JP7471417B2 - 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
特に、かかる部位の耐用年数を延長させるために、これに用いられる耐摩耗鋼がますます高硬度化する傾向にあるが、高硬度化による割れの発生などの欠陥が懸念されるため、高靭性がともに求められている。
現在、産業機械や建設機械などに用いられる耐摩耗鋼に関して、次のような技術が提案されている。
特許文献2には、C、Si、Mnの他にCrとMo、Bを添加した鋼板を再加熱焼入れし、ブリネル硬さ500級の鋼を製造する方法が開示されている。
さらに、特許文献4には、相対的に低い含量のC及び高い含量のSiと、その他の元素を適宜含有する鋼に対して調質処理することで、耐衝撃性及び耐磨耗性がともに確保された高弾性高強度の特殊用途鋼が開示されている。
そのため、高価な元素を多量含有せず、経済的な方法により、耐磨耗性とともに低温靭性に優れた耐摩耗鋼を開発することが求められている。
本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書全体にわたって記載された内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難がない。
特に、本発明は、合金組成及び製造条件を最適化することで、さらなる熱処理を行わなくても目標レベルの物性を有する耐摩耗鋼を提供することができるため、経済的にも有利であるという特徴がある。
その結果、特に、経済的に有利な方法により鋼材の耐磨耗性を向上させる本発明を提供するに至った。
以下、本発明について詳細に説明する。
一方、本発明で特に言及しない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
炭素(C)は、マルテンサイトまたはベイナイト相のような低温変態相を有する鋼において効果的に強度と硬度を向上させ、硬化能の向上に有効な元素である。上記の効果を十分に得るためには、Cを0.25%以上含むことが好ましいが、その含量が0.50%を超える場合には、鋼の溶接性及び靭性を阻害する虞がある。
したがって、上記Cは0.25~0.50%含むことがよい。
シリコン(Si)は、脱酸効果とともに、固溶強化による強度向上に有効であり、一定量以上のCを含有する高炭素鋼でセメンタイトのような炭化物の形成を抑え、残留オーステナイトの生成を促進する元素である。
特に、マルテンサイトとベイナイトなどの低温変態相を有する鋼において均質に分布された残留オーステナイトは、強度を低下させることなく衝撃靭性の向上に寄与するため、本発明において、上記Siは低温靭性の確保に有利な元素である。
上記の効果を十分に得るためには、Siを1.0%以上含むことが好ましいが、その含量が1.6%を超える場合には、溶接性が急激に低下する虞がある。
したがって、上記Siは1.0~1.6%含むことがよく、より好ましくは1.2%以上含むことがよい。
マンガン(Mn)は、フェライトの生成を抑え、Ar3温度を下げることにより、鋼の焼入れ性を向上させて強度及び靭性を強化するのに有利な元素である。
本発明において目標レベルの硬度を得るためには、上記Mnを0.6%以上含有することが好ましいが、その含量が1.6%を超える場合には、溶接性が低下し、中心偏析が助長されて鋼中心部の物性が低下する虞がある。
したがって、上記Mnは0.6~1.6%含むことがよい。
リン(P)は、鋼中に不可避に含有される元素であり、且つ鋼の靭性を低下させる元素である。そのため、上記Pは、できる限りその含量を低減することが好ましい。
本発明では、上記Pを最大0.05%含有しても鋼の物性に大きい影響を与えないため、上記Pの含量を0.05%以下に制限する。より好ましくは0.03%以下に制限することがよい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、0%は除く。
硫黄(S)は、鋼中でMnと結合してMnS介在物を形成することで、鋼の靭性を低下させる元素である。そのため、上記Sは、できる限りその含量を低減することが好ましい。
本発明では、上記Sを最大0.02%含有しても鋼の物性に大きい影響を与えないため、上記Sの含量を0.02%以下に制限する。より好ましくは0.01%以下に制限することがよい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、0%は除く。
アルミニウム(Al)は、鋼の脱酸剤として溶鋼中の酸素含量を減少させるのに効果的な元素である。このようなAlの含量が0.07%を超える場合には、鋼の清浄性が失われる虞がある。
したがって、上記Alは0.07%以下に含まれることがよい。但し、上記Alの含量を過度に低減させた場合には、製鋼工程時に負荷が発生し、製造コストの上昇をもたらすため、これを考慮して0%は除く。
クロム(Cr)は、鋼の焼入れ性を増加させて強度を向上させ、鋼の表面部及び中心部の硬度確保の役割をする元素である。このようなCrは比較的安価な元素であるため、Crを活用して鋼の高硬度及び高靭性を確保するために、0.5%以上含むことが好ましい。但し、その含量が1.5%を超える場合には、鋼の溶接性が低下する虞がある。
したがって、上記Crは0.5~1.5%含有することがよく、より好ましくは0.65%以上含むことがよい。
カルシウム(Ca)は、硫黄(S)との結合力が強いため、MnSの周りにCaSを生成することでMnSの延伸を抑えることができ、圧延方向の直角方向への靭性を向上させる元素である。また、上記Caの添加により生成されたCaSは、多湿な外部環境下で腐食抵抗を向上させる効果もある。
上記の効果を十分に得るためには、Caを0.0005%以上含むことが好ましいが、その含量が0.004%を超える場合には、製鋼操業時にノズル詰まりなどの欠陥を誘発する虞がある。
したがって、上記Caは0.0005~0.004%含むことがよい。
窒素(N)は、鋼中に析出物を形成して鋼の強度を向上させる元素であるが、その含量が0.006%を超える場合には、鋼の靭性が却って低下する虞がある。
本発明では、上記Nを含有しなくても強度確保に無理がないため、上記Nは0.006%以下含有することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、0%は除く。
具体的に、上記耐摩耗鋼は、ニッケル(Ni)、モリブデン(Mo)、チタン(Ti)、ボロン(B)、及びバナジウム(V)のうち1種以上をさらに含むことができる。
ニッケル(Ni)は、鋼の強度と靭性を同時に向上させる元素であって、そのためには、Niを0.01%以上含有することが好ましい。但し、高価な元素であるため、その含量が0.5%を超える場合には製造原価が大きく上昇するという問題がある。
したがって、上記Niを含有する場合、0.01~0.5%とすることがよい。
モリブデン(Mo)は、鋼の焼入れ性を増加させ、特に、一定以上の厚さを有する厚物材の硬度を向上させるのに有利な元素である。上記の効果を十分に得るためには0.01%以上含むことが好ましいが、その含量が0.3%を超える場合には、製造原価が上昇するだけでなく、溶接性に劣る虞がある。
したがって、上記Moを含有する場合、0.01~0.3%とすることがよい。
チタン(Ti)は、鋼の焼入れ性を向上させるBの効果を極大化するのに有利な元素である。すなわち、上記Tiは、鋼中のNと結合してTiNを析出させ、固溶Nの含量を低減させることにより、BのBN形成を抑えて固溶Bを増加させることで、焼入れ性の向上を極大化することができる。
上記の効果を十分に得るためには、Tiを0.005%以上含有することが好ましいが、その含量が0.025%を超える場合には、粗大なTiN析出物が形成され、鋼の靭性が低下する虞がある。
したがって、上記Tiを含有する場合、0.005~0.025%とすることがよい。
ボロン(B)は、少量添加しても鋼の焼入れ性を有意に上昇させ、強度を向上させるのに有効な元素である。このような効果を十分に得るためには、Bを0.0002%以上含有することが好ましい。一方、その含量が過多である場合には、鋼の靭性及び溶接性を却って阻害する虞があるため、その含量を0.005%以下に制限する。
したがって、上記Bを含有する場合、0.0002~0.005%とすることがよい。好ましくは、上記Bは0.0040%以下、より好ましくは0.0035%以下、さらに好ましくは0.0030%以下で含有することがよい。
バナジウム(V)は、熱間圧延後の再加熱時にVC炭化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を抑え、鋼の焼入れ性を向上させて強度及び靭性を確保する役割をする元素である。このようなVは相対的に高価な元素であるため、その含量が0.2%を超える場合には、製造原価が大きく上昇するという問題がある。
したがって、上記Vを添加する場合、0.2%以下とすることがよい。
具体的に、本発明の耐摩耗鋼は、マルテンサイトとベイナイト相の複合組織を、面積分率で90%以上含むことがよく、これらの相の分率が90%未満である場合には、目標レベルの強度及び硬度を確保しにくくなる。ここで、上記マルテンサイトとベイナイト相は、それぞれ焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイト相を含むことができる。
本発明の耐摩耗鋼は、上記複合組織の他に残留オーステナイト相を含むことができ、この時、面積分率で2.5~10%含有することができる。上記残留オーステナイト相の分率が2.5%未満である場合には、低温衝撃靭性が低下するのに対し、10%を超える場合には、硬度が低下する虞がある。
一方、本発明の耐摩耗鋼は、全厚さにわたって上記の組織構成を有する。
ここで、表面硬度とは、上記耐摩耗鋼の表面から厚さ方向に2mm~5mmの地点で測定された硬度値を意味する。
簡略に説明すると、前記の合金組成を満たす鋼スラブを準備した後、上記鋼スラブの[加熱-圧延-冷却]工程を経て製造することができる。以下では、各工程条件について詳細に説明する。
先ず、本発明で提案する合金組成を有する鋼スラブを準備した後、それを1050~1250℃の温度範囲で加熱する。
上記加熱時の温度が1050℃未満である場合には、鋼の変形抵抗が大きく、後続の圧延工程を効果的に行うことができないのに対し、その温度が1250℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化し、不均一な組織が形成される虞がある。
したがって、上記鋼スラブの加熱は1050~1250℃の温度範囲で行うことがよい。
上記のとおり加熱された鋼スラブを圧延する。この時、粗圧延及び仕上げ熱間圧延の工程を経て熱延鋼板として製造することができる。
先ず、上記加熱された鋼スラブを950~1150℃の温度範囲で粗圧延してバー(bar)を製作した後、これを850~950℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延する。
上記仕上げ熱間圧延時の温度が850℃未満である場合には、二相域圧延が行われ、微細組織中にフェライトが生成される虞がある。これに対し、その温度が950℃を超える場合には、最終組織の粒度が粗大化し、低温靭性に劣る虞がある。
上記の圧延工程を経て製造された熱延鋼板を一定温度まで水冷した後、空冷する。
具体的に、本発明は、熱延鋼板の冷却時に、平均冷却速度25℃/s以上の冷却速度で200~400℃の温度範囲まで水冷を行った後、150℃以下で空冷を行うことができ、上記空冷時に、自己焼戻し(self-tempering)が発現される効果がある。すなわち、空冷時にマルテンサイトとベイナイト相の焼戻しが行われ、残留オーステナイト相が一定の分率で形成されることで、鋼の靭性向上を図ることができる。
上記空冷は、常温まで行ってもよい。
上記水冷時の冷却速度が25℃/s未満である場合には、冷却中にフェライト相が形成されたり、硬質相(マルテンサイト+ベイナイト)の平均ラス(lath)サイズが大きくなって、高硬度を確保することが困難となる。上記水冷時の冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備を考慮して、最大100℃/sの冷却速度で行うことができる。
上記の一連の製造工程を経て得られる熱延鋼板は、5~40mmの厚さを有する鋼材であって、耐磨耗性とともに、高硬度及び高靭性の特性を有することができる。
特に、本発明によると、冷却工程中に自己焼戻しを実現することができるため、後続の焼戻し(tempering)工程が不要であり、これにより、経済的に耐摩耗鋼を製造できる効果がある。
その後、それぞれの熱延鋼板に対して微細組織と機械的物性を測定し、その結果を下記表3に示した。
また、各熱延鋼板の硬度及び靭性はそれぞれ、ブリネル硬さ試験機(荷重3000kgf、10mm タングステン圧入ボール)及びシャルピー衝撃試験機を用いて測定した。この時、表面硬度は、熱延板の表面を2mmミリング加工した後、3回測定した値の平均値を用いた。また、シャルピー衝撃試験は、厚さ方向の1/4tの地点から試験片を採取した後、-40℃で3回測定した値の平均値を用いた。
これに対し、本発明で提案する合金組成は満たすが、製造条件が本発明から外れた比較例1~8は、微細組織にフェライト相が形成されるか、またはマルテンサイトとベイナイトのラス(lath)サイズが粗大であるか、オーステナイト相の分率が微小であって、優れた高硬度及び低温衝撃靭性をともに確保することが困難であった。
そして、鋼中のSi及びCrの含量が不十分な比較例14は、残留オーステナイト相の生成が十分ではなく、靭性に劣るセメンタイト相の生成が助長されて、硬度は高いものの、靭性に劣っていた。
比較例15も、Si及びCrの含量が不十分であって残留オーステナイト相が十分に生成されず、セメンタイト相の生成が助長されて、靭性に劣るだけでなく、Moの含量が過多であるため、硬化能の増加により、規格に比べて靭性に著しく劣る結果を示した。
このうち、図1は光学顕微鏡で観察した写真であり、図2は走査型電子顕微鏡及びEBSDで観察した写真であって、基地組織として、マルテンサイト相とベイナイト相が主組織として形成されることが確認でき、マルテンサイトとベイナイトのラス(lath)境界に残留オーステナイト相が微細に分布していることが分かる。
このうち、図3は光学顕微鏡で観察した写真であり、図4は走査型電子顕微鏡(a)及びEBSD(b)で観察した写真であって、基地組織として、マルテンサイト相とベイナイト相が主に形成されているが、残留オーステナイト相が非常に微小に形成されていることが確認できる。
Claims (7)
- 重量%で、炭素(C):0.25~0.50%、シリコン(Si):1.0~1.6%、マンガン(Mn):0.6~1.6%、リン(P):0.05%以下(0%は除く)、硫黄(S):0.02%以下(0%は除く)、アルミニウム(Al):0.07%以下(0%は除く)、クロム(Cr):0.5~1.5%、カルシウム(Ca):0.0005~0.004%、窒素(N):0.006%以下、残部Fe及びその他の不可避不純物からなり、
微細組織として、面積分率で90%以上のマルテンサイト及びベイナイトの複合組織と、面積分率で2.5~10%の残留オーステナイト相を含み、
前記マルテンサイト及びベイナイトの複合組織は、平均ラス(lath)サイズが0.3μm以下であることを特徴とする耐摩耗鋼。 - 前記耐摩耗鋼は、重量%で、ニッケル(Ni):0.01~0.5%、モリブデン(Mo):0.01~0.3%、チタン(Ti):0.005~0.025%、ボロン(B):0.0002~0.005%、及びバナジウム(V):0.2%以下のうち1種以上をさらに含むことを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗鋼。
- 前記耐摩耗鋼は、表面硬度が460~540HBであり、-40℃での衝撃吸収エネルギーが17J以上であることを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗鋼。
- 前記耐摩耗鋼は、5~40mmの厚さを有することを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗鋼。
- 重量%で、炭素(C):0.25~0.50%、シリコン(Si):1.0~1.6%、マンガン(Mn):0.6~1.6%、リン(P):0.05%以下(0%は除く)、硫黄(S):0.02%以下(0%は除く)、アルミニウム(Al):0.07%以下(0%は除く)、クロム(Cr):0.5~1.5%、カルシウム(Ca):0.0005~0.004%、窒素(N):0.006%以下、残部Fe及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを準備する段階と、
前記鋼スラブを1050~1250℃の温度範囲で加熱する段階と、
前記加熱された鋼スラブを950~1150℃の温度範囲で粗圧延する段階と、
前記粗圧延後、850~950℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を25℃/s以上の冷却速度で200~400℃まで冷却した後、150℃以下で空冷する段階と、を含むことを特徴とする請求項1に記載の耐摩耗鋼の製造方法。 - 前記鋼スラブは、重量%で、ニッケル(Ni):0.01~0.5%、モリブデン(Mo):0.01~0.3%、チタン(Ti):0.005~0.025%、ボロン(B):0.0002~0.005%、及びバナジウム(V):0.2%以下のうち1種以上をさらに含むことを特徴とする請求項5に記載の耐摩耗鋼の製造方法。
- 前記空冷時に、自己焼戻し(self-tempering)が起こることを特徴とする請求項5に記載の耐摩耗鋼の製造方法。
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