JP2000345284A - 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、構造用鋼の組織を制御する事によ
って、特に、塩素あるいは塩化物を含む水環境での耐食
性及び耐腐食疲労性を向上させる。 【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食性に優れた
構造用鋼及びその製造方法である。
って、特に、塩素あるいは塩化物を含む水環境での耐食
性及び耐腐食疲労性を向上させる。 【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食性に優れた
構造用鋼及びその製造方法である。
Description
【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
型鋼構造物に適用される耐食性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。
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
型鋼構造物に適用される耐食性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。
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（１９
９６）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
する為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、構造用鋼としてコスト上昇するとと
もに、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。
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（１９
９６）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
する為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、構造用鋼としてコスト上昇するとと
もに、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】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ものである。即ち、従来の構
造用鋼に対しては、上述のような耐食性に有効な合金元
素を添加する事なく、コスト上昇を抑え、且つ、溶接性
を確保しながら、耐食性を向上する事を課題とするとと
もに、更に、従来の耐食構造用鋼に対しては、合金元素
の節減・溶接性向上、あるいは同成分系で、従来の耐食
性を更に大幅に向上させる事も課題とする。
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ものである。即ち、従来の構
造用鋼に対しては、上述のような耐食性に有効な合金元
素を添加する事なく、コスト上昇を抑え、且つ、溶接性
を確保しながら、耐食性を向上する事を課題とするとと
もに、更に、従来の耐食構造用鋼に対しては、合金元素
の節減・溶接性向上、あるいは同成分系で、従来の耐食
性を更に大幅に向上させる事も課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
する為に、鋼又は鋼板の表・裏層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
メンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物を析
出させ、フェライトを主体、好ましくはフェライトを９
５％以上有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、耐食性に優れた構造用鋼（溶接用構造用鋼
を含む）及びその製造方法である。
する為に、鋼又は鋼板の表・裏層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
メンタイト及び／又はＮｂ・Ｔｉ・Ｔａの炭窒化物を析
出させ、フェライトを主体、好ましくはフェライトを９
５％以上有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、耐食性に優れた構造用鋼（溶接用構造用鋼
を含む）及びその製造方法である。
【０００６】本発明の要旨とするところは、以下の通り
である。
である。
【０００７】（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％以上の表・裏層領域におけ
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以下のフェライトを主体と
する組織で構成される事を特徴とする耐食性に優れた構
造用鋼。
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、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％以上の表・裏層領域におけ
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以下のフェライトを主体と
する組織で構成される事を特徴とする耐食性に優れた構
造用鋼。
【０００８】（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
％を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ｉ：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％以上の表・裏層領域におけ
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以下のフェライトを主体とする組織で構
成される事を特徴とする耐食性に優れた構造用鋼。
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．６
％を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ｉ：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％以上の表・裏層領域におけ
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以下のフェライトを主体とする組織で構
成される事を特徴とする耐食性に優れた構造用鋼。
【０００９】（３） 前記平均結晶粒径３μｍ以下のフ
ェライトが９５％以上である事を特徴とする上記（１）
又は（２）のいずれかに記載の耐食性に優れた構造用
鋼。
ェライトが９５％以上である事を特徴とする上記（１）
又は（２）のいずれかに記載の耐食性に優れた構造用
鋼。
【００１０】（４） 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）〜（３）のいずれかに記載の耐食性に
優れた構造用鋼。
〜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）〜（３）のいずれかに記載の耐食性に
優れた構造用鋼。
【００１１】（５） 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）〜（４）のいずれか
に記載の耐食性に優れた構造用鋼。
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）〜（４）のいずれか
に記載の耐食性に優れた構造用鋼。
【００１２】（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た
後、該表・裏層領域を復熱させる過程において、（Ａｃ
1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、引き続いて前記表・裏層領域をＡ
ｃ3点以上に復熱する前に冷却して、該表・裏層領域に
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以下のフェライトを主
体とする組織で構成される事を特徴とする耐食性に優れ
た構造用鋼の製造方法。
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、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た
後、該表・裏層領域を復熱させる過程において、（Ａｃ
1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、引き続いて前記表・裏層領域をＡ
ｃ3点以上に復熱する前に冷却して、該表・裏層領域に
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以下のフェライトを主
体とする組織で構成される事を特徴とする耐食性に優れ
た構造用鋼の製造方法。
【００１３】（７） 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
％を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ｉ：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た後に、該表・
裏層領域を復熱させる過程において、（Ａｃ1点−１５
０）℃以上の温度で熱間加工を開始又は再開して、（Ａ
ｃ1点−５０）℃〜Ａｃ3点の温度範囲で熱間加工を終了
し、引き続いて前記表・裏層領域をＡｃ3点以上に復熱
する前に冷却して、該表・裏層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３
μｍ以下のフェライトを主体とする組織で構成される事
を特徴とする耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．
０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．６
％を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ｉ：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た後に、該表・
裏層領域を復熱させる過程において、（Ａｃ1点−１５
０）℃以上の温度で熱間加工を開始又は再開して、（Ａ
ｃ1点−５０）℃〜Ａｃ3点の温度範囲で熱間加工を終了
し、引き続いて前記表・裏層領域をＡｃ3点以上に復熱
する前に冷却して、該表・裏層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３
μｍ以下のフェライトを主体とする組織で構成される事
を特徴とする耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
【００１４】（８） 前記表・裏層領域を３℃／秒以上
の冷却速度でフェライト分率が１０％以上となる温度ま
で急冷すると共に前記平均結晶粒径が３μｍ以下のフェ
ライトが９５％以上とした事を特徴とする上記（６）又
は（７）のいずれかに記載の耐食性に優れた構造用鋼耐
食性に優れた構造用鋼の製造方法。
の冷却速度でフェライト分率が１０％以上となる温度ま
で急冷すると共に前記平均結晶粒径が３μｍ以下のフェ
ライトが９５％以上とした事を特徴とする上記（６）又
は（７）のいずれかに記載の耐食性に優れた構造用鋼耐
食性に優れた構造用鋼の製造方法。
【００１５】（９） 熱間加工の終了後、引き続いて前
記表・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（７）又は（８）のいずれかに記載の
耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
記表・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（７）又は（８）のいずれかに記載の
耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
【００１６】（１０） 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（９）
に記載の耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
後に引き続いて、焼戻しする事を特徴とする上記（９）
に記載の耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
【００１７】（１１） 更に、重量％で、Ｃｕ：０．０
５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０
３〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０
１〜０．４％、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（６）〜（１０）のいずれかに記載の耐食性
に優れた構造用鋼の製造方法。
５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０
３〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０
１〜０．４％、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（６）〜（１０）のいずれかに記載の耐食性
に優れた構造用鋼の製造方法。
【００１８】（１２） 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（６）〜（１１）のい
ずれかに記載の耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
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（６）〜（１１）のい
ずれかに記載の耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。
る。
【００２０】本発明者が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、フェライトを非常に微細化
し、且つ、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それらの結晶粒界及び
／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下に析出させる事で鋼
の耐食性が大きく向上する事を見出した。
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、フェライトを非常に微細化
し、且つ、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それらの結晶粒界及び
／又は結晶亜粒界に０．５μｍ以下に析出させる事で鋼
の耐食性が大きく向上する事を見出した。
【００２１】又、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。
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。
【００２２】以下に本発明を詳細に説明する。
【００２３】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。
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。
【００２４】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。
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。
【００２５】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困難にす
る為に０．３〜２．０％に限定した。
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困難にす
る為に０．３〜２．０％に限定した。
【００２６】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事はよく知られて
おり、その観点から、Ｓは出来るだけ低いほど好まし
い。
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事はよく知られて
おり、その観点から、Ｓは出来るだけ低いほど好まし
い。
【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。
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。
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
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
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。
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
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
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食性に対しても
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。
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食性に対しても
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靭性・溶接性の改
善を目的とした低炭素等量化の為に、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食性を向上させる元素として知
られているが、本発明において、これら元素を鋼中に含
有させる事により、さらなる耐食性向上が得られる。
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等量化の為に、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食性を向上させる元素として知
られているが、本発明において、これら元素を鋼中に含
有させる事により、さらなる耐食性向上が得られる。
【００３２】更に、Ｐ添加も耐食性に有効であり、本発
明においても、単独で、又は上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
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。
明においても、単独で、又は上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
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。
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。
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、フェライト粒径
を５μｍ以下にしても耐食性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
での腐食孔発生頻度が高く、且つ、腐食量が多い事が判
明した。更に、微細なセメンタイトを含んでパーライト
分率を１０％以下とすると耐食性はフェライト粒径の細
粒化と共に改善して、３μｍ以下で耐腐食疲労特性も特
段に良好になる事も知見した。
を含むフェライト・パーライト鋼では、フェライト粒径
を５μｍ以下にしても耐食性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
での腐食孔発生頻度が高く、且つ、腐食量が多い事が判
明した。更に、微細なセメンタイトを含んでパーライト
分率を１０％以下とすると耐食性はフェライト粒径の細
粒化と共に改善して、３μｍ以下で耐腐食疲労特性も特
段に良好になる事も知見した。
【００３６】図１は、組織がフェライト主体の鋼板の塩
水散布暴露試験における板厚減少量（腐食量）を示した
ものである。このフェライト粒径が３μｍ以下である場
合には、フェライト分率が９０％以上になると急激に板
厚減少量が小さくなり腐食特性が向上することがわか
る。一方、フェライト粒径が１０μｍ以上組織ではフェ
ライト分率が９０％以上になっても板厚減少量は余り小
さくならないことが分かる。
水散布暴露試験における板厚減少量（腐食量）を示した
ものである。このフェライト粒径が３μｍ以下である場
合には、フェライト分率が９０％以上になると急激に板
厚減少量が小さくなり腐食特性が向上することがわか
る。一方、フェライト粒径が１０μｍ以上組織ではフェ
ライト分率が９０％以上になっても板厚減少量は余り小
さくならないことが分かる。
【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、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。
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。
【００３８】他方、鋼又は鋼板の表・裏層領域のそれぞ
れで超細粒組織の割合が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食性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。
れで超細粒組織の割合が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食性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。
【００３９】上述の理由から、本発明の結晶組織は、鋼
又は鋼板の表・裏層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。
又は鋼板の表・裏層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。
【００４０】次に、本発明で鋼又は鋼板の表・裏層領域
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。
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。
【００４１】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。
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。
【００４２】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。
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。
【００４３】本発明の表・裏層領域において、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、該表・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。
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、該表・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。
【００４４】本発明の表・裏層領域において、フェライ
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該表・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前記表・裏層領域を復熱させ
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、
更に該表・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。
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該表・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前記表・裏層領域を復熱させ
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、
更に該表・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。
【００４５】また、本発明の熱間加工の前又は途中にお
いて前記表・裏層領域を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ので好ましい。
いて前記表・裏層領域を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ので好ましい。
【００４６】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。
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。
【００４７】熱間圧延により、鋼又は鋼板の表・裏層領
域を超微細粒化した後に、鋼又は鋼板の中心部の顕熱に
よってＡｃ3点以上に復熱すると該表・裏層領域を超微
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、前記表・裏層領域が
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。
域を超微細粒化した後に、鋼又は鋼板の中心部の顕熱に
よってＡｃ3点以上に復熱すると該表・裏層領域を超微
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、前記表・裏層領域が
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。
【００４８】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。
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。
【００４９】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。
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。
【００５０】
【実施例】本発明の実施例を以下に示す。
【００５１】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、
鋼Ｇ〜鋼Ｊ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。
造して得た鋼片を用いた。表１において、鋼Ａ〜鋼Ｅ、
鋼Ｇ〜鋼Ｊ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。
【００５２】
【表１】
【００５３】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（フェライト及びベーナ
イトの粒径）、析出セメンタイト相の粒径β、耐食性、
腐食疲労特性を示す。
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（フェライト及びベーナ
イトの粒径）、析出セメンタイト相の粒径β、耐食性、
腐食疲労特性を示す。
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】表３において、Ａ−１、Ａ−３、Ｂ−１、
Ｂ−３、Ｃ−１、Ｃ−３、Ｄ−１、Ｄ−３、Ｅ−１、Ｇ
−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１が本発明例である。一
方、Ａ−２は鋼板の熱間圧延途中で表・裏層領域を冷却
する際に、表２に示す様に、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Ａｃ
3点以上に復熱してしまい、α粒径が３μｍ以上で、し
かも、パ−ライトが１０％以上となった比較例である。
Ｂ−３、Ｃ−１、Ｃ−３、Ｄ−１、Ｄ−３、Ｅ−１、Ｇ
−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−１が本発明例である。一
方、Ａ−２は鋼板の熱間圧延途中で表・裏層領域を冷却
する際に、表２に示す様に、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Ａｃ
3点以上に復熱してしまい、α粒径が３μｍ以上で、し
かも、パ−ライトが１０％以上となった比較例である。
【００５７】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
５０％以上となる表・裏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。
十分な冷却速度であったが、その冷却時間が短くα分率
５０％以上となる表・裏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。
【００５８】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・裏層領域に細粒
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。
中での冷却を実施しなかったため、表・裏層領域に細粒
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。
【００５９】また、表３に、表２の製造条件で得られた
それぞれの鋼板の耐食性評価及び腐食疲労特性の結果を
示す。
それぞれの鋼板の耐食性評価及び腐食疲労特性の結果を
示す。
【００６０】この耐食性評価法は、塩水散布暴露試験、
及び海水浸漬試験を行った。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、各鋼種、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％Ｎ
ａＣｌ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、各鋼種、３試験片ずつ供試し
た。表３の結果はいずれの試験も３試験片の平均値であ
る。
及び海水浸漬試験を行った。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、各鋼種、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％Ｎ
ａＣｌ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、各鋼種、３試験片ずつ供試し
た。表３の結果はいずれの試験も３試験片の平均値であ
る。
【００６１】また、腐食疲労特性評価法は、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き裂発生
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。
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き裂発生
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。
【００６２】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、Ａ−３〜Ｄ−３、Ｇ−１〜Ｊ−１は、表・裏層領
域の組織が本発明の要件を満足しており、その結果、比
較例と比べて暴露試験、浸漬試験とも明らかに耐食性に
優れると共に腐食疲労特性も優れている。例えば、本発
明例のＡ−１、Ａ−３においては、表・裏層領域のα
粒、析出セメンタイト相の粒径βともに比較例のＡ−２
と比べて半分程度のサイズであり、それに伴い腐食減量
も半分程度に改善され、腐食疲労強度も絶対値で約１．
６５倍以上であり、引張強度で規格化しても、約１．５
５倍以上と大幅に改善されている。比較例のＡ−２はＡ
ｃ３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・裏層領域の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。それに対応して、鋼板表面に発生した腐食
は、Ａ−１、Ａ−３よりＡ−２の方が多く、しかも、腐
食疲労特性も劣っている。
のいずれの鋼板においても、本発明例であるＡ−１〜Ｅ
−１、Ａ−３〜Ｄ−３、Ｇ−１〜Ｊ−１は、表・裏層領
域の組織が本発明の要件を満足しており、その結果、比
較例と比べて暴露試験、浸漬試験とも明らかに耐食性に
優れると共に腐食疲労特性も優れている。例えば、本発
明例のＡ−１、Ａ−３においては、表・裏層領域のα
粒、析出セメンタイト相の粒径βともに比較例のＡ−２
と比べて半分程度のサイズであり、それに伴い腐食減量
も半分程度に改善され、腐食疲労強度も絶対値で約１．
６５倍以上であり、引張強度で規格化しても、約１．５
５倍以上と大幅に改善されている。比較例のＡ−２はＡ
ｃ３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・裏層領域の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。それに対応して、鋼板表面に発生した腐食
は、Ａ−１、Ａ−３よりＡ−２の方が多く、しかも、腐
食疲労特性も劣っている。
【００６３】また、Ｎｂ・Ｔｉ・Ｔａを添加したＢ−
１、Ｂ−３、Ｃ−１、Ｃ−３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及び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、Ａ−３に比べても極めて安定しており、その結果、
腐食量が少なく、腐食減量及び腐食疲労強度の点でも一
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・析出セメンタイト相
粒径βが本発明を満足せず耐食性及び腐食疲労強度は本
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
がら本発明例のＢ−１、Ｂ−３よりもその特性が劣って
いる。同様の傾向は、Ｄ−１、Ｄ−３とＤ−２又はＥ−
１、Ｅ−３とＥ−２の間にも認められた。
１、Ｂ−３、Ｃ−１、Ｃ−３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及び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、Ａ−３に比べても極めて安定しており、その結果、
腐食量が少なく、腐食減量及び腐食疲労強度の点でも一
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・析出セメンタイト相
粒径βが本発明を満足せず耐食性及び腐食疲労強度は本
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
がら本発明例のＢ−１、Ｂ−３よりもその特性が劣って
いる。同様の傾向は、Ｄ−１、Ｄ−３とＤ−２又はＥ−
１、Ｅ−３とＥ−２の間にも認められた。
【００６４】また、本発明例の要件を満たしているＡ−
１、Ａ−３とＢ−１〜Ｊ−１、Ｂ−３〜Ｄ−３を比較す
ると、鋼材成分にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＣａ、ＲＥ
Ｍ、Ｍｇを添加したＢ−１〜Ｅ−１の方が絶対的なレベ
ルで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）と本発明が重畳できる事
を示している。従って、本発明の組織制御の適用によ
り、通常の構造用鋼ばかりでなく、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
及びＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇ等の従来から耐食性向上に効果
のある合金元素を添加した耐食構造用鋼の耐食性も大幅
に向上できる事が判る。
１、Ａ−３とＢ−１〜Ｊ−１、Ｂ−３〜Ｄ−３を比較す
ると、鋼材成分にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＣａ、ＲＥ
Ｍ、Ｍｇを添加したＢ−１〜Ｅ−１の方が絶対的なレベ
ルで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）と本発明が重畳できる事
を示している。従って、本発明の組織制御の適用によ
り、通常の構造用鋼ばかりでなく、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
及びＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇ等の従来から耐食性向上に効果
のある合金元素を添加した耐食構造用鋼の耐食性も大幅
に向上できる事が判る。
【００６５】更に、同一鋼種、例えばＡ−１とＡ−３、
Ｂ−１とＢ−３、Ｃ−１とＣ−３を比較すると、フェラ
イトが９５％以上になると耐腐食性、腐食疲労特性が良
好になる事がわかる。
Ｂ−１とＢ−３、Ｃ−１とＣ−３を比較すると、フェラ
イトが９５％以上になると耐腐食性、腐食疲労特性が良
好になる事がわかる。
【００６６】最後に、本発明例の鋼Ａ−２と概ね製造条
件が同じでありながら、Ｃ、Ｓが本発明例より高めに外
れている比較例のＦ−１はα粒層厚及び析出セメンタイ
ト相粒径β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、耐食性が本発明例よ
りも劣っている。
件が同じでありながら、Ｃ、Ｓが本発明例より高めに外
れている比較例のＦ−１はα粒層厚及び析出セメンタイ
ト相粒径β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、耐食性が本発明例よ
りも劣っている。
【００６７】
【発明の効果】本発明は鋼又は鋼板の表・裏層領域にお
けるフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５
μｍ以下のセメンタイト又はＮｂ・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３μ
ｍ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）の耐食性を向上
可能ならしめた。これにより機械部品又は鋼構造物の耐
食性向上を、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。
けるフェライト結晶粒界及び／又は結晶亜粒界に０．５
μｍ以下のセメンタイト又はＮｂ・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３μ
ｍ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）の耐食性を向上
可能ならしめた。これにより機械部品又は鋼構造物の耐
食性向上を、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】表・裏層領域におけるフェライト分率と板厚減
少量（腐食量）の関係を示す図である。
少量（腐食量）の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 (72)発明者 秦 知彦 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 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA40 BA01 BA02 CA02 CC03 CC04 CF01 CF02
Claims (12)
- 【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％以上の表・裏層領域における結晶
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以下のフェライトを主体とする組
織で構成される事を特徴とする耐食性に優れた構造用
鋼。 - 【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％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％以上の表・裏層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以下のフェライトを主体とする組織で構成される
事を特徴とする耐食性に優れた構造用鋼。 - 【請求項３】 前記平均結晶粒径３μｍ以下のフェライ
トが９５％以上である事を特徴とする請求項１又は２の
いずれかに記載の耐食性に優れた構造用鋼。 - 【請求項４】 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〜請求項３のいずれかに記載の耐食性に優れた構
造用鋼。 - 【請求項５】 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４のいずれかに記
載の耐食性に優れた構造用鋼。 - 【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た後、該
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、引き続いて前記表・裏層領域をＡｃ3点
以上に復熱する前に冷却して、該表・裏層領域における
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以下のフェライトを主体とす
る組織で構成される事を特徴とする耐食性に優れた構造
用鋼の製造方法。 - 【請求項７】 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％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％以上の表・裏
層領域を３℃／秒以上の冷却速度でフェライト分率が５
０％以上となる温度まで急冷した後に、該表・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
き続いて前記表・裏層領域をＡｃ3点以上に復熱する前
に冷却して、前記表・裏層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
のフェライトを主体とする組織で構成される事を特徴と
する耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。 - 【請求項８】 前記表・裏層領域を３℃／秒以上の冷却
速度でフェライト分率が１０％以上となる温度まで急冷
すると共に前記平均結晶粒径が３μｍ以下のフェライト
が９５％以上とした事を特徴とする請求項６、７のいず
れかに記載の耐食性に優れた構造用鋼耐食性に優れた構
造用鋼の製造方法。 - 【請求項９】 熱間加工の終了後、引き続いて前記表・
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６〜請求項８のいずれかに記載の耐食性に
優れた構造用鋼の製造方法。 - 【請求項１０】 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９に記載の
耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。 - 【請求項１１】 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６〜請求項１０のいずれかに記載の耐食性に優
れた構造用鋼の製造方法。 - 【請求項１２】 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６〜請求項１１のいずれかに
記載の耐食性に優れた構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15462199A JP3548461B2 (ja) | 1999-06-02 | 1999-06-02 | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000345284A true JP2000345284A (ja) | 2000-12-12 |
| JP3548461B2 JP3548461B2 (ja) | 2004-07-28 |
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ID=15588195
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15462199A Expired - Fee Related JP3548461B2 (ja) | 1999-06-02 | 1999-06-02 | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JP3548461B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2392919A (en) * | 2002-09-12 | 2004-03-17 | Corus Uk Ltd | A corrosion resistant steel for marine applications |
| WO2010110529A1 (ko) * | 2009-03-26 | 2010-09-30 | 현대제철 주식회사 | 박슬라브 에지부 톱날형 결함 저감방법 |
| EP3037566A4 (en) * | 2013-08-22 | 2017-04-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel for mechanical structures which has excellent machinability |
-
1999
- 1999-06-02 JP JP15462199A patent/JP3548461B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2392919A (en) * | 2002-09-12 | 2004-03-17 | Corus Uk Ltd | A corrosion resistant steel for marine applications |
| GB2392919B (en) * | 2002-09-12 | 2005-01-19 | Corus Uk Ltd | Corrosion resistant steels |
| WO2010110529A1 (ko) * | 2009-03-26 | 2010-09-30 | 현대제철 주식회사 | 박슬라브 에지부 톱날형 결함 저감방법 |
| KR101129757B1 (ko) | 2009-03-26 | 2012-03-23 | 현대제철 주식회사 | 박슬라브 에지부 톱날형 결함 저감방법 |
| EP3037566A4 (en) * | 2013-08-22 | 2017-04-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel for mechanical structures which has excellent machinability |
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| Publication number | Publication date |
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| JP3548461B2 (ja) | 2004-07-28 |
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