JP5458624B2 - 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、建設、土木、鉱山等の分野で使用される、例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットなどの産業機械や運搬機器等で、土砂との接触による磨耗が問題となるような部材用として好適な耐磨耗鋼板およびその製造方法に係り、特に、曲げ加工性に優れるものに関する。
土、砂等による磨耗を受ける部材には、長寿命化のため、耐磨耗性に優れた鋼材が使用される。鋼材の耐磨耗性は、高硬度化することにより、向上することが知られ、耐磨耗性が要求される部材には、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加した鋼材に焼入等の熱処理を施し、高硬度化した鋼材が使用されてきた。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０〜０．１９％を含み、Ｓｉ、Ｍｎを適正量含有し、Ｃｅｑを０．３５〜０．４４％に限定した鋼を、熱間圧延後直接焼入れし、あるいは９００〜９５０℃に再加熱したのち焼入れし、３００〜５００℃で焼戻し、鋼板表面硬さを３００ＨＶ以上とする耐磨耗鋼板の製造方法が提案されている。
特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．２０％を含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌを適正量に調整し、あるいは更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種以上を含有する鋼に、熱間圧延後直接焼入れし、あるいは圧延後放冷した後、再加熱して焼入れし、３４０ＨＢ以上の硬さを付与する、耐磨耗厚鋼板の製造方法が提案されている。
特許文献３には、Ｃ：０．０７〜０．１７％を含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌを適正量に調整し、あるいは更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種以上を含有する鋼に、熱間圧延後直ちに焼入れ、あるいは一旦空冷した後に、再加熱して焼入れし、表面硬さが３２１ＨＢ以上で、曲げ加工性に優れた鋼板とする耐磨耗鋼板の製造方法が提案されている。
特許文献１〜３に記載された技術は、合金元素を多量に添加して、固溶硬化、変態硬化、析出硬化等を活用して、高硬度化することで、耐磨耗特性を向上させている。しかし、合金元素を多量に添加して、固溶硬化、変態硬化、析出硬化等を活用して、高硬度化した場合には、溶接性、加工性が低下するようになり、更に製造コストが高騰する。
ところで、耐磨耗性が要求される部材の場合、使用条件によっては、表面近傍のみを高硬度化して、耐磨耗性を向上させるだけでも良い場合があり、このような場合に用いられる鋼材は、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を多量に添加する必要はなく、焼入れ処理等の熱処理を施して、表面近傍のみを焼入れ組織とすることが考えられる。
しかし、焼入れ組織の高硬度化のためには、一般に、鋼材の固溶Ｃ量を増加させる必要があるが、固溶Ｃ量の増加は、溶接性の低下、曲げ加工性の低下などを招き、特に曲げ加工性の低下は部材として必要な曲げ加工が制限され使用条件が限定される。
このため、過度に高硬度化を図ることなく、耐磨耗特性を向上させることが可能な耐磨耗鋼板が要望され、特許文献４には、Ｃ：０．１０〜０．４５％を含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎを適正量に調整し、さらにＴｉ：０．１０〜１．０％含有し、平均粒径０．５μｍ以上のＴｉＣ析出物あるいはＴｉＣとＴｉＮ、ＴｉＳとの複合析出物を４００個／ｍｍ２以上を含み、Ｔｉ＊が０．０５％以上０．４％未満とする表面性状に優れた耐磨耗鋼が提案されている。
特許文献４に記載された技術によれば、凝固時に粗大なＴｉＣを主体とする析出物を生成させ、過度に高硬度化させることなく安価に耐磨耗性を向上させることが可能である。
しかしながら、特許文献４に記載された技術では、焼入れ熱処理を実施し、組織を焼入れままのマルテンサイト組織としているため、強度が引張り強さ１０００ＭＰａ以上と高く、その結果、曲げ加工時の変形抵抗が高くなるため、曲げ加工が容易であるとは云い難く、曲げ加工性に問題を残していた。
一方、耐磨耗鋼の使用用途には衝撃荷重を受けるものがあり、強度が低い場合には、変形するため、鋼板自体の強度として引張り強さ７８０ＭＰａ以上あることが望ましい。
そこで、本発明は、引張り強さ７８０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ未満で、耐磨耗性および曲げ加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、上記した目的を達成するために、耐磨耗性と曲げ加工性に影響する各種要因について、鋭意研究を重ね、ＴｉとＣを含有する成分系で、圧延後、加速冷却を施すことにより、金属組織がフェライト−ベイナイト組織の複合組織を基地相とし、かつ、マトリクス中に硬質な第二相（硬質相：ＴｉＣ）を分散させることにより、耐磨耗性を確保したまま、曲げ加工時の加工荷重低減が可能、すなわち、曲げ加工性の改善が可能であることを見出した。
本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．１〜１．２％、Ａｌ：０．１％以下、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＤＩ＊が６０未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に硬質相が分散していることを特徴する加工性に優れた耐磨耗鋼板。
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）×（１．５×Ｗ＊＋１）・・・・・（１）
但し、Ｃ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｗ＊＝Ｗ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎは含有量（質量％）
２．更に、質量％でＮｂ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜１．０％の１種または２種を含有することを特徴とする１記載の耐磨耗鋼板。
３．更に、前記硬質相の分散密度が、４００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする１または２に記載の耐磨耗鋼板。
４．１または２記載の組成を有する鋼片を熱間圧延後、１８℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以上、５５０℃以下まで冷却することを特徴とする加工性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
５．更に、５５０℃以下の温度で焼き戻すことを特徴とする４記載の加工性に優れた耐磨耗鋼の製造方法。
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．１〜１．２％、Ａｌ：０．１％以下、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＤＩ＊が６０未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に硬質相が分散していることを特徴する加工性に優れた耐磨耗鋼板。
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）×（１．５×Ｗ＊＋１）・・・・・（１）
但し、Ｃ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｗ＊＝Ｗ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎは含有量（質量％）
２．更に、質量％でＮｂ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜１．０％の１種または２種を含有することを特徴とする１記載の耐磨耗鋼板。
３．更に、前記硬質相の分散密度が、４００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする１または２に記載の耐磨耗鋼板。
４．１または２記載の組成を有する鋼片を熱間圧延後、１８℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以上、５５０℃以下まで冷却することを特徴とする加工性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
５．更に、５５０℃以下の温度で焼き戻すことを特徴とする４記載の加工性に優れた耐磨耗鋼の製造方法。
本発明によれば、耐磨耗性を劣化させることなく耐衝撃性と曲げ加工性に優れる耐磨耗鋼板およびその製造方法が得られるので産業上格段の効果を奏する。
本発明に係る耐磨耗鋼板で成分組成、金属組織を規定した理由について説明する。
［成分組成］以下の％表示は、いずれも質量％とする。
［成分組成］以下の％表示は、いずれも質量％とする。
Ｃ：０．０５〜０．３５％
Ｃは、金属組織においてマトリクスの硬度を向上させて耐磨耗性を向上させるとともに、硬質な第二相（以下、硬質相ともいう）としてのＴｉ炭化物を形成し、耐磨耗性の向上に、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。
Ｃは、金属組織においてマトリクスの硬度を向上させて耐磨耗性を向上させるとともに、硬質な第二相（以下、硬質相ともいう）としてのＴｉ炭化物を形成し、耐磨耗性の向上に、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。
一方、０．３５％を超える含有は、硬質相としての炭化物が粗大になり、曲げ加工時に炭化物を起点として割れが発生する。このため、Ｃは０．０５〜０．３５％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．１５〜０．３０％である。
Ｔｉ：０．１〜１．２％
Ｔｉは、Ｃとともに本発明における重要な元素であり、耐磨耗性向上に寄与する硬質相としてＴｉ炭化物を形成する必須の元素である。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。
Ｔｉは、Ｃとともに本発明における重要な元素であり、耐磨耗性向上に寄与する硬質相としてＴｉ炭化物を形成する必須の元素である。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。
図１に耐磨耗性に及ぼすＴｉ添加量の影響を、図２に引張り強度（ＹＳ，ＴＳ）に及ぼすＴｉ添加量の影響を示す。図１において縦軸はラバーホイール磨耗試験における磨耗量を軟鋼（ＳＳ４００）の磨耗量と比較した耐磨耗比を示す。
供試鋼は、Ｍａｓｓ％で、０．３３％Ｃ−０．３５％Ｓｉ−０．８２％Ｍｎ−０．０５〜１．２％Ｔｉを含む鋼片を、１９ｍｍｔに圧延後、冷却速度３８℃／ｓの加速冷却により５００℃まで冷却して製造し、得られた鋼板について、引張特性、磨耗試験を実施した。
引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号試験片を採取して実施し、引張特性（引張強さ：ＴＳ、降伏強さ：ＹＳ）を求めた。
磨耗試験は、ＡＳＴＭＧ６５に準拠したラバーホイール磨耗試験によって実施し、試験結果を軟鋼（ＳＳ４００）の磨耗量と各供試鋼板の磨耗量の比を耐磨耗比として整理した。耐磨耗比が大きいほど、磨耗特性に優れていることを示す。
図１、２より、Ｔｉ添加量が０．１％以上となると、耐磨耗性は一般的な耐磨耗鋼と同程度以上の特性で、ＴＳは８００ＭＰａ程度となる。すなわち、従来の焼入れ熱処理をした耐磨耗鋼板と同等の磨耗特性を有しつつ、加工性を改善し、且つ耐衝撃特性を備えることが可能である。
尚、一般的な耐磨耗鋼の特性は、一般的な熱処理で製造する耐磨耗鋼板について上記と同様の試験を実施して求めた。比較試験に用いた耐磨耗鋼板は、０．１５ｍａｓｓ％Ｃ−０．３５ｍａｓｓ％Ｓｉ−１．５０ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．１３ｍａｓｓ％Ｃｒ−０．１３ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ−０．００１０ｍａｓｓ％Ｂの組成の鋼板を熱間圧延した後、９００℃に再加熱後、焼入れ熱処理を施して製造したもので、ブリネル硬さが４００ＨＢ程度の鋼板である。得られた結果は、上記図１と図２に、０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ量の場合として示している。
尚、一般的な耐磨耗鋼の特性は、一般的な熱処理で製造する耐磨耗鋼板について上記と同様の試験を実施して求めた。比較試験に用いた耐磨耗鋼板は、０．１５ｍａｓｓ％Ｃ−０．３５ｍａｓｓ％Ｓｉ−１．５０ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．１３ｍａｓｓ％Ｃｒ−０．１３ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ−０．００１０ｍａｓｓ％Ｂの組成の鋼板を熱間圧延した後、９００℃に再加熱後、焼入れ熱処理を施して製造したもので、ブリネル硬さが４００ＨＢ程度の鋼板である。得られた結果は、上記図１と図２に、０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ量の場合として示している。
一方、１．２％を越えるＴｉの含有は、硬質相（Ｔｉ系炭化物）が粗大化し、曲げ加工時に粗大な硬質相を起点として割れが発生する。このため、Ｔｉは０．１〜１．２％、好ましくは、０．１〜０．８％の範囲に限定した。
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などの問題を生じる。このため、Ｓｉ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０．０５〜０．４０％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などの問題を生じる。このため、Ｓｉ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０．０５〜０．４０％である。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であり、このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｍｎ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０．１〜１．６０％である。
Ｍｎは、固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であり、このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｍｎ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０．１〜１．６０％である。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸材として作用し、このような効果は、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％以下に限定することが好ましい。
Ａｌは、脱酸材として作用し、このような効果は、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％以下に限定することが好ましい。
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の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は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は添加する場合は０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％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は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は添加する場合は０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％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％を越える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉは添加する場合は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％を越える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉは添加する場合は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：０．１〜１．０％
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、０．１％以上の含有を必要とするが、０．１％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｃｒは添加する場合は０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．４０％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、０．１％以上の含有を必要とするが、０．１％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｃｒは添加する場合は０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．４０％である。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏ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、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を越えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏ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、０．０５〜０．４０％である。
Ｍｏ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、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を越えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏ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、０．０５〜０．４０％である。
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗ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、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を越えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｗ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、０．０５〜０．４０％である。なお、ＭｏやＷは、ＴｉＣに固溶するため、硬質相量を増加させる効果も有する。
Ｗ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、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を越えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｗ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、０．０５〜０．４０％である。なお、ＭｏやＷは、ＴｉＣに固溶するため、硬質相量を増加させる効果も有する。
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、粒界に偏析し、粒界を強化して、靭性向上に有効に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、０．０００３％以上の含有が必要である。一方、０．００３０％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｂは添加する場合は、０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０００３〜０．００１５％である。
Ｂは、粒界に偏析し、粒界を強化して、靭性向上に有効に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、０．０００３％以上の含有が必要である。一方、０．００３０％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｂは添加する場合は、０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０００３〜０．００１５％である。
ＤＩ＊＜６０
本発明でＤＩ＊（焼入れ性指標値）は、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）×（１．５×Ｗ＊＋１）、ここでＣ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｗ＊＝Ｗ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）で定義し、ＤＩ＊＜６０とする。ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎは含有量（質量％）である。
本発明でＤＩ＊（焼入れ性指標値）は、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）×（１．５×Ｗ＊＋１）、ここでＣ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｗ＊＝Ｗ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）で定義し、ＤＩ＊＜６０とする。ここで、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎは含有量（質量％）である。
図３に、耐磨耗性に及ぼすＤＩ＊の影響を、図４に引張り強度（ＹＳ，ＴＳ）に及ぼすＤＩ＊の影響を示す。図３において縦軸はラバーホイール磨耗試験における磨耗量を軟鋼（ＳＳ４００）の磨耗量と比較した耐磨耗比を示す。耐磨耗比が大きいほど、磨耗特性に優れていることを示す。
供試鋼は、ｍａｓｓ％で０．３４％Ｃ−０．２２％Ｓｉ−０．５５％Ｍｎ−０．２２％Ｔｉに更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種あるいは２種以上含み、ＤＩ＊が４０〜１２０の鋼片を、１２ｍｍｔに圧延後、冷却速度：５５（℃／ｓ）で加速冷却して製造した。
得られた鋼板について、引張特性、磨耗試験を実施した。引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験を実施し、引張特性（引張強さＴＳ、降伏強さＹＳ）を求めた。
ラバーホイール磨耗試験はＡＳＴＭＧ６５に準拠して実施し、試験結果は軟鋼（ＳＳ４００）の磨耗量と各鋼板の磨耗量の比を耐磨耗比として整理した。
図３，４より、ＤＩ＊が６０以上の場合、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、磨耗性には優れているものの、加工性に劣るので、ＤＩ＊は６０未満とする。
上記した成分が基本成分で優れた耐磨耗性が得られるが、本発明では、更に耐磨耗性を向上させるため、硬質な第二相を形成し、耐磨耗性に寄与する元素であるＮｂ，Ｖを選択元素として含有することができる。
Ｎｂ：０．００５〜１．０％、
Ｎｂは、Ｔｉと複合して添加することにより、Ｔｉ、Ｎｂの複合炭化物（（ＮｂＴｉ）Ｃ）を形成し、硬質な第二相として分散し、耐磨耗性向上に有効に寄与する元素である。このような耐磨耗性向上効果を得るためには、０．００５以上の含有を必要とする。一方、１．０％を越える含有は、硬質な第二相（Ｔｉ，Ｎｂの複合炭化物）が粗大化し、曲げ加工時に硬質な第二相（Ｔｉ，Ｎｂの複合炭化物）を起点として割れが発生する。このため、添加する場合は、Ｎｂは０．００５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％である。
Ｎｂは、Ｔｉと複合して添加することにより、Ｔｉ、Ｎｂの複合炭化物（（ＮｂＴｉ）Ｃ）を形成し、硬質な第二相として分散し、耐磨耗性向上に有効に寄与する元素である。このような耐磨耗性向上効果を得るためには、０．００５以上の含有を必要とする。一方、１．０％を越える含有は、硬質な第二相（Ｔｉ，Ｎｂの複合炭化物）が粗大化し、曲げ加工時に硬質な第二相（Ｔｉ，Ｎｂの複合炭化物）を起点として割れが発生する。このため、添加する場合は、Ｎｂは０．００５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％である。
Ｖ：０．００５〜１．０％
Ｖは、Ｔｉと複合して添加することにより、Ｎｂと同様に、Ｔｉ、Ｖの複合炭化物（（ＶＴｉ）Ｃ）を形成し、硬質な第二相として分散し、耐磨耗性向上に有効に寄与する元素である。このような耐磨耗性向上効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。
Ｖは、Ｔｉと複合して添加することにより、Ｎｂと同様に、Ｔｉ、Ｖの複合炭化物（（ＶＴｉ）Ｃ）を形成し、硬質な第二相として分散し、耐磨耗性向上に有効に寄与する元素である。このような耐磨耗性向上効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。
一方、１．０％を超える含有は、硬質な第二相（Ｔｉ，Ｖの複合炭化物）が粗大化し、曲げ加工時に硬質な第二相（Ｔｉ，Ｖの複合炭化物）を起点として割れが発生する。このため、添加する場合は、Ｖは０．００５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％である。
なお、ＮｂとＶを複合して添加する場合には、硬質な第二相が（ＮｂＶＴｉ）Ｃとなるだけで、同様に耐磨耗性を向上させる効果を有する。なお、Ｎを含有する場合には、炭化物の他に、炭窒化物が形成される場合もあるが、同様の効果が得られる。
但し、Ｎ添加量が０．０１％を超える場合には、炭窒化物中のＮの割合が増加し、硬質第二相の硬度が低下するため、耐磨耗性の劣化が懸念される。従って、Ｎ添加量は０．０１％以下とすることが好ましい。但し、Ｎ添加量は上記ＤＩ＊の規定を満足するように規定する。
［金属組織］
本発明に係る耐磨耗鋼板は、金属組織を、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、当該基地相中に硬質相（硬質な第二相）が分散した組織とする。基地相とは体積率で９０％以上有することを意味しており、本発明に係る鋼板は、フェライトとベイナイトの２つの相が合計で全体の９０％以上を占めている。鋼板の硬度は、加工性を考慮してブリネル硬度で２５０〜３２０ＨＢの範囲とすることが好ましい。
［金属組織］
本発明に係る耐磨耗鋼板は、金属組織を、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、当該基地相中に硬質相（硬質な第二相）が分散した組織とする。基地相とは体積率で９０％以上有することを意味しており、本発明に係る鋼板は、フェライトとベイナイトの２つの相が合計で全体の９０％以上を占めている。鋼板の硬度は、加工性を考慮してブリネル硬度で２５０〜３２０ＨＢの範囲とすることが好ましい。
硬質相としては、ＴｉＣなどのＴｉ系炭化物とすることが好ましく、ＴｉＣ、（ＮｂＴｉ）Ｃ、（ＶＴｉ）Ｃ、あるいはＴｉＣ中にＭｏ、Ｗが固溶したものが例示できる。
なお、硬質相の大きさは、特に限定しないが、耐磨耗性の観点からは、０．５μｍ以上５０μｍ以下程度とすることが好ましい。また、硬質相の分散密度は、耐磨耗性の観点から、４００個／ｍｍ２以上とすることが好ましい。
尚、硬質相の大きさは、各硬質相の面積を測定し、同面積から円相当直径を算出し、得られた円相当直径を算術平均して平均値をその鋼板における硬質相の大きさ（平均粒径）とする。
［製造方法］
本発明に係る耐磨耗鋼板は、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−分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
［製造方法］
本発明に係る耐磨耗鋼板は、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−分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
硬質相を所定の大きさおよび個数に調整するためには、例えば、連続鋳造法を用いた場合、厚み２００〜４００ｍｍの鋳片の１５００〜１２００℃の温度域における冷却速度０．２〜１０℃／ｓの範囲と成るように冷却を調整することが好ましい。
なお、造塊法を用いる場合にも、インゴットの大きさおよび冷却条件を、硬質相を所望の大きさおよび個数になるように、調整する必要があることはいうまでもない。
次いで、鋼素材を、冷却することなく、直ちに熱間圧延し、または冷却後、９５０〜１２５０℃に再加熱したのち、熱間圧延し、所望の板厚の鋼板とする。熱間圧延は所望の板厚が得られればよく、とくに圧延条件は規定しない。
熱間圧延後は、直ちに冷却速度１８℃／ｓ以上で４００℃以上、５５０℃以下の温度範囲まで加速冷却する。冷却速度１８℃／ｓ未満の場合、フェライトーベイナイト組織が得られず、引張り強さが７８０ＭＰａ以下となり、部材に加工後、衝撃を受けて変形する場合があるため、冷却速度１８℃／ｓ以上とする。冷却停止温度が４００℃未満ではマルテンサイト相が、また５５０℃超ではパーライト相が生成しやすくなり、基地相をフェライト−ベイナイト相とすることが困難になるため、加速冷却の冷却停止温度は４００℃以上、５５０℃以下とする。
加速冷却後、焼戻しを行ってもよい。焼戻し温度が５５０℃を超えると引張り強さが７８０ＭＰａ以下となり、部材に加工後、衝撃を受けて変形する場合があるため、焼戻し温度は５５０℃以下とする。
尚、製造条件の規定において、冷却速度は板厚方向での平均冷却速度、温度は表面温度で規定する。
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（５０ｋｇ）（鋼素材）とした後、１０５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を施した後、種々の条件で冷却を施し、板厚１２〜３２ｍｍの供試鋼板とした。各供試鋼板について組織観察、引張試験、磨耗試験を実施した。
［組織観察］
組織観察用試験片は、研磨後、ナイタール腐食して、表層下１ｍｍの位置について、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて、組織の同定，硬質相の大きさ、個数を測定した。なお、観察視野において、９０％以上を占める組織を基地相とし、硬質相の大きさは、前述の方法により求めた平均粒径とした。
［引張試験］
ＪＩＳＺ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ）を求めた。本発明は引張り強さ７８０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ未満とする。
［磨耗試験］
試験片はｔ（板厚）×２０×７５（ｍｍ）とし、ＡＳＴＭ Ｇ ６５の規定に準拠して、ラバーホイール磨耗試験を、磨耗砂を使用して実施した。試験後、試験片の磨耗量を測定した。
［組織観察］
組織観察用試験片は、研磨後、ナイタール腐食して、表層下１ｍｍの位置について、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて、組織の同定，硬質相の大きさ、個数を測定した。なお、観察視野において、９０％以上を占める組織を基地相とし、硬質相の大きさは、前述の方法により求めた平均粒径とした。
［引張試験］
ＪＩＳＺ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ）を求めた。本発明は引張り強さ７８０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ未満とする。
［磨耗試験］
試験片はｔ（板厚）×２０×７５（ｍｍ）とし、ＡＳＴＭ Ｇ ６５の規定に準拠して、ラバーホイール磨耗試験を、磨耗砂を使用して実施した。試験後、試験片の磨耗量を測定した。
試験結果は、軟鋼（ＳＳ４００）板の磨耗量を基準（１．０）として、耐磨耗比＝（軟鋼板の磨耗量）／（各鋼板の磨耗量）で評価した。耐磨耗比が大きいほど、耐磨耗性に優れていることを意味し、本発明範囲は耐磨耗比：４．０以上とした。
表２に組織観察、引張試験、磨耗試験の結果を示す。本発明例（鋼板Ｎｏ．１〜４、６、鋼板Ｎｏ．８，９）は、引張強さ（ＴＳ）≧７８０ＭＰａで耐磨耗性が非常に優れた鋼板となっている
一方、比較例（鋼板Ｎｏ．７）はマルテンサイト組織が得られ、耐摩耗性は良好であるが、曲げ加工性に劣ることが予想される。比較例（鋼板Ｎｏ．１０、１２）はミクロ組織中に硬質相が観察されず、耐摩耗性におとる。比較例（鋼板Ｎｏ．１１）は引張り強さが過大で曲げ加工性に劣ることが予想される。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．１％以下、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＤＩ＊が６０未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に硬質相が分散していることを特徴する引張り強さ７８０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ未満の加工性に優れた耐磨耗鋼板。
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）×（１．５×Ｗ＊＋１）・・・・・（１）
但し、Ｃ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｗ＊＝Ｗ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎは含有量（質量％） - 更に、質量％でＮｂ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜１．０％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の耐磨耗鋼板。
- 更に、前記硬質相の分散密度が、４００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐磨耗鋼板。
- 請求項１または２記載の組成を有する鋼片を熱間圧延後、１８℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以上、５５０℃以下まで冷却することを特徴とし、金属組織が、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に硬質相が分散している、引張り強さ７８０ＭＰａ以上１０００ＭＰａ未満の加工性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
- 更に、５５０℃以下の温度で焼き戻すことを特徴とする請求項４記載の加工性に優れた耐磨耗鋼の製造方法。
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