(57)【要約】      （修正有）【課題】溶接性に優れる耐摩耗鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの１種または２種以上を含有し、Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０が０．６０％以下であり、かつ、ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）が４５以上で残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板。但し、式中の各元素は含有量（質量％）である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．６０％以下であり、かつ、（２）式で示されるＤＩ＊が４５以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接性に優れた耐摩耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２）
但し、（１）、（２）式で、各元素は含有量（ｍａｓｓ％）とする。
【請求項２】
更に、金属組織が、旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とすることを特徴とする請求項１記載の溶接性に優れた耐磨耗鋼板。
【請求項３】
更に、表面硬度がブリネル硬さで５６０ＨＢＷ１０／３０００以上有する請求項１または２に記載の溶接性に優れた耐磨耗鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建設、土木、鉱山等の分野で使用される、例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットなどの産業機械や運搬機器等のうち、土砂との接触による摩耗が問題となるような部材用として好適な耐摩耗鋼板で、特に、溶接性に優れるものに関する。
【背景技術】
【０００２】
土、砂等による摩耗を受ける部材には、長寿命化のため、耐摩耗性に優れた鋼材が使用される。鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することにより、向上することが知られ、耐摩耗性が要求される部材には、Ｃ量を高くし、高硬度化した鋼材が使用されてきた。
【０００３】
しかし、高Ｃ鋼は、一般的に溶接性が悪く、溶接施工時に低温割れが発生するため、Ｃ量を一定量以下として溶接性を改善し、耐摩耗性はその他の成分組成で調整したり（特許文献１，２，３，４，５，７）、高Ｃ鋼であってもパラメータ式を用いて成分調整を行い、低温焼き戻しを行うことが提案されてきた（特許文献６）。
【０００４】
特許文献１，２，３，４，５，７は、添加するＣ量を０．３５％以下と規制している。
特許文献１は、スラリー状物質や摩耗性の高い硬質の物質の輸送に用いられる耐磨耗鋼管として好適な耐磨耗鋼材で、フェライトあるいはベイナイトとマルテンサイトとの２相組織とし耐摩耗性を確保している。
【０００５】
特許文献２は、金属組織をフェライト、ベイナイトあるいはフェライトとベイナイトの混合組織を地組織とし、さらに特定の面積分率の島状マルテンサイトを含むものとし耐摩耗性を向上させている。
【０００６】
特許文献３は、０．１０〜０．１９％Ｃ系においてＣｅｑを特定範囲に規定して溶接性を確保し、焼入れ時の加熱温度を高温とすることにより鋼板表面硬さをより高く、硬化深さを大きくすることで耐摩耗性を向上させている。
【０００７】
特許文献４は、０．２１〜０．３５％Ｃ系において希土類元素を添加し、パラメータ式ＰＨによって成分を調整して低温割れ感受性を低下させ、金属組織をマルテンサイトまたは低温焼戻しマルテンサイトとすることで耐摩耗性を向上させている。
【０００８】
特許文献５は、０．０５〜０．２０％Ｃ系においてＢ、ＲＥＭを添加して溶接割れ感受性を著しく低くし、焼入れ後の焼き戻しを４００℃以下の低温焼き戻しとすることで耐摩耗性を向上させている。
【０００９】
特許文献７は、スラリー状物質の輸送に好適な耐摩耗鋼に関し、０．０５〜０．２０％Ｃ系においてＡｌを０．０２〜２．００％と多量に含有し、マルテンサイトを生成させることにより、硬さを低下させて耐摩耗性を向上する。
【００１０】
一方、特許文献６では、特許文献１〜７に比較してＣ量を０．３０〜０．５０％と多量に含有した成分系において、溶接性指標としてＰＨ式を規定して溶接後の耐遅れ割れ性を改善し、焼入れ後低温焼戻しを行うことで耐摩耗性を改善した鋼板が提案されている。
【特許文献１】特許第２９７０３０９号公報
【特許文献２】特許第３００３４５１号公報
【特許文献３】特許第１７９８２９２号公報
【特許文献４】特許第１２５４３９１号公報
【特許文献５】特許第１１３８７９９号公報
【特許文献６】特許第１９８３３１４号公報
【特許文献７】特許第２８６４９６０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
上述したように、従来の耐摩耗鋼は、溶接性や耐摩耗性の観点から鋼中Ｃ量をその他の添加元素の種類や焼戻し温度によって増減させるものであるが、成分組成によっては所望の効果が得られないことが懸念される。
【００１２】
例えば、特許文献６記載のように、Ｍｎ量が０．５０％以上と高く、一般的にＭｎが高いと、Ｐの粒界偏析を助長し、このため溶接後、あるいは、ガス切断などの溶断後にＰの濃化した粒界を起点とした遅れ破壊が発生する可能性が高い。
【００１３】
そこで、本発明は、比較的多量のＣを含有する成分組成で、耐摩耗性を確保し、溶接施工性および耐遅れ破壊特性など、溶接性に優れる耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
発明者等は、上記した目的を達成するために、耐摩耗性と溶接性に影響する各種要因について、鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃを０．３８％以上、Ｍｎを０．５０％以下とし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂを適量添加し、かつ、（１）式で示されるＣｅｑ＊を０．６０％以下とすることによって溶接後、および、ガス切断などの溶断後に、低温割れのような遅れ破壊が発生せずに、かつ、耐磨耗性を著しく改善することが可能であることを見出した。尚、本発明で、「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。
【００１５】
本発明は、得られた知見に、更に検討を加えて完成されたもので、すなわち、本発明は
（１）質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．６０％以下であり、かつ、（２）式で示されるＤＩ＊が４５以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶接性に優れた耐摩耗鋼板。
Ｃｅｑ＊＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０・・・・・（１）
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（２）
（２）更に、金属組織が、旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とすることを特徴とする（１）記載の溶接性に優れた耐磨耗鋼板。
（３）更に、表面硬度がブリネル硬さで５６０ＨＢＷ１０／３０００以上有する（１）または（２）に記載の溶接性に優れた耐磨耗鋼板。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、溶接性に優れる耐磨耗鋼板を製造することが可能で、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
まず、鋼組成を規定した理由について説明する。なお、以下の％表示は、いずれも質量％で表す。
Ｃ：０．３８〜０．５０％
Ｃは、マトリクス硬度を向上させ耐磨耗性を向上させる元素である。磨耗性を著しく改善するためには、０．３８％以上の添加が必要である。一方、０．５０％以上添加すると、溶接性が劣化する。したがって、０．３８％以上、０．５０％以下とした。なお、好ましくは、０．３８〜０．４５％である。
【００１８】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。また、鋼に固溶して固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であるが、１．０％を超える含有は、延性、靭性を低下させ、さらに介在物量が増加するなどの問題を生じる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０５〜０．４０％である。
【００１９】
Ｍｎ：０．１〜０．５％
Ｍｎは、焼入れ性を改善するために有効な元素で、０．１％以上必要である。また、Ｐの粒界偏析を助長し、遅れ破壊を発生しやすくするため０．５％以下とする。
【００２０】
図１に、ｙ形溶接割れ試験結果に及ぼすＭｎ量の影響を示す。Ｍｎ添加量が０．５％以下の場合には予熱温度が１５０℃であっても割れが発生せず、低温割れ感受性が低下する。
【００２１】
供試鋼はｍａｓｓ％で、０．４２％Ｃ−０．２１％Ｓｉ−０．１２〜１．０％Ｍｎ−０．００８％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．０２５％Ａｌ―０．０２２％Ｎｂ−０．０２％Ｔｉ―０．００１５％Ｂを含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗを適宜添加し、Ｃｅｑ＊を０．６０％と一定とした鋼片を、３０ｍｍｔに圧延後、空冷し、その後９００℃に再加熱したのちに焼入れて製造した。
【００２２】
また、最も厳しい条件を再現するために、脆化処理として、４００℃の低温焼戻し脆性温度で焼き戻した。得られた鋼板について、ＪＩＳＺ３１８５で規定されているｙ形溶接割れ試験を予熱温度１５０、１７５、２００℃、試験溶接：ＳＭＡＷ、試験雰囲気２０℃−６０％によって実施した。
【００２３】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸材として作用し、このような効果は、０．００２０％以上の含有で認められるが、０．１％を超える多量の含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌは０．１％以下に限定することが好ましい。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、炭窒化物あるいは炭化物として析出し、組織を微細化し、遅れ破壊発生を抑制する効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上必要である。０．０５％以上添加すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。したがって、０．００５〜０．０５％とする。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、Ｎを固定することにより、ＢＮ析出を抑制しＢの焼入れ性向上効果を助長する効果を有する。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要であう。０．０５％以上添加すると、ＴｉＣを析出し母材靭性を劣化させる。そのため、０．００５〜０．０５％とする。
【００２６】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、微量添加により、焼入れ性を著しく改善する。その効果を得るためには、０．０００３％以上必要である。一方、０．００３０以上添加すると溶接性が劣化する。したがって、０．０００３〜０．００３％とする。
【００２７】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、遅れ破壊発生の起点となる。そのため、Ｐは０．０１０％以下とする。
【００２８】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、破壊の発生起点となる。そのため、Ｓは０．００５％以下とする。
【００２９】
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％の１種または２種以上
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を得るためには０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、添加する場合は０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．５％である。
【００３０】
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｎｉは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、その効果は０．１％以上の含有で顕著となる。一方、２．０％を越える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、添加する場合は０．１〜２．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜１．０％である。
【００３１】
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有し、その効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とするが、０．１％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、添加する場合は０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．４０％である。
【００３２】
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、添加する場合は０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．４０％である。
【００３３】
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、添加する場合は０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．４０％である。
【００３４】
Ｃｅｑ＊：０．６０％以下
Ｃｅｑ＊（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０、各元素は含有量（ｍａｓｓ％））が０．６０％を超えると、拘束度の小さい隅肉溶接においても、低温割れを防止するため予熱が必要となるため、０．６０％以下とした。
【００３５】
ＤＩ＊：４５以上
ＤＩ＊（＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１），各元素は含有量（ｍａｓｓ％））が４５以下の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍ未満となり、耐磨耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、ＤＩ＊は４５以上とする。
【００３６】
次に、本発明に係る耐摩耗鋼板として好ましい製造方法について説明する。本発明に係る耐摩耗鋼板は、上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とする。
【００３７】
次いで、鋼素材を、冷却することなく直ちに、または冷却後９５０〜１２５０℃に再加熱したのち、熱間圧延し、所望板厚（肉厚）の鋼板とする。所望の板厚にした鋼板は、熱間圧延直後、あるいは、空冷ー再加熱後に焼入れする。
【００３８】
上述した成分組成と製造条件の組み合わせにより、金属組織が、旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とし、表面硬度がブリネル硬さで５６０ＨＢＷ１０／３０００以上有する耐磨耗鋼板が得られる。
【００３９】
ミクロ組織：粒径が２０μmを超えると遅れ破壊感受性が高まり、溶接後あるいはガス切断後に遅れ破壊が発生する。従って、２０μm以下とする。
【００４０】
表面硬度：耐摩耗性は硬度が高い程良くなる。より過酷な使用条件下では表面硬度が高いほど望ましく、ＨＢＷ１０／３０００の値が５６０以上必要である。
【００４１】
従って、本発明では、５６０以上と規定した。尚、５６０以上とは、５点測定した平均値を指すものとする。
【実施例】
【００４２】
表１に示す種々の組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（５０ｋｇ）（鋼素材）とした。これら鋼素材を、１０５０〜１２５０℃に加熱したのち、熱間圧延を施して板厚６〜３２ｍｍの鋼板とした。得られた鋼板を９００℃に再加熱し、焼入れた。
【００４３】
得られた鋼板について、表面硬度測定、摩耗試験、ｙ形溶接割れ試験、ＣＴＳ試験を実施した。
【００４４】
表面硬度測定
ＪＩＳ規定に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。このとき、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。本発明範囲は、５６０ＨＢＷ以上とする。
【００４５】
摩耗試験
得られた鋼板から試験片（大きさ：ｔ×２０×７５ｍｍ）を採取し、ＡＳＴＭＧ６５の規定に準拠して、磨耗砂を使用してラバーホイール摩耗試験を実施した。試験後、試験片の摩耗量を測定した。
【００４６】
耐摩耗性は、軟鋼（ＳＳ４００）板の摩耗量を基準（１．０）として、耐摩耗比＝（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板の摩耗量）で評価した。耐摩耗比が大きいほど、耐摩耗性に優れていることを意味し、本発明範囲は、耐摩耗比が６．０以上とする。
【００４７】
ｙ形溶接割れ試験
得られた鋼板からＪＩＳＺ３１５８に準拠してｙ形溶接割れ試験片を採取し、予熱温度１５０℃、試験雰囲気２０℃−６０％において、溶接割れ試験（試験溶接：ＳＭＡＷ）を実施し、割れの有無を調査した。
【００４８】
ＣＴＳ試験
ＷＥＳに準拠して採取したＣＴＳ試験片を用いて、予熱無し，試験雰囲気２０℃−６０％で、試験溶接をＳＭＡＷにより行い、溶接割れ試験を実施し、割れの有無を調査した。
【００４９】
得られた結果を表２に示す。鋼板Ｎｏ．１〜４の本発明例は、ｙ形溶接割れ試験で割れが発生しておらず溶接性に優れ、かつ、表面硬度が５６０ＨＢＷ以上、耐磨耗比が６以上の、耐磨耗性が非常に優れた鋼板となっている。
【００５０】
鋼板Ｎｏ．５〜７の比較例は、耐磨耗比が６未満で耐磨耗性が低下しているか（鋼板Ｎｏ．５）、ｙ形溶接割れ試験および／またはＣＴＳ試験で割れが発生している（鋼板Ｎｏ．６，７）。
【００５１】
【表１】
2008214651.tif 000003
【００５２】
【表２】
2008214651.tif 000004
【００５３】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】ｙ形溶接割れ試験結果に及ぼすＭｎ量の影響を示す図。
【図１】
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