本发明涉及在淬火回火后具有高强度且低温韧性优异的钢。
背景技术：
近年来，随着能量状态的变化，欲开发新能源的动向正在在世界各地活跃化。在这样的状况下，随着陆地上的开发资源枯竭，海底油田引起关注，使用石油挖掘的钻井平台的开发在以大陆架附近为中心的广范围地域进行。尤其近年来，在深海中作业的海底石油挖掘用钻井平台所代表的海上结构物增加，为了防止由大型飓风导致的对挖掘钻井平台的损害，要求挖掘钻井平台系泊用链条的高强度化。链条的断裂会直接导致钻井平台的倒塌等重大事故。为了确保作为重要课题的安全性，指向了链条的高强度化和高韧性化这两者。具体而言，要求抗拉强度为1200mpa以上且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上的链条。
通过将φ50mm以上的热轧棒钢切断为预定长度，在成形为圆环状后，将对接的端面闪光对焊而制造这样的链条。在闪光对焊后，双头螺栓有时也会压入到链环的中央。之后，通过对链条实施淬火回火处理，从而向链条赋予高强度和高韧性。
作为高强度高韧性链条用钢的发明例，例如有专利文献1～6等。然而，任一文献的目标均在于提供抗拉强度为800～1000mpa的链条，关于使钢的强度为1200mpa以上的情况没有进行研究。近年来，链条被要求进一步的高强度化，但已知：一般而言，若使钢材高强度化，则钢材的韧性会降低，由此，钢材的冲击值降低。在使具有这些文献中出示的成分的钢为1200mpa以上的强度的情况下，无法得到目标冲击值。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开昭58-22361号公报
专利文献2：日本国特开昭58-96856号公报
专利文献3：日本国特开昭59-159972号公报
专利文献4：日本国特开昭59-159969号公报
专利文献5：日本国特开昭62-202052号公报
专利文献6：日本国特开昭63-203752号公报
技术实现要素：
本发明的课题是提供一种在淬火回火后高强度且低温韧性(尤其是低温下的低温断裂韧性)优异的钢。具体而言，本发明的课题在于提供一种在进行淬火回火以使抗拉强度变为1200mpa以上的情况下，-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上的钢。
本发明的要旨如下。
(1)本发明的一技术方案涉及的钢，以质量％为单位计，含有：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％和mg：0～0.0100％，余量由fe和杂质构成，用下述式a定义的y值为2.6以下，用下述式b定义的z值为1.5以上且3.0以下，
y＝(al)/(n)…(a)
z＝(mn)/(ni)…(b)
式中的符号(al)、(n)、(mn)和(ni)为钢中各符号的元素以质量％为单位计的含量。
(2)
根据上述(1)所述的钢，以质量％为单位计也可以含有选自下述元素中的一种以上，ca：0.0005～0.0100％、zr：0.0005～0.0100％和mg：0.0005～0.0100％。
根据本发明，能够提供一种在淬火回火后抗拉强度为1200mpa以上且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上的钢。
附图说明
图1是示出钢的y值与淬火回火后的钢在-20℃时的冲击值的关系的坐标图。
图2是示出钢的z值与淬火回火后的钢在-20℃时的冲击值的关系的坐标图。
具体实施方式
本发明人为了实现高强度且低温韧性优异的钢，持续进行各种研究，结果得到了下述见解。
(a)为了减少可成为断裂起点的渗碳体量而减少c含量对改善钢的低温韧性是有效的。然而，为了使淬火回火后的钢的抗拉强度为1200mpa以上，不能使c含量小于0.08％。
(b)通过使钢含有ni，钢的低温韧性提高。然而，仅用该手段不能使钢的低温韧性充分提高。
(c)通过除了ni以外还适当地含有al和n，钢的低温韧性进一步提高。这是因为由al和n形成的微细aln使晶粒微细化，从而促进ni带来的低温韧性提高效果。为了得到该效果，需要使al含量为0.025％以上且使n含量为0.0100％以上。
但是，需要使al含量与n含量之比y(y＝[al]/[n])为2.6以下。在y的值超过2.6的情况下，钢中的氧化铝系非金属夹杂物增加，反而使低温韧性下降。
(d)而且，为了使钢的低温韧性充分地提高，需要使mn含量与ni含量之比z(z＝[mn]/[ni])为1.5以上且3.0以下。在z的值小于1.5的情况下，残留奥氏体量增大，在z的值超过3.0的情况下，钢中固溶的mn含量变多。在任一情况下，钢的低温韧性都会不足。即，如上所述，ni具有使钢的低温韧性提高的效果，但在ni含量过剩的情况下，z小于1.5而损害低温韧性。
(e)另外，为了使钢的低温韧性充分地提高，需要限制v、nb和ti的含量。由v、nb和ti生成的vn、nbc和ti(c,n)使钢的低温韧性下降。
(f)而且，为了使钢的低温韧性充分地提高，需要含有mo。这是因为mo使成为低温韧性下降的原因的渗碳体微细化，从而无害化。
基于以上的见解，本发明人发现能够制造具有高强度和高的低温韧性的结构部件、尤其是链条。以下，对本实施方式涉及的钢的具体形态进行说明。此外，本实施方式涉及的钢是具有在淬火回火后抗拉强度为1200mpa以上且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上的效果的钢，但淬火回火前的强度和冲击值没有特别限定。以下，只要没有特别说明，则说明强度和韧性等机械特性的记载涉及淬火回火后的本实施方式的钢。
以下，对本实施方式的钢的各合金元素的含量的限定理由进行说明。合金元素的含量的单位“％”是指质量％。
c：0.08～0.12％
c是决定钢强度的重要元素。为了在淬火回火后得到1200mpa以上的抗拉强度，c含量的下限设为0.08％。另一方面，在c含量过剩的情况下，钢的强度过度变高而钢的韧性下降。另外，在c含量过剩的情况下，成为断裂起点的渗碳体的量增加而钢的韧性显著下降。因此，c含量的上限设为0.12％。c含量的上限值优选为0.11％。c含量的下限值优选为0.09％。
si：0.05～0.50％
si具有确保钢强度的作用，并且具有作为脱氧剂的作用。在si含量小于0.05％的情况下，不能充分得到脱氧作用，钢中的非金属夹杂物增加，使钢的韧性下降。另一方面，在使si含有超过0.50％的情况下，si引起钢韧性的下降。因此，将si含量设为0.05～0.50％。si含量的上限值优选为0.40％、0.30％或0.20％。si含量的下限值优选为0.06％、0.07％或0.08％。
mn：1.50～3.00％
mn是为了确保必要的淬火性所需的成分。为了使淬火回火后的钢的抗拉强度为1200mpa以上来确保充分的淬火性，mn含量的下限值设为1.50％。另一方面，在mn含量过剩的情况下，钢的韧性下降，所以mn含量的上限值设为3.00％。mn含量的上限值优选为2.90％、2.80％或2.70％。mn含量的下限值优选为1.70％、1.90％或2.00％。
p：0.040％以下
p是在钢的制造工序中混入钢的杂质，当p含量超过0.040％时，使钢的韧性下降至容许极限以上，所以将p的含量限制为0.040％以下。p含量的上限值优选为0.030％、0.025％或0.020％。由于本实施方式的钢不需要p，所以p含量的下限值为0％，但若考虑精炼设备的能力等，则也可以将p含量的下限值设为0.001％、0.002％或0.003％。
s：0.020％以下
与p同样地，s是在钢的制造工序中混入钢的杂质，当s含量超过0.020％时，s在钢中形成大量mns，使钢的韧性下降。因此，s含量限制为0.020％以下。s含量的上限值优选为0.015％、0.012％或0.010％。由于本实施方式的钢不需要s，所以s含量的下限值为0％，但若考虑精炼设备的能力等，则也可以将s含量的下限值设为0.001％、0.002％或0.003％。
cr：1.00～2.50％
cr具有使钢的淬火性增大的作用。为了确保充分的淬火性由此使淬火回火后的钢的抗拉强度为1200mpa以上，cr含量的下限值设为1.00％。另一方面，在cr含量过剩的情况下，钢的韧性下降。因此，cr含量的上限值设为2.50％。cr含量的上限值优选为2.40％、2.30％或2.20％。cr含量的下限值优选为1.30％、1.40％或1.50％。
cu：0.01～0.50％
cu是对提高钢材的淬火性和耐蚀性有效的元素。为了使淬火回火后的钢的抗拉强度为1200mpa以上而确保充分的淬火性和耐蚀性，cu含量的下限值设为0.01％。另一方面，在cu含量过剩的情况下，钢的韧性下降。因此，cu含量的上限值设为0.50％。cu含量的上限值优选为0.40％、0.30％或0.20％。cu含量的下限值优选为0.02％、0.03％或0.05％。
ni：0.75～1.60％
ni是对提高钢的韧性极其有效的元素，且是淬火回火后的本实施方式的钢的高韧性化所需的元素。在ni含量小于0.75％的情况下，难以充分发挥其效果。另一方面，在ni含量过剩的情况下，残留奥氏体量增加，所以反而使低温韧性下降。因此，ni含量的上限值设为1.60％。ni含量的上限值优选为1.50％、1.35％或1.20％。ni含量的下限值优选为0.80％、0.85％或0.90％。
mo：0.10～0.50％
mo具有提高钢的低温韧性的效果。mo使成为断裂起点的渗碳体微细化，从而无害化。另外，mo使马氏体组织的块尺寸微细化，使钢的延展性脆性转变温度下降，由此即使在低温下也难以发生脆性断裂。在mo含量小于0.10％的情况下，难以充分发挥其效果。另一方面，在mo含量超过0.50％的情况下，韧性提高效果饱和。因此，将mo含量设为0.10～0.50％。mo含量的上限值优选为0.47％、0.45％或0.42％。mo含量的下限值优选为0.15％、0.20％或0.25％。
al：0.025～0.050％
al除了脱氧作用以外还具有在作为aln析出的情况下调整金属组织的晶粒度并使金属组织细晶化的作用。在al含量小于0.025％的情况下，无法得到充分的细晶化效果，所以钢的韧性下降。另一方面，当在钢中使al含有超过0.050％时，aln的析出量饱和，钢中的氧化铝系非金属夹杂物增加而使钢的韧性下降。因此，将al含量设为0.025～0.050％。al含量的上限值优选为0.045％、0.042％或0.040％。al含量的下限值优选为0.027％、0.029％或0.030％。
n：0.0100～0.0200％
n具有与al结合而使对调整金属组织的晶粒度有效的aln析出的作用。在n含量小于0.0100％的情况下，不能充分发挥该作用。另一方面，当在钢中使n含有超过0.0200％时，固溶n增大，钢韧性下降。因此，将n含量设为0.0100～0.0200％。n含量的上限值优选为0.0180％、0.0170％或0.0160％。n含量的下限值优选为0.0110％、0.0120％或0.0130％。
v：0.010％以下
ti：0.010％以下
nb：0.005％以下
在本实施方式涉及的钢中，v、ti和nb的含量优选少。这是因为由v、nb和ti生成的vn、nbc和ti(c,n)使钢的低温韧性下降。本发明人有如下见解：为了防止钢的低温韧性下降，需要将v含量设为0.010％以下，将ti含量设为0.010％以下，将nb含量设为0.005％以下。v含量的上限值优选为0.009％、0.007％或0.005％。ti含量的上限值优选为0.009％、0.007％或0.005％。nb含量的上限值优选为0.004％、0.003％或0.002％。
在本实施方式涉及的钢中，由于v、ti和nb的含量优选少，所以v、ti和nb的含量的下限值为0％。然而，在这些元素作为杂质混入钢的情况下，若考虑费用效果比，则不优选从钢中完全去除这些元素。因此，考虑精炼设备的能力和经济性等，可以使v含量的下限值为0.003％、0.002％或0.001％，可以使ti含量的下限值为0.003％、0.002％或0.001％，可以使nb含量的下限值为0.0010％、0.0009％或0.0008％。
选自ca：0～0.0100％、zr：0～0.0100％和mg：0～0.0100％以下中的一种以上
本实施方式涉及的钢不需要ca、zr和mg。因此，ca、zr和mg的含量的下限值为0％。然而，ca、zr和mg均具有形成氧化物而成为mns的结晶核并使mns均匀微细分散来提高钢的冲击值的效果。因此，作为可选元素，可以在钢中使ca含有0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上，可以在钢中使zr含有0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上，可以在钢中使mg含有0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。另一方面，当ca、zr和mg各自的含量超过0.0100％时，生成过剩量的氧化物和硫化物等硬质夹杂物，使钢的韧性下降。因此，将ca、zr和mg各自的上限值设为0.0100％以下。ca含量的上限值优选为0.0090％、0.0070％或0.0050％，zr含量的上限值优选为0.0090％、0.0070％或0.0050％，mg含量的上限值优选为0.0090％、0.0070％或0.0050％。
余量：fe和杂质
本实施方式涉及的钢的合金成分的余量由fe和杂质构成。杂质是指在工业制造钢材时矿石或废料等那样的原料或由于制造工序的各种因素而混入的成分，且是指在不对本实施方式的钢带来不良影响的范围内容许的成分。
al含量与n含量之比(y值)：2.6以下
在本实施方式涉及的钢中，al含量与n含量之比(y值)利用下式a定义。
y＝(al)/(n)……式a
在式a中，带有括号的符号表示该符号的元素以质量％为单位计的含量。
aln具有使晶粒微细化，提高钢的低温韧性的效果。然而，当钢中的al含量与n含量之比(y值)超过2.6时，钢中的氧化铝系非金属夹杂物增加，钢脆化，所以低温韧性反而下降。因此，将y值设为2.6以下。y值的上限值优选为2.55、2.50或2.45。此外，y值的下限值没有特别限定，但考虑上述al含量的下限值和n含量的上限值时，y值不会小于1.25。
本发明人通过以下说明的实验得到上述见解。本发明人对y值以外的特征全部在本实施方式的钢的规定范围内，而y值不同的各种钢，在以下条件下进行淬火回火，接着进行在-20℃的温度下的夏比冲击试验。
·淬火处理：将钢加热至900℃并保持30分后进行水冷
·回火处理：将钢加热至135℃并保持30分后进行空冷
由此，本发明人得到示出y值与-20℃时的冲击值的关系的坐标图(图1)。如图1所示，y值超过2.6的钢在淬火回火后不具有足够的低温韧性。
mn含量与ni含量之比(z值)：1.5以上且3.0以下
在本实施方式涉及的钢中，mn含量与ni含量之比(z值)利用下式b定义。
z＝(mn)/(ni)……式b
在式b中，带有括号的符号表示该符号的元素以质量％为单位计的含量。
如上所述，ni提高钢的低温韧性。然而，在ni含量过剩，钢中的mn含量与ni含量之比(z值)小于1.5的情况下，残留奥氏体量增加，钢的低温韧性受损。另外，在z值超过3.0的情况下，固溶mn含量相对于ni含量变得过剩，由ni产生的低温韧性提高效果抵消而钢脆化，低温韧性下降。因此，将z值设为1.5以上且3.0以下。z值的上限值优选为2.9、2.8或2.7。z值的下限值优选为1.6、1.7或1.8。
本发明人通过以下说明的实验得到上述见解。本发明人对z值以外的特征全部在本实施方式的钢的规定范围内，而z值不同的各种钢，在以下条件下进行淬火回火，接着进行在-20℃的温度下的夏比冲击试验。
·淬火处理：将钢加热至900℃并保持30分后进行水冷
·回火处理：将钢加热至135℃并保持30分后进行空冷
由此，本发明人得到示出z值与-20℃时的冲击值的关系的坐标图(图2)。如图2所示，z值小于1.5或超过3.0的钢在淬火回火后不具有足够的低温韧性。
此外，钢中的aln的个数密度、粒径和分散状态等根据对钢进行的热处理(例如淬火回火等)的条件而变化。另外，在按上述方式控制al和n的含量的情况下，不论淬火回火之前的aln的状态如何，在为了使钢的抗拉强度为1200mpa以上而选择出的条件下进行淬火回火时aln有效发挥功能，提高钢的韧性。即，本实施方式涉及的钢的课题在于在对钢进行热处理以使抗拉强度成为1200mpa后，使钢的-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上，aln的状态控制对解决本实施方式涉及的钢的课题而言并不是必须的。因此，在本实施方式涉及的钢中，aln的状态没有特别规定。另外，本发明人进行实验的结果是，推定为：当将钢加热至850～900℃时，不论加热前的钢状态如何，aln均良好地析出，当冷却该状态下的钢时，利用aln使组织良好地微细化。
本实施方式涉及的钢即使在进行淬火回火以使抗拉强度为1200mpa以上，也能够将-20℃时的夏比冲击值保持为75j/cm2以上。因此，本实施方式涉及的钢尤其优选用作淬火用钢。
例如，若对本实施方式涉及的钢进行加热至900℃并保持30分后水冷的淬火处理，进而进行加热至135℃并保持30分的回火处理，则能够得到抗拉强度为1200mpa以上且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上的钢。在该淬火回火条件下进行热处理后的本实施方式涉及的钢中，渗碳体的平均粒径为0.05μm以下，马氏体块的平均尺寸为5.5μm以下，残留奥氏体的含量为5％以下。由于本实施方式涉及的钢含有0.08％以上的c，所以在该淬火回火条件下进行热处理的情况下具有1200mpa以上的抗拉强度。通常，在使钢的抗拉强度为1200mpa以上的情况下，低温韧性(尤其是低温韧性)受损。但是，由于本实施方式涉及的钢含有0.025～0.050％的al、0.0100～0.0200％的n和0.10～0.50％的mo，所以即使在该淬火回火条件下进行热处理的情况下，也使马氏体块和渗碳体充分地微细化，具有高的低温韧性。另外，由于本实施方式涉及的钢含有0.75～1.60％的ni，所以即使在该淬火回火条件下进行热处理的情况下，也具有高的低温韧性。过剩量的al和ni有可能损害低温韧性，但由于本实施方式的钢控制了al含量与n含量的的比率和ni含量与mn含量的比率，所以不会损害低温韧性。而且，由于本实施方式涉及的钢中，v含量限制在0.010％以下，ti含量限制在0.010％以下，且nb含量限制在0.005％以下，所以即使在该淬火回火条件下进行热处理的情况下，也可抑制夹杂物的析出，具有高的低温韧性。
此外，按照上述条件的淬火回火处理不过是本实施方式涉及的钢的用途的一例。能够根据目的对本实施方式涉及的钢进行任意条件下的热处理。另外，上述进行基于淬火回火条件的一例的热处理后的本实施方式涉及的钢的特征并不限定本实施方式涉及的钢的技术范围。本实施方式涉及的钢的课题是在进行热处理以使抗拉强度为1200mpa以上后，使-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上。为了解决该课题，如上所述，需要控制化学成分、al含量与n含量的比率和ni含量与mn含量的比率。但是，除此以外的结构例如热处理前的马氏体、渗碳体和残留奥氏体等的控制对解决本实施方式涉及的钢的课题并不是必须的。
由于本实施方式涉及的钢在淬火回火后具有高抗拉强度和优异的低温韧性，所以在用作海底石油挖掘钻井平台系泊用链条等的材料的情况下，能够发挥特别优异的效果。
实施例
以下利用实施例详细说明本发明。此外，这些实施例用于说明本发明的技术意义、效果，并不限定本发明的范围。
使用180kg真空熔炼炉，对表1所示的化学成分的钢进行熔炼并热锻，得到直径为86mm的圆棒钢。将该圆棒钢切断，进行加热至900℃并保持30分之后水冷的淬火处理，接着进行加热至135℃并保持30分的回火处理。该淬火条件和回火条件与在使用本发明钢制作链条时推荐的热处理条件相同。从该圆棒钢的c截面的1/4d部(圆棒钢的表面至圆棒钢的直径d的约1/4深度的区域)制作三个jis14a号抗拉试验片和四个jis4号v凹口夏比冲击试验片。抗拉试验依据jisz2241在常温下以20mm/分的速度实施。夏比冲击试验依据jisz2242在-20℃实施。
而且，从淬火回火后的圆棒钢的c截面的1/4d部切出10mm见方的样本，使用硝酸乙醇腐蚀液使样本的截面腐蚀，使用扫描型电子显微镜以5000倍的倍率拍摄5张样本截面的组织照片，通过使用了luzex(注册商标)的图像解析求出这些照片包含的渗碳体的平均粒径，并将其作为圆棒钢的渗碳体的平均粒径。另外，使用背向散射电子衍射图案进行晶体取向解析，将该解析中得到的、由取向差角15度以上的大角晶界包围的晶粒的面积加权平均圆等效直径作为圆棒钢的马氏体块的平均粒径。而且，用x射线衍射法测定圆棒钢的残留奥氏体量。
在表1-1、表1－2和表2中示出上述实验的结果。表1-1和表1-2示出实施例钢和比较例钢的化学成分，表2示出在上述条件下淬火回火后的实施例钢和比较例钢的抗拉强度、冲击值、渗碳体的平均粒径、马氏体块的平均尺寸和残留奥氏体量。在表1-2中，对在本发明的规定范围外的值附带下划线。
[表1-1]
[表1-2]
[表2]
化学成分在本发明的规定范围内的钢no.1～23的实施例在上述条件下淬火回火后，抗拉强度为1200mpa以上，且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上。钢no.1～23在上述条件下淬火回火后，渗碳体和马氏体块被微细化且残留奥氏体量减少。
与之相对，由于比较例no.24的c含量不足，所以在淬火回火后得不到需要的抗拉强度。由于比较例no.25的c含量过剩，所以在淬火回火后强度变得过度高，低温韧性不足。
比较例no.26的si含量过剩，比较例27的mn含量过剩，比较例34的cr含量过剩。由于这些过剩的si、mn和cr使钢的韧性下降，所以在淬火回火后，比较例26、27和34的低温韧性不足。
由于比较例no.28～33的v、ti和nb中的一种以上的含量过剩，所以由于vn、nbc或ti(c,n)带来的析出强化而使钢的韧性下降，在淬火回火后比较例no.28～33的低温韧性不足。
比较例no.35的ni含量不足，ni带来的低温韧性提高效果小，所以低温韧性不足。另一方面，比较例no.36的ni含量多，在淬火回火后残留奥氏体量增加，所以在淬火回火后低温韧性不足。
由于比较例no.37的mo含量不足，所以在淬火回火后，成为断裂起点的渗碳体变得粗大，并且马氏体组织(块尺寸)变得粗大，因此，低温韧性低。
由于比较例no.38的al含量不足，所以得不到足够的细晶效果，在淬火回火后马氏体组织(块尺寸)变得粗大，低温韧性不足。
由于比较例no.39的n含量过剩，所以在淬火回火后固溶n含量的增大，因此低温韧性不足。
由于比较例no.40～42的ca、zr或mg的含量过剩，所以这些元素使钢的韧性下降，在淬火回火后低温韧性不足。
比较例no.43～45、48、49的各合金元素的含量在规定范围内，但由于y值或z值超过规定范围，所以钢反而脆化，在淬火回火后低温韧性不足。
比较例no.46、47的各合金元素的含量在规定范围内，但由于y值小于规定范围，所以在淬火回火后残留奥氏体量增加，低温韧性不足。