JP2000144310A - 耐腐食疲労に優れた構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明は、鋼材組織を制御する事によって、
構造用鋼の耐腐食疲労、特に塩素あるいは塩化物を含む
水環境での耐腐食疲労を向上させる事を目的とする。 【解決手段】 鋼の表層部又は鋼板の表・裏層部におけ
るフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μ
ｍ以下のセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭
窒化物を有し、且つパーライト分率を１０％以下で、平
均粒径で３μｍ以下のフェライト又はベーナイトを主体
とする組織で構成させる事を特徴とする耐腐食疲労に優
れた構造用鋼及びその製造方法である。

Description

【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、等に適用される耐腐食疲
労に優れた構造用鋼及びその製造方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】腐食疲労は、腐食を起点として疲労破壊
に至るもので、これが更に不安定破壊、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。腐食疲労
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
疲労が問題となるのは、海水環境をはじめとする塩素あ
るいは塩化物を含む水環境である。例えば、Ｆａｔｉｇ
ｕｅＨａｎｄｂｏｏｋ（ｂｙ Ａ．Ａｌｍａｒ−Ｎａｓ
ｓ，１９８５，Ｔａｐｉｒ，Ｎｏｒｗａｙ）によれば、
海水環境は、疲労亀裂の進展に伴い現出する新生メタル
面の腐食が疲労亀裂の進展を加速し、更に亀裂先端近傍
では液の酸性度が高まり水素脆化も関与するため、腐食
疲労の観点からは非常に厳しい環境といえる。また、石
黒らは鉄と鋼、Ｎｏ．６５，ｐ．Ａ１９７（１９７９）
において、海水環境で各種の炭素鋼及び低合金鋼の腐食
疲労を検討しているが、たとえ大気中で疲労に優れる鋼
であっても、海水中では疲労強度が大幅に低下する事を
報告している。

【０００４】石黒らのデータが示すごとく、炭素鋼及び
低合金鋼の腐食疲労に関しては、材料面からの有効な対
策はほとんどなく、従来、実用的な対策としては、構造
物全体のカソード防食が唯一の対策とされてきた。然
し、それによる構造物の高維持費、及び過剰防食から来
る水素発生による脆化などの問題があり、材料的な改
善、即ち、腐食疲労特性に優れる鋼が望まれていた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】以上のような背景か
ら、本発明の課題は、鋼材組織を制御する事によって、
構造用鋼の耐腐食疲労、特に塩素あるいは塩化物を含む
水環境での耐腐食疲労を向上させるものである。即ち、
従来の構造用鋼に対して、材料面から耐腐食疲労を向上
する事を課題とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するために、鋼の表層部又は鋼板の表・裏層部における
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／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒
化物を析出させ、フェライト又はベーナイトを主体とす
る組織を平均粒径で３μｍ以下の超微細粒に改質すると
ともにパーライト分率を１０％以下とする事によって、
耐腐食疲労に優れた構造用鋼（溶接用構造用鋼を含む）
及びその製造方法を提供するものである。

【０００７】本発明の要旨とするところは、以下の通り
である。

【０００８】（１） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼
の表層又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の径又は厚さ
の５％以上の領域における結晶粒界及び／又は結晶亜粒
界に０．５μｍ以下のセメンタイト相を有し、且つパー
ライト分率が１０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下
のフェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で構
成される事を特徴とする耐腐食疲労に優れた構造用鋼。

【０００９】（２） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．６
％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、更に、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の１種又は２種以
上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の
表層又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の径又は厚さの
５％以上の領域における結晶粒界及び／又は結晶亜粒界
に０．５μｍ以下のセメンタイト相、及び／又はＮｂ・
Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物相を有し、且つパーライト分率が
１０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライト
若しくはベーナイトを主体とする組織で構成される事を
特徴とする耐腐食疲労に優れた構造用鋼。

【００１０】（３） 更に、重量％で、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％、Ｐ：
０．１５％以下の１種又は２種以上を含有する事を特徴
とする上記（１）又は（２）の何れかに記載の耐腐食疲
労に優れた構造用鋼。

【００１１】（４） 更に、重量％で、Ｃａ：０．００
０１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００１％〜０．２％の１種又は２種以上を
含有する事を特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１
つに記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼。

【００１２】（５） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼又
は鋼の素材をＡｃ₃点以上に加熱しＣを固溶させた後、
熱間加工の前又は途中において、鋼の表層又は鋼板の表
・裏層からそれぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域を
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、当該表層又は表・裏層領域
を復熱させる過程において、（Ａｃ₁点−１５０）℃以
上の温度で熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ₁点−
５０）℃〜（Ａｃ₃点）℃の温度範囲で熱間加工を終了
し、引き続いて当該表層又は表・裏層領域をＡｃ₃点以
上に復熱する前に冷却して、鋼の表層又は鋼板の表・裏
層からそれぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域におけ
る結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセ
メンタイト相を有し、且つパーライト分率が１０％以下
で、平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライト若しくはベ
ーナイトを主体とする組織で構成される事を特徴とする
耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方法。

【００１３】（６） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．６
％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、更に、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
５％、Ｔａ：０．００５〜０．０５％の１種又は２種以
上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼又は
鋼の素材をＡｃ₃点以上に加熱しＣ及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔ
ａの１種又は２種以上を固溶させた後、熱間加工の前又
は途中において、鋼の表層又は鋼板の表・裏層からそれ
ぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域を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、当該表層又は表・裏層領域を復熱させる
過程において、（Ａｃ₁点−１５０）℃以上の温度で熱
間加工を開始又は再開して、（Ａｃ₁点−５０）℃〜Ａ
ｃ₃点の温度範囲で熱間加工を終了し、引き続いて当該
表層又は表・裏層領域をＡｃ₃点以上に復熱する前に冷
却して、鋼の表層又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の
径又は厚さの５％以上の領域における結晶粒界及び／又
は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト相、及び
／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物相を有し、且つパー
ライト分率が１０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下
のフェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で構
成される事を特徴とする耐腐食疲労に優れた構造用鋼の
製造方法。

【００１４】（７） 熱間加工の終了後、引き続いて当
該表層又は表・裏層領域をＡｃ₃点以上に復熱させる前
に、冷却速度が５℃／秒以上で加速冷却又は直接焼き入
れする事を特徴とする上記（５）又は（６）の何れかに
記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方法。

【００１５】（８） 加速冷却又は直接焼き入れ終了後
に引き続いて、焼戻しする事を特徴とする上記（７）に
記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方法。

【００１６】（９） 更に、重量％で、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：０．０００２〜０．００２０％、Ｐ：
０．１５％以下の１種又は２種以上を含有する事を特徴
とする上記（５）〜（８）の何れか１つに記載の耐腐食
疲労に優れた構造用鋼の製造方法。

【００１７】（１０） 更に、重量％で、Ｃａ：０．０
００１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２
％、ＲＥＭ：０．００１％〜０．２％の１種又は２種以
上を含有する事を特徴とする上記（５）〜（９）の何れ
か１つに記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方
法。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。

【００１９】本発明者が種々の鋼の塩素を含む水環境で
の耐腐食疲労を詳細に検討した結果、鋼組織において、
フェライト又はベーナイト組織を非常に微細化し、且
つ、それらの組織の結晶粒界及び／又は結晶亜粒界にセ
メンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又は２種
以上の炭窒化物相を０．５μｍ以下で析出させる事で鋼
の耐腐食疲労が大きく向上する事を見出した。

【００２０】また、フェライト結晶粒界及び／又は結晶
亜粒界にセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１
種又は２種以上の炭窒化物相を０．５μｍ以下に析出さ
せる為には、Ｃ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又は
２種以上を含有する鋼の素材又は鋼をＡｃ₃点以上に加
熱してＣ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又は２種以
上を固溶させた後、制御圧延等の方法によって熱間加工
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及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又
は２種以上を過飽和に固溶せしめたる後に、該鋼を復熱
させる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事が平均粒径が３μｍ以下のフ
ェライト若しくはベーナイトを主体とする組織を効果的
に確保する上で不可欠であるとの技術を発明するに至っ
たものである。

【００２１】以下に本発明を詳細に説明する。

【００２２】Ｃは本発明では過飽和固溶状態から０．５
μｍ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％を越えると低温靭性を
阻害するとともに本発明法による鋼の表層部又は鋼板の
表・裏層部においてもパーライト分率が１０％を越え、
０．０４％未満ではピンニングに必要なセメンタイト量
が不足する為に、０．０４〜０．２５％に限定する。
尚、溶接用構造用鋼の場合には０．２％を越えると溶接
性（溶接部靭性）が劣化する為に０．０４〜０．２％に
するのが好ましい。

【００２３】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％を越
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
がある為に、０．０１〜１．０％に限定する。

【００２４】Ｍｎは強度を向上する有用な元素であ
り、、その必要下限から０．３％以上として、２．０％
超の添加は母材靭性・溶接性を阻害するとともに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
困難にする為に０．３〜２．０％に限定した。

【００２５】Ｓは耐腐食疲労、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、選択的な腐食から腐食疲労の起点とな
るため、Ｓは出来るだけ低いほど好ましい。

【００２６】Ｎは窒化物、あるいは炭窒化物を形成し、
炭化物とともに超微細粒フェライトのピンニングに有効
であり、０．００１％以上の含有が有効であるが、０．
００６％を越えて含有すると、窒化物が粗大化し靭性が
損なわれるので、０．００１〜０．００６％に限定し
た。

【００２７】Ｎｂは加工熱処理（ＴＭＣＰ）鋼において
Ｔｉととも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
する事を知見した。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
不足するとともに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
性を損なう為に０．００５〜０．１％に限定する。

【００２８】ＴｉもまたＴＭＣＰ鋼においてＮｂととも
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靭性向上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事を見出した。従って、０．０
０５％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量が不足するとともに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、０．０
５％以上では溶接性を損なう為に、０．００５〜０．０
５％に限定する。

【００２９】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靭性向
上の効果が知られているが、高価な為にそれ程一般的に
使われてはいない。然し、本発明者の仔細な検討からＮ
ｂ・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事
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
ともに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
う為に、０．００５〜０．０５％に限定する。

【００３０】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
は不十分な為に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腐食疲労に対し
ても有効である事を知見した。ただし０．６％以上の過
度の添加はＨＡＺ靭性を損なう為に、０．００５〜０．
６％に限定した。

【００３１】以上が本発明の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靭性・溶接性の改
善を目的とした低炭素当量化の為に、要求される品質特
性又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じて、強度・低温靭性
・溶接性を向上する観点からＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｖ、Ｂを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：０．０００
２〜０．００２％の範囲で、１種又は２種以上添加して
も本発明の効果は何ら損なわれる事はない。また、Ｃ
ｕ、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腐食疲労を向上させる元素とし
て知られているが、これら元素を本発明の鋼中に含有さ
せる事により、さらなる耐腐食疲労向上が得られる。

【００３２】更に、Ｐ添加も耐腐食疲労に有効であり、
本発明においても、単独で、又は上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの元素と併せて、添加が可能である
が、ただし０．１５％を越える添加は、靭性、溶接性を
著しく低下させる事から、Ｐの含有量は０．１５％以下
と限定した。

【００３３】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、
これを低減する為に、鋼中硫化物の形態・分散制御の観
点からＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを、Ｃａ：０．０００１〜
０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、ＲＥ
Ｍ：０．００１％〜０．２％の範囲で、１種又は２種以
上添加する事は、本発明の効果と重畳して有効である。

【００３４】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。

【００３５】本発明者の仔細な調査により、ベーナイト
を含むフェライト・パーライト鋼では、単にフェライト
粒径を５μｍ以下に微細化しても耐腐食疲労は、必ずし
も改善しなく、それは、フェライト粒径が５μｍ以下で
も、パーライトコロニーを含む場合は、塩素あるいは塩
化物を含む水環境で、疲労亀裂の起点となる腐食孔発生
頻度が高く、且つ腐食深さが大きい事が判明した。更
に、微細なセメンタイト、及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａ
の炭窒化物を含んでパーライト分率を１０％以下にした
場合にのみ、耐腐食疲労はフェライト粒径の細粒化とと
もに改善して、３μｍ以下で特段の効果がある事も知見
した。

【００３６】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、フェライト若しくは
ベーナイトを主体とする組織の平均粒径を３μｍ以下に
安定して達成できず、フェライト結晶粒の成長抑制が必
要不可欠である事も見い出した。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
析出させる事によって初めてフェライト若しくはベーナ
イトをピンニングしてその成長を効果的に抑制できる。
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ンニング効果が認められるととも
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事も
分かった。

【００３７】他方、鋼の表層部又は鋼板の表・裏層部の
それぞれで超細粒組織の割合が鋼の径又は厚さの５％未
満では、長時間側の耐腐食疲労にばらつきがみられ顕著
に改善しない為に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腐食疲労が向上して好ましくそ
の上限は規定しないが、過度の増加は製造コストの上昇
につながる。

【００３８】上述の理由から、本発明の結晶組織は、鋼
の表層又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の径又は厚さ
の５％以上の領域における結晶粒界及び／又は結晶亜粒
界に０．５μｍ以下のセメンタイト相、及び／又はＮｂ
・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物相を有し、且つパーライト分率
が１０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライ
ト若しくはベーナイトを主体とする組織で構成される事
を要件とするものである。

【００３９】次に、本発明で鋼の表層部又は鋼板の表・
裏層部における超微細粒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。

【００４０】本発明の鋼の素材又は鋼の再加熱時におけ
る加熱温度は、Ｃ及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又
は２種以上を固溶させるためにＡｃ₃点以上に限定す
る。

【００４１】更に、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又は２種以
上を充分に固溶させるためには、加熱温度を１０００℃
以上にする事が好ましく、また、加熱時におけるγ粒の
粗大化を防止する為には、加熱温度を１２００℃以下と
する事が好ましい。

【００４２】本発明の鋼の表層又は鋼板の表・裏層から
それぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域において、フ
ェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以
下の超微細なセメンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａ
の１種又は２種以上の炭窒化物を析出させるには、Ｃ及
び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又は２種以上を鋼中に
固溶させた状態で、当該表層又は表・裏層領域を３℃／
秒以上の冷却速度で冷却する事によって該成分を鋼中に
過飽和に固溶せしめ、その後、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
程によりなされるものである。

【００４３】本発明の鋼の表層又は鋼板の表・裏層から
それぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域において、フ
ェライト又はベーナイトを主体とする組織の平均粒径を
３μｍ以下とするには、鋼又は鋼の素材をＡｃ₃点以上
に加熱した後、熱間加工の前又は途中で当該表層又は表
・裏層領域を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、その後、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
て当該表層又は表・裏層領域を復熱させる過程で、（Ａ
ｃ₁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
加工を終了する事によってフェライトの回復・再結晶を
惹起せしめて結晶組織を超微細粒化し、更に当該表層又
は表・裏層領域をＡｃ₃点以上に復熱する事なく冷却す
るとともに、フェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界
に析出する０．５μｍ以下の超微細なセメンタイト及び
／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの１種又は２種以上の炭窒化物
によるピンニングを効果的に活用し、その超微細粒組織
の成長を防止する事によってなされるものである。

【００４４】また、本発明の熱間加工の前又は途中にお
いて前記する表層又は表・裏層部をＡｒ₃点以下に冷却
し、その後、鋼内部の顕熱による復熱過程において、熱
間加工を実施すると、鋼の中心部では未再結晶温度域で
の加工となって、鋼の低温靭性は著しく向上する。

【００４５】本発明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熱間加工を対象とする。ま
た、鋼の素材の寸法が大きく、加熱温度が１１７０℃以
上の高い温度になる場合や製品の低温靭性の要求が厳し
い場合には、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａの添加及び加熱後の制御
圧延の実施により、鋼の表層部又は鋼板の表・裏層部を
冷却する前に予め初期γ粒径を細かくする事が好まし
い。更に、鋼の加熱後に熱間加工を行わずに冷却する場
合には、低温加熱及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの添加を行う事
により鋼の初期γ粒を細かくするか、若しくは予め初期
γ粒の細かな熱間加工半製品を使用するのが好ましい。

【００４６】熱間圧延により、鋼の表層部又は鋼板の表
・裏層部を超微細粒化した後に、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当該表層部を超微
細粒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、本発明では、熱間圧延後に、当該表層又は表・裏
層部がＡｃ₃点以上に復熱する事のないように、鋼の径
又は鋼板厚が１８ｍｍ未満の場合には空冷を行い、それ
以上の径又は鋼板厚の場合には、２℃／秒以上の冷却速
度で加速冷却する事が好ましい。

【００４７】鋼又は鋼板を更に高強度化する為には、要
求強度レベルに応じて添加成分の調整、及び／又は熱間
加工の終了後にＡｃ₃点以上に復熱させる事なく、５℃
／秒以上の冷却速度で加速冷却又は直接焼き入れを実施
すればよい。

【００４８】本発明では、熱間圧延後の加速冷却又は直
接焼き入れに引き続いて、更に通常の熱処理設備を用い
て鋼又は鋼板の焼戻しを行ってもよい。尚、ＴＭＣＰ設
備を用いた加速冷却やＤＱ設備を用いた直接焼き入れの
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】本発明の実施例を以下に示す。

【００５０】まず、表１に示す化学成分の鋼を溶製・鋳
造して得た鋼片を用いた。表１において、鋼Ａ〜鋼Ｅが
本発明の成分及びその含有量を満足する本発明例であ
り、鋼ＦはＣ、Sが本発明の範囲から外れる比較例であ
る。

【００５１】次に、表１に示す成分の鋼片を表２に示す
ような製造条件によって鋼板を製造した。表３に製造し
て得られた鋼板におけるα粒径（フェライト及び／又は
ベーナイトの粒径）、析出物寸法、耐腐食疲労評価結果
を示す。

【００５２】表３において、Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、
Ｄ−１、Ｅ−１が本発明例である。一方、表３におい
て、Ａ−２は鋼板の熱間圧延途中で表層領域を冷却する
際に、その冷却速度が遅く鋼板内部の温度が高かった為
に、圧延終了後に表層領域がＡｃ₃点以上に復熱してし
まった比較例である。Ｂ−２は、熱間圧延途中での冷却
の際は、十分な冷却速度であったが、その冷却時間が短
くα分率が５０％以上となる表層領域の厚さが鋼板の５
％未満と小さかった比較例である。Ｃ−２及びＤ−２
は、それぞれ熱間圧延途中での冷却を実施しなかったた
め、表層に細粒層の形成がなかった鋼板の比較例であ
り、Ｅ−２は熱間圧延途中での冷却が不十分で、圧延終
了温度が高かった鋼板の比較例である。最後にＦ−１は
本発明例の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比較例
である。

【００５３】表３に、表２の製造条件で得られたそれぞ
れの鋼板の耐腐食疲労評価結果を示す。評価法として
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規
定の人工海水中で片振り引張で０．１Ｈｚで繰り返し応
力を付加した。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。それより、腐食疲労
強度の指標として、Ｎｆ＝５×１０⁵での疲労強度をと
り、引張強度で規格化した。

【００５４】表３に示される評価結果から、鋼Ａ〜鋼Ｅ
のいずれの鋼板においても、本発明例であるＡ−１〜Ｅ
−１は、表層の組織が本発明の要件を満足しており、そ
の結果、比較例と比べて明らかに耐腐食疲労に優れてい
る。例えば本発明例のＡ−１においては、表層のα粒、
析出物ともに比較例であるＡ−２と比べて半分以下のサ
イズであり、それに伴い腐食疲労強度も絶対値で約１．
６５倍、引張強度で規格化しても約１．５５倍と大幅に
改善されている。比較例のＡ−２はＡｃ₃点以上に復熱
した事によって微細化したα粒がγに逆変態するととも
に超微細析出したセメンタイトもγに再固溶した結果、
表層部のα粒・セメンタイトも粗大化するとともにパー
ライト分率が１０％以上となったものである。

【００５５】また、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａを添加した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ーナイトの成長を効果的に抑制する
結果、その平均粒径も本発明例であるＡ−１に比べても
極めて安定しており、その結果、強度で規格化した腐食
疲労強度をみても、改善が一段と優れる。一方、比較例
のＢ−２は仕上げ圧延前の圧延途中での冷却条件が不十
分で細粒層の厚さが５％未満と本発明に不足する為に、
α粒径・析出物寸法が本発明を満足せず耐腐食疲労は本
発明例よりも大きく劣っている。熱間圧延の途中で冷却
を実施しなかった比較例である鋼板Ｃ−２は当然の事な
がら本発明例よりもその特性が劣っている。同様の傾向
は、Ｄ−１とＤ−２、Ｅ−１とＥ−２の間にも認められ
た。

【００５６】比較鋼板が常温海水中で引張強度の３０〜
４０％の腐食疲労強度を有するのに対し、本発明鋼板は
引張強度の６０％前後の腐食疲労強度を達成しており、
本発明の有効性は明らかである。更に鋼材成分にＣｕ、
Ｎｉ、Ｃｒ、及びＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇを添加した場合
も、腐食疲労特性の改善は安定して得られ、本発明によ
り、通常の構造用鋼の耐腐食疲労を向上できるばかりで
なく、更に従来の耐食構造用鋼の耐腐食疲労も大幅に向
上できる。

【００５７】最後に、本発明例のＡ−２と概ね製造条件
が同じでありながら、Ｃ、Ｓ、Ｎが本発明例の高め側に
外れている比較例のＦ−１は細粒層厚及びセメンタイト
寸法も本発明の条件を満足しているが、パーライト分率
が高く、且つ高Ｓの結果、耐腐食疲労が本発明例よりも
劣っている。

【００５８】

【表１】

【００５９】

【表２】

【００６０】

【表３】

【００６１】

【発明の効果】本発明は鋼の表層部又は鋼板の表・裏層
部の５％以上の領域における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Ｎ
ｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物相を析出させて、当該領域の
平均粒径が安定して３μｍ以下のフェライト又はベーナ
イトを主体とする組織で構成させる事によって、海水な
ど、塩化物を含む水環境での構造用鋼（溶接用構造用鋼
を含む）の耐腐食疲労を向上可能ならしめた。これによ
り機械部品又は鋼構造物の耐腐食疲労向上を、鋼材の化
学成分面だけでなく、鋼材組織の点からも可能とするも
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腐食疲労の向上が可能と
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。

フロントページの続き (72)発明者 皆川 昌紀 大分市大字西ノ州１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 石川 忠 大分市大字西ノ州１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA40 BA01 BA02 CA02 CC03 CD02 CD03 CF01 CF02

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％を
   含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の表層
   又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の径又は厚さの５％
   以上の領域における結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に
   ０．５μｍ以下のセメンタイト相を有し、且つパーライ
   ト分率が１０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下のフ
   ェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で構成さ
   れる事を特徴とする耐腐食疲労に優れた構造用鋼。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．６％、
   Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、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
   を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、鋼の表
   層又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の径又は厚さの５
   ％以上の領域における結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に
   ０．５μｍ以下のセメンタイト相、及び／又はＮｂ・Ｔ
   ｉ・Ｔａの炭窒化物相を有し、且つパーライト分率が１
   ０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライト若
   しくはベーナイトを主体とする組織で構成される事を特
   徴とする耐腐食疲労に優れた構造用鋼。
3. 【請求項３】 更に、重量％で、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％、Ｐ：０．１５
   ％以下の１種又は２種以上を含有する事を特徴とする請
   求項１又は請求項２の何れかに記載の耐腐食疲労に優れ
   た構造用鋼。
4. 【請求項４】 更に、重量％で、Ｃａ：０．０００１〜
   ０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、ＲＥ
   Ｍ：０．００１％〜０．２％の１種又は２種以上を含有
   する事を特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１つに
   記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼。
5. 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％を
   含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼又は鋼の
   素材をＡｃ₃点以上に加熱しＣを固溶させた後、熱間加
   工の前又は途中において、鋼の表層又は鋼板の表・裏層
   からそれぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域を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、当該表層又は表・裏層領域を復熱
   させる過程において、（Ａｃ₁点−１５０）℃以上の温
   度で熱間加工を開始又は再開して、（Ａｃ₁点−５０）
   ℃〜（Ａｃ₃点）℃の温度範囲で熱間加工を終了し、引
   き続いて当該表層又は表・裏層領域をＡｃ₃点以上に復
   熱する前に冷却して、鋼の表層又は鋼板の表・裏層から
   それぞれ鋼の径又は厚さの５％以上の領域における結晶
   粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタ
   イト相を有し、且つパーライト分率が１０％以下で、平
   均結晶粒径が３μｍ以下のフェライト若しくはベーナイ
   トを主体とする組織で構成される事を特徴とする耐腐食
   疲労に優れた構造用鋼の製造方法。
6. 【請求項６】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．６％、
   Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、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
   を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼又は鋼
   の素材をＡｃ₃点以上に加熱しＣ及びＮｂ・Ｔｉ・Ｔａ
   の１種又は２種以上を固溶させた後、熱間加工の前又は
   途中において、鋼の表層又は鋼板の表・裏層からそれぞ
   れ鋼の径又は厚さの５％以上の領域を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、当該表層又は表・裏層領域を復熱させる過
   程において、（Ａｃ₁点−１５０）℃以上の温度で熱間
   加工を開始又は再開して、（Ａｃ₁点−５０）℃〜Ａｃ₃
   点の温度範囲で熱間加工を終了し、引き続いて当該表層
   又は表・裏層領域をＡｃ₃点以上に復熱する前に冷却し
   て、鋼の表層又は鋼板の表・裏層からそれぞれ鋼の径又
   は厚さの５％以上の領域における結晶粒界及び／又は結
   晶亜粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト相、及び／又
   はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物相を有し、且つパーライ
   ト分率が１０％以下で、平均結晶粒径が３μｍ以下のフ
   ェライト若しくはベーナイトを主体とする組織で構成さ
   れる事を特徴とする耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造
   方法。
7. 【請求項７】 熱間加工の終了後、引き続いて当該当該
   表層又は表・裏層領域をＡｃ₃点以上に復熱させる前
   に、冷却速度が５℃／秒以上で加速冷却又は直接焼き入
   れする事を特徴とする請求項５又は請求項６の何れかに
   記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方法。
8. 【請求項８】 加速冷却又は直接焼き入れ終了後に引き
   続いて、焼戻しする事を特徴とする請求項７に記載の耐
   腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方法。
9. 【請求項９】 更に、重量％で、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％、Ｐ：０．１５
   ％以下の１種又は２種以上を含有する事を特徴とする請
   求項５〜請求項８の何れか１つに記載の耐腐食疲労に優
   れた構造用鋼の製造方法。
10. 【請求項１０】 更に、重量％で、Ｃａ：０．０００１
    〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、ＲＥ
    Ｍ：０．００１％〜０．２％の１種又は２種以上を含有
    する事を特徴とする請求項５〜請求項９の何れか１つに
    記載の耐腐食疲労に優れた構造用鋼の製造方法。