JP4286581B2

JP4286581B2 - Wear-resistant steel

Info

Publication number: JP4286581B2
Application number: JP2003135967A
Authority: JP
Inventors: 弘勝元; 友弥川畑
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2002-07-10
Filing date: 2003-05-14
Publication date: 2009-07-01
Anticipated expiration: 2023-05-14
Also published as: JP2004091916A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、土木や鉱山用の建設機械および大型の産業機械の部材などに使用される耐摩耗鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ブルドーザーやパワーショベルなどの建設機械やダンプカーの荷台、および鉱山設備などに使用される部材には、耐用期間の延長のために耐摩耗性に優れた鋼が使用される。
【０００３】
耐摩耗性を向上させる方法としては、直接焼入れまたは再加熱焼入れ、あるいは焼入れ焼戻しによって鋼材の表面硬度を高めるのが一般的である。
【０００４】
例えば、特開昭56-44748号公報には、式「PＨ＝Ｃ＋Mn/10＋Mo/6＋Cr/15＋3V＋40P＋100B」で表されるPHが1.1 ％以下で、REM または／およびCaを合計で0.0005〜0.010 ％含む鋼を、直接焼入れまたは再加熱焼入れするか、さらには焼入れ後焼戻すことで、その組繊をマルテンサイトまたは低温焼戻しマルテンサイトとした低温溶接割れ感受性を低減させた耐摩耗性高張力鋼が示されている。
【０００５】
特開昭60-59019号公報には、Mnを0.45％以下に制限する一方、不純物中のSb、Pbを0.015 ％以下に抑制した鋼を、再加熱焼入れまたは直接焼入れすることにより耐遅れ破壊性を向上させるようにした耐摩耗鋼板の製造方法が示されている。また、この公報には、焼入れに引き続いて焼戻しを行うと残留応力が軽減され、平坦度を確保するためのレベリング作業が容易になることも示されている。
【０００６】
特開昭64-10564号公報には、Ｂによる焼入性の向上効果を十分に発揮させるためにTi/Ｎ値を3.0以上にした鋼を、所定の冷却速度で冷却し、所定の温度域で冷却を停止することにより、内部の健全性などを向上させるようにした耐摩耗鋼の製造方法が示されている。
【０００７】
しかし、上記の各公報に示される技術は、いずれも焼入れ処理、さらには焼入れ焼戻し処理を行うことを前提しており、次の問題があった。(1) 熱処理工程の増加によるコストアップや製造日数の長期化が避けられない。(2) 板厚が15mm以下の鋼板の場合、焼入れにより生じる残留応力によって平坦度が悪化するが、材料が硬化しているためにレベリング作業が困難である。(3) いずれの公報に示される実施例の鋼も、後述する焼入性指数DIが最も高いものでも188 でしかなく、焼入れしないとマルテンサイト組織が得られない。また、溶断や溶接による熱影響部のように高温に再加熱された後ゆっくりと冷却される部分ではフエライトやパーライト、またはベイナイトに変態し、靭性低下を引き起こすだけでなく、熱影響部では所望の硬度、言い換えれば耐摩耗性が確保できない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、上記の実状に鑑みてなされたもので、焼入れや焼入れ焼戻しの熱処理なしで優れた耐摩耗性および靭性を示すだけでなく、溶接性にも優れ、しかも溶断や溶接などの熱影響部の硬度低下が小さい、土木や鉱山用の建設機械および大型の産業機械などの部材として使用するのに好適な耐摩耗鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記の（１）から（４）までの耐摩耗鋼にある。
【００１０】
（１）質量％で、Ｃ：0.15〜0.25％、Si：0.10〜1.0 ％、Mn：1.0 〜2.0 ％、Cr：0.8 〜1.30 ％、Mo：0.5 〜1.0 ％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0005〜0.0025％を含み、残部はFeおよび不純物からなり、下記の(1) 式で表される焼入性指数DIが250 以上である、焼入れや焼入れ焼戻しなしの耐摩耗鋼。
【００１１】
DI＝9.328×√C×(1＋0.64×Si)
×(1＋4.1×Mn)×(1＋2.33×Cr)×(1＋3.14×Mo)……(1)
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量％)を意味する。
【００１２】
（２）質量％で、Ｃ：0.15〜0.25％、Si：0.10〜1.0 ％、Mn：1.0 〜2.0 ％、Cr：0.8 〜1.30 ％、Mo：0.5 〜1.0 ％、sol.Al：0.01〜0.10％、Ｂ：0.0005〜0.0025％、さらにCu：0.05〜1.0 ％、Ni：0.05〜1.0 ％およびＶ：0.01〜0.1 ％のうちの１種以上を含み、残部はFeおよび不純物からなり、下記の(2) 式で表される焼入性指数DIが250 以上である、焼入れや焼入れ焼戻しなしの耐摩耗鋼。
【００１３】
DI＝9.328×√C×(1＋0.64×Si)×(1＋4.1×Mn)×(1＋2.33×Cr)
×(1＋3.14×Mo)×(1＋0.27×Cu)×(1＋0.52×Ni)……(2)
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量％)を意味する。
【００１４】
（３）さらに、質量％で、Nb：0.01〜0.05％およびTi：0.005 〜0.025 ％のうちの１種以上を含む上記（１）または（２）に記載の焼入れや焼入れ焼戻しなしの耐摩耗鋼。
【００１５】
（４）旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度が15個／100μm以上である上記（１）から（３）までのいずれかに記載の焼入れや焼入れ焼戻しなしの耐摩耗鋼。
【００１６】
なお、上記の旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度とは、図１にその測定方法と数の概念図を示すように、鋼を切断したときの断面における鋼の表面下１mmの位置において、ナイタールまたはピクリン酸と塩化第二鉄の混合溶液にてエッチングして旧オーステナイト粒界を現出させた後（同図の（ａ））、肉厚方向に任意に引いた長さ100μmの直線と交差する旧オーステナイト粒の粒界の数Ｎ（同図の（ｂ））のことである。
【００１７】
なお、エッチングは、ナイタールの場合には、エチルアルコール９５ccと硝酸４ccからなるエッチング液で５〜２０秒行う。また、ピクリン酸と塩化第二鉄の混合溶液の場合には、ピクリン酸飽和溶液９０ccと１０％塩化第二鉄水溶液５ccに、界面活性剤を少量加えたエッチング液で数秒〜数十秒行う。
【００１８】
本発明者らは、コストアップや製造日数の長期化を回避するには焼入れや焼入れ焼戻し処理の省略が必要であるが、焼入れや焼入れ焼戻しなしでも優れた耐摩耗性および靭性を示し、しかも溶断や溶接などの熱影響部での硬度低下が小さい鋼にするためには、組織変態の冷却速度依存性が小さいことが必須であるとの考えに至り種々検討した。その結果、以下のことを知見し、上記の本発明を完成させた。
【００１９】
(a) 鋼の化学組成を特定の範囲に制限するとともに、上記の(1)式または(2)式で表される焼入性指数DIが250 以上になるように成分調整すると、熱間圧延のままでマルテンサイト組織が得られて表面のブリネル硬さHBW(10/3000)が320 以上となり、耐摩耗性および靭性に優れるだけでなく、冷却速度の遅い溶断や溶接の熱影響部でもマルテンサイト変態が起こってこの部分の硬度低下が抑制される。
【００２０】
なお、上記のブリネル硬さHBW(10/3000)とは、圧子の直径10mm、試験荷重29.42kN(3000kgf)による場合の硬さのことである。
【００２１】
図２は、Ｃ含有量が0.20％で、他の合金元素の含有量を変化させて焼入性指数DIを種々変えたＡ_r3変態点が650 ℃以上の鋼を、800 ℃から大気放冷した場合における焼入性指数DIと表面硬さHBW(10/3000)との関係を示す図である。
【００２２】
図２からわかるように、DIが250以上の場合に表面硬さHBW(10/3000)320以上が得られている。
【００２３】
(b) 旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度を15個／100μm以上にすると、靭性が一段と向上する。
【００２４】
図３は、化学組成が、Ｃ：0.20％、Si：0.45％、Mn：1.55％、Cr：1.11％、Mo：0.69％、Ti：0.020％、sol.Al：0.023％、Ｂ：0.0009％、残部Feおよび不純物からなり、DIが449 の鋼を1160℃に加熱し、旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度が種々異なるように種々の条件で熱間圧延して得られた鋼板のシヤルピー衝撃試験結果である吸収エネルギーvE_-20 _℃(Ｊ)と旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度(個／100μm)との関係を示す図である。
【００２５】
図３からわかるように、旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度が15個／100μm以上の場合、40Ｊ以上の吸収エネルギーが得られており、靭性が向上している。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の耐摩耗鋼を上記のように定めた理由を詳細に説明する。なお、以下において「％」は特に断らない限り「質量％」を表す。
【００２７】
1.化学組成について
Ｃ：0.15〜0.25％
Ｃは耐摩耗性の支配因子である表面硬さを確保するために0.15％以上が必要である。しかし、0.25％を超えると靭性、溶接性を大きく阻害する。このため、Ｃ含有量は0.15〜0.25％とした。好ましいのは0.16〜0.24％、より好ましいのは0.17〜0.23％である。
【００２８】
Si：0.10〜1.0 ％
Siは脱酸剤として添加され、表面硬度の上昇に寄与するが、0.10％未満ではこれらの効果が十分でない。一方、1.0 ％を超えると靭性を損なうおそれがある。このため、Si含有量は0.10〜1.0 ％とした。好ましい範囲は0.20〜0.80％、より好ましい範囲は0.30〜0.60％である。
【００２９】
Mn：1.0 〜2.0 ％
Mnは焼入性を向上させて表面硬度を上昇させるが、1.0 ％未満ではその効果が小さく、他の合金元素の添加が必要になり、コスト上昇を招く。一方、2.0 ％を超えると靭性が著しく劣化する。このため、Mn含有量は1.0 〜2.0 ％とした。好ましいのは1.20〜1.80％、より好ましいのは1.30〜1.60％である。
【００３０】
Cr：0.8 〜2.0 ％
Crは焼入性を高めて硬度および靭性を向上させるが、0.8 ％未満ではその効果が十分でない。一方、2.0 ％を超えると靱性が劣化する。よって、Cr含有量は0.8 〜2.0 ％とした。好ましい範囲は0.85〜1.50 ％、より好ましい範囲は0.90〜1.30 ％である。
【００３１】
Mo：0.5 〜1.0 ％
Moは焼入性を高めて硬度を上昇させる他、粒界を強化して靭性を向上させる。しかし、0.5 ％未満ではこれらの効果が期待できず、1.0 ％を超えると硬度および靭性改善効果が飽和する。このため、Mo含有量は0.5 〜1.0 ％とする。好ましいのは0.55〜0.85％、より好ましいのは0.60〜0.80％である。
【００３２】
sol.Al：0.01〜0.10％
Alは脱酸剤として添加され、スラブ加熱時にAlＮを生成して初期オーステナイト粒の過成長を効果的に抑制するが、その含有量がsol.Al含有量で0.01％未満ではこれらの効果が不十分である。一方、0.10％を超えるとAl系の非金属介在物量が増加し、靭性が著しく劣化する。従って、Alの含有量はsol.Al含有量で0.01〜0.10％とした。好ましい範囲は0.015〜0.050％、より好ましい範囲は0.020〜0.040％である。
【００３３】
Ｂ：0.0005〜0.0025％
Ｂは0.0005％以上で焼入性を著しく向上させるが、0.0025％を超えると靭性劣化を招く。このため、Ｂ含有量は0.0005〜0.0025％とした。好ましいのは0.0007〜0.0018％、より好ましいのは0.0008〜0.0015％である。
【００３４】
本発明の耐摩耗鋼の一つは、上記成分の残部が実質的にFe、言い換えればFeと不純物からなる鋼である。
【００３５】
本発明の耐摩耗鋼のもう一つは、下記の第１群または第２群のうちの少なくとも１群の中から選んだ少なくとも１種の成分を含む鋼である。以下、これらの成分について説明する。
【００３６】
第１群（NbおよびTi）
これらの元素はいずれも旧オーステナイト粒の扁平化と細粒化に寄与し、靭性を向上させる。また、Tiは不純物中のＮを固定し、固溶Ｂ量の確保を容易にして焼入性を高め、硬度をも上昇させる。従って、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加してよく、この場合、Nbは0.01％以上、Tiは0.005 ％以上で上記の効果が顕著になる。しかし、Nbは0.05％を超えると溶接性が劣化し、Tiは0.025 ％を超えるとかえって靭性が劣化する。このため、添加する場合のNb含有量は0.01〜0.05％、Ti含有量は0.005〜0.025％とするのがよい。一層好ましいNb含有量は0.012〜0.030％、Ti含有量は0.010〜0.020％である。
【００３７】
第２群（Cu、NiおよびＶ）
これらの元素はいずれも硬度を上昇させる。また、NiおよびＶは靭性も向上させる。従って、硬度を重視してより一層硬度を高めたい場合にはいずれか１種以上を積極的に添加してもよく、その効果はCuとNiは0.05％以上、Ｖは0.01％以上で顕著になる。しかし、Cuは1.0 ％を超えるとスケールが発生して鋼の表面性状が悪くなる。また、Niは1.0 ％、Ｖは0.1 ％でその効果が飽和し、これ以上の添加はコスト上昇を招く。このため、添加する場合のCu含有量は0.05〜1.0 ％、Ni含有量は0.01〜1.0 ％、Ｖ含有量は0.01〜0.1 ％とするのがよい。一層好ましいのは、Cu：0.20〜0.80％、Ni：0.10〜0.80％、Ｖ：0.03〜0.08％である。
【００３８】
なお、不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸素）は、いずれも、この種の鋼の不純物レベルであれば特に問題はなく、それぞれ、0.025 ％、0.010 ％、0.007 ％および0.005 ％まで許容できる。
【００３９】
2.焼入性指数DIについて
以上に説明した化学組成を有する本発明の耐摩耗鋼は、上記の(1)式または(2)式で表される焼入れ性指数DIが250 以上でなければならない。
【００４０】
即ち、DIが250 未満では、熱間圧延のままで鋼表面のブリネル硬さHBW(10/3000)が320 以上とならず、所望の耐摩耗性が確保できないからである。このことは、前述した図２および後述する実施例から明らかである。
【００４１】
なお、DIは大きいほど望ましいので上限は規定しない。しかし、あまり大きすぎると溶接性が低下するだけでなく、遅れ破壊を助長することがある。従って、DIの上限は550 とするのがよい。DIの好ましい範囲は260 〜500 、より好ましい範囲は270 〜480 である。
【００４２】
3.旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度について
以上に説明した本発明の耐摩耗鋼は、十分な靭性を有するが、旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度を15個／100μm以上にすると靭性が一段と向上する。従って、旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度は15個／100μm以上であることが望ましい。このことも、前述した図３および後述する実施例から明らかである。
【００４３】
ここで、旧オーステナイト粒の厚さ方向の粒界密度が15個／100μm以上の場合に靭性が一段と向上するのは、次の理由によるものと思われる。即ち、通常の焼入れ処理によって得られる鋼（例えば鋼板）は、Ａ_C3変態点以上に再加熱されてオーステナイト粒が等軸的に成長した後に焼入れられる。このため、旧オーステナイト粒の扁平度合いが小さく、場合によっては再結晶により結晶粒が粗大化し、靭性の劣化を引き起こす。また、一般に、結晶粒径を小さくすれば、靭性が向上するが、結晶粒の微細化のために焼入温度を低くすると、焼入性の低下を引き起こし、所望の硬度、靭性が得られないという問題が生じる。
【００４４】
これに対し、本発明の耐摩耗鋼は、圧延のままで製品にし、焼入れを行わないので、圧延により扁平になった旧オーステナイト粒がそのまま保存され、見かけの結晶粒径が小さい。そのため、靭性が向上するものと思われる。また、焼入性指数DIが250 以上と高いので、焼入れ不足が生じることがなく、硬度低下もない。
【００４５】
以上に説明した本発明の耐摩耗鋼は、転炉や電気炉などを用いて溶製した溶鋼を、連続鋳造法や造塊法などで所定の圧延用素材に成形し、この素材を加熱して熱間圧延し、熱間圧延後は焼入れや焼入れ焼戻しの熱処理を施すことなく、そのまま製品とすることにより容易に製造できる。
【００４６】
その際の製造条件には特別な制約はないが、素材の加熱温度は圧延効率を高めるために1100℃以上、圧延終了温度はフェライトが析出するのを防ぐためにＡ_r3変態点以上とし、冷却は形状が良好な製品を得るために３℃／秒以下の冷却速度で行うのが望ましい。
【００４７】
なお、形状が良好とは、製品が例えば鋼板の場合、平坦度を確保するためレベラーやプレスによる矯正が不要なことを意味する。
【００４８】
また、冷却速度とは、圧延終了後に冷却を開始してから肉厚中心部が３００℃に至るまでの平均冷却速度のことであり、冷却の具体例としては強制空冷や大気放冷を挙げることができる。板厚が15mmまでの鋼板の場合、大気放冷で３℃／秒以下の冷却速度が確保される。なお、肉厚中心部の温度は、板厚方向に分割した１次元モデルを用いて、板表面の実測温度から計算される。
【００４９】
旧オーステナイト粒の粒界密度は、鋼の化学組成、素材の加熱温度、圧下率、圧延終了温度および冷却速度等により微妙に変化するが、例えば、素材の加熱温度、圧延終了温度および冷却速度が同じである場合、鋼の化学組成に応じて圧下率を適正に設定する（例えば、後述の実施例に示す最終５パスの累積圧下率に設定する）ことなどにより、任意の値に制御することが可能である。
【００５０】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する13種類の鋼を溶製して得られた鋼塊を1160℃に加熱後、熱間圧延を行って板厚９mm、幅2500mm、長さ8000mmの鋼板に成形した。その際、780℃で圧延を終了し、そのまま大気放冷した。ただし、試験番号14の鋼板については、熱間圧延後、900℃に再加熱して焼入れを施した。なお、旧オーステナイト粒の粒界密度は、仕上げ圧延における５パスの累積圧下率を種々変えて変化させた。
【００５１】
【表１】

【００５２】
得られた鋼板について、前述した方法により旧オーステナイト粒の粒界密度を調べた後、ブリネル硬さ試験、シヤルピー衝撃試験、溶接割れ試験、ガス切断面近傍のビッカース硬さ試験を行った。
【００５３】
ブリネル硬さ試験は、JIS Z 2243に従って、鋼板表面のブリネル硬さHBW(10/3000)を測定した。
【００５４】
シヤルピー衝撃試験は、板厚の中央位置から圧延方向と平行にJIS Z 2202に規定される幅7.5mmのサブサイズのＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242に従って−20℃における吸収エネルギーvE_-20 _℃(Ｊ)を求めた。
【００５５】
溶接割れ試験は、JIS Z 3154に規定される重ね縦手溶接割れ試験を行い、割れが発生しなかった場合を「○」、発生した場合を「×」と評価した。その際、拘束溶接は、常温で、入熱量0.86kJ/mmの炭酸ガスアーク溶接により行った。
【００５６】
ガス切断面近傍のビッカース硬さ試験は、火口３番、酸素圧３MPa、シャープガス圧0.4MPa、切断速度250mm/minでガス切断した後、鋼板の表面下ｌmmで、かつ切断端面からの距離２mmの位置のビッカース硬さHV(10)をJIS Z 2244に従って測定した。
【００５７】
以上の結果を、表２にまとめて示した。
【００５８】
【表２】

【００５９】
表２からわかるように、本発明例の鋼板（試験番号１〜10）は、いずれも良好な性能を示しており、靭性、溶接性および熱影響部の硬度低下が小さい耐摩耗鋼である。また、試験番号１と２の対比からわかるように、旧オーステナイト粒の粒界密度が15個以上のものは靭性が特に良好である。
【００６０】
なお、試験番号３の鋼板は、旧オーステナイト粒の粒界密度が14個と少ないにもかかわらず靭性が良好であるが、これはDIが255と小さく、マルテンサイトに含まれる転位量が少ないためである。
これに対し、比較例の鋼板のうち、試験番号１１の鋼板は、表面硬度が535 で耐摩耗性は優れるものの、Ｃ含有量が本発明で規定する上限値を上回っているために靭性および溶接性が悪い。試験番号１２の鋼板は、DIが220 と本発明で規定する下限値を下回っているために焼入性が不足で表面硬度が300 と低く、耐摩耗性が悪い。試験番号１３の鋼板は、Ｖ含有量が本発明で規定する上限値を上回っているために靭性が著しく悪い。試験番号１４の鋼板は、従来鋼で焼入れにより表面硬度が高く耐摩耗性は良好であるが、DIが小さすぎるためにガス切断面近傍の硬度低下が著しく、この部分の耐摩耗性が劣るだけでなく、旧オーステナイト粒の粒界密度が７個と少ないために靭性も悪い。
【００６１】
【発明の効果】
本発明の耐摩耗鋼は、熱間圧延のままで、表面の硬度がHBW(10/3000)で320 以上と高く、耐摩耗性に優れており、靭性、溶接性および溶接や溶断の熱影響部の硬度低下がほとんどない。また、焼入れを必要としないために製品形状が悪化せず、形状矯正が省略可能で、焼入れが不要なこととの相乗効果により製造コストを大幅に低減できる。本発明によれば、土木や鉱山用の建設機械および大型の産業機械などの部材用の耐摩耗鋼を安価に提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】旧オーステナイト粒の粒界密度の測定方法と粒界の数とを示す概念図ある。
【図２】実験結果の一例を示す図で、焼入性指数DIと鋼表面のブリネル硬さHBW(10/3000)との関係を示す図である。
【図３】実験結果の一例を示す図で、旧オーステナイト粒の粒界密度と靭性との関係を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to wear-resistant steel used for civil engineering, mining construction machinery, large industrial machinery components, and the like.
[0002]
[Prior art]
Steel with excellent wear resistance is used for members used in construction machines such as bulldozers and power shovels, dump truck platforms, and mining equipment to extend the service life.
[0003]
As a method for improving wear resistance, it is common to increase the surface hardness of a steel material by direct quenching, reheating quenching, or quenching and tempering.
[0004]
For example, Japanese Patent Laid-Open No. 56-44748 discloses a steel represented by the formula “PH = C + Mn / 10 + Mo / 6 + Cr / 15 + 3V + 40P + 100B” having a PH of 1.1% or less and a total of 0.0005 to 0.010% of REM or / and Ca. A high-strength steel with reduced wear resistance and low-temperature weld cracking is obtained by directly quenching, reheating and quenching, or tempering after quenching to make the fabric as martensite or low-temperature tempered martensite. ing.
[0005]
JP-A-60-59019 discloses delayed fracture resistance by reheating quenching or direct quenching of steel in which Mn is limited to 0.45% or less while Sb and Pb in impurities are suppressed to 0.015% or less. A method for producing a wear-resistant steel sheet that improves the wear resistance is shown. This publication also shows that when tempering is performed following quenching, residual stress is reduced and leveling work for ensuring flatness is facilitated.
[0006]
In JP-A-64-10564, a steel having a Ti / N value of 3.0 or more is cooled at a predetermined cooling rate in order to sufficiently exhibit the effect of improving hardenability by B, and a predetermined temperature range. Shows a method for producing wear-resistant steel in which the internal soundness and the like are improved by stopping the cooling.
[0007]
However, all of the techniques disclosed in the above publications are premised on performing a quenching process and further a quenching and tempering process, and have the following problems. (1) Increased costs due to increased heat treatment processes and prolonged production days are inevitable. (2) In the case of a steel plate having a plate thickness of 15 mm or less, the flatness is deteriorated by residual stress generated by quenching, but the leveling operation is difficult because the material is hardened. (3) The steels of the examples shown in any of the publications are only 188 even if the hardenability index DI described later is the highest, and a martensite structure cannot be obtained unless quenched. In addition, the heat-affected zone, such as the heat-affected zone due to fusing or welding, is transformed into ferrite, pearlite, or bainite in the part that is slowly cooled after being reheated to a high temperature. Hardness, in other words, wear resistance cannot be ensured.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The object of the present invention has been made in view of the above circumstances, and not only exhibits excellent wear resistance and toughness without quenching and quenching and tempering heat treatment, but also has excellent weldability, and further, such as fusing and welding. An object of the present invention is to provide a wear-resistant steel suitable for use as a member of a construction machine for civil engineering or mining, a large-scale industrial machine, or the like, in which the hardness reduction of the heat-affected zone is small.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention resides in the following wear-resistant steels (1) to (4).
[0010]
(1) In mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.10-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, Cr: 0.8-1.30% , Mo: 0.5-1.0%, sol.Al: 0.01-0.10% B: 0.0005 to 0.0025% inclusive, the balance being Fe and impurities , the hardenability index DI represented by the following formula (1) is not less than 250, and is hardened and quenched and tempered .
[0011]
DI = 9.328 × √C × (1 + 0.64 × Si)
× (1 + 4.1 × Mn) × (1 + 2.33 × Cr) × (1 + 3.14 × Mo) …… (1)
Here, the element symbol in a formula means content (mass%) of each element contained in steel.
[0012]
(2) By mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.10-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, Cr: 0.8-1.30% , Mo: 0.5-1.0%, sol.Al: 0.01-0.10% B: 0.0005 to 0.0025%, Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.1%, and the balance is Fe and impurities. A wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering, having a hardenability index DI expressed by the formula of 250 or more.
[0013]
DI = 9.328 × √C × (1 + 0.64 × Si) × (1 + 4.1 × Mn) × (1 + 2.33 × Cr)
× (1 + 3.14 × Mo) × (1 + 0.27 × Cu) × (1 + 0.52 × Ni) …… (2)
Here, the element symbol in a formula means content (mass%) of each element contained in steel.
[0014]
(3) Further, the wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering according to the above (1) or (2), which further includes at least one of Nb: 0.01 to 0.05% and Ti: 0.005 to 0.025% by mass. .
[0015]
(4) The wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering according to any one of the above (1) to (3), wherein the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is 15 pieces / 100 μm or more.
[0016]
The grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is as shown in FIG. 1 at a position 1 mm below the surface of the steel in the cross section when the steel is cut, as shown in the conceptual diagram of the measuring method and number. After etching with a mixed solution of nital or picric acid and ferric chloride to reveal prior austenite grain boundaries ((a) in the figure), a straight line with a length of 100 μm arbitrarily drawn in the thickness direction The number N of grain boundaries of the former austenite grains intersecting with ((b) in the figure).
[0017]
In the case of nital, etching is performed for 5 to 20 seconds with an etching solution composed of 95 cc of ethyl alcohol and 4 cc of nitric acid. In the case of a mixed solution of picric acid and ferric chloride, the etching is performed for several seconds to several tens of seconds with an etching solution obtained by adding a small amount of a surfactant to 90 cc of a saturated solution of picric acid and 5 cc of a 10% aqueous ferric chloride solution.
[0018]
The present inventors need to omit quenching and quenching and tempering treatments in order to avoid cost increase and prolongation of production days, but exhibit excellent wear resistance and toughness without quenching and quenching and tempering, and also fusing In order to make steel with a small decrease in hardness in the heat-affected zone such as welding and welding, it was considered that it is essential that the cooling rate dependence of the structural transformation is small, and various studies were made. As a result, the following was found and the above-described present invention was completed.
[0019]
(a) When the chemical composition of the steel is limited to a specific range and the components are adjusted so that the hardenability index DI expressed by the above formula (1) or (2) is 250 or more, hot rolling is performed. The martensitic structure is obtained as it is, and the Brinell hardness HBW (10/3000) of the surface is 320 or more, which not only has excellent wear resistance and toughness, but also martensite in the heat-affected zone of fusing and welding with a slow cooling rate. Site transformation occurs and the hardness reduction in this portion is suppressed.
[0020]
The Brinell hardness HBW (10/3000) is the hardness when the indenter diameter is 10 mm and the test load is 29.42 kN (3000 kgf).
[0021]
Fig. 2 shows that a steel with an _Ar3 transformation point of 650 ° C or higher, with a C content of 0.20% and various contents of other alloy elements and various changes in the hardenability index DI, is allowed to cool to air from 800 ° C. FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the hardenability index DI and the surface hardness HBW (10/3000) in the case where
[0022]
As can be seen from FIG. 2, when DI is 250 or more, a surface hardness of HBW (10/3000) 320 or more is obtained.
[0023]
(b) When the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is 15 particles / 100 μm or more, the toughness is further improved.
[0024]
FIG. 3 shows the chemical composition of C: 0.20%, Si: 0.45%, Mn: 1.55%, Cr: 1.11%, Mo: 0.69%, Ti: 0.020%, sol.Al: 0.023%, B: 0.0009%, A steel sheet made from the balance Fe and impurities, with a DI of 449, heated to 1160 ° C and hot-rolled under various conditions so that the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is different. is a diagram showing the relationship between absorbed energy vE _-20 _{° C.} a impact test result (J) and prior austenite grains in the thickness direction of the grain boundary density (pieces / 100 [mu] m).
[0025]
As can be seen from FIG. 3, when the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is 15/100 μm or more, an absorbed energy of 40 J or more is obtained and the toughness is improved.
[0026]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the reason why the wear-resistant steel of the present invention is determined as described above will be described in detail. In the following, “%” represents “% by mass” unless otherwise specified.
[0027]
1. About chemical composition C: 0.15-0.25%
C needs to be 0.15% or more in order to secure the surface hardness which is the controlling factor of wear resistance. However, if it exceeds 0.25%, the toughness and weldability are greatly impaired. For this reason, C content was made into 0.15-0.25%. Preferred is 0.16 to 0.24%, and more preferred is 0.17 to 0.23%.
[0028]
Si: 0.10 to 1.0%
Si is added as a deoxidizer and contributes to an increase in surface hardness. However, if it is less than 0.10%, these effects are not sufficient. On the other hand, if it exceeds 1.0%, the toughness may be impaired. Therefore, the Si content is set to 0.10 to 1.0%. A preferable range is 0.20 to 0.80%, and a more preferable range is 0.30 to 0.60%.
[0029]
Mn: 1.0-2.0%
Mn improves hardenability and increases the surface hardness, but if it is less than 1.0%, the effect is small, and the addition of other alloy elements is required, leading to an increase in cost. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the toughness deteriorates remarkably. Therefore, the Mn content is set to 1.0 to 2.0%. Preferable is 1.20 to 1.80%, and more preferable is 1.30 to 1.60%.
[0030]
Cr: 0.8 to 2.0 %
Cr is to improve the hardness and toughness to improve the hardenability, it is less than 0.8% the effect is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the toughness deteriorates. Therefore, the Cr content is set to 0.8 to 2.0 %. The preferred range is from 0.85 to 1.50%, a more preferred range is 0.90 to 1.30%.
[0031]
Mo: 0.5-1.0%
Mo enhances hardenability and increases hardness, strengthens grain boundaries and improves toughness. However, if the content is less than 0.5%, these effects cannot be expected. If the content exceeds 1.0%, the effects of improving hardness and toughness are saturated. For this reason, the Mo content is set to 0.5 to 1.0%. 0.55 to 0.85% is preferable, and 0.60 to 0.80% is more preferable.
[0032]
sol.Al: 0.01-0.10%
Al is added as a deoxidizer and generates AlN during slab heating to effectively suppress the overgrowth of the initial austenite grains. However, if the content is less than 0.01% as the sol.Al content, these effects are not effective. It is enough. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the amount of Al-based non-metallic inclusions increases and the toughness deteriorates significantly. Therefore, the content of Al is set to 0.01 to 0.10% in terms of sol.Al content. A preferred range is 0.015 to 0.050%, and a more preferred range is 0.020 to 0.040%.
[0033]
B: 0.0005-0.0025%
When B is 0.0005% or more, the hardenability is remarkably improved. However, when B exceeds 0.0025%, the toughness is deteriorated. For this reason, B content was made into 0.0005 to 0.0025%. A preferred range is 0.0007 to 0.0018%, and a more preferred range is 0.0008 to 0.0015%.
[0034]
One of the wear-resistant steels of the present invention is steel in which the balance of the above components is substantially Fe, in other words, Fe and impurities.
[0035]
Another of the wear resistant steels of the present invention is a steel containing at least one component selected from at least one of the following first group or second group. Hereinafter, these components will be described.
[0036]
First group (Nb and Ti)
All of these elements contribute to the flattening and refinement of prior austenite grains and improve toughness. Ti also fixes N in impurities, facilitates securing the amount of dissolved B, enhances hardenability, and increases hardness. Therefore, in order to obtain the effect, one or more kinds may be positively added. In this case, the above effect becomes remarkable when Nb is 0.01% or more and Ti is 0.005% or more. However, when Nb exceeds 0.05%, the weldability deteriorates, and when Ti exceeds 0.025%, the toughness deteriorates. For this reason, when adding, it is good to make Nb content 0.01-0.05% and Ti content 0.005-0.025%. A more preferable Nb content is 0.012 to 0.030%, and a Ti content is 0.010 to 0.020%.
[0037]
Second group (Cu, Ni and V)
All of these elements increase the hardness. Ni and V also improve toughness. Therefore, in order to further increase the hardness with emphasis on hardness, one or more of them may be positively added, and the effect is remarkable when Cu and Ni are 0.05% or more and V is 0.01% or more. Become. However, if Cu exceeds 1.0%, scale is generated and the surface properties of the steel deteriorate. Further, the effect is saturated when Ni is 1.0% and V is 0.1%, and addition beyond this causes an increase in cost. For this reason, when added, the Cu content is preferably 0.05 to 1.0%, the Ni content is 0.01 to 1.0%, and the V content is 0.01 to 0.1%. More preferable are Cu: 0.20 to 0.80%, Ni: 0.10 to 0.80%, and V: 0.03 to 0.08%.
[0038]
There are no particular problems with P, S, N, and O (oxygen) as impurities as long as they are at the impurity level of this type of steel, and allow 0.025%, 0.010%, 0.007%, and 0.005% respectively it can.
[0039]
2. The wear resistant steel of the present invention having the chemical composition described above with respect to the hardenability index DI must have a hardenability index DI expressed by the above formula (1) or (2) of 250 or more. .
[0040]
That is, when DI is less than 250, the steel surface has a Brinell hardness HBW (10/3000) of 320 or more as it is in hot rolling, and a desired wear resistance cannot be ensured. This is clear from FIG. 2 mentioned above and the Example mentioned later.
[0041]
Since DI is desirable as it is large, no upper limit is specified. However, if it is too large, not only the weldability is deteriorated, but also delayed fracture may be promoted. Therefore, the upper limit of DI should be 550. A preferable range of DI is 260 to 500, and a more preferable range is 270 to 480.
[0042]
3. The wear-resistant steel of the present invention described above with respect to the grain boundary density in the thickness direction of prior austenite grains has sufficient toughness, but the grain boundary density in the thickness direction of prior austenite grains is 15/100 μm or more. If it makes it, toughness will improve further. Therefore, the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is desirably 15 pieces / 100 μm or more. This is also clear from FIG. 3 mentioned above and the Example mentioned later.
[0043]
Here, it is considered that the toughness is further improved when the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is 15/100 μm or more because of the following reason. That is, steel (for example, a steel plate) obtained by a normal quenching process is reheated to a temperature higher than the _AC3 transformation point, and is quenched after austenite grains grow equiaxed. For this reason, the degree of flatness of the prior austenite grains is small, and in some cases, the crystal grains become coarse due to recrystallization, leading to deterioration of toughness. In general, if the crystal grain size is reduced, the toughness is improved. However, if the quenching temperature is lowered for the refinement of crystal grains, the hardenability is lowered and the desired hardness and toughness cannot be obtained. The problem arises.
[0044]
On the other hand, the wear-resistant steel of the present invention is made into a product as it is rolled and is not quenched, so that the old austenite grains flattened by rolling are preserved as they are, and the apparent crystal grain size is small. Therefore, it is thought that toughness is improved. Further, since the hardenability index DI is as high as 250 or more, there is no shortage of quenching and no decrease in hardness.
[0045]
The wear-resistant steel of the present invention described above is obtained by forming molten steel melted using a converter or electric furnace into a predetermined rolling material by a continuous casting method or an ingot-making method, and heating this material. It can be easily manufactured by hot rolling, and after the hot rolling, the product is made as it is without being subjected to heat treatment such as quenching or quenching and tempering.
[0046]
There are no special restrictions on the manufacturing conditions at that time, but the heating temperature of the material is 1100 ° C. or higher in order to increase the rolling efficiency, the rolling finish temperature is higher than the _{Ar 3} transformation point to prevent the precipitation of ferrite, and the cooling is In order to obtain a product having a good shape, it is desirable to carry out at a cooling rate of 3 ° C./second or less.
[0047]
In addition, when a product is a steel plate, for example, it means that correction by a leveler or a press is not necessary in order to ensure flatness.
[0048]
The cooling rate is an average cooling rate from the start of cooling after the end of rolling until the thickness center reaches 300 ° C. Specific examples of cooling include forced air cooling and air cooling. Can do. In the case of a steel plate having a thickness of up to 15 mm, a cooling rate of 3 ° C./second or less is secured by air cooling. The temperature at the center of the wall thickness is calculated from the measured temperature on the plate surface using a one-dimensional model divided in the plate thickness direction.
[0049]
The grain boundary density of prior austenite grains varies slightly depending on the chemical composition of the steel, the heating temperature of the material, the reduction rate, the rolling end temperature, the cooling rate, etc. For example, the heating temperature, rolling end temperature, and cooling rate of the material If they are the same, the rolling reduction rate is appropriately set according to the chemical composition of the steel (for example, set to the cumulative rolling reduction rate of the final five passes shown in the examples described later), etc., and controlled to an arbitrary value. Is possible.
[0050]
【Example】
A steel ingot obtained by melting 13 types of steel having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1160 ° C and then hot-rolled to form a steel plate having a thickness of 9 mm, a width of 2500 mm, and a length of 8000 mm. . At that time, rolling was completed at 780 ° C., and the mixture was allowed to cool to the atmosphere. However, the steel plate of test number 14 was quenched by reheating to 900 ° C. after hot rolling. Note that the grain boundary density of the prior austenite grains was changed by variously changing the cumulative reduction ratio of 5 passes in finish rolling.
[0051]
[Table 1]

[0052]
The obtained steel sheet was examined for grain boundary density of the prior austenite grains by the method described above, and then subjected to a Brinell hardness test, a shear rupture impact test, a weld crack test, and a Vickers hardness test near the gas cut surface.
[0053]
In the Brinell hardness test, the Brinell hardness HBW (10/3000) of the steel sheet surface was measured according to JIS Z 2243.
[0054]
In the Shearpy impact test, a V-notch specimen with a sub-size of 7.5 mm in width specified in JIS Z 2202 was sampled from the center position of the plate thickness in parallel with the rolling direction, and the absorbed energy vE _{− at} −20 ° C. according to JIS Z 2242. ₂₀ _{° C.} (J) was determined.
[0055]
Weld cracking test was performed lap vertical hand weld cracking test that will be defined in JIS Z 3154, a case where cracks were not generated "○", and the case that occurred was evaluated as "×". At that time, restraint welding was performed by carbon dioxide arc welding with a heat input of 0.86 kJ / mm at room temperature.
[0056]
The Vickers hardness test in the vicinity of the gas cut surface was conducted by gas cutting at crater # 3, oxygen pressure 3 MPa, sharp gas pressure 0.4 MPa, cutting speed 250 mm / min, 1 mm below the surface of the steel sheet, and distance 2 mm from the cutting edge. The Vickers hardness HV (10) at the position was measured according to JIS Z 2244.
[0057]
The above results are summarized in Table 2.
[0058]
[Table 2]

[0059]
As can be seen from Table 2, the steel plates of the present invention examples (test numbers 1 to 10) all show good performance, and are wear-resistant steels with small toughness, weldability, and reduced hardness in the heat affected zone. As can be seen from the comparison between test numbers 1 and 2, the toughness is particularly good when the prior austenite grains have a grain boundary density of 15 or more.
[0060]
In addition, the steel plate of test number 3 has good toughness despite the low grain boundary density of the prior austenite grains as low as 14, but this is because DI is as small as 255 and the amount of dislocations contained in martensite is small. It is.
On the other hand, among the steel plates of the comparative example, the steel plate of test number 11 has a surface hardness of 535 and excellent wear resistance, but the C content exceeds the upper limit specified in the present invention, so that the toughness and welding The nature is bad. The steel plate of test number 12 has a DI of 220, which is lower than the lower limit specified in the present invention, so that the hardenability is insufficient, the surface hardness is as low as 300, and the wear resistance is poor. The steel plate of test number 13 has extremely poor toughness because the V content exceeds the upper limit specified in the present invention. The steel plate of test number 14 is a conventional steel and has a high surface hardness and good wear resistance by quenching. However, since DI is too small, the hardness near the gas cut surface is remarkably lowered, and the wear resistance of this portion is inferior. Moreover, since the grain boundary density of the prior austenite grains is as small as seven, the toughness is also poor.
[0061]
【The invention's effect】
The wear-resistant steel of the present invention is hot-rolled and has a surface hardness of 320 or higher in HBW (10/3000), excellent wear resistance, toughness, weldability, and thermal effects of welding and fusing. There is almost no decrease in hardness of the part. Moreover, since the quenching is not required, the product shape does not deteriorate, the shape correction can be omitted, and the manufacturing cost can be greatly reduced by a synergistic effect that the quenching is unnecessary. ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the wear-resistant steel for members, such as a construction machine for civil engineering and a mine, and a large sized industrial machine, can be provided at low cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram showing a method for measuring grain boundary density of prior austenite grains and the number of grain boundaries.
FIG. 2 is a diagram showing an example of experimental results, showing the relationship between the hardenability index DI and the Brinell hardness HBW (10/3000) of the steel surface.
FIG. 3 is a diagram showing an example of experimental results, showing the relationship between grain boundary density and toughness of prior austenite grains.

Claims

In mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.10-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, Cr: 0.8-1.30% , Mo: 0.5-1.0%, sol.Al: 0.01-0.10%, B: Wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering, characterized by containing 0.0005-0.0025%, the balance being Fe and impurities , and a hardenability index DI expressed by the following formula (1) of 250 or more .
DI = 9.328 × √C × (1 + 0.64 × Si)
× (1 + 4.1 × Mn) × (1 + 2.33 × Cr) × (1 + 3.14 × Mo) …… (1)
Here, the element symbol in a formula means content (mass%) of each element contained in steel.

In mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.10-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, Cr: 0.8-1.30% , Mo: 0.5-1.0%, sol.Al: 0.01-0.10%, B: 0.0005-0.0025%, Nb: 0.01-0.05% and Ti: 0.005-0.025%, including 1 or more of the remainder, Fe and impurities, the hardenability index represented by the following formula (1) Wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering, characterized by a DI of 250 or more.
DI = 9.328 × √C × (1 + 0.64 × Si)
× (1 + 4.1 × Mn) × (1 + 2.33 × Cr) × (1 + 3.14 × Mo) …… (1)
Here, the element symbol in a formula means content (mass%) of each element contained in steel.

In mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.10-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, Cr: 0.8-1.30% , Mo: 0.5-1.0%, sol.Al: 0.01-0.10%, B: 0.0005 to 0.0025%, Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 1.0%, and V: 0.01 to 0.1%, and the balance is composed of Fe and impurities, and the following formula (2) A wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering, characterized by a hardenability index DI of 250 or more.
DI = 9.328 × √C × (1 + 0.64 × Si) × (1 + 4.1 × Mn) × (1 + 2.33 × Cr)
× (1 + 3.14 × Mo) × (1 + 0.27 × Cu) × (1 + 0.52 × Ni) …… (2)
Here, the element symbol in a formula means content (mass%) of each element contained in steel.

In mass%, C: 0.15-0.25%, Si: 0.10-1.0%, Mn: 1.0-2.0%, Cr: 0.8-1.30% , Mo: 0.5-1.0%, sol.Al: 0.01-0.10%, B: 0.0005 to 0.0025%, Cu: 0.05 to 1.0%, Ni: 0.05 to 1.0% and V: 0.01 to 0.1% or more, and Nb: 0.01 to 0.05% and Ti: 0.005 to 0.025% A wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering, comprising one or more types, the balance being Fe and impurities , and having a hardenability index DI expressed by the following formula (2) of 250 or more.
DI = 9.328 × √C × (1 + 0.64 × Si) × (1 + 4.1 × Mn) × (1 + 2.33 × Cr)
× (1 + 3.14 × Mo) × (1 + 0.27 × Cu) × (1 + 0.52 × Ni) …… (2)
Here, the element symbol in a formula means content (mass%) of each element contained in steel.

The wear-resistant steel without quenching or quenching and tempering according to any one of claims 1 to 4, wherein the grain boundary density in the thickness direction of the prior austenite grains is 15 pieces / 100 µm or more.