JP2001032035A - 耐食性の良好な構造用鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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。 【解決手段】 特定成分の鋼の表層又は鋼板の表・裏層
からそれぞれでの鋼の径又は厚さの５％以上の表・裏層
領域において、平均円相当粒径で３μｍ以上のフェライ
トが９５％以上を占める組織で構成する耐食性の良好な
構造用鋼。

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、等に適用される耐食性の
良好な構造用鋼及びその製造方法に関する

【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（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
で開発されて来た。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、構造用鋼としてコストが上昇すると
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】上記のような背景か
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
金元素を添加しないでも、溶接性を確保しながら、耐食
性を向上し、また、上記合金元素を添加すれば耐食性を
更に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】本発明は鋼又は鋼板の前
記表・裏層領域における鋼組織を、フェライトを主体と
する組織に改質することによって、高張力鋼でありなが
ら、耐食性に優れた構造用鋼とすること、及びその製造
方法を提供する。

【０００６】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、フェライトを主体にし、その
フェライトを微細化すると共に結晶粒界に０．５μｍ以
下のセメンタイト相を析出することにより耐食性が大幅
に向上することを知見した。

【０００７】また、鋼板の表・裏層領域をフェライト主
体の組織とする為に、鋼の素材又は鋼をＡｃ₃点以上に
加熱してＣ、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１０％以上となる温度まで急冷した
後、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＋５０）℃点以下の温度で熱間加工
を終了することが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を知見した。

【０００８】更に、フェライト主体で、しかも、結晶粒
界に０．５μｍ以下のセメンタイト相を析出させるため
には、熱間加工をＡｃ₃点以下で終了することが不可欠
であるとを知見したものである。

【０００９】本発明は、これらの知見に基づいて完成し
たもので、本発明の要旨とするところは、以下の通りで
ある。

【００１０】（１） 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．
２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜
２．０％、Ｓ ：０．０１％以下の成分を含有し、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
・裏層からそれぞれでの鋼の径又は厚さの５％以上の表
・裏層領域において、平均円相当粒径で３μｍ超のフェ
ライトが９５％以上を占める組織で構成される事をを特
徴とする耐食性の良好な構造用鋼。

【００１１】（２）前記表・裏層領域において、結晶粒
界に０．５μｍ以下のセメンタイト相を有する事を特徴
とする上記（１）記載の耐食性の良好な構造用鋼。

【００１２】（３） 質量％で、Ａｌ：０．００５〜
０．６％の成分を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｔａ：０．
００５〜０．０５％の１種又は２種以上を含有する事を
特徴とする上記（１）又は（２）記載の耐食性の良好な
構造用鋼。

【００１３】（４） 質量％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、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１％
〜０．２％の１種又は２種以上を含有せしめた事を特徴
とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐食性の
良好な構造用鋼。

【００１４】（５） 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．
２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜
２．０％、Ｓ ：０．０１％以下の成分を含有し、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
点以上に加熱してＣを固溶させた後、熱間加工の前又は
途中において、鋼の表層又は表・裏層からそれぞれの鋼
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１０％以上となる温度ま
で急冷した後に、前記表・裏層領域を復熱させる過程に
おいて（Ａｃ₃点＋５０）℃〜（Ａｃ₁点−１５０）℃の
範囲内で熱間加工を行い、前記表・裏層領域で、平均円
相当粒径で３μｍ超のフェライトが９５％以上を占める
組織で構成する事を特徴とする耐食性の良好な構造用鋼
の製造方法。

【００１５】（６） 前記熱間加工を（Ａｃ₃点）℃〜
（Ａｃ₁点−１５０）℃の範囲内で行い、前記表・裏層
領域で、平均円相当粒径で３μｍ超のフェライトが９５
％以上を占め、かつ、結晶粒界に０．５μｍ以下のセメ
ンタイト相の組織で構成する事を特徴とする上記（５）
記載の耐食性の良好な構造用鋼の製造方法。

【００１６】（７） 質量％で、Ａｌ：０．００５〜
０．６％の成分を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｔａ：０．
００５〜０．０５％の１種又は２種以上を含有する事を
特徴とする上記（５）又は（６）に記載の耐食性の良好
な構造用鋼の製造方法。

【００１７】（８） 熱間加工の終了後、引き続いて前
記表・裏層領域を５℃／秒以上の冷却速度で加速冷却又
は直接焼き入れする事を特徴とする上記（５）〜（７）
のいずれかにに記載の耐食性の良好な構造用鋼の製造方
法。

【００１８】（９） 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（８）に
記載の耐食性の良好な構造用鋼の製造方法。

【００１９】（１０） 質量％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、Ｃａ：０．０００１〜０．０２
％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０
０１％〜０．２％の１種又は２種以上を含有せしめた事
を特徴とする上記（５）〜（９）のいずれかに記載の耐
食性の良好な構造用鋼の製造方法。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下に本発明を詳細に説明する。

【００２１】Ｃ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
須元素であると共に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％を越えると低温靱性を阻害
すると共に鋼の前記表・裏層領域においてもパーライト
分率が５％を越え、フェライト分率を９５％以上確保す
ることが困難になり、０．０４％未満では強度確保に必
要なセメンタイト量あるいは固溶する為に、０．０４〜
０．２５％に限定する。しかし、溶接用の構造用鋼の場
合には０．２％を越えると溶接性（溶接部靱性）が劣化
する為に０．０４〜０．２％にするのが好ましい。

【００２２】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。

【００２３】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困難にする
為に０．３〜２．０％に限定した。

【００２４】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良く知られ
ており、その観点から、Ｓは出来るだけ低いほど好まし
い。

【００２５】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
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％超では溶接性を損なう為に
０．００５〜０．１％に限定する。

【００２６】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靱性向上の効果が一般的に知られている。更
に、本発明の仔細な検討から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、０．０
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ＴｉＮ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％
超では溶接性を損なう為に、０．００５〜０．０５％に
限定する。

【００２７】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、高価な為にそれ程一般的
に使われてはいない。しかし、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に
析出させるＴａＣ又はＴａＮ量が不足すると共に０．５
μｍ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％超では溶接性を損なう為に、０．０
０５〜０．０５％に限定する。

【００２８】ＡｌはＳｉ同様に脱酸上必要な元素であ
り、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０．０
０５％以上添加が必要である。更に、このＡｌは耐食性
に対しても有効である。ただし、０．６％超の過度の添
加はＨＡＺ靭性を損なう為に、０．００５〜０．６％に
限定した。

【００２９】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為に、要求される品質特
性又は鋼材の大きさ・厚に応じて、強度・低温靱性・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 ：０．０
００２〜０．００２％の範囲で、１種又は２種以上添加
することが好ましい。

【００３０】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
向上が得られる。

【００３１】また、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは機械的性質を改善す
ると共に耐食性向上に効果がある。

【００３２】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
しく低下させることから０．１５％以下と限定した。

【００３３】また、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を夫々０．０００１〜０．０
２％、０．０００１〜０．０２％、０．００１％〜０．
２％の範囲で、１種又は２種以上添加することは好まし
い。

【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】フェライト主体の低強度鋼では、高強度鋼
ほど耐食性に対する懸念は示されていないが、高強度鋼
では、耐食性が問題視されることが多い。この高強度鋼
は、高強度化の為にマルテンサイトやベ−ナイト等、比
較的転位密度の高い組織を呈することが多いためであ
る。即ち、この転位密度が高いと、腐食環境下で腐食の
駆動力となり、腐食の進行を促進するものと推定され
る。

【００３６】また、フェライト主体の組織でも、平均円
相当結晶粒径が３μｍ以下の超微細粒では、その形成過
程において大量の転位を導入するため、転位密度が高い
状態のフェライトが存在する場合もある。そこで、平均
円相当粒径を３μｍ超にすることにより、転位密度の高
いフェライトの存在を排除し、良好な耐食性を確保する
ことが出来ることが判明した。ただし、１００μｍ以上
になると、鋼材の靭性、脆性が低下し、脆性破壊等を引
き起こす可能性が高まり、脆性破壊すると構造物の安全
性が失われるばかりでなく、鋼材の割れ部の破面に新生
面が出来、そこから更に腐食が進行することがあり、１
００μｍ以下にすることが好ましい。

【００３７】更に、本発明者の仔細な調査により、フェ
ライト主体の組織でも、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
度が極めて高く、かつ腐食深さが大きいことが判明し
た。

【００３８】このため、平均円相当粒径で３μｍ超のフ
ェライト分率を９５％以上にすることにより、有害なパ
ーライトコロニーの存在を抑制し、図１に示すように耐
食性が改善することが判明した。

【００３９】この図１は、腐食試験における、鋼板の表
・裏層領域のフェライトの分率、平均円相当粒径と板厚
減少量（腐食量）の関係を示すものであり、フェライト
粒径が３μｍより大きく、しかも、その分率が９５％以
上になると急激に腐食量が小さくなり腐食特性の向上す
ることが判る。

【００４０】他方、本発明の細粒組織（３μｍ超）が鋼
の表層又は鋼板の表・裏層からそれぞれの鋼の径又は厚
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。その上限
は規定しないが、鋼の強度を高強度化する為には、フェ
ライト主体の組織よりもマルテンサイトやベ−ナイト主
体、あるいはフェライト・パーライトの混合組織の組織
の方が望ましく、板厚中央部の組織により鋼の高強度化
を達成させ、表・裏層領域で耐食性を向上させる為に、
上限を選択することが望ましい。

【００４１】次に、本発明で鋼又は鋼板の表・裏層領域
におけるフェライト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、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｔａの１種又は２種以上を固溶させるために
加熱温度をＡｃ₃点以上とするが、前記Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔ
ａを充分に固溶させる為には加熱温度を１０００℃以上
にすることが好ましく、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
ることが好ましい。

【００４３】前記鋼又は鋼板の表・裏層領域において、
フェライト主体とする組織で、フェライト結晶粒界に
０．５μｍ以下のセメンタイト又は０．５μｍ以下のセ
メンタイト及び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、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａの１
種又は２種以上を固溶させた状態で、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した後、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、（Ａｃ₃点＋５０）℃
以下の温度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、フェライト主体の組
織にするものである。この際、（Ａｃ₃＋５０）℃以下
の比較的高い温度で圧延を終了することが、３μｍ以下
の超微細フェライトの形成を抑制し、３μｍ超のフェラ
イトを９５％以上の高い分率で確保することが出来るの
で好ましい。

【００４４】また、前記熱間加工の上限温度をＡｃ₃点
に止めることにより、フェライトの回復・再結晶を惹起
せしめて、フェライト結晶粒界に０．５μｍ以下のセメ
ンタイトを析出させることが可能となり好ましい。

【００４５】更に、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、その後に、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、
鋼の低温靱性は著しく向上するので好ましい。

【００４６】また、前記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、鋼の素材寸法が大きくて加熱温度が１１７０℃以上
の高温である場合や製品の低温靱性の要求が厳しい場合
には、前記表・裏層領域を冷却する前の初期γ粒を細か
くしすることが好ましく、この為に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ
の１種又は２種以上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。また、鋼の加熱後に熱間加工を行
わなずに冷却する場合には、低温加熱及びＮｂ、Ｔｉ、
Ｔａの添加を行うことにより、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
用することが好ましい。

【００４７】鋼又は鋼板の表・裏層領域を超微細化した
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・裏層領域の組織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、該表・裏
層領域をＡｃ₃点以上の温度に復熱することなく冷却す
るには、鋼の径又は鋼板厚が１８ｍｍ未満の場合には空
冷で充分であり、それ以上の場合には２℃／秒以上の冷
却速度となるように加速冷却することが好ましい。

【００４８】鋼又は鋼板を高強度化する為には、要求強
度レベルに応じて添加成分を調整、及び／又は熱間加工
の終了後に、引き続いてＡｒ₃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。

【００４９】本発明では熱間加工後の加速冷却又は直接
焼き入れに引き続いて、通常の熱処理設備をもいいて鋼
又は鋼板を焼戻しを行ってもよい。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。

【００５０】

【実施例】本発明の実施例を以下に示す。

【００５１】先ず、表１に示すような鋼を溶製・鋳造し
て得た鋼片を用いた。表１において、鋼Ａ〜鋼Ｅ及び鋼
Ｇ〜鋼Ｈ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。

【００５２】

【表１】

【００５３】次に、表１に示す鋼片を表２に示すような
製造条件で鋼板とした。表３に製造鋼板における表・裏
層領域のフェライト分率、析出物粒径（フェライト平均
円相当径）、耐食性評価結果を示す。

【００５４】この耐食性評価、即ち、耐腐食疲労特性評
価は、塩水散布暴露試験及び海水浸漬試験を行って求め
た。この塩水散布暴露試験は鋼板表層から採取した１５
０ｍｍ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（腐食
厚）、重量減（腐食量）を測定するものである。この暴
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％ＮａＣｌの５０℃の水溶液に前記同様の試験片
を浸漬し、腐食の発生に伴う板厚減（腐食厚）、重量減
（腐食量）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。尚、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】表３において、鋼Ａ−１、鋼Ａ−３、鋼Ｂ
−１、鋼Ｂ−３、鋼Ｃ−１、鋼Ｃ−３、鋼Ｄ−１、鋼Ｄ
−３、鋼Ｅ−１、鋼Ｅ−３、鋼Ｇ−１、鋼Ｇ−２、鋼Ｈ
−１、鋼Ｉ−１、鋼Ｊ−１は本発明例である。

【００５６】また、鋼Ａ−２は鋼板の途中で表・裏層領
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（Ａｃ₃点＋５０）℃以上で圧延を終了
してしまった比較例である。鋼Ｂ−２は充分な冷却速度
はあったが、途中冷却時間が短くα分率が１０％以上と
なる表・裏層領域の厚さ（表層改質層厚）が鋼板の５％
未満と小さかった比較例である。鋼Ｃ−２及び鋼Ｄ−２
はいずれも途中冷却を実施しなかったため、表・裏層領
域に３μｍ以上のフェライト細粒層の形成がなかった比
較例であり、鋼Ｅ−２は途中冷却が不十分で、復熱後の
圧延でその圧延終了温度が高かった鋼板の比較例であ
る。最後に鋼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
の範囲から外れた比較例である。

【００５７】

【表２】

【００５８】

【表３】

【００５９】鋼Ａ〜鋼Ｅのいずれにおいても、本発明例
は同一組成の比較例と比べて暴露試験、浸漬試験のいず
れからも判るように耐食性に優れている。例えば、本発
明例の鋼Ａ−１においては、比較例の鋼Ａ−２と比べて
表・裏層領域のフェライト分率（α分率）が充分高く、
それに伴い腐食量も改善されている。比較例の鋼Ａ−２
は（Ａｃ₃点＋５０）℃以上で圧延を終了した後、加速
冷却を実施したため、フェライト相が充分に確保できな
かったものであり、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、かつ、深く腐食疲労
特性も劣っている。また、鋼Ａ−３はセメンタイト層の
円相当径が０．５μｍと小さいので、鋼Ａ−１よりも優
れた腐食特性を有している。

【００６０】また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを添加した鋼Ｂ−
１、鋼Ｂ−３、鋼Ｃ−１、鋼Ｃ−３では、セメンタイト
又は炭窒化物が極めて微細に析出し、オーステナイト粒
の成長を抑制するようなピンニング作用を発揮し、変態
前の粒径が微細となり焼き入れ性が低下すること、及び
セメンタイト又は炭窒化物がフェライト変態核となるこ
と等のため、本発明例である鋼Ａ−１に比べてもフェラ
イト分率の確保が安定しており、その結果、腐食ピット
も更に微細化し、腐食減量の点でも一段と優れる。一
方、比較例の鋼Ｂ−２は延前の途中冷却条件が不十分で
細粒層の厚さが５％未満と本発明に不足する為に、表・
裏層領域でのフェライト分率が本発明範囲外となり耐食
性が大きく劣っている。

【００６１】更に、途中冷却を実施しなかった比較例で
ある鋼Ｃ−２は当然のこと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、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、Ｎ
ｉ、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、通
常の構造用鋼ばかりではなく、従来から耐食性向上に効
果のある合金元素（上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＣａ、Ｒ
ＥＭ、Ｍｇ）を添加した耐食構造用鋼の耐食性も向上で
きることが判る。また、本発明例同志である鋼Ｂ−１と
鋼Ｂ−３、鋼Ｃ−１と鋼Ｃ−３、鋼Ｄ−１と鋼Ｄ−３、
鋼Ｅ−１と鋼Ｅ−３、鋼Ｇ−１と鋼Ｇ−２を比較する
と、鋼Ｂ−１〜鋼Ｇ−−１（１シリ−ズ）より鋼Ｂ−３
〜鋼Ｅ−３、鋼Ｇ−２（３又は２シリ−ズ）の方がセメ
ンタイト層の円相当径が小さいため優れた耐腐食特性を
示すことが判る。

【００６３】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が本発明範囲の上限を外
れている比較例の鋼Ｆ−１は表層改質層の厚み、フェラ
イト粒径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、フェライト分率が本発明範囲の下限を大幅
に下回り、かつ、高Ｓであることから、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・裏層領域の５
％以上の領域におけるフェライト分率を増大させた組織
で構成させることによって、海水など、塩化物を含む水
環境での構造用鋼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】フェライト分率と板厚減少（腐食厚）の関係を
示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 CC02 CC03 CC04 CD02 CD03 CF01 CF02

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．２５
   ％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
   ％、Ｓ ：０．０１％以下の成分を含有し、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
   からそれぞれでの鋼の径又は厚さの５％以上の表・裏層
   領域において、平均円相当粒径で３μｍ超のフェライト
   が９５％以上を占める組織で構成される事を特徴とする
   耐食性の良好な構造用鋼。
2. 【請求項２】 前記表・裏層領域において、結晶粒界に
   ０．５μｍ以下のセメンタイト相を有する事を特徴とす
   る請求項１記載の耐食性の良好な構造用鋼。
3. 【請求項３】 質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．６％
   の成分を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｔａ：０．００５〜
   ０．０５％の１種又は２種以上を含有する事を特徴とす
   る請求項１又は２記載の耐食性の良好な構造用鋼。
4. 【請求項４】 質量％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 ：０．１
   ５％以下、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｍｇ：
   ０．０００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１％〜
   ０．２％の１種又は２種以上を含有せしめた事を特徴と
   する請求項１〜３のいずれかに記載の耐食性の良好な構
   造用鋼。
5. 【請求項５】 質量％で、Ｃ ：０．０４〜０．２５
   ％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
   ％、Ｓ ：０．０１％以下の成分を含有し、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
   に加熱してＣを固溶させた後、熱間加工の前又は途中に
   おいて、鋼の表層又は表・裏層からそれぞれの鋼の径又
   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１０％以上となる温度まで急冷
   した後に、前記表・裏層領域を復熱させる過程において
   （Ａｃ₃点＋５０）℃〜（Ａｃ₁点−１５０）℃の範囲内
   で熱間加工を行い、前記表・裏層領域で、平均円相当粒
   径で３μｍ超のフェライトが９５％以上を占める組織で
   構成する事を特徴とする耐食性の良好な構造用鋼の製造
   方法。
6. 【請求項６】 前記熱間加工を（Ａｃ₃点）℃〜（Ａｃ₁
   点−１５０）℃の範囲内で行い、前記表・裏層領域で、
   平均円相当粒径で３μｍ超のフェライトが９５％以上を
   占め、かつ、結晶粒界に０．５μｍ以下のセメンタイト
   相の組織で構成する事を特徴とする請求項５記載の耐食
   性の良好な構造用鋼の製造方法。
7. 【請求項７】 質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．６％
   の成分を含有し、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｔａ：０．００５〜
   ０．０５％の１種又は２種以上を含有する事を特徴とす
   る請求項５又は６記載の耐食性の良好な構造用鋼の製造
   方法。
8. 【請求項８】 熱間加工の終了後、引き続いて前記表・
   裏層領域を５℃／秒以上の冷却速度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５〜７のいずれかに
   記載の耐食性の良好な構造用鋼の製造方法。
9. 【請求項９】 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８に記載の耐
   食性の良好な構造用鋼の製造方法。
10. 【請求項１０】 質量％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、Ｃａ：０．０００１〜０．０２％、Ｍｇ：
    ０．０００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１％〜
    ０．２％の１種又は２種以上を含有せしめた事を特徴と
    する請求項５〜９のいずれかに記載の耐食性の良好な構
    造用鋼の製造方法。