JP4502948B2 - 耐食性および脆性破壊発生特性に優れた船舶用鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、原油タンカー、貨物船、貨客船、客船、軍艦等の船舶において、主要な構造材として用いられる船舶用耐食鋼に関するものであり、特に海水による塩分や恒温多湿に曝される環境下における耐食性に優れた船舶用鋼材に関するものである。

上記各種船舶において主要な構造材（例えば、外板、バラストタンク、原油タンク等）として用いられている鋼材は、海水による塩分や恒温多湿に曝されることから腐食損傷を受けることが多い。こうした腐食は、浸水や沈没などの海難事故を招く恐れがあることから、鋼材には何らかの防食手段を施す必要がある。これまで行われている防食手段としては、（ａ）塗装や（ｂ）電気防食等が従来からよく知られている。

（ａ）このうち重塗装に代表される塗装では、塗膜欠陥が存在する可能性が高く、また製造工程における衝突等によって塗膜に傷が付く場合があり、素地鋼材が露出してしまうことが多い。このように素地鋼材が露出した部分は、局部的にかつ集中的に鋼材が腐食してしまい、内容されている石油系液体燃料の早期漏洩に繋がることになる。

（ｂ）一方、電気防食においては、海水中に完全に浸漬された部位における防食に対しては非常に有効であるが、大気中で海水飛沫を受ける部位などでは防食に必要な電気回路が形成されず、防食効果が充分に発揮されないことがある。また、防食用の流電陽極が異常消耗したり、脱落して消失した場合には、直ちに激しい腐食が進行することがある。

上記技術の他、鋼材自体の耐食性を向上させるものとして例えば特許文献１の技術も提案されている。この技術では、鋼材の化学成分組成を適切に調整することによって、耐食性を優れたものとしており、この文献には無塗装であっても使用できる造船用耐食鋼が開示されている。また特許文献２には、鋼材の化学成分組成を適切なものとすることによって、塗膜寿命性を向上させた船舶用鋼材について開示されている。これらの技術では、従来に比べてある程度の耐食性は確保できるようになったといえる。

しかしながら、より厳しい腐食環境下での耐食性については依然として十分なものとはいえず、更なる耐食性向上が要求されることになる。特に、異物と鋼材との接触部分、構造的な理由や防食塗膜の損傷部分等で形成される「すきま」部分における腐食（以下、「すきま腐食」ということがある）が顕著になり、寿命を低下させる場合があるが、これまで提案されている技術ではこうした部分における耐食性が不十分である。
特開２０００−１７３８１号公報（特許請求の範囲等） 特開２００２−２６６０５２号公報（特許請求の範囲等）

ところで船舶用鋼材としては、厳しい使用環境下においても船体の安全性を確保するために、脆性破壊亀裂の発生を抑制することが望まれる。脆性破壊亀裂が発生すれば、船体自体の破壊につながるからである。ところが脆性破壊亀裂の発生を抑制しつつ上記耐食性をも向上させた船舶用鋼材は知られていない。

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、塗装や電気防食を施さなくても実用化できるように耐食性に優れており、しかも脆性破壊亀裂が発生し難い船舶用鋼材を提供することにある。

本発明の他の目的は、耐食性の中でも、特にすきま腐食に対する耐久性の向上を図ると共に、海水に起因する塩分付着と湿潤環境による腐食に対しても優れた耐久性を発揮する船舶用鋼材を提供することにある。

本発明者らは、船舶用鋼板として一般的に使用されている強度クラス（４００ＭＰａ〜５００ＭＰａクラス）の鋼材について、塗装や電気防食を施さなくても実用化できるように耐食性を一層向上させると共に、脆性破壊亀裂の発生を防止［以下、脆性破壊発生特性またはＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ−Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性ということがある］すべく鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼材の耐食性を向上させるには、鋼材に所定量のＣｏとＭｇを併用して含有させると共に、鋼材の化学成分組成を適切に調整すればよく、また脆性破壊発生特性を改善するには、鋼材の金属組織を適切に制御すればよいことを見出し、本発明を完成した。

即ち、上記課題を解決することのできた本発明に係る船舶用鋼材とは、Ｃ：０．０１〜０．２％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を夫々含有する他、Ｃｏ：０．０１０〜１％およびＭｇ：０．０００５〜０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材であり、該鋼材の圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、下記（１）〜（３）を満足する点に要旨を有するものである。但し、ｔは鋼材の厚み（ｍｍ）を意味する。
（１）フェライト面積率が７５％以上。
（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下。
（３）ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下。

本発明の船舶用鋼材においては、上記Ｃｏの含有量［Ｃｏ］と上記Ｍｇの含有量［Ｍｇ］の比の値（［Ｃｏ］／［Ｍｇ］）を２〜３５０の範囲に調整することが好ましい。

また、本発明の船舶用鋼材においては、必要に応じて、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
（ｂ）Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：０．３％以下（０％を含まない）、或いは
（ｄ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素、
等を含有させることも有効である。含有させる成分の種類に応じて船舶用鋼材の特性が更に改善されるからである。

本発明の船舶用鋼材においては、鋼材に所定量のＣｏとＭｇを併用させて含有させると共に、鋼材の化学成分組成を適切に調整することによって、塗装および電気防食を施さなくても実用化できるように耐食性を向上させることができ、しかも鋼材の金属組織を最適化することによって、脆性破壊亀裂の発生を防止できる。特に本発明によれば、耐食性の中でも、すきま腐食に対する耐久性の向上を図ることができると共に、海水に起因する塩分付着と湿潤環境による腐食に対しても優れた耐久性を発揮する船舶用鋼材を実現できる。こうした本発明の船舶用鋼材は、原油タンカー、貨物船、貨客船、客船、軍艦等の船舶における外板、バラストタンク、原油タンク等の素材として有用に使用される。

本発明の鋼材においては、耐食性を向上させるために、ＣｏとＭｇを併用して含有させることが重要であり、これらの成分のいずれを欠いても、本発明の目的を達成することができない。これらの成分における各作用効果は後述するが、これらの元素を併用することによって、耐食性が向上した理由は次のように考えることができる。

Ｍｇは、腐食部分におけるｐＨ低下を抑制して腐食反応を抑制することにより耐食性を向上させる作用を発揮する元素である。こうした作用は通常の鋼材（例えば、Ｓｉ−Ｍｎ鋼材）の成分系においては、生成する錆がポーラスであるので溶解したＭｇは鋼板表面近傍にとどまることなく直ちに外部（例えば、海水中）に拡散してしまうことになる。従って、Ｍｇを単独で含有させたのでは、耐食性の向上効果は小さいものとなる。しかしながら、Ｍｇと共にＣｏを含有させることによって、微細な表面錆皮膜が形成されることになり、Ｍｇの外部への拡散が抑制されるのである。また、溶解したＣｏの加水分解平衡反応との相乗効果によって、耐食性を大幅に向上させることができるものと考えられる。

こうした効果は、鋼材に含まれるＣｏとＭｏの含有量を後述する適切な範囲に制御することによって発揮されるのであるが、これらの元素の含有比の値（［Ｃｏ］／［Ｍｇ］：質量比）も適切に制御することが好ましい。即ち、この値（［Ｃｏ］／［Ｍｇ］）が２未満であると局部腐食の抑制が不十分となりやすく、３５０を超えると全面腐食の抑制が不十分となりやすい。従って［Ｃｏ］／［Ｍｇ］の値は、２〜３５０であるのが好ましく、より好ましい下限は１０、更に好ましい下限は２０であり、より好ましい上限は１００、更に好ましい上限は９５、特に好ましい上限は８０、最も好ましくは６０である。

上述したように、本発明の鋼材においては、耐食性を向上させるためにＣｏとＭｇを併用するものであるが、ＣｏとＭｇを併用しても脆性破壊発生特性を改善することはできない。そこで本発明者らは、ＣｏとＭｇを併用することによって向上させた耐食性を劣化させることなく、脆性破壊発生特性を改善するために検討したところ、厚みｔ（ｍｍ）の鋼材について、圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、（１）フェライト面積率が７５％以上で、（２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、（３）ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下であれば、鋼材の脆性破壊発生特性を改善することができ、上記耐食性も劣化させないことが明らかになった。以下、このように規定した理由について詳述する。

本発明に係る船舶用鋼材の金属組織は、鋼材の強度を確保するためにフェライトを主体とする。フェライト主体とは、フェライトの分率が７５体積％以上であることを意味し、金属組織を観察したときに、フェライトの面積率が７５％以上であればよい。フェライトの面積率は、好ましくは８０％以上であり、より好ましくは８５％以上である。

上記金属組織の残部は、第二相として、パーライトやベイナイト、マルテンサイト等が生成していればよく、その種類は特に限定されない。第二相の面積率は２５％未満であればよく、好ましくは２０％未満、より好ましくは１５％未満である。

上記船舶用鋼材の金属組織は、フェライトを主体とする他、ＣＴＯＤ特性を改善するには、フェライト粒の円相当径とアスペクト比の両方を適切に調整することが重要である。即ち、本発明者らが、種々実験を繰返した結果、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下である必要がある。このことは図１および図２から明らかである。

図１は、鋼材のｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を示している。図１中、Ｘ軸はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径、Ｙ軸はＣＴＯＤ特性（δｃ_−４０℃）を示しており、□はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．４〜１．６、○はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．７〜２．０、△はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．１〜２．３のときの結果を夫々示している。

この図１から明らかなように、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が小さくなるほど、ＣＴＯＤ特性が改善される傾向（数値が大きくなる傾向）を示すことが分かる。このときｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．４〜１．６であれば、δｃ_−４０℃が０．２０ｍｍ以上となり、ＣＴＯＤ特性を確実に改善できるのに対し、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．１〜２．３であれば、δｃ_−４０℃が０．２０ｍｍ未満となり、ＣＴＯＤ特性を改善できないことが分かる。一方、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．７〜２．０であれば、ＣＴＯＤ特性を改善できる場合と、改善できない場合がある。

そこで図１において、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．７〜２．０の鋼材について、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比を測定した。この結果を図２に示す。図２中、Ｘ軸はｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径、Ｙ軸はＣＴＯＤ特性（δｃ_−４０℃）を示しており、○はｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が１．７〜２．０、●はｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．１〜２．２であることを示している。

この図２から明らかなように、δｃ_−４０℃が０．２０ｍｍ以上で、ＣＴＯＤ特性を確実に改善するには、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比を１．７〜２．０とする必要がある。即ち、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下に小さくしたとしても、ｔ／４位置における平均アスペクト比が２．０を超えると、ＣＴＯＤ特性の改善効果はあまり認められないことが分かる。この理由については次のように考えられる。即ち、脆性破壊では、結晶粒と結晶粒の境界（結晶粒界）が亀裂伝播の抵抗となるため、結晶粒界が密に存在していれば、脆性破壊自体が発生し難くなるし、微小な脆性破壊が発生したとしても亀裂が進展する方向に結晶粒界が密に存在すれば亀裂の伝播も防止できる。ところがフェライト粒は圧延工程において圧延方向に伸びるため、フェライト粒のアスペクト比は大きくなる。そのため圧延方向にはフェライト粒の長径が揃い、板厚方向には短径が揃い易い。従って板厚方向には結晶粒界が密に存在することになるが、圧延方向における結晶粒界は疎になるため、結晶粒界の密度にバラツキが生じ易く、脆性破壊が発生し易くなる。また、脆性破壊が発生すると、圧延方向に亀裂が伝播し易くなる。

これに対し、フェライト粒の平均円相当径を小さくし、且つ平均アスペクト比を小さくすれば、結晶粒界の密度のバラツキは殆ど無くなるため、脆性破壊は発生し難く、たとえ発生したとしても結晶粒界が抵抗となり亀裂の伝播を防止することができる。

そこで本発明では、フェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下とし、フェライト粒の平均アスペクト比を２．０以下とするが、本発明の船舶用鋼材では、フェライト粒の平均円相当径はｔ／２位置で測定した値とし、フェライトの平均アスペクト比はｔ／４位置で測定した値とする。

フェライト粒の大きさは、温度に大きく影響を受け、温度が高くなるほど粗大化し易い。そのため本発明では、鋼材の温度が最も高くなると考えられるｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径を制御することとする。

これに対し、フェライト粒の形状は、圧延時に導入される真ひずみ量に大きく影響を受ける。即ち、真ひずみ量が小さくなるほどフェライト粒は粗大化し易く、粗大化したフェライト粒は、圧延時に圧延方向へ進展し易くなり、アスペクト比が大きくなる。そしてこの真ひずみは、鋼材の内部にいくほど導入され易いため、真ひずみ量が小さくなり易いｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比を制御することとする。

上記ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径は、１７．５μｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１６μｍ以下である。フェライト粒の平均円相当径の下限は特に規定されず、小さいほど好ましいが、小さくするには限界があるため、通常は７〜１０μｍ程度である。なお、円相当径とは、フェライト粒を同一面積の円に換算したときの円の直径を意味する。

本発明では、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下であれば、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均円相当径も２０．０μｍ以下となる。上述したように、ｔ／２位置よりもｔ／４位置の方が低温となるため、フェライト粒の粗大化が防止されるからである。こうしたｔ／４位置におけるフェライト粒の平均円相当径は、１６μｍ以下であることがより好ましく、更に好ましくは１４μｍ以下である。なお、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均円相当径の下限も特に規定されず、小さいほど好ましいが、小さくするには限界があるため、通常は７〜１０μｍ程度である。

一方、上記ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比は、１．７以下であることが好ましく、より好ましくは１．５以下である。なお、フェライト粒のアスペクト比とは、フェライト粒の圧延方向の粒径（Ｄｌ）と板厚方向の粒径（Ｄｔ）の比（Ｄｌ／Ｄｔ）を意味する。

本発明では、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下であれば、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比も２．０以下となる。上述したように、ｔ／４位置に導入される真ひずみ量よりもｔ／２位置に導入される真ひずみ量の方が大きくなるため、フェライト粒の粗大化によるアスペクト比の増大は防止されるからである。こうしたｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比は、１．７以下であることがより好ましく、更に好ましくは１．５以下である。

なお、本発明の船舶用鋼材では、ｔ／４位置から３ｔ／４位置までの領域の金属組織を観察したときに、フェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比が上記要件を満足していればＣＴＯＤ特性を充分に改善できることを既に確認している。即ち、鋼材の中心から板厚方向に２５％ずつの領域（つまり鋼材の中心を挟んで５０％の領域であり、鋼材の５０体積％に相当）におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比が上記要件を満足していればよく、例えばｔ／８位置や７ｔ／８位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比を算出したときに、上記要件を外れていてもよい。ｔ／８位置から７ｔ／８位置までの広範囲に亘って（鋼材の７５体積％に相当）フェライト粒の大きさと形状を制御しても、ＣＴＯＤ特性を改善する効果は飽和してしまうからである。但し、ｔ／８位置や７ｔ／８位置におけるフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比を算出したときに、上記要件を満足していても勿論構わない。

このことは図３から明らかである。図３は、金属組織の存在位置と脆性破壊発生特性（δｃ_−４０℃）の関係を示すグラフである。Ｘ軸は、鋼材の中心位置からの相対位置を示しており、Ｘ＝０は鋼材の中心位置を、Ｘ＝５０は鋼材の表面を示し、鋼材の厚みを１００としている。図中の○は、フェライト粒の平均円相当径が１７〜２０μｍで、且つ平均アスペクト比が１．６〜２．０を満足する金属組織が観察される限界位置を示しており、○より右側（鋼材表面側）の位置における金属組織を観察すると、フェライト粒の平均アスペクト比は２．０を超えている。

上記図３から明らかなように、鋼材の中心位置からの相対位置が２５となる位置（即ち、ｔ／４位置）を超えて鋼材表面側に、フェライト粒の平均円相当径が１７〜２０μｍで、且つ平均アスペクト比が１．６〜２．０を満足する金属組織が存在していたとしても、脆性破壊発生特性の結果は殆ど変化せず、飽和していることが分かる。つまり、ｔ／４位置における金属組織を適切に制御すれば、鋼材全体の脆性破壊発生特性を改善できることが分かる。

上記フェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比は、例えば次に示す手順で算出できる。まず、鋼材のおもて面と裏面を含むと共に、圧延方向に平行で且つ鋼材表面（鋼材のおもて面）に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、この露出面を研磨して鏡面仕上げする。

露出面の研磨方法は特に限定されず、例えば、＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨するか、それと同等の機能を有する研磨方法を用いて研磨すればよい。また、鏡面仕上げを行なう際には、ダイヤモンドスラリーなどの研磨剤を用いればよい。

鏡面仕上げしたサンプルは３％ナイタール溶液を用いて腐食し、フェライト組織の結晶粒界を現出させた後、倍率を１００倍または４００倍として写真撮影し、画像解析装置に取り込む。いずれの倍率においても領域が１ｍｍ×１ｍｍ以上に相当するように画像を取り込む。

次に、画像解析装置において、粒界に囲まれたフェライト粒の領域（面積）を同等の面積を有する円に換算し、換算された円の直径をフェライト粒の円相当径と定義して円相当径を測定する。これを全ての観察視野について測定し、結果を平均することで平均円相当径を算出する。

一方、フェライト粒のアスペクト比については、上記粒界に囲まれたフェライト粒について、圧延方向の粒径Ｄｌと板厚方向の粒径Ｄｔを測定し、ＤｌとＤｔの比（Ｄｌ／Ｄｔ）をアスペクト比として算出する。これを全ての観察視野について行い、結果を平均することで平均アスペクト比を算出する。

次に、本発明の船舶用鋼材の化学成分組成について説明する。本発明の鋼材では、その鋼材としての基本的特性を満足させるために、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の基本成分も適切に調整する必要がある。これらの成分の範囲限定理由について、上記ＣｏとＭｇの各元素による作用効果と合わせて以下に説明する。

Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、材料の強度を確保するために必要な元素である。船舶の構造部材として要求される最低強度（使用する鋼材の肉厚にもよるが、概ね４００ＭＰａ程度）を得るためには、０．０１％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０４％以上とする。しかし０．２％を超えて過剰に含有させると靱性や溶接性が劣化する。こうしたことから、Ｃ含有量の上限は０．２％とした。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、より好ましくは０．１６％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜１％
Ｓｉは、脱酸作用を有する他、強度を確保するためにも必要な元素であり、０．０１％に満たないと構造部材としての最低強度を確保できない。従ってＳｉは０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし１％を超えて過剰に含有させると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＳｉは１％以下とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％であり、より好ましくは０．６％以下とする。

Ｍｎ：０．０１〜２％
ＭｎもＳｉと同様に脱酸作用を有する他、強度を確保するために必要な元素であり、０．０１％に満たないと構造部材としての最低強度を確保できない。従ってＭｎは０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．１０％以上とする。しかし２％を超えて過剰に含有させると靱性が劣化する。従ってＭｎは２％以下とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましくは１．６０％以下とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
ＡｌもＳｉ、Ｍｎと同様に脱酸および強度確保のために必要であり、０．００５％に満たないと脱酸効果が得られない。従ってＡｌは０．００５％以上とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０１５％以上とする。しかし０．１％を超えて添加すると溶接性やＨＡＺ靭性を害するため、Ａｌ添加量の上限は０．１％とした。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、より好ましくは０．０８％以下とする。

Ｃｏ：０．０１〜１％
Ｃｏは、高塩分環境において鋼材の耐食性向上に大きく寄与する緻密な表面錆皮膜を形成するのに必要不可欠な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが必要である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％以上とする。しかし１％を超えて過剰に含有させると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化する。こうしたことからＣｏ含有量の上限は１％とした。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．８％であり、より好ましくは０．６％以下とするのが良い。

Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％
Ｍｇは、溶解することによってｐＨ上昇作用を示すことから、鉄の溶解が起こっている局部アノードにおける加水分解反応によるｐＨ低下を抑制して、腐食反応を抑制し、耐食性を向上させる作用を有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｇは０．０００５％以上含有させることが必要である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、より好ましくは０．００１０％以上含有させるのが良い。しかし０．０２％を超えて含有させると加工性や溶接性を劣化させる。こうしたことからＭｇ含有量の上限は０．０２％とした。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、より好ましくは０．０１５％以下とするのが良い。

本発明の船舶用鋼材における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ等）からなるものであるが、これら以外にも鋼材の特性を阻害しない程度の成分（例えば、Ｚｒ，Ｎ等）も許容できる。但し、これら許容成分は、その量が過剰になると靭性が劣化するので、０．１％程度以下に抑えるべきである。

また、本発明の船舶用鋼材には、上記成分の他に、必要によって、（１）Ｃｕ，Ｃｒ，ＮｉおよびＴｉよりなる群から選ばれる１種以上の元素、（２）Ｃａ、（３）Ｍｏおよび／またはＷ、（４）Ｂ，ＶおよびＮｂよりなる群から選ばれる１種以上の元素、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて船舶用鋼材の特性が更に改善されることになる。これらの成分の範囲限定理由について以下に説明する。

Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素
Ｃｕ，Ｃｒ，ＮｉおよびＴｉは、いずれも耐食性向上に有効な元素である。

このうちＣｕとＣｒは、上記Ｃｏと同様に、耐食性向上に大きく寄与する緻密な表面錆被膜を形成するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、いずれも０．０１％以上含有させることが好ましい。ＣｕとＣｒを夫々単独で、或いは併用して含有する場合における夫々のより好ましい下限は０．０５％である。しかし過剰に含有させると溶接性やＨＡＺ靭性、熱間加工性が劣化するため、Ｃｕは１．５％以下、Ｃｒは１％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は１．０％であり、Ｃｒ含有量のより好ましい上限は０．８％である。

Ｎｉは、耐食性向上に大きく寄与する緻密な表面錆被膜を安定化させるのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｎｉを含有させるときのより好ましい下限は０．０５％である。しかしＮｉ含有量が過剰になると溶接性や熱間加工性が劣化する。また、過剰な添加は、大幅なコスト高となる。従ってＮｉは２％以下であることが好ましい。Ｎｉを含有させるときのより好ましい上限は１．５％である。

Ｔｉは、耐食性向上に大きく寄与する表面錆被膜を緻密化してその環境遮断性を向上させると共に、すきま内部における腐食を抑制して、耐すきま腐食性も向上させる元素である。こうした環境下で要求される耐食性を確保するためには、０．００５％以上含有させることが好ましい。Ｔｉを含有させるときのより好ましい下限は０．００８％である。しかし０．１％を超えて過剰に含有させると加工性や溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させることになる。従ってＴｉは０．１％以下であることが好ましい。Ｔｉを含有させるときのより好ましい上限は０．０５％である。

Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｃａは、Ｍｇと同様に、溶解することによってｐＨ上昇作用を示し、鉄の溶解が起こっている局部アノードにおける加水分解反応によるｐＨ低下を抑制して腐食反応を抑制し、耐食性向上に有効な元素である。Ｃａによるこうした効果は０．０００５％以上含有させることによって有効に発揮される。Ｃａを含有させるときのより好ましい下限は０．００１０％である。しかし０．０２％を超えて過剰に含有させると、加工性や溶接性を劣化させることになる。従ってＣａは０．０２％以下であることが好ましい。Ｃａを含有させるときのより好ましい上限は０．０１５％である。

Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＷ：０．３％以下（０％を含まない）
ＭｏとＷは、腐食の均一性を高めて局部腐食による穴あきを抑制する作用がある。これらの元素は、特にＣｏと同時に含有させることによって、顕著な均一腐食性向上作用が発揮される。こうした効果を発揮させるためには、いずれの元素も０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｍｏを含有させるときのより好ましい下限は０．０２％であり、Ｗを含有させるときのより好ましい下限は０．０２％である。しかし過剰に含有させると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化する上、大幅なコスト高となる。従ってＭｏについては０．５％以下、Ｗについては０．３％以下とすることが好ましい。Ｍｏを含有させるときのより好ましい上限は０．３％であり、Ｗを含有させるときのより好ましい上限は０．２％である。

Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上の元素
船舶用鋼材では、適用する部位によってはより高強度化が必要な場合があるが、Ｂ，ＶおよびＮｂはこうした強度向上に必要な元素である。

このうちＢは、焼入性を向上し、強度向上に有効に作用する元素であり、０．０００１％以上含有させることが好ましい。より好ましい下限は０．０００３％である。しかし０．０１％を超えて過剰に含有させると母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化するため好ましくない。従ってＢは０．０１％以下であることが好ましい。より好ましい上限は０．００９０％である。

Ｖは、強度向上に有効に作用する元素であり、０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましい下限は０．００５％である。しかし０．１％を超えて過剰に含有させると鋼材やＨＡＺの靭性劣化を招くことになるので好ましくない。従ってＶは０．１％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下とする。

Ｎｂは、強度向上に有効に作用する元素であり、０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましい下限は０．００５％である。しかし０．０５％を超えて過剰に含有させると鋼材の靭性劣化やＨＡＺ靭性の劣化を招くことになる。従ってＮｂは０．０５％以下であることが好ましい。より好ましくは０．０３％以下とする。

本発明に係る船舶用鋼材は、上記要件を満足するものであり、その製造方法は特に限定されないが、例えば以下に示す方法を採用すれば、上記要件を満足する船舶用鋼材を製造することができる。即ち、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径を２０．０μｍ以下にすると共に、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比を２．０以下にするには、鋳造して得られたスラブを１０００〜１２００℃に加熱した後、粗圧延し、次いで直ちに強制水冷してオーステナイト未再結晶温度域まで冷却した後、このオーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延すればよい。以下、順を追って説明する。

スラブを加熱する温度は１０００〜１２００℃とするのが好ましい。粗圧延およびそれに続く冷却後（自然放冷あるいは強制水冷）に得られるフェライト組織を微細化するために、オーステナイトを逆変態させるためである。即ち、通常は、９００℃程度に加熱することでフェライトからオーステナイトに逆変態するが、圧延終了後のフェライト組織を微細化するには、オーステナイト組織を圧延して再結晶させるのが有効である。従ってオーステナイトの再結晶温度の下限は鋼材の化学成分組成にもよるが、通常８５０〜９００℃であるため、この下限温度以上でオーステナイト組織を圧延して再結晶させるには、加熱温度を１０００℃以上とするのがよい。好ましくは１０５０℃以上とする。なお、上記加熱温度は、プロセスコンピュータを用いて鋼片の板厚方向における平均温度（計算値）を算出し、この平均温度で管理するのがよい。

しかし１２００℃を超えて加熱すると、初期のオーステナイト組織が粗大化し過ぎるため、こうしたオーステナイト組織を圧延して再結晶させてもオーステナイト組織を充分に微細化することが困難となる。また、高温での加熱はエネルギー的にも不経済である。従って加熱温度は１２００℃以下とするのがよい。より好ましくは１１００℃以下とする。

加熱したスラブは、オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を５０％以上として粗圧延すればよい。オーステナイトの再結晶温度域において累積圧下率を５０％以上として粗圧延することで、オーステナイト組織を再結晶させることができ、圧延終了後のフェライト組織を微細化できるからである。即ち、オーステナイトの再結晶温度域での累積圧下率が５０％未満であっても後述するオーステナイト未再結晶温度域における累積圧下率を大きくすることで、フェライト粒を微細化できる。しかしオーステナイト未再結晶温度域において圧延を開始する時点におけるフェライト粒が粗大化していると、該オーステナイト未再結晶温度域で適切に圧延しても、最終的に得られる金属組織は、粗大なフェライト粒と微細なフェライト粒が混在した混粒状態となりやすいからである。混粒状態になるとＣＴＯＤ特性が安定し難くなる傾向がある。従ってオーステナイトの再結晶温度域においてオーステナイト組織を充分に微細化するには、オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とすることが推奨される。

上記累積圧下率はできるだけ大きくするのが好ましく、累積圧下率の増加に伴ってフェライト粒の円相当径は約２５〜３０μｍ程度にまで微細化できる。しかしオーステナイトの再結晶温度域における累積圧下率を７０％を超えて大きくしてもその効果はほぼ飽和するため、累積圧下率は７０％程度以下とすればよい。

上記粗圧延を行なう温度域は、オーステナイトの再結晶温度域とするが、この温度域は、鋼材の化学成分組成によって多少変化する。しかしオーステナイトの再結晶温度の下限は通常８５０〜９００℃程度であるため、９００℃以上の温度域における累積圧下率を上記範囲に調整すればよい。但し、圧延温度域を高くし過ぎると、圧延後の再結晶に引き続き、オーステナイト粒の成長が早くなるため、有効に微細化できないことがある。しかし１０００℃以下ではこのような粒成長が起こるものの圧延終了後６０秒以内に再び圧延を実施すれば、圧延前の組織よりも微細な状態の組織を維持することができる。従って圧延開始温度は１０００℃以下とするのがよい。

上記累積圧下率は、鋼片のｔ／２位置における温度（計算値）が、１０００℃での鋼片厚みをｔ_０、９００℃での鋼片厚みをｔ_１としたとき、下記（ａ）式で算出できる。
累積圧下率（％）＝［（ｔ_０−ｔ_１）／ｔ_０］×１００ …（ａ）
但し、粗圧延開始温度が１０００℃を超える場合には、鋼片のｔ／２位置における温度が１０００℃での鋼片厚みをｔ_０とし、粗圧延開始温度が１０００℃を下回る場合には、粗圧延開始時における鋼片厚みをｔ_０として上記累積圧下率を算出する。一方、粗圧延終了温度が９００℃より下回る場合には、９００℃での鋼片厚みをｔ_１とし、粗圧延終了温度が９００℃に達しない場合（９００℃超の場合）には、粗圧延終了時における鋼片厚みをｔ_１として上記累積圧下率を算出する。

上記粗圧延を行なう温度は、鋼材の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置における温度を計算して算出した温度を基準とするのがよい。鋼材内部の温度を代表するためである。

但し、オーステナイトの再結晶粒径は、上述したように累積圧下率が５０％以上であれば、粗圧延による微細化効果が飽和する傾向がある。

なお、ｔ／２位置の温度（計算値）に比べて鋼板表面の温度（実測値）は、鋼材の厚みが１５０ｍｍの場合には約５０〜７０℃低くなり、鋼材の厚みが１００ｍｍの場合には約４０〜５０℃低くなる。また、ｔ／４位置の温度（計算値）に比べて鋼板表面の温度（実測値）は、鋼材の厚みが１５０ｍｍの場合には約３０〜４０℃低くなり、鋼材の厚みが１００ｍｍの場合には約２５〜３０℃低くなる。従って上記粗圧延を行なう温度は、こうした温度差を考慮して、鋼板表面の温度（実測値）やｔ／４位置における温度（計算値）を基準として用いて温度管理しても構わない。

オーステナイトの再結晶温度域で累積圧下率を５０％以上として粗圧延した後には、直ちに強制水冷し、オーステナイト未再結晶温度域まで冷却することが好ましい。オーステナイトの再結晶温度域で圧延して結晶粒を微細化しても、そのまま放置（或いは空冷）すると温度のエネルギーによってオーステナイト粒が成長し、オーステナイト組織が粗大化するからである。

粗圧延終了後、水冷を開始するまでの時間はできるだけ短くするのがよく、例えば６０秒以内とする。なお、水冷を開始するまでの時間を短くすることで生産性も向上する。

オーステナイト未再結晶温度域まで冷却した後には、当該オーステナイト未再結晶温度域において真ひずみを０．５以上として仕上げ圧延することが推奨される。オーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延することで、フェライト粒を一層微細化できるからである。即ち、オーステナイト再結晶温度域で圧延して得られる金属組織は、平均粒径が約２５〜３０μｍのオーステナイト組織であるため、この鋼材をそのまま空冷するか、或いは強制冷却しても得られるフェライト粒の平均円相当粒径はせいぜい２５μｍ程度にしかならない。そのためＣＴＯＤ特性は充分に改善できない。これに対し、オーステナイト未再結晶温度域で仕上げ圧延してやれば、フェライト粒にひずみが導入されるため、フェライト粒を一段と微細化できる。

この仕上げ圧延では、真ひずみ量を０．５以上として圧延するのがよい。真ひずみ量が０．５未満では、フェライト粒の微細化が不充分になることがあり、ＣＴＯＤ特性を充分に改善できないことがある。真ひずみ量は多くするほど好ましく、多くすればフェライト粒を小さくできる。

なお、上記オーステナイト未再結晶温度域とは、鋼材を圧延してもオーステナイト組織が再結晶しない温度域である。この温度域は鋼材の化学成分組成によって多少変化するが、本発明では、鋼片のｔ／２位置における温度が８５０℃以下の領域で導入する真ひずみ量を０．５以上として仕上げ圧延する。但し、仕上げ圧延の温度域が低くなり過ぎると、フェライト粒の扁平率（即ち、アスペクト比）が著しく大きくなり易いため、ＣＴＯＤ特性が劣化する傾向がある。従って仕上げ圧延終了温度は、「Ａｒ３変態点＋４０℃」以上とするのがよい。Ａｒ３変態点の温度は、鋼材に含まれる化学成分の含有量に基づいて下記（ｂ）式で算出できる。
Ａｒ３変態点（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］＋１９０×［Ｖ］ …（ｂ）
但し、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。

従って上記真ひずみ量は、鋼片のｔ／２位置における温度（計算値）が、８５０℃での鋼片厚みをｔ_２、仕上げ圧延終了温度での鋼片厚みをｔ_３としたとき、下記（ｃ）式で算出できる。
真ひずみ＝ｌｎ（ｔ_２／ｔ_３） …（ｃ）
但し、仕上げ圧延開始温度が８５０℃を超える場合には、鋼片のｔ／２位置における温度が８５０℃での鋼片厚みをｔ_２とし、仕上げ圧延開始温度が８５０℃を下回る場合には、仕上げ圧延開始時における鋼片厚みをｔ_２として上記真ひずみを算出する。一方、仕上げ圧延終了温度が「Ａｒ３変態点＋４０℃」より下回る場合には、「Ａｒ３変態点＋４０℃」での鋼片厚みをｔ_３とし、仕上げ圧延終了温度が「Ａｒ３変態点＋４０℃」に達しない場合（「Ａｒ３変態点＋４０℃」超の場合）には、仕上げ圧延終了時における鋼片厚みをｔ_３として上記真ひずみを算出する。

上記仕上げ圧延するときの温度は、鋼片の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、プロセスコンピュータを用いてｔ／２位置とｔ／４位置における温度を夫々計算して算出した両方の温度を基準とする。どちらか一方の位置のみの温度を管理すると、管理していない位置の金属組織を適切に制御できないことがあるからである。

但し、鋼材の厚みが１０〜３０ｍｍ程度の場合には、鋼板内部の温度（ｔ／４位置やｔ／２位置における温度）と鋼板の表面温度との温度差はせいぜい１０〜１５℃程度であるため、こうした温度差を考慮して、鋼板の表面温度（実測値）を基準として管理しても差し支えない（例えば、「８５０℃−温度差」、「Ａｒ３変態点＋４０℃−温度差」）。

なお、鋼材の表面温度で管理する場合には、水冷直後に圧延を開始すると、鋼材の表面と中心部の温度差が大きいため、フェライト粒の円相当径やアスペクト比を厳密に制御することが困難となる。従ってこの場合には、水冷後、６０秒以上経過した後に圧延を開始することが望ましい。６０秒以上放置することで、鋼板の表面と内部（即ち、ｔ／４位置やｔ／２位置）の温度差が小さくなるため、鋼材の表面温度で管理しても鋼材の金属組織を適切に制御することができるからである。即ち、６０秒以上放置すれば、鋼材の厚みが１００ｍｍの場合は、鋼材の表面温度（実測値）とｔ／２位置における温度（計算値）との温度差は約４０℃程度となり、鋼材の表面温度（実測値）とｔ／４位置における温度（計算値）との温度差は約２５℃程度となる。また、鋼材の厚みが６０ｍｍの場合は、鋼材の表面温度（実測値）とｔ／２位置における温度（計算値）との温度差は約３０℃程度、鋼材の表面温度（実測値）とｔ／４位置における温度（計算値）との温度差は約２０℃程度となる。

仕上げ圧延終了後は、常法に従って冷却すればよい。冷却方法は特に限定されず、空冷してもよいし、強制冷却してもよい。このときの冷却速度も特に限定されないが、４℃／秒以下程度であれば、フェライト粒の大きさに影響を及ぼさないことを本発明者らは確認している。

本発明の造船用鋼材は、基本的には塗装を施さなくても鋼材自体が優れた耐食性を発揮するものであるが、必要によって、後記実施例に示すタールエポキシ樹脂塗料、或はそれ以外の代表される重防食塗装、ジンクリッチペイント、ショッププライマー、電気防食などの他の防食方法と併用することも可能である。こうした防食塗装を施した場合には、後記実施例に示すように塗装膜自体の耐食性（塗装耐食性）も良好なものとなる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含されるものである。

下記表１−１または表１−２に示す化学成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避不純物）を転炉で溶製し、連続鋳造してスラブを得た。得られたスラブを後述する条件で熱間圧延して各種鋼板を製作した。なお、表１−１および表１−２には、鋼板に含まれるＣｏとＭｏの含有量の比の値（［Ｃｏ］／［Ｍｇ］：質量比）を算出し、併せて示した。また、鋼板に含まれる化学成分の含有量に基づいて、上記（ｂ）式からＡｒ３変態点の温度を算出し、その値も併せて示した。

得られたスラブは、下記表２−１または表２−２に示す温度に加熱した後、下記表２−１または表２−２に示す条件で粗圧延した。表２−１または表２−２には、粗圧延開始温度（ｔ／２位置）と粗圧延終了温度（ｔ／２位置）を示した。また、参考値として、鋼板の表面温度とｔ／４位置における温度も併せて示した。なお、表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて測定した実測値、ｔ／４位置の温度とｔ／２位置の温度は、プロセスコンピュータを用いて算出された計算値である。

また、表２−１と表２−２には、粗圧延終了時の厚みを示すと共に、ｔ／２位置における温度（計算値）が１０００〜９００℃の範囲での累積圧下率を上記（ａ）式を用いて算出した結果を示す。

なお、累積圧下率を算出するに当っては、ｔ_０には、粗圧延開始時におけるｔ／２位置の温度が、１０００℃より下回る場合は粗圧延開始時における板厚、１０００℃以上の場合は１０００℃における板厚をそれぞれ代入し、ｔ_１には、粗圧延終了時におけるｔ／２位置の温度が、９００℃以下の場合は９００℃における板厚、９００℃より高温の場合は粗圧延終了時における板厚を夫々代入して算出した。

粗圧延終了後、表３−１または表３−２に示す方法で冷却し、次いで仕上げ圧延を行なった。表３−１と表３−２に、粗圧延終了時から冷却開始までの時間を示す。また、冷却終了時（水冷していない場合は、粗圧延終了時）から仕上げ圧延開始までの時間も併せて示した。

仕上げ圧延の条件としては、仕上げ圧延開始時の厚み、仕上げ圧延開始温度（ｔ／４位置）、仕上げ圧延終了温度（ｔ／４位置）を夫々表３−１と表３−２に示した。また、参考値として、鋼板の表面温度とｔ／２位置における温度も併せて示した。また、ｔ／２位置における温度（計算値）が８５０℃以下となり、仕上げ圧延が終了するまでの温度範囲に導入した真ひずみ量を併せて示した。

仕上げ圧延終了後は、表４−１または表４−２に示す条件で冷却した。なお、表４−１または表４−２に示した冷却速度は、冷却開始温度から５００℃までの平均値である。

熱間圧延中における鋼片のｔ／４位置における温度とｔ／２位置における温度は、下記の手順で管理した。
１．プロセスコンピュータを用い、加熱開始から加熱終了までの雰囲気温度や在炉時間に基づいて鋼片の表面から裏面までの任意の位置（例えば、ｔ／４位置やｔ／２位置）の加熱温度を算出する。
２．算出した加熱温度を用い、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）のデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における圧延温度を計算しつつ圧延を実施する。
３．鋼板の表面温度は圧延ライン上に設置された放射型温度計を用いて実測する。但し、プロセスコンピュータでも理論値を計算しておく。
４．粗圧延開始時、粗圧延終了時、仕上圧延開始時にそれぞれ実測した鋼板の表面温度を、プロセスコンピュータから算出される計算温度と照合する。
５．計算温度と実測温度の差が±３０℃以上の場合は、計算表面温度が実測温度と一致するように再計算してプロセスコンピュータ上の計算温度とし、±３０℃未満の場合は、プロセスコンピュータから算出された計算温度をそのまま用いる。
６．次に、この温度を用い、制御対象としている領域の圧延温度を管理する。

得られた鋼板について下記手順でフェライト粒の平均円相当径と平均アスペクト比を算出した。結果を下記表４−１と表４−２に示す。

［円相当径とアスペクト比の測定手順］
鋼板のおもて面と裏面を含むと共に、圧延方向に平行で且つ鋼材表面（鋼材のおもて面）に対して垂直な面が露出するようにサンプルを切り出し、この露出面を研磨して鏡面仕上げした。露出面の研磨には＃１５０〜＃１０００までの湿式エメリー研磨紙を用いて研磨した後、研磨剤としてダイヤモンドスラリー用いて鏡面仕上げした。

鏡面仕上げしたサンプルは３％ナイタール溶液を用いて腐食し、フェライト組織の結晶粒界を現出させた後、倍率を１００倍または４００倍で撮影し、６ｃｍ×８ｃｍの写真とした（即ち、１００倍では６００μｍ×８００μｍ、４００倍では１５０μｍ×２００μｍに相当する）。写真の６ｃｍの辺は板厚方向に対応し、８ｃｍの辺は圧延方向に対応している。これをいずれの倍率においても領域が１ｍｍ×１ｍｍ以上に相当するように画像解析装置に取り込んだ。

次に、画像解析装置において、粒界に囲まれたフェライト粒の領域（面積）を同等の面積を有する円に換算し、換算された円の直径をフェライト粒の円相当径と定義して円相当径を測定した。これを全ての観察視野について測定し、結果を平均することで平均円相当径を算出した。

一方、フェライト粒のアスペクト比については、上記粒界に囲まれたフェライト粒について、圧延方向の粒径Ｄｌと板厚方向の粒径Ｄｔを測定し、ＤｌとＤｔの比（Ｄｌ／Ｄｔ）をアスペクト比として算出した。これを全ての観察視野について行い、結果を平均することで平均アスペクト比を算出した。

なお、フェライト粒の円相当径とアスペクト比の測定位置は、鋼材の厚みをｔ（ｍｍ）としたとき、ｔ／２位置とｔ／４位置とした。また、倍率が１００倍の場合は、観察視野数を少なくとも６枚とし、４００倍の場合は、観察視野数を少なくとも３５枚とした。

また、フェライト粒の平均円相当径とアスペクト比を算出する際に、金属組織に占めるフェライト面積率も同時に測定した。結果を下記表４−１と表４−２に併せて示す。

得られた鋼板について下記手順で耐食性と脆性破壊発生特性を調べた。結果は、下記表６−１と表６−２に示した。

＜耐食性について＞
得られた鋼板を切断および表面研削を行って、最終的に１００×１００×２５（ｍｍ）の大きさの試験片を作製した（試験片Ａ）。試験片Ａの外観形状を図４に示す。

また、図５に示すように２０×２０×５（ｍｍ）の小試験片４個を、１００×１００×２５（ｍｍ）の大試験片（前記試験片Ａと同じもの）に接触させて、すきま部を形成した試験片Ｂを作製した。すきま形成用の小試験片と大試験片とは同じ化学成分組成の鋼材として、表面仕上げも前記試験片Ａと同じ表面研削とした。そして小試験片の中心に５ｍｍφの孔を、基材側（大試験片側）にねじ孔を開けて、Ｍ４プラスチック製ねじで固定した。

更に、平均厚さ２５０μｍのタールエポキシ樹脂塗装（下塗り：ジンクリッチプライマー）を全面に施した試験片Ｃ（図６）も用いた。そして防食のための塗膜に傷が付いて素地の鋼材が露出した場合の腐食進展度合いを調べるために、試験片Ｃの片面には素地まで達するカット傷（長さ：１００ｍｍ、幅：約０．５ｍｍ）をカッターナイフで形成した。

前記表１に示した各化学成分組成の供試材について、試験片Ａ、試験片Ｂおよび試験片Ｃを夫々５個ずつ用い腐食試験に供した。このときの腐食試験方法は次の通りである。

［腐食試験方法］
まず海洋環境を模擬して、海水噴霧試験と恒温恒湿試験の繰り返しによる複合サイクル腐食試験を行った。

海水噴霧試験では、水平から６０°の角度で傾けて供試材（各試験片Ａ〜Ｃ）を試験槽内に設置し、３５℃の人工海水（塩水）を霧状に噴霧させた。塩水の噴霧は常時連続して行った。このとき試験槽内において、水平に設置した面積８０ｃｍ^２の円形皿に１時間当たりに１．５±０．３ｍＬの人工海水が任意の位置で採取されるような噴霧量に予め調整した。

恒温恒湿試験では、温度を６０℃、湿度を９５％に調整した試験槽内に、供試材（各試験片Ａ〜Ｃ）を水平から６０°の角度で傾けて設置して行った。

海水噴霧試験を４時間と、恒温恒湿試験を４時間を１サイクルとして、これらを交互に行って、供試材を腐食させた。トータルの試験時間は６ヶ月間とした。

（１）試験片Ａについては、試験前後の質量変化を平均板厚減少量Ｄ−ａｖｅ（ｍｍ）に換算し、試験片５個の平均値を算出して、各供試材の耐全面腐食性を評価した。また、触針式三次元形状測定装置を用いて試験片Ａの最大侵食深さＤ−ｍａｘ（ｍｍ）を求め、平均板厚減少量［Ｄ−ａｖｅ（ｍｍ）］で規格化して（即ち、Ｄ−ｍａｘ／Ｄ−ａｖｅを算出して）、腐食均一性を評価した。尚、試験後の質量測定および板厚測定は、クエン酸水素二アンモニウム水溶液中での陰極電解法［ＪＩＳ Ｋ８２８４］により鉄錆等の腐食生成物を除去してから行った。

（２）試験片Ｂについては、すきま部（接触面）の目視観察を行ってすきま腐食発生の有無を調べ、すきま腐食が認められる場合には、上記陰極電解法により腐食生成物を除去し、触針式三次元形状測定装置を用いて最大すきま腐食深さＤ−ｃｒｅｖ（ｍｍ）を測定した。

（３）塗装処理を施した試験片Ｃ（カット傷付き）については、試験後にカット傷を形成した面における塗膜膨れ面積の比率（膨れ面積率）を測定した。膨れ面積率は格子点法（格子間隔１ｍｍ）によって求めた。即ち、膨れの認められた格子点の数を全格子点数で除したものを膨れ面積率と定義して、試験片５個の平均値を求めた。また、カット傷に垂直方向の塗膜膨れ幅をノギスで測定し、試験片５個の最大値を最大膨れ幅と定義した。

上記耐全面腐食性（Ｄ−ａｖｅ）、腐食均一性（Ｄ−ｍａｘ／Ｄ−ａｖｅ）、耐すきま腐食性（Ｄ−ｃｒｅｖ）、塗装耐食性（膨れ面積率および最大膨れ幅）の評価基準は下記表５に示す通りである。腐食試験結果を下記表６−１と表６−２に示す。

＜脆性破壊発生特性について＞
脆性破壊発生特性は、社団法人日本溶接協会（ＷＥＳ）発行のＷＥＳ１１０８（１９９５年２月１日制定）で規定される亀裂先端開口変位試験（ＣＴＯＤ試験）の結果に基づいて評価した。試験片としては、ＷＥＳ１１０９（１９９５年制定）のＰ．６の図６に示されている「標準三点曲げ試験片」を用いた。試験温度は−４０℃とし、δｃ_−４０℃（ｍｍ）を測定した。本発明では、δｃ_−４０℃が０．２０ｍｍ以上の場合を合格とする。

これらの結果から次のように考察できる。ＣｏまたはＭｇのどちらかを含有しないＮｏ．２，３のもの、ＣｏまたはＭｇの含有量が本発明で規定する下限値に満たないＮｏ．４、５のものは、ＣｏまたはＭｇの添加効果によって、従来鋼（Ｎｏ．１）に比べて耐全面腐食性はやや改善している。しかしＣｏが含有されていないＮｏ．２のものおよびＣｏ量が不足しているＮｏ．４のものでは、腐食均一性と膨れ面積率で改善効果が認められない。またＭｇが含有されていないＮｏ．３のものおよびＭｇ量が不足しているＮｏ．５のものでは、耐すきま腐食性と最大膨れ幅で改善効果が認められず、船舶用鋼材の耐食性としては不十分である。

これに対して、ＣｏおよびＭｇを併用して適性量含有させたもの（Ｎｏ．６〜６２）はこれらの元素の添加による相乗効果でいずれの耐食性も従来鋼（Ｎｏ．１）より優れており、造船用耐食鋼として好ましいことがわかる。

特に、ＣｏおよびＭｇの併用に加えて、更にＣｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｃａ，ＭｏおよびＷ等の耐食性向上元素を含有させることによって、鋼材の耐食性が更に向上していることが分かる。

このうちＣｕ，Ｃｒ，ＮｉまたはＴｉを添加した供試材では、特に塗装供試材の最大膨れ幅を低減させる効果が認められ（Ｎｏ．１５〜２０，２３〜６０等）、これらの元素の錆緻密化がカット部の錆安定化に作用して腐食進展を抑制したものと推察される。

また、Ｃａは耐すきま腐食性を高める効果が認められ（Ｎｏ．２１〜２２，２９〜３４，３７〜４４，４７〜４８，５３〜６０等）、Ｃａがすきま内のｐＨ低下抑制を更に強化して腐食を低減したものと考えられる。

更に、ＭｏやＷの添加は、腐食均一性や塗装膨れ性の向上に非常に効果のあることが分かる（Ｎｏ．４９〜５８等）。

ところがＣｏおよびＭｇを併用して適性量含有させたもの（Ｎｏ．６〜６２）の中でも、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍを超えるか、ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０を超える例は、脆性破壊発生特性に劣っている。

これに対し、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下で、且つｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下を満足する例は、脆性破壊発生特性にも優れていることが分かる。

図１は、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径とｔ／２位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を示すグラフである。 図２は、ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径とｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比とＣＴＯＤ特性の関係を示すグラフである。 図３は、金属組織の存在位置と脆性破壊発生特性（δｃ_−４０℃）の関係を示すグラフである。 図４は、耐食性試験に用いた試験片Ａの外観形状を示す説明図である。 図５は、耐食性試験に用いた試験片Ｂの外観形状を示す説明図である。 図６は、耐食性試験に用いた試験片Ｃの外観形状を示す説明図である。

Claims (6)

1. Ｃ ：０．０１〜０．２％（質量％の意味、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．０１〜１％、
   Ｍｎ：０．０１〜２％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％を夫々含有する他、
   Ｃｏ：０．０１０〜１％および
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材であり、
   該鋼材の圧延方向に平行で且つ鋼材表面に対して垂直な面の金属組織を観察したときに、下記（１）〜（３）を満足することを特徴とする耐食性および脆性破壊発生特性に優れた船舶用鋼材。
   （１）フェライト面積率が７５％以上。
   （２）ｔ／２位置におけるフェライト粒の平均円相当径が２０．０μｍ以下。
   （３）ｔ／４位置におけるフェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下。
   但し、ｔは鋼材の厚み（ｍｍ）を意味する。
2. 前記Ｃｏの含有量［Ｃｏ］と前記Ｍｇの含有量［Ｍｇ］の比の値（［Ｃｏ］／［Ｍｇ］）が２〜３５０である請求項１に記載の船舶用鋼材。
3. 更に他の元素として、
   Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の船舶用鋼材。
4. 更に他の元素として、
   Ｃａ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の船舶用鋼材。
5. 更に他の元素として、
   Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）および／または
   Ｗ：０．３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の船舶用鋼材。
6. 更に他の元素として、
   Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）および
   Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の船舶用鋼材。