CN105814225B - 船舶用钢锻件 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种船舶用钢锻件，其具有如下组成：作为基本成分含有C：0.13质量％以上且0.25质量％以下、Si：0.15质量％以上且0.45质量％以下、Mn：0.3质量％以上且1.0质量％以下、Ni：1.2质量％以上且2.6质量％以下、Cr：0.4质量％以上且0.9质量％以下、Mo：0.15质量％以上且0.8质量％以下、V：0.05质量％以上且0.15质量％以下、N：大于0质量％且0.02质量％以下、S：0.002质量％以上且0.015质量％以下、Ti和Al中的1种以上的元素：共计0.003质量％以上且0.05质量％以下，余部为Fe和不可避免的杂质，且满足14×(Ti/48+Al/27)≥N，并且，金属组织为铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，在表面的铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率为70％以下。

Description

船舶用钢锻件

技术领域

本发明涉及船舶用钢锻件。

背景技术

从降低船舶的燃料消耗的观点考虑，船舶用构件需要轻量化，因此船舶用构件中所用的钢材被要求高强度化。一般而言，钢材的高强度化可以通过在热处理步骤中加快奥氏体化后的冷却而生成硬质的贝氏体和/或马氏体来实现。但是，在重量为数吨至数十吨的大型厚壁构件的情况下，如果为了奥氏体化后的骤冷而进行水冷，则由于冷却时的热应力和/或相变应力而可能导致产生裂纹。因此，奥氏体化后的冷却不得不采用冷却速度较慢的空气冷却，以使大型厚壁构件难以获得高强度。

相对于此，作为高强度的大型厚壁构件，开发了：(1)一种铸钢件，其通过将合金元素添加量控制在适当范围，从而即使在空气冷却等冷却速度较慢的情况下也提高淬透性，以便实现高强度化(参照日本专利公报第3509634号和日本专利公报第5229823号)；(2)一种钢锻件，其关注于控制非金属夹杂物，为了降低非金属夹杂物而降低S含量，从而实现优异的疲劳强度(参照日本专利公开公报特开2009-91649号)。

但是，上述(1)的铸钢件因铸造而不可避免地存在微缩孔等铸造缺陷，难以实现理想的疲劳强度。此外，上述(1)的铸钢件通过进行锻造而可以降低铸造缺陷，但是其结晶粒径与铸钢件的结晶粒径相比变得更微细。众所周知，如果结晶粒径变小则钢的淬透性降低，因此即使将上述(1)的控制适用于钢锻件也难以获得充分的强度。

另一方面，钢锻件具有越是为大型构件则钢块内部的偏析越是显著而氢在偏析部浓缩的趋势。如果如上述(2)的钢锻件那样降低S含量，则疲劳强度得到提高，但是作为氢捕集位点的MnS量减少，因而在氢浓缩的偏析部中容易产生氢裂纹。故此，上述(2)的钢锻件也难以适用于大型构件。

本发明是基于如上述的状况而完成的发明，其目的在于：提供一种具有高强度而且适合用于大型厚壁构件的船舶用钢锻件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利公报第3509634号

专利文献2：日本专利公报第5229823号

专利文献3：日本专利公开公报特开2009-91649号

发明内容

本发明一个方面涉及船舶用钢锻件，其具有如下组成：作为基本成分含有C(碳)：0.13质量％以上且0.25质量％以下、Si(硅)：0.15质量％以上且0.45质量％以下、Mn(锰)：0.3质量％以上且1.0质量％以下、Ni(镍)：1.2质量％以上且2.6质量％以下、Cr(铬)：0.4质量％以上且0.9质量％以下、Mo(钼)：0.15质量％以上且0.8质量％以下、V(钒)：0.05质量％以上且0.15质量％以下、N(氮)：大于0质量％且0.02质量％以下、S(硫)：0.002质量％以上且0.015质量％以下、Ti(钛)和Al(铝)中的1种以上的元素：共计0.003质量％以上且0.05质量％以下，余部为Fe和不可避免的杂质，且满足下述式(1)，并且，金属组织为铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，在表面的铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率为70％以下。

14×(Ti/48+Al/27)≥N (1)

附图说明

图1是表示实施例中的V含量与抗拉强度的关系的图。

图2是表示实施例中的铁素体和珠光体的面积比率与抗拉强度的关系的图。

具体实施方式

本发明的船舶用钢锻件的特征在于，其具有如下组成：作为基本成分含有C(碳)：0.13质量％以上且0.25质量％以下、Si(硅)：0.15质量％以上且0.45质量％以下、Mn(锰)：0.3质量％以上且1.0质量％以下、Ni(镍)：1.2质量％以上且2.6质量％以下、Cr(铬)：0.4质量％以上且0.9质量％以下、Mo(钼)：0.15质量％以上且0.8质量％以下、V(钒)：0.05质量％以上且0.15质量％以下、N(氮)：大于0质量％且0.02质量％以下、S(硫)：0.002质量％以上且0.015质量％以下、Ti(钛)和Al(铝)中的1种以上的元素：共计0.003质量％以上且0.05质量％以下，余部为Fe(铁)和不可避免的杂质，且满足下述式(1)，并且，金属组织为铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，在表面的铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率为70％以下。

14×(Ti/48+Al/27)≥N (1)

通过使钢材各组成含量设为上述范围且满足上述式(1)并且使金属组织设为铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织而且使在表面的铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率设为上述上限以下，从而在热处理步骤中不加快奥氏体化后的冷却速度也可以确保充分的强度。此外，该船舶用钢锻件通过使钢材的组成满足上述式(1)，从而利用与氮(N)亲和性高的钛(Ti)或铝(Al)来固定氮(N)而抑制钒氮化物(以下简称为V氮化物)的生成。也就是说，由于与氮(N)结合而被消耗的钒(V)量减少，因此可以抑制钒碳化物(以下简称为V碳化物)的减少，即使在奥氏体化后的冷却速度较慢的情况下，因钒碳化物的析出强化能力(冷却中在相变的同时使硬质粒子析出的能力)而使该船舶用钢锻件的强度得到提高。

本发明的船舶用钢锻件具有高强度而且适合用于大型厚壁构件。

以下对于本发明的船舶用钢锻件的实施方式进行说明。

＜金属组织＞

本实施方式的船舶用钢锻件的金属组织是铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，在表面的铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率为70％以下。如果铁素体组织和珠光体组织变多，则难以确保充分的强度。因此，这样使金属组织设为铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，使铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率设为上述上限以下，从而该船舶用钢锻件具有高强度。应予说明，作为铁素体组织和珠光体组织的面积比率的测定方法，例如可如下进行：从钢锻件切出微观组织观察用的试验片，将该试验片的平行面沿锻造延伸方向进行镜面抛光，用硝酸乙醇进行腐蚀并且用光学显微镜进行观察。

＜组成＞

本实施方式的船舶用钢锻件具有如下组成：作为基本成分含有C：0.13质量％以上且0.25质量％以下、Si：0.15质量％以上且0.45质量％以下、Mn：0.3质量％以上且1.0质量％以下、Ni：1.2质量％以上且2.6质量％以下、Cr：0.4质量％以上且0.9质量％以下、Mo：0.15质量％以上且0.8质量％以下、V：0.05质量％以上且0.15质量％以下、N：大于0质量％且0.02质量％以下、S：0.002质量％以上且0.015质量％以下、Ti和Al中的1种以上的元素：共计0.003质量％以上且0.05质量％以下，余部为Fe和不可避免的杂质，而且满足下述式(1)。

14×(Ti/48+Al/27)≥N···(1)

本实施方式中，船舶用钢锻件的C含量的下限为0.13质量％，优选为0.15质量％。另一方面，船舶用钢锻件的C含量的上限为0.25质量％，优选为0.23质量％。如果船舶用钢锻件的C含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的淬透性和强度。反之，如果船舶用钢锻件的C含量大于上述上限，则焊接裂纹的敏感性变高，容易产生焊接裂纹。通过使船舶用钢锻件的C含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的淬透性和强度。

本实施方式的船舶用钢锻件中，Si含量的下限为0.15质量％，优选为0.16质量％。另一方面，所述Si含量的上限为0.45质量％，优选为0.30质量％。如果所述Si含量小于上述下限，则有可能脱氧不够充分或有可能确保不了强度。反之，如果所述Si含量大于上述上限，则有可能促进倒V形偏析。通过使所述Si含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的强度。

本实施方式的船舶用钢锻件中，Mn含量的下限为0.3质量％，优选为0.31质量％。另一方面，所述Mn含量的上限为1.0质量％，优选为0.95质量％。如果所述Mn含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的强度和淬透性。反之，如果所述Mn含量大于上述上限，则有可能促进回火脆化或有可能损害焊接性。通过使所述Mn含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的淬透性、强度和焊接性。

本实施方式的船舶用钢锻件中，Ni含量的下限为1.2质量％，优选为1.4质量％。另一方面，所述Ni含量的上限为2.6质量％，优选为2.5质量％。如果所述Ni含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的强度和淬透性。如果所述Ni含量大于上述上限，则强度和淬透性提高效果达到顶点，而且因Ni为高价的元素而使制造成本增大，故此从工业角度考虑不宜。通过使所述Ni含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的淬透性和强度。

本实施方式的船舶用钢锻件中，Cr含量的下限为0.4质量％，优选为0.41质量％。另一方面，所述Cr含量的上限为0.9质量％，优选为0.85质量％。如果所述Cr含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的淬透性和抗回火软化性。反之，如果所述Cr含量大于上述上限，则有可能焊接性降低或有可能促进倒V形偏析。通过使所述Cr含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的淬透性、抗回火软化性和焊接性。

本实施方式的船舶用钢锻件中，Mo含量的下限为0.15质量％。另一方面，所述Mo含量的上限为0.8质量％，优选为0.7质量％。如果所述Mo含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的淬透性和抗回火软化性。反之，如果所述Mo含量大于上述上限，则有可能焊接性能降低或有可能促进钢块中的微观偏析或者有可能容易产生重力偏析。通过使所述Mo含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的淬透性、抗回火软化性和焊接性。

V是形成微细的V碳化物并且通过析出强化来提高强度的元素。奥氏体化后的冷却在如空气冷却那样较慢的情况下，生成软质的铁素体而使强度降低，但通过使V碳化物在铁素体中析出，来可以使软质的铁素体变得硬化，从而可以提高强度。

本实施方式的船舶用钢锻件中，V含量的下限为0.05质量％，所述V含量的上限为0.15质量％。如果所述V含量小于上述下限，则强度变得不充分。反之，如果所述V含量大于上述上限，则强度提高效果变小，而且有可能损害焊接性。通过使所述V含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的强度和焊接性。

N与钢中的V结合而生成V氮化物。V氮化物与V碳化物相比溶解温度更高，因此在奥氏体化时有时未固溶而残存，使得由碳化物析出而带来的析出强化能力降低。故此期望N含量较低。但是，N作为不可避免的杂质而混入钢中，无法将N含量控制为0。因此，本实施方式的船舶用钢锻件的N含量的下限大于0质量％。另一方面，所述N含量的上限为0.02质量％，优选为0.015质量％，更优选为0.012质量％。如果所述N含量大于上述上限，则有可能析出强化能力降低而确保不了充分的强度。通过使所述N含量设为上述范围，可以适当地确保船舶用钢锻件的强度。

本实施方式的船舶用钢锻件中，S含量的下限为0.002质量％，优选为0.003质量％。另一方面，本实施方式的船舶用钢锻件的V含量的上限为0.015质量％，优选为0.01质量％。S在钢中与Mn结合而形成MnS，MnS成为钢中的氢捕集位点来防止氢裂纹。因此，如果所述S含量小于上述下限，则有可能产生氢裂纹。反之，如果所述S含量大于上述上限，则有可能垂直于主锻造方向的方向上的延性和韧性降低。通过使所述S含量设为上述范围，可以适当地防止船舶用钢锻件的氢裂纹。

本实施方式的船舶用钢锻件中，Ti和Al中的1种以上的元素的总含量的下限为0.003质量％，优选为0.005质量％。另一方面，所述Ti和Al的总含量的上限为0.05质量％，优选为0.045质量％。为了充分地发挥由V碳化物带来的析出强化能力，必须抑制V氮化物的生成，通过添加与N的亲和力高于V的Ti和/或Al，从而可以固定N，可以抑制V氮化物的生成。因此，如果所述Ti和Al的总含量小于上述下限，则不能够充分地抑制V氮化物的生成。另一方面，Ti和Al还会与其它元素结合，因此如果所述Ti和Al的总含量大于上述上限，则有可能生成非金属夹杂物或金属间化合物而成为内部缺陷。通过使所述Ti和Al的总含量设为上述范围，可以充分地发挥由V碳化物带来的析出强化能力，从而可以适当地确保船舶用钢锻件的强度。

除了上述基本成分以外，本实施方式的船舶用钢锻件作为余部含有Fe和不可避免的杂质。此外，作为不可避免的杂质，允许根据例如原料、器材、制造设备等的状况而携入的P(磷)、Sn(锡)、As(砷)、Pb(铅)等元素的混入。此外，进一步积极地含有其它元素也是有效的，根据所含的元素的种类来进一步改善锻钢材的特性。

本实施方式的船舶用钢锻件中，作为不可避免的杂质的P的含量上限优选为0.1质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.01质量％。如果所述P含量大于上述上限，则有可能促进由晶界偏析带来的晶界断裂。

＜各组成的关系式＞

本实施方式的船舶用钢锻件中，各元素的含量满足下述式(1)。

14×(Ti/48+Al/27)≥N (1)

上述式(1)的左边表示以TiN和AlN的化学计量来消耗的N量。如上述式(1)所示，如果该消耗的N量为N含量以上，则N全部以TiN和AlN的形式被消耗，可以抑制V氮化物的生成，可以充分地发挥由V碳化物带来的析出强化能力。

此外，本实施方式的船舶用钢锻件中，各元素的含量优选满足下述式(2)。

C+Mn/6+Ni/15+(Cr+Mo+V)/5≤0.8 (2)

上述式(2)的左边是将合金元素对钢的硬化性和焊接性产生的影响换算为碳量的碳当量(Ceq：equivalent carbon content)，将其用作钢材焊接性的指标(例如参照日本专利公报第3863413号)。如果Ceq变大，则焊接热影响区(HAZ：Heat-Affected Zone)的硬度变高而促进裂纹产生。通常已知Ceq与HAZ最高硬度相关，Ceq较高时，需要提高焊接时的预热温度。但是，在本实施方式的船舶用钢锻件为大型钢锻件的情况下，预热到高温较难，因此将Ceq(该Ceq作为在预热温度50℃以下能够用来进行焊接的焊接性指数)设为0.8以下。藉此，本实施方式的船舶用钢锻件焊接性优异，可以合适地用作需要实施焊接的钢锻件。

＜机械性质＞

本实施方式的船舶用钢锻件的抗拉强度(TS)的下限优选为600MPa。如果所述抗拉强度为上述下限以上，则可以满足船舶用大型厚壁构件所要求的强度。抗拉强度的评价例如可以通过按照JIS-Z2241(1998)的拉伸试验来进行。

本实施方式的船舶用钢锻件的0.2％屈服应力(YS)的下限优选为400MPa。如果该船舶用钢锻件的0.2％屈服应力为上述下限以上，则可以满足船舶用大型厚壁构件所要求的强度。0.2％屈服应力的评价例如可以通过按照JIS-Z2241(1998)的拉伸试验来进行。

＜制造方法＞

本实施方式的船舶用钢锻件，例如可以通过如下所述的熔化步骤、铸造步骤、加热步骤、锻造步骤以及热处理步骤来制得。

(熔化步骤)

熔化步骤中，首先使用高频熔化炉、电炉、转炉等，将调整为上述所定组成的钢而进行熔化。然后，对成分调整后的熔化的钢实施真空处理，除去O(氧)、H(氢)等气体成分或杂质元素。

(铸造步骤)

铸造步骤中，在制造大型锻造用钢的情况下，主要采用钢锭(钢块)铸造。在制造较小型的钢锻件的情况下，也可以采用连续铸造法。

(加热步骤)

加热步骤中，在所定温度下加热钢块所定时间。若为低温则材料的变形抗力增大，因此为了在材料的可变形性良好的范围内进行加工，将加热温度设为1150℃以上。此外，为了使钢块的表面与内部的温度均匀，需要所定的加热时间，将加热时间设为3小时以上。通常被认为加热时间与被加工物的直径的平方成比例，越是大型材则加热保持时间越长。

(锻造步骤)

锻造步骤中，对在加热步骤中加热至1150℃以上的温度的钢块进行锻造。为了压接渣孔、微缩孔等铸造缺陷，锻造成形比优选为3S以上。

(热处理步骤)

本实施方式中，船舶用钢锻件的构成通过不仅适当地控制化学组成而且适当地控制微观组织来达成，因此为了获得所定的微观组织而实施热处理。在热处理步骤中，进行正火处理后，进行回火处理。正火处理中，首先进行奥氏体化处理，在奥氏体化处理后进行冷却处理。

在正火处理中，首先进行钢材的奥氏体化。奥氏体化是以升温速度30～70℃/hr缓慢加热至Ac3相变点(830℃)以上，并且保持所定时间(例如1小时以上)而进行。从抑制旧奥氏体晶粒粗大化的观点考虑，奥氏体化处理优选在940℃以下进行。应予说明，在大型件的情况下，加热时在材料的内外产生温度差，因此缓慢加热至奥氏体化温度，为了使钢材的表面与内部的温度均匀，需要保持所定时间。该保持时间取决于钢材直径，越是大型材则需要越长的保持时间。

在正火处理中，其后，即：通过奥氏体化而使钢材的温度成为均质后，将钢材冷却。在重量为数吨至数十吨的大型厚壁构件的情况下，如果进行水冷则由于冷却时的热应力或相变应力而导致产生裂纹，因此奥氏体化后的冷却优选采用比水冷更慢的空气冷却等方法进行冷却。空气冷却中的冷却速度根据直径D(mm)而不同，例如D/4位置中的空气冷却的冷却速度，在φ200mm的情况下为约300℃/hr，在φ500mm的情况下为约150℃/hr，在φ1000mm的情况下为约70℃/hr。此外，为了使相变完全结束，将钢材冷却至200℃以下。在冷却不充分的情况下，残存未相变的残余奥氏体，该残余奥氏体成为特性不均的原因。

上述冷却后，进行回火处理从而得到该船舶用钢锻件。钢材的回火是以升温速度30～70℃/hr缓慢加热至所定的温度，并且保持所定时间(例如5～20小时)而进行。为了调节强度、延性和韧性的平衡，且为了除去相变中产生的内应力(残余应力)，在550℃以上进行回火。但是，如果为高温则由于碳化物的粗大化、位错组织的回复等而使钢材软化，导致确保不了充分的强度，因此在650℃以下进行回火。

＜机械加工＞

根据需要，在热处理后实施精机械加工(该精机械加工包括磨削本实施方式的船舶用钢锻件表层的至少一部分的加工)，由此可以成为船舶用的钢材。

实施例

以下通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的限定。

[试验试样的制作]

将具有表1所示组成的钢A～P进行了熔化。钢A、B、C、E、F、G、H、I、J、K、M用高频熔化炉进行了熔化，钢D、L、N、O、P用真空熔化炉进行了熔化，并且分别铸造成20～150kg的钢锭(钢块)。将所得钢块在1230℃下加热3小时后，将锻造成形比设为3S～6S进行了热锻延伸，并且在大气中进行了放冷直至室温。然后，从各锻造延伸材切出了20mm×20mm×150mm的试验片。对于该切出的试验片，进行了用以确保机械特性的热处理(正火处理和回火处理)。对于正火条件，实施了模拟如舵杆、中间轴之类的大型钢锻件的加热速度和冷却速度的热处理。具体而言，使用小型热处理炉以40℃/hr升温至奥氏体化温度(850～920℃)，在该温度下保持了1小时以上。然后，以在800～500℃的温度范围内的平均冷却速度为30～300℃/hr的方式进行了冷却。作为回火处理，在580～640℃下保持10小时以上后进行了炉冷。由此制作了表2所示的实施例1～19和比较例1～8的钢锻件的试验试样。

应予说明，表1中“-”表示检测限以下。钢A～P是均考虑焊接性而以将上述式(2)的左边所示的碳当量Ceq成为0.8以下的方式进行了成分设计的钢。此外，表2中的“N－14×(Ti/48+Al/27)”是由N含量减去上述式(1)的左边而得的值，表示没有被Ti或Al消耗而残存的N量，如果该值为0以下，则可以说N全部作为TiN和/或AlN被消耗。

(实施例1～19)

实施例1～19的试验试样是使用了C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、N、S、Ti、Al的含量在本发明的范围内而且满足上述式(1)的钢A～J，根据上述的制作方法制成的试样。实施例6～8的试验试样是使用了相同组成的钢F，如表2所示那样使正火处理中的冷却速度不同而制作的试样。同样地，实施例9～12、实施例13～15、实施例16～18的试验试样也是分别使用了相同组成的钢G、H、I，使正火处理中的冷却速度不同而制作的试样。

(比较例1、2)

比较例1和2的试验试样是使用了C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、N、S、Ti、Al的含量在本发明的范围内的钢E、F而制作的试样，但正火处理中的冷却速度较慢，生成了较多铁素体组织或珠光体组织的试样。

(比较例3～5、7、8)

比较例3～5、7、8的试验试样是使用了C、Ni、Cr、Mo、V中的至少任一种的含量在本发明的范围外的钢K～M、O、P而制作的试样。

(比较例6)

钢N的组成是C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、N、S、Ti、Al的含量在本发明的范围内，但不满足上述式(1)的组成。比较例6的试验试样是使用了该钢N而制作的试样。

[微观组织的观察]

热处理后，从试验试样切出了微观组织观察用的试验片，将该试验片的平行面沿着锻造延伸方向进行了镜面抛光，用硝酸乙醇进行了腐蚀并且用光学显微镜进行了观察。观察以400倍的倍率进行，任意地观察4个视野来判定了微观组织，并且求出了4个视野各自的铁素体组织和珠光体组织的面积比例并使其平均化。针对各试验试样求出的金属组织的面积比率示于表2。表2中，将铁素体组织记载为“F”，将珠光体组织记载为“P”，将贝氏体组织记载为“B”。

[机械性质的测定]

热处理后，以试验片的长度方向平行于锻造延伸方向的方式对试验试样进行了加工并实施了拉伸试验。试验片形状采用了JIS-Z2201(1998)的14号试验片(φ6×G.L.30mm)。拉伸试验按照JIS-Z2241(1998)实施，测定了抗拉强度、0.2％屈服应力、延伸率和断面收缩率。将抗拉强度为600MPa以上并且0.2％屈服应力为400MPa以上的试样作为满足船舶用大型厚壁构件所要求的强度的试样记为综合评价“A”，将不满足这些强度的试样记为综合评价“B”。这些测定结果示于表2。

[测定结果]

实施例1～19的试验试样中，铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率均为70％以下。此外，抗拉强度均为600MPa以上，并且0.2％屈服应力均为400MPa以上。

相对于此，比较例1、2和8的试验试样中，铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率大于70％。此外，比较例1～8的试验试样中，抗拉强度均小于600MPa，而且比较例1、4、5、8的试验试样中，0.2％屈服应力均小于400MPa。

比较例3、4、5、7、8中，由于使用了具有本发明的范围外的组成的钢K、L、M、O、P，因此可以说获得不了作为大型厚壁构件所要求的强度。此外，比较例6中，由于使用了具有不满足本发明的上述式(1)的组成的钢N，因此可以说获得不了作为大型厚壁构件所要求的强度。进而，比较例1和2中，与使用了相同的钢E、F的实施例5～8相比，奥氏体化后的冷却速度较慢，因此与这些实施例相比铁素体和珠光体的面积比率变大而强度降低，可以说获得不了作为大型厚壁构件所要求的强度。此外，比较例8中，因为其使用的钢P的组成与本发明的范围有较大差异，所以奥氏体化后的铁素体的面积比率变大，故此与其它比较例相比可以说强度进一步降低。

(与V含量的关系)

对于使用了基本组成(C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo)大致相同并且V和上述式(1)所含的元素(Ti、Al、N)不同的钢A～D、K～N而制作的试验试样(实施例1～4和比较例3～6)的V含量与抗拉强度的关系示于图1。图1中，当着眼于V含量相同的试验试样时，则可知：满足上述式(1)的试样获得高强度，V碳化物的析出强化得到较大发挥。此外可知：为了确保600MPa以上的抗拉强度，需要满足上述式(1)并且V含量为0.05质量％以上。

(与铁素体和珠光体面积比率的关系)

使用了满足本发明中规定的组成的钢A～J的实施例和比较例的试验试样在表面的铁素体和珠光体面积比率与其抗拉强度的关系示于图2。由图2可知：铁素体和珠光体越多则强度越降低，但通过使铁素体和珠光体的共计面积比率为70％以下，可以确保600MPa以上的抗拉强度。

本申请以2013年12月16日申请的日本国专利申请特愿2013-259564为基础，其内容包含在本申请中。

为了呈现本发明，前文中参照附图等而且通过实施方式对本发明进行了适当且充分的说明，但对于本领域技术人员来说，应该认识到能够容易地对所述实施方式进行变更和/或改良。因此，本领域技术人员所实施的变更方式或改良方式只要是不脱离权利要求书记载的权利要求的范围的水平，则该变更方式或该改良方式被解释为包括在该权利要求的范围内。

产业上的可利用性

本发明在船舶用钢锻件的技术领域中具有广泛的产业上的可利用性。特别是作为舵杆、舵板法兰、舵用螺栓、轴用螺栓、舵销、推进轴、中间轴等船舶用大型厚壁构件有用。

Claims (1)

1.一种船舶用钢锻件，其特征在于，具有如下组成：

作为基本成分含有C：0.13质量％以上且0.25质量％以下、

Si：0.15质量％以上且0.45质量％以下、

Mn：0.3质量％以上且1.0质量％以下、

Ni：1.2质量％以上且2.6质量％以下、

Cr：0.4质量％以上且0.9质量％以下、

Mo：0.15质量％以上且0.8质量％以下、

V：0.05质量％以上且0.15质量％以下、

N：大于0质量％且0.02质量％以下、

S：0.002质量％以上且0.015质量％以下、

Ti和Al中的1种以上的元素：共计0.003质量％以上且0.05质量％以下，

余部为Fe和不可避免的杂质，

且满足下述式(1)，

并且，金属组织为铁素体和贝氏体的复合组织或者铁素体、珠光体和贝氏体的复合组织，在表面的铁素体组织和珠光体组织的共计面积比率为70％以下，

14×(Ti/48+Al/27)≥N (1)。