CN105378127B - 疲劳特性优良的耐磨性钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及极疲劳特性优良的耐磨性钢材，其具有:按质量％计含有C:0.30～0.90％、Si:0.05～1.00％以下、Mn:0.10～1.50％、P:0.003～0.030％、S:0.001～0.020％、Nb:0.10～0.70％、余量Fe及不可避免的杂质的化学组成，具有分散了含Nb碳化物的调质热处理后的金属组织，粒径1.0μm以上的含Nb碳化物粒子的数为200个/mm2以上，并且将通过极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax调整至18.0μm以下。

Description

疲劳特性优良的耐磨性钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及在分散了硬质碳化物的耐磨性钢材中，特别是可谋求疲劳特性的改善的钢材，及其制造方法。
背景技术
在汽车部件、工业机械的链系部件、齿轮等动力传送构件，以及木材的切断及割草等使用的圆锯、带锯等刀具构件中，要求耐磨性。一般，钢材的耐磨性通过高硬度化而提高。因此，对重视耐磨性的构件来说，可以使用在淬火后于低的温度回火而调质至更高硬度的钢材，或炭素等合金元素含量高的钢材。即，钢材的硬度与耐磨性有密切关系，从前，作为赋予钢材耐磨性的方法，一般采用使硬度增大的方法。
例如，专利文献1～3中公开了在C含量为约0.2％以下的钢中提高合金元素的含量，利用固溶强化、析出强化等使硬度增加，使耐磨性提高。然而，目前，对耐磨性的要求水平比原来的要求更加严格，仅提高硬度在大多场合无法得到充分满足的耐磨性。另外，如专利文献1～3所示，当合金元素的含量提高时，结果导至原材料的制造性及加工性降低，还产生制造成本增大的问题。
另一方面，动力传送构件或刀具构件，从安全性考虑，在使用中不发生折损是重要的。为了防止折损，必需充分确保用于构件的钢材的韧性。一般，为了提高钢材的韧性，压低调质硬度是有效的。然而，抑制调质硬度时，通常，耐磨性也同时降低。即，钢材的“耐磨性”与“韧性”存在权衡取舍的关系。
本申请人对耐磨性与韧性达到两全的技术进行了各种探讨，实用的方法已公开于专利文献4。该方法不依赖于成为韧性降低因素的Ti系碳化物，而利用含Nb碳化物的分散来提高耐磨性的方法。在铸造含Nb钢时，通过充分长期确保铸片的高温保持时间，预先使充分量的含Nb碳化物过量析出，然后进行热处理，使含Nb碳化物的一部分再固溶于，调整含Nb碳化物的析出量。由此，既保持了韧性，又使对磨料磨耗的阻力特别增大，使高强度机械部件的长寿命化有效。磨料磨耗，是通过对手摩擦面的表面凹凸及介于摩擦面中的杂质，使材料表面达到被磨去的磨耗形态。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:特开昭62-142726号公报
专利文献2:特开昭63-169359号公报
专利文献3:特开平1-142023号公报
专利文献4:特开2010-216008号公报
非专利文献
非专利文献1:村上敬宜著:《金属疲劳微小缺馅与夹杂物的影响》，养贤堂，1993年发行，第A3章:一定体积中所含的最大夹杂物的的推定顺序。
发明内容
发明要解决的课题
如上所述，以动力传送构件及刀具构件为代表的作为主要对高强度钢材的寿命有很大影响的因素，可以举出“耐磨性”与“韧性”，采用专利文献4的技术，可大幅改善由这些因素所致的寿命降低。为了更进一步提高“耐磨性”与“韧性”得到改善的高强度钢材的寿命，故也可认为对“金属疲劳”的考虑也是有效的。在专利文献4的技术中，尽管对金属疲劳没有充分的对策，但仍有寿命提高的空间。
按照本发明人的调查，利用专利文献4的技术，在使含Nb碳化物分散的钢材中，可见疲劳特性有若干降低的情况。详细调查其原因的结果是，由于铸造时采用含Nb碳化物过量生成的方法，则可知粗大的含Nb碳化物的再固溶变得不充分，该含Nb碳化物作为疲劳破坏的起点发挥作用。
本发明提供：在利用含Nb碳化物而赋予耐磨性的技术中，使疲劳特性也稳定改善的方法。
用于解决课题的手段
本发明人等对含Nb的高强度钢材，详细探讨了含Nb碳化物的粒径对耐磨性及疲劳特性的影响。其结果可知，含Nb碳化物中，特别是粒径大的粒子对疲劳特性有不良影响。而且，调质至500～650HV水平的硬度的高强度钢材中，通过排除过大的含Nb碳化物粒子，使后述的最大粒径Dmax成为18.0μm以下，已被确认疲劳特性得到显著改善。另一方面，关于耐磨性，通过具有适度粒径的含Nb碳化物的分散，与专利文献4的技术同样，可以保持满意的水平。另外可知，通过严格控制铸造时的冷却速度与铸片加热处理时的加热温度，可以实现这样的金属组织状态。本发明是基于这样的见解完成的。
即，上述目的，通过疲劳特性优良的耐磨性钢材可以达到，该钢材具有:按质量％计含有C:0.30～0.90％、Si:0.05～1.00％以下、Mn:0.10～1.50％、P:0.003～0.030％、S:0.001～0.020％、Nb:0.10～0.70％，根据需要，还含有Cr:1.50％以下、Mo:0.50％以下、V:0.50％以下、Ni:2.00％以下、Ti:0.10％以下、B:0.0050％以下的1种以上，余量Fe及不可避免的杂质的化学组成，具有分散了含Nb碳化物的调质热处理后的金属组织，将通过断面组织观察观测到的各个含Nb碳化物粒子的面积的平方根定义为该粒子的粒径时，粒径1.0μm以上的含Nb碳化物粒子的数为200个/mm2以上、并且将通过极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax调整至18.0μm以下。
上述最大粒径Dmax，可把非专利文献1中记载的“夹杂物”更换为“含Nb碳化物”，进行统计处理而确定。调质热处理，是通过包含从奥氏体温度区域急冷至低于A1变态点的温度区域的过程的变态处理，将金属组织进行硬质化的处理，代表性的可以举出淬火回火处理、及等温淬火处理。
作为得到上述疲劳特性优良的高强度钢材的方法，可以采用以下的方法:从完成了铸造及铸片加热处理的钢材，最终得到实施了调质热处理的耐磨性钢材之际，根据钢中的C含量及Nb含量，设定铸片在加热处理中的加热温度T(℃)，以使通过下述(1)式确定的G值成为0.53以上，并且控制铸造条件，以使铸造时的铸片中心部的从1500℃至1000℃的平均冷却速度(℃/min)成为上述G值以上。
G值＝0.39exp(3.94x) …(1)
式中，
x＝Nb-10y/C
y＝3.42-7900/(T+273)
C为钢中的C含量(质量％)、Nb为钢中的Nb含量(质量％)、T为铸片在加热处理中的加热温度(℃)。
本说明书中的“铸片”，包括钢锭制造法中的钢锭、及连续铸造中的板坯。“铸片加热处理”，例如，在经过连续铸造及热轧制造板材的工序中，利用热轧时的加热来进行。
发明的效果
按照本发明，通过含Nb碳化物，赋予耐磨性的高强度钢材(特别是调质至500～650HV水平硬度的钢材)，疲劳特性得到显著改善。由于不采用易成为韧性阻害因素的Ti系碳化物，赋予耐磨性，故通过韧性降低也可抑制钢材的折损。因此，本发明有助于汽车部件、工业机械的链系部件、齿轮等动力传送构件，以及圆锯、带锯等刀具构件的可靠性提高及寿命提高。
附图说明
图1为表示可以控制熔融钢凝固之际冷却速度的实验装置结构的模拟图。
图2为表示疲劳试验片的形状的模拟图。
具体实施方式
〔化学组成〕
本说明书中涉及钢的成分元素的“％”，除另作特别说明外均意指“质量％”。
C是确保调质硬度及强度、耐磨性的重要的元素，本发明中以0.30％以上的C含量的钢作为对象。确保0.32％以上、或尤其超过0.45％的C含量是更希望的。但是，当C含量增多时，在铸造工序易生成粗大的铁系共晶碳化物(碳化铁)，成为使疲劳特性等材料特性降低的因素。C含量控制在0.90％以下，为0.85％以下是更优选的。
Si对熔融钢的脱氧是有效的，另外，还有提高回火软化阻力的作用。为了充分发挥这些作用，确保0.05％以上的Si含量。但是，过量的Si含有，热轧板、冷轧板变成硬质，成为阻碍制造性的因素，故Si含量是在1.00％以下的范围。
Mn是提高淬火性的元素，为了得到此作用，确保0.10％以上的含量。但是，当Mn含有增多时，热轧板、冷轧板变成硬质，制造性降低，故Mn含量控制在1.50％以下。
P是在回火时于奥氏体晶界产生偏析，使晶界强度降低，是疲劳特性及韧性降低的因素，故P含量控制在0.030％以下。但是，过量的脱P使制钢的负担增大，故P含量调整在0.003％以上的范围即可。
S形成成为钢中冲击破坏及疲劳破坏的起点的MnS，成为疲劳特性及韧性降低的因素，故S含量控制在0.020％以下。但是，过量的脱S会使制钢的负担增大，故S含量调整在0.001％以上的范围即可。
Nb在铸造后的冷却过程中，作为非常硬质的含Nb碳化物析出在钢中，有益于耐磨性、特别是耐磨料磨耗性的提高。另外，固溶Nb使淬火时的结晶粒子变得细微，有助于韧性的提高。为了充分发挥这些作用，有必要确保0.10％以上的Nb含量，0.20％以上是更优选的。另一方面，当Nb含量增大时，析出的含Nb碳化物易变成粗大化，有时不能实现排除过大的含Nb碳化物粒子的所希望的金属组织状态。在此情况下，无法实现疲劳特性的改善。各种探讨的结果，希望Nb含量在0.70％以下。也可控制在0.60％以下、或0.50％以下。
Cr与Mn同样，对淬火性的提高是有效的。另外，在退火时，具有抑制碳化物的粗大化的作用，对冲击值(韧性)的改善是有效的。因此，可根据需要含Cr。为了充分发挥上述各作用，确保0.10％以上的Cr含量是更有效的。但是，添加多量的Cr时，未溶解碳化物的生成量增大，韧性显著降低，故添加Cr时，在1.50％以下的范围进行。
Mo及V，任何一种对韧性的提高均是有效的元素，可根据需要添加。当确保Mo为0.10％以上、V也在0.10％以上的含量，是更有效的。但是，Mo、V均为昂贵的元素，过量添加会招致成本增加。添加Mo、V的1种或2种时，Mo、V均为0.50％以下的含量范围。
Ni对提高淬火性是有效的，可根据需要添加。此时，确保0.10％以上的Ni含量是更有效的。但是，Ni的过量添加，成为成本增大的因素，故添加Ni在2.00％以下的范围内进行。
Ti与Nb同样，在铸造后的钢中形成非常硬质的含Ti碳化物，有助于耐磨性的提高，同时，铸造后，再固溶的Ti，使淬火时的结晶粒变细微，有助于韧性的提高。另外，由于Ti与N的结合力强，故在添加B时可防止BN的生成，从引出B的淬火性提高作用考虑，是有利的。因此，在本发明中，可根据需要添加Ti。为了充分得到上述的各作用，确保0.01％以上的Ti含量是更有效的。因此，根据本发明人的探讨，已知含Ti碳化物在钢材中多量存在时，易招致韧性降低。作为各种探讨的结果，添加Ti时，在0.10％以下的范围进行是重要的。
B是对淬火性的提高有效的元素，可根据需要添加。为了充分发挥淬火性提高作用，确保0.0005％以上的B含量是更有效的。但是，由于该作用在约0.0050％达到饱和，故添加B时在0.0050％以下的范围进行。
〔金属组织〕
本发明中为了显著提高耐磨性，利用含Nb碳化物。本说明书中所谓的含Nb碳化物，是以NbC作为主成分的碳化物。此种碳化物非常坚硬，适当大小的含Nb碳化物，通过在钢基体中分散，可显著提高耐磨性(特别是耐磨料磨耗性)。钢中观察到的析出粒子，是不是相当于含Nb碳化物，可通过EDX等进行的微观分析来确认。认为当添加Ti时，形成含有Nb与Ti的复合碳化物，这样的复合碳化物也相当于含Nb碳化物。
本申请人在专利文献4中公开了调质热处理后的金属组织中粒径(相当于圆的直径)1μm以上的含Nb碳化物，以200～1000个/mm2的密度于钢基体中存在时，耐磨性显著提高，并且韧性受损的弊端也可回避。使这样较大的含Nb碳化物粒子大量分散的方法，可以采用在铸造时，使粗大的含Nb碳化物粒子析出，然后再固溶的方法。然而，在此方法中，过大的含Nb碳化物粒子容易残留，由于这些是作为疲劳破坏的起点发挥作用，故疲劳特性难以稳定地改善。根据场合，由于疲劳破坏还支配材料的寿命，故为了使高强度材料的寿命提高，疲劳特性的改善成为课题。
为了防止上述的疲劳破坏，使成为其原因的过大的含Nb碳化物粒子不残留的组织状态即可。因此，规定允许存在的含Nb碳化物的最大粒径是有效的。但是，在几个观察视野中认为成为疲劳破坏起点的粗大的含Nb碳化物，即使未观测到，尽管疲劳特性未得到充分改善的情况往往很多，但对稳定地改善疲劳特性的组织状态进行定量地规定仍不容易。作为其原因，可以认为是在观察视野以外的任何地方，粗大的含Nb碳化物即使少量存在，其也作为疲劳破坏的起点发挥作用。
本发明人的详细探讨的结果发现，通过极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax调质至500～650HV水平的硬度，可以精确判定上述组成范围的高强度钢材中疲劳特性改善的程度。具体地是，把非专利文献1中记载的“夹杂物”用“含Nb碳化物”置换，实施统计处理，作为对应于该文献的的值，决定最大粒径Dmax。在这里，各个粒子的粒径，采用由显微镜观察钢材的断面组织时观测到的粒子的面积(投影面积)的平方根的值。上述的粒径，可通过计算机解析显微镜观察图像而求出。观察视野为100mm2、观察视野数为30个以上即可。
调质热处理后的钢材中，在上述的方法中通过极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax(以下仅称作“最大粒径Dmax”)，被调整至18.0μm以下时，从耐磨性所要求的高强度部件的疲劳破坏抑制的观点考虑，可稳定地得到充分的疲劳特性(例如600HV调质材料，在频率数:20Hz、应力比:-1的条件，至107次未破裂的试验片的比例在50％以上所赋予应力的最大值，即疲劳极限成为800N/mm2的疲劳特性)。Dmax为16.5μm以下是更优选的，15.5μm以下是尤其优选的。
另一方面，为了充分确保耐磨性，把粒径为1μm左右的大的含Nb碳化物进行分散是有效的。各种探讨的结果表明，通过成为粒径1.0μm以上的含Nb碳化物粒子的数为200个/mm2以上的组织状态，可实现优良的耐磨性。本发明中规定的化学组成的钢，根据C含量及Nb含量，由于考虑铸片加热处理时加热温度不过高，故粒径1.0μm以上的含Nb碳化物粒子的数可如上那样进行调整。
按照本发明的钢材的钢基体(钢基材)，淬火回火处理材料则是马氏体组织或马氏体+铁素体组织，而等温淬火处理材料则是贝氏体组织或贝氏体+铁素体组织。
〔制造工序〕
按照本发明的耐磨性钢材，经过铸造、热轧加工、调质热处理的工序来制造。作为热轧加工，可以举出热轧及热轧锻造。以热轧钢板作为原材料来得到耐磨性部件的场合，例如可采用“铸造→热轧→精加工退火→成型加工→调质热处理”的工序，以冷轧钢板作为原材料的场合，例如可采用“铸造→热轧→退火→冷轧→精加工退火→成型加工→调质热处理”的工序。以下，以后者的场合为例对各工序进行说明。
〔铸造〕
利用铸造后的冷却过程，使含Nb碳化物析出。此时，根据钢中的C含量、Nb含量、及在后工序实施的铸片加热处理时的加热温度，必需对铸造时的冷却速度进行严格控制。具体的是，控制铸造条件，以使在铸造时的铸片中心部的从1500℃至1000℃的平均冷却速度(℃/min)成为下述(1)式确定的G值以上。
G值＝0.39exp(3.94x) …(1)
式中，
x＝Nb-10y/C
y＝3.42-7900/(T+273)
C为钢中的C含量(质量％)、Nb为钢中的Nb含量(质量％)、T为在铸片加热处理时的加热温度(℃)。
上述(1)式中的G值，是表示根据C含量、Nb含量、及后工序实施时的铸片加热处理的铸片加热温度确定的铸造时从1500℃至
1000℃的平均冷却速度的允许下限值(℃/min)的指标。铸片中心部的平均冷却速度愈慢，含Nb碳化物愈进行粗大化，当铸片中过量的粗大化的含Nb碳化物存在时，在后工序实施的铸片加热处理中，即使试图再固溶，成为疲劳破坏的起点的过大的含Nb碳化物粒子仍会残留。由于钢中的Nb含量、C含量愈多，含Nb碳化物愈容易粗大化，因此G值升高，为了改善疲劳特性，提高必要的铸造时的冷却速度允许下限。另一方面，由于当铸片加热处理时的加热温度高，含Nb碳化物的再固溶愈进行，故铸造时的冷却速度的允许下限可以放宽。在这里，x表示C含量为0.30～0.90％的钢中再固溶后，粒径1μm以上的含Nb碳化物残留的程度的指标。
〔铸片加热处理〕
作为铸片加热处理，利用进行热轧时的铸片(代表性的有连铸板坯)的加热，使铸片中析出了含Nb碳化物的一部分再固溶。热轧时的铸片加热温度(铸片中心部的最高到达温度)，一般处于1100～1350℃的范围，即使在本发明中，该条件范围内也可以设定钢材加热温度T。加热保持时间(钢材中心部成为钢材加热温度-20℃以上的时间)为30～300min即可。但是，希望根据钢中的C含量及Nb含量，设定铸片加热处理的加热温度T(℃)，以使由上述(1)式确定的G值在0.53以上、更优选成为0.55以上。当G值以小于上述那样的加热温度T加热铸片时，含Nb碳化物的固溶化有时过度进行，不利于赋予耐磨性。因此，设定铸片加热处理的加热温度T，以使成为适当的G值，根据此G值控制上述铸造条件是重要的。
〔热轧〕
热轧条件，可以例如精加工轧制温度800～900℃、卷绕温度750℃以下。
〔退火及冷轧〕
根据需要，进行热轧板退火及冷轧，调整至目标板厚。热轧板的退火，采用例如在600℃以上至低于Ac1点的温度区域，保持10～50h加热的条件。“退火→冷轧”工序也可多次进行。此时，中间退火也优选加热至600℃以上至低于Ac1点的温度区域进行。
〔精加工退火及成型加工〕
对调整至所定板厚的热轧钢板或冷轧钢板，实施精加工退火，得到具有软质化的再结晶铁素体组织(退火组织)的原材料钢板。精加工退火有必要在低于Ac1点的温度区域中进行。为了促进进行再结晶，希望加热至600℃以上至低于Ac1点的温度区域。保持时间在8～40h的范围内设定最佳条件即可。通过经过上述的铸片加热处理而调整的钢材中的含Nb碳化物的分布状态，此精加工退火后也几乎仍然保持。精加工退火后，进行向部件形状的成型加工。精加工退火后的原材料钢板的断面硬度为约150～250HV的范围，向部件形状的成型加工是充分可能的。
〔调质热处理〕
从原材料钢板成型加工为部件形状的构件，供给进行淬火回火、等温淬火等的调质热处理，例如调质至500～650HV。但是，调质热处理的溶液化温度，希望处于奥氏体区域且1000℃以下的范围。当超过上述温度时，已经调整了的含Nb碳化物的分布形态有破坏的担心。调质热处理条件，除考虑溶体化温度的上限不过高外，按照一般的方法即可。
如以上的那样，能够得到适于动力传送构件及刀具构件的耐磨性及疲劳特性以高水平兼顾的高强度机械部件。
实施例
制造表1所示化学组成的钢，从这些钢的板坯切取熔融和凝固实验用的30kg的钢块。该钢块于坩埚中熔融，制成熔融钢，在改变凝固时的冷却速度的条件下进行冷却，由此得到控制铸造时的冷却速度的模拟铸片的凝固块。
[表1]
下线：本发明规定范围外
图1中模拟示出实验中使用的熔融和凝固装置的构成。在由绝热材料1被覆的空间内设置的圆筒坩埚2中，通过加热器3的发热使钢块熔融，得到熔融钢4。坩埚2，通过耐火砖5，设置在可升降的平台6上。从熔融钢温度1700℃的状态，把盛放熔融钢4的坩埚2，通过平台6的下降，移动至配置了水冷盘管7的冷却区，使熔融钢4凝固。此时，通过坩埚2的中心部设置的热电偶8监测熔融钢4及其凝固的凝固块的温度，使从1500℃至1000℃的平均冷却速度成为0.5～20℃/min的所定值，来调整平台6的下降速度、来自加热器3的发热量、水冷盘管7的散除热量。用这样得到的凝固块，模拟铸造时的铸片中心部的冷却速度被控制的铸片。下面把该凝固块称作“模拟铸片”，上述平均冷却速度被看作是“铸造时的铸片中心部从1500℃至1000℃的平均冷却速度”。
〔供试材料的制作〕
原材料采用各模拟铸片，通过“热轧→退火→冷轧→精加工退火→调质热处理”的工序，制得板厚1.5mm、调质硬度600±15HV的供试材料。各工序的制造条件如以下所示。
·热轧；模拟铸片的加热温度:1250～1350℃(表2中记载)、加热保持时间:60min、精加工轧制温度:850℃、卷绕温度:550℃、热轧板板厚:3.5mm
·退火；690℃×15h，然后进行切削，调整至板厚3.0mm
·冷轧；原板厚:3.0mm，冷轧板板厚:1.5mm
·精加工退火；670℃×15h
·调质热处理；820℃×15min的加热处理后，于60℃的油浴中淬火，然后，根据组成，在以调质硬度600HV作为目标的温度回火30min
〔G值的计算〕
对各供试材料，从钢中的C含量、Nb含量、模拟铸片的加热温度，按照上述(1)式计算G值。
〔组织观察〕
对各供试材料，通过用光学显微镜观察在轧制方向及板厚方向平行的断面(L断面)，采用极值统计法求出推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax(上述)。用“含Nb碳化物”置换非专利文献1中记载的“夹杂物”，实施统计处理，由此对应于该文献的的值作为最大粒径Dmax。测定条件如下所示。
·测定装置:光学显微镜(观察倍数:100～1000倍)
·检查基准面积S0:100mm2
·检查次数n:30次
·评价体积V:1000mm3
另外，对各供试材料，用分析扫描型电子显微镜进行观察L断面，计数观察面积61×61μm2×20视野中存在的含Nb碳化物粒子之中，粒径1.0μm以上的碳化物粒子的数，换算成每1mm2中的数。粒径为粒子面积的平方根的值(上述)，粒径1.0μm以上的粒子，通过图像处理来计数。
〔耐磨性试验〕
从供试材料切出摩擦面为1边1.5mm的正方形的试验片，通过针-圆盘型磨耗试验机进行试验。耐磨耗材料为通过盐浴处理，于平坦的钢板表面上形成的VC(碳化钒)被膜。该被膜硬度相当于2400HV左右。把试验片固定在试样支架上，对旋转的耐磨耗材料，一边对试验片表面施加试验荷重F＝500N，一边以摩擦速度1m/sec、摩擦距离L＝3600m的条件进行磨耗试验。从试验前后的试样板厚差，算出通过磨耗消失的材料的体积，将其作为磨耗减量W(mm3)。然后，通过下述(2)式求出比磨耗量C(mm3/Nm)。
比磨耗量C＝磨耗减量W/(试验荷重F×摩擦距离L) …(2)
调质硬度600HV的材料，其比磨耗量C如在0.35×10-7mm3/Nm以下，与采用C含量0.90％以下的钢的动力传送构件及刀具构件中使用的现用钢相比，具有非常优良的耐磨性。因此，比磨耗量C在0.35×10-7mm3/Nm以下的材料，评价为合格(耐磨性；良好)。
〔疲劳试验〕
从供试材料制作图2所示形状的疲劳试验片(板厚1.5mm，纵向与轧制方向一致)，采用油压伺服式疲劳试验机，在频率数:20Hz、应力比:-1的条件下，从赋予应力800N/mm2至1000N/mm2，用50N/mm2节距，每个应力阶段各10个，进行合计50个的试验，至重复数107次未破坏的试验片为过半数所产生的最大赋予应力，定为该供试材料的疲劳极限。
结果示于表2。表2中的“铸片冷却速度”，意指在模拟铸片的中心部的从1500℃至1000℃的平均冷却速度；“1.0μm以上的粒子数”意指粒径1.0μm以上的含Nb碳化物的数。
[表2]
下线：本发明规定范围外、*：特性不充分
如表2可知，本发明例中，设定在铸片加热处理的加热温度T，以使由上述(1)式确定的G值成为0.53以上，并且，控制模拟铸片的冷却速度，以使模拟铸片的铸片中心部的从1500℃至1000℃的平均冷却速度(℃/min)成为G值以上，因此，粒径1.0μm以上的含Nb碳化物数在200个/mm2以上，由此采用极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax能够调整在18.0μm以下。该结果表明，在具有优良的耐磨性的调质热处理材料中，疲劳特性得到了稳定改善。
反之，比较例的No.1～3，由于钢的C含量过量，因此铸造时(模拟铸片制造时)产生铁系的粗大的共晶碳化物，其成为疲劳破坏的起点，疲劳特性降低。No.4，钢中C含量不足，No.7，钢中的Nb含量不足，故粒径1.0μm以上的含Nb碳化物的数不足，耐磨性差。No.5、6，由于钢中Nb含量过量，故过大的Nb碳化物残留，成为疲劳破坏的起点而疲劳特性降低。No.8，为未添加Nb的钢，故耐磨性差。No.9、10，钢中Ti含量过量，故生成过大的含Ti碳化物，其成为疲劳破坏的起点而疲劳特性降低。No.44，由于铸片加热处理的加热温度，设定在G值低于0.53的温度，在其加热处理时，含Nb碳化物的再固溶是过度进行，耐磨性的改善不充分。上述以外的各比较例，采用的是具有本发明规定的化学组成的钢，但通过使铸片冷却速度低于G值，Dmax超过18.0μm。因这些是通过过大的含Nb碳化物作为疲劳破坏的起点而发挥作用，故疲劳特性未得到改善。
符号的说明
1 绝热材料
2 坩埚
3 加热器
4 熔融钢
5 耐火砖
6 平台
7 水冷盘管
8 热电偶

Claims (2)

1.疲劳特性优良的耐磨性钢材的制造方法，该耐磨性钢材具有按质量％计含有C:0.30～0.90％、Si:0.05～1.00％以下、Mn:0.10～1.50％、P:0.003～0.030％、S:0.001～0.020％、Nb:0.10～0.70％、余量Fe及不可避免的杂质的化学组成，具有分散了含Nb碳化物的调质热处理后的金属组织，将通过断面组织观察观测到的各个含Nb碳化物粒子的面积的平方根定义为该粒子的粒径时，粒径1.0μm以上的含Nb碳化物粒子的数为200个/mm2以上，并且将通过极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物粒子的最大粒径Dmax调整至18.0μm以下，
其中，从完成了铸造及铸片加热处理的钢材，最终得到实施了调质热处理的耐磨性钢材之际，根据钢中的C含量及Nb含量来设定铸片加热处理的加热温度T(℃)，以使由下述(1)式确定的G值成为0.53以上，并且控制铸造条件，以使铸造时的铸片中心部的从1500℃至1000℃的平均冷却速度(℃/min)成为上述G值以上；
G值＝0.39exp(3.94x)···(1)
式中，
x＝Nb-10y/C
y＝3.42-7900/(T+273)
C为钢中的C含量(质量％)、Nb为钢中的Nb含量(质量％)、T为在铸片加热处理的加热温度(℃)。
2.权利要求1所述的疲劳特性优良的耐磨性钢材的制造方法，耐磨性钢材具有还含有:Cr:1.50％以下、Mo:0.50％以下、V:0.50％以下、Ni:2.00％以下、Ti:0.10％以下、B:0.0050％以下的1种以上的化学组成。
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