．０１５ｍａｓｓ％、Ｙ：０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って靭性の低下を招くので、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｙは、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。
【００３７】
さらに、本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、Ｂを下記の範囲で含有することができる。
Ｂ：０．０００２〜０．００３ｍａｓｓ％
Ｂは、鋼材の強度を高める元素であり、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、０．０００２ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００３ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靭性が低下する。よって、Ｂは０．０００２〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００３８】
なお、本発明の原油タンクに用いる鋼材は、以下の方法で製造するのが好ましい。
すなわち、本発明の鋼材は、本発明に適合する成分組成に調整した鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス等、公知の精錬プロセスを用いて溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼素材（スラブ）とし、次いで、この素材を再加熱してから熱間圧延し、厚鋼板、薄鋼板および形鋼等の鋼材とするのが好ましい。
【００３９】
上記熱間圧延前の再加熱温度は、９００〜１２００℃の温度とするのが好ましい。加熱温度が９００℃未満では、変形抵抗が大きく、熱間圧延することが難しくなる。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くほか、酸化によるスケールロスが顕著となって歩留まりが低下するからである。より好ましい加熱温度は１０００〜１１５０℃である。
【００４０】
また、熱間圧延で所望の形状、寸法の鋼材に圧延するに当たっては、仕上圧延終了温度は７５０℃以上とするのが好ましい。７５０℃未満では、鋼の変形抵抗が大きくなって圧延負荷が増大し、圧延することが難しくなったり、圧延材が所定の圧延温度に達するまでの待ち時間が発生するため、圧延能率が低下したりするからである。
【００４１】
熱間圧延後の鋼材の冷却は、空冷、加速冷却のいずれの方法でもよいが、より高強度を得たい場合には、加速冷却するのが好ましい。なお、加速冷却を行う場合には、冷却速度を２〜８０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度を６５０〜３００℃の範囲とするのが好ましい。冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満、冷却停止温度が６５０℃超えでは、加速冷却の効果が小さく、十分な高強度化が達成されない。一方、冷却速度が８０℃／ｓｅｃ超え、冷却停止温度が３００℃未満では、得られる鋼材の靭性が低下したり、鋼材の形状に歪が発生したりすることがあるからである。
【００４２】
次に、本発明の鋼材を溶接して形成した原油タンクの溶接継手について説明する。
上記適正成分に調整して製造した鋼板同士を溶接して形成した原油タンクの溶接継手は、溶接金属中のＭｏおよびＷが下記（３）式；
３＜｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦８  ・・・（３）
を満たして含有していることが必要である。
一般に、溶接金属の耐食性が母材（鋼材）の耐食性より劣る場合には、後述するタンカー底板の孔食内部を模擬した酸浸漬試験では、溶接部の金属の溶解が促進されてしまう。また、溶接金属の耐食性を母材（鋼材）並みに高めるため、溶接金属中にＳｎやＳｂを添加すると、溶接継手の低温靭性を確保できなくなる。そのため、溶接金属にＳｎやＳｂを含有させることなく、溶接金属の耐食性を母材（鋼材）並みに向上させることが必要となる。そこで、本発明は、溶接金属の耐食性向上手段として、｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝の値を上記（３）式で規定した範囲に制限するところに特徴がある。
【００４３】
｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝が３以下の場合には、溶接金属の耐食性が母材（鋼材）のそれより劣るため、後述するタンカー底板の孔食内部を模擬した酸浸漬試験において、溶接部の金属の溶解が促進されてしまう。一方、｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝が８を超える場合には、必要以上のＭｏやＷの添加によって、溶接材料（溶接ワイヤ）のコストが上昇するだけでなく、溶接金属の耐食性が母材のそれを大きく上回るようになるため、実腐食環境下において母材の選択腐食が生ずるようになる。よって、溶接金属中のＭｏおよびＷは上記（３）式を満たす必要がある。なお、｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝は３〜７の範囲が好ましく、３〜６の範囲がより好ましい。
【００４４】
また、本発明の原油タンクの溶接継手は、溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷが下記（４）式；
０．２≦（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝≦３  ・・・（４）
を満たして含有していることが必要である。
発明者らは、ＣｕとＭｏあるいはＷを併用して添加すると、それらの元素の相乗効果によって、溶接継手の耐食性が大幅に向上することを見出した。しかし、（４）式中の（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝が０．２未満の場合には、溶接金属中のＭｏあるいはＷの含有量に比してＣｕの含有量が著しく低く、上記相乗効果が期待できないため、溶接継手の耐食性が低下する。一方、（４）式中の（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝が３を超える場合には、溶接金属中のＣｕ含有量に比してＭｏあるいはＷの含有量が低すぎて、やはり上記相乗効果が期待できないため、溶接継手の耐食性が低下してしまう。よって、溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷは上記（４）式を満たすことが必要である。なお、溶接金属中におけるＭｏおよびＷの含有量は、その合計含有量が上記式を満たす範囲内であれば、ＭｏおよびＷのうちのいずれか一方を含まなくても構わない。なお、（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝は０．５〜３の範囲が好ましく、０．５〜２．５の範囲がより好ましい。
【００４５】
さらに、発明者らは、本発明の溶接継手は、上記条件に加えてさらに、溶接金属中と母材（鋼材）中のＣｕが、下記（５）式；
１≦（溶接金属中のＣｕ）／（母材中のＣｕ）≦８  ・・・（５）
を満たす場合には、母材（鋼材）および溶接継手を含む全ての部位における耐食性がさらに向上することを見出した。
前述したように、本発明は、溶接継手の低温靭性を低下させることなく溶接金属の耐食性を母材（鋼材）並みに向上するため、溶接金属中にＳｎやＳｂを含有させずに、｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝の値を（３）式で規定した適正範囲に制御することがポイントである。しかし、溶接金属の耐食性をさらに安定して向上させるためには、上記（３）式に加えて、（溶接金属中のＣｕ）／（母材中のＣｕ）の値が１以上であることがより好ましい。一方、（溶接金属中のＣｕ）／（母材中のＣｕ）が８を超えると、Ｃｕの必要以上の添加によって、溶接材料（溶接ワイヤ）のコストが上昇するだけでなく、溶接金属の耐食性が母材のそれを大きく上回るため、母材の選択腐食が発生するおそれがある。よって、溶接金属中と母材（鋼材）中のＣｕは、（５）式を満たすことが好ましい。
【００４６】
なお、上記溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷの含有量を上記範囲に制御するには、鋼材（母材）の成分組成および溶接条件に応じて、溶接に用いる溶接材料（溶接ワイヤ）を適宜選択するのが好ましい。例えば、溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷの目標組成を母材の希釈率で割り戻して求めた組成を有する溶接ワイヤを作製し、これを用いて溶接する方法である。
【００４７】
また、本発明の原油タンクの溶接に用いる溶接方法は、片面１パスのサブマージアーク溶接法であるＦＡＢ溶接やＦＣＢ溶接、ＲＦ溶接のような大入熱溶接や、炭酸ガスアーク溶接（ＣＯ２溶接）のような小入熱溶接などを用いることができるが、溶接金属の化学成分組成を適正範囲に制御する観点から、溶接ワイヤを用いる溶接方法であることが必要である。
ここで、上記ＦＡＢ溶接とは、（株）神戸製鋼所の溶接方法に関する登録商標で、ガラステープ、固形フラックス等で構成した裏当て材を鋼板裏面に直接当てて、１パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。また、上記ＦＣＢ溶接とは、（株）神戸製鋼所の溶接方法に関する登録商標で、銅板の上に裏当てフラックスを散布して、鋼板裏面に押し当てて、１パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。また、上記ＲＦ法とは、（株）神戸製鋼所の溶接方法に関する登録商標で、溶接熱硬化性樹脂を含んだ裏当てフラックスの下に下敷きフラックスを重ねた冶具枠を鋼板裏面に当て、枠中のフラックスを押し当てて、１パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。
【実施例】
【００４８】
表１−１および表１−２に示したＮｏ．１〜３６の異なる成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して鋼塊とし、または転炉で溶製し、連続鋳造して鋼スラブとし、これらを１１５０℃に再加熱後、仕上圧延終了温度を８００℃とする熱間圧延を施して、板厚２５ｍｍの厚鋼板とした。
かくして得られたＮｏ．１〜３６の厚鋼板について、磁粉探傷試験で鋼板表面における割れの有無を調査し、割れが検出されなかったものを○、割れが検出されたものを×と判定した。
【００４９】
【表１−１】
2012001810.tif 000003
【００５０】
【表１−２】
2012001810.tif 000004
【００５１】
次いで、上記Ｎｏ．１〜３６の各鋼板同士を、表２−１および表２−２に記載の溶接方法で溶接して溶接継手を作製した。なお、各溶接方法の入熱量は、ＦＣＢ溶接は１４６ｋＪ／ｃｍ、ＦＡＢ溶接は１８０ｋＪ／ｃｍ、ＣＯ２溶接は１．５ｋＪ／ｃｍとした。開先は全てＶ開先とした。ここで、各溶接継手の溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷの組成制御は、Ｃｕ，ＭｏおよびＷの目標組成を母材希釈率（ＣＯ２溶接１１％程度、ＦＡＢ溶接４７％程度、ＦＣＢ溶接６７％程度）で割り戻して求めた組成を有する溶接ワイヤを作製し、これを用いて溶接することで行った。なお、ＦＣＢ溶接には、フラックス（ＰＦ−Ｉ５５Ｅ／（株）神戸製鋼所製）と裏フラックス（ＰＦ−Ｉ５０Ｒ／（株）神戸製鋼所製）、ＦＡＢ溶接には、フラックス（ＰＦ−Ｉ５２Ｅ／（株）神戸製鋼所製）、充填剤（ＲＲ−２／（株）神戸製鋼所製）および裏当て材（ＦＡ−Ｂ１／（株）神戸製鋼所製）をそれぞれ用いた。
なお、前述したようにＦＣＢ溶接とは、銅板の上に裏当てフラックスを散布して、鋼板裏面に押し当てて、１パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。また、ＦＡＢ溶接とは、ガラステープ、固形フラックス等で構成した裏当て材を鋼板裏面に直接当てて、１パス溶接で裏波ビードを形成する方法をいう。
【００５２】
上記のようにして作製した溶接継手について、溶接金属中のＣｕ，ＭｏおよびＷの含有量を、原子吸光分析法を用いて測定した。
さらに、以下の要領で、上甲板裏を模擬した全面腐食試験と、タンカー底板環境を模擬した局部耐食試験を行った。
（１）タンカー上甲板環境を模擬した全面腐食試験
タンカー上甲板裏面における全面腐食に対する耐食性を評価するため、上記Ｎｏ．１〜３６の厚鋼板溶接継手の板厚１／４の位置から、溶接金属が試験片の幅方向と並行かつ中央に位置するよう、幅２５ｍｍ×長さ６０ｍｍ×厚さ５ｍｍの矩形の小片を切り出し、その表面を６００番手のエメリー紙で研磨した。裏面および端面は腐食しないよう、テープでシールし、図１に示した腐食試験装置を用いて全面腐食試験を行った。
この腐食試験装置は、腐食試験槽２と温度制御プレート３とから構成されており、腐食試験槽２には温度が３６℃に保持された水６が注入されており、また、その水６中には、１２ｖｏｌ％ＣＯ２、５ｖｏｌ％Ｏ２、０．０１ｖｏｌ％ＳＯ２、０．３ｖｏｌ％Ｈ２Ｓ、残部Ｎ２からなる混合ガス（導入ガス４）を導入して腐食試験槽２内を過飽和の水蒸気で充満し、原油タンク上甲板裏の腐食環境を再現したものである。そして、この試験槽の上裏面にセットした腐食試験片１に、ヒーターと冷却装置を内蔵した温度制御プレート３を介して２５℃×３時間＋５０℃×２１時間を１サイクルとする温度変化を１８０日間繰り返して付与し、試験片１の表面に結露水を生じさせて、全面腐食を起こさせるようにしたものである。図１中、５は試験槽からの排出ガスを示す。
上記試験後、各試験片表面の錆を除去し、試験前後の質量変化から、腐食による質量の減を求め、この値から１年当たりの板厚減量（片面の腐食速度）に換算した。その結果、腐食速度が０．０８ｍｍ／ｙ以下でかつ母材部および溶接部のいずれにも局部腐食が認められない場合を耐全面腐食性が良好（○）、０．０８ｍｍ／ｙ超、あるいは、母材部か溶接部のいずれか一方にでも局部腐食が目視で認められる場合を耐全面腐食性が不良（×）と評価した。
【００５３】
（２）タンカー油槽部底板環境を模擬した局部腐食（孔食）試験
タンカー油槽部底板における孔食に対する耐食性を評価するため、上記Ｎｏ．１〜３６の厚鋼板溶接継手の板厚１／４の位置から、溶接金属が試験片の幅方向と並行かつ中央に位置するよう、幅２５ｍｍ×長さ６０ｍｍ×厚さ５ｍｍの矩形の小片を切り出し、その全面を６００番手のエメリー紙で研磨した。
次いで、１０ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液を、濃塩酸を用いてＣｌイオン濃度１０ｍａｓｓ％、ｐＨ０．８５に調製した試験溶液を作製し、試験片の上部に開けた３ｍｍφの孔にテグスを通して吊るし、１試験片につき２Ｌの試験溶液中に１６８時間浸漬する腐食試験を行った。なお、試験溶液は、予め３０℃に加温・保持し、２４時間毎に新しい試験溶液と交換した。
上記腐食試験に用いた装置を図２に示す。この腐食試験装置は、腐食試験槽８、恒温槽９の二重型の装置で、腐食試験槽８には上記試験溶液１０が入れられ、その中に試験片７がテグス１１で吊るされて浸漬されている。試験溶液１０の温度は、恒温槽９に入れた水１２の温度を調整することで保持している。
上記腐食試験後、試験片表面に生成した錆を除去した後、試験前後の質量差を求め、この差を全表面積で割り戻し、１年当たりの板厚減少量（両面の腐食速度）を求めた。その結果、腐食速度が０．８ｍｍ／ｙ以下でかつ母材部および溶接部に局部腐食が目視で認められない場合を耐局部腐食性が良好（○）、腐食速度が０．８ｍｍ／ｙ超え１．０ｍｍ／ｙ以下で、かつ母材部および溶接部に局部腐食が目視で認められない場合を耐局部腐食性が概ね良好（△）、腐食速度が１．０ｍｍ／ｙ超、あるいは、母材部および溶接部のいずれかにでも局部腐食が目視で認められる場合を耐局部腐食性が不良（×）と評価した。
【００５４】
上記磁粉探傷試験の結果および耐食性試験の結果を、各鋼板の成分組成から求められるＸ値およびＺ値とともに表２−１，表２−２に示した。これらの表から、母材および溶接金属が本発明の成分組成を満たすと共に、Ｘ値およびＺ値の条件を満たすＮｏ．１〜４，６，７および１０〜２９の厚鋼板は、圧延時に割れの発生が無く、かつ上甲板裏を模擬した耐食性試験およびタンカー底板環境を模擬した耐食性試験のいずれにおいても良好な耐食性を示しているのに対し、本発明の条件を満たさないＮｏ．５，８，９および３０〜３６の厚鋼板は、いずれの耐食性試験においても良好な結果が得られていない。
【００５５】
また、図３は、表２−１および表２−２に記載したＮｏ．１〜３６の厚鋼板をタンカー底板および上板に用いたときの溶接継手の耐食性に及ぼす溶接金属組成の影響を、横軸を（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝とし、縦軸を｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝として示したものである。図３から、（溶接金属中のＣｕ）／｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝が０．２〜３かつ｛溶接金属中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝／｛母材中の（Ｍｏ＋Ｗ）｝が３〜８の範囲内において、上甲板裏を模擬した耐食性試験およびタンカー底板環境を模擬した耐食性試験のいずれにおいても、良好な耐食性（表２−１および表２−２の○印および△印）を示しているのに対し、上記範囲を外れるものは、上気耐食性試験のいずれかが劣っている（表２−１および表２−２の×印）ことがわかる。
【００５６】
【表２−１】
2012001810.tif 000005
【００５７】
【表２−２】
2012001810.tif 000006
【符号の説明】
【００５８】
１、７：試験片
２、８：腐食試験槽
３：温度制御プレート
４：導入ガス
５：排出ガス
６、１２：水
９：恒温槽
１０：試験液
１１：テグス
【図１】
2012001810.tif 000007
【図２】
2012001810.tif 000008
【図３】
2012001810.tif 000009