使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢及其制造方法

摘要

本发明提供具有HB400～HB520的硬度、长期使用中的硬度变化小、且韧性优异的耐磨耗钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.21％～0.30％、Si：0.30～1.00％、Mn：0.32～0.70％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～1.0％、B：0.0003～0.0030％、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下，还进一步含有V：0.01～0.1％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、Ca：0.0005～0.05％、Mg：0.0005～0.05％、REM：0.001～0.1％中的一种或两种以上，剩余部分为Fe，而且含有以下式(1)定义的M值为－10～16的成分。M＝26×[Si]－40×[Mn]－3×[Cr]+36×[Mo]+63×[V](1)

说明书

技术领域

本发明涉及具有建筑机械、产业机械等所要求的HB400以上、HB520以下的硬度、在使用中的硬度变化小、且韧性优异的耐磨耗钢及其制造方法。

背景技术

所谓耐磨耗钢，当然要求其具有长时间稳定的耐磨耗特性、能够经得起长期的使用。针对耐磨耗钢在使用中受到的来自环境的各种损伤，现有的发明公开了耐延迟裂纹性、耐热龟裂性、以及设想在低温下使用时的低温韧性等有所改善的方案。

例如，作为提供耐延迟裂纹性优异的钢板的制造技术的发明，报道了利用低Mn化的技术(例如，参照特开昭60-59019号公报)、以及使用在淬火后在200～500℃的低温下回火处理方法的技术(例如，特开昭63-317623号公报)。

为了提供耐热龟裂性优异的钢材，公开了限定Mn、Cr、Mo等成分的制造技术(例如，参照特开平1-172514号公报)，进而，作为低温韧性优异的钢的制造技术，还公开了以合金元素为主体并限定这些成分体系的技术(例如，参照特开2001-49387号公报、特开2005-179783号公报、特开2004-10996号公报)。

上述发明都是达到了各自目的的优异的发明，但是，着眼于是否能够维持长期稳定的硬度这一普通的耐磨耗钢所期待的最基本的特性，即，着眼于在室温附近长期使用的材料的硬度变化的发明目前尚没有找到。

发明内容

近年来，根据节约能源、节约资源的社会性要求，对于耐磨耗性和耐腐蚀性等维持材料长期功能所需要的特性，要求更长期的稳定性。尤其是，耐磨耗钢被用于各种磨耗环境下，即使一般在室温下使用的环境中，磨耗面也会因为磨擦热而使使用材料处于从室温至100℃左右的环境下，而且是长时间的处于这种环境下。但是，耐磨耗钢在这样的稍高于室温的温度范围下的特性、特别是硬度的变化几乎没有被研究过，而本发明的目的就在于提供一种在这样的环境下长期使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢及其制造方法。

为了解决上述课题，本发明是为了提供用于维持耐磨耗钢的长时间稳定的硬度的必要技术而完成的，其要点为：

(1)使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢，其特征在于，以质量％计含有C：0.21％～0.30％、Si：0.30～1.00％、Mn：0.32～0.70％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～1.0％、B：0.0003～0.0030％、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下，剩余部分为不可避免的杂质和Fe，而且含有以下式(1)定义的M值为M：-10～16的成分。

M＝26×[Si]-40×[Mn]-3×[Cr]+36×[Mo]+63×[V]  (1)

(2)上述(1)记载的使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢，其特征在于，以质量％计进一步含有V：0.01～0.1％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、Ca：0.0005～0.05％、Mg：0.0005～0.05％、REM：0.001～0.1％中的一种或两种以上。

(3)使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢板的制造方法，其特征在于，将含有上述(1)或(2)中记载的化学成分的钢进行热轧，之后从Ac₃点以上的温度进行淬火。

(4)使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢板的制造方法，其特征在于，将含有上述(1)或(2)中记载的化学成分的钢加热至1000℃～1270℃后，在850℃以上的温度下结束热轧，然后立即进行淬火。

本发明发现了用于防止一般在室温下使用的耐磨耗钢在长时间使用中的硬度变化的成分范围和成为合金设计的指标的M值，从而可以提供能够显著改善磨耗寿命的钢板。

附图说明

图1为表示合金元素对在150℃下保持10小时后的硬度变化的影响的图。

图2为表示合金元素对在150℃下保持10小时后的-20℃下的夏比冲击试样吸收能的影响的图。

具体实施方式

要实施本发明，根据作为耐磨耗钢材的硬度或韧性来规定合金添加量是非常重要的。首先，对规定本发明的钢成分的理由进行说明。

C：是提高硬度的最重要的元素，为确保淬火硬度，需要添加0.21％以上，但如果超过0.30％，则硬度变得过高，耐氢致裂纹性会显著受损，因此其上限设为0.30％。

Si：作为脱氧材料和抑制使用中的硬度降低的元素是有效的，添加0.30％以上时效果显著，但添加超过1.00％时则有可能影响韧性，因此上限设为1.00％以下。

Mn：主要作为提高淬火性的有效元素，需要在0.32％以上，但由于其会促进马氏体中的低温下的渗碳体的形成，因而具有降低硬度的作用，不优选大量的添加，因此，其范围设为0.32％～0.70％。

P：若大量存在时会使韧性降低，因此优选少量，含量上限为0.02％。不可避免混入的含量最好尽可能地低。

S：若大量存在时会使韧性降低，因此优选少量，含量上限为0.01％。S与P相同，不可避免的混入量最好尽可能地低。

Cr：改善淬火性的元素，需要添加0.1％以上，但若大量添加则有可能降低韧性，因此，其上限为2.0％以下。

Mo：具有在改善淬火性的同时抑制长期保持中的硬度变化的作用，因此需要添加0.1％以上，但添加超过1.0％时有可能影响韧性，因此其上限为1.0％。

B：是抑制铁素体的生成从而显著提高淬火性的元素，需要添加0.0003％以上，但添加量超过0.0030％时有生成硼化合物、反而使淬火性降低的倾向，因此其上限为0.003％。

Al：作为脱氧元素添加在钢中，需要添加0.01％以上，但添加超过0.1％时有影响韧性的倾向，因此其上限为0.1％。

N：若钢板中大量添加则会使韧性降低，因此优选少量，含量上限为0.01％以下。

以上是本发明涉及的基本成分，但在本发明中，作为改善母材的硬度和韧性的元素，还可以添加V、Nb和Ti，进而从改善延展性和韧性的元素的目的出发，还可以添加Ca、Mg和REM中的一种或两种以上。

V：是有助于改善淬火性、提高硬度的元素。需要添加0.01％以上，但若添加过剩则会影响韧性，因此其上限为0.1％。

Nb、Ti：是可以通过母材晶粒的细微化而改善韧性的元素，均添加0.005％就有效，但大量添加时有可能会形成碳氮化物等粗大的析出物而影响韧性，因此其添加量的范围为Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％。

Ca、Mg、REM：这些元素作为通过热轧中的硫化物的形变而防止延展性降低的元素均是有效的，通过分别添加Ca、Mg：0.0005％以上、REM：0.001％以上就可以发挥效果，但若添加过剩，则有可能在硫化物的粗大化的同时在熔炼时产生粗大的氧化物。因此，其添加范围分别为Ca：0.0005～0.05％、Mg：0.0005～0.05％、REM：0.001～0.1％。

以上述的成分范围为基本，本发明中还通过下述式(1)设置了M值范围的限制。

M＝26×[Si]-40×[Mn]-3×[Cr]+36×[Mo]+63×[V]  (1)

本发明人等通过大量实验结果发现，耐磨耗钢在室温～100℃左右下长期保持时的硬度变化在很大程度上依赖于合金元素。图(1)中，将含有0.23～0.26％的C、0.20～0.80％的Si、0.35～1.23％的Mn、0.45～1％的Cr、0.2～0.5％的Mo、0～0.105％的V的钢轧制成板厚25mm后进行淬火而得到的钢的硬度与将其在150℃下保持10小时后的硬度之差作为纵轴，横轴为由合金元素的量计算得到的M值。在150℃下保持10小时相当于在室温～100℃左右的温度下长期保持时的加速试验。根据该结果可知，硬度的变化(ΔHv)依赖于M值的值，M值大于-10时，ΔHv为7以下，几乎看不到硬度的降低。

图2是以此时的-20℃下的夏比冲击试样吸收能的值为纵轴的图。由这张图可知，M值大于16时，可见韧性降低的倾向。

通过以上实验事实，发明人等认为可以提供一种具有硬度变化小且韧性良好的特性的耐磨耗钢的制造技术，如图1和图2所示，从M值对室温附近下长期保持时的硬度变化和韧性值的影响出发，为了得到本发明的目标特性，将其范围规定在-10～16。

本发明的钢尤其能适用于动力铲的铲斗用部件和翻斗卡车的翻斗用部件，适用于这些部件时，长期使用中的硬度不会降低，因此能够显著降低长期使用的部件的磨耗，可以将使用寿命提高1.4倍以上。

本发明方法中，以具有上述成分体系的钢坯作为起始材料，经过加热、轧制工序、热处理来进行制造。将钢坯通过转炉或电炉进行成分调整而熔炼后，通过连续铸造法和铸锭、开坯法等工序而制成钢坯。

接着，将钢坯加热后，通过热轧将其轧制成目标板厚，之后，用Ac₃点以上的温度再加热，然后实施淬火。此时，钢坯的加热温度和轧制的条件、淬火时的条件可以是通常使用的条件。

另外，也可以在将钢坯加热轧制后立即实施直接淬火来代替钢板的再加热淬火。此时的钢坯加热温度如果是1000℃～1250℃、且热轧时的结束温度在850℃以上，则直接淬火后的特性不会发生任何问题。钢坯加热温度的限定理由为，若低于1000℃则有可能导致含有的合金元素不进行溶体化而使硬度低下，超过1270℃时，有可能导致加热时的旧奥氏体晶粒发生粗大化而降低韧性，因此设定为上述条件。

另一方面，对于热轧时的结束温度的限制，是为了确保之后接着实施的直接淬火时的温度而设置的，若终轧温度小于850℃，则有可能使直接淬火后的硬度降低，因此以850℃以上的温度作为结束温度的下限。

实施例

表1中表示了作为本发明的实施例而制造的供试钢的化学成分。各供试钢是通过铸锭开坯法或连续铸造法以钢材的形式制造而成的，表中，A～I钢具有本发明范围的化学成分，J～P钢是脱离本发明的化学成分范围而制造的。

将表1中所示的各钢坯在表2所示的制造条件下加热并热轧后，对其一部分进行热处理，制造成具有25～50mm板厚的钢板。之后，测定表层部正下0.5mm的布氏硬度。进而，切出部分钢板，在150℃下进行10小时的热处理，测定这些钢板的表层下0.5mm部分的HB，同时从板厚1/4t部采集夏比试验片(轧制的长度方向)，在-20℃下进行试验。这些结果也在表2中示出。

表2中，钢1～钢9是本发明范围内的钢。在任何条件下，表面下的硬度都在HB400～HB520的范围内，长期使用中的硬度降低为HB10以下，非常小。进而，韧性也显示了在-20℃下均为21J以上的值。

与之相对，钢10～钢18是化学成分或钢板的制造条件的之一脱离了本发明范围的情况。

首先，钢10～钢16为化学成分脱离了本发明范围的情况。即，钢10和钢11的C量脱离了本发明的范围。结果，钢11的C量为0.19％，比本发明范围低地偏离，母材的硬度降低为HB382。另一方面，相反地，钢11的C量比本发明范围高地偏离，母材的硬度显著上升为HB563，韧性也较低。

钢12是Si的添加量比本发明范围高地偏离的例子。此时，母材的硬度上升，结果韧性降低。

钢13是Mn的添加量比本发明范围高地偏离的例子。其结果，硬度变化ΔHB稍稍增大15左右，同时韧性也较低。

钢14和15是Cr和Mo量比本发明范围高地偏离的例子。此时，硬度变化ΔHB较小，但韧性显著降低。

钢16是M值脱离了本发明范围的情况。此时，韧性虽然良好，但硬度的变化ΔHB却高达31。

钢17和钢18是成分范围和制造条件在本发明范围外的条件下制造的情况。即，钢17和18是具有Mn量高地偏离的成分体系的钢，钢17是轧制后在淬火温度为Ac₃相变点以下进行加热的情况，钢18是直接淬火工序中终轧温度低于本发明的范围即850℃以上的情况。它们的母材的硬度均在HB400以下，不具有目标硬度。

[表2]

下划线表示在本发明的范围之外。

本发明可以使耐磨耗钢的特性中非常重要的使用中的硬度变化显著降低，其工业上的利用效果非常大。

权利要求书(按照条约第19条的修改)

根据PCT条约第19条的修改声明

替换页中记载的权利要求与原始提交的权利要求有以下关联。

(1)修改了权利要求1和2。

(2)其它权利要求未修改。

1. (修改后)使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢，其特征在于，其以质量％计含有C：0.21％～0.30％、Si：0.30～1.00％、Mn：大于0.45％但小于等于0.64％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Cr：0.1～2.0％、Mo：0.1～1.0％、B：0.0003～0.0030％、Al：0.01～0.1％、N：0.01％以下，剩余部分为不可避免的杂质和Fe；而且，所述耐磨耗钢含有以下式(1)定义的M值为-10～16的成分，

M＝26×[Si]-40×[Mn]-3×[Cr]+36×[Mo]+63×[V]  (1)

2. (修改后)权利要求1记载的使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢，其特征在于，其以质量％计进一步含有V：0.01～0.1％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.03％、Mg：0.0005～0.05％、REM：0.001～0.1％中的一种或两种以上。

3. 使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢板的制造方法，其特征在于，将含有权利要求1或2中记载的化学成分的钢进行热轧，之后从Ac₃点以上的温度进行淬火。

4. 使用中的硬度变化小的高韧性耐磨耗钢板的制造方法，其特征在于，将含有权利要求1或2中记载的化学成分的钢加热至1000℃～1270℃后，在850℃以上的温度下结束热轧，然后立即进行淬火。