(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.001 〜0.025 ％、Si：0.60％以下、Mn：0.10〜3.0 ％、Ｐ：0.005 〜0.030 ％、Ｓ：0.0005〜0.01％、Al：0.10％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10〜4.0 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ｏ：0.0030％以下、Ca：0.0005〜0.0030％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記ACR が0.00 超1.00未満になることを特徴とする耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材。
記
ACR ＝（Ca−（0.18＋130 ×Ca）×Ｏ）／（1.25×Ｓ）
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各元素の成分含有量（質量％）
【請求項２】
さらに、質量％で、Mo：0.05〜0.50％、Co：0.05〜0.50％、Ｗ：0.05〜0.50％、Sb：0.05〜0.50％から選ばれた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記載の耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材。
【請求項３】
さらに、質量％で、下記（ａ）〜（ｃ）のうち一または二以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材。
記
（ａ）Nb：0.005 〜0.20％、Ｖ：0.005 〜0.20％から選ばれた１種または２種
（ｂ）REM ：0.004 〜0.02％
（ｃ）Ｂ：0.0003〜0.0050％
【請求項４】
質量％で、Ｃ：0.001 〜0.025 ％、Si：0.60％以下、Mn：0.10〜3.0 ％、Ｐ：0.005 〜0.030 ％、Ｓ：0.0005〜0.01％、Al：0.10％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10〜4.0 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ｏ：0.0030％以下、Ca：0.0005〜0.0030％を含有し、あるいはさらに、下記（Ａ）〜（Ｄ）のうち一または二以上を含有する目標組成に溶製後凝固させた鋼素材を熱間圧延する鋼材の製造方法において、溶存酸素量30ppm 以下に調整した直後の溶鋼にCaを下記ACR が0.00 超1.00未満になる量添加することを特徴とする耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材の製造方法。
記
（Ａ）Mo：0.05〜0.50％、Co：0.05〜0.50％、Ｗ：0.05〜0.50％、Sb：0.05〜0.50％から選ばれた１種または２種以上
（Ｂ）Nb：0.005 〜0.20％、Ｖ：0.005 〜0.20％から選ばれた１種または２種
（Ｃ）REM ：0.004 〜0.02％
（Ｄ）Ｂ：0.0003〜0.0050％
ACR ＝（Ca−（0.18＋130 ×Ca）×Ｏ）／（1.25×Ｓ）
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各元素の成分含有量（質量％）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材ならびにその製造方法に関し、とくに、高温多湿等の厳しい環境下で使用されるバラストタンク等の構成材料に用いて好適な耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材ならびにその製造方法に関する。
〔用語の定義〕
本発明において、鋼材とは、鋼板（厚鋼板、薄鋼板の総称）および形鋼の総称であり、また、大入熱溶接とは、入熱 60kJ/cm以上の溶接であり、また、成分含有量に係る％およびppm はそれぞれ質量百分率、質量百万分率を意味し、また、REM は希土類元素を意味する。
【０００２】
【従来の技術】
通常、バラストタンクの防食は、タールエポキシ樹脂塗料と電気防食とを併用している。しかし、バラストタンクは、同タンク内に海水が出入することから、厳しい腐食環境に曝されている。とくにタンカーでは、次のような周期的腐食環境となる。
【０００３】
中近東から日本に原油を輸送する場合、貨油タンクを空にして中近東に向かう往路では、船のバランスを保ち、航行の安全を図るためにバラストタンク内は海水をほぼ満水にする。このときの腐食環境は、バラストタンクの中部〜下部は海水中にあり、上部は飛沫帯に近い状態にある。一方、貨油タンクに原油を満載して日本に向かう復路では、バラストタンク内は海水を抜いて空にする。このときバラストタンク内は、船底に残留した海水と甲板からの熱で高温（40℃程度）多湿環境となる。タンカーは１往復するのに約80日を要するから、バラストタンク内は約80日周期で海水の出入による厳しい腐食環境に曝されることになる。
【０００４】
バラストタンク内に海水が充満しているときは、海水浸漬部分は電気防食効果によってほとんど腐食されないが、バラストタンクの最上部やアッパーデッキ裏側等の非浸漬部分は、高温に加え、飛沫帯という厳しい腐食環境下にある。一方、バラストタンク内に海水がないときは高温多湿環境となり、電気防食効果は期待できず、タールエポキシ樹脂塗料のみの防食となる。また、バラストタンク内に海水を充満させる際、海水中に含まれている小石や砂塵等も一緒に侵入し、塗膜にスクラッチ（傷）が生じてしまうため、スクラッチ部から腐食が進行する。
【０００５】
このようなことから、バラストタンクの塗膜寿命は、船舶寿命（20年）の約半分の約10年とされており、残りの約10年は補修塗装で安全性を維持する必要がある。しかし、補修塗装にはそれ相応の費用がかかるのみならず、バラストタンク内は劣悪な塗装作業環境となっていることから作業者の確保に難渋する問題がある。
【０００６】
バラストタンクでは、このような問題があるため、鋼材面からの改善、すなわち、塗膜寿命の延長が可能な船舶用鋼材の開発が望まれている。
ところで、海洋環境下での使用を目的とした耐海水鋼の分野では、耐食性向上のためにCrやNi、Mo、Cu等が添加され、飛沫帯用、海水用あるいはこれら両用といった使用環境に合わせた種々の溶接構造用耐海水鋼が開発されている。そして、これらは、水門や鋼矢板、ブイ、桟橋などに使用されている。
【０００７】
かような耐海水鋼としては、特開昭51−25420 号公報所載の鋼材が知られているが、この鋼材の用途は上記の類の海洋構造物や港湾施設であり、その使用環境は常温（25℃程度）以下の海水である。また、特開昭63−255341号公報には、大気環境での耐塩害性を向上させた溶接構造用耐食性鋼板が提案されているが、これについても同様である。
【０００８】
それゆえ、バラストタンク内のような高温多湿になる厳しい腐食環境下では、通常の船舶用鋼材と同様、 塗膜なしでは使用に耐え得ず、また、その塗膜寿命も通常の船舶用鋼材と同程度となるにすぎない。
一方、造船、建築、土木の各分野における鋼構造物は、一般に鋼材を溶接により接合し、所望の形状に組み立てられることが多い。こうした溶接構造物に使用される鋼材には、安全性確保の観点から、母材靭性はもちろん、溶接部靭性にも優れることが要求されている。
【０００９】
しかるに近年、溶接構造物の大型化に伴い、構造物の施工効率の向上と施工コストの低減の観点から溶接効率の向上が求められ、溶接入熱の増大が指向されてきた. その際最も問題となるのは溶接ボンド部の靭性である。溶接ボンド部は溶接時に溶融点直下の高温に曝され、結晶粒が最も粗大化しやすく、しかも溶接入熱が増大するにしたがい冷却速度が低下し、脆弱な上部ベイナイト組織が形成されやすくなる。さらに溶接ボンド部ではウィドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が生成しやすく、靭性が低下しやすい。
【００１０】
この問題に対し、溶接ボンド部あるいはその近傍の溶接熱影響部の靭性改善を図る手段として以下のような提案がなされている。
・TiN を鋼中に微細分散させ、MnS またはREM オキシサルファイドと複合してオーステナイト粒の粗大化を抑制するもの（特開平２−250917号公報、特開平２−254118号公報、特公平３−53367 号公報）
・REM とTiとを複合添加し、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を抑制（特開昭60−184663号公報）
・Ti酸化物を微細分散させ、フェライト変態の核生成サイトとして利用するもの（特開昭60−245768号公報、特開昭61−79745 号公報）
・溶接時の冷却過程でTiN などの上に析出するBNをフェライト変態の核として利用するもの（特開昭61−253344号公報）
・固溶Ｎを徹底的に低減すべくTiと十分な量（0.05〜0.10％）のAlを含有せしめ、さらに微細分散粒子としてCa酸化物を活用するもの（特開2000−107177号公報）
・CaやREM を添加し硫化物の形態制御を行うもの（特開昭60−204863号公報、特公平４−14180 号公報）
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
上述のように、従来の耐海水鋼は、バラストタンク内のような高温多湿になる厳しい腐食環境下では、通常の船舶用鋼材程度の耐食性、防食性を呈するにすぎず、塗膜寿命を延長し得る材料特性を有するものは見当らない。
一方、溶接部靭性に関しては、上述のように種々の改善手段が提案されているものの、以下のような問題があった。
・Ti酸化物を用いる手段では、酸化物を均一かつ微細に分散させるのがかなり困難で、溶接部靭性のばらつきが大きくなる。
・TiN を主体に利用する手段では、溶接ボンド部近傍が長時間高温に曝される入熱条件では、TiN が溶解し、結晶粒微細化作用が失われて溶接部靭性が向上せず、また、固溶Tiと固溶Ｎの増加に起因して脆化組織が生成し、溶接部靭性が著しく低下する。
・Al、Caを活用する手段では、添加量が多くなるために酸化物がクラスター化し、破壊の起点となって靭性が低下する場合がある。
・CaやREM で硫化物形態制御を行う手段では、溶接入熱60kJ/cm を超える大入熱溶接部で、高靱性を確保することが困難であるという問題があった。
【００１２】
本発明は、上記従来技術の現状に鑑み、厳しい腐食環境とくに高温多湿環境下でも塗膜の剥離が起こり難いとともに高位で安定した大入熱溶接部靭性を有する耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材ならびにその製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、耐塗膜剥離性の改善に向けて、種々の合金元素を種々の割合で含有させた暴露試験片を多数作製し、これらの試験片を実際のバラストタンク内で２年間の暴露試験に供し、以下の知見を得た。
1-1) 主にCuレスでかつNiを添加した試験片で、塗膜スクラッチからのさびによる塗膜膨れが著しく軽減される。例えば、Niを1.0 ％含有させ、Cuを0.02％まで低減した鋼材は、その膨れ面積が従来の1/10にまで低減した。
【００１４】
1-2) MoやCo、Sb、Ｗを添加した試験片も、さびによる塗膜膨れが抑制された。
すなわち、これら合金元素には、スクラッチ部からの腐食の進行を抑制し、塗膜損傷を軽減する効果がある。
また一方では、大入熱溶接部靭性の高位安定化に向けて、該靭性に影響を及ぼす種々の要因について研究、 検討を重ね、以下の知見を得た。
【００１５】
2-1) 大入熱溶接部とくに溶接ボンド部の靭性は、脆化組織の生成の有無に大きく影響される。
2-2) 上記脆化組織の生成は、高温に加熱された領域におけるオーステナイトの粗大化抑制、および、冷却時にフェライト変態を促進するフェライト生成核の微細分散により防止できる。従来はこれらが不十分であったために、溶接部靭性の高位安定化を実現しえなかった。
【００１６】
2-3) フェライト生成核の微細分散のためには、硫化物形態制御の役割を担うCaを活用し、凝固時にCaS を晶出させることが有効である。CaS は酸化物に比べて低温で晶出するので、凝固後の鋼中での微細かつ均一な分散が可能となる。
2-4) CaS 晶出のためには、Ca添加直前の溶鋼中の溶存酸素量を30ppm 以下に調整する必要がある。
【００１７】
2-5) 溶存酸素量30ppm 以下に調整した溶鋼にCa（あるいはさらにＳ）を、
ACR ＝（Ca−（0.18＋130 ×Ca）×Ｏ）／（1.25×Ｓ）
（ここで、Ca、Ｏ、Ｓは各合金元素の含有量（質量％））
が0.00〜1.00になる量添加することにより、CaS 晶出後に固溶Ｓ量を確保でき、CaS の表面上にMnS が析出してなる複合硫化物を形成できる。MnS はフェライト核生成能を有し、さらにはその周囲にMnの希薄帯が形成されるので、フェライト変態がさらに促進される。
【００１８】
2-6) MnS 上にTiN 、BN、AlN 等のフェライト生成核が析出することにより、より一層フェライト変態が促進される。本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
〔１〕質量％で、Ｃ：0.001 〜0.025 ％、Si：0.60％以下、Mn：0.10〜3.0 ％、Ｐ：0.005〜0.030 ％、Ｓ：0.0005〜0.01％、Al：0.10％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10〜4.0 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ｏ：0.0030％以下、Ca：0.0005〜0.0030％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記ACR が0.00 超1.00未満になることを特徴とする耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材。
【００１９】
記
ACR ＝（Ca−（0.18＋130 ×Ca）×Ｏ）／（1.25×Ｓ）
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各元素の成分含有量（質量％）
〔２〕さらに、質量％で、Mo：0.05〜0.50％、Co：0.05〜0.50％、Ｗ：0.05〜0.50％、Sb：0.05〜0.50％から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする〔１〕記載の耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材。
〔３〕さらに、質量％で、下記（ａ）〜（ｃ）のうち一または二以上を含有することを特徴とする〔１〕または〔２〕に記載の耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材。
【００２０】
記
（ａ）Nb：0.005 〜0.20％、Ｖ：0.005 〜0.20％から選ばれた１種または２種
（ｂ）REM ：0.004 〜0.02％
（ｃ）Ｂ：0.0003〜0.0050％
〔４〕質量％で、Ｃ：0.001 〜0.025 ％、Si：0.60％以下、Mn：0.10〜3.0 ％、Ｐ：0.005〜0.030 ％、Ｓ：0.0005〜0.01％、Al：0.10％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10〜4.0 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ｏ：0.0030％以下、Ca：0.0005〜0.0030％を含有し、あるいはさらに、下記（Ａ）〜（Ｄ）のうち一または二以上を含有する成分組成に溶製後凝固させた鋼素材を熱間圧延する鋼材の製造方法において、溶存酸素量30ppm 以下に調整した直後の溶鋼にCaを下記ACR が0.00 超1.00未満になる量添加することを特徴とする耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性に優れた船舶用鋼材の製造方法。
【００２１】
記
（Ａ）Mo：0.05〜0.50％、Co：0.05〜0.50％、Ｗ：0.05〜0.50％、Sb：0.05〜0.50％から選ばれた１種または２種以上
（Ｂ）Nb：0.005 〜0.20％、Ｖ：0.005 〜0.20％から選ばれた１種または２種
（Ｃ）REM ：0.004 〜0.02％
（Ｄ）Ｂ：0.0003〜0.0050％
ACR ＝（Ca−（0.18＋130 ×Ca）×Ｏ）／（1.25×Ｓ）
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各元素の成分含有量（質量％）
【００２２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。
Ｃ：0.001 〜0.025 ％
Ｃは、強度の向上に有効な元素であるが、含有量が0.001 ％に満たないとその効果に乏しく、一方、0.025 ％を超えると母材靭性および溶接部靭性の劣化を招くので、0.001 〜0.025 ％の範囲とした。
Si：0.60％以下
Siは、脱酸剤として有用なだけでなく、鋼の強度を向上させる点でも有用な元素であるが、過剰に含有させると母材靭性および溶接部靭性が劣化するので、0.60％以下とした。好ましくは0.15〜0.50％の範囲である。
Mn：0.10〜3.0 ％
Mnは、鋼の強度のみならず、 母材靭性および溶接部靭性に大きな影響を与える元素であり、本発明では所望の強度を確保するために0.10％以上含有させるものとした。しかし、3.0 ％を超えて含有させると母材靭性および溶接部靭性に悪影響を及ぼすため、0.10〜3.0 ％の範囲とした。好ましくは0.10〜2.0 ％の範囲である。
Ｐ：0.005 〜0.030 ％
Ｐは、緻密なさびを形成するために0.005 ％以上含有を必要とするが、過剰の含有は母材靭性および溶接部靭性を劣化させるので、0.005 〜0.03％とした。
Ｓ：0.0005〜0.01％
Ｓは、溶鋼凝固時にCaS を微細分散状態で晶出させ、その上にMnS 、あるいはさらにその上にTiN 等を析出させてフェライト生成核として機能させるために0.0005％以上の含有を必要とするが、過剰の含有は母材靭性および溶接部靭性を劣化させるので、0.0005〜0.01％とした。なお、好ましくは0.0010〜0.0050％の範囲である。
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として添加するが、0.01％を超える含有は溶接部靭性に悪影響を及ぼすので、0.10％以下に制限した。
Cu：0.10％以下
Cuは、一般的に耐食性向上元素であり、橋梁など大気環境で使用される耐候性鋼に添加されている。しかしながら、本発明で用途目標にしているバラストタンクの内部環境は高温多湿でほとんど濡れている状態にあり、かような環境ではCuは有効に働くどころか、逆に不利に働く。
【００２３】
これは、Cuが、さびの緻密化促進と鋼の溶解活性化という２つの作用を有しているためである。すなわち、大気環境では濡れている時間が比較的短く、そのため鋼の溶解時間が短い。したがってこの場合には、Cuのさびの緻密化促進作用により形成された保護性さび層が、Cuの溶解活性化による鋼の腐食反応を抑制する。一方、常に濡れている状態では、Cuの溶解活性化による鋼の腐食反応が、Cuのさびの緻密化促進作用によるさび層の保護作用よりも大きくなるため、鋼の腐食が進行する。鋼の腐食が進行すれば、塗膜膨れも進行する。
【００２４】
ここに、Cu含有量が0.10％を超えると鋼の腐食ひいては塗膜膨れが進行するようになるので、Cu含有量は0.10％以下に制限した。
Ni：0.10〜4.0 ％
Niは、塗膜膨れを顕著に抑制する元素として、本発明において最も重要な元素である。その効果は、さび粒子を緻密化し、地鉄への水、酸素、塩素等の腐食因子の透過を阻止することによって発揮される。このように、ある程度のさびが形成された後、このさび層が腐食因子の透過を阻止することによって、その後の地鉄の腐食が抑制される。腐食が抑制されれば、さび発生も少なく、さびによる塗膜膨れも抑制されるのである。この効果は、Ni含有量が0.10％未満では小さく、一方、4.0 ％を超えると効果は飽和し、むしろ経済的に不利となるので、Ni含有量は0.1 〜4.0 ％に制限した。
Ti：0.005 〜0.030 ％
Tiは、Ｎとの親和力が強くTiN として析出して、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるいはフェライト生成核として溶接熱影響部の高靭性化に寄与する。このような効果は0.005 ％以上の含有で認められるが、0.030 ％を超えて含有するとTiN 粒子が粗大化して前記効果が期待できなくなる。このためTiは0.005 〜0.030 ％の範囲に制限した。
Ｎ：0.0030〜0.0070％
Ｎは、Tiと結合しTiN として析出して、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるいはフェライト変態核として溶接熱影響部の高靭性化に寄与する。このような効果を有するTIN の必要量を確保するために、Ｎは0.0030％以上含有する必要がある。一方、0.0070％を超えて含有すると、溶接熱によってTIN が溶解する温度まで加熱される領域では固溶Ｎ量が増加し、靭性が著しく低下する。このため、Ｎは0.0030〜0.0070％の範囲に制限した。
Ｏ：0.0030％以下
Ｏは、不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在し、清浄度を低下させるので、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｏ含有量が0.0030％を超えるとCaO 系介在物が粗大化して、靭性に悪影響を及ぼす。また、本発明では、CaをCaS として晶出させるために、Caとの結合力が強いＯはCa添加前に、脱ガスを強化するか、脱酸剤を投入するかして、溶鋼中のＯを0.0030％以下に低減しておくことが好ましい。
Ca：0.0005〜0.0030％
Caは、硫化物の形態を制御して鋼の靭性向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005％含有することが必要であるが、0.0030％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、Ca含有量は0.0005〜0.0030％の範囲に制限する。
【００２５】
また、後述の本発明製造方法によれば、CaはCaS として鋼材中に微細かつ均一に分散し、MnS と複合してフェライト生成核として作用し、溶接部靭性の向上に寄与する。
ACR ：0.00超1.00未満
ACR ＝（Ca−（0.18＋130 ×Ca）×Ｏ）／（1.25×Ｓ）；ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各元素の成分含有量（質量％）
ACR が0.00以下では、溶製段階でCaS が晶出しないためMnS がCaS との複合硫化物にならず単独で析出し、圧延で伸長された形態で鋼材中に存在しているので、母材の靭性低下を惹起するとともに、溶接熱影響部靭性の向上が達成されない。一方、ACR が1.00以上では、ＳがCaにより完全に固定され、フェライト生成核として働くMnS がCaS 上に析出しないため、溶接熱影響部靭性の向上が達成されない。ACR を0.00超1.00未満とすることではじめてCaS 上にMnS が析出した複合硫化物の微細分散状態が実現する。この複合硫化物がフェライト生成核として機能し、溶接熱影響部の組織が微細化され、溶接熱影響部靭性が向上する。
【００２６】
以上、必須成分について説明したが、本発明ではこれら必須成分の他に、以下の成分を適宜含有させることができる。
Mo，Co，Ｗ，Sb：0.05〜0.50％
Mo，Co，Ｗ，Sbはいずれも、塗膜膨れを抑制する効果があるが、含有量が0.05％未満ではその効果が小さく、一方0.50％を超えると効果が飽和し、むしろ経済的に不利となるので、これらの元素は単独、複合のいずれで添加するにしても、それぞれ0.05〜0.50％の範囲で含有させるのが好ましい。
Nb，Ｖ：0.005 〜0.20％
Nb，Ｖはいずれも、鋼材の強度を増加させる元素であるが、含有量が0.005 ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.20％を超えると効果が飽和するため、これらの元素は単独、複合のいずれで添加するにしても、それぞれ0.005 〜0.20％の範囲で含有させるのが好ましい。
REM ：0.004 〜0.02％
REM は、溶接部靭性の向上に寄与するが、含有量が0.004 ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.02％を超えると鋼材の清浄度が劣化するので、0.004 〜0.02％の範囲で含有させるのが好ましい。
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、強度の向上に有利な元素であるが、含有量が0.0003％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.0050％を超えると母材靭性および溶接部靭性を劣化させるので、0.0003〜0.0050％の範囲で含有させるのが好ましい。
【００２７】
次に、本発明鋼材の製造方法について説明する。
この製造方法では、転炉, 電気炉等通常の方法で鋼を上記成分組成となるように溶製したのち、連続鋳造法あるいは造塊法によりスラブ等の鋳片素材となす。また、溶製に際しては、真空脱ガス製錬等を実施してもよい。
溶製時の留意点は、次の２点である。
【００２８】
第１点は、Ca添加直前の溶鋼中の溶存酸素量を0.0030％以下に調整することである。これにより、Ca酸化物の生成が抑制され、CaS の晶出が助成される。CaS は、溶鋼中で酸化物に比べて低温で晶出するため、凝固後の鋳片内で微細かつ均一に分散しうる。このようなCaS の微細分散粒子はMnS と複合して溶接時にフェライト生成核として作用し、溶接部靭性の向上に寄与する。
【００２９】
第２点は、第１点を満たした上で、溶鋼中にCaを、前記ACR が0.00超1.00未満となる量添加することである。こうすることで、上述した理由により、溶接熱影響部の組織を微細化し、溶接熱影響部靭性を向上させることができる。なお、Caの添加にあたっては、溶鋼中のＳ含有量をモニタしてそれに応じてCa添加量を決定すればよい。また、溶鋼中にＳが不足するような場合は、該不足分のＳを添加してもよい。
【００３０】
これら２つの留意点以外の溶鋼成分調整方法については、通常の鋼精錬方法によればよい。
ついで、得られた鋳片素材を熱間圧延して所望の形状の鋼材となす。素材は加熱炉等で加熱したものを圧延してもよく、また、前記加熱を省略し、凝固後冷却途上の熱片をそのまま圧延してもよい。熱間圧延方法については、本発明では特に限定されず、通常の方法のうちから適宜のものを選んで実施すればよい。
【００３１】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これらのスラブを1150℃に加熱した後、熱間圧延により25mm厚×2500mm幅の鋼板（厚鋼板）とした。
これらの鋼板の板厚1/4 位置でＣ方向からＪＩＳＺ２２０１の４号試験片およびＪＩＳＺ２２０２のＶノッチ試験片を採取し、引張特性および衝撃特性を調査した。
【００３２】
また、大入熱溶接部靭性として、入熱100kJ/cmの溶接熱影響部１mm（フュージョンラインから母材側に１mm入った箇所) 相当の再現熱サイクルを付与し、シャルピー衝撃試験により０℃での吸収エネルギーvE0 を測定した。
さらに、これらの鋼板から５mm×100mm ×200mm の暴露試験片を採取し、これらの試験片に、ショットブラスト後、ジンクリッチプライマーを塗膜厚約15μm となるように塗布し、ついでタールエポキシ樹脂塗料を塗膜厚約200 μm となるように塗布した。その後、この塗膜にカッターナイフで試験片の地鉄表面まで達する80mm長さのスクラッチを入れた。そしてこれらの試験片を実船のバラストタンク内に装着し、２年間の暴露試験に供した。このバラストタンク内の環境は、海水の入った湿期約40日、海水の入っていない乾期約40日を１サイクルとした乾湿繰返し環境であった。暴露試験後、スクラッチ周囲のさびに起因した塗膜膨れ面積を測定した。
【００３３】
上記調査結果を表２に示す。
表２より、比較例についてみると、No.9,10 では塗膜膨れ面積が1000mm2 程度と大きく、No.7,8,11-16ではvE0 が30Ｊ程度以下と低く、耐塗膜剥離性、溶接部靭性のいずれかが不十分なものとなっている。これに対し、本発明例No.1-6では、塗膜膨れ面積が187 〜295mm2、溶接部靭性がvE0 97Ｊ以上と、耐塗膜剥離性、溶接部靭性の両方とも優れたものとなっている。
【００３４】
【表１】
0003879581.tif 000002
【００３５】
【表２】
0003879581.tif 000003
【００３６】
【発明の効果】
本発明の船舶用鋼材は、優れた耐塗膜剥離性および大入熱溶接部靭性を有し、苛酷な腐食環境に置かれるバラストタンクへ適用した場合に、溶接施工の高能率化に加え、補修塗装や再塗装といった保守費用を大幅に削減することができるという効果を奏し、産業上その貢献度は極めて大である。