WO2017141425A1 - 鋼 - Google Patents

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WO2017141425A1
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真也 寺本
真吾 山▲崎▼
門田　淳
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to steel having high strength and excellent low temperature toughness after quenching and tempering.
  • Such a chain is manufactured by cutting a hot-rolled steel bar having a diameter of 50 mm or more into a predetermined length, forming it into an annular shape, and then flash-butt welding the butted end faces. In some cases, a stud is pressed into the center of the chain ring after flash butt welding. Thereafter, the chain is subjected to quenching and tempering treatment to impart high strength and toughness to the chain.
  • Examples of inventions for high strength and high toughness chain steel include, for example, Patent Documents 1 to 6 and the like.
  • Patent Documents 1 to 6 None of these documents is aimed at providing a chain having a tensile strength of 800 to 1000 MPa, and the case where the strength of the steel is set to 1200 MPa or more has not been studied.
  • chains have been required to have higher strength, but it is generally known that when steel materials are strengthened, the toughness of the steel materials decreases, thereby reducing the impact value of the steel materials.
  • the steel having the components presented in these documents is made to have a strength of 1200 MPa or more, the intended impact value cannot be obtained.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 58-22361 Japanese Unexamined Patent Publication No. 58-96856 Japanese Unexamined Patent Publication No. 59-159972 Japanese Unexamined Patent Publication No. 59-159969 Japanese Unexamined Patent Publication No. Sho 62-202052 Japanese Unexamined Patent Publication No. Sho 63-203752
  • An object of the present invention is to provide a steel having high strength and excellent low temperature toughness (particularly fracture toughness at low temperature) after quenching and tempering. Specifically, an object of the present invention is to provide a steel having a Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. of 75 J / cm 2 or more when quenched and tempered so that the tensile strength is 1200 MPa or more. It is.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel according to one embodiment of the present invention is unit mass%, C: 0.08 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.50 to 3.00%.
  • Y (Al) / (N) (a)
  • Z (Mn) / (Ni) (b)
  • the symbols (Al), (N), (Mn), and (Ni) in the formula are the contents of the elements according to the symbols in the steel in unit mass%.
  • the steel described in (1) above is composed of Ca: 0.0005 to 0.0100%, Zr: 0.0005 to 0.0100%, and Mg: 0.0005 to 0.0100% in unit mass%. You may contain 1 or more types selected from a group.
  • a steel having a tensile strength of 1200 MPa or more and a Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. of 75 J / cm 2 or more after quenching and tempering can be provided.
  • 3 is a graph showing the relationship between the Y value of steel and the impact value at ⁇ 20 ° C. of the steel after quenching and tempering.
  • 4 is a graph showing the relationship between the Z value of steel and the impact value at ⁇ 20 ° C. of the steel after quenching and tempering.
  • the inventor has made various studies in order to realize a steel having high strength and excellent low-temperature toughness, and has obtained the following knowledge.
  • the low temperature toughness of the steel is further improved by appropriately containing Al and N in addition to Ni. This is because the fine AlN formed from Al and N refines the crystal grains and promotes the effect of improving the low temperature toughness by Ni. In order to obtain this effect, it is necessary that the Al content is 0.025% or more and the N content is 0.0100% or more.
  • Y [Al] / [N]
  • the present inventors have found a steel capable of producing a structural component, particularly a chain, having high strength and high low temperature toughness.
  • the steel according to the present embodiment is a steel having an effect that the tensile strength after quenching and tempering is 1200 MPa or more and the Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. is 75 J / cm 2 or more.
  • the impact value is not particularly limited.
  • the description explaining the mechanical properties such as strength and toughness relates to the steel according to the present embodiment after quenching and tempering.
  • the unit “%” of the content of the alloy element means mass%.
  • C 0.08 to 0.12% C is an important element that determines the strength of steel.
  • the lower limit of the C content is 0.08%.
  • the upper limit of the C content is 0.12%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.11%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.09%.
  • Si 0.05 to 0.50%
  • Si has an action as a deoxidizer as well as an action for securing the strength of steel.
  • Si content is set to 0.05 to 0.50%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.40%, 0.30%, or 0.20%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.06%, 0.07%, or 0.08%.
  • Mn 1.50 to 3.00%
  • Mn is an essential component for ensuring the required hardenability.
  • the lower limit value of the Mn content is 1.50%.
  • the upper limit value of the Mn content is preferably 2.90%, 2.80%, or 2.70%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.70%, 1.90%, or 2.00%.
  • P 0.040% or less
  • P is an impurity mixed in steel in the steel manufacturing process. However, if the P content exceeds 0.040%, the toughness of the steel is reduced to an allowable limit or more.
  • the content is limited to 0.040% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.030%, 0.025%, or 0.020%. Since the steel according to the present embodiment does not require P, the lower limit value of the P content is 0%, but considering the capacity of the refining equipment and the like, the lower limit value of the P content is 0.001%, 0 It may be 0.002% or 0.003%.
  • S 0.020% or less S, like P, is an impurity mixed in the steel in the steel manufacturing process. If the S content exceeds 0.020%, S contains a large amount of MnS in the steel. Forming and lowering the toughness of the steel. Therefore, the S content is limited to 0.020% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.015%, 0.012%, or 0.010%. Since the steel according to the present embodiment does not require S, the lower limit value of the S content is 0%, but considering the capacity of the refining equipment and the like, the lower limit value of the S content is 0.001%, 0 It may be 0.002% or 0.003%.
  • Cr 1.00-2.50% Cr has the effect of increasing the hardenability of the steel.
  • the lower limit value of the Cr content is 1.00%.
  • the upper limit of the Cr content is 2.50%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 2.40%, 2.30%, or 2.20%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 1.30%, 1.40%, or 1.50%.
  • Cu 0.01 to 0.50%
  • Cu is an effective element for improving the hardenability and corrosion resistance of the steel material.
  • the lower limit value of the Cu content is 0.01%.
  • the upper limit value of the Cu content is 0.50%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.40%, 0.30%, or 0.20%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.02%, 0.03%, or 0.05%.
  • Ni 0.75 to 1.60%
  • Ni is an extremely effective element for improving the toughness of steel, and is an essential element for increasing the toughness of the steel according to the present embodiment after quenching and tempering. If the Ni content is less than 0.75%, it is difficult to sufficiently exert its effect. On the other hand, when the Ni content is excessive, the amount of retained austenite increases, so the low temperature toughness is reduced. Therefore, the upper limit of the Ni content is 1.60%. The upper limit of the Ni content is preferably 1.50%, 1.35%, or 1.20%. The lower limit of the Ni content is preferably 0.80%, 0.85%, or 0.90%.
  • Mo 0.10 to 0.50%
  • Mo has the effect of improving the low temperature toughness of the steel.
  • Mo refines cementite, which is the starting point of destruction, and renders it harmless.
  • Mo refines the block size of the martensite structure and lowers the ductile brittle transition temperature of steel, thereby making it difficult for brittle fracture to occur even at low temperatures.
  • the Mo content is less than 0.10%, it is difficult to sufficiently exhibit the effect.
  • the Mo content exceeds 0.50%, the effect of improving toughness is saturated. Therefore, the Mo content is set to 0.10 to 0.50%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.47%, 0.45%, or 0.42%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.15%, 0.20%, or 0.25%.
  • Al 0.025 to 0.050%
  • Al has the action of adjusting the crystal grain size of the metal structure and making the metal structure finer when precipitated as AlN.
  • the Al content is set to 0.025 to 0.050%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.045%, 0.042%, or 0.040%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.027%, 0.029%, or 0.030%.
  • N 0.0100 to 0.0200% N binds to Al and has the effect of precipitating AlN effective for adjusting the crystal grain size of the metal structure. If the N content is less than 0.0100%, this effect is not sufficiently exhibited. On the other hand, when N is contained in steel exceeding 0.0200%, solid solution N will increase and the toughness of steel will fall. Therefore, the N content is set to 0.0100 to 0.0200%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0180%, 0.0170%, or 0.0160%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0110%, 0.0120%, or 0.0130%.
  • V 0.010% or less Ti: 0.010% or less Nb: 0.005% or less
  • the contents of V, Ti, and Nb are small. This is because VN, NbC and Ti (C, N) generated from V, Nb and Ti lower the low temperature toughness of the steel.
  • the inventors set the V content to 0.010% or less, the Ti content to 0.010% or less, and the Nb content to 0.005% or less. I found out that it was necessary.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.009%, 0.007%, or 0.005%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.009%, 0.007%, or 0.005%.
  • the upper limit value of the Nb content is preferably 0.004%, 0.003%, or 0.002%.
  • the contents of V, Ti, and Nb are small, so the lower limit of the contents of V, Ti, and Nb is 0%.
  • the lower limit value of the V content may be set to 0.003%, 0.002%, or 0.001% in consideration of the capacity and economics of the refining equipment, and the lower limit value of the Ti content is set to 0.00. 003%, 0.002%, or 0.001%, and the lower limit of the Nb content may be 0.0010%, 0.0009%, or 0.0008%.
  • the steel according to this embodiment includes Ca, Zr, And Mg is not required. Therefore, the lower limit of the contents of Ca, Zr, and Mg is 0%. However, Ca, Zr, and Mg all form oxides and become crystallization nuclei of MnS, and have an effect of improving the impact value of steel by uniformly and finely dispersing MnS.
  • Ca may be contained in the steel in an amount of 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more
  • Zr may be contained in the steel in an amount of 0.0005% or more, 0.0010%.
  • Mg may be contained in steel in an amount of 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the upper limit of each of Ca, Zr, and Mg is 0.0100% or less.
  • the upper limit value of Ca content is preferably 0.0090%, 0.0070%, or 0.0050%
  • the upper limit value of Zr content is preferably 0.0090%, 0.0070%, or 0.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0090%, 0.0070%, or 0.0050%.
  • Fe and impurities The remainder of the alloy component of the steel according to the present embodiment is composed of Fe and impurities. Impurities are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ore or scrap, or manufacturing process when industrially manufacturing steel materials, and a range that does not adversely affect the steel according to the present embodiment. Means what is allowed.
  • Ratio of Al content to N content 2.6 or less
  • the ratio of Al content to N content is defined by the following formula a.
  • the symbol with parentheses indicates the content in unit mass% of the element according to the symbol.
  • AlN has the effect of refining crystal grains and improving the low temperature toughness of steel.
  • Y value ratio of Al content to N content in steel
  • the upper limit of the Y value is preferably 2.55, 2.50, or 2.45.
  • the lower limit value of the Y value is not particularly limited, but the Y value does not become less than 1.25 in consideration of the lower limit value of the Al content and the upper limit value of the N content described above.
  • the present inventors have obtained the above knowledge through experiments described below.
  • the inventors have all the features other than the Y value within the specified range of the steel according to the present embodiment, and various steels having different Y values are quenched and tempered under the following conditions, and then at a temperature of ⁇ 20 ° C.
  • a Charpy impact test was conducted. Quenching treatment: heating the steel to 900 ° C. and holding for 30 minutes, then water cooling / tempering treatment: heating the steel to 135 ° C. and holding for 30 minutes, then air cooling.
  • Ratio of Mn content to Ni content (Z value) 1.5 or more, 3.0 or less
  • the ratio of Mn content to Ni content (Z value) is as follows: Defined by equation b.
  • the symbol in parentheses indicates the content in unit mass% of the element related to the symbol.
  • Ni improves the low temperature toughness of steel.
  • the ratio (Z value) of the Mn content and the Ni content in the steel is less than 1.5
  • the amount of retained austenite increases and the low temperature toughness of the steel is impaired.
  • the Z value is more than 3.0
  • the solid solution Mn content with respect to the Ni content becomes excessive, the effect of improving the low temperature toughness by Ni is negated, the steel becomes brittle, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, the Z value is 1.5 or more and 3.0 or less.
  • the upper limit of the Z value is preferably 2.9, 2.8, or 2.7.
  • the lower limit of the Z value is preferably 1.6, 1.7, or 1.8.
  • the present inventors have obtained the above knowledge through experiments described below.
  • the inventors have all the features other than the Z value within the specified range of the steel according to the present embodiment, and various steels having different Z values are quenched and tempered under the following conditions, and then at a temperature of ⁇ 20 ° C.
  • a Charpy impact test was conducted. Quenching treatment: heating the steel to 900 ° C. and holding it for 30 minutes, then water cooling / tempering treatment: heating the steel to 135 ° C. and holding it for 30 minutes, then air cooling.
  • the number density of AlN in steel, a particle size, a dispersed state, etc. change according to the conditions of the heat processing (for example, quenching tempering etc.) performed with respect to steel.
  • the contents of Al and N are controlled as described above, regardless of the state of AlN before quenching and tempering, during the quenching and tempering under conditions selected to make the tensile strength of steel 1200 MPa or more.
  • AlN functions effectively and improves the toughness of the steel.
  • the problem with the steel according to the present embodiment is that the Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. of the steel is 75 J / cm 2 or more after the steel is heat-treated so that the tensile strength becomes 1200 MPa.
  • Control of the state of AlN is not required for solving the problem of the steel according to the present embodiment. Therefore, in the steel according to the present embodiment, the state of AlN is not particularly defined. As a result of the experiment, the present inventors have shown that when the steel is heated to 850 to 900 ° C., AlN is preferably precipitated regardless of the state of the steel before heating. It is estimated that.
  • the steel according to the present embodiment is quenched and tempered so that the tensile strength becomes 1200 MPa or more, the Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. can be kept at 75 J / cm 2 or more. Therefore, the steel according to the present embodiment is particularly preferably used as a quenching steel.
  • the steel according to the present embodiment is subjected to a quenching process in which the steel is heated to 900 ° C. and held for 30 minutes and then cooled with water, and further tempered to be heated to 135 ° C. and held for 30 minutes, the tensile strength is 1200 MPa.
  • a steel having a Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. of 75 J / cm 2 or more is obtained.
  • the steel according to the present embodiment after being heat-treated under this quenching and tempering condition has an average particle size of cementite of 0.05 ⁇ m or less, an average size of martensite blocks of 5.5 ⁇ m or less, and a residual austenite content. Is 5% or less.
  • the steel according to the present embodiment contains 0.08% or more of C, it has a tensile strength of 1200 MPa or more when heat-treated under this quenching and tempering condition. Normally, when the tensile strength of steel is 1200 MPa or more, low temperature toughness (particularly low temperature toughness) is impaired. However, the steel according to the present embodiment contains 0.025 to 0.050% Al, 0.0100 to 0.0200% N, and 0.10 to 0.50% Mo. Therefore, even when heat-treated under the quenching and tempering conditions, the martensite block and cementite are sufficiently refined and have high low temperature toughness.
  • the steel according to the present embodiment contains 0.75 to 1.60% Ni, it has high low temperature toughness even when heat-treated under the quenching and tempering conditions. Excessive amounts of Al and Ni may impair low-temperature toughness, but the steel according to this embodiment has a controlled ratio of Al content to N content and a ratio of Ni content to Mn content. Therefore, low temperature toughness is not impaired. Further, the steel according to the present embodiment is limited to V content of 0.010% or less, Ti content of 0.010% or less, and Nb content of 0.005% or less. Even when heat-treated under the conditions, precipitation of inclusions is suppressed and high low temperature toughness is achieved.
  • the quenching and tempering treatment according to the above-described conditions is merely an example of the use of steel according to the present embodiment.
  • the steel according to the present embodiment can be heat-treated under any conditions depending on the purpose.
  • the characteristics of the steel according to the present embodiment after the heat treatment based on the example of the quenching and tempering condition described above is not limited to the technical scope of the steel according to the present embodiment.
  • the problem with the steel according to this embodiment is that the Charpy impact value at ⁇ 20 ° C. is 75 J / cm 2 or more after heat treatment is performed so that the tensile strength is 1200 MPa or more.
  • the steel according to the present embodiment has high tensile strength and excellent low temperature toughness after quenching and tempering, when used as a material for a submarine oil drilling rig mooring chain or the like, a particularly excellent effect can be exhibited.
  • test pieces were prepared.
  • the tensile test was carried out at room temperature and at a speed of 20 mm / min in accordance with JIS Z 2241.
  • the Charpy impact test was performed at ⁇ 20 ° C. according to JIS Z 2242.
  • a 10 mm square sample was cut out from a 1 / 4D portion of the C cross section of the round steel bar after quenching and tempering, the sample cross section was corroded using a nital corrosive liquid, and the sample was magnified 5000 times using a scanning electron microscope. Five cross-sectional structure photographs were taken, and the average particle diameter of cementite contained in these photographs was determined by image analysis using Luzex (registered trademark), and this was used as the average particle diameter of cementite of the round bar steel.
  • the crystal orientation analysis was performed using the backscattered electron diffraction pattern, and the area weighted average equivalent circle diameter of the crystal grain surrounded by the large angle grain boundary having an orientation difference angle of 15 degrees or more obtained by this analysis It was set as the average particle diameter of the martensite block of the steel bar. Further, the amount of retained austenite of the round bar steel was measured by an X-ray diffraction method.
  • Table 1-1 show the chemical composition of the example steel and the comparative example steel
  • Table 2 shows the tensile strength of the example steel and the comparative example steel after quenching and tempering under the above-mentioned conditions.
  • the impact value, the average particle size of cementite, the average size of the martensite block, and the amount of retained austenite are shown.
  • values outside the specified range of the present invention are underlined.
  • Comparative Example No. 24 since the C content was insufficient, the necessary tensile strength could not be obtained after quenching and tempering. Comparative Example No. No. 25 was excessive in strength after quenching and tempering because the C content was excessive, and low temperature toughness was insufficient.
  • Comparative Example No. No. 26 had an excessive Si content
  • Comparative Example 27 had an excessive Mn content
  • Comparative Example 34 had an excessive Cr content. Since these excessive Si, Mn, and Cr lowered the toughness of the steel, the low temperature toughness of Comparative Examples 26, 27, and 34 was insufficient after quenching and tempering.
  • Comparative Example No. No. 35 lacks the Ni content, and the low temperature toughness improvement effect by Ni is small, so the low temperature toughness is insufficient.
  • Comparative Example No. No. 36 had a high Ni content, and the amount of retained austenite increased after quenching and tempering, so that low temperature toughness was insufficient after quenching and tempering.
  • Comparative Example No. No. 38 had insufficient Al content, so that a sufficient fine grain effect could not be obtained, the martensite structure (block size) became coarse after quenching and tempering, and low temperature toughness was insufficient.

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Abstract

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：１．５０～３．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｃｒ：１．００～２．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．７５～１．６０％、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０２５～０．０５０％、Ｎ：０．０１００～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、及びＭｇ：０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、Ａｌ含有量とＮ含有量との比が２．６以下であり、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比が１．５以上、３．０以下である。

Description

鋼
　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る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、高強度お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成分を有する鋼を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、本発明の課題は、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：１．５０～３．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｃｒ：１．００～２．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｎｉ：０．７５～１．６０％、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０２５～０．０５０％、Ｎ：０．０１００～０．０２００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、及びＭｇ：０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式ａで定義するＹ値が２．６以下であり、下記式ｂで定義するＺ値が１．５以上、３．０以下である。
Ｙ＝（Ａｌ）／（Ｎ）・・・（ａ）
Ｚ＝（Ｍｎ）／（Ｎｉ）・・・（ｂ）
　式中の記号（Ａｌ）、（Ｎ）、（Ｍｎ）、及び（Ｎｉ）は、鋼中の各記号に係る元素の、単位質量％での含有量である。
　（２）
　上記（１）に記載の鋼は、単位質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００５～０．０１００％、及び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。
鋼のＹ値と、焼入れ焼戻し後の鋼の－２０℃での衝撃値との関係を示すグラフである。 鋼のＺ値と、焼入れ焼戻し後の鋼の－２０℃での衝撃値との関係を示すグラフである。
　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）破壊の起点となりうるセメンタイトの量を減らすためにＣ含有量を低減することは、鋼の低温靭性を改善するために有効である。しかしながら、焼入れ焼戻し後の鋼の引張強さを１２００ＭＰａ以上とするためには、Ｃ含有量を０．０８％未満にすることはできない。
　（Ｂ）Ｎｉを鋼に含有させることで、鋼の低温靱性が向上する。しかしながら、この手段のみで鋼の低温靱性を十分に向上させることはできない。
　（Ｃ）Ｎｉに加えて、Ａｌ及びＮを適切に含有させることにより、鋼の低温靭性がさらに向上する。Ａｌ及びＮから形成される微細ＡｌＮが、結晶粒を微細化し、Ｎｉによる低温靭性向上効果を促進するからである。この効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０２５％以上とし、Ｎ含有量を０．０１００％以上とする必要がある。
　但し、Ａｌ含有量とＮ含有量との比Ｙ（Ｙ＝［Ａｌ］／［Ｎ］）を２．６以下にする必要がある。Ｙの値が２．６超である場合、鋼中のアルミナ系非金属介在物が増加し、かえって低温靭性を低下させる。
　（Ｄ）さらに、鋼の低温靱性を十分に向上させるためには、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比Ｚ（Ｚ＝［Ｍｎ］／［Ｎｉ］）を１．５以上、３．０以下にする必要がある。Ｚの値が１．５未満である場合、残留オーステナイト量が増加し、Ｚの値が３．０超である場合、鋼中に固溶したＭｎの含有量が多くなる。いずれの場合であっても、鋼の低温靭性が不足する。すなわち、上述のようにＮｉは鋼の低温靱性を向上させる効果を有するが、Ｎｉ含有量が過剰である場合、Ｚが１．５未満となって低温靱性を損なうのである。
　（Ｅ）また、鋼の低温靱性を十分に向上させるためには、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの含有量を制限する必要がある。Ｖ、ＮｂおよびＴｉから生成するＶＮ、ＮｂＣおよびＴｉ（Ｃ，Ｎ）は、鋼の低温靭性を低下させる。
　（Ｆ）さらに、鋼の低温靱性を十分に向上させるためには、Ｍｏを含有させる必要がある。Ｍｏは、低温靱性を低下させる原因となるセメンタイトを微細化し、無害化するからである。
　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とを有する構造部品、特にチェーンを製造可能な鋼を見出した。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：１．５０～３．００％
　Ｍｎは、必要とされる焼入れ性の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、Ｍｎ含有量の下限値は１．５０％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１．７０％、１．９０％、または２．００％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が、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が、Ｓ含有量が０．０２０％を超えると、Ｓが鋼中に多量のＭｎＳ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含有量の上限値は、好ましくは、０．０１５％、０．０１２％、または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。十分な焼入れ性を確保して、これにより焼入れ焼戻し後の鋼の引張強度を１２００ＭＰａ以上にするために、Ｃｒ含有量の下限値は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、鋼材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：０．７５～１．６０％
　Ｎｉは、鋼の靭性の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含有量が過剰である場合、残留オーステナイト量が増加するので、かえって低温靭性を低下させる。従って、Ｎｉ含有量の上限値は１．６０％とする。Ｎｉ含有量の上限値は、好ましくは１．５０％、１．３５％、または１．２０％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、鋼の低温靭性を向上させる効果がある。Ｍｏは、破壊の起点となるセメンタイトを微細化し、無害化する。また、Ｍｏは、マルテンサイト組織のブロックサイズを微細化し、鋼の延性脆性遷移温度を低下させ、これにより脆性破壊を低温でも生じにくくする。Ｍｏ含有量が０．１０％未満である場合、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％を超える場合、靭性向上効果が飽和する。従って、Ｍｏの含有量を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。
　Ａｌ：０．０２５～０．０５０％
　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０．０２５％未満である場合、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、０．０５０％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０．０２５～０．０５０％とする。Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは０．０４５％、０．０４２％、または０．０４０％である。Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは０．０２７％、０．０２９％、または０．０３０％である。
　Ｎ：０．０１００～０．０２００％
　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０．０１００％未満では、この作用が十分に発揮されない。一方、０．０２００％を超えてＮを鋼中に含有させると、固溶Ｎが増大し、鋼の靭性が低下する。従って、Ｎ含有量を０．０１００～０．０２００％とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１８０％、０．０１７０％、または０．０１６０％である。Ｎ含有量の下限値は、好ましくは０．０１１０％、０．０１２０％、または０．０１３０％である。
　Ｖ：０．０１０％以下
　Ｔｉ：０．０１０％以下
　Ｎｂ：０．００５％以下
　本実施形態に係る鋼において、Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂの含有量は少ない方が好ましい。Ｖ、ＮｂおよびＴｉから生成するＶＮ、ＮｂＣおよびＴｉ（Ｃ，Ｎ）は、鋼の低温靭性を低下させるからである。本発明者らは、鋼の低温靱性の低下を防ぐためには、Ｖ含有量を０．０１０％以下にし、Ｔｉ含有量を０．０１０％以下にし、Ｎｂ含有量を０．００５％以下にする必要があることを知見した。Ｖ含有量の上限値は、好ましくは０．００９％、０．００７％、または０．００５％である。Ｔｉ含有量の上限値は、好ましくは０．００９％、０．００７％、または０．００５％である。Ｎｂ含有量の上限値は、好ましくは０．００４％、０．００３％、または０．００２％である。
　本実施形態に係る鋼において、Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂの含有量は少ない方が好ましいので、Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂの含有量の下限値は０％である。しかしながら、これら元素が鋼に不純物として混入した場合、これら元素を完全に鋼から取り除くことは、費用対効果を考慮すると好ましくない場合がある。従って、精錬設備の能力及び経済性などを考慮して、Ｖ含有量の下限値を０．００３％、０．００２％、または０．００１％としてもよく、Ｔｉ含有量の下限値を０．００３％、０．００２％、または０．００１％としてもよく、Ｎｂ含有量の下限値を０．００１０％、０．０００９％、または０．０００８％としてもよい。
　Ｃａ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、及びＭｇ：０～０．０１００％以下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、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇの含有量の下限値は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。
　Ａｌ含有量とＮ含有量との比（Ｙ値）：２．６以下
　本実施形態に係る鋼において、Ａｌ含有量とＮ含有量との比（Ｙ値）が、以下の式ａによって定義される。
Ｙ＝（Ａｌ）／（Ｎ）……式ａ
　式ａにおいて、括弧が付された記号は、その記号に係る元素の単位質量％での含有量を示す。
　ＡｌＮは、結晶粒を微細化して鋼の低温靱性を向上させる効果がある。しかしながら、鋼中のＡｌ含有量とＮ含有量との比（Ｙ値）が２．６を超えると、鋼中のアルミナ系非金属介在物が増加し、鋼が脆化するので、かえって低温靭性が低下する。したがって、Ｙ値を２．６以下とする。Ｙ値の上限値は、好ましくは２．５５、２．５０、または２．４５である。なお、Ｙ値の下限値は特に限定されないが、上述されたＡｌ含有量の下限値及びＮ含有量の上限値を考慮すると、Ｙ値が１．２５未満となることはない。
　本発明者らは、以下に説明する実験によって上述の知見を得た。本発明者らは、Ｙ値以外の特徴が全て本実施形態に係る鋼の規定範囲内であり、Ｙ値が異なる種々の鋼に、以下の条件で焼入れ焼戻しを行い、次いで温度－２０℃でのシャルピー衝撃試験を行った。
・焼入れ処理：鋼を９００℃に加熱して３０分保持してから水冷
・焼戻し処理：鋼を１３５℃に加熱して３０分保持してから空冷
　これにより本発明者らは、Ｙ値と－２０℃での衝撃値との関係を示すグラフ（図１）を得た。図１に示されるように、Ｙ値が２．６を上回る鋼は、焼入れ焼戻し後に十分な低温靱性を有しなかった。
　Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比（Ｚ値）：１．５以上、３．０以下
　本実施形態に係る鋼において、Ｍｎ含有量とＮｉ含有量との比（Ｚ値）が、以下の式ｂによって定義される。
Ｚ＝（Ｍｎ）／（Ｎｉ）……式ｂ
　式ｂにおいて、括弧が付された記号は、その記号に係る元素の単位質量％での含有量を示す。
　上述されたようにＮｉは、鋼の低温靭性を向上させる。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰であり、鋼中のＭｎ含有量とＮｉ含有量との比（Ｚ値）が１．５未満である場合、残留オーステナイト量が増加し、鋼の低温靱性が損なわれる。また、Ｚ値が３．０超である場合、Ｎｉ含有量に対する固溶Ｍｎ含有量が過剰となり、Ｎｉによる低温靱性向上効果が打ち消されて鋼が脆化し、低温靭性が低下する。したがって、Ｚ値を１．５以上、３．０以下とする。Ｚ値の上限値は、好ましくは２．９、２．８、又は２．７である。Ｚ値の下限値は、好ましくは１．６、１．７、又は１．８である。
　本発明者らは、以下に説明する実験によって上述の知見を得た。本発明者らは、Ｚ値以外の特徴が全て本実施形態に係る鋼の規定範囲内であり、Ｚ値が異なる種々の鋼に、以下の条件で焼入れ焼戻しを行い、次いで温度－２０℃でのシャルピー衝撃試験を行った。
・焼入れ処理：鋼を９００℃に加熱して３０分保持してから水冷
・焼戻し処理：鋼を１３５℃に加熱して３０分保持してから空冷
　これにより本発明者らは、Ｚ値と－２０℃での衝撃値との関係を示すグラフ（図２）を得た。図２に示されるように、Ｚ値が１．５未満または３．０超である鋼は、焼入れ焼戻し後に十分な低温靱性を有しなかった。
　なお、鋼中のＡｌＮの個数密度、粒径、及び分散状態などは、鋼に対して行われる熱処理（例えば焼入れ焼戻し等）の条件に応じて変化する。また、Ａｌ及びＮの含有量を上述の如く制御した場合、焼入れ焼戻しの前のＡｌＮの状態にかかわらず、鋼の引張強度を１２００ＭＰａ以上にするために選択された条件下の焼入れ焼戻しの際にＡｌＮが有効に機能して、鋼の靱性を向上させる。すなわち、本実施形態に係る鋼の課題は、引張強度が１２００ＭＰａとなるように鋼に熱処理を行った後に、鋼の－２０℃でのシャルピー衝撃値を７５Ｊ／ｃｍ２以上とすることであるが、ＡｌＮの状態の制御は、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。従って、本実施形態に係る鋼において、ＡｌＮの状態は特に規定されない。なお本発明者らは、実験の結果、鋼を８５０～９００℃に加熱すると、加熱前の鋼の状態に関わらずＡｌＮが好ましく析出し、この状態の鋼を冷却すると、ＡｌＮによって組織が好ましく微細化すると推定している。
　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、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以下であり、残留オーステナイトの含有量が５％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、０．０２５～０．０５０％のＡｌと、０．０１００～０．０２００％のＮと、０．１０～０．５０％のＭｏ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でも、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、本実施形態に係る鋼は、０．７５～１．６０％のＮｉを含有するので、この焼入れ焼戻し条件で熱処理された場合でも、高い低温靱性を有する。過剰量のＡｌ及びＮｉは、低温靱性を損なうおそれがあるが、本実施形態に係る鋼は、Ａｌ含有量とＮ含有量との比率、及びＮｉ含有量とＭｎ含有量との比率が制御されているので、低温靱性が損なわれない。さらに、本実施形態に係る鋼は、Ｖ含有量が０．０１０％以下、Ｔｉ含有量が０．０１０％以下、及びＮｂ含有量が０．００５％以下に制限されているので、この焼入れ焼戻し条件で熱処理された場合でも、介在物の析出が抑制されて高い低温靱性を有する。
　なお、上述された条件に従った焼入れ焼戻し処理は、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以上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、化学成分、Ａｌ含有量とＮ含有量との比率、及びＮｉ含有量とＭｎ含有量との比率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、セメンタイト、及び残留オーステナイト等の制御は、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。
　本実施形態に係る鋼は、焼入れ焼戻し後に高い引張強度及び優れた低温靭性を有するので、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。
　１８０ｋｇ真空溶解炉を用いて、表１に示す化学成分の鋼を溶製及び熱間鍛造して、直径８６ｍｍの丸棒鋼を得た。この丸棒鋼を切断し、９００℃に加熱して３０分保持し、その後水冷することによる焼入れ処理を行い、次に１３５℃に加熱して３０分保持することによる焼戻し処理を行った。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。この丸棒鋼の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のＣ断面の１／４Ｄ部から１０ｍｍ角のサンプルを切り出し、ナイタール腐食液を用いてサンプルの断面を腐食させ、走査型電子顕微鏡を用いて倍率５０００倍でサンプルの断面の組織写真を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、Ｌｕｚｅｘ（登録商標）を用いた画像解析によって求め、これを丸棒鋼のセメンタイトの平均粒径とした。また、後方散乱電子線回折パターンを用いて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、丸棒鋼のマルテンサイトブロックの平均粒径とした。さらに、丸棒鋼の残留オーステナイト量をＸ線回折法で測定した。
　上述の実験の結果を表１－１、表１－２、及び表２に示す。表１－１及び表１－２は、実施例鋼及び比較例鋼の化学成分を示し、表２は、上述の条件で焼入れ焼戻しされた後の実施例鋼及び比較例鋼の引張強さ、衝撃値、セメンタイトの平均粒径、マルテンサイトブロックの平均サイズ、及び残留オーステナイト量を示す。表１－２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　化学成分が本発明の規定範囲内である鋼Ｎｏ．１～２３の実施例は、上述の条件で焼入れ焼戻しした後に、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以上であった。鋼Ｎｏ．１～２３は、上述の条件で焼入れ焼戻しした後に、セメンタイト及びマルテンサイトブロックが微細化されており、且つ残留オーステナイト量が低減されていた。
　これに対して、比較例Ｎｏ．２４は、Ｃの含有量が不足したので、焼入れ焼戻し後に、必要な引張強さが得られなかった。比較例Ｎｏ．２５は、Ｃの含有量が過剰であったので、焼入れ焼戻し後に過度に高強度となり、低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．２６は、Ｓｉの含有量が過剰であり、比較例２７はＭｎの含有量が過剰であり、比較例３４はＣｒの含有量が過剰であった。これら過剰なＳｉ、Ｍｎ、及びＣｒが鋼の靭性を低下させたので、焼入れ焼戻し後に、比較例２６、２７、及び３４の低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．２８～３３は、Ｖ、Ｔｉ、及びＮｂのうち１つ以上の含有量が過剰であったので、ＶＮ、ＮｂＣまたはＴｉ（Ｃ，Ｎ）による析出強化によって鋼の靭性が低下し、焼入れ焼戻し後に比較例Ｎｏ．２８～３３の低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．３５はＮｉの含有量が不足しており、Ｎｉによる低温靭性向上効果が小さいため、低温靭性が不足した。一方、比較例Ｎｏ．３６はＮｉの含有量が多く、焼入れ焼戻し後に残留オーステナイト量が増加したので、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．３７はＭｏの含有量が不足していたので、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になり、またマルテンサイト組織（ブロックサイズ）が粗大になったので、低温靭性が低かった。
　比較例Ｎｏ．３８はＡｌの含有量が不足していたので、十分な細粒効果が得られず、焼入れ焼戻し後にマルテンサイト組織（ブロックサイズ）が粗大になり、低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．３９は、Ｎの含有量が過剰であったので、焼入れ焼戻し後に、固溶Ｎ含有量の増大のため低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．４０～４２は、Ｃａ、ＺｒまたはＭｇの含有量が過剰であったので、これら元素が鋼の靭性を低下させ、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．４３～４５、４８、４９は、各合金元素の含有量が規定範囲内であったが、Ｙ値またはＺ値が規定範囲を超えたため、かえって鋼が脆化し、焼入れ焼戻し後に低温靭性が不足した。
　比較例Ｎｏ．４６、４７は、各合金元素の含有量が規定範囲内であったが、Ｙ値が規定範囲を下回ったので、焼入れ焼戻し後に残留オーステナイト量が増加し、低温靭性が不足した。

Claims (2)

  1. 　単位質量％で、
    Ｃ：０．０８～０．１２％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：１．５０～３．００％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｖ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０．０１０％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以下、
    Ｃｒ：１．００～２．５０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．７５～１．６０％、
    Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
    Ａｌ：０．０２５～０．０５０％、
    Ｎ：０．０１００～０．０２００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．０１００％、及び
    Ｍｇ：０～０．０１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　下記式ａで定義するＹ値が２．６以下であり、
    　下記式ｂで定義するＺ値が１．５以上、３．０以下である
    ことを特徴とする鋼。
    Ｙ＝（Ａｌ）／（Ｎ）・・・（ａ）
    Ｚ＝（Ｍｎ）／（Ｎｉ）・・・（ｂ）
    　式中の記号（Ａｌ）、（Ｎ）、（Ｍｎ）、及び（Ｎｉ）は、鋼中の各記号に係る元素の、単位質量％での含有量である。
  2. 　単位質量％で、
    Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００５～０．０１００％、及び
    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に記載の鋼。
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