JP5655358B2 - Steel material with excellent seawater corrosion resistance - Google Patents
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Description
本発明は、海水に曝される環境およびその周辺環境で使用される海洋構造物（海中、海上やウォーターフロントで使用される構造物）、例えば、橋梁、船舶、建設機械等に好適な鋼材に係り、特に耐海水腐食性に優れた鋼材に関する。 The present invention provides a steel material suitable for an environment exposed to seawater and a marine structure used in the surrounding environment (a structure used in the sea, on the sea, and on the waterfront), such as a bridge, a ship, and a construction machine. In particular, the present invention relates to a steel material excellent in seawater corrosion resistance.
海洋構造物は、海水、海水の飛沫、飛来塩分に曝される海水腐食環境下で使用される。また、一般的に、海洋構造物は大型構造物であり、その構築には大量の素材を要する。そのため、海洋構造物に適用される鋼材には優れた耐海水腐食性が要求されるとともに、安価であることも要求される。 Offshore structures are used in seawater corrosive environments that are exposed to seawater, seawater splashes, and incoming salt. In general, an offshore structure is a large structure, and a large amount of material is required for its construction. Therefore, steel materials applied to offshore structures are required to have excellent seawater corrosion resistance and be inexpensive.
更に、海洋構造物では、安全性・信頼性の観点から腐食に関するメンテナンスが必須となるが、構造物が大型であり且つ海上や海中に設置されていることから、メンテナンス作業が困難であるとともに１回のメンテナンスに膨大な費用がかかる。そのため、海洋構造物に適用される鋼材としては、構造物のメンテナンス頻度を少なくし（ミニマムメンテナンス化）、ライフサイクルコスト（LCC）向上を実現し得るものが理想的である。 Furthermore, in the case of offshore structures, maintenance related to corrosion is essential from the viewpoint of safety and reliability. However, since the structures are large and installed on the sea or in the sea, maintenance work is difficult and 1 A large amount of maintenance costs are required. Therefore, ideal steel materials that can be applied to offshore structures are those that can reduce the frequency of maintenance of structures (minimum maintenance) and improve life cycle cost (LCC).
従来、海洋構造物には、安価な普通鋼（一般構造用鋼）に塗装を施し耐食性（耐海水腐食性）を付与した鋼材が適用されていた。しかしながら、普通鋼自体は十分な耐海水腐食性を有しない。そのため、普通鋼に塗装を施した鋼材は、塗膜の剥離、劣化あるいは外的要因による損傷等、塗膜に欠陥が生じるたびに再塗装することを要し、ミニマムメンテナンス化によるライフサイクルコスト（LCC）向上という要請にそぐわないものであった。 Conventionally, steel materials obtained by coating inexpensive ordinary steel (general structural steel) with corrosion resistance (seawater corrosion resistance) have been applied to offshore structures. However, ordinary steel itself does not have sufficient seawater corrosion resistance. For this reason, steel materials coated with ordinary steel must be repainted every time a defect occurs in the coating film, such as peeling, deterioration, or damage due to external factors. LCC) did not meet the demand for improvement.
普通鋼に見られた上記問題を有利に解決するのが低合金耐食鋼である。低合金耐食鋼は、少量の合金元素を含む安価な鋼であるうえ、普通鋼に比して海水腐食環境下における耐食性が格段に優れている。そのため、海洋構造物を構成する部材のうち、海水腐食環境がさほど厳しくない場所（例えば、海面から多少離れた場所）に配置された部材に対しては、無塗装の低合金耐食鋼を鋼材として適用することも考えられ、ミニマムメンテナンス化をより一層促進することも期待できる。 A low alloy corrosion resistant steel advantageously solves the above problems found in ordinary steel. The low alloy corrosion resistant steel is an inexpensive steel containing a small amount of alloying elements, and has much better corrosion resistance in a seawater corrosive environment than ordinary steel. For this reason, uncoated low-alloy corrosion-resistant steel is used as a steel material for members that are located in places where the seawater corrosive environment is not so severe (for example, some distance from the sea surface). It can be applied, and it can be expected to further promote minimum maintenance.
低合金鋼に耐海水腐食性を付与する技術に関しては、鋼にCu、P、Cr、Sn、Ni、Moなどを含有させ、これら合金元素の含有量を適正化することにより耐海水腐食性を向上させる技術が、現在に至るまで数多く提案されている。ここで、鋼材の腐食には、鋼材表面の腐食が全面にわたりほぼ均一に生じる全面腐食と、鋼材表面の腐食が均一でなく局部的に集中して生じる局部腐食（孔食、隙間腐食など）とが存在するが、上記合金元素のうち、Crは局部腐食を促進する元素として耐海水腐食性に悪影響を及ぼすとされている。 Regarding technologies for imparting seawater corrosion resistance to low-alloy steel, the steel contains Cu, P, Cr, Sn, Ni, Mo, etc., and by optimizing the content of these alloy elements, seawater corrosion resistance is improved. Many techniques have been proposed for improvement. Here, the corrosion of steel materials includes general corrosion in which corrosion of the steel material surface is almost uniform over the entire surface, and local corrosion (pitting corrosion, crevice corrosion, etc.) caused by localized concentration of corrosion on the steel material surface. Among these alloy elements, Cr is said to adversely affect seawater corrosion resistance as an element promoting local corrosion.
Cr含有量が2％程度を超えると鋼材の腐食形態が全面腐食から局部腐食となり、且つ、Cr含有量が5％程度になると局部腐食の発生が著しくなる。そのため、従来、耐海水腐食性を重視した鋼材においてはCr含有量を抑制するのが一般的であり、例えば、特許文献１ではCr含有量を0.1％以下に制限した鋼材が、また、特許文献２ではCr含有量を3.5％以下に制限した鋼材がそれぞれ提案されている。 If the Cr content exceeds about 2%, the corrosion form of the steel material changes from general corrosion to local corrosion, and if the Cr content is about 5%, the occurrence of local corrosion becomes significant. Therefore, conventionally, in steel materials that place importance on seawater corrosion resistance, it is common to suppress the Cr content. For example, Patent Document 1 discloses a steel material in which the Cr content is limited to 0.1% or less. No. 2 proposes steel materials whose Cr content is limited to 3.5% or less.
これらの技術に対し、Crを有効に活用する試みとして特許文献３には、質量％で、Ｃ：0.001〜0.15％、Si：3.0％以下、Mn：2.0％以下、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.01％以下、Cu：0.05〜1.00％、Ni：0.05〜5.0％、Cr：0.50〜12.0％、Al：0.003〜2.5％、Ｎ：0.001〜0.1％、及びSn：0.11〜0.50％を含有し、残部がFeと不可避的不純物とからなる耐海水鋼が提案されている。また、特許文献３に提案された技術によると、鋼材にCrとともにSnやSbを複合添加することにより、Crを3％以上含有しても、局部腐食感受性が増大することなく、耐全面腐食性と耐局部腐食性との双方において優れた耐海水腐食性を得ることができるとされている。 As an attempt to effectively use Cr for these technologies, Patent Document 3 describes, in mass%, C: 0.001 to 0.15%, Si: 3.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.02% or less, S : 0.01% or less, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 5.0%, Cr: 0.50 to 12.0%, Al: 0.003 to 2.5%, N: 0.001 to 0.1%, and Sn: 0.11 to 0.50% In addition, seawater-resistant steel, the balance of which consists of Fe and inevitable impurities, has been proposed. In addition, according to the technique proposed in Patent Document 3, by adding Sn and Sb together with Cr to the steel material, even if it contains 3% or more of Cr, the local corrosion susceptibility does not increase without increasing the local corrosion sensitivity. It is said that excellent seawater corrosion resistance can be obtained both in terms of corrosion resistance and local corrosion resistance.
しかしながら、特許文献３で提案された技術では、局部腐食低減効果が未だ不十分であり、改善の余地が見られる。また、特許文献３に提案された技術では、CuおよびNiを必須元素とするため、コスト面で依然として不利である。更に、特許文献３に提案された技術ではSnの多量含有を必須としているが、SnやCuは精錬による除去が困難であることから、スクラップ処理時に支障をきたす。 However, with the technique proposed in Patent Document 3, the effect of reducing local corrosion is still insufficient, and there is room for improvement. Further, the technique proposed in Patent Document 3 is still disadvantageous in terms of cost because Cu and Ni are essential elements. Furthermore, although the technique proposed in Patent Document 3 requires a large amount of Sn, Sn and Cu are difficult to remove by refining, which causes trouble during scrap processing.
また、特許文献４では、合金元素の種類と含有量が少なく、良好な耐食性を示し且つ安価な耐海水性鋼に関する技術、具体的には、質量％で、Ｃ：0.04％以下、Si：1.5％以下、Mn：5.0％以下、Cr：1.0〜5.0％およびsol.Al：0.003〜0.05％を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物としてのＳが0.003％以下、Ｎが0.008％以下、Ｏ（酸素）が0.005％以下で、少なくとも、表面下0.5 mmまでの表層部分の金属組織を、ベイナイト相の面積割合が50％以上である平均粒径8μm以下の細粒組織とする耐海水性鋼が提案されている。 Moreover, in patent document 4, the kind and content of alloy elements are few, and show the technique with favorable corrosion resistance and are cheap, about the seawater-resistant steel specifically, C: 0.04% or less by mass%, Si: 1.5 %, Mn: 5.0% or less, Cr: 1.0-5.0% and sol.Al: 0.003-0.05%, the balance consists of Fe and impurities, S as impurities is 0.003% or less, N is 0.008% or less , O (oxygen) is 0.005% or less, and the metal structure of the surface layer part at least up to 0.5 mm below the surface is a fine-grained structure with an average particle size of 8 μm or less with an area ratio of bainite phase of 50% or more Stainless steel has been proposed.
特許文献４で提案された技術では、鋼組成を調整したうえ、表層部分の組織を細粒ベイナイト相主体の細粒組織とすることにより、耐海水性の向上を図っている。また、特許文献４で提案された技術では、Cr含有量が1.0％以上で耐海水性が顕著に向上し、5.0％を超えると孔食感受性が著しく高くなるという知見のもと、その含有量を1.0〜5.0％に規定している。そして、より好ましいCr含有量は2.0〜3.0％であるとされている。 In the technique proposed in Patent Document 4, seawater resistance is improved by adjusting the steel composition and making the structure of the surface layer part a fine-grained structure mainly composed of a fine-grained bainite phase. Further, in the technique proposed in Patent Document 4, the content of Cr is remarkably improved when the Cr content is 1.0% or more, and the pitting corrosion sensitivity is remarkably increased when the Cr content exceeds 5.0%. Is defined as 1.0 to 5.0%. And more preferable Cr content is said to be 2.0 to 3.0%.
しかしながら、特許文献４で提案された技術では、Cr含有量の増加に伴い孔食感受性（局部腐食感受性）が著しく高くなる現象に対し、その対策が十分に講じられていない。そのため、Cr由来の耐全面腐食性向上効果ならびにコスト低減効果を有効に活用することができず、係る技術を海洋構造物に適用したとしても、構造物のミニマムメンテナンス化やライフサイクルコスト（LCC）の向上効果を期待することはできない。また、特許文献４で提案された技術では、鋼の表面下0.5 mmまでの表層部分の金属組織をベイナイト相主体としているため、工程が複雑となるうえ、表層と中央部との組織が異なり、鋼表層部分の硬質化に伴い加工性が劣化するという問題もみられる。 However, the technique proposed in Patent Document 4 does not sufficiently take measures against the phenomenon in which the pitting corrosion sensitivity (local corrosion sensitivity) becomes extremely high as the Cr content increases. Therefore, the effect of improving the overall corrosion resistance and cost reduction due to Cr cannot be effectively utilized, and even if such technology is applied to offshore structures, the minimum maintenance of structures and life cycle costs (LCC) The improvement effect cannot be expected. In the technique proposed in Patent Document 4, the metal structure of the surface layer part up to 0.5 mm below the surface of the steel is mainly composed of the bainite phase. Therefore, the process is complicated, and the structure of the surface layer and the central part is different. There is also a problem that workability deteriorates with the hardening of the steel surface layer.
更に、鋼の耐局部腐食性の向上を図るうえで、特許文献３および特許文献４で提案された技術では、何れも鋼組成についての検討のみに留まっており、耐局部腐食性と鋼組織との関係については全く考慮されていない。そのため、特許文献３および特許文献４に記載の鋼材は、積極的にCrを利用しているものの、局部腐食対策が十分に講じられているとは云えず、海洋構造物に求められる耐海水腐食性（耐全面腐食性および耐局部腐食性）を満足するものではない。 Furthermore, in order to improve the local corrosion resistance of steel, the techniques proposed in Patent Document 3 and Patent Document 4 are all limited to the examination of the steel composition. This relationship is not considered at all. Therefore, although the steel materials described in Patent Document 3 and Patent Document 4 actively use Cr, it cannot be said that sufficient countermeasures against local corrosion have been taken, and seawater corrosion resistance required for offshore structures. (Total corrosion resistance and local corrosion resistance) are not satisfied.
以上のように、低合金鋼に耐海水腐食性を付与する技術に関し、従来技術では、安価であり且つ十分な耐海水腐食性（耐全面腐食性および耐局部腐食性）を有し、海洋構造物のミニマムメンテナンス化によるライフサイクルコスト（LCC）向上を実現し得る鋼材を提供することは困難であった。 As described above, regarding the technology for imparting seawater corrosion resistance to low alloy steel, the conventional technology is inexpensive and has sufficient seawater corrosion resistance (overall corrosion resistance and local corrosion resistance), and has an offshore structure. It has been difficult to provide a steel material that can realize life cycle cost (LCC) improvement through minimum maintenance of objects.
本発明は、上記した従来技術を有利に解決し、海洋構造物用として好適な鋼材であって、従来に比して高いCr含有量とした場合であっても良好な耐局部腐食性を示し、耐海水腐食性に優れた鋼材を提供することを目的とする。 The present invention advantageously solves the above-described prior art and is a steel material suitable for use in offshore structures, and exhibits good local corrosion resistance even when the Cr content is higher than that of the conventional steel material. An object of the present invention is to provide a steel material excellent in seawater corrosion resistance.
上記課題を解決すべく、本発明者らは、低合金鋼の耐海水腐食性（耐全面腐食性および耐局部腐食性）に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、以下のような知見を得た。
１）Crには、耐海水腐食性を改善する効果があり、鋼材中のCr含有量が増加するにつれて鋼材の耐全面腐食性が向上すること。
２）鋼材中のCr含有量を高くし、更に局部腐食を抑制して、腐食形態を全面腐食とすることにより、耐海水腐食性が改善されること。
In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors diligently studied various factors affecting the seawater corrosion resistance (overall corrosion resistance and local corrosion resistance) of low alloy steels. As a result, the following findings were obtained.
1) Cr has the effect of improving seawater corrosion resistance, and the overall corrosion resistance of steel materials improves as the Cr content in the steel materials increases.
2) Seawater corrosion resistance should be improved by increasing the Cr content in the steel, further suppressing local corrosion, and making the corrosion form a full surface corrosion.
３）局部腐食を抑制するうえでは、鋼組織をフェライト相とすることが有効であること。
４）鋼中に粗大な炭化物が存在すると、この炭化物がカソードとして作用して腐食の起点となり、局部腐食を招来すること。
５）2〜9％Cr鋼では、Cr含有量が多くなるに伴い、M3C系のみならずM23C6系、M 7C3系の粗大炭化物（Mは主としてCr，Fe）が生成し、これら炭化物がカソードとして作用して腐食の起点となり、局部腐食を招来するものと推測されること。
６）鋼中のC含有量を低減し、腐食の起点となる炭化物の体積率を低減することにより、耐局部腐食性が改善すること。また、炭化物のサイズと分散状態が、耐局部腐食性を左右すること。
3) In order to suppress local corrosion, it is effective to make the steel structure a ferrite phase.
4) When coarse carbides are present in the steel, the carbides act as a cathode and become the starting point of corrosion, leading to local corrosion.
5) With 2-9% Cr steel, as the Cr content increases, not only M 3 C, but also M 23 C 6 and M 7 C 3 coarse carbides (M is mainly Cr and Fe) are formed. However, it is presumed that these carbides act as a cathode and become the starting point of corrosion, leading to local corrosion.
6) Local corrosion resistance should be improved by reducing the C content in the steel and reducing the volume fraction of carbides that are the starting point of corrosion. In addition, the size and dispersion of carbides will affect local corrosion resistance.
７）鋼中に存在する炭化物を微細化・分散化すると、局部腐食の起点が分散するため、鋼の腐食形態を局部腐食から全面腐食に変え得ること。また、鋼の結晶粒を微細化することによっても、上記と同様の効果が得られること。
８）鋼中に存在する炭化物の微細化・分散化を図るうえでは、鋼にNbを含有させ、微細なNbCを析出させることが有効であること。
９）鋼中にMn、Vを所定量含有させ、粗大炭化物を構成するFeの一部をMn、Vで置換することにより、粗大炭化物が微細化すること。
7) When the carbides present in steel are refined and dispersed, the origin of localized corrosion is dispersed, so the corrosion form of steel can be changed from localized corrosion to full-scale corrosion. Also, the same effect as above can be obtained by refining the crystal grains of steel.
8) In order to refine and disperse carbides present in steel, it is effective that steel contains Nb and precipitates fine NbC.
9) The coarse carbide is refined by containing a predetermined amount of Mn and V in the steel and replacing a part of Fe constituting the coarse carbide with Mn and V.
10）鋼の表層に歪を導入し、表層の組織を破壊・ランダム化することにより、表層部の粗大炭化物が微細化・分散化すると同時に結晶粒が微細化すること。
11）上記歪の導入に伴い、表層の硬さが上昇すること。
10) By introducing strain into the surface layer of steel and destroying / randomizing the structure of the surface layer, coarse carbides in the surface layer are refined and dispersed, and at the same time the crystal grains are refined.
11) The hardness of the surface layer increases with the introduction of the strain.
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、
C ：0.005％以上0.15％以下、 Si：0.10％以上0.60％以下、
Mn：0.40％以上1.8％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.02％以下、 N ：0.01％以下、
Al：0.01％以上0.30％以下、 Nb：0.01％以上0.30％以下、
Cr：2.0％以上9.0％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相が組織全体に対する面積率で80％以上である組織とを有し、表層の硬さが150 Hv以上250 Hv以下であることを特徴とする、耐海水腐食性に優れた鋼材。
The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.005% to 0.15%, Si: 0.10% to 0.60%,
Mn: 0.40% to 1.8%, P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less, N: 0.01% or less,
Al: 0.01% to 0.30%, Nb: 0.01% to 0.30%,
Cr: 2.0% to 9.0%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, and the structure in which the ferrite phase is 80% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure, and the hardness of the surface layer is 150 Steel with excellent seawater corrosion resistance, characterized by being Hv or more and 250 Hv or less.
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％でV：0.05％以上0.50％以下を含有し、且つ、Mn：0.6％以上1.8％以下であることを特徴とする鋼材。 (2) In (1), in addition to the above composition, the steel further comprises V: 0.05% to 0.50% by mass%, and Mn: 0.6% to 1.8%.
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％でCu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Mo：0.5％以下、W：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする鋼材。 (3) In (1) or (2), in addition to the above composition, Cu: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Sn: 0.3% in mass% Hereinafter, Sb: A steel material characterized by containing one or more of 0.3% or less.
（４）（１）ないし（３）の何れかに記載の鋼材を用いて建造された海洋構造物。 (4) An offshore structure constructed using the steel material according to any one of (1) to (3).
本発明によれば、Crを積極的に利用した低合金鋼であっても局部腐食を抑制することができる。そのため、安価であり且つ優れた耐海水腐食性（耐全面腐食性および耐局部腐食性）を有し、海洋構造物のミニマムメンテナンス化によるライフサイクルコスト（LCC）向上を実現し得る鋼材を提供することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, local corrosion can be suppressed even with a low alloy steel positively utilizing Cr. Therefore, it is inexpensive and has excellent seawater corrosion resistance (overall corrosion resistance and local corrosion resistance), and provides a steel material that can realize life cycle cost (LCC) improvement through minimum maintenance of offshore structures. It is possible to achieve an industrially significant effect.
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明鋼材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.005％以上0.15％以下
Cは、腐食環境下においてカソードサイトとなり易いCr炭化物やCr複合炭化物（例えば、(Fe,Cr,Mn)23C6、(Fe,Cr,Mn)7C3、(Fe,Cr,Mn) 3C）などの生成を抑制する目的で、その含有量を極力低減することが好ましい。C含有量が0.15％を超えると、鋼組織を局部腐食の低減化に有効なフェライト相とすることができず、鋼が硬質化するとともに溶接性が低下する。また、C含有量が増加するにつれて、局部腐食の起点となる炭化物の体積率が増加する。一方、C含有量は低いほど好ましいが、過度な低減はコスト上昇を招く。したがって、C含有量は0.005％以上0.15％以下とする。なお、Cは鋼を強化する元素であるため、鋼材に求められる強度との兼ね合いもあるが、C含有量は0.02％以上0.10％以下とすることが好ましく、0.03％以上0.07％以下とすることがより好ましい。
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, the reason for limiting the component composition of the steel of the present invention will be described. In addition,% showing the following component composition shall mean the mass% unless there is particular notice.
C: 0.005% or more and 0.15% or less
C is a Cr carbide or Cr composite carbide (for example, (Fe, Cr, Mn) 23 C 6 , (Fe, Cr, Mn) 7 C 3 , (Fe, Cr, Mn) 3 ) that easily becomes a cathode site in a corrosive environment. For the purpose of suppressing the production of C) and the like, the content is preferably reduced as much as possible. If the C content exceeds 0.15%, the steel structure cannot be made into a ferrite phase effective for reducing local corrosion, and the steel becomes hard and weldability deteriorates. In addition, as the C content increases, the volume fraction of carbide that becomes the starting point of local corrosion increases. On the other hand, the lower the C content, the better. However, excessive reduction causes an increase in cost. Therefore, the C content is 0.005% or more and 0.15% or less. Since C is an element that strengthens steel, there is also a balance with the strength required for steel, but the C content is preferably 0.02% or more and 0.10% or less, and 0.03% or more and 0.07% or less. Is more preferable.
Si：0.10％以上0.60％以下
Siは、固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素であるとともに、脱酸剤としても作用する。このような効果を得るためには、0.10％以上含有させる必要がある。なお、好ましくは0.20％以上である。一方、Si含有量が0.60％を超えると、靭性が低下する。このため、Si含有量は0.10％以上0.60％以下とする。なお、鋼の強度および脱スケール性の観点からは、0.50％以下とすることが好ましい。
Si: 0.10% to 0.60%
Si is a solid solution strengthening element, is an element effective for increasing the strength, and also acts as a deoxidizer. In order to acquire such an effect, it is necessary to make it contain 0.10% or more. In addition, Preferably it is 0.20% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.60%, the toughness decreases. For this reason, Si content shall be 0.10% or more and 0.60% or less. In addition, from the viewpoint of steel strength and descalability, the content is preferably 0.50% or less.
Mn：0.40％以上1.8％以下
Mnは、炭化物（例えば、(Fe,Cr)3C）中のFeやCrの一部と置換し、炭化物を微細に変化させる元素である。例えば、炭化物がFe3C（セメンタイト）である場合、Mn含有量の増加に伴いFe3C中のFeの一部がMnに置換して(Fe,Mn)3Cとなり、炭化物の形態が微細に変化する。このような効果を得るためには0.6％以上含有させることが好ましい。一方、Mn含有量が1.8％を超えると、鋼が硬質化して加工性を損なうとともに、耐食性を低下させるMnSを生成し、耐食性（耐局部腐食性）を損なう。本発明において、Mn含有量は0.40％以上1.8％以下とする。なお、好ましくは0.6％以上1.8％以下、より好ましくは0.7％以上1.2％以下である。
Mn: 0.40% to 1.8%
Mn is an element that replaces part of Fe or Cr in a carbide (for example, (Fe, Cr) 3 C) and changes the carbide finely. For example, when the carbide is Fe 3 C (cementite), as the Mn content increases, part of Fe in Fe 3 C is replaced with Mn to become (Fe, Mn) 3 C, and the form of the carbide is fine To change. In order to acquire such an effect, it is preferable to make it contain 0.6% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.8%, the steel is hardened and the workability is impaired, and MnS that lowers the corrosion resistance is generated, and the corrosion resistance (local corrosion resistance) is impaired. In the present invention, the Mn content is 0.40% or more and 1.8% or less. In addition, Preferably they are 0.6% or more and 1.8% or less, More preferably, they are 0.7% or more and 1.2% or less.
P ：0.03％以下
Pは、耐食性（耐全面腐食性・耐局部腐食性）に悪影響を及ぼす元素である。また、粒界偏析に伴う２次加工脆性を招来し、加工性を低下させる元素である。そのため、本発明ではPを極力低減することが好ましく、0.03％以下とする。なお、好ましくは0.01％以下である。
P: 0.03% or less
P is an element that adversely affects corrosion resistance (overall corrosion resistance / local corrosion resistance). In addition, it is an element that causes secondary work brittleness accompanying grain boundary segregation and lowers workability. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce P as much as possible, and it is 0.03% or less. In addition, Preferably it is 0.01% or less.
S ：0.02％以下
Sは、Pと同様、耐食性（耐全面腐食性・耐局部腐食性）に悪影響を及ぼす元素である。また、Sは、鋼中にMnSとして存在し、海水腐食環境下において腐食の起点となる。特に、本発明のようにCrを含有する鋼において、MnSは局部腐食（孔食）の起点となるため、Sを極力低減することが好ましい。したがって、S含有量は0.02％以下とする。なお、好ましくは0.005％以下である。
S: 0.02% or less
S, like P, is an element that adversely affects corrosion resistance (overall corrosion resistance / local corrosion resistance). Moreover, S exists as MnS in steel and becomes a starting point of corrosion in a seawater corrosive environment. In particular, in a steel containing Cr as in the present invention, MnS serves as a starting point for local corrosion (pitting corrosion), so it is preferable to reduce S as much as possible. Therefore, the S content is 0.02% or less. In addition, Preferably it is 0.005% or less.
N ：0.01％以下
Nは、Crと結合してCrNなどの窒化物として析出し、耐食性（耐全面腐食性）に有効な固溶Cr濃度を実質的に低下させ、耐海水腐食性を劣化させる有害な元素である。また、Nは鋼の靭性を低下させる元素でもある。更に、N含有量が0.01％を超えると、鋼組織を局部腐食の低減化に有効なフェライト相とすることができず、鋼が硬質化するとともに、溶接性が低下する。したがって、N含有量は0.01％以下とする。なお、好ましくは0.005％以下である。一方、N含有量は低いほど好ましいが、過度な低減は精錬コストの上昇を招くため、その下限値は0.001％程度とすることが好ましい。
N: 0.01% or less
N is a harmful element that combines with Cr and precipitates as nitrides such as CrN, substantially lowers the solid solution Cr concentration effective for corrosion resistance (overall corrosion resistance), and degrades seawater corrosion resistance. . N is also an element that lowers the toughness of steel. Furthermore, if the N content exceeds 0.01%, the steel structure cannot be made into a ferrite phase effective for reducing local corrosion, and the steel becomes hard and weldability deteriorates. Therefore, the N content is 0.01% or less. In addition, Preferably it is 0.005% or less. On the other hand, the lower the N content, the better. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the lower limit is preferably about 0.001%.
Al：0.01％以上0.30％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、その効果を確実に得るためにAl含有量は0.01％以上とする。一方、0.30％を超える含有は、溶接性を低下させるとともに、酸化物系介在物を増加させて表面性状を低下させるおそれもある。したがって、Al含有量は0.01％以上0.30％以下とする。好ましくは、0.02％以上0.05％以下である。
Al: 0.01% or more and 0.30% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer, and the Al content is set to 0.01% or more in order to reliably obtain the effect. On the other hand, if the content exceeds 0.30%, the weldability is lowered, and the oxide inclusions may be increased to lower the surface properties. Therefore, the Al content is 0.01% or more and 0.30% or less. Preferably, it is 0.02% or more and 0.05% or less.
Nb：0.01％以上0.30以下
Nbは、本発明において重要な元素のひとつである。本発明のようなCr含有鋼にNbを含有させると、Crに優先してNbが鋼中のCと結合し、微細なNb炭化物（NbC）が析出する。その結果、粗大なCr炭化物およびCr複合炭化物の析出が大幅に抑制され、Crを積極的に含有させた低合金鋼において、耐局部腐食性が飛躍的に向上する。また、微細なNbCの析出に伴い、鋼の靭性も向上する。Nb含有量が0.01％未満である場合、上記した効果を十分に発現することができない。一方、Nb含有量が0.30％を超えると、上記した効果が飽和するとともに、鋼の硬質化を招き、加工性が低下する。したがって、Nb含有量は0.01％以上0.30％以下とする。好ましくは0.02％以上0.04％以下である。
Nb: 0.01% or more and 0.30 or less
Nb is one of the important elements in the present invention. When Nb is contained in the Cr-containing steel as in the present invention, Nb is combined with C in the steel in preference to Cr, and fine Nb carbide (NbC) is precipitated. As a result, the precipitation of coarse Cr carbide and Cr composite carbide is greatly suppressed, and the local corrosion resistance is drastically improved in the low alloy steel containing Cr actively. In addition, as the fine NbC precipitates, the toughness of the steel also improves. When the Nb content is less than 0.01%, the above effects cannot be sufficiently exhibited. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.30%, the above-described effects are saturated and the steel is hardened, and the workability is lowered. Therefore, the Nb content is 0.01% or more and 0.30% or less. Preferably they are 0.02% or more and 0.04% or less.
Cr：2.0％以上9.0％以下
Crは、本発明の課題を解決するうえで必要不可欠な元素である。Crは耐海水腐食性のうち、耐全面腐食性の向上に極めて有効な元素である。また、Crは、中性塩化物環境下において耐食性（耐候性）に寄与する他の元素（Ni、Moなど）に比して安価であり且つ安定調達が可能な元素でもある。そのため、NiやMoの含有を極力控えて Crを積極的に含有させた鋼材について、局部腐食を抑制することができれば、耐全面腐食性に優れ且つコスト面でも有利な鋼材が得られる。そして、このような鋼材は、海洋構造物のミニマムメンテナンス化、延いてはライフサイクルコスト（LCC）の向上に多大な貢献をもたらすものと考えられる。
Cr: 2.0% to 9.0%
Cr is an indispensable element for solving the problems of the present invention. Cr is an element that is extremely effective in improving the overall corrosion resistance of seawater corrosion resistance. In addition, Cr is an element that is cheaper and can be stably procured than other elements (Ni, Mo, etc.) that contribute to corrosion resistance (weather resistance) in a neutral chloride environment. Therefore, if the local corrosion can be suppressed with respect to a steel material containing Cr as much as possible while suppressing the content of Ni and Mo, a steel material having excellent overall corrosion resistance and advantageous in terms of cost can be obtained. Such a steel material is considered to make a great contribution to the minimum maintenance of marine structures and thus to the improvement of life cycle cost (LCC).
耐食性に寄与する他の元素を鋼材に含有させることなく所望の耐海水腐食性を確保するには、Cr含有量を2.0％以上とする必要がある。また、本発明においてはCrに起因する局部腐食を抑制する対策が講じられるため、Cr含有量が増加するにつれて耐局部腐食性を損なうことなく耐全面腐食性が向上し、海洋構造物の用途に最適な鋼材が得られる。なお、Cr含有量が9.0％を超えると、鋼材の表層に比較的安定な不動態皮膜が形成され、孔食感受性が著しく低くなるため、特別な処置を採らずとも局部腐食が抑制される。しかしながら、たとえ耐食性に寄与する他の元素よりも安価とは云え、多量にCrを含有させることは原料コストの高騰につながり、本発明の趣旨に反するものである。したがって、Cr含有量は2.0％以上9.0％以下とする。好ましくは3.0％以上7.0％以下である。 In order to ensure desired seawater corrosion resistance without containing other elements contributing to corrosion resistance in the steel material, the Cr content needs to be 2.0% or more. Further, in the present invention, since measures are taken to suppress local corrosion caused by Cr, as the Cr content increases, the overall corrosion resistance is improved without impairing the local corrosion resistance, and for use in offshore structures. Optimal steel material can be obtained. If the Cr content exceeds 9.0%, a relatively stable passive film is formed on the surface layer of the steel material, and the pitting corrosion sensitivity is remarkably lowered. Therefore, local corrosion is suppressed without taking special measures. However, even if it is cheaper than other elements that contribute to corrosion resistance, containing a large amount of Cr leads to a rise in raw material costs, which is contrary to the spirit of the present invention. Therefore, the Cr content is 2.0% or more and 9.0% or less. Preferably they are 3.0% or more and 7.0% or less.
以上が、本発明における基本組成であるが、基本組成に加えてさらにV：0.05％以上0.50％以下を含有することができる。
V：0.05％以上0.50％以下
Vは、Mnと同様、炭化物中のFeの一部と置換し、炭化物の形態を微細に変化させる元素である。このような効果を得るためには0.05％以上含有させることが好ましい。一方、V含有量が0.50％を超えると、鋼が硬質化して加工性を損なうとともに、耐食性（耐局部腐食性）向上効果が飽和する。したがって、V含有量は0.05％以上0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.20％以下である。
The above is the basic composition in the present invention, and in addition to the basic composition, V: 0.05% or more and 0.50% or less can be further contained.
V: 0.05% to 0.50%
V, like Mn, is an element that replaces part of Fe in the carbide and finely changes the morphology of the carbide. In order to acquire such an effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.50%, the steel becomes hard and the workability is impaired, and the effect of improving the corrosion resistance (local corrosion resistance) is saturated. Therefore, the V content is preferably 0.05% or more and 0.50% or less. More preferably, it is 0.10% or more and 0.20% or less.
また、本発明においては、上記基本組成に加えてさらにCu、Ni、Mo、W、Sn、Sbのうちの１種または２種以上を必要に応じ選択して含有することができる。
Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Mo：0.5％以下、W：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下
Cu、Ni、Mo、W、Sn、Sbは何れも、局部腐食の進行を抑制するうえで有効に作用する元素である。鋼に局部腐食が発生した場合において、これらの元素は、孔食（局部腐食）の起点となっているアノード部の溶解を抑制する有効な元素である。このような効果を得るためには、それぞれの含有量を、Cu：0.10％以上、Ni：0.10％以上、Mo：0.05％以上、W：0.05％以上、Sn：0.05％以上、Sb：0.05％以上とすることが好ましい。一方、それぞれの含有量が、Cu：0.5％超、Ni：1.0％超、Mo：0.5％超、W：0.5％超、Sn：0.3％超、Sb：0.3％超となると、その効果が飽和するとともに、加工性や製造性の低下を招くおそれがある。したがって、それぞれCu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Mo：0.5％以下、W：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下に限定した。
In the present invention, in addition to the above basic composition, one or more of Cu, Ni, Mo, W, Sn, and Sb can be selected and contained as necessary.
Cu: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Sn: 0.3% or less, Sb: 0.3% or less
Cu, Ni, Mo, W, Sn, and Sb are all elements that effectively act to suppress the progress of local corrosion. When local corrosion occurs in steel, these elements are effective elements that suppress dissolution of the anode part that is the starting point of pitting corrosion (local corrosion). In order to obtain such effects, the respective contents are Cu: 0.10% or more, Ni: 0.10% or more, Mo: 0.05% or more, W: 0.05% or more, Sn: 0.05% or more, Sb: 0.05% The above is preferable. On the other hand, when each content exceeds Cu: 0.5%, Ni: more than 1.0%, Mo: more than 0.5%, W: more than 0.5%, Sn: more than 0.3%, Sb: more than 0.3%, the effect is saturated In addition, the processability and manufacturability may be reduced. Therefore, it was limited to Cu: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, W: 0.5% or less, Sn: 0.3% or less, and Sb: 0.3% or less, respectively.
本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、質量％でO：0.005％以下、Mg：0.005％以下、REM：0.005％以下、Ca：0.005％以下、B：0.002％以下等が許容できる。 In the steel sheet of the present invention, components other than those described above are Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include, for example, O: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, REM: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less, B: 0.002% or less, and the like in mass%.
次に、本発明鋼材の組織および表層硬さの限定理由について説明する。
本発明の鋼材は、フェライト相が組織全体に対する面積率で80％以上である組織を有し、表層の硬さが150 Hv以上250 Hv以下である。
Next, the reasons for limiting the structure and surface hardness of the steel of the present invention will be described.
The steel material of the present invention has a structure in which the ferrite phase is 80% or more in terms of the area ratio with respect to the whole structure, and the hardness of the surface layer is 150 Hv or more and 250 Hv or less.
フェライト相：組織全体に対する面積率で80％以上
本発明においては、鋼材の耐局部腐食性を改善するうえで、フェライト相の形成が必須となる。
本発明範囲の組成を有する鋼材では、フェライト単相組織、フェライト相とパーライト相との混合組織、ベイナイト相、マルテンサイト相、あるいはこれらの混合組織等、種々の組織となり得る。ここで、同じ組成を有する鋼材を同じ海水腐食環境下に曝した場合であっても、鋼材に生じる局部腐食の腐食量（孔食の深さ）は、鋼材の組織によって大きく異なる。そして、本発明者らの検討によれば、耐局部腐食性は、鋼材の組織をフェライト相とした場合に、局部腐食の腐食量（孔食の深さ）が最も低い値を示し、鋼材の耐局部腐食性を改善するうえでは組織をフェライト相主体とすることが有効である。なお、フェライト相の結晶粒径は、微細であるほど炭化物が微細分散化されるので、耐局部腐食性改善に有利に作用する。
Ferrite phase: 80% or more in area ratio with respect to the entire structure In the present invention, the formation of a ferrite phase is essential for improving the local corrosion resistance of a steel material.
The steel material having the composition within the range of the present invention can have various structures such as a ferrite single phase structure, a mixed structure of a ferrite phase and a pearlite phase, a bainite phase, a martensite phase, or a mixed structure thereof. Here, even when a steel material having the same composition is exposed to the same seawater corrosive environment, the amount of local corrosion (depth of pitting corrosion) that occurs in the steel material varies greatly depending on the structure of the steel material. And, according to the study by the present inventors, the local corrosion resistance shows the lowest value of the corrosion amount (pitting corrosion depth) of the local corrosion when the structure of the steel material is a ferrite phase. In order to improve local corrosion resistance, it is effective to make the structure mainly composed of ferrite phase. Note that the finer the crystal grain size of the ferrite phase, the more finely dispersed the carbides, so that it has an advantageous effect on improving local corrosion resistance.
以上の理由により、本発明においては鋼材をフェライト相主体の組織とする。また、組織の不均一領域は腐食の起点となり易いため、耐局部腐食性および耐全面腐食性の観点からは、鋼材の組織を単相組織とすることが好ましい。しかしながら、鋼材の組織がフェライト単相組織では、鋼材に所望の特性（強度、加工性等）を付与することが困難となる場合がある。そのため、本発明においては、耐局部腐食性と、各種用途に適用可能な強度、成形性（加工性）、製造性、溶接性を加味し、フェライト相を組織全体に対する面積率で80％以上とする。好ましくは85％以上98％以下、より好ましくは90％以上95％以下である。 For the reasons described above, in the present invention, the steel material has a structure mainly composed of a ferrite phase. In addition, since the non-uniform region of the structure tends to be a starting point of corrosion, it is preferable that the steel material has a single-phase structure from the viewpoint of local corrosion resistance and general corrosion resistance. However, when the structure of the steel material is a ferrite single phase structure, it may be difficult to impart desired characteristics (strength, workability, etc.) to the steel material. Therefore, in the present invention, in consideration of local corrosion resistance, strength applicable to various applications, formability (workability), manufacturability, weldability, the ferrite phase is 80% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure. To do. Preferably they are 85% or more and 98% or less, More preferably, they are 90% or more and 95% or less.
なお、本発明の鋼材において、フェライト相以外の組織としては、セメンタイト、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、マルテンサイト相等が挙げられ、これらの合計は組織全体に対する面積率で20％未満とすることが好ましい。これらの相が面積率で20％以上となると、耐海水腐食性、特に耐局部腐食性が低下する。
また、結晶粒径は、耐海水腐食性、特に耐局部腐食性の観点からは微細であるほうが好ましく、結晶粒度6.0以上、更には結晶粒度7.0以上であることが好ましい。
In the steel material of the present invention, examples of the structure other than the ferrite phase include cementite, pearlite phase, bainite phase, retained austenite phase, martensite phase, etc., and the total of these is less than 20% in terms of the area ratio relative to the entire structure. It is preferable. When these phases have an area ratio of 20% or more, the resistance to seawater corrosion, particularly the local corrosion resistance, decreases.
The crystal grain size is preferably fine from the viewpoint of seawater corrosion resistance, particularly local corrosion resistance, and preferably has a crystal grain size of 6.0 or more, and more preferably a crystal grain size of 7.0 or more.
表層の硬さ：150 Hv以上250 Hv以下
本発明においては、鋼材の表層に歪を導入し、鋼材の表層の硬さを150 Hv以上250 Hv以下とする。
本発明においては、上記したように鋼の組成および組織を適正化することで、炭化物を微細化・分散化し、鋼の耐局部腐食性を改善している。しかし、本発明では、鋼材の表層において更なる局部腐食対策を講じることにより、海水腐食環境下における更なる耐食性の向上を図るものとする。
Hardness of the surface layer: 150 Hv or more and 250 Hv or less In the present invention, strain is introduced into the surface layer of the steel material so that the hardness of the surface layer of the steel material is 150 Hv or more and 250 Hv or less.
In the present invention, by optimizing the composition and structure of the steel as described above, the carbide is refined and dispersed, and the local corrosion resistance of the steel is improved. However, in the present invention, further countermeasures against local corrosion are taken on the surface layer of the steel material, thereby further improving the corrosion resistance in a seawater corrosive environment.
本発明では、鋼材の表層に歪を導入し、鋼材表層の組織を破壊・ランダム化する。これにより、表層に存在する炭化物がより一層微細化・分散化するとともに、結晶粒が微細化する。その結果、鋼材表層部がより一層均一な状態となり、腐食形態が全面腐食に近い形態に変化し、鋼材の耐局部腐食性が飛躍的に向上する。 In the present invention, strain is introduced into the surface layer of the steel material, and the structure of the steel material surface layer is destroyed and randomized. Thereby, the carbides present in the surface layer are further refined and dispersed, and the crystal grains are refined. As a result, the surface portion of the steel material becomes even more uniform, the corrosion form changes to a form close to full surface corrosion, and the local corrosion resistance of the steel material is dramatically improved.
ここで、鋼材の表層に歪が導入され、表層に存在する炭化物がより一層微細化・分散化するとともに結晶粒が微細化することにより、表層の硬さが増加する。本発明では、鋼材の表層の硬さを、表層に存在する炭化物のサイズおよび分散状態、延いては表層部の組織均一性を示す指標とする。本発明においては、鋼材の表層の硬さを所定範囲に規定することをもって、鋼材の耐局部腐食性の更なる向上の指標としている。 Here, strain is introduced into the surface layer of the steel material, and carbides existing in the surface layer are further refined and dispersed, and crystal grains are further refined, thereby increasing the hardness of the surface layer. In the present invention, the hardness of the surface layer of the steel material is used as an index indicating the size and dispersion state of carbides existing in the surface layer, and thus the structure uniformity of the surface layer portion. In the present invention, the hardness of the surface layer of the steel material is regulated within a predetermined range, which is used as an index for further improving the local corrosion resistance of the steel material.
鋼材の表層の硬さが150Hv未満である場合、歪導入により得られる上記の効果を十分に発現することができない。一方、鋼材の表層の硬さが250Hvを超えると、鋼材表層あるいは更に鋼材内部の硬さが高くなり過ぎ、加工性・製造性が劣化する等の支障をきたす。また、鋼材の表層の硬さが250Hvを超えるような歪量を導入すると、割れなどの起点となり、耐食性低下の要因にもなる。したがって、鋼材の表層の硬さは150Hv以上250Hv以下とする。好ましくは170Hv以上200Hv以下である。 When the hardness of the surface layer of the steel material is less than 150 Hv, the above-described effect obtained by introducing strain cannot be sufficiently exhibited. On the other hand, when the hardness of the steel material layer exceeds 250 Hv, the hardness of the steel material surface layer or further inside the steel material becomes too high, causing problems such as deterioration of workability and manufacturability. In addition, if a strain amount such that the hardness of the surface layer of the steel material exceeds 250 Hv is introduced, it becomes a starting point for cracks and the like, and also causes a decrease in corrosion resistance. Therefore, the hardness of the surface layer of the steel material is set to 150 Hv or more and 250 Hv or less. Preferably, it is 170 Hv or more and 200 Hv or less.
本発明において鋼材の表層に歪を導入する手段としては、例えば、鋼材にブラスト処理を施す手段や、小径ロールでスキンパスを施す手段、粗めの砥石で研磨する手段等が挙げられるが、勿論、これらに限定されず、鋼材の表層に歪を導入する手段として従前公知の手段を適用することができる。 Examples of means for introducing strain into the surface layer of the steel in the present invention include, for example, means for blasting the steel, means for applying a skin pass with a small diameter roll, means for polishing with a rough grindstone, etc. It is not limited to these, A conventionally well-known means can be applied as a means to introduce | transduce distortion into the surface layer of steel materials.
本発明において、鋼材の表層の硬さは、JIS Z 2244(2009)「ビッカース硬さ試験」に準拠し、以下の条件下で測定された、板面硬さを用いる。
荷重 ： 200gf
荷重負荷時間： 30s
試験片の厚さ： 1mm以上
測定箇所 ： 板面
なお、本発明において規定された組成および組織を有する鋼材では、歪導入前の硬さは上述した条件での硬さ測定で概ねHv：100〜130であり、鋼材の断面硬さ分布の一例を図１に示す。図１から、表層から500μm程度までの硬さが、板厚中央部より増加していることがわかる。
In the present invention, the hardness of the surface layer of a steel material is based on JIS Z 2244 (2009) “Vickers hardness test”, and the plate surface hardness measured under the following conditions is used.
Load: 200gf
Load time: 30s
Thickness of test piece: 1 mm or more Measurement location: Plate surface In addition, in the steel material having the composition and structure defined in the present invention, the hardness before strain introduction is approximately Hv: 100 to about the hardness measurement under the above-described conditions. An example of the cross-sectional hardness distribution of the steel material is shown in FIG. From FIG. 1, it can be seen that the hardness from the surface layer to about 500 μm is increased from the central portion of the plate thickness.
次に、本発明鋼材の製造方法について説明する。
本発明においては、所望の組織（フェライト相：組織全体に対する面積率で80％以上）および表層硬さ（150 Hv以上250 Hv以下）を有する鋼材が得られる限りその製造方法については特に限定されないが、その一例を以下に記す。
Next, the manufacturing method of this invention steel material is demonstrated.
In the present invention, the production method is not particularly limited as long as a steel material having a desired structure (ferrite phase: area ratio of 80% or more with respect to the entire structure) and surface hardness (150 Hv or more and 250 Hv or less) is obtained. An example is given below.
本発明の鋼材は、例えば、上記した組成を有する溶鋼を溶製し、鋳造して鋼素材とし、次いで該鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、更にブラスト処理等を施し表層に歪を導入することにより製造される。
鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。
Steel material of the present invention, for example, melted molten steel having the composition described above, cast into a steel material, then subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to the steel material, after finishing rolling, It is manufactured by cooling and further blasting to introduce strain into the surface layer.
The melting method of the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. In addition, after melting, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method because of problems such as segregation, but it may also be used as a slab by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. good. In addition, when hot-rolling the slab after casting, the slab may be rolled after being reheated in a heating furnace, and when the temperature is maintained at a predetermined temperature or higher, direct rolling without heating the slab You may do it.
上記の如く得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延前に鋼素材を1000℃以上1250℃以下に加熱することが好ましい。先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。 The steel material obtained as described above is subjected to rough rolling and finish rolling. In the present invention, the steel material is preferably heated to 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower before rough rolling. As mentioned above, when the steel material before rough rolling maintains a temperature above a predetermined temperature and the carbide in the steel material is dissolved, the step of heating the steel material before rough rolling can be omitted. It is. The rough rolling conditions are not particularly limited.
仕上げ圧延は、600℃以上1050℃以下の温度域で累積圧下率：20％以上70％以下、仕上げ圧延終了温度を500℃以上800℃以下とし、板厚10〜100mmの厚鋼板とすることが好ましい。その後、仕上げ圧延終了温度から、0.05℃/s以上20℃/s以下の冷却速度で、600℃以下まで冷却することが好ましい。仕上げ圧延終了後の冷却途中に誘導加熱等を利用して所定の熱サイクルを施し、所望の組織を得てもよい。以上により、鋼材を所望の組織（フェライト相：組織全体に対する面積率で80％以上）とすることができる。なお、上記のように冷却条件を制御することなく、冷却後の鋼材に所望の熱処理を施すことにより、鋼材を所望の組織としてもよい。熱処理条件としては、加熱温度：600℃以上900℃以下、均熱時間：1min以上60min以下、均熱後の冷却速度：0.1℃/s以上20℃/s以下、冷却停止温度：400℃以上650℃以下とすることが好ましい。 Finish rolling is a thick steel plate with a plate thickness of 10 to 100 mm in a temperature range of 600 ° C to 1050 ° C, with a cumulative rolling reduction of 20% to 70% and a finish rolling finish temperature of 500 ° C to 800 ° C. preferable. Then, it is preferable to cool to 600 ° C. or less from the finish rolling finish temperature at a cooling rate of 0.05 ° C./s or more and 20 ° C./s or less. A predetermined thermal cycle may be performed using induction heating or the like during cooling after finishing rolling to obtain a desired structure. By the above, steel materials can be made into a desired structure (ferrite phase: 80% or more in area ratio with respect to the whole structure). In addition, it is good also considering a steel material as a desired structure | tissue by performing desired heat processing to the steel material after cooling, without controlling cooling conditions as mentioned above. Heat treatment conditions include heating temperature: 600 ° C to 900 ° C, soaking time: 1 min to 60 min, cooling rate after soaking: 0.1 ° C / s to 20 ° C / s, cooling stop temperature: 400 ° C to 650 It is preferable to set it as below ℃.
続いて、鋼材の表層に歪を導入することにより、鋼材の表層を所望の硬さ（150 Hv以上250 Hv以下）とする。歪を導入する方法についても特に限定されないが、その一例を以下に記す。なお、ブラスト処理には、JIS Z 0311(1996)「ブラスト処理用金属系研削材」から投射粒子を選択して使用するのが好ましい。
＜ブラスト処理による歪の導入＞
投射粒子の大きさ（平均）：φ0.4〜1.0mm
投射粒子の噴射速度：30〜100m/s
投射粒子噴射ノズル先端から鋼材表面までの距離：300〜1000mm
投射時間：1〜60s
投射粒子の投射密度：60〜200kg/m2
Subsequently, by introducing strain into the surface layer of the steel material, the surface layer of the steel material has a desired hardness (150 Hv or more and 250 Hv or less). The method for introducing strain is not particularly limited, but an example thereof will be described below. For the blasting treatment, it is preferable to select and use the projected particles from JIS Z 0311 (1996) “Blasting metal abrasive”.
<Introduction of distortion by blasting>
Projection particle size (average): φ0.4 ~ 1.0mm
Projection speed of projecting particles: 30-100m / s
Distance from the tip of the projected particle spray nozzle to the steel surface: 300 to 1000 mm
Projection time: 1-60s
Projection density of projected particles: 60-200kg / m 2
なお、本発明の鋼材は、十分な耐海水腐食性を有するため無塗装の状態で海洋構造物に適用することができるが、海洋構造物の使用環境に応じて塗装を施すこともできる。本発明の鋼材に塗装を施す方法は特に限定されず、従前公知の方法に従うことができる。また、塗料の種類も問わない。 In addition, since the steel material of this invention has sufficient seawater corrosion resistance, it can be applied to an offshore structure in an unpainted state, but can also be painted according to the use environment of an offshore structure. The method for coating the steel material of the present invention is not particularly limited, and a conventionally known method can be followed. Moreover, the kind of coating material is not ask | required.
表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して厚み350mmのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、1130℃に加熱後、粗圧延して厚み55mmの中間素材とし、その後、750℃以上1050℃以下の温度域での累積圧下率：55％、仕上げ圧延終了温度を750℃として、厚みが30mmの板材とした。さらにその後、仕上げ圧延終了温度から表２に示す条件で冷却した。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted and continuously cast by a generally known method to obtain a slab (steel material) having a thickness of 350 mm. These slabs are heated to 1130 ° C and then roughly rolled into an intermediate material with a thickness of 55mm. Thereafter, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 750 ° C to 1050 ° C is 55%, and the finish rolling finish temperature is 750 ° C. A plate having a thickness of 30 mm was used. Furthermore, it cooled on the conditions shown in Table 2 from finish rolling completion temperature after that.
上記により得られた板材に、JIS Z 0311(1996)に準拠した平均粒径：φ0.8mmのスチールグリット(G50)粒子を、噴射速度：60m/s、粒子噴射ノズルから板材表面までの距離：500mmとし、表２に示すブラスト処理時間でブラスト処理を施し、板材の表層に歪を導入した鋼板を得た。 Steel plate (G50) particles having an average particle diameter of φ0.8 mm in accordance with JIS Z 0311 (1996) are applied to the plate material obtained as described above, spray speed: 60 m / s, distance from the particle injection nozzle to the plate material surface: The steel sheet was set to 500 mm and subjected to the blast treatment time shown in Table 2 to introduce strain into the surface layer of the plate material.
上記により得られた鋼板から試験片を採取し、組織観察、硬さ試験を行い、フェライト相の面積率、および、鋼板の表面硬さを測定した。また、上記により得られた鋼板から試験片を採取し、腐食試験を行った。組織観察方法、腐食試験方法を以下に示す。なお、硬さ試験は前記のとおりである。 A test piece was collected from the steel sheet obtained as described above, subjected to structure observation and hardness test, and the area ratio of the ferrite phase and the surface hardness of the steel sheet were measured. Moreover, the test piece was extract | collected from the steel plate obtained by the above, and the corrosion test was done. The structure observation method and corrosion test method are shown below. The hardness test is as described above.
（i）組織観察
得られた鋼板から幅15mm×長さ15mmの試験片を採取し、試験片の圧延方向断面を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）で倍率：100倍にて撮影した組織写真（SEM写真）を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
(I) Microstructure observation A specimen with a width of 15 mm x length of 15 mm was taken from the obtained steel sheet, the cross-section in the rolling direction of the specimen was mechanically polished, corroded with nital, and then scanned with a scanning electron microscope (SEM). Magnification: Using a structure photograph (SEM photograph) taken at a magnification of 100, the types of structures other than the ferrite phase and the ferrite phase and their area ratios were determined by an image analyzer.
（ii）腐食試験
得られた鋼板から、80mm×100mmの試験片を採取し、裏面および周囲の端面部をタールエポキシ樹脂によりシールして防食処理後、腐食試験片とした。自然海水中に、各種の腐食試験片を完全に浸漬させ、腐食試験を行った。試験期間（自然海水中に腐食試験片を完全に浸漬させた状態に保持した期間）は、1.0年とした。試験終了後、腐食試験片に生じた錆を落とし、最大10点平均孔食深さを測定した。
得られた結果を表３に示す。
(Ii) Corrosion test A test piece of 80 mm x 100 mm was collected from the obtained steel sheet, and the back and surrounding end faces were sealed with a tar epoxy resin and subjected to anticorrosion treatment to obtain a corrosion test piece. Various corrosion test pieces were completely immersed in natural seawater, and a corrosion test was conducted. The test period (period during which the corrosion test piece was completely immersed in natural seawater) was 1.0 year. After completion of the test, rust generated on the corrosion test piece was removed, and the maximum pitting corrosion depth was measured at a maximum of 10 points.
The obtained results are shown in Table 3.
表３から明らかであるように、本発明の要件を満足する発明例（試験No.2,5,11,12,15,16,18〜28）は、最大10点平均孔食深さが0.45μm未満に抑制され、耐局部腐食性が改善されている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、孔食深さが深く、耐局部腐食性が低下している。 As apparent from Table 3, the invention examples satisfying the requirements of the present invention (Test Nos. 2, 5, 11, 12, 15, 16, 18 to 28) have a maximum 10-point average pitting depth of 0.45. Suppressed to less than μm and improved local corrosion resistance. On the other hand, the comparative example outside the scope of the present invention has a deep pitting corrosion depth and a low local corrosion resistance.
Claims (4)
C ：0.005％以上0.15％以下、 Si：0.10％以上0.60％以下、
Mn：0.40％以上1.8％以下、 P ：0.03％以下、
S ：0.02％以下、 N ：0.01％以下、
Al：0.01％以上0.30％以下、 Nb：0.01％以上0.30％以下、
Cr：2.0％以上9.0％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相が組織全体に対する面積率で80％以上である組織とを有し、表層の硬さが150 Hv以上250Hv以下であることを特徴とする、耐海水腐食性に優れた鋼材。 % By mass
C: 0.005% to 0.15%, Si: 0.10% to 0.60%,
Mn: 0.40% to 1.8%, P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less, N: 0.01% or less,
Al: 0.01% to 0.30%, Nb: 0.01% to 0.30%,
Cr: 2.0% to 9.0%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, and the structure in which the ferrite phase is 80% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure, and the hardness of the surface layer is 150 A steel material excellent in seawater corrosion resistance, characterized by being Hv or more and 250 Hv or less.
An offshore structure constructed using the steel material according to any one of claims 1 to 3.
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Cited By (2)
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