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：1.00～3.00％、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％和mg：0～0.0100％，余量由fe和杂质构成，等效圆直径超过5μm的mn硫化物的个数密度为0～10个/mm2，等效圆直径为1.0～5.0μm的所述mn硫化物的平均纵横比为1.0以上且10.0以下。
(2)上述(1)记载的钢，以质量％为单位计，也可以含有v：0.010～0.300％。
(3)上述(1)或(2)记载的钢，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。
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)为了向淬火回火后的钢赋予1200mpa以上的抗拉强度，需要将钢的c含量设为0.08％以上。
(b)在钢含有ni、mo和nb的全部的情况下，钢的低温韧性得以改善。本发明人有如下见解：在钢含有ni、mo和nb的全部的情况下，钢的冲击值提高。认为这是因为在钢含有ni、mo和nb的全部的情况下，通常可能成为断裂起点的钢中的渗碳体被微细化直至不变为断裂起点的程度。另外，推定在钢含有ni、mo和nb的全部的情况下，由于马氏体组织的块尺寸变得微细，所以钢的延展性脆性转变温度下降，即使是低温也难以产生脆性断裂。
(c)本发明人有如下见解：通过减小可能成为断裂起点的mn硫化物的粒径和纵横比，从而提高钢的低温韧性。
基于以上见解，本发明人发现了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的钢的化学成分、夹杂物状态和制造方法。以下，对本实施方式的钢的具体形态进行说明。此外，本实施方式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，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，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，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具有确保钢材强度的作用，并且具有作为脱氧剂的作用。在si含量小于0.05％的情况下，不能充分地得到脱氧作用，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：1.00～3.00％
mn是确保期望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，将mn含量的下限值设为1.0％。另一方面，在mn含量过剩的情况下，由于钢的韧性下降，所以将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1.10％、1.20％或1.30％。
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，使钢的韧性下降为容许极限以上，所以将p的含量限制在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
s与p同样地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在钢中形成大量的mn硫化物，使钢的韧性下降。因此，将s含量限制为0.020％以下。在s含量为0.020％以下的情况下，mn硫化物的个数密度充分地降低，将钢的韧性保持为较高。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，将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，将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，将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，将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：0.75～3.20％
ni是对提高钢的韧性极其有效的元素，且是淬火回火后的拉伸强度为1200mpa以上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，难以充分地发挥其效果。另一方面，当ni含量超过3.20％时，韧性改善效果饱和。因此，将ni含量设为0.75～3.20％。ni含量的上限值优选为3.15％、3.10％或3.05％。ni含量的下限值优选为0.80％、0.85％或0.90％。
mo：0.10～0.50％
本发明人有如下见解：当在钢中与ni和nb一起含有mo的情况下，具有提高钢的低温韧性的效果。认为这是因为当在钢中与ni和nb同时含有mo的情况下，通常可能成为断裂起点的钢中的渗碳体被微细化直至不变为断裂起点的程度。另外，推定当在钢中与ni和nb同时含有mo的情况下，马氏体组织的块尺寸变得微细，所以钢的延展性脆性转变温度下降，即使是低温也难以产生脆性断裂。在mo含量小于0.10％的情况下，难以充分地发挥其效果。另一方面，当mo含量超过0.50％时，韧性改善效果饱和。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％。
nb：0.005～0.050％
当在钢中与ni和mo一起含有nb的情况下，具有提高钢的低温韧性的效果。认为这是因为当在钢中与ni和mo一起含有nb的情况下，通常可能成为断裂起点的钢中的渗碳体被微细化直至不变为断裂起点的程度。另外，推定当在钢中与ni和mo一起含有nb的情况下，马氏体组织的块尺寸变得微细，所以钢的延展性脆性转变温度下降，即使是低温也难以产生脆性断裂。在nb含量小于0.005％的情况下，难以充分地发挥其效果。另一方面，当nb含量超过0.050％时，韧性改善效果饱和。因此，将nb含量设为0.005～0.050％。nb含量的上限值优选为0.045％、0.040％或0.035％。nb含量的下限值优选为0.007％、0.010％或0.015％。
al：0.010～0.100％
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，使金属组织细晶化的作用。在al含量小于0.010％时，无法得到足够的细晶化效果，所以钢的韧性下降。另一方面，当在钢中使al含有超过0.100％时，aln的析出量饱和，钢中的氧化铝系非金属夹杂物增加，使钢的韧性下降。因此，将al含量设为0.010～0.100％。al含量的上限值优选为0.090％、0.070％或0.050％。al含量的下限值优选为0.012％、0.015％或0.018％。
n：0.0050～0.0150％
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0.0050％时，不能充分地发挥该作用。另一方面，当在钢中使n含有超过0.0150％时，固溶n增大，使钢的韧性降低。因此，将n含量设为0.0050～0.0150％。n含量的上限值优选为0.0140％、0.0130％或0.0120％。n含量的下限值优选为0.0055％、0.0060％或0.0065％。
v：0～0.300％
本实施方式的钢不需要v。因此将v含量的下限值是0％。然而，在v作为vn析出的情况下，对金属组织的晶粒度进行调整，具有使金属组织细晶化的作用。因此，作为可选元素，也可以使v含有0.010％以上、0.020％以上或0.030％以上。另一方面，当在钢中使v含有超过0.300％时，在淬火时的加热时粗大的vn残存在钢中，该粗大vn使淬火回火后的钢的韧性下降。因此，将v含量设为0.300％以下。v含量的上限值优选为0.250％以下、0.200％或0.150％。
选自ca：0～0.0100％、zr：0～0.0100％以下和mg：0～0.0100％中的一种以上
本实施方式的钢不需要ca、zr和mg。因此v含量的下限值是0％。然而ca、zr和mg均具有形成氧化物而成为mns的结晶核，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。
接着，说明本实施方式的钢的夹杂物状态的限定理由。
等效圆直径超过5μm的mn硫化物的个数密度为0～10个/mm2
由于等效圆直径超过5μm的mn硫化物(以下称为“粗大mn硫化物”)使钢的低温韧性大大下降，所以优选将粗大mn硫化物的个数密度实质上设为0个/mm2。因此，粗大mn硫化物的个数密度的下限值为0个/mm2。然而，如果个数密度为10个/mm2以下，则低温韧性严格上不会受损。因此，粗大mn硫化物的个数密度的上限值设为10个/mm2。粗大mn硫化物的个数密度的上限值优选为9个/mm2、8个/mm2或7个/mm2。
等效圆直径为1.0～5.0μm的mn硫化物的平均纵横比为1.0以上且10.0以下
等效圆直径为1.0～5.0μm的mn硫化物(以下称为“微细mn硫化物”)与粗大mn硫化物相比对钢韧性带来的不良影响少。然而，能够通过将mn硫化物的长径除以mn硫化物的短径而算出的mn硫化物的纵横比过大微细mn硫化物与粗大mn硫化物同样地成为断裂起点而能够使钢的韧性下降。本发明人有如下见解：如果使微细mn硫化物的平均纵横比为10.0以下，则能够使微细mn硫化物基本无害化。微细mn硫化物的平均纵横比的优选上限值为9.0、7.5或6.0。在微细mn硫化物的长径与短径相等的情况下，由于微细mn硫化物的纵横比为1.0，所以将微细mn硫化物的平均纵横比的下限设为1.0。
使可能成为断裂起点的mn硫化物微细分散且使其纵横比下降对改善钢的低温韧性极其有效。另外，由于mn硫化物的状态在通常条件下进行的淬火回火的前后不发生变化，所以如果在淬火回火前如上述那样控制mn硫化物的状态，则在淬火回火后也可维持mn硫化物的状态，能够得到上述效果。
此外，在本实施方式的钢中，不需要限定微细mn硫化物的个数密度。极其大量的微细mn硫化物有可能损害钢的韧性，但如果s含量在上述范围内，则微细mn硫化物的个数密度不会增大至损害钢韧性的程度。而且，在本实施方式的钢中，由于等效圆直径小于1.0μm的mn硫化物(以下称为“超微细mn硫化物”)不变为断裂起点，所以超微细mn硫化物的纵横比和个数密度没有特别规定。而且，在本实施方式的钢中，由于mn硫化物(粗大mn硫化物和微细mn硫化物)大致均匀地分散，所以规定mn硫化物的状态的位置没有特别限定。
mn硫化物的状态的确定方法如下。首先，对钢的截面进行镜面研磨，接着在截面的任意十处以上拍摄倍率1000倍的光学显微镜照片。通过例如使用luzex(注册商标)等图像解析软件对由此得到的10张照片进行处理，能够求出钢包含的mn硫化物的状态、即粗大mn硫化物的个数密度和微细mn硫化物的平均纵横比。在本实施方式的钢中，mn硫化物在加工方向上延伸。例如，在对钢进行热轧的情况下，mn硫化物在热轧方向上延伸。因此，拍摄光学显微镜照片的截面需要与加工方向(例如热轧方向)平行地形成。另一方面，在本实施方式的钢中，由于mn硫化物大致均匀地分散，所以拍摄光学显微镜照片的部位没有特别规定。
接着，说明本实施方式的钢的制造方法。
本实施方式的钢的制造方法具备：对具有本实施方式的钢的化学成分的钢水进行连铸而得到铸片的工序、和对铸片进行两次以上的均热扩散处理的工序。对钢水进行连铸的工序的条件没有特别限定。在对铸片进行均热扩散处理的工序中，首先，铸片被加热至1300℃～1350℃的温度范围内，接着铸片的温度在该温度范围内被保持300～18000秒，进而将铸片冷却至900℃以下。另外，将均热扩散处理进行两次以上。
(均热扩散处理工序)
为了使铸片包含的mn硫化物微细分散而进行均热扩散处理。在连铸时，在铸片中粗大mn硫化物结晶。通过将铸片加热至1300～1350℃的温度范围内，并在该温度范围内保持300～18000秒，从而该粗大mn硫化物被固溶化，通过将铸片冷却至900℃以下，从而析出mn硫化物。由于固溶化和析出，所以mn硫化物被微细化。
在铸片的保持温度小于1300℃的情况和铸片的温度保持时间小于300秒的情况下，mn硫化物没有被充分地固溶化。另外，在均热扩散处理仅进行一次的情况下，mn硫化物没有被充分地微细化。为了将钢的mn硫化物的分散状态设在上述范围内，需要将上述条件的均热扩散处理进行两次以上。在使铸片的冷却停止温度超过900℃并开始接下来的均热扩散处理的情况下，mn硫化物在冷却时不析出，所以mn硫化物的微细化不充分。
此外，在铸片的加热温度超过1350℃的情况下，铸片的延展性下降，引起开裂的问题。另外，在铸片的加热时间超过18000秒的情况下，若考虑经济性则不优选。
之后，能够对利用上述处理使mn硫化物充分地微细化的铸片进行任意的加工和热处理。例如，对该铸片进行分块轧制和热轧使其成为棒钢，对该该棒钢进行链条加工，从而能够得到链条。另外，在进行链条加工时或进行链条加工后，能够对链条进行淬火回火。推定由于利用上述方法得到的铸片包含的mn硫化物被充分地微细化，所以利用在通常条件下进行的分块轧制、热轧、链条加工和淬火回火，铸片所包含的微细mn硫化物不会成为上述规定范围外。
本实施方式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，本实施方式的钢尤其优选用作淬火回火用钢。
例如，若对本实施方式的钢进行加热至900℃并保持30分后再水冷的淬火处理，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的钢中，等效圆直径超过5μm的mn硫化物的个数密度为0～10个/mm2，等效圆直径为1.0～5.0μm的所述mn硫化物的平均纵横比为1.0以上且10.0以下，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。由于本实施方式的钢含有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，由于本实施方式的钢含有0.75～3.20％的ni、0.10～0.50％的mo和0.005～0.050％的nb，所以即使该淬火回火条件下进行热处理的情况下，也可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，在该淬火回火条件下进行热处理后的本实施方式的钢与淬火回火前的本实施方式的钢相同，等效圆直径超过5μm的mn硫化物的个数密度为0～10个/mm2，等效圆直径为1.0～5.0μm的所述mn硫化物的平均纵横比为1.0以上且10.0以下，所以具有高的低温韧性。
此外，上述条件的淬火回火仅为本实施方式的钢的用途的一例。能够根据目的对本实施方式的钢进行任意条件下的热处理。另外，上述的、进行基于淬火回火条件的一例的热处理后的本实施方式的钢的特征并不限定本实施方式的钢的技术范围。本实施方式的钢的课题是在进行热处理以使抗拉强度成为1200mpa后，使-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上。为了解决该课题，需要如上述那样控制热处理前的化学成分和mn硫化物状态。但是，这是因为，除此以外的结构例如热处理前的马氏体和渗碳体的状态等的控制对解决本实施方式的钢的课题并不是必要的。
另外，通常条件下的淬火回火不对mn硫化物状态带来影响。因此，推定在淬火回火后的钢的mn硫化物状态位于上述规定范围内的情况下，该钢的淬火回火前的mn硫化物状态也在上述规定范围内。
本实施方式的钢在用作需要高拉伸强度和高的低温韧性的海底石油挖掘钻井平台系泊用链条等材料的情况下，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。
实施例1
对表1所示的化学组成的钢a进行连铸而得到铸片，接着对铸片进行一次或两次以上的均热扩散处理工序，进而对铸片进行分块轧制工序，从而得到162mm见方的轧制坯料。在表2中示出均热扩散处理条件和均热扩散处理次数。之后，对轧制坯料进行热轧，形成直径为86mm的圆棒钢。接着，将圆棒钢切断，在进行加热至900℃并保持30分再水冷的淬火处理后，进行加热至135℃并保持30分的回火处理，从而得到圆棒钢no.a1～a5。该淬火条件和回火条件与在使用本发明钢制造链条时推荐的热处理条件相同。
从淬火回火后的圆棒钢no.a1～a5各自的c截面的1/4d部(圆棒钢的表面至圆棒钢的直径d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no.a1～a5各自的c截面的1/4d部切出10mm见方的样本，在与轧制方向平行的截面中观察钢的组织和夹杂物的状态。为了观察位于钢中的mn硫化物，在将截面镜面研磨后，使用光学显微镜拍摄10张倍率为1000倍的组织照片，通过图像解析(luzex(注册商标))求出这些照片包含的mn硫化物的等效圆直径和纵横比。另外，为了观察位于钢中的渗碳体，用硝酸乙醇腐蚀液进行截面腐蚀，使用扫描型电子显微镜拍摄5张倍率为5000倍的组织照片，通过图像解析(luzex(注册商标))求出这些照片包含的渗碳体的平均粒径。而且，对样本进行使用后方散射电子束衍射图案的晶体取向解析，将用该解析得到的、由取向差角为15度以上的大角晶界包围的晶粒的面积加权平均等效圆直径设为马氏体块的平均粒径。
在表1和表2中示出上述实验结果。表1示出钢a的化学成分(即no.a1～no.a5的钢的化学成分)。表2示出制造no.a1～no.a5的钢时的扩散均热处理条件和扩散均热处理次数、在上述条件下进行淬火回火后的no.a1～no.a5的钢的等效圆直径1.0～5.0μm的mn硫化物的平均纵横比、等效圆直径超过5.0μm的mn硫化物的个数密度、抗拉强度、冲击值、渗碳体的平均粒径和马氏体块的平均尺寸。在表2中，对在本发明的规定范围外的值标注下划线。此外，由于上述条件下的淬火回火不对mn硫化物的状态带来影响，所以表2公开的淬火回火后的no.a1～no.a5的钢的mn硫化物的状态与淬火回火前的no.a1～no.a5的钢相等。
如表1和表2所示，由于本发明例的no.a1和a2的钢的化学组成和制造条件适当，所以mn硫化物的形态在本发明的规定范围内。由此，no.a1和a2的钢在淬火回火后为抗拉强度1200mpa以上，且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上。与之相对，作为比较例的no.a3～a5钢的制造条件不适当，所以产生mn硫化物的粗大化或mn硫化物的纵横比的增大，淬火回火后的低温韧性不足。
实施例2
对表3所示的化学组成的钢b～ah进行连铸而得到铸片，接着对铸片进行两次保持温度为1300℃且保持时间为7200秒的均热扩散处理，进而对铸片进行分块轧制，从而得到162mm见方的轧制坯料。之后，对轧制坯料进行热轧，得到直径为86mm的圆棒钢。接着，将这些圆棒钢切断，在进行加热至900℃并保持30分再水冷的淬火处理后，进行加热至135℃并保持30分的回火处理，得到圆棒钢no.b～ah。该淬火条件和回火条件与在使用本发明钢制造链条时推荐的热处理条件相同。
从淬火回火后的圆棒钢no.b～ah各自的c截面的1/4d部制造三个jis14a号抗拉试验片、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no.b～ah各自的c截面的1/4d部切出10mm见方的样本，在与轧制方向平行的截面中观察钢的组织和夹杂物的状态。为了观察位于钢中的mn硫化物，在将截面镜面研磨后，使用光学显微镜拍摄10张倍率为1000倍的组织照片，通过图像解析(luzex(注册商标))求出这些照片包含的mn硫化物的等效圆直径和纵横比。另外，为了观察位于钢中的渗碳体，用硝酸乙醇腐蚀液进行截面腐蚀，使用扫描型电子显微镜拍摄5张倍率为5000倍的组织照片，通过图像解析(luzex(注册商标))求出这些照片包含的渗碳体的平均粒径。而且，对样本进行使用后方散射电子束衍射图案的晶体取向解析，将用该解析得到的、由取向差角为15度以上的大角晶界包围的晶粒的面积加权平均等效圆直径设为马氏体块的平均粒径。
在表3和表4中示出上述实验结果。表3示出no.b～ah的钢的化学成分。表4示出在上述条件下进行淬火回火后的no.b～ah的钢的等效圆直径为1.0～5.0μm的mn硫化物的平均纵横比、等效圆直径超过5.0μm的mn硫化物的个数密度、抗拉强度、冲击值、渗碳体的平均粒径和马氏体块的平均尺寸。在表3和表4中，对本发明规定范围外的值标注下划线。此外，由于上述条件下的淬火回火不对mn硫化物的状态带来影响，所以表4公开的淬火回火后的no.b～ah的钢的mn硫化物的状态与淬火回火前的no.b～ah的钢相等。
表3
表4
如表3和表4所示，本发明例的no.b～u的钢的化学组成和mn硫化物的状态均在本发明的规定范围内。由此，no.b～u的钢在淬火回火后抗拉强度成为1200mpa以上且-20℃时的夏比冲击值为75j/cm2以上。
与之相对，在作为比较例的no.v、w、x、y、z和aa的钢中，由于mo、nb和ni中的一种以上的含量不足或不含有，所以在淬火回火后成为断裂起点的渗碳体变得粗大，进而马氏体块的平均尺寸变得粗大，低温韧性不足。
由于作为比较例的no.ab的钢的c含量不足，所以在淬火回火后得不到所需的抗拉强度。另一方面，由于作为比较例的no.ac的钢的c含量过剩，所以强度变得过度高，在淬火回火后低温韧性不足。
作为比较例的no.ad的钢的si含量过剩，no.ae的钢的mn含量过剩。由于这些过剩的si或mn使钢的韧性下降，所以淬火回火后的no.ad和no.ae的钢的低温韧性不足。
由于作为比较例的no.af的钢的cr含量不足，所以得不到足够的淬火性，在淬火回火后低温韧性不足。
由于作为比较例的no.ag的钢的s含量过剩，所以形成过剩量的mn硫化物，在淬火回火后低温韧性不足。由于作为比较例的no.ah的钢的n含量过剩，所以固溶n含量变得过剩，在淬火回火后低温韧性不足。