WO2015093178A1 - 舶用鍛鋼品 - Google Patents

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WO2015093178A1
WO2015093178A1 PCT/JP2014/079624 JP2014079624W WO2015093178A1 WO 2015093178 A1 WO2015093178 A1 WO 2015093178A1 JP 2014079624 W JP2014079624 W JP 2014079624W WO 2015093178 A1 WO2015093178 A1 WO 2015093178A1
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智也 篠崎
泰正 吉田
藤綱　宣之
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to marine forged steel products.
  • marine members are required to be lighter, and therefore, steel materials used for marine members are required to have high strength.
  • increasing the strength of steel can be achieved by accelerating the cooling after austenitization in the heat treatment step and generating hard bainite or martensite.
  • a large thick member having a weight of several tons to several tens of tons, if water cooling is performed for rapid cooling after austenite formation, cracks may occur due to thermal stress or transformation stress during cooling. Therefore, cooling after austenitization must be performed by air cooling with a slow cooling rate, and it is difficult to obtain high strength with a large-sized thick member.
  • the cast steel product of the above (1) inevitably has casting defects such as microporosity due to casting, and it is difficult to achieve a preferable fatigue strength.
  • the cast steel product of said (1) can reduce a casting defect by forging, a crystal grain diameter becomes finer than a cast steel product.
  • the hardenability of steel decreases as the crystal grain size decreases, so that it is difficult to obtain sufficient strength even if the control (1) is applied to a forged steel product.
  • the segregation inside the steel ingot becomes more prominent and the hydrogen tends to concentrate in the segregated portion as the member becomes larger.
  • the S content is reduced as in the forged steel product of (2) above, the fatigue strength is improved, but the amount of MnS that becomes the hydrogen trap site is reduced, so that hydrogen cracking occurs in the segregated portion where hydrogen is concentrated. It becomes easy. Therefore, the forged steel product of (2) is difficult to apply to large members.
  • the present invention has been made based on the above circumstances, and has an object to provide a marine forged steel product that has high strength and is suitably used for a large-sized thick member.
  • One aspect of the present invention is as follows: C (carbon): 0.13 to 0.25% by mass, Si (silicon): 0.15 to 0.45% by mass, Mn (manganese): 0 .3% by mass to 1.0% by mass, Ni (nickel): 1.2% by mass to 2.6% by mass, Cr (chromium): 0.4% by mass to 0.9% by mass, Mo ( Molybdenum): 0.15% by mass to 0.8% by mass, V (vanadium): 0.05% by mass to 0.15% by mass, N (nitrogen): more than 0% by mass and 0.02% by mass or less, S (sulfur): 0.002% by mass or more and 0.015% by mass or less, and one or more elements of Ti (titanium) and Al (aluminum): a total of 0.003% by mass to 0.05% by mass It has a composition containing the components, the balance being Fe (iron) and inevitable impurities, 1) meet, the metal structure is ferrite - bainite or
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between V content and tensile strength in Examples.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the area ratio of ferrite and pearlite and tensile strength in Examples.
  • the marine forged steel product of the present invention has C (carbon): 0.13 mass% to 0.25 mass%, Si (silicon): 0.15 mass% to 0.45 mass%, Mn (manganese): 0 .3% by mass to 1.0% by mass, Ni (nickel): 1.2% by mass to 2.6% by mass, Cr (chromium): 0.4% by mass to 0.9% by mass, Mo ( Molybdenum): 0.15% by mass to 0.8% by mass, V (vanadium): 0.05% by mass to 0.15% by mass, N (nitrogen): more than 0% by mass and 0.02% by mass or less, S (sulfur): 0.002% by mass or more and 0.015% by mass or less, and one or more elements of Ti (titanium) and Al (aluminum): a total of 0.003% by mass to 0.05% by mass It has a composition containing the components, the balance being Fe (iron) and inevitable impurities, 1) meet, the metal structure is ferrite - bain
  • each composition of the steel material is within the above range and satisfies the above formula (1)
  • the metal structure is a composite structure of ferrite-bainite or ferrite-pearlite-bainite, and the total of the ferrite structure and pearlite structure on the surface
  • the marine forged steel product has a composition of the steel material that satisfies the above formula (1), so that nitrogen (N) is made of titanium (Ti) or aluminum (Al) having high affinity with nitrogen (N).
  • V nitride vanadium nitride
  • V carbide vanadium carbide
  • the marine forged steel product of the present invention has high strength and is suitably used for large thick members.
  • the metal structure of the marine forged steel product in this embodiment is a composite structure of ferrite-bainite or ferrite-pearlite bainite, and the total area ratio of the ferrite structure and pearlite structure on the surface is 70% or less.
  • the marine forged steel product has high strength by making the metal structure a composite structure of ferrite-bainite or ferrite-pearlite-bainite and setting the total area ratio of the ferrite structure and pearlite structure to the upper limit or less.
  • a specimen for microstructural observation is cut out from a forged steel product, the parallel surface of the specimen is mirror-polished in the forging direction, and corroded with nital. It can be performed by observing with an optical microscope.
  • the marine forged steel product of the present embodiment includes C: 0.13 mass% to 0.25 mass%, Si: 0.15 mass% to 0.45 mass%, Mn: 0.3 mass% to 1.0 % By mass, Ni: 1.2% by mass to 2.6% by mass, Cr: 0.4% by mass to 0.9% by mass, Mo: 0.15% by mass to 0.8% by mass, V : 0.05 mass% or more and 0.15 mass% or less, N: more than 0 mass% or less and 0.02 mass% or less, S: 0.002 mass% or more and 0.015 mass% or less, one or more of Ti and Al Element: A total of 0.003 mass% to 0.05 mass% of basic components, with the balance being Fe and inevitable impurities, and satisfying the following formula (1). 14 ⁇ (Ti / 48 + Al / 27) ⁇ N (1)
  • the lower limit of the C content of the marine forged steel product is 0.13% by mass, preferably 0.15% by mass.
  • the upper limit of the C content of marine forged steel products is 0.25% by mass, preferably 0.23% by mass.
  • the lower limit of the Si content is 0.15% by mass, and preferably 0.16% by mass.
  • the upper limit of the Si content is 0.45 mass%, preferably 0.30 mass%.
  • the lower limit of the Mn content is 0.3% by mass, preferably 0.31% by mass.
  • the upper limit of the Mn content is 1.0 mass%, preferably 0.95 mass%. If the Mn content is less than the lower limit, sufficient strength and hardenability may not be ensured. Conversely, if the Mn content exceeds the above upper limit, temper embrittlement may be promoted and weldability may be impaired. By making the said Mn content rate into the said range, the hardenability, intensity
  • the lower limit of the Ni content is 1.2% by mass, and preferably 1.4% by mass.
  • the upper limit of the Ni content is 2.6% by mass, and preferably 2.5% by mass.
  • the lower limit of the Cr content is 0.4 mass%, preferably 0.41 mass%.
  • the upper limit of the Cr content is 0.9 mass%, preferably 0.85 mass%. If the Cr content is less than the lower limit, sufficient hardenability and temper softening resistance may not be ensured. On the other hand, when the Cr content exceeds the above upper limit, weldability may be deteriorated and reverse V segregation may be promoted. By setting the Cr content in the above range, the hardenability, temper softening resistance and weldability of the marine forged steel product can be appropriately ensured.
  • the lower limit of the Mo content is 0.15% by mass.
  • the upper limit of the Mo content is 0.8 mass%, preferably 0.7 mass%. If the Mo content is less than the lower limit, sufficient hardenability and temper softening resistance may not be ensured. Conversely, if the Mo content exceeds the above upper limit, weldability may be reduced, microsegregation in the steel ingot may be promoted, or gravity segregation may easily occur. By setting the Mo content in the above range, it is possible to appropriately ensure the hardenability, temper softening resistance, and weldability of the marine forged steel product.
  • V is an element that forms fine V carbide and increases the strength by precipitation strengthening.
  • cooling after austenitization is slow, such as air cooling, soft ferrite is formed and the strength is lowered.
  • V carbide in the ferrite the soft ferrite is hardened and the strength is increased. be able to.
  • the lower limit of the V content is 0.05% by mass, and the upper limit of the V content is 0.15% by mass. If the V content is less than the lower limit, the strength is insufficient. On the other hand, if the V content exceeds the above upper limit, the effect of improving the strength is reduced and the weldability may be hindered.
  • strength and weldability of a marine forged steel product can be ensured appropriately.
  • N combines with V in steel to produce V nitride. Since V nitride has a higher melting temperature than V carbide, it may remain undissolved during austenitization, reducing the precipitation strengthening ability due to carbide precipitation. Therefore, it is desirable that the N content is low. However, since N is inevitably mixed as an impurity, the content of N cannot be reduced to zero. Therefore, the lower limit of the N content of the marine forged steel product of this embodiment is more than 0% by mass. On the other hand, the upper limit of the N content is 0.02% by mass, preferably 0.015% by mass, and more preferably 0.012% by mass. If the N content exceeds the above upper limit, the precipitation strengthening ability may be reduced and sufficient strength may not be ensured. By setting the N content in the above range, it is possible to appropriately ensure the strength of the marine forged steel product.
  • the lower limit of the S content is 0.002% by mass, and preferably 0.003% by mass.
  • the upper limit of the V content of the marine forged steel product of the present embodiment is 0.015 mass%, preferably 0.01 mass%.
  • S combines with Mn in the steel to form MnS, which becomes a hydrogen trap site in the steel and prevents hydrogen cracking. Therefore, if the S content is less than the lower limit, hydrogen cracking may occur. Conversely, if the S content exceeds the above upper limit, the ductility and toughness in the direction perpendicular to the main forging direction may be reduced. By making the S content within the above range, hydrogen cracking of marine forged steel products can be prevented appropriately.
  • the lower limit of the total content of one or more elements of Ti and Al is 0.003% by mass, and preferably 0.005% by mass.
  • the upper limit of the total content of Ti and Al is 0.05% by mass, and preferably 0.045% by mass.
  • the marine forged steel product of this embodiment contains Fe and unavoidable impurities in the balance in addition to the basic components described above.
  • Inevitable impurities such as P (phosphorus), Sn (tin), As (arsenic), and Pb (lead) introduced depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. are allowed.
  • it is effective to further contain other compositions, and the characteristics of the forged steel are further improved depending on the kinds of the contained compositions.
  • the upper limit of the content of P which is an inevitable impurity of the marine forged steel product of the present embodiment, is preferably 0.1% by mass, more preferably 0.05% by mass, and still more preferably 0.01% by mass. If the P content exceeds the above upper limit, there is a risk of promoting grain boundary fracture due to grain boundary knitting.
  • the left side of the above formula (1) represents the amount of N consumed stoichiometrically as TiN or AlN. As shown in the above formula (1), if this consumed amount of N is equal to or greater than the N content, the entire amount of N will be consumed as TiN or AlN, and the formation of V nitride can be suppressed. The precipitation strengthening ability can be sufficiently exhibited.
  • each element satisfies the following formula (2) in the marine forged steel product of the present embodiment.
  • the left side of the above formula (2) is a carbon equivalent (Ceq: equivalent carbon content) in which the influence of the alloying elements on the hardenability and weldability of the steel is converted into a carbon amount, and is used as an index of the weldability of the steel material (for example, refer to Japanese Patent No. 3863413).
  • Ceq carbon equivalent
  • HAZ weld heat affected zone
  • the marine forged steel product of this embodiment has a Ceq of 0.8 or less as a weldability index for enabling welding at a preheating temperature of 50 ° C. or less. To do. Thereby, the marine forged steel product of this embodiment is excellent in weldability, and can be used suitably as a forged steel product which requires welding enforcement.
  • the lower limit of the tensile strength (TS) of the marine forged steel product of this embodiment is preferably 600 MPa.
  • the tensile strength can be evaluated by, for example, a tensile test according to JIS-Z2241 (1998).
  • the lower limit of 0.2% proof stress (YS) of the marine forged steel product of this embodiment is preferably 400 MPa.
  • the 0.2% proof stress of the marine forged steel product is equal to or more than the lower limit, the strength required for a large-sized thick member for marine use can be satisfied.
  • the 0.2% proof stress can be evaluated by, for example, a tensile test according to JIS-Z2241 (1998).
  • the marine forged steel product of the present embodiment is manufactured by, for example, the following melting process, casting process, heating process, forging process, and heat treatment process.
  • the melting step first, the steel adjusted to the predetermined composition described above is melted using a high-frequency melting furnace, an electric furnace, a converter, or the like. Thereafter, the melted steel after component adjustment is subjected to vacuum treatment to remove gas components such as O (oxygen) and H (hydrogen) and impure elements.
  • gas components such as O (oxygen) and H (hydrogen) and impure elements.
  • ingot (steel ingot) casting is mainly employed for large forging steels.
  • a relatively small forged steel product it is possible to adopt a continuous casting method.
  • Heating process In the heating step, the steel ingot is heated at a predetermined temperature for a predetermined time. Since the deformation resistance of the material increases at a low temperature, the heating temperature is set to 1150 ° C. or higher in order to perform processing within a good range of the material deformability. Moreover, in order to make the temperature of the surface and the inside of the steel ingot uniform, a predetermined heating time is required, and the heating time is set to 3 hours or more. The heating time is generally considered to be proportional to the square of the diameter of the workpiece, and the larger the material, the longer the heating and holding time.
  • the steel ingot heated to a temperature of 1150 ° C. or higher in the heating process is forged.
  • the forging ratio is preferably 3S or more.
  • Heat treatment process In this embodiment, since the structure of the marine forged steel product is achieved by appropriately controlling not only the chemical composition but also the microstructure, heat treatment is performed to obtain a predetermined microstructure.
  • the tempering process is performed after the normalizing process.
  • the normalizing process first an austenitizing process is performed, and a cooling process is performed after the austenitizing process.
  • first austenite of the steel material is performed.
  • the steel is gradually heated at a temperature rising rate of 30 to 70 ° C./hr above the Ac3 transformation point (830 ° C.) and held for a certain time (for example, 1 hour or longer).
  • the austenitization is preferably performed at 940 ° C. or less.
  • a temperature difference occurs between the inside and outside of the material at the time of heating. Therefore, it is necessary to gradually heat to the austenitizing temperature and hold it for a certain time in order to make the temperature of the steel material surface and inside uniform. This holding time depends on the diameter of the steel material and needs to be longer for larger materials.
  • cooling after austenite is a method such as air cooling that is slower than water cooling It is preferable to cool with.
  • the cooling rate in air cooling varies depending on the diameter D (mm).
  • the cooling rate in the D / 4 position is about 300 ° C./hr at ⁇ 200 mm, about 150 ° C./hr at ⁇ 500 mm, and about 70 ° C./hr at ⁇ 1000 mm. Become.
  • steel materials are cooled to 200 degrees C or less. If the cooling is insufficient, untransformed retained austenite remains and causes variation in characteristics.
  • the marine forged steel product can be obtained by tempering.
  • the steel material is gradually heated to a predetermined temperature at a heating rate of 30 to 70 ° C./hr and held for a certain time (for example, 5 to 20 hours). Tempering is performed at 550 ° C. or higher in order to adjust the balance of strength, ductility and toughness and to remove internal stress (residual stress) generated by the phase transformation.
  • the temperature is set to 650 ° C. or less.
  • ⁇ Machining> If necessary, by performing finish machining including grinding of at least a part of the surface layer of the marine forged steel product of the present embodiment after the heat treatment, a marine steel material can be obtained.
  • the cut specimen was subjected to heat treatment (normalizing treatment and tempering treatment) to ensure mechanical properties.
  • heat treatment was performed that simulates the heating rate and cooling rate of large forged steel products such as ladder stock and intermediate shafts. Specifically, the temperature was raised at 40 ° C./hr up to the austenitizing temperature (850 to 920 ° C.) using a small heat treatment furnace, and kept at that temperature for 1 hour or more. Thereafter, cooling was performed so that the average cooling rate in the temperature range of 800 to 500 ° C. was 30 to 300 ° C./hr. In the tempering process, the furnace was cooled at 580 to 640 ° C. for 10 hours or more. In this way, test samples of the forged steel products of Examples 1 to 19 and Comparative Examples 1 to 8 shown in Table 2 were prepared.
  • Examples 1 to 19 In the test samples of Examples 1 to 19, the contents of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V, N, S, Ti, and Al are within the scope of the present invention, and satisfy the above formula (1).
  • the steels A to J were used for the above-described preparation method.
  • Test samples of Examples 6 to 8 were prepared by using steel F having the same composition and different cooling rates in the normalizing treatment as shown in Table 2.
  • the test samples of Examples 9 to 12, Examples 13 to 15, and Examples 16 to 18 were also made by using steels G, H, and I having the same composition and different cooling rates in the normalizing process. It was created.
  • Comparative Examples 1 and 2 The test samples of Comparative Examples 1 and 2 were prepared using steels E and F in which the contents of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V, N, S, Ti, and Al are within the scope of the present invention. However, the cooling rate in the normalizing process is slowed down to produce a large amount of ferrite structure or pearlite structure.
  • Comparative Examples 3-5, 7, 8 Test samples of Comparative Examples 3 to 5, 7, and 8 were prepared using steels K to M, O, and P whose content of at least one of C, Ni, Cr, Mo, and V is outside the scope of the present invention. It is a thing.
  • Comparative Example 6 The composition of steel N is such that the contents of C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V, N, S, Ti, and Al are within the scope of the present invention, but do not satisfy the above formula (1). is there.
  • the test sample of Comparative Example 6 was prepared using this steel N.
  • test sample was processed so that the longitudinal direction of the test piece was parallel to the forging direction, and a tensile test was performed.
  • the shape of the test piece is No. 14 test piece of JIS-Z2201 (1998), ⁇ 6 ⁇ G. L. It was 30 mm.
  • the tensile test was performed based on JIS-Z2241 (1998), and the tensile strength, 0.2% proof stress, elongation and drawing were measured.
  • a material having a tensile strength of 600 MPa or more and a 0.2% proof stress of 400 MPa or more is rated as “A” as satisfying the strength required for large-scale thick-walled ships, and those not satisfying these strengths are comprehensively evaluated.
  • the evaluation was “B”.
  • the total area ratio of the ferrite structure and the pearlite structure exceeded 70%.
  • the test samples of Comparative Examples 1 to 8 all had a tensile strength of less than 600 MPa, and the test samples of Comparative Examples 1, 4, 5, and 8 had a 0.2% proof stress of less than 400 MPa.
  • FIG. 1 shows the relationship between the V content and the tensile strength of the test samples (Examples 1 to 4 and Comparative Examples 3 to 6) prepared as described above. From FIG. 1, it can be seen that when the test samples having the same V content are seen, those satisfying the above formula (1) have high strength, and the precipitation strengthening of V carbides is exerted greatly. Moreover, in order to ensure the tensile strength of 600 Mpa or more, it turns out that it is necessary to satisfy
  • FIG. 2 shows the relationship between the ferrite and pearlite area ratio and the tensile strength on the surface of the test sample of Examples and Comparative Examples using steels A to J satisfying the composition defined in the present invention.
  • the strength decreases as the amount of ferrite and pearlite increases, but by making the total area of ferrite and pearlite 70% or less, a tensile strength of 600 MPa or more can be secured.
  • the present invention has wide industrial applicability in the technical field of marine forged steel products.
  • it is useful as a large-sized thick member for ships such as ladder stock, rudder plate flange, rudder bolt, shaft bolt, pintle, propulsion shaft, and intermediate shaft.

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Abstract

　本発明は、Ｃ：０．１３質量％以上０．２５質量％以下、Ｓｉ：０．１５質量％以上０．４５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上１．０質量％以下、Ｎｉ：１．２質量％以上２．６質量％以下、Ｃｒ：０．４質量％以上０．９質量％以下、Ｍｏ：０．１５質量％以上０．８質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｎ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、Ｔｉ及びＡｌ：合計０．００３質量％以上０．０５質量％以下の基本成分を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有し、１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）≧Ｎを満たし、フェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライト－ベイナイトの複合組織であり、表面におけるフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％以下である、舶用鍛鋼品に関する。

Description

舶用鍛鋼品
　本発明は、舶用鍛鋼品に関する。
　船舶の低燃費化の観点から舶用部材に軽量化が求められており、そのため舶用部材に用いられる鋼材の高強度化が求められている。一般的に、鋼材の高強度化は、熱処理工程においてオーステナイト化後の冷却を速め、硬質なベイナイトやマルテンサイトを生成させることで達成できる。しかし、重量が数トンから数十トンの大型厚肉部材の場合は、オーステナイト化後の急冷のために水冷すると、冷却時の熱応力や変態応力により割れが発生してしまうおそれがある。そのため、オーステナイト化後の冷却は冷却速度の遅い空冷によらざるをえず、大型厚肉部材で高強度を得ることは難しい。
　これに対し、高強度の大型厚肉部材として、（１）合金元素添加量を適正範囲に制御することで、空冷など冷却速度が遅い場合でも焼入れ性を高め、高強度化を実現する鋳鋼品（特許第３５０９６３４号公報及び特許第５２２９８２３号公報参照）や、（２）非金属介在物の制御に着目し、非金属介在物低減のためにＳ含有量を低減することで優れた疲労強度を実現する鍛鋼品（特開２００９－９１６４９号公報参照）が開発されている。
　しかし、上記（１）の鋳鋼品は、鋳造に起因してミクロポロシティなどの鋳造欠陥が不可避的に存在し、好ましい疲労強度の実現が困難である。また、上記（１）の鋳鋼品は、鍛造することにより鋳造欠陥を低減することができるが、結晶粒径が鋳鋼品よりも微細になる。一般的に知られるように、鋼の焼入れ性は結晶粒径が小さくなると低下してしまうため、上記（１）の制御を鍛鋼品に適用しても十分な強度を得ることが困難である。
　一方、鍛鋼品は、大型部材になるほど鋼塊内部の偏析が顕著になり偏析部において水素が濃化する傾向がある。上記（２）の鍛鋼品のようにＳ含有量が低減されると、疲労強度が向上するものの、水素トラップサイトとなるＭｎＳ量が減少するため、水素が濃化した偏析部において水素割れが生じやすくなる。そのため、上記（２）の鍛鋼品は大型部材には適用しにくい。
　本発明は、上述のような事情に基づいてなされたものであり、高強度を有し、大型厚肉部材にも好適に用いられる舶用鍛鋼品の提供を目的とする。
特許第３５０９６３４号公報 特許第５２２９８２３号公報 特開２００９－９１６４９号公報
　本発明の一つの局面は、Ｃ（炭素）：０．１３質量％以上０．２５質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０．１５質量％以上０．４５質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．３質量％以上１．０質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：１．２質量％以上２．６質量％以下、Ｃｒ（クロム）：０．４質量％以上０．９質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０．１５質量％以上０．８質量％以下、Ｖ（バナジウム）：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｎ（窒素）：０質量％超０．０２質量％以下、Ｓ（硫黄）：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、Ｔｉ（チタン）及びＡｌ（アルミニウム）のうち１種以上の元素：合計０．００３質量％以上０．０５質量％以下の基本成分を含み、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有し、下記式（１）を満たし、金属組織がフェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライト－ベイナイトの複合組織であり、表面におけるフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％以下の舶用鍛鋼品に関する。
　１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）≧Ｎ・・・（１）
図１は、実施例におけるＶ含有量と引張強度との関係を示すグラフである。 図２は、実施例におけるフェライト及びパーライトの面積率と引張強度との関係を示すグラフである。
　本発明の舶用鍛鋼品は、Ｃ（炭素）：０．１３質量％以上０．２５質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０．１５質量％以上０．４５質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．３質量％以上１．０質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：１．２質量％以上２．６質量％以下、Ｃｒ（クロム）：０．４質量％以上０．９質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０．１５質量％以上０．８質量％以下、Ｖ（バナジウム）：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｎ（窒素）：０質量％超０．０２質量％以下、Ｓ（硫黄）：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、Ｔｉ（チタン）及びＡｌ（アルミニウム）のうち１種以上の元素：合計０．００３質量％以上０．０５質量％以下の基本成分を含み、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有し、下記式（１）を満たし、金属組織がフェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライト－ベイナイトの複合組織であり、表面におけるフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％以下の舶用鍛鋼品であることを特徴とする。
　１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）≧Ｎ・・・（１）
　鋼材の各組成の含有量を上記範囲でかつ上記式（１）を満たすものとし、金属組織を、フェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライト－ベイナイトの複合組織で、かつ表面におけるフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が上記上限以下のものとすることで、熱処理工程においてオーステナイト化後の冷却速度を速めずとも十分な強度を確保できる。また、当該舶用鍛鋼品は、鋼材の組成を上記式（１）を満たすものとすることにより、窒素（Ｎ）との親和性の高いチタン（Ｔｉ）又はアルミニウム（Ａｌ）によって窒素（Ｎ）が固定されてバナジウム窒化物（以下、Ｖ窒化物と略す）の生成が抑制される。つまり、窒素（Ｎ）との結合によるバナジウム（Ｖ）の消費量が低減するのでバナジウム炭化物（以下、Ｖ炭化物と略す）の減少が抑制され、オーステナイト化後の冷却速度が遅い場合でもバナジウム炭化物の析出強化能（冷却中に変態と同時に硬質粒子を析出させる能力）によって当該舶用鍛鋼品の強度が高められる。
　本発明の舶用鍛鋼品は、高強度を有し、大型厚肉部材にも好適に用いられる。
　以下、本発明に係る舶用鍛鋼品の実施形態について説明する。
＜金属組織＞
　本実施形態における舶用鍛鋼品の金属組織は、フェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライトベイナイトの複合組織であり、表面におけるフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％以下である。フェライト組織及びパーライト組織が多くなると、十分な強度を確保することが困難となる。そのため、このように金属組織をフェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライト－ベイナイトの複合組織とし、フェライト組織及びパーライト組織の合計面積率を上記上限以下とすることで、当該舶用鍛鋼品は高い強度を有する。なお、フェライト組織及びパーライト組織の面積率の測定方法としては、例えば、鍛鋼品からミクロ組織観察用の試験片を切り出し、この試験片の平行面を鍛伸方向に鏡面研磨し、ナイタールで腐食して光学顕微鏡で観察することにより行うことができる。
＜組成＞
　本実施形態の舶用鍛鋼品は、Ｃ：０．１３質量％以上０．２５質量％以下、Ｓｉ：０．１５質量％以上０．４５質量％以下、Ｍｎ：０．３質量％以上１．０質量％以下、Ｎｉ：１．２質量％以上２．６質量％以下、Ｃｒ：０．４質量％以上０．９質量％以下、Ｍｏ：０．１５質量％以上０．８質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｎ：０質量％超０．０２質量％以下、Ｓ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、Ｔｉ及びＡｌのうち１種以上の元素：合計０．００３質量％以上０．０５質量％以下の基本成分を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有し、かつ下記式（１）を満たす。
　１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）≧Ｎ・・・（１）
　本実施形態において、舶用鍛鋼品のＣ含有率の下限としては、０．１３質量％であり、０．１５質量％が好ましい。一方、舶用鍛鋼品のＣ含有率の上限としては、０．２５質量％であり、０．２３質量％が好ましい。舶用鍛鋼品のＣ含有率が上記下限未満であると、十分な焼入れ性と強度とを確保できないおそれがある。逆に、舶用鍛鋼品のＣ含有率が上記上限を超えると、溶接割れの感受性が高くなり、溶接割れが生じやすくなる。舶用鍛鋼品のＣ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の焼入れ性及び強度を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｓｉ含有率の下限としては、０．１５質量％であり、０．１６質量％が好ましい。一方、前記Ｓｉ含有率の上限としては、０．４５質量％であり、０．３０質量％が好ましい。前記Ｓｉ含有率が上記下限未満であると、脱酸が十分にできないおそれや、強度を確保できないおそれがある。逆に、前記Ｓｉ含有率が上記上限を超えると、逆Ｖ偏析を助長するおそれがある。前記Ｓｉ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の強度を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｍｎ含有率の下限としては、０．３質量％であり、０．３１質量％が好ましい。一方、前記Ｍｎ含有率の上限としては、１．０質量％であり、０．９５質量％が好ましい。前記Ｍｎ含有率が上記下限未満であると、十分な強度と焼入れ性とを確保できないおそれがある。逆に、前記Ｍｎ含有率が上記上限を超えると、焼戻し脆化を助長するおそれや、溶接性を阻害するおそれがある。前記Ｍｎ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の焼入れ性、強度及び溶接性を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｎｉ含有率の下限としては、１．２質量％であり、１．４質量％が好ましい。一方、前記Ｎｉ含有率の上限としては、２．６質量％であり、２．５質量％が好ましい。前記Ｎｉ含有率が上記下限未満であると、十分な強度と焼入れ性とを確保できないおそれがある。また、Ｎｉは高価な元素であるため、前記Ｎｉ含有率が上記上限を超えると、強度及び焼入れ性向上効果が頭打ちとなる一方、製造コストが増大するため工業的な観点から好ましくない。前記Ｎｉ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の焼入れ性及び強度を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｃｒ含有率の下限としては、０．４質量％であり、０．４１質量％が好ましい。一方、前記Ｃｒ含有率の上限としては、０．９質量％であり、０．８５質量％が好ましい。前記Ｃｒ含有率が上記下限未満であると、十分な焼入れ性と焼戻し軟化抵抗とを確保できないおそれがある。逆に、前記Ｃｒ含有率が上記上限を超えると、溶接性が低下するおそれや、逆Ｖ偏析を助長するおそれがある。前記Ｃｒ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の焼入れ性、焼戻し軟化抵抗及び溶接性を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｍｏ含有率の下限としては、０．１５質量％である。一方、前記Ｍｏ含有率の上限としては、０．８質量％であり、０．７質量％が好ましい。前記Ｍｏ含有率が上記下限未満であると、十分な焼入れ性と焼戻し軟化抵抗とを確保できないおそれがある。逆に、前記Ｍｏ含有率が上記上限を超えると、溶接性が低下するおそれ、鋼塊中のミクロ偏析を助長するおそれ、又は重力偏析が発生しやすくなるおそれがある。前記Ｍｏ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の焼入れ性、焼戻し軟化抵抗及び溶接性を適切に確保することができる。
　Ｖは、微細なＶ炭化物を形成して析出強化により強度を高める元素である。オーステナイト化後の冷却が空冷のように遅い場合は、軟質なフェライトが生成して強度が低下してしまうが、Ｖ炭化物をフェライト中に析出させることで軟質なフェライトを硬化させて、強度を高めることができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｖ含有率の下限としては、０．０５質量％であり、前記Ｖ含有率の上限としては、０．１５質量％である。前記Ｖ含有率が上記下限未満であると、強度が不十分となる。逆に、前記Ｖ含有率が上記上限を超えると、強度向上効果が小さくなる上に溶接性を阻害するおそれがある。前記Ｖ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の強度及び溶接性を適切に確保することができる。
　Ｎは、鋼中のＶと結合してＶ窒化物を生成する。Ｖ窒化物はＶ炭化物よりも溶解温度が高いのでオーステナイト化時に未固溶で残留する場合があり、炭化物析出による析出強化能を低減させる。そのため、Ｎの含有量は低い方が望ましい。ただし、Ｎは不可避的に不純物として混在してしまうので、Ｎの含有量は０にはできない。従って、本実施形態の舶用鍛鋼品のＮ含有率の下限としては、０質量％超である。一方、前記Ｎ含有率の上限としては、０．０２質量％であり、０．０１５質量％が好ましく、０．０１２質量％がより好ましい。前記Ｎ含有率が上記上限を超えると、析出強化能が低減し十分な強度を確保できないおそれがある。前記Ｎ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の強度を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｓ含有率の下限としては、０．００２質量％であり、０．００３質量％が好ましい。一方、本実施形態の舶用鍛鋼品のＶ含有率の上限としては、０．０１５質量％であり、０．０１質量％が好ましい。Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、ＭｎＳは鋼中の水素トラップサイトとなり水素割れを防止する。そのため、前記Ｓ含有率が上記下限未満であると、水素割れが発生するおそれがある。逆に、前記Ｓ含有率が上記上限を超えると、主鍛造方向に対して垂直方向の延性や靭性が低下するおそれがある。前記Ｓ含有率を上記範囲とすることで、舶用鍛鋼品の水素割れを適切に防止することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、Ｔｉ及びＡｌのうち１種以上の元素の合計含有率の下限としては、０．００３質量％であり、０．００５質量％が好ましい。一方、前記Ｔｉ及びＡｌの合計含有率の上限としては、０．０５質量％であり、０．０４５質量％が好ましい。Ｖ炭化物による析出強化能を十分に発揮させるためには、Ｖ窒化物の生成を抑制する必要があるが、Ｎとの親和力がＶよりも高いＴｉやＡｌを添加することによりＮを固定させることができ、Ｖ窒化物の生成を抑制することができる。そのため、前記Ｔｉ及びＡｌの合計含有率が上記下限未満であると、十分にＶ窒化物の生成を抑制することができない。一方、Ｔｉ及びＡｌは他の元素とも結合するため、前記Ｔｉ及びＡｌの合計含有率が上記上限を超えると、非金属介在物や金属間化合物が生成されて内部欠陥となるおそれがある。前記Ｔｉ及びＡｌの合計含有率を上記範囲とすることで、Ｖ炭化物による析出強化能が十分に発揮され、舶用鍛鋼品の強度を適切に確保することができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品は、上述した基本成分以外に残部にＦｅ及び不可避的不純物とを含む。また、不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＰ（リン）、Ｓｎ（スズ）、Ａｓ（ヒ素）、Ｐｂ（鉛）等の元素の混入が許容される。また、さらにその他の組成を積極的に含有させることも有効であり、含有される組成の種類によって鍛鋼材の特性がさらに改善される。
　本実施形態の舶用鍛鋼品の不可避不純物であるＰの含有率の上限としては、０．１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．０１質量％がさらに好ましい。前記Ｐ含有率が上記上限を超えると、粒界編析による粒界破壊を助長するおそれがある。
＜各組成の関係式＞
　本実施形態の舶用鍛鋼品において、各元素の含有量が下記式（１）を満たす。
　１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）≧Ｎ　・・・（１）
　上記式（１）の左辺は、ＴｉＮやＡｌＮとして化学量論的に消費されるＮ量を表している。上記式（１）に示すように、この消費されるＮ量がＮ含有量以上となれば、ＮがＴｉＮやＡｌＮとして全量消費されることになり、Ｖ窒化物の生成を抑制できＶ炭化物による析出強化能を十分に発揮させることができる。
　また、本実施形態の舶用鍛鋼品は、各元素の含有量が下記式（２）を満たすことが好ましい。
　Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．８　・・・（２）
　上記式（２）の左辺は、鋼の硬化性及び溶接性に及ぼす合金元素の影響を炭素量に換算した炭素当量（Ｃｅｑ：ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ　ｃａｒｂｏｎ　ｃｏｎｔｅｎｔ）であり、鋼材の溶接性の指標として用いられる（例えば特許第３８６３４１３号公報参照）。Ｃｅｑが大きくなると、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）の硬さが高くなり割れ発生を助長する。一般的にＣｅｑとＨＡＺ最高硬さには相関があることが知られており、Ｃｅｑが高い場合は、溶接時の予熱温度を高くする必要がある。しかし、大型鍛鋼品の場合は高温での予熱が困難であるため、本実施形態の舶用鍛鋼品では、予熱温度５０℃以下で溶接可能にするための溶接性指数としてＣｅｑを０．８以下とする。これにより、本実施形態の舶用鍛鋼品は溶接性に優れ、溶接施行を必要とする鍛鋼品として好適に用いることができる。
＜機械的性質＞
　本実施形態の舶用鍛鋼品の引張強度（ＴＳ）の下限としては、６００ＭＰａが好ましい。前記引張強度が上記下限以上であると、舶用の大型厚肉部材に要求される強度を満たすことができる。引張強度の評価は、例えばＪＩＳ－Ｚ２２４１（１９９８）による引張試験により行うことができる。
　本実施形態の舶用鍛鋼品の０．２％耐力（ＹＳ）の下限としては、４００ＭＰａが好ましい。当該舶用鍛鋼品の０．２％耐力が上記下限以上であると、舶用の大型厚肉部材に要求される強度を満たすことができる。０．２％耐力の評価は、例えばＪＩＳ－Ｚ２２４１（１９９８）による引張試験により行うことができる。
＜製造方法＞
　本実施形態の舶用鍛鋼品は、例えば、以下の溶解工程、鋳造工程、加熱工程、鍛造工程及び熱処理工程により製造される。　
（溶解工程）
　溶解工程では、まず高周波溶解炉、電気炉、転炉などを用いて、上述した所定の組成に調整した鋼を溶解する。その後、成分調整後の溶解した鋼に真空処理を施し、Ｏ（酸素）、Ｈ（水素）等のガス成分や不純元素を除去する。
（鋳造工程）
　鋳造工程では、大型鍛造用鋼の場合は主としてインゴット（鋼塊）鋳造が採用される。比較的小型の鍛鋼品の場合は連続鋳造法を採用することも可能である。
（加熱工程）
　加熱工程では、所定の温度で所定時間、鋼塊を加熱する。低温になると材料の変形抵抗が増大するので、材料の変形能の良好な範囲で加工を行うために、加熱温度は１１５０℃以上とする。また、鋼塊の表面と内部との温度を均一にするために所定の加熱時間が必要であり、加熱時間を３時間以上とする。加熱時間は、一般的に被加工物の直径の２乗に比例すると考えられており、大型材ほど加熱保持時間は長くなる。
（鍛造工程）
　鍛造工程では、加熱工程で１１５０℃以上の温度に加熱された鋼塊を鍛造する。ザク巣やミクロポロシティなどの鋳造欠陥を圧着させるために、鍛錬成形比としては３Ｓ以上が好ましい。
（熱処理工程）
　本実施形態において、舶用鍛鋼品の構成は、化学組成だけでなくミクロ組織を適切に制御することによって達成されるものであるため、所定のミクロ組織を得るために熱処理を実施する。熱処理工程は、焼ならし処理を行った後、焼戻し処理を行う。焼ならし処理は、まずオーステナイト化処理を行い、オーステナイト化後に冷却処理を行う。
　焼ならし処理において、まず鋼材のオーステナイト化を行う。オーステナイト化は、Ａｃ３変態点（８３０℃）以上に昇温速度３０～７０℃／ｈｒで徐加熱して、一定時間（例えば１時間以上）保持する。旧オーステナイト結晶粒粗大化抑制の観点から、オーステナイト化は９４０℃以下で処理することが好ましい。なお、大型品の場合、加熱時に材料の内外で温度差が生じるため、オーステナイト化温度まで徐加熱し、鋼材の表面と内部との温度を均一にするために一定時間保持する必要がある。この保持時間は、鋼材直径に依存し、大型材ほど長くする必要がある。
　次に、焼ならし処理において、オーステナイト化により鋼材の温度が均質になった後、鋼材を冷却する。重量が数トンから数十トンの大型厚肉部材の場合、水冷すると冷却時の熱応力や変態応力により割れが発生してしまうため、オーステナイト化後の冷却は、水冷よりも遅い空冷などの方法で冷却するのが好ましい。空冷での冷却速度は直径Ｄ（ｍｍ）により異なるが、例えばＤ／４位置における空冷の冷却速度はφ２００ｍｍで約３００℃／ｈｒ、φ５００ｍｍで約１５０℃／ｈｒ、φ１０００ｍｍで約７０℃／ｈｒとなる。また、完全に変態を完了させるために２００℃以下まで鋼材を冷却する。冷却が不十分である場合、未変態の残留オーステナイトが残存し、特性ばらつきの原因となる。
　上記冷却後、焼戻し処理を行うことにより当該舶用鍛鋼品が得られる。鋼材の焼戻しは、所定の温度まで昇温速度３０～７０℃／ｈｒで徐加熱し、一定時間（例えば５～２０時間）保持する。焼戻しは、強度、延性及び靭性のバランスを調整するとともに、相変態で生じた内部応力（残留応力）を除去するために５５０℃以上で行う。ただし、高温になると炭化物の粗大化、転位組織の回復などにより鋼材が軟化し、十分な強度が確保できないため６５０℃以下とする。
＜機械加工＞
　必要に応じて、熱処理後に本実施形態の舶用鍛鋼品の表層の少なくとも一部の研削を含む仕上げ機械加工を施すことで、船舶用の鋼材とすることができる。
　以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
［試験試料の作成］
　表１に示す組成を有する鋼Ａ～Ｐを溶解した。鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｍは高周波溶解炉によって溶解し、鋼Ｄ、Ｌ、Ｎ、Ｏ、Ｐは真空溶解炉によって溶解し、それぞれ２０～１５０ｋｇのインゴット（鋼塊）を鋳造した。得られた鋼塊を１２３０℃で３時間加熱した後、鍛錬成形比を３Ｓ～６Ｓとして熱間で鍛伸し、大気中で室温まで放冷した。その後、各鍛伸材から２０ｍｍ×２０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を切り出した。この切り出した試験片に対し、機械的特性を確保するための熱処理（焼ならし処理及び焼戻し処理）を行った。焼ならし条件については、ラダーストックや中間軸のような大型鍛鋼品の加熱速度及び冷却速度を模擬した熱処理を施した。具体的には、小型熱処理炉を用いてオーステナイト化温度（８５０～９２０℃）まで４０℃／ｈｒで昇温し、その温度で１時間以上保持した。その後、８００～５００℃の温度範囲における平均冷却速度が３０～３００℃／ｈｒとなるよう冷却を行った。焼戻し処理は、５８０～６４０℃で１０時間以上保持してから炉冷した。このようにして表２に示す実施例１～１９及び比較例１～８の鍛鋼品の試験試料を作成した。
　なお、表１中「－」は測定限界以下を示す。鋼Ａ～Ｐは、いずれも溶接性を考慮して、上記式（２）の左辺に示される炭素当量Ｃｅｑが０．８以下となるよう成分設計した。また、表２中の「Ｎ－１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）」は、Ｎ含有量から上記式（１）の左辺を減じたものであり、Ｔｉ又はＡｌによって消費されずに残留するＮの量を示しており、この値が０以下であると、ＮがＴｉＮやＡｌＮとして全量消費されるといえる。
（実施例１～１９）
　実施例１～１９の試験試料は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ、Ａｌの含有率が本発明の範囲内で、かつ上記式（１）を満たす鋼Ａ～Ｊを用いて、上述した作成方法により作成したものである。実施例６～８の試験試料は、同一組成の鋼Ｆを用いて、表２に示すように焼ならし処理における冷却速度を異ならせて作成したものである。同様に、実施例９～１２、実施例１３～１５、実施例１６～１８の試験試料も、それぞれ同一組成の鋼Ｇ、Ｈ、Ｉを用いて、焼ならし処理における冷却速度を異ならせて作成したものである。
（比較例１、２）
　比較例１及び２の試験試料は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ、Ａｌの含有率が本発明の範囲内である鋼Ｅ、Ｆを用いて作成したものであるが、焼ならし処理における冷却速度を遅くして、フェライト組織又はパーライト組織を多く生成させたものである。
（比較例３～５、７、８）
　比較例３～５、７、８の試験試料は、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの少なくともいずれかの含有率が本発明の範囲外である鋼Ｋ～Ｍ、Ｏ、Ｐを用いて作成したものである。
（比較例６）
　鋼Ｎの組成は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ｓ、Ｔｉ、Ａｌの含有率が本発明の範囲内であるが、上記式（１）を満たさないものである。比較例６の試験試料は、この鋼Ｎを用いて作成したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　
［ミクロ組織の観察］
　熱処理後、試験試料からミクロ組織観察用の試験片を切出し、その試験片の平行面を鍛伸方向に鏡面研磨し、ナイタールで腐食して光学顕微鏡で観察した。観察は４００倍の倍率で行い、任意に４視観察してミクロ組織を判定し、４視野それぞれのフェライト組織及びパーライト組織の面積割合を求めて平均化した。各試験試料について求めた金属組織の面積率を表２に示す。表２では、フェライト組織を「Ｆ」、パーライト組織を「Ｐ」、ベイナイト組織を「Ｂ」と記載した。
［機械的性質の測定］
　熱処理後、試験片の長手方向が鍛伸方向に平行になるよう試験試料を加工して引張試験を実施した。試験片形状は、ＪＩＳ－Ｚ２２０１（１９９８）の１４号試験片でφ６×Ｇ．Ｌ．３０ｍｍとした。引張試験は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（１９９８）に基づいて実施し、引張強度、０．２％耐力、伸び及び絞りを測定した。引張強度が６００ＭＰａ以上で、かつ０．２％耐力が４００ＭＰａ以上のものを舶用の大型厚肉部材に要求される強度を満たすものとして総合評価「Ａ」とし、これらの強度を満たさないものを総合評価「Ｂ」とした。これらの測定結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　
［測定結果］
　実施例１～１９の試験試料は、いずれもフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％以下であった。また、いずれも引張強度が６００ＭＰａ以上であり、０．２％耐力が４００ＭＰａ以上であった。
　これに対し、比較例１、２及び８の試験試料は、フェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％を超えていた。また、比較例１～８の試験試料では、いずれも引張強度が６００ＭＰａ未満であり、さらに比較例１、４、５、８の試験試料では、０．２％耐力が４００ＭＰａ未満であった。
　比較例３、４、５、７、８では、本発明の範囲外である組成を有する鋼Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｏ、Ｐを用いたため、大型厚肉部材として要求される強度が得られないといえる。また、比較例６においては、本発明の上記式（１）を満たさない組成を有する鋼Ｎを用いたため、大型厚肉部材として要求される強度が得られないといえる。さらに、比較例１及び２では、同一の鋼Ｅ、Ｆを用いた実施例５～８に比べてオーステナイト化後の冷却速度が遅いため、これらの実施例に比べてフェライト及びパーライトの面積率が大きくなって強度が低下し、大型厚肉部材として要求される強度が得られないといえる。また、比較例８では、用いた鋼Ｐの組成が本発明の範囲とは大きく異なっていることに起因してオーステナイト化後のフェライトの面積率が大きくなっており、そのために他の比較例と比べてさらに強度が低下したといえる。
（Ｖ含有量との関係）
　基本組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）が略同等で、Ｖ及び上記式（１）に含まれる元素（Ｔｉ、Ａｌ、Ｎ）が異なる鋼Ａ～Ｄ、Ｋ～Ｎを用いて作成した試験試料（実施例１～４及び比較例３～６）についてのＶ含有量と引張強度との関係を図１に示す。図１より、Ｖ含有量が同じ試験試料を見ると、上記式（１）を満たすものは高強度が得られており、Ｖ炭化物の析出強化が大きく発揮されていることがわかる。また、６００ＭＰａ以上の引張強度を確保するには、上記式（１）を満たし、かつＶを０．０５質量％以上含有させる必要があることがわかる。
（フェライト及びパーライト面積率との関係）
　本発明で規定する組成を満たす鋼Ａ～Ｊを用いた実施例及び比較例の試験試料表面におけるフェライト及びパーライト面積率と引張強度との関係を図２に示す。図２より、フェライト及びパーライトが多くなるほど強度は低下するが、フェライト及びパーライトの合計面積を７０％以下にすることで、６００ＭＰａ以上の引張強度を確保できることがわかる。
　この出願は、２０１３年１２月１６日に出願された日本国特許出願特願２０１３－２５９５６４を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において図面等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　本発明は、舶用鍛鋼品の技術分野において、広範な産業上の利用可能性を有する。特に、ラダーストック、舵板フランジ、舵用ボルト、軸用ボルト、ピントル、推進軸、中間軸等の舶用大型厚肉部材として有用である。
 

 

Claims (1)

  1. 　Ｃ：０．１３質量％以上０．２５質量％以下、
    　Ｓｉ：０．１５質量％以上０．４５質量％以下、
    　Ｍｎ：０．３質量％以上１．０質量％以下、
    　Ｎｉ：１．２質量％以上２．６質量％以下、
    　Ｃｒ：０．４質量％以上０．９質量％以下、
    　Ｍｏ：０．１５質量％以上０．８質量％以下、
    　Ｖ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、
    　Ｎ：０質量％超０．０２質量％以下、
    　Ｓ：０．００２質量％以上０．０１５質量％以下、
    　Ｔｉ及びＡｌのうち１種以上の元素：合計０．００３質量％以上０．０５質量％以下の基本成分を含み、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有し、
    　下記式（１）を満たし、
    　金属組織がフェライト－ベイナイト又はフェライト－パーライト－ベイナイトの複合組織であり、表面におけるフェライト組織及びパーライト組織の合計面積率が７０％以下である舶用鍛鋼品。
    　１４×（Ｔｉ／４８＋Ａｌ／２７）≧Ｎ　・・・（１）
     

     
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