CN111727267A

CN111727267A - 奥氏体耐磨钢板

Info

Publication number: CN111727267A
Application number: CN201880089433.5A
Authority: CN
Inventors: 藤冈政昭; 滑川哲也; 吉村仁秀; 皆川昌纪
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-03-29
Filing date: 2018-03-29
Publication date: 2020-09-29
Anticipated expiration: 2038-03-29
Also published as: KR102453321B1; KR20200105925A; WO2019186911A1; EP3778950A4; BR112020014123A2; CN111727267B; EP3778950A1

Abstract

本发明的一技术方案涉及的奥氏体耐磨钢板，具有预定的化学组成，C和Mn的以质量％计的含量满足﹣20×C+30＜Mn≤﹣20×C+45，在金属组织中，奥氏体的体积分数为90～100％，所述奥氏体的平均粒径为40～300μm。

Description

奥氏体耐磨钢板

技术领域

本发明涉及一种用于耐磨部件的奥氏体耐磨钢板。

背景技术

以往的耐磨部件用途的钢板，通过对如专利文献1等所公开的含有0.1～0.3％左右的C的钢进行淬火而使金属组织成为马氏体来制造。这样的钢板的维氏硬度为400～600Hv左右，明显较高，耐磨性优异。但是，马氏体组织非常硬，因此弯曲加工性和韧性差。另外，以往的耐磨部件用途的钢板，为了增加硬度而大量含有C，但如果含有0.2％以上的C则有可能发生焊接裂纹。

另一方面，作为兼具耐磨性和延展性的材料，使用高Mn铸钢。高Mn铸钢的基体为奥氏体，因此延展性和韧性良好。但是，高Mn铸钢具有以下特性：当由于岩石的撞击等而使表面部受到塑性变形时，会产生变形双晶或根据条件而产生加工诱发马氏体相变，仅表面部的硬度显著提高。因此，高Mn铸钢即使提高冲击面(表面部)的耐磨性，中心部也保持为奥氏体，因此能够保持延展性和韧性优异的状态。

作为高Mn铸钢，提出了JIS G5131规定的钢以及许多通过提高C含量和Mn含量来谋求机械性质和耐磨性提高的奥氏体耐磨钢(参照专利文献2～8等)。

这些高Mn铸钢中，为了改善耐磨性，大多使C含量高达1％以上。在C含量为1％以上的钢中，即使是延展性和韧性优异的奥氏体，由于析出大量碳化物等原因，有时延展性和韧性也会降低。

以即使在C含量为1％以上的钢中也能确保延展性和韧性为目的，提出了通过在铸造后在奥氏体区域进行固溶热处理、然后进行水冷的热处理(水韧性处理)进行制造。水韧性处理是为了通过将钢急速冷却，抑制在通常的空冷中产生的碳化物的析出，改善延展性和韧性而进行的处理。从同样的目的出发，提出了通过含有Ti、V、Nb、Zr、Ta等碳化物形成元素，使晶粒微细化或控制碳化物的析出形态(使球状碳化物分散在晶粒内)，由此来提高高Mn铸钢的延展性和韧性(例如参照专利文献3、4和6～8)。

上述方法虽然具有一定程度的韧性改善效果，但目前仍无法得到兼备耐磨性和韧性的划时代的特性。特别是在含有Ti、V、Nb、Zr、Ta等而使晶粒微细化的情况下，这些元素为了在凝固时发挥作用而需要大量含有。因此，碳化物或氮化物等析出物粗大且大量地在钢中析出，这些析出物有时会成为疲劳破坏的起点。另外，Ti、V、Nb、Zr、Ta等是昂贵的元素，这些元素的添加会成为成本上升的主要原因。

晶粒的微细化不仅对如上所述的延展性和韧性的提高有效，而且对加工硬化特性的提高也有效。因此，为了使高Mn铸钢的晶粒微细化，除了添加Ti、V、Nb、Zr、Ta等以外，还提出了降低高Mn铸钢的浇注温度的方案。但是，降低高Mn铸钢的浇注温度是有限度的，如果降低高Mn铸钢的浇注温度，则也存在容易产生铸造缺陷的问题。

在先技术文献

专利文献1：日本特开2014-194042号公报

专利文献2：日本特公昭57-17937号公报

专利文献3：日本特公昭63-8181号公报

专利文献4：日本特公平1-14303号公报

专利文献5：日本特公平2-15623号公报

专利文献6：日本特开昭60-56056号公报

专利文献7：日本特开昭62-139855号公报

专利文献8：日本特开平1-142058号公报

发明内容

本发明是鉴于这样的情况完成的，其目的是提供一种耐磨性、强度以及与耐磨性和强度相反的韧性和延展性优异的奥氏体耐磨钢板。

为了得到奥氏体耐磨钢板的耐磨性、强度以及韧性和延展性，奥氏体耐磨钢板在所使用的温度下必须是奥氏体相主体的组织。此外，为了不成为以α’马氏体或ε马氏体为主体的组织，需要通过提高奥氏体的稳定性，使钢中含有足够量的奥氏体。

为了进一步改善奥氏体耐磨钢板的耐磨性，需要将C含量提高至1％左右，通过由岩石的碰撞等引起的塑性变形而产生双晶变形，使钢板表面部产生显著的加工硬化，或者通过加工诱发马氏体相变而生成硬质的马氏体，由此使钢板表面部的硬度显著提高。由于含有大量碳的马氏体的硬度高，因此使钢板表面部产生加工诱发马氏体相变，会使奥氏体耐磨钢板的耐磨性显著提高。从这样的观点出发，即使奥氏体耐磨钢板的组织在制造时是以奥氏体为主体的组织，也必须控制奥氏体的稳定性以使得在与岩石等碰撞时发生加工诱发马氏体相变。为了该目的，要控制C、Mn的含量。

为了改善钢板的韧性，奥氏体的晶粒(以下有时简称为“晶粒”)的微细化是极其有效的，通过热轧能够达成。晶粒的微细化具有在霍尔佩奇关系等中已知的与“晶体粒径的-1/2次方”成比例的韧性提高效果。但是，过度的微细化具有下述缺点：使在奥氏体晶界生成的碳化物的成核点增加，由此使晶界的碳化物的析出量增加的缺点。晶界的碳化物非常硬，如果析出量增加则钢的韧性和延展性降低。本发明人发现，通过以谋求晶粒的微细化且不过度变小的方式进行控制，能够提高钢板的韧性和延展性。

如上所述，本发明通过适当控制钢板的化学组成，以及通过热轧而谋求钢板的晶粒的微细化，从而提供以下的奥氏体耐磨钢板。

[1]本发明的一技术方案涉及的奥氏体耐磨钢板，化学组成以质量％计为

C：大于0.80％且为1.60％以下、

Si：0.01～2.00％、

Mn：5.0～30.0％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

Cu：0～3.0％、

Ni：0～3.0％、

Co：0～3.0％、

Cr：0～5.0％、

Mo：0～2.0％、

W：0～2.0％、

Nb：0～0.30％、

V：0～0.30％、

Ti：0～0.30％、

Zr：0～0.30％、

Ta：0～0.30％、

B：0～0.300％、

Al：0.001～0.300％、

N：0～1.000％、

O：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、

余量：Fe和杂质，

在将所述C和所述Mn的以质量％计的含量分别表示为C和Mn时，满足：

﹣20×C+30＜Mn≤﹣20×C+45，

金属组织以体积分数计，

奥氏体占90～100％，

所述奥氏体的平均粒径为40～300μm。

[2]上述[1]记载的奥氏体耐磨钢板中，可以设为：所述化学组成满足下述式。

﹣C+0.8×Si﹣0.2×Mn﹣90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≥3.2

所述式中的各元素符号表示各个元素的以质量％计的含量。

[3]上述[1]或[2]记载的奥氏体耐磨钢板中，可以设为：所述金属组织以体积分数计，

ε马氏体占0～10％、

α’马氏体占0～10％，

所述ε马氏体和所述α’马氏体的合计为0～10％。

[4]上述[1]～[3]中任一项记载的奥氏体耐磨钢板中，可以设为：所述化学组成以质量％计含有

O：0.0001～0.0100％，

Mg含量、Ca含量和REM含量的合计为0.0001～0.0100％。

[5]上述[4]记载的奥氏体耐磨钢板中，可以设为：所述化学组成以质量％计含有

S：0.0001～0.0050％，

O和S的以质量％计的含量满足O/S≥1.0。

[6]上述[1]～[5]中任一项所述的奥氏体耐磨钢板中，可以设为：所述化学组成以质量％计含有

Cu：0～0.2％。

根据本发明涉及的上述技术方案，能够提供耐磨性、强度以及与它们相反的韧性和延展性优异的奥氏体耐磨钢板(以下简称为“钢板”)。具体而言，根据本发明的上述技术方案，通过适当地控制化学组成，以及通过热轧适当地控制金属组织，谋求钢板的晶粒的微细化，由此能够提供耐磨性、强度以及韧性和延展性优异的钢板。本发明涉及的钢板可以以板厚3mm左右至200mm左右的多种板厚、宽度5m左右、长度50m左右来制造。因此，本发明涉及的钢板不限于破碎机用衬垫等受到冲击的比较小型的耐磨部件，也可以作为非常大型的建筑机械用部件和耐磨结构部件使用。另外，根据本发明涉及的钢板，还可以制造具有与本发明涉及的钢板同样特性的钢管、型钢。此外，根据本发明的优选技术方案，能够利用氧硫化物抑制焊接部的晶粒的粗大化，因此能够提供焊接部的韧性也优异的钢板。

具体实施方式

以下，对本实施方式涉及的奥氏体耐磨钢板进行详细说明。在本实施方式中，将利用了以高硬度的奥氏体为主体的组织或该奥氏体组织的马氏体相变的钢板定义为奥氏体耐磨钢。具体而言，将奥氏体的体积分数为90％以上的钢板定义为奥氏体耐磨钢板。

首先，对本实施方式涉及的奥氏体耐磨钢板中所含的各成分的限定理由进行说明。再者，与元素的含量相关的“％”，只要没有特别说明，则是指“质量％”。

[C：大于0.80％且为1.60％以下]

C使奥氏体稳定化，改善钢板的耐磨性，使硬度提高。为了确保钢板的期望的硬度并且改善钢板的耐磨性，需要使C含量大于0.80％。特别是在需要高耐磨性的情况下，优选使C含量为0.90％以上或1.00％以上。另一方面，如果C含量超过1.60％，则钢中碳化物粗大且大量生成，从而在钢板中无法得到高韧性。因此，C含量为1.60％以下。C含量优选为1.50％以下或1.40％以下。

[Si：0.01～2.00％]

Si通常为脱氧元素，也是固溶强化元素，但具有抑制Cr、Fe的碳化物的生成的效果。本发明人对抑制碳化物生成的元素进行了各种研究，发现通过含有预定量的Si可抑制碳化物的生成。具体而言，本发明人发现通过使Si含量为0.01～2.00％，可抑制碳化物的生成。Si含量低于0.01％时，得不到抑制碳化物生成的效果。另一方面，Si含量超过2.00％时，有时会在钢中产生粗大的夹杂物，引起钢板的延展性和韧性的劣化。Si含量优选为0.20％以上或0.50％以上。另外，Si含量优选为1.50％以下、1.20％以下或1.00％以下。

[Mn：5.0～30.0％，－20×C+30＜Mn≤－20×C+45]

Mn与C一起是使奥氏体稳定化的元素。Mn含量为5.0～30.0％。为了提高奥氏体稳定化，Mn含量优选为7.0％以上、10.0％以上、12.0％以上或15.0％以上。Mn含量优选为25.0％以下、20.0％以下或18.0％以下。

从奥氏体稳定化的观点出发，Mn含量以与C含量的关系计，大于－20×C+30(％)且为－20×C+45(％)以下(即、－20×C+30＜Mn≤－20×C+45)。这是因为如果Mn含量为－20×C+30(％)以下，则奥氏体的稳定性降低，热轧并冷却后的钢板中会生成硬质的α’马氏体、ε马氏体，使钢板的延展性、韧性和加工性降低。另一方面，Mn含量为－20×C+45(％)时已经充分确保了奥氏体的稳定性，不需要含有超过该值的比C昂贵的Mn。由于C对奥氏体的稳定化的影响非常大，因此在本实施方式的钢板中，上述的Mn含量与C含量的关系特别重要。

[P：0.050％以下]

P在晶界偏析，使钢板的延展性和韧性降低，因此优选尽可能地减少。因此，将P含量设为0.050％以下。P含量优选为0.030％以下或0.020％以下。P一般在制造钢水时作为杂质从废料等混入，不需要特别限制其下限，其下限为0％。但是，如果过度降低P含量，则有时制造成本会上升。因此，P含量的下限可以为0.001％以上或0.002％以上。

[S：0.0100％以下]

S为杂质，如果过量含有则会在晶界偏析或者生成粗大的MnS，使钢板的延展性和韧性降低。因此，将S含量设为0.0100％以下。S含量优选为0.0060％以下、0.0040％以下或0.0020％以下。S含量的下限为0％。如后所述，S与O以及Mg、Ca和/或REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)在钢中生成微细的氧硫化物，由此具有抑制奥氏体晶粒生长、提高钢板的韧性特别是焊接热影响部(HAZ：Heat-Affected Zone)的韧性的效果。为了得到上述效果，可以使S含量为0.0001％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。另外，在本实施方式中，“氧硫化物”不仅包括含有O和S这两者的化合物，还包括氧化物和硫化物。

本实施方式涉及的钢板除了上述必须元素以外，还可以选择性地含有下述所示的Cu、Ni、Co、Cr、Mo、W、Nb、V、Ti、Zr、Ta、B、N、O、Mg、Ca和REM中的1种或2种以上。这些元素的含有不是必须的，这些全部元素的含量的下限为0％。另外，后述的Al不是任意元素，而是必须元素。

[Cu：0～3.0％，Ni：0～3.0％，Co：0～3.0％]

Cu、Ni和Co使钢板的韧性提高，并且使奥氏体稳定化。但是，Cu、Ni、Co中的1种如果其含量超过3.0％，则提高钢板韧性的效果会饱和，成本也会增加。因此在含有这些元素的情况下，将各元素的含量分别设为3.0％以下。Cu含量、Ni含量和Co含量分别优选为2.0％以下、1.0％以下、0.5％以下或0.3％以下。特别是Cu含量更优选为0.2％以下。为了奥氏体稳定化，Cu含量可以为0.02％以上、0.05％以上或0.1％以上，Ni含量和Co含量分别可以为0.02％以上、0.05％以上、0.1％以上或0.2％以上。

[Cr：0～5.0％]

Cr提高钢的加工硬化特性。如果Cr含量超过5.0％，则会促进晶界碳化物的析出，使钢板的韧性降低。因此，Cr含量为5.0％以下。Cr含量优选为2.5％以下或1.5％以下。为了提高加工硬化特性，Cr含量可以为0.05％以上或0.1％以上。

[Mo：0～2.0％，W：0～2.0％]

Mo和W使钢强化，使奥氏体相中的C的活度降低，抑制在奥氏体晶界析出的Cr和Fe的碳化物的析出，改善钢板的韧性和延展性。但是，即使过量含有上述效果也会饱和并且成本会增加。因此，Mo含量和W含量分别为2.0％以下。优选Mo含量和W含量分别为1.0％以下、0.5％以下或0.1％以下。为了切实地得到上述效果，Mo含量和W含量可以分别为0.01％以上、0.05％以上或0.1％以上。

[Nb：0～0.30％，V：0～0.30％，Ti：0～0.30％，Zr：0～0.30％，Ta：0～0.30％]

Nb、V、Ti、Zr和Ta在钢中生成碳氮化物等析出物。这些析出物通过在钢的凝固时抑制晶粒的粗大化，从而使钢的韧性提高。另外，上述元素使奥氏体中的C、N的活度降低，抑制渗碳体、石墨等碳化物的生成。此外，上述元素通过固溶强化或析出强化而使钢强化。

Nb含量、V含量、Ti含量、Zr含量和Ta含量中的1种如果含量大于0.30％，则析出物会明显地粗大化，导致钢板的延展性和韧性降低。因此，Nb含量、V含量、Ti含量、Zr含量和Ta含量分别设为0.30％以下，更优选设为0.20％以下、0.10％以下或0.01％以下。此外，进一步优选使Nb含量、V含量、Ti含量、Zr含量和Ta含量的合计为0.30％以下或0.20％以下。为了钢的韧性提高和高强度化，Nb含量和V含量分别可以为0.005％以上、0.01％以上或0.02％以上。根据同样的理由，Ti含量、Zr含量和Ta含量也可以分别设为0.001％以上或0.01％以上。

[B：0～0.300％]

B通过在奥氏体晶界偏析来抑制晶界破坏，使钢板的耐力和延展性提高。但是，如果B含量超过0.300％，则有时钢板的韧性会劣化。因此，B含量为0.300％以下。B含量优选为0.250％以下。为了抑制晶界破坏，可以使B含量为0.0002％以上或0.001％以上。

[Al：0.001～0.300％]

Al是脱氧元素，是固溶强化元素，但与Si同样地抑制Cr、Fe碳化物的生成。本发明人对抑制碳化物生成的元素进行了各种研究，结果发现，如果Al含量为预定量以上则可抑制碳化物的生成。具体而言，本发明人发现通过使Al含量为0.001～0.300％，可抑制碳化物的生成。如果Al含量低于0.001％，则无法得到抑制碳化物生成的效果。另一方面，Al含量大于0.300％时，有时会产生粗大的夹杂物，引起钢板的延展性和韧性的劣化。Al含量优选为0.003％以上或0.005％以上。另外，Al含量优选为0.250％以下或0.200％以下。

[N：0～1.000％]

N是对奥氏体的稳定化和钢板的耐力提高有效的元素。N作为奥氏体稳定化的元素，具有与C同等的效果。N不会带来晶界析出引起的韧性劣化等不良影响，在极低温下使强度上升的效果比C大。另外，N通过与氮化物形成元素共存，具有使微细的氮化物分散在钢中的效果。如果N含量大于1.000％，则有时钢板的韧性显著劣化。因此，N含量设为1.000％以下。N含量更优选为0.300％以下、0.100％以下或0.030％以下。N有时作为杂质而混入一定量，但为了上述的高强度化等，可以使N含量为0.003％以上。N含量更优选为0.005％以上、0.007％以上或0.010％以上。

[O：0～0.0100％]

O有时会作为杂质在钢中混入一定量，但具有由HAZ中的晶粒的微细化带来的高韧性化的效果。另一方面，如果O含量大于0.0100％，则通过氧化物的粗大化和向晶界的偏析，有时HAZ中的延展性和韧性反而降低。因此，O含量为0.0100％以下。O含量更优选为0.0070％以下或0.0050％以下。为了高韧性化，可以使O含量为0.0001％以上或0.0010％以上。

[Mg：0～0.0100％，Ca：0～0.0100％，REM：0～0.0100％]

Mg、Ca和REM在高Mn钢中大量生成，抑制使钢板的延展性和韧性显著降低的MnS的生成。另一方面，如果这些元素的含量过剩，则钢中会大量产生粗大的夹杂物，引起钢板的延展性和韧性的劣化。因此，Mg含量、Ca含量和REM含量分别为0.0100％以下。Mg含量、Ca含量和REM含量分别更优选为0.0070％以下或0.0050％以下。为了抑制MnS的生成，Mg含量、Ca含量和REM含量分别可以为0.0001％以上。Mg含量、Ca含量和REM含量分别可以为0.0010％以上或0.0020％以上。

再者，REM(稀土类金属元素)是指由Sc、Y和镧系元素构成的共计17种元素。REM的含量是指这17种元素的含量的合计。

[O：0.0001～0.0100％，Mg含量、Ca含量和REM含量的合计：0.0001～0.0100％]

根据后述的理由，除了将O含量设为0.0001～0.0100％以外，还优选将Mg含量、Ca含量和REM含量的合计设为0.0001～0.0100％。也就是说，优选Mg、Ca和REM中的至少一种元素的含量为0.0001～0.0100％。此时，O含量可以为0.0002％以上且0.0050％以下。Mg含量、Ca含量和REM含量的合计可以为0.0003％以上、0.0005％以上或0.0010％以上，可以为0.0050％以下或0.0040％以下。

使O含量为0.0001％以上，使Mg含量、Ca含量和REM含量的合计为0.0001～0.0100％的理由是为了使钢中生成Mg、Ca和/或REM的氧化物，防止钢板的HAZ中晶粒的粗大化。如果是标准的焊接条件，则通过上述氧化物带来的晶粒生长的钉扎效果所得到的HAZ的奥氏体的晶体粒径从几十μm变为300μm，不会超过300μm(其中，钢板(母材)的奥氏体的晶体粒径超过300μm的情况除外)。这样，为了将包括HAZ在内的钢板的奥氏体的晶体粒径控制在300μm以下，优选含有上述元素(O、Mg、Ca和REM)。

[S：0.0001～0.0050％，O/S≥1.0]

S会与O以及Mg、Ca和/或REM形成氧硫化物，因此是对晶粒的微细化有效的元素。所以，在钢中含有O以及Mg、Ca和/或REM的同时还含有S的情况下，为了得到HAZ中的晶粒的微细化带来的高韧性化的效果，S含量优选为0.0001％以上。另外，在钢中含有O以及Mg、Ca和/或REM的同时还含有S的情况下，为了得到更优异的钢板的延展性和韧性，S含量优选为0.0050％以下。

在钢中含有O以及Mg、Ca和/或REM的同时还含有S的情况下，通过使S含量和O含量满足O/S≥1.0的关系，能够在HAZ中显著地发挥由晶粒的微细化带来的高韧性化的效果。由于硫化物相对于氧化物是热不稳定的，因此如果析出粒子中的S的比率变高，则有时无法在高温下确保稳定的钉扎粒子。所以，在将O含量设为0.0001～0.0100％、将Mg含量、Ca含量和REM含量的合计设为0.0001～0.0100％、并使钢中含有S的情况下，优选将S含量设为0.0001～0.0050％，并且将O含量和S含量设为O/S≥1.0。优选O/S≥1.5或O/S≥2.0。通过使O含量和S含量满足上述条件，钢中的氧硫化物的析出状态变得更优选，能够显著地发挥晶粒的微细化效果。根据上述效果，在使钢板的奥氏体的平均粒径小于150μm时，如果是标准的焊接条件，则能够使HAZ中的奥氏体的平均粒径为150μm以下。再者，不需要特别限定O/S的上限，可以为200.0以下、100.0以下或10.0以下。

在本实施方式涉及的钢板中，上述成分以外的余量由Fe和杂质构成。本实施方式中，杂质是指在工业上制造钢板时，以矿石、废料等这样的原料为首，由于制造工序的各种原因而混入的成分，是在不对本实施方式涉及的钢板的特性造成不良影响的范围内被允许的成分。

[－C+0.8×Si－0.2×Mn－90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5≥3.2]

本发明人得到了下述见解：如果由－C+0.8×Si－0.2×Mn－90×(P+S)+1.5×(Cu+Ni+Co)+3.3×Cr+9×Mo+4.5×W+0.8×Al+6×N+1.5表示的CIP值为3.2以上，则能够提高钢板的耐腐蚀性。另外，本发明人还得到了下述见解：通过提高耐腐蚀性，还能够提高在作为腐蚀环境的盐水中混有砂粒等浆料的物质等引起的腐蚀磨损性。对于CIP值的上限没有特别限定，例如可以为64.0以下、50.0以下、40.0以下、30.0以下或20.0以下。

随着CIP值越大，越能够提高钢板的耐腐蚀性和腐蚀磨损性，但在CIP值小于3.2的情况下，钢板的耐腐蚀性和腐蚀磨损性不会显著提高。

再者，上述式中的上述C、上述Si、上述Mn、上述P、上述S、上述Cu、上述Ni、上述Co、上述Cr、上述Mo、上述W、上述Al和上述N表示以质量％计的各元素的含量。在不含有该元素时代入0。

[奥氏体的体积分数：90～100％]

本实施方式涉及的钢板，为了得到期望的韧性，在金属组织中，将奥氏体的体积分数设为90～100％。如果钢板中的奥氏体的体积分数小于90％，则钢板的韧性降低。奥氏体的体积分数优选为95％以上、97％以上或100％。

[ε马氏体和α’马氏体的体积分数：合计为0～10％，ε马氏体的体积分数：0～10％，α’马氏体的体积分数：0～10％]

如上所述，本实施方式涉及的钢板通过含有预定量的奥氏体而得到期望的韧性。如果ε马氏体和α’马氏体的体积分数合计超过10％，则不能得到足够量的奥氏体，钢板的韧性降低。因此，优选使ε马氏体和α’马氏体的体积分数合计为10％以下、5％以下、3％以下或0％。

本实施方式涉及的钢板的金属组织，优选由奥氏体以及作为余量组织的ε马氏体和α’马氏体构成。再者，本实施方式涉及的钢板，金属组织中的余量组织可以为0％。另外，如果通过X射线衍射进行组织分析，则有时得到的测定结果启示着在实际的金属组织内(包括各金属组织的边界部)存在微量(例如小于1％)渗碳体等铁系碳氮化物、除了铁以外的金属元素的碳氮化物、Ti、Mg、Ca和REM等的氧硫化物、以及其他夹杂物等的析出物和夹杂物。但是，在通常的光学显微镜观察中几乎观察不到这些，或者即使观察到也是在奥氏体、ε马氏体或α’马氏体的各组织中或各组织的边界等处微细地分散。因此，这些不被视为所谓的钢板的基底(母材)的金属组织。

奥氏体、ε马氏体和α’马氏体的体积分数通过以下方法求出。

从钢板的板厚中央部(距离钢板表面1/2T深度(T为板厚))切取试料。将该试料的与板厚方向和轧制方向平行的面作为观察面，通过抛光研磨等将观察面精加工成镜面后，通过电解研磨或化学研磨将应变除去。

对于上述观察面，使用X射线衍射装置，根据面心立方结构(fcc结构)的奥氏体的(311)(200)(220)面的积分强度的平均值、稠密六方晶格结构(hcp结构)的ε马氏体的(010)(011)(012)面的积分强度的平均值、以及体心立方结构(bcc结构)的α’马氏体的(220)(200)(211)面的积分强度的平均值，得到奥氏体、ε马氏体和α’马氏体的体积分数。

但是，本实施方式涉及的钢板由于C含量超过0.80％，因此α’马氏体成为体心正方结构(bct结构)，由X射线衍射测定得到的衍射峰由于晶体结构的各向异性而成为双峰。所以，由各个峰的积分强度的合计得到α’马氏体的体积分数。

[奥氏体的平均粒径：40～300μm]

首先，对高C和高Mn的奥氏体钢的韧性降低的机理进行说明。在本实施方式涉及的钢板中，由于C含量和Mn含量高，因此不仅在奥氏体晶界，在晶粒内也生成大量的铁碳化物。这些碳化物与铁基体相比为硬质，因此在受到外力时提高碳化物周围的应力集中。由此，在碳化物之间或者碳化物周围产生龟裂，成为引起破坏的原因。在受到外力时，随着奥氏体的结晶粒径越小，导致钢破坏的应力集中越低。但是，过度的微细化会使在奥氏体晶界生成的碳化物的成核点增加，具有使碳氮化物的析出量增加的缺点。晶界的碳化物非常硬，如果析出量增加则钢的韧性和延展性降低。本发明人发现，通过晶粒直径的最佳化，能够提高钢板的韧性和延展性。

在本实施方式中，抑制碳化物的生成，并且基本上通过奥氏体的微细化，使钢板的韧性提高。如上所述，本实施方式涉及的钢板以体积分数计含有90～100％的奥氏体。另外，本实施方式涉及的钢板通过热轧来制造，因此如后面详细说明的那样，钢板中的奥氏体通过该热轧而微细化，从而具有优异的韧性。

由于奥氏体晶界也是碳化物的成核点，因此如果奥氏体过度微细化，则会促进碳化物的生成。如果过剩地生成碳化物，则钢板的韧性会劣化。从这样的观点出发，将钢板中的奥氏体的平均粒径设为40μm以上。钢板中的奥氏体的平均粒径优选为50μm以上、75μm以上或100μm以上。另一方面，如果奥氏体的平均粒径大于300μm，则在-40℃左右的低温下无法确保充分的韧性。因此，将钢板中的奥氏体的平均粒径设为300μm以下。钢板中的奥氏体的平均粒径优选为250μm以下或200μm以下。再者，上述奥氏体的平均粒径的上下限值是能够通过本实施方式涉及的热轧、氧硫化物等的钉扎效果而达成的值。

根据本实施方式涉及的钢板，例如即使在通过焊接而暴露于高温的情况下，也能够减小HAZ中的奥氏体的平均粒径。例如，在板厚为20mm以上的钢板的情况下，即使在对该钢板进行焊接输入热量为1.7kJ/mm的涂层电弧焊(SMAW：Shielded Metal Arc Welding)的情况下，也能够将板厚中央部的FL(熔合线)附近的HAZ的奥氏体的平均粒径维持在40～300μm的范围。另外，虽然取决于钢板(母材)的奥氏体的平均粒径，但如上所述，通过在含有Mg、Ca和/或REM的基础上进一步使钢板中的O与S的质量比为O/S≥1.0，能够将所述焊接后的FL附近的HAZ中的奥氏体的平均粒径维持在150μm以下或者40～150μm的范围。其结果，能够提高将本实施方式涉及的钢板焊接而得到的焊接接头的韧性。另外，在焊接本实施方式涉及的钢板时，可以采用增大焊接输入热等的高效率的焊接方法。

以下，对本实施方式中的奥氏体的平均粒径的测定方法进行说明。首先，从钢板的板厚中央部(距离钢板表面1/2T深度(T为板厚))切取试料。将与钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面作为观察面，通过氧化铝研磨等形成镜面后，用硝酸侵蚀液或苦酸侵蚀液进行腐蚀。通过光学显微镜或电子显微镜等放大观察腐蚀后的观察面的金属组织，由此得到奥氏体的平均粒径。更具体而言，在所述观察面中，将1mm×1mm以上的视场扩大至倍率100倍左右，通过基于JIS Z0551:2013的附属书C.2的直线试验线的切割方法，求出在观察视场中观察到的奥氏体的每个晶粒的平均切片长度，将其作为平均粒径，由此得到奥氏体的平均粒径。

以下，对上述奥氏体的平均粒径的达成手段进行说明。本实施方式涉及钢板，因此在钢板(母材)中的奥氏体的晶体粒径的微细化中能够利用由热轧实现的再结晶。再结晶后的奥氏体的平均粒径例如由下述(1)式表示。下述(1)式中的D_rex是再结晶后的奥氏体的平均粒径，D₀是再结晶前的奥氏体的平均粒径，ε是热轧导致的塑性应变，p和q是正的常数，r是负的常数。

D_rex＝p×D₀ ^q×ε^r···(1)

根据上述(1)式，如果尽可能增大热轧时的塑性应变，进行多次轧制，则能够得到具有预定的晶体直径的奥氏体。例如，在p＝5、q＝0.3、r＝-0.75、初始粒径即再结晶前的奥氏体的平均粒径为600μm的情况下，为了使再结晶后的奥氏体的平均粒径为300μm以下，需要使热轧时的塑性应变为0.056以上。为了在同样的条件下使再结晶后的奥氏体的平均粒径为100μm以下，需要使热轧时的塑性应变为0.25以上。另外，在同样的条件下，为了将再结晶后的奥氏体的平均粒径维持在20μm以上，热轧时的塑性应变为2.1以下即可。这样，用于得到具有预定的晶体粒径的奥氏体的、通过上述(1)式计算出的热轧时的塑性应变为目标，实际上需要考虑再结晶后的奥氏体的晶粒生长和多道次轧制的效果而进行微调整。

本发明人通过包括上述在内的目前为止的研究，确认了采用以下所示的制造方法能够制造本实施方式涉及的钢板。

(1)熔炼、钢坯制造工序

对于熔炼和钢坯制造工序不需要特别限定。即、在利用转炉或电炉等熔炼后进行各种2次精练，调整成为上述化学组成。接着，采用通常的连续铸造等方法制造钢坯即可。

(2)热轧工序

将采用上述方法制造出的钢坯加热后，供于热轧。钢坯加热温度优选大于1250℃且为1300℃以下。如果将钢坯加热至大于1300℃，则会出现钢板表面氧化而导致成品率降低的情况，以及奥氏体粗大化、即使通过钢坯加热后的热轧也无法容易地微细化的情况。因此，将钢坯加热温度设为1300℃以下。

900～1000℃的温度范围的累积压下率为10～80％。由此，确认能够使奥氏体的平均粒径为40～300μm。

但是，即使钢坯加热温度为1200～1250℃，通过使900～1000℃的温度范围的累积压下率为10％以上且小于30％并满足后述的条件，也能够制造本实施方式涉及的钢板。

在本实施方式中，确认了除了上述条件以外，控制热轧时的终轧温度(以下有时记载为轧制终轧温度)也是重要的。如果轧制终轧温度低于900℃，则会出现奥氏体没有完全再结晶的情况，或者即使奥氏体再结晶也过度地微细化使得平均粒径小于40μm的情况。如果奥氏体没有完全再结晶，则会在金属组织中导入大量的位错、变形双晶，在之后的冷却中会生成大量的碳化物。如果在钢中大量生成碳化物，则会使钢板的延展性和韧性降低。通过将轧制终轧温度设定为900℃以上，能够防止上述不良情况。因此，在本实施方式中，将轧制终轧温度设为900℃以上。

在热轧后的冷却中，除了进行后述的热处理的情况以外，实施加速冷却。加速冷却的目的是为了抑制热轧后的碳化物的生成，提高钢板的延展性和韧性。为了抑制碳化物的生成，从热力学的观点和能否扩散的观点出发，需要尽可能缩短在钢中析出碳化物的温度范围即850～550℃下的停留时间。

加速冷却时的平均冷却速度为1℃/s以上。这是因为如果加速冷却时的平均冷却速度小于1℃/s，则有时不能充分得到加速冷却的效果(碳化物的生成抑制效果)。另一方面，如果加速冷却时的冷却速度大于200℃/秒，则钢中的奥氏体量会减少，钢板的韧性和延展性降低。因此，加速冷却时的平均冷却速度为200℃/s以下。

热轧后的加速冷却尽可能从高温侧开始。由于碳化物实际开始析出的温度低于850℃，因此冷却开始温度为850℃以上。冷却结束温度为550℃以下。再者，加速冷却不仅具有上述那样的抑制碳化物生成的效果，还具有抑制奥氏体的晶粒生长的效果。因此，从抑制奥氏体的晶粒生长的观点出发，将上述的热轧和加速冷却组合实施。

(3)热处理工序

在不进行上述加速冷却的情况下，例如热轧后通过空冷冷却时，为了析出的碳化物的分解，需要对热轧后的钢板实施热处理。作为这样的热处理可以举出固溶处理。在本实施方式中，固溶处理例如将钢板再加热到1100℃以上的温度，从1000℃以上的温度起进行平均冷却速度为1～200℃/s的加速冷却，冷却到500℃以下的温度。

对于本实施方式涉及的钢板的板厚没有特别限定，可以为3～100mm。根据需要，可以将板厚设为6mm以上或12mm以上，可以设为75mm以下或50mm以下。不需要特别规定本实施方式涉及的钢板的机械特性，可以使JIS Z2241:2011规定的屈服应力(YS)为300N/mm²以上、拉伸强度(TS)为800N/mm²以上、以及伸长率(EL)为40％以上。根据需要，可以使拉伸强度为900N/mm²以上或950N/mm²以上，可以为2000N/mm²以下或1500N/mm²以下。关于钢板的韧性，可以使JIS Z2242:2005的-40℃下的吸收能为100J以上、200J以上或300J以上。

通过满足以上说明的化学组成和制造条件，可得到耐磨性和强度、以及韧性和延展性优异的奥氏体耐磨钢板。本实施方式涉及的奥氏体耐磨钢板可以优选用于钢轨横向接头、履带衬套、叶轮叶片、碎冰机刀、岩石锤等小型构件或建机、生产机、土木、建筑领域中的需要耐磨损性的柱、钢管、外板等大型构件。

实施例

将具有表1-1和表1-2所示的化学组成的钢坯在表2-1和表2-2所示的轧制条件下进行热轧，制成具有表2-1和表2-2所示的制品厚度的钢板。表2-1的实施例2中，在热轧后进行空冷，并在表2-1所示的条件下进行热处理(固溶处理)。对于从得到的钢板上采取的各试验片，评价奥氏体(γ)、ε马氏体(ε)和α’马氏体(α’)的体积分数、奥氏体(γ)的平均粒径、屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(EL)、耐磨损性、腐蚀磨损性和韧性。其结果示于表2-1和表2-2。

再者，表2-1和表2-2的各特性值的具体评价方法以及合格与否的基准如下所述。

奥氏体、ε马氏体和α’马氏体的体积分数：

从钢板的板厚中央部(距离钢板表面1/2T深度(T为板厚))切取3个试料，将这些试料的与板厚方向和轧制方向平行的面作为观察面，通过抛光研磨等将观察面精加工成镜面后，通过电解研磨或化学研磨除去应变。

对于上述观察面，使用X射线衍射装置(XRD：理学公司制RINT2500)，根据面心立方结构(fcc结构)的奥氏体的(311)(200)(220)面的积分强度的平均值、稠密六方晶格结构(hcp结构)的ε马氏体的(010)(011)(012)面的积分强度的平均值、以及体心立方结构(bcc结构)的α’马氏体的(220)(200)(211)面的积分强度的平均值，得到奥氏体、ε马氏体和α’马氏体的体积分数。

但是，α’马氏体成为体心正方结构(bct结构)，由X射线衍射测定得到的衍射峰由于晶体结构的各向异性而成为双峰。所以，由各个峰的积分强度的合计得到α’马氏体的体积分数。

将奥氏体的体积分数为90％以上的情况判定为在本发明的范围内而合格。将奥氏体的体积分数小于90％的情况判定为在本发明的范围外而不合格。

奥氏体的平均粒径：

从钢板的板厚中央部(距离钢板表面1/2T深度(T为板厚))切取3个试样，将与钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面作为观察面，通过氧化铝研磨等形成镜面后，用硝酸侵蚀液进行腐蚀。在所述观察面中，将1mm×1mm以上的视场扩大至倍率100倍左右，通过基于JIS Z0551:2013的附属书C.2的直线试验线的切割方法，求出在观察视场中观察到的奥氏体的每个晶粒的平均切片长度，将其作为平均粒径。

此外，在焊接输入热量约为1.7kJ/mm的SMAW(涂层电弧焊)中，对于板厚中央部的FL(熔合线)附近的HAZ，通过与上述同样的方法测定HAZ的奥氏体的平均粒径。

钢板(母材)中的奥氏体的平均粒径为40～300μm的情况下，判定为在本发明的范围内而合格。另一方面，钢板(母材)中的奥氏体的平均粒径在40～300μm的范围外的情况下，判定为在本发明的范围外而不合格。

屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)和伸长率(EL)：

使用以钢板的宽度方向与试验片的长度方向平行的方式采取的拉伸试验片，以JIS Z2241:2011为基准进行评价。板厚20mm以下的拉伸试验片为JIS Z2241:2011的13B号，板厚超过20mm的拉伸试验片为JIS Z2241:2011的4号。

将屈服应力(YS)为300N/mm²以上、拉伸强度(TS)为800N/mm²以上、以及伸长率(EL)为40％以上的情况判定为强度和延展性优异而合格。将不满足上述条件中的任一者的情况判定为不合格。

耐磨性：

以普通钢(JIS G3101:2015的SS400)为基准，对使用硅砂(JIS G5901:2016的5号)与水的混合物(混合比为硅砂2:水1)作为磨损材料时的划痕磨损试验(圆周速度3.7m/sec，50小时)的磨损减量进行评价。表2-1和表2-2中的相对于普通钢的磨损量比率，是将各钢的磨损减量除以普通钢的磨损减量求出的。在板厚超过15mm的情况下，使用板厚减厚为15mm的试验片。

将相对于普通钢的磨损量比率低于0.10的情况判定为耐磨性优异而合格。另一方面，将相对于普通钢的磨损量比率为0.10以上的情况判定为耐磨性差而不合格。

腐蚀磨损性：

在腐蚀磨损性的评价中，以普通钢(JIS G3101:2015的SS400)为基准，对使用硅砂(平均粒径12μm)与海水的混合物(混合比为硅砂30％、海水70％)作为磨损材料的划痕磨损试验(圆周速度3.7m/sec，100小时)的磨损减量进行评价。表2-1和表2-2中的相对于普通钢的腐蚀磨损量比率，是将各钢的腐蚀磨损减量除以普通钢的腐蚀磨损减量求出的。在板厚超过15mm的情况下，使用板厚减厚为15mm的试验片。

本发明的优选实施方式中的相对于普通钢的腐蚀磨损量比率的目标值为0.80以下。

韧性：

关于钢板(母材)的韧性，从钢板的1/4T(T为板厚)的位置与轧制方向平行地采取试验片，使用在龟裂沿宽度方向传播的方向上形成有缺口的JIS Z2242:2005的V缺口试验片，以JIS Z2242:2005为基准评价了-40℃时的吸收能(vE_-40℃(J))。

此外，在焊接输入热量约为1.7kJ/mm(板厚9mm为0.6kJ/mm，板厚15mm为1.2kJ/mm)的SMAW(涂层电弧焊)中，使用板厚中央部的FL(熔合线)附近的HAZ为缺口位置的摆锤冲击试验片，通过与上述同样的条件，评价了-40℃时的吸收能(vE_-40℃(J))。

将钢板(母材)的-40℃时的吸收能为300J以上的情况判定为韧性优异而合格。将钢板(母材)的-40℃时的吸收能低于300J的情况判定为韧性差而不合格。

表1-1

表1-2

表2-1

表2-2

Claims

1.一种奥氏体耐磨钢板，其特征在于

化学组成以质量％计为

C：大于0.80％且为1.60％以下、

Si：0.01～2.00％、

Mn：5.0～30.0％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

Cu：0～3.0％、

Ni：0～3.0％、

Co：0～3.0％、

Cr：0～5.0％、

Mo：0～2.0％、

W：0～2.0％、

Nb：0～0.30％、

V：0～0.30％、

Ti：0～0.30％、

Zr：0～0.30％、

Ta：0～0.30％、

B：0～0.300％、

Al：0.001～0.300％、

N：0～1.000％、

O：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、

余量：Fe和杂质，

﹣20×C+30＜Mn≤﹣20×C+45，

金属组织以体积分数计，

奥氏体占90～100％，

所述奥氏体的平均粒径为40～300μm。

2.根据权利要求1所述的奥氏体耐磨钢板，其特征在于，

所述化学组成满足下述式，

所述式中的各元素符号表示各个元素的以质量％计的含量。

3.根据权利要求1或2所述的奥氏体耐磨钢板，其特征在于，

所述金属组织以体积分数计，

ε马氏体占0～10％、

α’马氏体占0～10％，

所述ε马氏体和所述α’马氏体的合计为0～10％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的奥氏体耐磨钢板，其特征在于，

所述化学组成以质量％计含有

O：0.0001～0.0100％，

Mg含量、Ca含量和REM含量的合计为0.0001～0.0100％。

5.根据权利要求4所述的奥氏体耐磨钢板，其特征在于，

所述化学组成以质量％计含有

S：0.0001～0.0050％，

O和S的以质量％计的含量满足O/S≥1.0。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的奥氏体耐磨钢板，其特征在于，

所述化学组成以质量％计含有

Cu：0～0.2％。