JP2014001450A - 耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材 - Google Patents
耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材 Download PDFInfo
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.20%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.7〜2.00%、Al:0.100%以下、Ti:0.005〜0.030%、N:0.0010〜0.010%、Sn:0.02〜0.2%を含有し、さらにSb:0.02〜0.2%、W:0.005〜0.50%、Mo:0.01〜0.50%およびNb:0.003〜0.03%のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成とすると共に、製造条件を適正に制御し、フェライト相の面積率を3%以上とし、かつ冷却後の固溶Sn量を0.01%以上とする。
【選択図】なし
Description
なお、本発明でいう船舶用鋼材とは、厚鋼板、薄鋼板、形鋼および棒鋼を含むものである。
例えば、特許文献1には、C:0.15質量%以下の鋼に耐食性改善元素としてCr:0.2〜5質量%を添加することにより、耐食性を向上させ、メンテナンスフリー化を実現しようとするバラストタンクが提案されている。また、特許文献2には、C:0.1質量%以下の鋼にCr:0.5〜3.5質量%を添加することにより、耐食性を向上させ、補修塗装等の保守費用を軽減する船舶用鋼材が開示されている。
その結果、耐食性の向上には、鋼材表面に生成する錆粒子の微細性が関与しており、CrやNiなどの高価な元素を積極的に添加しなくても、Snを添加し、さらにSb、W、MoおよびNbのうちから選ばれる1種または2種以上を添加することにより、鋼材表面に微細な錆粒子からなる錆層を形成することで、耐食性が向上するとの知見を得た。
そして、さらに優れた母材靭性を得るべく検討した結果、上記した熱間仕上圧延後の冷却速度の制御に加え、熱間仕上圧延終了温度と冷却停止温度、さらにはAr3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率を適正化することで、鋼組織中に適正量のフェライト相を確保すると共に、組織の微細化を図ることができ、これにより、母材靭性が一層向上するとの知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて開発されたものである。
1.質量%で、
C:0.03〜0.20%、
Si:0.05〜0.50%、
Mn:0.7〜2.00%、
P:0.035%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.100%以下、
Ti:0.005〜0.030%、
N:0.0010〜0.010%、
Sn:0.02〜0.2%および
Cr:0.10%未満(但し、0%を含む)
を含有し、さらに
Sb:0.02〜0.2%、
W:0.005〜0.50%、
Mo:0.01〜0.50%および
Nb:0.003〜0.03%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、上記成分組成になる鋼素材を、表面温度:1000〜1350℃に加熱した後、Ar3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率:25%以上、熱間仕上圧延終了温度:650℃以上850℃未満として熱間圧延し、ついで空冷、または冷却速度:100℃/s以下で、冷却停止温度:300℃以上の加速冷却を施して得た鋼材であって、全組織に占めるフェライト相の面積率が3%以上で、かつ冷却後の固溶Sn量が0.01%以上であることを特徴とする耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
Ca:0.0005〜0.0030%
を含有することを特徴とする前記1に記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
Zr:0.001〜0.100%および
V:0.002〜0.200%
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする前記1または2に記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
B:0.0002〜0.0030%
を含有することを特徴とする前記1乃至3のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
REM:0.0001〜0.030%、
Mg:0.0001〜0.010%および
Y:0.0001〜0.10%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1乃至4のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
Co:0.010〜0.500%
を含有することを特徴とする前記1乃至5のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
まず、本発明における鋼材に含有させるSn、Sb、W、MoおよびNbの意義について詳述する。すなわち、鋼材中に、Snに加えて、Sb、W、MoおよびNbのうちから選んだ一種または二種以上を含有させることにより、生成する錆の成分のうち特にFe3O4を微細化し、緻密な錆層を形成することができ、その結果、特に海水浸漬環境と乾湿繰り返し環境が組み合わさった環境において、高い耐食性を発現する。この理由は、鋼材に生成する錆が緻密であるほど、塩化物イオンなどの腐食促進物質の鋼材表面への透過を抑制する効果が高くなるためである。
(1)鋼が溶解する際に生じる微小なSn、Sb、W、Mo、Nbコロイドないし水酸化物が、Fe3O4錆成分の核として作用し、核生成頻度を上昇させる、および/または
(2)鋼が溶解する際に生じるSn、Sb、W、Mo、Nbイオン種が、成長中のFe3O4錆の表面に付着し、粒成長を阻害する
ものと考えられる。
従って、本発明においては、Snが重要な元素であり、特に固溶状態のSnとこれを一定量以上得るための製造条件の制御が重要となる。
C:0.03〜0.20%
Cは、鋼材強度を上昇させるのに有効な元素であり、本発明では所望の強度を得るために0.03%以上の含有を必要とする。一方、0.20%を超える含有は、溶接熱影響部の靭性(HAZ靱性)を低下させる。よって、C量は0.03〜0.20%の範囲とする。また、靭性低下を防止するためには、0.05〜0.16%の範囲が好適であり、さらに好ましくは0.07〜0.09%の範囲である。
Siは、脱酸剤として、また鋼材の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では0.05%以上を含有させる。しかしながら、0.50%を超える添加は、鋼の靭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0.15〜0.40%の範囲、さらに好ましくは0.25〜0.40%の範囲である。
Mnは、熱間脆性を防止し、鋼材の強度向上に有用な元素であるので、0.7%以上添加する。しかしながら、2.00%を超えるMnの添加は、鋼の靭性を低下させるため、Mn量は2.00%以下とする。好ましくは0.9〜1.60%の範囲、さらに好ましくは1.2〜1.60%の範囲である。
Pは、鋼の母材靭性だけでなく、溶接性や溶接部靭性を劣化させる有害な元素であるので、極力低減するのが好ましい。特に、Pの含有量が0.035%を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、P量は0.035%以下とする。好ましくは0.025%以下、さらに好ましくは0.010%以下である。
Sは、鋼の靭性および溶接性を劣化させる有害元素であるので、極力低減することが望ましい。特に、Sの含有量が0.010%を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大 きくなる。よって、S量は0.010%以下とする。好ましくは0.006%以下、さらに好ましくは0.002%以下である。
Alは、脱酸剤として添加するが、0.100%を超える含有は、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させるので、0.100%以下に制限する。好ましくは0.070%以下である。
Tiは、Nとの親和力が強くTiNとして析出して、溶接熱影響部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生成核として溶接熱影響部の高靭性化に寄与する。このような効果は、0.005%以上の含有で認められるが、0.030%を超えて含有すると、溶接熱によってTiN粒子が粗大化して上記の効果が期待できなくなる。このため、本発明では、Tiは0.005〜0.030%の範囲に制限した。好ましくは0.005〜0.018%の範囲である。
Nは、Tiと結合して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を抑制し、あるいはフェライト生成核として溶接熱影響部の高靭性化に寄与する。このような効果を有するTiNを必要量確保するためには、Nは0.0010%以上含有させる必要がある。一方 、0.010%を超えて含有させると、溶接熱によって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、靭性の著しい劣化を招く。このため、本発明では、Nは0.0010〜0.010%の範囲に制限した。好ましくは0.0010〜0.0070%の範囲である。
Snは、本発明の鋼材において、最も重要な耐食性向上元素である。Snは、鋼材が腐食するのに伴って錆層中に存在し、錆粒子を著しく微細化する作用を有する。錆粒子の微細化に伴い、Feのアノード反応を抑制する。さらに、アノード反応の抑制に伴って、カソード反応であるH2OとO2から生成する水酸化物イオンの生成を抑制し、塗膜膨れ先端部でのアルカリ化を抑制する。そして、アルカリ化の抑制により、塗膜膨れが抑制され、ひいては耐食性が向上する。この効果は、0.02%以上のSn含有で発現するが、0.2%超えでは母材靭性およびHAZ靭性を劣化させる。このため、Snは0.02〜0.2%の範囲で含有させるものとする。好ましくは0.02〜0.15%の範囲である。
また、耐食性と母材靭性の向上のためには、Snを上記の範囲としたうえで、一定以上の固溶量を確保することが重要である。固溶状態のSnは、鋼材が腐食するのに伴って錆層中に取り込まれるため、錆粒子を微細化し、耐食性を向上させる。この固溶Snが0.01%未満の場合、Snが粒界に析出物を形成すると、析出物周囲にSnの低濃度域が生じるため、耐食性向上には好ましくない。また、析出物の粒界偏析による粒界脆化が生じ、靭性が低下する。このため、固溶Snは0.01%以上を含有させるものとする。好ましくは0.02〜0.15%の範囲である。
ここで、必要量の固溶Snを確保するには、Sn添加量もさることながら、製造工程中、特に熱間仕上圧延後の冷却速度を速くする(好ましくは5℃/s以上)ことが肝要である。
Crは、本発明の鋼材において、錆の耐食性に大きく影響を及ぼす元素である。Crは、腐食に伴ってCr(OH)3として鋼中から溶出し、錆層に取り込まれるために、地鉄近傍の錆層のpHが低下し、塩化物イオンなどの腐食因子の地鉄への接近が促進される。従って、錆層の耐食性が劣化するため、Crは低減させることが好ましい。しかしながら、Crはスクラップ等を使用した場合の不可避的不純物として混入が避けられない元素である。そのため、Cr量は0.10%未満に制限した。好ましくは0.02%以下である。なお、このCr量は、0%であってもよい。
Sbは、塗装耐食性に効果がある元素である。Sbは、鋼材が腐食するのに伴って錆層中に存在し、錆粒子を微細化する作用がある。錆粒子の微細化に伴い、Feのアノード反応を抑制する。アノード反応の抑制に伴い、カソード反応であるH2OとO2から生成する水酸化物イオンの生成を抑制し、塗膜膨れ先端部でのアルカリ化を抑制する。アルカリ化の抑制により、塗膜膨れが抑制される。この効果は、0.02%以上のSb含有で発現するが、0.2%超の含有では、母材靭性およびHAZ靭性を劣化させる。このため、Sbは0.02〜0.2%の範囲で含有させるものとする。
Ca:0.0005〜0.0030%
Caは、硫化物の形態を制御して鋼の溶接部靭性向上に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、少なくとも0.0005%含有させることが好ましい。一方、0.0030%を超えて添加すると、粗大な介在物を形成し、母材の靱性を劣化させる。このため、Ca量は0.0005〜0.0030%の範囲とすることが好ましい。
ZrおよびVはいずれも、鋼材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、Zrは0.001%以上、またVは0.002%以上含有させることが好ましい。しかしながら、Zrは0.100%を超えて、またVは0.200%を超えて含有させると、靭性が低下するため、Zr、Vはそれぞれ、上記の範囲で含有させることが好ましい。
Bは、鋼材の強度を高める元素であり、必要に応じて含有させることができる。上記の効果を得るためには、0.0002%以上のBを含有させることが好ましいが、0.0030%を超えて添加すると、靭性が劣化する。よって、Bは0.0002〜0.0030%の範囲で含有させることが好ましい。
REM、MgおよびY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、必要に応じて含有させることができる。この効果は、REM、MgおよびYとも、0.0001%以上の含有で得られるが、REMは0.030%を超えて、Mgは0.010%を超えて、Yは0.10%を超えて含有させると、却って靭性の低下を招く。従って、REM、MgおよびYはそれぞれ、上記の範囲で含有させることが好ましい。なお、本発明において、REM(Rare Earth metals:希土類金属)とは、原子番号が57のLaから71のLuまでのいわゆるランタノイド元素を指すものとする。
REMであれば、どの元素であっても、上記の効果は共通して得られる。REMを含有させるに際しては、例えばCeやLaなどの一種類のREMやその化合物を添加してもよく、また複数種類のREMを含有する混合物として添加しても良い。混合物としては、例えば、一般にミッシュメタルと呼ばれるCeやLa、Ndなどを主成分とするものを用いることができ、その混合物の組成の如何によらず上記の効果が得られる。
Coは、鋼材強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて含有させることができる。この効果を得るためには、Coは0.010%以上含有させることが好ましいが、0.500%を超えて含有させると靱性や溶接性が劣化する。従って、Coは0.010〜0.500%の範囲で含有させることが好ましい。
通常、鋼材表面に生成する鉄錆の主要な成分は、α−FeOOH、β−FeOOH、γ−FeOOHおよびFe3O4の結晶性の錆と、非晶質の錆との5種類からなる。このうち、非晶質の錆は、結晶性の錆よりも極めて微細で緻密な安定錆層を形成する。また、結晶性の錆の中でもα−FeOOHが主成分である場合は安定で緻密な錆層を形成しやすい。従って、鉄錆中の非晶質の錆の割合 (非晶質度) が高いほど、またα−FeOOHの割合が高いほど高い耐食性を有する。一方で、錆の主成分としてFe3O4が生成しやすい環境である場合は、安定で緻密な錆層は形成されにくく、一般に耐食性が劣る。しかしながら、Fe3O4が主成分である場合においても、Fe3O4が微細化した場合には、緻密な錆層が形成され、高い耐食性が発現する。
本発明でいう海水浸漬環境と乾湿繰り返し環境が組み合わさった環境とは、相対湿度:75%以上の湿潤工程と、相対湿度:75%未満の乾燥工程を交互に繰り返す環境であって、前述の湿潤工程中に2〜6%のNaClを含有する水溶液が鋼材表面に付着する環境である。
これによって、海水浸漬環境と乾湿繰り返し環境が組み合わさった安定錆の生成しにくい環境下にあっても、優れた耐食性を発揮できる。特に、Fe3O4錆が生成しやすい環境においては、Fe3O4錆の結晶子サイズと錆粒子の比表面積が錆層の耐食性の向上を決定する因子であり、Fe3O4錆の結晶子サイズが40nm以上になると緻密な錆層が形成し難くなるため、Fe3O4錆の結晶子サイズは40nm未満とすることが有用である。
従って、耐食性に優れた緻密な錆層を速やかに形成するためには、鋼材表面にジンクプライマーを塗布することが好ましいが、ジンクプライマーが鋼材表面に塗布されていない場合であっても、本発明の微細な錆層の形成が否定されるものではない。
ここに、ジンクプライマーとしては、シリケート系およびエポキシ系等が有利に適合する。
なお、この高い耐食性を保証するためには、海水浸漬環境と乾湿繰り返し環境が組み合わさった環境を模擬した塩水散布(5%塩水散布)を含む乾湿繰り返し環境に曝したジンクプライマーを塗布した鋼材の耐食性で評価することが好ましい。
全組織に占めるフェライト相の面積率:3%以上
本発明では、全組織に占めるフェライト相の面積率を3%以上とすることが、重要である。本発明の鋼材は、船舶用の鋼材であるため、耐食性に加え、母材靭性にも優れることが要求される。この優れた母材靭性を達成するため、全組織に占めるフェライト相の面積率は3%以上に限定した。好ましくは10%以上である。
なお、フェライト相以外の組織としては、主にマルテンサイト相やベイナイト相、パーライト相が考えられるが、これらの組織については、強度と母材靭性を両立する観点から、全組織全体に占める面積率でマルテンサイト相を15%以下で、かつベイナイト相を3〜70%の範囲とすることが好ましい。
ここに、好適なミクロ組織の大きさ(平均結晶粒径)としては、円相当径で25μm以下である。
上記した成分組成になる溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の炉で溶製し、連続鋳造法や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。なお、溶鋼に、取鍋精錬や真空脱ガス精錬等の処理を付加しても良いことは言うまでもない。
また、溶鋼の成分調整は、公知の鋼製錬方法に従えばよい。
ついで、上記の鋼素材を加熱する。ここで、加熱温度が1000℃未満では変形抵抗が大きく、熱間圧延が困難となる。一方、1350℃を超えると、表面痕の発生原因となったり、スケールロスやエネルギー原単位の増加を招く。従って、上記加熱温度は1000〜1350℃の範囲とする。好ましくは1050〜1300℃の範囲である。
なお、鋼素材の温度がもともと1000〜1350℃の範囲の場合には、加熱することなく、または均熱する程度で、直ちに所望の寸法形状の鋼材に熱間圧延してもよい。
Ar3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率:25%以上
Ar3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率は25%以上とする必要がある。というのは、この温度域における圧下により、フェライト変態核の生成サイトとなる変形帯がオーステナイト粒内に生じるため、組織が微細化し、鋼材の高強度・高靱性を同時に達成できるからである。しかしながら、この温度域における累積圧下率が25%未満である場合には、変形帯の生成量が十分に得られず、上記した組織の微細化の効果が乏しい。従って、Ar3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率は25%以上に限定した。一方で、圧下率が大きい場合、スケールが地鉄に食い込み、表面欠陥が生じやすくなるため、Ar3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率は70%以下とすることが好ましい。
熱間仕上圧延終了温度が650℃未満だと、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になるとともに、鋼材の機械的性質に異方性が生じる。一方、850℃以上になると、所望の靭性を得ることができない。従って、熱間仕上圧延終了温度は650℃以上850℃未満の範囲に限定した。好ましくは700℃以上800℃未満の範囲である。
熱間仕上圧延終了後の冷却は、空冷または冷却速度:100℃/s以下の加速冷却とする必要がある。この冷却においては、冷却速度が速いほど、固溶Snが酸化物として鋼材の結晶界面に析出することを抑制できる。そのためには、加速冷却を行うことが好ましい。
しかしながら、冷却速度が100℃/sを超える場合、鋼材組織としてはマルテンサイトが過度に増加し、靭性が著しく低下する。従って、冷却速度は100℃/s以下とする必要がある。一方、冷却速度の下限は空冷とする。なお、鋼材の強度と母材靭性の両立の観点からは、5〜20℃/sの範囲の冷却速度とすることがより好ましい。
また、300℃未満まで冷却するとフェライト量が少なくなり、靭性が劣化するため、加速冷却時の冷却停止温度は300℃以上とする必要がある。
なお、冷却後、冷却ムラにより生じる残留応力を取り除くための再加熱処理を施してもよい。
種々の成分組成になる溶鋼を、真空溶解炉で溶製後または転炉溶製後、連続鋳造によりスラブとした。次いで、種々の条件で、スラブを加熱後、熱間圧延により30mm厚の鋼板とした。表1に得られた鋼板の成分組成を、また表2に上記の製造条件をそれぞれ示す。
なお、表1中のAr3変態温度は次式により求めた。
Ar3(℃)=910−273[%C]−74[%Mn]−56[%Ni]−16[%Cr]−9[%Mo]−5[%Cu]
−1620[%Nb]
ここで、[%M]はM元素の含有量(質量%)
なお、降伏点(YP)が355MPa以上でかつ引張強さ(TS)が490MPa以上であれば、船舶用鋼材としての引張特性を満足すると評価した。また、-40℃における吸収エネルギー(vE(-40℃))が300J以上であれば、母材靭性に優れると評価した。
すなわち、まず組織写真の画像をプリントアウトして、透明フィルムを重ねた上からフェライト相を黒マジックで塗りつぶした後、透明フィルムをスキャナーでパソコンに取り込み、汎用的な画像解析ソフトを用いて、上記塗りつぶした部分をフェライト面積率として求めた。また、ベイナイト相およびマルテンサイト相についても、同様の方法で、面積率を求めた。
すなわち、組織を顕微鏡により観察し、JIS G 0551の規定に準拠した直線切断法により、平均フェライト粒径を算出した。
これらの結果を表2に併せて示す。
なお、塗膜膨れ面積は、ベース鋼であるNo.1の塗膜膨れ面積を100%とし、これとの相対比率で示した。この相対比率で示す塗膜膨れ面積が50%以下であれば、塗装耐食性に優れているといえる。
なお、表3中のNo.1は、この分野で用いられる従来の一般的レベルの組成を有する鋼を、ベース鋼として例示したものである。
また、発明例No.13〜38は全て船舶用鋼材としての引張特性を満足するともに、-40℃における吸収エネルギー(vE(-40℃))が300J以上であり、優れた母材靭性を有している。
これに対し、比較例No.8はSn量が上限を超えているため、比較例No.9,10は固溶Sn量が下限に満たないため、比較例No.11は熱間仕上圧延終了温度が高いため、比較例No.12は冷却停止温度が低く、フェライト相の面積率が低いため、比較例No.39は冷却速度が速く、フェライト相の面積率が低いため、比較例No.40はAr3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率が小さく、組織の微細化が不十分であるため、それぞれ-40℃における吸収エネルギー(vE(-40℃))が300J未満であり、優れた母材靭性を有しているとはいえない。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.03〜0.20%、
Si:0.05〜0.50%、
Mn:0.7〜2.00%、
P:0.035%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.100%以下、
Ti:0.005〜0.030%、
N:0.0010〜0.010%、
Sn:0.02〜0.2%および
Cr:0.10%未満(但し、0%を含む)
を含有し、さらに
Sb:0.02〜0.2%、
W:0.005〜0.50%、
Mo:0.01〜0.50%および
Nb:0.003〜0.03%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、上記成分組成になる鋼素材を、表面温度:1000〜1350℃に加熱した後、Ar3変態温度〜900℃の温度域における累積圧下率:25%以上、熱間仕上圧延終了温度:650℃以上850℃未満として熱間圧延し、ついで空冷、または冷却速度:100℃/s以下で、冷却停止温度:300℃以上の加速冷却を施して得た鋼材であって、全組織に占めるフェライト相の面積率が3%以上で、かつ冷却後の固溶Sn量が0.01%以上であることを特徴とする耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。 - 前記鋼材が、さらに、質量%で
Ca:0.0005〜0.0030%
を含有することを特徴とする請求項1に記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。 - 前記鋼材が、さらに、質量%で
Zr:0.001〜0.100%および
V:0.002〜0.200%
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。 - 前記鋼材が、さらに、質量%で
B:0.0002〜0.0030%
を含有することを特徴とする請求項1乃至3のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。 - 前記鋼材が、さらに、質量%で
REM:0.0001〜0.030%、
Mg:0.0001〜0.010%および
Y:0.0001〜0.10%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至4のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。 - 前記鋼材が、さらに、質量%で
Co:0.010〜0.500%
を含有することを特徴とする請求項1乃至5のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。 - 前記鋼材の表面に、ジンクプライマー塗膜を塗装してなることを特徴とする請求項1乃至6のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
- 前記鋼材の表面に、エポキシ系塗膜を塗装してなることを特徴とする請求項1乃至6のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
- 前記鋼材の表面に、ジンクプライマー塗膜およびエポキシ系塗膜を塗装してなることを特徴とする請求項1乃至6のいずれかに記載の耐食性および母材靭性に優れた船舶用鋼材。
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