JP4590012B2 - 高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
この発明は、建設機械や産業機械に用いられる高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２００８年１月７日に出願された日本国特許出願第２００８−０００３０１号及び２００８年１０月１７日に出願された日本国特許出願第２００８−２６８２５３号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２００８年１月７日に出願された日本国特許出願第２００８−０００３０１号及び２００８年１０月１７日に出願された日本国特許出願第２００８−２６８２５３号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。
鉱山での掘削や土木作業用の建設機械では、摩耗のために頻繁に交換が必要となる部材が多くある。なかでも鋼材にとって過酷な条件となるのは、高温の環境下で使用される場合である。温度上昇によって耐摩耗鋼は硬さが低下するため、ある温度以上では摩耗速度が急激に大きくなる。特に摩耗が著しいのは、強い衝撃による摩擦熱が生じるブルドーザーのバケットや、高温の物体が衝突する焼結コークスのホッパーなどであり、こうした部材では、部材を構成する鋼板表面の温度が一時的に３００℃から４００℃程度にもなるとされている。頻繁な部材交換は設備稼働率の低下を招くので、このような環境化においても耐摩耗性の高い鋼材（耐摩耗鋼）が要望されることになる。
一方で、いろいろな形状の部位に適用するため、あるいは極力溶接箇所を減らすため、耐摩耗鋼には鋼板の曲げ加工性が重要視されることが多い。
耐摩耗性の向上には硬さを高くすることが有効である。しかしながら硬さが高い鋼板は、特に曲げ半径の小さな曲げを行ったときに、割れたり、亀裂が入ったりということが起きやすくなる。さらに曲げに対する変形抵抗の大きさや、スプリングバックを考慮すると、鋼板の硬さが高いことは、曲げ加工には不利となる。すなわち、耐摩耗性と曲げ加工性とは一般的には相反する特性である。例えば、ＨＢ５００クラス（常温でのブリネル硬さが４５０〜５５０程度）の耐摩耗鋼は、耐摩耗性には優れるが、曲げ加工性はあまり良くない。これより硬さの低いＨＢ４００クラス（常温でのブリネル硬さが３６０〜４４０程度）の耐摩耗鋼は、比較的容易に曲げ加工ができるので、加工を要する多くの部材に適用されているが、耐摩耗性、特に高温環境での耐摩耗性は十分とはいえない。
したがって、曲げ加工性と高温耐摩耗性を両立させるためには、常温硬さがＨＢ４００クラスの耐摩耗鋼に高温耐摩耗性を具備させることが有効な方法であるといえる。
一般的に、耐摩耗用途の鋼板には特に高い靭性値が必要とされることはないが、使用中に鋼板の板厚が減少してきても割れが生じることのないよう、一定の靭性値を具備する必要がある。寒冷地での使用を考慮しても、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上あればよいと考えられる。
本発明者らは、先にブリネル硬さＨＢ５００クラスの高温用途の耐摩耗鋼として、特許文献１を開示した。この文献に記載の発明は、高温耐摩耗性を最優先した設計をしており、曲げ加工性を向上させる特段の対策はとっておらず、そのため比較的曲げ半径がゆるやかな用途に限定される。
特許文献２は、３００℃から４００℃になる部位に用いる中常温用の耐摩耗鋼に関するものである。ここでは靭性や加工性については考慮されておらず、それらの特性も示されていないが、Ｓｉが非常に高いために靭性は高くなく、加工性も高くないと考えられる。
特許文献３は、曲げ加工性に優れるＨＢ４００クラスの耐摩耗鋼に関するものであるが、高温環境下での耐摩耗性については全く考慮されていない。
このように、曲げ加工性の良いＨＢ４００クラス耐摩耗鋼で、かつ３００℃から４００℃になるような高温環境下においても高い耐摩耗性を具備する耐摩耗鋼板としては、これまで適切なものが見当たらない。
加えて、耐摩耗鋼板は消耗品であるので、経済性も重要な要素であり、高価な合金元素の添加量は極力低いことが望ましい。
特開２００１−４９３８７公報
特開平３−２４３７４３公報
特開２００５−２４０１３５公報
加えて、耐摩耗鋼板は消耗品であるので、経済性も重要な要素であり、高価な合金元素の添加量は極力低いことが望ましい。
本発明は、曲げ加工性の良いＨＢ４００クラスの常温硬さであり、かつ３００℃から４００℃になるような高温環境下においても高い耐摩耗性を具備し、さらに経済性にも優れる耐摩耗鋼の提供を目的とする。
３００℃から４００℃になる高温での耐摩耗性を高めるためには、この温度における硬さを極力高く維持することが重要であると考えられる。一方、ＨＢ４００程度の常温硬さを最も経済的に得る手段は、組織をマルテンサイトにすることである。しかしながら、マルテンサイト組織の鋼板は、温度上昇による硬さの低下が大きい。そこで、ＨＢ４００程度の常温硬さを有するマルテンサイト組織を含有する鋼（マルテンサイト組織鋼）について、高温硬さをできるだけ維持するという観点から、高温耐摩耗性を向上させる検討を行った。
本発明が想定しているのは３００℃から４００℃になるような高温環境下であるが、特性評価の代表温度を３５０℃とし、種々の化学組成を有するマルテンサイト組織鋼について、３５０℃における耐摩耗性を調査した。耐摩耗性評価は以下のように行った。ＡＳＴＭＧ９９−０５に準拠したピン・オン・ディスクタイプ摩耗試験装置においてサンプルの温度を制御できるようにして、サンプル温度を３５０℃とした摩耗試験を行い、試験サンプルと標準サンプル（ＳＳ４００）の摩耗量を測定した。そしてＳＳ４００を標準サンプルとして、[ＳＳ４００の摩耗量／試験サンプルの摩耗量]を３５０℃耐摩耗性比として定義し、この３５０℃耐摩耗性比を求めた。この値が大きいほど３５０℃での耐摩耗性が良好であるといえる。
図１は、０．１５％Ｃ−０．５７％Ｓｉ−０．４１％Ｍｎ−１．３７％Ｃｒ−０．０８％Ｍｏ−０．０１２％Ｔｉ−０．００１１％Ｂ−０．００３２％Ｎを基本組成としてＮｂ量を変化させたマルテンサイト組織鋼の、Ｎｂ添加量と３５０℃耐摩耗性比との関係である。Ｎｂ添加量が０〜０．０３％までは、３５０℃耐摩耗性比はあまり変化しないが、Ｎｂ添加量が０．０３％を超えると、３５０℃耐摩耗性比は大きく向上する。圧延中に析出するＮｂ炭窒化物は再結晶を抑制して組織を微細化するので、Ｎｂは通常この目的で０．０１〜０．０２％が添加される。しかし圧延中に析出したＮｂ炭窒化物は、高温硬さにはあまり寄与しない。一方、鋼板に固溶状態で存在するＮｂは、３００℃から４００℃においては固溶状態のままであるか、ごく微細な炭窒化物として存在し、そのいずれもが高温硬さ向上に寄与すると推される。すなわち、圧延中に析出する量を大きく超える量のＮｂ添加と、適切な圧延および冷却条件の選択によって、鋼板中の固溶Ｎｂを増加させることにより、鋼板が３５０℃に加熱された時点での硬さを高め、その結果３５０℃耐摩耗性を向上することができると考えられる。
発明者らは、２５℃でのＨＢが３６０〜４４０の範囲内にあるさらに多くのマルテンサイト組織鋼について、合金元素と３５０℃耐摩耗性との関係を詳細に解析した。その結果、３５０℃耐摩耗性比を化学組成から予測する下記の式（１）を導出した。
ＨＩ＝［Ｃ］＋０．５９［Ｓｉ］−０．５８［Ｍｎ］＋０．２９［Ｃｒ］＋０．３９［Ｍｏ］＋２．１１（［Ｎｂ］−０．０２）−０．７２［Ｔｉ］＋０．５６［Ｖ］ ・・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶの含有量（質量％）である。（１）式中、Ｎｂの項において０．０２を減じているのは、圧延中に析出する量を考慮したためである。
ＨＩ＝［Ｃ］＋０．５９［Ｓｉ］−０．５８［Ｍｎ］＋０．２９［Ｃｒ］＋０．３９［Ｍｏ］＋２．１１（［Ｎｂ］−０．０２）−０．７２［Ｔｉ］＋０．５６［Ｖ］ ・・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶの含有量（質量％）である。（１）式中、Ｎｂの項において０．０２を減じているのは、圧延中に析出する量を考慮したためである。
図２は、ＨＩと、マルテンサイト組織鋼の３５０℃耐摩耗性比との関係を示す。
本発明における高温耐摩耗性の目標値は、上記３５０℃耐摩耗性比が３．０以上、すなわち摩耗減量がＳＳ４００の３分の１以下となることと設定する。この目標値を満足するには、図２の関係から、ＨＩを０．７以上とすれば良いことがわかる。さらに、ＨＩを０．８以上とすると、耐摩耗性比は４．０以上となり、さらに良好な耐摩耗性が得られる。
本発明における高温耐摩耗性の目標値は、上記３５０℃耐摩耗性比が３．０以上、すなわち摩耗減量がＳＳ４００の３分の１以下となることと設定する。この目標値を満足するには、図２の関係から、ＨＩを０．７以上とすれば良いことがわかる。さらに、ＨＩを０．８以上とすると、耐摩耗性比は４．０以上となり、さらに良好な耐摩耗性が得られる。
（１）式によると、マルテンサイト組織鋼の３５０℃耐摩耗性の向上には、Ｎｂの他、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶを多く添加することが有効である。
このうちＭｏ及びＶは、従来からも高温用鋼に多く用いられている元素であるが、近年価格が非常に高騰しており、経済性の観点からはその添加量は極力小さくすることが望ましい。
これに対してＳｉ及びＣｒは、比較的安価な元素であるので、３５０℃耐摩耗性の向上に有利な元素であるといえる。また、Ｍｎは、むしろ低減するほうが、３５０℃耐摩耗性には有利である。
一方、板厚の中心までマルテンサイト組織を得るためには、十分な焼入性を確保することが必要である。耐摩耗鋼の適用板厚は、多くが５０ｍｍまでである。下記Ｃｅｑが０．５０超であれば、５０ｍｍの厚さの鋼板の中心までマルテンサイト組織を得るだけの焼入性を確保できる。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）である。
このうちＭｏ及びＶは、従来からも高温用鋼に多く用いられている元素であるが、近年価格が非常に高騰しており、経済性の観点からはその添加量は極力小さくすることが望ましい。
これに対してＳｉ及びＣｒは、比較的安価な元素であるので、３５０℃耐摩耗性の向上に有利な元素であるといえる。また、Ｍｎは、むしろ低減するほうが、３５０℃耐摩耗性には有利である。
一方、板厚の中心までマルテンサイト組織を得るためには、十分な焼入性を確保することが必要である。耐摩耗鋼の適用板厚は、多くが５０ｍｍまでである。下記Ｃｅｑが０．５０超であれば、５０ｍｍの厚さの鋼板の中心までマルテンサイト組織を得るだけの焼入性を確保できる。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）である。
さらに靭性について、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーを２７Ｊ以上とするためには、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｂ、及びＮの含有量の上限を適切に規制する必要がある。
本発明は、これらの知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは下記のとおりである。
（１）本発明の高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１３％以上、０．１８％以下、Ｓｉ：０．５％以上、１．０％未満、Ｍｎ：０．２％以上、０．８％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５％以上、２．０％以下、Ｍｏ：０．０３％以上、０．３０％以下、Ｎｂ：０．０３％超、０．１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含み、成分組成が、下記ＨＩが０．７以上であり、かつＣｅｑが０．５０超であることを満たし、ＨＢ（ブリネル硬さ）が２５℃において３６０以上、４４０以下である。
ＨＩ＝［Ｃ］＋０．５９［Ｓｉ］−０．５８［Ｍｎ］＋０．２９［Ｃｒ］＋０．３９［Ｍｏ］＋２．１１（［Ｎｂ］−０．０２）−０．７２［Ｔｉ］＋０．５６［Ｖ］
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶの含有量（質量％）である。
（２）前記（１）に記載の本発明の高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上、１．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｔｉ：０．００３％以上、０．０３％以下、及びＶ：０．０１％以上、０．２０％以下のうちの１種または２種以上を含有してもよい。
（１）本発明の高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１３％以上、０．１８％以下、Ｓｉ：０．５％以上、１．０％未満、Ｍｎ：０．２％以上、０．８％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５％以上、２．０％以下、Ｍｏ：０．０３％以上、０．３０％以下、Ｎｂ：０．０３％超、０．１０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、及びＮ：０．０１０％以下を含有し、残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含み、成分組成が、下記ＨＩが０．７以上であり、かつＣｅｑが０．５０超であることを満たし、ＨＢ（ブリネル硬さ）が２５℃において３６０以上、４４０以下である。
ＨＩ＝［Ｃ］＋０．５９［Ｓｉ］−０．５８［Ｍｎ］＋０．２９［Ｃｒ］＋０．３９［Ｍｏ］＋２．１１（［Ｎｂ］−０．０２）−０．７２［Ｔｉ］＋０．５６［Ｖ］
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶの含有量（質量％）である。
（２）前記（１）に記載の本発明の高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上、１．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｔｉ：０．００３％以上、０．０３％以下、及びＶ：０．０１％以上、０．２０％以下のうちの１種または２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板の製造方法は、前記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼片または鋳片を１２００℃以上に加熱し、９６０℃以下９００℃以上において累積圧下率が３０％以上６５％以下の熱間圧延を行い、９００℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延終了後そのまま板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上となるように２００℃以下まで加速冷却するか、あるいは熱間圧延終了後２００℃以下まで冷却した後にＡｃ３変態点以上の温度に再加熱し、板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上となるように２００℃以下まで加速冷却する。
本発明によれば、曲げ加工性の良いＨＢ４００クラスの常温硬さを有し、かつ３００℃から４００℃になるような高温環境下においても高い耐摩耗性を具備し、さらに経済性にも優れる耐摩耗鋼板を容易に製造できる。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の耐摩耗鋼板の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイトの硬さを決定する重要な元素である。本発明において、板厚５０ｍｍまでの板厚中心部における常温ＨＢを３６０以上、４４０以下とするために、Ｃの範囲を０．１３％以上０．１８％以下とする。
Ｓｉは、３５０℃耐摩耗性を向上させるのに特に有効な元素であり、合金価格も安価である。しかしながら多量のＳｉ添加は靭性を低下させ、加工性も低下させる。こうしたことから、Ｓｉ添加量は０．５０％以上、１．０％未満とする。加工性をより重視する場合には、Ｓｉ添加量は０．８％未満が望ましい。
まず、本発明の耐摩耗鋼板の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイトの硬さを決定する重要な元素である。本発明において、板厚５０ｍｍまでの板厚中心部における常温ＨＢを３６０以上、４４０以下とするために、Ｃの範囲を０．１３％以上０．１８％以下とする。
Ｓｉは、３５０℃耐摩耗性を向上させるのに特に有効な元素であり、合金価格も安価である。しかしながら多量のＳｉ添加は靭性を低下させ、加工性も低下させる。こうしたことから、Ｓｉ添加量は０．５０％以上、１．０％未満とする。加工性をより重視する場合には、Ｓｉ添加量は０．８％未満が望ましい。
Ｍｎは、ＭｎＳを形成することによって、Ｓの粒界偏析による靭性低下や曲げ加工性低下を回避するために必須であり、０．２％以上を添加する。Ｍｎは焼入性を高めるので、板厚５０ｍｍまでの板厚中心部における常温硬さを確保するためには多く添加するほうがよい。しかし一方でＭｎは高温強度を低下させるので、３５０℃耐摩耗性をむしろ低下させる。このことからＭｎの添加量は、望ましくは０．５％未満の範囲である。焼入性を高める目的でも上限を０．８％とする。したがってＭｎ添加量は、０．２％以上、０．８％以下であり、望ましくは０．２％以上、０．５％未満の範囲である。
Ｐは、不可避的不純物として、曲げ加工性や靭性を低下させる有害な元素である。したがって、含有量を０．０２０％以下に抑制する。さらに望ましくは、０．０１０％以下とする。Ｐは、曲げ加工性や靭性のためには低いほど望ましいが、０．０００５％未満に低減するためには精錬コストの増大が避けられないため、このような非常に低いレベルに制限する必要はない。
Ｓは、やはり不可避的不純物として、曲げ加工性や靭性を低下させる有害な元素である。したがって、含有量を０．０１０％以下に抑制する。さらに望ましくは、０．００５％以下とする。Ｓは、曲げ加工性や靭性のためには低いほど望ましいが、０．０００５％未満に低減するためには精錬コストの増大が避けられないため、このような非常に低いレベルに制限する必要はない。
Ｃｒは、焼入性を向上させ、かつ３５０℃耐摩耗性の向上にも有効であることから、少なくとも０．５％以上添加する。板厚５０ｍｍまでの板厚中心部における十分な焼入性を得るためには、添加量は１．０％以上が望ましい。しかしながら、過剰に添加すると靭性を低下させることがあるため、含有量は２．０％以下とする。
Ｍｏは、３５０℃耐摩耗性を向上させるとともに、Ｎｂの存在下では微量添加で大きく焼入性を高める効果がある。そのため０．０３％以上の添加を必須とする。しかしながら過剰に添加すると靭性を低下させることがあるので、Ｍｏ添加量は０．３０％を上限とする。またＭｏは近年非常に高価であり、合金コストを抑制する観点からは添加量は０．１０％未満とすることが望ましい。
Ｎｂは、鋼板中に固溶状態で存在することにより、３５０℃耐摩耗性の向上に非常に有効である。十分な固溶Ｎｂを確保するために必要なＮｂ添加量は０．０３％超であり、さらに望ましくは０．０４％以上である。本発明においては、常温でのブリネル硬さＨＢ３６０以上を確保するためにＣを０．１３％以上含むことから、Ｎｂ量が多いとＮｂ（ＣＮ）が加熱時に十分固溶しないことがある。このような未固溶Ｎｂは高温硬さ向上には寄与せず、また靭性低下の原因となることもある。このため、Ｎｂ添加量は０．１０％以下、さらに望ましくは０．０８％以下とする。
Ａｌは、脱酸元素または介在物形態制御元素として０．０１％以上添加する。また、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するためにＮを固定する目的では０．０５％以上を添加する。いずれの場合も過剰な添加は靭性を低下させる場合があるので上限は０．２０％とし、望ましくは０．１０％である。
Ｂは、焼入性を高めるために非常に有効な必須元素である。その効果を発揮するには０．０００５％以上必要であるが、０．００３０％を超えて添加すると溶接性や靭性を低下させることがあるので、Ｂの含有量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とする。
Ｎは、過剰に含有されると靱性を低下させるとともに、ＢＮを形成してＢの焼入性向上効果を阻害するので、含有量を０．０１０％以下に抑制する。さらに望ましくは、０．００６％以下である。Ｎは、靭性やＢＮ形成回避のためには低いほど望ましいが、０．００１％未満に低減するためには精錬コストの増大が避けられないため、このような非常に低いレベルに制限する必要はない。
以上は、本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本発明では上記成分の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉのうち一種または二種以上添加することができる。
Ｃｕは、靭性を低下させないで硬さを向上させ得る元素であり、その目的のために０．０５％以上添加してもよい。しかしながら、あまり過剰にＣｕを添加するとやはり靭性を低下させることがあるため、添加量は１．５％以下とする。
Ｎｉは、靭性を向上させるために有効な元素であり、その目的のために０．０５％以上添加しても良い。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、添加は１．０％以下とする。
Ｃｕは、靭性を低下させないで硬さを向上させ得る元素であり、その目的のために０．０５％以上添加してもよい。しかしながら、あまり過剰にＣｕを添加するとやはり靭性を低下させることがあるため、添加量は１．５％以下とする。
Ｎｉは、靭性を向上させるために有効な元素であり、その目的のために０．０５％以上添加しても良い。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、添加は１．０％以下とする。
Ｖは、３５０℃耐摩耗性向上に有効な元素である。この目的のために０．０１％以上を添加してもよい。しかしＶも高価な元素であり、また過剰に添加すると靭性の低下を招く場合があるため、添加する場合でも０．２０％以下とする。
Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定することでＢＮを形成させないようにして、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するために添加する場合があり、この目的のためには０．００３％以上添加する。しかしながら、Ｔｉ添加によって３５０℃耐摩耗性は低下する傾向がある。したがって、Ｔｉの添加量は０．０３０％以下とする。
Ｔｉは、ＮをＴｉＮとして固定することでＢＮを形成させないようにして、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するために添加する場合があり、この目的のためには０．００３％以上添加する。しかしながら、Ｔｉ添加によって３５０℃耐摩耗性は低下する傾向がある。したがって、Ｔｉの添加量は０．０３０％以下とする。
以上の成分範囲の限定に加え、上述したように本発明では式（１）のＨＩが０．７以上であり、かつＣｅｑが０．５０超となるように成分組成を限定する。ただし、ＨＩやＣｅｑをあまりに高くすると靭性低下を招くことがあるため、ＨＩは１．２以下、Ｃｅｑは０．７０以下であることが望ましい。
次に本発明の耐摩耗鋼板の製造方法について述べる。
まず、上記の鋼成分組成の鋼片（スラブ）または鋳片を加熱して熱間圧延を行う。
本発明において熱間圧延に先行する鋼片または鋳片の製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。鋼片又は鋳片の成分は、前述した本発明の耐摩耗鋼板の成分と同様である。
まず、上記の鋼成分組成の鋼片（スラブ）または鋳片を加熱して熱間圧延を行う。
本発明において熱間圧延に先行する鋼片または鋳片の製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造によって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。鋼片又は鋳片の成分は、前述した本発明の耐摩耗鋼板の成分と同様である。
鋼片または鋳片の加熱温度は、Ｎｂが十分固溶するように、１２００℃以上とする。ただし、加熱温度をあまりに高くするとオーステナイト組織が粗大化し、そのために熱間圧延後の組織が十分に微細化されないで靭性を低下させることがあるため、鋼片または鋳片の加熱温度は１３５０℃以下が望ましい。
熱間圧延においては、９６０℃以下９００℃以上において累積圧下率を３０％以上、６５％以下とする。圧延中のＮｂ炭窒化物の析出を、組織の微細化に必要な最小限とするために、この温度及び圧下率の範囲に限定する。
また、不必要なＮｂ炭窒化物の析出を回避して固溶Ｎｂを多く残すために、熱間圧延は９００℃以上で終了する。また、熱間圧延の終了温度は９６０℃以下とする必要がある。
熱間圧延においては、９６０℃以下９００℃以上において累積圧下率を３０％以上、６５％以下とする。圧延中のＮｂ炭窒化物の析出を、組織の微細化に必要な最小限とするために、この温度及び圧下率の範囲に限定する。
また、不必要なＮｂ炭窒化物の析出を回避して固溶Ｎｂを多く残すために、熱間圧延は９００℃以上で終了する。また、熱間圧延の終了温度は９６０℃以下とする必要がある。
熱間圧延後、マルテンサイト組織を得るため、直接焼入れまたは再加熱焼入れにより加速冷却を行う。
直接焼入れの場合、熱間圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度（板厚中心部における冷却速度）で２００℃以下の温度まで加速冷却を行う。
再加熱焼入れの場合、熱間圧延終了後、２００℃以下の温度まで一旦冷却し（この際の冷却速度は任意である）、その後、Ａｃ３変態点以上の温度に再加熱して、板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上となるように２００℃以下まで加速冷却する。
直接焼入れの場合の熱間圧延終了後の加速冷却および再加熱焼入れの場合の再加熱後の加速冷却における冷却速度は、板厚が薄くなるほど大きくなる。本願では対象とする板厚は主に４．５ｍｍから５０ｍｍ程度を想定している。板厚４．５ｍｍでの冷却速度は非常に大きくなることがあるが、それによる問題は特になく、冷却速度の上限は規定しない。
焼戻し熱処理は特に必要ないが、３００℃以下の温度で熱処理しても鋼板の諸特性は本発明を逸脱しない。
直接焼入れの場合、熱間圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度（板厚中心部における冷却速度）で２００℃以下の温度まで加速冷却を行う。
再加熱焼入れの場合、熱間圧延終了後、２００℃以下の温度まで一旦冷却し（この際の冷却速度は任意である）、その後、Ａｃ３変態点以上の温度に再加熱して、板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上となるように２００℃以下まで加速冷却する。
直接焼入れの場合の熱間圧延終了後の加速冷却および再加熱焼入れの場合の再加熱後の加速冷却における冷却速度は、板厚が薄くなるほど大きくなる。本願では対象とする板厚は主に４．５ｍｍから５０ｍｍ程度を想定している。板厚４．５ｍｍでの冷却速度は非常に大きくなることがあるが、それによる問題は特になく、冷却速度の上限は規定しない。
焼戻し熱処理は特に必要ないが、３００℃以下の温度で熱処理しても鋼板の諸特性は本発明を逸脱しない。
表１、２に示す組成を有するＡ〜ＡＩの鋼を溶製して得られた鋼片を、１２３０℃以上に加熱後、表３，４に示すそれぞれの製造条件で、板厚６〜４５ｍｍの鋼板を製造した。（鋼板No.１〜１７が本発明例であり、鋼板No.１８〜４４が比較例である）
これらの鋼板について、常温硬さ、３５０℃での耐摩耗性、曲げ加工性、及び靭性を評価した。
常温硬さについては、ブリネル硬さ試験方法（ＪＩＳ Ｚ ２２４３）により、２５℃で測定した。常温硬さの目標値はＨＢ３６０以上、ＨＢ４４０以下である。
耐摩耗性は、上述したようにＡＳＴＭＧ９９−０５に準拠したピン・オン・ディスクタイプ摩耗試験装置においてサンプルの温度を３５０℃とした摩耗試験を行い、ＳＳ４００を標準サンプルとして、耐摩耗性比（ＳＳ４００の摩耗量／試験サンプルの摩耗量）を求めた。耐摩耗性の目標値は、耐摩耗性比３．０以上である。
曲げ加工性の評価は以下のように行った。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に規定の方法で、試験片ＪＩＳ１号により板厚の４倍の曲げ半径（４ｔ）でのＣ方向 １８０度曲げを行い、曲げ試験後に湾曲部の外側を観察した。湾曲部の外側に裂け傷やその他の欠陥が生じない場合に合格とした。
靱性の評価は以下のように行った。ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号シャルピー試験片を板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、−４０℃における衝撃試験を行い吸収エネルギー値を測定した。そして３本の試験片の−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均値を求めた。靭性の目標値は、この平均値が２７Ｊ以上とした。
得られた結果を表５，６に示す。
なお、表１〜６において、下線を付した数値は、本発明外の成分値や、温度条件および特性が不十分なものを示す。
常温硬さについては、ブリネル硬さ試験方法（ＪＩＳ Ｚ ２２４３）により、２５℃で測定した。常温硬さの目標値はＨＢ３６０以上、ＨＢ４４０以下である。
耐摩耗性は、上述したようにＡＳＴＭＧ９９−０５に準拠したピン・オン・ディスクタイプ摩耗試験装置においてサンプルの温度を３５０℃とした摩耗試験を行い、ＳＳ４００を標準サンプルとして、耐摩耗性比（ＳＳ４００の摩耗量／試験サンプルの摩耗量）を求めた。耐摩耗性の目標値は、耐摩耗性比３．０以上である。
曲げ加工性の評価は以下のように行った。ＪＩＳ Ｚ ２２４８に規定の方法で、試験片ＪＩＳ１号により板厚の４倍の曲げ半径（４ｔ）でのＣ方向 １８０度曲げを行い、曲げ試験後に湾曲部の外側を観察した。湾曲部の外側に裂け傷やその他の欠陥が生じない場合に合格とした。
靱性の評価は以下のように行った。ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号シャルピー試験片を板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、−４０℃における衝撃試験を行い吸収エネルギー値を測定した。そして３本の試験片の−４０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値の平均値を求めた。靭性の目標値は、この平均値が２７Ｊ以上とした。
得られた結果を表５，６に示す。
なお、表１〜６において、下線を付した数値は、本発明外の成分値や、温度条件および特性が不十分なものを示す。
表５の本発明例の鋼板No.１〜１７においては、すべて前記の常温硬さ、３５０℃での耐摩耗性、曲げ加工性、及び靭性目標値を満足している。これに対し、本発明により限定された化学組成範囲を逸脱した鋼成分の比較例の鋼板No.１８〜４０においては、製造法は本発明法であるにもかかわらず、常温硬さ、３５０℃での耐摩耗性、曲げ加工性、及び靭性のうちの１つ以上が目標値に満たない。また本発明の鋼成分であるが本発明の製造法を逸脱した比較例の鋼板No.４１〜４４においても、やはり常温硬さ、３５０℃での耐摩耗性、曲げ加工性、及び靭性のうち１つ以上で不合格となっている。
本発明によれば、曲げ加工性の良いＨＢ４００クラスの常温硬さを有し、かつ３００℃から４００℃の高温環境下においても高い耐摩耗性を具備し、さらに経済性にも優れる耐摩耗鋼板を容易に製造できる。このため強い衝撃による摩擦熱が生じるブルドーザーのバケットや、高温の物体が衝突する焼結コークスのホッパーなどの高温環境下で高い耐摩耗性が要求される建設機械や産業機械などの部材に好適に利用できる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．１３％以上、０．１８％以下、
Ｓｉ：０．５％以上、１．０％未満、
Ｍｎ：０．２％以上、０．８％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５％以上、２．０％以下、
Ｍｏ：０．０３％以上、０．３０％以下、
Ｎｂ：０．０３％超、０．１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
残部としてＦｅおよび不可避的不純物を含み、
成分組成が、下記ＨＩが０．７以上であり、かつＣｅｑが０．５０超であることを満たし、
ＨＢ（ブリネル硬さ）が２５℃において３６０以上、４４０以下であることを特徴とする高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板。
ＨＩ＝［Ｃ］＋０．５９［Ｓｉ］−０．５８［Ｍｎ］＋０．２９［Ｃｒ］＋０．３９［Ｍｏ］＋２．１１（［Ｎｂ］−０．０２）−０．７２［Ｔｉ］＋０．５６［Ｖ］
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、及び［Ｖ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶの含有量（質量％）である。 - さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上、１．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｔｉ：０．００３％以上、０．０３％以下、及びＶ：０．０１％以上、０．２０％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の組成を有する鋼片または鋳片を１２００℃以上に加熱し、９６０℃以下９００℃以上において累積圧下率が３０％以上６５％以下の熱間圧延を行い、９００℃以上で熱間圧延を終了し、
熱間圧延終了後そのまま板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上となるように２００℃以下まで加速冷却するか、あるいは熱間圧延終了後２００℃以下まで冷却した後にＡｃ３変態点以上の温度に再加熱し、板厚中心部における冷却速度が５℃／ｓ以上となるように２００℃以下まで加速冷却することを特徴とする高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板の製造方法。
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