JP2007262441A - 原油タンク用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】１００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても優れた靭性を得ることができるとともに，裸仕様およびプライマー塗布状態で使用した場合に局部腐食および全面腐食を低減することができる原油タンク用鋼およびその製造方法を提供。
【解決手段】ｍａｓｓ％で，Ｃ：０．０３〜０．２％，Ｓｉ：０．０５〜０．８％，Ｍｎ：０．５〜２．５％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．０６％，Ｗ：０．００１〜０．３％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｎ：０．００２〜０．００７％，２．０＜Ｔｉ／Ｎ＜５．０を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し，鋼表面にＷを含む酸化物層が形成されている鋼素材を，１０００〜１２５０℃に加熱後，Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の累積圧下率が２５％以上で，かつ圧延仕上温度がＡｒ３以上の熱間圧延を行い，続いて６０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行う。
【選択図】なし
【解決手段】ｍａｓｓ％で，Ｃ：０．０３〜０．２％，Ｓｉ：０．０５〜０．８％，Ｍｎ：０．５〜２．５％，Ｐ：０．０３％以下，Ｓ：０．００５％以下，Ａｌ：０．００５〜０．０６％，Ｗ：０．００１〜０．３％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｎ：０．００２〜０．００７％，２．０＜Ｔｉ／Ｎ＜５．０を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し，鋼表面にＷを含む酸化物層が形成されている鋼素材を，１０００〜１２５０℃に加熱後，Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の累積圧下率が２５％以上で，かつ圧延仕上温度がＡｒ３以上の熱間圧延を行い，続いて６０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行う。
【選択図】なし
Description
本発明は，１００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部の靭性および耐腐食性に優れた引張り強さ４９０ＭＰａ級鋼およびその製造方法に関し，特に原油タンクに好滴なものに関する。
タンカーの原油タンク上部内面（上甲板裏面に同じ）では、原油タンク内に防爆用に封入されるイナートガス（Ｏに約５ｖｏｌ．％、ＣＯに約１３ｖｏｌ．％、ＳＯに約０．０１ｖｏｌ．％、残部Ｎ２を代表組成とするボイラあるいはエンジンの排ガス）中の、Ｏ２、ＣＯ２、ＳＯ２や原油から揮発するＨ２Ｓ等の腐食性ガスにより、全面腐食を生じることが知られている。
更に、腐食によって生成した鉄錆を触媒として、Ｈ２Ｓが酸化されて固体Ｓが鉄錆中に層状に生成し、これらの腐食生成物は容易に剥離し、原油タンク底に堆積するため、２．５年毎のドック検査では、多大な費用をかけて、タンク上部の補修および堆積物の回収が行われている。
一方、タンカーの原油タンク底板の場合、原油そのものの腐食抑制作用や原油タンク内面に生成される原油由来の保護性フィルム（以下「原油保護フィルム」と称す）の腐食抑制作用により、使用される鋼材に腐食は生じないと考えられていたが、最近、タンク底板にお椀型の局部腐食が発生することが明らかになった。
局部腐食の原因として、（１）塩化ナトリウムを代表とする塩類が高濃度に溶解した凝集水の存在、（２）過剰な洗浄による原油保護フィルムの離脱、（３）原油中の硫化物の高濃度化、（４）原油タンク内に防爆用に封入されるイナートガス中の、Ｏ２、ＣＯ２、ＳＯ２の高濃度化、（５）微生物の関与、などが挙げらているものの、未だ明確な原因は判明していない。
腐食を抑制する最も有効な方法は、鋼材表面に重塗装を施し、鋼材を腐食環境から遮断する方法であるが、原油タンクへの塗装はその塗布面積が膨大で、また、約１０年に１度は塗り替えが必要となるため、検査および施工に多大な費用がかかり、重塗装の場合、塗膜損傷部分においては、原油タンク環境でかえって腐食が助長されることが指摘されている。
鋼材側からの対策としては、原油油槽環境で耐食性を有するいくつかの耐食鋼が提案されている。特許文献１記載の耐食鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％とし、適正量に調整したＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓに、更に、Ｎｉ：０．０５〜３％、選択的にＭｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを含有する組成を有し、全面腐食や局部腐食に対する抵抗性が向上する。
また、特許文献２記載の耐食鋼は、質量％で、Ｃ：０．００〜０．２％とし、適正量に調整したＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳとＣｕ：０．０１〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、更に、Ｍｏ：０．０１〜０．２％またはＷ：０．０１〜０．５％の少なくとも一方を含有し、優れた耐全面腐食性および耐局部腐食性を示し、固体Ｓを含む腐食生成物の生成を抑制できる。
特開２００３−８２４３５号公報
特開２００４−２０４３４４号公報
しかしながら、前記原油タンク用耐食鋼を原油タンクに適用した場合、原油タンク上部の使用においては、耐全面腐食性を発揮するものの、原油タンク底板に使用された場合の局部腐食に対する抵抗性（以下「耐局部腐食性」と称す）は十分とは言い難い。
また、原油タンク底板の製造に適用される，溶接入熱が１００ｋＪ／ｃｍを超えるフラックス−銅バッキング溶接（以下，ＦＣＢ溶接ともいう）の溶接熱影響部の靭性は必ずしも十分な特性が得られるとは限らなかった。
そこで、本発明は，原油タンク底板で発生する局部腐食および原油タンク天板および側板で発生する全面腐食に対し優れた耐腐食性と溶接入熱が１００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れる、引張り強さ４９０ＭＰａ級原油タンク用鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは，上記課題を達成するため，まず、原油タンク底板の局部腐食に関与する因子を抽出し、それらの因子を組合わせて、腐食試験を行い、原油タンク底板で生じる局部腐食の支配因子および腐食機構についての知見を得た。
すなわち、局部腐食の発生におよぼす各種合金元素の影響について鋭意検討した結果、Ｗの添加は、原油タンク用鋼材として使用される環境において鋼板表面に形成される錆層を非常に緻密化し、耐局部腐食性および耐全面腐食性を向上させることを見出した。
次に、母材強度および大入熱溶接熱影響部の靭性について検討し、上記特性を有する鋼において、炭素当量Ｃｅｑを０．２５〜０．４０％およびＴｉ／Ｎを２．０〜５．０とし，脆化組織である島状マルテンサイトを低減するとともに，溶解温度の高いＴｉＮを多量に分散させて，溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制した場合，耐局部腐食性および耐全面腐食性を劣化させること無く，母材の強度特性は勿論，大入熱溶接熱影響部の靭性を向上させることが可能なことを見出した。
本発明は，上記した知見に基づき，さらに検討を加えて完成されたもので、すなわち，本発明は、
１． ｍａｓｓ％で，
Ｃ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．０５〜０．８％，
Ｍｎ：０．５〜２．５％，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｓ：０．００５％以下，
Ａｌ：０．００５〜０．０６％，
Ｗ：０．００１〜０．３％，
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
Ｎ：０．００２〜０．００７％，
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｉ／１５、但し、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは含有量（ｍａｓｓ％）：０．２５〜０．４０％，
２．０＜Ｔｉ／Ｎ＜５．０を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し，鋼表面にＷを含む酸化物層が形成されていることを特徴とする原油タンク用鋼。
２．１に記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｎｉ：１．５％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｖ：０．２％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。
３．１または２に記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｓｎ：０．００５〜０．３％
Ｓｂ：０．００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。
４．１乃至３の何れか一つに記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。
５．１乃至４の何れか一つに記載した組成の鋼素材を，１０００〜１２５０℃に加熱後，Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率が２５％以上で，かつ圧延仕上温度をＡｒ３以上とする熱間圧延を行い，続いて６０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする原油タンク用鋼の製造方法。
６．冷却後、更に，４００℃以上，Ａｃ１変態点以下で焼もどしを行うことを特徴とする５記載の原油タンク用鋼の製造方法。
７．１乃至４の何れか一つに記載の原油タンク用鋼の表面にＺｎを含むプライマー塗装を施した原油タンク用鋼。
８．７に記載の原油タンク用鋼を用いた原油タンク。
１． ｍａｓｓ％で，
Ｃ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．０５〜０．８％，
Ｍｎ：０．５〜２．５％，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｓ：０．００５％以下，
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Ｗ：０．００１〜０．３％，
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
Ｎ：０．００２〜０．００７％，
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｉ／１５、但し、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは含有量（ｍａｓｓ％）：０．２５〜０．４０％，
２．０＜Ｔｉ／Ｎ＜５．０を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し，鋼表面にＷを含む酸化物層が形成されていることを特徴とする原油タンク用鋼。
２．１に記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｎｉ：１．５％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｖ：０．２％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。
３．１または２に記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｓｎ：０．００５〜０．３％
Ｓｂ：０．００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。
４．１乃至３の何れか一つに記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。
５．１乃至４の何れか一つに記載した組成の鋼素材を，１０００〜１２５０℃に加熱後，Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率が２５％以上で，かつ圧延仕上温度をＡｒ３以上とする熱間圧延を行い，続いて６０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする原油タンク用鋼の製造方法。
６．冷却後、更に，４００℃以上，Ａｃ１変態点以下で焼もどしを行うことを特徴とする５記載の原油タンク用鋼の製造方法。
７．１乃至４の何れか一つに記載の原油タンク用鋼の表面にＺｎを含むプライマー塗装を施した原油タンク用鋼。
８．７に記載の原油タンク用鋼を用いた原油タンク。
本発明によれば、原油の輸送または原油の貯蔵タンク用鋼板において優れた耐全面腐食性および耐局部腐食性を有する鋼材を、安価に製造でき、かつ優れた大入熱溶接部靭性を有することから，製造工程の簡略化や安全性の向上を達成することができ，産業上格段の効果を奏する。
以下，成分組成、製造条件について説明する。成分に関する（％）表示はｍａｓｓ％を意味するものとする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは構造用鋼として必要な強度を得るのに有用な元素であるが，０．０３％に満たないとその効果に乏しく，一方，０．２％を超えると溶接部の靭性，耐溶接割れ性を劣化させるので，０．０３〜０．２％の範囲に限定する．なお，好ましくは，０．０３〜０．１６％である．
Ｓｉ：０．０５〜０．８％
Ｓｉは，脱酸材として作用し，製鋼上，少なくとも０．０５％必要である．また、Ｓｉは、酸性環境で防食皮膜を形成して耐食性の向上に寄与する。一方，０．８％を超えると母材の靭性が劣化するとともに大入熱溶接熱影響部において島状マルテンサイトが生成し，靭性が顕著に劣化するため，０．０５〜０．８％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．２〜０．６％である。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは構造用鋼として必要な強度を得るのに有用な元素であるが，０．０３％に満たないとその効果に乏しく，一方，０．２％を超えると溶接部の靭性，耐溶接割れ性を劣化させるので，０．０３〜０．２％の範囲に限定する．なお，好ましくは，０．０３〜０．１６％である．
Ｓｉ：０．０５〜０．８％
Ｓｉは，脱酸材として作用し，製鋼上，少なくとも０．０５％必要である．また、Ｓｉは、酸性環境で防食皮膜を形成して耐食性の向上に寄与する。一方，０．８％を超えると母材の靭性が劣化するとともに大入熱溶接熱影響部において島状マルテンサイトが生成し，靭性が顕著に劣化するため，０．０５〜０．８％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．２〜０．６％である。
Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは，鋼の強度を増加させるために添加する。引張強度４９０ＭＰａ以上を確保するために，０．５％以上が必要で、一方，２．５％を超えると，母材および溶接熱影響部が著しく劣化するので，０．５〜２．５％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．６〜１．６％である。
Ｍｎは，鋼の強度を増加させるために添加する。引張強度４９０ＭＰａ以上を確保するために，０．５％以上が必要で、一方，２．５％を超えると，母材および溶接熱影響部が著しく劣化するので，０．５〜２．５％の範囲に限定する。なお，好ましくは，０．６〜１．６％である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは，含有量が０．０３％を超えると溶接部の靭性を劣化させるので，０．０３％以下に抑制する。なお，過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため，０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｐは，含有量が０．０３％を超えると溶接部の靭性を劣化させるので，０．０３％以下に抑制する。なお，過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため，０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは母材および溶接部の靭性を劣化させ，また，非金属介在物のＭｎＳを形成して局部腐食の起点になって耐局部腐食性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減することが望ましい。０．００５％を超えて含有されると，この傾向が顕著となるため，０．００５％以下とする。
Ｓは母材および溶接部の靭性を劣化させ，また，非金属介在物のＭｎＳを形成して局部腐食の起点になって耐局部腐食性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減することが望ましい。０．００５％を超えて含有されると，この傾向が顕著となるため，０．００５％以下とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは，脱酸剤として作用し，製鋼上０．００５％以上を必要とするが，０．０６％を超えると，母材の靭性が低下し，同時に溶接時に溶接金属部に混入して，靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０６％の範囲に限定した。なお，好ましくは，０．００５〜０．０５％である。
Ａｌは，脱酸剤として作用し，製鋼上０．００５％以上を必要とするが，０．０６％を超えると，母材の靭性が低下し，同時に溶接時に溶接金属部に混入して，靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０６％の範囲に限定した。なお，好ましくは，０．００５〜０．０５％である。
Ｗ：０．００１〜０．３％
Ｗを添加すると、腐食環境で形成されるＷＯ４ ２−イオンが塩化物イオン等の陰イオンに対するバリア効果を発揮するとともに、不溶性のＦｅＷＯ４を形成して腐食の進行は抑制される。さらに、鋼板表面に形成される錆層は、Ｗを含むことにより非常に緻密化される。
Ｗを添加すると、腐食環境で形成されるＷＯ４ ２−イオンが塩化物イオン等の陰イオンに対するバリア効果を発揮するとともに、不溶性のＦｅＷＯ４を形成して腐食の進行は抑制される。さらに、鋼板表面に形成される錆層は、Ｗを含むことにより非常に緻密化される。
Ｗの添加は、化学的および物理的な作用によって、Ｈ２ＳおよびＣｌ−の存在する腐食環境における全面腐食の進行および局部腐食の進行を抑制するので、耐局部腐食性が向上するとともに耐全面腐食性にも優れた原油タンク用鋼材が得られる。
また、プライマー併用時には、Ｗを含むことで緻密化した錆層中に、プライマー中のＺｎを取り込み、Ｆｅを中心としたＷやＺｎの複合酸化物を形成することにより、長期間、鋼板表面にＺｎを存続させることができる。
上述した作用効果は、０．００１％よりも少ないと十分な効果が得られず、０．３％を超えるとその効果が飽和するとともに，母材および溶接部靭性が低下することから、０．００１〜０．３％の範囲に限定した。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは，Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し，溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化抑制，あるいはフェライト変態核として溶接熱影響部の高靭化に寄与するため，０．００５％以上とする。一方、０．０３％を超えると，ＴｉＮ粒子が粗大化し，上記した効果が期待できなくなるため，０．００５〜０．０３％とする。なお，好ましくは，０．００７〜０．０２０％である。
Ｔｉは，Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し，溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化抑制，あるいはフェライト変態核として溶接熱影響部の高靭化に寄与するため，０．００５％以上とする。一方、０．０３％を超えると，ＴｉＮ粒子が粗大化し，上記した効果が期待できなくなるため，０．００５〜０．０３％とする。なお，好ましくは，０．００７〜０．０２０％である。
Ｎ：０．００２〜０．００７％
ＮはＴｉと結合してＴｉＮとして析出して，ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し，あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靭化に寄与する。このような効果を有するＴｉＮの必要量を確保するために，０．００２％以上とする必要がある。一方，０．００７％を超えると，溶接時にＴｉＮが溶解する温度まで加熱される領域では，固溶Ｎ量が増加し，靭性が著しく低下するため，０．００２〜０．００７％に限定する。
ＮはＴｉと結合してＴｉＮとして析出して，ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し，あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靭化に寄与する。このような効果を有するＴｉＮの必要量を確保するために，０．００２％以上とする必要がある。一方，０．００７％を超えると，溶接時にＴｉＮが溶解する温度まで加熱される領域では，固溶Ｎ量が増加し，靭性が著しく低下するため，０．００２〜０．００７％に限定する。
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｉ／１５、但しＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉは含有量（ｍａｓｓ％））
Ｃｅｑが０．２５％未満では，圧延，加速冷却時の焼入れ性が不足し，引張強さ４９０ＭＰａ以上を確保できなくなる。一方，Ｃｅｑが０．４０％を超えると，母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため，０．２５〜０．４０％の範囲に限定した。
Ｃｅｑが０．２５％未満では，圧延，加速冷却時の焼入れ性が不足し，引張強さ４９０ＭＰａ以上を確保できなくなる。一方，Ｃｅｑが０．４０％を超えると，母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下するため，０．２５〜０．４０％の範囲に限定した。
Ｔｉ／Ｎ（但し、Ｔｉ，Ｎは含有量（ｍａｓｓ％）
Ｔｉ／Ｎが２．０以下では，溶接熱影響部靭性の向上に必要なＴｉＮ量を確保できない．一方、Ｔｉ／Ｎが５．０以上では，ＴｉＣ粒子の生成およびＴｉＮの粗大化のため母材靭性および溶接熱影響部が劣化するため，Ｔｉ／Ｎは２．０超え〜５．０未満の範囲に限定した。
Ｔｉ／Ｎが２．０以下では，溶接熱影響部靭性の向上に必要なＴｉＮ量を確保できない．一方、Ｔｉ／Ｎが５．０以上では，ＴｉＣ粒子の生成およびＴｉＮの粗大化のため母材靭性および溶接熱影響部が劣化するため，Ｔｉ／Ｎは２．０超え〜５．０未満の範囲に限定した。
以上が本発明の基本成分系であるが、所望する特性に応じ，Ｎｉ：１．５％以下，および／または，Ｃｒ：１％以下，Ｍｏ：１％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上，および／または，Ｓｎ：０．００５〜０．３％，Ｓｂ：０．００５〜０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上，および／または，Ｃａ：０．００５％以下，ＲＥＭ：０．０２％以下，Ｍｇ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは，高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり，ＨＡＺ靭性への影響も小さいため，高強度化と高ＨＡＺ靭性両立のために有用な元素である。しかし、１．５％を超えると，効果が飽和し、経済的に不利になるため，添加する場合は１．５％以下とする。なお，好ましくは０．１〜１％である。
Ｎｉは，高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり，ＨＡＺ靭性への影響も小さいため，高強度化と高ＨＡＺ靭性両立のために有用な元素である。しかし、１．５％を超えると，効果が飽和し、経済的に不利になるため，添加する場合は１．５％以下とする。なお，好ましくは０．１〜１％である。
Ｃｒ：１％以下，Ｍｏ：１％以下，Ｎｂ：０．１％以下，Ｖ：０．２％以下，Ｂ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂは，いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり，１種または２種以上を選択して添加する。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂは，いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり，１種または２種以上を選択して添加する。
Ｃｒは，０．０５％以上とすることが好ましいが，１％を超えると，溶接熱影響部の靭性を劣化させるため，添加する場合は、１％以下に限定することが望ましい．
Ｍｏは，Ｗと共に添加して耐全面腐食性および耐局部腐食性を向上させ、更にＷとＳｎあるいはＳｂとの複合効果による緻密な錆層の形成を助けて耐食性を強化する作用があり、本特性を向上させる場合、添加する。しかしながら，１％を超えると，母材靭性および溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすため，Ｍｏは添加する場合は、１％以下とすることが望ましい。
Ｍｏは，Ｗと共に添加して耐全面腐食性および耐局部腐食性を向上させ、更にＷとＳｎあるいはＳｂとの複合効果による緻密な錆層の形成を助けて耐食性を強化する作用があり、本特性を向上させる場合、添加する。しかしながら，１％を超えると，母材靭性および溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすため，Ｍｏは添加する場合は、１％以下とすることが望ましい。
Ｎｂは，０．００５％以上とすることが好ましいが，０．１％を超えると，母材靭性および溶接熱影響部靭性を劣化させるため，添加する場合は、０．１％以下とすることが望ましい。
Ｖは，０．０１％以上含有することが好ましいが，０．２％を超えると，溶接熱影響部靭性を劣化させるため，添加する場合は０．２％以下とすることが望ましい．
Ｂは，焼入れ性の向上を介して，鋼の強度を増加させる作用を有する。一方，０．００５％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ，母材の靭性，延性の劣化をもたらすため，添加する場合は０．００５％以下とする。なお，好ましくは，０．０００３〜０．００２％である。
Ｂは，焼入れ性の向上を介して，鋼の強度を増加させる作用を有する。一方，０．００５％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ，母材の靭性，延性の劣化をもたらすため，添加する場合は０．００５％以下とする。なお，好ましくは，０．０００３〜０．００２％である。
Ｓｎ：０．００５〜０．３％，Ｓｂ：０．００５〜０．３％のうちから選ばれた１種または２種以上
ＳｎおよびＳｂは，いずれも耐全面腐食性および耐局部腐食性向上に寄与する元素であり，所望する特性に応じて添加する。
ＳｎおよびＳｂは，いずれも耐全面腐食性および耐局部腐食性向上に寄与する元素であり，所望する特性に応じて添加する。
Ｓｎは、Ｗとの複合効果により緻密な錆層を形成して酸性環境における腐食を抑制する作用があり、本特性を向上させる場合、添加する。しかし、０．００５％以下の添加では効果がなく、０．３％以上の添加では熱間加工性，母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くので、添加する場合は、０．００５〜０．３％とする。
Ｓｂは、Ｓｎと同様にＷとの複合効果により緻密な錆層を形成して酸性環境における腐食を抑制する作用があり、本特性を向上させる場合、添加する。しかし、０．００５％以下の添加では効果がなく、０．３％以上の添加では効果の飽和とともに母材および溶接熱影響部靭性の劣化を招くので、添加する場合は、０．００５〜０．３％に限定する。
Ｃａ：０．００５％以下，ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃａ，ＲＥＭおよびＭｇは，いずれも靭性向上に寄与する元素であり，所望する特性にに応じ添加する。
Ｃａ，ＲＥＭおよびＭｇは，いずれも靭性向上に寄与する元素であり，所望する特性にに応じ添加する。
Ｃａは，結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり，０．００１％以上とすることが好ましいが，０．００５％を超えても効果が飽和するため，添加する場合は０．００５％を上限とする。
ＲＥＭは，０．００２％以上とすることが好ましいが，０．０２％を超えると効果が飽和するため，添加する場合は０．０２％を上限とする。
Ｍｇは，結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり，０．００１％以上とすることが好ましいが，０．００５％を超えても効果が飽和するため，添加する場合は０．００５％を上限とする。
［製造条件］
説明において、温度に関する「℃」表示は，板厚の１／２における温度を意味するものとする。
説明において、温度に関する「℃」表示は，板厚の１／２における温度を意味するものとする。
鋼素材加熱温度：１０００℃〜１２５０℃
上述した組成の鋳片または鋼片の鋼素材を転炉，電気炉，真空溶解炉等，通常公知の方法による溶鋼から作成し、１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。再加熱温度が１０００℃未満では，熱間圧延での変形抵抗が高く，１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから，圧延パス数が増加し，圧延能率の低下を招くとともに，鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合が生じる。一方，再加熱温度が１２５０℃を超えると，加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく，圧延後の手入れ負荷が増大するため，１０００〜１２５０℃の範囲とする。
上述した組成の鋳片または鋼片の鋼素材を転炉，電気炉，真空溶解炉等，通常公知の方法による溶鋼から作成し、１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。再加熱温度が１０００℃未満では，熱間圧延での変形抵抗が高く，１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから，圧延パス数が増加し，圧延能率の低下を招くとともに，鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合が生じる。一方，再加熱温度が１２５０℃を超えると，加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく，圧延後の手入れ負荷が増大するため，１０００〜１２５０℃の範囲とする。
熱間圧延：Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率を２５％以上，かつ圧延仕上温度Ａｒ３以上
Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率が２５％未満であると，再加熱オーステナイト粒の再結晶による細粒化が促進されず，また、未再結晶オーステナイトへの歪の導入が不十分となるために，冷却時に変態するフェライト粒が微細化されず，母材靭性が低下する。
Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率が２５％未満であると，再加熱オーステナイト粒の再結晶による細粒化が促進されず，また、未再結晶オーステナイトへの歪の導入が不十分となるために，冷却時に変態するフェライト粒が微細化されず，母材靭性が低下する。
このため，Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率を２５％以上とする。なお，板厚が７０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には，ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。
圧延終了温度がＡｒ３未満の場合，変形抵抗が高くなるため，圧延荷重が増大し，圧延機への負担が大きくなる。また，厚肉材をＡｒ３未満の圧延温度まで低下させるためには，圧延途中で待機する必要があり，生産性を大きく阻害する。このため，圧延終了温度をＡｒ３以上とした。
圧延終了後，６０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。６０℃／ｓ以下の冷却速度を得るための冷却方法には空冷、加速冷却を含み、所望する機械的特性に応じて，適宜選定する。冷却速度が６０℃／ｓを超えると，鋼板位置による温度制御が困難となり，材質ばらつきが生じる。冷却速度は板厚方向の各位置における冷却速度を平均した平均冷却速度とする。
尚、Ａｒ３は以下の式で求めることが可能である。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ
（但し，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは含有量（ｍａｓｓ％））
本発明では，鋼板を室温まで冷却した後，再加熱，焼戻し処理を施してもよい。焼戻し処理は，加熱温度を４００℃以上Ａｃ１以下で行い，靭性が向上する。Ａｃ１を超えると強度低下を招く。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ
（但し，Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは含有量（ｍａｓｓ％））
本発明では，鋼板を室温まで冷却した後，再加熱，焼戻し処理を施してもよい。焼戻し処理は，加熱温度を４００℃以上Ａｃ１以下で行い，靭性が向上する。Ａｃ１を超えると強度低下を招く。
上記した組成の鋼素材を用いて，上記した条件の熱間圧延，冷却および焼戻しを施すことにより，鋼板表面にＷを含む酸化物層が形成され耐腐食性に優れるとともに，溶接熱影響部の靭性に優れた原油タンク用鋼板を容易に製造することができる．
さらに，本発明鋼は、塗装寿命を延長する効果を有しており、タンカーの原油タンク用鋼材として使用する場合、Ｚｎを含むプライマーを塗布することにより耐局部腐食性および耐全面腐食性を大きく向上させることができる。
さらに，本発明鋼は、塗装寿命を延長する効果を有しており、タンカーの原油タンク用鋼材として使用する場合、Ｚｎを含むプライマーを塗布することにより耐局部腐食性および耐全面腐食性を大きく向上させることができる。
一般に鋼板表面はショットブラスト仕上げ後にプライマー塗装されるため、表面全体を覆うためには一定以上の塗膜厚さが必要である。Ｚｎを含むプライマーの塗布量を厚さ１５μｍ以上にすると耐局部腐食性および耐全面腐食性が格段に向上するので好ましい。
耐局部腐食性および耐全面腐食性の観点からは塗布量の上限は設けないが、プライマーが厚くなると、切断性、溶接性および経済性が悪くなるため、上限としては厚さ１００μｍまでの範囲が好ましい。
以上のように、本発明によれば、プライマーあるいは塗装を併用する場合においても，オイルタンクの油倉、原油を輸送するためのタンクまたは原油を貯蔵するためのタンクを構成する各種容器用鋼板として、広く安価に利用することができる。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で，表１に示す組成に調製された鋼素材を，種々条件の熱間圧延−加速冷却または空冷，さらには焼もどしにより厚鋼板とした。表２に熱間圧延−加速冷却または空冷，さらには焼もどし条件と得られた鋼板の板厚を示す。
得られた各厚鋼板について，板厚１／２位置からＪＩＳ４号引張試験片を採取した。なお，一部の厚鋼板については，ＪＩＳ１Ａ号全厚引張試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４１の既定に準拠して引張試験を実施し，引張特性を調査した。
また，得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から，ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＪＩＳ４号Ｖノッチ衝撃試験片を採取し，ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し，−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を求め，母材靭性を評価した．
また，得られた各厚鋼板から，継手用試験板（板厚×幅４００×長さ１０００（ｍｍ））を採取し、２枚を突き合わせて、ＦＣＢ溶接により，溶接継手を作製した。開先形状はＹ開先とし、溶接入熱は１００ｋＪ／ｃｍ以上で溶接した。
また，得られた各厚鋼板から，継手用試験板（板厚×幅４００×長さ１０００（ｍｍ））を採取し、２枚を突き合わせて、ＦＣＢ溶接により，溶接継手を作製した。開先形状はＹ開先とし、溶接入熱は１００ｋＪ／ｃｍ以上で溶接した。
得られた溶接継手の板厚１／４位置から，切欠き位置をボンド部とするＪＩＳ４号Ｖノッチ衝撃試験片を採取し，ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して，試験温度０℃でのシャルピー衝撃試験を行って，継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求め，継手靭性を評価した。
さらに，得られた各厚鋼板から，腐食試験板（板厚×５０×５０（ｍｍ））を採取し、その表面に、ショットブラストを実施した後、１．無機系ジンクプライマーを塗布しないものと、２．無機系ジンクプライマー（膜厚：２０μｍ）を塗布したものを作成し、其々に実際のタンカーから採取した原油成分を含むスラッジを均一に塗布し、腐食試験片とした。
腐食試験は、これらの試験片を腐食試験装置の試験液６中に１ヶ月間浸漬して行った。図１に腐食試験装置の構成図を示す。腐食試験装置は、腐食試験槽２、恒温槽３の二重型の装置であって、腐食試験槽２には実際の原油タンク底板で生じる局部腐食と同様の局部腐食を発生させることが可能な試験液が注入されている（以下「試験液６」と称す）。
試験液６は、ＡＳＴＭＤ１１４１に規定される人工海水を試験母液とし、該試験母液に５％Ｏ２＋１０％Ｈ２Ｓの分圧比に調整した混合ガスを導入したものを使用した。混合ガスのバランス調整用の不活性ガスとして、Ｎ２ガスを用いた。
該不活性ガスによって調整された前記混合ガスを「導入ガス４」と称す。試験液６の温度は、恒温槽３に入れた水７の温度を調整することにより５０℃に保持した。導入ガス４が連続して供給されるため、その気泡８により試験液６は常に撹拌されている。試験後、試験片表面に生成した錆を除去し、腐食形態を目視で観察するとともにディップメーターで局部腐食深さを測定した。
表３に、母材の機械的特性を示す。発明例はいずれも，引張強さ４９０ＭＰａ以上，−２０℃の吸収エネルギーｖＥ−２０が１００Ｊ以上の高強度かつ高靭性の母材特性を有する。
表４に，大入熱溶接継手特性および腐食試験結果を示す。発明例はいずれも，溶接入熱：１００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても，ボンド部での０℃の吸収エネルギーｖＥ０が１００Ｊ以上と優れた溶接熱影響部靭性が得られることが確認された。
耐局部腐食性は，局部腐食の発生状況を「局部腐食なし：◎」、局部腐食が発生するが、「局部腐食深さ０．２ｍｍ未満：○」、「局部腐食深さ０．２ｍｍ以上０．６ｍｍ未満：○´」、「局部腐食深さ０．６ｍｍ以上１ｍｍ未満：△」、「局部腐食深さ１ｍｍ以上：×」として評価した。
発明例はいずれも，ジンクプライマーの塗布の有無によらず耐局部腐食性評価が◎または○と良好で、ジンクプライマーを塗布したものは、耐局部腐食性評価が◎で格段に向上する。本発明鋼は、無塗装状態で局部腐食が発生する場合であっても、その深さは最大で０．５ｍｍ未満に抑えられ、良好な耐局部腐食性を有するとともに、無機系ジンクプライマーの塗布により特に良好な耐局部腐食性を有することが確認された。
一方，本発明の範囲を外れる比較例は，母材強度，母材靭性，溶接熱影響部靭性，あるいは耐局部腐食性のうち，いずれか，あるいは複数の特性が目標値を満足していない。
１ 試験片
２ 腐食試験槽
３ 恒温槽
４ 導入ガス
５ 排出ガス
６ 試験液
７ 水
８ 気泡
２ 腐食試験槽
３ 恒温槽
４ 導入ガス
５ 排出ガス
６ 試験液
７ 水
８ 気泡
Claims (8)
- ｍａｓｓ％で，
Ｃ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．０５〜０．８％，
Ｍｎ：０．５〜２．５％，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｓ：０．００５％以下，
Ａｌ：０．００５〜０．０６％，
Ｗ：０．００１〜０．３％，
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
Ｎ：０．００２〜０．００７％，
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｉ／１５、但し、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖは含有量（ｍａｓｓ％）：０．２５〜０．４０％，
２．０＜Ｔｉ／Ｎ＜５．０を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し，鋼表面にＷを含む酸化物層が形成されていることを特徴とする原油タンク用鋼。 - 請求項１に記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｎｉ：１．５％以下
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：１．０％以下
Ｖ：０．２％以下
Ｎｂ：０．１％以下
Ｂ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。 - 請求項１または２に記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｓｎ：０．００５〜０．３％
Ｓｂ：０．００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。 - 請求項１乃至３の何れか一つに記載の鋼組成に更に，ｍａｓｓ％で，
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５％以下
の１種または２種以上を含有する原油タンク用鋼。 - 請求項１乃至４の何れか一つに記載した組成の鋼素材を，１０００〜１２５０℃に加熱後，Ａｒ３〜Ａｒ３＋１５０℃の温度域における累積圧下率が２５％以上で，かつ圧延仕上温度をＡｒ３以上とする熱間圧延を行い，続いて６０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする原油タンク用鋼の製造方法。
- 冷却後、更に，４００℃以上，Ａｃ１変態点以下で焼もどしを行うことを特徴とする請求項５記載の原油タンク用鋼の製造方法。
- 請求項１乃至４の何れか一つに記載の原油タンク用鋼の表面にＺｎを含むプライマー塗装を施した原油タンク用鋼。
- 請求項７に記載の原油タンク用鋼を用いた原油タンク。
Priority Applications (1)
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