JP6350340B2 - 耐摩耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
Cは、鋼板の硬さを高め、所望の硬さを有し優れた耐摩耗性を保持する鋼板とするために重要な元素である。さらに、Cは、Ti原子との相互作用により、高温での硬さ低下を抑制し、高温となる環境下での耐摩耗性をも向上させる作用を有する、本発明において最も重要な元素の一つである。このような効果を得るためには、0.18%以上の含有を必要とする。一方、0.30%を超える多量の含有は、溶接性が劣化するだけでなく、衝撃的な繰返し荷重を受けた場合には、白色層が生成しやすくなり、剥離による摩耗やき裂の発生が促進されて耐衝撃摩耗性が低下する。このようなことから、本発明ではCは0.18〜0.30%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.19〜0.25%である。
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板の高強度化に寄与する有用な元素であり、このような効果を得るためには、少なくとも0.1%の含有を必要とし、強度レベルに応じてさらに含有できる。一方、1.0%を超えて含有すると、溶接性および靱性が顕著に低下する。このようなことから、Siは0.1〜1.0%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.2〜0.8%である。
Mnは、鋼の焼入れ性を増加させる作用を有する元素であり、所望の硬さを確保するために、0.2%以上の含有を必要とする。一方、1.5%を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が低下するだけでなく、中心偏析部でPの粒界偏析を助長し、遅れ破壊の発生を助長する。さらに、1.5%を超えるMnの含有は、板厚中央部に生成するMnS量を増加させるとともにMnSを粗大化させる。そのため、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、MnS近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進されて、耐衝撃摩耗性が低下する。このようなことから、Mnは0.2〜1.5%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.2%である。
Pは、不可避的不純物として、粒界に偏析し、遅れ破壊の発生起点になるとともに、靱性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。しかし、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、0.002%以上とすることが好ましく、0.020%までは許容できる。なお、好ましくは0.010%以下である。
Sは、MnS(硫化物系介在物)を形成して母材の低温靭性や延性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.005%までは許容できる。また、0.005%を超えてS量が増加すると、板厚中央部に粗大なMnSが生成し、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合にはMnS近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が低下するという悪影響を及ぼす。このようなことから、Sは0.005%以下に限定した。なお、好ましくは0.002%以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、脱酸剤として溶鋼脱酸プロセスにおいてもっとも汎用的に使われる。また、Alは、鋼中の固溶Nを固定してAlNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。また、固溶Nを低減させて靱性の低下を抑制し、さらに遅れ破壊の発生を抑制する作用も有する。このような効果を得るためには、0.01%以上含有する必要がある。一方、0.1%を超えて含有すると、板厚中央部に生成するAlNおよびAl2O3の量が増加するとともに粗大になり、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、AlNおよびAl2O3近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、Alは0.01〜0.1%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05%以下である。
Nは、Ti等の窒化物形成元素と結合し、TiN等の窒化物を形成する元素であり、本発明では鋼板中の固溶Ti量を減少させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.006%までは許容できる。このため、Nは0.006%以下に限定した。なお、好ましくは0.003%以下である。
Crは、鋼の焼入れ性を向上させ、鋼板の硬さを高める作用を有する元素である。このような効果を得て、所望の硬さを確保するために、0.2%以上の含有を必要とする。一方、1.5%を超える含有は、母材の靭性、延性および溶接性を低下させる。このため、Crは0.2〜1.5%の範囲に限定した。なお、板厚50mmまでの板厚中心部において所望の硬さを確保できる焼入れ性を具備させるためには、0.7%以上含有することが好ましい。
Tiは、本発明においてもっとも重要な元素の一つであり、Cとの相互作用により、高温における硬さの低下を抑制する。また、NをTiNとして固定し、固溶Nを低減してBNの形成を防止し、焼入れ性向上に必要な固溶Bの確保に寄与する。このような効果を得るためには、Tiは0.030%以上の含有を必要とする。一方、0.10%を超えて含有しても、製造工程において粗大なTiCとして析出する割合が多くなるだけで、経済的に不利となるうえ、母材靭性が低下する。このため、Tiは、0.030〜0.10%の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.08%以下である。
Bは、微量の含有で焼入れ性を顕著に向上させ、母材の高硬度化に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0003%以上含有する必要がある。一方、0.0030%を超える含有は、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼす。このため、Bは0.0003〜0.0030%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0005〜0.0025%である。
本発明では、Tiを鋼板中に析出させず、積極的に固溶させる。これにより、部材温度:最大300℃までの高温において、Ti原子とC原子との相互作用により鋼板硬さの低下を抑制し、300℃までの高温となる環境において優れた耐摩耗性を保持できる。固溶Ti量が0.020%未満では、耐摩耗性の向上代が少なく、含有量に見合う効果を期待できなくなる。このため、Tiの固溶量(固溶Ti量)は0.020%以上に限定した。なお、好ましくは0.025%以上である。
V、Moはいずれも、鋼の焼入れ性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Nbは、炭窒化物として析出し、組織を微細化して、靱性の向上と、遅れ破壊の発生抑制に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.03%を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出する。粗大な炭窒化物の析出は、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が低下する。このため、含有する場合には、Nbは0.005〜0.03%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.25%である。
再加熱温度が1200℃未満では、鋳造後の冷却中に生成した粗大なTiを含む炭窒化物および硫化物が十分に溶解せず、所望の固溶Ti量を確保することが難しい。一方、1300℃を超える高温では、加熱時のスケール生成により表面疵が生じやすく、熱間圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材を再加熱する場合の加熱温度は、1200〜1300℃の範囲とする。なお、好ましくは1250℃以上である。
圧延終了温度はTiCの析出を抑制し、所望の固溶Ti量を確保するという観点から、900℃以上とする。仕上圧延温度が900℃を下回ると、熱間圧延中および熱間圧延直後にTiを含む炭化物が、圧延により導入された転位により歪誘起析出する。このため、所望の固溶Ti量を確保できなくなる。このようなことから、圧延終了温度は900℃以上に限定した。なお、圧延中または圧延後に合金炭化物の析出抑制という観点から、好ましくは950℃以上である。
(1)組織観察
得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取した。圧延方向に直交する断面(C断面)を観察面として、組織観察用試験片を研磨し、腐食液(ナイタール液)で腐食したのち、光学顕微鏡(倍率:400倍)または走査型電子顕微鏡(倍率:1000倍)を用いて、鋼板表面から0.5mmの位置で、組織を観察し、各5視野以上撮像した。得られた組織写真に基づき、画像解析して、組織の同定、および組織分率(体積率)の算出を行った。なお、下部ベイナイト相、マルテンサイト相、焼戻ベイナイト相および焼戻マルテンサイト相をまとめて低温変態生成相とした。
(2)固溶Ti量測定
得られた鋼板から電解抽出用試験片を採取して、10%AA(10%アセチルアセトン−1%塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール)溶液を利用した電解抽出法で、析出物を抽出した。なお、電解抽出に際しては、定電流電解(約20mA/cm2)とし、得られた残渣をフィルター(孔径:0.2μm)で捕集し、混合融剤で融解し、ICP発光分析法でTiを分析し、析出物中のTi量とし、試験片中の全Ti質量に対する質量%で表示して、析出Ti量(質量%)とした。そして、全Ti量から析出Ti量を差し引いた値を、固溶Ti量とした。
(3)常温硬さ試験
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取した。硬さ測定用試験片の表面から、板面に平行に切削、研削して、表面から板厚方向に0.5mmの位置を現出させ、測定面とした。その測定面について、JIS Z2243(1998)に準拠し、ブリネル硬度計で、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重:3000kgf(試験力:29.42kN)で、各5箇所で硬さ測定を行ない、その算術平均を、各鋼板のブリネル硬さHBW10/3000とした。
(4)高温硬さ試験
得られた鋼板から、常温(室温)硬さおよび高温硬さ測定用試験片を採取し、鋼板表面から板厚方向に0.5mmの位置で板面に平行な面が測定面となるように、調整した。そして、ビッカース硬度計(加熱装置付き)を用い、所望の温度(250℃)に保持して、JIS Z 2252の規定に準拠して、荷重:1kgf(試験力:9.8N)で、250℃におけるビッカース硬さHV 250を測定した。なお、室温RT(:25℃)におけるビッカース硬さHV RTは、JIS Z 2244の規定に準拠して、荷重:1kgf(試験力:9.8N)で、測定した。なお、測定点は各5点とし、その平均を当該鋼板の値とした。得られたビッカース硬さHV RTとビッカース硬さHV 250から、ΔHV(=HV RT−HV 250)を算出し、ΔHVが20以下である場合を高温での耐摩耗性に優れるとして「○」と評価した。それ以外は、高温での耐摩耗性が低下しているとして「×」と評価した。
(5)摩耗試験
得られた鋼板から、摩耗試験片(t(板厚)×20×75mm)を採取し、ASTM G 65の規定に準拠して、ラバーホイール試験を摩耗砂を使用して実施した。試験前後に摩耗試験片の重量を測定し、試験前と試験後の摩耗試験片の重量差から、摩耗試験片の摩耗量を測定した。得られた結果を、軟鋼(SS400)板の摩耗量を基準(1.0)として、耐摩耗比(=(軟鋼板の摩耗量)/(当該鋼板の摩耗量))で評価した。耐摩耗比が大きいほど、耐摩耗性に優れているが、本発明では4.0以上を耐摩耗性に優れているとして「○」と評価した。それ以下は「×」とした。
Claims (6)
- mass%で、
C :0.18〜0.30%、 Si:0.1〜1.0%、
Mn:0.2〜1.5%、 P :0.020%以下、
S :0.005%以下、 Al:0.01〜0.1%、
N :0.006%以下、 Cr:0.2〜1.5%、
Ti:0.030〜0.10%、 B :0.0003〜0.0030%
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、固溶Ti量が0.020%以上であり、表面から板厚方向に0.5mmの位置における組織が、低温変態生成相を体積率で90%以上含む組織であり、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さHBW10/3000が25℃で400以上500以下であり、かつ表面から板厚方向に0.5mmの位置で25℃におけるビッカース硬さHV RT と250℃におけるビッカース硬さHV 250 の差ΔHV=HV RT −HV 250 が20以下であることを特徴とする耐摩耗鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、mass%で、V:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、mass%で、Nb:0.005〜0.03%を含有する組成とすることを特徴とする請求項1または2に記載の耐摩耗鋼板。
- 鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板とするに当たり、
前記鋼素材が、mass%で、
C :0.18〜0.30%、 Si:0.1〜1.0%、
Mn:0.2〜1.5%、 P :0.020%以下、
S :0.005%以下、 Al:0.01〜0.1%、
N :0.006%以下、 Cr:0.2〜1.5%、
Ti:0.030〜0.10%、 B :0.0003〜0.0030%
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
前記熱間圧延が、加熱温度:1200℃以上1300℃以下に加熱し、圧延終了温度:900℃以上とする熱間圧延とし、熱間圧延終了後板厚表面温度で820℃以上の温度から焼入れすることによって、固溶Ti量が0.020%以上であり、表面から板厚方向に0.5mmの位置における組織が、低温変態生成相を体積率で90%以上含む組織であるとともに、表面から板厚方向に0.5mmの位置におけるブリネル硬さHBW10/3000が25℃で400以上500以下であり、かつ表面から板厚方向に0.5mmの位置で25℃におけるビッカース硬さHV RT と250℃におけるビッカース硬さHV 250 の差ΔHV=HV RT −HV 250 が20以下である鋼板を得ることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、mass%で、V:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、mass%で、Nb:0.005〜0.03%を含有する組成とすることを特徴とする請求項4または5に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
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