JP3736320B2 - Abrasion-resistant steel with excellent toughness and delayed fracture resistance and method for producing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器等に用いられる靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材ならびにその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で用いられる産業機械、運搬機器（例えば、パワーショベル、ブルドーザ、大型ダンプトラック等）における土砂摩耗部は、その摩耗量によって寿命が支配されるため、優れた耐摩耗性を有する鋼材であることが要求されている。そのため、耐摩耗性を向上させるために、鋼材の組織をマルテンサイト組織とすることにより鋼材の硬度を高めること等がなされている。
【０００３】
ところで、マルテンサイト組織とされた鋼材の硬度はＣ含有量により一義的に決定される。したがって、Ｃ含有量を高めることにより鋼材の硬度を向上できるが、その反面、鋼材の靭性が著しく劣化し、さらに鋼材中の水素に起因する遅れ破壊が生じ易くなるという問題があった。
【０００４】
そこで、これまでは焼入れ性向上による鋼材硬度の向上、すなわち耐摩耗性を向上させるとともに、靭性および耐遅れ破壊性を確保できるように鋼成分の選定を行なうことが前提とされてきた。
【０００５】
また、靭性および耐遅れ破壊性をともに向上させることを意図して、鋼を熱間圧延して空冷した後に、再加熱焼入れし、さらに必要に応じて焼戻し処理を施すことにより耐摩耗鋼材の製造はなされてきた。
【０００６】
具体的には、特開平１０−１０２１８５号公報には、オーステナイト再結晶温度域で圧延して旧オーステナイト粒を微細化し、再加熱操作によりＣｒ、Ｍｏ、Ｖの各元素を基地中に固溶させた後に焼入れおよび焼戻しを行なう製造方法が開示されている。この製造方法により得られた鋼材は、その使用中にＣｒ、Ｍｏ、Ｖの複合析出物が生成され、この生成された複合析出物により耐摩耗性が向上される。したがって、耐摩耗性の向上には寄与するが、靭性には有害なＣ、Ｍｎ等の含有量を低減できる。
【０００７】
また、特開平１１−７１６３１号公報には、Ｃ含有量を低減し、このＣ量低減に伴う焼入れ性の低下をＳｉ含有量の増加により補償し、さらにＮｂのピンニング効果を利用して再加熱操作時にオーステナイト粒が粗大化するのを抑制し、これにより靭性を向上させる製造方法が開示されている。
【０００８】
さらに、特開昭６０−５９０１９号公報には、Ｍｎ含有量を低減することにより耐遅れ破壊性を向上させ、このＭｎ含有量の低減に伴う焼入れ性の低下をＣｒ、Ｍｏの添加により補償する製造方法が開示されている。
【０００９】
しかしながら、これら従来の製造方法は、いずれも再加熱焼入れ工程を含むため、製造工程が複雑化して製品コストの上昇が避けられないという欠点があった。さらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の添加元素の増加は製造コストをより一層上昇させる。
【００１０】
一方、製造コストの削減を意図して、上述の熱間圧延後の空冷操作および再加熱焼入れ操作を省略し、その代わりに直接焼入れ操作を行なう製造方法を確立することが望まれている。
【００１１】
具体的には、特開平８−４１５３５号公報には、鋼成分としてＳｉとＮｂとを組み合わせて添加し、直接焼入れした後に焼戻しする製造方法が開示されている。この製造方法によれば、Ｓｉ，Ｎｂの両元素が焼戻し脆化および焼戻し軟化をともに抑制すること、Ｎｂが旧オーステナイト粒の微細化に作用して耐摩耗性と靭性とが両立すること、さらにＭｏを添加することにより焼入れ性および靭性をより向上させることができる。
【００１２】
また、特開平１−２５５６２２号公報には、直接焼入れした後に、鋼板内の引張残留応力を低減して耐遅れ破壊性を向上させることを意図して高温焼戻しを行なう一方、この高温焼戻しによって生じる硬度低下をＮｂ添加により補償する製造方法が開示されている。
【００１３】
さらに、特開昭６３−３１７６２３号公報には、遅れ破壊感受性を高めるＭｎの含有量を低減し、Ｍｎ含有量の低減に伴う鋼材の硬度低下をＮｂ添加により補償し、かつＴｉを添加して直接焼入れ後に低温焼戻しを行ない、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物を析出させることにより、これら析出物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとして作用して耐遅れ破壊性が向上されることが開示されている。
【００１４】
上述の特開平８−４１５３５号公報、特開平１−２５５６２２号公報および特開昭６３−３１７６２３号公報に記載された技術は、いずれも鋼組成の選定を行なうとともに、焼戻し処理によりマトリックスを軟化させて靭性および耐遅れ破壊性を向上させ、かつこれら靭性および耐遅れ破壊性の向上に伴う硬度低下を特定の成分元素を含有させることによって補償し、耐摩耗性の確保を意図するものである。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の従来技術に共通した問題点は、特定の成分元素の添加が必要であるのでコストの上昇を招き、これにより省プロセス化によるコスト低減を相殺してしまう可能性がある。また、いずれの従来技術も焼戻し工程が必須であるため、製造コストの上昇や生産効率の低下を招くことが懸念される。
【００１６】
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであって、その目的とするところは、特殊な鋼選定を行なうことなく靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材を提供することにある。
【００１７】
本発明の他の目的は、このような耐摩耗鋼材を製造するにあたり、製造コストを節減できる製造方法を提供することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、靭性および耐摩耗性に優れた耐摩耗鋼材について鋭意研究を重ねた結果、オーステナイト未再結晶温度域で強圧下を施すことによりオーステナイト粒を形態制御した後に、直ちに直接焼入れし、かつこの焼入れを特定の温度域で途中停止することにより表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることによって、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材を開発するに至った。
本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。
【００１９】
本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００２０】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．２％からなる群から選択される１種または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位にあたる表層部がマルテンサイト組織であり、内質部の８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であり、前記内質部の残部が上部ベイナイト組織およびフェライト組織のうち少なくとも一方を含み、板厚中央部における旧オーステナイト粒径（ｄＺ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比（ｄＬ／ｄＺ）で表される旧オーステナイト粒展伸度が２以上であることを特徴としている。
【００２１】
また、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有させるようにしてもよい。
【００２２】
本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、調製された鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴としている。
【００２３】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する調製工程と、前記鋼材を加熱した後に、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に熱間圧延する圧延工程と、圧延された鋼材を直ちにＡｒ3点以上の温度域から焼入れを開始し、Ｍｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する焼入れ工程と、を備えたことを特徴としている。
【００２４】
また、調製工程の鋼材は、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％をさらに含有するようにしてもよい。
【００２５】
以下、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材について説明する。
【００２６】
まず、上記の各成分の働きおよび成分範囲の限定理由を述べる。なお、以下の各成分範囲における「％」は「質量％」を意味する。
【００２７】
（１）Ｃ：０．０５〜０．４０％
Ｃは鋼材の硬度を高めるとともに、後述するマルテンサイト組織のラス内に微細炭化物を生じさせ、靭性と耐遅れ破壊性とを向上させる働きを有する。Ｃ含有量は０．０５％以上必要であるが、０．４％を超えると、溶接性が劣化し、焼き割れが生じやすくなるとともに、耐摩耗性を確保しつつ靭性および耐遅れ破壊性を向上させ難くなる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５〜０．３％である。
【００２８】
（２）Ｓｉ：０．１〜０．８％
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤としての働きを有する。脱酸剤として有効な働きをなすために、その添加量は０．１％以上必要であるが、０．８％を超える添加量にすると、溶接部靭性を損なうおそれがある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５〜０．５５％である。
【００２９】
（３）Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは低コストで焼入れ性を高める働きおよび靭性を向上させる働きを有し、その含有量は０．５％以上必要であるが、２．０％を超えると溶接性を損なうおそれがあり、また遅れ破壊が生じやすくなる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０〜１．６％である。
【００３０】
（４）Ｃｒ：０．０５〜２．０％
Ｃｒは低コストで焼入れ性を向上させる働きを有する。０．０５％未満のＣｒ含有量ではその効果が小さく、２．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５〜１．５％である。
【００３１】
（５）Ｔｉ：０．００５〜０．５％
Ｔｉは鋼中のＮと化合し、このＮを固定して後述するＢによる焼入れ性を確保する働きを有するとともに、ＴｉＣとして分散析出して耐摩耗性の向上に寄与する。０．００５％未満のＴｉ含有量ではこのような効果を得がたく、一方、０．５％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。
【００３２】
（６）Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂはその微量添加によって焼入れ性を高める働きを有する。Ｂ含有量は、０．０００５％未満ではその効果を発揮し難く、一方、０．００５％を超えると、溶接性に有害となるおそれがあるとともに、焼入れ性の低下を招くおそれがある。
【００３３】
（７）Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは製鋼時の脱酸剤としての働きを有し、その含有量は０．００５％以上必要であるが、０．１０％を超えると靭性の低下を招くおそれがある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５〜０．０３５％である。
【００３４】
（８）Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、上記のＢと化合しやすく焼入れ性を阻害する。０．００５％を超えるＮ含有量にすると、上述の特定した含有量範囲のＴｉによるＮの固定が不十分になるおそれがある。したがって、Ｎ含有量の上限を０．００５％とした。
【００３５】
本発明に係る鋼材の基本成分は以上であるが、さらにその特性を向上させるために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂから選ばれる１種または２種以上を含有させることができる。
【００３６】
（９）Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは焼入れ性をより向上させる働きを有する。Ｃｕ含有量が０．１％未満ではこの効果が小さく、１．０％を超えると熱間脆性を引き起こすおそれがある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３７】
（１０）Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは靭性と焼入れ性とをより向上させる働きを有する。Ｎｉ含有量は０．１％以上必要であるが未満ではそれらの効果が小さく、１．０％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１〜０．３％である。
【００３８】
（１１）Ｍｏ：０．１〜１．０％
Ｍｏは焼入れ性をより向上させる働きを有し、その含有量は０．１％以上必要であるが、１．０％を超えると溶接性および靭性を損なうおそれがある。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００３９】
（１２）Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは析出硬化により鋼材硬度をより上昇させる働きを有し、その含有量は０．０１％以上必要であるが、０．２％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１〜０．１％である。
【００４０】
（１３）Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは上記の（１）〜（１２）の各成分とは異なる作用を有し、圧延時の再結晶化を抑制して圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、靭性を向上させる働きを有する。Ｎｂ含有量は０．００５％未満ではこのような働きを有効になすことができないおそれがあり、一方、０．１％を超えると溶接性を損なうおそれがある。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５〜０．０３％である。
【００４１】
本発明に係る鋼材は、上記の特定範囲の各成分を含有するものであって、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織である。ここで表層部とは、鋼材表面から深さ１ｍｍの部位のことをいう。
【００４２】
なお、本発明においては、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部で８０％以上がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であればよく、内質部には一部上部ベイナイト組織やフェライト組織が混合されることを許容する。また、このマルテンサイト組織は、後述する直接焼入れ−途中停止において、途中停止後の復熱による炭化物が析出した焼戻しマルテンサイト組織であってもよい。
【００４３】
さらに、本発明の鋼材は、肉厚方向の旧オーステナイト粒径（ｄｚ）に対する圧延方向の旧オーステナイト粒径（ｄＬ）の比で表される旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄｚ）が２以上である。本発明において旧オーステナイト粒展伸度を２以上とするのは、これにより靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が発揮されるからである。これは、鋼板の旧オーステナイト粒展伸度と、吸収エネルギー（Ｊ）、遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）およびブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）との関係を示す図１の特性線図から理解できる。
【００４４】
上記の旧オーステナイト粒展伸度は、例えば、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定された焼入焼戻し法による熱処理粒度試験法に基づき、鋼板の肉厚方向に沿う断面および鋼板の圧延方向に沿う断面にそれぞれ現出させた旧オーステナイト粒の粒径を測定することにより求められる。なお、図１の横軸にとった旧オーステナイト粒展伸度の値は、板厚ｔ／２部において５視野で観察したときに得られた測定値の平均値とした。
【００４５】
ここで用いた鋼材試料としては、質量％で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．４５％、Ｍｎ：１．５５％、Ｐ：０．０１１％、Ｓ：０．００５％、Ｃｒ：０．３１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｂ：０．００１９％、Ａｌ：０．０３５％、Ｎ：０．００２９％、残部が鉄である組成の鋼を種々の条件で圧延した後、表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織とした鋼板（板厚５０ｍｍ）である。図１の縦軸にとったブリネル硬さの測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４３に基づいて、鋼鈑表面に直径１０ｍｍの圧子を押し込んだときに形成されるくぼみの直径を測定するブリネル硬さ（ＨＢ１０／３０００）試験により行なった。また、図１の縦軸にとった吸収エネルギーは、板厚中央部から採取したＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に基づく１０×１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片を用い、試料の圧延方向に対して垂直に衝撃力を与えるようにしたシャルピー衝撃試験を−４０℃で行なった。なお、吸収エネルギーの値は、上記の衝撃試験を３回行ない、得られた測定値の平均値を求めたものである。さらに図１の縦軸にとった遅れ破壊発生応力拡大係数は、試験片を３．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に浸漬させるとともに試験片の圧延方向に対して垂直方向に所定の荷重を負荷する片持ち梁型の定荷重遅れ破壊試験において、破断に至る最大の応力拡大係数である。なお、このときの破断の測定は１０００時間を最長とした。
【００４６】
図１において、旧オーステナイト粒展伸度の値によらずブリネル硬さの値は約４００程度とほぼ一定である。また、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２となるところを境にしてｄＬ／ｄｚが２未満である領域で吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数は著しく低く、一方、ｄＬ／ｄｚが２以上である領域で吸収エネルギーおよび遅れ破壊応力拡大係数が急激に上昇する顕著な遷移が認められ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を示すことが判明した。すなわち、旧オーステナイト粒展伸度を２以上とし、かつ表層部をマルテンサイト組織とし、かつ内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることにより、所望の耐摩耗性を維持しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００４７】
このように靭性および耐遅れ破壊性が著しく向上するのは、マルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織においてラス長さが短くなること、および下部ベイナイトラス内で微細な炭化物が優先析出することによるものと考えられる。すなわち、靭性に関しては、（ａ）ラス長さが短くなることにより亀裂の屈曲や分岐が生じやすくなること、（ｂ）ラス組織内に優先析出した微細な炭化物が亀裂の進展を抑制する障壁となること、以上（ａ）、（ｂ）の両作用により靭性が向上するものと考えられる。一方、耐遅れ破壊性に関しては、ラス組織内の微細炭化物とマトリックスとの界面が水素のトラップサイトとなり、遅れ破壊の発生が抑制されるからであると考えられる。
【００４８】
次に、本発明に係る靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法について説明する。
【００４９】
本発明に係る鋼材の製造方法は、まず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｎを上記の（１）〜（８）に示す特定範囲を満たすように含有し、残部が実質的に鉄および不可避的不純物からなる鋼材を調製する。
【００５０】
この調製工程において、成分元素としてさらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖのうち１種または２種以上を上記の（９）〜（１２）に示す成分範囲で含有させてもよい。また、成分元素としてＮｂを上記の（１３）に示す成分範囲でさらに含有させてもよい。
【００５１】
次に、調製された鋼材を加熱した後、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なう。ここで、９００℃なる上限温度は、鋼板表面から鋼板中央部にかけての平均温度を意味し、以下の説明における温度についても同様である。なお、実際の製造では実質的に鋼板表面温度により温度管理されるが、リアルタイムで平均温度を計算して、この平均温度に基づき温度制御できるようにする必要がある。
【００５２】
圧延前の鋼材の加熱温度としては、９５０〜１２５０℃であることが好ましい。この加熱温度を９５０℃未満にすると、鋼の変形抵抗が高くなるので圧延を行なうことが困難になる。また、１２５０℃を超える加熱温度にすると、鋼の結晶粒が粗大化するので、所望の強度および靭性を得ることが困難になる。
【００５３】
圧延時の温度条件として９００℃以下の温度域とした理由は、この９００℃以下の温度域はオーステナイト再結晶温度未満の温度域に対応し、圧延により展伸させたオーステナイト粒を消失させることなくその形態を維持させるためである。
【００５４】
本発明の製造方法において、上記圧延条件として、累積圧下率を５０％未満にすると、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となる。一方、累積圧下率を５０％以上にすることによって、ｄＬ／ｄｚを２以上にすることができる。事実、本発明者らは、９００℃以下の温度域での累積圧下率（％）と、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚとの相関を示す図２の特性線図からこのことを明らかにしている。ここで用いた鋼材試料は、図１で用いたのと同様の組成の鋼を９００℃以下の温度域で種々の累積圧下率に圧延し、表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織としたものである。
【００５５】
図２に示されるように、累積圧下率の増加に伴って旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚはほぼ比例的に増加している。これによれば、累積圧下率５０％未満の領域ではｄＬ／ｄｚは２未満であり、累積圧下率５０％以上の領域ではｄＬ／ｄｚは２以上である。したがって、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行なうことによって、ｄＬ／ｄｚを２以上に形態制御できることがわかる。
【００５６】
本発明の製造方法は、上述した９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上に圧延した鋼材を、直ちにＡｒ3点以上の温度域から直接焼入れし、かつＭｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域で焼入れを停止する。
【００５７】
ここで、上記Ａｒ3点は、例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ％−８０Ｍｎ％−２０Ｃｕ％−１５Ｃｒ％−５５Ｎｉ％−８０Ｍｏ％（ここで示される「％」は、いずれも各成分元素の鋼材中に占める「質量％」であり、下記Ｍｓ点についても同様である。）で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。また、上記Ｍｓ点も同様に、例えば、Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ％−３３Ｍｎ％−２２Ｃｒ％−１７Ｎｉ％−１１Ｍｏ％−１１Ｓｉ％で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことができる。
【００５８】
上述のように圧延後、直接焼入れとするのは、再加熱焼入れとした場合には上記圧延効果が薄れ、焼入れ後に得られる鋼材の靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が得られなくなるおそれがあり、また、工程が複雑化するので製造コストの上昇につながるからである。
【００５９】
上記の焼入れ開始温度をＡｒ3点以上の温度域としたのは、オーステナイト単相組織から焼入れないと所望の表面硬度（例えば、ブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）で３００以上）が得られないためである。
【００６０】
また、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃以上Ｍｓ点＋１００℃以下の温度域と規定したのは、これにより鋼材の表層部をマルテンサイト組織とし、内質部をマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とするためである。
【００６１】
このように、直接焼入れ−途中停止とすることにより、冷却速度が高い鋼板表層部のみをマルテンサイト組織とすることができ、内質部はマルテンサイト単相組織とならないよう冷え切らせずに焼入れを途中停止するのでマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織または下部ベイナイト単相組織とすることができる。これにより、表面硬度を確保しつつ全体として靭性および耐遅れ破壊性を向上できる複合材料的な耐摩耗鋼材を得ることができる。
【００６２】
なお、直接焼入れ時の冷却速度は、１０〜５０℃／秒とすることが好ましく、このような冷却速度は例えば水焼入れにより容易に達成できる。
【００６３】
なお、本発明においては、焼入れを途中停止した後に復熱による焼戻しがなされてもよい。
【００６４】
図３は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼入れ停止温度（℃）をとって、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性と焼入れ停止温度との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。ここで用いた試料は、前述した図１で説明したのと同様な組成の鋼を９００℃以下の温度域で圧延した後に直接焼入れするにあたり、圧延時の累積圧下率を６５％および３５％と変化させるとともに、焼入れ停止温度を種々変化させて得られたものである。なお、図３の縦軸にとったブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の測定は、前述した図１で説明したのと同様な方法により行なった。
【００６５】
図３において、白丸を結んだ曲線Ａ１，Ａ２，Ａ３は９００℃以下の温度域で６５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３は９００℃以下の温度域で３５％の累積圧下率に圧延した場合の結果を示す特性線である。
【００６６】
図３の特性線Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３に着目すると、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）以下の領域では、ブリネル硬さが３００以上と高い硬度であるものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、靭性および耐遅れ破壊性に著しく劣ることが判明した。また、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）を超える領域では、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーがともに上昇傾向にあるものの、ブリネル硬さは低下傾向にあり、しかも３００未満と低くなり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００６７】
一方、特性線Ａ１，Ａ２，Ａ３に着目すると、焼入れ停止温度が１３５℃（Ｍｓ−２５０℃）未満の領域ではブリネル硬さが５００程度と高い値を維持しているものの、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが著しく低くなり、また、焼入れ停止温度が４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）を超える領域では遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが高い値を示すものの、ブリネル硬さが３００未満と低くなり、いずれの領域においても耐摩耗性を確保するとともに靭性および耐遅れ破壊性を向上できないことが判明した。これに対して、焼入れ停止温度が１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の領域内では、ブリネル硬さが３００以上と高いのみならず、遅れ破壊発生応力拡大係数および吸収エネルギーが上昇して高い値を示すことから、高い表面硬度を維持しつつ、優れた靭性および耐遅れ破壊性を有することが判明した。
【００６８】
なお、９００℃以下の温度域で５０％以上の累積圧下率で圧延することにより旧オーステナイト粒展伸度を２以上としても、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃未満の温度域にすると、靭性および耐遅れ破壊性の向上効果が認められないのは、表層部から板厚中央部にわたりマルテンサイト単相組織となるからである。
【００６９】
一方、Ｍｓ点＋１００℃を超える温度域で焼入れを停止すると、ブリネル硬さが低下するのは、表層部をマルテンサイト組織とすることができないからである。
【００７０】
図４は、縦軸にブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）、吸収エネルギー（Ｊ）および遅れ破壊発生応力拡大係数（Ｎ／ｍｍ３／２）をとり、横軸に焼入れ停止温度（℃）および焼戻し温度（℃）をとって、直接焼入れ−焼戻しプロセスにより得られた鋼板について、焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数との関係を、直接焼入れ−途中停止プロセスにより得られた鋼板について、焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図である。
【００７１】
図４中の白丸を結んだ曲線Ａ４，Ａ５，Ａ６はそれぞれ直接焼入れ−途中停止プロセスの場合の結果を示す特性線であり、黒丸を結んだ曲線Ｂ４，Ｂ５，Ｂ６はそれぞれ直接焼入れ−焼戻しプロセスの場合の結果を示す特性線である。なお、ここで用いた試料の組成は前述した図１で説明したのと同様の鋼種である。また、直接焼入れ−途中停止プロセスにおいては９００℃以下の温度域での累積圧下率を６５％とした。一方、直接焼入れ−焼戻しプロセスでは９００℃以下の温度域での累積圧下率を３５％とし、１００℃以下の温度域に直接焼入れした後に種々の焼戻し温度で焼戻しを施した。
【００７２】
図４において、まず、特性線Ａ６，Ｂ６について着目すると、焼入れ停止温度および焼戻し温度がともに同じ値であれば、ブリネル硬さはほぼ同じ値を示しており、ほぼ同じ耐摩耗性を有していることがわかる。次に、特性線Ａ４，Ｂ４に着目すると、１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の温度範囲において、特性線Ａ４は特性線Ｂ４よりも上記の温度範囲にわたり遅れ破壊発生応力拡大係数の値が大幅に高くなり、優れた耐遅れ破壊性を有することが判明した。また、特性線Ａ５，Ｂ５に着目すると、１３５℃（Ｍｓ点−２５０℃）〜４８５℃（Ｍｓ点＋１００℃）の温度範囲において、特性線Ａ５は特性線Ｂ５よりも上記の温度範囲にわたり吸収エネルギーの値が大幅に高くなり、優れた靭性を有することが判明した。すなわち、同じブリネル硬さを有していても、本発明のように特定した製造条件により得られた鋼板の方が、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がより高くなり、耐摩耗性を確保しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有することが判明した。
【００７３】
なお、図４で説明した直接焼入れ−焼戻しプロセスは９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満である３５％としたものであるが、この累積圧下率を５０％以上に圧延することとすれば、圧延後に途中停止することなく焼入れた後に焼戻しするようにしても差し支えない。この場合、焼戻し温度の上限はブリネル硬さＨＢ（１０／３０００）で３００以上の表面硬度を確保できる温度とする。
【００７４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施形態を説明する。
【００７５】
（実施例）
表１に示す鋼種Ａ〜Ｈの成分組成に調整した鋼を各々溶製した。なお、表１には各鋼種の組成に基づき求められたＡｒ3点（℃）およびＭｓ点（℃）をそれぞれ併記した。
【００７６】
次いで、これらの鋼種Ａ〜Ｈを用い、表２に示す製造条件にしたがって鋼板を製造し、板厚１５〜１００ｍｍの鋼板を得た。
【００７７】
【表１】
得られた各鋼板について、光学顕微鏡および透過型電子顕微鏡により表層下１ｍｍの位置の組織観察および板厚中央部の組織観察を行なった。なお、これらの組織観察において、例えばマルテンサイトと下部ベイナイトとは、大まかには光学顕微鏡により、詳細には透過型電子顕微鏡により薄膜サンプルを観察すれば炭化物の析出形態の差異により判別可能である。
【００７９】
また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の焼入焼戻し法による熱処理粒度試験方法に基づいてオーステナイト粒を現出させて板厚中央部における旧オーステナイト粒展伸度（ｄＬ／ｄＺ）を求めた。さらに、図１で説明したのと同様にして、硬度測定、シャルピー衝撃試験および遅れ破壊試験を行なった。なお、本実施例においては、上記の硬度測定により得られたブリネル硬さ値が３００以上、シャルピー衝撃試験による吸収エネルギー値が１７Ｊ以上、遅れ破壊試験による遅れ破壊発生応力拡大係数値が９８０Ｎ／ｍｍ３／２以上を全て満たすことを条件とした。
【００８０】
以上調べた評価結果を表２に示す。
【００８１】
【表２】
表２に示すように、特定の成分組成と特定の製造条件とを満たした実施例１〜７の各鋼材はいずれも、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織であった。実施例１〜７の各鋼材は、ブリネル硬さがいずれも３００以上であり、かつ吸収エネルギーがいずれも１７Ｊを大幅に上回り、かつ遅れ破壊発生応力拡大係数がいずれも９８０Ｎ／ｍｍ３／２を大幅に上回り、優れた耐摩耗性を有するのみならず優れた靭性および耐遅れ破壊性をも有する鋼材であることが判明した。
【００８３】
これに対して、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満とした比較例１〜４の各鋼板は、いずれも表層部がマルテンサイト組織であり、内質部がマルテンサイト組織と下部ベイナイト組織との混合組織または下部ベイナイト単相組織ではあるものの、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚがいずれも２未満であった。比較例１〜４の各鋼板は、ブリネル硬さが３００以上であるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ１７Ｊ未満、９８０Ｎ／ｍｍ３／２未満となり、靭性および耐遅れ破壊性に劣ることが判明した。
【００８４】
また、焼入れ停止温度を鋼種Ｃの組成に基づくＭｓ点Ｍｓ点＋１００℃を上回る温度とした比較例５の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、表層部が下部ベイナイト組織であり、内質部が上部ベイナイト組織であった。この鋼板はブリネル硬さが３００を下回り、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８５】
焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度とした比較例６の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であるものの、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板はブリネル硬さが著しく高く、耐摩耗性に優れてはいるものの、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数がそれぞれ著しく低く、靭性および耐遅れ破壊性ともに劣ることが判明した。
【００８６】
焼入れ開始温度をＡｒ3点を下回る温度とした比較例７の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、内質部がマルテンサイトと下部ベイナイトとの混合組織ではあるものの、表層部はフェライト組織が大幅に混在されたマルテンサイト組織であった。この鋼板は吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数が上記の条件を満たしているものの、ブリネル硬さは上記の条件を満たしておらず、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８７】
Ｃ含有量が特定範囲を低減逸脱した組成の鋼種Ｈを用いて製造された比較例８の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上であり、表層部組織および表層部から板厚中央部にかけての組織が特定した組織ではあるが、ブリネル硬さが著しく低くなり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００８８】
比較例９においては、９００℃の温度域での累積圧下率を５０％以上である６５％としたので圧延直後では旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２以上に展伸していたと考えられるが、その後オーステナイト域に再加熱して焼入れしたため、ｄＬ／ｄｚが１．２となり２に満たなかった。また、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度としたため、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板はブリネル硬さと遅れ破壊発生応力拡大係数とが上記の条件を満たすものの、吸収エネルギーが１７Ｊ未満となり、靭性に劣ることが判明した。
【００８９】
９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％未満である３５％とし、焼入れ停止温度をＭｓ点−２５０℃を下回る温度とし、さらに焼入れ後に４５０℃に焼戻しを施した比較例１０の鋼板は、旧オーステナイト粒展伸度ｄＬ／ｄｚが２未満となり、全板厚にわたりマルテンサイト単相組織であった。この鋼板は吸収エネルギーと遅れ破壊発生応力拡大係数とが上記の条件を満たすものの、ブリネル硬さが３００未満となり、耐摩耗性に劣ることが判明した。
【００９０】
【発明の効果】
以上説明した通り、本発明によれば、所望の硬度を維持しつつ優れた靭性および耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材が提供される。また、本発明によれば、このような耐摩耗鋼材をオンラインで製造できるので製造コストを大幅に低減できる。したがって、本発明によれば、耐摩耗鋼材において靭性および耐遅れ破壊性をともに向上できるので、土木機械等の産業機械の信頼性向上や施工性向上等、産業に寄与する効果が極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】旧オーステナイト粒展伸度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図。
【図２】９００℃以下の温度域で圧延した累積圧下率と、旧オーステナイト粒展伸度との関係を調べた結果を示す特性線図。
【図３】焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係をそれぞれ調べた結果を示す特性線図。
【図４】直接焼入れ−焼戻しプロセスにより得られた鋼板について、焼戻し温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係を、直接焼入れ−途中停止プロセスにより得られた鋼板について、焼入れ停止温度と、ブリネル硬さ、吸収エネルギーおよび遅れ破壊発生応力拡大係数の３つの特性との関係を、それぞれ調べた結果を示す特性線図。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a wear-resistant steel material excellent in toughness and delayed fracture resistance used in industrial machinery and transportation equipment used in construction, civil engineering, and mining fields, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
Sediment wear parts in industrial machinery and transport equipment (for example, excavators, bulldozers, large dump trucks, etc.) used in the fields of construction, civil engineering and mining excavation, etc. are excellent because their life is governed by the amount of wear. It is required that the steel material has high wear resistance. Therefore, in order to improve the wear resistance, the hardness of the steel material is increased by making the structure of the steel material a martensite structure.
[0003]
By the way, the hardness of the steel material having a martensitic structure is uniquely determined by the C content. Therefore, although the hardness of the steel material can be improved by increasing the C content, there is a problem that the toughness of the steel material is remarkably deteriorated, and further, delayed fracture due to hydrogen in the steel material is likely to occur.
[0004]
So far, it has been assumed that the steel components are selected so that the hardness of the steel material is improved by improving the hardenability, that is, the wear resistance is improved, and the toughness and delayed fracture resistance are secured.
[0005]
In addition, with the intention of improving both toughness and delayed fracture resistance, steel is hot-rolled, air-cooled, re-quenched, and tempered as necessary to produce wear-resistant steel. Has been made.
[0006]
Specifically, Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-102185 discloses that the prior austenite grains are refined by rolling in the austenite recrystallization temperature range, and Cr, Mo, V elements are dissolved in the matrix by reheating operation. A manufacturing method for quenching and tempering is disclosed. In the steel material obtained by this manufacturing method, composite precipitates of Cr, Mo, and V are generated during use, and wear resistance is improved by the generated composite precipitates. Therefore, the content of C, Mn, etc., which contributes to improvement of wear resistance but is harmful to toughness, can be reduced.
[0007]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-71631 discloses that the C content is reduced, the decrease in the hardenability accompanying the reduction in the C content is compensated by the increase in the Si content, and reheating is performed using the pinning effect of Nb. Disclosed is a production method that suppresses coarsening of austenite grains during operation, thereby improving toughness.
[0008]
Further, JP-A-60-59019 improves delayed fracture resistance by reducing the Mn content, and compensates for the decrease in hardenability accompanying the reduction of the Mn content by the addition of Cr and Mo. A manufacturing method is disclosed.
[0009]
However, since these conventional manufacturing methods all include a reheating and quenching process, the manufacturing process becomes complicated and there is a drawback that an increase in product cost is inevitable. Furthermore, an increase in additive elements such as Cr, Mo, V, and Nb further increases the manufacturing cost.
[0010]
On the other hand, in order to reduce the manufacturing cost, it is desired to establish a manufacturing method in which the air cooling operation and the reheating and quenching operation after the hot rolling described above are omitted, and a direct quenching operation is performed instead.
[0011]
Specifically, JP-A-8-41535 discloses a production method in which Si and Nb are added in combination as steel components, directly tempered and then tempered. According to this manufacturing method, both elements of Si and Nb suppress both temper embrittlement and temper softening, and Nb acts on the refinement of prior austenite grains to achieve both wear resistance and toughness. The hardenability and toughness can be further improved by adding Mo.
[0012]
In JP-A-1-255622, high-temperature tempering is carried out with the intention of reducing the tensile residual stress in the steel sheet and improving delayed fracture resistance after direct quenching, while this high-temperature tempering causes. A manufacturing method that compensates for the decrease in hardness by adding Nb is disclosed.
[0013]
Furthermore, Japanese Patent Laid-Open No. 63-317623 discloses that the content of Mn that increases delayed fracture susceptibility is reduced, the decrease in hardness of the steel material accompanying the reduction of the Mn content is compensated by the addition of Nb, and Ti is added. It is disclosed that by performing low temperature tempering after direct quenching and precipitating Ti nitride and Ti carbonitride, the interface between these precipitates and the matrix acts as a hydrogen trap site to improve delayed fracture resistance. Has been.
[0014]
The techniques described in the above-mentioned JP-A-8-41535, JP-A-1-255622, and JP-A-63-317623 all select the steel composition and soften the matrix by tempering. Thus, it is intended to improve the toughness and delayed fracture resistance, and to compensate for the decrease in hardness accompanying the improvement of the toughness and delayed fracture resistance by containing a specific component element, thereby ensuring the wear resistance.
[0015]
[Problems to be solved by the invention]
However, a problem common to the above-described prior arts is that the addition of specific component elements is necessary, leading to an increase in cost, which may offset cost reduction due to process saving. Moreover, since the tempering process is indispensable in any of the conventional techniques, there is a concern that the manufacturing cost increases and the production efficiency decreases.
[0016]
The present invention has been made in consideration of such circumstances, and its object is to provide a wear-resistant steel material having excellent toughness and delayed fracture resistance without performing special steel selection. is there.
[0017]
Another object of the present invention is to provide a production method capable of reducing production costs in producing such wear-resistant steel materials.
[0018]
[Means for Solving the Problems]
As a result of earnest research on wear-resistant steel materials having excellent toughness and wear resistance, the present inventors have directly quenched after austenite grains have been subjected to form control by applying strong pressure in the austenite non-recrystallization temperature range. In addition, by stopping the quenching at a specific temperature range, the surface layer part has a martensite structure, and the internal part has a mixed structure of martensite and lower bainite or a lower bainite single phase structure, resulting in excellent toughness. And we have developed a wear-resistant steel with delayed fracture resistance.
The present invention has been completed based on such findings.
[0019]
The wear-resistant steel material having excellent toughness and delayed fracture resistance according to the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.4%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 0.05-2.0%, Ti: 0.005-0.5%, B: 0.0005-0.005%, Al: 0.005-0.10%, N : Including 0.005% or less, The balance consists of iron and inevitable impurities The surface layer portion corresponding to a portion having a depth of 1 mm from the steel surface is a martensite structure, and 80% or more of the inner part is a mixed structure of a martensite structure and a lower bainite structure or a lower bainite single phase structure, The remainder of the part includes at least one of an upper bainite structure and a ferrite structure, In the center of the plate thickness The prior austenite grain elongation expressed by the ratio (dL / dZ) of the prior austenite grain size (dL) in the rolling direction to the prior austenite grain size (dZ) is 2 or more.
[0020]
In mass%, C: 0.15-0.4%, Si: 0.1-0.8%, Mn: 0.5-2.0%, Cr: 0.05-2.0%, Ti: 0.005 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.005% or less, and Cu: 0.1 to 1%. Including one or more selected from the group consisting of 0%, Ni: 0.1-1.0%, Mo: 0.1-1.0% and V: 0.01-0.2% , The balance consists of iron and inevitable impurities The surface layer portion corresponding to a portion having a depth of 1 mm from the steel surface is a martensite structure, and 80% or more of the inner part is a mixed structure of a martensite structure and a lower bainite structure or a lower bainite single phase structure, The remainder of the part includes at least one of an upper bainite structure and a ferrite structure, In the center of the plate thickness The prior austenite grain elongation expressed by the ratio (dL / dZ) of the prior austenite grain size (dL) in the rolling direction to the prior austenite grain size (dZ) is 2 or more.
[0021]
Moreover, you may make it contain Nb: 0.005-0.1% further by the mass%.
[0022]
The manufacturing method of the wear resistant steel material excellent in toughness and delayed fracture resistance according to the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.4%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 0 0.5 to 2.0%, Cr: 0.05 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, Al: 0.005 to 0.10 %, N: 0.005% or less, a preparation step for preparing a steel material, the balance being substantially made of iron and inevitable impurities, and after the prepared steel material is heated, cumulative reduction is performed in a temperature range of 900 ° C. or less. A rolling process for hot rolling to a rate of 50% or more, and immediately quenching the rolled steel material from a temperature range of Ar3 point or higher and stopping quenching in a temperature range of Ms point -250 ° C or higher and Ms point + 100 ° C or lower. And a quenching process.
[0023]
In mass%, C: 0.05 to 0.4%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.5 to 2.0%, Cr: 0.05 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.005% or less, Steel with the balance being iron and inevitable impurities A heating step in which the steel material is heated and then hot-rolled to a cumulative reduction of 50% or higher in a temperature range of 900 ° C. or lower, and the rolled steel material is immediately quenched from a temperature range of
[0024]
Moreover, you may make it the steel materials of a preparation process further contain Nb: 0.005-0.1% by the mass%.
[0025]
Hereinafter, the wear resistant steel material excellent in toughness and delayed fracture resistance according to the present invention will be described.
[0026]
First, the function of each component described above and the reason for limiting the component range will be described. In the following component ranges, “%” means “mass%”.
[0027]
(1) C: 0.05 to 0.40%
C increases the hardness of the steel material and causes fine carbides to be produced in the lath of the martensite structure described later, thereby improving toughness and delayed fracture resistance. The C content is required to be 0.05% or more, but if it exceeds 0.4%, the weldability deteriorates, and cracking easily occurs, and the toughness and delayed fracture resistance are ensured while ensuring the wear resistance. It becomes difficult to improve. The C content is preferably 0.05 to 0.3%.
[0028]
(2) Si: 0.1 to 0.8%
Si has a function as a deoxidizer during steelmaking. In order to function effectively as a deoxidizer, the addition amount is required to be 0.1% or more. However, if the addition amount exceeds 0.8%, the toughness of the welded portion may be impaired. The Si content is preferably 0.25 to 0.55%.
[0029]
(3) Mn: 0.5 to 2.0%
Mn has a function of improving hardenability and toughness at a low cost, and its content is required to be 0.5% or more, but if it exceeds 2.0%, there is a risk of impairing the weldability. Delayed destruction tends to occur. The Mn content is preferably 1.0 to 1.6%.
[0030]
(4) Cr: 0.05 to 2.0%
Cr has a function of improving hardenability at low cost. If the Cr content is less than 0.05%, the effect is small. If it exceeds 2.0%, the weldability and toughness may be impaired. The Cr content is preferably 0.05 to 1.5%.
[0031]
(5) Ti: 0.005 to 0.5%
Ti combines with N in the steel and has the function of securing this N and securing the hardenability by B, which will be described later, and contributes to the improvement of wear resistance by being dispersed and precipitated as TiC. When the Ti content is less than 0.005%, such an effect is difficult to obtain. On the other hand, when it exceeds 0.5%, the cost tends to increase.
[0032]
(6) B: 0.0005 to 0.005%
B has a function of enhancing hardenability by adding a small amount thereof. If the B content is less than 0.0005%, it is difficult to exert its effect. On the other hand, if it exceeds 0.005%, the weldability may be harmful, and the hardenability may be deteriorated.
[0033]
(7) Al: 0.005 to 0.10%
Al has a function as a deoxidizing agent at the time of steel making, and the content thereof is required to be 0.005% or more. However, if it exceeds 0.10%, there is a possibility that the toughness is lowered. The Al content is preferably 0.015 to 0.035%.
[0034]
(8) N: 0.005% or less
N is easy to combine with B and inhibits the hardenability. If the N content exceeds 0.005%, the fixation of N by Ti in the specified content range described above may be insufficient. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.005%.
[0035]
Although the basic components of the steel material according to the present invention are as described above, one or more selected from Cu, Ni, Mo, V and Nb can be contained in order to further improve the characteristics.
[0036]
(9) Cu: 0.1 to 1.0%
Cu has a function of further improving the hardenability. If the Cu content is less than 0.1%, this effect is small, and if it exceeds 1.0%, hot brittleness may be caused. The Cu content is preferably 0.1 to 0.3%.
[0037]
(10) Ni: 0.1 to 1.0%
Ni has a function of further improving toughness and hardenability. The Ni content needs to be 0.1% or more, but if it is less than those effects, the effect is small, and if it exceeds 1.0%, the cost tends to increase. The Ni content is preferably 0.1 to 0.3%.
[0038]
(11) Mo: 0.1 to 1.0%
Mo has a function of further improving the hardenability, and its content is required to be 0.1% or more. However, if it exceeds 1.0%, the weldability and toughness may be impaired. The Mo content is preferably 0.1 to 0.5%.
[0039]
(12) V: 0.01 to 0.2%
V has a function of further increasing the hardness of the steel material by precipitation hardening, and its content is required to be 0.01% or more, but if it exceeds 0.2%, the weldability may be impaired. The V content is preferably 0.01 to 0.1%.
[0040]
(13) Nb: 0.005 to 0.1%
Nb has an action different from each of the above components (1) to (12), has functions of suppressing recrystallization during rolling, facilitating the expansion of austenite grains by rolling, and improving toughness. . If the Nb content is less than 0.005%, such a function may not be effectively achieved. On the other hand, if it exceeds 0.1%, the weldability may be impaired. The Nb content is preferably 0.005 to 0.03%.
[0041]
The steel material according to the present invention contains each component in the above specific range, the surface layer portion is a martensite structure, and the inner portion is a mixed structure of the martensite structure and the lower bainite structure or the lower bainite unit. It is a phase organization. Here, the surface layer portion refers to a portion having a depth of 1 mm from the steel material surface.
[0042]
In the present invention, the surface layer portion is a martensite structure, and 80% or more of the inner part may be a mixed structure of a martensite structure and a lower bainite structure or a lower bainite single-phase structure. Partly allows the upper bainite structure and ferrite structure to be mixed. Further, the martensite structure may be a tempered martensite structure in which carbide is precipitated by recuperation after the intermediate stop in the direct quenching-intermediate stop described later.
[0043]
Furthermore, the steel material of the present invention has a prior austenite grain elongation (dL / dz) expressed by a ratio of a prior austenite grain size (dL) in the rolling direction to a prior austenite grain size (dz) in the thickness direction of 2 or more. It is. The reason why the prior austenite grain elongation is set to 2 or more in the present invention is that the effect of improving toughness and delayed fracture resistance is exhibited thereby. This is because the former austenite grain elongation of steel sheet, absorbed energy (J), delayed fracture occurrence stress intensity factor (N / mm) 3/2 ) And the Brinell hardness (HB10 / 3000).
[0044]
The former austenite grain elongation is, for example, based on a heat treatment grain size test method by a quenching and tempering method defined in Japanese Industrial Standard JIS G 0551, and a cross section along the thickness direction of the steel sheet and a cross section along the rolling direction of the steel sheet. Are determined by measuring the particle size of the prior austenite grains respectively. In addition, the value of the prior austenite grain elongation taken along the horizontal axis of FIG. 1 was the average value of the measured values obtained when observing in five fields of view at the plate thickness t / 2.
[0045]
As a steel material sample used here, in mass%, C: 0.23%, Si: 0.45%, Mn: 1.55%, P: 0.011%, S: 0.005%, Cr: After rolling steel having a composition of 0.31%, Ti: 0.018%, B: 0.0019%, Al: 0.035%, N: 0.0029%, the balance being iron under various conditions, It is a steel plate (
[0046]
In FIG. 1, the value of Brinell hardness is approximately constant at about 400 regardless of the value of prior austenite grain elongation. In the region where dL / dz is less than 2 where the prior austenite grain extension dL / dz is 2, the absorbed energy and delayed fracture occurrence stress intensity factor are remarkably low, while dL / dz is 2 In the above region, a remarkable transition was observed in which the absorbed energy and delayed fracture stress intensity factor increased rapidly, and it was found that excellent toughness and delayed fracture resistance were exhibited. That is, by setting the prior austenite grain elongation to 2 or more, the surface layer part to a martensite structure, and the inner part to a mixed structure of martensite and lower bainite or a lower bainite single phase structure, It was found to have excellent toughness and delayed fracture resistance while maintaining wear.
[0047]
Thus, the toughness and delayed fracture resistance are remarkably improved because the lath length becomes shorter in the mixed structure of the martensite structure and the lower bainite structure or in the lower bainite single-phase structure, and in the lower bainite lath. This is thought to be due to preferential precipitation of carbides. That is, with regard to toughness, (a) the lath length is shortened and cracks are easily bent and branched, and (b) a fine carbide preferentially precipitated in the lath structure is a barrier that suppresses the progress of cracks. That is, it is considered that the toughness is improved by both actions (a) and (b). On the other hand, regarding delayed fracture resistance, it is considered that the interface between the fine carbide and the matrix in the lath structure becomes a hydrogen trap site, and the occurrence of delayed fracture is suppressed.
[0048]
Next, the manufacturing method of the wear resistant steel material excellent in toughness and delayed fracture resistance according to the present invention will be described.
[0049]
The method for producing a steel material according to the present invention first contains C, Si, Mn, Cr, Ti, B, Al, N so as to satisfy the specific ranges shown in the above (1) to (8), and the balance is A steel material substantially consisting of iron and inevitable impurities is prepared.
[0050]
In this preparation step, one or more of Cu, Ni, Mo, and V may be further contained as component elements in the component ranges shown in the above (9) to (12). Moreover, you may further contain Nb as a component element in the component range shown in said (13).
[0051]
Next, after heating the prepared steel material, rolling with a cumulative reduction of 50% or more is performed in a temperature range of 900 ° C. or lower. Here, the upper limit temperature of 900 ° C. means an average temperature from the steel sheet surface to the center of the steel sheet, and the same applies to the temperatures in the following description. In actual production, the temperature is controlled substantially by the steel sheet surface temperature, but it is necessary to calculate the average temperature in real time so that the temperature can be controlled based on the average temperature.
[0052]
The heating temperature of the steel material before rolling is preferably 950 to 1250 ° C. If the heating temperature is less than 950 ° C., the deformation resistance of the steel increases, making it difficult to perform rolling. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250 ° C., the crystal grains of the steel become coarse, and it becomes difficult to obtain desired strength and toughness.
[0053]
The reason why the temperature condition at the time of rolling is 900 ° C. or less is that the temperature range of 900 ° C. or less corresponds to a temperature range below the austenite recrystallization temperature, and without austenite grains stretched by rolling being lost. This is to maintain the form.
[0054]
In the production method of the present invention, if the cumulative rolling reduction is less than 50% as the rolling condition, the prior austenite grain extension dL / dz is less than 2. On the other hand, dL / dz can be made 2 or more by making the cumulative rolling
[0055]
As shown in FIG. 2, the prior austenite grain elongation dL / dz increases almost proportionally as the cumulative rolling reduction increases. According to this, dL / dz is less than 2 in a region where the cumulative rolling reduction is less than 50%, and dL / dz is two or more in a region where the cumulative rolling reduction is 50% or more. Therefore, it can be seen that the shape control of dL / dz can be controlled to 2 or more by performing rolling at a cumulative reduction ratio of 50% or more in a temperature range of 900 ° C. or less.
[0056]
In the production method of the present invention, the steel material rolled to a cumulative reduction ratio of 50% or more in the temperature range of 900 ° C. or lower is immediately quenched directly from the temperature range of
[0057]
Here, the
[0058]
As described above, direct quenching after rolling may reduce the rolling effect in the case of reheating and quenching, and may not provide the effect of improving the toughness and delayed fracture resistance of the steel material obtained after quenching. In addition, the process becomes complicated, leading to an increase in manufacturing cost.
[0059]
The reason why the above quenching start temperature is set to a temperature range of Ar3 or higher is that a desired surface hardness (for example, 300 or more in Brinell hardness HB (10/3000)) cannot be obtained unless quenching is performed from an austenite single phase structure. It is.
[0060]
In addition, the quenching stop temperature is defined as a temperature range of Ms point −250 ° C. or higher and Ms point + 100 ° C. or lower because the surface layer portion of the steel material has a martensite structure, and the internal portion is a mixture of martensite and lower bainite. This is because the structure or the lower bainite single-phase structure is formed.
[0061]
In this way, by directly quenching-stopping halfway, only the surface layer part of the steel sheet with a high cooling rate can be made into a martensite structure, and the inner part is quenched without being cooled down so as not to become a martensite single phase structure. Therefore, a mixed structure of martensite and lower bainite or a lower bainite single phase structure can be obtained. Thereby, it is possible to obtain a composite wear-resistant steel material that can improve the toughness and delayed fracture resistance as a whole while ensuring the surface hardness.
[0062]
In addition, it is preferable that the cooling rate at the time of direct quenching shall be 10-50 degreeC / second, and such a cooling rate can be easily achieved by water quenching, for example.
[0063]
In the present invention, tempering by recuperation may be performed after quenching is stopped halfway.
[0064]
In FIG. 3, the vertical axis shows Brinell hardness HB (10/3000), absorbed energy (J), and delayed fracture initiation stress intensity factor (N / mm 3/2 ), The horizontal axis indicates the quenching stop temperature (° C), and the characteristic lines showing the results of examining the relationship between the quenching temperature and the three characteristics of Brinell hardness, absorbed energy, and delayed fracture initiation stress intensity factor, respectively. FIG. The samples used here were 65% and 35% of cumulative rolling reduction during rolling when directly quenching after rolling steel having the same composition as described in FIG. 1 in a temperature range of 900 ° C. or less. This is obtained by changing the quenching stop temperature in various ways. The measurement of the Brinell hardness, the absorbed energy, and the delayed fracture occurrence stress intensity factor taken along the vertical axis in FIG. 3 was performed by the same method as described in FIG.
[0065]
In FIG. 3, curves A1, A2 and A3 connecting white circles are characteristic lines showing the results when rolled to a cumulative rolling reduction of 65% in a temperature range of 900 ° C. or lower, and curves B1, B2, connecting black circles are shown. B3 is a characteristic line showing the result when rolled to a cumulative reduction of 35% in a temperature range of 900 ° C. or lower.
[0066]
Paying attention to the characteristic lines B1, B2 and B3 in FIG. 3, in the region where the quenching stop temperature is 485 ° C. (Ms point + 100 ° C.) or less, the Brinell hardness is as high as 300 or more, but the delayed fracture occurrence stress intensity factor It was also found that the absorbed energy was remarkably lowered and the toughness and delayed fracture resistance were remarkably inferior. Moreover, in the region where the quenching stop temperature exceeds 485 ° C. (Ms point + 100 ° C.), both the delayed fracture occurrence stress intensity factor and the absorbed energy tend to increase, but the Brinell hardness tends to decrease, and it is as low as less than 300 It became clear that it was inferior to abrasion resistance.
[0067]
On the other hand, paying attention to the characteristic lines A1, A2, A3, in the region where the quenching stop temperature is less than 135 ° C. (Ms−250 ° C.), the Brinell hardness is maintained as high as about 500, but the delayed fracture occurrence stress expansion The coefficient and absorbed energy are remarkably lowered, and in the region where the quenching stop temperature exceeds 485 ° C. (Ms point + 100 ° C.), the delayed fracture occurrence stress intensity factor and the absorbed energy are high, but the Brinell hardness is less than 300 It became clear that it was not possible to secure wear resistance and improve toughness and delayed fracture resistance in any region. On the other hand, in the region where the quenching stop temperature is 135 ° C. (Ms point−250 ° C.) to 485 ° C. (Ms point + 100 ° C.), not only the Brinell hardness is as high as 300 or more, but also the delayed fracture occurrence stress intensity factor. Further, since the absorbed energy increased and showed a high value, it was found that it has excellent toughness and delayed fracture resistance while maintaining high surface hardness.
[0068]
In addition, even when the prior austenite grain elongation is set to 2 or more by rolling at a temperature range of 900 ° C. or less at a cumulative reduction ratio of 50% or more, if the quenching stop temperature is set to a temperature range of less than Ms point −250 ° C., toughness The reason why the effect of improving delayed fracture resistance is not recognized is that a martensitic single phase structure is formed from the surface layer portion to the central portion of the plate thickness.
[0069]
On the other hand, when quenching is stopped in a temperature range exceeding the Ms point + 100 ° C., the Brinell hardness decreases because the surface layer portion cannot have a martensitic structure.
[0070]
In FIG. 4, the vertical axis shows Brinell hardness HB (10/3000), absorbed energy (J) and delayed fracture occurrence stress intensity factor (N / mm 3/2 ), And the horizontal axis indicates the quenching stop temperature (° C) and the tempering temperature (° C), and the tempering temperature, the Brinell hardness, the absorbed energy, and the delayed fracture stress for steel sheets obtained by the direct quenching-tempering process. Characteristic lines showing the results of examining the relationship between the quenching stop temperature, the Brinell hardness, the absorbed energy, and the delayed fracture initiation stress intensity factor for the steel sheet obtained by the direct quenching-intermediate termination process. FIG.
[0071]
Curves A4, A5, and A6 with white circles in FIG. 4 are characteristic lines showing the results of the direct quenching-intermediate stop process, and curves B4, B5, and B6 with black circles are direct quenching and tempering processes, respectively. It is a characteristic line which shows the result in the case of. In addition, the composition of the sample used here is the same steel type as explained in FIG. In the direct quenching-intermediate stop process, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or lower was set to 65%. On the other hand, in the direct quenching-tempering process, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or lower was set to 35%, and after tempering directly in the temperature range of 100 ° C. or lower, tempering was performed at various tempering temperatures.
[0072]
In FIG. 4, first, focusing on the characteristic lines A6 and B6, if both the quenching stop temperature and the tempering temperature are the same value, the Brinell hardness shows almost the same value and has almost the same wear resistance. I understand that. Next, focusing on the characteristic lines A4 and B4, in the temperature range of 135 ° C. (Ms point−250 ° C.) to 485 ° C. (Ms point + 100 ° C.), the characteristic line A4 is delayed over the above temperature range from the characteristic line B4. The value of the fracture initiation stress intensity factor was significantly increased, and it was found that it had excellent delayed fracture resistance. Focusing on the characteristic lines A5 and B5, in the temperature range of 135 ° C. (Ms point−250 ° C.) to 485 ° C. (Ms point + 100 ° C.), the characteristic line A5 absorbs energy over the above temperature range than the characteristic line B5. The value of was significantly increased, and it was found to have excellent toughness. In other words, even if they have the same Brinell hardness, the steel sheet obtained under the production conditions specified as in the present invention has higher absorbed energy and delayed fracture occurrence stress intensity factor, and ensures wear resistance. However, it has also been found to have excellent toughness and delayed fracture resistance.
[0073]
In the direct quenching-tempering process described with reference to FIG. 4, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or less is set to 35% which is less than 50%, and this cumulative rolling reduction is rolled to 50% or more. In other words, it may be tempered after quenching without being stopped halfway after rolling. In this case, the upper limit of the tempering temperature is a temperature at which a surface hardness of 300 or more can be ensured with a Brinell hardness HB (10/3000).
[0074]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Embodiments of the present invention will be described below.
[0075]
(Example)
Steels adjusted to the component compositions of steel types A to H shown in Table 1 were melted. In Table 1, the Ar3 point (° C.) and Ms point (° C.) obtained based on the composition of each steel type are also shown.
[0076]
Subsequently, using these steel types A to H, a steel plate was manufactured according to the manufacturing conditions shown in Table 2 to obtain a steel plate having a plate thickness of 15 to 100 mm.
[0077]
[Table 1]
About each obtained steel plate, the structure | tissue observation of the position of 1 mm under surface layer and the structure | tissue observation of the plate | board thickness center were performed with the optical microscope and the transmission electron microscope. In these structural observations, for example, martensite and lower bainite can be distinguished from each other by the difference in the precipitation form of carbides when a thin film sample is observed with an optical microscope, more specifically with a transmission electron microscope.
[0079]
In addition, austenite grains were revealed based on the heat treatment grain size test method according to JIS G 0551 by quenching and tempering, and the prior austenite grain elongation (dL / dZ) at the center of the plate thickness was determined. Further, hardness measurement, Charpy impact test and delayed fracture test were performed in the same manner as described with reference to FIG. In this example, the Brinell hardness value obtained by the above hardness measurement is 300 or more, the absorbed energy value by the Charpy impact test is 17 J or more, and the delayed fracture occurrence stress intensity factor value by the delayed fracture test is 980 N / mm. 3/2 All the above conditions were satisfied.
[0080]
The evaluation results examined above are shown in Table 2.
[0081]
[Table 2]
As shown in Table 2, each of the steel materials of Examples 1 to 7 satisfying a specific component composition and a specific manufacturing condition has a prior austenite grain elongation dL / dz of 2 or more, and a surface layer portion. It was a martensite structure, and the inner part was a mixed structure of a martensite structure and a lower bainite structure or a lower bainite single-phase structure. Each of the steel materials of Examples 1 to 7 has a Brinell hardness of 300 or more, an absorption energy significantly higher than 17J, and a delayed fracture occurrence stress intensity factor of 980 N / mm. 3/2 It was found that the steel material not only has excellent wear resistance but also has excellent toughness and delayed fracture resistance.
[0083]
On the other hand, as for each steel plate of Comparative Examples 1-4 which made the cumulative reduction rate in the temperature range below 900 degreeC less than 50%, as for all, the surface layer part is a martensitic structure, and the internal quality part is a martensitic structure. The prior austenite grain elongation dL / dz was less than 2, although it was a mixed structure of the lower bainite structure or the lower bainite single phase structure. Although each steel plate of Comparative Examples 1 to 4 has a Brinell hardness of 300 or more, the absorbed energy and delayed fracture occurrence stress intensity factor are less than 17 J and 980 N / mm, respectively. 3/2 It was found that the toughness and delayed fracture resistance were poor.
[0084]
Further, the steel sheet of Comparative Example 5 in which the quenching stop temperature is a temperature exceeding the Ms point Ms point + 100 ° C. based on the composition of the steel type C has a former austenite grain extension dL / dz of 2 or more, but the surface layer portion is lower. It was a bainite structure and the inner part was an upper bainite structure. This steel sheet was found to have a Brinell hardness of less than 300 and poor wear resistance.
[0085]
The steel plate of Comparative Example 6 in which the quenching stop temperature was lower than the Ms point −250 ° C. had a martensite single-phase structure over the entire plate thickness, although the prior austenite grain extension dL / dz was 2 or more. Although this steel plate has a remarkably high Brinell hardness and excellent wear resistance, it has been found that the absorbed energy and the delayed fracture initiation stress intensity factor are both extremely low, and the toughness and delayed fracture resistance are poor.
[0086]
In the steel plate of Comparative Example 7 in which the quenching start temperature is lower than the Ar3 point, the prior austenite grain elongation dL / dz is 2 or more, and the inner part is a mixed structure of martensite and lower bainite. The surface layer portion was a martensite structure in which a ferrite structure was greatly mixed. Although this steel sheet satisfies the above conditions in absorbed energy and delayed fracture occurrence stress intensity factor, it has been found that the Brinell hardness does not satisfy the above conditions and is inferior in wear resistance.
[0087]
The steel sheet of Comparative Example 8 manufactured using steel type H having a composition in which the C content deviates from a specific range has a prior austenite grain extension dL / dz of 2 or more, and the surface layer structure and the surface layer part Although the structure extending to the center of the thickness is a specified structure, it has been found that the Brinell hardness is remarkably lowered and the wear resistance is inferior.
[0088]
In Comparative Example 9, since the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. was set to 65% which is 50% or more, it is considered that the prior austenite grain extension dL / dz was expanded to 2 or more immediately after rolling. However, since it was reheated and quenched in the austenite region, dL / dz was 1.2, which was less than 2. Moreover, since the quenching stop temperature was set to a temperature lower than the Ms point of −250 ° C., it was a martensite single-phase structure over the entire thickness. Although this steel sheet satisfies the above conditions with Brinell hardness and delayed fracture occurrence stress intensity factor, it has been found that the absorbed energy is less than 17 J and is inferior in toughness.
[0089]
The steel sheet of Comparative Example 10 in which the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or less is 35% which is less than 50%, the quenching stop temperature is set to a temperature lower than the Ms point −250 ° C., and further tempered to 450 ° C. after quenching. The former austenite grain extension degree dL / dz was less than 2, and it was a martensite single phase structure over the entire plate thickness. Although this steel sheet satisfies the above-mentioned conditions for absorbed energy and delayed fracture occurrence stress intensity factor, it has been found that the Brinell hardness is less than 300 and is inferior in wear resistance.
[0090]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a wear resistant steel material having excellent toughness and delayed fracture resistance while maintaining a desired hardness is provided. In addition, according to the present invention, such a wear-resistant steel material can be manufactured online, so that the manufacturing cost can be greatly reduced. Therefore, according to the present invention, both the toughness and the delayed fracture resistance can be improved in the wear-resistant steel material, and thus the effects of contributing to the industry such as improving the reliability and workability of industrial machines such as civil engineering machines are extremely large.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a characteristic diagram showing the results of investigating the relationship between prior austenite grain elongation and the three characteristics of Brinell hardness, absorbed energy, and delayed fracture initiation stress intensity factor.
FIG. 2 is a characteristic diagram showing the results of examining the relationship between the cumulative reduction ratio rolled in a temperature range of 900 ° C. or less and the prior austenite grain elongation.
FIG. 3 is a characteristic diagram showing the results of examining the relationship between quenching stop temperature and three characteristics of Brinell hardness, absorbed energy, and delayed fracture occurrence stress intensity factor.
FIG. 4 shows the relationship between the tempering temperature and the three characteristics of the Brinell hardness, absorbed energy and delayed fracture initiation stress intensity factor obtained by the direct quenching-tempering process for the steel plate obtained by the direct quenching-tempering process. The characteristic diagram which shows the result of having investigated the relationship between three characteristics, quenching stop temperature, Brinell hardness, absorbed energy, and delayed fracture generation stress intensity factor, for the obtained steel sheet.
Claims (6)
を備えたことを特徴とする靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。In mass%, C: 0.15-0.4%, Si: 0.1-0.8%, Mn: 0.5-2.0%, Cr: 0.05-2.0%, Ti: 0.005 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.005% or less, and Cu: 0.1 to 1%. Including one or more selected from the group consisting of 0%, Ni: 0.1-1.0%, Mo: 0.1-1.0% and V: 0.01-0.2% A preparation process for preparing a steel material , the balance of which is iron and inevitable impurities, a rolling process in which the steel material is heated and then hot-rolled to a cumulative reduction of 50% or more in a temperature range of 900 ° C. or lower, and rolled Quenching immediately starts quenching the steel material in the temperature range above the Ar3 point and stops quenching in the temperature range between the Ms point -250 ° C and the Ms point + 100 ° C Process,
A method for producing a wear-resistant steel material having excellent toughness and delayed fracture resistance.
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