JPS6176615A - 耐摩耗鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔発明の技術分野〕 この発明は、焼入れ処理あるいは焼入れ一焼戻し処理に
よって、雲全性に優れ、鋼板形状が良好で、板ノ享方向
硬度分布差の少ない耐摩耗鋼を得る、１耐摩耗鋼の製造
方法に係り、詳しくは、特定組成の鋼片を特定の条件下
で圧延し、これを引続いて直接焼入れまだは通常の焼入
れをするに際し、冷却速度ならびに冷却停止温度を制御
卸することにより、健全性に曖れ、鋼板形状が良好で、
板厚方向硬度分布差の少ない耐摩耗鋼を製造する方法に
関するものである。

〔従来技術とその問題点〕

耐土砂摩耗などに優れた耐摩耗鋼は、従来、鋼を焼入れ
処理し、あるいは焼入れ一焼戻し処理することによって
製造されていだが、溶接性向上および低コスト化の観点
から添加成分の低減が望まれ、そのため焼入れ処理のま
まで製造されるようになってきている。さらに、添加成
分をより低減できる直接焼入れプロセスにより製造され
る方向に進みつつある。また、このような耐摩耗鋼に要
求される硬度も、従来は、表面プリネル硬度ＨＢで３６
０程度でめったが、最近では、前記硬度Ｈ）３が４００
を越えるような高硬度が要求されるようになってきてい
る。

鋼の硬度は、組織のマルテンサイト分率と含有する炭素
量とによってほぼ決定され、高い硬度の鋼の製造には、
硬度に相応する炭素量の増加が必要である。表面プリネ
ル硬度ＨＢ＞４００の鋼では、炭素を約０２％添加しな
ければならない。しかし、このように鋼の添加成分が多
くなると、焼入れによって、・暁割れ、水素割れ等が起
り易くなる。そのために焼入れをするにあたっては、最
上・の注意が要求される。特に直接焼入れ法においては
、予め脱水素等を入念に行なっておく必要がある。

しかしながら、従来の製造プロセスのように、焼入れに
おいて室温付近まで冷却した場合には、例えば溶鋼段階
で脱ガス処理し、又はスラブ段階で徐冷することにより
、予め鋼中水素量を２　ｐｐｍ以下としておいても、焼
割れ、水素割れを完全に防出することが困難である。さ
らに、従来の製造プロセスでは、焼入れ処理のままで供
する場合に、焼入れ歪みの矯正が困難になるという難点
もあった。

〔発明の目的〕

この発明は、上述の現状に鑑み、焼入れ処理あるいは・
焼入れ一焼戻し処理によって、水素割れ等による欠陥が
なく健全性に優れ、歪み責が小さく鋼板形状が良好で、
かつ、表面硬度が充分に高く、仮）単方向硬度分油差が
小さい耐摩耗鋼を得る。耐摩耗鋼の製造方法を提供する
ことを目的とする。

〔発明の概要〕

この発明の耐摩耗鋼の製造方法は、 Ｃ：０．０５〜０．４０　ｗｔ％、 Ｓｉ　：　０．１〜０．８　ｗｔ％、 Ｍｎ　：　０．５〜２．　０ｗｔ％、 Ｔ１：　０．００５〜０．１０　ｗｔ％、Ｂ　：　０．
０００５〜０．００５　ｗｔ％、Ｓｏ、ｐ、Ａｌｌ　：
　０．００５〜０．１０　ｗｔ％、Ｎ　：　０．００，
５ｙｔ％以下、 Ｈ：０．０００２　ｗｔ％以下 を含有し、かつ、Ｔｉ、　／　Ｎ≧３０であって、残部
：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる鋼片を素材として、前記鋼片を１０００℃以上
の温度に加熱後Ａｒ３点以上の温度で圧延を終了して得
た鋼材を、焼入れするに際し、Ａ３点以上の温度から３
℃／ｓｅｃ以上の冷却速反で冷却し、１５０〜３００℃
の温度で冷却を停止して’＠　３８粍鋼を得ることに特
徴を有する。

〔発明の構成〕

この発明は、特定組成の鋼片を素材として、これを特定
の条件下で圧延し、次いで、これに冷却速度および冷却
停止温度を制御した直接焼入れまた（−１通常の焼入れ
を行なって、水素割れ等の欠陥がなく　ＩＩ／！全性に
優れ、歪み量が小さく鋼板形状が良好な、板厚方向硬度
分布差が小さい耐摩耗鋼を得るものである。

この発明においては、素材として、Ｃ：０．０５〜０．
４０ｔｗｔ％、Ｓｘ　：　０．ｌ　−０，８０ｗｔ％、
Ｍｎ：０５〜３．０ｗｔ条、Ｔ１：０．００５〜０．ｌ
　Ｏｗｔ％、Ｂ　：　０．０００５〜０．００５　ｗｔ
％、Ｓｏｌ、Ｍ　：　０．００５〜０、１　ＯＷ”ｕ％
、Ｎ　：０．００５　ｉｔ％以下、Ｈ：　００００２　
Ｗ’ｕ　％以下を含有し、かつ、Ｔｉ／Ｎ≧３０であっ
て、残部、Ｆｅ　　および不可避不純物からなる鋼片を
用いるが、鋼片の成分組成を上記のように限定した理由
は、次の通りである。

Ｃ：耐摩耗鋼では高い硬度が要求されるため、Ｃは０．
０５　ｗｔチ以上必要であるが、溶接性、靭性との観点
から上限を０．４０　Ｗｔ係とし、　００５〜０．４０
　ｗｔ％とじた。

Ｓｉ　：　Ｓｉは脱酸元素として有用であり０．１　ｗ
ｔ％以上必要であるが　ｏ、ｓｗｔ％を越えると溶接性
、靭性を劣化させるため、０１〜ｏ、　ｓ　ｗｔ％とし
た。

Ｍｎ　：　Ｍｎは焼入れ性の確保と靭性向上を図るため
にＱ、　５０　ｗｔ％以上必要であるが、２．０ｗｔ％
を超えると靭性劣化が考えられるため、０５〜２゜ｗｔ
％とじだ。

Ｔｉ、　Ｎ　：　Ｔｉを０．００５〜０．ｌ　０ｗｔ％
とし、Ｎを０、　ＯＯ５ｗｔ％以下とし、かつ、Ｔｉ／
Ｎ≧３．０とするのは、焼入れ時に、焼入れ性向上に有
効である日を、充分に確保するためである。すなわち、
Ｔ１無添加高Ｎ鋼では、鋼中日はＮと結合して・屍入れ
性向上に河んら効果をもたなくなるが、Ｔｉ　’ｉ　添
加するとＴ１がＮと結合してＮを固定するので、Ｂは＋
４と結合することがなくなり、焼入れ性向上効果を発揮
するようになる。このＴ１が０．００５ｗｔ％未膚では
、Ｎの固定が不充分となり、Ｂによる焼入れ性を確保で
きない。また高Ｎレベルにおいても、Ｎを固定するに充
分な量のＴ１を含有させることにより、Ｂによる焼入れ
性を確保することはできるが、Ｔ１が０．１．　ｗｔ％
を越えると、コスト上昇を招くだけでなく、大きなＴｉ
Ｎが形成されるので、鋼質上からも好ましくない。

第１図は焼入れ後の飛付の板厚と板厚方向硬度分布差Δ
ＨＶ（ΔＨｖ＝　Ｈｖ、Ｍａｘ　　Ｈｖ、ｍｉｎ　）と
の関係を示しだグラフである。Ｔｉ　／　Ｎが２７以下
においては、板厚が薄い場合でもＪｈｖｉ仮かなり大き
く、１００ｍａ程度の板厚までΔＨｖ≦１５０とするた
めには、Ｔ　ｌ　／　Ｎ≧３０とすることが、必要であ
る。Ｎを０．０・　０５　ｗｔ係以下とし、かつ、Ｔ１
を０００５〜０１ｗｔ％の範囲でＴｉ／Ｎ≧３ｏとする
と、上記のような開議を生することなく、Ｔ１がＮと結
合し、　Ｂ。

ｒｆｉｔｍｌ溶状態となって、焼入れ性を向上させるこ
とが可能となる。そして、比戒的板厚の厚い鋼板におい
ても、硬Ｘ分布差の少ない耐摩耗鋼の製造が可能となる
。

Ｂ：Ｂは焼入れ性を筒めるために０．ＯＯＯ５ｗｔ慢以
上必要であるが、多量の添刀口は溶接性に有害であるた
め上５９ｆ　ｏ、　ｏ　ｏ　ｓ　Ｗｔ［とし、０ＯＯＯ
５〜ｏ、ｏｏｓｗｔ％とした。

Ｓｏｂ、　Ａｌ　：　Ａｅ　（ｄ脱酸元素として不可欠
であシ０００５　Ｗｔ係　以上必要であるが、０．ｌ　
ｏ　ｗｔ％　　を越えるとＯＮ等によって靭性の劣化を
招くようになるので、上限を０．ｌ　０ｗｔ％　とし、
０．ＯＯ５〜ＯＬ　ＯＷｔチとしだ。

Ｈ：Ｈは一般的に割れ感受性を高める作用があり、特に
高強度鋼材においてはその傾向が顕著であるので、少な
いことが望ましい。しかし、焼入れの停止温度を１５０
〜３００℃とすれば、同一の水素量でも割れ感受性を小
さくでき、Ｈは００００２　Ｗｔ係　（２ｐｐｍ　）ま
で適用上問題がない。

従って、Ｈを０．０００２　Ｗｔ　％　以下とした。

この発明では、素材となる鋼片として、上記の基本成分
に必要に応じて、Ｃｕ：１．Ｏｗｔ％以下、Ｎｉ　：　
１．０　ｗｉ　％以下、Ｃｒ　：２．　Ｏ’ｗｔ　％以
下、Ｍ。

：１．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．１ｗｔ％以下、Ｎｂ　
：　Ｏｌ　ｉｔ％以下、Ｖ　：０．１　ｗｔ　％以下、
Ｃａ　：　０．Ｏ１ｗｔ係以下、Ｍｙ　：　０．Ｏｌ　
ｗｔ％以下およびＲＥ　Ｍ　（希土頑元素）；ｏ、ｏ１
ｗｔ％　以下のうちの少なくとも１棟または２唾以上を
加えた成分組成のものを用いることができる。これらＣ
ｕ等の１展定理由は次の通りである。

Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性を向上させるが、多量に添加する
と熱間脆性の原因となるために、１．　Ｏ１１％以下と
した。

Ｎ　ｈ　’、　Ｎ　１は靭性と焼入れ性とを向上させる
が、高１曲であるために、１．　Ｏ１１％以下としだ。

Ｃｒ、ＭｏｏＣｒとＭＯｌ”ｌ：焼入れ性を向上させる
が、多量に砲加すると溶接性、靭性にＭ害であるだめ、
それぞれＣｒ　２．　Ｏｙｒｔ％以下、Ｍｎ１．０ｗｔ
％以下とした。

ｖ、ｓｂ：ｖと曲は析出硬化により強度を上昇させるが
、多量に添加すると溶接性を害するため、共にＶ　０．
　ｌ　ｗｔ係以下、Ｎｂ　０．　ｌ　ｗｔ係以下とした
。

Ｃａ　、　Ｍ、９　、　ＲＥＭ　：Ｃａ　、　ＭＰおよ
びＲＥＭはＳと結合［〜、形状制御された硫化物を形成
して、低温’ｆ’：’Ｊ　ｌ生を同上させるが、多−改
に添加すると鋼の清浄性？低下させるため、共にＣａ　
０．０１ｗｔカ以下、Ｍｙ　０．０１１１％以下、ＲＥ
Ｍ　０．０１　ｗｔ　％以下としたつ この発明では、上述した鋼片を１０００℃以上の温度に
加熱後圧延して、Ａｒ３点以上で圧延を終了し、次いで
圧延によって得られた鋼材を、Ａ３変態点以上の温度か
ら冷却して焼入れする、すなわち直接焼入れにあっては
Ａｒ３点以上の温度から冷却し、通常の焼入れにあって
はＡｃ３点以上の温度に再加熱し、Ａｃ３点以上の１需
度から冷却して焼入れするものである。

ここで、鋼片の加熱温度を１０００℃以上とするのは、
圧延能率を高くするためと、直接焼入れ法採用時の焼入
れ開始温Ｉｆ　（Ａｒ３点以上の温度）を確保するため
とからである。

圧延仕上り温度をＡｒ３点以上とするのは、圧延能率お
よび焼入れ操作の関係上からである。すなわち、先ず直
接焼入れにあっては、圧延終了後引続いて直ちに焼入れ
することになるが、焼入れは鋼がオーステナイト−相の
状態から急冷する必要かめることから、少なくとも直接
焼入れの先行程たる圧延仕上げは、オーステナイト−フ
ェライト変態開始点（Ａｒ３点）以上の温度でなければ
ならない。一方通常の焼入れにあっては、熱間圧延完了
？＋Ａ材が少なくともＡｒ、点板下の温度に冷却された
後、Ａｃ１点以上の温度に再加熱してから焼入れするも
のであるから、直接焼入れにおける場合はど仕上り温度
が直接的な意味を持たないけれども、Ａｒ３点以下の温
度では前述の如くフェライトの析出が始まり、圧延荷重
が増大するので、Ａｒ３点以上の温度で圧延を終了する
ことが望ましい。

またＡｒ３点以下の温度で圧延を行なうとフェライトに
歪みが導入され、Ａｃ３点以上の温度に加熱した際に得
られるオーステナイトが混粒となり、焼入れ性が不均二
となる。

焼入れによって鋼材の表面硬度を所定の高い値にするだ
めには、針１１材の表層近傍で完全なマルチ／サイト組
、峨を得る必要があり、そのために焼入れの冷却速度は
、少なくとも３℃／　ｓｅｃ以上であることが必要であ
る。冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では、得られる耐１￥
耗鋼の表面硬さが不光分となるだけでなく、仮ｊ某方向
硬度分布も凹型となり好ましくない。

焼入れの冷却停止温度は、焼割れ、水素割れ、歪み等を
防止する観点から、１５０〜３００℃とする。耐摩耗鋼
は、圧延後の鋼材を焼入れ処理して得た後、焼戻し処理
をせずに使用されることがあるため、圧延後の鋼材を焼
入れ処理した丁までの品質が重要であり、焼入れの冷却
停止温度が重要となってくる。

第２図は焼入れの水冷停止温度と焼入れした鋼材の超音
波探傷試験（ＵＳＴ’）によるＵＳＴ欠陥密集度との関
係を示すグラフである。第２図から判るように、水冷１
苧止温度が上昇するに伴なって１、ＵＳＴ欠陥密集度は
低下する傾向を示す。まだ鋼材中の水素量が同一でも硬
度が高い方が、ＵＳＴ欠陥発生に対する感受性が高い。

従って、高硬度材はど、焼入れの冷却停止温度を上昇さ
せ、また軸材中の水素濃度を低下させる必要がある。こ
の水冷停止温度が１５０℃未満のときには、水素濃度を
低く抑えてもＵＳＴ欠陥密集度はかなり扁く、硬度ＨＢ
が４５０〜５０００銅材では、水素跳度を１、０　ｐｐ
ｍ以下としなければＵＳＴ欠陥密集、並を小さくできな
い。これに対し、停止温度を１５０〜３００℃としたと
きには、硬度［（Ｂが４５０〜５００の鋼材でも、鋼材
中の水素濃度２．０　ｐｐｍ以下で、ＵＳＴ欠陥密集度
を実用上問題のない程度の大きさとすることができる。

以上のことから焼入れの冷却停止温度の下限を１５０℃
とする。停止温度が１５０℃未満では、鋼材中の水素量
を充分に低くしておかなければ、遅れ破壊を生ずる可能
性がある。停止温度を１５０℃以上とすると、焼入れ後
の徐冷過程で水素を拡散させることができる。１５０℃
以上の温度で冷却を停止することは、焼入れによる歪み
防止にも有効である。停止温反の上限は３００℃とする
。

、　　これは、３ｏｏ℃を越えた高い温度で焼入れを停
止すると、充分な硬さが得られなくなるからであるっ この発明は以上述べたように、焼入れ処理のままでｉｔ
♀焼鋼を製造することを主たる目的とするが、硬度その
池のに械的性質を調整するために、必要に応じて焼入れ
後Ａｃ、点以下の温度で焼戻しても良いことを含むこと
は当然である。その場合、焼戻し温度が４００℃以下の
ときばば、通常の焼一 戻し時間の採用が、そして焼戻し温度が４００℃を超え
Ａｃ、点以下であるときには、硬度低下が著しいことか
ら１分以内の短時間焼戻しをすることが推奨される。

この発明によれば、内部の傷が少なく、歪みが小さくて
、かつ板厚方向硬度分布差ΔＨｖが１５゜以下の、低温
靭性に優れた耐摩耗鋼が得られる。

〔実施例〕

次に、この発明の実施例について説明する。

第１表に示す化学成分を含有する鋼片ａ−ｆから、第２
表に示す製造条件で耐摩耗鋼を製造し、本発明！（鋼Ｎ
ＵＬＬ、　５．Ｆ３，９．　１ｉ、１３）および比較鋼
（鋼寛２〜４．６〜７，１０，１２．１４〜１９）を得
た。本発明鋼および比較鋼の表面硬度Ｈ）３等の試験結
果を、同じく第２表に示す。な２、第１表の鋼片ａ　−
ｆのうち、ａ　−ｄは化学成分が本発明鋼の対象とする
鋼片の範囲内にあるもの、８−ｆは化学成分が本発明鋼
の対象とする鋼片の範囲外にあるものである。また、第
２表の試験結果のうちＶＥ−５０は、マイナス５０℃で
のシャルピー試験における吸収エネルギーを示す。

Ｎα１〜４の鋼は化学成分が本発明鋼の範囲内であるが
、このうちは２では加熱温度が低く、そのため冷却開始
品度もＡｒ３点以下となり、目的とする硬度を下廻り、
かつ、靭性も低くなっている。

または３〜４では冷却速度が遅く、焼きが不充分であり
、硬度が低くなっている。随３〜４の硬度分布差ΔＨｖ
は小さいが、これは表面および板厚中央部でも焼きが不
完全であるためである。

Ｎ［１５〜７の鋼は、対象鋼片がｂの場合の例である。

このうちＮＦＬ　６〜７は、冷却停止温度が１５０℃未
満であり、硬度分布差ΔＨｖも比較的太きく、歪み量も
２５ｍａ＋　３０１＋１Ｊと大きい。これに対し、本発
明鋼の１ｑα５は、歪み量は２ｍ業以下であり、ΔＨ，
、も小さく、充分高い硬度が得られている。

Ｎα８〜ｌＯの鋼は、随１〜７の鋼よりも更に高い硬度
（Ｈ）３．）　４００　）　　を狙って製造したもので
あるが、このうち１４１１１０は冷却停止温度が３０℃
であり、歪み量が４２藺と大きい。

Ｎα１１〜１３の鋼も高い硬度を狙って製造したもので
ある。このうち随１２は冷却停止温度が３０℃であり、
歪み量が３４ｕでＮ１１ｌｌ、１３に比較して大きくな
っている。

随１４〜１９の鋼では、製造条件は本発明を満足するが
、化学成分が本発明の範囲からはずれている。これらの
鋼は焼きが不足しているため、板厚方向での硬度分布差
ΔＨｖもかなり大きく、板厚が５０Ｉｕ以上の場合には
、ΔＨｔ、（１５０を満足していない。また板厚が薄い
場合でも、表面硬度は低めである。

以上のように、本発明鋼は表面硬度が充分高いだけでな
く、厚物材においても硬度分布差が小さく、歪み量も軽
減されている。また超音波深場試験でも無欠陥であるこ
とが確認されている。

〔発明の効果〕

以上説明したように、この発明によれば、水素割れ等に
よる内部欠陥がなく健全性に優れ、歪み童が小さく鋼板
形状が良好で、かつ、表面硬度が充分に高く、板厚方向
硬度分布差が小さい耐摩耗鋼を製置することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は焼入れ後の鋼材の板厚と板厚方向硬度分布差と
の関係を示すグラフ、第２図は焼入れの水冷ギ止温度と
焼入れ後の鋼材のＵＳＴ欠陥密集度との°゛」係を示す
グラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０５〜０．４０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜０．８ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５ｗｔ％、 ＳＯｌ、Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｎ：０．
   ００５ｗｔ％以下、 Ｈ：０．０００２ｗｔ％以下 を含有し、かつ、Ｔｉ／Ｎ≧３．０であつて、残部：Ｆ
   ｅおよび不可避不純物 からなる鋼片を、１０００℃以上の温度に加熱後Ａｒ＿
   ３点以上の温度で圧延を終了して得た鋼材を、焼入れす
   るに際し、Ａ＿３点以上の温度から３℃／ｓｅｃ以上の
   冷却速度で冷却し、１５０〜３００℃の温度で冷却を停
   止することを特徴とする、耐摩耗鋼の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．０５〜０．４０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．１〜０．８ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｎ：０．
   ００５ｗｔ％以下、 Ｈ：０．０００２ｗｔ％以下 を含有し、かつ、Ｔｉ／Ｎ≧３．０であつて、さらに、
   Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、 Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｃｒ：２．０ｗｔ％以下、 Ｍｏ：１．０ｗｔ％以下、 Ｎｂ：０．１ｗｔ％以下、 Ｖ：０．１ｗｔ％以下、 Ｃａ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｍｇ：０．０１ｗｔ％以下、 希土類元素：０．０１ｗｔ％以下 のうちの少なくとも１種を含有し、 残部：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる鋼片を、１０００℃以上の温度に加熱後Ａｒ＿
   ３点以上の温度で圧延を終了して得た鋼材を、焼入れす
   るに際し、Ａ＿３点以上の温度から３℃／ｓｅｃ以上の
   冷却速度で冷却し、１５０〜３００℃の温度で冷却を停
   止することを特徴とする、耐摩耗鋼の製造方法。