JP7147663B2 - 疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材およびその製造方法に関するものである。
本発明は、構造安全性が強く求められる溶接構造物などへ適用される構造用鋼材に関し、主に橋梁などの陸上かつ屋外の大気腐食環境下で用いられ、特に飛来塩分量の多い海上、海岸などの厳しい腐食環境下で使用される構造用鋼材に用いて好適なものである。
本発明は、構造安全性が強く求められる溶接構造物などへ適用される構造用鋼材に関し、主に橋梁などの陸上かつ屋外の大気腐食環境下で用いられ、特に飛来塩分量の多い海上、海岸などの厳しい腐食環境下で使用される構造用鋼材に用いて好適なものである。
橋梁などの屋外で用いられる鋼構造物は、通常、何らかの防食処理を施して用いられる。例えば、飛来塩分量が少ない環境では、耐候性鋼が多く用いられている。
ここで、耐候性鋼は、大気暴露環境で使用する場合に、Ｃｕ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉなどの合金元素が濃化した保護性の高いさび層で表面が覆われ、これによって、腐食速度を大きく低下させた鋼材である。このような耐候性鋼を使用した橋梁は、飛来塩分量が少ない環境では、無塗装のまま数十年間の供用に耐え得ることが知られている。
ここで、耐候性鋼は、大気暴露環境で使用する場合に、Ｃｕ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉなどの合金元素が濃化した保護性の高いさび層で表面が覆われ、これによって、腐食速度を大きく低下させた鋼材である。このような耐候性鋼を使用した橋梁は、飛来塩分量が少ない環境では、無塗装のまま数十年間の供用に耐え得ることが知られている。
一方、海上や海岸近傍などの飛来塩分量の多い環境では、耐候性鋼において保護性の高いさび層が形成され難く、耐候性鋼を無塗装のまま使用することは困難である。このため、海上や海岸近傍などの飛来塩分量の多い環境では、表面に塗装などの防食処理を施した鋼材が一般的に用いられている。
しかしながら、塗装鋼材では、時間の経過による塗膜の劣化やさびの発生、塗膜の膨れ等により、定期的な塗り替えなどの補修が必要となる。塗り替えに伴う塗装作業は、高所での作業となることが多く、作業自体が困難であるだけでなく、作業にかかる人件費も多大となる。そのため、塗装鋼材を使用する場合には、構造物のメンテナンスコストが増大し、ひいてはライフサイクルコストが増大するという問題があった。
このため、塗り替え塗装の周期を延長することによって、塗装頻度を低減し、構造物のメンテナンスコストを抑制可能な耐食性に優れた鋼材、特には塗装耐久性に優れた構造用鋼材の開発が望まれている。
また、このような構造用の部材として用いられる材料には、その用途によって種々の機械的特性が求められる。例えば、近年では、大型の構造物が増加していることから高強度の材料が求められることが多くなっている。さらに、構造用部材に用いられる鋼材は、常時稼働における繰返し荷重や風、地震等による震動に起因する繰返しに対して構造物の構造安全性を確保しなければならない。繰返し荷重は疲労破壊をもたらすため、上記用途に用いられる構造用鋼に対しては耐疲労特性に優れていることが要求される。
一般的に、疲労き裂は、溶接部位の止端やルートあるいはスカラップなどの応力集中部から発生し、それが鋼材へと進展して、部材の終局的な破断へと至る。疲労き裂の発生に対しては、応力集中を低減することが重要であり、そのような手法としては溶接止端形状の改善（付加溶接、ピーニング処理など）が効果的であることが知られている。
しかし、数百あるいは数千の溶接部にそのような処理を工業的な規模で実施することは施工時間やコストの観点から非現実的である。そのため、新設された溶接構造物は定期的に検査が行われ、疲労き裂が検出された際には、補修を繰り返して構造安全性を保持していくことが行われるが、このような検査や補修の手間、コストは莫大である。
しかし、数百あるいは数千の溶接部にそのような処理を工業的な規模で実施することは施工時間やコストの観点から非現実的である。そのため、新設された溶接構造物は定期的に検査が行われ、疲労き裂が検出された際には、補修を繰り返して構造安全性を保持していくことが行われるが、このような検査や補修の手間、コストは莫大である。
そこで、疲労き裂が発生したとしてもそれが部材の破壊をもたらさぬように鋼材自身に疲労き裂伝播を遅延させる効果を持たせることが、検査や補修の観点からも極めて重要と考えられる。
このような耐食性や疲労き裂伝播特性に優れた鋼材として、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｐを０．１５～０．３０％、Ｃｒを２.０％超え３.０％未満含有させた高耐候性鋼材が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｐを０．０３～０．１５％、Ｃｕを０．２～０．５％含有させた超塗装耐久性鋼材が開示されている。
特許文献３には、質量％で、Ｃｕを０．０５～３．０％、Ｎｉを０．０５～６．０％、Ｔｉを０．０１～１．０％含有させた耐久性に優れた塗装鋼材が開示されている。
特許文献４には、質量％で、Ｃｕを０．０５～３．０％、Ｎｉを０．０５～６．０％、Ｔｉを０．０２５～０．１５％含有させた塗膜耐久性に優れた塗装用鋼材が開示されている。
特許文献５には、質量％で、Ｃｕを０．３０～１．００％、Ｎｉを１．０～５．５％含有させた高溶接性高耐候性鋼が開示されている。
特許文献６には、質量％で、Ｃｕを０．０５～１．０％、Ｎｉを０．０１～０．５％、Ｓｎおよび／またはＳｂを０．０３～０．５０％含有させた海浜耐候性に優れた鋼材が開示されている。
特許文献７には、質量％で、Ｓｎを０．０３～０．５０％含有させた耐食性およびＺ方向の靱性に優れた鋼材の製造方法が開示されている。
特許文献８には、質量％で、Ｓｎを０．１５～０．５％含有させた、塩化物を含む乾湿繰り返し環境下で用いられる耐食性に優れた鋼材が開示されている。
特許文献９には、質量％で、Ｓｎを０．０１～０．５％含有させた、耐食性に優れた鋼材が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｐを０．０３～０．１５％、Ｃｕを０．２～０．５％含有させた超塗装耐久性鋼材が開示されている。
特許文献３には、質量％で、Ｃｕを０．０５～３．０％、Ｎｉを０．０５～６．０％、Ｔｉを０．０１～１．０％含有させた耐久性に優れた塗装鋼材が開示されている。
特許文献４には、質量％で、Ｃｕを０．０５～３．０％、Ｎｉを０．０５～６．０％、Ｔｉを０．０２５～０．１５％含有させた塗膜耐久性に優れた塗装用鋼材が開示されている。
特許文献５には、質量％で、Ｃｕを０．３０～１．００％、Ｎｉを１．０～５．５％含有させた高溶接性高耐候性鋼が開示されている。
特許文献６には、質量％で、Ｃｕを０．０５～１．０％、Ｎｉを０．０１～０．５％、Ｓｎおよび／またはＳｂを０．０３～０．５０％含有させた海浜耐候性に優れた鋼材が開示されている。
特許文献７には、質量％で、Ｓｎを０．０３～０．５０％含有させた耐食性およびＺ方向の靱性に優れた鋼材の製造方法が開示されている。
特許文献８には、質量％で、Ｓｎを０．１５～０．５％含有させた、塩化物を含む乾湿繰り返し環境下で用いられる耐食性に優れた鋼材が開示されている。
特許文献９には、質量％で、Ｓｎを０．０１～０．５％含有させた、耐食性に優れた鋼材が開示されている。
また、特許文献１０には、フェライトの結晶方位を制御することによって、板厚方向のき裂伝播速度を低減する方法が示されている。
特許文献１１には、フェライト粒径を１～３μｍに微細化することによって疲労特性を向上する技術が示されている。
特許文献１２には、ミクロ組織を硬質部の素地とこの素地に分散した軟質部とで構成し、両者の硬度差がビッカース硬さで１５０以上であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板が記載されている。
特許文献１１には、フェライト粒径を１～３μｍに微細化することによって疲労特性を向上する技術が示されている。
特許文献１２には、ミクロ組織を硬質部の素地とこの素地に分散した軟質部とで構成し、両者の硬度差がビッカース硬さで１５０以上であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板が記載されている。
しかしながら、特許文献１および２のようにＰの含有量を増加させると、溶接性が大きく低下する。さらに、特許文献１では、塗装した鋼材の耐食性、すなわち塗装耐久性について、何ら考慮が払われていない。
また、特許文献３、４および５のように、ＣｕやＮｉの含有量を過度に増加させると、合金コストの増大を招き、それを避けるために合金量を減少させると飛来塩分量の多い地域では耐候性が不十分になる問題が発生する。さらに、特許文献３および４のようにＴｉを多量に含有させると、鋼材の靱性の劣化を招く。
加えて、特許文献６～９のように、Ｓｎなどの含有量を過度に増加させると、やはり合金コストの増大を招くとともに、鋼材の靱性の劣化を招く。
また、特許文献３、４および５のように、ＣｕやＮｉの含有量を過度に増加させると、合金コストの増大を招き、それを避けるために合金量を減少させると飛来塩分量の多い地域では耐候性が不十分になる問題が発生する。さらに、特許文献３および４のようにＴｉを多量に含有させると、鋼材の靱性の劣化を招く。
加えて、特許文献６～９のように、Ｓｎなどの含有量を過度に増加させると、やはり合金コストの増大を招くとともに、鋼材の靱性の劣化を招く。
特許文献１０に記載された技術は、板厚方向以外に進展する疲労き裂伝播特性を向上することができない懸念がある。特許文献１１に記載された技術は、圧延機の負荷が大きくなることや、圧延機の占有時間が長くなり、圧延能率が低下することが懸念される。特許文献１２には、詳細な製造条件が記載されておらず、特許文献１２記載の発明に係る鋼板を製造することは困難を伴う。さらに特許文献１２では、亀裂進展の停留効果しか考慮してない。良好な耐疲労特性を得るためには亀裂経路の屈曲も考慮する必要があるが、この点については何ら考慮が払われていない。
さらに、上掲した各特許文献では、塗装耐久性と疲労き裂伝播特性の両立を併せて改善することについては何ら検討がなされていない。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、合金コストの過度の増大を招くことなく、橋梁などの屋外の大気腐食環境下、特には飛来塩分量の多い海上や海岸近傍などの厳しい腐食環境下で使用する場合であっても、塗り替え塗装にかかる周期を延長して塗装頻度を低減し、かつ疲労き裂伝播を遅延することが可能な疲労き裂伝播特性および塗装耐久性に優れた構造用鋼材を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
なお、「疲労き裂伝播特性に優れた」とは、以下の条件で疲労き裂伝播試験を行った際に、応力拡大係数範囲（ΔＫ）で２０ＭＰａ√ｍ（ここで、ｍはき裂長さ（単位：メートル）を示す）の時の疲労き裂伝播速度が、圧延直角方向および圧延方向とも、５．０×１０－８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを意味する。
・疲労き裂伝播試験条件
応力比：０．１、周波数：２０Ｈｚ、試験環境：室温大気中
準拠規格：ＡＳＴＭ Ｅ６４７
（ただし、板厚が２５ｍｍを超える場合、一方の面から板厚が２５ｍｍになるまで減厚して、試験片を採取する。）
また、「塗装耐久性に優れた」とは、鋼材表面に塗膜を形成し、以下の条件の腐食試験を行った際に、塗膜における初期欠陥部からの片側の膨れ幅が６．５ｍｍ以下であることを意味する。
・腐食試験条件
塗膜に付与する初期欠陥：幅１ｍｍ、長さ４０ｍｍの直線のカット
人工海塩の付着量：６．０ｇ／ｍ２
試験時間：１２００サイクル（９６００時間）
サイクル条件：条件１（温度：６０℃、相対湿度：３５％、保持時間：３時間）、条件２（温度：４０℃、相対湿度：９５％、保持時間：３時間）、条件１から条件２および条件２から条件１への各移行時間を１時間とする、合計８時間のサイクル
・疲労き裂伝播試験条件
応力比：０．１、周波数：２０Ｈｚ、試験環境：室温大気中
準拠規格：ＡＳＴＭ Ｅ６４７
（ただし、板厚が２５ｍｍを超える場合、一方の面から板厚が２５ｍｍになるまで減厚して、試験片を採取する。）
また、「塗装耐久性に優れた」とは、鋼材表面に塗膜を形成し、以下の条件の腐食試験を行った際に、塗膜における初期欠陥部からの片側の膨れ幅が６．５ｍｍ以下であることを意味する。
・腐食試験条件
塗膜に付与する初期欠陥：幅１ｍｍ、長さ４０ｍｍの直線のカット
人工海塩の付着量：６．０ｇ／ｍ２
試験時間：１２００サイクル（９６００時間）
サイクル条件：条件１（温度：６０℃、相対湿度：３５％、保持時間：３時間）、条件２（温度：４０℃、相対湿度：９５％、保持時間：３時間）、条件１から条件２および条件２から条件１への各移行時間を１時間とする、合計８時間のサイクル
さて、発明者らは、合金コストの増大や靭性の劣化を招くおそれのあるＣｕやＮｉ、Ｓｎなどを多量に含有させることなく優れた塗装耐久性を獲得し、かつ良好な疲労き裂伝播特性を得るべく、種々の成分組成、ミクロ組織形態を有する鋼材を作製し、その塗装耐久性、疲労き裂伝播特性を調査した。
その結果、適量のＷを添加すると共に、適切なミクロ組織とすることで塗装耐久性および疲労き裂伝播特性が大幅に向上することを見出した。
その結果、適量のＷを添加すると共に、適切なミクロ組織とすることで塗装耐久性および疲労き裂伝播特性が大幅に向上することを見出した。
この理由については必ずしも明らかではないが、発明者らは次のように考えている。
（１）Ｗは、アノード反応に伴って溶出し、地鉄表面近傍さび層中にＷＯ４ ２－として存在することで、腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。
（２）また、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することでアノード反応が抑制される。
（３）疲労き裂の進展の停留とき裂経路の屈曲により、疲労き裂伝播特性が向上する。また、硬質相の体積分率によって疲労き裂の進展の停留とき裂経路の屈曲の起こりやすさが変化する。よって、疲労き裂伝播特性を向上させるためには、硬質相の体積分率を制御することが重要である。加えて、Ｗを添加することにより硬質相が生成しやすくなり、硬質相の体積分率を所望の値としやすくなる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。
（１）Ｗは、アノード反応に伴って溶出し、地鉄表面近傍さび層中にＷＯ４ ２－として存在することで、腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。
（２）また、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することでアノード反応が抑制される。
（３）疲労き裂の進展の停留とき裂経路の屈曲により、疲労き裂伝播特性が向上する。また、硬質相の体積分率によって疲労き裂の進展の停留とき裂経路の屈曲の起こりやすさが変化する。よって、疲労き裂伝播特性を向上させるためには、硬質相の体積分率を制御することが重要である。加えて、Ｗを添加することにより硬質相が生成しやすくなり、硬質相の体積分率を所望の値としやすくなる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上、０．２００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．００３％以上、０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下および
Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ミクロ組織が硬質相と軟質相から構成され、該硬質相の体積分率が０．２０～０．８０であり、該軟質相におけるフェライトの平均粒径が５～５０μｍである、疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
ここで、軟質相は、ビッカース硬さが２２５未満の組織であり、硬質相は、ビッカース硬さが２２５以上の組織である。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２０％以上、０．２００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．００３％以上、０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下および
Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ミクロ組織が硬質相と軟質相から構成され、該硬質相の体積分率が０．２０～０．８０であり、該軟質相におけるフェライトの平均粒径が５～５０μｍである、疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
ここで、軟質相は、ビッカース硬さが２２５未満の組織であり、硬質相は、ビッカース硬さが２２５以上の組織である。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下および
Ｍｏ：０．５００％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、前記１に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下および
Ｍｏ：０．５００％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、前記１に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０１００％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、前記１または２に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０１００％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、前記１または２に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
４．下記（１）式で示されるＰ値が０．５以上、１０以下を満たす、前記１乃至３のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
記
Ｐ値：１０×Ｗ＋２×Ｃｕ＋１．５×Ｎｉ＋３×Ｍｏ ・・・（１）
ただし、式中の各元素は、鋼材中の各元素の含有量（質量％）を示す。
記
Ｐ値：１０×Ｗ＋２×Ｃｕ＋１．５×Ｎｉ＋３×Ｍｏ ・・・（１）
ただし、式中の各元素は、鋼材中の各元素の含有量（質量％）を示す。
５．表面に塗膜を有する、前記１乃至４のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
６．前記塗膜が、防食下地層、下塗り層、中塗り層および上塗り層を有し、該防食下地層として無機ジンクリッチペイント、該下塗り層としてエポキシ樹脂塗料、該中塗り層として中塗り塗料用ふっ素樹脂、該上塗り層として上塗り塗料用ふっ素樹脂をそれぞれ用いてなる、前記５に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
７．降伏強度または０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上で、かつ、引張強度が４９０ＭＰａ以上である、前記１乃至６のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
８．前記１乃至４のいずれかに記載の成分組成からなる鋼スラブを、１０００℃以上１３００℃以下に加熱し、ついで、スラブ加熱温度から８５０℃までの温度域における圧下率：２５％以上、仕上げ圧延温度：（Ａｒ３点－４０℃）以上の条件で熱間圧延を施したのち、Ａｒ３点～（Ａｒ３点－８０℃）の温度域から冷却速度５℃／ｓ以上で６５０℃以下４００℃以上の温度域まで加速冷却を行う、疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材の製造方法。
本発明によれば、構造安全性が強く求められる溶接構造物、例えば橋梁等を、屋外で、しかも飛来塩分量の多い海上や海岸近傍などの厳しい腐食環境下で使用する場合であっても、塗り替え周期を延長して塗装頻度を低減することが可能で、かつ構造物に用いて応力集中部や溶接部等から疲労き裂が発生したとしても、使用過程での疲労き裂進展を遅らせることが可能な疲労き裂伝播特性および塗装耐久性に優れた構造用鋼材を、低コストで得ることができる。
そして、本発明の疲労き裂伝播特性および塗装耐久性に優れた構造用鋼材を、橋梁などの屋外の大気腐食環境下、特には飛来塩分量の多い海上や海岸近傍などの厳しい腐食環境下で使用される構造物に対して適用することにより、構造物のメンテナンスコスト、ひいてはライフサイクルコストを大幅に低減することができる。
そして、本発明の疲労き裂伝播特性および塗装耐久性に優れた構造用鋼材を、橋梁などの屋外の大気腐食環境下、特には飛来塩分量の多い海上や海岸近傍などの厳しい腐食環境下で使用される構造物に対して適用することにより、構造物のメンテナンスコスト、ひいてはライフサイクルコストを大幅に低減することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０２０％以上、０．２００％以下
Ｃは、鋼材の強度を上昇させ、かつ硬質第二相の体積分率を増加させる元素である。このため、Ｃは、構造用鋼としての所定の強度を確保するため、０．０２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、溶接性および靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以上、０．２００％以下とする。
まず、本発明において鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０２０％以上、０．２００％以下
Ｃは、鋼材の強度を上昇させ、かつ硬質第二相の体積分率を増加させる元素である。このため、Ｃは、構造用鋼としての所定の強度を確保するため、０．０２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、溶接性および靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以上、０．２００％以下とする。
Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下
Ｓｉは、脱酸と強度を確保するため０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靭性および溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上、１．００％以下とする。
Ｓｉは、脱酸と強度を確保するため０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靭性および溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上、１．００％以下とする。
Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下
Ｍｎは、鋼材の強度を上昇させる元素である。このため、Ｍｎは、構造用鋼としての所定の強度を確保するため、０．２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、靭性および溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％以上、２．００％以下とする。好ましくは０．７５％以上、１．８０％以下である。
Ｍｎは、鋼材の強度を上昇させる元素である。このため、Ｍｎは、構造用鋼としての所定の強度を確保するため、０．２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、靭性および溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％以上、２．００％以下とする。好ましくは０．７５％以上、１．８０％以下である。
Ｐ：０．００３％以上、０．０３０％以下
Ｐは、鋼材の塗装耐久性の向上に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｐは０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、溶接性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．００３％以上、０．０３０％以下とする。
Ｐは、鋼材の塗装耐久性の向上に寄与する元素である。このような効果を得る観点から、Ｐは０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、溶接性が劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．００３％以上、０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
Ｓは、溶接性および靭性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする必要がある。ただし、Ｓ含有量を０．０００１％未満にしようとすると、生産コストの増大を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０１００％以下とする。
Ｓは、溶接性および靭性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする必要がある。ただし、Ｓ含有量を０．０００１％未満にしようとすると、生産コストの増大を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０１００％以下とする。
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素である。このような効果を得るため、Ａｌは０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上、０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．０５０％未満、より好ましくは、０．０１０％以上、０．０３０％未満である。
Ａｌは、製鋼時の脱酸に必要な元素である。このような効果を得るため、Ａｌは０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上、０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．０５０％未満、より好ましくは、０．０１０％以上、０．０３０％未満である。
Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下
Ｗは、疲労き裂伝播特性および塗装耐久性を改善する上で重要な元素である。Ｗは、アノード反応に伴って溶出し、さび層中にＷＯ４ ２－として分布することによって、腐食促進因子の塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを静電的に防止する。さらに、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。また、Ｗを添加することで硬質相が生成しやすくなり、所望の硬質相と軟質相の体積分率比が得やすくなる。
これらの効果を十分に得るためには、Ｗを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｗ含有量が１．０００％を超えると、合金コスト上昇を招き、かつ硬質相分率が高くなりすぎ疲労き裂伝播特性が悪化する。したがって、Ｗ含有量は０．００５％以上、１．０００％以下とする。好ましくは０．０１０％以上、０．７００％以下、より好ましくは０．０３０％以上０．５００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以下である。
Ｗは、疲労き裂伝播特性および塗装耐久性を改善する上で重要な元素である。Ｗは、アノード反応に伴って溶出し、さび層中にＷＯ４ ２－として分布することによって、腐食促進因子の塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを静電的に防止する。さらに、鋼材表面にＷを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。また、Ｗを添加することで硬質相が生成しやすくなり、所望の硬質相と軟質相の体積分率比が得やすくなる。
これらの効果を十分に得るためには、Ｗを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｗ含有量が１．０００％を超えると、合金コスト上昇を招き、かつ硬質相分率が高くなりすぎ疲労き裂伝播特性が悪化する。したがって、Ｗ含有量は０．００５％以上、１．０００％以下とする。好ましくは０．０１０％以上、０．７００％以下、より好ましくは０．０３０％以上０．５００％以下、さらに好ましくは０．０５０％以上、０．１００％以下である。
以上、基本成分について説明したが、本発明では、必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、さび層中のさび粒を微細化することで緻密なさび層を形成し、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。また、Ｃｕを添加することで硬質相が生成しやすくなる。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０１％以上、０．５０％以下、より好ましくは０．０３％以上、０．４０％以下、さらに好ましくは０．０４％以上、０．３０％以下、特に好ましくは０．０５％以上、０．２５％以下である。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、さび層中のさび粒を微細化することで緻密なさび層を形成し、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。また、Ｃｕを添加することで硬質相が生成しやすくなる。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０１％以上、０．５０％以下、より好ましくは０．０３％以上、０．４０％以下、さらに好ましくは０．０４％以上、０．３０％以下、特に好ましくは０．０５％以上、０．２５％以下である。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、さび層中のさび粒を微細化することで緻密なさび層を形成し、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。また、Ｎｉを添加することで硬質相が生成しやすくなる。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０１％以上、０．５０％以下、より好ましくは０．０３％以上、０．４０％以下、さらに好ましくは０．０４％以上、０．３０％以下、特に好ましくは、０．０５％以上、０．１５％以下である。
Ｎｉは、さび層中のさび粒を微細化することで緻密なさび層を形成し、腐食促進因子である酸素や塩化物イオンの地鉄への透過を抑制する効果を有する。また、Ｎｉを添加することで硬質相が生成しやすくなる。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０１％以上、０．５０％以下、より好ましくは０．０３％以上、０．４０％以下、さらに好ましくは０．０４％以上、０．３０％以下、特に好ましくは、０．０５％以上、０．１５％以下である。
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、地鉄表面近傍においてさび層中に存在し、さび粒子を微細化することで腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、Ｓｎは、鋼材表面においてアノード反応を抑制する。一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下、より好ましくは０．０１０％以上、０．１００％以下、さらに好ましくは０．０２０％以上、０．０５０％以下である。
Ｓｎは、地鉄表面近傍においてさび層中に存在し、さび粒子を微細化することで腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、Ｓｎは、鋼材表面においてアノード反応を抑制する。一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下、より好ましくは０．０１０％以上、０．１００％以下、さらに好ましくは０．０２０％以上、０．０５０％以下である。
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、地鉄表面近傍においてさび層中に存在し、さび粒子を微細化することで腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、Ｓｂは、鋼材表面においてアノード反応を抑制する。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下、より好ましくは０．０１０％以上、０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以上、０．１００％以下である。
Ｓｂは、地鉄表面近傍においてさび層中に存在し、さび粒子を微細化することで腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、Ｓｂは、鋼材表面においてアノード反応を抑制する。一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼の延性や靭性の劣化を招く。したがって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下、より好ましくは０．０１０％以上、０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以上、０．１００％以下である。
Ｍｏ：０．５００％以下
Ｍｏは、鋼材のアノード反応に伴って溶出し、さび層中にＭｏＯ４ ２－が分布することで、腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、鋼材表面にＭｏを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。さらに、Ｍｏを添加することで硬質相が生成しやすくなる。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．５００％以下である。
Ｍｏは、鋼材のアノード反応に伴って溶出し、さび層中にＭｏＯ４ ２－が分布することで、腐食促進因子である塩化物イオンがさび層を透過して地鉄に到達するのを防止する。また、鋼材表面にＭｏを含む化合物が沈殿することで、鋼材のアノード反応を抑制する。さらに、Ｍｏを添加することで硬質相が生成しやすくなる。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．５００％以下である。
Ｖ：０．２００％以下
Ｖは、強度を高める元素である。一方、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、その強度向上効果が飽和する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下である。
Ｖは、強度を高める元素である。一方、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、その強度向上効果が飽和する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．２００％以下である。
Ｔｉ：０．０５０％以下
Ｔｉは、強度を高める元素である。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の劣化を招く。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．０５０％以下である。
Ｔｉは、強度を高める元素である。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の劣化を招く。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．０５０％以下である。
Ｚｒ：０．１００％以下
Ｚｒは、強度を高める元素である。一方、Ｚｒ含有量が０．１００％を超えると、その強度向上効果が飽和する。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．１００％以下である。
Ｚｒは、強度を高める元素である。一方、Ｚｒ含有量が０．１００％を超えると、その強度向上効果が飽和する。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．００５％以上、０．１００％以下である。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、強度を高める元素である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、靭性の劣化を招く。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．００５０％以下である。
Ｂは、強度を高める元素である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、靭性の劣化を招く。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．００５０％以下である。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．０１００％以下である。
Ｃａは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．０１００％以下である。
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．０１００％以下である。
Ｍｇは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．０１００％以下である。
ＲＥＭ：０．０１００％以下
ＲＥＭは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．０１００％以下である。
ＲＥＭは、鋼中のＳを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の介在物の量が増加し、かえって靭性の劣化を招く。したがって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上、０．０１００％以下である。
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、ＮやＯが挙げられ、それぞれＮ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１０％以下であれば許容できる。
Ｐ値：１０×Ｗ＋２×Ｃｕ＋１．５×Ｎｉ＋３×Ｍｏ ・・・（１）
ただし、式中の各元素は、鋼材中の含有量（質量％）を示す。
この（１）式は、硬質相の生成しやすさを示す指標である。すなわち、（１）式で示されるＰ値が０．５未満では、十分な量の硬質相が生成されず、所望の疲労き裂伝播特性が得られない。一方、Ｐ値が１０．０を超えると、軟質相の体積分率が低下し、この場合もまた所望の疲労き裂伝播特性が得られない。したがって、Ｐ値は０．５以上、１０．０以下を満足させることが有利である。より好ましくは０．６以上、９．０以下の範囲である。
ただし、式中の各元素は、鋼材中の含有量（質量％）を示す。
この（１）式は、硬質相の生成しやすさを示す指標である。すなわち、（１）式で示されるＰ値が０．５未満では、十分な量の硬質相が生成されず、所望の疲労き裂伝播特性が得られない。一方、Ｐ値が１０．０を超えると、軟質相の体積分率が低下し、この場合もまた所望の疲労き裂伝播特性が得られない。したがって、Ｐ値は０．５以上、１０．０以下を満足させることが有利である。より好ましくは０．６以上、９．０以下の範囲である。
次に、本発明におけるミクロ組織形態について説明する。
本発明に係る鋼材のミクロ組織は、構成組織を軟質相中に硬質相が分散した複合組織とする。鋼材組織が硬質相単相あるいは軟質相単相の場合には、疲労き裂伝播を遅延することができない。
軟質相中に疲労き裂先端が存在し、その前方に硬質相が存在すると、塑性域の拘束などを通じ、疲労き裂が硬質相を避けて屈曲や分岐し進展するようになる。このようなき裂の屈曲や分岐は、破面粗さ誘起き裂閉口や応力遮蔽効果をもたらして疲労き裂進展駆動力を低下させる。
本発明に係る鋼材のミクロ組織は、構成組織を軟質相中に硬質相が分散した複合組織とする。鋼材組織が硬質相単相あるいは軟質相単相の場合には、疲労き裂伝播を遅延することができない。
軟質相中に疲労き裂先端が存在し、その前方に硬質相が存在すると、塑性域の拘束などを通じ、疲労き裂が硬質相を避けて屈曲や分岐し進展するようになる。このようなき裂の屈曲や分岐は、破面粗さ誘起き裂閉口や応力遮蔽効果をもたらして疲労き裂進展駆動力を低下させる。
軟質相はビッカース硬さが２２５未満の相である。このような軟質相の主相は、フェライトである。また、熱履歴によっては、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトも軟質相である場合がある。また、フェライトの平均粒径は５～５０μｍとする必要がある。フェライトの平均粒径が５μｍ未満であると圧延機の負荷が大きくなることや、圧延機の占有時間が長くなり、圧延能率が低下することが懸念される。よってフェライトの平均粒径は５μｍ以上とする。また、フェライトの平均粒径が５０μｍを超えると、厚鋼板の基本的な特性である靱性が劣化する。したがって、フェライトの平均粒径は５０μｍ以下とする。
なお、ビッカース硬さ（ＨＶ１）は、試験力を９．８０７Ｎとして、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して測定する。
なお、ビッカース硬さ（ＨＶ１）は、試験力を９．８０７Ｎとして、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して測定する。
また、フェライトの平均粒径は、以下の方法で測定する。
任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向に平行な断面の板厚１／４位置にて任意の５視野で光学顕微鏡により組織観察を実施する。線分法を用いてフェライトの平均粒径を求める。
任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向に平行な断面の板厚１／４位置にて任意の５視野で光学顕微鏡により組織観察を実施する。線分法を用いてフェライトの平均粒径を求める。
硬質相は、ビッカース硬さが２２５以上の相である。このような硬質相としては、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトがあげられ、また、熱履歴によっては、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトも硬質相になる場合がある。
なお、軟質相と硬質相の判別は、上記した方法により、各ミクロ組織のビッカース硬さを測定することで実施する。
なお、軟質相と硬質相の判別は、上記した方法により、各ミクロ組織のビッカース硬さを測定することで実施する。
そして、本発明では、硬質相の体積分率を０．２０～０．８０とする。硬質相の体積分率が０．２０より小さい場合には、軟質相の比率が大きいため、多くの場合、疲労き裂先端は軟質相中に存在し、さらに、その前方に硬質相が存在する状況が少ない。そのため、軟質相中に存在する疲労き裂先端の前方に硬質相が存在することによる、疲労き裂の屈曲や分岐による疲労き裂進展駆動力の低下効果が得られない。一方、硬質相の体積分率が０．８０より大きくなると、軟質相の比率が小さいため、多くの場合、疲労き裂先端は硬質相中に存在する。そのため、軟質相中に存在する疲労き裂先端の前方に硬質相が存在することによる、疲労き裂の屈曲や分岐による疲労き裂進展駆動力の低下効果が得られない。
そのため、硬質相の体積分率を０．２０～０．８０とする。
なお、硬質相の体積分率は、以下のようにして求める。
すなわち、圧延方向に平行な鋼材断面の板厚の１／４位置において、光学顕微鏡観察による組織観察を行い、画像処理によって各ミクロ組織の面積を算出する。ついで、各ミクロ組織からそれぞれ５点を無作為に抽出してビッカース硬さ（ＨＶ１）を計測し、ビッカース硬さが２２５未満の相を軟質相、ビッカース硬さが２２５以上の相を硬質相と判別する。そして、硬質相と判別したミクロ組織の合計の面積を、観察視野全体の面積で除した値を、硬質相の体積分率とする。
そのため、硬質相の体積分率を０．２０～０．８０とする。
なお、硬質相の体積分率は、以下のようにして求める。
すなわち、圧延方向に平行な鋼材断面の板厚の１／４位置において、光学顕微鏡観察による組織観察を行い、画像処理によって各ミクロ組織の面積を算出する。ついで、各ミクロ組織からそれぞれ５点を無作為に抽出してビッカース硬さ（ＨＶ１）を計測し、ビッカース硬さが２２５未満の相を軟質相、ビッカース硬さが２２５以上の相を硬質相と判別する。そして、硬質相と判別したミクロ組織の合計の面積を、観察視野全体の面積で除した値を、硬質相の体積分率とする。
また、本発明の鋼材は、通常、鋼材表面を塗装して使用される。ここで、鋼材表面の塗膜としては、例えば、防食下地層、下塗り層、中塗り層および上塗り層をこの順に有する塗膜が挙げられる。
なお、防食下地層としては無機ジンクリッチペイント（例えば、関西ペイント株式会社製：ＳＤジンク１５００）、下塗り層としてはエポキシ樹脂塗料（例えば、関西ペイント株式会社製：エポマリンＨＢ（Ｋ））、中塗り層としては中塗り塗装用のふっ素樹脂（例えば、関西ペイント株式会社製：セラテクトＦ中塗り）、上塗り層として上塗り塗装用のふっ素樹脂（例えば、関西ペイント株式会社製：セラテクトＦ(Ｋ)上塗り）が有利に適合する。また、鋼材表面の塗膜は、プライマー層、下塗り層、中塗り層、上塗り層をこの順に有する塗膜や、防食下地層、下塗り層、上塗り層をこの順に有する塗膜でも良い。
なお、防食下地層としては無機ジンクリッチペイント（例えば、関西ペイント株式会社製：ＳＤジンク１５００）、下塗り層としてはエポキシ樹脂塗料（例えば、関西ペイント株式会社製：エポマリンＨＢ（Ｋ））、中塗り層としては中塗り塗装用のふっ素樹脂（例えば、関西ペイント株式会社製：セラテクトＦ中塗り）、上塗り層として上塗り塗装用のふっ素樹脂（例えば、関西ペイント株式会社製：セラテクトＦ(Ｋ)上塗り）が有利に適合する。また、鋼材表面の塗膜は、プライマー層、下塗り層、中塗り層、上塗り層をこの順に有する塗膜や、防食下地層、下塗り層、上塗り層をこの順に有する塗膜でも良い。
また、本発明の構造用鋼材は、上記成分組成を有する溶鋼を、通常の連続鋳造や分塊法によりスラブとし、このスラブを熱間圧延により厚板や形鋼、薄鋼板、棒鋼等に製造することにより、得られる。
特に、以下の製造方法によって製造された鋼材は、降伏強度または０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上、引張強度が４９０ＭＰａ以上の特性が得られる。
スラブ加熱温度は、適宜決定してよい。ただし、１３００℃を超えてスラブを加熱すると、過度のスケール生成による歩留りの低下およびエネルギー消費量の増大を招く。一方、結晶粒の粗大化による靱性の劣化が問題となる。また、１０００℃未満でスラブを加熱すると、スラブの変形抵抗が増大し、続く圧延工程における圧延荷重の増大により圧延が困難となる場合がある。したがって、スラブ加熱温度は１０００～１３００℃の範囲とする。好ましくは１０５０～１２５０℃の範囲である。より好ましくは１０８０～１２００℃の範囲である。
スラブ加熱温度は、適宜決定してよい。ただし、１３００℃を超えてスラブを加熱すると、過度のスケール生成による歩留りの低下およびエネルギー消費量の増大を招く。一方、結晶粒の粗大化による靱性の劣化が問題となる。また、１０００℃未満でスラブを加熱すると、スラブの変形抵抗が増大し、続く圧延工程における圧延荷重の増大により圧延が困難となる場合がある。したがって、スラブ加熱温度は１０００～１３００℃の範囲とする。好ましくは１０５０～１２５０℃の範囲である。より好ましくは１０８０～１２００℃の範囲である。
加熱されたスラブは、（Ａｒ３点－４０℃）以上の温度で熱間圧延を終了したのち、所望の寸法形状の鋼材とする。仕上げ圧延温度が（Ａｒ３点－４０℃）未満ではフェライト相が多量に生成し、所望の硬質相の体積分率が得られない。従って、仕上げ圧延温度は（Ａｒ３点－４０℃）以上とする。好ましくはＡｒ３点以上である。
また、熱間圧延におけるスラブ加熱温度から８５０℃までの温度域における圧下率（＝（［熱間圧延開始前のスラブの厚み］－［８５０℃における被圧延材の厚み］）÷［熱間圧延開始前のスラブの厚み］×１００）が２５％以上となるように圧延を行う。この圧延によって、オーステナイト粒が再結晶あるいは部分的に再結晶するため、平均粒径が５μｍから５０μｍのフェライトが得られる。
なお、Ａｒ３点は、公知の方法で測定してもよいが、本願では、以下に示す「鉄と鋼 第67巻（1981）p147」に記載される（１）式により、求めた値を用いた。
Ａｒ３点（℃）
＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ
ただし、式中の元素は、鋼材中の含有量（質量％）を示す。
また、熱間圧延におけるスラブ加熱温度から８５０℃までの温度域における圧下率（＝（［熱間圧延開始前のスラブの厚み］－［８５０℃における被圧延材の厚み］）÷［熱間圧延開始前のスラブの厚み］×１００）が２５％以上となるように圧延を行う。この圧延によって、オーステナイト粒が再結晶あるいは部分的に再結晶するため、平均粒径が５μｍから５０μｍのフェライトが得られる。
なお、Ａｒ３点は、公知の方法で測定してもよいが、本願では、以下に示す「鉄と鋼 第67巻（1981）p147」に記載される（１）式により、求めた値を用いた。
Ａｒ３点（℃）
＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ
ただし、式中の元素は、鋼材中の含有量（質量％）を示す。
熱間圧延を終了した後は加速冷却を実施する。
冷却開始温度はＡｒ３点～（Ａｒ３点－８０℃）の温度域とする。これにより、オーステナイト相からフェライトに代表される軟質相が生成される。
冷却速度は５℃／ｓ以上とする。この加速冷却により、残部オーステナイト部をベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相とすることができ、硬質相と軟質相からなる鋼材を製造することができる。
冷却停止温度は６５０℃以下４００℃以上の温度域とする。冷却停止温度が６５０℃を上回る場合、フェライトなどの軟質相の生成量が多くなり、所望の硬質相の体積分率が得られない。一方、冷却停止温度が４００℃を下回る場合、鋼材に反りが発生しやすくなり、矯正などによる製造コストの増大が懸念される。
冷却開始温度はＡｒ３点～（Ａｒ３点－８０℃）の温度域とする。これにより、オーステナイト相からフェライトに代表される軟質相が生成される。
冷却速度は５℃／ｓ以上とする。この加速冷却により、残部オーステナイト部をベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相とすることができ、硬質相と軟質相からなる鋼材を製造することができる。
冷却停止温度は６５０℃以下４００℃以上の温度域とする。冷却停止温度が６５０℃を上回る場合、フェライトなどの軟質相の生成量が多くなり、所望の硬質相の体積分率が得られない。一方、冷却停止温度が４００℃を下回る場合、鋼材に反りが発生しやすくなり、矯正などによる製造コストの増大が懸念される。
なお、鋼における各元素の含有量は、スパーク放電発光分光分析法、蛍光Ｘ線分析法、ＩＣＰ発光分光分析法、ＩＣＰ質量分析法または燃焼法等により求めることができる。
（実施例１）
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブ（厚み２５０ｍｍ）としたのち、表２に示す種々の条件で熱間圧延を行い、熱延後の板厚が１２～８０ｍｍになる鋼板を得た。なお、Ｎｏ．１５では、空冷により室温まで冷却した。
得られた鋼板に対し、以下に示す条件で腐食試験、組織観察、引張試験および疲労き裂伝播試験を実施した。結果を表３に示す。
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブ（厚み２５０ｍｍ）としたのち、表２に示す種々の条件で熱間圧延を行い、熱延後の板厚が１２～８０ｍｍになる鋼板を得た。なお、Ｎｏ．１５では、空冷により室温まで冷却した。
得られた鋼板に対し、以下に示す条件で腐食試験、組織観察、引張試験および疲労き裂伝播試験を実施した。結果を表３に示す。
・腐食試験
上記のようにして得た鋼板から７０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取した。この試験片の表面に、表面粗さがＩＳＯ ２５１７８の Ｓａ ２．５となるようショットブラストを施したのち、アセトン中での超音波脱脂を５分間行い、風乾した。ついで、試験片の片面を塗装面とし、防食下地として無機ジンクリッチペイントとしてＳＤジンク１５００（厚さ：７５μｍ）を塗布し、ついで下塗りとしてエポキシ樹脂塗料としてエポマリンＨＢ（Ｋ）（厚さ：１２０μｍ）を塗布し、ついで中塗りとしてセラテクトＦ中塗り塗料（厚さ：３０μｍ）を塗布し、ついで上塗りとしてセラテクトＦ(Ｋ)上塗り塗料（厚さ：２５μｍ）を塗布し、防食下地層、下塗り層、中塗り層および上塗り層からなる塗膜を形成した。なお、試験片の他方の片面と端面は、溶剤型のエポキシ樹脂塗料にてシールし、さらにシリコン系のシール剤にて被覆した。
上記のようにして得た鋼板から７０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取した。この試験片の表面に、表面粗さがＩＳＯ ２５１７８の Ｓａ ２．５となるようショットブラストを施したのち、アセトン中での超音波脱脂を５分間行い、風乾した。ついで、試験片の片面を塗装面とし、防食下地として無機ジンクリッチペイントとしてＳＤジンク１５００（厚さ：７５μｍ）を塗布し、ついで下塗りとしてエポキシ樹脂塗料としてエポマリンＨＢ（Ｋ）（厚さ：１２０μｍ）を塗布し、ついで中塗りとしてセラテクトＦ中塗り塗料（厚さ：３０μｍ）を塗布し、ついで上塗りとしてセラテクトＦ(Ｋ)上塗り塗料（厚さ：２５μｍ）を塗布し、防食下地層、下塗り層、中塗り層および上塗り層からなる塗膜を形成した。なお、試験片の他方の片面と端面は、溶剤型のエポキシ樹脂塗料にてシールし、さらにシリコン系のシール剤にて被覆した。
上記の塗装後、試験片に形成した塗膜の中央部に、地鉄に到達するように幅：１ｍｍ、長さ：４０ｍｍの直線のカットを入れ、初期欠陥を設けた。ついで、以下に示す条件にて腐食試験を実施した。
すなわち、試験片表面の人工海塩の付着量が６．０ｇ／ｍ２となるように、人工海塩を純水で所定の濃度に希釈した溶液をスプレーし、試験片に人工海塩を付着させた。ついで、この試験片を用いて、条件１（温度：６０℃、相対湿度：３５％、保持時間：３時間）、条件２（温度：４０℃、相対湿度：９５％、保持時間：３時間）、条件１から条件２および条件２から条件１への各移行時間を１時間とする、合計８時間のサイクルを１サイクルとして、これを１２００サイクル繰り返す腐食試験を実施した。なお、人工海塩の付着は、週に１回とした。
そして、腐食試験終了後、塗膜における初期欠陥部からの片側の膨れ幅を測定し、塗装耐久性を評価した。
得られた結果を表３に示す。なお、片側の膨れ幅が６．５ｍｍ以下であれば、塗装の耐久性に優れると判断した。
すなわち、試験片表面の人工海塩の付着量が６．０ｇ／ｍ２となるように、人工海塩を純水で所定の濃度に希釈した溶液をスプレーし、試験片に人工海塩を付着させた。ついで、この試験片を用いて、条件１（温度：６０℃、相対湿度：３５％、保持時間：３時間）、条件２（温度：４０℃、相対湿度：９５％、保持時間：３時間）、条件１から条件２および条件２から条件１への各移行時間を１時間とする、合計８時間のサイクルを１サイクルとして、これを１２００サイクル繰り返す腐食試験を実施した。なお、人工海塩の付着は、週に１回とした。
そして、腐食試験終了後、塗膜における初期欠陥部からの片側の膨れ幅を測定し、塗装耐久性を評価した。
得られた結果を表３に示す。なお、片側の膨れ幅が６．５ｍｍ以下であれば、塗装の耐久性に優れると判断した。
・組織観察
組織観察（光学顕微鏡観察）は、任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向に平行な断面の板厚の１／４位置にて実施した。組織観察は上述した方法により５視野で実施し、硬質相の体積分率を、それら総視野での平均値として求めた。また、軟質相および硬質相を判別するため、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト等のミクロ組織ごとにそれぞれ５点を無作為に抽出してビッカース硬さ（ＨＶ１）を計測し、ビッカース硬さが２２５未満の相を軟質相、ビッカース硬さが２２５以上の相を硬質相に判別した。
なお、Ｎｏ．１３を除き、軟質相に占めるフェライトの面積率は９５％以上であった。
組織観察（光学顕微鏡観察）は、任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向に平行な断面の板厚の１／４位置にて実施した。組織観察は上述した方法により５視野で実施し、硬質相の体積分率を、それら総視野での平均値として求めた。また、軟質相および硬質相を判別するため、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト等のミクロ組織ごとにそれぞれ５点を無作為に抽出してビッカース硬さ（ＨＶ１）を計測し、ビッカース硬さが２２５未満の相を軟質相、ビッカース硬さが２２５以上の相を硬質相に判別した。
なお、Ｎｏ．１３を除き、軟質相に占めるフェライトの面積率は９５％以上であった。
・引張試験
得られた鋼板のうち、板厚５０ｍｍ未満の鋼板は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した１Ａ号あるいは５号引張試験片を用い、全厚の降伏強度または０．２％耐力と、引張強度を評価した。また、板厚５０ｍｍ以上の鋼板は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した４号引張試験片を用い、板厚１／４位置の降伏強度または０．２％耐力と、引張強度を評価した。試験片本数は各２本とし、その算術平均を当該鋼板の降伏強度あるいは０．２％耐力および引張強度として評価した。
得られた鋼板のうち、板厚５０ｍｍ未満の鋼板は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した１Ａ号あるいは５号引張試験片を用い、全厚の降伏強度または０．２％耐力と、引張強度を評価した。また、板厚５０ｍｍ以上の鋼板は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した４号引張試験片を用い、板厚１／４位置の降伏強度または０．２％耐力と、引張強度を評価した。試験片本数は各２本とし、その算術平均を当該鋼板の降伏強度あるいは０．２％耐力および引張強度として評価した。
・疲労き裂伝播試験
疲労き裂伝播試験は、全厚（板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍｔまで片面減厚）のＣＴ試験片を採取し、応力比０．１、周波数２０Ｈｚ、室温大気中でＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠して行った。なお、当該試験は、き裂を圧延直角方向に進展させる場合と、き裂を圧延方向に進展させる場合のそれぞれで行った。
そして、応力拡大係数範囲（ΔＫ）で２０ＭＰａ√ｍ（ここで、ｍはき裂長さ（単位：メートル）を示す）の時の疲労き裂伝播速度が、圧延直角方向および圧延方向の両方で５．０×１０－８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下の場合を合格とした。
疲労き裂伝播試験は、全厚（板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍｔまで片面減厚）のＣＴ試験片を採取し、応力比０．１、周波数２０Ｈｚ、室温大気中でＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠して行った。なお、当該試験は、き裂を圧延直角方向に進展させる場合と、き裂を圧延方向に進展させる場合のそれぞれで行った。
そして、応力拡大係数範囲（ΔＫ）で２０ＭＰａ√ｍ（ここで、ｍはき裂長さ（単位：メートル）を示す）の時の疲労き裂伝播速度が、圧延直角方向および圧延方向の両方で５．０×１０－８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下の場合を合格とした。
表３より、発明例はいずれも、塗膜の膨れ幅が６．５ｍｍ以下で、かつ疲労き裂伝播速度が圧延直角方向および圧延方向の両方で５．０×１０－８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であり、塗装耐久性および疲労き裂伝播特性が共に優れることが分かる。
一方、比較例では、塗膜の膨れ幅が６．５ｍｍを超えていたり、疲労き裂伝播速度が５．０×１０－８ｍ／ｃｙｃｌｅを超えており、十分な塗装耐久性や疲労き裂伝播特性が得られなかった。
一方、比較例では、塗膜の膨れ幅が６．５ｍｍを超えていたり、疲労き裂伝播速度が５．０×１０－８ｍ／ｃｙｃｌｅを超えており、十分な塗装耐久性や疲労き裂伝播特性が得られなかった。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５１％以上、０．２００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．００％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．００３％以上、０．０３０％以下、
Ｓ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下および
Ｗ：０．０３４％以上、１．０００％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
ミクロ組織が硬質相と軟質相から構成され、該硬質相の体積分率が０．２９～０．８０であり、該軟質相におけるフェライトの平均粒径が５～３６μｍであって該軟質層に占めるフェライトの面積率が９５％以上であり、下記（１）式で示されるＰ値が０．５以上、１０以下を満たす、疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
ここで、軟質相は、ビッカース硬さが２２５未満の組織であり、硬質相は、ビッカース硬さが２２５以上の組織である。
また、上記ミクロ組織の観察は、任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向に平行な断面の板厚の１／４位置にて実施し、上記フェライトの平均粒径は、線分法を用いて求め、上記体積分率は、光学顕微鏡観察による組織観察を行い、画像処理によって各ミクロ組織の面積を算出し、硬質相と判別したミクロ組織の合計の面積を、観察視野全体の面積で除した値を、硬質相の体積分率とすることで求める。
記
Ｐ値：１０×Ｗ＋２×Ｃｕ＋１．５×Ｎｉ＋３×Ｍｏ ・・・（１）
ただし、式中の各元素は、鋼材中の各元素の含有量（質量％）を示す。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下および
Ｍｏ：０．５００％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、請求項１に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｖ：０．２００％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下および
ＲＥＭ：０．０１００％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、請求項１または２に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。 - 表面に塗膜を有する、請求項１乃至３のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
- 前記塗膜が、防食下地層、下塗り層、中塗り層および上塗り層を有し、該防食下地層として無機ジンクリッチペイント、該下塗り層としてエポキシ樹脂塗料、該中塗り層として中塗り塗料用ふっ素樹脂、該上塗り層として上塗り塗料用ふっ素樹脂をそれぞれ用いてなる、請求項４に記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
- 降伏強度または０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上で、かつ、引張強度が４９０ＭＰａ以上である、請求項１乃至５のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材。
- 請求項１～６のいずれか１項に記載の構造用鋼材を製造する方法であって、請求項１乃至３のいずれかに記載の成分組成からなる鋼スラブを、１０００℃以上１３００℃以下に加熱し、ついで、スラブ加熱温度から８５０℃までの温度域における圧下率：２５％以上、仕上げ圧延温度：（Ａｒ３点－４０℃）以上の条件で熱間圧延を施したのち、Ａｒ３点～（Ａｒ３点－８０℃）の温度域から冷却速度５℃／ｓ以上で６５０℃以下４００℃以上の温度域まで加速冷却を行う、疲労き裂伝播特性と塗装耐久性に優れた構造用鋼材の製造方法。
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