CN112703263A - 钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钢材及其制造方法。该钢材具有如下的成分组成和组织，所述成分组成以质量％计，含有C：0.10％～2.50％、Mn：8.0％～45.0％、P：0.300％以下、S：0.1000％以下、Ti：0.10％～5.00％、Al：0.001％～5.000％、N：0.5000％以下、O：0.1000％以下，并且以满足25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25(这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量(质量％))的方式含有C、Ti、Mn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，所述组织以面积率计含有90％以上的奥氏体相、0.2％以上的Ti碳化物。这样的组织通过在将上述成分组成的钢材加热到950℃以上的温度之后，在从900℃到500℃之间的温度区域以超过1℃/s的冷却速度进行冷却而得到。由此，成为耐磨损性优异的钢材。应予说明，通过将奥氏体相的硬度调整为200HV以上，从而耐冲击磨损性显著提高。

Description

钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，特别是涉及奥氏体系钢材的耐磨损性的提高。
背景技术
建设、土木、矿业等领域中使用的例如动力挖掘机、推土机、料斗、斗式输送机、岩石粉碎装置等工业机械、搬运设备暴露于由岩石、沙石、矿石等带来的滑动磨损、冲击磨损等磨损。因此，从机械、设备等寿命提高的观点来看，对工业机械、搬运设备等部件要求耐磨损性优异。
钢材的耐磨损性伴随着钢材硬度的增加而提高。钢组织中，奥氏体相在施加应变时的硬化量、即加工硬化性大。因此，奥氏体系钢材例如在收到岩石碰撞那样的冲击力的冲击磨损环境下，在使用中在磨损面附近进行硬化，示出非常优异的耐磨损性。另外，奥氏体相与铁素体相、马氏体相等组织相比延展性、韧性良好。因此，例如如哈德菲尔德(Hadfield)钢那样因高锰含量而得到奥氏体组织的奥氏体系钢材被广泛地用作便宜的耐磨损钢材。
例如，专利文献1中记载了“耐磨损奥氏体系钢材及其制造方法”。专利文献1所记载的技术是以重量％计满足锰(Mn)：15～25％、碳(C)：0.8～1.8％、0.7C-0.56(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)、剩余部分由Fe和其他不可避免的杂质构成，－40℃下的夏比冲击值为100J以上的焊接热影响部的韧性优异的耐磨损奥氏体系钢材。根据专利文献1所述的技术，通过高锰含量而稳定地得到奥氏体组织，还能够抑制焊接后的热影响部的碳化物的生成，能够防止焊接热影响部的韧性降低。
另外，专利文献2中记载了“耐磨损奥氏体系钢材以及其制造方法”。专利文献2所记载的耐磨损奥氏体系钢材是延展性优异的耐磨损奥氏体系钢体，以重量％计含有满足8～15％的锰(Mn)、23％<33.5C－Mn≤37％的关系的碳(C)、满足1.6C－1.4(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，剩余部分由Fe和其他不可避免的杂质构成，以碳化物的面积分率计为10％以下。根据专利文献2所记载的技术，通过高锰含量稳定地得到奥氏体组织，而且还能够抑制钢材内部的碳化物的形成，能够防止钢材的韧性降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5879448号公报
专利文献2：日本专利第6014682号公报。
发明内容
然而，专利文献1、2所记载的奥氏体系钢材中，未对钢材施加冲击力，例如如沙石摩擦钢材表面的磨损形态、即滑动磨损这样的磨损形态中，在钢材表面未形成大硬化层，因此得不到耐磨损性的显著提高。
本发明鉴于该现有技术的问题，目的在于提供一种耐磨损性优异的奥氏体系钢材及其制造方法。这里“耐磨损性优异”是指兼具优异的耐滑动磨损性和优异的耐冲击磨损性，“钢材”是指包括板状的钢板(板材)、棒状的棒钢(棒材)、线状的线材、各种截面形状的型钢。
本发明人等为了实现上述目的，首先针对影响奥氏体系钢材的耐滑动磨损性的各种重要因素进行了反复深入的研究。其结果发现为了提高奥氏体系钢材的耐滑动磨损性，在基体相(奥氏体相)中含有硬质粒子是有效的，特别是在能够包含于基体相(奥氏体相)中的粒子中具有非常高硬度的Ti碳化物是有效的。滑动磨损中，通过钢材的最表层部分连续地被刮擦而磨损进行，因而通过在基体相(奥氏体相)中含有硬质粒子，从磨损进行而在钢材最表层出现硬质粒子时，对磨损的进行成为阻力，耐磨损性提高，磨损寿命变长。
另一方面，为了提高奥氏体系钢材的耐冲击磨损性，重要的是保持稳定的奥氏体组织，并且为了在常温下也能便宜地得到稳定的奥氏体组织，需要增加奥氏体稳定化元素即C、Mn的固溶量。然而，如上所述，为了提高耐滑动磨损性，若基体相中含有大量的Ti碳化物，则将伴随着C的固溶量的减少，这对保持稳定的奥氏体组织有效。因此，本发明人等考虑奥氏体稳定化元素即C、Mn的固溶量与C、Mn的奥氏体稳定化能力的差异，新发现了为了兼具优异的耐滑动磨损性和优异的耐冲击磨损性，以满足下式(1)的关系式的方式来调整C、Mn量是有效的。
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
(这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量(质量％))。
本发明是基于上述情况进一步研究而完成的，其要旨如下。
(1)一种钢材，具有如下的成分组成和组织，
所述成分组成以质量％计，含有C：0.10％～2.50％、Mn：8.0％～45.0％、P：0.300％以下、S：0.1000％以下、Ti：0.10％～5.00％、Al：0.001％～5.000％、N：0.5000％以下、O(氧)：0.1000％以下，且在满足下述式(1)的范围含有C、Ti、Mn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述组织以面积率计含有90％以上的奥氏体相、0.2％以上的Ti碳化物。
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量(质量％)
(2)根据(1)所述的钢材，其中，奥氏体相的维氏硬度为200HV以上。
(3)根据上述(1)或上述(2)所述的钢材，其中，除了上述成分组成，以质量％计进一步含有选自Si：0.01％～5.00％、Cu：0.1％～10.0％、Ni：0.1％～25.0％、Cr：0.1％～30.0％、Mo：0.1％～10.0％、Nb：0.005％～2.000％、V：0.01％～2.00％、W：0.01％～2.00％、B：0.0003％～0.1000％、Ca：0.0003％～0.1000％、Mg：0.0001％～0.1000％、REM：0.0005％～0.1000％中的1种或2种以上。
(4)一种钢材的制造方法，是依次实施下述工序的钢材的制造方法，
铸造工序，对钢水进行熔炼而制成铸片，
加热工序，对该铸片进行加热，
热轧工序，对上述加热的铸片进行热轧而制成钢材，
冷轧工序，对上述钢材实施冷却；
使上述铸片为如下成分组成，以质量％计含有C：0.10％～2.50％、Mn：8.0％～45.0％、P：0.300％以下、S：0.1000％以下、Ti：0.10％～5.00％、Al：0.001％～5.000％、N：0.5000％以下、O(氧)：0.1000％以下，且在满足下述式(1)的范围内含有C、Ti、Mn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
使上述加热工序的加热的温度为950℃～1300℃，
使所述冷却工序的冷却以900～500℃的温度范围的平均冷却速度计超过1℃/s。
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量(质量％)
(5)根据上述(4)所述的钢材的制造方法，其中，上述铸片除了上述成分组成，以质量％计进一步含有选自Si：0.01％～5.00％、Cu：0.1％～10.0％、Ni：0.1％～25.0％、Cr：0.1％～30.0％、Mo：0.1％～10.0％、Nb：0.005％～2.000％、V：0.01％～2.00％、W：0.01％～2.00％、B：0.0003％～0.1000％、Ca：0.0003％～0.1000％、Mg：0.0001％～0.1000％、REM：0.0005％～0.1000％中的1种或2种以上。
(6)根据上述(4)或上述(5)所述的钢材的制造方法，其中，上述热轧在950℃以下的温度区域下的总压下率为25％以上。
根据本发明，能够提供一种兼具优异的耐滑动磨损性和优异的耐冲击磨损性、耐磨损性优异的奥氏体系钢材，工业上起到显著的效果。另外，根据本发明，还具有能够提高在各种磨损环境下运行的工业机械、搬运机械等的寿命的效果。
附图说明
图1是示意性地表示实施例中使用的磨损试验装置的概略的说明图。
图2是示意性地表示实施例中使用的磨损试验装置的概略的说明图。
具体实施方式
本发明的奥氏体系钢材具有如下的成分组成和组织，以质量％计，含有C：0.10％～2.50％、Mn：8.0％～45.0％、P：0.300％以下、S：0.1000％以下、Ti：0.10％～5.00％、Al：0.001％～5.000％、N：0.5000％以下、O(氧)：0.1000％以下，且在满足下面的(1)的范围内含有C、Ti、Mn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
(这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量(质量％))。
首先，对钢材的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，以下涉及成分组成的“质量％”只要没有特别说明，简记为“％”。
C：0.10％～2.50％
C是使奥氏体相稳定的元素，是为了在常温下得到奥氏体组织重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上的C。若C小于0.10％时，则奥氏体相的稳定度不足，常温下无法得到充分的奥氏体组织。另一方面，若超过2.50％，则硬度变高，焊接部的韧性降低。因此，本发明中，C限定在0.10％～2.50％的范围。此外，优选为0.12％～2.00％。
Mn：8.0％～45.0％
Mn是使奥氏体相稳定的元素，是为了在常温下得到奥氏体组织重要的元素。为了得到这样的效果，需要含有8.0％以上的Mn。若Mn小于8.0％，则奥氏体相的稳定度不足，无法得到充分的奥氏体组织。另一方面，若超过45.0％，则奥氏体相稳定化的效果饱和，经济性不利。因此，在本发明中，Mn限定为8.0％～45.0％的范围。此外，优选为10.0％～40.0％。
P：0.300％以下
P是具有在晶界偏析而使晶界脆化，使钢材的韧性降低的作用的元素。在本发明中，P优选尽可能地减少，如果为0.300％以下能够允许。优选为0.250％以下。此外，P是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，越少越好，过量的低P化导致精炼时间的增加、精炼成本的上升，因此P优选为0.001％以上。
S：0.1000％以下
S是主要作为硫化物系夹杂物分散在钢中，钢的延展性、韧性降低的元素。因此，本发明中优选尽可能减少，如果为0.1000％以下，能够允许。此外，优选为0.0800％以下。S越少越好，过量的低S化导致精炼时间的增加、精炼成本的上升，因此S优选为0.0001％以上。
Ti：0.10％～5.00％
Ti在本发明中是重要的元素，是具有形成硬质的碳化物、提高奥氏体组织的耐滑动磨损性的作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.10％以上。另一方面，含有超过5.00％会使延展性和韧性降低。因此，Ti限定为0.10％～5.00％的范围。此外，优选为0.60％～4.50％。
Al：0.001％～5.000％
Al是作为脱氧剂有效地发挥作用的元素，为了得到该效果，需要含有0.001％以上。另一方面，若超过5.000％含有，则钢的清洁度降低，延展性和韧性降低。因此，Al为0.001％～5.000％。此外，优选为0.003％～4.500％。
N：0.5000％以下
N是作为杂质在钢中不可避免地含有，使焊接部的延展性、韧性降低的元素，优选能够尽可能地减少，如果为0.5000％以下，能够允许。优选为0.3000％以下。N越少越好，过量的低N化导致精炼时间的增加、精炼成本的上升。因此，N优选为0.0005％以上。
O(氧)：0.1000％以下
O是作为杂质在钢中不可避免地含有，作为氧化物等夹杂物在钢中存在而使延展性、韧性降低的元素，优选尽可能地减少，如果为0.1000％以下能够允许。优选为0.0500％以下。O越少越优选，过度的低氧化导致精炼时间的增加、精炼成本的上升，因此O优选为0.0005％以上。
在本发明中，以在上述各范围内且满足下述式(1)的关系式的方式含有C、Ti、Mn，
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
(这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量(质量％))
式(1)的左边表示奥氏体相的稳定化度，左边值越大，意味奥氏体相的稳定化度越高。式(1)的左边是有助于奥氏体相的稳定化的元素即C的含量和Mn的含量的和，考虑各元素的奥氏体稳定化能力，乘以与奥氏体稳定化能力对应的系数。应予说明，C是减去作为Ti碳化物析出而对奥氏体相的稳定化没有贡献的量而得的有效含量。
应予说明，C、Ti、Mn含量不满足式(1)的情况下，奥氏体稳定度不足，在常温下得不到所希望的奥氏体组织。
另外，从奥氏体相的稳定化度的观点考虑，式(1)的左边值优选为30以上。
在本发明中，上述成分为基本的成分，但除了基本成分，还可以根据需要含有选自Si：0.01％～5.00％、Cu：0.1％～10.0％、Ni：0.1％～25.0％、Cr：0.1％～30.0％、Mo：0.1％～10.0％、Nb：0.005％～2.000％、V：0.01％～2.00％、W：0.01％～2.00％、B：0.0003％～0.1000％、Ca：0.0003％～0.1000％、Mg：0.0001％～0.1000％、REM：0.0005％～0.1000％中的1种或2种以上作为选择元素。
Si、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、W、B以及Ca、Mg、REM均是提高钢材的强度(母材、焊接部的强度)的元素，可以根据需要进行选择含有1种或2种以上。
Si：0.01％～5.00％
Si是作为脱氧剂有效地作用，并且固溶而有助于钢材的高硬度化的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。若Si小于0.01％，则无法充分得到上述效果。另一方面，超过5.00％的含量在使延展性和韧性降低，而且产生夹杂物量增加等问题。由这样的情况可知，在含有情况下，Si优选为0.01％～5.00％的范围。此外，更优选为0.05％～4.50％。
Cu：0.1％～10.0％
Cu是固溶或者析出而有助于钢材的强度提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.1％以上。另一方面，即使含量超过10.0％，其效果饱和，经济性不利。因此，在含有的情况下，Cu优选为0.1％～10.0％的范围。此外，更优选为0.5％～8.0％。
Ni：0.1％～25.0％
Ni是具有有助于钢材的强度提高，并且使韧性提高的作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.1％以上。另一方面，即使含量超过25.0％，其效果饱和，经济性不利。因此，在含有的情况下，Ni优选为0.1％～25.0％的范围。此外，更优选为0.5％～20.0％。
Cr：0.1％～30.0％
Cr是有助于钢的强度提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.1％以上。另一方面，若含量超过30.0％，则其效果饱和，经济性不利。因此，在含有的情况下，Cr优选为0.1％～30.0％的范围。此外，更优选为0.5％～28.0％。
Mo：0.1％～10.0％
Mo是有助于钢的强度提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.1％以上。另一方面，若含量超过10.0％，其效果饱和，经济性不利。因此，在含有的情况下，Mo优选为0.1％～10.0％的范围。此外，更优选为0.5％～8.0％。
Nb：0.005％～2.000％
Nb是通过作为碳氮化物析出而有助于钢的强度提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。另一方面，超过2.000％的含量使韧性降低。因此，在含有的情况下，Nb优选为0.005％～2.000％的范围。此外，更优选为0.007％～1.700％。
V：0.01％～2.00％
V是作为碳氮化物析出而有助于钢的强度提高的元素。为了这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，超过2.00％的含量使韧性降低。因此，在含有的情况下，V优选为0.01％～2.00％以下的范围。此外，更优选为0.02％～1.80％。
W：0.01％～2.00％
W是有助于钢的强度提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，超过2.00％的含量使韧性降低。因此，在含有的情况下，W优选为0.01％～2.00％的范围。此外，更优选为0.02％～1.80％。
B：0.0003％～0.1000％
B是在晶界偏析，有助于晶界强度的提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，若含量超过0.1000％，则由于碳氮化物的晶界析出而使韧性降低。因此，在含有的情况下，B优选为0.0003％～0.1000％的范围。此外，更优选为0.0005％～0.0800％。
Ca：0.0003％～0.1000％
Ca是形成高温下稳定性高的氧硫化物，钉扎晶界，特别是抑制焊接部的结晶粒的粗大化，将结晶粒维持得较细，有助于焊接接头部的强度和韧性的提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，若含量超过0.1000％，则清洁度降低，钢的韧性降低。因此，在含有的情况下，Ca优选为0.0003％～0.1000％的范围。此外，更优选为0.0005％～0.0800％。
Mg：0.0001％～0.1000％
Mg是形成高温的稳定性高的氧硫化物，钉扎晶界，特别是抑制焊接部的结晶粒的粗大化，将结晶粒维持得较细，特别是有助于焊接接头部的强度和韧性的提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0001％以上。另一方面，若含量超过0.1000％，则清洁度降低，钢材的韧性降低。因此，在含有情况下，Mg优选为0.0001％～0.1000％的范围。此外，更优选为0.0005％～0.0800％。
REM：0.0005％～0.1000％
REM(稀土类金属)是高温的稳定性高的酸硫化物，钉扎晶界，特别是抑制焊接部的结晶粒的粗大化，将结晶粒维持较细，有助于焊接接头部的强度和韧性的提高的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0005％以上。另一方面，若含量超过0.1000％，则清洁度降低，钢材的韧性降低。因此，在含有的情况下，REM优选为0.0005％～0.1000％的范围。此外，更优选为0.0010％～0.0800％的范围。
上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
本发明奥氏体系钢材具有上述成分组成，还具有以面积率计含有90％以上的奥氏体相和0.2％以上的Ti碳化物的组织。
组织中的奥氏体相：90％以上
从耐冲击磨损性提高的观点考虑，本发明钢材的组织以奥氏体相为主。为了得到这样的效果，奥氏体相以面积率计为90％以上。若奥氏体相以面积率计小于90％，则耐冲击磨损性降低，另外延展性、韧性、加工性、焊接部(焊接热影响部)的韧性也降低。因此，组织中的奥氏体相以面积率计为90％以上，也可以为100％。这里所说的“组织中的奥氏体相”的比例示出了相对于除了夹杂物、析出物的组织总量的奥氏体相之比例(面积率)。应予说明，奥氏体相以外的组织可以是以面积率计合计小于10％的、铁素体相、贝氏体组织、马氏体组织、珠光体组织中的1种以上。
组织中的奥氏体相的面积率通过如下方式求出，进行背散射电子衍射(EBSP)解析，由得到的Inverse Pole Figure(反极图)图计算除了夹杂物、析出物以外的组织(铁素体相、贝氏体组织、马氏体组织、珠光体组织、奥氏体相)总量的奥氏体相的比例。另外，这里所说的“奥氏体相的比例”使用在钢材的表面下1mm深度的位置测定的值。
此外，为了进一步提高耐磨损性、特别是提高耐冲击磨损性，优选将基体(奥氏体相)的硬度、即将奥氏体相本身的硬度维持得较高。通过使奥氏体相的硬度特别是以维氏硬度计设为200HV以上，可以确认显著的耐冲击磨损性提高。若奥氏体相硬度小于200HV，则耐冲击磨损性的提高少。因此，从提高耐冲击磨损性的观点考虑，优选将奥氏体相的硬度设为200HV以上。更优选为250HV以上。另外，为了确保延展性，优选为400HV以下，更优选为380HV以下。
Ti碳化物：0.2％以上
本发明中，组织中含有Ti碳化物，其为比Al2O3、SiO2等沙石、岩石成分硬质的粒子。组织中含有的Ti碳化物是硬质的粒子，相对于由沙石、岩石成分带来的滑动磨损成为阻力，具有提高耐滑动磨损性的作用。为了得到这样的效果，需要使Ti碳化物在组织中以面积率含有0.2％以上。因此，Ti碳化物的含量以面积率限定为0.2％以上。优选为0.5％以上。此外，Ti碳化物的含量的上限没有特别限定，从钢材的延展性、韧性的观点考虑，优选以面积率为10％以下。更优选为8.0％以下。
应予说明，本发明中，利用扫描式电子显微镜(SEM)的能量分散型X射线分析法(EDS)，鉴定Ti碳化物，使用图像解析软件测定该Ti碳化物的总面积，计算Ti碳化物的面积率。应予说明，EDS测定时，将含有以原子分率计10at％以上的Ti、30at％以上的C的析出物作为Ti碳化物计数。另外，这里“Ti碳化物的含量”使用在钢材的表面下1mm深度的位置测定的值。
接着，对具有上述成分组成、组织的钢材的优选的制造方法进行说明。
在本发明钢材的优选的制造方法中，依次实施如下的工序：首先，利用电炉、真空熔解炉等常用的熔炼炉将钢水熔炼后，进行铸造而得到铸片的铸造工序；以及对该铸片进行加热的加热工序。然后，实施对加热的铸片进行热轧(热加工)而制成钢材的热轧工序；接着该热轧工序，对得到的钢材实施冷却的冷却工序。作为利用这样的工序得到的钢材，有板状的钢板、棒状的棒钢、线状的线材、H形等各种截面形状的型钢等。
本发明的优选的制造方法中，首先，对利用电炉、真空熔解炉等常用的熔炼炉熔炼而成的钢水进行铸造，制成具有上述规定的成分组成的铸片的铸造工序。
通常铸造时的冷却速度非常缓慢，因此在铸造时，所含有的C也作为Ti碳化物以外的碳化物析出。若所含有的C作为Ti碳化物以外的碳化物析出，则奥氏体相的稳定度降低。因此，在冷却到常温后，不易稳定地形成奥氏体相。
因此，在本发明中，进行将具有上述成分组成的铸片加热的加热工序。
这里“加热”的温度、即“加热温度”是Ti碳化物以外的碳化物固溶的温度区域即950℃～1300℃的温度区域。Ti碳化物在钢水凝固后的冷却时生成，其固溶温度是靠近钢的熔点的非常高的温度。因此，在向上述温度范围加热的工序中，Ti碳化物不固溶残存，Ti碳化物以外的碳化物固溶。
若加热温度小于950℃，则铸造时析出的碳化物不固溶。因此，固溶C量不足，奥氏体相的稳定化度低，冷却到室温后，无法得到奥氏体相。另一方面，若加热温度超过1300℃，则加热温度变得过高，用于加热的费用增大，经济性上不利。因此，进行加热的温度限定为950℃～1300℃的范围的温度。优选为980℃～1270℃。应予说明，上述温度是在钢材的表面下1mm的位置的温度。
接着，进行对加热的铸片实施热轧(热加工)而制成规定形状的钢材的热轧工序。
应予说明，在本发明中，只要是能够对所希望的尺寸形状的钢材进行轧制(加工)的条件，温度、压下率等轧制(加工)条件不需要特别限定。此外，在为了进一步提高钢材的耐磨损性、特别是耐冲击磨损性时，需要提高作为基体的奥氏体相的硬度。该情况下，使热轧以950℃以下的温度区域的总压下率为25％以上的条件进行。
应予说明，950℃以下的温度区域的总压下率r可以如下式计算。
r(％)＝{(ti－tf)/ti}×100
(这里，ti：轧制中钢板温度为950℃时的板厚(mm)，tf：轧制结束时的板厚(mm))。
通过在950℃以下的温度区域的总压下率为25％以上的条件下进行热轧，从而奥氏体相的硬度变高为200HV以上，耐磨损性、特别是耐冲击磨损性提高。若950℃以下的温度区域的总压下率小于25％，则奥氏体相的硬度提高不充分。总压下率优选为30％以上。另外，考虑到轧制效率，则总压下率优选为80％以下，更优选为70％以下。应予说明，以超过950℃的温度区域的压下导入的位错因奥氏体相的再结晶而被消耗，对奥氏体相的硬度提高的贡献少。从该观点考虑，终轧温度优选为930℃以下。另外，若考虑操业效率，则终轧温度优选为600℃以上，更优选为650℃以上。
对加热的铸片实施热轧的工序，接着，进行实施900℃～500℃的温度范围的平均冷却速度超过1℃/s的冷却的冷却工序。
冷却工序中，将从900℃到500℃间的平均冷却速度调整为超过1℃/s。从900℃到500℃间的平均冷却速度为1℃/s以下时，碳化物析出，固溶C量减少，奥氏体稳定化度不足，从而冷却后得不到所希望的奥氏体相。因此，冷却将从900℃到500℃的温度范围的平均冷却速度设为超过1℃/s。应予说明，优选为2℃/s以上。对于冷却方法，能够实现上述冷却速度的常用的冷却方法均可使用。
另外，平均冷却速度的上限不需要特别限定，为了实现平均冷却速度超过300℃/s的迅速冷却，需要昂贵的冷却设备。因此，冷却的从900℃到500℃间的平均冷却速度优选为300℃/s以下。更优选为200℃/s以下。应予说明，上述温度是钢材的表面下1mm位置的温度。
以下，基于实施例对本发明进一步进行说明。
实施例
(实施例1)
依次进行如下的工序：首先，利用真空熔解炉熔炼钢水，进行铸造，制造表1所示的成分组成的铸片(壁厚：100～200mm)。接着，将得到的铸片加热到表2所示的加热温度的加热工序；对加热的铸片在表2所示的条件下实施热轧而制成表2所示的板厚的钢板(钢材)的热轧工序；接着，对得到的钢板以表2所示的从900℃到500℃间的平均冷却速度实施冷却的冷却工序，得到钢材(钢板)。应予说明，一部分热轧中，进行调整950℃以下的温度区域中的压下率(累积压下率)的热轧。
另外，热轧工序后的冷却工序通过利用水冷或者空冷、或者它们的组合进行冷却。应予说明，平均冷却速度基于利用安装于钢板的表面下1mm的位置的热电偶测定的温度计算。在冷却开始温度小于900℃的情况下，平均冷却速度在从冷却开始温度到500℃间计算。
对得到的钢板实施硬度测定试验、组织观察、以及磨损试验，求出在表面下1mm部的奥氏体相的硬度、奥氏体相的面积率、Ti碳化物的面积率，并且，评价耐滑动磨损性、耐冲击磨损性。试验方法如下。
(1)硬度测定试验
从得到的各钢板的规定的位置采取硬度测定用试验片，以板厚方向截面成为测定面的方式进行研磨后，利用维式硬度计(试验力：10kgf)在各10个点测定表面下1mm的位置的奥氏体相的维氏硬度HV，将其平均值作为该钢板的硬度。应予说明，在不存在奥氏体相的情况下，不进行硬度的测定。
(2)组织观察
从得到的各钢板的规定的位置以观察面在表面下1mm的位置的方式，采取组织观察用试验片，对观察面进行研削、研磨(镜面)。
(2－1)奥氏体相面积率
使用采取的组织观察用试验片，对经镜面研磨的观察面进行背散射电子衍射(EBSP)解析。EBSP解析在1mm×1mm的范围以测定电压：20kV、步长：1μm的条件进行，由得到的Inverse Pole Figure(反极图)图计算相对于除了夹杂物、析出物以外的组织(铁素体相、贝氏体组织、马氏体组织、珠光体组织、奥氏体相)总量的奥氏体相的比例(面积率)。
(2－2)Ti碳化物面积率
使用采取的组织观察用试验片，对所镜面研磨的观察面使用扫描式电子显微镜(SEM)的能量分散型X射线分析法(EDS)，对1mm×1mm的范围在加速电压：15kV、步长：1μm的条件下进行解析，鉴定Ti碳化物，使用图像解析软件，测定该Ti碳化物的总面积，计算Ti碳化物的面积率。应予说明，EDS的测定时，将含有以原子分率计Ti为10at％以上、C为30at％以上的析出物作为Ti碳化物进行计数。
(3)磨损试验
钢材的耐磨损性主要根据表面的特性决定。因此，以得到的钢板的表面下1mm的位置成为试验位置(试验面)的方式，采取磨损试验片10(厚度10mm×宽度25mm×长度75mm)。应予说明，试验片的厚度在钢板厚度超过10mm的情况下，减厚并调整为厚度10mm。在钢板厚度为10mm以下的情况下，不进行试验位置(表面下1mm)的调整以上的减厚。
(3－1)冲击磨损试验
从各钢板采取的磨损试验片10各3根同时安装于图1所示的磨损试验装置，实施冲击磨损试验。应予说明，试验片安装于试验面与磨损材料2碰撞的方向。另外，磨损试验的条件为鼓旋转速度：45rpm、试验片旋转速度：600rpm。
应予说明，试验片转速每10000次更换磨损材料进行试验，在试验片转速合计达到50000次的时刻，结束试验。作为磨损材料2，使用含有SiO290％以上的石(圆当量直径5～35mm)。此外，作为比较，对从软钢板(SS400)采取的磨损试验片实施相同的磨损试验。
试验后，测定各试验片的磨损量(试验前与试验后的重量变化(减少)量)。将得到的各试验片的磨损量的平均值作为各钢板的磨损量的代表值。
而且，根据得到的磨损量，将软钢板的磨损量与各钢板(试验钢板)的磨损量之比、(软钢板的磨损量)/(各钢板(试验钢板)的磨损量)作为耐冲击磨损比计算。该耐冲击磨损比越大，各钢板的耐冲击磨损性越优异。这里，将耐冲击磨损比为1.7以上的钢材作为具有优异的耐冲击磨损性，评价为合格，将其以外的情况评价为不合格。
(3－2)滑动磨损试验
将从各钢板采取的磨损试验片10安装于图2所示的磨损试验装置，根据AMTM G－65的规定实施滑动磨损试验。磨损试验在各钢板各3根。磨损材料使用含有以SiO2 90％以上的沙石(圆相当直径210～300μm)。此外，作为比较，对从软钢板(SS400)采取的磨损试验片实施相同的磨损试验。试验条件如下，磨损材料(沙石)的流量：300g/min、橡胶轮转速：200±10rpm、载荷：130±3.9N。在橡胶轮的转速达到2000次的时刻，结束试验。
试验后，测定各试验片的磨损量(试验前与试验后的重量变化(减少)量)。将得到的各试验片的磨损量的平均值作为各钢板的磨损量的代表值。
而且，根据得到的磨损量，将软钢板的磨损量与各钢板(试验钢板)的磨损量之比、(软钢板的磨损量)/(各钢板(试验钢板)的磨损量)作为耐滑动磨损比计算。该耐滑动磨损比越大，各钢板的耐滑动磨损性越优异。这里，将耐滑动磨损比为3.0以上的钢材作为具有优异的耐滑动磨损性，评价为合格，将以外的情况评价为不合格。
将得到的结果示于表2。
[表1]
[表1]
Figure BDA0002967597140000151
Figure BDA0002967597140000152
[表2]
[表2]
Figure BDA0002967597140000161
＊)900℃～500℃间的平均冷却速度
＊＊)表层下1mm的位置的硬度HV
本发明例(钢材No.1～No.31)均为成为含有组织为90％以上的奥氏体相，含有0.2％以上的Ti碳化物的组织、兼具优异的耐滑动磨损性和优异的耐冲击磨损性的钢材(钢板)。与此相对，在超出本发明的范围的比较例(钢材No.32～No.45)中，成为奥氏体相小于90％或Ti碳化物的含量小于0.2％的组织，耐滑动磨损性、耐冲击磨损性中的至少一方降低。
例如，在C含量低的钢材No.32、No.35中，奥氏体稳定度降低，奥氏体相的比例低，因此耐冲击磨损性降低。在Mn含量低的钢材No.33、No.37中，奥氏体稳定度低，奥氏体相的比例低，因此耐冲击磨损性降低。不满足式(1)的钢材No.34、No.36中，奥氏体稳定度低，奥氏体相的比例低，因此耐冲击磨损性降低。另外，在Ti含量低的钢材No.38、No.39中，Ti碳化物的含量低，因此耐滑动磨损性降低。在加热后的冷却速度慢的钢材No.40、No.41、No.44、No.45中，认为不形成奥氏体相，耐冲击磨损性降低。另外，在加热温度低的钢材No.42、No.43、No.46中，奥氏体相的比例少，因此耐冲击磨损性降低。
(实施例2)
利用真空熔解炉，熔炼钢水进行铸造，制造表3所示的成分组成的铸片(壁厚：100～200mm)。接着，依次进行如下的工序：将得到的铸片加热到表4所示的加热温度的加热工序；对所加热的铸片利用表2所示的条件实施热轧，得到表4所示的板厚的钢板(钢材)的热轧工序；接着，对钢板以表4所示的从900℃到500℃间的平均冷却速度实施冷却的冷却工序，由此得到钢材(钢板)。应予说明，在热轧工序中，如表4所示，调整950℃以下的温度区域下的压下率(累积压下率)，实施形成为表4所示的终轧温度的热轧。
另外，热轧工序后的冷却工序通过水冷或者空冷或者它们的组合进行冷却。应予说明，平均冷却速度基于利用安装于钢板的表面下1mm的位置的热电偶测定的温度进行计算。在冷却开始温度小于900℃的情况下，平均冷却速度在从冷却开始温度到500℃间进行计算。
对得到的钢板与实施例1同样地实施硬度测定试验、组织观察以及磨损试验，求出表面下1mm部下的奥氏体相的硬度、奥氏体相的面积率、Ti碳化物的面积率，进一步与实施例1同样地评价耐滑动磨损性、耐冲击磨损性。
将得到的结果一并标注于表4。
[表3]
[表3]
Figure BDA0002967597140000181
＊)25([C]-12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
[表4]
[表4]
Figure BDA0002967597140000191
＊)900℃～500℃间的平均冷却速度
＊＊)表层下1mm的位置的硬度HV
本发明例(钢材No.51～No.81)均是组织为含有90％以上的奥氏体相，且该奥氏体相的硬度(表面下1mm的位置)为200HV以上，还含有0.2％以上的Ti碳化物的组织，兼具优异的耐滑动磨损性和优异的耐冲击磨损性的钢材(钢板)。与奥氏体相的硬度(表面下1mm的位置)小于200HV的本发明例(钢材No.96～No.98)相比较，特别是耐冲击磨损性的提高显著。
另一方面，在脱离本发明的范围的比较例(钢材No.82～No.95)中，成为奥氏体相小于90％或Ti碳化物的含量小于0.2％的组织，耐滑动磨损性、耐冲击磨损性中的至少一方降低。
例如，在C含量低的钢材No.82、No.85中，奥氏体稳定度降低，奥氏体相的比例低，因此耐冲击磨损性降低。在Mn含量低的钢材No.83、No.87中，奥氏体稳定度低，奥氏体相的比例低，因此耐冲击磨损性降低。在不满足式(1)的钢材No.84、No.86中，奥氏体稳定度低，奥氏体相的比例低，因此耐冲击磨损性降低。另外，在Ti含量低的钢材No.88、No.89中，Ti碳化物的含量低，因此耐滑动磨损性降低。在加热后的冷却速度慢的钢材No.90、No.91、No.94、No.95中，没有观察到奥氏体相的形成，耐冲击磨损性降低。另外，在加热温度低的钢材No.92、No.93中，奥氏体相的比例少，因此耐冲击磨损性降低。
符号说明
1 鼓
2 磨损材料(石)
10 磨损试验片
21 橡胶轮
22 锤
23 料斗
24 磨损材料(沙石)

Claims (6)

1.一种钢材，具有如下的成分组成和组织，
所述成分组成以质量％计，含有C：0.10％～2.50％、Mn：8.0％～45.0％、P：0.300％以下、S：0.1000％以下、Ti：0.10％～5.00％、Al：0.001％～5.000％、N：0.5000％以下、O即氧：0.1000％以下，且在满足下述式(1)的范围内含有C、Ti、Mn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述组织以面积率计含有90％以上的奥氏体相、0.2％以上的Ti碳化物，
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量，单位是质量％。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，所述奥氏体相的维氏硬度为200HV以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，除了所述成分组成，以质量％计进一步含有选自Si：0.01％～5.00％、Cu：0.1％～10.0％、Ni：0.1％～25.0％、Cr：0.1％～30.0％、Mo：0.1％～10.0％、Nb：0.005％～2.000％、V：0.01％～2.00％、W：0.01％～2.00％、B：0.0003％～0.1000％、Ca：0.0003％～0.1000％、Mg：0.0001％～0.1000％、REM：0.0005％～0.1000％中的1种或2种以上。
4.一种钢材的制造方法，是依次实施下述工序的钢材的制造方法，
铸造工序，对钢水进行熔炼而制成铸片，
加热工序，对该铸片进行加热，
热轧工序，对所述加热的铸片进行热轧而制成钢材，
冷却工序，对所述钢材实施冷却；
使所述铸片为如下成分组成，以质量％计含有C：0.10％～2.50％、Mn：8.0％～45.0％、P：0.300％以下、S：0.1000％以下、Ti：0.10％～5.00％、Al：0.001％～5.000％、N：0.5000％以下、O即氧：0.1000％以下，且在满足下述式(1)的范围内含有C、Ti、Mn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
使所述加热工序的加热的温度为950℃～1300℃，
使所述冷却工序的冷却以900～500℃的温度范围的平均冷却速度计超过1℃/s，
25([C]－12.01[Ti]/47.87)+[Mn]≥25……(1)
这里，[C]、[Ti]、[Mn]：各元素的含量，单位是质量％。
5.根据权利要求4所述的钢材的制造方法，其中，所述铸片除了所述成分组成，以质量％计进一步含有选自Si：0.01％～5.00％、Cu：0.1％～10.0％、Ni：0.1％～25.0％、Cr：0.1％～30.0％、Mo：0.1％～10.0％、Nb：0.005％～2.000％、V：0.01％～2.00％、W：0.01％～2.00％、B：0.0003％～0.1000％、Ca：0.0003％～0.1000％、Mg：0.0001％～0.1000％、REM：0.0005％～0.1000％中的1种或2种以上。
6.根据权利要求4或5所述的钢材的制造方法，其中，所述热轧在950℃以下的温度区域的总压下率为25％以上。
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