(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．０４〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．６％、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下
の成分を有し、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼又は鋼板で、該鋼の表層部又は鋼板の表・裏層部からそれぞれで鋼の径又は鋼板の厚さの５％以上の表層領域において、結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト相を有すると共にフェライトが９５％以上を占め、且つ、そのフェライト組織の硬さＨが、下記（１）式を満足し、更に、圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上３以下を有することを特徴とする耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼。
Ｈ≦２００［Ｃｅｑ％］＋２０＋（９［Ｃｅｑ％］＋３．７）／√（ｄ）
・  ・  ・  （１）
但し、［Ｃｅｑ％］＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６であり、このＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％であり、更に、ｄはフェライトの平均円相当粒径である。
【請求項２】
重量％で、更に、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．０５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼。
【請求項３】
重量％で、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０３〜３．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．４％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００１％〜０．２％
の１種又は２種以上を含有し、且つ、フェライト組織の硬さＨが、下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１又は２記載の耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼。
Ｈ≦２００［Ｃｅｑ％］＋２０＋（９［Ｃｅｑ％］＋３．７）／√（ｄ）
・  ・  ・  （２）
但し、［Ｃｅｑ％］＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５であり、このＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃｕ％、Ｎｉ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの重量％で、更に、ｄはフェライトの平均円相当粒径である。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高張力棒鋼・線材・機械構造用鋼、又は造船、建築、橋梁・橋脚、タンク、圧力容器、海洋・港湾構造物、及び化学プラント等の大型鋼構造物向け溶接構造用鋼等に適用される耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
腐食は単独で、あるいは、疲労破壊、不安定破壊、脆性破壊の起点となって、鋼構造物の重大損傷を引き起こす。腐食及び腐食を起点とする損傷事例は鋼構造物全体の損傷事例の大きな割合を占めるため、その改善は極めて重要である。
【０００３】
鋼構造物の使用環境は幅広いが、特に腐食、腐食疲労が問題となるのは、海水環境はじめとする塩素あるいは塩化物を含む水環境である。これに対して、例えば日本鉄鋼協会第１５９回西山記念講座（１９９６）ｐ．１２３にまとめられているように、従来、マリーナースチールはじめ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｐなどの合金成分を添加・増量し耐海水性を高めた鋼材がこれまで開発されてきた。更に、鋼の耐食性は、鋼中の合金成分によって決まり、鋼の組織への依存性はないというのが、これまでの知見であった。従って鋼に耐食性を付与するためには前述のような合金元素の添加が必要となるが、それによって、溶接用構造用鋼（以下単に構造用鋼と称す）としてコスト上昇すると共に、多量の合金元素の含有により、構造用鋼として必要な溶接性や加工性が低下する問題があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
このような背景から、本発明の課題は、鋼材組織を制御することによって、構造用鋼の耐食性、特に塩素あるいは塩化物を含む水環境での耐食性を向上させることにある。即ち、従来の様に耐食性に有効な合金元素に頼ることなく、溶接性を確保しながら、耐食性を向上し、また、前記合金元素を加えた場合には、その耐食性を大幅に向上させることを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は前記課題を解決するためになされたものであり、その要旨は以下に示す通りである。
【０００６】
（１）重量％で、
Ｃ：０．０４〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．６％、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下
の成分を有し、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼又は鋼板で、該鋼の表層部又は鋼板の表・裏層部からそれぞれで鋼の径又は鋼板の厚さの５％以上の表層領域において、結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト相を有すると共にフェライトが９５％以上を占め、且つ、そのフェライト組織の硬さＨが、下記（１）式を満足し、更に、圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上３以下を有することを特徴とする耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼。
Ｈ≦２００［Ｃｅｑ％］＋２０＋（９［Ｃｅｑ％］＋３．７）／√（ｄ）
・  ・  ・  （１）
但し、［Ｃｅｑ％］＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６であり、このＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎの重量％であり、更に、ｄはフェライトの平均円相当粒径である。
【０００７】
（２）  重量％で、更に、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．０５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）項記載の耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼。
【０００８】
（３）  重量％で、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０３〜３．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．４％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００１％〜０．２％
の１種又は２種以上を含有し、且つ、フェライト組織の硬さＨが、下記（２）式を満足することを特徴とする上記（１）項又は（２）項記載の耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼。
Ｈ≦２００［Ｃｅｑ％］＋２０＋（９［Ｃｅｑ％］＋３．７）／√（ｄ）
・  ・  ・  （２）
但し、［Ｃｅｑ％］＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５であり、このＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃｕ％、Ｎｉ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの重量％で、更に、ｄはフェライトの平均円相当粒径である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者は種々の鋼の塩素を含む水環境、湿潤環境、乾湿繰り返し環境での耐食性を詳細に検討した結果、鋼組織において、転位密度の低いフェライトを主体とし、集合組織の（１００）面強度比を１．５以上で、且つ、フェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト相又はセメンタイト相とＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上の炭窒化物相を析出させることで鋼の耐食性が大きく向上することを見出した。
【００１５】
このフェライトの転位密度が低いと耐食性が向上する機構は明確ではないが、転位密度の高い組織の方が、転位による歪みエネルギーが大きいため、腐食反応の際にも活性化するのではないかと推察される。
【００１６】
フェライトは比較的転位密度の低い組織ではあるが、加工フェライト等、転位密度の高い組織も存在するため、フェライト組織で、且つ転位密度の低いことを必要条件としなければならない。
【００１７】
このため、先ず、フェライト内部の転位密度を評価する必要がある。この転位密度を定量的に測定すことは極めて難しい。
【００１８】
そこで、粒界の特性により、粒径と降伏応力の関係が変化することを利用して、フェライト内部の転位密度の大小関係を評価する方法がある。これは、オーステナイト／フェライト変態により生成した通常のフェライト組織では、フェライト粒界によって定義される粒径と硬さの間には一定の関係があり、ホールペッチの関係とも関連づけることが出来る。しかしながら、フェライト内部の転位密度が高くなると、粒径と硬さの関係が変化してくる。この実験事実に着目し、フェライト内部の転位密度を評価した。これには、先ず、結晶粒径を測定する必要がある。本発明では、通常のオーステナイト／フェライト変態による粒界だけでなく、加工再結晶による粒界も対象とするので、通常のナイタール腐食による粒界現出では不十分である。そこで、加工組織でも明瞭な粒界を現出させるためには、蓚酸水溶液、過酸化水素水、硫酸水溶液を主体とする腐食液であるマーシャル試薬が適していることを知見し、本試薬により腐食させて現出させた結晶粒径を測定した。
【００１９】
このような評価方法を用いることにより、転位密度の低い組織におけるフェライトの硬さＨと各成分、結晶粒径ｄの間で、下記式の関係が成立することの知見を得た。
【００２０】
Ｈ≦２００［Ｃｅｑ％］＋２０＋（９［Ｃｅｑ％］＋３．７）／√(ｄ)
但し、［Ｃｅｑ％］＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋（Ｃu％＋Ｎｉ％）／１５であり、このＣ％、Ｓｉ％、Ｍｎ％、Ｃ％、Ｎｉ％はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの重量％である。
【００２１】
この式は、転位密度の状態を示す指標であり、化学成分（Ｃｅｑ）と結晶粒径ｄにより決定される指標である。この粒径ｄの測定は通常のナイタール腐食による組織現出でよいが、転位密度が高い組織では組織現出が不鮮明であるので、マーシャル試薬による粒界現出の方が適切である。その現出方法を以下に示す。
【００２２】
前記マーシャル試薬は、蓚酸水溶液、過酸化水素水、硫酸液７ｍｌを主体とする腐食液であり、通常、８％蓚酸水溶液５０ｍｌ、過酸化水素水５０ｍｌ、５０％硫酸液７ｍｌから成るが、粒界をより現出しやすくするため、８％蓚酸水溶液５０ｍｌ、過酸化水素水５０ｍｌ、５０％硫酸液１４ｍｌ、エチルアルコール１ｍｌから成る改良型マーシャル試薬を用いた。試料を先ず５％塩酸液に３〜４秒浸漬の後、水洗、乾燥させ、改良マーシャル試薬を用いて、室温にて３〜５秒腐食させ、水洗、乾燥させることにより、粒界を現出させるものである。この腐食方法は、代表例であり、腐食液の成分を多少変化させても粒界の観察は行い難くなるものの、観察しようとする粒界は腐食現出するので、本発明の範囲にはいるものである。
【００２３】
更に、フェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト又は、セメンタイトとＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上の炭窒化物相を析出させるためには、Ｃ又はＣ及びＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を含有する鋼又は鋼板の素材（例えばビレット、スラブ）をＡｃ3点以上に加熱して、Ｃ又はＣとＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を固溶させた状態で、制御圧延等の熱間加工の前又は途中でフェライト分率が５０％以上となる温度まで急冷して、Ｃ又はＣとＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を過飽和に固溶させ、そして、その後の復熱過程において熱間加工を開始又は再開してＡｃ3点以下で熱間加工を終了し、引き続いてＡｃ3点以上に復熱させないで冷却することがェライトを主体とし、且つ、圧延面に平行な集合組織の（１００）面強度比が１．５以上を有する組織を効果的に確保する上で不可欠であることが判明した。
【００２４】
以下に本発明で成分を規定した理由を詳細に説明する。
【００２５】
Ｃは本発明では過飽和固溶状態から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させたセメンタイトによって超微細粒フェライトをピンニングする必須元素であり安価に強度を向上するのに最も有効な元素であるが、０．２５％を超えると低温靱性を阻害する。更に、鋼又は鋼板の表層領域においてもパーライト分率が１０％を超え、０．０４％未満ではピンニングに必要なセメンタイト量が不足するために、０．０４〜０．２５％に限定する。尚、溶接用の構造用鋼の場合には０．２％を超えると溶接性（溶接部靱性）が劣化するために０．０４〜０．２％にするのが好ましい。
【００２６】
Ｓｉは強度向上元素として有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、１．０％を超えると溶接性が劣化し、０．０１％未満では脱酸効果が不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元素を多用する必要があるために、０．０１〜１．０％に限定する。
【００２７】
Ｍｎは強度を向上するに必要な元素であり、その必要性から０．３％以上として、２．０％超の添加は母材靱性・溶接性を阻害すると共にＡｒ3変態点を低下させる結果、二相域圧延等の熱間圧延をを困難にするために０．３〜２．０％に限定した。
【００２８】
Ｓは耐食性、靭性の観点から０．０１％以下に限定した。ＭｎＳが塩素あるいは塩化物を含む水環境で溶解し、選択的な腐食起点となることはよく知られており、その観点から、Ｓは出来るだけ低いほど好ましい。
【００２９】
Ｎｂは加工熱処理（ＴＭＣＰ）鋼においてＴｉと共に最も有用な元素であり、ＮｂＣ又はＮｂ（Ｃ，Ｎ）（Ｃａｒｂｏ−ｎｉｔｒｉｄｅ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長の抑制・制御圧延時の未再結晶域温度域の拡大・圧延時の変形帯における析出強化・大入熱溶接時の溶接熱影響部（ＨＡＺ）におけるＨＡＺ軟化の防止の効果が一般的に知られている。更に、本発明者の仔細な検討から超微細析出させたセメンタイトの熱的な安定性及びフェライト粒の成長抑制効果が著しく増加することを知見した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状態から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるＮｂＣ又はＮｂ（Ｃ，Ｎ）量が不足すると共に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な安定性も不足して、０．１％以上では溶接性を損なうために０．００５〜０．１％に限定する。
【００３０】
ＴｉもまたＴＭＣＰ鋼においてＮｂと共に最も有用な元素であり、ＴｉＣ又はＴｉ（Ｃ，Ｎ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長の抑制・制御圧延時の未再結晶域温度域の拡大・圧延時の析出強化・大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の向上を図れることが一般的に知られている。更に、本発明者の仔細な検討からＮｂと同様に超微細析出させたセメンタイトの熱的な安定性及びフェライト粒の成長抑制効果が改善することを見出した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状態から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるＴｉＣ又はＴｉＣＮ量が不足すると共に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な安定性も不足して、０．０５％以上では溶接性を損なうために、０．００５〜０．０５％に限定する。
【００３１】
ＴａはＴａＣ又はＴａ（Ｃ，Ｎ）として鋼材の再加熱時のγ粒成長の抑制・大入熱時のＨＡＺ靱性向上の効果が知られているが、高価なためにそれ程一般的に使われてはいない。然し、本発明者の仔細な検討からＮｂ・Ｔｉと同様に超微細析出させたセメンタイトの熱的な安定性及びフェライト粒の成長抑制効果が改善することを見出した。従って、０．００５％未満では過飽和固溶状態から０．５μｍ以下にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させるＴａＣ又はＴａＣＮ量が不足すると共に０．５μｍ以下に析出させたセメンタイトの熱的な安定性も不足して、０．０５％以上では溶接性を損なうために、０．００５〜０．０５％に限定する。
【００３２】
ＡｌはＳｉ同様に脱酸上必要な元素であり、本発明の技術思想からＴｉ・Ｔａ又はＮｂを微量添加する時にはその酸化を防止するのにＳｉ単独の脱酸では不十分なために０．００５％以上添加が必要である。更に本発明者はＡｌの添加が本発明鋼の耐食性に対しても有効であることを知見した。但し０．６％以上の過度の添加はＨＡＺ靭性を損なうために、０．００５〜０．６％に限定した。
【００３３】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、更に、母材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目的とした低炭素等量化のために、要求される品質特性又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じてＣｕを０．０５〜１．０％、Ｎｉを０．１〜２．０％、Ｃｒを０．０３〜３．０％、Ｍｏを０．０５〜１．０％、Ｖを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００２〜０．００２％の範囲で添加することが強度・低温靱性・溶接性を向上する観点から好ましく、しかも、この添加により本発明の効果は何ら損なわれることはない。また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは従来から、海水など塩素あるいは塩化物を含む水環境で鋼の耐食性を向上させる元素として知られているが、これら元素を含有する鋼に本発明を適用することにより、さらなる耐食性の向上が図られる。更に、これら元素と併せてP添加も耐食性に有効であり、本発明においても添加することが好ましい。但し、０．１５％を超える添加は、靭性、溶接性を著しく低下させることから、０．１５％以下とする。
【００３４】
更に、前述のように塩素あるいは塩化物を含む水環境ではＭｎＳは腐食の起点として有害であり、これを低減するために、鋼中硫化物の形態・分散制御の観点からＣａを０．０００１〜０．０２％、Ｍｇを０．０００１〜０．０２％、ＲＥＭを０．００１％〜０．２％の範囲で添加することが本発明効果と重畳して有効である。
【００３５】
次に、本発明の技術思想である結晶組織を規定する理由について述べる。
【００３６】
ベイナイトを含むフェライト・パーライト鋼ではフェライト組織が主体となっても耐食性は必ずしも改善しない。本発明者の仔細な調査により、フェライト粒が加工を受けて転位密度が高い状態にある場合には、腐食環境下で腐食反応が活発化し、塩素あるいは塩化物を含む水環境での腐食孔が発生する頻度が高く、且つ腐食深さが大きいことが判明した。更に、微細なセメンタイト相を有するフェライト組織の分率を９５％以上にすると、耐食性は特段に向上することも知見した。
【００３７】
一方、単に微細なセメンタイト又は炭窒化物相から構成される組織だけでは、平均粒径３μｍ以下のフェライト若しくはベイナイトを主体とする組織を安定して得ることが出来ず、フェライト結晶粒の成長抑制が必要不可欠であることも見い出した。即ち、フェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイトを析出させることによって初めてフェライト若しくはベイナイトをピーニングして、その成長を効果的に抑制出来る。
【００３８】
また、０．５μｍ以下のＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの炭窒化物をフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に析出させると、セメンタイトと同様のピーニング効果が認められると共に、更にフェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に超微細に析出させたセメンタイト自体の熱的な安定性が増すことも分かった。
【００３９】
次に、耐腐食疲労は発生した腐食ピットから疲労亀裂が進展するものであり、この耐腐食疲労特性を良好にするには、（１）発生する腐食ピットの大きさを小さく抑制することが必要である。これには、腐食ピットの原因の一つであるフェライト相以外のセメンタイト相又は炭化物相である第二相組織を０．５μｍ以下に微細化することがポイントである。更に、（２）前記腐食ピットから疲労亀裂として成長することを抑制することが重要であり、この疲労亀裂の板厚方向への進展を阻止するには、圧延面に平行な面での（１００）面集合組織を強化することが効果的であり、顕著な効果を得るためには（１００）面強度比を１．５以上３以下にすることが必要である。
【００４０】
他方、超細粒組織の割合が鋼又は鋼板の表層領域、即ち、鋼の径又は鋼板の厚さの５％未満では、長時間側の耐食性にばらつきがみられ顕著に改善しないために５％以上に限定した。超細粒組織の占める割合が大きいほど耐食性が向上して好ましく、その上限は特に規定しないが、過度の増加は製造コストの上昇につながるため３０％迄が好ましい。
【００４１】
次に、本発明で鋼又は鋼板の裏層領域における前記組織を実現する製造方法を規定する理由について述べる。
【００４２】
鋼の素材又は鋼を再加熱時においてＣ及びＣとＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を固溶させる加熱温度はＡｃ3点以上に限定される。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を充分に固溶させる加熱温度としては１０００℃以上が好ましく、加熱時におけるγ粒の粗大化を防止するためには加熱温度を１２００℃以下とすることが好ましい。
鋼又は鋼板の表層領域において、フェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト及びセメンタイトとはＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上の炭窒化物を析出させるには、Ｃ又はＣとＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を鋼中に固溶させた状態で、表層領域を３℃／秒以上の冷却速度で冷却することによってＣ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを鋼中に過飽和に固溶せしめたる後に、冷却によっても温度低下の少ない鋼中の中心部の顕熱を利用して復熱させる過程で超微細に析出させるものである。
【００４３】
鋼又は鋼板の裏層領域において、転位密度の低いフェライトを主体とする組織（平均粒径３μｍ以下のフェライト又はベイナイトを主体とする組織）となすには、鋼又は鋼の素材をＡｃ3点以上に加熱してから熱間加工の前又は途中で表層領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライト分率が５０％以上となる温度まで急冷した後に、この冷却によっても温度低下の少ない鋼の中心部の顕熱を利用して復熱させる過程で、（Ａｃ1点−１５０℃）以上の温度から熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ1点＋５０℃）〜Ａｃ3点の範囲で熱間加工を終了することによってフェライトの回復・再結晶を惹起せしめて超微細粒化し、且つ、Ａｃ3点以上に復熱することなく冷却すると共にフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に析出させた０．５μｍ以下のセメンタイト及び／又はＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上の炭窒化物によるピンニング効果を効果的に活用して超微細粒組織の成長を防止するものである。
【００４４】
更に、一次加工後に前記表層領域をＡｒ3点以下に冷却した後に、鋼内部に顕熱による復熱時に二次加工を実施すると、鋼の中心部までは未再結晶温度域での熱間加工となって、鋼の低温靱性は著しく向上する。
【００４５】
この熱間加工としては圧延・押し出し・引き抜き等の一般的なを対象とする。また、鋼の素材寸法が大きくて加熱温度が１１７０℃以上の場合や、低温靱性の要求が厳しい場合には鋼又は鋼板の表層領域を冷却する前の初期γ粒を細かくしておくために、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの添加及び制御圧延等の熱間加工を行うことが好ましい。更に、鋼の加熱に引き続く冷却前に熱間加工を行わない場合には鋼の初期γ粒を細かくしておくために低温加熱及びＮｂ、Ｔｉ、Ｔａの添加又は初期γ粒の細かな熱間加工半製品の使用が好ましい。
【００４６】
鋼又は鋼板の表層領域を超微細化した後に、鋼又は鋼板中心部の顕熱によってＡｃ3点以上に復熱すると該表層領域を超微細化した効果が損なわれるばかりでなく、フェライト結晶粒界又は結晶亜粒界に微細析出させたセメンタイトがγに再固溶してピンニング効果が失われてしまう。従って、表層領域がＡｃ3点以上に復熱することのないようにすることが必要であり、圧延中の温度を監視しつつ、必要に応じてＡｃ3点以上に復熱しないように、圧延後、冷却しても差し支えない。
【００４７】
また、鋼又は鋼板を高強度化するためには、要求強度レベルに応じて添加成分を調整すると共に、熱間加工の終了後に引き続いてＡｃ3点以上に復熱させることなく５℃／秒以上の冷却速度でＴＭＣＰ設備による加速冷却又はＤＱ設備による直接焼き入れを実施すればよい。
【００４８】
加速冷却又は直接焼き入れに引き続いて、鋼又は鋼板を焼戻しするには通常の熱処理設備による焼戻しを行う。尚、ＴＭＣＰ設備による加速冷却やＤＱ設備による直接焼き入れの場合には加速冷却又は直接焼き入れ時の水冷を途中停止するオートテンパーで代替しても構わない。
【００４９】
【実施例】
本発明の実施例を表１〜表３を参照しつつ説明する。
【００５０】
先ず、表１は鋼の成分を示すものであり、鋼Ａ〜鋼Ｅが本発明例であり、鋼ＦはＣ、Ｓが本発明の範囲外となる比較例である。
【００５１】
【表１】
0004291480.tif 000002
【００５２】
次に、表２は鋼板の製造条件を示すものであり、表３に製造した鋼板表層領域の組織及び特性を示す。表３中の鋼Ａ−１、鋼Ｂ−１、鋼Ｃ−１、鋼Ｄ−１、鋼Ｅ−１が本発明例であり、鋼Ａ−２、鋼Ａ−３、鋼Ｂ−２、鋼Ｃ−２、鋼Ｄ−２、鋼Ｅ−２、鋼Ｆ−１が比較例である。
【００５３】
【表２】
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【００５４】
また、表３に示した鋼板の耐食性評価結果の評価法は、塩水散布暴露試験及び海水浸漬試験を行ったものである。この塩水散布暴露試験は鋼板表層から採取した１５０ｍｍ長×５０ｍｍ幅×５ｍｍ厚さの試験片を屋外暴露し、５％ＮａＣｌ水溶液を一日一回噴霧器にて試験面に散布して、試験面の腐食の発生に伴う板厚減、重量減を測定するものである。暴露期間は３ヶ月と６ヶ月、それぞれの期間で各鋼種別に３試験片ずつ供試した。また、海水浸漬試験は海水相当の３．５％ＮａＣｌの５０℃の水溶液に１５０ｍｍ長×５０ｍｍ幅×５ｍｍ厚さの試験片を浸漬し、腐食の発生に伴う板厚減、重量減を測定するものである。浸漬期間は１ヶ月と３ヶ月、それぞれの期間で各鋼種別に３試験片ずつ供試した。そして、表３の結果はいずれの試験も３試験片の平均値である。
【００５５】
更に、表３に示す耐腐食疲労性評価結果の評価法は、全厚平板の引張試験片（平滑、応力集中係数Ｋｔ＝１．１、板厚部分はポリマーでシールして鋼板表面からの疲労亀裂発生を評価）を用いて、２５℃のＡＳＴＭの規定の人工海水中で片振り引張りで０．１Ｈｚで繰返応力を付加したものである。そして、種々の応力範囲で試験を行い、応力破断線図（Ｓ−Ｎｆ曲線）を測定した。そして、腐食疲労強度の指標として、Ｎｆ＝５×１０5での疲労強度を引張強度で除した。
【００５６】
また、表３のフェライト硬さＨｖは１０ｋｇのビッカース硬度計を用いて測定し、結晶粒径は前述のマーシャル試薬により組織を現出させ、顕微鏡、画像解析装置を利用して測定した。
【００５７】
【表３】
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【００５８】
前記比較例の鋼Ａ−２、鋼Ａ−３は鋼板表層領域の途中冷却で、その冷却速度が本発明の範囲より遅かったため、鋼板表層領域がＡｃ3点以上に復熱しなかったにもかかわらず析出セメンタイト寸法が粗大化してしまった例である。鋼Ｂ−２、Ｅ−２は途中冷却で本発明の範囲内での冷却速度はあったが、途中冷却時間が短くフェライト分率が５０％以上となる表層領域の厚さが鋼板の５％未満と小さかった例である。鋼Ｃ−２及び鋼Ｄ−２は、それぞれ途中冷却を実施しなかったため、表層領域にフェライト層の形成がなかった例であり、鋼Ｆ−１は本発明例の鋼Ｃ−１と概ね同じ製造条件であるが、その主要な成分であるＣ、Ｓが本発明の範囲から外れた例である。
【００５９】
この結果から、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅいずれの鋼板においても、本発明例の方が、表層領域の組織の状態が本発明条件を満足する結果、同一組成の比較例と比べて暴露試験、浸漬試験とも明らかに耐食性に優れ、更に、耐腐食疲労性も優れている。
【００６０】
例えば、本発明例のＡ−１鋼においては、比較例のＡ−２鋼と比べて表層領域のフェライト分率、析出物とも本発明の条件を満足しており、それに伴い腐食減量とも半分以下に改善され、腐食疲労強度も絶対値で約１．５倍であり、引張強度で除しても、約１．６８倍と大幅に改善されている。更に、比較例の鋼Ａ−２はＡｃ3点以上に復熱したことによって微細化したα粒がγに逆変態すると共に超微細析出したセメンタイトもγに再固溶する結果、表層領域のα粒・セメンタイトも粗大化すると共にフェライト分率が９０％以下になったものである。それに対応して、鋼板表面に発生した腐食ピットは鋼Ａ−１より鋼Ａ−２の方が大きく、且つ深く、腐食疲労性も劣ていることが判る。
【００６１】
また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを添加した鋼Ｂ−１、Ｃ−１ではフェライト結晶粒界及び結晶亜粒界にセメンタイト又は炭窒化物が極めて微細に析出してフェライト若しくは一部ベイナイトの成長を効果的に抑制する結果、本発明例である鋼Ａ−１に比較して、炭素等量が大きくなっているにもかかわらずフェライト分率の確保が安定し、腐食ピットも更に微細化し、腐食減量の点、腐食疲労強度の点でも一段と優れる。一方、比較例の鋼Ｂ−２は仕上圧延前の途中冷却条件が不十分で細粒層の厚さが５％未満と本発明の条件を満足しないために、表層領域でのフェライト分率は充分に確保出来ているもののフェライト硬さ、析出物寸法、（１００）面強度が本発明条件を満足出来ず耐食性、腐食疲労強度は本発明例よりも大きく劣っている。鋼Ｃ−２は途中冷却を実施しなかったため、本発明例よりも耐食性、腐食疲労強度が劣っている。同様の傾向は、鋼Ｄ−１とＤ−２、鋼Ｅ−１とＥ−２の間にも認められた。
【００６２】
また、本発明例同志、例えば鋼Ａ−１と鋼Ｂ−１〜鋼Ｅ−１を比較すると、鋼材成分にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇを添加した方が絶対的なレベル比較では耐食性に優れている。このことは、これら添加元素の耐食性への効果（従来知見）と本発明が重畳出来ることを示している。本発明により、通常の構造用鋼の耐食性を向上出来るばかりでなく、更に従来の耐食構造用鋼の耐食性も大幅に向上出来る。
【００６３】
最後に、本発明例の鋼ＥＡ−２と概ね製造条件が同じでありながら、Ｃ、Ｓが本発明例の高め側に外れている比較例の鋼ＥＦ−１はフェライト分率、フェライト硬さは本発明の条件を満足しているが、パーラート分率が高く、且つ高Ｓの結果、耐食性が本発明例よりも劣っている。
【００６４】
【発明の効果】
本発明は鋼又は鋼板の表層領域を転位密度の低いフェライト組織を主体として構成させ、しかも、（１００）面強度比を１．５以上３以下とすることによって、化学成分面だけでなく、鋼材組織の点からも、海水等塩化物を含む水環境での構造用鋼又は溶接用構造用鋼の耐食性と耐腐食疲労強度特性を向上することが可能となり、機械部品又は鋼構造物の寿命を延長することが出来るものである。更に、Ｃｕ、Ｎｉ等の高価な元素の多量の添加をしなくても本発明により耐食性の向上が可能となり、産業界が享受可能な経済的利益は多大なものがあると思料される。更に、本発明鋼の優れた機械的性質と相まって、本発明は、腐食を起点とする腐食疲労、ＳＣＣに対しても抵抗力の高い鋼材のベースとなるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は（フェライト硬さ／（１）式の値）と腐食量の関係を示す図である。
【図１】
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