JP3089882B2 - 表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建設、土木、鉱山等の
分野で使用される産業機械・部品・運搬機器（パワーシ
ョベル、ブルドーザー、ホッパー、バケット等）等で、
岩石、砂、鉱石等によるアブレッシブ摩耗、すべり摩耗
あるいは衝撃摩耗等を受ける部材に使用される耐摩耗鋼
及びその製造方法に関し、特に表面性状に優れた耐摩耗
鋼及びその製造方法に関する。
分野で使用される産業機械・部品・運搬機器（パワーシ
ョベル、ブルドーザー、ホッパー、バケット等）等で、
岩石、砂、鉱石等によるアブレッシブ摩耗、すべり摩耗
あるいは衝撃摩耗等を受ける部材に使用される耐摩耗鋼
及びその製造方法に関し、特に表面性状に優れた耐摩耗
鋼及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】建設、
土木、鉱山等の分野で使用される産業機械・部品・運搬
機器（パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケ
ットコンベヤー、岩石破砕装置等）等で、岩石、砂、鉱
石等によるアブレッシブあるいは衝撃摩耗等を受ける部
材には、それらの機械、機器、部品等の寿命を長くする
ため、耐摩耗性に優れた鋼が使用されている。従来か
ら、鋼の耐摩耗性は鋼の硬度を高くすることで向上する
ことが知られており、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に
添加した合金鋼を焼入等の熱処理を行って製造する高硬
度鋼が使用されてきた。
土木、鉱山等の分野で使用される産業機械・部品・運搬
機器（パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケ
ットコンベヤー、岩石破砕装置等）等で、岩石、砂、鉱
石等によるアブレッシブあるいは衝撃摩耗等を受ける部
材には、それらの機械、機器、部品等の寿命を長くする
ため、耐摩耗性に優れた鋼が使用されている。従来か
ら、鋼の耐摩耗性は鋼の硬度を高くすることで向上する
ことが知られており、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に
添加した合金鋼を焼入等の熱処理を行って製造する高硬
度鋼が使用されてきた。
【０００３】高硬度を確保する耐摩耗鋼に関する先行技
術としては、特開昭６２−１４２７２６、特開昭６３−
１６９３５９、特開平１−１４２０２３等がある。これ
らに開示された鋼は、常温の硬度（ＨＢ等）が約３００
以上で、それぞれ溶接性、靭性、曲げ加工性等を改善し
たものとなっており、高硬度を達成することで耐摩耗性
を向上させている。
術としては、特開昭６２−１４２７２６、特開昭６３−
１６９３５９、特開平１−１４２０２３等がある。これ
らに開示された鋼は、常温の硬度（ＨＢ等）が約３００
以上で、それぞれ溶接性、靭性、曲げ加工性等を改善し
たものとなっており、高硬度を達成することで耐摩耗性
を向上させている。
【０００４】しかしながら、近年の耐摩耗鋼に要求され
る耐摩耗性は、より一層厳しくなっており、従来のよう
に単に硬度を高めるという方法では、本質的な耐摩耗性
の改善になってはいないのが現状である。
る耐摩耗性は、より一層厳しくなっており、従来のよう
に単に硬度を高めるという方法では、本質的な耐摩耗性
の改善になってはいないのが現状である。
【０００５】また、硬度を上昇させるためには、固溶に
よる硬化、変態による硬化、析出による硬化等を活用し
ているのが一般的であるが、従来の技術の延長上で、固
溶、変態、析出硬化を活用して、硬度を顕著に高めた場
合には、結果的に溶接性、加工性が劣化し、さらに高合
金化のために、顕著なコスト上昇となる。したがって、
実用鋼において耐摩耗性を向上させるために、硬度を著
しく高めることは実用上は困難であることが容易に予想
される。
よる硬化、変態による硬化、析出による硬化等を活用し
ているのが一般的であるが、従来の技術の延長上で、固
溶、変態、析出硬化を活用して、硬度を顕著に高めた場
合には、結果的に溶接性、加工性が劣化し、さらに高合
金化のために、顕著なコスト上昇となる。したがって、
実用鋼において耐摩耗性を向上させるために、硬度を著
しく高めることは実用上は困難であることが容易に予想
される。
【０００６】さらに、耐摩耗鋼は実使用条件下では、表
面に岩石、鉱石等が接触、衝突するため、表面に欠陥が
存在すると、割れ等の原因になる。このような表面欠陥
は割れ発生起点になるため、表面性状が重要な特性であ
る。
面に岩石、鉱石等が接触、衝突するため、表面に欠陥が
存在すると、割れ等の原因になる。このような表面欠陥
は割れ発生起点になるため、表面性状が重要な特性であ
る。
【０００７】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、硬度を上昇させることなく安価に耐摩耗性
を向上させることができ、割れの起点となる表面欠陥の
少ない表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法を提
供することを目的とする。
のであって、硬度を上昇させることなく安価に耐摩耗性
を向上させることができ、割れの起点となる表面欠陥の
少ない表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法を提
供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段及び作用】これらの課題を
解決するために、発明者らは、先ず硬度を上昇させるこ
となく耐摩耗性を向上させるべく鋭意研究を行った結
果、耐摩耗性のみを向上させる観点からは、大量のＴｉ
を添加した特定組成の鋼を用いて凝固時に粗大なＴｉＣ
を主体とする析出物を生成させることが有効であること
を見出した。また、このような原理で耐磨耗性を向上さ
せるためには鋼は高価な合金成分を多量に使用する必要
がないため安価である。しかし、その後の研究の中で、
このような粗大なＴｉＣを主体とする析出物を析出させ
る場合には、以下のような問題点があることを見出し
た。
解決するために、発明者らは、先ず硬度を上昇させるこ
となく耐摩耗性を向上させるべく鋭意研究を行った結
果、耐摩耗性のみを向上させる観点からは、大量のＴｉ
を添加した特定組成の鋼を用いて凝固時に粗大なＴｉＣ
を主体とする析出物を生成させることが有効であること
を見出した。また、このような原理で耐磨耗性を向上さ
せるためには鋼は高価な合金成分を多量に使用する必要
がないため安価である。しかし、その後の研究の中で、
このような粗大なＴｉＣを主体とする析出物を析出させ
る場合には、以下のような問題点があることを見出し
た。
【０００９】（１）インゴット鋳造においては、凝固速
度が著しく遅いため、生成する析出物が顕著に大きくな
ってしまい、実使用において単に脱落してしまって耐摩
耗性を向上させることが不可能である。その上限のサイ
ズはせいぜい５０μｍ以下である必要がある。 （２）さらに、インゴット鋳造では、最終凝固部分に大
量のＴｉが存在し、鋼材全体にわたって均一な析出物の
分布を得ることは困難である。
度が著しく遅いため、生成する析出物が顕著に大きくな
ってしまい、実使用において単に脱落してしまって耐摩
耗性を向上させることが不可能である。その上限のサイ
ズはせいぜい５０μｍ以下である必要がある。 （２）さらに、インゴット鋳造では、最終凝固部分に大
量のＴｉが存在し、鋼材全体にわたって均一な析出物の
分布を得ることは困難である。
【００１０】（３）Ｔｉは酸化性の強い元素であるた
め、鋳造時、鋼材の加熱・熱間圧延時において、大量の
Ｔｉを添加した鋼には、表面近傍が通常鋼よりも顕著に
酸化が促進され、表面性状が著しく劣化する。
め、鋳造時、鋼材の加熱・熱間圧延時において、大量の
Ｔｉを添加した鋼には、表面近傍が通常鋼よりも顕著に
酸化が促進され、表面性状が著しく劣化する。
【００１１】本発明発明者らは、このような問題点をも
解消すべくさらに研究を重ねた結果、上記の（１）
（２）で示される問題点は、連続鋳造を適用することで
解決でき、（３）の大量のＴｉ添加による表面性状の劣
化の問題は、後述するＴｉ＊で示されるパラメーターの
値を制限することで改善できることを見出した。本発明
は、本願発明者らのこのような知見に基づいてなされた
ものであり、
解消すべくさらに研究を重ねた結果、上記の（１）
（２）で示される問題点は、連続鋳造を適用することで
解決でき、（３）の大量のＴｉ添加による表面性状の劣
化の問題は、後述するＴｉ＊で示されるパラメーターの
値を制限することで改善できることを見出した。本発明
は、本願発明者らのこのような知見に基づいてなされた
ものであり、
【００１２】第１に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４
５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｔｉ：
０．１０〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、を含み、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、０．５μｍ以上の大
きさを有するＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉＮ，ＴｉＳの
複合した粗大な析出物を１ｍｍ2当たり４００個以上を
含み、且つ、以下の式で示されるＴｉ＊が０．０５％以
上０．４％未満であり、連続鋳造で形成されたことを特
徴とする表面性状に優れた耐摩耗鋼を提供するものであ
る。 〈式〉 ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝（−１０５８０／Ｔ）＋４．３
８ ［Ｔｉ］＝４×［Ｃ］＋｛Ｔｉ（ａ）−４×C｝ 但し、Ｔｉ（ａ）＝Ｔｉ−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８
／３２）Ｓ｝ Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｓは添加量（質量％）を表す。 Ｔｉ＊＝Ｔｉ（ａ）−［Ｔｉ］
５％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｔｉ：
０．１０〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、を含み、残
部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、０．５μｍ以上の大
きさを有するＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉＮ，ＴｉＳの
複合した粗大な析出物を１ｍｍ2当たり４００個以上を
含み、且つ、以下の式で示されるＴｉ＊が０．０５％以
上０．４％未満であり、連続鋳造で形成されたことを特
徴とする表面性状に優れた耐摩耗鋼を提供するものであ
る。 〈式〉 ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝（−１０５８０／Ｔ）＋４．３
８ ［Ｔｉ］＝４×［Ｃ］＋｛Ｔｉ（ａ）−４×C｝ 但し、Ｔｉ（ａ）＝Ｔｉ−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８
／３２）Ｓ｝ Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｓは添加量（質量％）を表す。 Ｔｉ＊＝Ｔｉ（ａ）−［Ｔｉ］
【００１３】また、第２に、上記組成を有し、かつ上記
Ｔｉ＊０．０５％以上０．４％未満である溶鋼を連続鋳
造してその段階で鋳片中にＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉ
Ｎ，ＴｉＳとの複合した粗大な析出物を析出させ、引き
続き鋳片中に存在するＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉＮ，
ＴｉＳの複合した粗大な析出物を実質的に再固溶、再析
出させないように１３００℃以下の温度領域に加熱して
熱間加工及び焼入れ処理を行うことを特徴とする表面性
状に優れた耐摩耗鋼の製造方法を提供するものである。
Ｔｉ＊０．０５％以上０．４％未満である溶鋼を連続鋳
造してその段階で鋳片中にＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉ
Ｎ，ＴｉＳとの複合した粗大な析出物を析出させ、引き
続き鋳片中に存在するＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉＮ，
ＴｉＳの複合した粗大な析出物を実質的に再固溶、再析
出させないように１３００℃以下の温度領域に加熱して
熱間加工及び焼入れ処理を行うことを特徴とする表面性
状に優れた耐摩耗鋼の製造方法を提供するものである。
【００１４】また、上記組成にさらに質量％で、Ｃｕ：
０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：
０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．
０００３〜０．０１％のうち一種又は二種以上を含有さ
せてもよく、Ｎｂ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．０
１〜１．０％のうち一種又は二種を含有させてもよい。
また、これら添加物群の両方を含有させてもよい。以
下、本発明について詳細に説明する。
０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：
０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．
０００３〜０．０１％のうち一種又は二種以上を含有さ
せてもよく、Ｎｂ：０．００５〜１．０％、Ｖ：０．０
１〜１．０％のうち一種又は二種を含有させてもよい。
また、これら添加物群の両方を含有させてもよい。以
下、本発明について詳細に説明する。
【００１５】上記構成の本発明は、上述したような従来
の耐磨耗鋼とは全く異なる思想に基づくものである。す
なわち、従来における高硬度を活用した耐摩耗鋼におい
ては、Ｔｉ添加の目的は主として、ＴｉＣの微細析出物
による析出硬化を活用している。析出硬化を活用するた
めのＴｉＣのサイズとしては、０．１μｍ以下にする必
要がある。このような微小な析出物を析出させるために
は、製造工程の中で、一旦、Ｔｉを固溶させてから、析
出させる必要がある。具体的には熱間圧延工程での加熱
時あるいは熱処理時にＴｉは固溶され、圧延中あるいは
焼戻処理等の熱処理において析出される。
の耐磨耗鋼とは全く異なる思想に基づくものである。す
なわち、従来における高硬度を活用した耐摩耗鋼におい
ては、Ｔｉ添加の目的は主として、ＴｉＣの微細析出物
による析出硬化を活用している。析出硬化を活用するた
めのＴｉＣのサイズとしては、０．１μｍ以下にする必
要がある。このような微小な析出物を析出させるために
は、製造工程の中で、一旦、Ｔｉを固溶させてから、析
出させる必要がある。具体的には熱間圧延工程での加熱
時あるいは熱処理時にＴｉは固溶され、圧延中あるいは
焼戻処理等の熱処理において析出される。
【００１６】また、従来鋼において、析出硬化以外のＴ
ｉ添加の目的は、焼入れ性に有効な固溶Ｂを確保するた
めに、Ｂと結合しやすいＮをＴｉＮとして固定するため
であり、Ｎ含有量にもよるが例えばＮ量が０，０１質量
％の場合には、その添加量はせいぜい０．０４質量％程
度以下である。ＴｉＮとしてＴｉを活用する場合には、
高温加熱時における結晶粒の粗大化を防止する目的から
も使用されることがあり、この場合のＴｉ添加量もせい
ぜい０．０４質量％程度以下である。しかしながら、一
般には、ＴｉＮは延靭性を劣化させると考えられてお
り、結果的に、鋼中Ｎ量を製鋼段階で極力低下させ、Ｔ
ｉ添加量を最低限に抑えてＴｉＮ量を少なくする方法が
採用されており、その添加量は高々０．０２質量％程度
である。以上のような従来技術におけるＴｉ添加の目的
および添加量の考え方をまとめると次のようになる。 （１）微細ＴｉＣ析出物による析出硬化を活用し、鋼の
マトリックス硬度を上昇させる。この硬度上昇効果を活
用して、耐磨耗性を向上させる。
ｉ添加の目的は、焼入れ性に有効な固溶Ｂを確保するた
めに、Ｂと結合しやすいＮをＴｉＮとして固定するため
であり、Ｎ含有量にもよるが例えばＮ量が０，０１質量
％の場合には、その添加量はせいぜい０．０４質量％程
度以下である。ＴｉＮとしてＴｉを活用する場合には、
高温加熱時における結晶粒の粗大化を防止する目的から
も使用されることがあり、この場合のＴｉ添加量もせい
ぜい０．０４質量％程度以下である。しかしながら、一
般には、ＴｉＮは延靭性を劣化させると考えられてお
り、結果的に、鋼中Ｎ量を製鋼段階で極力低下させ、Ｔ
ｉ添加量を最低限に抑えてＴｉＮ量を少なくする方法が
採用されており、その添加量は高々０．０２質量％程度
である。以上のような従来技術におけるＴｉ添加の目的
および添加量の考え方をまとめると次のようになる。 （１）微細ＴｉＣ析出物による析出硬化を活用し、鋼の
マトリックス硬度を上昇させる。この硬度上昇効果を活
用して、耐磨耗性を向上させる。
【００１７】（２）ＴｉＮを活用して、Ｂの焼入れ性向
上効果の活用あるいは結晶粒の微細化を目的とする場合
には、最大でも０．０４質量％程度であり、実用的には
０．０２質量％程度以下である。
上効果の活用あるいは結晶粒の微細化を目的とする場合
には、最大でも０．０４質量％程度であり、実用的には
０．０２質量％程度以下である。
【００１８】このような従来技術に対して、本発明では
連続鋳造時の凝固の際に積極的にＴｉＣを主体とする粗
大な析出物を大量に生成させ得る大量のＴｉを添加した
鋼を用いることで、著しく耐摩耗性を向上させるもので
ある。本発明鋼においては、０．５μｍ以上のＴｉＣを
主体とする析出物（例えばＴｉＣ析出物あるいはＴｉＣ
とＴｉＮ、ＴｉＳとの複合析出物）を活用している。こ
のような従来検討されていなかったＴｉＣを主体とする
粗大な析出物は、高い硬度を有しており、耐摩耗性を著
しく向上させることが可能である。
連続鋳造時の凝固の際に積極的にＴｉＣを主体とする粗
大な析出物を大量に生成させ得る大量のＴｉを添加した
鋼を用いることで、著しく耐摩耗性を向上させるもので
ある。本発明鋼においては、０．５μｍ以上のＴｉＣを
主体とする析出物（例えばＴｉＣ析出物あるいはＴｉＣ
とＴｉＮ、ＴｉＳとの複合析出物）を活用している。こ
のような従来検討されていなかったＴｉＣを主体とする
粗大な析出物は、高い硬度を有しており、耐摩耗性を著
しく向上させることが可能である。
【００１９】従来のように析出硬化を発揮させるために
は、上述のように析出物サイズが０．１μｍ以下である
必要があるが、本発明で規定している０．５μｍ以上の
析出物は全く析出硬化には寄与しない。本発明では、耐
摩耗性に優れているだけでなく、粗大析出物の存在によ
り、むしろマトリックス硬度が同時に低下することが重
要な特長のひとつである。つまり、大量のＴｉＣを主体
とする析出物の析出により、固溶Ｃ量が低減するため、
鋼のマトリックスの硬度は析出物の析出によってむしろ
低下する。この硬度低下による効果は、曲げ加工性を向
上させることが可能であるということである。従って、
本発明の鋼は耐摩耗性に著しく優れているとともに加工
性も良好であるという特長を有するものである。実用的
な観点からの硬度の上限は、ブリネル（ＨＢ）硬度でせ
いぜい６００であるが、ブリネル硬度が６００以上でも
当然粗大析出物による耐摩耗性向上効果は存在してお
り、曲げ加工性を全く必要としない場合には、本発明と
同様の考え方で耐磨耗性を向上させることは可能であ
る。
は、上述のように析出物サイズが０．１μｍ以下である
必要があるが、本発明で規定している０．５μｍ以上の
析出物は全く析出硬化には寄与しない。本発明では、耐
摩耗性に優れているだけでなく、粗大析出物の存在によ
り、むしろマトリックス硬度が同時に低下することが重
要な特長のひとつである。つまり、大量のＴｉＣを主体
とする析出物の析出により、固溶Ｃ量が低減するため、
鋼のマトリックスの硬度は析出物の析出によってむしろ
低下する。この硬度低下による効果は、曲げ加工性を向
上させることが可能であるということである。従って、
本発明の鋼は耐摩耗性に著しく優れているとともに加工
性も良好であるという特長を有するものである。実用的
な観点からの硬度の上限は、ブリネル（ＨＢ）硬度でせ
いぜい６００であるが、ブリネル硬度が６００以上でも
当然粗大析出物による耐摩耗性向上効果は存在してお
り、曲げ加工性を全く必要としない場合には、本発明と
同様の考え方で耐磨耗性を向上させることは可能であ
る。
【００２０】このような粗大析出物の効果を十分に活用
するためには、連続鋳造時の凝固の際に析出した０．５
μｍ以上の粗大なＴｉＣを主体とする析出物、複合析出
物を後工程において可能な限りほとんど固溶させないこ
とが重要である。すなわち、実用的には１３００℃程度
以下の熱間加工時の加熱温度あるいは熱処理温度におい
ても十分にＴｉＣを主体とする析出物、複合析出物を安
定して存在させる必要がある。この粗大析出物中には、
Ｎｂ、Ｖ等を複合添加した鋼では、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）ある
いはＶ（Ｃ、Ｎ）等の析出物も同時に存在しているし、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等を同時に含む複合析出物も存在してい
る。耐摩耗性に対しては、Ｔｉ系の析出物が最も有効で
あるが、Ｎｂ系、Ｖ系析出物も効果を有している。
するためには、連続鋳造時の凝固の際に析出した０．５
μｍ以上の粗大なＴｉＣを主体とする析出物、複合析出
物を後工程において可能な限りほとんど固溶させないこ
とが重要である。すなわち、実用的には１３００℃程度
以下の熱間加工時の加熱温度あるいは熱処理温度におい
ても十分にＴｉＣを主体とする析出物、複合析出物を安
定して存在させる必要がある。この粗大析出物中には、
Ｎｂ、Ｖ等を複合添加した鋼では、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）ある
いはＶ（Ｃ、Ｎ）等の析出物も同時に存在しているし、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等を同時に含む複合析出物も存在してい
る。耐摩耗性に対しては、Ｔｉ系の析出物が最も有効で
あるが、Ｎｂ系、Ｖ系析出物も効果を有している。
【００２１】このように、本発明においては硬度を高め
ることなく耐摩耗性を向上させる観点からなされたもの
であり、硬度が低く加工性が必要とされる部材にも適用
可能であるのであって、従来の耐磨耗鋼とは全く異なる
独創的なものである。すなわち、同等の硬度水準で比較
すると、従来鋼の耐磨耗性は本発明に係る鋼の耐磨耗性
よりも著しく低下してしまうし、逆に耐摩耗性を重視し
た場合には従来鋼では著しく硬度を上昇させる必要があ
り、加工性を要求されるような部材への適用は実質的に
不可能である。
ることなく耐摩耗性を向上させる観点からなされたもの
であり、硬度が低く加工性が必要とされる部材にも適用
可能であるのであって、従来の耐磨耗鋼とは全く異なる
独創的なものである。すなわち、同等の硬度水準で比較
すると、従来鋼の耐磨耗性は本発明に係る鋼の耐磨耗性
よりも著しく低下してしまうし、逆に耐摩耗性を重視し
た場合には従来鋼では著しく硬度を上昇させる必要があ
り、加工性を要求されるような部材への適用は実質的に
不可能である。
【００２２】一方、上述したように、Ｔｉ系の粗大析出
物を形成して耐磨耗性を向上させる場合に予想される析
出物の過度の粗大化及び析出物分布の不均一性の問題に
ついては、連続鋳造を適用することで解決される。連続
鋳造はインゴットに比較して、凝固速度が速いため、粗
大析出物は均一に分散することが可能であることに加え
て、著しく粗大な析出物にはならず、０．５〜２０μｍ
程度になる。すなわち、連続鋳造を採用することによ
り、実使用において容易に脱落しない程度の粗大析出物
を大量に含ませることができ、しかもその析出物が均一
に分散することできるのである。従って、連続鋳造材の
耐摩耗性はインゴット材に比較して安定的に均一かつ良
好である。
物を形成して耐磨耗性を向上させる場合に予想される析
出物の過度の粗大化及び析出物分布の不均一性の問題に
ついては、連続鋳造を適用することで解決される。連続
鋳造はインゴットに比較して、凝固速度が速いため、粗
大析出物は均一に分散することが可能であることに加え
て、著しく粗大な析出物にはならず、０．５〜２０μｍ
程度になる。すなわち、連続鋳造を採用することによ
り、実使用において容易に脱落しない程度の粗大析出物
を大量に含ませることができ、しかもその析出物が均一
に分散することできるのである。従って、連続鋳造材の
耐摩耗性はインゴット材に比較して安定的に均一かつ良
好である。
【００２３】さらに、Ｔｉが大量に含有されるため、表
面近傍が通常鋼よりも顕著に酸化が促進され、表面性状
が著しく劣化するが、このような表面性状の劣化は、上
述したＴｉ＊で示されるパラメータの量を制限すること
で改善できることが明らかになった。つまり、Ｔｉ＊を
所定の範囲内にすることで、良好な耐摩耗性と優れた表
面性状を同時に確保することが可能となる。Ｔｉ＊をこ
の範囲よりも増大させることで、耐摩耗性のみを向上さ
せることは可能であるが、その場合には表面性状は劣化
し、実使用に供することは不可能になる。次に、本発明
の組成の限定理由について説明する。なお、以下の％表
示はいずれも質量％を示す。 Ｃ：０．１０〜０．５０％
面近傍が通常鋼よりも顕著に酸化が促進され、表面性状
が著しく劣化するが、このような表面性状の劣化は、上
述したＴｉ＊で示されるパラメータの量を制限すること
で改善できることが明らかになった。つまり、Ｔｉ＊を
所定の範囲内にすることで、良好な耐摩耗性と優れた表
面性状を同時に確保することが可能となる。Ｔｉ＊をこ
の範囲よりも増大させることで、耐摩耗性のみを向上さ
せることは可能であるが、その場合には表面性状は劣化
し、実使用に供することは不可能になる。次に、本発明
の組成の限定理由について説明する。なお、以下の％表
示はいずれも質量％を示す。 Ｃ：０．１０〜０．５０％
【００２４】ＣはＴｉＣを主体とする析出物を形成させ
るために必須の元素である。しかしながら、０．１０％
未満ではＴｉＣを主体とする析出物を有効に析出し得
ず、逆に０．４５％を超えた場合には硬度の上昇ととも
に溶接性、加工性等を劣化させてしまう。従ってＣ含有
量を０．１０〜０．４５％の範囲に規定する。 Ｓｉ：０．１〜１．０％
るために必須の元素である。しかしながら、０．１０％
未満ではＴｉＣを主体とする析出物を有効に析出し得
ず、逆に０．４５％を超えた場合には硬度の上昇ととも
に溶接性、加工性等を劣化させてしまう。従ってＣ含有
量を０．１０〜０．４５％の範囲に規定する。 Ｓｉ：０．１〜１．０％
【００２５】Ｓｉは脱酸元素として有効な元素であり、
その効果を得るためには少なくとも０．１％以上の添加
が必要である。また、Ｓｉは固溶強化に対しても有効な
元素であるが、１．０％を超えて含有させると延靭性が
低下したり、介在物が増加する等の問題がある。従って
Ｓｉ含有量を０．１〜１．０％の範囲に規定する。 Ｍｎ：０．１〜２．０％
その効果を得るためには少なくとも０．１％以上の添加
が必要である。また、Ｓｉは固溶強化に対しても有効な
元素であるが、１．０％を超えて含有させると延靭性が
低下したり、介在物が増加する等の問題がある。従って
Ｓｉ含有量を０．１〜１．０％の範囲に規定する。 Ｍｎ：０．１〜２．０％
【００２６】Ｍｎは焼入性確保の観点から有効な元素で
あり、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必
要である。しかし、２．０％を超えて含有させた場合に
は溶接性が劣化する。従ってＭｎ含有量を０．１〜２．
０％の範囲に規定する。 Ｐ：０．０４％以下
あり、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必
要である。しかし、２．０％を超えて含有させた場合に
は溶接性が劣化する。従ってＭｎ含有量を０．１〜２．
０％の範囲に規定する。 Ｐ：０．０４％以下
【００２７】Ｐは不純物元素であり、鋼の延靭性を低下
させるため、極力低減するのが望ましいが、極端に低下
させるためにはコスト増加が著しくなる。従って、この
ような悪影響を及ぼさず、しかもコストが著しく上昇さ
せない観点から、Ｐ含有量を０．０４％以下に規定す
る。 Ｓ：０．０４％以下
させるため、極力低減するのが望ましいが、極端に低下
させるためにはコスト増加が著しくなる。従って、この
ような悪影響を及ぼさず、しかもコストが著しく上昇さ
せない観点から、Ｐ含有量を０．０４％以下に規定す
る。 Ｓ：０．０４％以下
【００２８】Ｓは大量に添加すると、熱間延性の低下、
延靭性を低下させるため、極力低減することが望ましい
が、極端に低下させるためにはコスト増加となる。従っ
て、このような悪影響を及ぼさず、しかもコストを上昇
させない観点から、Ｓ含有量を０．０４％以下に規定す
る。 Ｔｉ：０．１０〜１．０％
延靭性を低下させるため、極力低減することが望ましい
が、極端に低下させるためにはコスト増加となる。従っ
て、このような悪影響を及ぼさず、しかもコストを上昇
させない観点から、Ｓ含有量を０．０４％以下に規定す
る。 Ｔｉ：０．１０〜１．０％
【００２９】Ｔｉは本発明において、Ｃと共に最も重要
な元素であり、安定して大量のＴｉＣを主体とする粗大
な析出物を生成させるために必須な元素である。このよ
うな粗大な析出物を生成させる観点からは、少なくとも
０．１０％含有させる必要がある。また、１．０％を超
えた場合には耐摩耗性は良好であるが、コスト上昇にな
るとともに溶接性、加工性が低下する。従って、Ｔｉ含
有量を０．１〜１．０％に規定する。 Ｎ：０．００１５〜０．０１％
な元素であり、安定して大量のＴｉＣを主体とする粗大
な析出物を生成させるために必須な元素である。このよ
うな粗大な析出物を生成させる観点からは、少なくとも
０．１０％含有させる必要がある。また、１．０％を超
えた場合には耐摩耗性は良好であるが、コスト上昇にな
るとともに溶接性、加工性が低下する。従って、Ｔｉ含
有量を０．１〜１．０％に規定する。 Ｎ：０．００１５〜０．０１％
【００３０】ＮはＳと同様に析出物を形成し、ＴｉＣを
均一に分散させることを容易にさせる効果がある。ま
た、ＴｉＮ自体の硬度も高く耐摩耗性を向上させる効果
も存在している。しかしながら、０．００１５％未満で
はその効果が得られず、また０．０１％を超える大量の
Ｎの添加は、表面性状を劣化させるとともに溶接性を劣
化させる。従ってＮの含有量を０．００１５〜０．０１
％の範囲に規定した。
均一に分散させることを容易にさせる効果がある。ま
た、ＴｉＮ自体の硬度も高く耐摩耗性を向上させる効果
も存在している。しかしながら、０．００１５％未満で
はその効果が得られず、また０．０１％を超える大量の
Ｎの添加は、表面性状を劣化させるとともに溶接性を劣
化させる。従ってＮの含有量を０．００１５〜０．０１
％の範囲に規定した。
【００３１】本発明では、これらの他、Ｃｕ：０．１〜
２．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜
３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００３
〜０．０１％のうち１種又は２種以上を含有させること
もできる。 Ｃｕ：０．１〜２．０％
２．０％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜
３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００３
〜０．０１％のうち１種又は２種以上を含有させること
もできる。 Ｃｕ：０．１〜２．０％
【００３２】Ｃｕは焼入性を高める元素であり、目的に
応じて硬度を制御するために有効な元素であるが、０．
１％未満ではこの効果を発揮することができず、２．０
％を超える添加では、熱間加工性が低下するとともに、
コストも上昇する。従って、Ｃｕを含有させる場合には
その量を０．１〜２．０％の範囲に規定する。 Ｎｉ：０．１〜１０．０％
応じて硬度を制御するために有効な元素であるが、０．
１％未満ではこの効果を発揮することができず、２．０
％を超える添加では、熱間加工性が低下するとともに、
コストも上昇する。従って、Ｃｕを含有させる場合には
その量を０．１〜２．０％の範囲に規定する。 Ｎｉ：０．１〜１０．０％
【００３３】Ｎｉは焼入性を高めるとともに、低温靭性
を向上させる元素であるが、０．１％未満ではこの効果
を発揮することができず、１０．０％を超える添加で
は、コストが著しく上昇する。従って、Ｎｉを含有させ
る場合にはその量を０．１〜１０．０％の範囲に規定す
る。 Ｃｒ：０．１〜３．０％
を向上させる元素であるが、０．１％未満ではこの効果
を発揮することができず、１０．０％を超える添加で
は、コストが著しく上昇する。従って、Ｎｉを含有させ
る場合にはその量を０．１〜１０．０％の範囲に規定す
る。 Ｃｒ：０．１〜３．０％
【００３４】Ｃｒは焼入性を高める元素であるが、０．
１％未満ではこの効果を発揮することができず、３．０
％を超える添加では、溶接性が劣化するとともに、コス
トが上昇する。従って、Ｃｒを含有させる場合にはその
量０．１〜３．０％の範囲に規定する。 Ｍｏ：０．１〜３．０％
１％未満ではこの効果を発揮することができず、３．０
％を超える添加では、溶接性が劣化するとともに、コス
トが上昇する。従って、Ｃｒを含有させる場合にはその
量０．１〜３．０％の範囲に規定する。 Ｍｏ：０．１〜３．０％
【００３５】Ｍｏは焼入性を高める元素であるが、０．
１％未満ではこの効果を発揮することができず、３．０
％を超える添加では、溶接性が劣化するとともに、コス
トが上昇する。従って、Ｍｏを含有させる場合にはその
量を０．１〜３．０％の範囲に規定する。 Ｂ：０．０００３〜０．０１％
１％未満ではこの効果を発揮することができず、３．０
％を超える添加では、溶接性が劣化するとともに、コス
トが上昇する。従って、Ｍｏを含有させる場合にはその
量を０．１〜３．０％の範囲に規定する。 Ｂ：０．０００３〜０．０１％
【００３６】Ｂは微量添加で焼入れ性を高める元素であ
るが、０．０００３％未満ではこの効果を発揮すること
ができず、０．０１％を超える添加では、溶接性が劣化
するとともに、むしろ焼入れ性が低下する。従って、Ｂ
を含有させる場合にはその量を０．０００３〜０．０１
％の範囲に規定する。
るが、０．０００３％未満ではこの効果を発揮すること
ができず、０．０１％を超える添加では、溶接性が劣化
するとともに、むしろ焼入れ性が低下する。従って、Ｂ
を含有させる場合にはその量を０．０００３〜０．０１
％の範囲に規定する。
【００３７】本発明では、上記基本組成に対して、又は
上記選択元素を添加した組成に対してさらに、Ｎｂ：
０．００５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％のうち
１種又は２種を含有させることができる。 Ｎｂ：０．００５〜１．０％
上記選択元素を添加した組成に対してさらに、Ｎｂ：
０．００５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％のうち
１種又は２種を含有させることができる。 Ｎｂ：０．００５〜１．０％
【００３８】Ｎｂは析出強化に有効な元素であり、目的
に応じて鋼の硬度を制御できる効果を有しており、さら
にＴｉと同様に、粗大析大物の形成にも有効である。し
かし、０．００５％未満ではこれらの効果を発揮するこ
とができず、１．０％を超える添加では溶接性が劣化す
る。従って、Ｎｂを含有させる場合にはその量を０．０
０５〜１．０％の範囲に規定する。 Ｖ：０．０１〜１．０％
に応じて鋼の硬度を制御できる効果を有しており、さら
にＴｉと同様に、粗大析大物の形成にも有効である。し
かし、０．００５％未満ではこれらの効果を発揮するこ
とができず、１．０％を超える添加では溶接性が劣化す
る。従って、Ｎｂを含有させる場合にはその量を０．０
０５〜１．０％の範囲に規定する。 Ｖ：０．０１〜１．０％
【００３９】Ｖは析出強化に有効な元素であり、目的に
応じて鋼の硬度を制御できる効果を有しており、さらに
Ｔｉと同様に、粗大析大物の形成にも有効である。しか
し、０．０１％未満ではこれらの効果を発揮することが
できず、１．０％を超える添加では溶接性が劣化する。
従って、Ｖを含有させる場合にはその量を０．０１〜
１．０％の範囲に規定する。
応じて鋼の硬度を制御できる効果を有しており、さらに
Ｔｉと同様に、粗大析大物の形成にも有効である。しか
し、０．０１％未満ではこれらの効果を発揮することが
できず、１．０％を超える添加では溶接性が劣化する。
従って、Ｖを含有させる場合にはその量を０．０１〜
１．０％の範囲に規定する。
【００４０】本発明に係る鋼は、このような組成限定の
ほかに析出物の大きさ及び個数も限定される。すなわ
ち、ＴｉＣを主体とする０．５μｍ以上の析出物を１ｍ
ｍ２当たり４００個以上含むことが必要とされる。本発
明において最も重要な特性である耐摩耗性は、ＴｉＣを
主体とする粗大析出物あるいは複合析出物を大量に生成
させることであるが、０．５μｍ未満の小さな析出物で
は耐摩耗性向上効果が小さく、さらに、小さな析出物で
は析出硬化による硬度あるいは強度の上昇を伴う。その
ため、本発明の目的とする析出によるマトリックスの軟
化効果を達成できない。従って、粗大析出物のサイズと
しては、０．５μｍ以上にする必要がある。さらに、
０．５μｍ以上の析出物が存在している場合でも、１ｍ
ｍ2当たりの個数が４００個未満では、耐摩耗性向上効
果がほとんどない。従って、ＴｉＣを主体とする析出物
について、その大きさを０．５μｍ以上、その個数を１
ｍｍ2当たり４００個以上に規定した。また、以下の式
で示されるＴｉ＊が０．０５％以上０．４％未満である
ことも必要である。 ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝（−１０５８０／Ｔ）＋４．３
８ ［Ｔｉ］＝４×［Ｃ］＋｛Ｔｉ（ａ）−４×C｝ 但し、Ｔｉ（ａ）＝Ｔｉ−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８
／３２）Ｓ｝ Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｓは添加量（質量％）を表す。 Ｔｉ＊＝Ｔｉ（ａ）−［Ｔｉ］
ほかに析出物の大きさ及び個数も限定される。すなわ
ち、ＴｉＣを主体とする０．５μｍ以上の析出物を１ｍ
ｍ２当たり４００個以上含むことが必要とされる。本発
明において最も重要な特性である耐摩耗性は、ＴｉＣを
主体とする粗大析出物あるいは複合析出物を大量に生成
させることであるが、０．５μｍ未満の小さな析出物で
は耐摩耗性向上効果が小さく、さらに、小さな析出物で
は析出硬化による硬度あるいは強度の上昇を伴う。その
ため、本発明の目的とする析出によるマトリックスの軟
化効果を達成できない。従って、粗大析出物のサイズと
しては、０．５μｍ以上にする必要がある。さらに、
０．５μｍ以上の析出物が存在している場合でも、１ｍ
ｍ2当たりの個数が４００個未満では、耐摩耗性向上効
果がほとんどない。従って、ＴｉＣを主体とする析出物
について、その大きさを０．５μｍ以上、その個数を１
ｍｍ2当たり４００個以上に規定した。また、以下の式
で示されるＴｉ＊が０．０５％以上０．４％未満である
ことも必要である。 ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝（−１０５８０／Ｔ）＋４．３
８ ［Ｔｉ］＝４×［Ｃ］＋｛Ｔｉ（ａ）−４×C｝ 但し、Ｔｉ（ａ）＝Ｔｉ−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８
／３２）Ｓ｝ Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｓは添加量（質量％）を表す。 Ｔｉ＊＝Ｔｉ（ａ）−［Ｔｉ］
【００４１】Ｔｉ＊で表される量はＴｉＣを主体とした
析出物量を所定量確保するとともに、優れた表面性状を
安定して確保するための条件を示すパラメーターであ
る。Ｔｉ＊が０．０５％以上０．４％未満の範囲では、
良好な耐摩耗性と優れた表面性状を確保することが可能
である。Ｔｉ＊が０．０５％未満では耐摩耗性が劣化
し、０．４％以上では耐摩耗性は良好であるが、表面性
状は著しく劣化してしまう。
析出物量を所定量確保するとともに、優れた表面性状を
安定して確保するための条件を示すパラメーターであ
る。Ｔｉ＊が０．０５％以上０．４％未満の範囲では、
良好な耐摩耗性と優れた表面性状を確保することが可能
である。Ｔｉ＊が０．０５％未満では耐摩耗性が劣化
し、０．４％以上では耐摩耗性は良好であるが、表面性
状は著しく劣化してしまう。
【００４２】本発明においては、さらに連続鋳造した鋳
片を使用することを前提としている。本発明のような高
Ｔｉ鋼の製造においては、一般のインゴットによる鋳片
では、凝固速度が著しく遅いためインゴット軸心部、頭
部での偏析が顕著になり、さらに、偏析部分や最終凝固
部分にＴｉＣを主体とする析出物が集中してしてしま
い、最終製品全体にわたっての均一な特性が得られな
い。それに対して、凝固速度の速い連続鋳造で製造した
鋳片ではインゴットに比較して、均一にＴｉＣ析出物、
複合析出物を分散させることが可能であり、本発明にお
いては、連続鋳造が必須となる。また、コストの面から
も、連続鋳造法が有利である。次に、本発明に係る耐磨
耗鋼の製造方法について説明する。
片を使用することを前提としている。本発明のような高
Ｔｉ鋼の製造においては、一般のインゴットによる鋳片
では、凝固速度が著しく遅いためインゴット軸心部、頭
部での偏析が顕著になり、さらに、偏析部分や最終凝固
部分にＴｉＣを主体とする析出物が集中してしてしま
い、最終製品全体にわたっての均一な特性が得られな
い。それに対して、凝固速度の速い連続鋳造で製造した
鋳片ではインゴットに比較して、均一にＴｉＣ析出物、
複合析出物を分散させることが可能であり、本発明にお
いては、連続鋳造が必須となる。また、コストの面から
も、連続鋳造法が有利である。次に、本発明に係る耐磨
耗鋼の製造方法について説明する。
【００４３】この発明においては、上記組成を有し、Ｔ
ｉ＊が上記範囲を満足する溶鋼を連続鋳造してその段階
で鋳片中にＴｉＣを主体とする粗大な析出物を析出さ
せ、引き続き鋳片中に存在するＴｉＣを主体とする粗大
な析出物を実質的に再固溶、再析出させないように１３
００℃以下の温度領域に加熱して熱間加工及び焼入れ処
理を行う。
ｉ＊が上記範囲を満足する溶鋼を連続鋳造してその段階
で鋳片中にＴｉＣを主体とする粗大な析出物を析出さ
せ、引き続き鋳片中に存在するＴｉＣを主体とする粗大
な析出物を実質的に再固溶、再析出させないように１３
００℃以下の温度領域に加熱して熱間加工及び焼入れ処
理を行う。
【００４４】上記組成を有し、Ｔｉ＊が上記範囲の溶鋼
を用いて通常の連続鋳造条件で連続鋳造を行えば、その
段階で鋳片中に所望の大きさ及び個数のＴｉＣを主体と
する析出物を析出させることができる。
を用いて通常の連続鋳造条件で連続鋳造を行えば、その
段階で鋳片中に所望の大きさ及び個数のＴｉＣを主体と
する析出物を析出させることができる。
【００４５】次の段階の熱間加工及び焼入れ処理におい
て重要であるのは、熱間加工、焼入れ工程において、連
続鋳造で生成したＴｉＣを主体とする粗大な析出物を実
質的に固溶、再析出させないことである。ただし、仮に
多少固溶した場合でもパラメーターＴｉ＊が０．０５〜
０．４％未満を満足していれば実質的に再析出は生じず
問題はない。ＴｉＣを主体とする粗大な析出物を実質的
に固溶、再析出させない観点からは、加熱温度は低い方
が良いが、加熱温度が著しく低い場合には熱間延性が低
下し、圧延が困難になるとともに、生産性が低下する。
以上の点から、加熱温度の上限を１３００℃に規定す
る。所望の析出物を得る観点からは１２００℃以下の加
熱が望ましく、できれば、１１００℃以下の範囲で加熱
することが良い。一方、加熱温度が１３００℃を超える
場合には、加熱中の酸化が著しく進み、特に、本発明に
おいては、Ｔｉが大量に含まれているため、酸化スケー
ルの発生が多くなり、結果的に表面性状が劣化すること
になる。このような観点からも、加熱温度は１３００℃
以下に制限される。
て重要であるのは、熱間加工、焼入れ工程において、連
続鋳造で生成したＴｉＣを主体とする粗大な析出物を実
質的に固溶、再析出させないことである。ただし、仮に
多少固溶した場合でもパラメーターＴｉ＊が０．０５〜
０．４％未満を満足していれば実質的に再析出は生じず
問題はない。ＴｉＣを主体とする粗大な析出物を実質的
に固溶、再析出させない観点からは、加熱温度は低い方
が良いが、加熱温度が著しく低い場合には熱間延性が低
下し、圧延が困難になるとともに、生産性が低下する。
以上の点から、加熱温度の上限を１３００℃に規定す
る。所望の析出物を得る観点からは１２００℃以下の加
熱が望ましく、できれば、１１００℃以下の範囲で加熱
することが良い。一方、加熱温度が１３００℃を超える
場合には、加熱中の酸化が著しく進み、特に、本発明に
おいては、Ｔｉが大量に含まれているため、酸化スケー
ルの発生が多くなり、結果的に表面性状が劣化すること
になる。このような観点からも、加熱温度は１３００℃
以下に制限される。
【００４６】加熱後、熱間加工により所定の形状に仕上
げられた鋼は、最終製品段階で焼入れ処理に供される。
焼入れ処理の目的は、変態硬化を活用するためであり、
耐摩耗性を安定させる目的である。従来の鋼ではこのよ
うな焼入れ処理を実施した場合、変態硬化が顕著にな
り、加工性、溶接性等が劣化していたが、本発明では、
粗大析出物が大量に存在することでマトリックス硬度が
低下しているため、硬度の上昇は結果的に低く抑えるこ
とが可能である。
げられた鋼は、最終製品段階で焼入れ処理に供される。
焼入れ処理の目的は、変態硬化を活用するためであり、
耐摩耗性を安定させる目的である。従来の鋼ではこのよ
うな焼入れ処理を実施した場合、変態硬化が顕著にな
り、加工性、溶接性等が劣化していたが、本発明では、
粗大析出物が大量に存在することでマトリックス硬度が
低下しているため、硬度の上昇は結果的に低く抑えるこ
とが可能である。
【００４７】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００４８】連続鋳造又はインゴット鋳造により鋳片又
は鋳塊を得、これらを所定温度に加熱後、熱間加工及び
焼入れ処理を行って表１に示す組成の鋼を得た。表１
中、鋼１〜２２は本発明の範囲内に含まれる実施例であ
り、鋼Ａ〜Ｋは本発明の範囲から外れる比較例である。
は鋳塊を得、これらを所定温度に加熱後、熱間加工及び
焼入れ処理を行って表１に示す組成の鋼を得た。表１
中、鋼１〜２２は本発明の範囲内に含まれる実施例であ
り、鋼Ａ〜Ｋは本発明の範囲から外れる比較例である。
【００４９】
【表１】
【００５０】表２には、供試鋼の製造条件を示す。表２
中「ＣＣ」とあるのは連続鋳造を示し、ＩＮＧとあるの
はインゴット鋳造を示す。実施例の鋼は全て連続鋳造で
製造されているが、比較例の鋼は一部インゴット鋳造を
採用している。そして、加熱温度を１０００〜１２５０
℃の範囲の種々の温度に設定して熱間加工を行い、焼入
れ温度は８５０〜９７０℃の範囲で実施している。ま
た、表２には析出物個数も合わせて記載している。ここ
でいう析出物個数はサイズが０．５μｍ以上であるＴｉ
Ｃを主体とする析出物（あるいは複合析出物）の１ｍｍ
2 中の個数を示す。
中「ＣＣ」とあるのは連続鋳造を示し、ＩＮＧとあるの
はインゴット鋳造を示す。実施例の鋼は全て連続鋳造で
製造されているが、比較例の鋼は一部インゴット鋳造を
採用している。そして、加熱温度を１０００〜１２５０
℃の範囲の種々の温度に設定して熱間加工を行い、焼入
れ温度は８５０〜９７０℃の範囲で実施している。ま
た、表２には析出物個数も合わせて記載している。ここ
でいう析出物個数はサイズが０．５μｍ以上であるＴｉ
Ｃを主体とする析出物（あるいは複合析出物）の１ｍｍ
2 中の個数を示す。
【００５１】このようにして製造した供試鋼について、
ブリネル硬さＨＢを測定し、耐磨耗性及び表面性状を試
験した。耐磨耗性はＡＳＴＭ Ｇ−６５に準拠した摩耗
試験によって行い、ＳＳ４００（軟鋼）の耐摩耗性を
１．０として耐磨耗比で示した。すなわち、耐磨耗比が
大きいほうが耐磨耗性に優れている。なお、この試験で
は磨耗砂として１００％ＳｉＯ2 砂を使用した。表面性
状は表面欠陥として、深さが０．２ｍｍ以上ある欠陥を
対象として、その面積率によって以下の基準で判定し
た。 ○：上記の欠陥の総面積が２５ｃｍ2 ／１ｍ2 未満 ×：上記の欠陥の総面積が２５ｃｍ2 ／１ｍ2 以上 これらの結果も合わせて表２に示す。
ブリネル硬さＨＢを測定し、耐磨耗性及び表面性状を試
験した。耐磨耗性はＡＳＴＭ Ｇ−６５に準拠した摩耗
試験によって行い、ＳＳ４００（軟鋼）の耐摩耗性を
１．０として耐磨耗比で示した。すなわち、耐磨耗比が
大きいほうが耐磨耗性に優れている。なお、この試験で
は磨耗砂として１００％ＳｉＯ2 砂を使用した。表面性
状は表面欠陥として、深さが０．２ｍｍ以上ある欠陥を
対象として、その面積率によって以下の基準で判定し
た。 ○：上記の欠陥の総面積が２５ｃｍ2 ／１ｍ2 未満 ×：上記の欠陥の総面積が２５ｃｍ2 ／１ｍ2 以上 これらの結果も合わせて表２に示す。
【００５２】
【表２】
【００５３】表２から明らかなように、本発明の範囲を
満足する鋼１〜２２では、表面硬さが比較的低いのにも
かかわらず、耐磨耗比が高く、表面性状も良好であるこ
とが確認された。
満足する鋼１〜２２では、表面硬さが比較的低いのにも
かかわらず、耐磨耗比が高く、表面性状も良好であるこ
とが確認された。
【００５４】これに対して、比較例の鋼Ａ〜ＤはＴｉ添
加量が本発明の範囲外で低く、特に、鋼Ａ、Ｂ、Ｄでは
析出物個数が０であり、本発明の最も重要な析出物の効
果が発揮されていないことが確認された。そのため、表
面性状は良好であるが、耐摩耗性は著しく低くく、耐摩
耗鋼としての特性が得られていない。また、鋼ＣではＴ
ｉ添加量が低いことと、析出物個数が少ないため、例え
ば実施例である鋼４に比較して耐摩耗性が著しく低くか
った。
加量が本発明の範囲外で低く、特に、鋼Ａ、Ｂ、Ｄでは
析出物個数が０であり、本発明の最も重要な析出物の効
果が発揮されていないことが確認された。そのため、表
面性状は良好であるが、耐摩耗性は著しく低くく、耐摩
耗鋼としての特性が得られていない。また、鋼ＣではＴ
ｉ添加量が低いことと、析出物個数が少ないため、例え
ば実施例である鋼４に比較して耐摩耗性が著しく低くか
った。
【００５５】鋼Ｅ、Ｋは、それぞれ、鋼５、９の比較で
ある。鋼Ｅ、Ｋは本発明の成分を満足し、Ｔｉ＊も満足
しているが、製造方法はインゴットであり、著しく粗大
な析出物が生成しているため、表面性状が劣っているこ
とに加えて、実施例の鋼に比較して耐摩耗性も劣化して
いる。析出物量は比較例である鋼Ｅ、Ｋと実施例である
鋼５、９とを比較すると、鋼Ｅ、Ｋでは析出物のサイズ
が大きくなっているため、析出物の個数はむしろ鋼５、
９よりも少なくなっている。耐摩耗性が本発明鋼よりも
比較鋼が劣っているのは、摩耗条件下では著しく粗大な
析出物が落下してしまうためである。
ある。鋼Ｅ、Ｋは本発明の成分を満足し、Ｔｉ＊も満足
しているが、製造方法はインゴットであり、著しく粗大
な析出物が生成しているため、表面性状が劣っているこ
とに加えて、実施例の鋼に比較して耐摩耗性も劣化して
いる。析出物量は比較例である鋼Ｅ、Ｋと実施例である
鋼５、９とを比較すると、鋼Ｅ、Ｋでは析出物のサイズ
が大きくなっているため、析出物の個数はむしろ鋼５、
９よりも少なくなっている。耐摩耗性が本発明鋼よりも
比較鋼が劣っているのは、摩耗条件下では著しく粗大な
析出物が落下してしまうためである。
【００５６】鋼Ｆ〜Ｊは製造方法は連続鋳造であるが、
Ｔｉ＊の値が本発明の範囲外であり、耐摩耗性は良好で
あるが、表面性状が顕著に劣化しており、実使用に適用
することは困難であることが確認された。
Ｔｉ＊の値が本発明の範囲外であり、耐摩耗性は良好で
あるが、表面性状が顕著に劣化しており、実使用に適用
することは困難であることが確認された。
【００５７】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、硬度を
上昇させることなく安価に耐摩耗性を向上させることが
でき、割れの起点となる表面欠陥の少ない表面性状に優
れた耐摩耗鋼及びその製造方法が提供される。従って、
従来、使用中の摩耗が顕著であること及び割れが発生す
ることで寿命の短くなることが多かった機械、部品等の
寿命を長くすることができるといった著しい効果を得る
ことができる。
上昇させることなく安価に耐摩耗性を向上させることが
でき、割れの起点となる表面欠陥の少ない表面性状に優
れた耐摩耗鋼及びその製造方法が提供される。従って、
従来、使用中の摩耗が顕著であること及び割れが発生す
ることで寿命の短くなることが多かった機械、部品等の
寿命を長くすることができるといった著しい効果を得る
ことができる。
フロントページの続き (72)発明者 平部 謙二 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 国定 泰信 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 平４−228536（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/00 C22C 38/14
Claims (6)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：
０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｔｉ：０．１０
〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、を含み、残部Ｆｅ及
び不可避不純物からなり、０．５μｍ以上の大きさを有
するＴｉＣ析出物あるいはＴｉＣとＴｉＮ，ＴｉＳとの
複合析出物を１ｍｍ2当たり４００個以上を含み、且
つ、以下の式で示されるＴｉ＊が０．０５％以上０．４
％未満であり、連続鋳造で形成されたことを特徴とする
表面性状に優れた耐摩耗鋼。 〈式〉 ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝（−１０５８０／Ｔ）＋４．３
８ ［Ｔｉ］＝４×［Ｃ］＋｛Ｔｉ（ａ）−４×C｝ 但し、Ｔｉ（ａ）＝Ｔｉ−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８
／３２）Ｓ｝ Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｓは添加量（質量％）を表す。 Ｔｉ＊＝Ｔｉ（ａ）−［Ｔｉ］ - 【請求項２】さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．０
％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０
％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．
０１％のうち一種又は二種以上を含むことを特徴とする
請求項１に記載の表面性状に優れた耐摩耗鋼。 - 【請求項３】さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜
１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％のうち一種または二
種を含み、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）あるいはＶ（Ｃ，Ｎ）の析出
物も同時に含むことを特徴とする請求項１又は２に記載
の表面性状に優れた耐摩耗鋼。 - 【請求項４】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：
０．０４％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｔｉ：０．１０
〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下、を含み、残部Ｆｅ及
び不可避不純物からなり、かつ以下の式で示されるＴｉ
＊が０．０５％以上０．４％未満である溶鋼を連続鋳造
してその段階で鋳片中にＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉ
Ｎ，ＴｉＳの複合した粗大な析出物を析出させ、引き続
き鋳片中に存在するＴｉＣあるいはＴｉＣとＴｉＮ，Ｔ
ｉＳの複合した粗大な析出物を実質的に再固溶、再析出
させないように１３００℃以下の温度域に加熱して熱間
加工及び焼入れ処理を行なうことを特徴とする表面性状
に優れた耐摩耗鋼の製造方法。 〈式〉 ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］＝（−１０５８０／Ｔ）＋４．３
８ ［Ｔｉ］＝４×［Ｃ］＋｛Ｔｉ（ａ）−４×C｝ 但し、Ｔｉ（ａ）＝Ｔｉ−｛（４８／１４）Ｎ＋（４８
／３２）Ｓ｝ Ｔｉ，Ｃ，Ｎ，Ｓは添加量（質量％）を表す。 Ｔｉ＊＝Ｔｉ（ａ）−［Ｔｉ］ - 【請求項５】さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．０
％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜３．０
％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．
０１％のうち一種又は二種以上を含むことを特徴とする
請求項４に記載の表面性状に優れた耐摩耗鋼の製造方
法。 - 【請求項６】さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜
１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％のうち一種または二
種を含み、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）あるいはＶ（Ｃ，Ｎ）の析出
物も同時に含むことを特徴とする請求項４又は５に記載
の表面性状に優れた耐摩耗鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05047937A JP3089882B2 (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法 |
| US08/098,609 US5393358A (en) | 1990-12-03 | 1993-07-28 | Method for producing abrasion-resistant steel having excellent surface property |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05047937A JP3089882B2 (ja) | 1993-03-09 | 1993-03-09 | 表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06256896A JPH06256896A (ja) | 1994-09-13 |
| JP3089882B2 true JP3089882B2 (ja) | 2000-09-18 |
Family
ID=12789293
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05047937A Expired - Lifetime JP3089882B2 (ja) | 1990-12-03 | 1993-03-09 | 表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3089882B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008146929A1 (ja) | 2007-05-29 | 2008-12-04 | Jfe Steel Corporation | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 |
| KR20160140802A (ko) | 2014-03-31 | 2016-12-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후강판 및 그 제조 방법 |
| CN109680221A (zh) * | 2019-01-17 | 2019-04-26 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种高韧性颗粒增强型耐磨钢及其制备方法 |
| US11118240B2 (en) | 2016-04-19 | 2021-09-14 | Jfe Steel Corporaton | Abrasion-resistant steel plate and method of producing abrasion-resistant steel plate |
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| JP4899874B2 (ja) * | 2007-01-12 | 2012-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP5609602B2 (ja) * | 2010-12-06 | 2014-10-22 | 新日鐵住金株式会社 | 細粒鉄源運搬部材及びこれを用いたベッセル等 |
| CN103469083B (zh) * | 2013-09-18 | 2015-06-10 | 攀枝花学院 | 耐热铸钢及其应用 |
| CN103789630B (zh) * | 2014-01-24 | 2016-01-20 | 李露青 | 一种用于速滑冰刀的碳钢工件生产方法 |
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| WO2021039021A1 (ja) | 2019-08-26 | 2021-03-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗薄鋼板及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-03-09 JP JP05047937A patent/JP3089882B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008146929A1 (ja) | 2007-05-29 | 2008-12-04 | Jfe Steel Corporation | 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 |
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| US11118240B2 (en) | 2016-04-19 | 2021-09-14 | Jfe Steel Corporaton | Abrasion-resistant steel plate and method of producing abrasion-resistant steel plate |
| CN109680221A (zh) * | 2019-01-17 | 2019-04-26 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种高韧性颗粒增强型耐磨钢及其制备方法 |
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|---|---|
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