JP2018123409A - 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立させた耐摩耗鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２３％、Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：０．２〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％およびＮ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物の成分組成と、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における組織が体積率で９０％以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均粒径が１５μｍ以下、かつ最大粒径が３５μｍ以下である組織と、を有し、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００であるものとする。【選択図】なし
Description
本発明は、低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立させた耐摩耗鋼板に関するものである。また、本発明は耐摩耗鋼板の製造方法に関するものである。
建設、土木、鉱業などの分野で使用される産業機械、部品、運搬機器（例えば、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）などは、岩石、砂、鉱石などによるアブレッシブ摩耗、すべり摩耗、衝撃摩耗などの摩耗にさらされる。そのため、そのような産業機械、部品、運搬機器に用いられる鋼板には、寿命を向上させるために耐摩耗性に優れることが求められる。
鋼板の耐摩耗性は、硬さを高くすることで向上できることが知られている。そのため、多量のＣとＭｎ，Ｃｒ等の合金元素を添加した合金鋼に焼入等の熱処理を行うことによって得られる高硬度鋼が、耐摩耗鋼として幅広く用いられてきた。
一方、硬さを高くすると靭性が低下するが、そのような中で、高硬度と高靭性を両立させた耐磨耗鋼板が提案されてきた（特許文献１〜３参照）。
たとえば、特許文献１には、成分系とその加熱圧延・熱処理の最適化によって、板厚中心部の組織の制御とオーステナイト粒微細化の確保による板厚中心部までの均質な高硬度と高靱性の両立させた、表面ブリネル硬度ＨＢ≧４７０の厚手耐摩耗鋼板が開示されている。また、特許文献２には、炭素当量Ｃｅｑを低くする代わりに特性値Ｍｒを所定の値に調整して、強度と耐摩耗性を確保しつつ、低温溶接割れ性と低温靱性を両立させた耐摩耗鋼板が開示されている。さらに、特許文献３には、成分指標値Ｈａを所定の値に調整し、鋼片を１２００℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱して製造した、耐摩耗性と低温靱性に優れた耐摩耗鋼板が開示されている。
たとえば、特許文献１には、成分系とその加熱圧延・熱処理の最適化によって、板厚中心部の組織の制御とオーステナイト粒微細化の確保による板厚中心部までの均質な高硬度と高靱性の両立させた、表面ブリネル硬度ＨＢ≧４７０の厚手耐摩耗鋼板が開示されている。また、特許文献２には、炭素当量Ｃｅｑを低くする代わりに特性値Ｍｒを所定の値に調整して、強度と耐摩耗性を確保しつつ、低温溶接割れ性と低温靱性を両立させた耐摩耗鋼板が開示されている。さらに、特許文献３には、成分指標値Ｈａを所定の値に調整し、鋼片を１２００℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱して製造した、耐摩耗性と低温靱性に優れた耐摩耗鋼板が開示されている。
V.K.LAKSHMANAN: METALLURGICAL TRANSACTION A, Vol.15A(1984), p.541
ところで、上記特許文献１〜３は、いずれもＮｂを含む耐摩耗鋼板である。一般に、耐摩耗鋼板において、Ｎｂを添加すると、靱性が改善される。これは、Ｎｂが主にＮｂＣとしておおよそ１０００℃以下といった比較的低温で析出する元素であり、このＮｂＣが結晶粒径の粗大化を抑制するピンニング粒子として作用するために、結晶粒径を微細化するためと考えられる。しかし、特許文献１〜３に記載された技術では、連続鋳造後のスラブ冷却時や熱間圧延後の鋼板冷却時に析出したＮｂＣが、粗大化し、疎に分散しているので、ＮｂＣ粒子が存在する所と存在しない所でピンニング効果が異なることになる。そのため、鋼板の組織は、大きな旧オーステナイト粒（以下、オーステナイト粒をγ粒とも称する）由来のマルテンサイトと小さな旧γ粒由来のマルテンサイトが混在した混粒組織となる。これは、ＮｂＣの高い固溶温度に起因する未固溶ＮｂＣの残存と、ＮｂＣの微細粒子の消滅および粗大粒子の更なる粗大化が進行するオストワルド成長と、を原因とするＮｂ添加鋼特有の課題である。
また、シャルピー衝撃試験では、ノッチ近傍に存在する最も靭性の低い結晶粒組織(以下、単に組織とも称する) を起点に亀裂が発生し、鋼板の破壊が進行するため、混粒組織の場合は混在する大きさが異なる組織の内、最も粗大な組織の靭性値が支配的となる。そのため、さらに低温靭性を向上させるためには、混粒組織ではなく、平均的に結晶粒径が小さい整粒組織とする必要がある。
さらに、近年では、従来よりも厳しい環境下で産業機械や運搬機器などが使用されることも多い。それにともなって、鋼材にも従来よりも良好な特性が求められており、特により低い温度でも良好な低温靱性が要求されるようになっている。
さらに、近年では、従来よりも厳しい環境下で産業機械や運搬機器などが使用されることも多い。それにともなって、鋼材にも従来よりも良好な特性が求められており、特により低い温度でも良好な低温靱性が要求されるようになっている。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立させた耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、前記耐摩耗鋼板を製造する方法について提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。まず、熱間圧延前の加熱で、スラブ等の鋼素材に析出している粗大ＮｂＣを固溶させるために、非特許文献１に示された下記の（１）式で計算される溶解温度以上に鋼素材を加熱する。鋼素材の加熱に続いて行う熱間圧延では、鋼素材に導入された転位が再結晶の駆動力として消費されない温度域かつＮｂＣの析出が生じる温度域で強圧下を行う。この圧延条件により、前記転位を核としてＮｂＣを均一に微細分散させることができる。さらに、析出したＮｂＣのオストワルド成長を抑制するため、熱間圧延後の鋼板を急速冷却して、微細なＮｂＣが鋼板中に密に分散した状態を維持し、その後再加熱焼入れ処理を行う。これらのことから、靭性に優れた整粒旧γ粒組織が得られることを見出した。
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１）
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１）
本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．２３％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％および
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物である成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の組織が体積率で９０％以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均径が１５μｍ以下、かつ最大径が３５μｍ以下である組織を有し、
鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００である耐摩耗鋼板。
１．質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．２３％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％および
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物である成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の組織が体積率で９０％以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均径が１５μｍ以下、かつ最大径が３５μｍ以下である組織を有し、
鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００である耐摩耗鋼板。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ ：０．００１〜１．０００％、
Ｗ ：０．０１〜１．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
から選択される一種または二種以上を含む、前記１に記載の耐摩耗鋼板。
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ ：０．００１〜１．０００％、
Ｗ ：０．０１〜１．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
から選択される一種または二種以上を含む、前記１に記載の耐摩耗鋼板。
３．質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．２３％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％および
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物である成分組成を有する鋼素材を、下記（１）式で表される温度Ｔ＊℃以上１３００℃以下に加熱し、
前記加熱された鋼素材を、該鋼素材の表面から板厚の１／４深さ位置の温度が１０００℃以下８５０℃以上の範囲の総圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行って熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、該熱延鋼板の表面から板厚１／４深さ位置の温度が８００℃以下６００℃以上の範囲を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却し、
その後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度で前記熱延鋼板の再加熱を行った後、該鋼板の表面から板厚１／４深さ位置の温度が８００℃以下３００℃以上の範囲を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却する耐摩耗鋼板の製造方法。
記
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１）
Ｃ ：０．１０〜０．２３％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％および
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物である成分組成を有する鋼素材を、下記（１）式で表される温度Ｔ＊℃以上１３００℃以下に加熱し、
前記加熱された鋼素材を、該鋼素材の表面から板厚の１／４深さ位置の温度が１０００℃以下８５０℃以上の範囲の総圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行って熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、該熱延鋼板の表面から板厚１／４深さ位置の温度が８００℃以下６００℃以上の範囲を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却し、
その後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度で前記熱延鋼板の再加熱を行った後、該鋼板の表面から板厚１／４深さ位置の温度が８００℃以下３００℃以上の範囲を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却する耐摩耗鋼板の製造方法。
記
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１）
４．前記鋼素材は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ ：０．００１〜１．０００％、
Ｗ ：０．０１〜１．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
から選択される一種または二種以上を含む、前記３に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ ：０．００１〜１．０００％、
Ｗ ：０．０１〜１．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
から選択される一種または二種以上を含む、前記３に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
５．さらに、前記鋼板を１００〜３５０℃の温度で焼戻す、前記３または４に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
本発明によれば、結晶粒径のばらつきが小さい微細整粒組織とすることで、−６０℃という低温でも優れた低温靭性を有し、かつ低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立した耐摩耗鋼板を提供することができる。ここで、優れた低温靭性とは、−６０℃でのシャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギーが３５Ｊ以上であることを指し、また高い耐摩耗性とは、鋼板のブリネル硬さが３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００以上であることを指す。
［成分組成］
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明では、耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材が、上記した成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明では、耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材が、上記した成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．１０〜０．２３％
Ｃは、マルテンサイト基地の硬さを高くするために必須の元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満であると、マルテンサイト組織中における固溶Ｃ量が少なくなるため、耐摩耗性が低下する。一方、Ｃ含有量が０．２３％を超えると、溶接性および加工性が低下する。そのため、本発明ではＣ含有量を０．１０〜０．２３％とする。なお、好ましいＣ含有量の下限は、０．１２％である。また好ましいＣ含有量の上限は、０．２１％である。
Ｃは、マルテンサイト基地の硬さを高くするために必須の元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満であると、マルテンサイト組織中における固溶Ｃ量が少なくなるため、耐摩耗性が低下する。一方、Ｃ含有量が０．２３％を超えると、溶接性および加工性が低下する。そのため、本発明ではＣ含有量を０．１０〜０．２３％とする。なお、好ましいＣ含有量の下限は、０．１２％である。また好ましいＣ含有量の上限は、０．２１％である。
Ｓｉ：０．１〜３．０％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．１％未満であると十分な効果を得ることができない。また、Ｓｉは、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、延性および靭性が低下することに加えて、介在物量が増加する等の問題を生じる。そのため、Ｓｉ含有量を０．１〜３．０％とする。 Ｓｉ含有量は０．２〜２．８％であることが好ましいが、さらに、Ｓｉ含有量の下限を０．３％とすることが好ましく、Ｓｉ含有量の上限を２．２％とすることが好ましい。
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であるが、Ｓｉ含有量が０．１％未満であると十分な効果を得ることができない。また、Ｓｉは、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。しかし、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、延性および靭性が低下することに加えて、介在物量が増加する等の問題を生じる。そのため、Ｓｉ含有量を０．１〜３．０％とする。 Ｓｉ含有量は０．２〜２．８％であることが好ましいが、さらに、Ｓｉ含有量の下限を０．３％とすることが好ましく、Ｓｉ含有量の上限を２．２％とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０〜３．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Ｍｎを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬さがさらに高くなり、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であると前記効果を十分に得ることができないため、Ｍｎ含有量を０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、溶接性と靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。なお、好ましいＭｎ含有量の下限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。また、好ましいＭｎ含有量の上限は２．７０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは、２．１０％である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Ｍｎを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬さがさらに高くなり、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であると前記効果を十分に得ることができないため、Ｍｎ含有量を０．５０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、溶接性と靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。なお、好ましいＭｎ含有量の下限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％である。また、好ましいＭｎ含有量の上限は２．７０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは、２．１０％である。
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、脆化効果の大きい元素であり、多量に含有すると、鋼の靭性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。なお、Ｐ含有量を０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、脆化効果の大きい元素であり、多量に含有すると、鋼の靭性を低下させる。そのため、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。なお、Ｐ含有量を０．０２０％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、鋼の靭性を低下させるため、Ｓ含有量を０．０２％以下とする。Ｓ含有量を０．０１５％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、鋼の靭性を低下させるため、Ｓ含有量を０．０２％以下とする。Ｓ含有量を０．０１５％以下とすることがさらに好ましい。一方、Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．２〜２．０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Ｃｒを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬さがより高くなり、その結果、鋼板の耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．２％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量を０．２〜２．０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．４％である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Ｃｒを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬さがより高くなり、その結果、鋼板の耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．２％以上とする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量を０．２〜２．０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３％であり、さらに好ましくは０．４％である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、ＮｂＣとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、結晶粒の成長を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．１００％とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。また、Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
Ｎｂは、ＮｂＣとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、結晶粒の成長を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．１００％とする。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。また、Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが必要である。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．１００％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．０２４％である。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５５％である。
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが必要である。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、鋼の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．１００％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．０２４％である。また、Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５５％である。
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、脱酸剤として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。前記効果を得るためにはＡｌ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．００１〜０．１００％とする。好ましくは、０．００５〜０．０８０％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。前記効果を得るためにはＡｌ含有量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．００１〜０．１００％とする。好ましくは、０．００５〜０．０８０％の範囲である。
Ｂ：０．０００５〜０．０１００％
Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．０００５〜０．０１００％とする。なお、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。また、Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５０％である。
Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．０００５〜０．０１００％とする。なお、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．０００９％である。また、Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５０％である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
本発明の鋼板は、以上の成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
Ｎは、延性、靭性を低下させる元素であるため、Ｎ含有量を０．０１％以下とする。一方、Ｎは少ないほど好ましいため、Ｎ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。しかし、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってもよい。なお、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
本発明の鋼板は、以上の成分を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
本発明の鋼板は、上記した成分を基本組成とするが、さらに焼入れ性や溶接性の向上を目的として任意に、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜５．００％、Ｍｏ：０．０１〜３．００％、Ｖ：０．００１〜１．０００％、Ｗ：０．０１〜１．５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％からなる群より選択される１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：０．０１〜２．００％
Ｃｕは、母材および靭性を大きく劣化させることなく焼入れ性を向上させることができる元素である。前記効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する鋼板割れが問題となる。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．０１〜２．００％とする。なお、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．５０％とすることが好ましい。
Ｃｕは、母材および靭性を大きく劣化させることなく焼入れ性を向上させることができる元素である。前記効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、スケール直下に生成するＣｕ濃化層に起因する鋼板割れが問題となる。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．０１〜２．００％とする。なお、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．５０％とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０１〜５．００％
Ｎｉは、焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が５．００％を超えると製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．０１〜５．００％とする。なお、Ｎｉ含有量は０．０５〜４．５０％とすることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が５．００％を超えると製造コストの増加が問題となる。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．０１〜５．００％とする。なお、Ｎｉ含有量は０．０５〜４．５０％とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０１〜３．００％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。しかし、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．０１〜３．００％とする。なお、Ｍｏ含有量は０．０５〜２．００％とすることが好ましい。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。しかし、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．０１〜３．００％とする。なお、Ｍｏ含有量は０．０５〜２．００％とすることが好ましい。
Ｖ：０．００１〜１．０００％
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｖ含有量が１．０００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．００１〜１．０００％とする。
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｖ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｖ含有量が１．０００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．００１〜１．０００％とする。
Ｗ：０．０１〜１．５０％
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｗ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｗ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．０１〜１．５０％とする。
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｗ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｗ含有量が１．５０％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ含有量を０．０１〜１．５０％とする。
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００１〜０．０２００％とする。
Ｃａは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００１〜０．０２００％とする。
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００１〜０．０２００％とする。
Ｍｇは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、Ｍｇの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．０００１〜０．０２００％とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５〜０．０５００％とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．０５００％を超えると、ＲＥＭの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５〜０．０５００％とする。
［組織］
本発明の耐摩耗鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、前記耐摩耗鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（以下、１／４位置と示す）の組織が、体積率で９０％以上のマルテンサイトであり、旧γ粒の平均粒径が１５μｍ以下、かつ旧γ粒の最大粒径が３５μｍ以下である組織を有する。鋼の組織を上記のように限定する理由を以下に説明する。
本発明の耐摩耗鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、前記耐摩耗鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置（以下、１／４位置と示す）の組織が、体積率で９０％以上のマルテンサイトであり、旧γ粒の平均粒径が１５μｍ以下、かつ旧γ粒の最大粒径が３５μｍ以下である組織を有する。鋼の組織を上記のように限定する理由を以下に説明する。
マルテンサイトの体積率：９０％以上
焼入れが不十分であるために、マルテンサイトに上部ベイナイトが混在する組織を持つ鋼材は、硬さ、靭性が悪くなる。マルテンサイトの体積率が９０％未満の場合、その現象が顕著となる。そのため、マルテンサイトの体積率を９０％以上とする。マルテンサイト以外の残部組織は特に限定されないが、フェライト、パーライト、オーステナイトおよびベイナイトの組織が存在していてもよい。一方、マルテンサイトの体積率が高いほどよいため、前記体積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。なお、耐摩耗鋼板が使用される環境では、鋼板の表層から板厚１／４位置までの硬さおよび靭性が重要となる。前記マルテンサイトの体積率は、鋼板の表層に近いほど大きくなるので、前記マルテンサイトの体積率を、耐摩耗鋼板の１／４位置で評価した。そして、マルテンサイトの体積率が高くなるにしたがって、鋼板の硬さおよび靭性も共に高くなる。前記マルテンサイトの体積率は、実施例に記載した方法で求めることができる。
焼入れが不十分であるために、マルテンサイトに上部ベイナイトが混在する組織を持つ鋼材は、硬さ、靭性が悪くなる。マルテンサイトの体積率が９０％未満の場合、その現象が顕著となる。そのため、マルテンサイトの体積率を９０％以上とする。マルテンサイト以外の残部組織は特に限定されないが、フェライト、パーライト、オーステナイトおよびベイナイトの組織が存在していてもよい。一方、マルテンサイトの体積率が高いほどよいため、前記体積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。なお、耐摩耗鋼板が使用される環境では、鋼板の表層から板厚１／４位置までの硬さおよび靭性が重要となる。前記マルテンサイトの体積率は、鋼板の表層に近いほど大きくなるので、前記マルテンサイトの体積率を、耐摩耗鋼板の１／４位置で評価した。そして、マルテンサイトの体積率が高くなるにしたがって、鋼板の硬さおよび靭性も共に高くなる。前記マルテンサイトの体積率は、実施例に記載した方法で求めることができる。
旧オーステナイト粒の平均粒径：１５μｍ以下
マルテンサイトの旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）が小さくなるほど、脆性破壊の発生と伝播が生じ難くなり、靭性が高くなる。したがって、旧γ粒の平均粒径は脆性亀裂伝播の支配因子である。旧γ粒の平均粒径が１５μｍを超えると、脆性破壊亀裂の伝播が起こりやすくなり靭性が低下する。そのため旧γ粒の平均粒径を１５μｍ以下とする。一方、旧γ粒の平均粒径は小さいほどよいため、下限は特に限定されないが、通常は平均粒径は１μｍ以上である。なお、通常は、鋼板の表層に近いほど旧γ粒径が小さくなるため、前記旧γ粒の平均粒径は、耐摩耗鋼板の板厚の１／４位置における旧γ粒の円相当直径の平均値とした。前記旧γ粒の平均粒径は、後述の実施例に記載した方法で求めることができる。
マルテンサイトの旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）が小さくなるほど、脆性破壊の発生と伝播が生じ難くなり、靭性が高くなる。したがって、旧γ粒の平均粒径は脆性亀裂伝播の支配因子である。旧γ粒の平均粒径が１５μｍを超えると、脆性破壊亀裂の伝播が起こりやすくなり靭性が低下する。そのため旧γ粒の平均粒径を１５μｍ以下とする。一方、旧γ粒の平均粒径は小さいほどよいため、下限は特に限定されないが、通常は平均粒径は１μｍ以上である。なお、通常は、鋼板の表層に近いほど旧γ粒径が小さくなるため、前記旧γ粒の平均粒径は、耐摩耗鋼板の板厚の１／４位置における旧γ粒の円相当直径の平均値とした。前記旧γ粒の平均粒径は、後述の実施例に記載した方法で求めることができる。
旧オーステナイト粒の最大粒径：３５μｍ以下
鋼材の脆性破壊は、組織のうち、最も靭性が低い箇所を起点として発生する。旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）が大きいほど靱性が悪くなるので、旧γ粒径が脆性亀裂発生の支配因子となる。また、脆性破壊発生、伝播時の全体の吸収エネルギーは、亀裂発生と伝播に要したエネルギーの和であるが、通常、亀裂発生時のエネルギーの方が大きい。そのため、全体の吸収エネルギーを大きくするには、旧γ粒径を小さくして、粗大な旧γ粒を少なくすることが重要である。
すなわち、旧γ粒の最大粒径が３５μｍを超えると、顕著に靭性が悪くなる。そのため旧γ粒の最大粒径を３５μｍ以下とした。なお、通常は、鋼板の表層に近いほど旧γ粒径が小さくなるため、前記旧γ粒の最大粒径は、耐摩耗鋼板の板厚の１／４位置における旧γ粒の円相当直径の最大値とした。前記旧オーステナイト粒の最大径は、後述の実施例に記載した方法で求めることができる。
鋼材の脆性破壊は、組織のうち、最も靭性が低い箇所を起点として発生する。旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）が大きいほど靱性が悪くなるので、旧γ粒径が脆性亀裂発生の支配因子となる。また、脆性破壊発生、伝播時の全体の吸収エネルギーは、亀裂発生と伝播に要したエネルギーの和であるが、通常、亀裂発生時のエネルギーの方が大きい。そのため、全体の吸収エネルギーを大きくするには、旧γ粒径を小さくして、粗大な旧γ粒を少なくすることが重要である。
すなわち、旧γ粒の最大粒径が３５μｍを超えると、顕著に靭性が悪くなる。そのため旧γ粒の最大粒径を３５μｍ以下とした。なお、通常は、鋼板の表層に近いほど旧γ粒径が小さくなるため、前記旧γ粒の最大粒径は、耐摩耗鋼板の板厚の１／４位置における旧γ粒の円相当直径の最大値とした。前記旧オーステナイト粒の最大径は、後述の実施例に記載した方法で求めることができる。
本発明では、前述したようにＮｂＣを鋼板中に均一に微細分散させることで、旧γ粒の平均粒径を小さくかつ整粒組織とし、優れた低温靱性を得るものである。そのためには、板厚１／４位置で、ＮｂＣの数密度を５ｘ１０5〜５ｘ１０6／ｍｍ2とすることが有利である。この数密度が５ｘ１０5／ｍｍ2よりも少ないと、旧γ粒の平均粒径を１５μｍ以下にすること、または旧γ粒の最大粒径を３５μｍ以下にすること、すなわち、微細かつ整粒組織を得ることが難しくなる。一方、ＮｂＣの数密度が５ｘ１０6／ｍｍ2を超えると、旧γ粒が微細になりすぎて、鋼板の加工性が著しく悪くなる、おそれがある。
さらに、本発明の耐摩耗鋼板は、以下の硬さを有する。
［ブリネル硬さ］
ブリネル硬さ：３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００
鋼板の耐摩耗性は、硬さを大きくすることにより向上させることができる。鋼板の硬さとして、板厚１／４位置での硬さ試験の結果を代表値としたが、試験位置よりも表層側では焼入れ時の冷却速度が速いため、表層では板厚１／４位置と同等以上の硬さを有する。
硬さがブリネル硬さで３６０ＨＢＷ未満の場合は、十分な耐摩耗性を得ることができない。一方、硬さがブリネル硬さで４９０ＨＢＷ以上であると、曲げ加工性が劣化する。そのため、本発明では、板厚１／４位置での硬さを、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷとする。また、ブリネル硬さは、直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重３０００ｋｇｆで測定した値とし、ＨＢＷ１０／３０００と表記する。
［ブリネル硬さ］
ブリネル硬さ：３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００
鋼板の耐摩耗性は、硬さを大きくすることにより向上させることができる。鋼板の硬さとして、板厚１／４位置での硬さ試験の結果を代表値としたが、試験位置よりも表層側では焼入れ時の冷却速度が速いため、表層では板厚１／４位置と同等以上の硬さを有する。
硬さがブリネル硬さで３６０ＨＢＷ未満の場合は、十分な耐摩耗性を得ることができない。一方、硬さがブリネル硬さで４９０ＨＢＷ以上であると、曲げ加工性が劣化する。そのため、本発明では、板厚１／４位置での硬さを、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷとする。また、ブリネル硬さは、直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重３０００ｋｇｆで測定した値とし、ＨＢＷ１０／３０００と表記する。
また、本発明の耐摩耗鋼板は、以下の衝撃吸収エネルギーを有することが好ましい。
［衝撃吸収エネルギー］
近年は、より厳しい環境下で鋼材が使用されるようになっており、従来よりも低い温度でも良好な靱性を発揮させるには、シャルピー衝撃試験における、−６０℃での衝撃吸収エネルギーが３５Ｊ以上であることが好ましい。
［衝撃吸収エネルギー］
近年は、より厳しい環境下で鋼材が使用されるようになっており、従来よりも低い温度でも良好な靱性を発揮させるには、シャルピー衝撃試験における、−６０℃での衝撃吸収エネルギーが３５Ｊ以上であることが好ましい。
［製造方法］
次に、本発明の耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。
加熱温度：Ｔ＊〜１３００℃
鋼素材の加熱工程での加熱温度が、下記の式（１）で表されるＴ＊℃より低いと、鋼素材の鋳造時に析出、成長し、疎に分布した粗大ＮｂＣが固溶せずにそのまま残存することになる。そのため、のちの焼入れ加熱時のＮｂＣによるピンニング効果が、鋼材中で一様ではなくなり、混粒組織となる。つまり、ＮｂＣが存在しない所では粗大γ粒が成長するので、γ粒から変態するマルテンサイトも粗大化し、その結果、マルテンサイトも混粒になる。このような鋼素材から製造された鋼材では、靱性が低下する。
一方、前記加熱温度が１３００℃よりも高いと、スケール生成量が多くなり鋼材歩留りが低下する。そのため、前記加熱温度をＴ＊〜１３００℃とする。なお、ここでの加熱温度は、鋼素材表面での温度とする。
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１）
次に、本発明の耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。
加熱温度：Ｔ＊〜１３００℃
鋼素材の加熱工程での加熱温度が、下記の式（１）で表されるＴ＊℃より低いと、鋼素材の鋳造時に析出、成長し、疎に分布した粗大ＮｂＣが固溶せずにそのまま残存することになる。そのため、のちの焼入れ加熱時のＮｂＣによるピンニング効果が、鋼材中で一様ではなくなり、混粒組織となる。つまり、ＮｂＣが存在しない所では粗大γ粒が成長するので、γ粒から変態するマルテンサイトも粗大化し、その結果、マルテンサイトも混粒になる。このような鋼素材から製造された鋼材では、靱性が低下する。
一方、前記加熱温度が１３００℃よりも高いと、スケール生成量が多くなり鋼材歩留りが低下する。そのため、前記加熱温度をＴ＊〜１３００℃とする。なお、ここでの加熱温度は、鋼素材表面での温度とする。
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１）
熱間圧延：１０００℃以下８５０℃以上の範囲での総圧下率が３０％以上
通常、熱間圧延が行われる７００〜１３００℃程度の温度域でのＮｂＣの優先析出サイトは、γ粒界上である。このような場合は、析出したＮｂＣ粒子の間隔が広く、ＮｂＣはまばらに分布する。ＮｂＣを、微細に分散させて析出させるには、圧延によって鋼素材中に導入された転位上にＮｂＣを析出させる、歪み誘起析出の活用が有効である。
総圧下率が３０％未満の場合、ＮｂＣの析出サイトとなる転位量が少ないため、ＮｂＣの分散状態がまばらとなる。また圧延温度が８５０℃未満の場合は、ＮｂＣの析出の大部分は既に完了しているため、歪み誘起析出によるＮｂＣの析出量が少なくなる。したがって、ＮｂＣの分散状態はまばらとなり、オーステナイト粒が混粒組織となる。そして、熱間圧延後の焼入れ加熱で微細整粒γ粒組織が得られなくなるので、靭性が低下する。
一方、１０００℃を超える温度で圧延すると、導入された転位が回復し、再結晶することによりＮｂＣの析出以前に転位が消滅する。そのため、前記転位がＮｂＣの析出サイトとならない。そのため、前記熱間圧延条件を、１０００℃以下８５０℃以上の温度範囲での総圧下率を３０％以上とする。なお、この温度は板厚１／４位置における温度とする。
ここでの圧下率は、可逆式圧延機を用いる場合は、各圧延パスでの入側の板厚に対する出側の板厚の比とし、連続式圧延機を用いる場合は、各圧延スタンドの入側の板厚に対する出側の板厚の比とする。また、総圧下率は、可逆式圧延機を用いる場合は圧延パスごとの圧下率の和、連続式圧延機を用いる場合は圧延スタンドごとの圧下率の和とする。
なお、ここでの温度は、鋼素材表面の温度とする。
通常、熱間圧延が行われる７００〜１３００℃程度の温度域でのＮｂＣの優先析出サイトは、γ粒界上である。このような場合は、析出したＮｂＣ粒子の間隔が広く、ＮｂＣはまばらに分布する。ＮｂＣを、微細に分散させて析出させるには、圧延によって鋼素材中に導入された転位上にＮｂＣを析出させる、歪み誘起析出の活用が有効である。
総圧下率が３０％未満の場合、ＮｂＣの析出サイトとなる転位量が少ないため、ＮｂＣの分散状態がまばらとなる。また圧延温度が８５０℃未満の場合は、ＮｂＣの析出の大部分は既に完了しているため、歪み誘起析出によるＮｂＣの析出量が少なくなる。したがって、ＮｂＣの分散状態はまばらとなり、オーステナイト粒が混粒組織となる。そして、熱間圧延後の焼入れ加熱で微細整粒γ粒組織が得られなくなるので、靭性が低下する。
一方、１０００℃を超える温度で圧延すると、導入された転位が回復し、再結晶することによりＮｂＣの析出以前に転位が消滅する。そのため、前記転位がＮｂＣの析出サイトとならない。そのため、前記熱間圧延条件を、１０００℃以下８５０℃以上の温度範囲での総圧下率を３０％以上とする。なお、この温度は板厚１／４位置における温度とする。
ここでの圧下率は、可逆式圧延機を用いる場合は、各圧延パスでの入側の板厚に対する出側の板厚の比とし、連続式圧延機を用いる場合は、各圧延スタンドの入側の板厚に対する出側の板厚の比とする。また、総圧下率は、可逆式圧延機を用いる場合は圧延パスごとの圧下率の和、連続式圧延機を用いる場合は圧延スタンドごとの圧下率の和とする。
なお、ここでの温度は、鋼素材表面の温度とする。
熱間圧延後の８００℃以下６００℃以上の温度域の平均冷却速度：１℃／ｓ以上
熱間圧延後の鋼板の冷却速度が１℃未満の場合、析出していたＮｂＣ粒子のオストワルド成長により、微細粒子が消失し、粗大粒子がさらに粗大化するので、ＮｂＣの分散状態は疎となる。その結果、マルテンサイトが混粒組織となるので、低温靱性が悪化する。そのため、冷却速度を１℃／ｓ以上とした。なお、この冷却速度は板厚１／４位置での８００〜６００℃間の平均冷却速度である。冷却速度の上限は、特に規定はしないが、２００℃／ｓ程度で十分である。
なお、板厚１／４位置の温度は、鋼板表面の温度をもとに、伝熱計算で求めることができる。
熱間圧延後の鋼板の冷却速度が１℃未満の場合、析出していたＮｂＣ粒子のオストワルド成長により、微細粒子が消失し、粗大粒子がさらに粗大化するので、ＮｂＣの分散状態は疎となる。その結果、マルテンサイトが混粒組織となるので、低温靱性が悪化する。そのため、冷却速度を１℃／ｓ以上とした。なお、この冷却速度は板厚１／４位置での８００〜６００℃間の平均冷却速度である。冷却速度の上限は、特に規定はしないが、２００℃／ｓ程度で十分である。
なお、板厚１／４位置の温度は、鋼板表面の温度をもとに、伝熱計算で求めることができる。
焼入れの再加熱温度：Ａｃ3〜９５０℃
前記の冷却終了後の鋼材に対して、焼入れを行う。
焼入れの再加熱温度がＡｃ3未満の場合は、熱延後の組織が未変態のまま残存してしまい、硬さや靭性が低くなる。また、再加熱温度が９５０℃を超えると、γ粒の成長により旧γ粒径が粗大となるので、やはり靭性が低下する。そのため、焼入れ時の再加熱温度をＡｃ3〜９５０℃とした。なお、Ａｃ3は以下の（２）式で表される値を用いた。
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]・・・（２）式
ここで、［ ］は該括弧内の元素の含有量（質量％）であり、該元素が添加されていない場合には０（ゼロ）とする。
なお、ここでの再加熱温度は、鋼板表面での温度とする。
前記の冷却終了後の鋼材に対して、焼入れを行う。
焼入れの再加熱温度がＡｃ3未満の場合は、熱延後の組織が未変態のまま残存してしまい、硬さや靭性が低くなる。また、再加熱温度が９５０℃を超えると、γ粒の成長により旧γ粒径が粗大となるので、やはり靭性が低下する。そのため、焼入れ時の再加熱温度をＡｃ3〜９５０℃とした。なお、Ａｃ3は以下の（２）式で表される値を用いた。
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]・・・（２）式
ここで、［ ］は該括弧内の元素の含有量（質量％）であり、該元素が添加されていない場合には０（ゼロ）とする。
なお、ここでの再加熱温度は、鋼板表面での温度とする。
焼入れの冷却速度：１℃／ｓ以上
焼入れの冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、マルテンサイトの体積率が小さくなるので、硬さ、靭性が低下する。そのため、焼入れの冷却速度を１℃／ｓ以上とする。なお、この冷却速度は板厚１／４位置での８００〜３００℃間の平均冷却速度である。冷却速度の上限は、特に規定はしないが、２００℃／ｓ程度で十分である。
焼入れの冷却速度が１℃／ｓ未満の場合、マルテンサイトの体積率が小さくなるので、硬さ、靭性が低下する。そのため、焼入れの冷却速度を１℃／ｓ以上とする。なお、この冷却速度は板厚１／４位置での８００〜３００℃間の平均冷却速度である。冷却速度の上限は、特に規定はしないが、２００℃／ｓ程度で十分である。
前記焼入れの冷却停止温度は特に限定されないが、冷却停止温度が２５０℃よりも高いと、マルテンサイトの体積率が小さくなり、鋼板の硬さが低くなる場合があるため、２５０℃以下とすることが好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、不必要に冷却をし続けると製造効率が低下するため、冷却停止温度を２０℃以上とすることが好ましい。
冷却停止温度は板厚１／４位置での温度である。
冷却停止温度は板厚１／４位置での温度である。
さらに、必要であれば、焼入れ後に１００〜３５０℃の温度で焼戻す工程を設けることもできる。
焼戻し温度：１００〜３５０℃
前記焼戻しの後に焼戻しを行う場合、焼戻し温度を１００℃以上とすることにより、鋼板の靭性と加工性を向上させることができる。一方、焼戻し温度が３５０℃より高いと、マルテンサイトの著しい軟化が起こることがある。そのため、焼戻し温度を１００〜３５０℃とする。焼戻しの時間は、適宜調整可能である。
焼戻し温度は、鋼板表面の温度である。
焼戻し温度：１００〜３５０℃
前記焼戻しの後に焼戻しを行う場合、焼戻し温度を１００℃以上とすることにより、鋼板の靭性と加工性を向上させることができる。一方、焼戻し温度が３５０℃より高いと、マルテンサイトの著しい軟化が起こることがある。そのため、焼戻し温度を１００〜３５０℃とする。焼戻しの時間は、適宜調整可能である。
焼戻し温度は、鋼板表面の温度である。
次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
まず、連続鋳造法により、表１に示す成分組成のスラブを製造した。
まず、連続鋳造法により、表１に示す成分組成のスラブを製造した。
次に、得られたスラブに対して、加熱、熱間圧延、焼入れの各処理を順次行って鋼板を得た。さらに、一部の鋼板については、焼入れ後に焼戻しのための再加熱を行った。各工程の製造条件は、表２に示す通りである。なお、焼入れ後の冷却は、鋼板を移動させながら鋼板の表裏面より大流量で水を噴射して行った。鋼板温度は、鋼板表面の温度をもとに、伝熱計算で求めた。また、鋼板の焼入れ時の冷却は２５０℃以下まで行った。
得られた鋼板のそれぞれについて、以下に記す方法で、マルテンサイトの体積率、および旧γ粒径を測定した。測定結果を表２に示す。
［マルテンサイトの体積率］
得られた各鋼板の長手方向１／４かつ幅中央位置から、板厚１／４位置が観察面となるようにサンプルを採取した。該サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによってマルテンサイトの面積分率を求め、その値を本発明におけるマルテンサイトの体積率とした。
得られた各鋼板の長手方向１／４かつ幅中央位置から、板厚１／４位置が観察面となるようにサンプルを採取した。該サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによってマルテンサイトの面積分率を求め、その値を本発明におけるマルテンサイトの体積率とした。
［旧オーステナイト粒径］
旧オーステナイト粒径を測定するためのサンプルを、鋼板の長手方向１／４かつ幅方向中央から、板厚１／４位置が観察面となるように採取した。得られたサンプルの表面を鏡面研磨し、さらにピクリン酸で腐食した後、光学顕微鏡を用いて板の長手方向１０ｍｍ分の範囲を倍率４００倍で撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することにより、旧γ粒の平均粒径および最大粒径をそれぞれ求めた。なお、該旧オーステナイト粒径は、円相当直径として算出した。
旧オーステナイト粒径を測定するためのサンプルを、鋼板の長手方向１／４かつ幅方向中央から、板厚１／４位置が観察面となるように採取した。得られたサンプルの表面を鏡面研磨し、さらにピクリン酸で腐食した後、光学顕微鏡を用いて板の長手方向１０ｍｍ分の範囲を倍率４００倍で撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することにより、旧γ粒の平均粒径および最大粒径をそれぞれ求めた。なお、該旧オーステナイト粒径は、円相当直径として算出した。
さらに、得られた鋼板のそれぞれについて、以下に記す方法で、硬さとシャルピー衝撃吸収エネルギーを評価した。評価結果は、表２に示した通りである。
［硬さ（ブリネル硬さ）］
耐摩耗性の指標として、鋼板の板厚１／４位置での硬さを測定した。測定に用いた試験片は、鋼板の板厚１／４位置が試験面となるよう、上述のようにして得られた各鋼板から採取した。該試験片の表面を鏡面研磨した後、ＪＩＳ Ｚ２２４３（２００８）に準拠してブリネル硬さを測定した。測定には直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとし、１０点で試験を行い、その平均値をブリネル硬さとした。
ブリネル硬さが３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００である場合を、耐摩耗性に優れると判断した。
耐摩耗性の指標として、鋼板の板厚１／４位置での硬さを測定した。測定に用いた試験片は、鋼板の板厚１／４位置が試験面となるよう、上述のようにして得られた各鋼板から採取した。該試験片の表面を鏡面研磨した後、ＪＩＳ Ｚ２２４３（２００８）に準拠してブリネル硬さを測定した。測定には直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとし、１０点で試験を行い、その平均値をブリネル硬さとした。
ブリネル硬さが３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００である場合を、耐摩耗性に優れると判断した。
[シャルピー吸収エネルギー]
シャルピー衝撃試験片として、ＪＩＳＶノッチ試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５））を、鋼板の長手方向１／４かつ幅中央の板厚１／４位置から、試験片の長手方向が鋼板の長手方向と平行になるように採取した。板厚に応じて、適宜試験片幅が２．５ｍｍ、５ｍｍ、７．５ｍｍのサブサイズ試験片を用いた。試験温度を−６０℃とし、その他の試験条件はＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、−６０℃での吸収エネルギーを求めた。（得られた吸収エネルギー）×１０／（試験片幅）の式で試験片幅１０ｍｍ相当に換算した値で評価した。試験片をそれぞれ６個用意し、６個の吸収エネルギー（換算後）の平均値をシャルピー吸収エネルギーとした。そして、−６０℃での換算後の衝撃吸収エネルギーが３５Ｊ以上である場合を、低温靱性に優れるとした。
シャルピー衝撃試験片として、ＪＩＳＶノッチ試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５））を、鋼板の長手方向１／４かつ幅中央の板厚１／４位置から、試験片の長手方向が鋼板の長手方向と平行になるように採取した。板厚に応じて、適宜試験片幅が２．５ｍｍ、５ｍｍ、７．５ｍｍのサブサイズ試験片を用いた。試験温度を−６０℃とし、その他の試験条件はＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、−６０℃での吸収エネルギーを求めた。（得られた吸収エネルギー）×１０／（試験片幅）の式で試験片幅１０ｍｍ相当に換算した値で評価した。試験片をそれぞれ６個用意し、６個の吸収エネルギー（換算後）の平均値をシャルピー吸収エネルギーとした。そして、−６０℃での換算後の衝撃吸収エネルギーが３５Ｊ以上である場合を、低温靱性に優れるとした。
表２に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、ブリネル硬さ３６０ＨＢＷ１０／３０００以上の優れた硬さと、−６０℃という極低温での優れた低温靭性を兼ね備えていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の鋼板は、硬さおよび低温靭性の少なくとも一方が劣位であった。
例えば、Ｃ含有量が低いＮｏ．１４の鋼板では、マルテンサイト基地中の固溶Ｃ量が少なくなるため硬さが劣っている。Ｎｏ．１５の鋼板は、Ｃ含有量が高いため、硬さが高くなりすぎている。Ｎｏ．１６の鋼板は、Ｎｂ含有量が低いため、ＮｂＣのピンニング効果が小さく、旧γ粒径が粗大になったため低温靭性が低い。Ｎｏ．１７の鋼板は、Ｂ含有量が低いため、焼入れ性が不足した結果、マルテンサイト体積率が低くなり、硬さが低い。Ｎｏ．１８の鋼板は、熱間圧延時の加熱温度がＮｂ固溶温度Ｔ＊よりも低いので、連続鋳造時に析出し、疎に分散した粗大ＮｂＣが再固溶せずに残存するため、部分的に旧γ粒径が粗大な組織となった結果、低温靭性が低い。Ｎｏ．１９の鋼板は、熱間圧延時の１０００〜８５０℃間の総圧下率が低いので、歪み誘起析出効果が小さく、ＮｂＣが疎に分散したため、部分的に旧γ粒径が粗大な組織となった結果、低温靭性が低い。Ｎｏ．２０の鋼板は、熱間圧延後の冷却速度が遅いため、ＮｂＣのオストワルド成長が起こり、ＮｂＣが疎に分散したため、部分的に旧γ粒径が粗大な組織となった結果、低温靭性が低い。Ｎｏ．２１の鋼板は、焼入れの再加熱温度がＡｃ3よりも低いため、マルテンサイト体積率が小さくなり、その結果、硬さが劣っている。Ｎｏ．２２の鋼板は、焼入れの再加熱温度が高いため、旧オーステナイト粒径が大きくなり、その結果、低温靭性が劣っている。Ｎｏ．２３の鋼板は、焼入れの再加熱後の冷却速度が低いため、マルテンサイト変態が生じず、その結果、硬さが劣っている。Ｎｏ．２４の鋼板は、焼戻し温度が高いため、マルテンサイトの軟化が起こり、その結果、硬さが劣っている。
なお、鋼板の板厚１／４位置で分析装置付透過型電子顕微鏡にて５００００倍の撮影を１０視野分行い、ＮｂＣ粒子の数密度を求めた。その結果、適合鋼はすべてＮｂＣの数密度が５×１０5〜５×１０6／ｍｍ2に収まっていることを確認した。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．２３％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％および
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物である成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の組織が体積率で９０％以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均径が１５μｍ以下、かつ最大径が３５μｍ以下である組織を有し、
鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ１０／３０００である耐摩耗鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ ：０．００１〜１．０００％、
Ｗ ：０．０１〜１．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
から選択される一種または二種以上を含む、請求項１に記載の耐摩耗鋼板。 - 質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．２３％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ ：０．０２５％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：０．２〜２．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％および
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物である成分組成を有する鋼素材を、下記（１）式で表される温度Ｔ＊℃以上１３００℃以下に加熱し、
前記加熱された鋼素材を、該鋼素材の表面から板厚の１／４深さ位置の温度が１０００℃以下８５０℃以上の範囲の総圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行って熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、該熱延鋼板の表面から板厚１／４深さ位置の温度が８００℃以下６００℃以上の範囲を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却し、
その後、Ａｃ3以上９５０℃以下の温度で前記熱延鋼板の再加熱を行った後、該鋼板の表面から板厚１／４深さ位置の温度が８００℃以下３００℃以上の範囲を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却する耐摩耗鋼板の製造方法。
記
Ｔ＊＝７９２０／（３．４−ｌｏｇ［Ｎｂ］［Ｃ］0.87）−２７３・・・（１） - 前記鋼素材は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１〜３．００％、
Ｖ ：０．００１〜１．０００％、
Ｗ ：０．０１〜１．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５００％
から選択される一種または二種以上を含む、請求項３に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 - さらに、前記鋼板を１００〜３５０℃の温度で焼戻す、請求項３または４に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109811260A (zh) * | 2019-01-25 | 2019-05-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种极寒地区用耐磨钢板及制造方法 |
| CN109811259A (zh) * | 2019-01-25 | 2019-05-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种超低温耐磨钢板及制造方法 |
| CN110964985A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-07 | 唐山中厚板材有限公司 | 一种无钼低合金耐磨钢板及其生产方法 |
| JP2020132914A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
| JP2021021139A (ja) * | 2019-07-26 | 2021-02-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| WO2021054015A1 (ja) * | 2019-09-17 | 2021-03-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| WO2022025135A1 (ja) * | 2020-07-28 | 2022-02-03 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗鋼 |
| CN115667561A (zh) * | 2020-05-28 | 2023-01-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009087990A1 (ja) * | 2008-01-07 | 2009-07-16 | Nippon Steel Corporation | 高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP2009242832A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板 |
| JP2012214891A (ja) * | 2011-03-29 | 2012-11-08 | Jfe Steel Corp | 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 |
| JP2012214890A (ja) * | 2011-03-29 | 2012-11-08 | Jfe Steel Corp | 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 |
| EP2592168A1 (en) * | 2011-11-11 | 2013-05-15 | Tata Steel UK Limited | Abrasion resistant steel plate with excellent impact properties and method for producing said steel plate |
| WO2014045553A1 (ja) * | 2012-09-19 | 2014-03-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 |
| JP2015193873A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 腐食環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板 |
| JP2015200015A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高温環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板 |
| JP2016079459A (ja) * | 2014-10-17 | 2016-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
-
2017
- 2017-02-03 JP JP2017018892A patent/JP6610575B2/ja active Active
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009087990A1 (ja) * | 2008-01-07 | 2009-07-16 | Nippon Steel Corporation | 高温耐摩耗性および曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP2009242832A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板 |
| JP2012214891A (ja) * | 2011-03-29 | 2012-11-08 | Jfe Steel Corp | 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 |
| JP2012214890A (ja) * | 2011-03-29 | 2012-11-08 | Jfe Steel Corp | 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 |
| EP2592168A1 (en) * | 2011-11-11 | 2013-05-15 | Tata Steel UK Limited | Abrasion resistant steel plate with excellent impact properties and method for producing said steel plate |
| WO2014045553A1 (ja) * | 2012-09-19 | 2014-03-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板 |
| JP2015193873A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 腐食環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板 |
| JP2015200015A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高温環境における耐摩耗性に優れた厚鋼板 |
| JP2016079459A (ja) * | 2014-10-17 | 2016-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109811260A (zh) * | 2019-01-25 | 2019-05-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种极寒地区用耐磨钢板及制造方法 |
| CN109811259A (zh) * | 2019-01-25 | 2019-05-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种超低温耐磨钢板及制造方法 |
| JP7319518B2 (ja) | 2019-02-14 | 2023-08-02 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
| JP2020132914A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
| JP2021021139A (ja) * | 2019-07-26 | 2021-02-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP7088235B2 (ja) | 2019-07-26 | 2022-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP2022050705A (ja) * | 2019-09-17 | 2022-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2021054015A1 (ja) * | 2019-09-17 | 2021-10-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| CN114402086A (zh) * | 2019-09-17 | 2022-04-26 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐磨损钢板及其制造方法 |
| WO2021054015A1 (ja) * | 2019-09-17 | 2021-03-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP7088407B2 (ja) | 2019-09-17 | 2022-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP7226598B2 (ja) | 2019-09-17 | 2023-02-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| AU2020350261B2 (en) * | 2019-09-17 | 2023-06-08 | Jfe Steel Corporation | Wear-resistant steel plate and method for producing same |
| EP4015659A4 (en) * | 2019-09-17 | 2023-09-20 | JFE Steel Corporation | WEAR-RESISTANT STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING IT |
| CN110964985A (zh) * | 2019-12-11 | 2020-04-07 | 唐山中厚板材有限公司 | 一种无钼低合金耐磨钢板及其生产方法 |
| CN115667561A (zh) * | 2020-05-28 | 2023-01-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法 |
| WO2022025135A1 (ja) * | 2020-07-28 | 2022-02-03 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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