JPS6059019A - 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 - Google Patents
耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法Info
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- JPS6059019A JPS6059019A JP16902483A JP16902483A JPS6059019A JP S6059019 A JPS6059019 A JP S6059019A JP 16902483 A JP16902483 A JP 16902483A JP 16902483 A JP16902483 A JP 16902483A JP S6059019 A JPS6059019 A JP S6059019A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、鉱石や土砂による摩耗が問題になる土木・
鉱山機械類のパケット、大型ダンブト２′ ツクの荷台
、ブルドーザ−の排土板等に使用される高硬度の耐摩耗
性鋼板に関するものである。
鉱山機械類のパケット、大型ダンブト２′ ツクの荷台
、ブルドーザ−の排土板等に使用される高硬度の耐摩耗
性鋼板に関するものである。
一般に％土木・鉱山機械類に使用される鋼材の、鉱石や
土砂等に直接触れる部分の摩耗は予想をはるかに上回る
−１ど激しいものであり、摩耗によって耐用年数が決ま
ると言われている。
土砂等に直接触れる部分の摩耗は予想をはるかに上回る
−１ど激しいものであり、摩耗によって耐用年数が決ま
ると言われている。
ところで、鉱石や土砂類による鋼材の摩耗灯鋼材表面の
硬さに支配されるものであシ、硬さが硬いほど摩耗量が
小さくなることが知られている。
硬さに支配されるものであシ、硬さが硬いほど摩耗量が
小さくなることが知られている。
第１図は、鋼材の表面硬さと、砕石、珪砂及び砂による
鋼材の摩耗量との関係を示す線図で１Ｌ摩耗量を軟鋼（
８Ｍ４１材）に対する比で表わしたものであるが、この
第１図からも、鋼材の表面硬さが高くなるにつれて摩耗
１が減少することがわかる。
鋼材の摩耗量との関係を示す線図で１Ｌ摩耗量を軟鋼（
８Ｍ４１材）に対する比で表わしたものであるが、この
第１図からも、鋼材の表面硬さが高くなるにつれて摩耗
１が減少することがわかる。
このように、鋼材の摩耗量の減少を図るには鋼材硬度を
上昇させるのが効果的な手段であったが、鋼材硬度を高
めると、今度は水素に起因する遅れ破壊発生の感受性が
高まり、土木・鉱山機械等の製作途中、或いはその使用
中に破壊が発生しやすくなるという困難な問題があった
。そして、遅れ破壊現象は、厚鋼板をガス溶断した際に
生じる熱解明されており、溶接施工を必須とする土木・
鉱山機械類には、耐摩耗性の良好な１表面硬度の高い鋼
板を使用することが事実上不可能だったのである。
上昇させるのが効果的な手段であったが、鋼材硬度を高
めると、今度は水素に起因する遅れ破壊発生の感受性が
高まり、土木・鉱山機械等の製作途中、或いはその使用
中に破壊が発生しやすくなるという困難な問題があった
。そして、遅れ破壊現象は、厚鋼板をガス溶断した際に
生じる熱解明されており、溶接施工を必須とする土木・
鉱山機械類には、耐摩耗性の良好な１表面硬度の高い鋼
板を使用することが事実上不可能だったのである。
このため、比較的安価な厚鋼板を素材として使用せざる
を得ない土木・鉱山機械類には５表面硬度の低い鋼板し
か適用できず、土木・鉱山機械類の耐用年数はどうして
も摩耗による制約を受けることとなって大きな経済的損
失全余儀なくされているのが現状であった。
を得ない土木・鉱山機械類には５表面硬度の低い鋼板し
か適用できず、土木・鉱山機械類の耐用年数はどうして
も摩耗による制約を受けることとなって大きな経済的損
失全余儀なくされているのが現状であった。
本発明者等杜、上述のような観点から、耐摩耗性の良好
な表面ブリネル硬さ：３６０〜６００３６０〜６００℃
あって、しかも遅れ破壊感受性の低い鋼材を笑現し、鉱
物資源等の採掘能率の向上と作業コストの低減を図るべ
く研究を行った結果、以上（ａ）〜（ｄ）に示す如き知
見を得たのである、即ち、（ａ） 土木・鉱山機械類に
必要とされる鋼材硬度を実現する成分組成の鋼におｈて
、そのＭｎ含有針を通常鋼の帆６〜１．２％（以下、成
分組成割合を裏−ｂ−ｉ擺Ｈ言翳≦シ＋１）萌−Ｌ＾つ
へ二飴住ｒｙ ／ル滅すると遅れ破壊時間が大幅に延長
され、耐遅れ破壊性が非常に改善されること。
な表面ブリネル硬さ：３６０〜６００３６０〜６００℃
あって、しかも遅れ破壊感受性の低い鋼材を笑現し、鉱
物資源等の採掘能率の向上と作業コストの低減を図るべ
く研究を行った結果、以上（ａ）〜（ｄ）に示す如き知
見を得たのである、即ち、（ａ） 土木・鉱山機械類に
必要とされる鋼材硬度を実現する成分組成の鋼におｈて
、そのＭｎ含有針を通常鋼の帆６〜１．２％（以下、成
分組成割合を裏−ｂ−ｉ擺Ｈ言翳≦シ＋１）萌−Ｌ＾つ
へ二飴住ｒｙ ／ル滅すると遅れ破壊時間が大幅に延長
され、耐遅れ破壊性が非常に改善されること。
第２図は、５５℃温水中での遅れ破壊発生促進試験にお
ける鋼材硬さと遅れ破壊発生時間との対応を示すグシ７
であるが、耐遅れ破壊対策を何ら施していないところの
Ｍｎ 含有度が０．９チである通常鋼では調相の遅れ破
壊発生時間と硬ざとの間に一足の相関関係があり、硬度
の上昇に伴って遅れ破壊発生時間の短かくなることが明
らかでめる。
ける鋼材硬さと遅れ破壊発生時間との対応を示すグシ７
であるが、耐遅れ破壊対策を何ら施していないところの
Ｍｎ 含有度が０．９チである通常鋼では調相の遅れ破
壊発生時間と硬ざとの間に一足の相関関係があり、硬度
の上昇に伴って遅れ破壊発生時間の短かくなることが明
らかでめる。
そして、第２図からは、鋼材のＭｎ含有量を０６３０チ
程度に低減するとその遅れ破壊発生時間が大幅に延長さ
れ、＃遅れ破壊性能が改善されることも明白で必る。
程度に低減するとその遅れ破壊発生時間が大幅に延長さ
れ、＃遅れ破壊性能が改善されることも明白で必る。
また、第２図からは、鋼材の遅れ破壊発生時間と硬さと
の対応状況は一義的であって、硬さが同等であれば焼入
れ・焼もどし処理したものでも、焼入れのままのもので
も同等の遅れ破壊発生促進試験すことが明らかであるか
ら、特にＭｎ含有給を低く調整すれば、溶接性の良好な
抵Ｃ材等の比較的少ない化学成分の鋼材であっても、焼
入れのまま材とすることによって焼入れ・焼もどし材よ
りも有利に耐摩耗性の良好な高硬度を達成でき、かつ遅
れ破壊に対して十分に対処し得る鋼材にできることがわ
かる。
の対応状況は一義的であって、硬さが同等であれば焼入
れ・焼もどし処理したものでも、焼入れのままのもので
も同等の遅れ破壊発生促進試験すことが明らかであるか
ら、特にＭｎ含有給を低く調整すれば、溶接性の良好な
抵Ｃ材等の比較的少ない化学成分の鋼材であっても、焼
入れのまま材とすることによって焼入れ・焼もどし材よ
りも有利に耐摩耗性の良好な高硬度を達成でき、かつ遅
れ破壊に対して十分に対処し得る鋼材にできることがわ
かる。
Φ）Ｓｂ及びＰｂを含有した鋼材の遅れ破壊発生時間は
通常鋼材よりも短かく、これらの元素は不純物としてで
あっても、遅れ破壊の観点からは極力低減する必要のお
ること。
通常鋼材よりも短かく、これらの元素は不純物としてで
あっても、遅れ破壊の観点からは極力低減する必要のお
ること。
（Ｃ） 従って、Ｍｎ 含有量を十分に低減するととも
に、ｓｂ及びＰｂ含有ｔｔ−極力低減した鋼に焼入れ処
理金族せば、土木・鉱山機械類に必要とされる耐摩耗性
に応え得る硬度を確保し、しかも酊遅れ破壊性の優れた
鋼材が実現できること。
に、ｓｂ及びＰｂ含有ｔｔ−極力低減した鋼に焼入れ処
理金族せば、土木・鉱山機械類に必要とされる耐摩耗性
に応え得る硬度を確保し、しかも酊遅れ破壊性の優れた
鋼材が実現できること。
（ｄ） 更に、前記焼入れ材に所定の焼もどし金施すと
、残留応力が軽減されるとともに、平坦度確保のための
レベラ一作業が非常に容易となること。
、残留応力が軽減されるとともに、平坦度確保のための
レベラ一作業が非常に容易となること。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって
、 Ｃ： ０．１５〜０．４５％、 ８ｉ： ０．０５〜１
．００％。
、 Ｃ： ０．１５〜０．４５％、 ８ｉ： ０．０５〜１
．００％。
Ｍｎ： ０．０５〜０．４５ ｔｓ 、 Ｃｒ： ｏ、
ｏ ５−１．００％。
ｏ ５−１．００％。
Ｍｏ： ０．０ ３〜０．８５％ 。
ＳＯＪ、Ａ−１： ｏ、ｏ １ｏ〜０．１５０％ 。
１３ ： ０．０００３〜０．００２５％ 。
を含有し、必要によシ更に。
Ｃｕ： ０．０５−０．７５ ｑｂ 、 Ｎｉ：０．Ｏ
ｓ 〜１．５０ ｅｓ 。
ｓ 〜１．５０ ｅｓ 。
Ｖ ： ｏ、ｏ ０５〜０．２５０％。
Ｎｂ： ｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．１５０％。
Ｔｉ： ｏ、ｏ Ｏ５〜０．２５０％。
Ｃａ： ０．０００５〜０．００８０ ％ 。
のうちの１種以上をも含むとともに、
Ｆｅ及び不可避不純物：残９
から成シ、かつ不純物中のＮ 、 ）’ 、 Ｓ 、
Ｐｂ及びｓｂの含有量がそれぞれ、 Ｎ ： ｏ、ｏ ｏ １５〜０．０１００％。
Ｐｂ及びｓｂの含有量がそれぞれ、 Ｎ ： ｏ、ｏ ｏ １５〜０．０１００％。
Ｐ ： ｏ、ｏ ｉ ｓ％以下、 Ｓ ： ｏ、ｏ ｏ
ｓ％以下。
ｓ％以下。
Ｐｂ： ０．０１５％以下、 ｓｂ： ０．０１５％以
下である鋼を、加熱温度：１０００〜１２００℃にて熱
間圧延し、次いでＡｃａ変態点の温度以上刃島らの焼入
れ処理を施すか、或いは必要ｔＣより更に破壊性能の優
れた耐摩耗性鋼板を得る点に特徴を有するものである。
下である鋼を、加熱温度：１０００〜１２００℃にて熱
間圧延し、次いでＡｃａ変態点の温度以上刃島らの焼入
れ処理を施すか、或いは必要ｔＣより更に破壊性能の優
れた耐摩耗性鋼板を得る点に特徴を有するものである。
次いで、この発明の方法において、鋼の成分組成割合及
び圧延・熱処理条件を前述のように数値限定した理由全
説明する、 Ａ、鋼の成分組成 ■ Ｃ Ｃ成分には鋼板の硬さを向上させる作用があシ、表面ブ
リネル硬さ２３６０以上を確保するためには０．１５％
以上添加する必要があるが、 ０．４５９！＋を越えて
添加しても残留オーステナイトか未変態のまま残るので
より以上の硬さの同上が期待できず、従ってＣ含有１つ
、１５〜０．４５ ％と定めた。
び圧延・熱処理条件を前述のように数値限定した理由全
説明する、 Ａ、鋼の成分組成 ■ Ｃ Ｃ成分には鋼板の硬さを向上させる作用があシ、表面ブ
リネル硬さ２３６０以上を確保するためには０．１５％
以上添加する必要があるが、 ０．４５９！＋を越えて
添加しても残留オーステナイトか未変態のまま残るので
より以上の硬さの同上が期待できず、従ってＣ含有１つ
、１５〜０．４５ ％と定めた。
■ ８ｉ
ＳＬ酸成分、０．０５％以上の添加により焼入れ性及び
焼もどし軟化抵抗を向上させるが、１．００ ％を越え
て含有させると靭性が著しく劣化することとなるので、
Ｓｉ含有縫を０．０５〜１．００係と足めた。
焼もどし軟化抵抗を向上させるが、１．００ ％を越え
て含有させると靭性が著しく劣化することとなるので、
Ｓｉ含有縫を０．０５〜１．００係と足めた。
６）Ｍｎ
鋼の耐遅れ破壊性に対してＭｎ は大きな影響を与える
ものであシ、Ｍｎ 含有量を調整することは本発明の骨
子をなすものである。
ものであシ、Ｍｎ 含有量を調整することは本発明の骨
子をなすものである。
Ｍｎ 成分は、鋼材の板厚中心にまで”焼き”を入れる
ためには０．０５％以上含有させることが必要であるが
、 ０．４５％を越えて含有せしめると遅れ破壊発生の
感受性が極めて高くなるので、Ｍｎ含有量を０．０５〜
０．４５％と定めた。なお、 Ｍｎは安価で、しかも鋼
の焼入れ性を高めるのに有効な元素であることから、通
常の鋼には０．６％以上添加含有せしめられているもの
であるが、本発明の方法においては、このようにＭｎ
含有量を低く抑えることによって耐遅れ破壊特性を飛躍
的に向上することができるのである。
ためには０．０５％以上含有させることが必要であるが
、 ０．４５％を越えて含有せしめると遅れ破壊発生の
感受性が極めて高くなるので、Ｍｎ含有量を０．０５〜
０．４５％と定めた。なお、 Ｍｎは安価で、しかも鋼
の焼入れ性を高めるのに有効な元素であることから、通
常の鋼には０．６％以上添加含有せしめられているもの
であるが、本発明の方法においては、このようにＭｎ
含有量を低く抑えることによって耐遅れ破壊特性を飛躍
的に向上することができるのである。
＠Ｃｒ
鋼のＭｎ 含有量を低減すると焼入れ性が凹下するが、
その焼入れ性不足を補うために０．０５ ％以上のＣｒ
成分を含有せしめる必要がおる。但し、その含有量が１
．００％を越えると、鋼の靭性及び溶接性が劣化するこ
ととなるので、Ｃｒ含有計を０．０５〜１．００％と定
めた。
その焼入れ性不足を補うために０．０５ ％以上のＣｒ
成分を含有せしめる必要がおる。但し、その含有量が１
．００％を越えると、鋼の靭性及び溶接性が劣化するこ
ととなるので、Ｃｒ含有計を０．０５〜１．００％と定
めた。
■ ＭＯ
ＭＯ酸成分、８と共存して鋼の焼入れ性を著しく高める
作用が１）、板厚中心にまで確実に焼きを入れるために
はＯ，Ｏａ％％以上Ｍｏｂ含有させる必要がある。一方
１通常使用する板厚範囲では０．８５チを越えて含有せ
しめる必要はなく、溶接性をも考慮してＭＯ含有級を０
．０３〜０．８５チと定めた。
作用が１）、板厚中心にまで確実に焼きを入れるために
はＯ，Ｏａ％％以上Ｍｏｂ含有させる必要がある。一方
１通常使用する板厚範囲では０．８５チを越えて含有せ
しめる必要はなく、溶接性をも考慮してＭＯ含有級を０
．０３〜０．８５チと定めた。
■ ｓｏｄ、ＡＪ
鋼の脱酸、細粒化による靭性改善のためにはｏ、ｏ ｉ
ｏ％％以上ｓｏｌ 、〜成分を添加する必要がおるが
、 ０．１５０％を越えて含有させるとかえって粗粒化
を来たし、靭性劣化の原因となることがら、８０４／Ｖ
會Ｗｉｉ’ａ：０．０１０〜０．１５０ ％と足めた。
ｏ％％以上ｓｏｌ 、〜成分を添加する必要がおるが
、 ０．１５０％を越えて含有させるとかえって粗粒化
を来たし、靭性劣化の原因となることがら、８０４／Ｖ
會Ｗｉｉ’ａ：０．０１０〜０．１５０ ％と足めた。
Ｂ
Ｂ成分は、０．０００３％以上の微酔添加で鋼の焼入れ
性全大幅に同上させるので所望の焼入れ性を確保するた
めに添加するものであるが、０．００２５％を越えて含
有させると焼入れ途中でボロン組成物を析出し、かえっ
て焼入れ４１８１：を低下させることから、Ｂ含有量を
四０００３〜０．００２！ｌと定めた。
性全大幅に同上させるので所望の焼入れ性を確保するた
めに添加するものであるが、０．００２５％を越えて含
有させると焼入れ途中でボロン組成物を析出し、かえっ
て焼入れ４１８１：を低下させることから、Ｂ含有量を
四０００３〜０．００２！ｌと定めた。
■ Ｃｕ、及びＮｉ
これらの成分には、いずれも鋼の焼入れ性を向上する作
用があり、鋼材板厚が厚くなったときにも板厚中心部ま
で確実に焼きを入れるのに有効な元素であるので、必要
に応じて添加含有せしめられるものであるが、直接焼入
れを行う場合には再加熱焼入れよりも焼入れ性が向上す
るので、板厚増大に伴なって添加するＣｕ及びＮｉの合
金元素量は少なくて良い。以下、それぞれについて、そ
の含有量を数値によって限定した理由を詳述する。
用があり、鋼材板厚が厚くなったときにも板厚中心部ま
で確実に焼きを入れるのに有効な元素であるので、必要
に応じて添加含有せしめられるものであるが、直接焼入
れを行う場合には再加熱焼入れよりも焼入れ性が向上す
るので、板厚増大に伴なって添加するＣｕ及びＮｉの合
金元素量は少なくて良い。以下、それぞれについて、そ
の含有量を数値によって限定した理由を詳述する。
１） Ｃｕ
Ｃｕ成分は、０．０５％以上の添加によって鋼の焼入れ
性向上効果が得られるが、０．７５ ％を越えて添加し
てもより以上の向上効果が得られないことから、Ｃｕ含
有量を帆０５〜０．７５ ％と定めた。なお、直接焼入
れを施す場合には０．５０チ以下で十分な効果を得るこ
とができる。
性向上効果が得られるが、０．７５ ％を越えて添加し
てもより以上の向上効果が得られないことから、Ｃｕ含
有量を帆０５〜０．７５ ％と定めた。なお、直接焼入
れを施す場合には０．５０チ以下で十分な効果を得るこ
とができる。
１１）Ｎｉ
Ｎｉ成分も、０．０５ ％以上の添加で鋼の焼入れ性を
高める元素であシ、かつ靭性を劣化させることがなｈの
で焼入れ住改善のためには極めて有効なものであるが、
非常に高価な元素であることから経済性を考慮して、Ｎ
ｉ含有討を。。０５〜１．５０％と定めた。なお、直接
焼入れを施す場合には１．００％以下で十分な効果を得
ることができる。
高める元素であシ、かつ靭性を劣化させることがなｈの
で焼入れ住改善のためには極めて有効なものであるが、
非常に高価な元素であることから経済性を考慮して、Ｎ
ｉ含有討を。。０５〜１．５０％と定めた。なお、直接
焼入れを施す場合には１．００％以下で十分な効果を得
ることができる。
■ Ｖ、及びＮｂ
これらの成分は、焼もどしの際に析出硬化して極めて高
い焼もどし軟化抵抗を示すので、必要に応じて含有せし
められるものであるが、以下、それぞｉ″Ｌについて、
その含有量を数値限定し７た理由を詳述する。
い焼もどし軟化抵抗を示すので、必要に応じて含有せし
められるものであるが、以下、それぞｉ″Ｌについて、
その含有量を数値限定し７た理由を詳述する。
１） Ｖ
■成分は焼もどし時にＶ３Ｇａ等の炭化物を析出して硬
化するので、焼もどしによって残留応力を除去し、なお
かつ高め強度を保持するために極めて有効な元素である
が、その含有鉛が０．００５チ未満では所望の効果を得
ることができず、他方０．２５０ ％を越えて添加する
と靭性が大＠に劣化することから、■含有針を０．００
５〜０．２５０％と定めた。
化するので、焼もどしによって残留応力を除去し、なお
かつ高め強度を保持するために極めて有効な元素である
が、その含有鉛が０．００５チ未満では所望の効果を得
ることができず、他方０．２５０ ％を越えて添加する
と靭性が大＠に劣化することから、■含有針を０．００
５〜０．２５０％と定めた。
１） Ｎｂ
Ｎｂ成分は、圧延後放冷して再加熱する途中でＮｂ（Ｃ
Ｎ）として析出し、オーステナイト粒径の微細化に寄与
して靭性を向上する作用を有しているが、その含有ｔが
０．００５％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、他方０．１５０チを越えて添加すると１強度は高くな
るものの靭性が極めて劣化することから、 Ｎｂ含有縫
を（１，００５〜０．１５０％と定めた。
Ｎ）として析出し、オーステナイト粒径の微細化に寄与
して靭性を向上する作用を有しているが、その含有ｔが
０．００５％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、他方０．１５０チを越えて添加すると１強度は高くな
るものの靭性が極めて劣化することから、 Ｎｂ含有縫
を（１，００５〜０．１５０％と定めた。
■ Ｔｉ
Ｔｉ成分は、Ｂ添加鋼に含有せしめることによシＮｌψ
よシも安定なＴｉＮとして固定し、Ｂを有効かつ安定に
働かせる作用を有しているので必要によシ添加されるも
のであるが、その含有量が０．００５％未満では前記作
用に所望の効果を得ることができず、他方０．２５０％
を越えて含有させると靭性劣化が激しくなることから、
Ｔｉ含有けを０．００５〜０．２５０％と足めた。
よシも安定なＴｉＮとして固定し、Ｂを有効かつ安定に
働かせる作用を有しているので必要によシ添加されるも
のであるが、その含有量が０．００５％未満では前記作
用に所望の効果を得ることができず、他方０．２５０％
を越えて含有させると靭性劣化が激しくなることから、
Ｔｉ含有けを０．００５〜０．２５０％と足めた。
■ Ｃａ
Ｃａ成分鉱、脱硫効果を有している上、介在物の形態コ
ントロールにも有効であるので、これらの効果を確保す
るため必要に応じて帆０００５％以上添加含有せしめら
れるものであるが％ｏ、ｏ ｏ ｓ 。
ントロールにも有効であるので、これらの効果を確保す
るため必要に応じて帆０００５％以上添加含有せしめら
れるものであるが％ｏ、ｏ ｏ ｓ 。
％を越えて含有させると鋼の清浄度が劣化するようにな
る。従って Ｃａ含有散を０．０００５〜０゜００８０
チと定めた。
る。従って Ｃａ含有散を０．０００５〜０゜００８０
チと定めた。
の へ
へは、鋼の靭性改善及び表面疵低減のために０．０１０
０％以下とする必要があり、その會有計社低いほど好ま
しいものであるが、コスト會大幅に高めることなく耐裂
できるＮ縫の下限は０．００１５チであることから、へ
含有量を帆０１００〜０．００１５％と定めた。
０％以下とする必要があり、その會有計社低いほど好ま
しいものであるが、コスト會大幅に高めることなく耐裂
できるＮ縫の下限は０．００１５チであることから、へ
含有量を帆０１００〜０．００１５％と定めた。
（ＱＰ
Ｐ含有量が０．０１８％を越えると靭性及び酊遅れ破壊
性能の劣化が激しくなることから、Ｐ含有！ｌを０．０
１８％以下と定めた。
性能の劣化が激しくなることから、Ｐ含有！ｌを０．０
１８％以下と定めた。
Ｓ
Ｓ含有針が高くなると靭性及び延性の圧延異方性全増大
するのみならず、靭性及び延性値そのものも全体的に劣
化させることから、Ｓ含有量をｏ、ｏ ｏ ｓ％以下と
足めた。
するのみならず、靭性及び延性値そのものも全体的に劣
化させることから、Ｓ含有量をｏ、ｏ ｏ ｓ％以下と
足めた。
＠Ｐｂ、及び５ｂ
ｐｂ及びｓｂは酌遅れ破壊性能を犬１しに劣化させる元
＃’−”Ｃｈるので極力低下することが望ましいもので
あるが、経済性を考慮し５ｉｂ及びｓｂ含有損。
＃’−”Ｃｈるので極力低下することが望ましいもので
あるが、経済性を考慮し５ｉｂ及びｓｂ含有損。
をそれぞれ０．０１５ ％以下と定めた。
Ｂ、圧延・熱処理采作
■ 圧延加熱温度
現状の圧延機の能力で、通常使用する板厚にまで所定仕
上温度にて圧延するためｅこは、圧延の際の鋳片（スラ
ブ）の加熱温度’ｒ １０００℃以上とする必要がメジ
、また結晶粒粗大１ヒ防止の点からは該加熱源ＩｇＬを
１２００℃以下とする必をがある。
上温度にて圧延するためｅこは、圧延の際の鋳片（スラ
ブ）の加熱温度’ｒ １０００℃以上とする必要がメジ
、また結晶粒粗大１ヒ防止の点からは該加熱源ＩｇＬを
１２００℃以下とする必をがある。
以上の理由から、圧延の際の加熱温度を１０００〜１２
００ ℃ と 足め ノこ。
００ ℃ と 足め ノこ。
０ 焼入れ温度
圧延の後、Ｎ３ 変態点の温度以上から焼入れを行うの
は、焼入れ時の組織がオーステナイトでないと焼入れに
よって所望の硬さ全実現することができないからである
。従って、再加熱焼入れの場合に鉱、圧延して放冷した
後、再度ＡＣ３変態点以上に加熱して完全にオーステナ
イト化した後焼入れる必要があり、また直接焼入れの場
合には、圧延後の放冷中、 Ａｒｓ変態点を下回わらな
いうちに焼入れる必要がある、 ■ 焼もどし温度 焼入れ処理を施して得られた鋼板は、そのままの状聾で
使用に供しても良いが、残留応力の軽減や、平坦度確保
のために温間にてレベラーにかけれるように、焼もどし
に相当する再加熱処理を実施しても良い。この際、焼も
どし温度（再加熱温度）が３００℃未満では残留応力軽
減等に所望の効果が得られず、他方５００℃を越える温
度では硬度が下ってしまい、耐摩耗性が劣化することか
ら、焼もどし温度を３００〜５００℃と定めた。
は、焼入れ時の組織がオーステナイトでないと焼入れに
よって所望の硬さ全実現することができないからである
。従って、再加熱焼入れの場合に鉱、圧延して放冷した
後、再度ＡＣ３変態点以上に加熱して完全にオーステナ
イト化した後焼入れる必要があり、また直接焼入れの場
合には、圧延後の放冷中、 Ａｒｓ変態点を下回わらな
いうちに焼入れる必要がある、 ■ 焼もどし温度 焼入れ処理を施して得られた鋼板は、そのままの状聾で
使用に供しても良いが、残留応力の軽減や、平坦度確保
のために温間にてレベラーにかけれるように、焼もどし
に相当する再加熱処理を実施しても良い。この際、焼も
どし温度（再加熱温度）が３００℃未満では残留応力軽
減等に所望の効果が得られず、他方５００℃を越える温
度では硬度が下ってしまい、耐摩耗性が劣化することか
ら、焼もどし温度を３００〜５００℃と定めた。
なお、この発明の方法において実施する焼入れ処理は１
通常のようにスラブを熱間圧延して所定の板厚とし放冷
した後、へＣ３変態点以上に再加熱してから行っても良
いし、またスラブを熱間圧延して所足の板厚とした後、
Ａｒａ変態点以上から直接焼入れするという形態で行つ
゛ても良いが、工程短縮やエネルギー節減が可能であり
、従って良好な性能とともに低コストであることが要求
される土木・鉱石採掘機械類用厚鋼板の製造という観点
からすれば、圧延終了後Ｌｒｓ変暢点以上から直接焼入
れする手段を採用することが推奨される。
通常のようにスラブを熱間圧延して所定の板厚とし放冷
した後、へＣ３変態点以上に再加熱してから行っても良
いし、またスラブを熱間圧延して所足の板厚とした後、
Ａｒａ変態点以上から直接焼入れするという形態で行つ
゛ても良いが、工程短縮やエネルギー節減が可能であり
、従って良好な性能とともに低コストであることが要求
される土木・鉱石採掘機械類用厚鋼板の製造という観点
からすれば、圧延終了後Ｌｒｓ変暢点以上から直接焼入
れする手段を採用することが推奨される。
そして、直接焼入れに際しては、良く知られているよう
に圧延最終温度を９５０〜８００℃と低く制御して結晶
粒を微細化し、靭性の向上を図ることが好ましい。但し
、この場合、８００℃未満に１で圧延仕上げ温度を吐下
すると圧延加工による異方性が強く現われるので、圧延
最終温度は８００℃以上とするのが良い。
に圧延最終温度を９５０〜８００℃と低く制御して結晶
粒を微細化し、靭性の向上を図ることが好ましい。但し
、この場合、８００℃未満に１で圧延仕上げ温度を吐下
すると圧延加工による異方性が強く現われるので、圧延
最終温度は８００℃以上とするのが良い。
次に、この発明を実施例により比較例と対比しながら説
明する。
明する。
実施例
まず、通常の方法によって第１表に示される如次いで、
これを第２表に示される圧延熱処理茶汁にて板材とし、
その機械的性質、表面硬さ、及び遅れ破壊発生時間を測
定した。
これを第２表に示される圧延熱処理茶汁にて板材とし、
その機械的性質、表面硬さ、及び遅れ破壊発生時間を測
定した。
なお、遅れ破壊発生時間は、５５℃の温水中における定
変位型遅れ破壊試験によって測定した。
変位型遅れ破壊試験によって測定した。
このようにして得られた結果を第２表に併せて示した。
第２表に示される結果からも、本発明の方法によれば、
＆好な機械的性質を有するとともに、優れた耐摩耗性を
示す表面プリネル硬さ：３６０〜６００？ｌ１−Ｗし、
かつ耐遅れ破壊性にも優れた鋼板を得ることができるの
に対して、鋼板製造条件が本発明の範囲から外れている
比較法では所望の特性を有する鋼板を得られないことが
明らかである。
＆好な機械的性質を有するとともに、優れた耐摩耗性を
示す表面プリネル硬さ：３６０〜６００？ｌ１−Ｗし、
かつ耐遅れ破壊性にも優れた鋼板を得ることができるの
に対して、鋼板製造条件が本発明の範囲から外れている
比較法では所望の特性を有する鋼板を得られないことが
明らかである。
上述のように、この発明によれば、鉱石、土砂吟に対す
る耐摩耗性の良好な高硬度を有し、しかも耐遅れ破壊特
性や浴接性の優れた鋼板をコスト安く製造することがで
き、土木中鉱山機械類に適用してその耐用年数の大幅改
善が期待できるなど産業上有用な効果がもたらされるの
である０４４、図面の簡単な説明 ψ、１図は鋼材の衣面硬ざと砕石、砕砂及び砂による銅
相の摩耗針との関係を示す紳因であり、第２図１ｄ：調
相硬さと遅れ破壊発生面間との関係を示すグラフである
。
る耐摩耗性の良好な高硬度を有し、しかも耐遅れ破壊特
性や浴接性の優れた鋼板をコスト安く製造することがで
き、土木中鉱山機械類に適用してその耐用年数の大幅改
善が期待できるなど産業上有用な効果がもたらされるの
である０４４、図面の簡単な説明 ψ、１図は鋼材の衣面硬ざと砕石、砕砂及び砂による銅
相の摩耗針との関係を示す紳因であり、第２図１ｄ：調
相硬さと遅れ破壊発生面間との関係を示すグラフである
。
小願人 住友金属工業株式会社
代理人 富 １）和 夫 ほか１名
第１頁の続き
Claims (4)
- （１）１址割合で、 Ｃ： ０．１ ｓ〜０．４５％。 ｓｉ： ０．０５〜１．００ ｔｓ、 Ｍｎ二０．０５〜０．４５ ％ 。 Ｃｒ： ｏ、ｏ ５〜１．００ ％、 ＭＯ二０．０３〜０．８５チ、 ｓｏｌ、Ａｌ： ｏ、ｏ ｉ ｏ −０，１５０％。 Ｂ ： ０．０００３〜０．００２５％、を含有し、必
要によシ更に。 Ｃｕ： ０．０５〜０．７５ ％、 Ｎｉ： ０．０５〜１．５０チ、 Ｖ ： ｏ、ｏ ０５〜０．２５０チ、へｂ： ｏ、ｏ
Ｏ５〜０．１５０％。 Ｔｉ： ｏ、ｏ ０５〜０．２５０％、Ｃａ： ０．０
００５〜０．００８０ ％、のうちの１種以上をも含む
とともに、 Ｆｅ及び不可避不純物：残シ から成シ、かつ不純物中ＯＮ 、 Ｐ 、 Ｓ 、 Ｐ
ｂ 及び８ｂ の含有１がそれぞれ、 Ｎ ： ｏ、ｏ ０１５〜０．０１００チ、Ｐ ： ０
．０１ ｓ％以下、 Ｓ ： ｏ、ｏ ｏ ｓ％以下、 Ｐｂ： ｏ、ｏ １ｓ％以下、 Ｓｂ： ｏ、ｏ １５％以下 である鋼を、加熱温度＝１０００〜１２００℃にて熱間
圧延し、次いでＡ３ 変り点の温度以上からの焼入れ処
理を施すことを特徴とする、耐遅れ破壊性能の優れた耐
摩耗性鋼板の製造方法。 - （２）焼入れ処理を、圧延終了後Ａｒ３変態点以下に降
温することな〈実施する直接焼入れとする。 特許請求の範囲第１項に記載の耐遅れ破壊性能の優れた
耐摩耗性鋼板の製造方法。 - （３）重置割合で。 Ｃ：０．１５〜０．４５％。 ｓｉ： ０．０５〜１．００ ｓ、 Ｍｎ： ０．０５〜０．４５％、 Ｃｒ： ｏ、ｏ ５〜１．００ ％、 Ｍｏ： ｏ、ｏ ａ 〜ｏ、ａ ｓ％、ｇｏ４ＡＩｌ：
０．０１０−０．１５０％、Ｂ ： ０．０００３〜
０．００２５％。 を含有し、必要にょシ更に。 Ｃｕ： ｏ、ｏ ５〜０．７５１ Ｎｊ： ｏ、ｏ ｓ 〜１．５ ｏ％％Ｖ ： ｏ、ｏ
ｏ ｓ 〜０．２ ｓ ｏ％。 Ｎｂ： ｏ、ｏ ｏ ｓ 〜ｏ、１ｓ ｏ％。 Ｔｉ： ｏ、ｏ ０５〜０．２５０ ｔｓ。 Ｃａ： ０．０００５〜ｏ、ｏｏｓｏ％、のうちの１種
以上をも含むとともに、 Ｆｅ及び不可避不純物：残シ から成シ、かつ不純物中のＮ 、 Ｐ 、 Ｓ 、 ｐ
ｂ及。 ５ｂｃ１合有社がそれぞれ、 Ｎ ： ｏ、ｏｏ １５〜０．０１’Ｏｏ％、Ｐ ：
０．０１８％以下。 ８ ： ｏ、ｏ ｏ ｓ≠以下、 Ｐｂ： ０．０１５チ以下。 ８ｂ： ｏ、ｏ １５％以下。 である鋼を、加熱温度：１ｏｏｏ−ｘｚｏｏ℃ｔｃて熱
間圧延し、次いでＡ３ 変態点の温度以上からの焼入れ
処理を施した後、３００〜５００℃で焼もどすことを特
徴とする。耐遅れ破壊性能の優れた耐摩耗性鋼板の製造
方法。 - （４）焼入れ処理を、圧延終了後Ａｒｓ変態点以下に降
温することな〈実施する直接焼入れとする、特許請求の
範四第２項に記載の耐遅れ破壊性能の優れた耐摩耗性鋼
板の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16902483A JPS6059019A (ja) | 1983-09-13 | 1983-09-13 | 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 |
| AU32935/84A AU568403B2 (en) | 1983-09-13 | 1984-09-12 | Wear - resistant steel plate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16902483A JPS6059019A (ja) | 1983-09-13 | 1983-09-13 | 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6059019A true JPS6059019A (ja) | 1985-04-05 |
| JPH0121846B2 JPH0121846B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=15878908
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16902483A Granted JPS6059019A (ja) | 1983-09-13 | 1983-09-13 | 耐遅れ破壊性の優れた耐摩耗性鋼板の製造法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6059019A (ja) |
| AU (1) | AU568403B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61204353A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材 |
| JPS61204352A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造ままの高強度非調質鋼材 |
| JPS6318019A (ja) * | 1986-07-10 | 1988-01-25 | Kobe Steel Ltd | 耐摩耗用鋼板の製造方法 |
| JPS6431928A (en) * | 1987-07-27 | 1989-02-02 | Kawasaki Steel Co | Manufacture of wear-resistant steel stock by direct hardening |
| JPH01149921A (ja) * | 1987-12-04 | 1989-06-13 | Kawasaki Steel Corp | 耐遅れ割れ性の優れた直接焼入れ型高強度鋼の製造方法 |
| JPH01172550A (ja) * | 1987-12-25 | 1989-07-07 | Nippon Steel Corp | 耐熱亀裂性に優れた高硬度高靭性耐摩耗鋼 |
| WO2007029515A1 (ja) * | 2005-09-09 | 2007-03-15 | Nippon Steel Corporation | 使用中の硬さ変化が少ない高靭性耐摩耗鋼およびその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107177801A (zh) * | 2017-06-06 | 2017-09-19 | 界首市七曜新能源有限公司 | 耐高压易导热气体冷却器及其制备方法 |
Citations (3)
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|---|---|---|---|---|
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| JPS5365213A (en) * | 1976-11-25 | 1978-06-10 | Nippon Steel Corp | Low alloy high toughness steel with excellent delayed fracture resistantproperty |
| JPS57210956A (en) * | 1981-06-19 | 1982-12-24 | Kawasaki Steel Corp | Tough refined wear resistant steel |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0043866A1 (en) * | 1980-07-15 | 1982-01-20 | Nippon Steel Corporation | Process for producing a high-toughness steel |
-
1983
- 1983-09-13 JP JP16902483A patent/JPS6059019A/ja active Granted
-
1984
- 1984-09-12 AU AU32935/84A patent/AU568403B2/en not_active Ceased
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS4937813A (ja) * | 1972-08-11 | 1974-04-08 | ||
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| JPS61204353A (ja) * | 1985-03-07 | 1986-09-10 | Nippon Steel Corp | 温間鍛造のままで優れた強度靭性を有する鋼材 |
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| JPH0532462B2 (ja) * | 1987-12-25 | 1993-05-17 | Nippon Steel Corp | |
| WO2007029515A1 (ja) * | 2005-09-09 | 2007-03-15 | Nippon Steel Corporation | 使用中の硬さ変化が少ない高靭性耐摩耗鋼およびその製造方法 |
| JP2007070713A (ja) * | 2005-09-09 | 2007-03-22 | Nippon Steel Corp | 使用中の硬さ変化が少ない高靭性耐摩耗鋼およびその製造方法 |
| EP1930459A1 (en) * | 2005-09-09 | 2008-06-11 | Nippon Steel Corporation | High-toughness wear-resistant steel exhibiting little hardness change in service and process for production thereof |
| EP1930459A4 (en) * | 2005-09-09 | 2012-01-11 | Nippon Steel Corp | HIGH-TECH WEAR-RESISTANT STEEL WITH LOW HARD CHANGE IN USE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US8097099B2 (en) | 2005-09-09 | 2012-01-17 | Nippon Steel Corporation | High toughness abrasion resistant steel with little change in hardness during use and method of production of same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU568403B2 (en) | 1987-12-24 |
| JPH0121846B2 (ja) | 1989-04-24 |
| AU3293584A (en) | 1985-03-21 |
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