JPH0841535A - 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法 - Google Patents
低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法Info
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- JPH0841535A JPH0841535A JP17843694A JP17843694A JPH0841535A JP H0841535 A JPH0841535 A JP H0841535A JP 17843694 A JP17843694 A JP 17843694A JP 17843694 A JP17843694 A JP 17843694A JP H0841535 A JPH0841535 A JP H0841535A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐焼戻し軟化性と低温靱性を有するブリネル
硬さＨＢ５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０
〜１．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｃｒ：
０．１０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１０
〜０．００６０％を基本成分として含有し、必要に応じ
てＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａの１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０
００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延した後、Ａ3 変態
点以上の温度から１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１０
０℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を行い、続いて
１５０℃以上４５０℃以下の温度で焼戻し処理する。
硬さＨＢ５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０
〜１．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｃｒ：
０．１０〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００１０
〜０．００６０％を基本成分として含有し、必要に応じ
てＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａの１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０
００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延した後、Ａ3 変態
点以上の温度から１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１０
０℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を行い、続いて
１５０℃以上４５０℃以下の温度で焼戻し処理する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は土木作業用の機械設備な
どに使用される耐摩耗鋼に関し、鉱石や土砂などによる
摩擦熱による耐焼戻し軟化性を有し、かつ低温靱性に優
れたブリネル硬さＨＢ５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製
造方法に関するものである。
どに使用される耐摩耗鋼に関し、鉱石や土砂などによる
摩擦熱による耐焼戻し軟化性を有し、かつ低温靱性に優
れたブリネル硬さＨＢ５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年ブルドーザーやパワーシャベルなど
の建設機械、クラッシャーやシュートなどの鉱山設備お
よび大型ダンプトラックの荷台などの高性能化、軽量化
が進み、その摩耗を受ける部分には耐用期間の延長のた
め耐摩耗鋼が使用されている。最近、さらに耐用年数の
延長を図るため、より高硬度化の傾向にある。しかしな
がら、高硬度化は反面靱性が低下するため、衝撃が加え
られた場合に割れを生じ、このため高硬度化には限界が
あり、より安全性の確保が重要課題である。
の建設機械、クラッシャーやシュートなどの鉱山設備お
よび大型ダンプトラックの荷台などの高性能化、軽量化
が進み、その摩耗を受ける部分には耐用期間の延長のた
め耐摩耗鋼が使用されている。最近、さらに耐用年数の
延長を図るため、より高硬度化の傾向にある。しかしな
がら、高硬度化は反面靱性が低下するため、衝撃が加え
られた場合に割れを生じ、このため高硬度化には限界が
あり、より安全性の確保が重要課題である。
【０００３】従って、これらに使用される鋼材は、高硬
度に加え、安全性の面から高靱性が要求されており、さ
らに岩盤地帯などでの岩石塊との重切削摩耗により鋼材
表面が焼戻しされて耐摩耗性が著しく低下するため、耐
焼戻し軟化性を具備することが望まれている。一般に、
これらの用途に使用される耐摩耗鋼は、通常、焼入れま
ま、または焼入れ・焼戻し熱処理によって製造されてい
るが、耐用期間を延長する目的から高硬度化の傾向にあ
る。
度に加え、安全性の面から高靱性が要求されており、さ
らに岩盤地帯などでの岩石塊との重切削摩耗により鋼材
表面が焼戻しされて耐摩耗性が著しく低下するため、耐
焼戻し軟化性を具備することが望まれている。一般に、
これらの用途に使用される耐摩耗鋼は、通常、焼入れま
ま、または焼入れ・焼戻し熱処理によって製造されてい
るが、耐用期間を延長する目的から高硬度化の傾向にあ
る。
【０００４】かかる用途に使用される従来例としては、
特開昭６３−８３２２５号公報「高硬度鋼板の製造方
法」において、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．
２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｃ
ｒ：０．６０〜１．８０％、Ａｌ：０．０２０〜０．０
８０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０
０１０〜０．００６０％を含む鋼が提案されており、低
コスト化のため直接焼入れ法を採用し、またＢの焼入れ
性向上効果を活用し、焼入れままで製造されている。し
かしながら、このものはＨＢ５００以下の硬さの内容の
ものであり、かつ焼入れままのため靱性が不十分で、さ
らに使用中における摩擦熱による耐焼戻し軟化性に対し
て硬度の低下が懸念される。
特開昭６３−８３２２５号公報「高硬度鋼板の製造方
法」において、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．
２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｃ
ｒ：０．６０〜１．８０％、Ａｌ：０．０２０〜０．０
８０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０
０１０〜０．００６０％を含む鋼が提案されており、低
コスト化のため直接焼入れ法を採用し、またＢの焼入れ
性向上効果を活用し、焼入れままで製造されている。し
かしながら、このものはＨＢ５００以下の硬さの内容の
ものであり、かつ焼入れままのため靱性が不十分で、さ
らに使用中における摩擦熱による耐焼戻し軟化性に対し
て硬度の低下が懸念される。
【０００５】また、特公昭６４−１０５６４号公報「耐
摩耗鋼の製造方法」においては、Ｃ：０．０５〜０．４
０％、Ｓｉ：０．１〜０．８８％、Ｍｎ：０．５〜２．
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００
５〜０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１
０％、Ｎ：０．００５％以下、Ｈ：０．０００２％以下
を含み、焼入れ冷却時の冷却停止温度を１５０〜３００
℃とすることにより、内部健全性などに優れた鋼の製造
方法が提案されている。しかしながら、このものはＨＢ
４５０以下の耐摩耗鋼であり、それ以上の高硬度を得よ
うとすると焼入れ冷却停止温度を１５０〜３００℃とし
た時に、所定の板厚範囲にわたって十分安定した硬さと
靱性を得るのは困難である。
摩耗鋼の製造方法」においては、Ｃ：０．０５〜０．４
０％、Ｓｉ：０．１〜０．８８％、Ｍｎ：０．５〜２．
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００
５〜０．００５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１
０％、Ｎ：０．００５％以下、Ｈ：０．０００２％以下
を含み、焼入れ冷却時の冷却停止温度を１５０〜３００
℃とすることにより、内部健全性などに優れた鋼の製造
方法が提案されている。しかしながら、このものはＨＢ
４５０以下の耐摩耗鋼であり、それ以上の高硬度を得よ
うとすると焼入れ冷却停止温度を１５０〜３００℃とし
た時に、所定の板厚範囲にわたって十分安定した硬さと
靱性を得るのは困難である。
【０００６】また、特公平１−２１８４６号公報「耐遅
れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造方法」において
は、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．
００％、Ｍｎ０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜
１．００％、Ｍｏ：０．０３〜０．８５％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１５％、Ｂ：０．０００３〜０．
００２５％を含む鋼が提案されており、低Ｍｎ化により
遅れ破壊特性を改善することを主眼としている。しかし
ながら、このものは、焼入れままではＨＢ５００以上の
硬さが得られるが、４００℃の焼戻しではＨＢ４５０以
下の硬さに軟化し、さらに靱性値も焼入れまま材と同等
か、もしくはそれ以下に低下しており、安全性が不十分
である。
れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造方法」において
は、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．
００％、Ｍｎ０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜
１．００％、Ｍｏ：０．０３〜０．８５％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１５％、Ｂ：０．０００３〜０．
００２５％を含む鋼が提案されており、低Ｍｎ化により
遅れ破壊特性を改善することを主眼としている。しかし
ながら、このものは、焼入れままではＨＢ５００以上の
硬さが得られるが、４００℃の焼戻しではＨＢ４５０以
下の硬さに軟化し、さらに靱性値も焼入れまま材と同等
か、もしくはそれ以下に低下しており、安全性が不十分
である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上記従来例のものは、
いずれも高硬度が得られるものの、ＨＢ５００以上の高
硬度耐摩耗鋼においては、靱性面の配慮がなされておら
ず、また、特に鉱山設備機械においては、岩石塊と鋼材
との切削摩耗により表面が焼戻しされることから、焼入
れままで高硬度が確保されていても、使用中において軟
化して耐摩耗性が著しく低下するおそれがあり、本来の
目的である耐用年数の延長がはかれない等の問題があっ
た。
いずれも高硬度が得られるものの、ＨＢ５００以上の高
硬度耐摩耗鋼においては、靱性面の配慮がなされておら
ず、また、特に鉱山設備機械においては、岩石塊と鋼材
との切削摩耗により表面が焼戻しされることから、焼入
れままで高硬度が確保されていても、使用中において軟
化して耐摩耗性が著しく低下するおそれがあり、本来の
目的である耐用年数の延長がはかれない等の問題があっ
た。
【０００８】本発明は、上記課題を解決した、低温靱性
に優れたＨＢ５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製造方法を
提供することを目的とするものである。
に優れたＨＢ５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製造方法を
提供することを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低温靱性
および耐焼戻し軟化性に優れたＨＢ５００以上の高硬度
耐摩耗鋼を開発することを目的に、鋼および製造方法に
ついて種々実験した結果、ＨＢ５００以上の高硬度材で
靱性を得るには細粒化が重要であるが、さらに焼入れま
ま材では高靱性が得られず、低温焼戻しが必要であるこ
と、またこの焼戻し処理においては焼戻し脆化と焼戻し
軟化を抑制する必要があることを知見した。それにはＳ
ｉとＮｂを組合わせ添加することで、焼戻し脆化と焼戻
し軟化を同時に抑制でき、目的の鋼が製造できることを
見出した。
および耐焼戻し軟化性に優れたＨＢ５００以上の高硬度
耐摩耗鋼を開発することを目的に、鋼および製造方法に
ついて種々実験した結果、ＨＢ５００以上の高硬度材で
靱性を得るには細粒化が重要であるが、さらに焼入れま
ま材では高靱性が得られず、低温焼戻しが必要であるこ
と、またこの焼戻し処理においては焼戻し脆化と焼戻し
軟化を抑制する必要があることを知見した。それにはＳ
ｉとＮｂを組合わせ添加することで、焼戻し脆化と焼戻
し軟化を同時に抑制でき、目的の鋼が製造できることを
見出した。
【００１０】本発明は、このような知見に基づいて構成
したもので、その要旨とするところは、重量％でＣ：
０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．
０００５〜０．００３０％、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜
０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片、ある
いは上記成分組成にさらにＣｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％
の硬度改善元素群、または介在物形態制御作用のあるＣ
ａ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以
上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延した
後、Ａ3変態点以上の温度から１０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で１００℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を
行い、続いて１５０℃以上４５０℃以下の温度で焼戻し
処理することを特徴とする低温靱性に優れた高硬度耐摩
耗鋼の製造方法にある。
したもので、その要旨とするところは、重量％でＣ：
０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．
０００５〜０．００３０％、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜
０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片、ある
いは上記成分組成にさらにＣｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％
の硬度改善元素群、または介在物形態制御作用のあるＣ
ａ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以
上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延した
後、Ａ3変態点以上の温度から１０℃／ｓｅｃ以上の冷
却速度で１００℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を
行い、続いて１５０℃以上４５０℃以下の温度で焼戻し
処理することを特徴とする低温靱性に優れた高硬度耐摩
耗鋼の製造方法にある。
【００１１】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。まず、本発明
において鋼の成分組成を上記のように限定した理由を述
べる。 Ｃ：Ｃは耐摩耗性の支配因子である硬さを確保するため
に０．３０％以上が必要である。しかし、０．５０％を
超えると溶接性および焼割れが生じ易くなる。従って、
Ｃ含有量を０．３０〜０．５０％とした。
において鋼の成分組成を上記のように限定した理由を述
べる。 Ｃ：Ｃは耐摩耗性の支配因子である硬さを確保するため
に０．３０％以上が必要である。しかし、０．５０％を
超えると溶接性および焼割れが生じ易くなる。従って、
Ｃ含有量を０．３０〜０．５０％とした。
【００１２】Ｓｉ：Ｓｉは焼戻し処理および使用時の摩
擦熱による耐軟化性を向上させる元素である。図１は、
０．４０％Ｃ−０．４８％Ｍｎ−０．７５％Ｃｒ−０．
２８％Ｍｏ−０．０１２％Ｔｉ−０．０２５％Ｎｂ−
０．００１２％Ｂ系にＳｉ量を変化させ、８５０℃再加
熱焼入れ処理し、その後４００℃焼戻し処理した時の表
面硬さおよび靱性の変化を調査した結果である。Ｓｉが
０．４０％未満では目的の硬さＨＢ５００以上が得られ
ず、また１．５０％を超えると靱性が低下する。従っ
て、Ｓｉの含有量を０．４０〜１．５０％とした。
擦熱による耐軟化性を向上させる元素である。図１は、
０．４０％Ｃ−０．４８％Ｍｎ−０．７５％Ｃｒ−０．
２８％Ｍｏ−０．０１２％Ｔｉ−０．０２５％Ｎｂ−
０．００１２％Ｂ系にＳｉ量を変化させ、８５０℃再加
熱焼入れ処理し、その後４００℃焼戻し処理した時の表
面硬さおよび靱性の変化を調査した結果である。Ｓｉが
０．４０％未満では目的の硬さＨＢ５００以上が得られ
ず、また１．５０％を超えると靱性が低下する。従っ
て、Ｓｉの含有量を０．４０〜１．５０％とした。
【００１３】Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性の確保と靱性向上を
図るために０．４０％以上必要であるが、１．５０％を
超えると靱性の低下および焼割れ発生のおそれがある。
従って、Ｍｎの含有量を０．４０〜１．５０％とした。 Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓはいずれも本発明の特性である低温靱性
を低下させる有害な不純物元素であり、特に粒界強度を
改善するためにはできるだけ低く抑えることが望まし
い。従って、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００５％とし
た。
図るために０．４０％以上必要であるが、１．５０％を
超えると靱性の低下および焼割れ発生のおそれがある。
従って、Ｍｎの含有量を０．４０〜１．５０％とした。 Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓはいずれも本発明の特性である低温靱性
を低下させる有害な不純物元素であり、特に粒界強度を
改善するためにはできるだけ低く抑えることが望まし
い。従って、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００５％とし
た。
【００１４】Ｃｒ：Ｃｒは安価に焼入れ性を向上できる
主要な元素であるが、０．１０％未満ではその効果が小
さく、１．５０％を超えると靱性に有害である。従っ
て、Ｃｒの含有量を０．１０〜１．５０％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性および靱性改善に効果があり、特
に粒界強化元素として有効であるが、０．０５％未満で
はその効果が期待できず、１．００％を超えると硬度お
よび靱性改善効果が飽和する。従って、Ｍｏの含有量を
経済性と効果の点から０．０５〜１．００％とした。
主要な元素であるが、０．１０％未満ではその効果が小
さく、１．５０％を超えると靱性に有害である。従っ
て、Ｃｒの含有量を０．１０〜１．５０％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性および靱性改善に効果があり、特
に粒界強化元素として有効であるが、０．０５％未満で
はその効果が期待できず、１．００％を超えると硬度お
よび靱性改善効果が飽和する。従って、Ｍｏの含有量を
経済性と効果の点から０．０５〜１．００％とした。
【００１５】Ｔｉ：ＴｉはＢ添加時にフリーＮを固定
し、焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を確保するとともに、オ
ーステナイト粒径を微細化させるために０．００５％以
上の添加が必要である。しかしながら、Ｔｉが０．０５
０％を超えると著しく靱性が低下する。従って、Ｔｉの
含有量を０．００５〜０．０５０％とした。 Ｎｂ：Ｎｂはオーステナイト粒径を微細化させ、靱性改
善に有効である。特にＳｉとの相乗作用により、焼戻し
および使用時の摩擦熱による耐軟化性を向上させ、かつ
靱性の低下を抑制する効果がある。図２は、０．４０％
Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．４８％Ｍｎ−０．７５％Ｃｒ
−０．２８％Ｍｏ−０．０１２％Ｔｉ−０．００１２％
Ｂ系鋼と、この系に０．０２５％Ｎｂを添加した鋼につ
いて８５０℃焼入れ処理した後、１５０〜４５０℃に焼
戻し処理した時の表面硬さと靱性の関係について調査し
た結果であり、Ｓｉ＋Ｎｂ添加系鋼はＳｉ添加系鋼に比
べ高靱性が得られることが分かる。Ｎｂが０．００５％
未満ではその効果がなく、また０．０５０％を超えると
靱性が低下する。従って、Ｎｂの含有量を０．００５〜
０．０５０％とした。
し、焼入れ性に有効な固溶Ｂ量を確保するとともに、オ
ーステナイト粒径を微細化させるために０．００５％以
上の添加が必要である。しかしながら、Ｔｉが０．０５
０％を超えると著しく靱性が低下する。従って、Ｔｉの
含有量を０．００５〜０．０５０％とした。 Ｎｂ：Ｎｂはオーステナイト粒径を微細化させ、靱性改
善に有効である。特にＳｉとの相乗作用により、焼戻し
および使用時の摩擦熱による耐軟化性を向上させ、かつ
靱性の低下を抑制する効果がある。図２は、０．４０％
Ｃ−０．６０％Ｓｉ−０．４８％Ｍｎ−０．７５％Ｃｒ
−０．２８％Ｍｏ−０．０１２％Ｔｉ−０．００１２％
Ｂ系鋼と、この系に０．０２５％Ｎｂを添加した鋼につ
いて８５０℃焼入れ処理した後、１５０〜４５０℃に焼
戻し処理した時の表面硬さと靱性の関係について調査し
た結果であり、Ｓｉ＋Ｎｂ添加系鋼はＳｉ添加系鋼に比
べ高靱性が得られることが分かる。Ｎｂが０．００５％
未満ではその効果がなく、また０．０５０％を超えると
靱性が低下する。従って、Ｎｂの含有量を０．００５〜
０．０５０％とした。
【００１６】Ｂ：Ｂは焼入れ性を著しく高め、硬度およ
び靱性向上に有効であるが、０．０００５％未満ではそ
の効果が小さく、０．００３０％を超えるとＢ化合物の
析出による焼入れ性の低下により靱性低下をもたらす。
従って、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００３０％と
した。 Ｎ：ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイ
ト粒の粗大化を防止するために必要であるが、０．００
１０％未満ではその効果が小さく、また０．００６０％
を超えると靱性が低下する。従って、Ｎの含有量を０．
００１０〜０．００６０％とした。
び靱性向上に有効であるが、０．０００５％未満ではそ
の効果が小さく、０．００３０％を超えるとＢ化合物の
析出による焼入れ性の低下により靱性低下をもたらす。
従って、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００３０％と
した。 Ｎ：ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成し、オーステナイ
ト粒の粗大化を防止するために必要であるが、０．００
１０％未満ではその効果が小さく、また０．００６０％
を超えると靱性が低下する。従って、Ｎの含有量を０．
００１０〜０．００６０％とした。
【００１７】ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは脱酸上０．
０１％以上の添加が必要であるが、０．１０％を超える
と非金属介在物が増加するため靱性が低下するおそれが
ある。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０１〜０．
１０％とした。 さらに、本発明では上記基本成分の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、
ＶおよびＣａの１種または２種以上添加することができ
る。
０１％以上の添加が必要であるが、０．１０％を超える
と非金属介在物が増加するため靱性が低下するおそれが
ある。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０１〜０．
１０％とした。 さらに、本発明では上記基本成分の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、
ＶおよびＣａの１種または２種以上添加することができ
る。
【００１８】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ成分は鋼の硬さを向上させ
るという均等的作用をもつもので、厚手材に対して有効
であり、所望の効果を確保するためには、それぞれ含有
下限量をＣｕ：０．０５％、Ｎｉ：０．０５％、Ｖ：
０．０１％とする必要がある。しかし、それぞれＣｕ：
１．０％、Ｎｉ：１．５％、Ｖ：０．１０％を超えて含
有させると硬さの上昇の割には靱性が低下するおそれが
ある。
るという均等的作用をもつもので、厚手材に対して有効
であり、所望の効果を確保するためには、それぞれ含有
下限量をＣｕ：０．０５％、Ｎｉ：０．０５％、Ｖ：
０．０１％とする必要がある。しかし、それぞれＣｕ：
１．０％、Ｎｉ：１．５％、Ｖ：０．１０％を超えて含
有させると硬さの上昇の割には靱性が低下するおそれが
ある。
【００１９】Ｃａ：Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に
効果があり、靱性向上、特に方向性改善効果が顕著であ
るが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．０
０５０％を超えると鋼の清浄性を損ない靱性低下をもた
らす。 次に本発明のもう一つの骨子である製造方法について述
べる。上記のような鋼成分組成であっても耐焼戻し軟化
性と低温靱性およびＨＢ５００以上の高硬度鋼を得るた
めには、製造方法が適切でなければならない。ここで、
鋼片の加熱、圧延条件および焼入れ、焼戻し条件の限定
理由について説明する。
効果があり、靱性向上、特に方向性改善効果が顕著であ
るが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．０
０５０％を超えると鋼の清浄性を損ない靱性低下をもた
らす。 次に本発明のもう一つの骨子である製造方法について述
べる。上記のような鋼成分組成であっても耐焼戻し軟化
性と低温靱性およびＨＢ５００以上の高硬度鋼を得るた
めには、製造方法が適切でなければならない。ここで、
鋼片の加熱、圧延条件および焼入れ、焼戻し条件の限定
理由について説明する。
【００２０】まず上記成分組成の鋼片を、１０００〜１
２５０℃に加熱後、熱間圧延し、一旦冷却した後、再び
Ａｃ3 変態点以上の温度に加熱して、Ａｒ3 変態点以上
から焼入れ処理するか、または１０００〜１２５０℃に
加熱後、熱間圧延し、直ちにＡｒ3 変態点以上の温度か
ら焼入れ処理する必要がある。加熱温度の下限を１００
０に限定したのは、圧延後Ａｒ3 変態点以上からの直接
焼入れの温度を確保するためには１０００℃以上とする
必要があるからであり、一方、上限は結晶粒粗大化防止
の点から１２５０℃とする必要があり、従って加熱温度
範囲を１０００〜１２５０℃と限定した。
２５０℃に加熱後、熱間圧延し、一旦冷却した後、再び
Ａｃ3 変態点以上の温度に加熱して、Ａｒ3 変態点以上
から焼入れ処理するか、または１０００〜１２５０℃に
加熱後、熱間圧延し、直ちにＡｒ3 変態点以上の温度か
ら焼入れ処理する必要がある。加熱温度の下限を１００
０に限定したのは、圧延後Ａｒ3 変態点以上からの直接
焼入れの温度を確保するためには１０００℃以上とする
必要があるからであり、一方、上限は結晶粒粗大化防止
の点から１２５０℃とする必要があり、従って加熱温度
範囲を１０００〜１２５０℃と限定した。
【００２１】また、熱間圧延された鋼は、Ａｒ3 変態点
以上から直接焼入れ処理するか、あるいは、熱間圧延後
一旦冷却し、再びＡｃ3 変態点以上の温度に加熱して焼
入れ処理する必要がある。これはオーステナイト状態か
らの焼入れによって完全マルテンサイト組織を得るため
である。Ａｒ3 変態点未満およびＡｃ3 変態点未満から
の焼入れでは十分に焼きが入らず、焼入れ硬さが低下
し、焼戻し後において目的の高硬度および靱性の高いミ
クロ組織は得られない。
以上から直接焼入れ処理するか、あるいは、熱間圧延後
一旦冷却し、再びＡｃ3 変態点以上の温度に加熱して焼
入れ処理する必要がある。これはオーステナイト状態か
らの焼入れによって完全マルテンサイト組織を得るため
である。Ａｒ3 変態点未満およびＡｃ3 変態点未満から
の焼入れでは十分に焼きが入らず、焼入れ硬さが低下
し、焼戻し後において目的の高硬度および靱性の高いミ
クロ組織は得られない。
【００２２】また、焼入れ冷却速度は板厚中心まで十分
に焼きが入り、完全なマルテンサイト組織が得られる１
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度とする必要があり、これを
外れると十分に焼きが入らず、焼戻し後において目的の
高硬度および靱性の高いミクロ組織は得られない。次
に、冷却停止温度は高すぎると残留オーステナイトが生
成し、十分な焼入れ硬さを得ることができず、その結
果、焼戻し後の硬度が低下するおそれがある。従って、
冷却停止温度を１００℃以下に限定した。
に焼きが入り、完全なマルテンサイト組織が得られる１
０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度とする必要があり、これを
外れると十分に焼きが入らず、焼戻し後において目的の
高硬度および靱性の高いミクロ組織は得られない。次
に、冷却停止温度は高すぎると残留オーステナイトが生
成し、十分な焼入れ硬さを得ることができず、その結
果、焼戻し後の硬度が低下するおそれがある。従って、
冷却停止温度を１００℃以下に限定した。
【００２３】次に、焼入れ処理された鋼板は、その後１
５０℃以上４５０℃以下の温度で焼戻し処理する必要が
ある。図３は、後述する表１の鋼Ａについて８５０℃再
焼入れ処理した後、焼戻し温度１００〜５００℃の範囲
に焼戻し処理した時の表面硬さと靱性について調査した
結果である。焼戻し温度が１５０℃未満では、ＨＢ５０
０以上の高硬度を得ることができるが、高靱性が得られ
ない。また、焼戻し温度が４５０℃を超えると硬さが低
下し、耐摩耗性が低下する。従って、焼戻し温度を１５
０℃以上４５０℃以下に限定した。
５０℃以上４５０℃以下の温度で焼戻し処理する必要が
ある。図３は、後述する表１の鋼Ａについて８５０℃再
焼入れ処理した後、焼戻し温度１００〜５００℃の範囲
に焼戻し処理した時の表面硬さと靱性について調査した
結果である。焼戻し温度が１５０℃未満では、ＨＢ５０
０以上の高硬度を得ることができるが、高靱性が得られ
ない。また、焼戻し温度が４５０℃を超えると硬さが低
下し、耐摩耗性が低下する。従って、焼戻し温度を１５
０℃以上４５０℃以下に限定した。
【００２４】このような製造工程で得られた鋼は、細粒
の焼戻しマルテンサイト組織となり、高硬度で高靱性が
得られ、かつ使用中における焼戻し軟化が抑制され、耐
摩耗性が改善される。
の焼戻しマルテンサイト組織となり、高硬度で高靱性が
得られ、かつ使用中における焼戻し軟化が抑制され、耐
摩耗性が改善される。
【００２５】
【実施例】表１、表２（表１のつづき−１）、表３（表
１のつづき−２）および表４（表１のつづき−３）に示
す組成を有する鋼を溶製して得た鋼片を、表５に示す本
発明法と比較法の各々の製造条件に基づいて、板厚１５
〜４０ｍｍの鋼板に製造した。
１のつづき−２）および表４（表１のつづき−３）に示
す組成を有する鋼を溶製して得た鋼片を、表５に示す本
発明法と比較法の各々の製造条件に基づいて、板厚１５
〜４０ｍｍの鋼板に製造した。
【００２６】これらについて、母材のブリネル硬さ試験
による表面硬さ、２ｍｍＶノッチシャルピー試験による
靱性、引掻き摩耗試験による硬さ変化（耐焼戻し軟化
性）を調査した。なお、引掻き摩耗試験は、試験鋼板表
面に接触させた矩形の圧子を面圧１００ｋｇ／ｃｍ2 、
摩耗（摩擦）速度１．０ｍ／ｓｅｃ以上の条件で移動さ
せた後、表面硬さを測定した。
による表面硬さ、２ｍｍＶノッチシャルピー試験による
靱性、引掻き摩耗試験による硬さ変化（耐焼戻し軟化
性）を調査した。なお、引掻き摩耗試験は、試験鋼板表
面に接触させた矩形の圧子を面圧１００ｋｇ／ｃｍ2 、
摩耗（摩擦）速度１．０ｍ／ｓｅｃ以上の条件で移動さ
せた後、表面硬さを測定した。
【００２７】これら表１〜表４の化学組成を有する鋼と
表５で示す製造条件とによって得られた母材の表面硬
さ、靱性、および引掻き摩耗後の表面硬さの試験結果を
表６に示す。
表５で示す製造条件とによって得られた母材の表面硬
さ、靱性、および引掻き摩耗後の表面硬さの試験結果を
表６に示す。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】
【表５】
【００３３】
【表６】
【００３４】本発明例（本発明鋼と本発明法とを組合わ
せた１−Ａ〜１２−Ｌ）においては、母材の表面硬さは
ＨＢ５００以上と十分に高く、また本発明の特徴である
低温靱性も高い値を示し、さらに引掻き摩耗後の表面硬
さもＨＢ５００以上が確保され、耐焼戻し軟化性にも優
れている。これに対し、本発明法であっても本発明によ
り限定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼（Ｍ、Ｎ、
Ｏ、Ｐ、Ｑ）と組合わせた比較例においては、比較例１
３−ＭではＳｉ量、比較例１４−ＮではＣ量がそれぞれ
低く、表面硬さがＨＢ５００以下に低下している。比較
例１５−ＯではＭｏが添加されておらず、靱性が低下し
ている。比較例１６−ＰではＮｂが添加されておらず、
細粒化が不十分となり、靱性が低下している。比較例１
７−ＱではＢが添加されておらず、焼入れ性が低下し、
表面硬さおよび靱性が低下している。
せた１−Ａ〜１２−Ｌ）においては、母材の表面硬さは
ＨＢ５００以上と十分に高く、また本発明の特徴である
低温靱性も高い値を示し、さらに引掻き摩耗後の表面硬
さもＨＢ５００以上が確保され、耐焼戻し軟化性にも優
れている。これに対し、本発明法であっても本発明によ
り限定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼（Ｍ、Ｎ、
Ｏ、Ｐ、Ｑ）と組合わせた比較例においては、比較例１
３−ＭではＳｉ量、比較例１４−ＮではＣ量がそれぞれ
低く、表面硬さがＨＢ５００以下に低下している。比較
例１５−ＯではＭｏが添加されておらず、靱性が低下し
ている。比較例１６−ＰではＮｂが添加されておらず、
細粒化が不十分となり、靱性が低下している。比較例１
７−ＱではＢが添加されておらず、焼入れ性が低下し、
表面硬さおよび靱性が低下している。
【００３５】次に、本発明鋼であっても本発明法の範囲
を逸脱した比較法（１８〜２４）と組合わせた比較例に
おいては、比較例１８−Ａは鋼片の加熱温度が低いた
め、直接焼入れにおいてＡｒ3 点温度が十分確保でき
ず、焼入れ不足となり、表面硬さおよび靱性が低下して
いる。比較例１９−Ａは鋼片加熱温度が高く、オーステ
ナイト粒が粗大化し、靱性が低下している。比較例２０
−Ａは再加熱焼入れ温度がＡｃ3 変態点より低いため焼
入れ不足となり、表面硬さおよび靱性が低下している。
比較例２１−Ａは焼入れ処理の冷却速度が小さいため、
十分に焼きが入らず、表面硬さおよび靱性が不十分であ
る。比較例２２−Ｆは、焼入れ処理時の冷却停止温度が
高いために残留オーステナイトが生成し、十分な焼入れ
硬さを得ることができず、表面硬さおよび靱性が不十分
である。比較例２３−Ｆは、焼戻し処理が施されておら
ず、靱性が不十分である。比較例２３−Ｆは、焼戻し温
度が高いために表面硬さが低下している。
を逸脱した比較法（１８〜２４）と組合わせた比較例に
おいては、比較例１８−Ａは鋼片の加熱温度が低いた
め、直接焼入れにおいてＡｒ3 点温度が十分確保でき
ず、焼入れ不足となり、表面硬さおよび靱性が低下して
いる。比較例１９−Ａは鋼片加熱温度が高く、オーステ
ナイト粒が粗大化し、靱性が低下している。比較例２０
−Ａは再加熱焼入れ温度がＡｃ3 変態点より低いため焼
入れ不足となり、表面硬さおよび靱性が低下している。
比較例２１−Ａは焼入れ処理の冷却速度が小さいため、
十分に焼きが入らず、表面硬さおよび靱性が不十分であ
る。比較例２２−Ｆは、焼入れ処理時の冷却停止温度が
高いために残留オーステナイトが生成し、十分な焼入れ
硬さを得ることができず、表面硬さおよび靱性が不十分
である。比較例２３−Ｆは、焼戻し処理が施されておら
ず、靱性が不十分である。比較例２３−Ｆは、焼戻し温
度が高いために表面硬さが低下している。
【００３６】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかなように、本
発明の成分範囲および製造方法により、表面硬さおよび
靱性、かつ使用中における焼戻し軟化が抑制できるＨＢ
５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製造が可能となった。そ
の結果、耐摩耗性が著しく改善され、産業上の効果が極
めて顕著である。
発明の成分範囲および製造方法により、表面硬さおよび
靱性、かつ使用中における焼戻し軟化が抑制できるＨＢ
５００以上の高硬度耐摩耗鋼の製造が可能となった。そ
の結果、耐摩耗性が著しく改善され、産業上の効果が極
めて顕著である。
【図１】本発明鋼の基本成分系にＳｉ量を変化させた時
の表面硬さと靱性の変化を示す図である。
の表面硬さと靱性の変化を示す図である。
【図２】本発明鋼の基本成分にＳｉ＋Ｎｂ添加系とＳｉ
添加系について、焼入れ・焼戻し後の表面硬さと靱性の
関係について示す図である。
添加系について、焼入れ・焼戻し後の表面硬さと靱性の
関係について示す図である。
【図３】本発明鋼Ａについて、焼戻し温度を変化させた
後の表面硬さと靱性の変化を示す図である。
後の表面硬さと靱性の変化を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．３０〜０．５０％、 Ｓｉ：０．４０〜１．５０％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１
２５０℃に加熱し、熱間圧延した後、Ａ3 変態点以上の
温度から１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以下
の温度まで冷却する焼入れ処理を行い、続いて１５０℃
以上４５０℃以下の温度で焼戻し処理することを特徴と
する低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．３０〜０．５０％、 Ｓｉ：０．４０〜１．５０％、 Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、さらに Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％からなる硬度改善元素群、
または介在物形態制御作用のある Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱
し、熱間圧延した後、Ａ3 変態点以上の温度から１０℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却
する焼入れ処理を行い、続いて１５０℃以上４５０℃以
下の温度で焼戻し処理することを特徴とする低温靱性に
優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17843694A JPH0841535A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17843694A JPH0841535A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841535A true JPH0841535A (ja) | 1996-02-13 |
Family
ID=16048490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17843694A Pending JPH0841535A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0841535A (ja) |
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