JP5145803B2 - 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板 - Google Patents
低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板 Download PDFInfo
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Description
本発明は、低温靭性および溶接後の熱影響部や、ガス切断、プラズマ切断など熱溶断後の熱影響部で、低温焼戻し脆化温度域に再加熱された領域において発生する割れの防止に優れる耐摩耗鋼に関し、特に産業機械や運搬機器のうち、溶接や溶断などの加工を受けて製造され、低温で使用される部材用として好適なものに関する。
鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することにより向上し、耐摩耗性が要求される部材には、Ｃ量を高くし、焼入れ熱処理や焼入れ−低温焼戻し熱処理を実施した耐磨耗鋼板が使用されている。
しかし、焼入れ熱処理や焼入れ−低温焼戻し熱処理により製造する耐磨耗鋼など高硬度な鋼材は３００〜４００℃程度の低温焼戻し脆化温度域に再加熱されると、常温に冷却後、遅れ割れが発生する場合がある。溶接や、ガス切断、プラズマ切断など熱溶断で低温焼き戻し脆化温度域に再加熱された部位が存在すると、常温に冷却後、遅れ割れが発生しやすい。
耐磨耗鋼を使用する際には、溶接やガス切断などの加工が行われることが多く、ガス切断面近傍や、溶接熱影響部などでは、鋼材が低温焼戻し脆化温度域に再加熱されることを回避することは不可能であり、上述した遅れ割れの発生防止に優れる耐摩耗鋼が要望されている。
例えば、特許文献１〜６等で提案されている耐遅れ破壊特性に優れる耐摩耗鋼は、製造ままの鋼板で耐遅れ破壊特性を改善するもので、低温焼戻し脆化温度域に再加熱された後の遅れ破壊特性を改善しているわけではない。
また、耐摩耗鋼は０℃以下の低温域で作業に用いられることも増えており、靭性が低いと、脆性破壊を生じ作業に重大な支障をきたす。一般に鋼の焼入れ硬さはＣ量を増加することで確保できるが、一方で硬度が増すと材質が脆くなって靭性が劣化する。
このため、低温靭性に優れる耐摩耗鋼が望まれ、例えば、特許文献７、特許文献８、特許文献９などではＣｒやＭｏなどの合金元素を多量に添加することで耐磨耗鋼板の靭性を向上させる技術が開示されている。
これらの技術においてＣｒは焼入れ性の向上が目的で、Ｍｏは焼入れ性を向上させると同時に粒界強度を改善する目的で添加されている。また、特許文献７、８では、焼戻し熱処理を実施することにより低温靭性を改善している。
一方、製造プロセスを工夫した技術として特許文献１０に開示されたものがあり、熱間圧延工程でオースフォームを利用することで旧γ粒を展伸させて靭性を改善することが開示されている。
特開２００２−１１５０２４号公報
特開２００２−８０９３０号公報
特開平０５−５１６９１号公報
特開平０１−２５５６２２号公報
特開昭６３−３１７６２３号公報
特開２００３−１７１７３０号公報
特開平８−４１５３５号公報
特開平２−１７９８４２号公報
特開昭６１−１６６９５４号公報
特開２００２−２０８３７号公報
しかしながら特許文献７〜９に記載された耐摩耗鋼は合金元素多量添加により粒界強度を強化して靭性を向上させるもので、合金元素添加コストが高くなる。
特許文献７や特許文献８記載の耐磨耗鋼は、焼戻し熱処理を実施するため硬度が低下し、耐摩耗性への悪影響が避けられない。
また、特許文献１０に記載された耐摩耗鋼の製造方法は、熱間圧延工程でオースフォームを利用するため、熱間圧延は低温仕上げで、製造性が悪く、さらに安定製造のために厳密な温度管理が必要であり、実製造上必ずしも容易なプロセスではない。
そこで、本発明は、溶接や溶断の熱影響により低温焼戻し脆化温度域に加熱された領域における、常温に冷却後の遅れ破壊が抑制され、優れた低温靭性を備えた、すなわち、低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れる耐磨耗鋼板を提供することを目的とする。
発明者らは、上記目的を達成するために、耐磨耗鋼における耐低温焼戻し脆化割れ特性及び低温靭性に影響する各種要因について、鋭意検討し、Ｃを０．２０〜０．３０％添加し、Ｍｎを１．２％以下、Ｐを０．０１０％以下、旧オーステナイト粒径を３０μｍ以下とすることによって、優れた耐磨耗性を確保しつつ、耐低温焼戻し脆化特性を著しく改善することが可能であること、及び結晶粒径を３０μｍ以下にすることによって、低温靭性も改善可能であることを見出した。
耐低温焼戻し脆化割れ特性は、Ｍａｓｓ％で、０．２２％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．４５〜１．５％Ｍｎ−０．００３〜０．０３０％Ｐ−０．１２％Ｍｏ−０．０２％Ｎｂ−０．０１％Ｔｉ−０．００１％Ｂを含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒを適宜添加し、Ｃｅｑ＊を０．５０％と一定とした鋼片を供試鋼とし、２５ｍｍｔに圧延後、空冷し、その後９００℃に再加熱したのちに焼入れし、得られた鋼板について、図１に示すＴ形隅肉溶接割れ試験を実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３層６パスの溶接を実施した。
図２にＴ形隅肉溶接割れ試験結果を、Ｍｎ量、Ｐ量で整理した結果を示す。Ｍｎ量が１．２％を超えるか、または、Ｐ量が０．０１０％を超えると、割れが発生する。これらの鋼板の旧オーステナイト粒径は、全て３０μｍ未満であり、割れの形態は、粒界破面であった。
本発明は、得られた知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｃｒ：０．１４〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％のいずれかを１種以上を含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が５４以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０
・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２）
２．１記載の組成に、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が５４以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０
・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２）
３．表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する１または２に記載の低温靭性および耐低温脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
１．質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｃｒ：０．１４〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％のいずれかを１種以上を含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が５４以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０
・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２）
２．１記載の組成に、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が５４以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０
・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２）
３．表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する１または２に記載の低温靭性および耐低温脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
本発明によれば、溶接やガス切断による熱影響で低温焼戻しを受けた領域における遅れ割れ特性に優れ、且つ低温靭性に優れた耐磨耗鋼板を製造することができ、産業上格段の効果を奏する。
まず、本発明の鋼板の組成を規定した理由について説明する。なお、以下の％表示は、いずれも質量％で表す。
Ｃ：０．２０〜０．３０％
Ｃは、マトリクス硬度を高硬度化させ耐磨耗性を向上させる元素である。耐磨耗性を著しく改善するためには、０．２０％以上の添加が必要である。一方、０．３０％を超えて添加すると、溶接性が劣化する。したがって、０．２０〜０．３０％とした。なお、好ましくは、０．２０〜０．２８％である。
Ｃは、マトリクス硬度を高硬度化させ耐磨耗性を向上させる元素である。耐磨耗性を著しく改善するためには、０．２０％以上の添加が必要である。一方、０．３０％を超えて添加すると、溶接性が劣化する。したがって、０．２０〜０．３０％とした。なお、好ましくは、０．２０〜０．２８％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であるが、１．０％を超える含有は、延性、靭性を低下させ、さらに介在物量が増加する。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．０５〜０．４０％である。
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であるが、１．０％を超える含有は、延性、靭性を低下させ、さらに介在物量が増加する。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．０５〜０．４０％である。
Ｍｎ：０．４５〜１．２％
Ｍｎは、Ｐの粒界偏析を助長し、遅れ破壊を発生しやすくする。マルテンサイトの旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下の場合、Ｍｎ量を１．２％以下とすることで、粒界破壊の発生が抑制される。
Ｍｎは、Ｐの粒界偏析を助長し、遅れ破壊を発生しやすくする。マルテンサイトの旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下の場合、Ｍｎ量を１．２％以下とすることで、粒界破壊の発生が抑制される。
一方、焼入れ性確保のためには、一定量を添加することが望ましく、また、合金コスト低減の観点からも、Ｍｎ添加は望ましく、Ｍｎ量は０．４５％〜１．２％の範囲に限定する。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸材として添加し、その効果は、０．００２０％以上の含有で認められるが、０．１％を超える多量の含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌは０．１％以下とする。
Ａｌは、脱酸材として添加し、その効果は、０．００２０％以上の含有で認められるが、０．１％を超える多量の含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌは０．１％以下とする。
Ｎｂ：０．００５％〜０．０２４％
Ｎｂは、炭窒化物あるいは炭化物として析出し、組織を微細化し、遅れ破壊発生を抑制する効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上必要である。一方、０．０２４％を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがあるため、０．００５％〜０．０２４％とする。
Ｎｂは、炭窒化物あるいは炭化物として析出し、組織を微細化し、遅れ破壊発生を抑制する効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上必要である。一方、０．０２４％を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがあるため、０．００５％〜０．０２４％とする。
Ｔｉ：０．００５％〜０．０５％
Ｔｉは、Ｎを固定することにより、ＢＮ析出を抑制しＢの焼入れ性向上効果を助長する効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．０５％を超えて添加すると、ＴｉＣを析出し母材靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０５％とする。
Ｔｉは、Ｎを固定することにより、ＢＮ析出を抑制しＢの焼入れ性向上効果を助長する効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．０５％を超えて添加すると、ＴｉＣを析出し母材靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０５％とする。
Ｂ：０．０００３％〜０．００３０％
Ｂは、微量添加により、焼入れ性を著しく改善する。その効果を得るためには、０．０００３％以上必要である。一方、０．００３０％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、０．０００３％〜０．００３％とする。より好ましくは、０．０００５〜０．００２０％である。
Ｂは、微量添加により、焼入れ性を著しく改善する。その効果を得るためには、０．０００３％以上必要である。一方、０．００３０％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、０．０００３％〜０．００３％とする。より好ましくは、０．０００５〜０．００２０％である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、遅れ破壊発生の起点となるため、０．０１０％以下とする。
Ｐは、粒界に偏析し、遅れ破壊発生の起点となるため、０．０１０％以下とする。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、破壊の発生起点となるため、０．００５％以下とする。
Ｓは、ＭｎＳを形成し、破壊の発生起点となるため、０．００５％以下とする。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％のいずれか１種以上
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるためにとくに有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合は０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．８０％である。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるためにとくに有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合は０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．８０％である。
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗは、焼入れ性を向上させるために特に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｗを添加する場合は０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．８０％である。Ｍｏ，Ｗはいずれか１種以上の含有を必須とする。
Ｗは、焼入れ性を向上させるために特に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とするが、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｗを添加する場合は０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．８０％である。Ｍｏ，Ｗはいずれか１種以上の含有を必須とする。
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％のうち、１種または２種以上
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、この効果を得るために０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕを添加する場合は、０．１〜１．０％範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％である。
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、この効果を得るために０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕを添加する場合は、０．１〜１．０％範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％である。
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｎｉは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は０．１％以上の含有で顕著となる。一方、２．０％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉを添加する場合は０．１〜２．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜１．０％である。
Ｎｉは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は０．１％以上の含有で顕著となる。一方、２．０％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉを添加する場合は０．１〜２．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜１．０％である。
Ｃｒ：０．１４〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有し、このような効果を得るためには、０．１４％以上の含有を必要とするが、１．０％を超える含有は、溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合は０．１４〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１４〜０．８０％である。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有し、このような効果を得るためには、０．１４％以上の含有を必要とするが、１．０％を超える含有は、溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合は０．１４〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１４〜０．８０％である。
Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上必要とするが、０．１０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｖは、０．００５〜０．１０％の範囲に限定することが好ましい。
Ｖは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上必要とするが、０．１０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｖは、０．００５〜０．１０％の範囲に限定することが好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
ＣａやＲＥＭは、Ｓと結合し、ＭｎＳ生成を抑制する。この効果を得るためには、０．０００５％以上必要であるが、０．００５０％を超えると、鋼の清状度を劣化させる。そのため、ＣａやＲＥＭは、０．０００５〜０．００５０％とする。
ＣａやＲＥＭは、Ｓと結合し、ＭｎＳ生成を抑制する。この効果を得るためには、０．０００５％以上必要であるが、０．００５０％を超えると、鋼の清状度を劣化させる。そのため、ＣａやＲＥＭは、０．０００５〜０．００５０％とする。
Ｃｅｑ＊（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０）：０．５５％以下
Ｃｅｑ＊が０．５５％を超えると、溶接性が劣化する。そのため、０．５５％以下とした。
Ｃｅｑ＊が０．５５％を超えると、溶接性が劣化する。そのため、０．５５％以下とした。
ＤＩ＊（＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１））：４５以上
ＤＩ＊が４５未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍを下回り、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、ＤＩ＊は４５以上とする。
ＤＩ＊が４５未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍを下回り、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、ＤＩ＊は４５以上とする。
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００未満の場合には、耐摩耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、表面硬度をブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上とすることが望ましい。次に、製造方法について説明する。
［製造方法］
本発明に係る耐摩耗鋼板は、上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００未満の場合には、耐摩耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、表面硬度をブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上とすることが望ましい。次に、製造方法について説明する。
［製造方法］
本発明に係る耐摩耗鋼板は、上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
次いで得られた鋼素材を、冷却することなく直後に、または冷却した後に９５０〜１２５０℃に再加熱したのち、熱間圧延し、所望の板厚（肉厚）の鋼板とする。熱間圧延直後、あるいは、再加熱して焼入れを行う。必要に応じて３００℃以下での焼戻しを実施する。
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（１５０ｋｇ）（鋼素材）とした。これら鋼素材を、１０５０〜１２５０℃に加熱したのち、熱間圧延を施して板厚６〜３２ｍｍとし、一部の鋼板については、圧延直後に焼入れ（ＤＱ）し、その他の鋼板については、圧延後空冷し、９００℃に再加熱後焼入れ（ＲＱ）を行った。
得られた鋼板について、旧オーステナイト粒径測定、表面硬度測定、シャルピ−衝撃試験、Ｔ形隅肉溶接割れ試験を下記の要領で実施した。
［旧オーステナイト粒径測定］
得られた鋼板の１／４・ｔ（板厚）部における粒径を測定した。光学顕微鏡で４００倍で観察し、１００個の旧オーステナイト粒の各々の円相当粒径を測定し、それらの平均値を旧オーステナイト粒径とした。
［表面硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。測定は、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。
［Ｔ形隅肉溶接割れ試験］
図１のとおりに実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３層６パスの溶接を実施し、試験溶接部長は２００ｍｍである。
［シャルピー衝撃試験］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４２に準拠し、破面遷移温度を測定した。得られた結果を表２に示す。
本発明例（鋼板Ｎｏ．１，２，３，４）は、表面硬度が４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有し、かつ、Ｔ形隅肉溶接割れ試験で割れが発生せず、また、破面遷移温度が０℃以下の優れた低温靭性を有している。
［旧オーステナイト粒径測定］
得られた鋼板の１／４・ｔ（板厚）部における粒径を測定した。光学顕微鏡で４００倍で観察し、１００個の旧オーステナイト粒の各々の円相当粒径を測定し、それらの平均値を旧オーステナイト粒径とした。
［表面硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。測定は、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。
［Ｔ形隅肉溶接割れ試験］
図１のとおりに実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３層６パスの溶接を実施し、試験溶接部長は２００ｍｍである。
［シャルピー衝撃試験］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４２に準拠し、破面遷移温度を測定した。得られた結果を表２に示す。
本発明例（鋼板Ｎｏ．１，２，３，４）は、表面硬度が４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有し、かつ、Ｔ形隅肉溶接割れ試験で割れが発生せず、また、破面遷移温度が０℃以下の優れた低温靭性を有している。
一方、比較例（鋼板Ｎｏ．５，６，７）は、Ｔ形隅肉溶接割れ試験において、割れが発生し、および／または破面遷移温度が０℃以上と本発明例に対して靭性に劣る。尚、表２のＴ形隅肉溶接割れ試験の表示で「無」は割れの発生が認められなかったもの、「有」は割れの発生が認められたことを示す。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｃｒ：０．１４〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％のいずれかを１種以上を含有し、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が５４以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０
・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２） - 請求項１記載の組成に、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が５４以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０
・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２） - 表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する請求項１または２に記載の低温靭性および耐低温脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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