JPWO2019116520A1 - 鋼材 - Google Patents
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Abstract
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜３．００％、Ｐ：０〜０．０５０％、Ｓ：０〜０．０１００％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０〜０．１００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．０５０％、Ｗ：０〜０．０５０％、Ｍｏ：０〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．１０％、Ｎｉ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０〜０．１０％、Ｓｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００１０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに残部：Ｆｅおよび不純物であり、結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎ比が１．２以下である鋼材。
Description
本開示は、鋼材に関する。
近年、例えば氷海域に設置される海洋構造物または橋梁などの大型構造物に供される厚鋼板等の、各種鋼材において、材質特性の向上に対する要求が厳しくなっており、耐食性のみならず低温靱性および疲労特性の改善についても要望が高い。
従来、海水環境での耐食性を向上させるため、Ｓｎ添加鋼が提案されている。
例えば、特開２０１０−０６４１１０号公報、特開２０１２−０５７２３６号公報、および特開２０１２−２５５１８４号公報には、Ｓｎをそれぞれ０．００５〜０．３質量％、０．０２〜０．４０質量％、０．０１〜０．５０質量％含有することで、塩化物イオン（Ｃｌ−イオン）を含む環境下における耐食性を向上させた鋼材が開示されている。
また、特開２０１２−１４４７９９号公報には、Ｓｎ：０．０３〜０．５質量％を含み、フェライトと硬質第２相からなる海洋構造物用の鋼材が開示されている。
さらに、特許第５８３９１５１号公報には、水冷を２段階に分けて軟質組織と硬質組織のＳｎ濃度比を定めることで、鋼の耐食性を向上させる技術が開示されている。
上記のように、海水環境等での耐食性を向上させるため、Ｓｎ添加鋼が提案されている。一方で、Ｓｎの添加によって耐食性を向上させつつ、さらに機械特性、特に靱性や疲労特性を改善させることが求められている。
例えば、Ｓｎの添加によって耐食性を向上させることが開示される特開２０１０−０６４１１０号公報、特開２０１２−０５７２３６号公報、および特開２０１２−２５５１８４号公報に記載の発明においても、靱性および疲労特性のさらなる向上に余地が残されており、耐食性、靱性および疲労特性の全てを満足させる技術が求められている。
また、特開２０１２−１４４７９９号公報に記載の発明では、耐食性および低温靱性をともに改善できる一方で、疲労特性にはさらなる向上に余地が残されている。
さらに、特許第５８３９１５１号公報では、水冷を２段階に分けて軟質組織と硬質組織とのＳｎ濃度比を定めることで、鋼の耐食性を向上させている一方で、低温靱性及び疲労特性のさらなる向上に余地が残されている。
本開示は、優れた耐食性を有し、低温靱性および疲労特性にも優れた鋼材を提供することを目的とする。
本開示は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼材を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜３．００％、
Ｐ：０〜０．０５０％、
Ｓ：０〜０．０１００％、
Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０〜０．１００％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％、
Ｖ：０〜０．０５０％、
Ｗ：０〜０．０５０％、
Ｍｏ：０〜０．０５０％、
Ｃｕ：０〜０．１０％、
Ｎｉ：０〜０．０５％、
Ｃｒ：０〜０．１０％、
Ｓｂ：０〜０．０５％、
Ｂ：０〜０．００１０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎ比が１．２以下である、
鋼材。
（２）板厚が６〜１００ｍｍの鋼板である前記（１）に記載の鋼材。
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜３．００％、
Ｐ：０〜０．０５０％、
Ｓ：０〜０．０１００％、
Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０〜０．１００％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％、
Ｖ：０〜０．０５０％、
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Ｍｏ：０〜０．０５０％、
Ｃｕ：０〜０．１０％、
Ｎｉ：０〜０．０５％、
Ｃｒ：０〜０．１０％、
Ｓｂ：０〜０．０５％、
Ｂ：０〜０．００１０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎ比が１．２以下である、
鋼材。
（２）板厚が６〜１００ｍｍの鋼板である前記（１）に記載の鋼材。
本開示によれば、耐食性、低温靱性および疲労特性の優れた鋼材を得ることが可能になる。
以下、本開示の実施形態に係る鋼材について詳述する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、特に断りの無い限り、「〜」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、特に断りの無い限り、「〜」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。
本実施形態に係る鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜３．００％、Ｐ：０〜０．０５０％、Ｓ：０〜０．０１００％、Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０〜０．１００％、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．０５０％、Ｗ：０〜０．０５０％、Ｍｏ：０〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．１０％、Ｎｉ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０〜０．１０％、Ｓｂ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．００１０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに残部：Ｆｅおよび不純物であり、結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎ比が１．２以下である。
本実施形態の鋼材によれば、上記の構成を備えることで、優れた耐食性を有しかつ低温靱性および疲労特性にも優れた鋼材が提供される。その理由は、明確ではないものの以下のように推察される。
本発明者らは、Ｓｎの含有量を変化させた各種鋼板を用意し、耐食性と靭性との関係を調査した。その結果、Ｓｎ含有量が多いほど耐食性は向上するが、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（低温靭性）は悪くなる場合があることが分かった。例えば、ＳＡＥ Ｊ２３３４試験耐食性の閾値を０．６ｍｍ以下、０℃における吸収エネルギーの閾値を１５０Ｊ以上とした場合、両方を安定して満足することが容易でないことが分かった。
そこで、さらに耐食性および吸収エネルギーの調査を行った結果、Ｓｎ含有量が高くても優れた吸収エネルギーが得られる鋼材の構成が明らかとなった。
つまり、吸収エネルギーが向上した鋼材について、詳細に調査を行った結果、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が鋼の低温靱性に大きく寄与していることを見出した。さらに、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比は、鋼の疲労特性にも影響を及ぼすことが判明した。また、耐食性にも影響を及ぼすことが判明した。
発明者らは、さらに、耐食性、低温靱性および疲労特性の全てに優れる鋼材について、鋭意研究した結果、以下の知見を得るに至った。
鋼材にＳｎを添加すると、Ｓｎの融点が低いため、圧延後の冷却および再加熱により、Ｓｎが結晶粒内を拡散し、結晶粒界に偏析する。そして、Ｓｎが結晶粒界に偏析すると、鋼の靱性が著しく低下する。
そこで、鋼材におけるＳｎの結晶粒界への偏析を抑制し、特に、結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎ比（以下単に「結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比」とも称す）を１．２以下にすることによって、優れた耐食性を得つつかつ低温靱性および疲労特性が改善されることが明らかとなった。
なお、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比を１．２以下にするための手段としては、特に限定されるものではないが、例えば、適正な条件でＳｎ含有鋼を製造すると、Ｓｎの結晶粒界偏析を抑制することが可能になる。具体的には、仕上げ圧延後の鋼をまず緩冷却した後、所定の温度で一定時間保持して復熱させ、さらにその後、５５０℃以下の温度まで強冷却することにより、Ｓｎの粒界偏析を抑制しＳｎ比を上記範囲に制御することが可能になる。
本実施形態は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本実施形態の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、鋼材の強度を向上させる元素である。一方、Ｃ含有量が過剰となると溶接性が著しく低下する。また、Ｃ含有量の増大とともに、ｐＨが低い環境でカソードとなって腐食を促進するセメンタイトの生成量が増大し、鋼材の耐食性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．２０％とする。Ｃ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。Ｃ含有量の下限は、０．０５％、０．０７％または０．０９％としてもよい。また、Ｃ含有量は０．１８％以下であるのが好ましく、０．１６％以下であるのがより好ましい。Ｃ含有量の上限は、０．１５％または０．１３％としてもよい。
Ｃは、鋼材の強度を向上させる元素である。一方、Ｃ含有量が過剰となると溶接性が著しく低下する。また、Ｃ含有量の増大とともに、ｐＨが低い環境でカソードとなって腐食を促進するセメンタイトの生成量が増大し、鋼材の耐食性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．２０％とする。Ｃ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。Ｃ含有量の下限は、０．０５％、０．０７％または０．０９％としてもよい。また、Ｃ含有量は０．１８％以下であるのが好ましく、０．１６％以下であるのがより好ましい。Ｃ含有量の上限は、０．１５％または０．１３％としてもよい。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。十分な脱酸効果を得るため、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が過剰となると、鋼材の靱性、特に溶接が施される場合にはその母材および溶接熱影響部の靱性が損なわれる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。Ｓｉ含有量の下限は、０．１０％、０．１５％または０．２０％としてもよい。また、Ｓｉ含有量は０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下であるのがより好ましい。Ｓｉ含有量の上限は、０．５０％、０．４０％または０．３０％としてもよい。
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。十分な脱酸効果を得るため、０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が過剰となると、鋼材の靱性、特に溶接が施される場合にはその母材および溶接熱影響部の靱性が損なわれる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。Ｓｉ含有量の下限は、０．１０％、０．１５％または０．２０％としてもよい。また、Ｓｉ含有量は０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下であるのがより好ましい。Ｓｉ含有量の上限は、０．５０％、０．４０％または０．３０％としてもよい。
Ｍｎ：０．０５〜３．００％
Ｍｎは低コストで鋼材の強度を高める作用を有する元素である。一方、Ｍｎ含有量が過剰となると、Ｍｎ偏析が多くなり、靱性が悪化する。このため、Ｍｎ含有量は０．０５〜３．００％とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、２．００％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎは低コストで鋼材の強度を高める作用を有する元素である。一方、Ｍｎ含有量が過剰となると、Ｍｎ偏析が多くなり、靱性が悪化する。このため、Ｍｎ含有量は０．０５〜３．００％とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、２．００％以下であるのがより好ましい。
Ｐ：０〜０．０５０％
Ｐは鋼材中に不純物として存在する元素である。Ｐは鋼材の耐酸性を低下させる元素であり、腐食界面のｐＨが低下する塩化物腐食環境においては鋼材の耐食性を低下させる。また、Ｐは鋼材の溶接性および靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．０４０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましい。靱性の向上のため、Ｐ含有量の上限を０．０２０％、０．０１５％または０．０１０％としてもよい。Ｐを完全に取り除くことは容易ではないが、これを排除する必要はなく、Ｐ含有量の下限は０％である。極低燐化のための脱硫コストは高いため、Ｐ含有量の下限を０．０００５％、０．００１％または０．００３％としてもよい。
Ｐは鋼材中に不純物として存在する元素である。Ｐは鋼材の耐酸性を低下させる元素であり、腐食界面のｐＨが低下する塩化物腐食環境においては鋼材の耐食性を低下させる。また、Ｐは鋼材の溶接性および靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．０４０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましい。靱性の向上のため、Ｐ含有量の上限を０．０２０％、０．０１５％または０．０１０％としてもよい。Ｐを完全に取り除くことは容易ではないが、これを排除する必要はなく、Ｐ含有量の下限は０％である。極低燐化のための脱硫コストは高いため、Ｐ含有量の下限を０．０００５％、０．００１％または０．００３％としてもよい。
Ｓ：０〜０．０１００％
Ｓは鋼材中に不純物として存在する元素である。Ｓは鋼材中に腐食の起点となるＭｎＳを形成する。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、鋼材の耐食性の低下が顕著になる。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００８０％以下であるのが好ましく、０．００６０％以下であるのがより好ましく、０．００４０％以下であるのがさらに好ましい。Ｓを完全に取り除くことは容易ではないが、これを排除する必要はなく、Ｓ含有量の下限は０％である。極低硫化のための精錬コストは高いため、Ｓの下限を０．０００５％または０．００１０％としてもよい。
Ｓは鋼材中に不純物として存在する元素である。Ｓは鋼材中に腐食の起点となるＭｎＳを形成する。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、鋼材の耐食性の低下が顕著になる。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００８０％以下であるのが好ましく、０．００６０％以下であるのがより好ましく、０．００４０％以下であるのがさらに好ましい。Ｓを完全に取り除くことは容易ではないが、これを排除する必要はなく、Ｓ含有量の下限は０％である。極低硫化のための精錬コストは高いため、Ｓの下限を０．０００５％または０．００１０％としてもよい。
Ｓｎ：０．０５〜０．２５％
Ｓｎは、低ｐＨ塩化物環境において鋼材のアノード溶解反応を著しく抑制するので、塩化物腐食環境における鋼材の耐食性を大幅に向上させる。一方、Ｓｎ含有量が過剰となると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の靱性、特に溶接が施される場合にはその母材および大入熱溶接継手の靱性が劣化する。したがって、Ｓｎ含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｓｎ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．０９％以上であるのがより好ましく、０．１０％以上であるのがさらに好ましい。また、Ｓｎ含有量は０．２０％以下であるのが好ましく、０．１８％以下であるのがより好ましく、０．０１６％以下であるのがさらに好ましい。
Ｓｎは、低ｐＨ塩化物環境において鋼材のアノード溶解反応を著しく抑制するので、塩化物腐食環境における鋼材の耐食性を大幅に向上させる。一方、Ｓｎ含有量が過剰となると、上記の効果が飽和するだけでなく、鋼材の靱性、特に溶接が施される場合にはその母材および大入熱溶接継手の靱性が劣化する。したがって、Ｓｎ含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｓｎ含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．０９％以上であるのがより好ましく、０．１０％以上であるのがさらに好ましい。また、Ｓｎ含有量は０．２０％以下であるのが好ましく、０．１８％以下であるのがより好ましく、０．０１６％以下であるのがさらに好ましい。
Ａｌ：０〜０．１００％
Ａｌは、鋼材の脱酸に有効な元素である。本実施形態においては、鋼材中にＳｉを含有させるので、Ｓｉによって脱酸が行われる。よって、Ａｌで脱酸処理することは必ずしも必要でなく、Ａｌ含有量の下限は０％とする。しかし、Ｓｉに加えて、さらにＡｌによる脱酸を行ってもよい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、低ｐＨ環境における鋼材の耐食性が低下することによって塩化物腐食環境における鋼材の耐食性が低下する。また、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると窒化物が粗大化することによって鋼材の靱性の低下を引き起こす。したがって、Ａｌ含有量は、０〜０．１００％とする。Ａｌによる脱酸効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることがさらに好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましく、０．０２５％以上とすることが特に好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０４５％以下であるのがより好ましい。
Ａｌは、鋼材の脱酸に有効な元素である。本実施形態においては、鋼材中にＳｉを含有させるので、Ｓｉによって脱酸が行われる。よって、Ａｌで脱酸処理することは必ずしも必要でなく、Ａｌ含有量の下限は０％とする。しかし、Ｓｉに加えて、さらにＡｌによる脱酸を行ってもよい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、低ｐＨ環境における鋼材の耐食性が低下することによって塩化物腐食環境における鋼材の耐食性が低下する。また、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると窒化物が粗大化することによって鋼材の靱性の低下を引き起こす。したがって、Ａｌ含有量は、０〜０．１００％とする。Ａｌによる脱酸効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることがさらに好ましく、０．０２０％以上とすることがさらに好ましく、０．０２５％以上とすることが特に好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０４５％以下であるのがより好ましい。
Ｎ：０．０００５〜０．０１００％
Ｎは、アンモニアとなって溶解し、飛来塩分量が多い環境において、Ｆｅ３＋の加水分解によるｐＨ低下を抑制することにより、塩分環境における鋼板の耐腐食性を向上させる効果を有する。一方、Ｎ含有量が過剰となると、その効果が飽和するだけでなく、鋼板の靱性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０００５〜０．０１００％とする。Ｎの下限を０．０００５％より低減することは容易でなくコストも高くなるので、０．０００５％を下限とする。必要に応じて、０．００１０％または０．００２０％をＮ含有量の下限としてもよい。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＡｌＮが形成され靱性が低下する懸念があるため、０．０１００％を上限とする。靱性をより高めるため、０．００８０％または０．００６０％をＮ含有量の上限としてもよい。
Ｎは、アンモニアとなって溶解し、飛来塩分量が多い環境において、Ｆｅ３＋の加水分解によるｐＨ低下を抑制することにより、塩分環境における鋼板の耐腐食性を向上させる効果を有する。一方、Ｎ含有量が過剰となると、その効果が飽和するだけでなく、鋼板の靱性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０００５〜０．０１００％とする。Ｎの下限を０．０００５％より低減することは容易でなくコストも高くなるので、０．０００５％を下限とする。必要に応じて、０．００１０％または０．００２０％をＮ含有量の下限としてもよい。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＡｌＮが形成され靱性が低下する懸念があるため、０．０１００％を上限とする。靱性をより高めるため、０．００８０％または０．００６０％をＮ含有量の上限としてもよい。
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％
Ｏ（酸素）は、微量の含有により鋼材の靱性、特に溶接が施される場合にはその溶接継手の靱性を向上させる。一方、ＯはＳｎＯおよびＳｎＯ２等の酸化物を形成する。そのため、Ｏ含有量が過剰となると、Ｏ含有量が過剰になると、鋼中のＳｎ濃度を十分に確保できない。また、上記酸化物は腐食の起点となるので、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０００１〜０．０１００％とする。Ｏ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００３％以上であるのがより好ましい。Ｏ含有量の下限は、０．０００５％、０．００１０％、０．００１５％または０．００１９％としてもよい。また、Ｏ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００８０％以下であるのがより好ましい。Ｏ含有量の上限は、０．００６０％、０．００４０％または０．００３０％としてもよい。
Ｏ（酸素）は、微量の含有により鋼材の靱性、特に溶接が施される場合にはその溶接継手の靱性を向上させる。一方、ＯはＳｎＯおよびＳｎＯ２等の酸化物を形成する。そのため、Ｏ含有量が過剰となると、Ｏ含有量が過剰になると、鋼中のＳｎ濃度を十分に確保できない。また、上記酸化物は腐食の起点となるので、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０００１〜０．０１００％とする。Ｏ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００３％以上であるのがより好ましい。Ｏ含有量の下限は、０．０００５％、０．００１０％、０．００１５％または０．００１９％としてもよい。また、Ｏ含有量は０．００９０％以下であるのが好ましく、０．００８０％以下であるのがより好ましい。Ｏ含有量の上限は、０．００６０％、０．００４０％または０．００３０％としてもよい。
Ｔｉ：０〜０．０５０％
Ｎｂ：０〜０．０５０％
Ｖ：０〜０．０５０％
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、析出物を生じて鋼材の強度を高める元素であり、必要に応じて含有させてもよい。これらの含有は必須ではなく、それらの含有量の下限はすべて０％である。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを過剰に含有させると靱性が低下することがあるため、いずれの含有量も０．０５０％以下とする。いずれの含有量も０．００３０％以下とするのが好ましく、０．０２０％以下とするのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上を、０．００１％以上含有させてもよい。
Ｎｂ：０〜０．０５０％
Ｖ：０〜０．０５０％
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも、析出物を生じて鋼材の強度を高める元素であり、必要に応じて含有させてもよい。これらの含有は必須ではなく、それらの含有量の下限はすべて０％である。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを過剰に含有させると靱性が低下することがあるため、いずれの含有量も０．０５０％以下とする。いずれの含有量も０．００３０％以下とするのが好ましく、０．０２０％以下とするのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上を、０．００１％以上含有させてもよい。
Ｗ：０〜０．０５０％
Ｍｏ：０〜０．０５０％
ＷおよびＭｏの含有量が０．０５０％を超えると、耐食性が低下する。したがって、ＷおよびＭｏの含有量は、それぞれ０．０５０％以下とする。いずれの含有量も０．０４０％以下であるのが好ましい。Ｗ含有量およびＭｏ含有量のそれぞれの上限は、０．０３０％、０．０２０％、０．０１０％または０．００５％としてもよい。耐食性の改善のためにはＷ含有量およびＭｏ含有量は少ない方が好ましく、それらの含有量の下限は０％である。しかし、強度または靱性（特に低温靱性）などの特性向上のため、ＷおよびＭｏを含有してもよく、それらの含有量の下限を０．０１０％または０．０２０％としてもよい。
Ｍｏ：０〜０．０５０％
ＷおよびＭｏの含有量が０．０５０％を超えると、耐食性が低下する。したがって、ＷおよびＭｏの含有量は、それぞれ０．０５０％以下とする。いずれの含有量も０．０４０％以下であるのが好ましい。Ｗ含有量およびＭｏ含有量のそれぞれの上限は、０．０３０％、０．０２０％、０．０１０％または０．００５％としてもよい。耐食性の改善のためにはＷ含有量およびＭｏ含有量は少ない方が好ましく、それらの含有量の下限は０％である。しかし、強度または靱性（特に低温靱性）などの特性向上のため、ＷおよびＭｏを含有してもよく、それらの含有量の下限を０．０１０％または０．０２０％としてもよい。
Ｃｕ：０〜０．１０％
Ｃｕは一般に、鋼材の耐食性を向上させる元素であると考えられている。しかしながら、本発明者らは、本実施形態で想定されるような塩化物を含む腐食環境下では、Ｃｕを含有すると鋼材の耐食性が低下することを見出した。Ｃｕ含有量は、少ない方が好ましく、Ｃｕ含有量の下限を０％とする。一方、不純物として混入する場合を考慮し、Ｃｕ含有量は０．１０％以下とする。耐食性の向上のため、Ｃｕ含有量は０．０７％以下であるのが好ましく、０．０５％以下であるのがより好ましく、０．０３％以下であるのがさらに好ましく、０．０２％以下であるのがさらに好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１％以下であるのが特に好ましい。
Ｃｕは一般に、鋼材の耐食性を向上させる元素であると考えられている。しかしながら、本発明者らは、本実施形態で想定されるような塩化物を含む腐食環境下では、Ｃｕを含有すると鋼材の耐食性が低下することを見出した。Ｃｕ含有量は、少ない方が好ましく、Ｃｕ含有量の下限を０％とする。一方、不純物として混入する場合を考慮し、Ｃｕ含有量は０．１０％以下とする。耐食性の向上のため、Ｃｕ含有量は０．０７％以下であるのが好ましく、０．０５％以下であるのがより好ましく、０．０３％以下であるのがさらに好ましく、０．０２％以下であるのがさらに好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１％以下であるのが特に好ましい。
Ｎｉ：０〜０．０５％
Ｎｉは一般に、Ｃｕと同様に、鋼材の耐食性を向上させると考えられている。しかしながら、本発明者らは、本実施形態で想定されるような塩化物を含む腐食環境下では、Ｎｉを含有すると鋼材の耐食性が低下することを見出した。Ｎｉ含有量は、少ない方が好ましく、Ｎｉ含有量の下限は０％である。一方、不純物として混入する場合であっても、Ｎｉ含有量が０．０５％以下であれば耐食性の低下は少ないことから、Ｎｉ含有量は０．０５％以下とする。耐食性の向上のため、Ｎｉ含有量は０．０３％以下であるのが好ましく、０．０２％以下であるのがより好ましく、０．０１％以下であるのがさらに好ましい。
Ｎｉは一般に、Ｃｕと同様に、鋼材の耐食性を向上させると考えられている。しかしながら、本発明者らは、本実施形態で想定されるような塩化物を含む腐食環境下では、Ｎｉを含有すると鋼材の耐食性が低下することを見出した。Ｎｉ含有量は、少ない方が好ましく、Ｎｉ含有量の下限は０％である。一方、不純物として混入する場合であっても、Ｎｉ含有量が０．０５％以下であれば耐食性の低下は少ないことから、Ｎｉ含有量は０．０５％以下とする。耐食性の向上のため、Ｎｉ含有量は０．０３％以下であるのが好ましく、０．０２％以下であるのがより好ましく、０．０１％以下であるのがさらに好ましい。
Ｃｒ：０〜０．１０％
Ｃｒは一般に、鋼材の耐食性を向上させる元素であると考えられている。しかしながら、本発明者らは、本実施形態で想定されるような塩化物を含む腐食環境下では、Ｃｒを含有すると鋼材の耐食性が悪化することを見出した。Ｃｒ含有量は、少ない方が好ましく、含有量の下限を０％とする。一方、不純物として混入する場合を考慮し、Ｃｒ含有量は０．１０％以下とする。耐食性の向上のため、Ｃｒ含有量は０．０７％以下であるのが好ましく、０．０５％未満であるのがより好ましく、０．０３％以下であるのがさらに好ましく、０．０２％以下であるのがさらに好ましい。Ｃｒ含有量は０．０１％以下であるのが特に好ましい。
Ｃｒは一般に、鋼材の耐食性を向上させる元素であると考えられている。しかしながら、本発明者らは、本実施形態で想定されるような塩化物を含む腐食環境下では、Ｃｒを含有すると鋼材の耐食性が悪化することを見出した。Ｃｒ含有量は、少ない方が好ましく、含有量の下限を０％とする。一方、不純物として混入する場合を考慮し、Ｃｒ含有量は０．１０％以下とする。耐食性の向上のため、Ｃｒ含有量は０．０７％以下であるのが好ましく、０．０５％未満であるのがより好ましく、０．０３％以下であるのがさらに好ましく、０．０２％以下であるのがさらに好ましい。Ｃｒ含有量は０．０１％以下であるのが特に好ましい。
Ｓｂ：０〜０．０５％
Ｓｂは、耐酸性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｂの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、０．０５％を超える量のＳｂを含有させても、その効果が飽和するだけでなく、鋼材の靱性等の劣化を招く。そこで、Ｓｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｓｂ含有量の上限は、０．０４％以下または０．０３％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましく、０．０１５％以上であるのがさらに好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｓｂ含有量の上限を０．０１５％、０．０１０％または０．００５％としてもよい。
Ｓｂは、耐酸性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｂの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、０．０５％を超える量のＳｂを含有させても、その効果が飽和するだけでなく、鋼材の靱性等の劣化を招く。そこで、Ｓｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｓｂ含有量の上限は、０．０４％以下または０．０３％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましく、０．０１５％以上であるのがさらに好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｓｂ含有量の上限を０．０１５％、０．０１０％または０．００５％としてもよい。
Ｂ：０〜０．００１０％
Ｂは、微量の添加で鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｂの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、０．００１０％を超える量のＢを含有させると、靱性が劣化することがあるため、Ｂ含有量は０．００１０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｂ含有量の上限を０．０００５％または０．０００３％としてもよい。
Ｂは、微量の添加で鋼材の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。Ｂの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、０．００１０％を超える量のＢを含有させると、靱性が劣化することがあるため、Ｂ含有量は０．００１０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｂ含有量の上限を０．０００５％または０．０００３％としてもよい。
Ｃａ：０〜０．０１００％
Ｃａは、鋼材中に酸化物の形で存在し、腐食反応部における界面のｐＨの低下を抑制して、腐食を抑える作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、上記の効果が飽和する。したがって、Ｃａ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｃａ含有量の上限を０．００３０％、０．０００５％または０．０００２％以下としてもよい。
Ｃａは、鋼材中に酸化物の形で存在し、腐食反応部における界面のｐＨの低下を抑制して、腐食を抑える作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、上記の効果が飽和する。したがって、Ｃａ含有量は、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｃａ含有量の上限を０．００３０％、０．０００５％または０．０００２％以下としてもよい。
Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、Ｃａと同様に、腐食反応部における界面のｐＨの低下を抑制して、鋼材の腐食を抑える作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｇの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、上記の効果が飽和する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｍｇ含有量の上限を０．００３０％、０．０００５％または０．０００２％としてもよい。
Ｍｇは、Ｃａと同様に、腐食反応部における界面のｐＨの低下を抑制して、鋼材の腐食を抑える作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｇの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、上記の効果が飽和する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｍｇ含有量の上限を０．００３０％、０．０００５％または０．０００２％としてもよい。
ＲＥＭ：０〜０．０１００％
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼材の溶接性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。ＲＥＭの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると上記の効果が飽和する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｍｇ含有量の上限を０．００３０％、０．０００５％または０．０００２％としてもよい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼材の溶接性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。ＲＥＭの含有は必須ではなく、その含有量の下限は０％である。なお、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると上記の効果が飽和する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合には、必要に応じて、Ｍｇ含有量の上限を０．００３０％、０．０００５％または０．０００２％としてもよい。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼材に含有することができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の含有量の合計を意味する。
本実施形態の鋼材の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。
ここで「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）Ｓｎ比
結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎの比：１．２以下
上述のように、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比は、鋼の低温靱性、疲労特性および耐食性に影響を及ぼす。Ｓｎが結晶粒界に偏析し、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が１．２を超えると、低温靱性および疲労特性の改善効果が期待できない。そのため、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比は１．２以下とする。上記Ｓｎ比は、１．１以下であるのが好ましく、１．０５以下であるのがより好ましい。上記Ｓｎ比の下限を特に定める必要はないが、その下限を０．７、０．８、０．９又は１．０としてもよい。
結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎの比：１．２以下
上述のように、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比は、鋼の低温靱性、疲労特性および耐食性に影響を及ぼす。Ｓｎが結晶粒界に偏析し、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が１．２を超えると、低温靱性および疲労特性の改善効果が期待できない。そのため、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比は１．２以下とする。上記Ｓｎ比は、１．１以下であるのが好ましく、１．０５以下であるのがより好ましい。上記Ｓｎ比の下限を特に定める必要はないが、その下限を０．７、０．８、０．９又は１．０としてもよい。
なお、本実施形態の鋼材中にはＳｎの析出物はなく、抽出残査は０％である。つまり、鋼材中では、Ｓｎは全て固溶している。
本実施形態において、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比は、以下の方法により求める。まず、鋼材の１／４ｔの位置（ｔは板厚又は肉厚を表す）の部位から直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの円筒形の試料を用意する。そして、当該試料をオージェ分光装置（アルバック・ファイ株式会社製 Ｍｏｄｅｌ ６７０ｉ）に付属した超高真空中衝撃破断機構で、真空度（１．０ｅ−９ｔｏｒｒ以下）で液体窒素温度（−１５０℃）の雰囲気で破断作製した破面を観察する。破面はリバーパターンを有するへき界破面とディンプル破面が殆どで、粒界破面がまばらに観察される。マクロフラクトグラフィ法により破面の結晶粒界と結晶粒内を判断し、結晶粒界と結晶粒内それぞれ１０点にてオージェ分光スペクトルを測定する。結晶粒界と結晶粒内の判定を確定するためにマクロフラクトグラフィ法で判定した破面をオージェ分光スペクトルで結晶粒界に偏析しやすいＣを分析し、結晶粒界と結晶粒内を決定する。その結晶粒界と結晶粒内のＳｎの濃度（原子％）の比を測定することでＳｎ比を算出する。なお、相対感度係数は、Ａｕで校正する。
（Ｃ）寸法
本実施形態の鋼材の厚さ等の寸法については特に制限は設けない。しかし、耐食性、低温靱性および耐疲労特性を改善する効果は、前記鋼材を厚さが６〜１００ｍｍの鋼板として用いる際により顕著に発揮される。前記鋼板の厚さ（板厚）は１０〜４０ｍｍであることが好ましい。鋼材は鋼管又は形鋼などであってもよく、その厚さ又は肉厚は３〜５０ｍｍ程度であってもよい。
本実施形態の鋼材の厚さ等の寸法については特に制限は設けない。しかし、耐食性、低温靱性および耐疲労特性を改善する効果は、前記鋼材を厚さが６〜１００ｍｍの鋼板として用いる際により顕著に発揮される。前記鋼板の厚さ（板厚）は１０〜４０ｍｍであることが好ましい。鋼材は鋼管又は形鋼などであってもよく、その厚さ又は肉厚は３〜５０ｍｍ程度であってもよい。
（Ｄ）製造方法
本実施形態に係る鋼材は、例えば、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。
化学組成が前述の組成であるスラブを準備する工程と
前記スラブを１０００〜１１５０℃に加熱を施す加熱工程と、
前記スラブに粗圧延を施す粗圧延工程と、
粗圧延が施された前記スラブに、９５０℃からの圧下率を５０％以上としつつ、表面の仕上温度が９００〜７５０℃となるよう仕上げ圧延を施す仕上圧延工程と、
仕上圧延が施された前記スラブ（鋼材）を、表面温度が６３０℃以下となるまで５〜１０℃／ｓの冷却速度で加速冷却する第１加速冷却工程と、
前記第１加速冷却工程後の前記スラブ（鋼材）を３０〜１２０秒間加速冷却を中断し空冷（以下、加速冷却を中断し空冷することを「保持」という。）し、前記スラブ（鋼材）内部からの熱によって表面温度を６５０〜７００℃となるまで復熱させる復熱工程と、
前記復熱工程後の前記スラブ（鋼材）を、表面温度が５５０℃以下となるまで１０〜６０℃／ｓの冷却速度で加速冷却する第２加速冷却工程と、
第２加速冷却工程後に空冷を施す空冷工程と、
を有する鋼材の製造方法である。
本実施形態に係る鋼材は、例えば、以下に示す製造方法を用いることにより、製造することができる。
化学組成が前述の組成であるスラブを準備する工程と
前記スラブを１０００〜１１５０℃に加熱を施す加熱工程と、
前記スラブに粗圧延を施す粗圧延工程と、
粗圧延が施された前記スラブに、９５０℃からの圧下率を５０％以上としつつ、表面の仕上温度が９００〜７５０℃となるよう仕上げ圧延を施す仕上圧延工程と、
仕上圧延が施された前記スラブ（鋼材）を、表面温度が６３０℃以下となるまで５〜１０℃／ｓの冷却速度で加速冷却する第１加速冷却工程と、
前記第１加速冷却工程後の前記スラブ（鋼材）を３０〜１２０秒間加速冷却を中断し空冷（以下、加速冷却を中断し空冷することを「保持」という。）し、前記スラブ（鋼材）内部からの熱によって表面温度を６５０〜７００℃となるまで復熱させる復熱工程と、
前記復熱工程後の前記スラブ（鋼材）を、表面温度が５５０℃以下となるまで１０〜６０℃／ｓの冷却速度で加速冷却する第２加速冷却工程と、
第２加速冷却工程後に空冷を施す空冷工程と、
を有する鋼材の製造方法である。
加熱工程における加熱温度は、１０００〜１１５０℃にする。上記温度範囲にすることによって、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の細粒化を図ることが可能になる。加熱温度が１１５０℃以下であることでオーステナイト粒の粗大化が抑制され、冷却変態後の組織の粗大化も抑制されるため低温靱性に優れる。一方、加熱温度が１０００℃以上であることで、合金元素が十分に溶体化され、鋼の内質の劣化が抑制されると共に、圧延の仕上温度が下がり過ぎることがないため、低温靱性の向上が期待できる。
また、圧延工程における表面の仕上温度が９００℃以下であることで、再結晶したオーステナイト粒の成長が抑制され細粒化が促進される。また、仕上温度が７５０℃以上であることで、フェライト組織が加工を受け難くなるため、低温靱性が向上する。このため、仕上温度を９００〜７５０℃にする。
さらに、９５０℃からの圧下率が５０％以上であることで、オーステナイトの部分的な再結晶が生じ難く、混粒組織となることが抑制されて低温靱性が向上する。そのため、９５０℃からの圧下率は５０％以上とする。
さらに、９５０℃からの圧下率が５０％以上であることで、オーステナイトの部分的な再結晶が生じ難く、混粒組織となることが抑制されて低温靱性が向上する。そのため、９５０℃からの圧下率は５０％以上とする。
圧延後の冷却に関しては、以下に示す条件によって水冷する。
＜圧延終了後の緩冷却（第１加速冷却工程）＞
仕上げ圧延後に、速やかに鋼材表面温度が６３０℃以下となるまで、５〜１０℃／ｓの冷却速度で加速冷却する。上記の範囲の冷却速度とすることで、Ｓｎの結晶粒界偏析を抑制することができる。冷却速度が５℃／ｓ以上であることで、Ｓｎの拡散が抑制される。また１０℃／ｓ以下であることで、原因は定かではないが、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が低減される。その結果、いずれの場合も、低温靱性および疲労特性が向上する。
仕上げ圧延後に、速やかに鋼材表面温度が６３０℃以下となるまで、５〜１０℃／ｓの冷却速度で加速冷却する。上記の範囲の冷却速度とすることで、Ｓｎの結晶粒界偏析を抑制することができる。冷却速度が５℃／ｓ以上であることで、Ｓｎの拡散が抑制される。また１０℃／ｓ以下であることで、原因は定かではないが、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が低減される。その結果、いずれの場合も、低温靱性および疲労特性が向上する。
＜加速冷却前の保持による復熱（復熱工程）＞
緩冷却後、冷却された鋼材の表面温度が鋼材内部温度により再び上昇し、表面温度が６５０〜７００℃の温度に均一化するまで、復熱のため加速冷却を中断し空冷（保持）する。その保持時間（この時間は加速冷却中断時間であり、復熱時間に相当する。）は、３０〜１２０秒間とする。復熱工程により、ＳやＰ、Ｃなど偏析しやすい元素を粒界へ偏析させ、Ｓｎの拡散を抑制することができる。保持時間が３０秒以上であることで鋼材内部まで均一に復熱することができる。保持時間が１２０秒以下であることで鋼材表面温度が７００℃超の範囲にまで上昇することが抑制され易く、Ｓｎの拡散が低減され偏析が抑制される。
緩冷却後、冷却された鋼材の表面温度が鋼材内部温度により再び上昇し、表面温度が６５０〜７００℃の温度に均一化するまで、復熱のため加速冷却を中断し空冷（保持）する。その保持時間（この時間は加速冷却中断時間であり、復熱時間に相当する。）は、３０〜１２０秒間とする。復熱工程により、ＳやＰ、Ｃなど偏析しやすい元素を粒界へ偏析させ、Ｓｎの拡散を抑制することができる。保持時間が３０秒以上であることで鋼材内部まで均一に復熱することができる。保持時間が１２０秒以下であることで鋼材表面温度が７００℃超の範囲にまで上昇することが抑制され易く、Ｓｎの拡散が低減され偏析が抑制される。
＜加速冷却（第２加速冷却工程）＞
その後、表面温度５５０℃以下の温度まで１０〜６０℃／ｓの冷却速度で冷却する。上記の条件で加速冷却することで、Ｓｎの結晶粒界偏析を抑制するとともに、鋼の組織を細粒化することが可能となる。冷却速度が１０℃／ｓ以上であることで、Ｓｎの拡散が抑制され、結晶粒界偏析が抑制される。一方、冷却速度が６０℃／ｓ以下であることで、鋼材板の強度の上昇が抑制され、耐疲労性が向上する。
その後、表面温度５５０℃以下の温度まで１０〜６０℃／ｓの冷却速度で冷却する。上記の条件で加速冷却することで、Ｓｎの結晶粒界偏析を抑制するとともに、鋼の組織を細粒化することが可能となる。冷却速度が１０℃／ｓ以上であることで、Ｓｎの拡散が抑制され、結晶粒界偏析が抑制される。一方、冷却速度が６０℃／ｓ以下であることで、鋼材板の強度の上昇が抑制され、耐疲労性が向上する。
第２加速冷却工程の後には、空冷が施される。
本実施形態の鋼材を橋梁、海洋構造物等の大型構造物として用いる場合には、引張強さを４００〜６５０ＭＰａの範囲とすることが好ましい。引張強さを４８０〜５８０ＭＰａとしてもよい。
本実施形態の鋼材を橋梁、海洋構造物等の大型構造物として用いる場合には、引張強さを４００〜６５０ＭＰａの範囲とすることが好ましい。引張強さを４８０〜５８０ＭＰａとしてもよい。
以下、実施例によって本開示をより具体的に説明するが、本開示はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示した化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によって厚さが３００ｍｍのスラブを作製した。このスラブを加熱し、粗圧延、仕上げ圧延を行った後に速やかに冷却し、板厚２０ｍｍの鋼板とした。製造条件を表２に示す。
その後、各鋼板から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの円筒形の試料を切り出し、オージェ分光装置（アルバック・ファイ株式会社製 Ｍｏｄｅｌ ６７０ｉ）に付属した超高真空中衝撃破断機構で、真空度（１．０ｅ−９ｔｏｒｒ以下）で液体窒素温度（−１５０℃）の雰囲気で破断作製した破面を観察した。破面はリバーパターンを有するへき界破面とディンプル破面が殆どで、粒界破面がまばらに観察された。マクロフラクトグラフィ法により破面の結晶粒界と結晶粒内を判断し、結晶粒界と結晶粒内それぞれ１０点にてオージェ分光スペクトルを測定した。結晶粒界と結晶粒内の判定を確定するためにマクロフラクトグラフィ法で判定した破面をオージェ分光スペクトルで結晶粒界に偏析しやすいＣを分析し、結晶粒界と結晶粒内を決定した。その結晶粒界と結晶粒内のＳｎの濃度（原子％）の比を測定することでＳｎ比を算出した。なお、相対感度係数は、Ａｕで校正した。
さらに、各鋼板について、耐食性試験、靱性試験および疲労試験を行った。
＜耐食性試験＞
各鋼板から、長さ６０ｍｍ、幅１００ｍｍ、厚さ３ｍｍの試験片を切り出し、ＳＡＥ Ｊ２３３４試験に供した。なお、各鋼板から試験片を２つ採取し、そのうちの１つの表面には、事前に防食皮膜を形成させた。以下に、ＳＡＥ Ｊ２３３４試験について説明する。
各鋼板から、長さ６０ｍｍ、幅１００ｍｍ、厚さ３ｍｍの試験片を切り出し、ＳＡＥ Ｊ２３３４試験に供した。なお、各鋼板から試験片を２つ採取し、そのうちの１つの表面には、事前に防食皮膜を形成させた。以下に、ＳＡＥ Ｊ２３３４試験について説明する。
ＳＡＥ Ｊ２３３４試験とは、乾湿繰り返し（湿潤→塩分付着→乾燥）の条件を１サイクル（合計２４時間）として行う加速劣化試験であり、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。ＳＡＥ Ｊ２３３４試験は以下の条件を１サイクルとして行った。下記の条件下における腐食形態は、大気暴露試験の腐食形態と類似している。
（試験条件）
・湿潤：５０℃、１００％ＲＨ、６時間、
・塩分付着：０．５質量％ＮａＣｌ、０．１質量％ＣａＣｌ２、０．０７５質量％ＮａＨＣＯ３水溶液浸漬、０．２５時間、
・乾燥：６０℃、５０％ＲＨ、１７．７５時間
・湿潤：５０℃、１００％ＲＨ、６時間、
・塩分付着：０．５質量％ＮａＣｌ、０．１質量％ＣａＣｌ２、０．０７５質量％ＮａＨＣＯ３水溶液浸漬、０．２５時間、
・乾燥：６０℃、５０％ＲＨ、１７．７５時間
また、各試験片の表面には、ショットブラスト処理を施した。そして、一部の試験片については、ショットブラスト処理を施した後、防食下地、下塗、中塗および上塗を順に塗布し、膜厚が合計で２５０μｍの防食皮膜を形成した。
なお、防食下地としては、無機ジンクリッチペイント（神東塗料株式会社製「シントージンク＃２０００」）を７５μｍ、ミストコートとしてエポキシ樹脂塗料（神東塗料株式会社製「ネオゴーセイ＃２３００ＭＣ」）を塗布した。下塗としては、エポキシ樹脂塗料（神東塗料株式会社製「ネオゴーセイ＃２３００ＰＳ」）を膜厚１２０μｍになるようにスプレー塗装した。また、中塗としては、ふっ素樹脂塗料用中塗塗料（神東塗料株式会社製「シントーフロン＃１００中塗」）を３０μｍ塗布した。さらに、上塗としては、ふっ素樹脂塗料（神東塗料株式会社製「シントーフロン＃１００」）を膜厚２５μｍになるようにスプレー塗装した。
防食皮膜を有する各試験片については、防食皮膜に十字の疵を形成して、鋼材の一部を露出させた。防食皮膜を形成しなかった各試験片には、試験後にその表面全域に均一なさび層が形成されたため、腐食量を求めた。「腐食量」は、表面のさび層を除去した場合における試験片の平均の板厚減少量として求めた。具体的には、試験の前後における試験片の重量減少量と、試験片の表面積とを用いて板厚減少量を算出し、腐食量とした。
なお、耐食性試験における合否判断基準は以下のとおりである。防食皮膜を形成しなかった試験片を用いてＳＡＥ Ｊ２３３４試験を１２０サイクル行い、腐食量が０．６０ｍｍ以下であったものを合格とした。また、防食皮膜を有する試験片を用いてＳＡＥ Ｊ２３３４試験を２００サイクル行い、疵部における剥離面積が２０％以下で、かつ、最大腐食深さが０．４０ｍｍ以下であったものを合格とした。
＜低温靱性試験＞
低温靱性は、板厚中心部から圧延方向に直角な方向から衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片による０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めて評価した。低温靱性は、吸収エネルギーが１５０Ｊ以上のものを合格とした。
低温靱性は、板厚中心部から圧延方向に直角な方向から衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のＶノッチ試験片による０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めて評価した。低温靱性は、吸収エネルギーが１５０Ｊ以上のものを合格とした。
＜疲労試験＞
疲労試験では、応力振幅を試験条件として変化させ、応力振幅と疲労破断寿命との関係をＳＮ線図で表し、疲労限度を導出した。この疲労試験においては、ＪＩＳ Ｚ ２２７５で規定される２号試験片を用い、荷重比（最小荷重を最大荷重で除した値）は０．１とした。なお、疲労破断寿命は、最大荷重時の変位（試験体に荷重を負荷するアクチュエータのシリンダーの変位）が、試験開始時に比べ１ｍｍ増した時点と定義した。耐疲労特性は、疲労破断寿命が５．５×１０５回以上であるものを合格とした。
疲労試験では、応力振幅を試験条件として変化させ、応力振幅と疲労破断寿命との関係をＳＮ線図で表し、疲労限度を導出した。この疲労試験においては、ＪＩＳ Ｚ ２２７５で規定される２号試験片を用い、荷重比（最小荷重を最大荷重で除した値）は０．１とした。なお、疲労破断寿命は、最大荷重時の変位（試験体に荷重を負荷するアクチュエータのシリンダーの変位）が、試験開始時に比べ１ｍｍ増した時点と定義した。耐疲労特性は、疲労破断寿命が５．５×１０５回以上であるものを合格とした。
それらの結果を表３にまとめて示す。
試験Ｎｏ．１〜１０は、本開示の規定を全て満足する本開示例である。表３から分かるように、ＳＡＥ Ｊ２３３４試験においては、無塗装の試験片での腐食量が０．６０ｍｍ以下で、塗装した試験片での疵部における剥離面積が２０％以下、最大腐食深さが０．４０ｍｍ以下であった。また、靱性試験においては、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となった。さらに、疲労試験においては、疲労破断寿命が５．５×１０５回以上であった。
これらに対して、比較例である試験Ｎｏ．１５および１６は、鋼材中のＳｎ含有量が規定される下限値未満であったため、耐食性が劣る結果となった。また、試験Ｎｏ．１７は、鋼材中のＳｎ含有量が規定される上限値を超えたため、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が１．２を超え、低温靱性および耐疲労特性が劣る結果となった。
さらに、試験Ｎｏ．１８〜２３は、結晶粒界と結晶粒内とのＳｎ比が１．２を超えたため、耐食性がわずかに低下するとともに、低温靱性および耐疲労特性も劣る結果となった。
さらに、比較例である試験Ｎｏ．１１〜１４は、鋼材中のＭｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、またはＣｒ含有量が規定される上限値を超えるため、耐食性が劣る結果となった。
本開示によれば、耐食性、低温靱性および疲労特性の優れた鋼材を得ることが可能になる。したがって、本開示に係る鋼材は、寒冷地で使用される海洋構造物、橋梁等の大型構造物の材料として用いるのに好適である。
Claims (2)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜３．００％、
Ｐ：０〜０．０５０％、
Ｓ：０〜０．０１００％、
Ｓｎ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０〜０．１００％、
Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％、
Ｖ：０〜０．０５０％、
Ｗ：０〜０．０５０％、
Ｍｏ：０〜０．０５０％、
Ｃｕ：０〜０．１０％、
Ｎｉ：０〜０．０５％、
Ｃｒ：０〜０．１０％、
Ｓｂ：０〜０．０５％、
Ｂ：０〜０．００１０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
結晶粒界のＳｎ濃度［ａ］と結晶粒内のＳｎ濃度［ｂ］との［ａ／ｂ］で表されるＳｎ比が１．２以下である、
鋼材。 - 板厚が６〜１００ｍｍの鋼板である請求項１に記載の鋼材。
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Cited By (1)
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|---|---|---|---|---|
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Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7256373B2 (ja) * | 2019-03-27 | 2023-04-12 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材およびその製造方法 |
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Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP5041282B2 (ja) * | 2007-03-30 | 2012-10-03 | 住友金属工業株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 |
| JP5163310B2 (ja) * | 2008-06-25 | 2013-03-13 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性およびｚ方向の靭性に優れた鋼材の製造方法 |
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| JP5531937B2 (ja) | 2010-12-09 | 2014-06-25 | 新日鐵住金株式会社 | 耐水素誘起割れ性、脆性亀裂伝播停止特性および耐食性に優れた厚鋼板 |
| JP5644522B2 (ja) | 2011-01-14 | 2014-12-24 | 新日鐵住金株式会社 | 海洋構造物用厚鋼板およびその製造方法 |
| CA2831404C (en) * | 2011-03-28 | 2016-03-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and production method thereof |
| CN103562428B (zh) * | 2011-05-25 | 2015-11-25 | 新日铁住金株式会社 | 冷轧钢板及其制造方法 |
| JP5879758B2 (ja) | 2011-06-08 | 2016-03-08 | 新日鐵住金株式会社 | 耐食性に優れた鋼材 |
| JP5958102B2 (ja) * | 2011-06-15 | 2016-07-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐食性に優れる船舶バラストタンク用耐食鋼材およびその製造方法 |
| JP5979063B2 (ja) * | 2012-05-23 | 2016-08-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材の製造方法 |
| MY178100A (en) * | 2013-05-09 | 2020-10-02 | Jfe Steel Corp | Steel material having excellent weatherability |
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