(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５％未満、Ｃｒ：０．１〜０．４５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、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０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が４９以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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）
【請求項２】
請求項１記載の組成に、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が４９以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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）
【請求項３】
請求項１または2記載の組成に、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が４９以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が３０μｍ以下の旧オーステナイト粒径であるマルテンサイトを基地相とする耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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）
【請求項４】
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する請求項１乃至３のいずれか一つに記載の耐低温焼戻し脆化割れ特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、溶接後の熱影響部や、ガス切断、プラズマ切断など熱溶断後の熱影響部で、低温焼戻し脆化温度域に再加熱された領域において発生する割れの防止に優れる耐摩耗鋼に関し、特に産業機械や運搬機器のうち、溶接や溶断などの加工を受けて製造される部材用として好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することにより向上し、耐摩耗性が要求される部材には、Ｃ量を高くし、焼入れ熱処理や焼入れ−低温焼戻し熱処理を実施した耐磨耗鋼板が使用されている。
【０００３】
しかし、焼入れ熱処理や焼入れ−低温焼戻し熱処理により製造する耐磨耗鋼など高硬度な鋼材は３００〜４００℃程度の低温焼戻し脆化温度域に再加熱されると、常温に冷却後、遅れ割れが発生する場合がある。溶接や、ガス切断、プラズマ切断など熱溶断で低温焼き戻し脆化温度域に再加熱された部位が存在すると、常温に冷却後、遅れ割れが発生しやすい。
【０００４】
耐磨耗鋼を使用する際には、溶接やガス切断などの加工が行われることが多く、ガス切断面近傍や、溶接熱影響部などでは、鋼材が低温焼戻し脆化温度域に再加熱されることを回避することは不可能であり、上述した遅れ割れの発生防止に優れる耐摩耗鋼が要望されている。
【０００５】
例えば、特許文献１〜６等で提案されている耐遅れ破壊特性に優れる耐摩耗鋼は、製造ままの鋼板で耐遅れ破壊特性を改善するもので、低温焼戻し脆化温度域に再加熱された後の遅れ破壊特性を改善しているわけではない。
【特許文献１】特開２００２−１１５０２４号公報
【特許文献２】特開２００２−８０９３０号公報
【特許文献３】特開平０５−５１６９１号公報
【特許文献４】特開平０１−２５５６２２号公報
【特許文献５】特開昭６３−３１７６２３号公報
【特許文献６】特開２００３−１７１７３０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
そこで、本発明は、溶接や溶断の熱影響により低温焼戻し脆化温度域に加熱された領域における、常温に冷却後の遅れ破壊が抑制された耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れる耐磨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】
【０００７】
発明者らは、上記目的を達成するために、耐磨耗鋼における耐低温焼戻し脆化割れ特性に影響する各種要因について、鋭意検討し、Ｃを０．２０〜０．３５％添加し、Ｍｎを０．４５％未満、Ｐを０．０２０％以下とすることによって、優れた耐磨耗性を確保しつつ、耐低温焼戻し脆化割れ特性を著しく改善することが可能であることを見出した。
【０００８】
耐低温焼戻し脆化割れ特性は、Ｍａｓｓ％で、０．２３％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．３〜１．５％Ｍｎ−０．００３〜０．０３０％Ｐ−０．０２％Ｔｉ−０．００１２％Ｂを含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ，Ｗを適宜添加し、Ｃｅｑ＊を０．５０％と一定とした鋼片を供試鋼とし、２５ｍｍｔに圧延後、空冷し、その後９００℃に再加熱したのちに焼入れし、得られた鋼板について、図１に示すＴ形隅肉溶接割れ試験を実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３層６パスの溶接を実施した。
【０００９】
図２にＴ形隅肉溶接割れ試験結果を、Ｍｎ量、Ｐ量で整理した結果を示す。Ｍｎ量が０．４５％以上、または、Ｐ量が０．０２０％を超えると、割れが発生する。
【００１０】
本発明は、得られた知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５％未満、Ｃｒ：０．１〜０．４５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、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０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が４９以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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）
２．１記載の組成に、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が４９以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織がマルテンサイトを基地相とする耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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）
３．１または2記載の組成に、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％を含有し、（１）式で示されるＣｅｑ＊が０．５５％以下、（２）式で示されるＤＩ＊が４９以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、ミクロ組織が３０μｍ以下の旧オーステナイト粒径であるマルテンサイトを基地相とする耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
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）
４．表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する１乃至３のいずれか一つに記載の耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、溶接やガス切断による熱影響で低温焼戻しを受けた領域における遅れ割れ特性に優れた耐磨耗鋼板を製造することができ、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】
【００１２】
まず、本発明の鋼板の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。
【００１３】
Ｃ：０．２０〜０．３５％
Ｃは、マトリクス硬度を高硬度化させ耐磨耗性を向上させる元素である。耐磨耗性を著しく改善するためには、０．２０％以上の添加が必要である。一方、０．３５％を超えて添加すると、溶接性が劣化する。したがって、０．２０〜０．３５％とした。なお、好ましくは、０．２０〜０．３０％である。
【００１４】
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、Ｓｉは、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。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．０５〜０．４０％である。
【００１５】
Ｍｎ：０．４５％未満
Ｍｎは、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、０．４５％未満とする。
【００１６】
一方、焼入れ性確保のためには、一定量を添加することが望ましく、また、合金コスト低減の観点からも、Ｍｎ添加は望ましいため、Ｍｎ量は０．３０％以上とすることが好ましい。
【００１７】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸材として添加し、その効果は、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％以下とする。
【００１８】
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る。一方、０．０５％を超えて添加すると、ＴｉＣを析出し母材靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０５％とする。
【００１９】
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％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、０．０００３％〜０．００３％とする。
【００２０】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、遅れ破壊発生の起点となるため、０．０２０％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、破壊の発生起点となるため、０．００５％以下とする。
【００２２】
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％のうち、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、この効果を得るために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、Ｃｕを添加する場合は、０．１〜１．０％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。
【００２３】
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、このような効果は０．１％以上の含有で顕著となる。一方、２．０％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉを添加する場合は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。
【００２４】
Ｃｒ：０．１〜０．４５％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有し、このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とするが、０．４５％を超える含有は、溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合は０．１〜０．４５％の範囲に限定することが好ましい。
【００２５】
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素である。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が、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合は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、０．０５〜０．８０％である。
【００２６】
Ｗ：０．０５〜１．０％
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。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が、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｗを添加する場合は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、０．０５〜０．８０％である。
【００２７】
Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上必要とするが、０．１０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｖは、０．００５〜０．１０％の範囲に限定することが好ましい。
【００２８】
Ｃａ、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
ＣａやＲＥＭは、Ｓと結合し、ＭｎＳ生成を抑制する。この効果を得るためには、０．０００５％以上必要であるが、０．００５０％を超えると、鋼の清状度を劣化させる。そのため、ＣａやＲＥＭは、０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２９】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％
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。一方、０．０２４％を超えて添加すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがあるため、０．００５〜０．０２４％とする。
【００３０】
Ｃｅｑ＊（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０）：０．５５％以下
Ｃｅｑ＊が０．５５％を超えると、溶接性が劣化する。そのため、０．５５％以下とした。
【００３１】
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））：４５以上
ＤＩ＊が４５未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍを下回り、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。
【００３２】
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００未満の場合には、耐摩耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、表面硬度をブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上とすることが望ましい。次に、製造方法について説明する。
［製造方法］
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−分塊圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００３３】
次いで得られた鋼素材を、冷却することなく直後に、または冷却した後に９５０〜１２５０℃に再加熱したのち、熱間圧延し、所望の板厚（肉厚）の鋼板とする。熱間圧延直後、あるいは、再加熱して焼入れを行う。必要に応じて３００℃以下での焼戻しを実施する。
【実施例】
【００３４】
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（１５０ｋｇ）（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とし、一部の鋼板については、圧延直後に焼入れ（ＤＱ）し、その他の鋼板については、圧延後空冷し、９００℃に再加熱後焼入れ（ＲＱ）を行った。
【００３５】
得られた鋼板について、旧オーステナイト粒径測定、表面硬度測定、Ｔ形隅肉溶接割
れ試験を下記の要領で実施した。
［旧オーステナイト粒径測定］
得られた鋼板の１／４・ｔ（板厚）部における粒径を測定した。光学顕微鏡で４００倍
で観察し、１００個の旧オーステナイト粒の各々の円相当粒径を測定し、それらの平均値
を旧オーステナイト粒径とした。
［表面硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。測定は、
１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。
［Ｔ形隅肉溶接割れ試験］
図１のとおりに実施した。溶接方法は、被覆アーク溶接、入熱１７ｋＪ／ｃｍとし、３
層６パスの溶接を実施し、試験溶接部長は２００ｍｍである。
【００３６】
得られた結果を表２に示す。本発明例（鋼板Ｎｏ．１，２，３，４、５，６）は、表面硬度が４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有し、かつ、Ｔ形隅肉溶接割れ試験で割れが発生していない。
【００３７】
一方、比較例（鋼板Ｎｏ．７，８）は、Ｔ形隅肉溶接割れ試験において、割れが発生し
ている。尚、表２のＴ形隅肉溶接割れ試験の表示で「無」は割れの発生が認められなか
ったもの、「有」は割れの発生が認められたことを示す。
【００３８】
【表１】
0005145804.tif 000002
【００３９】
【表２】
0005145804.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００４０】
【図１】Ｔ形隅肉溶接割れ試験を説明する図。
【図２】Ｔ形隅肉溶接割れ試験結果に及ぼすＭｎ量、Ｐ量の影響を示す図。
【図１】
0005145804.tif 000004
【図２】
0005145804.tif 000005