JP7063420B1 - 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
C:0.20~0.45%、
Si:0.10~1.00%、
Mn:0.50~2.0%、
P :0.020%以下、
S :0.010%以下、
Cr:0.01~2.0%、
Ti:0.10~1.00%、
B :0.0003~0.0100%、
Al:0.01~0.06%、および
N :0.0100%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
表面から1mmの深さにおける、円相当径(equivalent circular diameter)が0.5μm以上であるTiC析出物の個数密度が400個/mm2以上であり、
表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで360HBW 10/3000以上であり、
表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差が、ビッカース硬さで30Hv10以下である、耐摩耗鋼板。
Cu:0.01~0.5%、
Ni:0.01~3.0%、
Mo:0.1~1.0%、
V :0.01~0.10%、
Nb:0.005~0.020%、
W :0.01~0.5%、および
Co:0.01~0.5%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1に記載の耐摩耗鋼板。
Ca:0.0005~0.0050%、
Mg:0.0005~0.0100%、および
REM:0.0005~0.0200%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1または2に記載の耐摩耗鋼板。
C :0.20~0.45%、
Si:0.10~1.00%、
Mn:0.50~2.0%、
P :0.020%以下、
S :0.010%以下、
Cr:0.01~2.0%、
Ti:0.10~1.00%、
B :0.0003~0.0100%、
Al:0.01~0.06%、および
N :0.0100%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を、Ac3変態点以上、1300℃以下の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板に焼入れを施す、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れが、
(a)前記熱延鋼板をAr3変態点以上の冷却開始温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する直接焼入れ、または、
(b)前記熱延鋼板を冷却し、前記冷却後の熱延鋼板をAc3変態点以上950℃以下の再加熱温度まで再加熱し、再加熱後の前記熱延鋼板を前記再加熱温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する再加熱焼入れであり、
前記焼入れの冷却過程における、前記熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差、および幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差が、それぞれ5℃/s以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。
前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を(Mf点-80℃)以上、(Mf点+50℃)以下である焼戻し温度で焼戻しする、上記4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を空冷する、上記4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
Cu:0.01~0.5%、
Ni:0.01~3.0%、
Mo:0.1~1.0%、
V :0.01~0.10%、
Nb:0.005~0.020%、
W :0.01~0.5%、および
Co:0.01~0.5%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記4~8のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
Ca:0.0005~0.0050%、
Mg:0.0005~0.0100%、および
REM:0.0005~0.0200%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記4~9のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
本発明においては、耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材が、上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
Cは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる元素である。この効果を得るために、C含有量を0.20%以上とする。C含有量は0.25%以上とすることが好ましい。一方、C含有量が0.45%を超えると、基地相の硬度が過度に上昇して広幅曲げ加工性が低下する。また、C含有量が0.45%を超えると、溶接性も低下する。そのため、C含有量は0.45%以下とする。C含有量は、0.40%以下とすることが好ましい。
Siは、脱酸剤として作用する元素である。また、Siは、鋼中で固溶強化により基地相の硬さを上昇させる効果を有している。Si含有量が0.10%未満の場合、十分な脱酸効果が得られず介在物量が増加し延性が低下するために、広幅曲げ加工性が劣化する。そのため、Si含有量を0.10%以上とする。Si含有量は、0.20%以上とすることがより好ましい。一方、Si含有量が1.00%を超えると、介在物量が増加し、延性が低下する結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Si含有量を1.00%以下とする。Si含有量は0.80%以下とすることが好ましく、0.60%以下とすることがより好ましい。
Mnは、基地相の硬さを上昇させ、耐摩耗性を向上させる元素である。Mn含有量が0.50%未満の場合、焼入れ性が不足し、均一な硬度が得られない。そのため、Mn含有量を0.50%以上とする。Mn含有量は、0.60%以上とすることが好ましく、0.70%以上とすることがより好ましい。一方、Mn含有量が2.00%を超えると硬度差が増大し、その結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Mn含有量は2.00%以下とする。Mn含有量は、1.80%以下とすることが好ましく、1.60%以下とすることがより好ましい。
Pは、不可避的不純物として含有される元素であり、粒界に偏析することによって破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす。そのため、できる限りP含有量を低くすることが望ましいが、0.020%以下であれば許容できる。なお、P含有量の下限は特に限定されないが、0.001%未満に低減することは工業的規模の製造では難しいため、生産性の観点からは、P含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
Sは、不可避的不純物として含有される元素であり、MnS等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素である。そのため、できる限りS含有量を低くすることが望ましいが、0.010%以下であれば許容できる。なお、S含有量の下限は特に限定されないが、0.0001%未満に低減することは工業的規模の製造では難しいため、生産性の観点からは、S含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Crを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬度が上昇し、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るためには、Cr含有量を0.01%以上とする必要がある。そのため、Cr含有量は、0.01%以上、好ましくは0.05%以上とする。一方、Cr含有量が2.0%を超えるとCrの添加効果が飽和し、溶接性が低下する。そのため、Cr含有量は2.0%以下、好ましくは1.8%以下とする。
Tiは、Cと炭化物を形成して析出する性質を有する元素である。Tiの炭化物であるTiCは高い硬度を有しているため、TiCを析出させることによって鋼板の耐摩耗性を向上させることができる。しかし、Ti含有量が0.10%未満であると、TiCを有効に形成させることができない。そのため、Ti含有量を0.10%以上とする。Ti含有量は0.15%以上とすることが好ましい。一方、Ti含有量が1.00%を超えると、TiCが過剰となり鋼板の広幅曲げ加工性を低下させるとともに、コストが増加する。そのため、Ti含有量は1.00%以下とする。Ti含有量は0.9%以下とすることが好ましい。
Bは、極微量の添加で焼入れ性を著しく向上させ、それにより鋼板の硬度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、B含有量を0.0003%以上とする。一方、B含有量が0.0100%を超えると、ホウ化物などの析出によりかえって焼入性が低下し、その結果、鋼板の硬度が低下する。そのため、B含有量は0.0100%以下とする。B含有量は0.0050%以下とすることが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒化物の形成により結晶粒を微細化し、延性を向上させる作用を有する元素である。Al含有量が0.01%未満であると延性が低下し、その結果、広幅曲げ加工性が劣化する。そのため、Al含有量を0.01%以上とする。一方、Al含有量が0.06%を超えると、過剰に窒化物を形成し、表面疵の発生が増加する。また、Al含有量が0.06%を超えると、酸化物系介在物が増大して延性が低下し、その結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Al含有量は0.06%以下とする。なお、Al含有量は0.05%以下とすることが好ましく、0.04%以下とすることがより好ましい。
Nは、不可避的不純物として含有される元素であり、窒化物などを形成することにより結晶粒の細粒化に寄与する。しかし、析出物が過剰に形成されると延性が低下し、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、N含有量を0.0100%以下とする。N含有量は0.0060%以下とすることが好ましく、0.0040%以下とすることがより好ましい。なお、N含有量の下限は特に限定されないが、0.0010%未満に低減することは工業的規模の製造では難しいため、生産性の観点からは、N含有量を0.0010%以上とすることが好ましい。
Cuは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。Cuを添加する場合、前記効果を得るためにCu含有量を0.01%以上とする。一方、Cu含有量が0.5%を超えると、表面疵が発生しやすくなるなど、製造性が低下することに加え、合金コストが上昇する。そのため、Cuを添加する場合、Cu含有量を0.5%以下とする。
Niは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。Niを添加する場合、前記効果を得るためにNi含有量を0.01%以上とする。一方、Ni含有量が3.0%を超えると、合金コストの上昇を招く。そのため、Niを添加する場合、Ni含有量は3.0%以下とする。
Moは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。Moを添加する場合、その効果を得るためにMo含有量を0.1%以上とする。一方、Mo含有量が1.0%を超えると、溶接性の劣化や合金コストの上昇を招く。そのため、Moを添加する場合、Mo含有量を1.0%以下とする。
Vは、焼入性を向上させる元素であり、さらなる硬度向上のために任意に添加することができる。また、Vは、VNとして析出することで固溶Nの低減に有効な元素である。Vを添加する場合、前記効果を得るためにV含有量を0.01%以上とする。一方、0.10%を超えて添加すると硬質なVCの析出により延性が低下する。そのため、Vを添加する場合、V含有量は0.10%以下、好ましくは0.08%以下、より好ましくは0.05%以下とする。
Nbは、基地相の硬さを増加させ、耐摩耗性のさらなる向上に寄与する元素である。またNbは炭窒化物を形成し、旧オーステナイト粒を微細化する。Nbを添加する場合、前記効果を得るためにNb含有量を0.005%以上、好ましくは0.007%以上とする。一方、Nb含有量が0.020%を超えるとNbCが多量に析出して延性が低下し、その結果、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Nbを添加する場合、Nb含有量を0.020%以下とする。Nb含有量は0.018%以下とすることが好ましい。
Wは、Moと同様に焼入性を向上させる元素であり、任意に添加することができる。Wを添加する場合、前記効果を得るためにW含有量を0.01%以上とする。一方、W含有量が0.5%を超えると、合金コストの上昇を招く。そのため、Wを添加する場合、W含有量を0.5%以下とする。
Coは、焼入性を向上させる元素であり、任意に添加することができる。Coを添加する場合、前記効果を得るためにCo含有量を0.01%以上とする。一方、Co含有量が0.5%を超えると、合金コストの上昇を招くため、Coを添加する場合、Co含有量を0.5%以下とする。
Caは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素であり、任意に添加することができる。その効果を発揮させるためには、0.0005%以上の添加が必要である。そのため、Caを添加する場合、Ca含有量を0.0005%以上とする。一方、0.0050%を超えて添加すると、鋼中の介在物量増大による延性の低下を招き、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Caを含有させる場合は、Ca含有量を0.0050%以下、好ましくは0.0025%以下とする。
Mgは、高温で安定な酸化物を形成し、旧オーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制し、延性を向上させる元素である。その効果を発揮させるためには、0.0005%以上の添加が必要である。そのため、Mgを添加する場合、Mg含有量を0.0005%以上とする。一方、0.0100%を超えて添加すると、鋼中の介在物量増大による延性の低下を招き、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、Mgを含有させる場合、Mg含有量を0.0100%以下、好ましくは0.0050%以下とする。
REM(希土類金属)も、Caと同様に鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質を改善する効果があり、その効果を得るためには0.0005%以上の添加が必要である。そのため、REMを添加する場合、REM含有量を0.0005%以上とする。一方、0.0200%を超えて添加しても、その効果が飽和する。そのため、REMを含有させる場合は、REM含有量を0.0200%以下、好ましくは0.0100%以下とする。
マルテンサイトの体積率:90%以上
本発明においては、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率を90%以上とする。マルテンサイトの体積率が90%未満であると、耐摩耗鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積率を90%以上とする。一方、マルテンサイトの体積率は高いほどよいため、該体積率の上限は特に限定されず、100%であってよい。前記マルテンサイトの体積率は、実施例に記載した方法で測定することができる。
本発明の耐摩耗鋼板においては、鋼の成分組成と組織を制御することに加えて、粗大なTiCを析出させることによって耐摩耗性を向上させる。TiCは硬質であるため耐摩耗性を向上させる効果を有しているが、大きさが0.5μm未満のTiCでは十分な耐摩耗性向上効果を得ることができない。また、大きさが0.5μm以上のTiCが析出している場合でも、該TiCの個数密度(1mm2当たりの個数)が400個/mm2未満では、耐摩耗性向上効果がほとんど得られない。そのため、0.5μm以上の大きさを有するTiC析出物の個数密度を400個/mm2以上とする。一方、前記個数密度の上限は特に限定されないが、通常は、5000個/mm2以下である。なお、前記TiC析出物には、TiCとTiNやTiSとの複合介在物も含む。前記個数密度は、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さの位置における値とする。また、ここでTiC析出物の「大きさ」は、TiC析出物の円相当径とする。前記個数密度は、実施例に記載した方法で測定することができる。
ブリネル硬さ:360HBW 10/3000以上
本願発明の耐摩耗鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで360HBW 10/3000以上である。表面硬度の限定理由を以下に説明する。
幅方向硬度差:30Hv10以下
耐摩耗鋼板に局所的な硬化部または軟化部が存在する場合、軟化部または硬化部周辺にひずみが集中し延性が低下するため、優れた広幅曲げ加工性を得ることができない。そのため、本発明では、耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差を、ビッカース硬さで30Hv10以下とする。硬度差を前記の範囲とすることにより、広幅での曲げ加工時においても良好な曲げ特性が得られる。また、通常、鋼板は長手方向(圧延方向)に移動させながら製造されるので、幅方向(圧延直交方向)に均一性が保たれていれば長手方向も均一となる。
本発明の耐摩耗鋼板の板厚は特に限定されず、任意の板厚とすることができる。しかし、板厚が4~60mmの耐摩耗鋼板には特に広幅曲げ加工性が求められることから、耐摩耗鋼板の板厚を4~60mmとすることが好ましい。
次に、本発明の一実施形態における耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延した後に、焼入れを含む熱処理を後述する条件で行うことによって製造することができる。
上記鋼素材としては、任意の形態の素材を使用することができる。前記鋼素材は、例えば、鋼スラブであってよい。
前記鋼素材を、熱間圧延に先だって加熱温度まで加熱する。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱しても良い。
前記加熱温度がAc3変態点未満であると、加熱後の鋼板のミクロ組織中にフェライト相が含まれるため、焼入後に十分な硬さを得ることができないないだけでなく、ミクロ組織を均一にできない。そのため、前記加熱温度は、Ac3変態点以上とする。一方、前記加熱温度が1300℃より高いと、加熱に際して過大なエネルギーが必要となるため製造性が低下する。そのため、前記加熱温度は1300℃以下、好ましくは1250℃以下、より好ましくは1200℃以下、さらに好ましくは1150℃以下とする。
Ac3(℃)=912.0-230.5×C+31.6×Si-20.4×Mn-39.8×Cu-18.1×Ni-14.8×Cr+16.8×Mo
(ただし、上記式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする。)
次いで、前記加熱された鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記熱間圧延の条件は特に限定されず、常法に従って行うことができる。本発明においては、熱間圧延後の熱処理過程において鋼板の硬度などを制御するため、熱間圧延の条件は特に限定されない。しかし、鋼素材の変形抵抗を低下させ、圧延機への負荷を低減するという観点からは、圧延終了温度を750℃以上とすることが好ましく、800℃以上とすることがより好ましく、850℃以上とすることがさらに好ましい。一方、オーステナイト粒の著しい粗大化と、それに起因する熱処理後の延性の低下を防止するという観点からは、圧延終了温度を1000℃以下とすることが好ましく、950℃以下とすることがより好ましい。
前記焼入れを直接焼入れで行う場合には、前記熱間圧延後の熱延鋼板をAr3変態点以上の冷却開始温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する。
前記冷却開始温度がAr3変態点以上であれば、オーステナイト域から焼入れが開始されるため、所望のマルテンサイト組織を得ることができる。冷却開始温度がAr3点未満であると、フェライトが生成するため、最終的に得られるミクロ組織におけるマルテンサイトの体積率が90%未満となる。マルテンサイトの体積率が90%未満であると、鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、鋼板の耐摩耗性が低下する。さらに、冷却開始温度がAr3点未満であると、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。一方、前記冷却開始温度の上限は特に限定されないが、950℃以下とすることが好ましい。
Ar3(℃)=910-273×C-74×Mn-57×Ni-16×Cr-9×Mo-5×Cu
(ただし、上記式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする。)
前記冷却停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高められず、所望の硬さを得ることができない。さらに、冷却停止温度がMf点より高いと、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、冷却停止温度はMf点以下とする。マルテンサイトの体積率を高めるという観点からは、前記冷却停止温度を、(Mf点-100℃)以下とすることが好ましく、(Mf点-120℃)以下とすることがより好ましく、(Mf点-150℃)以下とすることがさらに好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、過度の冷却は製造効率の低下を招くため、冷却停止温度を室温以上とすることが好ましい。
前記焼入れを再加熱焼入れで行う場合には、まず、前記熱間圧延後の熱延鋼板を冷却し、前記冷却後の熱延鋼板をAc3変態点以上950℃以下の再加熱温度まで再加熱する。その後、再加熱後の前記熱延鋼板を前記再加熱温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する。
熱延鋼板をAc3変態点以上に再加熱することによりミクロ組織をオーステナイトとできるため、その後の焼入れ(冷却)によりマルテンサイト組織を得ることができる。再加熱温度がAc3変態点未満であると、フェライトが生成し十分に焼きが入らないため、鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、最終的に得られる鋼板の耐摩耗性が低下する。そのため、前記再加熱温度をAc3変態点以上とする。一方、再加熱開始温度が950℃より高いと、結晶粒が粗大化し加工性が低下する。そのため、前記再加熱温度を950℃以下とする。なお、前記再加熱温度から冷却を開始するためには、例えば、再加熱に用いた炉から熱延鋼板が出た直後に冷却を開始すればよい。
前記冷却停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高められず、所望の硬さを得ることができない。さらに、冷却停止温度がMf点より高いと、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、冷却停止温度はMf点以下とする。マルテンサイトの体積率を高めるという観点からは、前記冷却停止温度を、(Mf点-100℃)以下とすることが好ましく、(Mf点-120℃)以下とすることがより好ましく、(Mf点-150℃)以下とすることがさらに好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、過度の冷却は製造効率の低下を招くため、冷却停止温度を室温以上とすることが好ましい。
Mf(℃)=410.5-407.3×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo
(ただし、上記式中の元素記号は質量%で表した各元素の含有量であり、含有されていない元素の含有量は0とする。)
上記焼入れの冷却過程における冷却速度は特に限定されず、マルテンサイト相が形成される冷却速度であれば任意の値とすることができる。例えば、冷却開始から冷却停止の間における平均冷却速度は、10℃/s以上とすることが好ましく、15℃/s以上とすることがより好ましく、20℃/s以上とすることがさらに好ましい。一方、前記平均冷却速度は、原理上、高ければ高いほど良いため、上限も特に限定されない。しかし、冷却速度を高くするためにはそれに対応し得る冷却設備が必要となることから、前記平均冷却速度は、150℃/s以下とすることが好ましく、100℃/s以下とすることがより好ましく、80℃/s以下とすることがさらに好ましい。なお、ここで、前記平均冷却速度は、鋼板の板幅方向中央位置における表面温度での平均冷却速度を指すものとする。前記表面温度は、放射温度計等を用いて測定することができる。
本発明では、前記焼入れの冷却過程における、前記熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差、および幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差を、それぞれ5℃/s以下とする。前記平均冷却速度の差(以下、「冷却速度差」という場合がある)が5℃/sより大きいと、隣接する2点間のビッカース硬度の差が30Hv10より大きくなり、広幅曲げ加工性が劣化する。なお、ここで平均冷却速度とは、鋼板の表面温度での平均冷却速度を指すものとする。前記表面温度は、放射温度計等を用いて測定することができる。
本発明の一実施形態においては、焼入れされた熱延鋼板に対して、さらに任意に焼戻しを施すことができる。焼戻しを行うことにより、鋼板の硬さの均一性をさらに向上させることができる。焼戻しを行う場合、上記焼入れにおける冷却停止温度は、(Mf点-100℃)未満とすることが好ましい。前記冷却停止温度で冷却を停止した後、以下に述べる焼戻し温度まで鋼板を加熱すればよい。
焼戻し温度が(Mf点-80℃)未満であると、焼戻しの効果が得られない。そのため、焼戻しを行う場合、焼戻し温度を(Mf点-80℃)以上、好ましくは(Mf点-60℃)以上、より好ましくは(Mf点-50℃)以上とする。一方、焼戻し温度が(Mf点+50℃)より高いと、表面硬度の低下が顕著となる。そのため、焼戻しを行う場合、焼戻し温度を(Mf点+50℃)以下、好ましくは(Mf点+30℃)以下、より好ましくは(Mf点+10℃)以下とする。
前記焼戻し温度に到達した後は、加熱を停止すれば良い。しかし、本発明の一実施形態においては、焼戻し温度まで加熱した後、さらに前記焼戻し温度に任意の保持時間の間、保持することができる。前記保持時間は、特に限定されないが、焼戻しの効果を高めるという観点からは、60秒以上とすることが好ましく、5分以上とすることがより好ましい。一方、保持時間が過度に長いと鋼板の硬度が低下する場合があるため、温度保持を行う場合、保持時間は60分以下とすることが好ましく、30分以下とすることがより好ましく、20分以下とすることがさらに好ましい。
前記焼戻しにおける焼戻し温度までの昇温速度は特に限定されない。しかし、生産性の観点からは、焼戻し温度までの平均昇温速度を0.1℃/s以上とすることが好ましく、0.5℃/s以上とすることがより好ましい。また、前記平均昇温速度を2℃/s以上とすることにより、炭化物を微細に析出させ、その結果、広幅曲げ加工性をさらに向上させることができる。そのため、さらに広幅曲げ加工性を向上させるという観点からは、前記平均昇温速度を2℃/s以上とすることが好ましく、10℃/s以上とすることがより好ましい。一方、前記平均昇温速度の上限は特に限定されないが、過度に昇温速度を高めると、再加熱を行うための設備が大型化することに加え、エネルギー消費量の増大が問題となる。そのため、前記平均昇温速度は30℃/s以下とすることが好ましく、25℃/s以下とすることがより好ましい。
上述したように、前記焼入れにおける冷却停止温度がMf点より高いと、マルテンサイトの体積率を十分に高められず、所望の硬さを得ることができない。さらに、冷却停止温度がMf点より高いと、幅方向に硬度差を生じるため、広幅曲げ加工性が低下する。そのため、冷却停止温度はMf点以下とする。一方、冷却停止温度が(Mf点-100℃)未満であると、冷却停止後に空冷を行っても焼戻し効果を得ることができない。そのため、本実施形態では冷却停止温度を(Mf点-100℃)以上とする。空冷による焼戻し効果を高めるという観点からは、前記冷却停止温度を(Mf点-80℃)以上とすることが好ましく、(Mf点-50℃)以上とすることがより好ましい。
鋼板の表面から1mmの深さの位置が観察位置となるよう、各鋼板からサンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて10mm×10mmの範囲を撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによってマルテンサイトの面積分率を求めた。ランダムに10視野の観察を行い、得られた面積分率の平均値をマルテンサイトの体積率とした。
表面から1mmの深さの位置が観察位置となるよう、各鋼板の幅方向中央からサンプルを採取した。前記サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、分析装置付SEMを用いて10mm×10mmの範囲を撮影した。撮影された像を画像解析装置を用いて解析することにより、0.5μm以上の大きさを有するTiC析出物の個数密度を求めた。なお、前記TiC析出物の大きさは、円相当直径として算出した。
得られた耐摩耗鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2243(1998)の規定に準拠してブリネル硬さを測定した。前記測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび脱炭層の影響を除くため、鋼板表裏面から1mmの深さまでの領域を研削除去したのちに実施した。したがって、測定された硬度は、鋼板表面から1mmの深さの面における表面硬度である。なお、幅方向における測定位置は、板幅の1/4位置とした。また、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。
前記耐摩耗鋼板の表面から1mmの深さにおけるビッカース硬さを、板幅方向に10mm間隔で測定した。前記測定においては、耐摩耗鋼板の両端部、片側辺り50mmの領域を測定範囲から除外した。得られた値から、隣接する2点間におけるビッカース硬さの差の絶対値を求め、その最大値を表3に示した。前記ビッカース硬さの測定における試験荷重は10kgとした。
得られた鋼板から、幅200mm×長さ300mmの曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度:180°での曲げ試験を実施した。前記曲げ試験における、割れ発生のない最小の曲げ半径R(mm)、および板厚t(mm)から、限界曲げ半径R/tを求めた。
以上の方法により得られた評価結果を、表3に示す。表3に示した結果から分かるように、本願発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、表面硬度がブリネル硬さで360HBW 10/3000以上であり、耐摩耗性に優れている。加えて、本願発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、上記曲げ試験における限界曲げ半径R/tが6.0以下と、広幅曲げ加工性が良好であった。このように、本発明の耐摩耗鋼板は、優れた耐摩耗性と広幅曲げ加工性を兼ね備えていた。この結果から、本発明によれば、耐摩耗鋼板の表面硬度を低下させることなく広幅曲げ加工性を向上できることが分かる。
Claims (10)
- 質量%で、
C :0.20~0.45%、
Si:0.10~1.00%、
Mn:0.50~2.0%、
P :0.020%以下、
S :0.010%以下、
Cr:0.01~2.0%、
Ti:0.10~1.00%、
B :0.0003~0.0100%、
Al:0.01~0.06%、および
N :0.0100%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
表面から1mmの深さにおける、円相当径が0.5μm以上であるTiC析出物の個数密度が400個/mm2以上であり、
表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで360HBW 10/3000以上であり、
板幅が200mm以上であり、
表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差が、すべての隣接する前記2点間において、ビッカース硬さで30Hv10以下である、耐摩耗鋼板。 - 前記成分組成が、質量%で、
Cu:0.01~0.5%、
Ni:0.01~3.0%、
Mo:0.1~1.0%、
V :0.01~0.10%、
Nb:0.005~0.020%、
W :0.01~0.5%、および
Co:0.01~0.5%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1に記載の耐摩耗鋼板。 - 前記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0005~0.0050%、
Mg:0.0005~0.0100%、および
REM:0.0005~0.0200%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1または2に記載の耐摩耗鋼板。 - 質量%で、
C:0.20~0.45%、
Si:0.10~1.00%、
Mn:0.50~2.0%、
P :0.020%以下、
S :0.010%以下、
Cr:0.01~2.0%、
Ti:0.10~1.00%、
B :0.0003~0.0100%、
Al:0.01~0.06%、および
N :0.0100%以下を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を、Ac3変態点以上、1300℃以下の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板に焼入れを施す、耐摩耗鋼板の製造方法であって、
前記焼入れが、
(a)前記熱延鋼板をAr3変態点以上の冷却開始温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する直接焼入れ、または、
(b)前記熱延鋼板を冷却し、前記冷却後の熱延鋼板をAc3変態点以上950℃以下の再加熱温度まで再加熱し、再加熱後の前記熱延鋼板を前記再加熱温度から、Mf点以下の冷却停止温度まで冷却する再加熱焼入れであり、
前記焼入れの冷却過程における、前記熱延鋼板の幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向1/4位置における平均冷却速度との差、および幅方向中央位置における平均冷却速度と幅方向3/4位置における平均冷却速度の差が、それぞれ5℃/s以下であり、
前記耐摩耗鋼板は、
表面から1mmの深さにおけるマルテンサイトの体積率が90%以上であり、
表面から1mmの深さにおける、円相当径が0.5μm以上であるTiC析出物の個数密度が400個/mm2以上であり、
表面から1mmの深さにおける硬度がブリネル硬さで360HBW 10/3000以上であり、
表面から1mmの深さにおける硬度の、板幅方向に10mm間隔で隣接する2点間における差として定義される幅方向硬度差が、すべての隣接する前記2点間において、ビッカース硬さで30Hv10以下である、耐摩耗鋼板の製造方法。 - 前記焼入れにおける冷却停止温度が(Mf点-100℃)未満であり、
前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を(Mf点-80℃)以上、(Mf点+50℃)以下である焼戻し温度で焼戻しする、請求項4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 - 前記焼戻しにおいて、前記焼戻し温度に60s以上保持する、請求項5に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
- 前記焼戻しにおける平均昇温速度が、2℃/s以上である、請求項5または6に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
- 前記焼入れにおける冷却停止温度がMf点以下、(Mf点-100℃)以上であり、
前記焼入れ後、焼入れされた熱延鋼板を空冷する、請求項4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、質量%で、
Cu:0.01~0.5%、
Ni:0.01~3.0%、
Mo:0.1~1.0%、
V :0.01~0.10%、
Nb:0.005~0.020%、
W :0.01~0.5%、および
Co:0.01~0.5%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項4~8のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0005~0.0050%、
Mg:0.0005~0.0100%、および
REM:0.0005~0.0200%
からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項4~9のいずれか一項に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
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