CN109072368B - 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法 - Google Patents

耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供能够以低成本同时实现耐气割开裂性和耐磨损性的耐磨损钢板。耐磨损钢板具有下述成分组成和组织，所述成分组成以质量％计含有：C：0.20～0.45％，Si：0.01～1.0％，Mn：0.3～2.5％，P：0.020％以下，S：0.01％以下，Cr：0.01～2.0％，Ti：0.10～1.00％，B：0.0001～0.0100％，Al：0.1％以下，及N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述组织中，马氏体的体积率为90％以上、原奥氏体粒径为80μm以下，具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，板厚中心偏析部的Mn含量[Mn]与P含量[P]满足0.04[Mn]+[P]＜0.50。

Description

耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及耐磨损钢板，特别涉及能够以高水准且低成本同时实现耐延迟断裂特性和耐磨损性的耐磨损钢板。另外，本发明涉及耐磨损钢板的制造方法。
背景技术
对于建筑、土木、矿业等领域中所使用的产业机械、部件、运输机器(例如动力铲、推土机、料斗、斗式输送机、岩石破碎装置)等而言，其暴露于由岩石、砂、矿石等引起的磨料磨损、滑动磨损、冲击磨损等磨损。因此，对于这种产业机械、部件、运输机器中使用的钢材而言，为了延长寿命，要求耐磨损性优异。
已知钢的耐磨损性可通过增加硬度来提高。因此，对大量添加有Cr、Mo等合金元素的合金钢实施淬火等热处理而获得的高硬度钢作为耐磨损钢而被广泛使用。
另外，专利文献1、2中，为了应对近年来针对耐磨损性和低成本化的高要求，提出了将成分组成控制在规定的范围内并且使TiC析出物分散而得到的耐磨损钢。对于前述耐磨损钢而言，通过析出硬质的TiC从而提高了耐磨损性。
此外，在耐磨损钢板的领域中，除了使耐磨损性提高之外，还要求防止延迟断裂。所谓延迟断裂，是指虽然为向钢板施加的应力在屈服强度以下的状态，但钢板仍突然断裂的现象。钢板强度越高越易于发生上述延迟断裂现象，另外，氢向钢板中的侵入会助长该现象。作为耐磨损钢板的延迟断裂现象的例子，可举出气割后的开裂。气割时由于来自于燃烧气体的氢的侵入而使钢板脆化，进一步地由于气割后的残余应力，在气割后经过数小时至数日后发生开裂。由于耐磨损钢板的硬度高，常常对其实施气割，在耐磨损钢板中，气割后的延迟断裂(以下，有时称为“气割开裂”)屡次成为问题。
因此，在专利文献3、4中提出了通过控制成分组成与微观组织而抑制了由气割等引起的延迟断裂的耐磨损钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3089882号
专利文献2：日本专利第4894288号
专利文献3：日本专利第5145804号
专利文献4：日本专利第5145805号
发明内容
发明要解决的课题
然而，在专利文献3、4记载的耐磨损钢板中，为了防止延迟断裂，需要抑制Mn含量。对于耐磨损钢板而言，为了确保钢板的淬硬性从而提高硬度，需要添加大量的合金元素，但在专利文献3、4记载的耐磨损钢板中作为廉价的合金元素的Mn的添加量受到限制。因此，就前述耐磨损钢板而言，难以以高水准且低成本同时实现耐气割开裂性和耐磨损性。
本发明是鉴于上述实际情况而作出的，其目的在于，提供能够以高水准且低成本同时实现耐延迟断裂性和耐磨损性的耐磨损钢板。另外，本发明的目的在于提供制造前述耐磨损钢板的方法。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为了完成上述课题而进行了深入研究，结果发现，耐磨损钢板中的气割后的延迟断裂是以马氏体组织、贝氏体组织的原奥氏体(prior austenite)晶界发生的晶界断裂作为起点而发生的，并且前述晶界断裂是因以下情况叠加而发生的：(a)因气割产生的残余应力、(b)气割时由切割气体侵入钢板的氢引起的氢脆化、及(c)由气割时的升温引起的钢板回火脆化的影响。
进一步地，本申请的发明人了解到，钢板的板厚中心偏析部(其中，作为晶界脆化元素的Mn及P发生了富集)为气割开裂的起点，并且由于气割时的升温，从而使得板厚中心偏析部中的前述晶界脆化元素向原奥氏体晶界偏析被进一步促进，结果，原奥氏体晶界的强度显著降低，发生气割开裂。
上述Mn、P向板厚中心的偏析在连续铸造时发生。在连续铸造中，尽管钢水的凝固从表面向内部进行，但对于Mn、P的固溶限而言，由于与固相相比液相更大，因此，在固相/液相界面中，Mn、P等合金元素从凝固了的钢向钢水中富集。并且，在最终凝固部即板厚中心位置处，显著发生了合金元素的富集的钢水发生凝固，从而形成中心偏析部。
因此，基于上述发现，对于防止以中心偏析部为起点的开裂的方法进一步进行了研究，结果本申请的发明人发现，通过抑制连续铸造时的Mn及P的中心偏析，并且使最终的钢板组织中的原奥氏体粒径微细化，从而即使钢板整体中的Mn的含量高，也仍可获得优异的耐气割开裂性。
本发明是基于上述发现作出的，其主旨构成如下所述。
1、耐磨损钢板，其具有下述成分组成和组织，
所述成分组成以质量％计含有：
C：0.20～0.45％，
Si：0.01～1.0％，
Mn：0.3～2.5％，
P：0.020％以下，
S：0.01％以下，
Cr：0.01～2.0％，
Ti：0.10～1.00％，
B：0.0001～0.0100％，
Al：0.1％以下，及
N：0.01％以下，
余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述组织中，距所述耐磨损钢板的表面1mm的深度处的马氏体的体积率为90％以上，所述耐磨损钢板的板厚中心部的原奥氏体粒径为80μm以下，
距所述耐磨损钢板的表面1mm的深度处的、具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，
板厚中心偏析部的Mn的浓度[Mn](质量％)与P的浓度[P](质量％)满足下式(1)，
0.04[Mn]+[P]＜0.50 (1)。
2、如上述1所述的耐磨损钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由以下成分构成的组中的1种或2种以上：
Cu：0.01～2.0％，
Ni：0.01～10.0％，
Mo：0.01～3.0％，
Nb：0.001～0.100％，
V：0.001～1.00％，
W：0.01～1.5％，
Ca：0.0001～0.0200％，
Mg：0.0001～0.0200％，及
REM：0.0005～0.0500％。
3、如上述1或2所述的耐磨损钢板，其中，经过回火脆化处理和后续的氢脆化处理后的拉伸试验中的断面收缩为10％以上。
4、如上述1～3中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，
对钢水进行连续铸造从而制成板坯，
将所述板坯加热至1000℃～1300℃，
对经所述加热的板坯实施热轧从而制成热轧钢板，所述热轧中，在板厚中心部的温度为950℃以上的条件下，将轧制形状比为0.7以上且压下率为7％以上的压下实施3次以上，
将所述热轧钢板再加热至再加热淬火温度，
对经所述再加热的热轧钢板进行淬火，
所述耐磨损钢板的制造方法中，
所述板坯具有权利要求1或2所述的成分组成，
在所述连续铸造中，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上，
所述再加热淬火温度为Ac3～1050℃，
所述淬火中的650～300℃之间的平均冷却速度为1℃/s以上。
5、如上述4所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，进一步于100～300℃的回火温度对经所述淬火的热轧钢板进行回火。
6、如上述1～3中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，
对钢水进行连续铸造从而制成板坯，
将所述板坯加热至1000℃～1300℃，
对经所述加热的板坯实施热轧从而制成热轧钢板，所述热轧中，在板厚中心部的温度为950℃以上的条件下，将轧制形状比为0.7以上且压下率为7％以上的压下实施3次以上，
将所述热轧钢板直接淬火，
所述耐磨损钢板的制造方法中，
所述板坯具有权利要求1或2所述的成分组成，
在所述连续铸造中，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上，
所述直接淬火中的直接淬火温度为Ac3以上，
所述直接淬火中的650～300℃之间的平均冷却速度为1℃/s以上。
7、如上述6所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，进一步于100～300℃的回火温度对经所述淬火的热轧钢板进行回火。
发明的效果
根据本发明，由于可在不对钢板整体中的Mn含量进行过度抑制的情况下获得优异的耐延迟断裂特性，因此能够以低成本同时实现耐磨损钢板中的耐延迟断裂特性和耐磨损性。需要说明的是，本发明的效果不仅对于气割后的耐延迟断裂特性是有效的，而且对于由其他因素引起的延迟断裂也是有效的。
附图说明
[图1]为示出连续铸造中的最终凝固位置的示意图。
[图2]为示出本发明的一个实施方式中的连续铸造法的示意图。
具体实施方式
[成分组成]
接下来，对实施本发明的方法进行具体说明。本发明中，重要的是，耐磨损钢板及其制造中所用的板坯具有上述成分组成。再此，首先，对在本发明中按上文所述限定钢的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，只要不作特别说明，与成分组成相关的“％”均表示“质量％”。
C：0.20～0.45％
C是为了形成TiC等碳化物所必要的元素。若C含量低于0.20％，则由于马氏体组织中固溶C量减少，因此，耐磨损性降低。另一方面，若C含量高于0.45％，则焊接性及加工性降低。因此，在本发明中将C含量设定为0.20～0.45％。需要说明的是，C含量优选设定为0.23～0.43％。
Si：0.01～1.0％
Si是对于脱氧而言有效的元素，若Si含量低于0.01％，则无法得到充分的效果。另外，Si是有助于由固溶强化带来的钢的高硬度化的元素。然而，若Si含量高于1.0％，则不仅延展性及韧性降低，还会产生夹杂物量增加等问题。因此，Si含量设定为0.01～1.0％。需要说明的是，Si含量优选设定为0.01～0.8％。
Mn：0.3～2.5％
Mn为具有提高钢的淬硬性的功能的元素。通过添加Mn，淬火后的钢硬度升高，其结果是能够提高耐磨损性。若Mn含量低于0.3％，则无法充分获得前述效果，因此，将Mn含量设定为0.3％以上。另一方面，若Mn含量超过2.5％，则不仅焊接性和韧性降低，而且耐延迟断裂特性也会降低。因此，Mn含量设定为2.5％以下。需要说明的是，Mn含量优选设定为0.5～2.3％。
P：0.020％以下
P为晶界脆化元素，通过使P向晶体晶界偏析，从而使得钢的韧性降低并且耐延迟断裂特性降低。因此，P含量设定为0.020％以下。需要说明的是，P含量优选设定为0.015％以下。另一方面，由于P越少越优选，因此P含量的下限没有特别限定，可以为0％，但由于P是通常以杂质的形式不可避免地包含在钢中的元素，因此工业上也可以高于0％。需要说明的是，过度的低P化会导致精炼时间的增加、成本的上升，因此P含量优选设定为0.001％以上。
S：0.01％以下
由于S使钢的韧性降低，因此S含量设定为0.01％以下。S含量优选设定为0.005％以下。另一方面，由于S越少越优选，因此S含量的下限没有特别限定，可以为0％，但工业上也可以高于0％。需要说明的是，过度的低S化会导致精炼时间的增加、成本的上升，因此S含量优选为0.0001％以上。
Cr：0.01～2.0％
Cr是具有提高钢的淬硬性的功能的元素。通过添加Cr，从而淬火后的钢的硬度上升，结果是能够提高耐磨损性。为了获得前述效果，Cr含量需要设定为0.01％以上。另一方面，若Cr含量超过2.0％，则焊接性降低。因此，Cr含量设定为0.01～2.0％。需要说明的是，Cr含量优选为0.05～1.8％。
Ti：0.10～1.00％
Ti是具有与C形成碳化物从而析出的性质的元素。作为Ti的碳化物的TiC具有高硬度，因此，通过析出TiC能够提高钢板的耐磨损性。但是，若Ti含量低于0.10％，则无法有效地形成TiC，因此，将Ti含量设为0.10％以上。另一方面，若Ti含量超过1.00％，则钢板的加工性降低，并且成本增加。因此，Ti含量设定为1.00％以下。需要说明的是，Ti含量优选设定为0.15～0.9％。
B：0.0001～0.0100％
B是具有以极微量的添加即可提高淬硬性、由此提高钢板强度的效果的元素。为了得到前述效果，需要将B含量设定为0.0001％以上。另一方面，若B含量超过0.0100％，则焊接性降低并且淬硬性也降低。因此，B含量设定为0.0001～0.0100％。需要说明的是，B含量优选设定为0.0001～0.0050％。
Al：0.1％以下
Al是作为脱氧剂有效的元素。但是，若Al含量高于0.1％，则钢的洁净度降低，其结果是延展性及韧性降低。因此，Al含量设定为0.1％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，但从脱氧效果的观点考虑，Al含量优选设定为0.001％以上。
N：0.01％以下
N是使延展性、韧性降低的元素，因此N含量设定为0.01％以下。另一方面，由于N越少越优选，因此N含量的下限没有特别限定，可以为0％，但由于N是通常以杂质的形式不可避免地包含在钢中的元素，因此工业上也可以高于0％。需要说明的是，过度的低N化会导致精炼时间的增加、成本的上升，因此N含量优选设定为0.0005％以上。
本发明所用的钢板除以上成分之外，余量由Fe及不可避的杂质构成。
本发明的钢板将上述成分作为基本组成，但出于提高淬硬性、焊接性的目的，可还任意地含有选自由以下成分构成的组中的1种或2种以上：Cu：0.01～2.0％，Ni：0.01～10.0％，Mo：0.01～3.0％，Nb：0.001～0.100％，V：0.001～1.00％，W：0.01～1.5％，Ca：0.0001～0.0200％，Mg：0.0001～0.0200％，REM：0.0005～0.0500％。
Cu：0.01～2.0％
Cu是能够在不使母材及焊接接头的韧性大幅劣化的情况下提高淬硬性的元素。为获得前述效果，Cu含量需要设定为0.01％以上。另一方面，若Cu含量高于2.0％，则在氧化皮(scale)正下方生成的Cu富集层所引起的钢板开裂成为问题。因此，在添加Cu的情况下，Cu含量设定为0.01～2.0％。需要说明的是，Cu含量优选设定为0.05～1.5％。
Ni：0.01～10.0％
Ni是具有提高淬硬性、并且提高韧性的效果的元素。为了获得前述效果，Ni含量需要设定为0.01％以上。另一方面，若Ni含量高于10.0％，则制造成本的增加成为问题。因此，在添加Ni的情况下，Ni含量设定为0.01～10.0％。需要说明的是，Ni含量优选设定为0.05～5.0％。
Mo：0.01～3.0％
Mo是提高钢的淬硬性的元素。为了获得前述效果，Mo含量需要设定为0.01％以上。然而，若Mo含量高于3.0％，则焊接性降低。因此，在添加Mo的情况下，Mo含量设定为0.01～3.0％。需要说明的是，Mo含量优选设定为0.05～2.0％。
Nb：0.001～0.100％
Nb是具有通过以碳氮化物的形式析出而使原奥氏体粒径减小的效果的元素。为了获得前述效果，Nb含量需要设定为0.001％以上。另一方面，若Nb含量高于0.100％，则焊接性降低。因此，在添加Nb的情况下，Nb含量设定为0.001～0.100％。
V：0.001～1.00％
V是具有提高钢的淬硬性的效果的元素。为了获得前述效果，V含量需要设定为0.001％以上。另一方面，若V含量高于1.00％，则焊接性降低。因此，在添加V的情况下，V含量设定为0.001～1.00％。
W：0.01～1.5％
W是具有提高钢的淬硬性的效果的元素。为了获得前述效果，W含量需要设定为0.01％以上。另一方面，若W含量高于1.5％，则焊接性降低。因此，在添加W的情况下，W含量设定为0.01～1.5％。
Ca：0.0001～0.0200％
Ca是通过形成在高温条件下稳定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。为了获得前述效果，Ca含量需要设定为0.0001％以上。另一方面，若Ca含量高于0.0200％，则洁净度降低，使钢的韧性受损。因此，在添加Ca的情况下，Ca含量设定为0.0001～0.0200％。
Mg：0.0001～0.0200％
Mg是通过形成在高温条件下稳定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。为了获得前述效果，Mg含量需要设定为0.0001％以上。另一方面，若Mg含量高于0.0200％，则Mg的添加效果饱和，无法期待与含量相匹配的效果，经济上变得不利。因此，在添加Mg的情况下，Mg含量设定为0.0001～0.0200％。
REM：0.0005～0.0500％
REM(稀土类金属)是通过形成在高温条件下稳定性高的氧硫化物而使焊接性提高的元素。为了获得前述效果，REM含量需要设定为0.0005％以上。另一方面，若REM含量高于0.0500％，则REM的添加效果饱和，无法期待与含量相匹配的效果，经济上变得不利。因此，在添加REM的情况下，REM含量设定为0.0005～0.0500％。
[组织]
本发明的耐磨损钢板除了含有上述成分组成之外，还具有下述组织，该组织中，距前述耐磨损钢板的表面1mm的深度处的马氏体的体积率为90％以上，前述耐磨损钢板的板厚中心部的原奥氏体粒径为80μm以下。以下，对如上文所述限定钢的组织的理由进行说明。
马氏体的体积率：90％以上
若马氏体的体积率低于90％，则钢板的基体组织的硬度降低，因此耐磨损性降低。因此，马氏体的体积率设定为90％以上。马氏体以外的其余组织没有特别限定，可存在铁素体、珠光体、奥氏体、贝氏体组织。另一方面，马氏体的体积率越高越优选，因此其体积率的上限没有特别限定，可为100％。需要说明的是，前述马氏体的体积率是指距耐磨损钢板的表面1mm的深度的位置处的值。前述马氏体的体积率可按照实施例中记载的方法测定。
原奥氏体粒径：80μm以下
若原奥氏体粒径高于80μm，则耐磨损钢板的耐延迟断裂性降低。这是由于，原奥氏体晶界的面积减少，结果使得每单位面积的原奥氏体晶界的Mn、P量增加，晶界脆化变得显著。因此，原奥氏体粒径设定为80μm以下。另一方面，原奥氏体粒径越小越优选，因此下限没有特别限定，通常为1μm以上。需要说明的是，前述原奥氏体粒径是指耐磨损钢板的板厚中心部的原奥氏体粒的圆当量直径。前述原奥氏体粒径可按照实施例中记载的方法测定。
[TiC析出物]
具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度：400个/mm2以上
在本发明的耐磨损钢板中，除了如上述那样控制钢的成分组成和组织以外，还通过析出粗大的TiC来提高耐磨损性。由于TiC是硬质的，因此具有提高耐磨损性的效果，但大小小于0.5μm的TiC无法得到充分的提高耐磨损性的效果。另外，即使在析出了大小为0.5μm以上的TiC的情况下，当该TiC的个数密度(每1mm2的个数)少于400个/mm2时，也仍几乎得不到提高耐磨损性的效果。因此，将具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度设定为400个/mm2以上。另一方面，前述个数密度的上限无特别限定，但通常为5000个/mm2以下。需要说明的是，在前述TiC析出物中，还包含TiC与TiN、TiS的复合夹杂物。前述个数密度为距耐磨损钢板的表面1mm的深度的位置处的值。另外，此处所谓TiC析出物的“大小”设为TiC析出物的当量圆直径。前述个数密度可通过实施例中记载的方法来测定。
[中心偏析]
进一步地，本发明中，板厚中心偏析部的Mn的浓度[Mn](质量％)与P的浓度[P](质量％)满足下式(1)是重要的。
0.04[Mn]+[P]＜0.50...(1)
如前文所述，气割后的延迟断裂以板厚中心偏析部中的、作为晶界脆化元素的Mn、P显著偏析的部位为起点而发生。另外，进一步进行了研究，结果获知了P对于晶界脆化的影响比Mn更大。因此，通过以满足上式(1)的方式控制板厚中心偏析部的Mn及P的浓度，能够提高耐气割开裂性。另一方面，(0.04[Mn]+[P])的值的下限没有特别限定。然而，通常而言，[Mn]为钢板整体中的Mn含量[Mn]0以上，[P]为钢板整体中的P含量[P]0以上，因此0.04[Mn]0+[P]0≤0.04[Mn]+[P]。需要说明的是，前述板厚中心偏析部的Mn及P的浓度[Mn]、[P]可按照实施例中记载的方法测定。
[制造方法]
接下来，对本发明的耐磨损钢板的制造方法进行说明。本发明的耐磨损钢板可通过热轧后实施再加热淬火(RQ)的方法、热轧后实施直接淬火(DQ)的方法中的任一者来制造。
实施再加热淬火的本发明的一个实施方式中，能够通过依次实施以下各工序来制造前述耐磨损钢板。
(1)对钢水进行连续铸造从而制成板坯的连续铸造工序，
(2)将前述板坯加热至1000℃～1300℃的加热工序，
(3)对经前述加热的板坯实施热轧从而制成热轧钢板的热轧工序，
(4-1)将前述热轧钢板再加热至再加热淬火温度的再加热工序，及
(4-2)对经前述再加热的热轧钢板进行淬火的淬火工序。
另外，在实施直接淬火的本发明的其他实施方式中，能够通过依次实施以下各工序来制造前述耐磨损钢板。
(1)对钢水进行连续铸造从而制成板坯的连续铸造工序，
(2)将前述板坯加热至1000℃～1300℃的加热工序，
(3)对经前述加热的板坯实施热轧从而制成热轧钢板的热轧工序，
(4)对前述热轧钢板进行直接淬火的直接淬火工序。
在任一实施方式中，前述板坯的成分组成均如前文所述进行设定。另外，在前述连续铸造工序中，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上。另外，实施再加热淬火的情况下的再加热淬火温度设定为Ac3～1050℃，实施直接淬火的情况下的直接淬火温度设定为Ac3以上。另外，再加热淬火、直接淬火中的任一者中，650～300℃之间的平均冷却速度均设定为1℃/s以上。以下对各条件的限定理由进行说明。需要说明的是，只要不作特别说明，以下说明中的温度均是指板厚中心部的温度。板厚中心部分的温度可通过传热计算求出。另外，只要不作特别说明，则以下的说明对于实施再加热淬火的情况和实施直接淬火的情况而言是共通的。
轻压下：在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上。
当凝固进行时，合金元素在固相/液相界面向钢水富集，在最终凝固位置显著富集了的钢水发生凝固，由此形成由如图1所示的连续铸造机所制造的板坯的中心偏析。因此，如图2所示，在连续铸造机中在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，以使辊隙从连续铸造生产线的上游侧朝向下游侧变窄的方式逐渐压下，由此将合金元素富集了的钢水挤压并使其向上游侧流动，通过将已完成凝固的部分压接，从而能够减轻中心偏析。为获得所述效果，需要在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上，即需要将图2中的、(dta+dtb)/L成为0.4mm/m以上这样的压下实施2次以上。若实施压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下的次数为1次以下，则将未凝固部的钢水挤压并使其向上游侧流动的效果变得不充分，因此由轻压下带来的偏析减轻效果变得不充分。因此，在上述(1)连续铸造工序中，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上。另一方面，实施压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下的次数的上限没有特别限定，但从轻压下辊设置的成本效益的观点出发，优选设定为30次以下。另外，所述压下中的压下梯度的上限也没有特别限定，从轻压下辊的设备保护的观点出发，优选设为10.0mm/m以下。需要说明的是，板坯的最终凝固位置可通过使电磁超声波透过板坯来检测。
加热温度：1000～1300℃
若上述(2)加热工序中的加热温度低于1000℃，则热轧工序中的变形阻力增加，因此生产率降低。另一方面，若前述加热温度高于1300℃，则钢表面的氧化显著进行，因此，所得钢板的表面性状劣化。因此，将前述加热温度设定为1000～1300℃。
热轧：在板厚中心部的温度为950℃以上的条件下，将轧制形状比为0.7以上且压下率为7％以上的压下实施3次以上
仅仅通过由连续铸造时的轻压下带来的板坯的偏析减轻，不可能获得耐延迟断裂性优异的偏析状态，因此需要有效结合利用热轧时的偏析减轻效果。具体而言，在热轧工序中，通过将950℃以上的高温且压下率为7％以上的强压下(high reduction rolling)实施总计3次以上，从而可得到由原子扩散的促进(其由应变的导入和奥氏体组织的再结晶带来)带来的偏析减轻效果。另一方面，在轧制温度为950℃以下、或压下率为7％以上的压下不足3次的情况下，组织的再结晶变得不充分，因此无法获得偏析减轻效果。另一方面，压下率的上限没有特别限定，但为了保护轧制机，压下率优选设定为40％以下。通常，若钢中碳的浓度变高，则液相线温度与固相线温度之间的温度范围扩大，因此，偏析进行的固相、液相共存状态下的滞留时间变长，合金元素、杂质元素的中心偏析增加。然而，通过将上述轻压下和热轧进行组合，从而即使如耐磨损钢那样在碳浓度高的情况下，也能够将中心偏析减轻至耐延迟断裂性变得良好的水平。
另外，对于轧制工序中向钢板导入的应变而言，其相对于板厚方向并不均匀，由下式所示的轧制形状比(ld/hm)来决定板厚方向的分布。
ld/hm＝{R(hi-h0)}1/2/{(hi+2h0)/3}
在此，各符号分别为：各个轧制道次(roll pass)时的ld：投影接触弧长，hm：平均板厚，R：辊半径，hi：入侧板厚，h0：出侧板厚。为了向存在中心偏析的板厚中心部赋予由轧制带来的应变，需要将轧制形状比(ld/hm)设定为0.7以上。若轧制形状比低于0.7，则轧制时向钢板表层赋予的应变增加，向钢板的板厚中心部导入的应变减小，由此组织的再结晶变得不充分，无法获得必要的偏析减轻效果。因此，将轧制形状比设定为0.7以上。需要说明的是，为了增加轧制形状比，增大辊半径或者增加压下量即可。另一方面，轧制形状比的上限没有特别限定，但为了保护轧制机，优选设定为3.5以下。
再加热淬火温度：Ac3～1050℃
在实施再加热淬火的情况下，若上述(4-1)再加热工序中的加热温度(再加热淬火温度)低于Ac3点，则热轧后的组织保持未转变的状态而残留，因此将无法获得规定的马氏体主体组织且硬度降低，由此耐磨损性降低。另一方面，若加热温度高于1050℃，则加热中奥氏体晶粒发生粗大化，淬火后的原奥氏体粒径会变得大于80μm。因此，再加热淬火温度设定为Ac3～1050℃。
直接淬火温度：Ac3以上
在实施直接淬火的情况下，若上述(4)的直接淬火工序中的淬火温度(直接淬火温度)低于Ac3点，则马氏体以外的组织的比例增加、无法得到规定的马氏体主体组织且硬度降低，由此耐磨损性降低。因此，将直接淬火温度设定为Ac3以上。另一方面，直接淬火温度的上限没有特别限定，但由于热轧时的加热温度的上限为1300℃，因此直接淬火温度的上限为1300℃以下。需要说明的是，这里，“直接淬火温度”是指淬火开始时的钢板的表面温度。前述直接淬火温度可在淬火即将开始前用放射温度计测定。
650～300℃之间的平均冷却速度：1℃/s以上
在再加热淬火、直接淬火中的任意情况下，若淬火工序中的650～300℃之间的平均冷却速度低于1℃/s，则淬火后的钢板的组织中混合存在有铁素体、珠光体组织，因此基体组织的硬度降低，其结果是耐磨损性降低。因此，将淬火工序中的650～300℃之间的平均冷却速度设定为1℃/s以上。另一方面，前述平均冷却速度的上限没有特别限定，但在一般的设备中，若前述平均冷却速度高于300℃/s，则在钢板的长度方向及板宽度方向上的组织的偏差显著增大，因此优选将前述平均冷却速度设定为300℃/s以下。
前述淬火工序中的冷却停止温度没有特别限定，但若冷却停止温度高于300℃，则存在马氏体组织率降低、钢板的硬度降低的情况，因此冷却停止温度优选设定为300℃以下。另一方面，冷却停止温度的下限没有特别限定，但若不必要地持续进行冷却则制造效率降低，因此优选将冷却停止温度设定为50℃以上。
此外，在再加热淬火、直接淬火中的任意情况下，也可在淬火工序之后设置：
(5)将经淬火的热轧钢板回火至100～300℃的温度的工序。
回火温度：100～300℃
通过将前述回火工序中的回火温度设定为100℃以上，能够提高钢板的韧性和加工性。另一方面，若回火温度高于300℃，则马氏体组织显著发生软化，其结果是发生耐磨损性的降低。因此，将回火温度设定为100～300℃。
加热至前述回火温度后，可对钢板进行空气冷却。需要说明的是，前述回火工序中的均热保持时间(soaking time)没有特别限定，但从提高回火的效果的观点出发，优选设定为1分钟以上。另一方面，长时间的保持会导致硬度降低，因此均热保持时间优选设定为3小时以内。
实施例
接下来，基于实施例进一步具体地说明本发明。以下的实施例示出本发明的一个合适的例子，但本发明不受该实施例的任何限定。
首先，通过连续铸造法制造具有表1所示成分组成的板坯。一部分板坯的制造时，为了减轻板厚中心部的偏析，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，实施压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下。前述轻压下的条件示于表2。需要说明的是，表2所示的Ac3温度为由下式求出的值。
Ac3(℃)＝937-5722.765([C]/12.01-[Ti]/47.87)+56[Si]-19.7[Mn]-16.3[Cu]-26.6[Ni]-4.9[Cr]+38.1[Mo]+124.8[V]-136.3[Ti]-19[Nb]+3315[B]
这里，[M]为元素M的含量(质量％)，在未添加元素M的情况下，设定为[M]＝0。
接下来，对所得板坯依次实施加热、热轧、直接淬火或者再加热淬火的各个处理，从而得到钢板。进一步地，针对一部分的钢板，在淬火后实施用于回火的再加热。各工序中的处理条件如表2所示。需要说明的是，淬火中的冷却如下进行，即，在使板通过的同时从钢板的表面和背面喷射高流量的水。淬火时的冷却速度为通过传热计算求出的650～300℃之间的平均冷却速度，冷却实施至300℃以下。
针对各个所得钢板，按照下述方法测定板厚中心偏析部的Mn及P的含量、马氏体的体积率、原奥氏体粒径及TiC析出物的个数密度。测定结果示于表3。
[板厚中心偏析部的Mn及P的含量]
为了制作测定用样品，以成为板宽度方向上的宽度为500mm、板厚方向上的厚度为3mm的长方体形状的方式，将所得钢板的板宽度方向、板厚方向这两个方向上的中央部分切出。进一步地，在板宽度方向上以成为20等分的方式将所切出的钢切断，获得板宽度方向上的宽度为25mm的测定用样品20个。在对前述测定用样品的与轧制方向成直角的面(板宽度方向上的宽度25mm×板厚方向上的厚度3mm)进行镜面研磨后，立即将经前述镜面研磨的面作为测定面而通过电子射线显微分析仪(EPMA)进行定量分析。
利用EPMA的测定的条件如下所述。将下述测定范围中(0.04[Mn]+[P])的最大值作为本发明中的(0.04[Mn]+[P])的值。
(EPMA测定条件)
加速电压：20kV，
照射电流：0.5μA，
累积时间：0.15秒，
束直径：15μm，
测定范围：高3mm×宽25mm×20个样品。
[马氏体的体积率]
钢板的耐磨损性主要取决于表层部分的硬度。因此，以使距表面1mm的深度的位置成为观察位置的方式，从以上述方式得到的各钢板的宽度方向中央采集样品。对前述样品的表面进行镜面研磨、进一步用硝酸乙醇溶液(nital)腐蚀后，使用扫描型电子显微镜(SEM)对10mm×10mm的范围进行拍照。用图像解析装置对拍照得到的图像进行解析，由此求出马氏体的面积分率，将其值作为本发明中的马氏体的体积率。
[原奥氏体粒径]
自钢板的宽度方向中央、存在中心偏析(其成为气割开裂起点)的板厚中心部，采集用于测定原奥氏体粒径的样品。对所得样品的表面进行镜面研磨、进一步用苦味酸腐蚀后，使用光学显微镜对10mm×10mm的范围进行拍照。用图像解析装置对拍照而得到的图像进行解析，由此求出原奥氏体粒径。需要说明的是，以圆当量直径的形式算出前述原奥氏体粒径。
[TiC析出物的个数密度]
以使距表面1mm的深度的位置成为观察位置的方式，从各钢板的宽度方向中央采集样品。对前述样品的表面进行镜面研磨、进一步用硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用带有分析装置的SEM对10mm×10mm的范围进行拍照。用图像解析装置对拍照得到的图像进行解析，由此求出具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度。需要说明的是，前述TiC析出物的大小以当量圆直径的形式算出。
此外，针对所得各钢板，通过以下所述的方法对耐磨损性和耐延迟断裂特性进行评价。评价结果如表3所示。
[耐磨损性]
利用如下方法求出作为耐磨损性的指标的耐磨损比。首先，从所得钢板分别采集试验片。前述试验片的尺寸设为25mm×75mm，该试验片的厚度设定为保持原钢板的板厚。使用前述试验片，利用根据ASTM G-65的方法实施磨损试验，从而测定磨损量。在前述磨损试验中，作为磨损砂使用SiO2为90％以上的砂。另外，作为比较基准，还针对由软钢(SS400)板制成的试验片利用同样的方法实施了磨损试验。耐磨损比以软钢板的磨损量相对于各钢板的磨损量之比、即(软钢板的磨损量)/(各钢板的磨损量)的形式算出。前述耐磨损比越大，则意味着所得钢板的耐磨损性越优异。需要说明的是，磨损量的测定分别实施3次，将其平均值用作磨损量。
[耐延迟断裂特性]
若以马氏体为主体的组织升温至约400℃，则原奥氏体晶界附近存在的P原子向原奥氏体晶界扩散，由此发生回火脆化(其中，晶界发生脆化)。与其他部分相比，在钢板的中心偏析部存在高浓度的P，因此前述回火脆化在中心偏析部变得最显著。在对钢板进行气割的情况下，在切断面附近不可避免地产生上述回火脆化区域，此外，气割所用的气体中所含有的氢自气割面侵入，从而还发生氢脆化。以因上述回火脆化和氢脆化而显著脆化了的原奥氏体晶界开裂为起点，而发生气割后的延迟断裂。
因此，为评价回火脆化和氢脆化后的耐延迟断裂特性，利用以下步骤实施试验。首先，将钢板升温至400℃后进行空气冷却从而对其施以回火脆化处理，然后以试验片长度与板宽度方向平行的方式从板宽度中央的板厚中心部采集平行部的直径为5mm、平行部的长度为30mm的JIS14A号圆棒拉伸试验片(JIS Z2241(2014))。进一步地，将圆棒拉伸试验片在25℃的10％硫氰酸铵水溶液中浸渍72小时，使拉伸试验片吸收氢。然后，为了防止氢从拉伸试验片释放，在包含ZnCl2、NH4Cl的镀浴中对拉伸试验片表面施以10～15μm厚的镀锌。使用所得拉伸试验片，以1.1×10-5/秒的应变速度实施拉伸试验，按照JIS Z2241(2014)对断裂后的断面收缩率进行测定。需要说明的是，拉伸试验各实施5次，在评价中使用断面收缩的平均值。另外，使用在与前述拉伸试验片相同的条件下实施了氢吸收的样品，通过升温式氢分析装置将其升温至400℃时的氢释放总量为0.8～1.1ppm。
Figure BDA0001824769750000211
[表2]
表2
Figure BDA0001824769750000221
*1在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，实施压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下的次数。
*2在板厚中心部的温度为950℃以上的条件下，实施轧制形状比为0.7以上且压下率为7％以上的压下的次数。
*3650～300℃之间的平均冷却速度。
下划线表示在发明的范围外。
[表3]
表3
Figure BDA0001824769750000231
*经过回火脆化处理和后续的氢脆化处理后的、拉伸试验中的断面收缩。
下划线表示在发明的范围外。
由表3所示结果可知，满足本发明条件的耐磨损钢板兼具优异的耐磨损性(耐磨损比为4.0以上)和优异的延展性(经回火脆化和氢脆化处理后的拉伸试验时的断面收缩为10％以上)即耐延迟断裂特性。需要说明的是，由于前述断面收缩越高越优选，因此断面收缩的上限没有特别限定，但通常为50％以下。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的钢板在耐磨损性及耐延迟断裂特性中的至少一个方面较差。
例如，对于C含量低的编号14的钢板而言，由于马氏体基体中的固溶C量变少，因此耐磨损性变差。对于Ti含量少的编号15、31的钢板而言，由于TiC析出物的数量少，因此耐磨损性变差。对于P含量高的编号16的钢板而言，中心偏析部的P浓度变高，结果耐延迟断裂特性变差。对于编号17、30的钢板而言，由于热轧时的强压下不充分，因此，作为晶界脆化元素的Mn、P的中心偏析的程度大，耐延迟断裂特性变差。对于编号18、27的钢板而言，由于连续铸造时的轻压下条件不合适，因此，作为晶界脆化元素的Mn、P的中心偏析的程度大，耐延迟断裂特性变差。对于编号19的钢板而言，由于再加热淬火温度低于Ac3，因此马氏体体积率变低，结果耐磨损性变差。对于编号20的钢板而言，再加热淬火时的冷却速度低，因此未发生马氏体转变，结果耐磨损性变差。对于编号21的钢板而言，由于再加热淬火温度高，因此，原奥氏体粒径变大，结果耐延迟断裂特性变差。对于编号26的钢板而言，由于直接淬火温度低于Ac3，因此马氏体体积率变低，结果耐磨损性变差。对于编号28的钢板而言，由于直接淬火时的冷却速度低，因此未发生马氏体转变，结果耐磨损性变差。对于编号18、29的钢板而言，由于回火温度高，因此发生硬度降低，结果耐磨损性变差。
附图标记说明
1 连续铸造机
2 浇口盘
3 钢水
4 铸模
5 辊
6 未凝固层
7 板坯(已完成凝固的区域)
8 最终凝固位置
9 轧辊

Claims (7)

1.耐磨损钢板，其具有下述成分组成和组织，
所述成分组成以质量％计含有：
C：0.20～0.45％，
Si：0.01～1.0％，
Mn：0.3～2.5％，
P：0.020％以下，
S：0.01％以下，
Cr：0.01～2.0％，
Ti：0.10～1.00％，
B：0.0001～0.0100％，
Al：0.1％以下，及
N：0.01％以下，
余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述组织中，距所述耐磨损钢板的表面1mm的深度处的马氏体的体积率为90％以上，所述耐磨损钢板的板厚中心部的原奥氏体粒径为80μm以下，
距所述耐磨损钢板的表面1mm的深度处的、具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，
板厚中心偏析部的Mn的浓度[Mn](质量％)与P的浓度[P](质量％)满足下式(1)，
0.04[Mn]+[P]＜0.50 (1)。
2.如权利要求1所述的耐磨损钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由以下成分构成的组中的1种或2种以上：
Cu：0.01～2.0％，
Ni：0.01～10.0％，
Mo：0.01～3.0％，
Nb：0.001～0.100％，
V：0.001～1.00％，
W：0.01～1.5％，
Ca：0.0001～0.0200％，
Mg：0.0001～0.0200％，及
REM：0.0005～0.0500％。
3.如权利要求1或2所述的耐磨损钢板，其中，经过回火脆化处理和后续的氢脆化处理后的、拉伸试验中的断面收缩为10％以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，
对钢水进行连续铸造从而制成板坯，
将所述板坯加热至1000℃～1300℃，
对经所述加热的板坯实施热轧从而制成热轧钢板，所述热轧中，在板厚中心部的温度为950℃以上的条件下，将轧制形状比为0.7以上且压下率为7％以上的压下实施3次以上，
将所述热轧钢板再加热至再加热淬火温度，
对经所述再加热的热轧钢板进行淬火，
所述耐磨损钢板的制造方法中，
所述板坯具有权利要求1或2所述的成分组成，
在所述连续铸造中，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上，
所述再加热淬火温度为Ac3～1050℃，
所述淬火中的650～300℃之间的平均冷却速度为1℃/s以上。
5.如权利要求4所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，进一步于100～300℃的回火温度对经所述淬火的热轧钢板进行回火。
6.如权利要求1～3中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，
对钢水进行连续铸造从而制成板坯，
将所述板坯加热至1000℃～1300℃，
对经所述加热的板坯实施热轧从而制成热轧钢板，所述热轧中，在板厚中心部的温度为950℃以上的条件下，将轧制形状比为0.7以上且压下率为7％以上的压下实施3次以上，
将所述热轧钢板直接淬火，
所述耐磨损钢板的制造方法中，
所述板坯具有权利要求1或2所述的成分组成，
在所述连续铸造中，在比板坯的最终凝固位置更靠上游侧的位置，将压下梯度为0.4mm/m以上的轻压下实施2次以上，
所述直接淬火中的直接淬火温度为Ac3以上，
所述直接淬火中的650～300℃之间的平均冷却速度为1℃/s以上。
7.如权利要求6所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，进一步于100～300℃的回火温度对经所述淬火的热轧钢板进行回火。
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