【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は耐摩耗鋼及びその製造方法に関し、特に鋼板表層から中央部にかけて組織が傾斜的に変化し、靭性に優れる耐摩耗鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】建設、土木および鉱山などでの掘削用途に用いられる産業機械、運搬機器としてパワーシャベル、ブルドーザ、大型ダンプトラックがあり、それらの土砂摩耗部には耐摩耗性に優れる耐摩耗鋼が使用されてきた。
【０００３】
耐摩耗鋼は鋼中Ｃ量を増大して組織を硬いマルテンサイト組織としたものが一般的であるが、Ｃ量の増大により靭性が著しく劣化するため極寒冷地での使用が制限されている。このため、焼入れ性と靭性を両立させるための成分組成が検討されてきた。
【０００４】
特許文献１は低温靭性に優れた耐摩耗鋼に関し、特定量のＳｉとＮｂを複合添加した鋼を焼入れ後１５０℃以上４５０℃以下の低温焼戻しにより、焼戻し脆化と焼戻し軟化を抑制し、ＨＢ５００以上の高硬度を有し、低温靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼が記載されている。
【０００５】
一方、耐摩耗鋼の製造方法に関して、省プロセスの観点から直接焼入れー焼戻しの検討もなされてきた。
【０００６】
特許文献２は生産性良く鋼材を製造する方法に関し、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に加熱装置を設置し、圧延、焼入れ、焼戻しを連続的に行う方法が開示されている。冷却によりベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後、急速加熱焼戻しを行うことにより、過飽和に固溶された炭素原子が微細なセメンタイトとして析出され、固溶量が減少して靭性が良好となり、強度も低下しないため、従来の焼戻し法に比較して安価な成分組成で強度、靭性の優れた鋼が効率的に得られることが記載されている。
【０００７】
【特許文献１】特開平８−４１５３５号公報
【０００８】
【特許文献２】特許第３０１５９２３号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１記載の耐摩耗鋼でＳｉと複合添加されるＮｂや必須添加されるＭｏは高価な元素であり、安価な耐摩耗鋼は得られない。
【００１０】
特許文献２記載の強靭鋼の製造方法は生産性良く鋼材を製造する方法としては優れたものであるが、この技術で得られる焼戻しベイナイト組織もしくは焼戻しマルテンサイト組織では表面硬度が最大でもブリネル硬度で３５０程度であり、高硬度化を図ることはできない。
【００１１】
そこで本発明は、安価で高靭性の耐摩耗鋼材および生産性に優れた製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、鋼板表層を焼入れままマルテンサイト組織とし、板厚中央部を焼戻しマルテンサイト組織もしくは焼戻しベイナイト組織、または両者の混合組織とすることで、優れた耐摩耗性と靭性が両立できることを知見した。また、このような板厚方向に傾斜組織を有する鋼材は、ライン上に設置された冷却装置と急速加熱装置を用いて、高効率、低コストで生産できることを知見した。
【００１３】
すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、表層が実質的に焼入れままマルテンサイト組織、板厚中央部が、実質的に焼戻しマルテンサイト若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織からなることを特徴とする耐摩耗鋼。
【００１４】
２．更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐摩耗鋼。
３．１または２記載の成分組成を有する鋼を圧延後、Ａｒ３点以上から冷却速度１０℃／ｓ以上でＭｓ点以下まで冷却し、その後、昇温速度１℃／ｓ以上でＡｃ３点以上まで加熱し、Ａｒ３点以上から冷却速度１０℃／ｓ以上でＭｓ点以下まで冷却することを特徴とする耐摩耗鋼の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明に係る耐摩耗鋼は、成分組成、組織を規定する。
〔成分組成〕
Ｃ
Ｃは鋼材の強度を高め、耐摩耗性を向上させるため０．０５％以上添加する。一方、０．４０％を超えると溶接性および靭性が低下し、焼き割れと遅れ破壊が発生し易くなるため０．０５％以上、０．４０％以下とする。好ましくは０．１０〜０．３５％とする。
【００１６】
Ｓｉ
Ｓｉは製鋼の脱酸材として０．１％以上添加する。一方、０．８％を超えて添加すると溶接性および靭性を低下させることがあるため０．１％以上、０．８％以下とする。好ましくは０．２０〜０．５５％とする。
【００１７】
Ｍｎ
Ｍｎは安価な元素で製品コストを上げずに焼き入れ性を高め、靭性を向上させるため０．５％以上添加する。一方、２．０％を超えると溶接性を損なう恐れを生じ、遅れ破壊も生じやすくなるため０．５％以上、２．０％以下とする。好ましくは１．０〜１．６％とする。
【００１８】
Ｔｉ
Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、Ｂの焼き入れ性を確保する。またＴｉＣとして分散析出し耐摩耗性を向上させるため０．００５％以上添加する。一方、０．５％を超えると製品コストが上昇するため０．００５〜０．５％とする。
【００１９】
Ｂ
Ｂは焼き入れ性を向上させるため０．０００５％以上添加する。一方、０．００５％を超えると溶接性を損なうため０．０００５〜０．００５％とする。
【００２０】
Ｐ，Ｓ
本発明ではＰ、Ｓは不可避的不純物として扱い、Ｐは鋼中に含まれると靭性を低下させるため０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。Ｓは鋼中に含まれると靭性を低下させるため０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。
【００２１】
以上が本発明の基本成分で、優れた耐摩耗性と靭性が得られるが更に、強度、靭性や溶接性などを調整したり、耐候性を付与する場合、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの一種または二種以上を添加する。
【００２２】
Ｃｕ
Ｃｕは焼き入れ性を向上させるが、１．０％を超えると熱間脆性を生じる恐れがあるため、添加する場合は１．０％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。
【００２３】
Ｎｉ
Ｎｉは靭性と焼き入れ性を向上させるが、２．０％を超えると製品コストが上昇するため、添加する場合は２．０％以下とする。好ましくは１．０％以下である。
【００２４】
Ｃｒ
Ｃｒは焼き入れ性を向上させるが、２．０％を超えると溶接性および靭性を損なう恐れがあるため、添加する場合は２．０％以下とする。好ましくは、１．５％以下である。
【００２５】
Ｍｏ
Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、焼戻し時に炭窒化物として析出して硬度の低下を抑制するが、１．０％を超えると溶接性と靭性を損なう恐れがあるため、添加する場合は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。
【００２６】
Ｎｂ
Ｎｂは圧延時の再結晶を抑制し、結晶粒を微細化して靭性を向上させるとともに、焼き入れ性を向上させる。また焼戻し時に析出して硬度低下を抑制するが０．１％を超えると溶接性を損なう恐れがあるため、添加する場合は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
【００２７】
Ｖ
Ｖは焼戻し時に炭窒化物として析出し硬度の低下を抑制するが、０．２％を超えると溶接性を損なう恐れがあるため、添加する場合は０．２％以下とする。好ましくは、０．１％以下である。
【００２８】
〔組織〕
本発明に係る耐摩耗鋼は表層から板厚中心部までが傾斜的に変化した組織を有している。本発明鋼の表層は実質的に焼入れままマルテンサイト組織で、板厚中心部の組織は実質的に、焼戻しマルテンサイト組織若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織とする。
【００２９】
表層部を実質的に焼入れままマルテンサイト組織とすることにより、耐摩耗性に必要とされる硬度である３００以上、好ましくは３６０以上の表面ブリネル硬度（ＨＢ（１０／３０００））が得られ、板厚中心部を実質的に、焼戻しマルテンサイト組織若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織とすることにより優れた低温靭性が得られる。
【００３０】
本発明で実質的に焼入れままマルテンサイト組織とは、組織が焼入れままマルテンサイト組織のみからなる場合だけでなく、少量の他の組織が含まれる場合も含むものとする。実質的に、焼戻しマルテンサイト組織、焼戻しベイナイト組織の場合も同様の意味とする。
【００３１】
また、本発明で表層とは、鋼板上下面のそれぞれにおいて少なくとも表面を含む表面近傍を指し、たとえば表層から表層下５ｍｍ程度である。板厚中心部とは少なくとも板厚の１／２を含む板厚中心部近傍とする。板厚方向における表層の深さや、板厚中心部の厚みは所望の耐摩耗性や靭性が得られるように本発明範囲内の熱処理条件を用い調整することができる。
【００３２】
なお、これらの組織の分類は、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡により同定することができる。例えば、マルテンサイトに関して焼入れままと焼戻しは、前者が実質的に炭化物の析出が無く、後者が炭化物の析出が認められることにより区別される。
【００３３】
本発明鋼の製造条件について説明する。図１は本発明に係る熱処理条件の一例を模式的に示すもので、上述した成分組成の鋼を所望の板厚に圧延後、直接焼入れし、その後急速加熱して再焼入れすることで、鋼板表層を実質的に焼入れままマルテンサイト組織、板厚中央部を実質的に、焼戻しマルテンサイト組織若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織とする。
【００３４】
なお、以下で説明する本発明の温度、冷却速度、昇温速度などの規定は特に限定しない限り鋼板表面での値とする。
［加熱、圧延］
本発明ではスラブ加熱温度は特に規定しないが、鋼の結晶粒粗大化を抑制するため上限は１３００℃、圧延後の直接焼入れ開始温度Ａｒ３点以上を確保するため下限を１０００℃とすることが望ましい。
【００３５】
圧延条件は特に規定しないが、オーステナイト粒を微細化させて靭性向上を図るため、Ａｒ３点以上の累積圧下率を５０％以上とすることが好ましい。
［焼入れ］
焼入れは、焼入れ後において鋼板表層部を実質的にマルテンサイト組織、板厚中央部を実質的に、マルテンサイト組織若しくはベイナイト組織または両者の混合組織とするためＡｒ３点以上の温度域から冷却速度１０℃／ｓ以上でＭｓ点以下まで冷却して行う。
［再加熱・再焼入れ］
鋼板表層部を実質的に焼入れままマルテンサイト組織、板厚中央部を実質的に、焼戻しマルテンサイト組織若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織とするため、Ａｃ３点以上まで昇温速度１℃／ｓ以上で加熱後、Ａｒ３点以上から冷却速度１０℃／ｓ以上でＭｓ点以下まで冷却する。
【００３６】
昇温速度１℃／ｓｅｃ以上でＡｃ３点以上に急速加熱することにより、表層はオーステナイトに逆変態し粒径が微細化される。一方、板厚中央部は急速加熱のため微細な炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト組織若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織となる。
【００３７】
再加熱する際は、板厚中央部の最高加熱温度を４００℃以上、Ａｃ１点未満とすることが好ましい。４００℃以上とすることにより微細な炭化物が析出し、Ａｃ１点未満とすることにより逆変態オーステナイトが生成せず、その後の冷却で靭性を低下させる有害なマルテンサイトの生成が防止される。また、表層と板厚中央部で温度差を設けるため、最高加熱温度における保持は行なわない。
【００３８】
再加熱に誘導加熱装置を用いれば、誘導電流により板厚表層が加熱され、板厚内部は表層からの熱伝導により加熱されるため、図１に示すように最高加熱温度に差を設けることができる。板厚や所望の特性に応じて、誘導加熱装置へ供給する電力や周波数を調整することで、板厚方向の到達加熱温度を制御できる。
【００３９】
再加熱後、さらにＡｒ３点以上から冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上でＭｓ点以下まで再焼入れすることで、表層は微細な粒径を保ったまま再びマルテンサイトへ変態する。
【００４０】
以上の工程により、鋼板表層部は微細な粒径を有する焼入れままマルテンサイト組織、板厚中央部は微細な炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト組織若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織となり、高い表面硬度と優れた靭性を兼ね備えることが可能となる。また、表層部は粒径微細化の効果により高靭性であり、板厚中央部は炭化物の微細析出により高硬度でもある。
【００４１】
また、本発明は、ライン上に再加熱装置を設けた設備で行うと、生産性が著しく向上するが、再加熱装置をオフラインとしても適用可能である。
再加熱後の再焼入れは、鋼板を逆方向に搬送して加熱装置前の冷却設備を使うことができるが、加熱装置の後面に別の冷却装置を設けても良い。
【００４２】
なお、Ａｒ３点、Ａｃ３点、Ａｃ１点、Ｍｓ点は、例えば以下の式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。
【００４３】
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
Ａｃ３（℃）＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ
Ａｃ１（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ
Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ−１１Ｓｉ
但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す。
【００４４】
【実施例】
本発明の有用性を実施例を用いて詳細に説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶解後、表２に示す製造条件を用い、板厚１２〜１００ｍｍの供試鋼を製造し、ミクロ組織、硬度、靭性を調査した。ミクロ組織は光学顕微鏡、走査および透過型電子顕微鏡により、表層下１ｍｍおよび板厚中央部について同定した。
【００４５】
硬度は、表面硬度と板厚方向硬度分布について求め、表面硬度はブリネル硬度（ＨＢ（１０／３０００））試験をＪＩＳＺ２２４３に準拠して行い５点の測定点の平均値が３００以上となるものを合格とした。
【００４６】
板厚方向硬度分布は、ビッカース硬度試験（Ｈｖ１０ｋｇ）により表層下１ｍｍと板厚中央部について求め、板厚中央部の硬度と表層下１ｍｍの硬度の比率（板厚中央部の硬度／表層下１ｍｍ硬度、以下硬度比率）が７０％を超えるものを本発明範囲内とした。
【００４７】
靭性はシャルピー衝撃試験をＪＩＳＺ２２０２に準拠して行った。試験片は表層下５ｍｍ，板厚の１／４，１／２から圧延方向に３本採取し、試験温度ー４０℃での衝撃値の平均値が２７Ｊを超えるものを本発明範囲内とした。なお、板厚２０ｍｍ以下の鋼板については、採取位置を表層下５ｍｍと板厚の１／２とした。
【００４８】
表３にこれらの試験結果を示す（表３中での実施例Ｎｏと表２中での実施例Ｎｏは同じ鋼板については同一の番号とする）。
【００４９】
Ｎｏ．１〜７は本発明例で、いずれの鋼板もミクロ組織は鋼板表層部が微細な焼入れままマルテンサイト組織、板厚中央部が微細な炭化物を有する焼戻しマルテンサイト若しくは焼戻しベイナイト組織または両者の混合組織となっている。
【００５０】
また、鋼板表面のブリネル硬度は３００以上で、板厚方向硬度分布における硬度比率として７０％を超える値が得られた。ー４０℃のシャルピー吸収エネルギはどの採取位置においても２７Ｊ以上で、優れた低温靭性が確認された。
【００５１】
一方、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１７は比較例で、Ｎｏ．８は直接焼入れの開始温度がＡｒ３点以下で本発明範囲外、Ｎｏ．９は直接焼入れ時の冷却速度が１０℃／ｓ以下で本発明範囲外、Ｎｏ．１０は直接焼入れ停止温度がＭｓ点を超えていて本発明範囲外となっている。
【００５２】
その結果、Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１０の鋼板は直接焼入れにより十分焼きが入らず、その後再加熱・再焼入れを行っても、板厚中心部はフェライトの混入した組織である。硬度比率は７０％未満となり、表層に対し板厚中心部の硬度が低く本発明鋼に対し、劣っている。
【００５３】
Ｎｏ．１１は再加熱速度が１℃／ｓ未満で遅く本発明範囲外で、表層部でのオーステナイト粒径が粗大化する。また、表層部と板厚中央部での温度差が小さく、板厚中心部もＡｃ１点を超えて加熱され、再焼入れされるため靭性に有害なＭＡが生成した組織となり、低温靭性が低下する。
【００５４】
Ｎｏ．１２は再加熱温度がＡｃ３点以下で本発明範囲外であり、表層部が完全にオーステナイト化されないためその後の冷却で十分焼きの入った組織が得られず、耐摩耗性、靭性とも低い。
【００５５】
Ｎｏ．１３は再焼入れ時、冷却開始温度がＡｒ３点未満で本発明範囲外、Ｎｏ．１４は冷却速度が１０℃／ｓ未満で本発明範囲外、Ｎｏ．１５は冷却停止温度がＭｓ点以上で本発明範囲外であり、いずれも十分焼きの入った組織が得られず表層部にフェライトやベイナイトが生じ、表層のブリネル硬度が３００未満と低く、耐摩耗性に劣る。
【００５６】
Ｎｏ．１６は供試鋼の成分組成においてＣ量が少なく本発明範囲外、Ｎｏ．１７はＰ，Ｓが多く本発明範囲外で、それぞれ硬度、靭性が本発明鋼に対して低い。
【００５７】
本実施例においてＡｒ３点、Ａｃ３点、Ａｃ１点、Ｍｓ点は上述した式を用いて計算を行った。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【発明の効果】
本発明によれば、安価な成分組成で耐摩耗性と低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびそのような耐摩耗鋼を生産性良く製造する方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る熱処理条件の一例を模式的に示す図。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a wear-resistant steel and a method for producing the same, and more particularly, to a wear-resistant steel having a structure that changes gradually from the surface layer to the center of the steel sheet and has excellent toughness, and a method for producing the same.
[0002]
2. Description of the Related Art There are power shovels, bulldozers, and large dump trucks as industrial machines and transport equipment used in construction, civil engineering, mining, and other excavating applications. Has been used.
[0003]
Wear-resistant steels generally have a hard martensitic structure by increasing the amount of C in the steel, but their use in extremely cold regions is restricted because the increase in the amount of C significantly deteriorates the toughness. . For this reason, a component composition for achieving both hardenability and toughness has been studied.
[0004]
Patent Document 1 relates to an abrasion-resistant steel having excellent low-temperature toughness, which suppresses temper embrittlement and temper softening by quenching a steel to which a specific amount of Si and Nb are added in combination at a low temperature of 150 ° C to 450 ° C after quenching. A high-hardness wear-resistant steel having the above high hardness and excellent low-temperature toughness is described.
[0005]
On the other hand, regarding the method of producing wear-resistant steel, direct quenching-tempering has also been studied from the viewpoint of process saving.
[0006]
Patent Literature 2 relates to a method for producing steel with high productivity, and discloses a method in which a heating device is installed on the same production line as a rolling mill and a direct quenching device or an accelerated cooling device, and rolling, quenching, and tempering are continuously performed. Have been. After cooling to bainite or martensitic structure, rapid heating and tempering precipitates supersaturated solid solution carbon atoms as fine cementite, reduces the amount of solid solution, improves toughness, and reduces strength. It is described that a steel excellent in strength and toughness can be efficiently obtained with an inexpensive component composition as compared with the conventional tempering method.
[0007]
[Patent Document 1] JP-A-8-41535
[Patent Document 2] Japanese Patent No. 3015923
[Problems to be solved by the invention]
However, in the wear-resistant steel described in Patent Document 1, Nb combined with Si and Mo that is essentially added are expensive elements, and an inexpensive wear-resistant steel cannot be obtained.
[0010]
Although the method for producing a tough steel described in Patent Document 2 is excellent as a method for producing a steel material with high productivity, the surface hardness of the tempered bainite structure or the tempered martensite structure obtained by this technique is at most Brinell hardness. It is about 350, and it is not possible to increase the hardness.
[0011]
Therefore, an object of the present invention is to provide an inexpensive, high-toughness wear-resistant steel material and a manufacturing method excellent in productivity.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have made it possible to achieve both excellent wear resistance and toughness by making the surface layer of the steel sheet a martensitic structure while quenching, and making the central part of the sheet thickness a tempered martensite structure or a tempered bainite structure, or a mixed structure of both. Was found. In addition, it has been found that such a steel material having a structure inclined in the thickness direction can be produced at high efficiency and at low cost by using a cooling device and a rapid heating device installed on a line.
[0013]
That is, the present invention
1. In mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.05% or less, S: 0.02 % Or less, Ti: 0.005 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, the balance being Fe and inevitable impurities. A wear-resistant steel comprising substantially tempered martensite or tempered bainite structure or a mixed structure of both.
[0014]
2. Further, in mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 2.0% or less, Mo: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0. 2. The wear-resistant steel according to 1, wherein the steel contains 1% or less of 2% or more.
3.1 After rolling the steel having the component composition described in 1 or 2, after cooling from the Ar 3 point or more to the Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more, then, at a heating rate of 1 ° C./s or more to the Ac 3 point or more A method for producing a wear-resistant steel, comprising heating and cooling from an Ar 3 point or more to a Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more.
[0015]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The wear-resistant steel according to the present invention defines a component composition and a structure.
(Component composition)
C
C is added in an amount of 0.05% or more to increase the strength of the steel material and improve the wear resistance. On the other hand, when the content exceeds 0.40%, the weldability and toughness are reduced, and quenching cracks and delayed fracture are likely to occur. Therefore, the content is set to 0.05% or more and 0.40% or less. Preferably, it is 0.10 to 0.35%.
[0016]
Si
Si is added at 0.1% or more as a deoxidizing material for steelmaking. On the other hand, if added in excess of 0.8%, the weldability and toughness may be reduced, so the content is set to 0.1% or more and 0.8% or less. Preferably it is 0.20 to 0.55%.
[0017]
Mn
Mn is an inexpensive element and is added in an amount of 0.5% or more to increase hardenability without increasing product cost and to improve toughness. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the weldability may be impaired, and delayed fracture is likely to occur. Preferably, it is set to 1.0 to 1.6%.
[0018]
Ti
Ti fixes N in the steel as TiN and secures the hardenability of B. Further, 0.005% or more is added in order to disperse and precipitate as TiC and improve wear resistance. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, the product cost increases, so the content is set to 0.005 to 0.5%.
[0019]
B
B is added in an amount of 0.0005% or more to improve hardenability. On the other hand, if it exceeds 0.005%, the weldability is impaired, so the content is made 0.0005 to 0.005%.
[0020]
P, S
In the present invention, P and S are treated as inevitable impurities, and if P is contained in steel, the toughness is reduced, so that P is set to 0.05% or less, preferably 0.03% or less. S is set to 0.02% or less, preferably 0.01% or less, because when it is contained in steel, it lowers toughness.
[0021]
Although the above are the basic components of the present invention, excellent wear resistance and toughness can be obtained. Further, when strength, toughness, weldability, etc. are adjusted or weather resistance is imparted, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb , V are added.
[0022]
Cu
Although Cu improves the hardenability, if it exceeds 1.0%, hot brittleness may occur, so when Cu is added, the content is made 1.0% or less. Preferably, it is 0.5% or less.
[0023]
Ni
Ni improves the toughness and hardenability, but if it exceeds 2.0%, the product cost increases. Therefore, when Ni is added, the content is made 2.0% or less. Preferably it is 1.0% or less.
[0024]
Cr
Cr improves the hardenability, but if it exceeds 2.0%, the weldability and toughness may be impaired. Therefore, when Cr is added, the content is made 2.0% or less. Preferably, it is 1.5% or less.
[0025]
Mo
Mo improves the hardenability and precipitates as carbonitride during tempering to suppress the decrease in hardness. However, if it exceeds 1.0%, the weldability and toughness may be impaired. 0% or less. Preferably it is 0.5% or less.
[0026]
Nb
Nb suppresses recrystallization during rolling, refines crystal grains, improves toughness, and improves hardenability. Precipitation occurs during tempering to suppress a decrease in hardness. However, if it exceeds 0.1%, the weldability may be impaired. Preferably it is 0.05% or less.
[0027]
V
V precipitates as a carbonitride during tempering and suppresses a decrease in hardness, but if it exceeds 0.2%, the weldability may be impaired. Preferably, it is 0.1% or less.
[0028]
[Organization]
The wear-resistant steel according to the present invention has a structure in which the surface layer changes from the center to the center of the plate thickness in an inclined manner. The surface layer of the steel of the present invention has a martensite structure substantially as-quenched, and the structure at the center of the plate thickness substantially has a tempered martensite structure or a tempered bainite structure or a mixed structure of both.
[0029]
By making the surface layer substantially martensitic as-quenched, a surface Brinell hardness (HB (10/3000)) of 300 or more, preferably 360 or more, which is the hardness required for wear resistance, is obtained. An excellent low-temperature toughness can be obtained by substantially forming the center of the sheet thickness into a tempered martensite structure, a tempered bainite structure, or a mixed structure of both.
[0030]
In the present invention, the substantially as-quenched martensitic structure includes not only a case where the structure is composed of only as-quenched martensite structure but also a case where a small amount of other structure is included. Substantially the same applies to the case of a tempered martensite structure and a tempered bainite structure.
[0031]
Further, in the present invention, the surface layer means the vicinity of the surface including at least the surface on each of the upper and lower surfaces of the steel sheet, and is, for example, about 5 mm below the surface layer from the surface layer. The thickness center portion is defined as a portion near the thickness center portion including at least half of the thickness. The depth of the surface layer in the thickness direction and the thickness at the center of the thickness can be adjusted using heat treatment conditions within the range of the present invention so as to obtain desired wear resistance and toughness.
[0032]
The classification of these tissues can be identified by a scanning electron microscope or a transmission electron microscope. For example, as-quenched and tempered martensite are distinguished by the former having substantially no carbide precipitation and the latter having carbide precipitation.
[0033]
The production conditions of the steel of the present invention will be described. FIG. 1 schematically shows an example of heat treatment conditions according to the present invention. After rolling a steel having the above-described composition to a desired thickness, directly quenching, and then rapidly heating and re-quenching, The surface layer is substantially martensitic as-quenched, and the central part of the sheet thickness is substantially tempered martensite structure or tempered bainite structure or a mixed structure of both.
[0034]
In addition, the provisions of the temperature, cooling rate, heating rate, and the like of the present invention described below are values on the surface of the steel sheet unless otherwise specified.
[Heating, rolling]
In the present invention, the slab heating temperature is not particularly defined, but the upper limit is preferably 1300 ° C. in order to suppress the coarsening of the crystal grains of the steel, and the lower limit is preferably 1000 ° C. in order to secure the direct quenching start temperature Ar of 3 points or more after rolling. .
[0035]
The rolling conditions are not particularly limited, but the cumulative rolling reduction at three or more Ar points is preferably 50% or more in order to improve the toughness by making the austenite grains fine.
[Quenching]
The quenching is performed after the quenching, since the surface layer of the steel sheet has substantially a martensite structure, and the central part of the sheet thickness has a substantially martensite structure or a bainite structure or a mixed structure of both. The cooling is performed at a temperature not lower than the Ms point at a temperature of not less than C / s.
[Reheating / Requenching]
In order to form a martensite structure while the surface layer portion of the steel sheet is substantially quenched and a center portion of the sheet thickness substantially to have a tempered martensite structure or a tempered bainite structure or a mixed structure of both, the heating rate is 1 ° C./s to the Ac 3 point or more. After heating as described above, cooling is performed from the Ar 3 point or more to the Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more.
[0036]
By rapidly heating to an Ac point of 3 or more at a temperature increase rate of 1 ° C./sec or more, the surface layer is inversely transformed into austenite and the particle size is reduced. On the other hand, the central portion of the sheet thickness has a tempered martensite structure or a tempered bainite structure in which fine carbides are precipitated due to rapid heating, or a mixed structure of both.
[0037]
When reheating, it is preferable that the maximum heating temperature at the central portion of the sheet thickness be 400 ° C. or higher and lower than the Ac1 point. By setting the temperature to 400 ° C. or higher, fine carbides are precipitated, and when the temperature is lower than the Ac1 point, the reverse transformation austenite is not generated, and the generation of harmful martensite which lowers the toughness by subsequent cooling is prevented. Further, since a temperature difference is provided between the surface layer and the central portion of the plate thickness, holding at the maximum heating temperature is not performed.
[0038]
When an induction heating device is used for reheating, the sheet thickness surface layer is heated by the induction current, and the inside of the sheet thickness is heated by heat conduction from the surface layer, so that a difference is provided in the maximum heating temperature as shown in FIG. it can. The ultimate heating temperature in the thickness direction can be controlled by adjusting the power and frequency supplied to the induction heating device according to the thickness and desired characteristics.
[0039]
After reheating, the surface layer is transformed again into martensite while maintaining the fine particle size by re-quenching from the Ar 3 point or more to the Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C./sec or more.
[0040]
By the above steps, the surface layer of the steel sheet becomes a martensite structure as-quenched having a fine grain size, and the central part of the sheet thickness becomes a tempered martensite structure or a tempered bainite structure in which fine carbides are precipitated or a mixed structure of both, and has a high surface hardness. And excellent toughness. The surface layer has high toughness due to the effect of reducing the grain size, and the central portion of the sheet thickness has high hardness due to fine precipitation of carbide.
[0041]
Further, when the present invention is carried out in a facility provided with a reheating device on a line, productivity is remarkably improved, but the reheating device can be applied offline.
For re-quenching after reheating, the steel sheet can be conveyed in the reverse direction and the cooling equipment before the heating device can be used, but another cooling device may be provided on the rear surface of the heating device.
[0042]
The Ar3 point, Ac3 point, Ac1 point, and Ms point can be derived based on the composition of the steel material, for example, by the following equation.
[0043]
Ar3 (° C) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
Ac3 (° C) = 854-180C + 44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr
Ac1 (° C) = 723-14Mn + 22Si-14.4Ni + 23.3Cr
Ms (° C.) = 517-300C-33Mn-22Cr-17Ni-11Mo-11Si
Here, the symbol of element represents the content of each element in the steel material in mass%.
[0044]
【Example】
The usefulness of the present invention will be described in detail using examples.
After melting the steel having the component composition shown in Table 1, a test steel having a plate thickness of 12 to 100 mm was manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 2, and the microstructure, hardness, and toughness were investigated. The microstructure was identified with an optical microscope, a scanning and transmission electron microscope for 1 mm below the surface and in the center of the plate thickness.
[0045]
The hardness was determined for the surface hardness and the hardness distribution in the thickness direction. The surface hardness was determined by conducting a Brinell hardness (HB (10/3000)) test in accordance with JISZ2243 and obtaining an average value of five measurement points of 300 or more. Passed.
[0046]
The hardness distribution in the thickness direction is obtained by a Vickers hardness test (Hv 10 kg) with respect to the lower part of the surface 1 mm and the center part of the thickness, and the ratio of the hardness at the center part of the thickness to the hardness of 1 mm below the surface (hardness at the center part of the thickness / 1 mm below the surface). Those having a hardness (hereinafter, hardness ratio) of more than 70% are within the scope of the present invention.
[0047]
The toughness was determined by conducting a Charpy impact test according to JISZ2202. Three test pieces were taken in the rolling direction from 5 mm below the surface layer and 1/4, 1/2 of the plate thickness, and those having an average impact value of more than 27 J at a test temperature of -40 ° C were regarded as within the scope of the present invention. . In addition, about the steel plate with a board thickness of 20 mm or less, the sampling position was set to 5 mm below the surface layer and 1/2 of the board thickness.
[0048]
Table 3 shows the test results (Example No. in Table 3 and Example No. in Table 2 have the same number for the same steel plate).
[0049]
No. Examples 1 to 7 are examples of the present invention, and the microstructure of any steel sheet is a martensite structure in which the surface layer portion of the steel sheet is finely quenched, a tempered martensite or a tempered bainite structure in which the central part of the steel sheet has fine carbide, or a mixed structure of both. It has become.
[0050]
Further, the Brinell hardness of the steel sheet surface was 300 or more, and a value exceeding 70% was obtained as the hardness ratio in the hardness distribution in the thickness direction. The Charpy absorbed energy at -40 ° C was 27 J or more at any sampling position, and excellent low-temperature toughness was confirmed.
[0051]
On the other hand, No. 8 to No. No. 17 is a comparative example. No. 8 has an onset temperature of direct quenching of 3 points or less of Ar and is outside the scope of the present invention. No. 9 has a cooling rate at the time of direct quenching of 10 ° C./s or less and is out of the scope of the present invention. Sample No. 10 has a direct quenching stop temperature exceeding the Ms point and is outside the scope of the present invention.
[0052]
As a result, no. 8 to No. The steel sheet No. 10 was not sufficiently quenched by direct quenching, and even after reheating and re-quenching, the central part of the sheet thickness has a structure containing ferrite. The hardness ratio is less than 70%, and the hardness at the center of the plate thickness is lower than the surface layer, which is inferior to the steel of the present invention.
[0053]
No. In No. 11, the reheating rate is slow at less than 1 ° C./s, which is outside the range of the present invention, and the austenite particle size in the surface layer becomes coarse. Further, the temperature difference between the surface layer portion and the central portion of the sheet thickness is small, and the central portion of the sheet thickness is also heated beyond the Ac1 point and re-quenched, resulting in a structure in which MA harmful to toughness is generated and low-temperature toughness is reduced. .
[0054]
No. Sample No. 12 has a reheating temperature of Ac3 or lower and falls outside the range of the present invention. Since the surface layer is not completely austenitized, a sufficiently hardened structure cannot be obtained by subsequent cooling, and the abrasion resistance and toughness are low.
[0055]
No. No. 13 had a cooling start temperature of less than 3 points of Ar at the time of re-quenching and was out of the scope of the present invention. No. 14 has a cooling rate of less than 10 ° C./s and is out of the range of the present invention. No. 15 is out of the range of the present invention when the cooling stop temperature is higher than the Ms point. In any case, a sufficiently hardened structure is not obtained, ferrite and bainite are generated in the surface layer portion, and the Brinell hardness of the surface layer is as low as less than 300, and wear resistance is low. Poor sex.
[0056]
No. No. 16 has a small C content in the composition of the test steel and is out of the scope of the present invention. No. 17 has many P and S outside the range of the present invention, and each has a lower hardness and toughness than the steel of the present invention.
[0057]
In this example, the Ar3 point, Ac3 point, Ac1 point, and Ms point were calculated using the above-described equations.
[0058]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the wear-resistant steel excellent in wear resistance and low-temperature toughness with an inexpensive component composition and the method of manufacturing such wear-resistant steel with high productivity are obtained, and are very useful industrially.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram schematically showing an example of a heat treatment condition according to the present invention.
