JP2019504184A - 靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、延性、耐摩耗性などの物性が要求される産業機械、構造材料、スラリーパイプ用鋼材、耐サワー（ｓｏｕｒ）鋼材、オイル・ガス産業における採掘、輸送、貯蔵分野などに好適に用いることができる耐摩耗鋼材に関するもので、より詳細には、靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材及びその製造方法に関する。
【選択図】図１

Description

本発明は、延性、耐摩耗性などの物性が要求される産業機械、構造材料、スラリーパイプ用鋼材、耐サワー（ｓｏｕｒ）鋼材、オイル・ガス産業における採掘、輸送、貯蔵分野などに好適に用いることができる耐摩耗鋼材に関するもので、より詳細には、靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材及びその製造方法に関する。

近年、鉱山産業、オイル・ガス産業（Ｏｉｌ ａｎｄ Ｇａｓ Ｉｎｄｕｓｔｒｉｅｓ）の成長に伴い、採掘、輸送、精製、及び貯蔵過程において使用される厚い鋼板（所謂、厚鋼板）の摩耗が大きな問題となっている。
特に、最近は石油を代替する化石燃料としてオイルサンド（Ｏｉｌ Ｓａｎｄｓ）に対する開発が本格化するにつれ、オイル、砂利、砂などが含まれたスラリーによる鋼材の摩耗が生産コストの増加を起こす主な原因となっており、よって、耐摩耗性に優れた鋼材の開発及び適用への需要が大きく増加している。
従来の鉱山産業では、耐摩耗性に優れたハッドフィールド（Ｈａｄｆｉｅｌｄ）鋼が主に用いられており、鋼材の耐摩耗性を高めるために高含量の炭素と多量のマンガンを含有させてオーステナイト組織及び摩耗抵抗性を増加させようとする努力が続けられてきた。しかしながら、ハッドフィールド鋼の場合、高い含量で添加される炭素が、高温でオーステナイト粒界に沿ってネットワーク（ｎｅｔｗｏｒｋ）状の炭化物を生成させて鋼材の物性、特に、延性を急激に低下させるという短所がある。

このようなネットワーク状の炭化物析出を抑制するために、高温で溶体化処理をするか又は熱間加工後に常温まで急冷させて高マンガン鋼を製造する方法が提示されている。しかしながら、鋼材の厚さが厚い場合又は溶接が必須となる場合のように、製造条件の変化が容易ではない場合には、このようなネットワーク状の炭化物析出を抑制するのが困難であり、これにより、鋼材の物性が急激に劣化するという問題が発生する。
また、高マンガン鋼のインゴット又は鋳片では、凝固中にマンガン及び炭素などの合金元素による偏析が必然的に発生するが、これは、熱間圧延などの後加工時にさらに悪化し、結局、最終製品において深化した偏析帯に沿って炭化物の部分的析出がネットワーク状に発生して微細組織の不均一性を助長し、物性を劣化させる結果をもたらす。

上記のとおり、鋼材の耐摩耗性の向上のためには炭素の含量を増加させる必要があり、炭素による炭化物析出によって物性が劣化する問題を解決するために、相対的にマンガンの含量を増加させることを一般の方法として用いることができるが、これにより合金量と製造単価の上昇を招くことになる。
したがって、マンガンの含量を増加させるのに備えて、炭化物の形成を抑制できる技術の開発が求められている。

本発明は、鋼材の耐摩耗性を得るために、Ｃ及びＭｎを必須に含み、かつＣ及びＭｎによる鋳片及び圧延材中心部における物性の劣化を効果的に抑制することによって、靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明の靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．６〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：１４〜２２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、面積分率で５％以下（０％を含む）の炭化物及び残部オーステナイトからなる微細組織を有することを特徴とする。

本発明の靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材の製造方法は、上記の合金組成を満たす鋼スラブを再加熱する段階と、再加熱された鋼スラブを８５０〜１０５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼材を製造する段階と、熱延鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却する段階と、を含み、再加熱する段階は、下記関係式２で表される温度（Ｔ℃）以下で行われることを特徴とする。
［関係式２］
Ｔ（℃）＝１４４６−（１７４．４５９×Ｃ）−（３．９５０７×Ｍｎ）
（関係式２において、Ｃ及びＭｎは、該当元素の重量含量を意味する。）

本発明によると、Ｃ及びＭｎ以外のその他の合金元素を添加することなく、靭性及び耐摩耗性に加えて、鋼材の内部品質に優れた耐摩耗鋼材を提供することができる。
さらに、本発明の耐摩耗鋼材は、耐摩耗性が求められる分野において有利に適用可能であり、特に、靭性及び内部品質が求められる分野へ適用範囲を拡大することができる効果がある。

本発明の一実施例による比較鋼４の微細組織写真であり、ＵＴ不良検査における不良部をＳＥＭで確認した結果（ａ）と、ＥＰＭＡ測定写真（ｂ）を示したものである。

本発明者らは、鋼材の耐摩耗性に加えて、内部品質（物性など）に優れた鋼材を製造できる方案について鋭意研究した。その結果、炭素及びマンガンの含量の高い高マンガン鋼で、ｆｃｃ構造を有するオーステナイト系鋼材を活用する一方で、従来から耐摩耗鋼材の問題点として指摘されてきた、炭素及びマンガンの多量含有による鋼材中心部の脆化という問題を抑えるために製造条件を最適化することにより、目標とする耐摩耗鋼材を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。

一般的に、オーステナイト系鋼材は、鋼自体が有する加工硬化能、非磁性などの性質によって多様な用途に用いられており、特に、従来主に用いられていたフェライト又はマルテンサイトを主組織とする炭素鋼が、要求される物性に限界を示すことにより、これらの短所を克服する代替材としてその適用が増加している状況である。
特に、本願発明は、Ｃ及びＭｎ以外の追加成分を含むことなく、オーステナイト系鋼材の優れた耐摩耗性及び内部品質を確保しながら、製造条件の最適化によって炭化物の生成を最大限に低減させ、さらに、鋼材の厚さ中心部におけるマンガン偏析度を最小化することに技術的意義がある。

以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による、靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材は、合金組成が、重量％で、炭素（Ｃ）：０．６〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：１４〜２２％を含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供する耐摩耗鋼材の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。ここで、各成分の含量は、特に言及しない限り、重量％を意味する。

Ｃ：０．６〜１．３％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト安定化元素として均一伸びを向上させる役割を果たすだけでなく、強度の向上及び加工硬化率を高めるのに非常に有用な元素である。このような炭素の含量が０．６％未満であると、常温で安定したオーステナイトを形成することが困難であり、十分な強度及び加工硬化率の確保が難しいという問題がある。一方、その含量が１．３％を超えると、炭化物が多量に析出し、均一伸びを低減させるため、優れた伸びを得ることが困難であり、耐摩耗性の低下及び早期破断の原因となる虞があるため、好ましくない。
したがって、本発明では、Ｃの含量を０．６〜１．３％に制限することが好ましい。

Ｍｎ：１４〜２２％
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイトを安定化させる役割を果たす非常に重要な元素であり、均一伸びを向上させる効果を有する。本発明において、主組織としてオーステナイトを得るためには、Ｍｎが１４％以上含まれることが好ましい。
若し、Ｍｎの含量が１４％未満であると、オーステナイト安定度が低下し、代わってマルテンサイト組織が形成されることがある。オーステナイト組織を十分に確保できなければ、十分な均一伸びを確保できないという問題がある。一方、その含量が２２％を超えると、製造コストの上昇だけでなく、マンガンの添加による耐食性の低下、製造工程上の困難性などの問題点があるため、好ましくない。
したがって、本発明では、Ｍｎの含量を１４〜２２％に制限することがよく、より有利には１５％を超えて添加することが好ましい。

本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、その全ての内容を本明細書では特に言及しない。
上述した合金組成を満たす本発明の耐摩耗鋼材は、微細組織としてオーステナイト単相を有することが好ましい。但し、製造工程において不可避に形成される炭化物を一部に含むことができ、該炭化物は、好ましくは、面積分率で５％以下（０％を含む）で含まれることができる。

炭化物は、結晶粒内に比べてエネルギーが高い結晶粒界に偏って形成されるが、このような炭化物が面積分率５％を超えて含まれると、延性が低下し、本発明において目標とする靭性、耐摩耗性などの確保が困難になる問題がある。
上記のような合金組成及び微細組織を満たす本発明の耐摩耗鋼材は、Ｃ及びＭｎ以外に、合金元素をさらに添加しなくても、優れた耐摩耗性と靭性を得ることができる。

特に、本発明の耐摩耗鋼材は、下記関係式１で表される鋼材中心部のマンガン（Ｍｎ）偏析度が１．１６以下と、従来のオーステナイト系鋼材に比べて中心部物性に優れていた。
［関係式１］
Ｍｎ偏析度＝（鋼材中心部のＭｎ成分）／（溶鋼中のＭｎ成分）
（関係式１において、鋼材中心部は、１／２ｔ位置（ここで、ｔは厚さ（ｍｍ）である。）から厚さ方向に５０μｍ以下の領域を意味する。）

若し、耐摩耗鋼材の中心部におけるマンガン（Ｍｎ）偏析度が１．１６を超えると、衝撃靭性が劣化するだけでなく、ＵＴ不良を誘発する虞がある。
そのため、本発明で目標とする靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材のためには、中心部におけるマンガン（Ｍｎ）偏析度が１．１６以下であることが好ましく、より有利には１．１０以下であることが好ましい。
このように、本発明の耐摩耗鋼材は、Ｃ及びＭｎ以外の合金元素をさらに添加することなく、Ｍｎの含量が１４％以上、さらには、１５％を超える高い含量でも靭性の確保が可能で、中心部の劣化を最小化できるという技術的効果がある。

以下では、本発明の他の一側面による靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材を製造する方法について詳細に説明する。
本発明による耐摩耗鋼材は、本発明で制限する合金組成を満たす鋼スラブを準備した後、鋼スラブを再加熱−熱間圧延−冷却工程を経ることにより製造されることができ、以下、それぞれの工程条件について詳細に説明する。

［鋼スラブの再加熱段階］
本発明では、鋼スラブの再加熱時において、下記関係式２で表される温度（Ｔ℃）以下で行うことが好ましく、このとき、１１００〜１３００℃の温度範囲を満たすことが好ましい。
［関係式２］
Ｔ（℃）＝１４４６−（１７４．４５９×Ｃ）−（３．９５０７×Ｍｎ）
（関係式２において、Ｃ及びＭｎは、該当元素の重量含量を意味する。）
若し、再加熱において、関係式２から求められる温度（Ｔ）を超えて行うと、スラブ内の偏析帯で部分溶融が発生し、中心部が脆化する現象が発生する虞がある。特に、後工程の熱間圧延の後、中心部におけるマンガン偏析度が１．１６を超えることによって衝撃靭性の劣化だけでなく、ＵＴ不良を誘発する虞があり好ましくない。

［熱間圧延段階］
再加熱された鋼スラブを熱間仕上げ圧延して熱延鋼材に製造することができる。本発明において熱間仕上げ圧延は８５０〜１０５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
熱間仕上げ圧延の際、その温度が８５０℃未満であると、炭化物が多量に析出して均一伸びの低下をもたらす虞があり、微細組織がパンケーキ化して、組織異方性に起因する不均一伸びが発生する虞がある。一方、熱間仕上げ温度が１０５０℃を超えると、結晶粒成長が活発になり、結晶粒が粗大化しやすくなるため、強度が低下するという問題が発生する。
上記により得られた熱延鋼材は、その厚みが厚い厚板であり、好ましくは、１０〜８０ｍｍの厚さを有することがよい。

［冷却段階］
本発明では、上記により製造された熱延鋼材を急速に冷却する工程によって、基地組織中の炭素（Ｃ）の固溶度を高く確保することができる。このとき、冷却工程は５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却することが好ましい。
若し、冷却速度が５℃／ｓ未満であるか、又は、冷却終了温度が６００℃を超えると、Ｃが固溶されず、炭化物として析出して伸びが低下するという問題がある。
冷却は１０℃／ｓ以上の冷却速度で行うことがより好ましく、１５℃／ｓ以上の冷却速度で行うことがさらに好ましい。但し、冷却設備の限界を考慮して、その上限を５０℃／ｓに限定することとした。
また、冷却終了温度について、常温まで冷却しても鋼材の物性には影響がないものの、設備効率を考慮して、その下限を２００℃に限定することができる。

以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意すべきである。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載された事項とこれから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
表１に示す成分系及び組成範囲を満たす鋼スラブを，８表１に示した一連の工程により、厚さ２０ｍｍの熱延鋼材に製造した。
その後、それぞれ製造された熱延鋼材の微細組織、中心部のＭｎ偏析度、ＵＴ不良、降伏強度、均一伸びを測定し、その結果を表２に示した。さらに、熱延鋼材に対する衝撃靭性（−４０℃）を測定し、その結果を表２に示した。
このとき、微細組織は光学顕微鏡を用いて観察し、中心部のＭｎ偏析度は熱延鋼材中心部（１／２ｔ位置から厚さ方向に５０μｍ以下の領域）内のＭｎ含量と溶鋼のＭｎ含量を測定し、その比率で示した。
また、ＵＴ不良は、超音波を用いて材料内部における欠陥の有無を確認する非破壊検査であるＵＴ（Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ Ｔｅｓｔ）検査を行うことで、不良の有無（合格、不合格）を検査した。そして、−４０℃での衝撃靭性は、シャルピー衝撃試験機を用いて測定した。

表１及び２に示したとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件を全て満たす発明鋼１〜４では、オーステナイト系鋼材でありながら、強度、伸び、及び靭性に優れるだけでなく、Ｍｎ偏析度が１．１６％以下と内部品質に優れていることが確認された。
一方、Ｃの含量が不十分な比較鋼１の場合には、十分な強度が得られず、Ｃの含量が過度に多い比較鋼２の場合は、強度は得られたものの、延性を得ることはできなかった。
また、Ｍｎの含量が不十分な比較鋼３の場合は、オーステナイト相が安定して形成されておらず、オーステナイト以外にマルテンサイトが形成され、衝撃靭性に劣っていた。

比較鋼４〜７は、鋼合金組成は本発明を満たすものの、製造条件が本発明の範囲外にある場合であり、そのうちの比較鋼４は、再加熱温度が関係式２よりも高いことによってＭｎ偏析度が１．１６を超えており、そのため、ＵＴ不良検査において不合格となった。
また、比較鋼５〜７のそれぞれは、仕上げ熱間圧延温度、冷却速度、及び冷却終了温度が本発明を満たしていない場合であり、いずれにおいても多量の炭化物が形成され、衝撃靭性に劣っていた。

図１は、中心部のＭｎ偏析度が１．１６を超える比較鋼４の微細組織写真を示したもので、ＥＰＭＡ測定の結果、Ｍｎ偏析帯が形成されており、ＵＴ不良検査における不良部が確認された。

Claims (6)

1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．６〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：１４〜２２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、面積分率で５％以下（０％を含む）の炭化物及び残部オーステナイトからなる微細組織を有することを特徴とする靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材。
2. 前記鋼材は、マンガン（Ｍｎ）を１５％超えて含むことを特徴とする請求項１に記載の靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材。
3. 前記鋼材は、下記関係式１で表されるマンガン（Ｍｎ）偏析度が１．１６以下であることを特徴とする請求項１に記載の靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材。
   ［関係式１］
   Ｍｎ偏析度＝（鋼材中心部のＭｎ成分）／（溶鋼中のＭｎ成分）
   （前記関係式１において、鋼材中心部は、１／２ｔ位置（ここで、ｔは厚さ（ｍｍ）である。）から厚さ方向に５０μｍ以下の領域を意味する。）
4. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．６〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：１４〜２２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む鋼スラブを再加熱する段階と、
   前記再加熱された鋼スラブを８５０〜１０５０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼材を製造する段階と、
   前記熱延鋼材を５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下まで冷却する段階と、を含み、
   前記再加熱する段階は、下記関係式２で表される温度（Ｔ、℃）以下で行われることを特徴とする靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。
   ［関係式２］
   Ｔ（℃）＝１４４６−（１７４．４５９×Ｃ）−（３．９５０７×Ｍｎ）
   （前記関係式２において、Ｃ及びＭｎは、該当元素の重量含量を意味する。）
5. 前記鋼スラブは、マンガン（Ｍｎ）を１５％超えて含むことを特徴とする請求項４に記載の靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。
6. 前記熱延鋼材は、１０〜８０ｍｍの厚さを有するものであることを特徴とする請求項４に記載の靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材の製造方法。

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