CN115667564A - 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

本发明提供一种耐磨损钢板，其兼具优异的耐磨损性和宽幅弯曲加工性。一种耐磨损钢板，具有规定的成分组成，距表面1mm的深度的马氏体的体积率为90％以上，距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为500～650HBW 10/3000，距表面1mm的深度的硬度的宽度方向硬度差以维氏硬度计为30Hv10以下，所述宽度方向硬度差的定义为在板宽方向以10mm间隔而邻接的2点之间的硬度差。

Description

耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及一种耐磨损钢板(abrasion-resistant steel plate)，特别是涉及作为建设、土木和采矿等领域中使用的工业机械、运输机器的构件用而优选的、宽幅弯曲加工性优异的耐磨损钢板。另外，本发明涉及上述耐磨损钢板的制造方法。在此，宽幅弯曲加工性是指在实际的使用时成为课题的钢板宽度200mm以上中的弯曲加工性。
背景技术
已知，钢材的耐磨损性通过高硬度化而提高。因此，对于受到由砂土、岩石等导致的磨损的构件，一直以来使用的是施加淬火等热处理而高硬度化的钢材。
例如，专利文献1中记载了：对具有规定的成分组成的钢材实施热轧而制成厚钢板后，通过淬火而制造耐磨损厚钢板的方法。根据对比文件1所记载的方法，通过控制C、合金元素和N的含量，从而能够以淬火的状态而具有340HB以上的硬度和高韧性，焊接部的低温断裂性得到改善的耐磨损厚钢板。
另外，专利文献2中记载了：对于具有规定的成分组成的钢，在900℃～Ar3相变点的温度实施轧制压缩率15％以上的热轧，接下来，通过从Ar3相变点以上的温度直接淬火，从而制造耐磨损钢板的方法。根据对比文件2所记载的方法，通过控制成分组成和淬火条件，从而能容易地得到具有高硬度的耐磨损钢板。
在专利文献1和2所记载的上述技术中，通过提高硬度，从而使耐磨损特性提高。另一方面，由于对各种各样的形状的构件的应用、焊接处的减少，因此，对于不仅耐磨损性且弯曲加工性也优异的耐磨损钢的需求提高。
对于这样的需求，例如，在专利文献3中提出了一种耐磨损钢，其以重量％计含有C：0.05～0.20％、Mn：0.50～2.5％、和Al：0.02～2.00％，且马氏体的面积分数为5％～50％。根据专利文献3，将热轧过的钢加热到Ac1点与Ac3点之间的铁素体-奥氏体2相区温度后，通过急冷而控制马氏体的面积分数，由此，得到加工性和焊接性优异的耐磨损钢。
另外，专利文献4中提出了一种耐磨损钢板的制造方法，其中，在将具有规定的成分组成的钢热轧后，直接冷却至Ms点±25℃，中断上述冷却并重新加热到Ms点+50℃以上后，冷却至室温。根据对比文件4，上述制造方法中得到的从钢板的表面至深度5mm为止的区域中的最低硬度比该钢板的更为内部的区域中的最高硬度低40HV以上，其结果是，弯曲加工性提高。
进而，专利文献5中提出了一种耐磨损钢板的制造方法，其中，将DI＊(淬火性指数)为60以上的具有规定的成分组成的钢热轧，接下来，以0.5～2℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域。根据专利文献5，对于上述制造方法中得到的耐磨损钢板，平均粒径0.5～50μm以上的Ti系的碳化物析出400个/mm2以上，其结果是，无需进行热处理，就能得到兼具优异的耐磨损性和弯曲加工性的耐磨损钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开昭63-169359号公报
专利文献2:日本特开昭64-031928号公报
专利文献3:日本特开平07-090477号公报
专利文献4:日本特开2006-104489号公报
专利文献5:日本特开2008-169443号公报
发明内容
如专利文献3～5所记载的那样，提高现有的耐磨损钢板的弯曲加工性的方法是基于如下观点：抑制钢板的基体相(Matrix)的硬度而確保弯曲加工性，通过微观组织的控制或碳化物的析出而提高耐磨损性。因此，这些方法中，难以使基体相的硬度充分地提高，无法兼顾耐磨损性和弯曲加工性。
另一方面，对耐磨损性的要求标准逐年升高，因此，需求能以高标准兼顾耐磨损性和弯曲加工性这一对相反的特性的技术。
另外，加工耐磨损钢板而制造作为最终产品的土木建筑用机器用构件等时，通常以该耐磨损钢板的板宽为200mm以上这样的条件进行弯曲加工。通常，弯曲断裂是板宽越宽越容易产生，因此，为了评价实际使用时的钢板的弯曲加工性，应使用板宽200mm以上的钢板进行评价。但是，上述这样的现有技术中，没有考虑到对于板宽200mm以上的弯曲加工性。
本发明的目的在于，解决上述课题，提供一种兼具优异的耐磨损性和弯曲加工性这对相反的特性的耐磨损钢板。特别是，其目的在于，关于上述弯曲加工性，提供一种在钢板宽200mm以上这一严苛的条件下的弯曲加工性(以下称为“宽幅弯曲加工性”)优异的耐磨损钢板。
本发明人等为了实现上述目的，对于影响耐磨损钢板的宽幅弯曲加工性的各种要因进行了研究，其结果是，得到以下(1)～(4)的观点。
(1)对于耐磨损钢板的弯曲加工性，该耐磨损钢板表层部的硬度和延展性起到很大影响。
(2)特别是，如果在耐磨损钢板中存在局部的硬化部或软化部，则在软化部或硬化部周边形变会集中，延展性会降低，因此，宽幅弯曲加工性会降低。
(3)通过减少耐磨损钢板中的硬度差，从而能够不使对耐磨损性有大幅度影响的基体相的硬度降低，就使宽幅弯曲加工性提高。
(4)在制造耐磨损钢板时，从奥氏体温度区域起进行淬火，减少上述淬火时的钢板的宽度方向的冷却速度的差，从而能够减少耐磨损钢板的硬度差。
本发明基于以上的见解，进行了进一步的研究，最终完成。本发明的主旨如下所述。
1.一种耐磨损钢板，以质量％计，含有如下成分组成：
C：大于0.30％且为0.45％以下、
Si:0.05～1.00％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～0.06％、
Cr：0.10～1.00％、和
N：0.0100％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
距表面1mm的深度的马氏体的体积率为90％以上，
距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为500～650HBW 10/3000，
作为距表面1mm的深度的硬度的、在板宽方向以10mm间隔而邻接的2点之间的差而被定义的宽度方向硬度差以维氏硬度计为30Hv10以下。
2.根据上述1所述的耐磨损钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Nb：0.005～0.020％、
Ti：0.005～0.020％、和
B：0.0003～0.0030％
中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的耐磨损钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Cu：0.01～0.5％、
Ni：0.01～3.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.01～0.10％、
W：0.01～0.5％、和
Co：0.01～0.5％
中的1种或2种以上。
4.根据上述1～3中任一项所述的耐磨损钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0100％、和
REM：0.0005～0.0200％
中的1种或2种以上。
5.一种耐磨损钢板的制造方法，其中，将钢坯材加热至Ac3相变点以上且1300℃以下的加热温度，该钢坯材以质量％计，含有如下成分组成：
C：大于0.30％且为0.45％以下、
Si:0.05～1.00％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～0.06％、
Cr：0.10～1.00％、和
N：0.0100％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
将加热的上述钢坯材热轧，制成热轧钢板，
对上述热轧钢板实施淬火；
上述淬火为：
(a)将上述热轧钢板从Ar3相变点以上的冷却开始温度冷却到Mf点以下的冷却停止温度的直接淬火，或，
(b)将上述热轧钢板冷却，将上述冷却后的热轧钢板再加热至Ac3相变点以上且950℃以下的再加热温度，将再加热后的上述热轧钢板从上述再加热温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度的再加热淬火，
上述淬火的冷却过程中的、上述热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度的差，以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度的差分别为5℃/s以下。
6.根据上述5所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述淬火中的冷却停止温度小于(Mf点-100℃)，
上述淬火后，将淬火后的热轧钢板在(Mf点-80℃)～(Mf点+50℃)的回火温度进行回火。
7.根据上述6所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述回火中，在上述回火温度保持60s以上。
8.根据上述6或7所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述回火中的平均升温速度为2℃/s以上。
9.根据上述5所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述淬火中的冷却停止温度为Mf点以下且(Mf点-100℃)以上，
上述淬火后，将淬火后的热轧钢板空气冷却。
10.根据上述5～9中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Nb：0.005～0.020％、
Ti：0.005～0.020％、和
B：0.0003～0.0030％
中的1种或2种以上。
11.根据上述5～10中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Cu：0.01～0.5％、
Ni：0.01～3.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.01～0.10％、
W：0.01～0.5％、和
Co：0.01～0.5％
中的1种或2种以上。
12.根据上述5～11中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0100％、和
REM：0.0005～0.0200％
中的1种或2种以上。
根据本发明，可以制造兼具优异的耐磨损性和宽幅弯曲加工性的耐磨损钢板。根据本发明，不降低影响耐磨损性的硬度就能够实现优异的宽幅弯曲加工性，因此，也能够应对近年对耐磨损性的高要求标准。因此，本发明的耐磨损钢板能够极为优选地用作建设、土木和采矿等领域中使用的工业机械、运输机器的构件用的材料。
具体实施方式
以下，对实施本发明的方法进行具体说明。应予说明，以下说明表示本发明的优选实施方式的例子，本发明不限于此。
[成分组成]
本发明中，重要的是，耐磨损钢板及其制造中使用的钢坯材具有上述成分组成。因此，首先说明本发明中将钢的成分组成限定为上述那样的理由。应予说明，涉及成分组成的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
C：大于0.30％且为0.45％以下
C是使基体相的硬度增加，使耐磨损性提高的元素。为了得到该效果，将C含量设为大于0.30％。优选将C含量设为0.35％以上。另一方面，如果C含量大于0.45％，则基体相的硬度会过度地上升，宽幅弯曲加工性显著降低。因此，将C含量设为0.45％以下。优选将C含量设为0.43％以下。
Si:0.05～1.00％
Si是脱氧剂而发挥作用的元素。另外，Si具有在钢中利用固溶强化而使基体相的硬度上升的效果。在Si含量小于0.05％的情况下，无法得到充分的脱氧效果，夹杂物量增加，其结果是，延展性会降低。因此，将Si含量设为0.05％以上。Si含量优选设为0.10％以上，更优选设为0.20％以上。另一方面，如果Si含量大于1.00％，则夹杂物量增加，延展性会降低，其结果是，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将Si含量设为1.00％以下。Si含量优选设为0.80％以下，更优选设为0.60％以下。
Mn:0.50～2.00％
Mn是使基体相的硬度上升，使耐磨损性提高的元素。在Mn含量小于0.50％的情况下，淬火性不足，无法得到均匀的硬度。因此，将Mn含量设为0.50％以上。Mn含量优选设为0.60％以上，更优选设为0.70％以上。另一方面，如果Mn含量大于2.00％，则硬度过高，因此，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将Mn含量设为2.00％以下。Mn含量优选设为1.80％以下，更优选设为1.60％以下。
P：0.020％以下
P是作为不可避免的杂质而被含有的元素，通过在晶界偏析而成为破坏的产生起点等，产生不良影响。因此，期望尽可能地降低P含量，但如果是0.020％以下，则可以允许。应予说明，P含量的下限没有特别限定，但是，在工业规模的制造上难以减少到小于0.001％，因此，从生产性的观点出发，优选将P含量设为0.001％以上。
S:0.010％以下
S是作为不可避免的杂质而被含有的元素，是作为MnS等硫化物系夹杂物存在于钢中而成为破坏的产生起点等，产生不良影响的元素。因此，期望尽可能地降低S含量，但如果是0.010％以下，则可以允许。应予说明，S含量的下限没有特别限定，但是，在工业规模的制造上难以减少到小于0.0001％，因此，从生产性的观点出发，优选将S含量设为0.0001％以上。
Al：0.01～0.06％
Al是作为脱氧剂而发挥作用，并且具有通过氮化物的形成而使晶粒微细化，使延展性提高的作用的元素。为了得到这些效果，将Al含量设为0.01％以上。另一方面，如果Al含量大于0.06％，则会过剩地形成氮化物，表面缺陷的产生会增加。另外，如果Al含量大于0.06％，则氧化物系夹杂物增大，延展性降低，其结果是，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将Al含量设为0.06％以下。应予说明，Al含量优选设为0.05％以下，更优选设为0.04％以下。
Cr：0.10～1.00％
Cr是具有使基体相的硬度增加，使耐磨损性提高的作用的元素。在Cr含量小于0.10％的情况下，无法得到由Cr添加带来的淬火性提高的效果，无法得到均匀的硬度。因此，将Cr含量设为0.10％以上。Cr含量优选设为0.20％以上，更优选设为0.25％以上。另一方面，如果Cr含量大于1.00％，则会引起由析出物形成导致的延展性的降低，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将Cr含量设为1.00％以下。Cr含量优选设为0.85％以下，更优选设为0.80％以下。
N：0.0100％以下
N是作为不可避免的杂质而被含有的元素，通过形成氮化物等，从而有助于晶粒的细粒化。但是，如果析出物过剩地形成，则延展性降低，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将N含量设为0.0100％以下。N含量优选设为0.0060％以下，更优选设为0.0040％以下。应予说明，N含量的下限没有特别限定，但是，在工业规模的制造上难以减少到小于0.0010％，因此，从生产性的观点出发，优选将N含量设为0.0010％以上。
本发明的一个实施方式中的耐磨损钢板和钢坯材具有以上的成分，以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
另外，本发明的其它实施方式中，上述成分组成可以任意地进一步含有Nb：0.005～0.020％、Ti：0.005～0.020％、和B：0.0003～0.0030％中的1种或2种以上。
Nb：0.005～0.020％
Nb是使基体相的硬度增加，有助于耐磨损性进一步提高的元素。另外，Nb会形成碳氮化物，将陈旧奥氏体粒微细化。在添加Nb的情况下，为了得到上述效果，将Nb含量设为0.005％以上，优选设为0.007％以上。另一方面，如果Nb含量大于0.020％，则NbC会大量析出，延展性降低，其结果是，宽幅弯曲加工性会降低。因此，在添加Nb的情况下，将Nb含量设为0.020％以下。优选将Nb含量设为0.018％以下。
Ti：0.005～0.020％
Ti是通过在钢中形成氮化物，将陈旧奥氏体粒微细化从而使延展性提高的元素。另外，在Ti和B两者共存的情况下，Ti通过固定N而抑制BN的析出，其结果是，B的淬火性提高效果升高。为了得到这些效果，在添加Ti的情况下，将Ti含量设为0.005％以上。优选将Ti含量设为0.007％以上。另一方面，如果Ti含量大于0.020％，则硬质的TiC会大量析出，宽幅弯曲加工性降低。因此，在含有Ti的情况下，将Ti含量设为0.020％以下。优选将Ti含量设为0.015％以下。
B：0.0003～0.0030％
B是即便微量添加也会使淬火性显著提高的元素。因此，通过添加B，从而能够促进马氏体的形成，使耐磨损性进一步有效地提高。为了得到该效果，在添加B的情况下，将B含量设为0.0003％以上。B含量优选设为0.0005％以上，更优选设为0.0008％以上。另一方面，如果B含量大于0.0030％，则会产生不良影响，即，成为破坏的起点的硼化物等析出物会大量地形成。因此，在添加B的情况下，将B含量设为0.0030％以下。优选将B含量设为0.0015％以下。
另外，本发明的其它实施方式中，上述成分组成可以任意地进一步含有选自Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～3.0％、Mo：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、W：0.01～0.5％、和Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上。
Cu：0.01～0.5％
Cu是提高淬火性的元素，为了进一步的硬度提高，可以任意地添加。在添加Cu的情况下，为了获得上述效果而将Cu含量设为0.01％以上。另一方面，如果Cu含量大于0.5％，则容易产生表面缺陷等，制造性会降低，除此之外，合金成本会上升。因此，添加Cu时，使Cu含量为0.5％以下。
Ni：0.01～3.0％
Ni是提高淬火性的元素，为了进一步的硬度提高，可以任意地添加。在添加Ni的情况下，为了获得上述效果而将Ni含量设为0.01％以上。另一方面，如果Ni含量大于3.0％，则合金成本会上升。因此，将Ni含量设为3.0％以下。
Mo：0.1～1.0％
Mo是提高淬火性的元素，为了进一步的硬度提高，可以任意地添加。在添加Mo的情况下，为了获得上述效果而将Mo含量设为0.1％以上。另一方面，如果Mo含量大于1.0％，则会导致焊接性的劣化、合金成本的上升。因此，添加Mo时，使Mo含量为1.0％以下。
V：0.01～0.10％
V是提高淬火性的元素，为了进一步的硬度提高，可以任意地添加。另外，V是通过作为VN而析出，从而有助于固溶N的减少的元素。在添加V的情况下，为了获得上述效果而将V含量设为0.01％以上。另一方面，如果添加地大于0.10％，则通过硬质的VC的析出，延展性会降低。因此，在添加V的情况下，V含量设为0.10％以下，优选为0.08％以下，更优选0.05％以下。
W：0.01～0.5％
W与Mo同样，是提高淬火性的元素，可以任意地添加。在添加W的情况下，为了得到上述效果，将W含量设为0.01％以上。另一方面，如果W含量大于0.5％，则会导致合金成本的上升。因此，在添加W的情况下，将W含量设为0.5％以下。
Co：0.01～0.5％
Co是提高淬火性的元素，可以任意地添加。在添加Co的情况下，为了获得上述效果而将Co含量设为0.01％以上。另一方面，如果Co含量大于0.5％，则会导致合金成本的上升，因此，在添加Co的情况下，将Co含量设为0.5％以下。
另外，本发明的其它实施方式中，上述成分组成可以任意地进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0100％、和REM：0.0005～0.0200％
中的1种或2种以上。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca是对硫化物系夹杂物的形态控制有用的元素，可以任意地添加。为了发挥该效果，0.0005％以上的添加是必要的。因此，在添加Ca的情况下，将Ca含量设为0.0005％以下。另一方面，如果添加大于0.0050％，则会导致由钢中的夹杂物量增大引起的延展性的降低，宽幅弯曲加工性会降低。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量设为0.0050％以下，优选设为0.0025％以下。
Mg：0.0005～0.0100％
Mg是形成高温稳定的氧化物，有效地抑制陈旧奥氏体粒的粗大化，使延展性提高的元素。为了发挥该效果，0.0005％以上的添加是必要的。因此，在添加Mg的情况下，将Mg含量设为0.0005％以下。另一方面，如果添加大于0.0100％，则会导致由钢中的夹杂物量增大引起的延展性的降低，宽幅弯曲加工性会降低。因此，在含有Mg的情况下，将Mg含量设为0.0100％以下，优选设为0.0050％以下。
REM：0.0005～0.0200％
REM(稀土类金属)与Ca同样，有在钢中形成氧化物和硫化物而改善材质的效果，为了得到该效果，0.0005％以上的添加是必要的。因此，在添加REM的情况下，将REM含量设为0.0005％以下。另一方面，如果添加大于0.0200％，则其效果饱和。因此，在含有REM的情况下，将REM含量设为0.0200％以下，优选设为0.0100％以下。
[微观组织]
马氏体的体积率：90％以上
本发明中，将耐磨损钢板的距表面1mm的深度的马氏体的体积率设为90％以上。如果马氏体的体积率小于90％，则耐磨损钢板的基础组织的硬度会降低，因此，耐磨损性会劣化。因此，将马氏体的体积率设为90％以上。另一方面，马氏体的体积率越高越好，因此，该体积率的上限没有特别限定，可以是100％。上述马氏体的体积率可以按照实施例记载的方法测定。
如果马氏体的体积率为90％以上，则无论剩余部分的组织如何都可以得到期望的耐磨损性，因此，马氏体以外的剩余部分组织没有特别限定，可设为任意的组织。剩余部分的组织例如可以是铁素体、珠光体、奥氏体、和贝氏体中的1种或2种以上。
[硬度]
布氏硬度：500～650HBW 10/3000
本发明的耐磨损钢板除了具有上述成分组成之外，距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为500～650HBW 10/3000。以下说明表面硬度的限定理由。
钢板的耐磨损性可以通过提高钢板的表层部的硬度而提高。如果钢板的距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计小于500HBW，则无法得到充分的耐磨损性，使用时的寿命会变短。因此，将钢板的距表面1mm的深度的硬度设为以布氏硬度计500HBW以上。另一方面，如果钢板的距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计大于650HBW，则宽幅弯曲加工性会劣化。因此，将钢板的距表面1mm的深度的硬度设为以布氏硬度计650HBW以下。应予说明，这里，上述布氏硬度设为使用直径10mm的钨硬球，在荷重3000kgf测定的板宽的1/4位置的值(HBW 10/3000)。
[宽度方向硬度差]
宽度方向硬度差：30Hv10以下
在耐磨损钢板中存在局部的硬化部或软化部的情况下，在软化部或硬化部周边形变会集中，延展性会降低，因此，无法得到优异的宽幅弯曲加工性。因此，本发明中，将作为距耐磨损钢板的表面1mm的深度的硬度的、在板宽方向以10mm间隔而邻接的2点之间的差而被定义的宽度方向硬度差设为以维氏硬度计30Hv10以下。通过使硬度差为上述范围，从而即便在宽幅的弯曲加工时，也能得到良好的弯曲特性。另外，通常，钢板是边向长边方向(轧制方向)移动边制造的，因此，如果在宽度方向(轧制正交方向)上保持均匀性，则长边方向也会均匀。
上述宽度方向硬度差可以在距耐磨损钢板的表面1mm深度的位置，于宽度方向以10mm间隔进行维氏硬度测定，求出邻接的测定点间的硬度的差，进行评价。宽度方向硬度差为30Hv10以下是指，所有邻接的2点之间的硬度差为30Hv10以下，换言之，邻接的2点之间的硬度差的最大值为30Hv10以下。
应予说明，对于耐磨损钢板的切断，通常使用气体切断、等离子切断、和激光切断等热切断。在热切断的耐磨损钢板中，端部的硬度根据切断时的热的影响而变化。因此，上述宽度方向的硬度差的测定中，将耐磨损钢板的端部的热影响部从测定对象中排除。更具体而言，可以在将耐磨损钢板的宽度方向中的单侧附近50mm的范围排除的范围中，于宽度方向以10mm间隔进行维氏硬度测定，求出宽度方向的硬度差。
如果以大于10mm的间隔进行测定，则无法检测成为使弯曲加工性劣化的原因的硬度变化。另一方面，如果减小测定间隔，则硬度变化的检测精度升高，但测定点数变得巨大。另外，如后述实施例所示，可以确认：通过控制以10mm间隔测定的硬度差，从而可得到实际优异的性能。根据以上的理由，将测定间隔设为10mm。
[板厚]
本发明的耐磨损钢板的板厚没有特别限定，可以设为任意的板厚。但是，对于板厚4～60mm的耐磨损钢板特别要求宽幅弯曲加工性，因此优选将耐磨损钢板的板厚设为4～60mm。
[制造方法]
接下来，对本发明的一个实施方式中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以通过将具有上述成分组成的钢坯材加热，在热轧后，以后述条件进行包含淬火的热处理，从而制造。
[钢坯材]
作为上述钢坯材，可以使用任意形态的坯材。上述钢坯材例如可以是钢坯。
钢坯材的制造方法没有特别限定，例如可以将具有上述成分组成的钢水用常规方法熔制，铸造，从而制造。上述熔制可以通过转炉、电炉、感应炉等任意的方法而进行。另外，从生产性的观点出发，上述铸造优选以连续铸造法进行，也可以通过铸锭法进行。
[加热]
在热轧前，先将上述钢坯材加热到加热温度。上述加热可以将由铸造等方法而得到的钢坯材暂时冷却后进行，另外，也可以不将得到的钢坯材冷却而直接加热。
加热温度：Ac3相变点以上且1300℃以下
如果上述加热温度小于Ac3相变点，则加热后的钢板的微观组织中包含铁素体相，因此，不仅淬火后无法得到充分的硬度，而且微观组织也不均匀。因此，将上述加热温度设为Ac3相变点以上。另一方面，如果上述加热温度高于1300℃，则加热时过大的能量是必需的，因此，制造性会降低。因此，将上述加热温度设为1300℃以下，优选为1250℃以下，更优选为1200℃以下，进一步优选为1150℃以下。
应予说明，Ac3相变点可以通过下述式求出。
Ac3(℃)＝912.0-230.5×C+31.6×Si-20.4×Mn-39.8×Cu-18.1×Ni-14.8×Cr+16.8×Mo
(其中，上述式中的元素记号是以质量％表示的各元素的含量，未含有的元素的含量设为0。)
[热轧]
接下来，将上述加热的钢坯材热轧，制成热轧钢板。上述热轧的条件没有特别限定，可以按照常规方法进行。本发明中，控制热轧后的热处理过程中钢板的硬度等，因此，热轧的条件没有特别限定。但是，从降低钢坯材的变形阻力，减少对轧制机的负荷的观点出发，优选将轧制结束温度设为750℃以上，更优选为800℃以上，进一步优选为850℃以上。另一方面，从防止奥氏体粒的显著粗大化和因此导致的热处理后的延展性的降低的观点出发，轧制结束温度优选设为1000℃以下，更优选设为950℃以下。
本发明中，对于上述热轧钢板，实施包含淬火的热处理。上述热处理能够按以下所述的2个实施方式中的任一方法进行。应予说明，以下的说明中，“冷却开始温度”是指淬火的冷却过程的冷却开始时的钢板的表面温度。另外，“冷却停止温度”是指淬火的冷却过程的冷却结束时的钢板的表面温度。
本发明的一个实施方式中，在上述热轧后，对得到的热轧钢板实施淬火。上述淬火可以用(a)直接淬火(DQ)和(b)再加热淬火(RQ)中的任一方法进行。应予说明，上述淬火中的冷却方法没有特别限定，但是，优选为水冷。
(a)直接淬火(DQ)
以直接淬火进行上述淬火的情况下，将上述热轧后的热轧钢板从Ar3相变点以上的冷却开始温度冷却到Mf点以下的冷却停止温度。
冷却开始温度：Ar3相变点以上
如果上述冷却开始温度为Ar3相变点以上，则从奥氏体区域开始淬火，因此，可以得到期望的马氏体组织。如果冷却开始温度小于Ar3点，则会生成铁素体，因此，最终得到的微观组织中的马氏体的体积率小于90％。如果马氏体的体积率小于90％，则无法使钢板的硬度充分地提高，其结果是，钢板的耐磨损性会降低。进而，如果冷却开始温度小于Ar3点，则在宽度方向产生硬度差，因此，宽幅弯曲加工性会降低。另一方面，上述冷却开始温度的上限没有特别限定，但是，优选为950℃以下。
应予说明，Ar3相变点可以通过下述式求出。
Ar3(℃)＝910-273×C-74×Mn-57×Ni-16×Cr-9×Mo-5×Cu
(其中，上述式中的元素记号是以质量％表示的各元素的含量，未含有的元素的含量设为0。)
冷却停止温度：Mf点以下
如果上述冷却停止温度高于Mf点，则无法充分地提高马氏体的体积率，不能得到期望的硬度。进而，如果冷却停止温度高于Mf点，则在宽度方向产生硬度差，因此，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将冷却停止温度设为Mf点以下。从提高马氏体的体积率这一观点出发，优选将上述冷却停止温度设为(Mf点-100℃)以下，更优选为(Mf点-120℃)以下，进一步优选为(Mf点-150℃)以下。另一方面，冷却停止温度的下限没有特别限定，但是，过度的冷却会导致制造效率的降低，因此，优选将冷却停止温度设为室温以上。
应予说明，Mf点可以通过下述式求出。
Mf(℃)＝410.5-407.3×C-7.3×Si-37.8×Mn-20.5×Cu-19.5×Ni-19.8×Cr-4.5×Mo
(其中，上述式中的元素记号是以质量％表示的各元素的含量，未含有的元素的含量设为0。)
(b)再加热淬火(RQ)
在以再加热淬火进行上述淬火的情况下，首先，将上述热轧后的热轧钢板冷却，将上述冷却后的热轧钢板再加热到Ac3相变点以上且950℃以下的再加热温度。此后，将再加热后的上述热轧钢板从上述再加热温度冷却至Mf点以下的冷却停止温度。
再加热温度：Ac3相变点以上且950℃以下
通过将热轧钢板再加热到Ac3相变点以上，从而能使微观组织成为奥氏体，因此，可以通过之后的淬火(冷却)而得到马氏体组织。如果再加热温度小于Ac3相变点，则会生成铁素体而无法充分地淬火，因此，无法使钢板的硬度充分地提高，其结果是，最终得到的钢板的耐磨损性会降低。因此，将上述再加热温度设为Ac3相变点以上。另一方面，如果再加热开始温度高于950℃，则晶粒会粗大化，加工性会降低。因此，将上述再加热温度设为950℃以下。应予说明，为了从上述再加热温度开始冷却，例如，在从再加热中使用的炉取出热轧钢板后立即开始冷却即可。
冷却停止温度：Mf点以下
如果上述冷却停止温度高于Mf点，则无法充分地提高马氏体的体积率，不能得到期望的硬度。进而，如果冷却停止温度高于Mf点，则在宽度方向产生硬度差，因此，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将冷却停止温度设为Mf点以下。从提高马氏体的体积率这一观点出发，优选将上述冷却停止温度设为(Mf点-100℃)以下，更优选为(Mf点-120℃)以下，进一步优选为(Mf点-150℃)以下。另一方面，冷却停止温度的下限没有特别限定，但是，过度的冷却会导致制造效率的降低，因此，优选将冷却停止温度设为室温以上。
(淬火时的平均冷却速度)
上述淬火的冷却过程中的冷却速度没有特别限定，只要是能形成马氏体相的冷却速度，就可以是任意的值。例如，从冷却开始到冷却停止之间的平均冷却速度优选为10℃/s以上，更优选为15℃/s以上，进一步优选为20℃/s以上。另一方面，上述平均冷却速度在原理上是越高越好，因此，上限没有特别限定。但是，为了提高冷却速度，需要与之相对应的冷却设备，因此，上述平均冷却速度优选为150℃/s以下，更优选为100℃/s以下，进一步优选为80℃/s以下。应予说明，在此，上述平均冷却速度是指钢板的板宽方向中央位置的表面温度的平均冷却速度。上述表面温度可以使用辐射温度计等进行测定。
(冷却速度差)
本发明中，将上述淬火的冷却过程中的、上述热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度的差，以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度的差分别设为5℃/s以下。如果上述平均冷却速度的差(以下有时也称为“冷却速度差”)大于5℃/s，则邻接的2点间的维氏硬度的差大于30Hv10，宽幅弯曲加工性会劣化。应予说明，在此，平均冷却速度是指钢板的表面温度的平均冷却速度。上述表面温度可以使用辐射温度计等进行测定。
(回火)
本发明的一个实施方式中，可以对淬火后的热轧钢板进一步任意地实施回火。通过进行回火，可以进一步提高钢板的硬度的均匀性。在进行回火的情况下，上述淬火中的冷却停止温度优选小于(Mf点-100℃)。在上述冷却停止温度停止冷却后，将钢板加热到以下所述的回火温度即可。
回火温度：(Mf点-80℃)～(Mf点+50℃)
如果回火温度小于(Mf点-80℃)，则无法得到回火的效果。因此，在进行回火的情况下，将回火温度设为(Mf点-80℃)以上，优选为(Mf点-60℃)以上，更优选为(Mf点-50℃)以上。另一方面，如果回火温度高于(Mf点+50℃)，则表面硬度的降低变得显著。因此，在进行回火的情况下，将回火温度设为(Mf点+50℃)以下，优选为(Mf点+30℃)以下，更优选为(Mf点+10℃)以下。
·温度保持
在到达上述回火温度后，停止加热即可。但是，本发明的一个实施方式中，可以在加热到回火温度后，进一步在上述回火温度保持任意的保持时间的间隔。上述保持时间没有特别限定，从提高回火的效果的观点出发，优选为60秒以上，更优选为5分钟以上。另一方面，如果保持时间过度地长，则钢板的硬度有时会降低，因此，在进行温度保持的情况下，保持时间优选为60分钟以下，更优选为30分钟以下，进一步优选为20分钟以下。
·升温速度
到上述回火中的回火温度为止的升温速度没有特别限定。但是，从生产性的观点出发，到回火温度为止的平均升温速度优选为0.1℃/s以上，更优选为0.5℃/s以上。另外，通过将上述平均升温速度设为2℃/s以上，从而使碳化物微细地析出，其结果是，能够使宽幅弯曲加工性进一步提高。因此，从进一步提高宽幅弯曲加工性的观点出发，上述平均升温速度优选为2℃/s以上，更优选为10℃/s以上。另一方面，上述平均升温速度的上限没有特别限定，但是，如果过度地提高升温速度，则除了用于进行再加热的设备要大型化之外，能量消费量的增大也成为问题。因此，上述平均升温速度优选为30℃/s以下，更优选为25℃/s以下。
上述回火中的加热(升温)可以没有特别限定地以任意的方法进行。例如，可以使用利用热处理炉的加热、高频感应加热、和通电加热中的至少1种方法。在进行上述温度保持的情况下，优选使用热处理炉实施上述再加热和温度保持。另外，在将上述平均升温速度设为2℃/s以上的情况下，优选通过高频感应加热或通电加热来进行到回火温度为止的加热。另一方面，在使用热处理炉的情况下，优选将上述平均升温速度设为10℃/s以下。另外，上述回火可以进行离线和在线中任一种。
在进行直到上述回火温度的加热、和任意地温度保持后，停止加热或温度保持即可。此后的冷却方法没有特别限定，可以使用空气冷却和水冷中的一者或两者。本发明的一个实施方式中，可以在停止加热或温度保持后，将钢板放冷至室温。
本发明的其它实施方式中，将上述淬火中的冷却在特定的温度区域中断，此后进行空气冷却。由此，钢板回火，因此，与上述实施方式中进行回火的情况同样，可以使钢板的硬度的均匀性进一步提高。以下，对该实施方式进行说明。
冷却停止温度：Mf点以下且(Mf点-100℃)以上
如上所述，如果上述淬火中的冷却停止温度高于Mf点，则无法充分地提高马氏体的体积率，不能得到期望的硬度。进而，如果冷却停止温度高于Mf点，则在宽度方向产生硬度差，因此，宽幅弯曲加工性会降低。因此，将冷却停止温度设为Mf点以下。另一方面，如果冷却停止温度小于(Mf点-100℃)，则即便在冷却停止后进行空气冷却，也无法得到回火效果。因此，本实施方式中，将冷却停止温度设为(Mf点-100℃)以上。从提高由空气冷却带来的回火效果的观点出发，优选将上述冷却停止温度设为(Mf点-80℃)以上，更优选为(Mf点-50℃)以上。
本实施方式中，在上述冷却停止温度停止冷却后，进行空气冷却，从而可以得到回火效果。上述空气冷却没有特别限定，能以任意的条件进行，优选将冷却速度设为1℃/s以下。
实施例
为了确认本发明的效果，按照以下所述的顺序来制造耐磨损钢板，并评价其特性。
首先，将具有表1所示的成分组成的钢水熔制，得到作为钢坯材的钢坯。将得到的钢坯加热到表2所示的加热温度，接下来，以表2所示的条件进行热轧，制成热轧钢板。对于得到的热轧钢板，以表2所示的条件实施直接淬火或再加热淬火，制造耐磨损钢板。在一部分实施例中，在淬火后，以表2所示的条件进行回火。应予说明，在未进行回火的实施例中，在停止淬火后，以1℃/s以下的冷却速度进行空气冷却。
另外，在表2的“冷却速度差”一栏中，示出在淬火的冷却过程中的、热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度的差以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度的差中较大一方的值。
接下来，对于得到的耐磨损钢板，分别评价马氏体(M)的体积率、硬度、宽度方向硬度差的最大值、和宽幅弯曲半径。评价方法如下所述。
(马氏体的体积率)
以钢板的距表面1mm的深度的位置为观察位置的方式，从各钢板采取样品。将上述样品的表面进行镜面研磨，进一步用硝酸酒精溶液(nital)腐蚀后，使用扫描型电子显微镜(SEM)，拍摄10mm×10mm的范围。将拍摄的图像使用图像解析装置进行解析，从而求出马氏体的面积分数。随机地进行10个视野的观察，将得到的面积分数的平均值作为马氏体的体积率。
(表面硬度)
从得到的耐磨损钢板采取硬度测定用试验片，依据JIS Z 2243(1998)的规定测定布氏硬度。为了除去耐磨损钢板表面存在的氧化皮和脱碳层的影响，将距钢板表面1mm的深度的区域进行研削除去后，实施上述测定。因此，测定的硬度是距钢板表面1mm的深度的面的硬度。应予说明，板宽方向中的测定位置设为板宽的1/4位置。另外，测定时，使用直径10mm的钨硬球，荷重设为3000kgf。
(宽度方向硬度差)
在板宽方向以10mm间隔测定上述耐磨损钢板的距表面1mm的深度的维氏硬度。上述测定中，将耐磨损钢板的两端部、单侧附近50mm的区域从测定范围中排除。根据得到的值，求出邻接的2点之间的维氏硬度的差的绝对值，将该最大值示于表3。将上述维氏硬度的测定中的试验荷重设为10kg。
(极限弯曲半径)
从得到的钢板采取宽200mm×长300mm的弯曲试验片，依据JIS Z2248的规定，实施弯曲角度：180°的弯曲试验。根据上述弯曲试验中的没有断裂产生的最小的弯曲半径R(mm)、和板厚t(mm)，求出极限弯曲半径R/t。
将利用以上的方法而得到的评价结果示于表3。根据表3所示的结果可知，满足本发明的条件的耐磨损钢板的表面硬度以布氏硬度计为500～650HBW 10/3000，耐磨损性优异。除此之外，如果满足本发明的条件的耐磨损钢板的上述弯曲试验中的极限弯曲半径R/t为7.0以下，则宽幅弯曲加工性良好。如此，本发明的耐磨损钢板兼具优异的耐磨损性和宽幅弯曲加工性。由该结果可知，根据本发明，可以不降低耐磨损钢板的表面硬度就提高宽幅弯曲加工性。
Figure BDA0003958995830000211
Figure BDA0003958995830000221
[表3]
表3
Figure BDA0003958995830000231

Claims (12)

1.一种耐磨损钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有
C：大于0.30％且为0.45％以下、
Si：0.05～1.00％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～0.06％、
Cr：0.10～1.00％、和
N：0.0100％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，距表面1mm的深度的马氏体的体积率为90％以上，
距表面1mm的深度的硬度以布氏硬度计为500～650HBW 10/3000，
距表面1mm的深度的硬度的宽度方向硬度差以维氏硬度计为30Hv10以下，所述宽度方向硬度差的定义为在板宽方向以10mm间隔而邻接的2点之间的硬度差。
2.根据权利要求1所述的耐磨损钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Nb：0.005～0.020％、
Ti：0.005～0.020％、和
B：0.0003～0.0030％
中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐磨损钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Cu：0.01～0.5％、
Ni：0.01～3.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.01～0.10％、
W：0.01～0.5％、和
Co：0.01～0.5％
中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的耐磨损钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0100％、和
REM：0.0005～0.0200％
中的1种或2种以上。
5.一种耐磨损钢板的制造方法，将钢坯材加热至Ac3相变点以上且1300℃以下的加热温度，
将加热的所述钢坯材热轧，制成热轧钢板，
对所述热轧钢板实施淬火；
其中，所述钢坯材具有如下成分组成：以质量％计，含有
C：大于0.30％且为0.45％以下、
Si：0.05～1.00％、
Mn：0.50～2.00％、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～0.06％、
Cr：0.10～1.00％、和
N：0.0100％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
所述淬火为：
(a)将所述热轧钢板从Ar3相变点以上的冷却开始温度冷却到Mf点以下的冷却停止温度的直接淬火，或者，
(b)将所述热轧钢板冷却，将冷却后的所述热轧钢板再加热至Ac3相变点以上且950℃以下的再加热温度，将再加热后的所述热轧钢板从所述再加热温度冷却到Mf点以下的冷却停止温度的再加热淬火；
所述淬火的冷却过程中的所述热轧钢板的宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向1/4位置的平均冷却速度的差，以及宽度方向中央位置的平均冷却速度与宽度方向3/4位置的平均冷却速度的差，分别为5℃/s以下。
6.根据权利要求5所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述淬火中的冷却停止温度小于(Mf点-100℃)，
所述淬火后，将淬火后的热轧钢板在(Mf点-80℃)～(Mf点+50℃)的回火温度进行回火。
7.根据权利要求6所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述回火中，在所述回火温度保持60s以上。
8.根据权利要求6或7所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述回火中的平均升温速度为2℃/s以上。
9.根据权利要求5所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述淬火中的冷却停止温度为Mf点以下且(Mf点-100℃)以上，
所述淬火后，将淬火后的热轧钢板空气冷却。
10.根据权利要求5～9中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Nb：0.005～0.020％、
Ti：0.005～0.020％、和
B：0.0003～0.0030％
中的1种或2种以上。
11.根据权利要求5～10中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Cu：0.01～0.5％、
Ni：0.01～3.0％、
Mo：0.1～1.0％、
V：0.01～0.10％、
W：0.01～0.5％、和
Co：0.01～0.5％
中的1种或2种以上。
12.根据权利要求5～11中任一项所述的耐磨损钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有选自
Ca：0.0005～0.0050％、
Mg：0.0005～0.0100％、和
REM：0.0005～0.0200％
中的1种或2种以上。
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