JP4116867B2 - 溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 - Google Patents
溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
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【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造にかかる物であり、さらに詳しくは、 結露腐食環境下もしくは室内環境、さらに屋外大気中環境で使用されかつ耐摩耗性を必要とされる産業機械用部品、治具などに適用される耐摩耗鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開平5-279791号
【特許文献２】
特開平6-179949号
【特許文献３】
特開平6-179950号
【特許文献４】
特開平6-179951号
【特許文献５】
特開平6-212256号
【特許文献６】
特開平6-212257号
【特許文献７】
特開平7-3388号
【特許文献８】
特開平11-350082 号
【０００３】
従来、耐摩耗性を有する鋼は、広く産業分野に適用されているが、近年、機械稼動能率の向上や過酷環境下での運転など、耐食性を具備する必要性がある。従来は、ステンレス鋼をベースに、ＮｉおよびＴｉを多量に添加することで、Ｆｅ−ＴｉあるいはＮｉ−Ｔｉの金属間化合物を利用した析出硬化型特殊ステンレスなどが開発されているが、非常に硬化であると同時に、溶接性に難点がある。
【０００４】
近年、前記した 特開平5-279791号公報、 特開平6-179949号公報、特開平6-179950号公報、特開平6-179951号公報、特開平6-212256号公報、特開平6-212257号公報、特開平7-3388号公報、さらに、特開平11-350082 号公報などにおいて、耐食性の向上あるいは耐食性と加工性の向上を目的としたCrにAlを添加した鋼が提案されている。これらの鋼は、耐食性の向上にはある程度有効と認められるが、溶接性や耐摩耗性などの観点ではほとんど検討さておらず、開発が望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、こうした現状に鑑みて、結露腐食環境、室内環境、屋外大気中環境における腐食抵抗が大きくかつ溶接性に優れた耐摩耗鋼の製造を目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の目的を達成すべく、結露腐食環境、室内環境において優れた耐食性を有する耐摩耗鋼を開発するべく、種々の観点から検討を行った。まず、優れた溶接部靭性と同時に上記の該腐食環境において耐食性を向上させる手段を種々検討した結果、Ｃｒを４〜９％含有する鋼に、Ａｌを０．１〜５％を添加した鋼が上述した多くの腐食環境で非常に優れた耐食性を示すことを見出した。しかしながら、このような鋼はフェライト相変態域が広く、例えば、溶接時に１２００℃以上に加熱されると粗大フェライトが生成し、このために靭性が大きく低下するとともに、逸れを防止するために、オーステナイト相の安定化元素を添加していくと、溶接性の低下が問題となる。そこで、発明者らは、多くの実験を重ねた結果、溶接時に起こるフェライト相変態の生成を抑制するための手段として、添加合金元素量との関係を定量化することに成功し、次に示すＴp なる式の範囲を満たす合金添加量の時に、高温域でのフェライトの生成が抑制されることを見出した。
【０００７】
その骨子は、
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．３％以下
Ｓｉ ：０．０１〜３．０％
Ｍｎ ：３．０〜１０．０％
Ｐ ：０．０３％以下
Ｓ ：０．０１％以下
Ｃｒ ：４〜９％
Ａｌ ：０．１〜５％
Ｎ ：０．０２％
を含有し、
さらに、選択的に、
Ｃｕ ：０．０１〜９％
Ｎｉ ：０．０１〜９％
の１種または２種を含有し、次式で示されるＴp 値が１１５０以上１４００以下となる成分を有することを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
Ｔp ＝ 1601 −（34%Cr + 287%Al） +（33%Mn + 60%Cu + 107%Ni）
【０００８】
（２）質量％で、
Ｔｉ ：０．００４〜０．２％
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
【０００９】
（３）質量％で、
Ｃａ ：０．０００５〜０．０５％
を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
【００１０】
（４）（１）ないし（３）記載の成分系を有するスラブを鋳造後、９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下で、累積圧下率が３０％以上の圧延を施し、圧延後、直ちに水冷することを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
【００１１】
（５）（１）ないし（３）記載の成分系を有するスラブを鋳造後、９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下で、累積圧下率が３０％以上の圧延を施し、その後空冷し、さらにAc3 点以上の温度で加熱後、焼き入れることを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
Ｃ： Ｃは、強度を改善し、耐摩耗性を向上させる元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、一定以上の添加は溶接性の低下を招くので、その添加量の上限を０．３％とした。
【００１３】
Ｓｉ： Ｓｉは、脱酸剤および強化元素として添加することが有効であるが、含有量が０．０１％未満ではその脱酸効果が充分ではなく、３．０％を超えて含有するとその効果は飽和している上に、かえって母材特性を低下させるので、含有量の範囲を０．０１％以上３．０％以下に限定する。
【００１４】
Ｃｒ: Ｃｒは、耐食性を確保するために４％以上を含有させることが必要であるが、９％を超えて含有させてもコストを増すばかりか、フェライト生成範囲が拡大するために、磨耗性を損なう恐れがありその含有量は９％とする。
【００１５】
Ａｌ: Ａｌは、本発明において耐食性を確保するためにＣｒと並んで重要な元素であって、Ａｌの含有量は、耐食性を確保する観点から０．１％以上の必要であるが、一方、５％を超えて添加するとフェライト相変態の温度範囲が極めて広くなるので、その含有量は０．１％以上５％以下に限定する。
【００１６】
Ｍｎ: Ｍｎは本発明においては、主として強度、耐摩耗性の改善とオーステナイト形成元素として作用し、耐食性の観点から添加されているＣｒおよびＡｌにより助長される粗大フェライトの形成を抑制するために添加される。すなわち、ＣｒおよびＡｌは周知のようにフェライト形成元素であり、これらが多量に添加されると、凝固から室温に至るまで変態を経ずしてフェライト単相組織となり、母材のみならず、溶接熱影響部の硬さを著しく低下させ耐磨耗性を低下させる。そこで、発明者らは、耐食性を損なわずに母材および靭性の改善を目的として、系統的に実験を行った結果、Ｍｎの添加によりそれが回避できることを見出した。その具体的な制約条件は後に述べるが、それによると、Ｍｎ量は３％以上添加することが必要であるが、１０％以上の添加では、溶接部硬化性が上昇し、溶接性を損なうので１０％未満の添加とする。
【００１７】
Ｎ： Ｎは、鋼板の多量に添加されるとＣｒの窒化物を多量に形成する可能性があり、耐食性を損なう恐れがある。従って少ない方が望ましく、上限の含有量は、０．０２％とする。
【００１８】
Ｐ: Ｐは、多量に存在すると靭性を低下させるので少ない方が望ましく、上限の含有量は０．０３％とする。不可避的に混入する含有量をできる限り少なくするのがよい。
【００１９】
Ｓ: Ｓも多量に存在すると耐孔食性を低下させるので少ない方が望ましく、上限の含有量は０．０１％とする。ＳもＰと同様に不可避的な混入量をできる限り少なくするのがよい。
【００２０】
さらに、本発明では以下の元素を選択して添加できる。
Ｃｕ、Ｎｉ： Ｃｕ、Ｎｉともに強度を改善するとともに、フェライト生成を抑制する効果がある。その効果は、いずれも０．０１％以上の添加を必要とするが、いずれも９％を越えて添加されると脆化が生じるために、両者ともに、その限定範囲を０．０１〜９％とする。
【００２４】
Ｔｉ： Ｔｉは窒化物の生成を通じて高温での結晶粒径の細粒化に寄与する元素であり、耐食性を損なわずに、特に溶接熱影響部の靭性を向上することができる。その効果は両者ともに０．００４％以上から認められるが、０．２％を越えると、炭化物が多量に析出するために、母材および溶接熱影響部の靭性をかえって阻害する。従って、その範囲を両元素ともに０．００４％〜０．２％とする。
【００２５】
Ｂ： Ｂは焼入れ性を改善する元素であり、その結果、耐摩耗性の向上が図れるために、添加してもよく０．０００５以上の添加が有効であるが、０．０１％を越える添加ではかえって、母材靭性などを過度に阻害するので、この範囲の添加とする。
【００２６】
Ｃａ： ＣａはＣｒおよびＡｌを含有する鋼において、耐食性を改善できる元素である。現在のところその機構には不明点が多いが、両者の総和が５ｐｐｍ以上で耐食性が一層向上し、その総和の増大とともに、耐食性の向上が認められるが、５００ｐｐｍを越えて添加すると耐食性向上効果が飽和するばかりではなく、靭性が低下する傾向が明らかとなっており、その添加量を５ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下に限定する。
【００２８】
さらに本発明では、本発明の骨子となる溶接部の靭性の向上を図るために、Ｔp 式を導入した。図１は、0.015%C-0.15%Si-0.0050% の鋼を基本として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌまた、場合によりＣｕ、Ｎｉ添加した素材に溶接サイクルを与え、その時のＡ4 変態点と粗大なフェライトの生成挙動を観察した結果である。すなわち、横軸で示すＴP 式が、１１５０以上になると、粗大なフェライト相の生成が抑制されることが分かる。しかしながら、過剰に合金元素を添加していくと、硬化組織が形成されようになるために、おのずと上限があり、実験からそれを１４００とした。従って、Ｔp 式の範囲を１１５０以上１４００以下とした。
【００２９】
このような成分に調整された鋼は、その製造にあたって転炉もしくは電気炉で製錬された後、連続鋳造設備あるいは、造塊分塊法を用いて鋼塊として製造される。さらに本発明では、適切な耐摩耗性を有する鋼を製造するために、９５０℃〜１２００℃で加熱後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施した後、直ちに、直接焼入れ装置などで水冷するか、もしくは、熱間圧延終了後、空冷された後、Ac3 点以上に加熱し焼き入れ処理を施す。
【００３０】
熱間圧延前の加熱温度の規制は、圧延前の適切なオーステナイト粒径と析出物の固溶を図るために、定められたものであって、９５０℃未満の加熱では、添加される元素の固溶が十分ではなく、また、１２５０℃を越える加熱温度では、オーステナイト粒が著しく粗大化するために、その温度範囲を９５０℃〜１２５０℃とする。
【００３１】
熱間圧延においては、母材の靭性を確保するために、９５０℃以下の累積圧下率を３０％以上と規定している。すなわち、９５０℃超の温度、あるいは累積圧下率が３０％未満である場合の圧延は、結晶粒の十分な細粒化が得られない。
【００３２】
その後、適切な硬さを得るために、熱間圧延後、直ちに水冷するか、もしくは、一度空冷により冷却された後、Ac3 点以上に加熱し、焼入れする処理を施す。これらの処理は、通常の焼入れ処理と変るものではなく、さらに、場合によっては、焼入れ処理後に、４００℃以下での低温の焼戻し処理を施しても何ら差し支えない。
【００３３】
【実施例】
表１示す成分系の鋼を溶製後、板厚15mmの鋼板となるように熱間圧延を行い、一部のものについては、熱処理を施し、下記の試験を実施した。
(1) 磨耗試験
母材および溶接熱影響部のサイクル［最高加熱温度：1350℃ 冷却速度：25℃/s］を与えた素材から磨耗試験片を採取し、ガウジング磨耗試験により、 15分間試験を行った。なお、母材の耐磨耗特性は初期からの磨耗減量により、溶接熱部については、母材の磨耗減量から溶接熱影響部相当の磨耗減量の差によって評価した。
(2) 溶接性試験
両端を拘束した治具に試験片（元板厚）を取り付け、100 ℃予熱環境にてSM AW溶接を行い、48時間経過後に表面での割れの有無を判定した。
(3) 腐食試験
試験鋼板から切削により、厚さ5mm の腐食試験を採取し、以下の条件にて試験を実施した。
室内環境：冷暖房設置の室内にて無塗装にて１００日間暴露試験を実施
湿潤環境：-20 ℃に２時間保持後、 湿度95%-25℃の環境に4 時間保持することを1300回繰返す。いずれも錆スポットの大きさを評点としてあらわす。
屋外大気環境：屋外にて10ヶ月間暴露試験を実施し、初期状態からの腐食減量にて評価する。
【００３４】
表２にその試験の結果を示す。Ｂ，Ｃ，Ｈ，Ｉ鋼は、すべて本発明範囲のものであり、母材の磨耗性も磨耗減量にて２．０ｇ以下であると同時に、溶接部相当の磨耗量も母材との比較において０．３ｇ以下である。また、屋内および湿潤環境下での耐食性についてもいずれの環境において顕著な錆の発生は認められず、また、屋外大気環境下での腐食減量も少ない。
【００３５】
それに反し、Ｌ鋼〜Ｕ鋼は、すべて比較鋼である。すなわち、Ｌ鋼は、本発明範囲の中で、それぞれＣ量の上限をはずれたものであり、いずれも耐磨耗性はほぼ良好であるが、溶接割れ性および耐食性の低下が認められる。Ｍ鋼はＳｉの範囲が上限にはずれたもので、耐磨耗性および耐食性は良好であるが、溶接性が低下している。Ｎ鋼は、Ｍｎ量が下限にはずれたものであり、母材および溶接部の耐磨耗性が低下している。
【００３６】
さらに、Ｏ、Ｐ鋼はＣｒが本発明範囲を逸脱しているものである。すなわち、Ｏ鋼は上限にはずれた場合であり、耐食性は良好であるが、溶接部の耐磨耗性が低下している。Ｐ鋼は逆に下限にはずれた場合であるが、母材および溶接部の耐磨耗性は、良好であるが、耐食性が低下している。
【００３７】
Ｑ、Ｒ鋼はＡｌが本発明範囲を逸脱しているものである。すなわち、Ｑ鋼は上限にはずれた場合であり、耐食性は良好であるが、溶接部の耐磨耗性が低下している。Ｒ鋼は逆に下限にはずれた場合であるが、母材および溶接部の耐磨耗性は、良好であるが、逆に耐食性が低下している。
【００３８】
Ｓ鋼は、Ｎが上限を超えて添加された場合である。この場合、耐磨耗性を阻害することはないが、耐食性が低下している。最後にＴ、Ｕ鋼は、いずれも各元素は本発明範囲ではあるが、Ｔp 値がそれぞれ本発明範囲を逸脱している。すなわち、下限にはずれた場合、溶接部の耐磨耗性の低下が認める。また、上限を超えた場合、溶接性の低下が見られる。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は、結露腐食環境、室内環境、屋外大気中環境における腐食抵抗が大きくかつ溶接性に優れた耐摩耗鋼を安価に提供するものであり、産業の発展に貢献するところ極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ａ4 変態点の計算値（Ｔp 値）と実測されたＡ4 変態点の関係及びδフェライトの有無を説明する図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造にかかる物であり、さらに詳しくは、 結露腐食環境下もしくは室内環境、さらに屋外大気中環境で使用されかつ耐摩耗性を必要とされる産業機械用部品、治具などに適用される耐摩耗鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開平5-279791号
【特許文献２】
特開平6-179949号
【特許文献３】
特開平6-179950号
【特許文献４】
特開平6-179951号
【特許文献５】
特開平6-212256号
【特許文献６】
特開平6-212257号
【特許文献７】
特開平7-3388号
【特許文献８】
特開平11-350082 号
【０００３】
従来、耐摩耗性を有する鋼は、広く産業分野に適用されているが、近年、機械稼動能率の向上や過酷環境下での運転など、耐食性を具備する必要性がある。従来は、ステンレス鋼をベースに、ＮｉおよびＴｉを多量に添加することで、Ｆｅ−ＴｉあるいはＮｉ−Ｔｉの金属間化合物を利用した析出硬化型特殊ステンレスなどが開発されているが、非常に硬化であると同時に、溶接性に難点がある。
【０００４】
近年、前記した 特開平5-279791号公報、 特開平6-179949号公報、特開平6-179950号公報、特開平6-179951号公報、特開平6-212256号公報、特開平6-212257号公報、特開平7-3388号公報、さらに、特開平11-350082 号公報などにおいて、耐食性の向上あるいは耐食性と加工性の向上を目的としたCrにAlを添加した鋼が提案されている。これらの鋼は、耐食性の向上にはある程度有効と認められるが、溶接性や耐摩耗性などの観点ではほとんど検討さておらず、開発が望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、こうした現状に鑑みて、結露腐食環境、室内環境、屋外大気中環境における腐食抵抗が大きくかつ溶接性に優れた耐摩耗鋼の製造を目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記の目的を達成すべく、結露腐食環境、室内環境において優れた耐食性を有する耐摩耗鋼を開発するべく、種々の観点から検討を行った。まず、優れた溶接部靭性と同時に上記の該腐食環境において耐食性を向上させる手段を種々検討した結果、Ｃｒを４〜９％含有する鋼に、Ａｌを０．１〜５％を添加した鋼が上述した多くの腐食環境で非常に優れた耐食性を示すことを見出した。しかしながら、このような鋼はフェライト相変態域が広く、例えば、溶接時に１２００℃以上に加熱されると粗大フェライトが生成し、このために靭性が大きく低下するとともに、逸れを防止するために、オーステナイト相の安定化元素を添加していくと、溶接性の低下が問題となる。そこで、発明者らは、多くの実験を重ねた結果、溶接時に起こるフェライト相変態の生成を抑制するための手段として、添加合金元素量との関係を定量化することに成功し、次に示すＴp なる式の範囲を満たす合金添加量の時に、高温域でのフェライトの生成が抑制されることを見出した。
【０００７】
その骨子は、
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．３％以下
Ｓｉ ：０．０１〜３．０％
Ｍｎ ：３．０〜１０．０％
Ｐ ：０．０３％以下
Ｓ ：０．０１％以下
Ｃｒ ：４〜９％
Ａｌ ：０．１〜５％
Ｎ ：０．０２％
を含有し、
さらに、選択的に、
Ｃｕ ：０．０１〜９％
Ｎｉ ：０．０１〜９％
の１種または２種を含有し、次式で示されるＴp 値が１１５０以上１４００以下となる成分を有することを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
Ｔp ＝ 1601 −（34%Cr + 287%Al） +（33%Mn + 60%Cu + 107%Ni）
【０００８】
（２）質量％で、
Ｔｉ ：０．００４〜０．２％
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
【０００９】
（３）質量％で、
Ｃａ ：０．０００５〜０．０５％
を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
【００１０】
（４）（１）ないし（３）記載の成分系を有するスラブを鋳造後、９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下で、累積圧下率が３０％以上の圧延を施し、圧延後、直ちに水冷することを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
【００１１】
（５）（１）ないし（３）記載の成分系を有するスラブを鋳造後、９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下で、累積圧下率が３０％以上の圧延を施し、その後空冷し、さらにAc3 点以上の温度で加熱後、焼き入れることを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
Ｃ： Ｃは、強度を改善し、耐摩耗性を向上させる元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、一定以上の添加は溶接性の低下を招くので、その添加量の上限を０．３％とした。
【００１３】
Ｓｉ： Ｓｉは、脱酸剤および強化元素として添加することが有効であるが、含有量が０．０１％未満ではその脱酸効果が充分ではなく、３．０％を超えて含有するとその効果は飽和している上に、かえって母材特性を低下させるので、含有量の範囲を０．０１％以上３．０％以下に限定する。
【００１４】
Ｃｒ: Ｃｒは、耐食性を確保するために４％以上を含有させることが必要であるが、９％を超えて含有させてもコストを増すばかりか、フェライト生成範囲が拡大するために、磨耗性を損なう恐れがありその含有量は９％とする。
【００１５】
Ａｌ: Ａｌは、本発明において耐食性を確保するためにＣｒと並んで重要な元素であって、Ａｌの含有量は、耐食性を確保する観点から０．１％以上の必要であるが、一方、５％を超えて添加するとフェライト相変態の温度範囲が極めて広くなるので、その含有量は０．１％以上５％以下に限定する。
【００１６】
Ｍｎ: Ｍｎは本発明においては、主として強度、耐摩耗性の改善とオーステナイト形成元素として作用し、耐食性の観点から添加されているＣｒおよびＡｌにより助長される粗大フェライトの形成を抑制するために添加される。すなわち、ＣｒおよびＡｌは周知のようにフェライト形成元素であり、これらが多量に添加されると、凝固から室温に至るまで変態を経ずしてフェライト単相組織となり、母材のみならず、溶接熱影響部の硬さを著しく低下させ耐磨耗性を低下させる。そこで、発明者らは、耐食性を損なわずに母材および靭性の改善を目的として、系統的に実験を行った結果、Ｍｎの添加によりそれが回避できることを見出した。その具体的な制約条件は後に述べるが、それによると、Ｍｎ量は３％以上添加することが必要であるが、１０％以上の添加では、溶接部硬化性が上昇し、溶接性を損なうので１０％未満の添加とする。
【００１７】
Ｎ： Ｎは、鋼板の多量に添加されるとＣｒの窒化物を多量に形成する可能性があり、耐食性を損なう恐れがある。従って少ない方が望ましく、上限の含有量は、０．０２％とする。
【００１８】
Ｐ: Ｐは、多量に存在すると靭性を低下させるので少ない方が望ましく、上限の含有量は０．０３％とする。不可避的に混入する含有量をできる限り少なくするのがよい。
【００１９】
Ｓ: Ｓも多量に存在すると耐孔食性を低下させるので少ない方が望ましく、上限の含有量は０．０１％とする。ＳもＰと同様に不可避的な混入量をできる限り少なくするのがよい。
【００２０】
さらに、本発明では以下の元素を選択して添加できる。
Ｃｕ、Ｎｉ： Ｃｕ、Ｎｉともに強度を改善するとともに、フェライト生成を抑制する効果がある。その効果は、いずれも０．０１％以上の添加を必要とするが、いずれも９％を越えて添加されると脆化が生じるために、両者ともに、その限定範囲を０．０１〜９％とする。
【００２４】
Ｔｉ： Ｔｉは窒化物の生成を通じて高温での結晶粒径の細粒化に寄与する元素であり、耐食性を損なわずに、特に溶接熱影響部の靭性を向上することができる。その効果は両者ともに０．００４％以上から認められるが、０．２％を越えると、炭化物が多量に析出するために、母材および溶接熱影響部の靭性をかえって阻害する。従って、その範囲を両元素ともに０．００４％〜０．２％とする。
【００２５】
Ｂ： Ｂは焼入れ性を改善する元素であり、その結果、耐摩耗性の向上が図れるために、添加してもよく０．０００５以上の添加が有効であるが、０．０１％を越える添加ではかえって、母材靭性などを過度に阻害するので、この範囲の添加とする。
【００２６】
Ｃａ： ＣａはＣｒおよびＡｌを含有する鋼において、耐食性を改善できる元素である。現在のところその機構には不明点が多いが、両者の総和が５ｐｐｍ以上で耐食性が一層向上し、その総和の増大とともに、耐食性の向上が認められるが、５００ｐｐｍを越えて添加すると耐食性向上効果が飽和するばかりではなく、靭性が低下する傾向が明らかとなっており、その添加量を５ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下に限定する。
【００２８】
さらに本発明では、本発明の骨子となる溶接部の靭性の向上を図るために、Ｔp 式を導入した。図１は、0.015%C-0.15%Si-0.0050% の鋼を基本として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌまた、場合によりＣｕ、Ｎｉ添加した素材に溶接サイクルを与え、その時のＡ4 変態点と粗大なフェライトの生成挙動を観察した結果である。すなわち、横軸で示すＴP 式が、１１５０以上になると、粗大なフェライト相の生成が抑制されることが分かる。しかしながら、過剰に合金元素を添加していくと、硬化組織が形成されようになるために、おのずと上限があり、実験からそれを１４００とした。従って、Ｔp 式の範囲を１１５０以上１４００以下とした。
【００２９】
このような成分に調整された鋼は、その製造にあたって転炉もしくは電気炉で製錬された後、連続鋳造設備あるいは、造塊分塊法を用いて鋼塊として製造される。さらに本発明では、適切な耐摩耗性を有する鋼を製造するために、９５０℃〜１２００℃で加熱後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施した後、直ちに、直接焼入れ装置などで水冷するか、もしくは、熱間圧延終了後、空冷された後、Ac3 点以上に加熱し焼き入れ処理を施す。
【００３０】
熱間圧延前の加熱温度の規制は、圧延前の適切なオーステナイト粒径と析出物の固溶を図るために、定められたものであって、９５０℃未満の加熱では、添加される元素の固溶が十分ではなく、また、１２５０℃を越える加熱温度では、オーステナイト粒が著しく粗大化するために、その温度範囲を９５０℃〜１２５０℃とする。
【００３１】
熱間圧延においては、母材の靭性を確保するために、９５０℃以下の累積圧下率を３０％以上と規定している。すなわち、９５０℃超の温度、あるいは累積圧下率が３０％未満である場合の圧延は、結晶粒の十分な細粒化が得られない。
【００３２】
その後、適切な硬さを得るために、熱間圧延後、直ちに水冷するか、もしくは、一度空冷により冷却された後、Ac3 点以上に加熱し、焼入れする処理を施す。これらの処理は、通常の焼入れ処理と変るものではなく、さらに、場合によっては、焼入れ処理後に、４００℃以下での低温の焼戻し処理を施しても何ら差し支えない。
【００３３】
【実施例】
表１示す成分系の鋼を溶製後、板厚15mmの鋼板となるように熱間圧延を行い、一部のものについては、熱処理を施し、下記の試験を実施した。
(1) 磨耗試験
母材および溶接熱影響部のサイクル［最高加熱温度：1350℃ 冷却速度：25℃/s］を与えた素材から磨耗試験片を採取し、ガウジング磨耗試験により、 15分間試験を行った。なお、母材の耐磨耗特性は初期からの磨耗減量により、溶接熱部については、母材の磨耗減量から溶接熱影響部相当の磨耗減量の差によって評価した。
(2) 溶接性試験
両端を拘束した治具に試験片（元板厚）を取り付け、100 ℃予熱環境にてSM AW溶接を行い、48時間経過後に表面での割れの有無を判定した。
(3) 腐食試験
試験鋼板から切削により、厚さ5mm の腐食試験を採取し、以下の条件にて試験を実施した。
室内環境：冷暖房設置の室内にて無塗装にて１００日間暴露試験を実施
湿潤環境：-20 ℃に２時間保持後、 湿度95%-25℃の環境に4 時間保持することを1300回繰返す。いずれも錆スポットの大きさを評点としてあらわす。
屋外大気環境：屋外にて10ヶ月間暴露試験を実施し、初期状態からの腐食減量にて評価する。
【００３４】
表２にその試験の結果を示す。Ｂ，Ｃ，Ｈ，Ｉ鋼は、すべて本発明範囲のものであり、母材の磨耗性も磨耗減量にて２．０ｇ以下であると同時に、溶接部相当の磨耗量も母材との比較において０．３ｇ以下である。また、屋内および湿潤環境下での耐食性についてもいずれの環境において顕著な錆の発生は認められず、また、屋外大気環境下での腐食減量も少ない。
【００３５】
それに反し、Ｌ鋼〜Ｕ鋼は、すべて比較鋼である。すなわち、Ｌ鋼は、本発明範囲の中で、それぞれＣ量の上限をはずれたものであり、いずれも耐磨耗性はほぼ良好であるが、溶接割れ性および耐食性の低下が認められる。Ｍ鋼はＳｉの範囲が上限にはずれたもので、耐磨耗性および耐食性は良好であるが、溶接性が低下している。Ｎ鋼は、Ｍｎ量が下限にはずれたものであり、母材および溶接部の耐磨耗性が低下している。
【００３６】
さらに、Ｏ、Ｐ鋼はＣｒが本発明範囲を逸脱しているものである。すなわち、Ｏ鋼は上限にはずれた場合であり、耐食性は良好であるが、溶接部の耐磨耗性が低下している。Ｐ鋼は逆に下限にはずれた場合であるが、母材および溶接部の耐磨耗性は、良好であるが、耐食性が低下している。
【００３７】
Ｑ、Ｒ鋼はＡｌが本発明範囲を逸脱しているものである。すなわち、Ｑ鋼は上限にはずれた場合であり、耐食性は良好であるが、溶接部の耐磨耗性が低下している。Ｒ鋼は逆に下限にはずれた場合であるが、母材および溶接部の耐磨耗性は、良好であるが、逆に耐食性が低下している。
【００３８】
Ｓ鋼は、Ｎが上限を超えて添加された場合である。この場合、耐磨耗性を阻害することはないが、耐食性が低下している。最後にＴ、Ｕ鋼は、いずれも各元素は本発明範囲ではあるが、Ｔp 値がそれぞれ本発明範囲を逸脱している。すなわち、下限にはずれた場合、溶接部の耐磨耗性の低下が認める。また、上限を超えた場合、溶接性の低下が見られる。
【００３９】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は、結露腐食環境、室内環境、屋外大気中環境における腐食抵抗が大きくかつ溶接性に優れた耐摩耗鋼を安価に提供するものであり、産業の発展に貢献するところ極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ａ4 変態点の計算値（Ｔp 値）と実測されたＡ4 変態点の関係及びδフェライトの有無を説明する図である。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．３％以下
Ｓｉ ：０．０１〜３．０％
Ｍｎ ：３．０〜１０．０％
Ｐ ：０．０３％以下
Ｓ ：０．０１％以下
Ｃｒ ：４〜９％
Ａｌ ：０．１〜５％
Ｎ ：０．０２％
を含有し、
さらに、選択的に、
Ｃｕ ：０．０１〜９％
Ｎｉ ：０．０１〜９％
の１種または２種を含有し、次式で示されるＴp 値が１１５０以上１４００以下となる成分を有することを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。
Ｔp ＝ 1601 −（34%Cr + 287%Al）+ （33%Mn + 60%Cu + 107%Ni） - 質量％で、
Ｔｉ ：０．００４〜０．２％
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。 - 質量％で、
Ｃａ ：０．０００５〜０．０５％
を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼。 - 請求項１ないし３記載の成分系を有するスラブを鋳造後、９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下で、累積圧下率が３０％以上の圧延を施し、圧延後、直ちに水冷することを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
- 請求項１ないし３記載の成分系を有するスラブを鋳造後、９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下で、累積圧下率が３０％以上の圧延を施し、その後空冷し、さらにAc3 点以上の温度で加熱後、焼き入れることを特徴とする溶接性・溶接部の耐磨耗性および耐食性に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
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