JP2009030094A

JP2009030094A - ガス切断面性状および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板

Info

Publication number: JP2009030094A
Application number: JP2007194286A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Murota; 康宏室田; Misao Ishikawa; 操石川; Yoshinori Watanabe; 好紀渡邉; Shinji Mitao; 眞司三田尾; Nobuo Shikauchi; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-07-26
Filing date: 2007-07-26
Publication date: 2009-02-12
Anticipated expiration: 2027-07-26
Also published as: JP5145805B2

Abstract

【課題】ガス切断面性状および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板を提供する。
【解決手段】特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗの１種または２種以上、必要に応じてＣａ、ＲＥＭの１種または２種を含有し、Ｃｅｑ＊（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｗ／１０）が０．５５％以下、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の
組成と旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とする。表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する鋼板。
【選択図】図１

Description

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板に関し、特に産業機械や運搬機器等のうち、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。

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。

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、遅れ破壊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、遅れ破壊が発生しやすい。

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、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。

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。
特開２００２−１１５０２４号公報特開２００２−８０９３０号公報特開平０５−５１６９１号公報特開平０１−２５５６２２号公報特開昭６３−３１７６２３号公報特開２００３−１７１７３０号公報

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。

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０．２０〜０．３０％添加し、Ｍｎを１．２％以下、Ｐを０．０１０％以下、旧オーステナイト粒径を３０μｍ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。

また、ＭｏとＷを０．０５％未満とすることにより、ガス切断面性状が改善することを見出した。

耐低温焼戻し脆化割れ特性は、Ｍａｓｓ％で、０．２３％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．２〜１．５％Ｍｎ−０．００３〜０．０３０％Ｐ−０．０２％Ｎｂ−０．０１％Ｔｉ−０．００１％Ｂを含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒを適宜添加し、Ｃｅｑ＊を０．５０％と一定とした鋼片を供試鋼とし、３２ｍｍｔ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、その後、図１に示すＴ形すみ肉溶接割れ試験を実施して評価した。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。

図２にＴ形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１．２％を超えるか、または、Ｐ量が０．０１０％を超えると、割れが発生する。これらの鋼板の旧オーステナイト粒径は、全て３０μｍ未満であり、割れの形態は、粒界破面であった。

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：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、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、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｗ：０．０５％未満を含有し、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、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４５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、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とするガス切断面性状および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４５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、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とするガス切断面性状および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．表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する１または２記載のガス切断面性状および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。

本発明によれば、ガス切断面性状に優れ、溶接やガス切断による熱影響で低温焼き戻しされた領域における遅れ破壊の抑制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。

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。

Ｃ：０．２０〜０．３０％
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、０．３０％を超えて添加すると、溶接性が劣化する。したがって、０．２０〜０．３０％とした。なお、好ましくは、０．２０〜０．２８％である。

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。

Ｍｎ：０．４５〜１．２％
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。ミクロ組織の旧オーステナイト粒径が３０μm以下の場合、１．２％以下とすることにより粒界破壊発生を抑制できる。

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添加は望ましく、Ｍｎ量は０．４５〜１．２％の範囲に限定する。

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。

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。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、０．０２４％以下とする。

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。

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％〜０．００３０％とする。

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ため、０．０１０％以下とする。

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。

Ｍｏ：０．０５％未満、Ｗ：０．０５％未満
ＭｏやＷは、ガス切断時に高融点酸化物を形成し、溶融鉄の流動性を劣化させるため、ガス切断面性状が劣化する。そのため、添加しないことが望ましく、各々、０．０５％未満に限定する。Ｍｏ，Ｗともに含有しないことが好ましい。

Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、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。

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。

Ｃｒ：０．１〜１．０％
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、０．１％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０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．８０％である。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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形すみ肉溶接割れ試験、ガス切断面性状調査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た。試験溶接部長は２００ｍｍである。
［ガス切断面性状調査］
切断面の粗さをＷＥＳ２８０１に準拠した等級で評価した。ガス切断条件は、以下のとおりとした。

切断酸素圧：５ｋｇｆ／ｍｍ^２、プロパン圧：４ｋｇｆ／ｍｍ^２，切断速度：３５０ｍｍ／ｍｉｎ．得られた結果を表２に示す。

本発明例（鋼板Ｎｏ．１，２，３，４）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せず、また、ガス切断面等級が１等級の優れたガス切断面性状を有している。

一方、比較例（鋼板Ｎｏ．５，６、７，８、９）は、Ｔ形隅肉溶接割れ試験において、割れが発生し、またはガス切断面等級が２等級で本発明例と比較してガス切断面性状に劣る。

尚、表２のＴ形すみ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。

Ｔ形隅肉溶接割れ試験を説明する図。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。

Claims

質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４５〜１．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、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、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｗ：０．０５％未満を含有し、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、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４５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、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とするガス切断面性状および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４５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、ミクロ組織が旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下のマルテンサイトを基地相とするガス切断面性状および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）
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上を有する請求項１または２記載のガス切断面性状および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐磨耗鋼板。