JP2018059188A - Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method of abrasion resistant steel sheet - Google Patents

Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method of abrasion resistant steel sheet Download PDF

Info

Publication number
JP2018059188A
JP2018059188A JP2017175185A JP2017175185A JP2018059188A JP 2018059188 A JP2018059188 A JP 2018059188A JP 2017175185 A JP2017175185 A JP 2017175185A JP 2017175185 A JP2017175185 A JP 2017175185A JP 2018059188 A JP2018059188 A JP 2018059188A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
quenching
steel sheet
wear
resistant steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2017175185A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP6583374B2 (en
Inventor
直樹 ▲高▼山
直樹 ▲高▼山
Naoki Takayama
祐介 寺澤
Yusuke Terasawa
祐介 寺澤
謙次 林
Kenji Hayashi
謙次 林
長谷 和邦
Kazukuni Hase
和邦 長谷
賢士 奥城
Kenji Okushiro
賢士 奥城
上岡 悟史
Satoshi Kamioka
悟史 上岡
悠作 竹村
Yusaku Takemura
悠作 竹村
室田 康宏
Yasuhiro Murota
康宏 室田
原田 直樹
Naoki Harada
直樹 原田
杉岡 正敏
Masatoshi Sugioka
正敏 杉岡
直人 平田
Naoto Hirata
直人 平田
Original Assignee
Jfeスチール株式会社
Jfe Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to JP2016190387 priority Critical
Priority to JP2016190387 priority
Application filed by Jfeスチール株式会社, Jfe Steel Corp filed Critical Jfeスチール株式会社
Publication of JP2018059188A publication Critical patent/JP2018059188A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP6583374B2 publication Critical patent/JP6583374B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an abrasion resistant steel sheet having excellent abrasion resistance and flexure processability and a manufacturing method therefor.SOLUTION: There is provided an abrasion resistant steel sheet having a prescribed component composition, hardness at depth of 1 mm from a surface of 460 to 590 HBW 10/3000 as Brinell hardness, volume fraction of martensite at depth of 1 mm from the surface of 90% or more, and dislocation density ρ (m) at depth of 1 mm from the surface and ρwhich is defined by the following (2) formula by using Mf point defined by the following formula (1) and satisfies the following (3) formula. Mf(°C)=410.5-407.3×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo (1) ρ=15×10×C+2×10-5.74×10×(Mf-100)-1.05×10×(Mf-100) (2) ρ≤ρ(3)SELECTED DRAWING: Figure 2

Description

本発明は、耐摩耗鋼板に関し、とくに建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で使用される産業機械、運搬機器の部材用として好適な、曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法に関する。   TECHNICAL FIELD The present invention relates to a wear-resistant steel plate, and in particular, a wear-resistant steel material excellent in bending workability suitable for use in members of industrial machinery and transportation equipment used in the fields of construction, civil engineering, mining, and the like, and a method for producing the same. About.
鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することにより向上することが知られている。そのため、例えば土、砂などによる摩耗を受け、耐摩耗性が要求される部材には、焼入などの熱処理を施して高硬度化した鋼材が使用されてきた。   It is known that the wear resistance of a steel material is improved by increasing the hardness. For this reason, for example, steel members that have been subjected to heat treatment such as quenching and have been hardened have been used for members that are subjected to wear due to soil, sand, and the like and require wear resistance.
例えば、特許文献1には、所定の成分組成を有する鋼材に熱間圧延を施して厚鋼板とした後、焼入れすることによって耐摩耗厚鋼板を製造する方法が記載されている。引用文献1に記載された方法によれば、C、合金元素、およびNの含有量を制御することにより、焼入れままで340HB以上の硬さと、高靭性とを有し、溶接低温割れ性が改善された耐摩耗厚鋼板が得られるとされている。   For example, Patent Document 1 describes a method of manufacturing a wear-resistant thick steel plate by subjecting a steel material having a predetermined composition to hot rolling to form a thick steel plate and then quenching. According to the method described in the cited document 1, by controlling the contents of C, alloying elements, and N, it has a hardness of 340 HB or more as it is quenched and high toughness, and the weld cold cracking property is improved. It is said that a wear-resistant thick steel plate is obtained.
また、特許文献2には、所定の成分組成を有する鋼に、900℃〜Ar変態点の温度で圧下率15%以上の熱間圧延を施し、次いで、Ar変態点以上の温度から直接焼入れすることによって耐摩耗鋼材を製造する方法が記載されている。引用文献2に記載された技術によれば、成分組成と焼入れ条件を制御することにより、高い硬度を有する耐摩耗鋼を容易に得ることができるとされている。 Patent Document 2 discloses that steel having a predetermined composition is hot-rolled at a temperature of 900 ° C. to Ar 3 transformation point and a reduction rate of 15% or more, and then directly from the temperature of Ar 3 transformation point or more. A method for producing wear-resistant steel by quenching is described. According to the technique described in the cited document 2, it is said that wear-resistant steel having high hardness can be easily obtained by controlling the component composition and quenching conditions.
特許文献1および2に記載された上記技術では、硬度を高めることによって耐摩耗特性を向上させている。一方、様々な形状の部材への適用や溶接個所の低減のため、耐摩耗性だけではなく曲げ加工性にも優れる耐摩耗鋼に対する需要が高まっている。   In the above techniques described in Patent Documents 1 and 2, the wear resistance is improved by increasing the hardness. On the other hand, the demand for wear-resistant steel that excels not only in wear resistance but also in bending workability is increasing due to the application to members of various shapes and the reduction of welding locations.
このような需要に対し、例えば、特許文献3には、重量%で、C:0.05〜0.20%、Mn:0.50〜2.5%、Al:0.02〜2.00%を含有し、マルテンサイトの面積分率が5%以上、50%以下である耐摩耗鋼が提案されている。特許文献3によれば、熱間圧延された鋼をAc点とAc点の間のフェライト−オーステナイト2相域温度に加熱した後、急冷することによってマルテンサイトの面積分率を制御し、それにより加工性および溶接性に優れた耐摩耗鋼が得られるとされている。 For such a demand, for example, in Patent Document 3, C: 0.05 to 0.20%, Mn: 0.50 to 2.5%, Al: 0.02 to 2.00% by weight. %, And the martensite area fraction is 5% or more and 50% or less. According to Patent Document 3, the area fraction of martensite is controlled by heating the hot-rolled steel to a ferrite-austenite two-phase region temperature between Ac 3 point and Ac 1 point, and then rapidly cooling. As a result, it is said that a wear-resistant steel excellent in workability and weldability can be obtained.
また、特許文献4には、所定の成分組成を有する鋼を、熱間圧延後直ちにMs点±25℃まで冷却し、冷却を中断してMs点+50℃以上に復熱させた後、室温まで冷却する耐摩耗鋼板の製造方法が提案されている。引用文献4によれば、前記製造方法で得られた鋼板の表面から深さ5mmまで領域における最低硬度が、該鋼板のさらに内部の領域における最高硬度よりも40HV以上低く、その結果、曲げ加工性が向上するとされている。   Patent Document 4 discloses that steel having a predetermined component composition is cooled to an Ms point ± 25 ° C. immediately after hot rolling, and the cooling is interrupted and reheated to an Ms point + 50 ° C. or higher, and then to room temperature. A method of manufacturing a wear-resistant steel sheet for cooling has been proposed. According to the cited document 4, the minimum hardness in the region from the surface of the steel plate obtained by the production method to a depth of 5 mm is 40 HV or more lower than the maximum hardness in the further inner region of the steel plate. It is supposed to improve.
さらに、特許文献5には、DIが60以上である所定の成分組成を有する鋼を、熱間圧延し、次いで0.5〜2℃/sの平均冷却速度で400℃以下の温度域まで冷却する、耐摩耗鋼板の製造方法が提案されている。特許文献5によれば、前記製造方法で得られる耐摩耗鋼板には、平均粒径0.5〜50μm以上のTi系の炭化物が400個/mm以上析出しており、その結果、熱処理を行うことなしに、優れた耐摩耗性と曲げ加工性を兼ね備えた耐摩耗鋼が得られるとしている。 Furthermore, in Patent Document 5, steel having a predetermined component composition with DI of 60 or more is hot-rolled, and then cooled to a temperature range of 400 ° C. or less at an average cooling rate of 0.5 to 2 ° C./s. A method for manufacturing a wear-resistant steel sheet has been proposed. According to Patent Document 5, wherein the wear-resistant steel sheet obtained by the process, and precipitated carbide having an average particle diameter 0.5~50μm more Ti system 400 / mm 2 or more, as a result, the heat treatment It is said that a wear-resistant steel having excellent wear resistance and bending workability can be obtained without performing this process.
特開昭63−169359号公報JP-A 63-169359 特開昭64−031928号公報JP-A-64-031928 特許第2864960号公報Japanese Patent No. 2864960 特開2006−104489号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2006-104489 特許第4899874号公報Japanese Patent No. 4899874
特許文献3〜5に記載されているように、従来の耐摩耗鋼の曲げ性を向上させる方法は、鋼板の基地相(マトリックス)の硬度を抑制して曲げ加工性を確保しつつ、ミクロ組織の制御または炭化物の析出によって耐摩耗性を向上させるという考え方に基づいている。そのため、前記方法では、基地相の硬度を十分に向上させることが難しく、したがって耐摩耗性に問題を残していた。   As described in Patent Documents 3 to 5, the conventional method for improving the bendability of wear-resistant steel is to suppress the hardness of the base phase (matrix) of the steel sheet and ensure the bending workability while maintaining the microstructure. This is based on the idea of improving the wear resistance by controlling the amount of carbide or by precipitation of carbides. For this reason, in the above method, it is difficult to sufficiently improve the hardness of the matrix phase, and therefore, there remains a problem in wear resistance.
本発明は、上記の問題を解決し、優れた耐摩耗性と曲げ加工性を兼備した耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。また本発明は、前記耐摩耗鋼板の製造方法を提供することを目的とする。   An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a wear-resistant steel sheet having both excellent wear resistance and bending workability. Moreover, an object of this invention is to provide the manufacturing method of the said abrasion-resistant steel plate.
本発明者らは、上記目的を達成するために、耐摩耗鋼板の曲げ加工性に影響する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、次の(1)〜(4)の知見を得た。
(1)耐摩耗鋼板の曲げ加工性には、該耐摩耗鋼板表層部の硬度および延性が大きく寄与する。
(2)熱間圧延と該熱間圧延後の焼入れによって製造された耐摩耗鋼板を、さらに適切な温度範囲に再加熱して焼戻すことにより、焼入れによって導入された転位のタングル(もつれ)が緩和され、その結果、鋼板表層部の延性が改善する。
(3)上記(2)の方法によれば、耐摩耗性に大きく影響を及ぼす基地相の硬度を低下させることなく、曲げ加工性を向上させることができる。
(4)焼入れ後に急速加熱する方法、または焼入れ時の冷却を所定温度で停止する方法によっても、条件を適切に選択すれば、上記(2)の方法と同様の効果を得ることができる。
In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors have intensively studied various factors that affect the bending workability of wear-resistant steel sheets. As a result, the following findings (1) to (4) were obtained.
(1) The hardness and ductility of the surface layer of the wear-resistant steel plate greatly contribute to the bending workability of the wear-resistant steel plate.
(2) The wear-resistant steel sheet produced by hot rolling and quenching after the hot rolling is further reheated to an appropriate temperature range and tempered, so that tangles of dislocations introduced by quenching can be obtained. As a result, the ductility of the steel sheet surface layer is improved.
(3) According to the method of (2), the bending workability can be improved without reducing the hardness of the base phase that greatly affects the wear resistance.
(4) The effect similar to the above method (2) can be obtained also by a method of rapid heating after quenching or a method of stopping cooling during quenching at a predetermined temperature if the conditions are appropriately selected.
初めに、本発明の基礎となった実験結果について説明する。   First, the experimental results on which the present invention is based will be described.
次の手順で耐摩耗鋼板を製造した。まず、質量%で、
C :0.27%、
Si:0.35%、
Mn:0.75%、
P :0.005%、
S :0.002%、
Ti:0.015%、
Al:0.03%、
Cr:0.38%、および
Mo:0.20%を含有し、
残部がFeおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、鋼素材として用意した。前記鋼スラブを1150℃に加熱し、熱間圧延して、板厚:12mmの熱延鋼板とした。前記熱延鋼板を熱間圧延終了直後から空冷し、次いで、再加熱焼入れを行った。前記再加熱焼入れにおいては、前記熱延鋼板を900℃の焼入れ開始温度まで再加熱した後、焼入れ停止温度である室温まで水冷した。前記再加熱焼入れ後、さらに、種々の焼戻し温度で、10分間保持する焼戻しを行った。
A wear-resistant steel plate was produced by the following procedure. First, in mass%,
C: 0.27%
Si: 0.35%,
Mn: 0.75%
P: 0.005%,
S: 0.002%,
Ti: 0.015%,
Al: 0.03%
Containing Cr: 0.38% and Mo: 0.20%,
A steel slab having a component composition with the balance consisting of Fe and inevitable impurities was prepared as a steel material. The steel slab was heated to 1150 ° C. and hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 12 mm. The hot-rolled steel sheet was air-cooled immediately after the end of hot rolling, and then re-heated and quenched. In the reheating quenching, the hot-rolled steel sheet was reheated to a quenching start temperature of 900 ° C. and then cooled to room temperature, which was a quenching stop temperature. After the reheating and quenching, tempering was further performed for 10 minutes at various tempering temperatures.
次に、上記手順で得られた耐摩耗鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2243(1998)の規定に準拠してブリネル硬さを測定した。前記測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび脱炭層の影響を除くため、鋼板表面から1mmの深さまでの領域を研削除去したのちに実施した。したがって、測定された硬度は、鋼板表面から1mmの深さの面における表面硬度である。なお、測定に際しては、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとした。   Next, a specimen for hardness measurement was collected from the wear-resistant steel plate obtained by the above procedure, and the Brinell hardness was measured in accordance with the provisions of JIS Z 2243 (1998). The measurement was carried out after grinding and removing a region from the steel plate surface to a depth of 1 mm in order to eliminate the influence of the scale and decarburized layer present on the wear-resistant steel plate surface. Therefore, the measured hardness is the surface hardness in a plane having a depth of 1 mm from the steel sheet surface. In the measurement, a tungsten hard sphere having a diameter of 10 mm was used, and the load was 3000 kgf.
また、得られた耐摩耗鋼板から、幅25mm×長さ25mmの転位密度測定用試験片を採取し、転位密度を測定した。前記測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび加工組織の影響を除くため、研削、機械研磨、および電解研磨によって鋼板表面から1mmの深さまでの領域を除去したのちに実施した。したがって、測定された転位密度は、鋼板表面から1mmの深さの面における転位密度である。転位密度は、X線回折測定によりラインプロファイルを取得し、得られたラインプロファイルをmodified Williamson-Hall法およびmodified Warren-Averbach法を用いて解析することによって算出した。   Further, a test piece for measuring dislocation density having a width of 25 mm and a length of 25 mm was taken from the obtained wear-resistant steel plate, and the dislocation density was measured. The measurement was performed after removing a region from the steel plate surface to a depth of 1 mm by grinding, mechanical polishing, and electrolytic polishing in order to remove the influence of the scale and the processed structure existing on the wear-resistant steel plate surface. Therefore, the measured dislocation density is a dislocation density in a plane having a depth of 1 mm from the steel sheet surface. The dislocation density was calculated by obtaining a line profile by X-ray diffraction measurement and analyzing the obtained line profile using the modified Williamson-Hall method and the modified Warren-Averbach method.
さらに、得られた鋼板から、幅50mm×長さ150mmの曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度:180°における限界曲げ半径を測定した。なお、ここで「限界曲げ半径」とは、鋼板表面で割れが発生しない最小の曲率半径をいい、割れ発生のない最小の曲げ半径R(mm)、および板厚t(mm)を用いて、R/tとして表すことができる。   Furthermore, a bending test piece having a width of 50 mm and a length of 150 mm was collected from the obtained steel sheet, and the critical bending radius at a bending angle of 180 ° was measured in accordance with JIS Z 2248. Here, the “limit bending radius” refers to the minimum radius of curvature at which cracks do not occur on the steel sheet surface, and uses the minimum bending radius R (mm) and thickness t (mm) at which cracks do not occur, It can be expressed as R / t.
得られた結果を図1〜3に示す。図1は表面硬度(ブリネル硬さ)と焼戻し温度の関係を、図2は転位密度と焼戻温度の関係を、図3は限界曲げ半径と焼戻温度の関係を、それぞれ示している。なお、図1〜3においては、比較のために焼入れまま(as-quenched)の耐摩耗鋼板における値を横軸の最も左側に黒丸で示している。   The obtained results are shown in FIGS. FIG. 1 shows the relationship between surface hardness (Brinell hardness) and tempering temperature, FIG. 2 shows the relationship between dislocation density and tempering temperature, and FIG. 3 shows the relationship between critical bending radius and tempering temperature. In FIG. 1 to FIG. 3, for comparison, the value of the as-quenched wear-resistant steel plate is indicated by a black circle on the leftmost side of the horizontal axis.
図1〜3から分かるように、(Mf点−100℃)未満の焼戻し温度で焼戻しを行ったサンプルは、焼入れままの鋼板と同程度の表面硬度を維持しているものの、転位密度も焼入れままの鋼板とほぼ同様であり、その結果、限界曲げ半径に改善が見られない。また、Mf点より高い焼戻し温度で焼戻しを行ったサンプルは、焼入れままの鋼板に比べて転位密度が大きく減少し、その結果、限界曲げ半径は大幅に改善しているが、同時に表層硬度が低下しているため、耐摩耗性に劣っている。これに対して、(Mf点−100℃)以上、Mf点以下の焼戻し温度で焼戻しを行ったサンプルは、焼入れままの鋼板と同程度の表面硬度を備えていると同時に、焼入れままの鋼板よりも転位密度が低く、その結果、限界曲げ半径が小さくなっている。なお、ここでMf点は、下記(1)式で定義される値である。
Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
(ただし、上記(1)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
As can be seen from FIGS. 1 to 3, the sample tempered at a tempering temperature lower than (Mf point−100 ° C.) maintains the same surface hardness as that of the as-quenched steel sheet, but the dislocation density is still quenched. As a result, there is no improvement in the critical bending radius. In addition, the sample tempered at a tempering temperature higher than the Mf point has a greatly reduced dislocation density compared to the as-quenched steel sheet, and as a result, the critical bending radius has been greatly improved, but at the same time the surface layer hardness has decreased. Therefore, the wear resistance is inferior. On the other hand, a sample tempered at a tempering temperature not lower than (Mf point−100 ° C.) and not higher than the Mf point has a surface hardness comparable to that of an as-quenched steel sheet, and at the same time from an as-quenched steel sheet Also, the dislocation density is low, and as a result, the critical bending radius is small. Here, the Mf point is a value defined by the following equation (1).
Mf (° C.) = 410.5−407.3 × C−7.3 × Si-37.8 × Mn−20.5 × Cu−19.5 × Ni−19.8 × Cr−4.5 × Mo ... (1)
(However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
本発明は、以上の知見を踏まえ、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。   The present invention has been completed with further studies based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows.
1.質量%で、
C :0.23%超、0.34%以下、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.05〜2.00%、
P :0.020%以下、
S :0.050%以下、
Al:0.100%以下、
Cr:0.05〜0.90%、
N :0.0050%以下、および
O :0.0050%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで460〜590HBW 10/3000であり、
表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
表面から1mmの深さにおける転位密度ρ(m−2)、および下記(1)式で定義されるMf点を用いて下記(2)式で定義されるρuが、下記(3)式を満足する、耐摩耗鋼板。
Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
ρu(m−2)=15×1015×C+2×1015−5.74×109×(Mf−100)2−1.05×1011×(Mf−100)…(2)
ρ≦ρu…(3)
(ただし、上記(1)および(2)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
1. % By mass
C: more than 0.23%, 0.34% or less,
Si: 0.05-1.00%,
Mn: 0.05-2.00%
P: 0.020% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.100% or less,
Cr: 0.05-0.90%
N: 0.0050% or less, and O: 0.0050% or less,
It has a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
The hardness at a depth of 1 mm from the surface is 460-590 HBW 10/3000 in terms of Brinell hardness,
The volume ratio of martensite at a depth of 1 mm from the surface is 90% or more,
Dislocation density ρ (m −2 ) at a depth of 1 mm from the surface, and ρ u defined by the following equation (2) using the Mf point defined by the following equation (1), the following equation (3) Satisfied, wear-resistant steel plate.
Mf (° C.) = 410.5−407.3 × C−7.3 × Si-37.8 × Mn−20.5 × Cu−19.5 × Ni−19.8 × Cr−4.5 × Mo ... (1)
ρ u (m −2 ) = 15 × 10 15 × C + 2 × 10 15 −5.74 × 10 9 × (Mf−100) 2 −1.05 × 10 11 × (Mf−100) (2)
ρ ≦ ρ u (3)
(However, the element symbols in the above formulas (1) and (2) are the contents of each element expressed in mass%, and the contents of the elements not contained are 0)
2.前記成分組成が、質量%で、
Nb:0.005〜0.025%、
Ti:0.005〜0.030%、および
B :0.0001〜0.0018%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1に記載の耐摩耗鋼板。
2. The component composition is mass%,
Nb: 0.005 to 0.025%,
Ti: 0.005-0.030%, and B: 0.0001-0.0018%
2. The wear-resistant steel plate according to 1 above, further comprising one or more selected from the group consisting of:
3.前記成分組成が、質量%で、
Cu:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜5.00%、
Mo:0.01〜2.00%、
V :0.01〜1.00%、
W :0.01〜1.00%、および
Co:0.01〜1.00%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1または2に記載の耐摩耗鋼板。
3. The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 1.00%,
Ni: 0.01 to 5.00%,
Mo: 0.01-2.00%,
V: 0.01 to 1.00%,
W: 0.01-1.00%, and Co: 0.01-1.00%
The wear-resistant steel sheet according to 1 or 2, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of:
4.前記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.0100%、
Mg:0.0005〜0.0100%、および
REM:0.0005〜0.0100%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1〜3のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。
4). The component composition is mass%,
Ca: 0.0005 to 0.0100%,
Mg: 0.0005 to 0.0100%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
The wear-resistant steel sheet according to any one of 1 to 3, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of:
5.表面から1mmの深さにおける平均粒径が500nm以上の介在物および析出物の密度が3.0個/mm以下である、上記1〜4のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。 5. The wear-resistant steel sheet according to any one of 1 to 4 above, wherein the density of inclusions and precipitates having an average particle diameter of 500 nm or more at a depth of 1 mm from the surface is 3.0 pieces / mm 2 or less.
6.質量%で、
C :0.23%超、0.34%以下、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.05〜2.00%、
P :0.020%以下、
S :0.050%以下、
Al:0.100%以下、
Cr:0.05〜0.90%、
N :0.0050%以下、および
O :0.0050%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱温度に加熱し、
前記加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板の焼入れを、焼入れ開始温度から開始し、
下記(1)式で定義されるMf点以下の焼入れ停止温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を焼戻し温度まで再加熱するか、または、
前記焼戻し温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れが、前記焼入れ開始温度がAr変態点以上である直接焼入れ、または、前記焼入れ開始温度がAc変態点以上である再加熱焼入れであり、
前記焼戻し温度が(Mf点−100℃)以上、Mf点以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。

Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
(ただし、上記(1)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
6). % By mass
C: more than 0.23%, 0.34% or less,
Si: 0.05-1.00%,
Mn: 0.05-2.00%
P: 0.020% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.100% or less,
Cr: 0.05-0.90%
N: 0.0050% or less, and O: 0.0050% or less,
A steel material having a component composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities is heated to a heating temperature,
Hot-rolling the heated steel material into a hot-rolled steel sheet,
Quenching the hot-rolled steel sheet starts from a quenching start temperature,
The quenching is stopped at a quenching stop temperature equal to or lower than the Mf point defined by the following formula (1), and then the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to a tempering temperature, or
Stopping the quenching at the tempering temperature, then air-cooling the quenched hot-rolled steel sheet,
The quenching is direct quenching in which the quenching start temperature is not lower than the Ar 3 transformation point, or reheating quenching in which the quenching start temperature is not lower than the Ac 3 transformation point,
The method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the tempering temperature is (Mf point−100 ° C.) or more and Mf point or less.
Mf (° C.) = 410.5-407.3 × C-7.3 × Si-37.8 × Mn-20.5 × Cu-19.5 × Ni-19.8 × Cr-4.5 × Mo ... (1)
(However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
7.前記成分組成が、質量%で、
Nb:0.005〜0.025%、
Ti:0.005〜0.030%、および
B :0.0001〜0.0018%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記6に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
7). The component composition is mass%,
Nb: 0.005 to 0.025%,
Ti: 0.005-0.030%, and B: 0.0001-0.0018%
7. The method for producing a wear-resistant steel plate according to 6 above, further comprising one or more selected from the group consisting of:
8.前記成分組成が、質量%で、
Cu:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜5.00%、
Mo:0.01〜2.00%、
V :0.01〜1.00%、
W :0.01〜1.00%、および
Co:0.01〜1.00%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記6または7に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
8). The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 1.00%,
Ni: 0.01 to 5.00%,
Mo: 0.01-2.00%,
V: 0.01 to 1.00%,
W: 0.01-1.00%, and Co: 0.01-1.00%
The method for producing a wear-resistant steel sheet according to 6 or 7 above, further comprising 1 or 2 or more selected from the group consisting of:
9.前記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.0100%、
Mg:0.0005〜0.0100%、および
REM:0.0005〜0.0100%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記6〜8のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
9. The component composition is mass%,
Ca: 0.0005 to 0.0100%,
Mg: 0.0005 to 0.0100%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
The method for producing a wear-resistant steel plate according to any one of 6 to 8, further comprising 1 or 2 selected from the group consisting of:
10.前記耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおける平均粒径が500nm以上の介在物および析出物の密度が3.0個/mm以下である、上記6〜9のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 10. The average particle diameter at a depth of 1 mm from the surface of the wear-resistant steel plate is a density of inclusions and precipitates of 3.0 pieces / mm 2 or less, according to any one of the above 6 to 9. A method for producing a wear-resistant steel sheet.
11.上記6〜10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れを、Mf点以下の焼入れ停止温度で停止し、
次いで前記焼入れされた熱延鋼板を前記焼戻し温度まで再加熱し、
さらに、前記再加熱された熱延鋼板を、前記焼戻し温度に保持する、耐摩耗鋼板の製造方法。
11. It is a manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to any one of 6 to 10 above,
The quenching is stopped at a quenching stop temperature below the Mf point,
Then, the quenched hot rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature,
Furthermore, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate which hold | maintains the said reheated hot-rolled steel plate at the said tempering temperature.
12.上記6〜10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れを、Mf点以下の焼入れ停止温度で停止し、
次いで前記焼入れされた熱延鋼板を、5℃/s以上の平均昇温速度で前記焼戻し温度まで再加熱する、耐摩耗鋼板の製造方法。
12 It is a manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to any one of 6 to 10 above,
The quenching is stopped at a quenching stop temperature below the Mf point,
Next, the method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature at an average temperature increase rate of 5 ° C./s or more.
13.上記6〜10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼戻し温度で前記焼入れを停止し、
次いで、前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する、耐摩耗鋼板の製造方法。
13. It is a manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to any one of 6 to 10 above,
Stop the quenching at the tempering temperature,
Next, a method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the quenched hot-rolled steel sheet is air-cooled.
本発明によれば、曲げ加工性と耐摩耗性を兼備した耐摩耗鋼板を、容易に製造することができる。   According to the present invention, a wear-resistant steel plate having both bending workability and wear resistance can be easily produced.
なお、下記a〜kは、本発明の他の好適な実施態様の一例である。   The following a to k are examples of other preferred embodiments of the present invention.
a.質量%で、
C :0.23%超、0.34%以下、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.50〜2.00%、
P :0.020%以下、
S :0.020%以下、
Al:0.04%以下、
Cr:0.15〜0.90%、
N :0.0050%以下、および
O :0.0050%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで460〜590HBW 10/3000であり、
表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
表面から1mmの深さにおける転位密度ρ、下記(1)式で定義されるMf点、および下記(2)式で定義されるρuが、下記(3)式を満足する、耐摩耗鋼板。
Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
ρu(m−2)=15×1015×C+2×1015−5.74×109×(Mf−100)2−1.05×1011×(Mf−100)…(2)
ρ(m−2)≦ρu…(3)
(ただし、上記(1)および(2)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
a. % By mass
C: more than 0.23%, 0.34% or less,
Si: 0.05-1.00%,
Mn: 0.50 to 2.00%,
P: 0.020% or less,
S: 0.020% or less,
Al: 0.04% or less,
Cr: 0.15-0.90%,
N: 0.0050% or less, and O: 0.0050% or less,
It has a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
The hardness at a depth of 1 mm from the surface is 460-590 HBW 10/3000 in terms of Brinell hardness,
The volume ratio of martensite at a depth of 1 mm from the surface is 90% or more,
A wear-resistant steel sheet in which dislocation density ρ at a depth of 1 mm from the surface, Mf point defined by the following formula (1), and ρ u defined by the following formula (2) satisfy the following formula (3).
Mf (° C.) = 410.5−407.3 × C−7.3 × Si-37.8 × Mn−20.5 × Cu−19.5 × Ni−19.8 × Cr−4.5 × Mo ... (1)
ρ u (m −2 ) = 15 × 10 15 × C + 2 × 10 15 −5.74 × 10 9 × (Mf−100) 2 −1.05 × 10 11 × (Mf−100) (2)
ρ (m −2 ) ≦ ρ u (3)
(However, the element symbols in the above formulas (1) and (2) are the contents of each element expressed in mass%, and the contents of the elements not contained are 0)
b.前記成分組成が、質量%で、
Nb:0.005〜0.020%、
Ti:0.010〜0.017%、および
B :0.0001〜0.0015%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記aに記載の耐摩耗鋼板。
b. The component composition is mass%,
Nb: 0.005 to 0.020%,
Ti: 0.010 to 0.017%, and B: 0.0001 to 0.0015%
The wear-resistant steel plate according to the above a, further containing one or more selected from the group consisting of:
c.前記成分組成が、質量%で、
Cu:0.01〜0.2%、
Ni:0.01〜2.0%、
Mo:0.1〜0.5%、
V :0.01〜0.05%、
W :0.01〜0.05%、および
Co:0.01〜0.05%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記aまたはbに記載の耐摩耗鋼板。
c. The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 0.2%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Mo: 0.1 to 0.5%,
V: 0.01 to 0.05%,
W: 0.01-0.05%, and Co: 0.01-0.05%
The wear-resistant steel sheet according to the above a or b, further containing one or more selected from the group consisting of:
d.前記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.0040%、
Mg:0.0005〜0.0050%、および
REM:0.0005〜0.0080%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記a〜cのいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。
d. The component composition is mass%,
Ca: 0.0005 to 0.0040%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0080%
The wear-resistant steel sheet according to any one of the above a to c, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of:
e.質量%で、
C :0.23%超、0.34%以下、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.50〜2.00%、
P :0.020%以下、
S :0.020%以下、
Al:0.04%以下、
Cr:0.15〜0.90%、
N :0.0050%以下、および
O :0.0050%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱温度に加熱し、
前記加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板の焼入れを、焼入れ開始温度から開始し、
下記(1)式で定義されるMf点以下の焼入れ停止温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を焼戻し温度まで再加熱するか、または、
前記焼戻し温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れが、前記焼入れ開始温度がAr変態点以上である直接焼入れ、または、前記焼入れ開始温度がAc変態点以上である再加熱焼入れであり、
前記焼戻し温度が(Mf点−100℃)以上、Mf点以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。

Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
(ただし、上記(1)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
e. % By mass
C: more than 0.23%, 0.34% or less,
Si: 0.05-1.00%,
Mn: 0.50 to 2.00%,
P: 0.020% or less,
S: 0.020% or less,
Al: 0.04% or less,
Cr: 0.15-0.90%,
N: 0.0050% or less, and O: 0.0050% or less,
A steel material having a component composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities is heated to a heating temperature,
Hot-rolling the heated steel material into a hot-rolled steel sheet,
Quenching the hot-rolled steel sheet starts from a quenching start temperature,
The quenching is stopped at a quenching stop temperature equal to or lower than the Mf point defined by the following formula (1), and then the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to a tempering temperature, or
Stopping the quenching at the tempering temperature, then air-cooling the quenched hot-rolled steel sheet,
The quenching is direct quenching in which the quenching start temperature is not lower than the Ar 3 transformation point, or reheating quenching in which the quenching start temperature is not lower than the Ac 3 transformation point,
The method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the tempering temperature is (Mf point−100 ° C.) or more and Mf point or less.
Mf (° C.) = 410.5-407.3 × C-7.3 × Si-37.8 × Mn-20.5 × Cu-19.5 × Ni-19.8 × Cr-4.5 × Mo ... (1)
(However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
f.前記成分組成が、質量%で、
Nb:0.005〜0.020%、
Ti:0.010〜0.017%、および
B :0.0001〜0.0015%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記eに記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
f. The component composition is mass%,
Nb: 0.005 to 0.020%,
Ti: 0.010 to 0.017%, and B: 0.0001 to 0.0015%
The method for producing a wear-resistant steel sheet according to e, further comprising one or more selected from the group consisting of:
g.前記成分組成が、質量%で、
Cu:0.01〜0.2%、
Ni:0.01〜2.0%、
Mo:0.1〜0.5%、
V :0.01〜0.05%、
W :0.01〜0.05%、および
Co:0.01〜0.05%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記eまたはfに記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
g. The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 0.2%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Mo: 0.1 to 0.5%,
V: 0.01 to 0.05%,
W: 0.01-0.05%, and Co: 0.01-0.05%
The method for producing a wear-resistant steel sheet according to the above e or f, further comprising 1 or 2 or more selected from the group consisting of:
h.前記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.0040%、
Mg:0.0005〜0.0050%、および
REM:0.0005〜0.0080%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記e〜gのいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
h. The component composition is mass%,
Ca: 0.0005 to 0.0040%,
Mg: 0.0005-0.0050%, and REM: 0.0005-0.0080%
The method for producing a wear-resistant steel sheet according to any one of the above e to g, further comprising one or more selected from the group consisting of:
i.上記e〜hのいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れを、Mf点以下の焼入れ停止温度で停止し、
次いで前記焼入れされた熱延鋼板を前記焼戻し温度まで再加熱し、
さらに、前記再加熱された熱延鋼板を、前記焼戻し温度に保持する、耐摩耗鋼板の製造方法。
i. It is a manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to any one of the above e to h,
The quenching is stopped at a quenching stop temperature below the Mf point,
Then, the quenched hot rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature,
Furthermore, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate which hold | maintains the said reheated hot-rolled steel plate at the said tempering temperature.
j.上記e〜hのいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れを、Mf点以下の焼入れ停止温度で停止し、
次いで前記焼入れされた熱延鋼板を、5℃/s以上の平均昇温速度で前記焼戻し温度まで再加熱する、耐摩耗鋼板の製造方法。
j. It is a manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to any one of the above e to h,
The quenching is stopped at a quenching stop temperature below the Mf point,
Next, the method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature at an average temperature increase rate of 5 ° C./s or more.
k.上記e〜hのいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼戻し温度で前記焼入れを停止し、
さらに、前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する、耐摩耗鋼板の製造方法。
k. It is a manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to any one of the above e to h,
Stop the quenching at the tempering temperature,
Furthermore, the manufacturing method of an abrasion-resistant steel plate which air-cools the said hot-rolled steel plate quenched.
表面硬度と焼戻し温度の関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between surface hardness and tempering temperature. 転位密度と焼戻し温度の関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between a dislocation density and tempering temperature. 限界曲げ半径と焼戻し温度の関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between a limit bending radius and tempering temperature.
[成分組成]
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明においては、耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材が、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
[Ingredient composition]
Next, a method for carrying out the present invention will be specifically described. In the present invention, it is important that the wear-resistant steel plate and the steel material used for manufacturing the steel plate have the above component composition. First, the reason why the composition of steel is limited as described above in the present invention will be described. In addition, "%" regarding a component composition shall mean "mass%" unless there is particular notice.
C:0.23%超、0.34%以下
Cは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、C含有量を0.23%超とする。C含有量は0.26%以上とすることが好ましい。一方、C含有量が0.34%を超えると、基地相の硬度が過度に上昇し、曲げ加工性が著しく低下する。そのため、C含有量は0.34%以下とする。C含有量は0.31%以下とすることが好ましい。
C: More than 0.23% and not more than 0.34% C is an element having an action of increasing the hardness of the matrix phase and improving the wear resistance. In order to acquire the said effect, C content shall be more than 0.23%. The C content is preferably 0.26% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.34%, the hardness of the matrix phase is excessively increased, and the bending workability is remarkably deteriorated. Therefore, the C content is set to 0.34% or less. The C content is preferably 0.31% or less.
Si:0.05〜1.00%
Siは、脱酸剤として作用する元素である。また、Siは、鋼中に固溶し、固溶強化により基地相の硬さを上昇させる作用を有している。これらの効果を得るために、Si含有量を0.05%以上とする。Si含有量は、0.10%以上とすることが好ましく、0.20%以上とすることがより好ましい。一方、Si含有量が1.00%を超えると、延性および靭性が低下し、さらに介在物量が増加するなどの問題が生じる。そのため、Si含有量を1.00%以下とする。Si含有量は0.80%以下とすることが好ましく、0.60%以下とすることがより好ましく、0.40%以下とすることがさらに好ましい。
Si: 0.05-1.00%
Si is an element that acts as a deoxidizer. Moreover, Si has the effect | action which dissolves in steel and raises the hardness of a base phase by solid solution strengthening. In order to obtain these effects, the Si content is set to 0.05% or more. The Si content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 1.00%, problems such as a decrease in ductility and toughness and an increase in the amount of inclusions occur. Therefore, the Si content is set to 1.00% or less. The Si content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less, and even more preferably 0.40% or less.
Mn:0.05〜2.00%
Mnは、基地相の硬さを上昇させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Mn含有量を0.05%以上とする。Mn含有量は、0.25%以上とすることが好ましく、0.50%以上とすることがより好ましい。一方、Mn含有量が2.00%を超えると硬さが高くなりすぎるため、曲げ加工性が低下する。そのため、Mn含有量は2.00%以下とする。Mn含有量は、1.80%以下とすることが好ましく、1.60%以下とすることがより好ましい。
Mn: 0.05 to 2.00%
Mn is an element having an action of increasing the hardness of the matrix phase and improving the wear resistance. In order to acquire the said effect, Mn content shall be 0.05% or more. The Mn content is preferably 0.25% or more, and more preferably 0.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, the hardness becomes too high, so that the bending workability is lowered. Therefore, the Mn content is 2.00% or less. The Mn content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.60% or less.
P:0.020%以下
Pは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって破壊の発生起点となることや、リン化物を形成して曲げ加工性を低下させるなど、悪影響を及ぼす。そのため、P含有量は、0.020%以下とする。P含有量は、0.015%以下とすることが好ましい。一方、P含有量はできる限り低くすることが望ましいため、P含有量の下限は特に限定されず、0%であってよいが、通常、Pは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には0%超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、P含有量は0.001%以上とすることが好ましい。
P: 0.020% or less P is an element contained as an unavoidable impurity, and causes segregation at a grain boundary to become a starting point of fracture, or forms a phosphide to lower bending workability. ,Adversely affect. Therefore, the P content is 0.020% or less. The P content is preferably 0.015% or less. On the other hand, since it is desirable to make the P content as low as possible, the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. Usually, P is an element inevitably contained in the steel as an impurity. Therefore, it may be more than 0% industrially. Moreover, since excessive reduction causes the refining cost to rise, the P content is preferably set to 0.001% or more.
S:0.050%以下
Sは、不可避的不純物として含有される元素であり、MnS等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、S含有量は、0.050%以下とする。S含有量は、0.020%以下とすることが好ましい。一方、S含有量はできる限り低くすることが望ましいため、S含有量の下限は特に限定されず、0%であってよいが、通常、Sは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には0%超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、S含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。
S: 0.050% or less S is an element contained as an unavoidable impurity and is present in steel as sulfide inclusions such as MnS, and has an adverse effect such as becoming a starting point of fracture. . Therefore, the S content is 0.050% or less. The S content is preferably 0.020% or less. On the other hand, since it is desirable to make the S content as low as possible, the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%, but usually S is an element inevitably contained in the steel as an impurity. Therefore, it may be more than 0% industrially. Moreover, since excessive reduction leads to an increase in refining costs, the S content is preferably set to 0.0005% or more.
Al:0.100%以下
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。これらの効果を得るためには、Al含有量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、Al含有量が0.100%を超えると、酸化物系介在物が増加して清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Al含有量は0.100%以下とする。なお、Al含有量は0.050%以下とすることが好ましく、0.040%以下とすることがより好ましく、0.030%以下とすることがさらに好ましい。
Al: 0.100% or less Al is an element that acts as a deoxidizer and has the effect of refining crystal grains. In order to obtain these effects, the Al content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the oxide inclusions increase and the cleanliness decreases. The decrease in cleanliness causes a deterioration in surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, the Al content is 0.100% or less. The Al content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less, and even more preferably 0.030% or less.
Cr:0.05〜0.90%
Crは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Cr含有量を0.05%以上とする。Cr含有量は、0.15%以上とすることが好ましく、0.25%以上とすることがより好ましい。一方、Cr含有量が0.90%を超えると硬さが高くなりすぎるため、曲げ加工性が低下する。そのため、Cr含有量は0.90%以下とする。Cr含有量は、0.85%以下とすることが好ましく、0.80%以下とすることがより好ましい。
Cr: 0.05-0.90%
Cr is an element that has the effect of increasing the hardness of the matrix phase and improving the wear resistance. In order to acquire the said effect, Cr content shall be 0.05% or more. The Cr content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.25% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.90%, the hardness becomes too high, so that the bending workability is lowered. Therefore, the Cr content is set to 0.90% or less. The Cr content is preferably 0.85% or less, and more preferably 0.80% or less.
O:0.0050%以下
Oは、不可避的不純物として含有される元素であり、酸化物などの介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素であるが、0.0050%以下の含有は許容できる。O含有量は、0.0040%以下とすることが好ましく、0.0030%以下とすることがより好ましい。一方、O含有量の下限は特に限定されず、0%であってよいが、通常、Oは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には0%超であってよい。
O: 0.0050% or less O is an element contained as an unavoidable impurity and is present in steel as inclusions such as oxides, and is an element that has an adverse effect, such as becoming a starting point of fracture. A content of 0.0050% or less is acceptable. The O content is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less. On the other hand, the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%. However, since O is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, it is industrially more than 0%. It's okay.
N:0.0050%以下
Nは、不可避的不純物として含有される元素であり、窒化物などの介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素であるが、0.0050%以下の含有は許容できる。N含有量は、0.0040%以下とすることが好ましく、0.0030%以下とすることがより好ましい。一方、N含有量の下限は特に限定されず、0%であってよいが、通常、Nは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には0%超であってよい。
N: 0.0050% or less N is an element contained as an unavoidable impurity and exists in steel as inclusions such as nitrides, and is an element having an adverse effect such as becoming a starting point of fracture. A content of 0.0050% or less is acceptable. The N content is preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less. On the other hand, the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, since N is an element inevitably contained in steel as an impurity, it is industrially more than 0%. It's okay.
本発明の一実施形態における耐摩耗鋼板および鋼素材は、以上の成分と、残部のFeおよび不可避的不純物とからなる。   The wear-resistant steel plate and steel material in one embodiment of the present invention are composed of the above components, the remaining Fe and unavoidable impurities.
以上が本発明における基本の成分組成であるが、他の実施形態において上記成分組成は、任意に、Nb:0.005〜0.025%、Ti:0.005〜0.030%、およびB:0.0001〜0.0018%からなる群より選択される1または2以上をさらに含有することができる。   The above is the basic component composition in the present invention, but in other embodiments, the component composition is arbitrarily selected from Nb: 0.005 to 0.025%, Ti: 0.005 to 0.030%, and B : 1 or 2 or more selected from the group consisting of 0.0001 to 0.0018% can be further contained.
Nb:0.005〜0.025%
Nbは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。Nbを添加する場合、前記効果を得るためにNb含有量を0.005%以上とする。Nb含有量は0.007%以上とすることが好ましい。一方、Nb含有量が0.025%を超えるとNbCが多量に析出し、曲げ加工性が低下する。そのため、含Nbを添加する場合、Nb含有量を0.025%以下とする。Nb含有量は0.023%以下とすることが好ましく、0.021%以下とすることがより好ましく、0.020%以下とすることがさらに好ましく、0.019%以下とすることが最も好ましい。
Nb: 0.005 to 0.025%
Nb is an element that increases the hardness of the matrix phase and contributes to improvement of wear resistance. When adding Nb, in order to acquire the said effect, Nb content shall be 0.005% or more. The Nb content is preferably 0.007% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.025%, a large amount of NbC is precipitated, and the bending workability is lowered. Therefore, when adding Nb containing, Nb content shall be 0.025% or less. The Nb content is preferably 0.023% or less, more preferably 0.021% or less, further preferably 0.020% or less, and most preferably 0.019% or less. .
Ti:0.005〜0.030%
Tiは、窒化物形成傾向が強く、Nを固定して固溶Nを低減する作用を有する元素である。そのため、Tiの添加により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。また、TiとBの両者が添加される場合、TiがNを固定することによってBNの析出が抑制され、その結果、Bの焼入れ性向上効果が助長される。これらの効果を得るために、Tiを添加する場合、Ti含有量を0.005%以上とする。Ti含有量は、0.010%以上とすることが好ましく、0.012%以上とすることがさらに好ましい。一方、Ti含有量が0.030%を超えると、TiCが多量に析出し、曲げ加工性を低下させる。そのため、Tiを含有する場合、Ti含有量は0.030%以下とする。Ti含有量は、0.025%以下とすることが好ましく、0.020%以下とすることがより好ましく、0.017%以下とすることがさらに好ましい。
Ti: 0.005-0.030%
Ti is an element that has a strong tendency to form nitrides and has an action of fixing N and reducing solute N. Therefore, the toughness of the base material and the welded portion can be improved by adding Ti. Moreover, when both Ti and B are added, precipitation of BN is suppressed when Ti fixes N, and as a result, the effect of improving the hardenability of B is promoted. In order to obtain these effects, when adding Ti, the Ti content is set to 0.005% or more. The Ti content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.012% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.030%, a large amount of TiC is precipitated, and the bending workability is lowered. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is set to 0.030% or less. The Ti content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.017% or less.
B:0.0001〜0.0018%
Bは、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、Bを添加することによりマルテンサイトの形成を助長し、耐摩耗性をさらに向上させることができる。前記効果を得るために、Bを添加する場合、B含有量を0.0001%以上とする。B含有量は、0.0005%以上とすることが好ましく、0.0010%以上とすることがより好ましい。一方、B含有量が0.0018%を超えると、ホウ化物などの介在物が多量になり破壊の発生起点となるなど、悪影響が生じる。そのため、Bを添加する場合、B含有量を0.0018%以下とする。B含有量は0.0016%以下とすることが好ましく、0.0015%以下とすることがより好ましく、0.0014%以下とすることがより好ましい。
B: 0.0001 to 0.0018%
B is an element having an effect of significantly improving the hardenability even when added in a small amount. Therefore, the addition of B can promote the formation of martensite and can further improve the wear resistance. In order to acquire the said effect, when adding B, B content shall be 0.0001% or more. The B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0018%, a large amount of inclusions such as borides are produced, which causes adverse effects such as occurrence of fracture. Therefore, when adding B, B content shall be 0.0018% or less. The B content is preferably 0.0016% or less, more preferably 0.0015% or less, and even more preferably 0.0014% or less.
また、本発明の他の実施形態において、上記成分組成は、任意に、Cu:0.01〜1.00%、Ni:0.01〜5.00%、Mo:0.01〜2.00%、V:0.01〜1.00%、W:0.01〜1.00%、およびCo:0.01〜1.00%からなる群より選択される1または2以上をさらに含有することができる。   Moreover, in other embodiment of this invention, the said component composition is arbitrarily Cu: 0.01-1.00%, Ni: 0.01-5.00%, Mo: 0.01-2.00. %, V: 0.01 to 1.00%, W: 0.01 to 1.00%, and Co: 0.01 to 1.00%, or one or more selected from the group consisting of 0.01 to 1.00% be able to.
Cu:0.01〜1.00%
Cuは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度を向上させるために任意に添加することができる。Cuを添加する場合、前記効果を得るためにCu含有量を0.01%以上とする。一方、Cu含有量が1.00%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Cuを添加する場合、Cu含有量を1.00%以下とする。Cu含有量は0.50%以下とすることが好ましく、0.20%以下とすることがより好ましい。
Cu: 0.01 to 1.00%
Cu is an element having an effect of improving the hardenability, and can be arbitrarily added to improve the hardness inside the steel plate. When adding Cu, in order to acquire the said effect, Cu content shall be 0.01% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.00%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when adding Cu, Cu content is made 1.00% or less. The Cu content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.20% or less.
Ni:0.01〜5.00%
Niは、Cuと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度を向上させるために任意に添加することができる。Niを添加する場合、前記効果を得るためにNi含有量を0.01%以上とする。一方、Ni含有量が5.00%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Niを添加する場合、Ni含有量を5.00%以下とする。Ni含有量は3.00%以下とすることが好ましく、2.00%以下とすることがさらに好ましい。
Ni: 0.01-5.00%
Ni is an element having an effect of improving hardenability like Cu, and can be arbitrarily added in order to improve the hardness inside the steel plate. When adding Ni, in order to acquire the said effect, Ni content shall be 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 5.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when adding Ni, the Ni content is set to 5.00% or less. The Ni content is preferably 3.00% or less, and more preferably 2.00% or less.
Mo:0.01〜2.00%
Moは、Cuと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度を向上させるために任意に添加することができる。Moを添加する場合、前記効果を得るためにMo含有量を0.01%以上とする。Mo含有量は0.1%以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量が2.00%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Moを添加する場合、Mo含有量を2.00%以下とする。Mo含有量は1.00%以下とすることが好ましく、0.50%以下とすることがより好ましい。
Mo: 0.01 to 2.00%
Mo is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added in order to improve the hardness inside the steel plate. When adding Mo, in order to acquire the said effect, Mo content shall be 0.01% or more. The Mo content is preferably 0.1% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 2.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when adding Mo, Mo content is made 2.00% or less. The Mo content is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.50% or less.
V:0.01〜1.00%
Vは、Cuと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度を向上させるために任意に添加することができる。Vを添加する場合、前記効果を得るためにV含有量を0.01%以上とする。一方、V含有量が1.00%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Vを添加する場合、V含有量を1.00%以下とする。V含有量は0.50%以下とすることが好ましく、0.25%以下とすることがより好ましく、0.05%以下とすることがさらに好ましい。
V: 0.01-1.00%
V is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added to improve the hardness inside the steel plate. When adding V, in order to acquire the said effect, V content shall be 0.01% or more. On the other hand, if the V content exceeds 1.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when V is added, the V content is 1.00% or less. The V content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.25% or less, and even more preferably 0.05% or less.
W:0.01〜1.00%
Wは、Cuと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度を向上させるために任意に添加することができる。Wを添加する場合、前記効果を得るためにW含有量を0.01%以上とする。一方、W含有量が1.00%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Wを添加する場合、W含有量を1.00%以下とする。W含有量は0.50%以下とすることが好ましく、0.25%以下とすることがより好ましく、0.05%以下とすることがさらに好ましい。
W: 0.01-1.00%
W is an element having the effect of improving the hardenability like Cu, and can be optionally added to improve the hardness inside the steel plate. When adding W, in order to acquire the said effect, W content shall be 0.01% or more. On the other hand, if the W content exceeds 1.00%, weldability is deteriorated and alloy costs are increased. Therefore, when adding W, W content shall be 1.00% or less. The W content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.25% or less, and even more preferably 0.05% or less.
Co:0.01〜1.00%
Coは、Cuと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、鋼板内部の硬度を向上させるために任意に添加することができる。Coを添加する場合、前記効果を得るためにCo含有量を0.01%以上とする。一方、Co含有量が1.00%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Coを添加する場合、Co含有量を1.00%以下とする。Co含有量は0.50%以下とすることが好ましく、0.25%以下とすることがより好ましく、0.05%以下とすることがさらに好ましい。
Co: 0.01-1.00%
Co is an element having an effect of improving the hardenability like Cu, and can be arbitrarily added to improve the hardness inside the steel sheet. When Co is added, the Co content is 0.01% or more in order to obtain the above effect. On the other hand, if the Co content exceeds 1.00%, the weldability is deteriorated and the alloy cost is increased. Therefore, when adding Co, the Co content is set to 1.00% or less. The Co content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.25% or less, and even more preferably 0.05% or less.
また、本発明の他の実施形態において、上記成分組成は、任意に、Ca:0.0005〜0.0100%、Mg:0.0005〜0.0100%、およびREM:0.0005〜0.0100%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有することができる。
Moreover, in other embodiment of this invention, the said component composition is Ca: 0.0005-0.0100%, Mg: 0.0005-0.0100%, and REM: 0.0005-0. 0100%
1 or 2 or more selected from the group consisting of can further be contained.
Ca:0.0005〜0.0100%
Caは、Sと結合し、圧延方向に長く伸びるMnS等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Caを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Caを添加する場合、Ca含有量を0.0005%以上とする。一方、Ca含有量が0.0100%を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Caを添加する場合、Ca含有量0.0100%以下とする。Ca含有量は0.0050%以下とすることが好ましく、0.0040%以下とすることがより好ましい。
Ca: 0.0005 to 0.0100%
Ca is an element having an action of binding to S and suppressing the formation of MnS or the like that extends long in the rolling direction. Therefore, by adding Ca, the form can be controlled so that the sulfide inclusions have a spherical shape, and the toughness of the welded portion and the like can be improved. In order to acquire the said effect, when adding Ca, Ca content shall be 0.0005% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel decreases. The decrease in cleanliness causes a deterioration in surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, when adding Ca, it is set as Ca content 0.0100% or less. The Ca content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0040% or less.
Mg:0.0005〜0.0100%
Mgは、Caと同様、Sと結合し、圧延方向に長く伸びるMnS等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Mgを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Mgを添加する場合、Mg含有量を0.0005%以上とする。一方、Mg含有量が0.0100%を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、Mgを添加する場合、Mg含有量を0.0100%以下とする。Mg含有量は0.0060%以下とすることが好ましく、0.0050%以下とすることがより好ましい。
Mg: 0.0005 to 0.0100%
Mg, like Ca, is an element that binds to S and suppresses the formation of MnS or the like that extends long in the rolling direction. Therefore, by adding Mg, it is possible to control the form so that the sulfide inclusions have a spherical shape and improve the toughness of the welded portion and the like. In order to acquire the said effect, when adding Mg, Mg content shall be 0.0005% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel decreases. The decrease in cleanliness causes a deterioration in surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, when adding Mg, Mg content shall be 0.0100% or less. The Mg content is preferably 0.0060% or less, and more preferably 0.0050% or less.
REM:0.0005〜0.0100%
REM(希土類金属)は、Ca、Mgと同様、Sと結合し、圧延方向に長く伸びるMnS等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、REMを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、REMを添加する場合、REM含有量を0.0005%以上とする。一方、REM含有量が0.0100%を超えると、鋼の清浄度が低下する。清浄度の低下は、表面疵の増加による表面性状の劣化と、曲げ加工性の低下を招く。そのため、REMを添加する場合、REM含有量を0.0100%以下とする。REM含有量は0.0080%以下とすることが好ましく、0.0060%以下とすることがより好ましい。
REM: 0.0005 to 0.0100%
REM (rare earth metal) is an element having an effect of suppressing the formation of MnS or the like which is bonded to S and extends long in the rolling direction, like Ca and Mg. Therefore, by adding REM, it is possible to control the form so that the sulfide inclusions have a spherical shape and to improve the toughness of the welded portion. In order to acquire the said effect, when adding REM, REM content shall be 0.0005% or more. On the other hand, when the REM content exceeds 0.0100%, the cleanliness of the steel decreases. The decrease in cleanliness causes a deterioration in surface properties due to an increase in surface defects and a decrease in bending workability. Therefore, when adding REM, REM content shall be 0.0100% or less. The REM content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
言い換えると、本発明における耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材は、以下の成分組成を有することができる。
質量%で、
C :0.23%超、0.34%以下、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.05〜2.00%、
P :0.020%以下、
S :0.050%以下、
Al:0.100%以下、
Cr:0.05〜0.90%、
N :0.0050%以下、
O :0.0050%以下、
任意に、Nb:0.005〜0.025%、Ti:0.005〜0.030%、およびB:0.0001〜0.0018%からなる群より選択される1または2以上、
任意に、Cu:0.01〜1.00%、Ni:0.01〜5.00%、Mo:0.01〜2.00%、V:0.01〜1.00%、W:0.01〜1.00%、およびCo:0.01〜1.00%からなる群より選択される1または2以上、
任意に、Ca:0.0005〜0.0100%、Mg:0.0005〜0.0100%、およびREM:0.0005〜0.0100%からなる群より選択される1または2以上、並びに
残部のFeおよび不可避的不純物からなる成分組成。
In other words, the wear-resistant steel plate and the steel material used for manufacturing the same in the present invention can have the following component composition.
% By mass
C: more than 0.23%, 0.34% or less,
Si: 0.05-1.00%,
Mn: 0.05-2.00%
P: 0.020% or less,
S: 0.050% or less,
Al: 0.100% or less,
Cr: 0.05-0.90%
N: 0.0050% or less,
O: 0.0050% or less,
Optionally, one or more selected from the group consisting of Nb: 0.005-0.025%, Ti: 0.005-0.030%, and B: 0.0001-0.0018%,
Optionally, Cu: 0.01-1.00%, Ni: 0.01-5.00%, Mo: 0.01-2.00%, V: 0.01-1.00%, W: 0 1 or more selected from the group consisting of 0.01 to 1.00% and Co: 0.01 to 1.00%,
Optionally, one or more selected from the group consisting of Ca: 0.0005-0.0100%, Mg: 0.0005-0.0100%, and REM: 0.0005-0.0100%, and the balance A component composition consisting of Fe and inevitable impurities.
[表面硬度]
ブリネル硬さ:460〜590HBW 10/3000
本願発明の耐摩耗鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで460〜590HBW 10/3000である。表面硬度を前記範囲に限定する理由を以下に説明する。
[surface hardness]
Brinell hardness: 460-590 HBW 10/3000
In addition to having the above component composition, the wear-resistant steel sheet of the present invention has a Brinell hardness of 460 to 590 HBW 10/3000 at a depth of 1 mm from the surface. The reason for limiting the surface hardness to the above range will be described below.
鋼板の耐摩耗性は、該鋼板の表層部における硬度を高めることにより向上させることができる。鋼板表層部における硬度がブリネル硬さで460HBW未満では、十分な耐摩耗性を得ることができない。そのため、鋼板表層部における硬度がブリネル硬さで460HBW以上とする。一方、鋼板表層部における硬度がブリネル硬さで590HBWを超えると、曲げ加工性が劣化する。そのため、鋼板表層部における硬度を、ブリネル硬さで590HBW以下とする。なお、ここで前記「鋼板の表層における硬度」とは、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さの位置におけるブリネル硬さを指すものとする。また、前記ブリネル硬さは、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重3000kgfで測定した値(HBW 10/3000)とする。該ブリネル硬さは、実施例に記載した方法で測定することができる。   The wear resistance of the steel sheet can be improved by increasing the hardness of the surface layer of the steel sheet. When the hardness of the steel sheet surface layer is less than 460 HBW in terms of Brinell hardness, sufficient wear resistance cannot be obtained. Therefore, the hardness of the steel sheet surface layer portion is set to 460 HBW or more in terms of Brinell hardness. On the other hand, if the hardness of the steel sheet surface layer portion exceeds 590 HBW in terms of Brinell hardness, bending workability deteriorates. Therefore, the hardness of the steel sheet surface layer portion is set to 590 HBW or less in terms of Brinell hardness. The “hardness in the surface layer of the steel sheet” herein refers to the Brinell hardness at a position 1 mm deep from the surface of the wear-resistant steel sheet. The Brinell hardness is a value (HBW 10/3000) measured using a tungsten hard sphere having a diameter of 10 mm and a load of 3000 kgf. The Brinell hardness can be measured by the method described in the examples.
[ミクロ組織]
マルテンサイトの体積率:90%以上
本願発明においては、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率(以下、単に「マルテンサイトの体積率」という)を90%以上とする。マルテンサイトの体積率が90%未満であると、鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積率を90%以上とする。マルテンサイト以外の残部組織は特に限定されないが、フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト組織などの他の組織が1種または2種以上存在してよい。一方、マルテンサイトの体積率は高いほどよいため、該体積率の上限は特に限定されず、100%であってよい。なお、前記マルテンサイトの体積率は、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さの位置における値とする。前記マルテンサイトの体積率は、実施例に記載した方法で測定することができる。
[Microstructure]
Martensite volume ratio: 90% or more In the present invention, the volume ratio of martensite at a depth of 1 mm from the surface of the wear-resistant steel sheet (hereinafter simply referred to as “volume ratio of martensite”) is 90% or more. When the volume ratio of martensite is less than 90%, the hardness of the base structure of the steel sheet is lowered, so that the wear resistance is deteriorated. Therefore, the volume ratio of martensite is 90% or more. The remaining structure other than martensite is not particularly limited, but one or more other structures such as ferrite, pearlite, austenite, and bainite structure may be present. On the other hand, since the higher the volume ratio of martensite, the better, the upper limit of the volume ratio is not particularly limited, and may be 100%. In addition, let the volume ratio of the said martensite be the value in the position of the depth of 1 mm from the surface of an abrasion-resistant steel plate. The volume ratio of the martensite can be measured by the method described in the examples.
なお、本発明におけるマルテンサイトとは、焼戻しマルテンサイトではないマルテンサイト、すなわち、セメンタイトが析出していないマルテンサイトを指すものとする。後述する製造条件を採用し、焼戻し温度を(Mf点−100℃)以上、Mf点以下とすることにより、焼戻しマルテンサイトではないマルテンサイトの体積率が90%であるミクロ組織を得ることができる。   In addition, the martensite in this invention shall refer to the martensite which is not tempered martensite, ie, the martensite which cementite does not precipitate. By adopting the manufacturing conditions described later and setting the tempering temperature to (Mf point−100 ° C.) or higher and Mf point or lower, a microstructure with a volume ratio of martensite that is not tempered martensite being 90% can be obtained. .
[転位密度]
さらに、本発明においては、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおける転位密度ρ(m−2)、および上述した(1)式で定義されるMf点を用いて下記(2)式で定義されるρuが、下記(3)式を満足する。
ρu=15×1015×C+2×1015−5.74×109×(Mf−100)2−1.05×1011×(Mf−100)…(2)
ρ≦ρu…(3)
(ただし、上記(2)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
[Dislocation density]
Furthermore, in the present invention, the dislocation density ρ (m −2 ) at a depth of 1 mm from the surface of the wear-resistant steel plate and the Mf point defined by the above-described equation (1) are defined by the following equation (2). Ρ u satisfies the following expression (3).
ρ u = 15 × 10 15 × C + 2 × 10 15 −5.74 × 10 9 × (Mf−100) 2 −1.05 × 10 11 × (Mf−100) (2)
ρ ≦ ρ u (3)
(However, the element symbol in the above formula (2) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
鋼板の転位密度は、炭素濃度と、該鋼板の製造時の温度条件(例えば、焼戻し温度)の影響を受ける。転位密度ρがρuより大きいと、耐摩耗鋼板の表層の延性が、焼入れままの状態と同等となり、曲げ加工性は向上しない。そのため、転位密度ρはρu以下とする。一方、転位密度は低いほどよいため、下限は特に限定されないが、通常は1.0×1015以上である。なお、前記転位密度は、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さの位置における値とする。 The dislocation density of the steel sheet is affected by the carbon concentration and the temperature conditions (for example, tempering temperature) at the time of manufacturing the steel sheet. If the dislocation density ρ is larger than ρ u , the ductility of the surface layer of the wear-resistant steel plate is equivalent to that in the as-quenched state, and bending workability is not improved. Therefore, the dislocation density ρ is set to ρ u or less. On the other hand, the lower the dislocation density, the better. Therefore, the lower limit is not particularly limited, but is usually 1.0 × 10 15 or more. The dislocation density is a value at a position 1 mm deep from the surface of the wear-resistant steel plate.
[介在物・析出物の密度]
介在物・析出物の密度:3.0個/mm以下
介在物および析出物の密度は、Al、N、Oなどの鋼板の成分と該鋼板の製造時の温度条件(例えば、加熱温度)の影響を受ける。耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおける、平均粒径が500nm以上の介在物・析出物の密度(以下、単に「介在物・析出物の密度」という)を3.0個/mm以下とすることにより、曲げ加工時の割れの起点を減らし、曲げ加工性をさらに向上させることができる。そのため、前記介在物・析出物の密度を3.0個/mm以下とすることが好ましい。一方、介在物・析出物の密度は低いほどよいため、下限は特に限定されないが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、0.1個/mm以上とすることが好ましい。
[Density of inclusions and precipitates]
Inclusion / precipitate density: 3.0 pieces / mm 2 or less The density of inclusions and precipitates depends on the steel sheet components such as Al, N, and O, and the temperature conditions during the production of the steel sheet (eg, heating temperature). Affected by. The density of inclusions / precipitates having an average particle size of 500 nm or more at a depth of 1 mm from the surface of the wear-resistant steel sheet (hereinafter simply referred to as “inclusions / precipitate density”) is 3.0 pieces / mm 2 or less. By doing so, the starting point of the crack at the time of a bending process can be reduced, and bending workability can further be improved. Therefore, the density of the inclusions / precipitates is preferably 3.0 pieces / mm 2 or less. On the other hand, the lower the density of inclusions / precipitates, the better. Therefore, the lower limit is not particularly limited, but excessive reduction leads to an increase in the refining cost, so 0.1 / mm 2 or more is preferable.
[板厚]
本発明の耐摩耗鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、製造上の観点からは、4〜50mmとすることが好ましい。
[Thickness]
The plate thickness of the wear-resistant steel plate of the present invention is not particularly limited and may be any thickness, but is preferably 4 to 50 mm from the viewpoint of manufacturing.
[製造方法]
次に、本発明の一実施形態における耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、上述した成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、熱間圧延した後に、焼入れを含む熱処理を後述する条件で行うことによって製造することができる。
[Production method]
Next, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate in one Embodiment of this invention is demonstrated. The wear-resistant steel plate of the present invention can be produced by heating and hot rolling a steel slab having the above-described component composition, and then performing heat treatment including quenching under the conditions described later.
[鋼素材]
前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
[Steel material]
Although the manufacturing method of the said steel raw material is not specifically limited, For example, the molten steel which has the above-mentioned composition can be melted by a conventional method, and can be manufactured by casting. The melting can be performed by an arbitrary method such as a converter, electric furnace, induction furnace or the like. In addition, the casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but can also be performed by an ingot-decomposing and rolling method. As the steel material, for example, a steel slab can be used.
[加熱]
得られた鋼素材は、熱間圧延に先立って加熱温度に加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。
[heating]
The obtained steel material is heated to a heating temperature prior to hot rolling. The heating may be performed after once cooling a steel material obtained by a method such as casting, or the obtained steel material can be directly subjected to the heating without cooling.
前記加熱温度は特に限定されないが、該加熱温度が900℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる場合がある。そのため、前記加熱温度は900℃以上とすることが好ましく、950℃以上とすることがより好ましく、1100℃以上とすることがさらに好ましい。一方、前記加熱温度が1250℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は1250℃以下とすることが好ましく、1200℃以下とすることがより好ましく、1150℃以下とすることがさらに好ましい。   The heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is less than 900 ° C., the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill in hot rolling increases and it is difficult to perform hot rolling. It may become. Therefore, the heating temperature is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 950 ° C. or higher, and further preferably 1100 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature is higher than 1250 ° C., the oxidation of the steel becomes remarkable and the loss due to the oxidation increases, resulting in a decrease in yield. Therefore, the heating temperature is preferably 1250 ° C. or less, more preferably 1200 ° C. or less, and further preferably 1150 ° C. or less.
[熱間圧延]
次いで、前記加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延の条件は特に限定されず、常法に従って行うことができる。ただし、圧延温度が850℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる場合がある。そのため圧延温度を850℃以上とすることが好ましく、900℃以上とすることがより好ましい。一方、圧延温度が1000℃より高いと、高温のため鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記圧延温度は1000℃以下とすることが好ましく、950℃以下とすることがより好ましい。
[Hot rolling]
Next, the heated steel material is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. The conditions for the hot rolling are not particularly limited, and can be performed according to a conventional method. However, if the rolling temperature is less than 850 ° C., the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill in hot rolling increases, and it may be difficult to perform hot rolling. Therefore, the rolling temperature is preferably 850 ° C. or higher, and more preferably 900 ° C. or higher. On the other hand, if the rolling temperature is higher than 1000 ° C., the oxidation of the steel becomes remarkable due to the high temperature, and the loss due to the oxidation increases, resulting in a decrease in yield. Therefore, the rolling temperature is preferably 1000 ° C. or less, and more preferably 950 ° C. or less.
[焼入れ]
次いで、得られた熱延鋼板を焼入れ開始温度から焼入れ停止温度まで焼入れする。前記焼入れは、直接焼入れ(DQ)と再加熱焼入れ(RQ)のいずれの方法で行ってもよい。また、前記焼入れにおける冷却方法は特に限定されないが、水冷で行うことが好ましい。なお、ここで「焼入れ開始温度」とは焼入れ開始時における鋼板の表面温度とする。前記「焼入れ開始温度」を、単に「焼入れ温度」という場合がある。また、「焼入れ停止温度」とは、焼入れ終了時における鋼板の表面温度とする。例えば、焼入れを水冷によって行う場合には、水冷開始時の温度を「焼入れ開始温度」、水冷終了時の温度を「焼入れ停止温度」とする。
[Hardening]
Next, the obtained hot-rolled steel sheet is quenched from the quenching start temperature to the quenching stop temperature. The quenching may be performed by either direct quenching (DQ) or reheat quenching (RQ). Moreover, the cooling method in the quenching is not particularly limited, but it is preferably performed by water cooling. Here, the “quenching start temperature” is the surface temperature of the steel sheet at the start of quenching. The “quenching start temperature” may be simply referred to as “quenching temperature”. The “quenching stop temperature” is the surface temperature of the steel plate at the end of quenching. For example, when quenching is performed by water cooling, the temperature at the start of water cooling is set as “quenching start temperature”, and the temperature at the end of water cooling is set as “quenching stop temperature”.
(直接焼入れ)
前記焼入れを直接焼入れで行う場合、上記熱間圧延終了後、熱延鋼板を再加熱することなく焼入れを行う。その際、前記焼入れ開始温度をAr変態点以上とする。これはオーステナイト状態からの焼入れによってマルテンサイト組織を得るためである。前記焼入れ開始温度がAr変態点未満であると十分に焼きが入らないため鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、最終的に得られる鋼板の耐摩耗性が低下する。一方、直接焼入れにおける焼入れ開始温度の上限は特に限定されないが、950℃以下とすることが好ましい。焼入れ停止温度については後述する。
(Direct quenching)
When the quenching is performed by direct quenching, the hot rolled steel sheet is quenched without reheating after the hot rolling is completed. At that time, the said quenching start temperature than the Ar 3 transformation point. This is to obtain a martensite structure by quenching from the austenite state. If the quenching start temperature is less than the Ar 3 transformation point, the steel sheet cannot be sufficiently hardened because of sufficient quenching. As a result, the wear resistance of the finally obtained steel sheet is lowered. On the other hand, the upper limit of the quenching start temperature in direct quenching is not particularly limited, but is preferably 950 ° C. or lower. The quenching stop temperature will be described later.
なお、Ar変態点は、例えば、次の(4)式で求めることができる。
Ar(℃)=910−273×C−74×Mn−57×Ni−16×Cr−9×Mo−5×Cu…(4)
(ただし、(4)式中の各元素記号は、質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
The Ar 3 transformation point can be obtained by the following equation (4), for example.
Ar 3 (° C.) = 910-273 × C-74 × Mn-57 × Ni-16 × Cr-9 × Mo-5 × Cu (4)
(However, each element symbol in the formula (4) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
(再加熱焼入れ)
前記焼入れを再加熱焼入れで行う場合、上記熱間圧延終了後、熱延鋼板を再加熱した後に焼入れする。その際、前記焼入れ開始温度をAc変態点以上とする。これはオーステナイト状態からの焼入れによってマルテンサイト組織を得るためである。前記焼入れ開始温度がAc変態点未満であると十分に焼きが入らないため鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、最終的に得られる鋼板の耐摩耗性が低下する。一方、再加熱焼入れにおける焼入れ開始温度の上限は特に限定されないが、950℃以下とすることが好ましい。焼入れ停止温度については後述する。
(Reheating and quenching)
When the quenching is performed by reheating and quenching, after the hot rolling is finished, the hot rolled steel sheet is reheated and then quenched. At that time, the said quenching start temperature Ac 3 transformation point or more. This is to obtain a martensite structure by quenching from the austenite state. When the quenching start temperature is less than the Ac 3 transformation point, the steel sheet cannot be sufficiently hardened because the steel sheet is not sufficiently hardened. As a result, the wear resistance of the finally obtained steel sheet is lowered. On the other hand, the upper limit of the quenching start temperature in the reheating quenching is not particularly limited, but is preferably 950 ° C. or less. The quenching stop temperature will be described later.
なお、Ac変態点は、例えば、次の(5)式で求めることができる。
Ac(℃)=912.0−230.5×C+31.6×Si−20.4×Mn−39.8×Cu−18.1×Ni−14.8×Cr+16.8×Mo…(5)
(ただし、(5)式中の各元素記号は、質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
Note that the Ac 3 transformation point can be obtained by the following equation (5), for example.
Ac 3 (° C.) = 912.0-230.5 × C + 31.6 × Si-20.4 × Mn-39.8 × Cu-18.1 × Ni-14.8 × Cr + 16.8 × Mo (5) )
(However, each element symbol in the formula (5) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
(平均冷却速度)
上記焼入れにおける冷却速度は特に限定されず、マルテンサイト相が形成される冷却速度であれば任意の値とすることができる。例えば、焼入れ開始から焼入れ停止の間における平均冷却速度は、25〜70℃/sとすることが好ましく、30〜60℃/sとすることが好ましい。なお、前記平均冷却速度は、鋼板表面の温度を用いて求められる冷却速度とする。
(Average cooling rate)
The cooling rate in the quenching is not particularly limited, and can be an arbitrary value as long as it is a cooling rate at which a martensite phase is formed. For example, the average cooling rate between the start of quenching and the quenching stop is preferably 25 to 70 ° C./s, and more preferably 30 to 60 ° C./s. In addition, let the said average cooling rate be a cooling rate calculated | required using the temperature of the steel plate surface.
本発明の耐摩耗鋼板の製造方法は、さらに次の(i)および(ii)の処理のいずれか一方を含む:
(i)Mf点以下の焼入れ停止温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を焼戻し温度まで再加熱する。
(ii)前記焼戻し温度で前記焼入れを停止する。
以下、上記(i)および(ii)のそれぞれについて説明する。
The method for producing a wear-resistant steel plate of the present invention further includes any one of the following treatments (i) and (ii):
(I) The quenching is stopped at a quenching stop temperature equal to or lower than the Mf point, and then the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to a tempering temperature.
(Ii) The quenching is stopped at the tempering temperature.
Hereinafter, each of the above (i) and (ii) will be described.
[処理(i)の場合]
焼入れ停止温度:Mf点以下
上記焼入れ工程における焼入れ停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高めることができず、鋼板の硬度が低下する。そのため、Mf点以下の焼入れ停止温度で前記焼入れを停止する。焼入れ停止温度は、200℃以下とすることが好ましく、150℃以下とすることがより好ましく、120℃以下とすることがさらに好ましい。一方、焼入れ停止温度の下限は特に限定されないが、過度の冷却は製造効率の低下を招くため、焼入れ停止温度を20℃以上とすることが好ましく、30℃以上とすることがより好ましい。
[Process (i)]
Quenching stop temperature: Mf point or less When the quenching stop temperature in the quenching step is higher than the Mf point, the volume ratio of martensite cannot be sufficiently increased, and the hardness of the steel sheet decreases. Therefore, the quenching is stopped at a quenching stop temperature equal to or lower than the Mf point. The quenching stop temperature is preferably 200 ° C. or lower, more preferably 150 ° C. or lower, and further preferably 120 ° C. or lower. On the other hand, the lower limit of the quenching stop temperature is not particularly limited, but excessive cooling causes a decrease in production efficiency, so the quenching stop temperature is preferably 20 ° C. or higher, and more preferably 30 ° C. or higher.
焼戻し温度まで再加熱
前記焼入れ停止後、焼入れされた熱延鋼板を焼戻し温度まで再加熱する。前記再加熱を行うことにより、焼入れ後の鋼板が焼き戻される。先に述べたように、前記焼戻し温度が(Mf点−100℃)未満であると、転位密度を低下させることができず、したがって、曲げ加工性が改善しない。そのため、前記焼戻し温度を(Mf点−100℃)以上とする。前記焼戻し温度は(Mf点−90℃)以上とすることが好ましく、(Mf点−80℃)以上とすることがより好ましい。一方、先に述べたように、前記焼戻し温度がMf点より高いと、転位密度は減少するものの、表面硬度の低下が顕著となる。そのため、前記焼戻し温度をMf点以下とする。前記焼戻し温度は、(Mf点−10℃)以下とすることが好ましく、(Mf点−20℃)以下とすることがより好ましい。
Reheating to tempering temperature After the quenching is stopped, the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature. By performing the reheating, the quenched steel sheet is tempered. As described above, when the tempering temperature is lower than (Mf point−100 ° C.), the dislocation density cannot be lowered, and therefore the bending workability is not improved. Therefore, the tempering temperature is set to (Mf point−100 ° C.) or higher. The tempering temperature is preferably (Mf point−90 ° C.) or higher, and more preferably (Mf point−80 ° C.) or higher. On the other hand, as described above, when the tempering temperature is higher than the Mf point, although the dislocation density is decreased, the surface hardness is significantly decreased. Therefore, the tempering temperature is set to the Mf point or less. The tempering temperature is preferably (Mf point−10 ° C.) or less, and more preferably (Mf point−20 ° C.) or less.
上記再加熱は、熱処理炉を用いた加熱、高周波誘導加熱、通電加熱など任意の方法で行うことができる。また、前記再加熱は、オフラインとオンラインのいずれで行うこともできる。   The reheating can be performed by any method such as heating using a heat treatment furnace, high-frequency induction heating, or energization heating. The reheating can be performed either offline or online.
次に、上記処理(i)の2つの好適な実施形態について説明する。   Next, two preferred embodiments of the process (i) will be described.
・製造条件A
(再加熱後、温度保持を行う場合)
上記処理(i)においては、焼入れされた熱延鋼板を前記焼戻し温度まで再加熱した後、さらに、前記再加熱された熱延鋼板を前記焼戻し温度に保持することができる。以下、この製造条件を、「製造条件A」という。前記焼戻し温度に保持される時間(以下、「保持時間」という)は、特に限定されないが、焼戻しの効果を高めるという観点からは、30秒以上とすることが好ましく、1分以上とすることがより好ましい。一方、保持時間が過度に長いと鋼板の硬度が低下するため、保持時間は60分以下とすることが好ましく、30分以下とすることがより好ましく、20分以下とすることがさらに好ましい。
・ Production conditions A
(When holding temperature after reheating)
In the said process (i), after re-heating the quenched hot-rolled steel plate to the said tempering temperature, the said re-heated hot-rolled steel plate can further be hold | maintained at the said tempering temperature. Hereinafter, this manufacturing condition is referred to as “manufacturing condition A”. Although the time (henceforth "holding time") hold | maintained at the said tempering temperature is not specifically limited, From a viewpoint of improving the effect of tempering, it is preferable to set it as 30 seconds or more, and it shall be 1 minute or more. More preferred. On the other hand, if the holding time is excessively long, the hardness of the steel sheet is lowered, so the holding time is preferably 60 minutes or less, more preferably 30 minutes or less, and even more preferably 20 minutes or less.
上記温度保持を行う場合には、熱処理炉を用いて上記再加熱を行うことが好ましい。また、この製造条件Aにおいては、前記再加熱時における平均昇温速度を0.1〜10℃/sとすることが好ましい。なお、前記保持時間が経過した後は、例えば、炉冷や空冷を行うことができる。   When the temperature is maintained, the reheating is preferably performed using a heat treatment furnace. Moreover, in this manufacturing condition A, it is preferable that the average temperature increase rate at the time of the said reheating shall be 0.1-10 degrees C / s. In addition, after the holding time has elapsed, for example, furnace cooling or air cooling can be performed.
・製造条件B
(焼入れ後、急速加熱を行う場合)
上記処理(i)においては、前記焼戻し温度までの再加熱を急速加熱で行うこともできる。その場合、前記再加熱における平均昇温速度を5℃/s以上とすることが好ましい。前記平均昇温速度を5℃/s以上とすることにより、炭化物を微細に析出させることができ、その結果、曲げ加工性が向上する。前記平均昇温速度を10℃/s以上とすることがより好ましい。以下、この製造条件を、「製造条件B」という。一方、前記平均昇温速度の上限は特に限定されないが、過度に昇温速度を高めると、再加熱を行うための設備が大型化することに加え、消費電力の増大が問題となる。そのため、前記平均昇温速度は30℃/s以下とすることが好ましく、25℃/s以下とすることがより好ましい。
・ Production conditions B
(When performing rapid heating after quenching)
In the said process (i), reheating to the said tempering temperature can also be performed by rapid heating. In that case, it is preferable that the average temperature increase rate in the said reheating shall be 5 degrees C / s or more. By setting the average temperature rising rate to 5 ° C./s or more, carbides can be finely precipitated, and as a result, bending workability is improved. More preferably, the average heating rate is 10 ° C./s or more. Hereinafter, this manufacturing condition is referred to as “manufacturing condition B”. On the other hand, the upper limit of the average temperature increase rate is not particularly limited, but if the temperature increase rate is excessively increased, the equipment for performing reheating increases in size, and an increase in power consumption becomes a problem. Therefore, the average temperature rising rate is preferably 30 ° C./s or less, and more preferably 25 ° C./s or less.
上記急速加熱を行う場合、前記焼戻し温度に到達した後は、再加熱を停止すれば良い。再加熱を停止した後は、特に限定されないが、例えば、再加熱された熱延鋼板を空冷することができる。なお、本発明の効果を損なわない限りにおいて、前記再加熱の後、水冷を行うことや、水冷と空冷の両者を行うことも許容される。   When the rapid heating is performed, the reheating may be stopped after reaching the tempering temperature. Although it does not specifically limit after stopping reheating, For example, the reheated hot-rolled steel plate can be air-cooled. In addition, as long as the effect of this invention is not impaired, after the said reheating, performing water cooling and performing both water cooling and air cooling is also accept | permitted.
上記急速加熱を行う場合、高周波誘導加熱または通電加熱により加熱を行うことが好ましい。また、生産性の観点からは、前記急速加熱をオンラインで行うことが好ましく、上記熱間圧延、焼入れ、および急速加熱を同一ライン上で行うことがより好ましい。   When the rapid heating is performed, the heating is preferably performed by high frequency induction heating or current heating. From the viewpoint of productivity, the rapid heating is preferably performed online, and the hot rolling, quenching, and rapid heating are more preferably performed on the same line.
・製造条件C
[処理(ii)の場合]
処理(ii)においては、前記焼入れを停止した後、前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する。そして、前記焼入れにおける焼入れ停止温度を、前記焼戻し温度、すなわち、(Mf点−100℃)以上、Mf点以下とする。これにより、上記処理(i)の場合と同様に鋼板が焼き戻され、転位密度を低下させることができる。以下、この製造条件を、「製造条件C」という。
・ Production conditions C
[Process (ii)]
In process (ii), after quenching, the quenched hot-rolled steel sheet is air-cooled. The quenching stop temperature in the quenching is set to the tempering temperature, that is, (Mf point−100 ° C.) or more and Mf point or less. Thereby, similarly to the case of the said process (i), a steel plate is tempered and a dislocation density can be reduced. Hereinafter, this manufacturing condition is referred to as “manufacturing condition C”.
焼入れ停止温度:(Mf点−100℃)以上、Mf点以下
上記焼入れ工程における焼入れ停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高めることができず、鋼板の硬度が低下する。そのため、Mf点以下の焼入れ停止温度で前記焼入れを停止する。焼入れ停止温度は、(Mf点−10℃)以下とすることが好ましく、(Mf点−20℃)以下とすることがより好ましい。一方、焼入れ停止温度が(Mf点−100℃)未満であると、転位密度を低下させることができず、したがって、曲げ加工性が改善しない。そのため、前記焼入れ停止温度を(Mf点−100℃)以上とする。前記焼入れ停止温度は(Mf点−90℃)以上とすることが好ましく、(Mf点−80℃)以上とすることがより好ましい。
Quenching stop temperature: (Mf point−100 ° C.) or more and Mf point or less If the quenching stop temperature in the quenching step is higher than the Mf point, the volume ratio of martensite cannot be sufficiently increased, and the hardness of the steel sheet decreases. . Therefore, the quenching is stopped at a quenching stop temperature equal to or lower than the Mf point. The quenching stop temperature is preferably (Mf point −10 ° C.) or less, and more preferably (Mf point −20 ° C.) or less. On the other hand, when the quenching stop temperature is lower than (Mf point−100 ° C.), the dislocation density cannot be lowered, and therefore the bending workability is not improved. Therefore, the quenching stop temperature is set to (Mf point−100 ° C.) or higher. The quenching stop temperature is preferably (Mf point−90 ° C.) or higher, and more preferably (Mf point−80 ° C.) or higher.
表1に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、鋼スラブとした。得られた鋼スラブを用いて、上記製造条件A、B、およびCのそれぞれにより、耐摩耗鋼板を製造した。具体的な製造手順は以下のとおりとした。   Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted to form a steel slab. Using the obtained steel slab, a wear-resistant steel plate was produced under each of the above production conditions A, B, and C. The specific manufacturing procedure was as follows.
・製造条件A
鋼スラブに対し、次の(1)〜(4)の処理を順次施した:
(1)加熱、
(2)熱間圧延、
(3)直接焼入れまたは再加熱焼入れ、および
(4)焼戻し。
・ Production conditions A
The following treatments (1) to (4) were sequentially performed on the steel slab:
(1) heating,
(2) hot rolling,
(3) Direct quenching or reheat quenching, and (4) Tempering.
各工程における処理条件を表2に示す。なお、前記焼戻しは、焼入れされた熱延鋼板を、熱処理炉を用いて表2に示した焼戻し温度まで再加熱し、次いで表2に示した保持時間、前記焼戻し温度に保持して行った。前記保持時間経過後は、焼き戻された鋼板を空冷した。なお、比較のため、一部の比較例においては、焼戻しを行わなかった。   Table 2 shows the processing conditions in each step. The tempering was performed by reheating the quenched hot-rolled steel sheet to the tempering temperature shown in Table 2 using a heat treatment furnace, and then holding the tempering temperature for the holding time shown in Table 2. After the holding time, the tempered steel sheet was air-cooled. For comparison, tempering was not performed in some comparative examples.
・製造条件B
鋼スラブに対し、次の(1)〜(4)の処理を順次施した:
(1)加熱、
(2)熱間圧延、
(3)直接焼入れまたは再加熱焼入れ、および
(4)急速加熱。
・ Production conditions B
The following treatments (1) to (4) were sequentially performed on the steel slab:
(1) heating,
(2) hot rolling,
(3) Direct quenching or reheat quenching, and (4) Rapid heating.
各工程における処理条件を表3に示す。なお、前記急速加熱には高周波誘導加熱装置を使用して、焼入れ終了後、直ちに行った。前記急速加熱における平均昇温速度および加熱温度は、表3に示した通りとした。前記急速加熱後は、加熱された鋼板を空冷した。なお、比較のため、一部の比較例においては、急速加熱を行わなかった。   Table 3 shows the processing conditions in each step. The rapid heating was performed immediately after the quenching by using a high frequency induction heating device. The average heating rate and heating temperature in the rapid heating were as shown in Table 3. After the rapid heating, the heated steel sheet was air-cooled. For comparison, rapid heating was not performed in some comparative examples.
・製造条件C
鋼スラブに対し、次の(1)〜(4)の処理を順次施した:
(1)加熱、
(2)熱間圧延、
(3)直接焼入れまたは再加熱焼入れ、および
(4)空冷。
・ Production conditions C
The following treatments (1) to (4) were sequentially performed on the steel slab:
(1) heating,
(2) hot rolling,
(3) Direct quenching or reheat quenching, and (4) Air cooling.
各工程における処理条件を表4に示す。なお、直接焼入れまたは再加熱焼入れにおいては、表4に示した焼入れ停止温度で冷却を停止した。また、前記焼入れ後は、焼入れされた鋼板を空冷した。   Table 4 shows the processing conditions in each step. In direct quenching or reheating quenching, cooling was stopped at the quenching stop temperature shown in Table 4. Further, after the quenching, the quenched steel plate was air-cooled.
次いで、上記各条件で得られた耐摩耗鋼板のそれぞれについて、表面硬度、マルテンサイトの体積率、転位密度、介在物・析出物の密度、および限界曲げ半径を評価した。評価方法は次の通りである。   Next, the surface hardness, the volume ratio of martensite, the dislocation density, the density of inclusions / precipitates, and the critical bending radius were evaluated for each of the wear-resistant steel plates obtained under the above conditions. The evaluation method is as follows.
(表面硬度)
得られた耐摩耗鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2243(1998)の規定に準拠してブリネル硬さを測定した。前記測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび脱炭層の影響を除くため、鋼板表面から1mmの深さまでの領域を研削除去したのちに実施した。したがって、測定された硬度は、鋼板表面から1mmの深さの面における表面硬度である。なお、測定に際しては、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとした。また、測定位置は、鋼板の幅方向中央とした。
(surface hardness)
A specimen for hardness measurement was collected from the obtained wear-resistant steel plate, and the Brinell hardness was measured in accordance with the provisions of JIS Z 2243 (1998). The measurement was carried out after grinding and removing a region from the steel plate surface to a depth of 1 mm in order to eliminate the influence of the scale and decarburized layer present on the wear-resistant steel plate surface. Therefore, the measured hardness is the surface hardness in a plane having a depth of 1 mm from the steel sheet surface. In the measurement, a tungsten hard sphere having a diameter of 10 mm was used, and the load was 3000 kgf. The measurement position was the center in the width direction of the steel sheet.
(マルテンサイトの体積率)
鋼板の幅方向中央、表面から1mmの深さの位置が観察位置となるよう、各鋼板からサンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて10mm×10mmの範囲を撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによってマルテンサイトの面積分率を求めた。ランダムに10視野の観察を行い、得られた面積分率の平均値をマルテンサイトの体積率とした。
(Volume ratio of martensite)
Samples were taken from each steel sheet so that the position at the center of the steel sheet in the width direction and the depth of 1 mm from the surface was the observation position. The surface of the sample was mirror-polished and further subjected to nital corrosion, and then a range of 10 mm × 10 mm was photographed using a scanning electron microscope (SEM). The imaged image was analyzed using an image analyzer to determine the martensite area fraction. Ten visual fields were observed at random, and the average value of the obtained area fractions was defined as the martensite volume fraction.
(転位密度)
得られた耐摩耗鋼板から、測定位置が鋼板の幅方向中央となるように、幅25mm×長さ25mmの転位密度測定用試験片を採取し、転位密度を測定した。前記測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび加工組織の影響を除くため、研削、機械研磨、および電解研磨によって鋼板表面から1mmの深さまでの領域を除去したのちに実施した。したがって、測定された転位密度は、鋼板表面から1mmの深さの面における転位密度である。転位密度は、X線回折測定によりラインプロファイルを取得し、得られたラインプロファイルをmodified Williamson-Hall法およびmodified Warren-Averbach法を用いて解析することによって算出した。前記X線回折測定は、次の条件で実施した。
電圧:40kV、
電流:150mA、
X線源:CuKα
(Dislocation density)
A test piece for measuring dislocation density having a width of 25 mm and a length of 25 mm was taken from the obtained wear-resistant steel plate so that the measurement position was in the center in the width direction of the steel plate, and the dislocation density was measured. The measurement was performed after removing a region from the steel plate surface to a depth of 1 mm by grinding, mechanical polishing, and electrolytic polishing in order to remove the influence of the scale and the processed structure existing on the wear-resistant steel plate surface. Therefore, the measured dislocation density is a dislocation density in a plane having a depth of 1 mm from the steel sheet surface. The dislocation density was calculated by obtaining a line profile by X-ray diffraction measurement and analyzing the obtained line profile using the modified Williamson-Hall method and the modified Warren-Averbach method. The X-ray diffraction measurement was performed under the following conditions.
Voltage: 40 kV,
Current: 150 mA
X-ray source: CuKα
(介在物・析出物の密度)
鋼板の幅方向中央、表面から1mmの深さの位置が観察位置となるよう、各鋼板からサンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、SEMを用いて10mm×10mmの範囲を撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによって介在物・析出物の粒径と個数を求め、平均粒径500nm以上の介在物・析出物について個数を測定し、密度を求めた。
(Density of inclusions and precipitates)
Samples were taken from each steel sheet so that the position at the center of the steel sheet in the width direction and the depth of 1 mm from the surface was the observation position. The surface of the sample was mirror-polished, and an area of 10 mm × 10 mm was photographed using SEM. The particle size and number of inclusions / precipitates were determined by analyzing the photographed image using an image analyzer, the number of inclusions / precipitates having an average particle size of 500 nm or more was measured, and the density was determined. .
(限界曲げ半径)
得られた鋼板から、幅50mm×長さ150mmの曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度:180°での曲げ試験を実施した。前記曲げ試験における、割れ発生のない最小の曲げ半径R(mm)、および板厚t(mm)から、限界曲げ半径R/tを求めた。限界曲げ半径R/tが2.8以下を曲げ加工性が良好であると判定した。
(Limit bending radius)
A bending test piece having a width of 50 mm and a length of 150 mm was collected from the obtained steel plate, and a bending test was performed at a bending angle of 180 ° in accordance with the provisions of JIS Z 2248. In the bending test, the critical bending radius R / t was determined from the minimum bending radius R (mm) at which no cracks occurred and the plate thickness t (mm). When the limit bending radius R / t was 2.8 or less, it was determined that the bending workability was good.
以上の方法により得られた評価結果を、表2〜4に併記する。   The evaluation results obtained by the above method are also shown in Tables 2 to 4.
表2〜4に示した結果から分かるように、本願発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、優れた耐摩耗性と曲げ加工性を兼ね備えていた。このように、本発明によれば、耐摩耗鋼板の表面硬度を低下させることなく曲げ加工性を向上させることができるため、産業上極めて有用である。   As can be seen from the results shown in Tables 2 to 4, the wear-resistant steel plate that satisfies the conditions of the present invention had excellent wear resistance and bending workability. As described above, according to the present invention, the bending workability can be improved without reducing the surface hardness of the wear-resistant steel sheet, which is extremely useful industrially.

Claims (13)

  1. 質量%で、
    C :0.23%超、0.34%以下、
    Si:0.05〜1.00%、
    Mn:0.05〜2.00%、
    P :0.020%以下、
    S :0.050%以下、
    Al:0.100%以下、
    Cr:0.05〜0.90%、
    N :0.0050%以下、および
    O :0.0050%以下を含み、
    残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで460〜590HBW 10/3000であり、
    表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
    表面から1mmの深さにおける転位密度ρ(m−2)、および下記(1)式で定義されるMf点を用いて下記(2)式で定義されるρuが、下記(3)式を満足する、耐摩耗鋼板。
    Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
    ρu(m−2)=15×1015×C+2×1015−5.74×109×(Mf−100)2−1.05×1011×(Mf−100)…(2)
    ρ≦ρu…(3)
    (ただし、上記(1)および(2)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
    % By mass
    C: more than 0.23%, 0.34% or less,
    Si: 0.05-1.00%,
    Mn: 0.05-2.00%
    P: 0.020% or less,
    S: 0.050% or less,
    Al: 0.100% or less,
    Cr: 0.05-0.90%
    N: 0.0050% or less, and O: 0.0050% or less,
    It has a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
    The hardness at a depth of 1 mm from the surface is 460-590 HBW 10/3000 in terms of Brinell hardness,
    The volume ratio of martensite at a depth of 1 mm from the surface is 90% or more,
    Dislocation density ρ (m −2 ) at a depth of 1 mm from the surface, and ρ u defined by the following equation (2) using the Mf point defined by the following equation (1), the following equation (3) Satisfied, wear-resistant steel plate.
    Mf (° C.) = 410.5−407.3 × C−7.3 × Si-37.8 × Mn−20.5 × Cu−19.5 × Ni−19.8 × Cr−4.5 × Mo ... (1)
    ρ u (m −2 ) = 15 × 10 15 × C + 2 × 10 15 −5.74 × 10 9 × (Mf−100) 2 −1.05 × 10 11 × (Mf−100) (2)
    ρ ≦ ρ u (3)
    (However, the element symbols in the above formulas (1) and (2) are the contents of each element expressed in mass%, and the contents of the elements not contained are 0)
  2. 前記成分組成が、質量%で、
    Nb:0.005〜0.025%、
    Ti:0.005〜0.030%、および
    B :0.0001〜0.0018%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1に記載の耐摩耗鋼板。
    The component composition is mass%,
    Nb: 0.005 to 0.025%,
    Ti: 0.005-0.030%, and B: 0.0001-0.0018%
    The wear-resistant steel sheet according to claim 1, further comprising one or more selected from the group consisting of:
  3. 前記成分組成が、質量%で、
    Cu:0.01〜1.00%、
    Ni:0.01〜5.00%、
    Mo:0.01〜2.00%、
    V :0.01〜1.00%、
    W :0.01〜1.00%、および
    Co:0.01〜1.00%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1または2に記載の耐摩耗鋼板。
    The component composition is mass%,
    Cu: 0.01 to 1.00%,
    Ni: 0.01 to 5.00%,
    Mo: 0.01-2.00%,
    V: 0.01 to 1.00%,
    W: 0.01-1.00%, and Co: 0.01-1.00%
    The wear-resistant steel plate according to claim 1 or 2, further comprising one or more selected from the group consisting of:
  4. 前記成分組成が、質量%で、
    Ca:0.0005〜0.0100%、
    Mg:0.0005〜0.0100%、および
    REM:0.0005〜0.0100%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1〜3のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。
    The component composition is mass%,
    Ca: 0.0005 to 0.0100%,
    Mg: 0.0005 to 0.0100%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
    The wear-resistant steel sheet according to any one of claims 1 to 3, further comprising one or more selected from the group consisting of:
  5. 表面から1mmの深さにおける平均粒径が500nm以上の介在物および析出物の密度が3.0個/mm以下である、請求項1〜4のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板。 The wear-resistant steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein the density of inclusions and precipitates having an average particle diameter of 500 nm or more at a depth of 1 mm from the surface is 3.0 pieces / mm 2 or less.
  6. 質量%で、
    C :0.23%超、0.34%以下、
    Si:0.05〜1.00%、
    Mn:0.05〜2.00%、
    P :0.020%以下、
    S :0.050%以下、
    Al:0.100%以下、
    Cr:0.05〜0.90%、
    N :0.0050%以下、および
    O :0.0050%以下を含み、
    残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱温度に加熱し、
    前記加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
    前記熱延鋼板の焼入れを、焼入れ開始温度から開始し、
    下記(1)式で定義されるMf点以下の焼入れ停止温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を焼戻し温度まで再加熱するか、または、
    前記焼戻し温度で前記焼入れを停止し、次いで前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
    前記焼入れが、前記焼入れ開始温度がAr変態点以上である直接焼入れ、または、前記焼入れ開始温度がAc変態点以上である再加熱焼入れであり、
    前記焼戻し温度が(Mf点−100℃)以上、Mf点以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。

    Mf(℃)=410.5−407.3×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo…(1)
    (ただし、上記(1)式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする)
    % By mass
    C: more than 0.23%, 0.34% or less,
    Si: 0.05-1.00%,
    Mn: 0.05-2.00%
    P: 0.020% or less,
    S: 0.050% or less,
    Al: 0.100% or less,
    Cr: 0.05-0.90%
    N: 0.0050% or less, and O: 0.0050% or less,
    A steel material having a component composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities is heated to a heating temperature,
    Hot-rolling the heated steel material into a hot-rolled steel sheet,
    Quenching the hot-rolled steel sheet starts from a quenching start temperature,
    The quenching is stopped at a quenching stop temperature equal to or lower than the Mf point defined by the following formula (1), and then the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to a tempering temperature, or
    Stopping the quenching at the tempering temperature, then air-cooling the quenched hot-rolled steel sheet,
    The quenching is direct quenching in which the quenching start temperature is not lower than the Ar 3 transformation point, or reheating quenching in which the quenching start temperature is not lower than the Ac 3 transformation point,
    The method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the tempering temperature is (Mf point−100 ° C.) or more and Mf point or less.
    Mf (° C.) = 410.5-407.3 × C-7.3 × Si-37.8 × Mn-20.5 × Cu-19.5 × Ni-19.8 × Cr-4.5 × Mo ... (1)
    (However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element expressed in mass%, and the content of the element not contained is 0)
  7. 前記成分組成が、質量%で、
    Nb:0.005〜0.025%、
    Ti:0.005〜0.030%、および
    B :0.0001〜0.0018%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項6に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
    The component composition is mass%,
    Nb: 0.005 to 0.025%,
    Ti: 0.005-0.030%, and B: 0.0001-0.0018%
    The method for producing a wear-resistant steel sheet according to claim 6, further comprising one or more selected from the group consisting of:
  8. 前記成分組成が、質量%で、
    Cu:0.01〜1.00%、
    Ni:0.01〜5.00%、
    Mo:0.01〜2.00%、
    V :0.01〜1.00%、
    W :0.01〜1.00%、および
    Co:0.01〜1.00%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項6または7に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
    The component composition is mass%,
    Cu: 0.01 to 1.00%,
    Ni: 0.01 to 5.00%,
    Mo: 0.01-2.00%,
    V: 0.01 to 1.00%,
    W: 0.01-1.00%, and Co: 0.01-1.00%
    The method for producing a wear-resistant steel plate according to claim 6 or 7, further comprising one or more selected from the group consisting of:
  9. 前記成分組成が、質量%で、
    Ca:0.0005〜0.0100%、
    Mg:0.0005〜0.0100%、および
    REM:0.0005〜0.0100%
    からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項6〜8のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
    The component composition is mass%,
    Ca: 0.0005 to 0.0100%,
    Mg: 0.0005 to 0.0100%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
    The manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate as described in any one of Claims 6-8 which further contains 1 or 2 or more selected from the group which consists of.
  10. 前記耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおける平均粒径が500nm以上の介在物および析出物の密度が3.0個/mm以下である、請求項6〜9のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 The density of inclusions and precipitates having an average particle diameter of 500 nm or more at a depth of 1 mm from the surface of the wear-resistant steel sheet is 3.0 pieces / mm 2 or less, according to any one of claims 6 to 9. Method for producing a wear-resistant steel sheet.
  11. 請求項6〜10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
    前記焼入れを、Mf点以下の焼入れ停止温度で停止し、
    次いで前記焼入れされた熱延鋼板を前記焼戻し温度まで再加熱し、
    さらに、前記再加熱された熱延鋼板を、前記焼戻し温度に保持する、耐摩耗鋼板の製造方法。
    It is a manufacturing method of the wear-resistant steel plate according to any one of claims 6 to 10,
    The quenching is stopped at a quenching stop temperature below the Mf point,
    Then, the quenched hot rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature,
    Furthermore, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate which hold | maintains the said reheated hot-rolled steel plate at the said tempering temperature.
  12. 請求項6〜10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
    前記焼入れを、Mf点以下の焼入れ停止温度で停止し、
    次いで前記焼入れされた熱延鋼板を、5℃/s以上の平均昇温速度で前記焼戻し温度まで再加熱する、耐摩耗鋼板の製造方法。
    It is a manufacturing method of the wear-resistant steel plate according to any one of claims 6 to 10,
    The quenching is stopped at a quenching stop temperature below the Mf point,
    Next, the method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the quenched hot-rolled steel sheet is reheated to the tempering temperature at an average temperature increase rate of 5 ° C./s or more.
  13. 請求項6〜10のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
    前記焼戻し温度で前記焼入れを停止し、
    次いで、前記焼入れされた熱延鋼板を空冷する、耐摩耗鋼板の製造方法。
    It is a manufacturing method of the wear-resistant steel plate according to any one of claims 6 to 10,
    Stop the quenching at the tempering temperature,
    Next, a method for producing a wear-resistant steel sheet, wherein the quenched hot-rolled steel sheet is air-cooled.
JP2017175185A 2016-09-28 2017-09-12 Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet Active JP6583374B2 (en)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016190387 2016-09-28
JP2016190387 2016-09-28

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2018059188A true JP2018059188A (en) 2018-04-12
JP6583374B2 JP6583374B2 (en) 2019-10-02

Family

ID=61907512

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2017175185A Active JP6583374B2 (en) 2016-09-28 2017-09-12 Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP6583374B2 (en)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111471936A (en) * 2020-04-30 2020-07-31 江苏利淮钢铁有限公司 Improved steel for agricultural machinery cutting tool and production method thereof
CN111763879A (en) * 2020-06-04 2020-10-13 宁波浩渤工贸有限公司 Preparation method of flat washer for high-strength bolt

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103820731A (en) * 2014-03-03 2014-05-28 莱芜钢铁集团有限公司 Ultra-thin broad-width wear-resistant steel plate and method for producing steel plate in large compression ratio
JP2014520954A (en) * 2011-11-25 2014-08-25 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 Ultra-high strength wear-resistant steel sheet and method for producing the same
JP2014194043A (en) * 2013-03-28 2014-10-09 Jfe Steel Corp Abrasion resistant steel plate having low-temperature toughness and hydrogen embrittlement resistance, and manufacturing method thereof
JP2016509130A (en) * 2013-01-22 2016-03-24 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 Ultra-high toughness steel sheet having low yield ratio and method for producing the same
JP2016509631A (en) * 2013-03-28 2016-03-31 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 High performance low alloy wear resistant steel sheet and method for producing the same
JP2016079459A (en) * 2014-10-17 2016-05-16 Jfeスチール株式会社 Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method therefor

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014520954A (en) * 2011-11-25 2014-08-25 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 Ultra-high strength wear-resistant steel sheet and method for producing the same
JP2016509130A (en) * 2013-01-22 2016-03-24 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 Ultra-high toughness steel sheet having low yield ratio and method for producing the same
JP2014194043A (en) * 2013-03-28 2014-10-09 Jfe Steel Corp Abrasion resistant steel plate having low-temperature toughness and hydrogen embrittlement resistance, and manufacturing method thereof
JP2016509631A (en) * 2013-03-28 2016-03-31 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 High performance low alloy wear resistant steel sheet and method for producing the same
CN103820731A (en) * 2014-03-03 2014-05-28 莱芜钢铁集团有限公司 Ultra-thin broad-width wear-resistant steel plate and method for producing steel plate in large compression ratio
JP2016079459A (en) * 2014-10-17 2016-05-16 Jfeスチール株式会社 Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method therefor

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111471936A (en) * 2020-04-30 2020-07-31 江苏利淮钢铁有限公司 Improved steel for agricultural machinery cutting tool and production method thereof
CN111763879A (en) * 2020-06-04 2020-10-13 宁波浩渤工贸有限公司 Preparation method of flat washer for high-strength bolt

Also Published As

Publication number Publication date
JP6583374B2 (en) 2019-10-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10093998B2 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and method for manufacturing the same
US10253385B2 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen embrittlement resistance and method for manufacturing the same
JP5034308B2 (en) High strength thick steel plate with excellent delayed fracture resistance and method for producing the same
US20190338402A1 (en) Method for manufacturing railway vehicle wheel
WO2016038809A1 (en) High strength seamless steel pipe for use in oil wells and manufacturing method thereof
JPWO2014045553A1 (en) Abrasion resistant steel plate with excellent low temperature toughness and corrosion wear resistance
JP5928405B2 (en) Tempered steel sheet excellent in resistance to hydrogen-induced cracking and method for producing the same
JP2012062557A (en) High-strength hot rolled steel sheet having excellent toughness and method for producing the same
JP6573033B2 (en) Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet
JP6225874B2 (en) Abrasion-resistant steel plate and method for producing the same
JP5458624B2 (en) Wear-resistant steel plate with excellent workability and method for producing the same
JP4207334B2 (en) High-strength steel sheet with excellent weldability and stress corrosion cracking resistance and method for producing the same
JP6583374B2 (en) Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet
JP6572952B2 (en) Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet
JP6711434B2 (en) Abrasion resistant steel plate and manufacturing method thereof
JP6737208B2 (en) Wear-resistant steel plate
JP6048436B2 (en) Tempered high tensile steel plate and method for producing the same
JP5477089B2 (en) Manufacturing method of high strength and high toughness steel
KR20120126961A (en) Material having high strength and toughness and method for forming tower flange using the same
JP6583375B2 (en) Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet
JP2020111835A (en) Method for producing abrasion-resistant steel sheet
JP6673320B2 (en) Thick steel plate and method for manufacturing thick steel plate
JP2021031709A (en) Method for manufacturing wear resistant steel material excellent in fatigue resistance property
JP2021031711A (en) Method for manufacturing wear resistant steel material excellent in fatigue resistance property
WO2021241605A1 (en) Wear resistant steel sheet and method for producing wear resistant steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20180419

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20190213

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20190219

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20190401

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20190806

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20190819

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6583374

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150