JP6624130B2

JP6624130B2 - Steel material and method of manufacturing the same

Info

Publication number: JP6624130B2
Application number: JP2017049142A
Authority: JP
Inventors: 博司池田; 俊一橘; 塩谷　和彦; 和彦塩谷; 木村　達己; 達己木村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-03-14
Filing date: 2017-03-14
Publication date: 2019-12-25
Anticipated expiration: 2037-03-14
Also published as: JP2018150605A

Description

本発明は、主としてばら積み貨物船のホールド（船倉）に用いる鋼材に関し、特に、石炭やコークスを積載するばら積み貨物船のホールドに好適な鋼材に関する。本発明に係る鋼材は、厚鋼板および形鋼等を含むものとする。ここで、形鋼とは、具体的には、熱間圧延によって成形された等辺山形鋼、不等辺山形鋼、不等辺不等厚山形鋼、溝形鋼、球平形鋼、Ｔ形鋼などをいう。 The present invention relates to a steel material mainly used for a hold (a hold) of a bulk carrier, and particularly to a steel material suitable for a hold of a bulk carrier carrying coal or coke. The steel material according to the present invention includes a thick steel plate and a shaped steel. Here, the section steel is, specifically, an equilateral angle steel, an unequal angle iron, an unequal thickness angle iron, a channel steel, a ball flat steel, a T steel, etc. formed by hot rolling. Say.

エネルギー資源の運搬には、多くの場合に商船が用いられている。商船の中でもばら積み貨物船は、その約30％の船腹量を占めている。このばら積み貨物船において、1990年代初頭に海難事故が相次いで発生し、国際問題となった。特に、石炭運搬船での事故が数多く報告されており、その原因の大部分はホールド内での損傷であった。 Commercial ships are often used to transport energy resources. Bulk carriers account for about 30% of the fleet of merchant ships. A series of marine accidents occurred on these bulk carriers in the early 1990s and became an international problem. In particular, there have been numerous reports of accidents involving coal carriers, most of which were caused by damage inside the hold.

ばら積み貨物船では、積荷を直接ホールドに積載するため、積荷が腐食性である場合には、その影響を受け易く、ホールド内の腐食、特に石炭運搬船のホールド内の側壁部、肋骨部での孔食による、局所的な強度の減少が問題と考えられる。実際に、この孔食が著しく進行した事例や、船の強度を確保する肋骨部分の板厚が孔食により極端に減少している事例が報告されている。 Bulk carriers carry their cargo directly to the hold, so if the cargo is corrosive, it is susceptible to corrosion.Corrosion in the hold, especially holes in the side walls and ribs in the hold of coal carriers. It is considered that the local decrease in strength due to food is a problem. Actually, there have been reports of cases in which this pitting has progressed remarkably and cases in which the thickness of ribs for securing the strength of the ship has been extremely reduced due to pitting.

孔食の発生するばら積み貨物船ホールドの側壁部、肋骨部では、結露水が生じ易い。こうした結露水が生じた場所に石炭の硫黄成分が溶け出し、結露水と反応して硫酸を生成する。そのため、石炭運搬船のホールド内は硫酸腐食が生じ易い低ｐＨ環境となっている。 Condensation water is likely to occur on the side walls and ribs of the bulk carrier hold where pitting occurs. The sulfur component of the coal dissolves in the place where the dew water is generated, and reacts with the dew water to generate sulfuric acid. Therefore, the inside of the hold of the coal carrier has a low pH environment in which sulfuric acid corrosion easily occurs.

また、コークス運搬船のホールドにおいても激しい硫酸腐食が観察されている。これは、石炭と同様、コークスに含有する硫黄分が激しい腐食の原因となっている。 Severe sulfuric acid corrosion has also been observed on holds of coke carriers. This is because, like coal, the sulfur content in coke causes severe corrosion.

このようなホールド内の腐食対策として、ホールド内には変性エポキシ系塗装が被覆厚さ約150〜200μmで施されている。しかし、積荷によるメカニカルダメージや積荷搬出の際の重機による傷、磨耗により、塗装が剥がれる場合が多いため、塗装により十分な防食効果を得ることは難しい。 As a countermeasure against such corrosion in the hold, a modified epoxy coating is applied to the inside of the hold with a coating thickness of about 150 to 200 μm. However, the coating often peels off due to mechanical damage due to the load, or damage or abrasion by the heavy equipment at the time of unloading the load, so that it is difficult to obtain a sufficient anticorrosion effect by the coating.

さらなる腐食対策として、定期的に再塗装したり、一部補修するなどの方法が採られている。しかしながら、このような方法は、非常に大きなコストがかかることから、船舶のメンテナンス費用を含め、ライフサイクルコストを低減させるために、新たな耐食鋼の開発が課題となっている。 As a further countermeasure against corrosion, methods such as periodic repainting and partial repair are adopted. However, since such a method requires a very large cost, development of a new corrosion-resistant steel has been an issue in order to reduce life cycle costs including a ship maintenance cost.

ところで、船舶用の耐食鋼としては、カーゴオイルタンク用やバラストタンク用として開発された鋼が知られている。しかし、石炭運搬船やコークス運搬船のホールドの使用環境は、腐食環境（温度・湿度・腐食性物質など）および内容物によるメカニカルダメージの有無などの点で、カーゴオイルタンクやバラストタンクの使用環境と全く異なっている。このため、石炭運搬船やコークス運搬船のホールド用の鋼として、独自の材料設計や特性評価が必要とされると考えられる。 By the way, as corrosion-resistant steel for ships, steel developed for cargo oil tanks and ballast tanks is known. However, the use environment of the hold of coal carriers and coke carriers is completely different from the use environment of cargo oil tanks and ballast tanks in terms of corrosive environment (temperature, humidity, corrosive substances, etc.) and presence or absence of mechanical damage due to contents. Is different. For this reason, it is considered that a unique material design and characteristic evaluation are required as steel for holding coal carriers and coke carriers.

石炭運搬船のホールドに言及した従来技術としては、特許文献１〜３が挙げられる。特許文献１にはMgを必須成分とした鋼材が、また特許文献２および特許文献３にはSnを必須成分とした鋼材が開示されている。 Patent Literatures 1 to 3 include Patent Literatures 1 to 3 as a conventional technique which refers to a hold of a coal carrier. Patent Document 1 discloses a steel material containing Mg as an essential component, and Patent Documents 2 and 3 disclose steel materials containing Sn as an essential component.

特開2000-17381号公報JP 2000-17381 A 特開2007-262555号公報JP 2007-262555 A 特開2008-174768号公報JP 2008-174768 A

特許文献１には、船舶外板やバラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱石船カーゴホールド等を、共通の環境で使用することを前提として、鋼材の耐食性について、カーゴオイルタンクとバラストタンクの腐食試験の結果が良好であることが示されている。バラストタンクでは主として海水による塗膜下腐食が生じ、カーゴオイルタンクの上甲板裏ではH₂S(硫化水素)ガスによる全面腐食が主として生じ、カーゴオイルタンクの底板では高濃度塩水よる孔食が主として生じ、石炭ホールドでは石炭由来の希硫酸腐食が主として生じるように、使用される場所の環境により、主要な腐食因子および腐食の形態が異なる。しかしながら、特許文献１では、石炭運搬船やコークス運搬船のホールド使用環境に特有の腐食については考慮されていない。 Patent Document 1 discloses a corrosion test of a cargo oil tank and a ballast tank on the corrosion resistance of steel materials on the assumption that a ship outer panel, a ballast tank, a cargo oil tank, an ore ship cargo hold, and the like are used in a common environment. The results have been shown to be good. Coating under corrosion occurs primarily by seawater ballast tanks, cargo in deck back on the oil tank H ₂ S occurs corrosion by (hydrogen sulfide) gas mainly, a high concentration salt water by pitting in the bottom plate of the cargo oil tank is mainly The main corrosion factors and forms of corrosion differ depending on the environment of the place where they are used, such that the coal hold mainly causes dilute sulfuric acid corrosion derived from coal in the coal hold. However, Patent Literature 1 does not consider corrosion peculiar to a holding use environment of a coal carrier or a coke carrier.

また、特許文献２および特許文献３では、鉱石運搬船の環境を模擬した腐食環境における鋼材の耐食性を評価しているものの、石炭船および石炭・鉱石兼用船のホールド使用環境を考慮した試験結果は示されていない。 Patent Document 2 and Patent Document 3 evaluate the corrosion resistance of steel in a corrosive environment simulating the environment of an ore carrier, but show the test results in consideration of the hold use environment of coal ships and coal / ore ships. It has not been.

このように、石炭運搬船やコークス運搬船のホールドに用いられる耐食性に優れた鋼材の開発には、石炭運搬船やコークス運搬船のホールド特有の腐食環境を考慮すると同時に、塗膜が剥離して塗膜がない状態での鋼材の腐食の評価が重要であるにもかかわらず、従来は、これらの点について考慮されていなかった。 As described above, the development of steel with excellent corrosion resistance used for holding coal carriers and coke carriers is based on the corrosion environment peculiar to the holds of coal carriers and coke carriers, and at the same time, the coating film peels off and there is no coating film Although the evaluation of the corrosion of the steel material in the state is important, conventionally, these points have not been considered.

ところで、船舶に用いられる厚鋼板のような鋼材は、使用量の低減によるコスト削減および安全性確保の観点から、高強度化された鋼材の使用が進められており、降伏応力YSが315MPa以上かつ引張強さTSが440MPa以上の高強度材が多く使用される。このような強度グレードの場合、強度と靭性は、制御圧延・加速冷却プロセス（TMCP：熱加工制御）の条件を調整することにより制御されるのが一般的である。 By the way, for steel materials such as thick steel plates used in ships, the use of high-strength steel materials is being promoted from the viewpoint of cost reduction and safety assurance by reducing the amount of use, and the yield stress YS is 315 MPa or more and High strength materials with a tensile strength TS of 440MPa or more are often used. In the case of such a strength grade, the strength and toughness are generally controlled by adjusting the conditions of a controlled rolling / accelerated cooling process (TMCP: thermal processing control).

しかしながら、TMCPの加速冷却プロセスにおいて、鋼板の冷却ムラにより、鋼板に反りが発生することが少なくない。鋼板に反りが発生した場合、レベラーなどにより矯正するが、板幅が4000mmを超える幅広鋼板では、レベラー能力不足により矯正が困難である場合がある。そのため、加速冷却を行わない製造方法を検討する必要がある。 However, in the accelerated cooling process of TMCP, the steel sheet often warps due to uneven cooling of the steel sheet. When a steel sheet is warped, it is corrected by a leveler or the like. However, with a wide steel sheet having a width of more than 4000 mm, the correction may be difficult due to insufficient leveler capability. Therefore, it is necessary to consider a manufacturing method that does not perform accelerated cooling.

また、不等辺不等厚山形鋼やＴ形鋼などの熱間圧延形鋼は、厚鋼板と比較して断面形状・寸法が複雑であるため、強度と靭性の制御方法として、厚鋼板と同様のTMCPを採用することは困難である。特に、圧延途中での曲がりや反りに配慮しながら、材質の造りこみを行う必要があるため、降伏応力YS315MPa以上かつ引張強さ440MPa以上の高強度形鋼とするためには、形鋼に適用可能な独自の製造方法を検討する必要がある。 Hot-rolled section steels such as unequal-sided unequal thickness angle steel and T-section steel are more complicated in cross-sectional shape and dimensions than thick steel plates. It is difficult to adopt TMCP. In particular, since it is necessary to build in the material while taking into account bending and warping during rolling, it is necessary to apply it to a shaped steel in order to obtain a high-strength section steel with a yield stress of YS315MPa or more and a tensile strength of 440MPa or more. You need to consider possible unique manufacturing methods.

本発明は上述した事情に鑑みてなされたものであって、石炭やコークスを積載するばら積み貨物船のホールドが曝される特有の腐食環境においても、優れた耐食性および引張特性を示す鋼材を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above-described circumstances, and provides a steel material that exhibits excellent corrosion resistance and tensile properties even in a specific corrosive environment where a hold of a bulk carrier carrying coal or coke is exposed. It is in.

一般に、船舶は防食塗膜が施されて使用される。しかし、石炭運搬船やコークス運搬船のホールド使用環境では、石炭やコークスのメカニカルダメージで塗装が剥がれやすい状況にあり、鋼材は、乾湿状態が繰返される低ｐＨ環境下に曝される。そこで、発明者らは、石炭運搬船やコークス運搬船のホールド使用環境に特化した材料開発が必要であると考え、鋼材の表面の防食塗膜が剥離した後も耐食性を発揮できる鋼材の開発を試みた。 Generally, a ship is used after being provided with an anticorrosion coating. However, in a hold use environment of a coal carrier or a coke carrier, the coating is easily peeled off due to mechanical damage of the coal or coke, and the steel material is exposed to a low pH environment where dry and wet states are repeated. Therefore, the inventors thought that it was necessary to develop a material specialized in the holding use environment of coal carriers and coke carriers, and tried to develop a steel material that could exhibit corrosion resistance even after the anticorrosion coating on the surface of the steel material peeled off Was.

すなわち、発明者らは、石炭運搬船およびコークス運搬船のホールド内の環境を模擬した試験法を開発し、その試験法を用いて各成分組成の影響を検討した。その結果、主としてCu、Ni、W、Sb、およびNbが、鋼材の耐食性の向上に有効に寄与することを見出した。また、生産性や溶接性等を害することなく高強度化を図るには、（α＋γ）2相域圧延による加工フェライトの導入が有効であることを見出した。
本発明は、上記の新規な知見に基づき、さらに検討を重ねた末に完成されたもので、その要旨構成は、以下の通りである。 That is, the inventors have developed a test method that simulates the environment inside the hold of a coal carrier and a coke carrier, and studied the effect of each component composition using the test method. As a result, they found that mainly Cu, Ni, W, Sb, and Nb effectively contribute to the improvement of the corrosion resistance of steel materials. In addition, it has been found that the introduction of processed ferrite by (α + γ) two-phase rolling is effective in achieving high strength without impairing productivity and weldability.
The present invention has been completed based on the above-described new findings after further study, and the gist configuration thereof is as follows.

１．質量％で、
C：0.040％以上0.200％以下、
Si：0.01％以上0.50％以下、
Mn：0.10％以上2.00％以下、
P：0.035％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.003％以上0.100％以下、
Cu：0.04％以上0.35％以下、
Ni：0.04％以上0.40％以下、
W：0.010％以上0.500％以下、
Sb：0.010％以上0.300％以下、
Nb：0.003％以上0.025％以下および
N：0.0010％以上0.0080％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼材であって、
前記Wにおける固溶W量が0.005％以上であり、
前記Nbにおける固溶Nb量が0.002％以上であり、
加工フェライトを含むフェライトとパーライトとを含む組織を有する鋼材。 1. In mass%,
C: 0.040% or more and 0.200% or less,
Si: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.10% to 2.00%,
P: 0.035% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.003% or more and 0.100% or less,
Cu: 0.04% or more and 0.35% or less,
Ni: 0.04% or more and 0.40% or less,
W: 0.010% or more and 0.500% or less,
Sb: 0.010% to 0.300%,
Nb: 0.003% to 0.025% and
N: a steel material containing 0.0010% or more and 0.0080% or less, with the balance being Fe and a component composition of unavoidable impurities,
The amount of solid solution W in W is 0.005% or more;
The amount of solid solution Nb in the Nb is 0.002% or more,
A steel material having a structure including ferrite including processed ferrite and pearlite.

２．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ti：0.001％以上0.030％以下、
Zr：0.001％以上0.030％以下および
V：0.002％以上0.20％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１に記載の鋼材。 2. The component composition further comprises:
In mass%,
Ti: 0.001% or more and 0.030% or less,
Zr: 0.001% or more and 0.030% or less and
V: The steel material according to 1 above, containing one or more selected from 0.002% to 0.20%.

３．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ca：0.0002％以上0.0050％以下
を含有する、上記１または２に記載の鋼材。 3. The component composition further comprises:
In mass%,
3. The steel material according to 1 or 2 above, containing Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less.

４．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
B：0.0002％以上0.0030％以下
を含有する、上記１から３のいずれかに記載の鋼材。 4. The component composition further comprises:
In mass%,
B: The steel material according to any one of 1 to 3 above, containing from 0.0002% to 0.0030%.

５．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Co：0.01％以上0.50％以下、
Mo：0.01％以上0.50％以下および
Cr：0.01％以上0.20％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１から４のいずれかに記載の鋼材。 5. The component composition further comprises:
In mass%,
Co: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mo: 0.01% to 0.50% and
Cr: The steel material according to any one of the above items 1 to 4, containing one or more kinds selected from 0.01% or more and 0.20% or less.

６．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
REM：0.0002％以上0.015％以下、
Y：0.0001％以上0.1％以下および
Mg：0.0002％以上0.015％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記１から５のいずれかに記載の鋼材。 6. The component composition further comprises:
In mass%,
REM: 0.0002% or more and 0.015% or less,
Y: 0.0001% or more and 0.1% or less and
Mg: The steel material according to any one of the above items 1 to 5, containing one or more kinds selected from 0.0002% to 0.015%.

７．質量％で、
C：0.040％以上0.200％以下、
Si：0.01％以上0.50％以下、
Mn：0.10％以上2.00％以下、
P：0.035％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.003％以上0.100％以下、
Cu：0.04％以上0.35％以下、
Ni：0.04％以上0.40％以下、
W：0.010％以上0.500％以下、
Sb：0.010％以上0.300％以下、
Nb：0.003％以上0.025％以下および
N：0.0010％以上0.0080％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成を有し、
前記Wにおける固溶W量が0.005％以上であり、
前記Nbにおける固溶Nb量が0.002％以上である鋼素材を、1000℃以上1350℃以下に加熱し、
Ar₃点以下での累積圧下率が5％以上80％以下および仕上温度が（Ar₃−180）℃以上（Ar₃−3）℃以下の熱間圧延を施す鋼材の製造方法。 7. In mass%,
C: 0.040% or more and 0.200% or less,
Si: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.10% to 2.00%,
P: 0.035% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.003% or more and 0.100% or less,
Cu: 0.04% or more and 0.35% or less,
Ni: 0.04% or more and 0.40% or less,
W: 0.010% or more and 0.500% or less,
Sb: 0.010% to 0.300%,
Nb: 0.003% to 0.025% and
N: contains 0.0010% or more and 0.0080% or less, and the balance has a component composition of Fe and inevitable impurities,
The amount of solid solution W in W is 0.005% or more;
A steel material having a solid solution Nb content of 0.002% or more in Nb is heated to 1000 ° C. or more and 1350 ° C. or less,
80% or less and the finishing temperature cumulative rolling reduction is more than 5% below Ar ₃ points (Ar ₃ -180) ° C. or higher (Ar ₃ -3) ° C. The method of manufacturing a steel material subjected to the following hot rolling.

８．前記熱間圧延は、前記鋼材の断面内の温度差を50℃以内として行う、上記７に記載の鋼材の製造方法。 8. 8. The method for producing a steel material according to the above item 7, wherein the hot rolling is performed with a temperature difference in a cross section of the steel material set to 50 ° C. or less.

９．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ti：0.001％以上0.030％以下、
Zr：0.001％以上0.030％以下および
V：0.002％以上0.20％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記７または８に記載の鋼材の製造方法。 9. The component composition further comprises:
In mass%,
Ti: 0.001% or more and 0.030% or less,
Zr: 0.001% or more and 0.030% or less and
V: The method for producing a steel material according to the above item 7 or 8, comprising one or more selected from among 0.002% or more and 0.20% or less.

１０．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ca：0.0002％以上0.0050％以下
を含有する、上記７から９のいずれかに記載の鋼材の製造方法。 10. The component composition further comprises:
In mass%,
10. The method for producing a steel material according to any one of the above 7 to 9, wherein Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less.

１１．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
B：0.0002％以上0.0030％以下
を含有する、上記７から１０のいずれかに記載の鋼材の製造方法。 11. The component composition further comprises:
In mass%,
B: The method for producing a steel material according to any one of the above items 7 to 10, which contains 0.0002% or more and 0.0030% or less.

１２．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Co：0.01％以上0.50％以下、
Mo：0.01％以上0.50％以下および
Cr：0.01％以上0.20％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記７から１１のいずれかに記載の鋼材の製造方法。 12. The component composition further comprises:
In mass%,
Co: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mo: 0.01% to 0.50% and
Cr: The method for producing a steel material according to any one of the above 7 to 11, comprising one or more selected from among 0.01% or more and 0.20% or less.

１３．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
REM：0.0002％以上0.015％以下、
Y：0.0001％以上0.1％以下および
Mg：0.0002％以上0.015％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、上記７から１２のいずれかに記載の鋼材の製造方法。 13. The component composition further comprises:
In mass%,
REM: 0.0002% or more and 0.015% or less,
Y: 0.0001% or more and 0.1% or less and
13. The method for producing a steel material according to any one of the above items 7 to 12, comprising one or more kinds selected from Mg: 0.0002% to 0.015%.

本発明によれば、石炭やコークスを積載するばら積み貨物船ホールドが使用される特有の腐食環境において、優れた耐食性および引張特性を示し、降伏応力YSが315MPa以上かつ引張強さTSが440MPa以上の強度を有する厚鋼板および形鋼のような鋼材を提供することができる。 According to the present invention, in a specific corrosive environment where a bulk carrier hold loaded with coal or coke is used, it shows excellent corrosion resistance and tensile properties, a yield stress YS of 315 MPa or more and a tensile strength TS of 440 MPa or more. It is possible to provide a steel material such as a thick steel plate and a shape steel having strength.

以下、本発明の一実施形態による鋼材について説明する。まず、鋼材の成分組成の限定理由について述べる。なお、本明細書において、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。 Hereinafter, a steel material according to an embodiment of the present invention will be described. First, the reasons for limiting the component composition of the steel material will be described. In this specification, "%" representing the content of each component element means "% by mass" unless otherwise specified.

C：0.040％以上0.200％以下
Cは、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素であり、本発明では強度を確保するために0.040％以上含有させる。一方、Cを0.200％を超えて含有させると、溶接性および溶接熱影響部靭性を低下させる。よって、C量は0.040％以上0.200％以下の範囲とする。好ましくは0.050％以上0.180％以下の範囲であり、より好ましくは、0.060％以上0.160％以下の範囲である。 C: 0.040% or more and 0.200% or less
C is an element effective for increasing the strength of steel. In the present invention, C is contained in an amount of 0.040% or more to secure the strength. On the other hand, when C is contained in excess of 0.200%, the weldability and the weld heat affected zone toughness are reduced. Therefore, the C content is in the range of 0.040% or more and 0.200% or less. It is preferably in the range of 0.050% to 0.180%, and more preferably in the range of 0.060% to 0.160%.

Si：0.01％以上0.50％以下
Siは、脱酸剤として添加され、また鋼の強度を高める元素であるので、本発明では0.01％以上含有させる。しかしながら、Siを0.50％を超えて含有させると、鋼の靱性を劣化させるので、Si量の上限は0.50％とする。好ましくは0.05％以上0.40％以下の範囲であり、より好ましくは0.10％以上0.35％以下の範囲である。 Si: 0.01% or more and 0.50% or less
Since Si is an element added as a deoxidizing agent and increases the strength of steel, it is contained in the present invention in an amount of 0.01% or more. However, if the content of Si exceeds 0.50%, the toughness of the steel is deteriorated. Therefore, the upper limit of the amount of Si is set to 0.50%. It is preferably in the range of 0.05% to 0.40%, more preferably in the range of 0.10% to 0.35%.

Mn：0.10％以上2.00％以下
Mnは、鋼の強度を上げることができるため、0.10％以上含有させる。しかしながら、Mnを2.00％を超えて含有させると、鋼の靱性および溶接性を低下させるため、Mn量の上限は2.00％とする。好ましくは0.50％以上1.60％以下の範囲である。より好ましくは0.70％以上1.60％以下の範囲である。 Mn: 0.10% or more and 2.00% or less
Mn is contained in an amount of 0.10% or more because it can increase the strength of steel. However, when Mn is contained in excess of 2.00%, the toughness and weldability of the steel are reduced, so the upper limit of the amount of Mn is set to 2.00%. Preferably, it is in the range of 0.50% to 1.60%. More preferably, it is in the range of 0.70% to 1.60%.

P：0.035％以下
Pは、鋼の母材靱性を低下させる有害な元素であるが、Pの低減は製造コストの上昇を招く。そこで、母材靭性および製造コストの観点から、P量は0.035％以下とする。好ましくは0.020％以下であり、より好ましくは0.010％以下である。0.001％未満とするのは工業的規模の製造では難しいため、0.001％以上の含有は許容される。 P: 0.035% or less
P is a harmful element that reduces the base metal toughness of steel, but reducing P leads to an increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of base metal toughness and manufacturing cost, the P content is set to 0.035% or less. Preferably it is 0.020% or less, more preferably 0.010% or less. Since it is difficult to reduce the content to less than 0.001% on an industrial scale, the content of 0.001% or more is acceptable.

S：0.010％以下
Sは、鋼の靭性および溶接性を劣化させる有害な元素であるので、極力低減することが好ましいため、0.010％以下とする。好ましくは0.006％以下であり、より好ましくは0.003％以下である。なお、0.0005％未満とするのは工業的規模の製造では難しいため、0.0005％以上の含有は許容される。 S: 0.010% or less
Since S is a harmful element that deteriorates the toughness and weldability of steel, it is preferable to reduce it as much as possible. Preferably it is 0.006% or less, more preferably 0.003% or less. Since it is difficult to reduce the content to less than 0.0005% in industrial scale production, the content of 0.0005% or more is allowable.

Al：0.003％以上0.100％以下
Alは、脱酸剤として0.003％以上含有させるが、0.100％を超える含有は、溶接部靭性に悪影響を及ぼすので、Al量は0.100％以下とする。好ましくは0.010％以上0.050％以下であり、より好ましくは0.015％以上0.040％以下である。 Al: 0.003% or more and 0.100% or less
Al is contained as a deoxidizing agent in an amount of 0.003% or more. However, since an amount exceeding 0.100% adversely affects weld toughness, the Al content is set to 0.100% or less. Preferably it is 0.015% or more and 0.050% or less, more preferably 0.015% or more and 0.040% or less.

Cu：0.04％以上0.35％以下
Cuは、腐食生成物を緻密にし、地鉄表面へのH₂O、O₂、SO₄ ^2-の拡散を抑制する。これにより、鋼の耐食性が向上する。この効果は、Cu量が0.04％以上になると発現するが、0.35％を超えて過剰に含有されると溶接性や母材靭性が低下する。そのため、Cu量は0.04％以上0.35％以下の範囲とする。好ましくは0.05％以上0.30％以下の範囲である。より好ましくは0.10％以上0.30％以下の範囲である。 Cu: 0.04% or more and 0.35% or less
Cu densifies the corrosion products and suppresses the diffusion of H ₂ O, O ₂ , and SO ₄ ²⁻ to the surface of the base steel. This improves the corrosion resistance of the steel. This effect appears when the Cu content is 0.04% or more, but when the Cu content exceeds 0.35%, the weldability and base metal toughness decrease. Therefore, the Cu content is in the range of 0.04% or more and 0.35% or less. Preferably, it is in the range of 0.05% or more and 0.30% or less. More preferably, it is in the range of 0.10% to 0.30%.

Ni：0.04％以上0.40％以下
Niは、Cuと同様、腐食生成物を緻密にし、地鉄表面へのH₂O、O₂、SO₄ ^2-の拡散を抑制する。これにより、鋼の耐食性が向上する。この効果は、Ni量が0.04％以上になると発現するが、0.40％を超えると効果が飽和するだけでなく、コストも上昇するため、Ni量は0.04％以上0.40％以下の範囲とする。好ましくは0.05％以上0.40％以下の範囲である。より好ましくは0.10％以上0.40％以下の範囲である。 Ni: 0.04% or more and 0.40% or less
Ni, like Cu, densifies corrosion products and suppresses diffusion of H ₂ O, O ₂ , and SO ₄ ²⁻ to the surface of the base iron. This improves the corrosion resistance of the steel. This effect appears when the Ni content is 0.04% or more. However, when the Ni content exceeds 0.40%, not only the effect is saturated, but also the cost increases. Therefore, the Ni content is set in the range of 0.04% to 0.40%. Preferably, it is in the range of 0.05% to 0.40%. More preferably, it is in the range of 0.10% to 0.40%.

W：0.010％以上0.500％以下
Wは、WO₄ ^2-の生成により、地鉄表面へのSO₄ ^2-の拡散を抑制すると共に、腐食生成物を緻密にして、地鉄表面へのH₂O、O₂、SO₄ ^2-の拡散を抑制する。これにより、鋼の耐食性が向上する。この効果は、0.010％以上で発現するが、0.500％を超えて含有されると効果が飽和するだけでなく、コストも上昇する。そのため、W量は0.010％以上0.500％以下の範囲とする。好ましくは0.020％以上0.200％以下の範囲である。より好ましくは0.030％以上0.150％以下の範囲である。 W: 0.010% or more and 0.500% or less
W suppresses the diffusion of SO ₄ ²⁻ to the surface of the ground iron by generating WO ₄ ²⁻ , and makes the corrosion products dense, so that H ₂ O, O ₂ , SO ₄ ^{2. -} suppressing the diffusion of. This improves the corrosion resistance of the steel. This effect is exhibited at 0.010% or more. However, when the content exceeds 0.500%, not only the effect is saturated, but also the cost increases. Therefore, the W amount is set to be in a range of 0.010% to 0.500%. Preferably, it is in the range of 0.020% to 0.200%. More preferably, it is in the range of 0.030% or more and 0.150% or less.

固溶W：0.005％以上
Wは、上記したような耐食性向上作用を有するが、Wは鋼中で固溶W、あるいは、炭化物などの析出物として存在する。このうち、耐食性の向上に寄与しているのは固溶Wである。固溶Wは0.005％以上で耐食性が発現するため、固溶W量は0.005％以上とした。好ましくは0.010％以上0.100％以下である。より好ましくは0.020％以上である。ここで、固溶Wを0.005％以上とするには、鋼へのW添加量を0.007％以上にするとともに、熱間仕上圧延後の冷却速度を10℃/s以上とすることが必要である。 Solid solution W: 0.005% or more
W has the above-described action of improving corrosion resistance, but W exists as a solid solution W or a precipitate such as a carbide in steel. Among them, solid solution W contributes to the improvement of corrosion resistance. Since the corrosion resistance is exhibited when the amount of solid solution W is 0.005% or more, the amount of solid solution W is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more and 0.100% or less. It is more preferably at least 0.020%. Here, in order to make the solid solution W 0.005% or more, it is necessary that the amount of W added to steel be 0.007% or more and the cooling rate after hot finish rolling be 10 ° C / s or more. .

Sb：0.010％以上0.300％以下
Sbは、鋼材に合金元素として0.010％以上を含有させると、低pH環境において地鉄近傍に濃縮する。Sbは大きな水素過電圧を持つため、Sbが析出した部分では水素発生反応が抑制され、耐食性が向上する。また、SbはCuと金属間化合物であるCu₂Sbを形成することで、さらに耐食性が向上する。この効果は0.010％以上で発現するが、0.300％を超えて含有させると靭性を低下するので、Sbは0.010％以上0.300％以下の範囲とする。好ましくは0.020％以上0.250％以下の範囲である。より好ましくは0.030％以上0.120％以下の範囲である。 Sb: 0.010% or more and 0.300% or less
When Sb is contained in steel at 0.010% or more as an alloying element, Sb concentrates near the base iron in a low pH environment. Since Sb has a large hydrogen overpotential, the hydrogen generation reaction is suppressed in the portion where Sb is deposited, and the corrosion resistance is improved. In addition, Sb forms Cu ₂ Sb which is an intermetallic compound with Cu, whereby the corrosion resistance is further improved. This effect is manifested at 0.010% or more, but if it exceeds 0.300%, the toughness is reduced. Therefore, the content of Sb is set in the range of 0.010% to 0.300%. Preferably it is in the range of 0.020% or more and 0.250% or less. More preferably, it is in the range of 0.030% or more and 0.120% or less.

Nb：0.003％以上0.025％以下
Nbは、腐食生成物を緻密にして、地鉄表面へのH₂O、O₂、SO₄ ^2-の拡散を抑制する。これにより、鋼の耐食性が向上する。この効果を得るためにはNbを0.003％以上含有させる必要がある。一方、Nbを0.025％を超えて含有させても効果は飽和する。よって、Nb量は0.003％以上0.025％以下の範囲とする。好ましくは0.005％以上0.020％以下の範囲である。より好ましくは、0.007％以上0.020％以下の範囲である。 Nb: 0.003% or more and 0.025% or less
Nb suppresses the diffusion of H ₂ O, O ₂ , and SO ₄ ²⁻ to the surface of the base iron by making the corrosion products dense. This improves the corrosion resistance of the steel. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.003% or more of Nb. On the other hand, even if Nb is contained in an amount exceeding 0.025%, the effect is saturated. Therefore, the Nb content is in the range of 0.003% or more and 0.025% or less. Preferably, it is in the range of 0.005% to 0.020%. More preferably, it is in the range of 0.007% to 0.020%.

固溶Nb：0.002％以上
Nbは、上記したような耐食性向上作用を有するが、Nbは鋼中で固溶Nb、あるいは、炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物として存在する。このうち、耐食性の向上に寄与しているのは固溶Nbである。固溶Nbは0.002％以上で耐食性が発現するため、固溶Nb量は0.002％以上とした好ましくは、0.003％以上0.020％以下であり、より好ましくは0.005％以上である。ここで、固溶Nbを0.002％以上とするには、スラブ等の鋼素材の加熱温度を1050℃以上とすることが必要である。鋼素材の加熱温度は、Nbの固溶量と相関を有する。鋼素材の加熱温度を1050℃以上とすることにより、Nbの鋼中固溶量を必要量確保することができ、その結果耐食性を向上させることができる。 Solid solution Nb: 0.002% or more
Nb has the above-described action of improving corrosion resistance, but Nb exists in steel as solid solution Nb or precipitates such as carbides, nitrides, and carbonitrides. Among them, solid solution Nb contributes to the improvement of corrosion resistance. Since the corrosion resistance is exhibited at 0.002% or more of solid solution Nb, the amount of solid solution Nb is preferably 0.002% or more, preferably 0.003% or more and 0.020% or less, more preferably 0.005% or more. Here, in order to make the solid solution Nb 0.002% or more, it is necessary to set the heating temperature of a steel material such as a slab to 1050 ° C. or more. The heating temperature of the steel material has a correlation with the solid solution amount of Nb. By setting the heating temperature of the steel material to 1050 ° C. or higher, a required amount of Nb in the steel can be secured, and as a result, the corrosion resistance can be improved.

N：0.0010％以上0.0080％以下
Nは、靱性を低下させる元素であるので、極力低減することが望ましい。しかしながら、工業的には0.0010％未満に低減するのは難しい。一方、0.0080％を超えて含有させると靱性の著しい劣化を招く。よって本発明では、N量は0.0010％以上0.0080％以下の範囲とする。好ましくは0.0015％以上0.0060％以下であり、より好ましくは0.0020％以上0.0050％以下である。 N: 0.0010% or more and 0.0080% or less
Since N is an element that lowers toughness, it is desirable to reduce it as much as possible. However, it is industrially difficult to reduce it to less than 0.0010%. On the other hand, if the content exceeds 0.0080%, remarkable deterioration of toughness is caused. Therefore, in the present invention, the N content is in the range of 0.0010% to 0.0080%. Preferably it is 0.0015% or more and 0.0060% or less, more preferably 0.0020% or more and 0.0050% or less.

以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。 The basic components of the present invention have been described above. The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities, but other elements described below can be appropriately contained as needed.

Ti：0.001％以上0.030％以下、Zr：0.001％以上0.030％以下、およびV：0.002％以上0.20％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ti、ZrおよびVはいずれも、鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して含有させることができる。このような効果を得るためには、TiおよびZrは0.001％以上、Vは0.002％以上含有させる必要がある。しかしながら、TiおよびZrはいずれも0.030％を超えて、またVは0.20％を超えて含有させると靱性が低下するため、Ti、ZrおよびVを含有させる場合には、それぞれ、上記の範囲で含有させることとする。 Ti: 0.001% or more and 0.030% or less, Zr: 0.001% or more and 0.030% or less, and V: One or more types selected from 0.002% or more and 0.20% or less.
Ti, Zr, and V are all elements that increase the strength of steel, and can be selectively contained depending on the required strength. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Ti and Zr at 0.001% or more and V at 0.002% or more. However, when the content of Ti and Zr exceeds 0.030%, and the content of V exceeds 0.20%, the toughness decreases. Therefore, when Ti, Zr and V are included, the content is within the above ranges, respectively. I will make it.

Ca：0.0002％以上0.0050％以下
Caは、介在物形態制御の効果があり、鋼の延性および靱性を高めることができる。この効果はCa量が0.0002％以上で発現する。一方、Caは0.0050％を超えて含有させると、粗大な介在物を形成し、母材の靱性を劣化させる。そこで、Ca量は0.0002％以上0.0050％以下の範囲とする。好ましくは0.0005％以上0.0040％以下の範囲である。より好ましくは0.0010％以上0.0030％以下の範囲である。 Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less
Ca has the effect of controlling the inclusion morphology and can enhance the ductility and toughness of the steel. This effect appears when the amount of Ca is 0.0002% or more. On the other hand, when Ca exceeds 0.0050%, coarse inclusions are formed and the toughness of the base material is deteriorated. Therefore, the Ca content is in the range of 0.0002% to 0.0050%. Preferably, it is in the range of 0.0005% to 0.0040%. More preferably, it is in the range of 0.0010% to 0.0030%.

B：0.0002％以上0.0030％以下
Bは鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して含有させることができる。このような効果は、0.0002％以上で発現する。しかしながら、0.0030％を超えて含有させると靱性が低下するため、B量は0.0002％以上0.0030％以下とする。好ましくは0.0003％以上0.0025％以下であり、より好ましくは0.0005％以上0.0015％以下である。 B: 0.0002% or more and 0.0030% or less
B is an element that increases the strength of steel, and can be selectively contained depending on the required strength. Such an effect appears at 0.0002% or more. However, if the content exceeds 0.0030%, the toughness decreases, so the B content is set to 0.0002% or more and 0.0030% or less. Preferably it is 0.0003% or more and 0.0025% or less, more preferably 0.0005% or more and 0.0015% or less.

Co：0.01％以上0.50％以下、Mo：0.01％以上0.50％以下、およびCr：0.01％以上0.20％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Co、Mo、Crはいずれも、鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて選択して含有させることができる。このような効果は、Co、Mo、Cr共に0.01％以上で発現するが、Co、Moでは0.50％を超えて、また、Crでは0.20％を超えて含有させるとそれぞれ靱性が低下するため、Co、Mo、Crは上記の範囲で含有させることとする。 One or more selected from Co: 0.01% to 0.50%, Mo: 0.01% to 0.50%, and Cr: 0.01% to 0.20%
Co, Mo, and Cr are all elements that increase the strength of steel, and can be selectively contained as necessary. Such effects are exhibited at 0.01% or more for Co, Mo, and Cr. However, if Co and Mo exceed 0.50% and Cr exceeds 0.20%, respectively, the toughness decreases. , Mo, and Cr are contained in the above ranges.

REM：0.0002％以上0.015％以下、Y：0.0001％以上0.1％以下、およびMg：0.0002％以上0.015％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
REM（希土類元素）、Y、Mgはいずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、必要に応じて選択して添加することができる。この効果は、REM：0.0002％以上、Y：0.0001％以上、Mg：0.0002％以上で得られる。しかし、REM：0.015％、Y：0.1％、Mg：0.015％を超えて含有させると、却って靭性の低下を招くので、REM、Y、Mgは、それぞれ上記値を上限として添加するのが好ましい。 REM: 0.0002% to 0.015%, Y: 0.0001% to 0.1%, and Mg: One or more selected from 0.0002% to 0.015%
REM (rare earth element), Y, and Mg are elements that are effective in improving the toughness of the weld heat affected zone, and can be selectively added as needed. This effect is obtained when REM is 0.0002% or more, Y is 0.0001% or more, and Mg is 0.0002% or more. However, if the content exceeds REM: 0.015%, Y: 0.1%, and Mg: 0.015%, the toughness is rather reduced. Therefore, REM, Y, and Mg are preferably added with the above values as the upper limits, respectively.

本発明における成分組成のうち、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を阻害しない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。 In the component composition of the present invention, components other than the above are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of components other than those described above is not refused.

次に、本発明に係る鋼材の組織について説明する。
船舶の大型化に伴い、船体の軽量化および建造時の溶接作業短縮が求められ、高強度・幅広の鋼板が適用される。具体的には、降伏応力YSが315MPa以上かつ引張強さTSが440MPa以上を示す、板幅4000mmを超える厚鋼板および形鋼が使用される。降伏応力YSが315MPa以上かつ引張強さTSが440MPa以上の高強度厚鋼板を製造する場合には、一般的に、低炭素当量として高い溶接性を付与した鋼素材に対して制御圧延と制御冷却を組み合わせたTMCPを施し、第2相として硬質のベイナイト組織を導入することで高強度化を達成している。そして、低温靭性や厚肉化が求められる場合には、上記制御圧延および制御冷却の条件を最適化することで、上記のような特性を有する鋼材を作製している。この場合、鋼板の組織は、通常、フェライトとベイナイトからなるミクロ組織である。 Next, the structure of the steel material according to the present invention will be described.
With the increase in size of ships, it is necessary to reduce the weight of the hull and shorten welding work during construction, and high strength and wide steel plates are applied. Specifically, a thick steel plate and a shaped steel having a plate width of 4000 mm or more and having a yield stress YS of 315 MPa or more and a tensile strength TS of 440 MPa or more are used. When producing high-strength steel plates with a yield stress YS of 315 MPa or more and a tensile strength TS of 440 MPa or more, generally, controlled rolling and controlled cooling are performed on steel materials with high weldability with a low carbon equivalent. A high strength is achieved by applying TMCP that combines the above and introducing a hard bainite structure as the second phase. When low-temperature toughness and thickening are required, the steel material having the above-described properties is produced by optimizing the conditions of the above-described controlled rolling and controlled cooling. In this case, the structure of the steel sheet is usually a microstructure composed of ferrite and bainite.

一方、厚鋼板をTMCPにより造り込む際、その加速冷却プロセスにおいて、鋼板の冷却ムラにより、鋼板に反りが発生することが少なくない。鋼板に反りが発生した場合、レベラーなどにより矯正するが、板幅が4000mmを超える幅広鋼板では、レベラーの性能不足により矯正が困難である場合がある。そのため、板幅が4000mmを超える幅広鋼板に加速冷却を行うのは適当でない。 On the other hand, when building a thick steel plate by TMCP, in the accelerated cooling process, warpage often occurs in the steel plate due to uneven cooling of the steel plate. When a steel sheet is warped, it is corrected by a leveler or the like. However, in the case of a wide steel sheet having a width of more than 4000 mm, the correction may be difficult due to insufficient leveler performance. Therefore, it is not appropriate to perform accelerated cooling on a wide steel sheet having a sheet width exceeding 4000 mm.

また、形鋼の場合は、断面が矩形ではない不等辺不等厚山形鋼など、短辺と長辺の幅や厚さが異なる場合が多く、必然的に圧延時や冷却時に温度の不均一が発生する。特に、加速冷却を適用した強度調整は、残留応力が不均一となり、ねじれや曲がり、反りを誘発し、寸法精度の低下を招くため、圧延後の形状矯正負荷が増大する。そのため、加速冷却を形鋼に適用することは困難である。 Also, in the case of shaped steel, the width and thickness of the short side and long side are often different, such as unequal-sided unequal thickness angle steel whose cross section is not rectangular, and inevitably uneven temperature during rolling and cooling. Occurs. In particular, the strength adjustment using accelerated cooling makes the residual stress non-uniform, induces twisting, bending, and warping, and lowers the dimensional accuracy, thereby increasing the shape correction load after rolling. Therefore, it is difficult to apply accelerated cooling to a shaped steel.

以上のように、降伏応力YSが315MPa以上かつ引張強さTSが440MPa以上を示す、板幅4000mmを超える厚鋼板および形鋼を製造する場合には、圧延後の加速冷却を行うことなく、厚鋼板および形鋼のような鋼材を造り込むことが求められる。このためには、加速冷却を用いずに得ることができる、フェライト＋パーライトの組織で高強度化を図る必要がある。フェライト＋パーライトの組織で高強度化を実現する手段としては、第2相のパーライト分率を増やす方法、フェライト組織を一層細粒化する方法、フェライトを固溶強化や析出強化により硬度を高める方法、あるいは（γ＋α）2相域で熱間圧延することによりフェライトの一部を高転位密度の加工フェライトとする方法等が考えられる。 As described above, when manufacturing a thick steel plate and a shape steel having a plate width of more than 4000 mm and a yield stress YS of 315 MPa or more and a tensile strength TS of 440 MPa or more, without performing accelerated cooling after rolling, the thickness is reduced. It is required to produce steel materials such as steel plates and section steels. For this purpose, it is necessary to increase the strength of the ferrite + pearlite structure that can be obtained without using accelerated cooling. Means for increasing the strength of ferrite + pearlite structure include increasing the pearlite fraction of the second phase, further reducing the ferrite structure, and increasing the hardness of ferrite by solid solution strengthening or precipitation strengthening. Alternatively, a method of hot rolling in the (γ + α) 2 phase region to convert a part of the ferrite into a processed ferrite having a high dislocation density can be considered.

上記方法のうち、フェライトを細粒化する方法は、降伏応力YSを上昇させるには有利であるが、引張強さTSの上昇は小さいため、この手法のみでは十分な高強度化は図れない。また、パーライト分率を増加する方法は、Cを多量に添加する必要があるが、Cの過度な添加は溶接性の低下を招くため好ましくない。また、固溶強化元素や析出強化元素を添加してフェライトを強化する方法は、合金元素の多量添加により溶接性の低下を招いたり、素材コストの上昇を招いたりする。 Among the above-mentioned methods, the method of refining ferrite is advantageous for increasing the yield stress YS, but since the increase in the tensile strength TS is small, it is not possible to achieve sufficiently high strength by this method alone. Further, the method of increasing the pearlite fraction requires the addition of a large amount of C. However, excessive addition of C is not preferable because it causes a decrease in weldability. Further, the method of strengthening ferrite by adding a solid solution strengthening element or a precipitation strengthening element causes a decrease in weldability or an increase in material cost due to the addition of a large amount of alloying elements.

一方、加工フェライトの活用は、Cや合金元素の添加を最小限に抑制し、溶接性を維持した状態で、降伏応力YSおよび引張強さTSを上昇させることができる。すなわち、加工フェライトを利用する方法は、熱間圧延後、加速冷却することなく高強度化を図ることができるので、冷却時の曲がりや反りの発生を抑えながら、高強度化することが可能である。そこで、本発明においては、高強度化の手段として、鋼材の組織を、加工フェライトを含むフェライト＋パーライト組織とする方法を採用することとした。 On the other hand, the use of processed ferrite can increase the yield stress YS and the tensile strength TS while minimizing the addition of C and alloy elements and maintaining weldability. In other words, the method using the processed ferrite can increase the strength after hot rolling without accelerated cooling, so that the strength can be increased while suppressing the occurrence of bending and warpage during cooling. is there. Therefore, in the present invention, as a means for increasing the strength, a method is adopted in which the structure of the steel material is a ferrite containing processed ferrite + a pearlite structure.

ここで、上記加工フェライトの分率は、面積率にして鋼組織全体の5％以上70％以下の範囲であることが好ましい。加工フェライトの分率が5％未満では、鋼の強化が十分に得られず、一方、70％を超えると、強度上昇が飽和すると共に、（α＋γ）の２相域圧延時の荷重増大に伴うロール割損リスクが増加するからである。強度を安定的に確保するため、より好ましくは、15％以上70％以下の範囲であることとする。 Here, the fraction of the processed ferrite is preferably in the range of 5% or more and 70% or less of the entire steel structure as an area ratio. If the fraction of the processed ferrite is less than 5%, sufficient strengthening of the steel cannot be obtained, while if it exceeds 70%, the increase in strength saturates and the load increases during (α + γ) two-phase rolling. This is because the risk of roll breakage increases. In order to secure the strength stably, it is more preferably in the range of 15% or more and 70% or less.

なお、上記加工フェライトは、Ar₃変態点以下の（α＋γ）2相域での熱間圧延によって形成される加工歪が導入されたフェライトのことである。通常、扁平化した加工フェライトをトレースし、組織中に占める面積を定量化し、その分率を測定することができる。 The above-mentioned processed ferrite is a ferrite to which a processing strain formed by hot rolling in the (α + γ) 2 phase region below the Ar ₃ transformation point is introduced. Usually, the flattened processed ferrite is traced, the area occupied in the structure is quantified, and the fraction thereof can be measured.

組織の測定位置としては、最も板厚の厚い部位における板厚1/4部が好ましい。なお、上述のように、加工フェライトは、面積率で鋼組織全体の5〜70％程度存在することが好ましい。残部は、パーライト組織であるが、フェライト・パーライト以外の組織、即ち、ベイナイト等が面積率で10％以下存在してもよい。 The measurement position of the tissue is preferably 1/4 part of the thickness at the thickest part. As described above, it is preferable that the processed ferrite is present in an area ratio of about 5 to 70% of the entire steel structure. The remainder has a pearlite structure, but a structure other than ferrite / pearlite, that is, bainite or the like may be present in an area ratio of 10% or less.

次に、本発明に係る鋼材の製造方法について説明する。
本発明の鋼材の製造にあたっては、先ず、上記した成分組成を含む鋼を転炉、電気炉等公知の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法等の公知の方法でスラブやビレット等の鋼素材とするのが好ましい。なお、溶製後、取鍋精錬や真空脱ガス等の処理を付加しても良い。 Next, a method for manufacturing a steel material according to the present invention will be described.
In the production of the steel material of the present invention, first, steel containing the above-described component composition is melted by a known method such as a converter or an electric furnace, and slabs or billets are formed by a known method such as a continuous casting method or an ingot-forming method. It is preferable to use a steel material. After the melting, processes such as ladle refining and vacuum degassing may be added.

1000℃以上1350℃以下で加熱
上記鋼素材を、加熱炉に装入して再加熱後、熱間圧延して所望の寸法、組織及び特性を有する厚鋼板あるいは形鋼（鋼材）とする。この際、鋼素材の再加熱温度は1000℃以上1350℃以下の範囲とする必要がある。加熱温度が1000℃未満では変形抵抗が大きく、熱間圧延が難しくなる。一方、1350℃を超える加熱は、表面痕の発生原因となったり、スケールロスや燃料原単位が増加したりする。好ましくは、1050℃以上1250℃以下の範囲である。 Heating at 1000 ° C or more and 1350 ° C or less The above-mentioned steel material is charged into a heating furnace, reheated, and then hot-rolled into a thick steel plate or shaped steel (steel material) having desired dimensions, structure and properties. At this time, the reheating temperature of the steel material needs to be in a range of 1000 ° C. or more and 1350 ° C. or less. If the heating temperature is less than 1000 ° C., the deformation resistance is large, and hot rolling becomes difficult. On the other hand, heating exceeding 1350 ° C. causes the generation of surface marks, increases the scale loss and the unit fuel consumption. Preferably, it is in the range of 1050 ° C or higher and 1250 ° C or lower.

Ar₃点以下での累積圧下率：5％以上80％以下
その後の熱間圧延は、Ar₃点以下での累積圧下率を5％以上80％以下とする必要がある。圧延温度がAr₃点超では、鋼材の組織が加工フェライトを含まないものとなり、必要な強度、靭性を確保することができない。同様に、Ar₃点以下での累積圧下率が5％未満では、加工フェライトの生成量が少ないため、強靭化効果が小さい。逆に、80％を超える圧下率になると、圧延荷重が増大して圧延が困難となったり、圧延のパス回数が増えて生産性の低下を招くこととなる。 Cumulative draft at Ar ₃ points or less: 5% or more and 80% or less In the subsequent hot rolling, the cumulative draft at Ar ₃ points or less needs to be 5% or more and 80% or less. If the rolling temperature is higher than the Ar ₃ point, the structure of the steel material does not include the processed ferrite, and the required strength and toughness cannot be secured. Similarly, when the cumulative draft at the Ar ₃ point or less is less than 5%, the amount of formed ferrite is small, and the toughening effect is small. Conversely, when the rolling reduction exceeds 80%, the rolling load increases and rolling becomes difficult, or the number of rolling passes increases, resulting in a decrease in productivity.

よって、Ar₃点以下での累積圧下率は5％以上80％以下とする。好ましくは、10％以上60％以下の範囲である。なお、Ar₃点以下での圧延は、少なくとも１パス行えばよく、複数パスとなっても構わない。ここで、累積圧下率とは、圧延前の断面積（A）に対する圧延終了後の鋼材の断面積（B）の断面減面率のことを指し、以下の式で表される。断面積（A）および断面積（B）は、例えば、圧延機に近接配置されたレーザ変位計により計測することができる。
（累積圧下率〔％〕）＝100×［（A）−（B）］／（A） Therefore, the cumulative draft at the Ar ₃ point or less is set to 5% or more and 80% or less. Preferably, it is in the range of 10% or more and 60% or less. Rolling at _three or less Ar points may be performed at least one pass, and may be performed in a plurality of passes. Here, the cumulative rolling reduction refers to the cross-sectional area reduction ratio of the cross-sectional area (B) of the steel material after the rolling is completed with respect to the cross-sectional area (A) before the rolling, and is represented by the following equation. The cross-sectional area (A) and the cross-sectional area (B) can be measured by, for example, a laser displacement meter arranged close to a rolling mill.
(Cumulative rolling reduction [%]) = 100 x [(A)-(B)] / (A)

仕上温度：（Ar₃−180）℃以上（Ar₃−3）℃以下
上記熱間圧延は、圧延仕上温度を（Ar₃−180）℃以上（Ar₃−3）℃以下とする条件で行う必要がある。圧延仕上温度が、（Ar₃−3）℃超では、2相域圧延による強靭化効果が十分に得られず、一方、（Ar₃−180）℃未満では、変形抵抗の増大により圧延荷重が増加し、圧延することが困難となるからである。安定的に所定の加工フェライト分率を確保するため、好ましくは、（Ar₃−180）℃以上（Ar₃−10）℃以下とする。なお、Ar₃点は、以下の式（１）により求めることができる。
Ar₃＝910-310［C］-80［Mn］-20［Cu］-15［Cr］-55［Ni］-80［Mo］ … （１）
ここで、式（１）の［］内における各元素記号は、それぞれの成分組成の鋼素材中の含有量（質量％）を示し、含有しないものは0として計算する。 Finishing temperature: (Ar ₃ -180) ° C or more and (Ar ₃ -3) ° C or less The above hot rolling is performed under conditions where the rolling finishing temperature is (Ar ₃ -180) ° C or more and (Ar ₃ -3) ° C or less. There is a need. Rolling finishing temperature is in the (Ar ₃ -3) ℃ greater than 2-phase region toughening effect is insufficient due to the rolling, whereas, (Ar ₃ -180) is less than ° C., the rolling load due to an increase in deformation resistance This is because it increases and it becomes difficult to perform rolling. In order to stably secure a predetermined fraction of processed ferrite, the temperature is preferably (Ar ₃ −180) ° C. or more and (Ar ₃ −10) ° C. Note that the Ar ₃ point can be obtained by the following equation (1).
Ar ₃ = 910-310 [C] -80 [Mn] -20 [Cu] -15 [Cr] -55 [Ni] -80 [Mo] ... (1)
Here, each element symbol in [] of the formula (1) indicates the content (% by mass) in the steel material of each component composition.

熱間圧延後の冷却は、特に制限はないが、放冷により行うことが好ましい。これにより、圧延後の冷却不均一から生じる曲がりや反りといった形状変化を軽減することができ、圧延後の鋼材に対する矯正の負担を軽減することができる。 The cooling after the hot rolling is not particularly limited, but is preferably performed by allowing it to cool. Thereby, it is possible to reduce a shape change such as bending or warpage caused by uneven cooling after rolling, and it is possible to reduce a burden of straightening on the steel material after rolling.

熱間圧延によって形鋼を製造する場合には、形鋼となる鋼素材の断面内の各部位における温度差が50℃以内となるように、Ar₃点以下での圧延を行うことが好ましい。例えば、形鋼の中で、長辺と短辺とで肉厚に差のある不等辺不等厚山形鋼については、長辺側よりも肉厚の厚い短辺側を圧延機の前後で水冷して、長辺側と短辺側の温度差を50℃以内に抑えることが好ましい。 When a shaped steel is produced by hot rolling, it is preferable to perform rolling at _three or less Ar points so that the temperature difference at each part in the cross section of the steel material to be the shaped steel is within 50 ° C. For example, among shaped steels, for unequal-sided unequal thickness angle steels having a difference in wall thickness between the long side and the short side, the short side thicker than the long side is water-cooled before and after the rolling mill. Then, it is preferable that the temperature difference between the long side and the short side is suppressed to 50 ° C. or less.

なお、断面とは、形鋼となる鋼素材の長さ方向に対して垂直な面を指し、長辺側と短辺側の断面内温度差は、例えば、それぞれの表面温度を放射温度計で測定し、シミュレーションにより得られた断面内の最高温度と最低温度との差により求めることができる。 The cross section refers to a plane perpendicular to the length direction of the steel material to be shaped steel, and the temperature difference in the cross section between the long side and the short side is, for example, the surface temperature of each is measured with a radiation thermometer. It can be determined from the difference between the highest temperature and the lowest temperature in the cross section measured and simulated.

また、上記水冷は、圧延機前後の前面のみ、後面のみあるいは、前後の両方で行ってもよい。また、圧延する形鋼の寸法や要求精度に応じて、複数回にわたって行っても構わない。なお、水冷の際の水量密度は、１m³/m・min以上であることが好ましい。 The water cooling may be performed only on the front surface before and after the rolling mill, only on the rear surface, or on both front and rear. Further, it may be performed a plurality of times depending on the dimensions of the section steel to be rolled and the required accuracy. The water density during water cooling is preferably at least 1 m ³ / m · min.

前記の温度差が50℃を超えると、短辺側と長辺側の強度、靭性特性のばらつきが大きくなるばかりでなく、圧延後の冷却工程での曲がりが大きくなり、矯正に要する負担が大きくなって生産性を低下させる。安定的に所定の機械的特性を得るため、より好ましくは、30℃以下とする。 When the temperature difference exceeds 50 ° C., not only the strength on the short side and the long side, the variation in toughness increases, but also the bending in the cooling step after rolling increases, and the burden required for straightening increases. Reduce productivity. In order to stably obtain predetermined mechanical properties, the temperature is more preferably set to 30 ° C. or lower.

表１に示す成分組成を有する鋼を転炉で溶製後、連続鋳造によりスラブとした。ついで、スラブを加熱炉に装入して1150℃に加熱後、表２に示す条件で熱間圧延し、25mm厚の厚鋼板とした。 After smelting steel having the component composition shown in Table 1 in a converter, it was made into a slab by continuous casting. Next, the slab was charged into a heating furnace and heated to 1150 ° C., and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a thick steel plate having a thickness of 25 mm.

これらの鋼板から、JIS1B号引張試験片を採取し、母材の引張特性（圧延C方向、降伏応力YS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。また、2mmVノッチシャルピー試験片を、このシャルピー試験片の表面が鋼板表面から1mm入った距離に合うように採取し、母材の衝撃特性（圧延L方向、シャルピー衝撃試験により−20℃での吸収エネルギーvＥ_-20を測定）を測定した。 From these steel sheets, JIS1B tensile test pieces were sampled, and the tensile properties of the base material (rolling C direction, yield stress YS, tensile strength TS, elongation El) were measured. In addition, a 2mmV notch Charpy test piece was sampled so that the surface of this Charpy test piece was at a distance of 1mm from the steel sheet surface, and the impact characteristics of the base metal (rolling L direction, absorption at -20 ° C by Charpy impact test) (Measured energy vE- ₂₀ ).

また、溶接部靭性として、溶接入熱が150kJ/cmでサブマージアーク溶接した時の溶接継手における溶接熱影響部１mm位置（ヒュージョンラインから母材側に１mm入った箇所）での熱履歴に相当する再現熱サイクルを付与したのち、その後、2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験により0℃での吸収エネルギーvＥ₀を測定した。 In addition, the toughness of the weld corresponds to the heat history at the 1 mm position of the weld heat affected zone (1 mm from the fusion line to the base metal side) in the welded joint when the welding heat input was 150 kJ / cm and submerged arc welding was performed. After applying the reproducible heat cycle, a 2 mmV notched Charpy test piece was sampled, and the absorbed energy vE ₀ at 0 ° C. was measured by a Charpy impact test.

また、組織観察用の試料を採取し、板厚1/4部の組織を顕微鏡で倍率200倍で観察し、2相域圧延で生成した扁平化した加工フェライトをトレースし、ミクロ組織中に占める面積を画像解析により定量化し、加工フェライトの分率を求めた。 In addition, a sample for microstructure observation was collected, the microstructure of a 1/4 part of the plate thickness was observed with a microscope at a magnification of 200 times, and the flattened processed ferrite generated by two-phase rolling was traced and occupied in the microstructure The area was quantified by image analysis to determine the fraction of the processed ferrite.

次に、表３に示す成分組成を含有する鋼を転炉で溶製してブルームとし、このブルームを加熱炉に装入して加熱後、表４に示す条件で熱間圧延し、表４に示す断面寸法の不等辺不等厚山形鋼（NAB）および圧延T形鋼を製造した。 Next, steel containing the component composition shown in Table 3 was melted in a converter to form a bloom. The bloom was charged into a heating furnace, heated, and then hot-rolled under the conditions shown in Table 4. A unequal-sided unequal thickness angle steel (NAB) and a rolled T-section steel having the cross-sectional dimensions shown in Table 1 were produced.

なお、表４において、不等辺不等厚山形鋼（NAB）については、長辺側をウェブ、短辺側をフランジとして示している。不等辺不等厚山形鋼については短辺から、T形鋼についてはフランジから、JIS1B号引張試験片を採取し、引張特性（圧延L方向、降伏応力YS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。 In Table 4, for unequal-sided unequal thickness angle steel (NAB), the long side is shown as the web and the short side is shown as the flange. JIS1B tensile test specimens are collected from the short side of unequal-sided unequal thickness angle steel and from the flange of T-section steel, and the tensile properties (rolling L direction, yield stress YS, tensile strength TS, elongation El) are measured. It was measured.

また、同様に、不等辺不等厚山形鋼については短辺から、T形鋼についてはフランジから、2mmVノッチシャルピー試験片を、このシャルピー試験片の表面が鋼材表面から1mm入った距離に合うように採取し、母材の衝撃特性（圧延L方向、シャルピー衝撃試験により−20℃での吸収エネルギーvＥ_-20を測定）を測定した。 Similarly, a 2 mm V notch Charpy test piece from the short side of the unequal-sided unequal thickness angle iron, from the flange for the T-section steel, the surface of this Charpy test piece fits a distance of 1 mm from the steel surface. And the impact characteristics of the base material (measured absorption energy vE- ₂₀ at −20 ° C. by Charpy impact test in the rolling L direction) were measured.

また、溶接部靭性として，溶接入熱が20kJ/cmのGMAW溶接した時の溶接継手における溶接熱影響部１mm（ヒュージョンラインから母材側に１mm入った箇所）相当の再現熱サイクルを付与し、その後、2mmVノッチシャルピー試験片を採取し、シャルピー衝撃試験により0℃での吸収エネルギーvＥ₀を測定した。 In addition, as the toughness of the weld, a reproducible heat cycle equivalent to 1 mm of the weld heat affected zone (1 mm into the base metal side from the fusion line) in the weld joint when GMAW welding with a welding heat input of 20 kJ / cm was given, Thereafter, a 2 mmV notched Charpy test piece was sampled, and the absorbed energy vE ₀ at 0 ° C. was measured by a Charpy impact test.

また、不等辺不等厚山形鋼については短辺から、T形鋼についてはフランジから、組織観察用の試料を採取し、板厚1/4部の組織を顕微鏡で倍率200倍で観察し、2相域圧延で生成した扁平化した加工フェライトをトレースし、ミクロ組織中に占める面積を画像解析により定量化し、加工フェライトの分率を求めた。 In addition, for the unequal-sided unequal thickness angle steel, from the short side, from the flange for the T-section steel, samples for microstructure observation were taken, and the microstructure of the 1/4 part thickness was observed with a microscope at a magnification of 200 times. The flattened ferrite produced by the two-phase rolling was traced, the area occupied in the microstructure was quantified by image analysis, and the fraction of the processed ferrite was obtained.

耐食性については、以下に示す条件で試験を行うことで、石炭運搬船およびコークス運搬船のホールド内の腐食に大きな影響を及ぼす温湿度環境、結露状況を模擬した。硬度については、JIS Z 2244に準拠し、10kgfの荷重のもとビッカース硬度（HV）を測定した。 With respect to corrosion resistance, tests were conducted under the following conditions to simulate temperature and humidity environments and dew condensation that have a significant effect on the corrosion inside the holds of coal carriers and coke carriers. Regarding hardness, Vickers hardness (HV) was measured under a load of 10 kgf in accordance with JIS Z 2244.

前記厚鋼板および形鋼から、5mmｔ×50mmＷ×75mmＬの試験片を採取し、その表面をショットブラストして、表面のスケールや油分を除去した。この面を試験面として、塗膜剥離後の鋼材の耐食性を評価した。裏面と端面をシリコン系シールでコーティングした後、アクリル製の治具に嵌め込み、その上に石炭５ｇを敷き詰めた。 A test piece of 5 mm × 50 mm W × 75 mm L was sampled from the thick steel plate and shaped steel, and the surface was shot blasted to remove the scale and oil on the surface. Using this surface as a test surface, the corrosion resistance of the steel material after peeling the coating film was evaluated. After coating the back surface and the end surface with a silicon-based seal, they were fitted into an acrylic jig, and 5 g of coal was spread thereon.

その後、恒温恒湿器により、雰囲気Ａ（温度60℃、相対湿度95％、20時間）⇔雰囲気Ｂ（温度30℃、相対湿度95％、３時間）、遷移時間0.5時間の温度湿度サイクルを84日間与えた。ここで、記号「⇔」は繰り返しを意味している。なお、石炭は５ｇを秤量し、常温で100mlの蒸留水に２時間浸漬したのち、ろ過を行い、200mlに希釈した石炭浸出液のｐＨが3.0になるものを用いた。 Then, the temperature and humidity cycle of atmosphere A (temperature 60 ° C., relative humidity 95%, 20 hours) ⇔atmosphere B (temperature 30 ° C., relative humidity 95%, 3 hours) and transition time 0.5 hour was performed by a thermo-hygrostat 84 times. Give for days. Here, the symbol “⇔” means repetition. 5 g of coal was weighed, immersed in 100 ml of distilled water at room temperature for 2 hours, filtered, and diluted to 200 ml with a coal leachate having a pH of 3.0.

本実施例では、上記の条件で試験を行うことにより、石炭運搬船およびコークス運搬船のホールド内の腐食に大きな影響を及ぼす温湿度環境、結露状況を模擬している。試験後、錆剥離液を用い、各試験片の錆を剥離し、鋼材の重量減少量を測定し腐食量とした。また、生じた最大孔食深さをデプスメーターを用いて測定した。 In this embodiment, by conducting a test under the above-described conditions, a temperature and humidity environment and a dew condensation state that greatly affect the corrosion in the hold of the coal carrier and the coke carrier are simulated. After the test, the rust of each test piece was peeled off using a rust peeling solution, and the weight loss of the steel material was measured to obtain the corrosion amount. Moreover, the generated maximum pit depth was measured using a depth meter.

表５に上記厚鋼板の引張試験、衝撃試験、ミクロ組織調査、耐食性試験、および硬度試験の結果を示す。表５に示したとおり、発明例、比較例ともに良好な引張特性および衝撃特性を示した。引張試験については、降伏応力YSが315MPa以上、引張強さTSが440MPa以上、伸びElが19％以上を良好な強度を有すると判定した。衝撃試験については、シャルピー衝撃試験による−20℃での吸収エネルギーvＥ_-20が31Ｊ以上、0℃での吸収エネルギーvＥ₀が34Ｊ以上を良好な衝撃特性を有すると判定した。 Table 5 shows the results of the tensile test, impact test, microstructure investigation, corrosion resistance test, and hardness test of the thick steel plate. As shown in Table 5, both the invention examples and the comparative examples exhibited good tensile properties and impact properties. In the tensile test, it was determined that the sample had good strength when the yield stress YS was 315 MPa or more, the tensile strength TS was 440 MPa or more, and the elongation El was 19% or more. For impact test, absorbed energy vE _-20 at -20 ° C. by the Charpy impact test is more than 31J, absorbed energy vE ₀ at 0 ℃ was determined to have a good impact properties than 34 J.

しかしながら、耐食性試験については大幅な違いがみられた。すなわち、本発明の成分組成を満たす圧延符号A1-1、A2-1〜A2-2、A2-9〜A2-11、A3-1〜A12-1、A13-1〜A13-3、A14-1〜A35-1の鋼板の重量減および最大孔食深さは、ベース鋼の圧延符号A36-1の鋼板に対して70％以下と良好な耐食性を示したのに対し、比較例である圧延符号A37-1〜A48-1の鋼板の重量減および最大孔食深さは、ベース鋼の圧延符号A36-1の鋼板の90％以上であり、耐食性として不十分であった。 However, significant differences were found in the corrosion resistance tests. That is, rolling symbols A1-1, A2-1 to A2-2, A2-9 to A2-11, A3-1 to A12-1, A13-1 to A13-3, A14-1 that satisfy the component composition of the present invention. The weight loss and the maximum pitting depth of the steel sheet of A35-1 to A35-1 showed good corrosion resistance of 70% or less compared to the steel sheet of the rolling code A36-1. The weight loss and the maximum pitting depth of the steel sheets of A37-1 to A48-1 were 90% or more of the steel sheets of the rolled code A36-1 of the base steel, and were insufficient as the corrosion resistance.

また、ミクロ組織が、加工フェライトを含むフェライト＋パーライト組織では、十分な強度が得られており、反りなどの形状変化も軽微で、生産性も極めて良好であった。 When the microstructure was a ferrite + pearlite structure including processed ferrite, sufficient strength was obtained, shape change such as warpage was slight, and productivity was extremely good.

表６に上記形鋼の引張試験、衝撃試験、ミクロ組織調査、耐食性試験、および硬度試験の結果を示す。表６に示したとおり、発明例、比較例ともに良好な引張特性および衝撃特性を示した。引張試験については、降伏応力YSが315MPa以上、引張強さTSが440MPa以上、伸びElが19％以上を良好な強度を有すると判定した。衝撃試験については、シャルピー衝撃試験による−20℃での吸収エネルギーvＥ_-20が31Ｊ以上、0℃での吸収エネルギーvＥ₀が34Ｊ以上を良好な衝撃特性を有すると判定した。 Table 6 shows the results of the tensile test, impact test, microstructure investigation, corrosion resistance test, and hardness test of the shaped steel. As shown in Table 6, both the invention examples and the comparative examples exhibited good tensile properties and impact properties. In the tensile test, it was determined that the sample had good strength when the yield stress YS was 315 MPa or more, the tensile strength TS was 440 MPa or more, and the elongation El was 19% or more. For impact test, absorbed energy vE _-20 at -20 ° C. by the Charpy impact test is more than 31J, absorbed energy vE ₀ at 0 ℃ was determined to have a good impact properties than 34 J.

しかしながら、耐食性試験については大幅な違いがみられた。すなわち、本発明の成分組成を満たす圧延符号B1-1〜B1-3、B1-6、B1-11〜B1-13、B2-1〜B12-1、B13-1〜B13-3、B14-1〜B21-1の形鋼の重量減および最大孔食深さは、ベース鋼の圧延符号B36-1およびB36-2の形鋼に対して70％以下と良好な耐食性を示したのに対し、比較例である圧延符号B37-1〜B52-1の形鋼の重量減および最大孔食深さは、ベース鋼の圧延符号B36-1およびB36-2の形鋼の90％以上であり、耐食性として不十分であった。 However, significant differences were found in the corrosion resistance tests. That is, rolling symbols B1-1 to B1-3, B1-6, B1-11 to B1-13, B2-1 to B12-1, B13-1 to B13-3, B14-1 that satisfy the component composition of the present invention. The weight loss and the maximum pitting depth of the shaped steel of ~ B21-1 showed good corrosion resistance of 70% or less compared to the shaped steel of rolling code B36-1 and B36-2 of the base steel, The weight loss and the maximum pitting depth of the section steels with the rolling symbols B37-1 to B52-1 which are the comparative examples are 90% or more of the section steels with the rolling symbols B36-1 and B36-2 of the base steel. As was insufficient.

本発明に係る鋼材は、石炭やコークスを積載するばら積み貨物船のホールドの使用環境において、腐食減耗が抑制されて優れた耐食性を発揮するため、ホールドの再塗装や鋼材切替えの頻度を低減することができる。 The steel material according to the present invention, in a use environment of a hold of a bulk carrier carrying coal or coke, exhibits excellent corrosion resistance by suppressing corrosion and abrasion. Can be.

Claims

In mass%,
C: 0.040% or more and 0.200% or less,
Si: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.10% to 2.00%,
P: 0.035% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.003% or more and 0.100% or less,
Cu: 0.04% or more and 0.35% or less,
Ni: 0.04% or more and 0.40% or less,
Cr: 0.01% or more and 0.20% or less,
W: 0.010% or more and 0.500% or less,
Sb: 0.010% to 0.300%,
Nb: 0.003% to 0.025% and
N: a steel material containing 0.0010% or more and 0.0080% or less, with the balance being Fe and a component composition of unavoidable impurities,
The amount of solid solution W in W is 0.005% or more;
The amount of solid solution Nb in the Nb is 0.002% or more,
A steel material having a structure including ferrite including processed ferrite and pearlite.

The component composition further comprises:
In mass%,
Ti: 0.001% or more and 0.030% or less,
Zr: 0.001% or more and 0.030% or less and
V: The steel material according to claim 1, containing one or more selected from 0.002% or more and 0.20% or less.

The component composition further comprises:
In mass%,
The steel material according to claim 1, comprising Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less.

The component composition further comprises:
In mass%,
B: The steel material according to any one of claims 1 to 3, containing from 0.0002% to 0.0030%.

The component composition further comprises:
In mass%,
Co: 0.01% to 0.50% and
Mo: 0.50% or less under less than 0.01%
One or containing two, steel according to any one of claims 1 to 4, selected of the inner shell.

The component composition further comprises:
In mass%,
REM: 0.0002% or more and 0.015% or less,
Y: 0.0001% or more and 0.1% or less and
The steel material according to any one of claims 1 to 5, wherein the steel material contains one or more kinds selected from Mg: 0.0002% or more and 0.015% or less.

In mass%,
C: 0.040% or more and 0.200% or less,
Si: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.10% to 2.00%,
P: 0.035% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.003% or more and 0.100% or less,
Cu: 0.04% or more and 0.35% or less,
Ni: 0.04% or more and 0.40% or less,
Cr: 0.01% or more and 0.20% or less,
W: 0.010% or more and 0.500% or less,
Sb: 0.010% to 0.300%,
Nb: 0.003% to 0.025% and
N: contains 0.0010% or more and 0.0080% or less, and the balance has a component composition of Fe and inevitable impurities,
The amount of solid solution W in W is 0.005% or more;
A steel material having a solid solution Nb content of 0.002% or more in Nb is heated to 1000 ° C. or more and 1350 ° C. or less,
The amount of solid solution W in the W is subjected to hot rolling in which the cumulative draft at Ar ₃ points or less is 5% or more and 80% or less and the finishing temperature is (Ar ₃ −180) ° C. or more and (Ar ₃ −3) ° C. Is 0.005% or more, the amount of solute Nb in the Nb is 0.002% or more, and a method for producing a steel material having a structure containing ferrite containing processed ferrite and pearlite .

The method of manufacturing a steel material according to claim 7, wherein the hot rolling is performed with a temperature difference in a cross section of the steel material set to 50 ° C. or less.

The component composition further comprises:
In mass%,
Ti: 0.001% or more and 0.030% or less,
Zr: 0.001% or more and 0.030% or less and
V: The method for producing a steel material according to claim 7, comprising one or more selected from 0.002% to 0.20%.

The component composition further comprises:
In mass%,
The method for producing a steel product according to any one of claims 7 to 9, wherein Ca is contained in an amount of 0.0002% to 0.0050%.

The component composition further comprises:
In mass%,
B: The method for producing a steel material according to any one of claims 7 to 10, wherein the steel material contains 0.0002% or more and 0.0030% or less.

The component composition further comprises:
In mass%,
Co: 0.01% to 0.50% and
Mo: 0.50% or less under less than 0.01%
One or containing two, method of manufacturing steel according to any of claims 7 11 is selected for the inner shell.

The component composition further comprises:
In mass%,
REM: 0.0002% or more and 0.015% or less,
Y: 0.0001% or more and 0.1% or less and
The method for producing a steel material according to any one of claims 7 to 12, comprising one or more kinds of Mg selected from 0.0002% to 0.015%.