JP6590000B2 - 鋼 - Google Patents

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Description

本発明は、焼入れ焼戻し後に、高強度を有し且つ低温靭性に優れた鋼に関するものである。
近年、エネルギー事情の変化にともなって、新たなエネルギー資源を開発しようとの動きが世界の各地で活発化してきている。このような状況下にあって、陸上での開発資源が枯渇するにつれ、海底油田に注目が集まるようになり、石油掘削のリグを用いた開発が、大陸棚付近を中心とする広範囲な地域で行われるようになってきた。特に近年、深海で操業される海底石油掘削用リグに代表される海上構造物が増加しており、大型ハリケーンによる掘削リグへの被害を防止するために、掘削リグ係留用チェーンの高強度化が求められている。チェーンの破断は、リグの倒壊等の重大事故に直結する。重要課題である安全性確保のために、チェーンの高強度化及び高靭性化の両方が指向されてきている。具体的には、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、かつ−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上であるチェーンが求められる。
このようなチェーンは、φ５０ｍｍ以上の熱間圧延棒鋼を所定長さに切断して、円環状に成形後、突き合わせられた端面をフラッシュバット溶接して製鎖される。フラッシュバット溶接後に、鎖環の中央にスタッドが圧入される場合もある。その後、チェーンに焼入れ焼戻し処理を施すことによって、高強度及び高靭性をチェーンに付与する。
高強度高靭性チェーン用鋼の発明例として、例えば特許文献１〜６等がある。しかしながら、いずれの文献も、引張強さが８００〜１０００ＭＰａであるチェーンの提供を目標としており、鋼の強度を１２００ＭＰａ以上にした場合について検討されていない。近年では、さらなる高強度化がチェーンに求められているが、一般的に、鋼材を高強度化すると鋼材の靭性が低下し、これにより鋼材の衝撃値が低下することが知られている。これら文献で提示されている鋼を１２００ＭＰａ以上の強度にした場合、目的とする衝撃値を得ることができない。
日本国特開昭５８−２２３６１号公報 日本国特開昭５８−９６８５６号公報 日本国特開昭５９−１５９９７２号公報 日本国特開昭５９−１５９９６９号公報 日本国特開昭６２−２０２０５２号公報 日本国特開昭６３−２０３７５２号公報
本発明の課題は、焼入れ焼戻し後に高強度且つ低温靱性（特に低温での破壊靭性）に優れた鋼を提供することである。具体的には、引張強さが１２００ＭＰａ以上となるように焼入れ焼戻しを行った場合に、−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上となる鋼を提供することである。
本発明の要旨は、次の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼は、単位質量％で、Ｃ：０．０８〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜３．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１．００〜２．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．７５〜３．２０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％、Ｖ：０〜０．３００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％、およびＭｇ：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度が０〜１０個／ｍｍ２であり、円相当径が１．０〜５．０μｍの前記Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比が１．０以上、１０．０以下である。
（２）上記（１）に記載の鋼は、単位質量％で、Ｖ：０．０１０〜０．３００％を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼は、単位質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０１００％、およびＭｇ：０．０００５〜０．０１００％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
本発明によれば、焼入れ焼戻し後に、引張強さ１２００ＭＰａ以上であり、かつ−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上である鋼を提供できる。
本発明者は、高強度で、かつ低温靭性に優れた鋼を実現するために、種々研究を続けたところ、下記の知見を得た。
（ａ）焼入れ焼戻し後の鋼に１２００ＭＰａ以上の引張強さを付与するためには、鋼のＣ含有量は０．０８％以上とする必要がある。
（ｂ）Ｎｉ、Ｍｏ、及びＮｂの全てを鋼が含有した場合、鋼の低温靭性が改善される。本発明者らは、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＮｂの全てを鋼が含有した場合、鋼の衝撃値が向上することを知見した。これは、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＮｂの全てを鋼が含有した場合、通常は破壊の起点となりうる鋼中のセメンタイトが、破壊起点とならない水準まで微細化されるからであると考えられる。また、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＮｂの全てを鋼が含有した場合、マルテンサイト組織のブロックサイズが微細になるので、鋼の延性脆性遷移温度が低下し、脆性破壊が低温でも生じにくくなると推定される。
（ｃ）本発明者らは、破壊の起点となりうるＭｎ硫化物の粒径及びアスペクト比を小さくすることにより、鋼の低温靭性を向上させられることを知見した。
以上の知見に基づき、本発明者らは、高い強度と高い低温靭性を有する構造部品、特にチェーンを製造可能な鋼の化学成分、介在物状態、及び製造方法を見出した。以下に、本実施形態に係る鋼の具体的態様を説明する。なお、本実施形態に係る鋼は、焼入れ焼戻し後に引張強さが１２００ＭＰａ以上且つ−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上となる効果を有する鋼であるが、焼入れ焼戻し前の強度及び衝撃値は特に限定されない。以下、特に断りが無い限り、強度及び靱性等の機械的特性を説明する記載は、焼入れ焼戻し後の本実施形態に係る鋼に関する。
以下に、本実施形態に係る鋼の各合金元素の含有量の限定理由について説明する。合金元素の含有量の単位「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．１２％
Ｃは、鋼の強度を決める重要な元素である。焼入れ焼戻し後に１２００ＭＰａ以上の引張強さを得るために、Ｃ含有量の下限は０．０８％とする。一方、Ｃ含有量が過剰である場合、鋼が過度に高強度となって鋼の靱性が低下する。また、Ｃ含有量が過剰である場合、破壊の起点となるセメンタイトの量が増えて鋼の靭性が著しく低下する。従って、Ｃ含有量の上限を０．１２％とする。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．１１％である。Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．０９％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、鋼材の強度を確保する作用とともに、脱酸剤としての作用をも有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満である場合、脱酸作用が十分に得られず、鋼中の非金属介在物が増加して、鋼の靭性を低下させる。一方、０．５０％を超えてＳｉを含有させた場合、Ｓｉが鋼の靭性の低下を引き起こす。従って、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは、０．４０％、０．３０％、または０．２０％である。Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０６％、０．０７％、または０．０８％である。
Ｍｎ：１．００〜３．００％
Ｍｎは、所望の焼入れ性確保のために必須の成分である。焼入れ焼戻し後の鋼の引張強度を１２００ＭＰａ以上にするために十分な焼入れ性を確保するためには、Ｍｎ含有量の下限値は１．０％とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰である場合、鋼の靭性が低下するので、Ｍｎ含有量の上限値は３．００％とする。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは、２．９０％、２．８０％、または２．７０％である。Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは、１．１０％、１．２０％、または１．３０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、鋼の製造工程で鋼に混入する不純物である。Ｐ含有量が０．０４０％を超えると、鋼の靭性を許容限以上に低下させるので、Ｐの含有量は０．０４０％以下に制限する。Ｐ含有量の上限値は、好ましくは、０．０３０％、０．０２５％、または０．０２０％である。本実施形態に係る鋼は、Ｐを必要としないので、Ｐ含有量の下限値は０％であるが、精錬設備の能力等を考慮すると、Ｐ含有量の下限値を０．００１％、０．００２％、または０．００３％としてもよい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、Ｐと同様に、鋼の製造工程で鋼に混入する不純物である。Ｓ含有量が０．０２０％を超えると、Ｓが鋼中に多量のＭｎ硫化物を形成し、鋼の靭性を低下させる。従って、Ｓ含有量は０．０２０％以下に制限する。Ｓ含有量が０．０２０％以下である場合、Ｍｎ硫化物の個数密度が十分に低減され、鋼の靱性が高く保たれる。Ｓ含有量の上限値は、好ましくは、０．０１５％、０．０１２％、又は０．０１０％である。本実施形態に係る鋼は、Ｓを必要としないので、Ｓ含有量の下限値は０％であるが、精錬設備の能力等を考慮すると、Ｓ含有量の下限値を０．００１％、０．００２％、または０．００３％としてもよい。
Ｃｒ：１．００〜２．５０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を増大させる作用がある。焼入れ焼戻し後の鋼の引張強度を１２００ＭＰａ以上にするために十分な焼入れ性を確保するために、Ｃｒ含有量の下限値を１．００％とする。一方、Ｃｒ含有量が過剰である場合、鋼の靭性が低下する。従って、Ｃｒ含有量の上限値は２．５０％とする。Ｃｒ含有量の上限値は、好ましくは２．４０％、２．３０％、または２．２０％である。Ｃｒ含有量の下限値は、好ましくは１．３０％、１．４０％、または１．５０％である。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性および耐食性の向上のために有効な元素である。焼入れ焼戻し後の鋼の引張強度を１２００ＭＰａ以上にするために十分な焼入れ性、及び耐食性を確保するために、Ｃｕ含有量の下限値は０．０１％とする。一方、Ｃｕ含有量が過剰である場合、鋼の靭性が低下する。従って、Ｃｕ含有量の上限値は０．５０％とする。Ｃｕ含有量の上限値は、好ましくは０．４０％、０．３０％、または０．２０％である。Ｃｕ含有量の下限値は、好ましくは０．０２％、０．０３％、または０．０５％である。
Ｎｉ：０．７５〜３．２０％
Ｎｉは、鋼の靭性向上のために極めて有効な元素であり、焼入れ焼戻し後の引張強度が１２００ＭＰａ以上である本実施形態に係る鋼の高靭性化のために必須の元素である。Ｎｉ含有量が０．７５％未満では、その効果を十分に発揮させることが難しい。一方、Ｎｉ含有量が３．２０％を超えると、靭性改善効果が飽和する。従って、Ｎｉ含有量を０．７５〜３．２０％とする。Ｎｉ含有量の上限値は、好ましくは３．１５％、３．１０％、または３．０５％である。Ｎｉ含有量の下限値は、好ましくは０．８０％、０．８５％、または０．９０％である。
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏは、Ｎｉ及びＮｂとともに鋼中に含有された場合、鋼の低温靭性を向上させる効果があることを本発明者らは知見した。これは、Ｎｉ及びＮｂと同時にＭｏが鋼中に含有された場合、通常は破壊の起点となりうる鋼中のセメンタイトが、破壊起点とならない水準まで微細化されるからであると考えられる。また、Ｎｉ及びＮｂと同時にＭｏが鋼中に含有された場合、マルテンサイト組織のブロックサイズが微細になるので、鋼の延性脆性遷移温度が低下し、脆性破壊が低温でも生じにくくなると推定される。Ｍｏ含有量が０．１０％未満では、その効果を十分に発揮させることが難しい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、靭性改善効果が飽和する。従って、Ｍｏ含有量を０．１０〜０．５０％とする。Ｍｏ含有量の上限値は、好ましくは０．４７％、０．４５％、または０．４２％である。Ｍｏ含有量の下限値は、好ましくは０．１５％、０．２０％、または０．２５％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、Ｎｉ及びＭｏとともに鋼中に含有された場合、鋼の低温靭性を向上させる効果がある。これは、Ｎｉ及びＭｏとともにＮｂが鋼中に含有された場合、通常は破壊の起点となりうる鋼中のセメンタイトが、破壊起点とならない水準まで微細化されるからであると考えられる。また、Ｎｉ及びＭｏとともにＮｂが鋼中に含有された場合、マルテンサイト組織のブロックサイズが微細になるので、鋼の延性脆性遷移温度が低下し、脆性破壊が低温でも生じにくくなると推定される。Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、その効果を十分に発揮させることが難しい。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、靭性改善効果が飽和する。従って、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５０％とする。Ｎｂ含有量の上限値は、好ましくは、０．０４５％、０．０４０％、または０．０３５％である。Ｎｂ含有量の下限値は、好ましくは０．００７％、０．０１０％、または０．０１５％である。
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
Ａｌは、脱酸作用に加えて、ＡｌＮとして析出させた場合に金属組織の結晶粒度を調整し、金属組織を細粒化する作用がある。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、十分な細粒化効果を得ることができないので、鋼の靭性が低下する。一方、０．１００％を超えてＡｌを鋼中に含有させると、ＡｌＮの析出量が飽和し、鋼中のアルミナ系非金属介在物が増加して鋼の靭性を低下させる。従って、Ａｌ含有量を０．０１０〜０．１００％とする。Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは、０．０９０％、０．０７０％、または０．０５０％である。Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは、０．０１２％、０．０１５％、または０．０１８％である。
Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％
Ｎは、Ａｌと結合して、金属組織の結晶粒度の調整のために有効なＡｌＮを析出させる作用がある。Ｎ含有量が０．００５０％未満では、この作用が十分に発揮されない。一方、０．０１５０％を超えてＮを鋼中に含有させると、固溶Ｎが増大し、鋼の靭性を低下させる。従って、Ｎ含有量を０．００５０〜０．０１５０％とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１４０％、０．０１３０％、または０．０１２０％である。Ｎ含有量の下限値は、好ましくは０．００５５％、０．００６０％、または０．００６５％である。
Ｖ：０〜０．３００％
本実施形態に係る鋼は、Ｖを必要としない。従ってＶ含有量の下限値は０％である。しかしながらＶは、ＶＮとして析出させた場合に、金属組織の結晶粒度を調整し、金属組織を細粒化する作用がある。従って、任意元素として、Ｖを０．０１０％以上、０．０２０％以上、または０．０３０％以上含有させても良い。一方、０．３００％を超えてＶを鋼中に含有させると、焼入れの際の加熱時に粗大なＶＮが鋼中に残存し、この粗大ＶＮが焼入れ焼戻し後の鋼の靭性を低下させる。従って、Ｖ含有量を０．３００％以下とする。Ｖ含有量の上限値は、好ましくは、０．２５０％以下、０．２００％、または０．１５０％である。
Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｚｒ：０〜０．０１００％以下、及びＭｇ：０〜０．０１００％からなる群から選択される１種以上
本実施形態に係る鋼は、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇを必要としない。従ってＶ含有量の下限値は０％である。しかしながらＣａ、Ｚｒ、及びＭｇはいずれも、酸化物を形成し、ＭｎＳの晶出核となり、ＭｎＳを均一微細分散させて鋼の衝撃値を向上させる効果がある。従って、任意元素として、Ｃａを鋼中に０．０００５％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上含有させても良く、Ｚｒを鋼中に０．０００５％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上含有させても良く、Ｍｇを鋼中に０．０００５％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上含有させても良い。一方、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの含有量が０．０１００％を超えると、過剰量の酸化物及び硫化物等の硬質介在物が生成し、鋼の靭性を低下させる。したがって、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの上限値は０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量の上限値は、好ましくは０．００９０％、０．００７０％、又は０．００５０％であり、Ｚｒ含有量の上限値は、好ましくは０．００９０％、０．００７０％、又は０．００５０％であり、Ｍｇ含有量の上限値は、好ましくは０．００９０％、０．００７０％、又は０．００５０％である。
残部：Ｆｅ及び不純物
本実施形態に係る鋼の合金成分の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
次に、本実施形態に係る鋼の介在物状態の限定理由について説明する。
円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度が０〜１０個／ｍｍ２
円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物（以下、「粗大Ｍｎ硫化物」と称する）は、鋼の低温靱性を大きく低下させるので、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度を実質的に０個／ｍｍ２とすることが好ましい。従って、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度の下限値は０個／ｍｍ２である。しかしながら、個数密度が１０個／ｍｍ２以下であれば、低温靱性は深刻に損なわれない。従って、粗大Ｍｎ硫化物の個数密度の上限値は、１０個／ｍｍ２とする。粗大Ｍｎ硫化物の個数密度の上限値は、好ましくは９個／ｍｍ２、８個／ｍｍ２、または７個／ｍｍ２である。
円相当径が１．０〜５．０μｍのＭｎ硫化物の平均アスペクト比が１．０以上、１０．０以下
円相当径が１．０〜５．０μｍのＭｎ硫化物（以下、「微細Ｍｎ硫化物」と称する）は、粗大Ｍｎ硫化物よりも、鋼の靱性に及ぼす悪影響が少ない。しかしながら、Ｍｎ硫化物の長径をＭｎ硫化物の短径で除すことにより算出できるＭｎ硫化物のアスペクト比が大きすぎる微細Ｍｎ硫化物は、粗大Ｍｎ硫化物と同様に、破壊の起点となって鋼の靱性を低下させ得る。本発明者らは、微細Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比を１０．０以下とすれば、微細Ｍｎ硫化物をほぼ無害化できることを知見した。微細Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比の好ましい上限値は、９．０、７．５、または６．０である。微細Ｍｎ硫化物の長径と短径とが等しい場合、微細Ｍｎ硫化物のアスペクト比は１．０となるので、微細Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比の下限は１．０とする。
破壊の起点になるうるＭｎ硫化物を微細分散させ、且つそのアスペクト比を低下させることは、鋼の低温靭性を改善するためにきわめて有効である。また、Ｍｎ硫化物の状態は、通常の条件下で行われる焼入れ焼戻しの前後で変化しないので、焼入れ焼戻し前にＭｎ硫化物の状態が上述のように制御されれば、焼入れ焼戻し後においてもＭｎ硫化物の状態が維持され、上述の効果が得られる。
なお、本実施形態に係る鋼において、微細Ｍｎ硫化物の個数密度を限定する必要は無い。きわめて多量の微細Ｍｎ硫化物は、鋼の靱性を損なうおそれがあるが、Ｓ含有量が上述された範囲内であれば、微細Ｍｎ硫化物の個数密度が、鋼の靱性を損なう程度に増大することはない。さらに、本実施形態に係る鋼において、円相当径が１．０μｍ未満のＭｎ硫化物（以下、「超微細Ｍｎ硫化物」と称する）は破壊の起点とならないので、超微細Ｍｎ硫化物のアスペクト比及び個数密度は特に規定されない。さらに、本実施形態に係る鋼において、Ｍｎ硫化物（粗大Ｍｎ硫化物及び微細Ｍｎ硫化物）はほぼ均一に分散されるので、Ｍｎ硫化物の状態を規定する場所は特に限定されない。
Ｍｎ硫化物の状態の特定方法は以下の通りである。まず、鋼の断面を鏡面研磨し、次に断面の任意の１０箇所以上で倍率１０００倍の光学顕微鏡写真を撮影する。これにより得られた１０枚の写真を、例えばＬｕｚｅｘ（登録商標）等の画像解析ソフトを用いて処理することで、鋼に含まれるＭｎ硫化物の状態、即ち粗大Ｍｎ硫化物の個数密度と、微細Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比とを求めることができる。本実施形態に係る鋼において、Ｍｎ硫化物は加工方向に延伸している。例えば鋼が熱間圧延されている場合、Ｍｎ硫化物は熱間圧延方向に延伸している。従って、光学顕微鏡写真を撮影する断面は、加工方向（例えば熱間圧延方向）に平行に形成される必要がある。一方、本実施形態に係る鋼において、Ｍｎ硫化物はほぼ均一に分散されるので、光学顕微鏡写真を撮影する箇所は特に規定されない。
次に、本実施形態に係る鋼の製造方法について説明する。
本実施形態に係る鋼の製造方法は、本実施形態に係る鋼の化学成分を有する溶鋼を連続鋳造して鋳片を得る工程と、鋳片に均熱拡散処理を２回以上行う工程とを備える。溶鋼を連続鋳造する工程の条件は特に限定されない。鋳片に均熱拡散処理を行う工程では、まず鋳片が１３００℃〜１３５０℃の温度範囲内まで加熱され、次いで鋳片の温度がこの温度範囲内に３００〜１８０００秒保持され、さらに鋳片が９００℃以下に冷却される。また、均熱拡散処理は２回以上行われる。
（均熱拡散処理工程）
均熱拡散処理は、鋳片に含まれるＭｎ硫化物を微細分散させるために行われる。連続鋳造の際に、鋳片中には粗大Ｍｎ硫化物が晶出する。鋳片を１３００〜１３５０℃の温度範囲内まで加熱し、この温度範囲内で３００〜１８０００秒保持することにより、この粗大Ｍｎ硫化物が溶体化され、鋳片を９００℃以下に冷却することにより、Ｍｎ硫化物が析出する。溶体化及び析出によって、Ｍｎ硫化物は微細化される。
鋳片の保持温度が１３００℃未満である場合、及び鋳片の温度保持時間が３００秒未満である場合、Ｍｎ硫化物が十分に溶体化されない。また、均熱拡散処理が１回しか行われなかった場合、Ｍｎ硫化物は十分に微細化されない。鋼のＭｎ硫化物の分散状態を上述の範囲内とするためには、上述の条件の均熱拡散処理を２回以上行う必要がある。鋳片の冷却停止温度が９００℃超として、次の均熱拡散処理を開始した場合、Ｍｎ硫化物が冷却の際に析出しないので、Ｍｎ硫化物の微細化が不十分となる。
なお、鋳片の加熱温度が１３５０℃超である場合、鋳片の延性が低下し割れの問題が生じる。また、鋳片の加熱時間が１８０００秒超である場合、経済性を考慮すると好ましくない。
上述の処理によってＭｎ硫化物が十分に微細化された鋳片には、その後、任意の加工及び熱処理を行うことができる。例えば、この鋳片に分塊圧延及び熱間圧延を行って棒鋼とし、この棒鋼にチェーン加工を行ってチェーンを得ることができる。また、チェーン加工を行う際または行った後に、チェーンに焼入れ焼戻しを行うことができる。上述の方法によって得られる鋳片に含まれるＭｎ硫化物は十分に微細化されているので、通常の条件で行われる分塊圧延、熱間圧延、及びチェーン加工、並びに焼入れ焼戻しによって、鋳片に含まれている微細Ｍｎ硫化物が、上述された規定範囲外となることはないと推定される。
本実施形態に係る鋼は、引張強度が１２００ＭＰａ以上となるように焼入れ焼戻しされたとしても、−２０℃でのシャルピー衝撃値を７５Ｊ／ｃｍ２以上に保つことができる。従って、本実施形態に係る鋼は、焼入れ焼戻し用鋼として用いられることが特に好ましい。
例えば、本実施形態に係る鋼に、９００℃に加熱して３０分保持してから水冷する焼入れ処理を行い、さらに１３５℃に加熱して３０分保持する焼戻し処理を行えば、引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、且つ−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上である鋼が得られる。この焼入れ焼戻し条件で熱処理された後の本実施形態に係る鋼は、円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度が０〜１０個／ｍｍ２であり、円相当径が１．０〜５．０μｍの前記Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比が１．０以上、１０．０以下であり、セメンタイトの平均粒径が０．０５μｍ以下であり、マルテンサイトブロックの平均サイズが５．５μｍ以下である。本実施形態に係る鋼は、０．０８％以上のＣを含有しているので、この焼入れ焼戻し条件で熱処理された場合、１２００ＭＰａ以上の引張強度を有する。通常であれば、鋼の引張強度を１２００ＭＰａ以上にした場合、低温靱性（特に低温靱性）が損なわれる。しかし、本実施形態に係る鋼は、０．７５〜３．２０％のＮｉと、０．１０〜０．５０％のＭｏと、０．００５〜０．０５０％のＮｂとを含有しているので、この焼入れ焼戻し条件で熱処理された場合、マルテンサイトブロック及びセメンタイトが十分に微細化され、高い低温靱性を有する。また、この焼入れ焼戻し条件で熱処理された後の本実施形態に係る鋼は、焼入れ焼戻し前の本実施形態に係る鋼と同じく、円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度が０〜１０個／ｍｍ２であり、円相当径が１．０〜５．０μｍの前記Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比が１．０以上、１０．０以下であるので、高い低温靱性を有する。
なお、上述された条件の焼入れ焼戻しは、本実施形態に係る鋼の用途の一例に過ぎない。本実施形態に係る鋼には、目的に応じて、任意の条件の熱処理を行うことができる。また、上述された、焼入れ焼戻し条件の一例に基づく熱処理が行われた後の本実施形態に係る鋼の特徴は、本実施形態に係る鋼の技術的範囲を限定するものではない。本実施形態に係る鋼の課題は、引張強度が１２００ＭＰａとなるように熱処理を行った後に、−２０℃でのシャルピー衝撃値を７５Ｊ／ｃｍ２以上とすることである。この課題を解決するために、上述のように、熱処理前の化学成分及びＭｎ硫化物状態を制御することが必要とされる。しかし、それ以外の構成、例えば熱処理前のマルテンサイト及びセメンタイトの状態等の制御は、本実施形態に係る鋼の課題の解決のために必要とされないからである。
また、通常の条件の焼入れ焼戻しは、Ｍｎ硫化物状態に影響を与えない。従って、焼入れ焼戻し後の鋼のＭｎ硫化物状態が上述された規定範囲内にある場合、その鋼は、焼入れ焼戻し前のＭｎ硫化物状態も上述された規定範囲内であったと推定される。
本実施形態に係る鋼は、高い引張強度と高い低温靱性とが必要とされる海底石油掘削リグ係留用チェーン等の材料として用いられた場合、特に優れた効果を発揮することができる。
本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。
表１に示す化学組成の鋼Ａを連続鋳造して鋳片を得て、次いで鋳片に１回または２回以上の均熱拡散処理工程を行い、さらに鋳片に分塊圧延工程を行って、１６２ｍｍ角の圧延素材を得た。表２に、均熱拡散処理条件及び均熱拡散処理回数を示す。その後、圧延素材に熱間圧延を行って、直径８６ｍｍの丸棒鋼とした。次に、丸棒鋼を切断し、９００℃に加熱して３０分保持し、さらに水冷する焼入れ処理を行った後、１３５℃に加熱して３０分保持する焼戻し処理を行って、丸棒鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ５を得た。この焼入れ条件及び焼戻し条件は、本発明鋼を用いてチェーンを作成する際に推奨される熱処理条件と同じである。
焼入れ焼戻し後の丸棒鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ５それぞれのＣ断面の１／４Ｄ部（丸棒鋼の表面から丸棒鋼の直径Ｄの約１／４の深さの領域）から、ＪＩＳ１４Ａ号引張試験片３本と、ＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー衝撃試験片４本とを作製した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、常温で２０ｍｍ／ｍｉｎの速度にて実施した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−２０℃で実施した。
さらに、焼入れ焼戻し後の丸棒鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ５それぞれのＣ断面の１／４Ｄ部から１０ｍｍ角のサンプルを切り出し、圧延方向に平行な断面において、鋼の組織及び介在物の状態を観察した。鋼中にあるＭｎ硫化物を観察するために、断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍の組織写真を１０枚撮影し、これら写真に含まれるＭｎ硫化物の円相当径とアスペクト比とを画像解析（Ｌｕｚｅｘ（登録商標））によって求めた。また、鋼中にあるセメンタイトを観察するために、ナイタール腐食液で断面の腐食を行い、走査型電子顕微鏡を用いて倍率５０００倍の組織写真を５枚撮影し、これら写真に含まれるセメンタイトの平均粒径を画像解析（Ｌｕｚｅｘ（登録商標））によって求めた。さらに、サンプルに対して、後方散乱電子線回折パターンを用いた結晶方位解析を行い、この解析で得られた、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の面積重み付け平均円相当径を、マルテンサイトブロックの平均粒径とした。
上述の実験結果を表１及び表２に示す。表１は、鋼Ａの化学成分（即ち、Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ５の鋼の化学成分）を示す。表２は、Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ５の鋼を製造した際の拡散均熱処理条件及び拡散均熱処理回数、並びに、上述の条件で焼入れ焼戻しされた後のＮｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ５の鋼の円相当径１．０〜５．０μｍのＭｎ硫化物の平均アスペクト比、円相当径５．０μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度、引張強さ、衝撃値、セメンタイトの平均粒径、及びマルテンサイトブロックの平均サイズを示す。表２において、本発明の規定範囲外である値には下線が付されている。なお、上述の条件の焼入れ焼戻しは、Ｍｎ硫化物の状態に影響を与えないので、表２に開示された焼入れ焼戻し後のＮｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ５の鋼のＭｎ硫化物の状態は、焼入れ焼戻し前のＮｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ５の鋼のそれと等しい。
Figure 0006590000
Figure 0006590000
表１及び表２に示されるように、本発明例であるＮｏ．Ａ１及びＡ２の鋼は、化学組成及び製造条件が適切であったので、Ｍｎ硫化物の形態が本発明の規定範囲内となった。これにより、Ｎｏ．Ａ１及びＡ２の鋼は、焼入れ焼戻し後に引張強さ１２００ＭＰａ以上で、かつ−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上となった。これに対して、比較例であるＮｏ．Ａ３〜Ａ５鋼は、製造条件が不適切であったので、Ｍｎ硫化物の粗大化またはＭｎ硫化物のアスペクト比の増大が生じ、焼入れ焼戻し後の低温靭性が不足した。
表３に示す化学組成の鋼Ｂ〜ＡＨを連続鋳造して鋳片を得て、次いで鋳片に、保持温度１３００℃且つ保持時間７２００秒である均熱拡散処理を２回行い、さらに鋳片に分塊圧延を行って１６２ｍｍ角の圧延素材を得た。その後、圧延素材に熱間圧延して、直径８６ｍｍの丸棒鋼を得た。次に、これら丸棒鋼を切断し、９００℃に加熱して３０分保持し、さらに水冷する焼入れ処理を行った後、１３５℃に加熱して３０分保持する焼戻し処理を行って、丸棒鋼Ｎｏ．Ｂ〜ＡＨを得た。この焼入れ条件及び焼戻し条件は、本発明鋼を用いてチェーンを作成する際に推奨される熱処理条件と同じである。
焼入れ焼戻し後の丸鋼棒Ｎｏ．Ｂ〜ＡＨそれぞれのＣ断面の１／４Ｄ部から、ＪＩＳ１４Ａ号引張試験片３本と、ＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー衝撃試験片４本とを作製した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、常温で２０ｍｍ／ｍｉｎの速度にて実施した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、−２０℃で実施した。
さらに、焼入れ焼戻し後の丸棒鋼Ｎｏ．Ｂ〜ＡＨそれぞれのＣ断面の１／４Ｄ部から１０ｍｍ角のサンプルを切り出し、圧延方向に平行な断面において、鋼の組織及び介在物の状態を観察した。鋼中にあるＭｎ硫化物を観察するために、断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡を用いて倍率１０００倍の組織写真を１０枚撮影し、これら写真に含まれるＭｎ硫化物の円相当径とアスペクト比とを画像解析（Ｌｕｚｅｘ（登録商標））によって求めた。また、鋼中にあるセメンタイトを観察するために、ナイタール腐食液で断面の腐食を行い、走査型電子顕微鏡を用いて倍率５０００倍の組織写真を５枚撮影し、これら写真に含まれるセメンタイトの平均粒径を画像解析（Ｌｕｚｅｘ（登録商標））によって求めた。さらに、サンプルに対して、後方散乱電子線回折パターンを用いた結晶方位解析を行い、この解析で得られた、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の面積重み付け平均円相当径をマルテンサイトブロックの平均粒径とした。
上述の実験結果を表３及び表４に示す。表３は、Ｎｏ．Ｂ〜ＡＨの鋼の化学成分を示す。表４は、上述の条件で焼入れ焼戻しされた後のＮｏ．Ｂ〜ＡＨの鋼の円相当径１．０〜５．０μｍのＭｎ硫化物の平均アスペクト比、円相当径５．０μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度、引張強さ、衝撃値、セメンタイトの平均粒径、及びマルテンサイトブロックの平均サイズを示す。表３及び表４において、本発明の規定範囲外である値には下線が付されている。なお、上述の条件の焼入れ焼戻しは、Ｍｎ硫化物の状態に影響を与えないので、表４に開示された焼入れ焼戻し後のＮｏ．Ｂ〜ＡＨの鋼のＭｎ硫化物の状態は、焼入れ焼戻し前のＮｏ．Ｂ〜ＡＨの鋼のそれと等しい。
Figure 0006590000
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表３及び表４に示されるように、本発明例であるＮｏ．Ｂ〜Ｕの鋼は、いずれも化学組成及びＭｎ硫化物の状態が本発明の規定範囲内である。これにより、Ｎｏ．Ｂ〜Ｕの鋼は、焼入れ焼戻し後に引張強さが１２００ＭＰａ以上となり、かつ−２０℃でのシャルピー衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ２以上となった。
これに対して、比較例であるＮｏ．Ｖ、Ｗ、Ｘ、Ｙ、Ｚ及びＡＡの鋼は、Ｍｏ、Ｎｂ、及びＮｉのうち１種以上の含有量が不足しているか、または含有されていないので、焼入れ焼戻し後に、破壊の起点となるセメンタイトが粗大となり、さらにマルテンサイトブロックの平均サイズが粗大となり、低温靭性が不足した。
比較例であるＮｏ．ＡＢの鋼は、Ｃの含有量が不足したので、必要な引張強さが焼入れ焼戻し後に得られなかった。一方、比較例であるＮｏ．ＡＣの鋼はＣの含有量が過剰であったので、過度に高強度となり、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。
比較例であるＮｏ．ＡＤの鋼はＳｉ含有量が過剰であり、Ｎｏ．ＡＥの鋼はＭｎ含有量が過剰であった。これら過剰なＳｉ又はＭｎが鋼の靭性を低下させたので、焼入れ焼戻し後のＮｏ．ＡＤ及びＮｏ．ＡＥの鋼の低温靭性は不足した。
比較例であるＮｏ．ＡＦの鋼は、Ｃｒの含有量が不足したので、十分な焼入れ性が得られず、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。
比較例であるＮｏ．ＡＧの鋼は、Ｓ含有量が過剰であったので、過剰量のＭｎ硫化物が形成され、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。比較例であるＮｏ．ＡＨの鋼は、Ｎ含有量が過剰であったので、固溶Ｎ含有量が過剰となり、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。

Claims (3)

  1. 単位質量％で、
    Ｃ：０．０８〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
    Ｍｎ：１．００〜３．００％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｃｒ：１．００〜２．５０％、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
    Ｎｉ：０．７５〜３．２０％、
    Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
    Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％、
    Ｖ：０〜０．３００％、
    Ｃａ：０〜０．０１００％、
    Ｚｒ：０〜０．０１００％、および
    Ｍｇ：０〜０．０１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物の個数密度が０〜１０個／ｍｍ２であり、
    円相当径が１．０〜５．０μｍの前記Ｍｎ硫化物の平均アスペクト比が１．０以上、１０．０以下である
    ことを特徴とする鋼。
  2. 単位質量％で、
    Ｖ：０．０１０〜０．３００％
    を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼。
  3. 単位質量％で、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００５〜０．０１００％、および
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
    からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼。
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