JP2016079459A - Abrasion resistant steel sheet and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、建築、土木、および鉱山などにおいて、土砂の掘削、運搬などの分野で使用される建設産業機械、運搬機器等で耐摩耗性を要求される部位に好適な、耐摩耗鋼板とその製造方法に関する。特に、本発明は、耐摩耗性と耐遅れ破壊特性とを両立した表面硬さが４００ＨＢＷ１０／３０００以上の耐磨耗鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a wear-resistant steel plate suitable for a part that requires wear resistance in construction industrial machinery, transportation equipment, etc. used in the field of earth and sand excavation and transportation in construction, civil engineering, and mines, and the like. It relates to a manufacturing method. In particular, the present invention relates to a wear-resistant steel sheet having a surface hardness of 400 HBW 10/3000 or more that achieves both wear resistance and delayed fracture resistance, and a method for producing the same.
建設産業機械、運搬機器等において耐摩耗性を改善するため、使用する鋼材を高硬度化（高強度化）することが求められる。耐摩耗性は鋼板の表面を高硬度化することにより向上する。鋼板表面の硬度を高めると鋼板全体の強度も上昇する。一般に、鋼材を高強度化すると、遅れ破壊感受性が高くなり、使用中にしばしば遅れ破壊が発生するという問題がある。 In order to improve wear resistance in construction industrial machines, transportation equipment, etc., it is required to increase the hardness (strength) of the steel used. Abrasion resistance is improved by increasing the hardness of the surface of the steel sheet. Increasing the hardness of the steel sheet surface increases the strength of the entire steel sheet. Generally, when steel material is strengthened, there is a problem that delayed fracture susceptibility increases and delayed fracture often occurs during use.
遅れ破壊は、静荷重下におかれた鋼材が或る時間を経過した後、突然に脆性的な破壊を呈する現象であり、鋼材が高強度であるほど発生しやすい。このような遅れ破壊には、鋼中に存在する水素と残留応力が関与している。 Delayed fracture is a phenomenon in which a steel material placed under a static load suddenly exhibits a brittle fracture after a certain period of time, and is more likely to occur as the steel material has higher strength. Such delayed fracture involves hydrogen present in the steel and residual stress.
このような高強度鋼材の遅れ破壊を抑制する方法としては、従来から数多くの提案がなされている。 As a method for suppressing such delayed fracture of high-strength steel materials, many proposals have been conventionally made.
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜０．４５％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含み、さらに必要に応じＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａの１種以上を含むとともに、さらに不純物中のＮ、Ｐ、Ｓ、Ｐｂ、Ｓｂの含有量をそれぞれＮ：０．００１５〜０．０１００％、Ｐ：０．０１８％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐｂ：０．０１５％以下、Ｓｂ：０．０１５％以下とした鋼に、熱間圧延を施し、ついで、Ａ３変態点以上の温度から焼入れ処理を施す製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、Ｍｎ含有量、Ｐｂ含有量およびＳｂ含有量の低減により耐遅れ破壊性が著しく向上するとしている。 For example, in Patent Document 1, in mass%, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 0.45%, Cr: 0.05 -1.00%, Mo: 0.05-1.00%, B: 0.0003-0.0025% is included, Furthermore, 1 or more types of Cu, Ni, V, Nb, Ti, Ca are included as needed. In addition, the contents of N, P, S, Pb, and Sb in the impurities are N: 0.0015 to 0.0100%, P: 0.018% or less, S: 0.008% or less, and Pb: There has been proposed a manufacturing method in which a steel with 0.015% or less and Sb: 0.015% or less is hot-rolled and then subjected to a quenching treatment at a temperature equal to or higher than the A3 transformation point. In the technique described in Patent Document 1, delayed fracture resistance is remarkably improved by reducing the Mn content, the Pb content, and the Sb content.
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｃｒ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０３〜０．７０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５％を含み、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａの１種以上を含むとともに、さらに不純物中のＰ、Ｓの含有量をそれぞれＰ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下とした、耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗性鋼板が提案されている。特許文献２に記載された技術では、Ｍｎ含有量を０．３０〜０．６０％程度の低減にとどめ、Ｎｂを必須成分として含有させ、ＰおよびＳ等の不純物の含有量を低減するとともに、Ｓｉを極力低減することにより、耐遅れ破壊性が著しく向上するとしている。 Further, in Patent Document 2, in mass%, C: 0.15 to 0.45%, Si: less than 0.05%, Mn: 0.30 to 0.60%, Cr: 0.01 to 1. 00%, Mo: 0.03 to 0.70%, Nb: 0.005 to 0.15%, and further containing one or more of Cu, Ni, V, Ti, B, and Ca, and further in impurities There has been proposed a wear-resistant steel sheet having excellent delayed fracture resistance, with the P and S contents of P: 0.010% or less and S: 0.005% or less, respectively. In the technique described in Patent Document 2, the Mn content is limited to about 0.30 to 0.60%, Nb is contained as an essential component, and the contents of impurities such as P and S are reduced. By reducing Si as much as possible, delayed fracture resistance is remarkably improved.
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．８〜２．０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００３％以下を含む耐遅れ破壊性に優れたボルト用鋼が提案されている。特許文献４に記載された技術では、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量を低減し、それに代えてＭｏ含有量を増量しさらにＶを添加し、さらにＴｉ含有量を厳しく制限することにより、耐遅れ破壊性を向上させることができるとしている。 Further, in Patent Document 3, by mass%, C: 0.30 to 0.50%, Si: 0.15% or less, Mn: 0.40% or less, Cr: 0.25% or less, Mo: 0 Steels for bolts having excellent delayed fracture resistance including 0.8 to 2.0%, V: 0.05 to 0.30%, and Ti: 0.003% or less have been proposed. In the technique described in Patent Document 4, the Si content, the Mn content, and the Cr content are reduced. Instead, the Mo content is increased, V is further added, and the Ti content is strictly limited. The delayed fracture resistance can be improved.
しかしながら、特許文献１〜３に記載された技術では、Ｍｎ含有量を低減して耐遅れ破壊性を改善しており、焼入れ性や耐焼戻軟化性を確保するため、ＭｏやＣｒなどの元素を多量に添加せざるを得ず、製造コストが高騰するという問題がある。 However, in the techniques described in Patent Documents 1 to 3, the Mn content is reduced to improve delayed fracture resistance, and elements such as Mo and Cr are used to ensure hardenability and temper softening resistance. There is a problem that the production cost is increased due to the necessity to add a large amount.
また、耐遅れ破壊性の改善手段として、マルテンサイト主体組織の旧オーステナイト粒径を小さくするという方法がある。しかし、この方法には、オーステナイト粒径を小さくすると一般的に焼き入れ性が低下し、所望の表面硬度を得られないという問題がある。 As a means for improving delayed fracture resistance, there is a method of reducing the prior austenite grain size of the martensite main structure. However, this method has a problem that if the austenite particle size is reduced, the hardenability generally decreases and the desired surface hardness cannot be obtained.
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、耐遅れ破壊性を改善した耐摩耗鋼板およびその製造方法を提供することにある。特に、表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上である耐摩耗性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することにある。 The present invention has been made to solve the above-described problems, and an object thereof is to provide a wear-resistant steel sheet having improved delayed fracture resistance and a method for producing the same. In particular, it is to provide a steel plate excellent in wear resistance having a surface hardness of 400 HBW 10/3000 or more in terms of Brinell hardness and a method for producing the same.
本発明者らは、上記課題を達成するために以下の知見を得た。 The present inventors have obtained the following knowledge in order to achieve the above-described problems.
高強度鋼板において、遅れ破壊が生じる箇所は専ら偏析量が多い鋼板板厚方向における中央部分である。この遅れ破壊に対する対策として旧オーステナイト粒径を微細化する方法が有効である。また、粒径は３０μｍ以下にすることが望ましい。耐摩耗性を有する高強度鋼板の通常の製造方法では鋼板を熱間圧延後、再加熱し、焼入れを行う。ここで、再加熱温度を低くしてオーステナイト粒径を小さくすると焼き入れ性が下がり表面硬度が低下する。表面硬度が低下すると、耐摩耗性が低下する。したがって、耐遅れ破壊の改善を行うとともに、耐摩耗性の改善を行うことは困難である。 In the high strength steel plate, the place where delayed fracture occurs is the central portion in the steel plate thickness direction where the amount of segregation is large. As a countermeasure against this delayed fracture, a method of refining the prior austenite grain size is effective. The particle size is desirably 30 μm or less. In a normal manufacturing method of a high-strength steel sheet having wear resistance, the steel sheet is hot-rolled and then re-heated and quenched. Here, when the reheating temperature is lowered to reduce the austenite grain size, the hardenability is lowered and the surface hardness is lowered. As the surface hardness decreases, the wear resistance decreases. Therefore, it is difficult to improve delayed fracture resistance and wear resistance.
本発明では、鋼板の加熱時に鋼板表面と鋼板中央部で温度差をつけることによって、表面は粒径を大きくし焼入れ性を保ち、内部は粒径を小さくし耐遅れ破壊性を持たせることができる。この方法を用いれば、安価で焼入れ性を上げることが可能なＭｎを用いて高硬度（高強度）として耐摩耗性を高めるとともに、耐遅れ破壊性も向上させることができる。 In the present invention, when the steel sheet is heated, by making a temperature difference between the steel sheet surface and the central part of the steel sheet, the surface can have a large grain size and keep hardenability, and the inside can have a small grain size and have delayed fracture resistance. it can. If this method is used, it is possible to increase wear resistance as high hardness (high strength) using Mn that is inexpensive and can improve hardenability, and also improve delayed fracture resistance.
本発明者らは、上記知見に基づき本発明を完成するに至った。より具体的には本発明は以下のものを提供する。 The present inventors have completed the present invention based on the above findings. More specifically, the present invention provides the following.
［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７〜２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相が面積率で８０％以上であり、板厚中央位置を中心に板厚方向に±２ｍｍの範囲の領域である中央部の旧オーステナイト平均粒径が３０μｍ以下であり、板厚方向に鋼板表面から１ｍｍから３ｍｍまでの領域である表層部の旧オーステナイト平均粒径が４０μｍ以上である組織を有し、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置における表面硬さが４００ＨＢＷ１０／３０００以上であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：１．５０％以下（０を含まない）、Ｎｉ：１．５０％以下（０を含まない）、Ｃｒ：１．０以下（０を含まない）％、Ｍｏ：１．０以下（０を含まない）％、Ｗ：２．０以下（０を含まない）％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．００３０％以下（０を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０を含まない）のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を加熱し、前記鋼素材を、所定の板厚まで熱間圧延して鋼板とし、熱間圧延終了後の前記鋼板を水冷または空冷により３００℃以下まで冷却し、冷却後の前記鋼板を加熱炉で再加熱し、再加熱後の前記鋼板を冷却速度が５℃／秒以上で３００℃以下まで冷却して焼入れする、鋼板の製造工程において、前記再加熱において、鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度（Ｔｓ）、板厚方向の鋼板中央温度（Ｔｃ）が、下記式（１）〜（３）を満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ ・・・（２）
Ｔｓ−Ｔｃ≧１０（℃） ・・・（３）
ただし、Ａｃ３は鋼板のＡｃ３温度（℃）であり、
Ｖｓは、鋼板の表面温度が前記Ｔｓになる５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記再加熱−焼入れ処理を施される鋼板の厚み（ｍｍ）である。
[1] Component composition is mass%, C: 0.15-0.45%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.7-2.0% or less, P: 0.020 %, S: 0.001 to 0.005%, N: 0.010% or less, Al: 0.05% or less, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, martensite phase and / or tempered martensite The phase is 80% or more in area ratio, the old austenite average grain size in the center, which is the range of ± 2 mm in the plate thickness direction around the plate thickness center position, is 30 μm or less, and the steel plate surface in the plate thickness direction Having a structure in which the average austenite grain size of the surface layer portion in the region from 1 mm to 3 mm is 40 μm or more, and the surface hardness at a position of 1 mm from the steel sheet surface to the sheet thickness direction is 400 HBW 10/3000 or more. Characteristic delay tolerance Excellent abrasion steel sheet to crushing.
[2] The component composition further includes, by mass%, Cu: 1.50% or less (not including 0), Ni: 1.50% or less (not including 0), Cr: 1.0 or less (0 1) or 2 or more types selected from Mo: 1.0 or less (not including 0)%, W: 2.0 or less (not including 0)% The wear-resistant steel sheet having excellent delayed fracture resistance according to [1].
[3] The component composition further includes, by mass%, B: 0.0030% or less (not including 0), Ti: 0.1% or less (not including 0), Nb: 0.1% or less ( 0 or less), V: 0.1% or less (not including 0), one or more selected from [1] or [2] Wear-resistant steel plate with excellent delayed fracture properties.
[4] A steel material having the component composition according to any one of [1] to [3] is heated, and the steel material is hot-rolled to a predetermined plate thickness to obtain a steel plate, after the hot rolling is finished. The steel plate is cooled to 300 ° C. or less by water cooling or air cooling, the steel plate after cooling is reheated in a heating furnace, and the steel plate after reheating is cooled to a cooling rate of 5 ° C./second or more to 300 ° C. or less. In the manufacturing process of the steel sheet to be quenched, in the reheating, the steel sheet surface temperature (T s ) calculated by heat transfer calculation from the heating conditions when the steel sheet is taken out from the heating furnace, and the steel sheet center temperature (T c ) in the thickness direction ) Satisfies the following formulas (1) to (3): a method for producing a wear-resistant steel sheet having excellent delayed fracture resistance.
V s (° C./min)≧−0.0036×t+0.54 (1)
A c3 ≦ T c (° C.) ≦ A c3 +20 (2)
T s −T c ≧ 10 (° C.) (3)
However, A c3 is the A c3 temperature (° C.) of the steel sheet,
V s is the 5 minutes before the surface temperature of the steel sheet becomes the T s, the steel sheet surface temperature calculated by the heat transfer calculations from the heating condition when the T s-5, V s = (T s -T s −5 ) / 5,
t is the thickness (mm) of the steel sheet subjected to the reheating-quenching process.
本発明によれば、安価に、耐遅れ破壊性に優れた耐磨耗鋼板を製造することが可能である。 According to the present invention, it is possible to produce a wear-resistant steel sheet having excellent delayed fracture resistance at low cost.
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. In addition, this invention is not limited to the following embodiment.
＜耐磨耗鋼板＞
本発明の耐磨耗鋼板は、必須成分として、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７〜２．０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下を含む。なお、各成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
<Wear resistant steel plate>
The wear-resistant steel plate of the present invention includes, as essential components, C: 0.15 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.7 to 2.0% or less, P: 0 0.020% or less, S: 0.001 to 0.005%, N: 0.010% or less, Al: 0.05% or less. In addition, “%” of the content of each component means “mass%”.
Ｃ：０．１５〜０．４５％
Ｃは、鋼板の強度確保、あるいは、表面硬度確保に有効な元素である。その効果を発揮するには、Ｃ含有量を０．１５％以上にすることが必要である。しかし、Ｃ含有量が０．４５％を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．４５％とする。
C: 0.15-0.45%
C is an element effective for ensuring the strength of the steel sheet or ensuring the surface hardness. In order to exhibit the effect, it is necessary to make C content 0.15% or more. However, when the C content exceeds 0.45%, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, the C content is 0.15 to 0.45%.
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは脱酸元素であり、かつ、固溶強化として強度確保に有効な元素である。その効果を発揮するためには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上にすることが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５０％とする。
Si: 0.05 to 0.50%
Si is a deoxidizing element and is an element effective for securing strength as a solid solution strengthening. In order to exhibit the effect, it is necessary to make Si content 0.05% or more. However, when the Si content exceeds 0.50%, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, the Si content is 0.05 to 0.50%.
Ｍｎ：０．７〜２．０％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るにはＭｎ含有量を０．７％以上にすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、鋼板の靱性および溶接性を著しく低下させ、耐遅れ破壊性も劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下に限定した。好ましくは１．４％以下である。
Mn: 0.7 to 2.0%
Mn is an element having a function of increasing the strength of the steel by solid solution. In order to obtain such an effect, it is necessary to make the Mn content 0.7% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, the toughness and weldability of the steel sheet are significantly reduced, and the delayed fracture resistance is also deteriorated. For this reason, Mn content was limited to 2.0% or less. Preferably it is 1.4% or less.
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。また、Ｐは、靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素でもある。本発明では、Ｐ含有量をできるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｐ含有量の過度の低減は、精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ含有量は０．０２０％以下に限定した。好ましくは０．０１０％以下である。
P: 0.020% or less P is an element having an action of increasing the strength of steel. P is also an element that lowers the toughness, particularly the toughness of the weld. In the present invention, it is desirable to reduce the P content as much as possible. However, excessive reduction of the P content raises the refining cost and is economically disadvantageous, so the P content is preferably 0.001% or more. On the other hand, when the P content exceeds 0.020%, the above-described adverse effects become remarkable, so the P content is limited to 0.020% or less. Preferably it is 0.010% or less.
Ｓ：０．００１〜０．００５％
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態の核として作用し、溶接部靭性を向上させる作用を有する。このような効果は、Ｓ含有量が０．００１％以上で認められる。一方、０．００５％を超えるＳの含有は、鋼片中央偏析部などに多量のＭｎＳを生成させ、靭性を低下させるとともに、鋳片等における欠陥を発生させやすくする。このため、Ｓは０．００１〜０．００５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００１〜０．００３％である。
S: 0.001 to 0.005%
S is present in the steel as sulfide inclusions such as MnS and acts as a nucleus of the austenite (γ) → ferrite (α) transformation, and has the effect of improving the weld toughness. Such an effect is recognized when the S content is 0.001% or more. On the other hand, the content of S exceeding 0.005% causes a large amount of MnS to be generated in the steel piece central segregation portion and the like, thereby reducing toughness and facilitating generation of defects in the slab and the like. For this reason, S was limited to 0.001 to 0.005% of range. In addition, Preferably it is 0.001-0.003%.
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。本発明では、Ｎ含有量をできるだけ低減することが望ましい。また、本発明ではＮ含有量を０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下に限定した。好ましくは０．００５％以下である。
N: 0.010% or less N, when dissolved in steel, causes strain aging after cold working and deteriorates toughness. In the present invention, it is desirable to reduce the N content as much as possible. In the present invention, the N content is acceptable up to 0.010%. For this reason, N content was limited to 0.010% or less. Preferably it is 0.005% or less.
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。また、溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、Ａｌはもっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１％以上にすることが望ましい。Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属にＡｌが混入して溶接金属部靱性を低下させる場合がある。このため、Ａｌ含有量は０．０５％以下に限定した。
Al: 0.05% or less Al is an element that acts as a deoxidizer. In the molten steel deoxidation process, Al is most commonly used as a deoxidizer. In order to obtain such an effect, the Al content is desirably 0.01% or more. When the Al content exceeds 0.05%, the toughness of the base material is lowered, and at the time of welding, Al is mixed into the weld metal and the weld metal part toughness may be lowered. For this reason, Al content was limited to 0.05% or less.
本発明の耐磨耗鋼板は、上記必須成分に加えて、選択元素として、質量％で、Ｃｕ：１．５０％以下（０を含まない）、Ｎｉ：１．５０％以下（０を含まない）、Ｃｒ：１．０％以下（０を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０を含まない）、Ｗ：２．０％以下（０を含まない）、Ｂ：０．００３０％以下（０を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０を含まない）のうちから選ばれた１種または２種以上、を含有できる。 In addition to the above essential components, the wear-resistant steel sheet of the present invention includes, as a selection element, mass%, Cu: 1.50% or less (not including 0), Ni: 1.50% or less (not including 0). ), Cr: 1.0% or less (not including 0), Mo: 1.0% or less (not including 0), W: 2.0% or less (not including 0), B: 0.0030% The following (not including 0), Ti: 0.1% or less (not including 0), Nb: 0.1% or less (not including 0), V: 0.1% or less (not including 0) One or more selected from among them can be contained.
Ｃｕ：１．５０％以下（０を含まない）
Ｃｕは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、鋼板の高強度化（高硬度化）に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く場合がある。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕは１．５０％以下に限定する。
Cu: 1.50% or less (excluding 0)
Cu increases the strength of the steel sheet through solid solution strengthening and hardenability improvement, and contributes to increasing the strength (hardening) of the steel sheet. In order to obtain such an effect, the Cu content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.50%, the surface properties may be deteriorated due to an increase in cost or hot brittleness. For this reason, when it contains Cu, Cu is limited to 1.50% or less.
Ｎｉ：１．５０％以下（０を含まない）
Ｎｉは、靱性をほとんど劣化させることなく、鋼板の強度を増加させる元素である。しかも、Ｎｉを含有しても、ＨＡＺ靱性への悪影響も小さく、Ｎｉは鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．０５％以上含有することが好ましい。また、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると、Ｎｉが高価な元素であるため、コストの増加を招く場合がある。このため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量は１．５０％以下に限定する。
Ni: 1.50% or less (excluding 0)
Ni is an element that increases the strength of the steel sheet with almost no deterioration in toughness. Moreover, even if Ni is contained, the adverse effect on the HAZ toughness is small, and Ni is an element useful for increasing the strength of the steel sheet. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Ni. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.50%, Ni is an expensive element, which may increase the cost. For this reason, when Ni is contained, the Ni content is limited to 1.50% or less.
Ｃｒ：１．０％以下（０を含まない）
Ｃｒは、焼入性向上を介し、鋼板の強度（硬度）を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、合金コストの増加を招く場合がある。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下の範囲に限定する。
Cr: 1.0% or less (excluding 0)
Cr is an element that increases the strength (hardness) of the steel sheet through improving hardenability. In order to obtain such an effect, the Cr content is preferably 0.05% or more. Moreover, when Cr content exceeds 1.0%, the increase in alloy cost may be caused. For this reason, when it contains Cr, Cr content is limited to 1.0% or less of range.
Ｍｏ：１．０％以下（０を含まない）
Ｍｏは、焼入性向上を介し、鋼板の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、母材ややＨＡＺの靭性が低下する場合がある。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は１．０％以下に限定する。
Mo: 1.0% or less (excluding 0)
Mo is an element that increases the strength of the steel sheet through improving hardenability. In order to obtain such an effect, the Mo content is preferably 0.05% or more. If the Mo content exceeds 1.0%, the toughness of the base metal and HAZ may be lowered. For this reason, when Mo is contained, the Mo content is limited to 1.0% or less.
Ｗ：２．０％以下（０を含まない）
Ｗは固溶強化に有効な元素である。その効果を発揮するためには、Ｗ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。また、Ｗ含有量が２．０％を超えると、合金コストの上昇を招く場合がある。したがって、Ｗを添加する場合は、Ｗ含有量を２．０％以下とする。
W: 2.0% or less (excluding 0)
W is an element effective for solid solution strengthening. In order to exert the effect, the W content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the W content exceeds 2.0%, the alloy cost may increase. Therefore, when adding W, W content shall be 2.0% or less.
Ｂ：０．００３０％以下（０を含まない）
Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。また、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、母材やＨＡＺの靭性が劣化する場合がある。このため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．００３０％以下の範囲に限定した。
B: 0.0030% or less (excluding 0)
B is an element that contributes to an increase in the strength of the steel sheet through improvement in hardenability. In order to obtain such an effect, the B content is preferably 0.0003% or more. Moreover, when B content exceeds 0.0030%, the toughness of a base material or HAZ may deteriorate. For this reason, when it contained B, B content was limited to 0.0030% or less of range.
Ｔｉ：０．１％以下（０を含まない）
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる場合がある。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．１％以下の範囲に限定した。
Ti: 0.1% or less (excluding 0)
Ti is an element having a strong affinity for N, and precipitates as TiN during solidification, thereby reducing solid solution N in the steel and reducing the toughness deterioration due to strain aging of N after cold working. In order to obtain such an effect, the Ti content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.1%, TiN particles become coarse, and the above-described effects may not be expected. For this reason, when Ti is contained, the Ti content is limited to a range of 0.1% or less.
Ｎｂ：０．１％以下（０を含まない）
Ｎｂは、焼入性を高めるとともに、制御圧延の効果を高めミクロ組織を微細化する作用を介して、鋼板の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、母材やＨＡＺの靭性が低下する場合がある。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．１％以下の範囲に限定した。
Nb: 0.1% or less (excluding 0)
Nb is an element that increases the hardenability and increases the strength of the steel sheet through the effect of increasing the effect of controlled rolling and refining the microstructure. In order to obtain such an effect, the Nb content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.1%, the toughness of the base material and HAZ may be lowered. For this reason, when Nb is contained, the Nb content is limited to a range of 0.1% or less.
Ｖ：０．１％以下（０を含まない）
Ｖは、析出強化を介して鋼板の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。また、Ｖ含有量が０．１％を超えると、母材やＨＡＺの靭性が低下する場合がある。このため、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．１％以下の範囲に限定する。
V: 0.1% or less (excluding 0)
V is an element that increases the strength of the steel sheet through precipitation strengthening. In order to obtain such an effect, the V content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.1%, the toughness of the base material or HAZ may be lowered. For this reason, when it contains V, V content is limited to 0.1% or less of range.
なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｏ：０．００５％以下が挙げられる。 The balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include, for example, O: 0.005% or less.
本発明の耐摩耗鋼板は、中央部の旧オーステナイト平均粒径が３０μｍ以下であり、表層部の旧オーステナイト平均粒径が４０μｍ以下である。また、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置における表面硬度をブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上である。 The wear-resistant steel sheet of the present invention has an old austenite average particle size of 30 μm or less at the center portion and an old austenite average particle size of the surface layer portion of 40 μm or less. Further, the surface hardness at a position of 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface is 400 HBW 10/3000 or more in terms of Brinell hardness.
表面硬さ
本発明の耐磨耗鋼板は、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置における表面硬度をブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上とする。なお、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでは表面の脱炭や酸化の影響があり、必ずしも所望の硬さが得られないので、この位置で表面硬さを規定する。表面硬度を４００ＨＢＷ１０／３０００以上とすることで優れた耐磨耗性が得られる。好ましくは、４５０ＨＢＷ１０／３０００以上である。しかし、表面硬度が高くなりすぎると遅れ破壊感受性が高くなるため、表面硬度は５００ＨＢＷ１０／３０００以下とすることが好ましい。
Surface Hardness The wear-resistant steel sheet of the present invention has a surface hardness of 400 HBW 10/3000 or more in terms of Brinell hardness at a position of 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction. In addition, the surface hardness is prescribed | regulated in this position, since it has the influence of surface decarburization and oxidation, and desired hardness is not necessarily acquired from the steel plate surface to 1 mm in a plate | board thickness direction. Excellent wear resistance can be obtained by setting the surface hardness to 400 HBW 10/3000 or more. Preferably, it is 450HBW10 / 3000 or more. However, if the surface hardness becomes too high, the delayed fracture susceptibility becomes high, so the surface hardness is preferably 500 HBW 10/3000 or less.
中央部
中央部とは、板厚方向の板厚中央位置を中心に、板厚方向に±２ｍｍの領域を意味する。遅れ破壊が生じやすい箇所は偏析量の多い鋼板板厚方向における中央位置である。耐遅れ破壊性を改善する方法として、旧オーステナイト粒径を微細化する方法が有効である。このような効果を得るには、中央部の旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以下にする必要がある。中央部における旧オーステナイト平均粒径の下限は特に限定されないが、本発明の製造方法では中央部における旧オーステナイト平均粒径が１μｍ以下となることはない。なお、中央部の旧オーステナイト平均粒径の測定方法は、実施例に記載の通りである。
Central part The central part means an area of ± 2 mm in the thickness direction centering on the thickness center position in the thickness direction. The location where delayed fracture is likely to occur is the central position in the thickness direction of the steel plate with a large amount of segregation. As a method for improving delayed fracture resistance, a method of refining the prior austenite grain size is effective. In order to obtain such an effect, it is necessary to make the old austenite average particle size in the center part 30 μm or less. Although the lower limit of the prior austenite average particle diameter in the central part is not particularly limited, in the production method of the present invention, the prior austenite average particle diameter in the central part does not become 1 μm or less. In addition, the measuring method of the former austenite average particle diameter of a center part is as the description in an Example.
表層部
表層部とは、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍから３ｍｍまでの領域である。鋼板表面から板厚方向に１ｍｍから３ｍｍまでの表層部の旧オーステナイト平均粒径が大きいほど、焼入れ性は高くなる。なお、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでは表面の脱炭や酸化の影響があり、必ずしも所望の硬さが得られないので除外する。鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの表面硬度がブリネル硬さ４００ＨＢＷ１０／３０００以上であるためには、表層部の旧オーステナイト平均粒径が４０μｍ以上である必要がある。表層部における旧オーステナイト平均粒径の上限は特に限定されないが、本発明の製造方法では表層部における旧オーステナイト平均粒径が３００μｍ以上となることはない。また、表層部の旧オーステナイト平均粒径が大きくなりすぎると表層部の耐遅れ破壊性および靭性が低下するため表層部の旧オーステナイト平均粒径は１００μｍ以下であることが好ましい。なお、表層部の旧オーステナイト平均粒径の測定方法は実施例に記載の通りである。
Surface layer portion The surface layer portion is a region from 1 mm to 3 mm in the thickness direction from the steel sheet surface. The hardenability increases as the prior austenite average grain size of the surface layer portion from 1 mm to 3 mm in the thickness direction from the steel sheet surface increases. In addition, from the steel plate surface up to 1 mm in the plate thickness direction is affected by decarburization and oxidation of the surface, and is not necessarily obtained because a desired hardness cannot be obtained. In order for the surface hardness of 1 mm from the steel plate surface to the plate thickness direction to be Brinell hardness 400 HBW 10/3000 or more, the old austenite average particle size of the surface layer portion needs to be 40 μm or more. Although the upper limit of the prior austenite average particle diameter in the surface layer part is not particularly limited, in the production method of the present invention, the prior austenite average particle diameter in the surface layer part does not become 300 μm or more. Moreover, if the prior austenite average particle size of the surface layer portion becomes too large, the delayed fracture resistance and toughness of the surface layer portion decrease, and therefore the prior austenite average particle size of the surface layer portion is preferably 100 μm or less. In addition, the measuring method of the prior austenite average particle diameter of a surface layer part is as having described in the Example.
組織
本発明の耐磨耗鋼板は、鋼板全体の平均でマルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相を面積率で８０％以上含有する組織を有する。このことにより、優れた耐摩耗性が得られる。また、上記マルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相以外の組織はベイナイト相および／または焼戻しベイナイト相である。ベイナイト相および／または焼戻しベイナイト相はマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相に近い強度（硬さ）を有し、靭性にも優れた組織であるため、ベイナイト相および／または焼戻しベイナイト相が２０％以下含まれていても所望の耐摩耗性が得られる。なお、上記マルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相の面積率は、実施例に記載の測定方法で得られる値を意味する。なお、焼戻しマルテンサイト相は焼入れの冷却中あるいは冷却停止後にマルテンサイト相が自己焼戻しされることで生ずる。
Structure The wear-resistant steel sheet of the present invention has a structure containing a martensite phase and / or a tempered martensite phase in an area ratio of 80% or more on the average of the entire steel sheet. This provides excellent wear resistance. The structure other than the martensite phase and / or the tempered martensite phase is a bainite phase and / or a tempered bainite phase. The bainite phase and / or tempered bainite phase has a strength (hardness) close to that of the martensite phase or tempered martensite phase and is excellent in toughness, and therefore the bainite phase and / or tempered bainite phase is 20% or less. Even if it is contained, desired wear resistance can be obtained. The area ratio of the martensite phase and / or the tempered martensite phase means a value obtained by the measurement method described in the examples. The tempered martensite phase is generated when the martensite phase is self-tempered during quenching cooling or after cooling is stopped.
厚み
本発明の耐摩耗鋼板は、建築、土木、および鉱山などにおいて、土砂の掘削、運搬などの分野で使用される建設産業機械、運搬機器等で耐摩耗性を要求される部位に用いられるのに好適である。これらの用途においては、厚みが１０〜５０ｍｍであることが好ましい。
Thickness The wear-resistant steel plate of the present invention is used in construction, civil engineering, mining, etc., in construction and industrial machinery used in the field of earth and sand excavation and transportation, parts that require wear resistance, etc. It is suitable for. In these applications, the thickness is preferably 10 to 50 mm.
＜耐磨耗鋼板の製造方法＞
本発明の耐磨耗鋼板の製造方法は、上記した組成の鋼素材を加熱する加熱工程と、前記鋼素材を圧延し鋼板とする熱間圧延工程と、前記鋼板を冷却する冷却工程と、前記冷却後の鋼板を再加熱し、焼入れる再加熱−焼入れ工程と、を備える。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
<Method for producing wear-resistant steel plate>
The method for producing a wear-resistant steel plate according to the present invention includes a heating step for heating a steel material having the above composition, a hot rolling step for rolling the steel material to form a steel plate, a cooling step for cooling the steel plate, A reheat-quenching step of reheating and quenching the steel plate after cooling. The manufacturing method of the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a known melting method such as a converter, and a predetermined dimension is obtained by a known casting method such as a continuous casting method. It is preferable to use a steel material such as slab.
加熱工程
加熱工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を加熱する工程である。加熱工程は、鋼素材をオーステナイト単相に変態させること、高温に保持することで鋼素材にあるミクロ偏析を解消すること、および、熱間圧延が可能な温度にまで加熱するために行う。したがって、加熱温度は９５０〜１２５０℃であることが好ましい。加熱温度が９５０℃未満では熱間圧延における鋼材の変形抵抗が高く、圧延能率が低下する。しかし、加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼素材表面の酸化が著しくなるため、スケールオフにより歩留まりが低下するとともにスケール疵が発生しやすくなる。なお、加熱温度とは鋼素材表面の温度を基準とする。また、鋼素材とは通常鋼スラブである。
Heating process A heating process is a process of heating the steel raw material which has the said component composition. The heating step is performed to transform the steel material into an austenite single phase, to eliminate micro segregation in the steel material by keeping it at a high temperature, and to heat the steel material to a temperature at which hot rolling is possible. Therefore, the heating temperature is preferably 950 to 1250 ° C. If heating temperature is less than 950 degreeC, the deformation resistance of the steel materials in hot rolling is high, and rolling efficiency falls. However, when the heating temperature exceeds 1250 ° C., oxidation of the steel material surface becomes remarkable, so that the yield is reduced by scale-off and scale flaws are liable to occur. The heating temperature is based on the temperature of the steel material surface. The steel material is usually a steel slab.
熱間圧延工程とは、加熱工程後の鋼素材を、所定の板厚まで熱間圧延する工程である。熱間圧延工程における条件は特に限定されないが、９５０℃以下での合計の圧下率は１０〜６０％、仕上げ圧延温度は９３０〜７５０℃であることが好ましい。９５０℃以下での合計の圧下率で規定するのは、９５０℃を超える温度域では、圧延再結晶が圧延後、瞬時に起こり、また粒成長も速いため、９５０℃を超える温度域での圧下率が圧延完了後の結晶粒径にほとんど影響しないためである。上記の圧延条件とすることで、熱間圧延後のオーステナイト結晶粒径を適度な大きさとし、その結果、再加熱−焼入れ工程後の旧オーステナイト粒径を所望のものとしやすい。 The hot rolling step is a step of hot rolling the steel material after the heating step to a predetermined plate thickness. The conditions in the hot rolling step are not particularly limited, but the total rolling reduction at 950 ° C. or lower is preferably 10 to 60%, and the finish rolling temperature is preferably 930 to 750 ° C. The total rolling reduction at 950 ° C. or lower is defined as follows. In a temperature range exceeding 950 ° C., rolling recrystallization occurs instantaneously after rolling, and grain growth is fast, so rolling in a temperature range exceeding 950 ° C. This is because the rate has little influence on the grain size after completion of rolling. By setting it as said rolling conditions, the austenite crystal grain diameter after a hot rolling is made into a moderate magnitude | size, As a result, the prior austenite grain diameter after a reheating-quenching process is made easy.
冷却工程
熱間圧延工程で得られた鋼板は空冷または水冷で冷却する。冷却工程における冷却速度は特に限定されないが、冷却速度は１〜１００℃／秒であることが好ましい。冷却速度が１℃／秒未満であると、粗大なフェライト−パーライト組織になり、その後の再加熱−焼入れによって所望の組織とすることが難しくなる。また、冷却速度が１００℃／秒を超えると鋼板が冷却によって歪むため、その後の矯正工程に時間がかかり生産性が低下するため好ましくない。また、再加熱前には鋼板全体で変態（フェライト変態、マルテンサイト変態またはベイナイト変態）が完了している必要があるため、鋼板表面温度で３００℃以下まで冷却する。なお、ここでいう冷却速度は板厚の中央の温度で、８００℃から５００℃までの平均冷却速度である。
Cooling process The steel plate obtained in the hot rolling process is cooled by air cooling or water cooling. Although the cooling rate in a cooling process is not specifically limited, It is preferable that a cooling rate is 1-100 degrees C / sec. When the cooling rate is less than 1 ° C./second, a coarse ferrite-pearlite structure is formed, and it becomes difficult to obtain a desired structure by subsequent reheating and quenching. On the other hand, if the cooling rate exceeds 100 ° C./second, the steel sheet is distorted by cooling, which is not preferable because the subsequent correction process takes time and productivity is lowered. Further, since the transformation (ferrite transformation, martensite transformation or bainite transformation) needs to be completed in the entire steel plate before reheating, the steel plate is cooled to 300 ° C. or less at the surface temperature. In addition, the cooling rate here is a temperature at the center of the plate thickness, and is an average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C.
再加熱−焼入れ工程
再加熱−焼入れ工程とは、冷却工程後の、フェライト相（またはマルテンサイト、ベイナイト等の低温変態相）となっている鋼板を、加熱炉で、鋼板中央温度がＡｃ３温度以上になるまで加熱処理し、オーステナイト相に逆変態させ、その後、焼入れる工程である。
焼入れ工程において、冷却速度は５℃／秒以上とし、冷却停止温度は３００℃以下とする。冷却速度は５℃／秒未満であると、マルテンサイト変態が不十分となり、マルテンサイト相以外のベイナイト相などが生成して、マルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相が面積率で８０％以上の組織が得られなくなる。好ましくは、冷却速度は１０℃／秒以上である。また、冷却停止温度が３００℃を超えるとマルテンサイト変態が完了せず、マルテンサイト相以外のベイナイト相などが生成して、マルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相が面積率で８０％以上の組織が得られなくなる。なお、ここでいう冷却速度は板厚の中央の温度で冷却開始から冷却停止までの平均の冷却速度である。
Reheating-quenching process A reheating-quenching process is a heating furnace in which a steel sheet in a ferrite phase (or a low-temperature transformation phase such as martensite and bainite) after the cooling process is used, and the steel sheet center temperature is the Ac3 temperature. It is a process of heat-processing until it becomes above, reverse-transforming into an austenite phase, and quenching after that.
In the quenching step, the cooling rate is 5 ° C./second or more, and the cooling stop temperature is 300 ° C. or less. When the cooling rate is less than 5 ° C./second, the martensite transformation becomes insufficient, and a bainite phase other than the martensite phase is generated, and the martensite phase and / or tempered martensite phase is 80% or more in area ratio. No organization can be obtained. Preferably, the cooling rate is 10 ° C./second or more. Further, when the cooling stop temperature exceeds 300 ° C., the martensite transformation is not completed, and a bainite phase other than the martensite phase is generated, and the martensite phase and / or the tempered martensite phase is 80% or more in area ratio. The organization cannot be obtained. In addition, the cooling rate here is an average cooling rate from the cooling start to the cooling stop at the temperature at the center of the plate thickness.
本発明の耐摩耗鋼板の製造においては、上記再加熱−焼入れ工程で、鋼板を加熱炉から取り出すタイミングが重要である。具体的には、鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度（Ｔｓ）、板厚方向の鋼板中央温度（Ｔｃ）が、下記（式１）〜（式３）を満たす。
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ （式１）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ （式２）
Ｔｓ−Ｔｃ≧１０（℃） （式３）
ただし、Ａｃ３は鋼板のＡｃ３温度（℃）であり、鋼板の加熱時の熱膨張測定により、フェライト相からオーステナイト相への変態が完了する温度として測定する。Ｖｓは、鋼板表面温度（Ｔｓ）の５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、ｔは、前記再加熱−焼入れ処理を施される鋼板の厚み（ｍｍ）である。
In the production of the wear-resistant steel sheet of the present invention, the timing for taking out the steel sheet from the heating furnace in the reheating-quenching process is important. Specifically, the steel plate surface temperature (T s ) calculated by heat transfer calculation from the heating conditions when the steel plate is taken out from the heating furnace, and the steel plate center temperature (T c ) in the plate thickness direction are the following (formula 1) to (Equation 3) is satisfied.
V s (° C./min)≧−0.0036×t+0.54 (Formula 1)
A c3 ≦ T c (° C.) ≦ A c3 +20 (Formula 2)
T s −T c ≧ 10 (° C.) (Formula 3)
However, A c3 is the Ac 3 temperature (° C.) of the steel sheet, and is measured as the temperature at which the transformation from the ferrite phase to the austenite phase is completed by measurement of thermal expansion during heating of the steel sheet. V s is V s = (T s −T s −5), where T s−5 is the steel plate surface temperature calculated by heat transfer calculation from the heating conditions 5 minutes before the steel plate surface temperature (T s ). ) / 5, and t is the thickness (mm) of the steel sheet subjected to the reheating-quenching process.
式２について、加熱条件から伝熱計算で算出した、板厚方向の鋼板中央温度Ｔｃ（℃）が、Ａｃ３以上Ａｃ３＋２０（℃）以下であれば、鋼板中央部の旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以下とすることができる。Ａｃ３以上に加熱することでフェライトを一旦、オーステナイトに変態させ、その後の焼入れにおいてマルテンサイト変態させることで、鋼板の組織をマルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相が面積率で８０％の素組織とすることができる。一方、板厚方向の鋼板中央温度Ｔｃ（℃）が、Ａｃ３＋２０（℃）を超えると、オーステナイト粒が成長するため、オーステナイト結晶粒は大きくなり、鋼板中央部の旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以下とすることができなくなる。旧オーステナイト平均粒径をより細粒にする観点からは鋼板中央温度Ｔｃ（℃）は、Ａｃ３以上であれば、低いほど好ましいが、Ａｃ３未満になると、オーステナイトに変態しなくなるため、焼入れによって、マルテンサイトおよび／または焼戻しマルテンサイト組織とすることができなくなる。このため、Ａｃ３＋１０（℃）を目標として温度制御することが好ましい。 If the steel plate center temperature T c (° C.) in the plate thickness direction calculated by the heat transfer calculation from the heating condition for Formula 2 is A c3 or more and A c3 +20 (° C.) or less, the old austenite average grains in the center of the steel plate The diameter can be 30 μm or less. The ferrite is once transformed to austenite by heating to Ac3 or higher, and then martensite transformation is performed in the subsequent quenching, so that the martensite phase and / or tempered martensite phase has an area ratio of 80%. It can be an organization. On the other hand, when the steel plate center temperature T c (° C.) in the plate thickness direction exceeds A c3 +20 (° C.), the austenite grains grow, so the austenite crystal grains become large, and the old austenite average grain size in the center of the steel plate is reduced. It becomes impossible to make it 30 micrometers or less. From the viewpoint of making the prior austenite average grain size finer, the steel sheet center temperature T c (° C.) is preferably lower if it is A c3 or higher, but if it becomes less than A c3, it will not be transformed into austenite, so it is quenched. Therefore, it becomes impossible to obtain a martensite and / or tempered martensite structure. For this reason, it is preferable to control the temperature with A c3 +10 (° C.) as a target.
式３に示すように、鋼板表面温度と鋼板中央温度の温度差は１０℃以上とする。鋼板表層と鋼板中央の温度差が１０℃未満であると、鋼板表層と鋼板中央のオーステナイト結晶粒径の差が小さく、鋼板表層部の旧オーステナイト平均粒径を、４０μｍ以上とすることができなくなる。このため、鋼板表面温度と鋼板中央温度の温度差は１０℃以上とする。 As shown in Formula 3, the temperature difference between the steel plate surface temperature and the steel plate center temperature is 10 ° C. or more. If the temperature difference between the steel sheet surface layer and the steel sheet center is less than 10 ° C., the difference in austenite crystal grain size between the steel sheet surface layer and the steel sheet center is small, and the old austenite average particle size of the steel sheet surface layer part cannot be made 40 μm or more. . For this reason, the temperature difference between the steel plate surface temperature and the steel plate center temperature is set to 10 ° C. or more.
式１について、Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）を−０．００３６×ｔ＋０．５４以上とするのは以下の理由による。通常の再加熱−焼入れは、鋼板全体が加熱炉の温度に達してから、鋼板を加熱炉内で５分程度保持して取り出し、水冷などにより急冷する。このため、通常の再加熱−焼入れでは、Ｔｓに達する５分前の温度をＴｓ−５℃とすると、（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５は０となる。しかし、本工程では、加熱炉から鋼板を取り出すときに、鋼板表層と鋼板内部に温度差を持たせる必要があるため、昇温途中で加熱炉から鋼板を取り出す。鋼板中央温度、鋼板表面温度が前記、式２、式３を満足するように、昇温途中で鋼板を加熱炉から取り出すタイミングを、加熱炉の温度がＡｃ３＋３０〜Ａｃ３＋２００℃、鋼板の板厚ｔが１０ｍｍ〜５０ｍｍの条件で、伝熱計算により検討したところ、Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）を−０．００３６×ｔ＋０．５４以上にすれば、鋼板表層と鋼板内部の温度差が、１０℃以上となることが確認された。 In Equation 1, V s (° C./min) is set to −0.0036 × t + 0.54 or more for the following reason. In normal reheating-quenching, after the entire steel sheet reaches the temperature of the heating furnace, the steel sheet is taken out while being held in the heating furnace for about 5 minutes, and rapidly cooled by water cooling or the like. Therefore, conventional reheating - In quenching, the temperature of 5 minutes before reaching the T s and T s-5 ° C., the (T s -T s-5) / 5 0. However, in this step, when the steel plate is taken out from the heating furnace, it is necessary to give a temperature difference between the steel plate surface layer and the inside of the steel plate. The temperature of the heating furnace is A c3 +30 to A c3 + 200 ° C., the timing at which the steel sheet is removed from the heating furnace in the middle of the temperature rise so that the steel sheet center temperature and the steel sheet surface temperature satisfy the expressions 2 and 3. When the plate thickness t is 10 mm to 50 mm and studied by heat transfer calculation, if V s (° C./min) is −0.0036 × t + 0.54 or more, the temperature difference between the steel sheet surface layer and the steel sheet is It was confirmed that it became 10 degreeC or more.
上記のようなタイミングで鋼板を加熱炉から取り出すことで、本発明の耐摩耗鋼板が得られる。 The wear-resistant steel plate of the present invention is obtained by removing the steel plate from the heating furnace at the timing as described above.
表１に示す成分組成を有する鋼スラブ（厚み２５０ｍｍ）を、１１００℃に加熱し、その後、表２に示す条件で熱間圧延した。熱間圧延により得られた鋼板を、表２に示す条件で冷却し、その後、表３に示す条件で加熱し、加熱炉から鋼板を取り出し、表３に示す条件で焼入れした。 A steel slab (thickness 250 mm) having the component composition shown in Table 1 was heated to 1100 ° C. and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2. The steel plate obtained by hot rolling was cooled under the conditions shown in Table 2, then heated under the conditions shown in Table 3, the steel plate was taken out from the heating furnace, and quenched under the conditions shown in Table 3.
なお、表３に示す条件のうち「鋼板取出時表面温度」は、鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度である。また、「鋼板取出時中央温度」は、鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した、板厚方向の鋼板中央温度である。 In addition, "surface temperature at the time of steel plate taking out" among the conditions shown in Table 3 is the steel plate surface temperature calculated by heat transfer calculation from the heating conditions when the steel plate is taken out from the heating furnace. Further, the “central temperature at the time of taking out the steel plate” is a steel plate central temperature in the plate thickness direction calculated by heat transfer calculation from the heating conditions when the steel plate is taken out from the heating furnace.
以上のように製造した鋼板について以下の評価を行った。 The following evaluation was performed about the steel plate manufactured as mentioned above.
表面硬さ試験
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４３の規定に準拠して、ブリネル硬さで表面硬さを測定した。表面のスケールおよび脱炭層の影響を除くため表面から１ｍｍを研削除去して、表面から1ｍｍの面で表面硬さを測定した。なお、測定に際しては、直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとした。
Surface Hardness Test A test piece for hardness measurement was collected from the obtained steel sheet, and the surface hardness was measured by Brinell hardness in accordance with the provisions of JIS Z 2243. In order to remove the influence of the surface scale and the decarburized layer, 1 mm from the surface was ground and removed, and the surface hardness was measured on a surface 1 mm from the surface. In the measurement, a tungsten hard sphere having a diameter of 10 mm was used, and the load was 3000 kgf.
組織観察
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍから３ｍｍまで（表層部）、および板厚中央部から板厚方向に±２ｍｍの範囲（中央部）を光学顕微鏡により４００倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積率を決定した。鋼板全体の組織の面積率は表層部と中央部の平均とした。また、旧オーステナイト粒径は、ナイタールエッチングによりミクロ組織を現出したのち、５箇所について光学顕微鏡により、１００倍で撮影した写真における旧オーステナイト粒径をトレースし、画像解析によりその平均値を求めることを行い、５箇所分の平均値を旧オーステナイト粒径とした。
Structure observation The structure of the steel sheet is taken from a sample with a cross section perpendicular to the rolling direction, polished to a mirror surface and then corroded with a nitric acid methanol solution, from the steel sheet surface to the plate thickness direction from 1 mm to 3 mm (surface layer part), and A range of ± 2 mm in the plate thickness direction from the plate thickness center portion (center portion) is photographed with a plurality of continuous screens at 400 times with an optical microscope, and a phase in the range is identified from the photograph. The area ratio of the phases was determined. The area ratio of the structure of the entire steel sheet was the average of the surface layer portion and the central portion. Also, the prior austenite grain size reveals the microstructure by nital etching, traces the old austenite grain size in the photograph taken at 100 times with an optical microscope at five locations, and obtains the average value by image analysis. The average value for five locations was defined as the prior austenite grain size.
耐摩耗性評価
試験片はｔ（板厚）×２０×７５（ｍｍ）とし、ＡＳＴＭ Ｇ ６５の規定に準拠して、ラバーホイール磨耗試験を、磨耗砂を使用して実施した。試験後、試験片の磨耗量を測定した。試験結果は、軟鋼（ＳＳ４００）板の磨耗量を基準（１．０）として、耐磨耗比＝（軟鋼板の磨耗量）／（各鋼板の磨耗量）で評価した。耐磨耗比が大きいほど、耐磨耗性に優れることを意味し、本発明では、耐磨耗比が２．０以上を耐磨耗性に優れるとした。
Abrasion resistance evaluation The test piece was t (plate thickness) × 20 × 75 (mm), and a rubber wheel abrasion test was performed using abrasion sand in accordance with the provisions of ASTM G65. After the test, the amount of wear of the test piece was measured. The test results were evaluated by the wear resistance ratio = (abrasion amount of mild steel plate) / (abrasion amount of each steel plate) with the wear amount of the mild steel (SS400) plate as a reference (1.0). The larger the wear resistance ratio, the better the wear resistance. In the present invention, the wear resistance ratio of 2.0 or more is considered excellent in the wear resistance.
ＳＳＲＴ試験
ＳＳＲＴ試験は腐食液中で水素を鋼材等にチャージしながら、低歪速度引張試験を行う方法で、短時間での水素脆性評価、すなわち耐遅れ破壊特性の評価が可能である。
SSRT test The SSRT test is a method in which a low strain rate tensile test is performed while hydrogen is charged to a steel material or the like in a corrosive solution, and hydrogen brittleness evaluation, that is, evaluation of delayed fracture resistance can be performed in a short time.
本実施例では、鋼板の１／２ｔ（ｔは厚み）位置から採取した丸棒引張試験片（径６ｍｍ、標点距離３０ｍｍ）を用いて、水素チャージさせたものの破断強度とさせないものの引張強度との比をとることにより、各鋼板の遅れ破壊特性を評価した。なお、本実施例では、腐食液を０．５ｍｏｌ／ｌ−Ｈ２ＳＯ４＋０．０１ｍｏｌ／ｌ−ＫＣＮとし、電流密度１００Ａ／ｍ２で水素チャージしなから、歪速度１０−５／ｓｅｃで引張試験を行った。結果を表２に示した。前記強度比が０．５以上を耐遅れ破壊特性が良好と評価した。 In this example, using a round bar tensile test piece (diameter 6 mm, gauge distance 30 mm) taken from a 1/2 t (t is the thickness) position of the steel plate, the tensile strength of the one not hydrogenated and not broken By taking the ratio, the delayed fracture characteristics of each steel plate were evaluated. In this example, since the corrosive liquid is 0.5 mol / l-H 2 SO 4 +0.01 mol / l-KCN and hydrogen is not charged at a current density of 100 A / m 2 , the strain rate is 10 −5 / sec. A tensile test was performed. The results are shown in Table 2. When the strength ratio was 0.5 or more, the delayed fracture resistance was evaluated as good.
Claims (4)
マルテンサイト相および／または焼戻しマルテンサイト相が面積率で８０％以上であり、板厚中央位置を中心に板厚方向に±２ｍｍの範囲の領域である中央部の旧オーステナイト平均粒径が３０μｍ以下であり、板厚方向に鋼板表面から１ｍｍから３ｍｍまでの領域である表層部の旧オーステナイト平均粒径が４０μｍ以上である組織を有し、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置における表面硬さが４００ＨＢＷ１０／３０００以上であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼板。 Component composition is mass%, C: 0.15-0.45%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.7-2.0%, P: 0.020% or less, S : 0.001 to 0.005%, N: 0.010% or less, Al: 0.05% or less, the balance Fe and unavoidable impurities,
The martensite phase and / or tempered martensite phase has an area ratio of 80% or more, and the old austenite average grain size in the center, which is a region within a range of ± 2 mm in the plate thickness direction around the plate thickness center position, is 30 μm or less. The surface hardness at the position of 1 mm from the steel sheet surface to the sheet thickness direction has a structure in which the old austenite average grain size of the surface layer portion, which is a region from 1 mm to 3 mm from the steel sheet surface in the sheet thickness direction, is 40 μm or more. Is a wear-resistant steel sheet having excellent delayed fracture resistance, characterized by having a HBW of 10/3000 or more.
前記再加熱において、鋼板を加熱炉から取り出すときの、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度（Ｔｓ）、板厚方向の鋼板中央温度（Ｔｃ）が、下記式（１）〜（３）を満たすことを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
Ｖｓ（℃／ｍｉｎ）≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
Ａｃ３≦Ｔｃ（℃）≦Ａｃ３＋２０ ・・・（２）
Ｔｓ−Ｔｃ≧１０（℃） ・・・（３）
ただし、Ａｃ３は鋼板のＡｃ３温度（℃）であり、
Ｖｓは、鋼板の表面温度が前記Ｔｓになる５分前の、加熱条件から伝熱計算で算出した鋼板表面温度をＴｓ−５としたときに、Ｖｓ＝（Ｔｓ−Ｔｓ−５）／５で表され、
ｔは、前記再加熱−焼入れ処理を施される鋼板の厚み（ｍｍ）である。 A steel material having the composition according to any one of claims 1 to 3 is heated, and the steel material is hot-rolled to a predetermined plate thickness to form a steel plate, and the steel plate after hot rolling is water-cooled or The steel plate is cooled to 300 ° C. or less by air cooling, the steel plate after cooling is reheated in a heating furnace, and the steel plate after reheating is quenched by cooling to a cooling rate of 5 ° C./second or more to 300 ° C. or less. In the manufacturing process,
In the reheating, the steel sheet surface temperature (T s ) calculated by heat transfer calculation from the heating conditions when the steel sheet is taken out from the heating furnace, and the steel sheet center temperature (T c ) in the thickness direction are represented by the following formulas (1) to (1) to A method for producing a wear-resistant steel sheet excellent in delayed fracture resistance, characterized by satisfying (3).
V s (° C./min)≧−0.0036×t+0.54 (1)
A c3 ≦ T c (° C.) ≦ A c3 +20 (2)
T s −T c ≧ 10 (° C.) (3)
However, A c3 is the A c3 temperature (° C.) of the steel sheet,
V s is the 5 minutes before the surface temperature of the steel sheet becomes the T s, the steel sheet surface temperature calculated by the heat transfer calculations from the heating condition when the T s-5, V s = (T s -T s −5 ) / 5,
t is the thickness (mm) of the steel sheet subjected to the reheating-quenching process.
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