JP5320919B2 - 原油タンク用熱間圧延形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、原油タンクに用いられる熱間圧延形鋼に関し、特に、原油タンクの縦通材（ロンジ材）などに用いた場合に、裸状態およびプライマー塗布状態での局部腐食や全面腐食を大幅に低減できる優れた耐食性を有すると共に、降伏応力ＹＰが３１５ＭＰａ以上で引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上の高強度を有する原油タンク用熱間圧延形鋼とその製造方法に関するものである。ここで、本発明における原油タンクとは、オイルタンカーの油倉や、原油を輸送するためのタンク、原油を貯蔵するためのタンクなどを総称したものである。また、熱間圧延形鋼とは、熱間圧延によって最終形状に成形された形鋼を指し、具体的には、熱間圧延により製造された等辺山形鋼や不等辺山形鋼、不等辺不等厚山形鋼、溝形鋼、球平形鋼、Ｔ形鋼などをいう。
タンカーの原油タンクには、防爆のため、イナートガス（Ｏ２：５ｖｏｌ％、ＣＯ２：１３ｖｏｌ％、ＳＯ２：０．０１ｖｏｌ％、残部Ｎ２を代表組成とするボイラーあるいはエンジン等の排ガス）が封入される。そのため、原油タンクの上部内面（上甲板裏面）には、イナートガス中に含まれるＯ２，ＣＯ２，ＳＯ２や、原油から揮発するＨ２Ｓ等の腐食性ガスにより、全面腐食が発生することが知られている。
さらに、上記Ｈ２Ｓは、腐食によって生成した鉄錆の触媒作用により酸化されて固体Ｓを生成し、これが鉄錆中に層状に存在するようになる。そして、これらの腐食生成物は、容易に剥離を起こして原油タンクの底に堆積する。そのため、２．５年毎に行われるタンカーのドック検査では、多大な労力と費用をかけて、タンク上部の補修や堆積物の除去を行っている。
一方、タンカーの原油タンクの底板に使用される鋼材は、従来、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（原油保護フィルム）の腐食抑制作用により、腐食は生じないものと考えられていた。しかし、近年では、タンク底板の鋼材には、お椀型の局部腐食が生じることが明らかとなっている。
斯かるお椀型の局部腐食が起こる原因としては、
（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）原油中に含まれる硫化物の高濃度化、
（４）防爆用のイナートガス中に含まれるＯ２、ＣＯ２、ＳＯ２の高濃度化、
（５）微生物の関与、
などが挙げられているが、いずれも推定の域を出ず、明確な原因は判明していない。
（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）原油中に含まれる硫化物の高濃度化、
（４）防爆用のイナートガス中に含まれるＯ２、ＣＯ２、ＳＯ２の高濃度化、
（５）微生物の関与、
などが挙げられているが、いずれも推定の域を出ず、明確な原因は判明していない。
上記のような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ことである。しかし、原油タンクに塗装を施すことは、その施工面積が膨大であり、また約１０年に１度は塗り替える必要があるため、施工や検査に多大な労力と費用を要すること、また、原油タンクの腐食環境下では、重塗装した場合には、塗膜損傷部分の腐食が却って助長されることが指摘されている。
そこで、原油タンクのような腐食環境下でも、優れた耐食性を有する鋼が提案されている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％の鋼に、適正量のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓを添加し、さらにＮｉ：０．０５〜３ｍａｓｓ％、選択的にＭｏ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｗ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂを添加した耐全面腐食性と耐局部腐食性に優れる耐食鋼が開示されている。
また、特許文献２には、Ｃ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％の鋼に、適正量のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓと、Ｃｕ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％を添加し、さらにＭｏ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％またはＷ：０．０１〜０．５ｍａｓｓ％の少なくとも一方を添加した、優れた耐全面腐食性、耐局部腐食性を有すると共に、固体Ｓを含む腐食生成物の生成をも抑制できる耐食鋼が開示されている。
特開２００３−０８２４３５号公報
特開２００４−２０４３４４号公報
しかしながら、上記特許文献１および２の鋼を原油タンク用鋼材として使用した場合には、原油タンク上部で起こる全面腐食には優れた抑制効果を発揮するものの、原油タンク底板で起こる局部腐食に対する抵抗性（以下「耐局部腐食性」と称す）については、まだ十分とは言い難いのが実情である。
また、船舶に用いられる鋼材は、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、高強度化が進められており、例えば、厚鋼板では、降伏応力ＹＰが３１５ＭＰａ以上でかつ好ましくは引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上の高強度材が使用されるようになってきている。斯かる厚鋼板の場合、強度と靭性の制御は、制御圧延・加速冷却プロセス（ＴＭＣＰ）の条件を適正範囲に調整することにより達成されるのが一般的である。
一方、ロンジ材等に使用される熱間圧延形鋼、例えば、不等辺不等厚山形鋼やＴ形鋼は、厚鋼板など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、材質の造り込みを行う必要があるため、降伏応力ＹＰが３１５ＭＰａ以上に高強度化するためには、形鋼独自の製造方法を検討する必要がある。
そこで、本発明の目的は、タンカーの原油タンクのような厳しい腐食環境下においても、塗膜の存在状態に左右されることなく、全面腐食や局部腐食に対して優れた耐食性を有すると共に、ＹＰが３１５ＭＰａ以上の強度を有する原油タンク用熱間圧延形鋼とその製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題を解決するために、まず、原油タンク底板の局部腐食に関与すると考えられる因子を種々抽出し、それらの因子を組み合わせて、各種の腐食試験を行った。その結果、原油タンク底板で生じる局部腐食を再現することに成功し、局部腐食の支配因子および腐食機構について、以下の知見を得た。
実の原油タンク底板で発生するお椀型の局部腐食では、液中に含まれているＯ２（酸素）およびＨ２Ｓ（硫化水素）が、腐食の支配因子として重要な働きをしており、特に、Ｏ２とＨ２Ｓが共存し、かつ、Ｏ２分圧とＨ２Ｓ分圧の両方が低い腐食環境下、具体的には、Ｏ２分圧：２〜８ｖｏｌ％、Ｈ２Ｓ分圧：５〜２０ｖｏｌ％のガスを飽和させた水溶液中では局部腐食が生じ易い。つまり、低Ｏ２分圧かつ低Ｈ２Ｓ分圧の腐食環境下では、Ｈ２Ｓが酸化されて固体Ｓが析出し、原油タンク底板と固体Ｓとの間に局部電池が形成されて、鋼材表面に局部腐食が発生する。特に、塩化物イオン（Ｃｌ−）の存在する酸性環境下では、局部腐食が促進され、成長することを見出した。
そこで、発明者らは、前記低Ｏ２分圧および低Ｈ２Ｓ分圧の環境下で起こる局部腐食に及ぼす各種合金元素の影響について調査した。その結果、ＷとＣｒの添加によって、原油タンク用鋼材の使用環境下で鋼材表面に形成される錆層が緻密化し、耐局部腐食性および耐全面腐食性が向上すること、さらに、Ｓｎ，ＳｂあるいはＭｏの添加は、Ｗを含む緻密な錆層の生成を助け、耐局部腐食性および耐全面腐食性をより向上させる。すなわち、主にＷとＣｒ、さらにはＳｎ，Ｓｂ，Ｍｏの含有量を適正化することにより、耐局部腐食性と耐全面腐食性のいずれにも優れる原油タンク用鋼材が得られることを見出した。
さらに、上記鋼材を、その表面にＺｎを含有するプライマーを塗布した状態で使用する場合には、該塗装寿命が著しく延びるとともに、耐局部腐食性および耐全面腐食性も向上することを見出した。
またさらに、生産性や溶接性等を害することなく、熱間圧延形鋼の高強度化を図るには、（α＋γ）２相域圧延によって加工フェライトを導入することが有効であることを見出した。
本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を加えて完成したものである。
またさらに、生産性や溶接性等を害することなく、熱間圧延形鋼の高強度化を図るには、（α＋γ）２相域圧延によって加工フェライトを導入することが有効であることを見出した。
本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を加えて完成したものである。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００１〜０．１６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．００８ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０６ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、加工フェライトを全組織に対して面積率で１０％以上含むフェライトとパーライトとからなるミクロ組織を有する原油タンク用熱間圧延形鋼である。
本発明の上記原油タンク用熱間圧延形鋼は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ〜Ｄ群のうちの少なくとも１群に属する成分を含有することが好ましい。
Ａ群；Ｓｎ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｂ群；Ｍｏ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｃ群；Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％およびＢ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｄ群；Ｃａ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ａ群；Ｓｎ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
Ｂ群；Ｍｏ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｃ群；Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％およびＢ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｄ群；Ｃａ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
また、本発明の上記原油タンク用熱間圧延形鋼は、降伏応力ＹＰが３１５ＭＰａ以上、引張強さＴＳが４４０ＭＰａ以上の強度を有することが好ましい。
また、本発明は、上記成分組成を有する鋼素材を１０００〜１３５０℃に加熱後、熱間圧延して形鋼を製造する方法において、前記熱間圧延を、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率を１０〜８０％、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点−３０℃）〜（Ａｒ３変態点−１８０℃）とする条件にて施し、その後、放冷することを特徴とする原油タンク用熱間圧延形鋼の製造方法である。
また、本発明の製造方法は、上記熱間圧延において、圧延途中の形鋼の部位による温度差を表面温度差で５０℃以内にしてから、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率を１０〜８０％、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点−３０℃）〜（Ａｒ３変態点−１８０℃）とする前記熱間圧延を施すことが好ましい。
本発明によれば、高強度でかつ裸状態のみならずプライマー塗布状態においても優れた耐全面腐食性および耐局部腐食性を発揮する熱間圧延形鋼を安価に提供することができる。従って、本発明の熱間圧延形鋼を原油タンクのロンジ材等として用いた場合には、原油タンク上部（上甲板および側板）での全面腐食や原油タンク底板での局部腐食を大幅に軽減できるので、補修塗装までの期間の延長が可能となり、ひいては補修作業の軽減や補修コストの低減を図ることができる。
本発明に係る原油タンク用熱間圧延形鋼の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．００１〜０．１６ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、ＹＰ：３１５ＭＰａ以上の所望の強度を得るために、０．００１ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。しかし、０．１６ｍａｓｓ％を超える含有は、溶接性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。よって、Ｃは０．００１〜０．１６ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、強度と靭性の両特性を兼備するためには、０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
Ｃ：０．００１〜０．１６ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、ＹＰ：３１５ＭＰａ以上の所望の強度を得るために、０．００１ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。しかし、０．１６ｍａｓｓ％を超える含有は、溶接性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。よって、Ｃは０．００１〜０．１６ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、強度と靭性の両特性を兼備するためには、０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、通常、脱酸剤として添加されるが、鋼の強度を高める元素でもあり、本発明では０．０１ｍａｓｓ％以上の含有を必要とする。しかし、１．５ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼の靭性を低下させる。よって、Ｓｉは０．０１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、Ｓｉは、酸性環境下で、防食皮膜を形成して耐食性を向上する効果がある。この効果を得るためには、０．２〜１．５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
Ｓｉは、通常、脱酸剤として添加されるが、鋼の強度を高める元素でもあり、本発明では０．０１ｍａｓｓ％以上の含有を必要とする。しかし、１．５ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼の靭性を低下させる。よって、Ｓｉは０．０１〜１．５ｍａｓｓ％の範囲とする。なお、Ｓｉは、酸性環境下で、防食皮膜を形成して耐食性を向上する効果がある。この効果を得るためには、０．２〜１．５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
Ｍｎ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼材の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度を得るために、０．１ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは０．１〜２．５ｍａｓｓ％の範囲で添加する。なお、強度の確保および耐食性を劣化させる介在物の形成を抑制する観点からは、０．５〜１．６ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、より好ましくは０．８〜１．４ｍａｓｓ％である。
Ｍｎは、鋼材の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度を得るために、０．１ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは０．１〜２．５ｍａｓｓ％の範囲で添加する。なお、強度の確保および耐食性を劣化させる介在物の形成を抑制する観点からは、０．５〜１．６ｍａｓｓ％の範囲が好ましく、より好ましくは０．８〜１．４ｍａｓｓ％である。
Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。特に、Ｐは０．０２５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靭性が大きく低下するので、０．０２５ｍａｓｓ％以下とする。なお、０．００５ｍａｓｓ％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、Ｐの下限は０．００５ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｐは、結晶粒界に偏析して、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。特に、Ｐは０．０２５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靭性が大きく低下するので、０．０２５ｍａｓｓ％以下とする。なお、０．００５ｍａｓｓ％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、Ｐの下限は０．００５ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して非金属介在物であるＭｎＳを形成し、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のが望ましい。特に、Ｓの０．０１ｍａｓｓ％を超える含有は、耐局部腐食性の顕著な低下を招くので、上限は０．０１ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓの０．００２ｍａｓｓ％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、下限は０．００２ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓは、Ｍｎと結合して非金属介在物であるＭｎＳを形成し、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のが望ましい。特に、Ｓの０．０１ｍａｓｓ％を超える含有は、耐局部腐食性の顕著な低下を招くので、上限は０．０１ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓの０．００２ｍａｓｓ％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、下限は０．００２ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、本発明では０．００５ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、Ａｌは０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼の靭性を低下させるので、上限は０．１ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、本発明では０．００５ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、Ａｌは０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼の靭性を低下させるので、上限は０．１ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．００１〜０．００８ｍａｓｓ％
Ｎは、靭性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが好ましい。特に、Ｎを０．００８ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靭性の低下が大きくなるので、上限は０．００８ｍａｓｓ％とする。しかし、工業的には、０．００１ｍａｓｓ％未満に低減するのは困難である。よって、Ｎは、０．００１〜０．００８ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎは、靭性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが好ましい。特に、Ｎを０．００８ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靭性の低下が大きくなるので、上限は０．００８ｍａｓｓ％とする。しかし、工業的には、０．００１ｍａｓｓ％未満に低減するのは困難である。よって、Ｎは、０．００１〜０．００８ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｗ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｗは、本発明においては、耐食性向上に必須の重要な元素である。Ｗを添加することによって、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を抑制する。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、このような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成長を抑制する。そのため、耐局部腐食性と耐全面腐食性に優れる原油タンク用鋼材が得られるのである。
さらに、本発明の鋼材の表面に、Ｚｎ含有プライマー（ジンクプライマー）を塗布した場合には、Ｗを含む緻密化した錆層中に、プライマー中のＺｎが取り込まれて、Ｆｅを中心としたＷやＺｎの複合酸化物を形成し、長期間に亘って鋼板表面にＺｎを存続させることができる。そのため、Ｗを含まない鋼材と比較して、局部腐食の発生を長期間に亘り抑制することができる。
上記のようなＷの耐食性向上効果は、０．００１ｍａｓｓ％よりも少ないと十分に発現せず、一方、０．５ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するとともに、コスト上昇を招く。よって、本発明においては、Ｗは０．００１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｗは、本発明においては、耐食性向上に必須の重要な元素である。Ｗを添加することによって、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を抑制する。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、このような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成長を抑制する。そのため、耐局部腐食性と耐全面腐食性に優れる原油タンク用鋼材が得られるのである。
さらに、本発明の鋼材の表面に、Ｚｎ含有プライマー（ジンクプライマー）を塗布した場合には、Ｗを含む緻密化した錆層中に、プライマー中のＺｎが取り込まれて、Ｆｅを中心としたＷやＺｎの複合酸化物を形成し、長期間に亘って鋼板表面にＺｎを存続させることができる。そのため、Ｗを含まない鋼材と比較して、局部腐食の発生を長期間に亘り抑制することができる。
上記のようなＷの耐食性向上効果は、０．００１ｍａｓｓ％よりも少ないと十分に発現せず、一方、０．５ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するとともに、コスト上昇を招く。よって、本発明においては、Ｗは０．００１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｒ：０．０６ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％未満
Ｃｒは、腐食が進行するのに伴い、錆層中に移行してＣｌ−の錆層への侵入を遮断して、錆層と地鉄の界面におけるＣl−の濃縮を抑制する。また、Ｚｎ含有プライマーを塗布した場合には、Ｆｅを中心としたＣｒやＺｎの複合酸化物を形成することにより、長期間に亘り、鋼板表面にＺｎを存続させることができる。その結果、Ｃｒを含まない鋼材と比較して、局部腐食の発生を長時間に亘り抑制することができる。しかし、この効果は、０．０６ｍａｓｓ％よりも少ないと十分に得られず、一方、０．２０ｍａｓｓ％以上では、溶接部靭性を劣化させる。よって、Ｃｒは０．０６ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％未満の範囲とする。
Ｃｒは、腐食が進行するのに伴い、錆層中に移行してＣｌ−の錆層への侵入を遮断して、錆層と地鉄の界面におけるＣl−の濃縮を抑制する。また、Ｚｎ含有プライマーを塗布した場合には、Ｆｅを中心としたＣｒやＺｎの複合酸化物を形成することにより、長期間に亘り、鋼板表面にＺｎを存続させることができる。その結果、Ｃｒを含まない鋼材と比較して、局部腐食の発生を長時間に亘り抑制することができる。しかし、この効果は、０．０６ｍａｓｓ％よりも少ないと十分に得られず、一方、０．２０ｍａｓｓ％以上では、溶接部靭性を劣化させる。よって、Ｃｒは０．０６ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％未満の範囲とする。
本発明の熱間圧延形鋼は、上記基本成分の他に、さらに、耐食性の向上を図るために、Ｓｎ，ＳｂおよびＭｏのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有することができる。
Ｓｎ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％
Ｓｎは、ＷとＣｒとの複合効果によって、形成された緻密な錆層の耐酸性を向上し、腐食を抑制する作用がある。しかし、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では、上記効果は得られず、一方、０．３ｍａｓｓ％を超える添加は、熱間加工性および靭性の低下を招く。よって、Ｓｎは、０．００５〜０．３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｓｎ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％
Ｓｎは、ＷとＣｒとの複合効果によって、形成された緻密な錆層の耐酸性を向上し、腐食を抑制する作用がある。しかし、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では、上記効果は得られず、一方、０．３ｍａｓｓ％を超える添加は、熱間加工性および靭性の低下を招く。よって、Ｓｎは、０．００５〜０．３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｓｂ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％
Ｓｂは、Ｓｎと同様、ＷとＣｒとの複合効果によって、形成された緻密な錆層の耐酸性を向上し、腐食を抑制する作用がある。しかし、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では、上記効果が得られず、一方、０．３ｍａｓｓ％を超える添加は、上記効果が飽和するととともに加工性を低下させる。よって、Ｓｂは０．００５〜０．３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｓｂは、Ｓｎと同様、ＷとＣｒとの複合効果によって、形成された緻密な錆層の耐酸性を向上し、腐食を抑制する作用がある。しかし、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では、上記効果が得られず、一方、０．３ｍａｓｓ％を超える添加は、上記効果が飽和するととともに加工性を低下させる。よって、Ｓｂは０．００５〜０．３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｍｏ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｍｏは、ＷやＣｒと共に添加した場合には、耐全面腐食性および耐局部腐食性を向上すると共に、Ｗ，ＣｒとＳｎおよび／またはＳｂとの複合効果によって、緻密な錆層の形成を促進し、さらに耐食性を向上する作用がある。上記効果は、０．００１ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、０．５ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するとともにコストの上昇を招く。よって、Ｍｏを添加する場合は、０．００１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
Ｍｏは、ＷやＣｒと共に添加した場合には、耐全面腐食性および耐局部腐食性を向上すると共に、Ｗ，ＣｒとＳｎおよび／またはＳｂとの複合効果によって、緻密な錆層の形成を促進し、さらに耐食性を向上する作用がある。上記効果は、０．００１ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、０．５ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するとともにコストの上昇を招く。よって、Ｍｏを添加する場合は、０．００１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
本発明の熱間圧延形鋼は、上記成分に加えてさらに、鋼強度の向上を目的として、Ｎｂ，Ｖ，ＴｉおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で添加することができる。
Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｎｂは、鋼の強度向上を目的として添加する元素である。０．００１ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、一方、０．１ｍａｓｓ％超えでは、靭性が低下する。よって、Ｎｂを添加する場合は、０．００１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｎｂは、鋼の強度向上を目的として添加する元素である。０．００１ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、一方、０．１ｍａｓｓ％超えでは、靭性が低下する。よって、Ｎｂを添加する場合は、０．００１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｖ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％
Ｖは、鋼の強度向上を目的として添加する元素である。０．００２ｍａｓｓ％未満では強度向上効果が小さく、一方、０．１ｍａｓｓ％超えでは、靭性が低下する。よって、Ｖを添加する場合は、０．００２〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｖは、鋼の強度向上を目的として添加する元素である。０．００２ｍａｓｓ％未満では強度向上効果が小さく、一方、０．１ｍａｓｓ％超えでは、靭性が低下する。よって、Ｖを添加する場合は、０．００２〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋼の強度および靭性の向上を目的として添加する元素である。０．００１ｍａｓｓ％未満では上記効果が小さく、一方、０．１ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和する。よって、Ｔｉを添加する場合は、０．００１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｔｉは、鋼の強度および靭性の向上を目的として添加する元素である。０．００１ｍａｓｓ％未満では上記効果が小さく、一方、０．１ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和する。よって、Ｔｉを添加する場合は、０．００１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｂ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｂは、鋼の強度向上を目的として添加する元素である。しかし、Ｂを０．０１ｍａｓｓ％超え添加すると、靭性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合は、０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。なお、上記目的でＢを添加する場合は、０．０００３ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。
Ｂは、鋼の強度向上を目的として添加する元素である。しかし、Ｂを０．０１ｍａｓｓ％超え添加すると、靭性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合は、０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。なお、上記目的でＢを添加する場合は、０．０００３ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。
本発明の熱間圧延形鋼は、上記成分に加えてさらに、延性および靭性の向上を目的として、ＣａおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種を、下記範囲で含有することができる。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｃａは、介在物の形態制御を介して鋼の延性および靭性を向上させる作用がある。しかし、Ｃａは、含有量が０．０００２ｍａｓｓ％未満ではその効果がなく、一方、０．００５ｍａｓｓ％を超えると靭性の低下を招く。よって、Ｃａを添加する場合には、０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｃａ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｃａは、介在物の形態制御を介して鋼の延性および靭性を向上させる作用がある。しかし、Ｃａは、含有量が０．０００２ｍａｓｓ％未満ではその効果がなく、一方、０．００５ｍａｓｓ％を超えると靭性の低下を招く。よって、Ｃａを添加する場合には、０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％
ＲＥＭは、介在物の形態制御を介して延性および靭性を向上させる作用がある。しかし、ＲＥＭは、０．０００５ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、一方、０．０１５ｍａｓｓ％超えでは靭性が低下する。よって、ＲＥＭを添加する場合は、０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
ＲＥＭは、介在物の形態制御を介して延性および靭性を向上させる作用がある。しかし、ＲＥＭは、０．０００５ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、一方、０．０１５ｍａｓｓ％超えでは靭性が低下する。よって、ＲＥＭを添加する場合は、０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
本発明の熱間圧延形鋼は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の成分を含むことを拒むものではなく、例えば、Ｏは０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｃｕは０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｎｉは０．０５ｍａｓｓ％以下であれば許容できる。すなわち、Ｃｕは、硫化水素を含む腐食環境では、全面腐食性の向上に寄与するとされているが、耐局部腐食性の向上効果が限定的であるばかりでなく、熱間加工性の著しい低下を招くので、本発明では積極的には添加しない。しかし、不可避的不純物として０．０５ｍａｓｓ％以下であれば含有してもよい。また、Ｎｉは、耐全面腐食性および耐局部腐食性の向上作用は認められず、コスト上昇要因となるだけなので本発明鋼では積極的には添加しないが、不可避的不純物として０．０５ｍａｓｓ％以下であれば含有してもよい。
次に、本発明に係る高強度で耐食性に優れる原油タンク用熱間圧延形鋼が有すべきミクロ組織について説明する。
船舶用鋼板、とりわけ、降伏応力ＹＰが３１５ＭＰａ以上の高強度厚鋼板では、一般に、炭素当量を低く制御して高い溶接性を付与した鋼素材を、制御圧延と制御冷却を組み合わせたＴＭＣＰを採用し鋼板組織中に第２相として硬質のベイナイトを導入することで高強度化を達成している。そして、低温靭性が求められる場合や、厚肉化への要求に対しては、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対応している。したがって、この場合、鋼板のミクロ組織は、通常、フェライト＋ベイナイト組織である。
船舶用鋼板、とりわけ、降伏応力ＹＰが３１５ＭＰａ以上の高強度厚鋼板では、一般に、炭素当量を低く制御して高い溶接性を付与した鋼素材を、制御圧延と制御冷却を組み合わせたＴＭＣＰを採用し鋼板組織中に第２相として硬質のベイナイトを導入することで高強度化を達成している。そして、低温靭性が求められる場合や、厚肉化への要求に対しては、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対応している。したがって、この場合、鋼板のミクロ組織は、通常、フェライト＋ベイナイト組織である。
一方、熱間圧延形鋼の場合、短辺と長辺の幅や厚さが異なる場合が多く、例えば、断面が矩形ではない不等辺不等厚山形鋼の場合には、必然的に圧延時や冷却時に温度の不均一が生ずる。特に、制御冷却（加速冷却）を適用した強度調整では、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、第２相として硬質のベイナイト組織を導入して高強度化するこの方法を熱間圧延形鋼に適用することは難しい。このことは、Ｔ形鋼など他の熱間圧延形鋼全般にいえることである。
したがって、船舶用形鋼において、圧延後の加速冷却を行うことなく、降伏応力ＹＰ：３１５ＭＰａ以上、好ましくはさらに引張強さＴＳ：４４０ＭＰａ以上の高強度を達成することが求められる。このためには、通常の熱間圧延組織であるフェライト＋パーライト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、フェライト組織を細粒化する方法、フェライトを固溶強化や析出強化して硬くする方法、あるいは（γ＋α）２相域で熱間圧延してフェライトの一部を加工フェライトとする方法等が考えられる。
上記方法のうち、フェライトを細粒化する方法は、ＹＰを上昇させるには有効な手段であるが、ＴＳの上昇が小さいため、この方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。しかし、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、合金元素の多量の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。一方、加工フェライトを活用する方法は、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、ＹＰおよび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、制御冷却（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、形鋼製造時の固有の問題である圧延、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、原油タンク用熱間圧延形鋼の高強度化手段として、鋼のミクロ組織を、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。
上記加工フェライトは、面積率にして鋼組織全体の１０％以上であることが必要である。加工フェライトが１０％未満では、鋼の強化が十分に得られない。なお、上限は特に規定しないが、７０％超えでは、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ため、上限は７０％とするのが好ましい。ここで、上記加工フェライトとは、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た転位密度の高いフェライトのことであり、その分率は、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して定量化し、その分率を測定することで得られる。ミクロ組織の測定位置は、最も板厚の厚い部位における板厚１／４部が好ましい。残部は、フェライト（加工フェライト以外）およびパーライト組織である。パーライト組織は、面積率で２０％以下であることが好ましい。なお、フェライト・パーライト以外の組織、例えばベイナイト等は、面積率で２０％以下存在してもよい。
次に、上記加工フェライトを含むフェライト＋パーライト組織を有する原油タンク用熱間圧延形鋼を製造する方法について説明する。
本発明の原油タンク用熱間圧延形鋼の製造に当たっては、先ず、上記した成分組成を有する鋼を転炉、電気炉等通常公知の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法等通常公知の方法でスラブやブルーム、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。
本発明の原油タンク用熱間圧延形鋼の製造に当たっては、先ず、上記した成分組成を有する鋼を転炉、電気炉等通常公知の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法等通常公知の方法でスラブやブルーム、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。
次いで、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、所望のミクロ組織および機械的特性を有する原油タンク用形鋼とする。この際、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１３５０℃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、１１００〜１３００℃の範囲である。
続く熱間圧延は、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率を１０〜８０％とする必要がある。圧延温度がＡｒ３変態点以上では、鋼のミクロ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変態点以下での累積圧下率が１０％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いたりする。よって、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率は１０〜８０％とする。好ましくは、１０〜６０％の範囲である。なお、Ａｒ３変態点以下での圧延は、少なくとも１パス以上行えばよく、複数パスとなっても構わない。ここで、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率とは、Ａｒ３変態点における圧延材の断面積（Ａ）に対する圧延終了後の圧延材の断面積（Ｂ）の断面減面率のことを指し、以下の式で表される。
（Ａｒ３変態点以下での累積圧下率〔％〕）＝１００×（Ａ−Ｂ）／Ａ
（Ａｒ３変態点以下での累積圧下率〔％〕）＝１００×（Ａ−Ｂ）／Ａ
また、上記熱間圧延は、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点−３０℃）〜（Ａｒ３変態点−１８０℃）とする条件で行う必要がある。圧延仕上温度が、（Ａｒ３変態点−３０℃）超えでは、２相域圧延による転位密度の高い加工フェライト導入による強靭化効果が十分に得られず、一方、（Ａｒ３変態点−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。
さらに、上記熱間圧延は、Ａｒ３変態点以下での圧延を行う前に、圧延途中の形鋼の部位（長辺、短辺、ウエブ、フランジなど）による温度差（すなわち、圧延途中の熱間圧延形鋼素材全体における温度差）を５０℃以内としておくことが好ましい。例えば、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、肉厚の薄い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℃以内に抑えておくことが好ましい。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や反りが大きくなり、矯正に要する負担が大きくなって生産性を低下させる。なお、形鋼の各部位の温度差は、圧延途中の形鋼のほぼ同じ断面位置（長手位置）における各部位（ウエブ、フランジなど）の表面温度を放射温度計で測定し、得られた最高温度と最低温度の差より求める。
形鋼の各部位（例えば、短辺側と長辺側）の温度差を５０℃以内に抑える手段としては、粗圧延機の前後に配置された冷却設備を用いて制御する方法が好ましい。具体的には、上記冷却設備により、肉厚の厚い短辺側を重点的に水冷し温度差を解消する方法が好ましい。この際の水冷は、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く、また、熱間圧延する形鋼の寸法や要求精度に応じて、複数回に分けて行ってもよい。なお、水冷の際の水量密度は、１ｍ３／ｍ２・ｍｉｎ以上であることが好ましい。
熱間圧延に続く冷却は、空冷（放冷）とする。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低減することができ、圧延後の製品に対する矯正負担を軽減することができる。放冷の際の冷却速度は、板厚にもよるが、０．４〜１．０℃／ｓ程度である。上記冷却速度の範囲内で冷却を加減速する措置（強制冷却、保温など）を施すことは、実質的に放冷と同じなので、特にこれを除外しない。
上記のようにして得た本発明の熱間圧延形鋼は、原油タンク用熱間圧延形鋼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、鋼材は、その表面にショットブラスト処理を施してから、プライマー塗装されるが、鋼材の表面全体を均一に覆うためには、ある一定以上の塗膜厚さが必要であり、耐局部腐食性および耐全面腐食性を向上させるためには、Ｚｎを含むプライマーの塗布する厚さを５μｍ以上とするのが好ましい。なお、耐局部腐食性および耐全面腐食性を改善するという観点からは、塗布量の上限に制限はないが、プライマーが厚くなり過ぎると、切断性、溶接性および経済性が悪くなるため、上限は１００μｍ程度とするのが好ましい。
表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または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表２−１，２に示した温度に加熱後、熱間圧延し、同表に示した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。なお、表２−１，２において、不等辺不等厚山形鋼（ＮＡＢ）については、長辺側をウエブ、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側から、Ｔ形鋼についてはフランジからＪＩＳ１Ａ号引張試験片を採取し、引張特性（降伏応力ＹＰ，引張強さＴＳ，伸びＥｌ）を測定した。また、不等辺不等厚山形鋼については短辺を、Ｔ形鋼についてはフランジを２０ｋＪ／ｃｍの入熱で突合せ多層盛り溶接（ＧＭＡＷ）したＨＡＺ中央部のそれぞれからシャルピー衝撃試験片（２ｍｍＶノッチ試験片）を採取し、−２０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。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倍にて観察し、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、加工フェライトの面積率を求めた。なお、加工フェライトを有する鋼（圧延Ｎｏ．１Ｅ以外）において、加工フェライト以外の主要な相は、パーライト（圧延Ｎｏ．１Ｇ以外）あるいはベイナイト（圧延Ｎｏ．１Ｇ以外）と熱間圧延終了後に生成した非加工フェライトであった。なお、本発明例においては、パーライトは、面積率で３〜２０％存在した。
表３に、上記引張試験、シャルピー衝撃試験およびミクロ組織調査の結果を示した。表３から、本発明に適合する成分組成とミクロ組織を有する熱間圧延形鋼、特に、加工フェライトを全組織に対して１０％以上含むフェライト＋パーライトのミクロ組織からなる形鋼では、本発明が所期した強度以上のＹＰ：３１５ＭＰａ以上、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上が得られており、しかも、母材および溶接部とも−２０℃で３４Ｊ以上の衝撃吸収エネルギーを示しており、衝撃特性に優れている。
これに対して、本発明の成分組成を満たし、ミクロ組織がフェライト＋パーライトであっても、加工フェライトを含まない形鋼（圧延Ｎｏ．１Ｅ）あるいは加工フェライトの分率が低い形鋼（圧延Ｎｏ．１Ｆ）は、本発明が目的とする強度（ＹＰ：３１５ＭＰａ以上、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上）を確保できていない。また、本発明の成分組成を満たしていても、熱間圧延後、水冷して加速冷却し、ミクロ組織をフェライト＋ベイナイトとした形鋼（圧延Ｎｏ．１Ｇ）では、高強度ではあるものの、ねじれ、反り、曲がりなどによる形状変化が大きく、工程的に生産を行うことは難しいことがわかった。また、Ａｒ３変態点以下で熱間圧延を行う際の表面温度差が５０℃を超える圧延Ｎｏ．１Ｉでも、機械的特性は問題ないものの、形鋼に反りや曲がりが発生した。
これに対して、本発明の成分組成を満たし、ミクロ組織がフェライト＋パーライトであっても、加工フェライトを含まない形鋼（圧延Ｎｏ．１Ｅ）あるいは加工フェライトの分率が低い形鋼（圧延Ｎｏ．１Ｆ）は、本発明が目的とする強度（ＹＰ：３１５ＭＰａ以上、ＴＳ：４４０ＭＰａ以上）を確保できていない。また、本発明の成分組成を満たしていても、熱間圧延後、水冷して加速冷却し、ミクロ組織をフェライト＋ベイナイトとした形鋼（圧延Ｎｏ．１Ｇ）では、高強度ではあるものの、ねじれ、反り、曲がりなどによる形状変化が大きく、工程的に生産を行うことは難しいことがわかった。また、Ａｒ３変態点以下で熱間圧延を行う際の表面温度差が５０℃を超える圧延Ｎｏ．１Ｉでも、機械的特性は問題ないものの、形鋼に反りや曲がりが発生した。
さらに、製造したそれぞれの熱間圧延形鋼について、不等辺不等厚山形鋼については短辺側から、Ｔ形鋼についてはフランジから、厚さ１０ｍｍ×幅５０ｍｍ×長さ５０ｍｍの正方形の小片を切り出し、その表面にショットブラストを施してから、無機系ジンクプライマーの塗膜厚を０μｍ（無塗布）、５〜１０μｍ、１５〜２５μｍ、５０〜７０μｍの４レベルに塗り分けた試験片を作製した。次いで、上記試験片の端面および裏面に防食性のある塗料でマスキングを行うと共に、被試験面となる上面のみに、実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。
なお、上記腐食試験片は、表面状態の異なる２種類の試験片を作製した。１つは、被試験面にスラッジを均一に塗布した試験片（試験片１）であり、他の１つは、被試験面の中央部２ｍｍφの部分には、スラッジに硫黄を５０ｍａｓｓ％混合した硫黄混合スラッジを塗布し、その他の部分には、スラッジのみを均一に塗布した試験片（試験片２）である。この試験片２では、硫黄混合スラッジが局部腐食の起点となり、腐食を促進することから、この試験片２の試験結果から、局部腐食抑制に及ぼす鋼材成分の影響、プライマーの影響およびそれらの組み合わせの影響を的確に把握することが可能となる。また、発明者らの研究結果では、試験片２を用いた腐食試験の方が、試験片１を用いた試験よりも、実船における暴露試験との相関がよいことが明らかとなっている。
なお、上記腐食試験片は、表面状態の異なる２種類の試験片を作製した。１つは、被試験面にスラッジを均一に塗布した試験片（試験片１）であり、他の１つは、被試験面の中央部２ｍｍφの部分には、スラッジに硫黄を５０ｍａｓｓ％混合した硫黄混合スラッジを塗布し、その他の部分には、スラッジのみを均一に塗布した試験片（試験片２）である。この試験片２では、硫黄混合スラッジが局部腐食の起点となり、腐食を促進することから、この試験片２の試験結果から、局部腐食抑制に及ぼす鋼材成分の影響、プライマーの影響およびそれらの組み合わせの影響を的確に把握することが可能となる。また、発明者らの研究結果では、試験片２を用いた腐食試験の方が、試験片１を用いた試験よりも、実船における暴露試験との相関がよいことが明らかとなっている。
これらの試験片は、その後、図１に示した腐食試験装置の試験液６中に１ケ月間浸漬する腐食試験に供した。この腐食試験装置は、腐食試験槽２、恒温槽３の二重型の装置で、腐食試験槽２には実の原油タンク底板で生じるのと同様の局部腐食を発生させることができる試験液６が入れられている。上記試験液６には、ＡＳＴＭＤ１１４１に規定される人工海水を試験母液とし、この液中に、５ｖｏｌ％Ｏ２＋１０ｖｏｌ％Ｈ２Ｓの分圧比に調整し、残部Ｎ２ガスからなる混合ガス（導入ガス４）を導入したものを使用した。また、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。なお、試験液６は、導入ガス４が連続して供給されるため、常に攪拌されている。図１中、５は試験槽からの排出ガスを示す。
上記腐食試験後、試験片表面に生成した錆を除去してから、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発生部の腐食深さを測定し、以下の基準で耐局部腐食性をランク分けした。
＜耐局部腐食性ランク＞
１：局部腐食無し
２：局部腐食深さ０．１ｍｍ未満
３：局部腐食深さ０．１ｍｍ以上０．２ｍｍ未満
４：局部腐食深さ０．２ｍｍ以上０．６ｍｍ未満
５：局部腐食深さ０．６ｍｍ以上１．０ｍｍ未満
６：局部腐食深さ１．０ｍｍ以上１．５ｍｍ未満
７：局部腐食深さ１．５ｍｍ以上
＜耐局部腐食性ランク＞
１：局部腐食無し
２：局部腐食深さ０．１ｍｍ未満
３：局部腐食深さ０．１ｍｍ以上０．２ｍｍ未満
４：局部腐食深さ０．２ｍｍ以上０．６ｍｍ未満
５：局部腐食深さ０．６ｍｍ以上１．０ｍｍ未満
６：局部腐食深さ１．０ｍｍ以上１．５ｍｍ未満
７：局部腐食深さ１．５ｍｍ以上
上記局部腐食試験の結果を表４に示した。試験片１を用いた試験では、本発明に適合する成分組成を有する鋼Ｎｏ．１〜２６を素材とした熱間圧延形鋼は、耐局部腐食性の評価が全てランク１〜３で、局部腐食深さが０．２ｍｍ未満に抑えられている。特に、ジンクプライマーを５μｍ以上塗布したものは、耐局部腐食性の評価が全てランク１であり、局部腐食の発生が有効に抑制されている。一方、本発明の成分組成から外れる鋼Ｎｏ．２７〜３３を素材とした熱間圧延形鋼は、Ｎｏ．３２の形鋼を除いて、いずれも本発明の熱間圧延形鋼よりも耐局部腐食性が劣っている。
また、試験片２を用いた試験では、局部腐食の進行が、試験片１を用いた場合よりも促進される結果となっているが、鋼種間の差、特に、ジンクプライマー塗布状態での鋼種間の差を明確に知ることができる。すなわち、発明例の鋼Ｎｏ．１〜２６を素材とした熱間圧延形鋼の耐局部腐食性は、ジンクプライマー無塗布状態、塗布状態のいずれにおいても、比較例の鋼Ｎｏ．２７〜３３を素材とした熱間圧延形鋼よりも抑制されている。注目すべきは、比較例の鋼Ｎｏ．３２を素材とする熱間圧延形鋼では、試験片１を用いた試験では本発明例と同レベルの耐局部腐食性を示しているが、試験片２を用いた試験では、本発明例より明らかに耐局部腐食性が劣っており、その差が明確になっている。
以上の結果から、本発明に適合した熱間圧延形鋼は、耐局部腐食性に優れていることがわかる。
また、試験片２を用いた試験では、局部腐食の進行が、試験片１を用いた場合よりも促進される結果となっているが、鋼種間の差、特に、ジンクプライマー塗布状態での鋼種間の差を明確に知ることができる。すなわち、発明例の鋼Ｎｏ．１〜２６を素材とした熱間圧延形鋼の耐局部腐食性は、ジンクプライマー無塗布状態、塗布状態のいずれにおいても、比較例の鋼Ｎｏ．２７〜３３を素材とした熱間圧延形鋼よりも抑制されている。注目すべきは、比較例の鋼Ｎｏ．３２を素材とする熱間圧延形鋼では、試験片１を用いた試験では本発明例と同レベルの耐局部腐食性を示しているが、試験片２を用いた試験では、本発明例より明らかに耐局部腐食性が劣っており、その差が明確になっている。
以上の結果から、本発明に適合した熱間圧延形鋼は、耐局部腐食性に優れていることがわかる。
実施例１で用いたのと同じ鋼Ｎｏ．１〜３３を素材とした熱間圧延形鋼から、厚さ４ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ４８ｍｍの矩形の小片を切り出し、その表面に、ショットブラストを施してから無機系ジンクプライマーの塗膜厚を０μｍ（無塗布）、５〜１０μｍ、１５〜２５μｍ、５０〜７０μｍに塗り分けた４種類の腐食試験片を作製した。次いで、腐食試験を加速するため、上記塗膜面に、鋼材表面に達するＸ字型のカッター傷を損傷面積率が１．０％となるように付けてから、下記の全面腐食試験に供した。
全面腐食試験は、図２に示した腐食試験装置を用いて行った。この腐食試験装置は、腐食試験槽９と温度制御プレート１０とから構成されており、腐食試験槽９には温度が４０℃に保持された水１３が注入されており、また、その水１３中には、１２ｖｏｌ％ＣＯ２、５ｖｏｌ％Ｏ２、０．０１ｖｏｌ％ＳＯ２、０．１ｖｏｌ％Ｈ２Ｓ、残部Ｎ２からなる混合ガス（導入ガス１１）を導入して腐食試験槽９内を過飽和の水蒸気で充満し、原油タンク上甲板裏の腐食環境を再現した。そして、この試験槽の上裏面にセットした腐食試験片８に、ヒーターと冷却装置を内蔵した温度制御プレート１０を介して、３０℃×４時間＋５０℃×４時間を１サイクルとする温度変化を２０日間繰り返して付与し、試験片表面に結露水を生じさせることにより、全面腐食を起こさせるようにしたものである。図２中、１２は試験槽からの排出ガスを示す。
上記試験後、各試験片についての耐全面腐食性を以下のようにして評価した。
＜ジンクプライマー無塗布材＞
試験前後の質量変化から、腐食による板厚減量を求め、これを１年当たりの腐食板厚に換算して、以下のランク分けにより耐全面腐食性を評価した。
１：腐食速度０．１０ｍｍ／年未満
２：腐食速度０．１０ｍｍ／年以上０．２５ｍｍ／年未満
３：腐食速度０．２５ｍｍ／年以上０．５０ｍｍ／年未満
４：腐食速度０．５０ｍｍ／年以上１．００ｍｍ／年未満
５：腐食速度１．００ｍｍ／年以上
＜ジンクプライマー塗布材＞
各試験片の表面および塗膜下に発生した錆の面積率を測定し、以下のランク分けにより耐全面腐食性を評価した。
１：錆面積率 ５％未満
２：錆面積率 ５％以上１５％未満
３：錆面積率１５％以上２５％未満
４：錆面積率２５％以上５０％未満
５：錆面積率５０％以上
＜ジンクプライマー無塗布材＞
試験前後の質量変化から、腐食による板厚減量を求め、これを１年当たりの腐食板厚に換算して、以下のランク分けにより耐全面腐食性を評価した。
１：腐食速度０．１０ｍｍ／年未満
２：腐食速度０．１０ｍｍ／年以上０．２５ｍｍ／年未満
３：腐食速度０．２５ｍｍ／年以上０．５０ｍｍ／年未満
４：腐食速度０．５０ｍｍ／年以上１．００ｍｍ／年未満
５：腐食速度１．００ｍｍ／年以上
＜ジンクプライマー塗布材＞
各試験片の表面および塗膜下に発生した錆の面積率を測定し、以下のランク分けにより耐全面腐食性を評価した。
１：錆面積率 ５％未満
２：錆面積率 ５％以上１５％未満
３：錆面積率１５％以上２５％未満
４：錆面積率２５％以上５０％未満
５：錆面積率５０％以上
上記全面腐食試験の結果を、表４中に併記して示した。表４から、本発明に適合する成分組成の鋼Ｎｏ．１〜２６を素材とした熱間圧延形鋼は、無塗装材の耐全面腐食性がいずれもランク１〜２と良好である。これに対して、比較例の鋼Ｎｏ．２７〜３３を素材とした熱間圧延形鋼は、無機系ジンクプライマー塗布のない場合のみならず、塗布している場合においても、発明例の熱間圧延形鋼より耐全面腐食性が劣っていることがわかる。
本発明の原油タンク用熱間圧延形鋼は、海水による腐食環境下で優れた耐食性を示すので、船舶の補修期間の延長を通じて船舶自体の寿命延長にも有効であるが、類似の腐食環境で使用される他の分野で用いられる熱間圧延形鋼にも用いることができる。
１、８：試験片
２、９：腐食試験槽
３：恒温槽
４、１１：導入ガス
５、１２：排出ガス
６：試験液
７、１３：水
１０：温度制御プレート
２、９：腐食試験槽
３：恒温槽
４、１１：導入ガス
５、１２：排出ガス
６：試験液
７、１３：水
１０：温度制御プレート
Claims (8)
- Ｃ：０．００１〜０．１６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．００８ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０６ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、加工フェライトを全組織に対して面積率で１０％以上含むフェライトと、パーライトとからなるミクロ組織を有する原油タンク用熱間圧延形鋼。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５〜０．３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の原油タンク用熱間圧延形鋼。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｍｏ：０．００１〜０．５ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の原油タンク用熱間圧延形鋼。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．１ｍａｓｓ％およびＢ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の原油タンク用熱間圧延形鋼。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００２〜０．００５ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の原油タンク用熱間圧延形鋼。
- 降伏応力が３１５ＭＰａ以上、引張強さが４４０ＭＰａ以上の強度を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の原油タンク用熱間圧延形鋼。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を１０００〜１３５０℃に加熱後、熱間圧延して形鋼を製造する方法において、前記熱間圧延を、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率を１０〜８０％、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点−３０℃）〜（Ａｒ３変態点−１８０℃）とする条件にて施し、その後、放冷することを特徴とする原油タンク用熱間圧延形鋼の製造方法。
- 上記熱間圧延において、圧延途中の形鋼の部位による温度差を表面温度差で５０℃以内にしてから、Ａｒ３変態点以下での累積圧下率を１０〜８０％、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点−３０℃）〜（Ａｒ３変態点−１８０℃）とする前記熱間圧延を施すことを特徴とする請求項７に記載の原油タンク用熱間圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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