JP5833751B2 - 超高強度耐摩耗鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度鋼板に関し、詳しくは、ブリネル硬さ≧ＨＢ４２０の高強度耐摩耗鋼板及びその製造方法に関する。
摩耗は材料損傷の主要な形式の一つであり、これによる経済的な損失は想像以上に大きい。冶金鉱山、農業機械、石炭産業などの分野で用いられる設備の多くは、主に材料摩耗により故障する。統計によれば、工業先進国では、機械設備及び部材の摩耗による経済的な損失が国民総生産の約４％を占めており、その中でアブレシブ摩耗は金属摩耗の全体の５０％を占めている。中国では毎年アブレシブ摩耗により消耗される鋼材が百万トン以上に達し、石炭鉱業用スクレーバコンベヤの中間溝だけで毎年６〜８万トンの鋼板を消耗している。
低合金高強度耐摩耗鋼は、重要な鋼鉄材料として、鉱山機械、建設機械、農業機械及び鉄道輸送などの分野で幅広く使われている。中国の工業の急速な発展に伴い、各種の機械設備の複雑化、大型化及び軽量化はこの種の鋼に対してもっと高い要求を提出した。すなわち、これらの設備を製造するための低合金高強度耐摩耗鋼板は、更なる高い硬度及び強度だけではなく、良好な靭性及び成形性も求められている。この数十年で、高強度耐摩耗鋼の開発及び応用の発展はとても速かった。この種の鋼は、低合金高強度溶接可能な鋼を基礎として発展してきて、耐摩耗性が良く、使用寿命が伝統的な構造用鋼の数倍に達し、製造プロセスが簡単であり、一般的に圧延後の直接焼入れ及び焼戻し、又は制御圧延及び制御冷却による強化を採用する。
現在、高強度耐摩耗鋼の分野において、国内外では数多い関連特許及び特許出願がある。低炭素（０．２０５〜０．２５％）超高強度耐摩耗鋼に関して、Ｎｂ、Ｖ又はＢの添加が必要な特許としては、ＪＰ１２５５６２２Ａ、ＪＰ２００２０２０８３７Ａ、ＣＮ１０１４６９３９０、ＣＮ１０１１８６９６０Ａ、ＣＮ１０１７７５５４５Ａがあり、多量の高価な合金元素の添加が必要な特許としては、ＪＰ２００２０２０８３７Ａ、ＪＰ２００２１９４４９９Ａ、ＣＮ１２０８７７６Ａ、ＣＮ１０１４６９３９０Ａ、ＣＮ１０１１８６９６０Ａ、ＣＮ１０１７７５５４５Ａがある。プロセスの面からみれば、これらの特許において多数の鋼板は焼入れ（ＤＱ又はオフライン加熱焼入れ）＋オフライン焼戻しプロセスにより製造され、−４０℃での低温衝撃値が低く、主に１７〜５０Ｊの区間に分布されているため、ユーザーのニーズをよく満たすことができない。
スウェーデンのＳＳＡＢ社で製造したＨａｒｄｏｘ４００耐摩耗鋼板（４〜３２ｍｍ）（Ｃ≦０．１８、Ｓｉ≦０．７０、Ｍｎ≦１．６、Ｐ≦０．０２５、Ｓ≦０．０１０、Ｎｉ≦０．２５、Ｃｒ≦１．０、Ｍｏ≦０．２５、Ｂ≦０．００４）は、高価な合金元素を少量に含み、硬さがＨＢＷ３７０〜４３０であり、耐摩耗性が良い。２０ｍｍの鋼板の典型的な値としては、降伏強さ１０００ＭＰａ、Ａ５０＝１６％、−４０℃での縦方向Ａｋｖ＝４５Ｊである。その硬度、強度及び耐摩耗性はいずれも高いが、標準及び実際の衝撃値はいずれも高くなく、かつ使用過程において明らかなＴＲＩＰ（自硬性）効果を有しない。
現在はＴＲＩＰ効果のある高強度耐摩耗中鋼板が求められている。
本発明は、ブリネル硬さ≧ＨＢ４２０の高強度耐摩耗中鋼板、特に、厚さが６〜２５ｍｍの鋼板を提供することを目的とする。
上記目的を達するために、本発明は、ブリネル硬さ≧ＨＢ４２０の高強度耐摩耗中鋼板であって、その成分（重量％）は、Ｃｒ≦０．７０％、Ｎｉ≦０．５０％及びＭｏ≦０．３０％の中の一種以上、Ｃ：０．２０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎ≦０．００６％、Ｃａ≦０．００５％であり、残量は鉄及び不可避的不純物である、鋼板を提供する。
上記鋼板の組織は、マルテンサイトと残留オーステナイトからなる。その中で、残留オーステナイトは５〜１０％である。
本発明は、上記ブリネル硬さ≧ＨＢ４２０の高強度耐摩耗鋼板の製造方法を提供することも目的とする。
上記製造方法は、
（１）溶鋼を、真空脱ガス処理した後に連続鋳造又はダイ鋳造し、ダイ鋳造した後はブルーミングを経てビレットとする工程、
（２）連続鋳造スラブ又はビレットを、１１５０〜１２５０℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域で１パス又は多パス圧延を行なって、全圧下率を７０％以上とし、圧延終了温度を８６０℃以上とする工程、
（３）圧延された鋼板を、Ｖｍｉｎ〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｍｓ−１４５〜Ｍｓ−１８５℃の温度域に速やかに水冷し、室温まで空冷する工程を含む。
（１）溶鋼を、真空脱ガス処理した後に連続鋳造又はダイ鋳造し、ダイ鋳造した後はブルーミングを経てビレットとする工程、
（２）連続鋳造スラブ又はビレットを、１１５０〜１２５０℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域で１パス又は多パス圧延を行なって、全圧下率を７０％以上とし、圧延終了温度を８６０℃以上とする工程、
（３）圧延された鋼板を、Ｖｍｉｎ〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｍｓ−１４５〜Ｍｓ−１８５℃の温度域に速やかに水冷し、室温まで空冷する工程を含む。
ただし、公式（一）Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋０．４５Ｃｕ＋２Ｍｏにより鋼板の硬化指数Ｐを算出し、さらに公式（二）ｌｇＶｍｉｎ＝２．９４−０．７５Ｐにより鋼板のマルテンサイトが得られる臨界冷却速度Ｖｍｉｎを算出し、公式（三）Ｍｓ＝５６１−４７４Ｃ−３３Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ−２１Ｍｏにより鋼板のマルテンサイトが形成し始める温度Ｍｓを算出する。
本発明者は、耐摩耗鋼板の組織にマルテンサイト以外に所定量（例えば５％以上）の残留オーステナイトを有するとき、鋼板に明らかなＴＲＩＰ効果が現れ、これによりその表面硬度及び耐摩耗性が大幅に向上されることを発現した。ＴＲＩＰはＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ ｂｙ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙの略語であり、ＴＲＩＰ効果とは、鋼板が打ち抜き成形されるとき又は外部からの衝撃負荷を受けるときに、鋼板内部の残留オーステナイトがマルテンサイト相へ変換されて、変形された部分を迅速に硬化させて更なる変形を防止するとともに、鋼板の降伏変形部位が隣接部位に移転されて、非常に高い伸び率すなわち塑性を得ることをいう。耐摩耗鋼板は、外部物質による衝撃を受けるとき又は摩擦して変形されるときに、変形部位の残留オーステナイトがマルテンサイトに変換して硬化されるとともに、物質による衝撃又は摩擦によるエネルギーを消耗することができ、これにより摩耗量が大幅に低下され、耐摩耗性が向上される。一般的な耐摩耗鋼板の組織は主にマルテンサイト又はベイナイト及び少量の残留オーステナイトであり、残留オーステナイトの量が少ないため、通常、スウェーデンのＳＳＡＢ社で製造したＨａｒｄｏｘ４００耐摩耗鋼板のようにＴＲＩＰ効果が現れない。
本発明では、適宜な炭素含有量、ある程度安価な合金元素Ｓｉ及びＭｎを採用し、高価な合金元素Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏを少なく添加し、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂなど元素を添加しない。明らかな合金コスト上の優位性があり、鋼板の合金のコストを大幅に低下させる。圧
延するときに未再結晶温度域での制御圧延を必要とせず、圧延機の負荷を低下させることができ、その後にＶｍｉｎ〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｍｓ−１４５〜Ｍｓ−１８５℃に速やかに水冷し、室温まで空冷すればよい。得られた厚さ６〜２５ｍｍの鋼板は、組織がマルテンサイト＋残留オーステナイト（５〜１０％）となり、硬さ≧ＨＢ４２０、降伏強さ≧１０００ＭＰａ、伸び率≧１８％、−４０℃でのＡｋｖ≧２７Ｊである。鋼板は、冷間曲げ性が良く、特に使用時に明らかなＴＲＩＰ効果があって、その表面硬度及び耐摩耗性を大幅に向上させ、関連分野での耐摩耗鋼板に対する高い要求を満たす。
延するときに未再結晶温度域での制御圧延を必要とせず、圧延機の負荷を低下させることができ、その後にＶｍｉｎ〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｍｓ−１４５〜Ｍｓ−１８５℃に速やかに水冷し、室温まで空冷すればよい。得られた厚さ６〜２５ｍｍの鋼板は、組織がマルテンサイト＋残留オーステナイト（５〜１０％）となり、硬さ≧ＨＢ４２０、降伏強さ≧１０００ＭＰａ、伸び率≧１８％、−４０℃でのＡｋｖ≧２７Ｊである。鋼板は、冷間曲げ性が良く、特に使用時に明らかなＴＲＩＰ効果があって、その表面硬度及び耐摩耗性を大幅に向上させ、関連分野での耐摩耗鋼板に対する高い要求を満たす。
以下、本発明をより詳しく説明する。
本発明において、特段の事情がない限り、含有量はいずれも重量百分率含有量である。
本発明において、特段の事情がない限り、含有量はいずれも重量百分率含有量である。
ブリネル硬さ≧ＨＢ４２０の高強度耐摩耗中鋼板、特に、厚さが６〜２５ｍｍの鋼板を提供する本発明の目的を実現するために、本発明の主な化学成分を以下のように選択し調整し、その理由は下記のとおりである。
炭素：鋼板の強度を確保するキーエレメントである。組織の大部分をマルテンサイト＋残留オーステナイトとしたい鋼板にとって、炭素は最も重要な元素であり、鋼板の焼入れ性を顕著に向上させることができる。炭素はオーステナイト中で高い溶解度を有しているため、オーステナイトの安定性を高く維持させ、鋼のＭｓ点を低下させることができ、所定量の残留オーステナイトの獲得に有利である。かつ炭素の含有量の向上は、強度及び硬度を向上させ、塑性を低下させる。よって、鋼板に高い硬度だけではなく所定の靭性も付与し、約５〜１０％の残留オーステナイトを有させるためには、炭素の含有量を非常に低くすることは望ましくない。総合的に考慮すれば、本発明のように硬さＨＢ４２０のレベルにとっては、０．２０５〜０．２５％の炭素が好ましい。より好ましくは、炭素の含有量は０．２０５〜０．２４５％である。
珪素：鋼に珪素を加えると、鋼の純度及び脱酸素力を向上させることができる。珪素は、鋼中で固溶強化の作用を有し、オーステナイトでの溶解度が高く、珪素の含有量の向上は鋼の強度及び硬度の向上に有利であり、オーステナイトの安定性を向上させることができ、とくに、鋼板をオンライン直接焼入れした後あらためてベイナイト温度域までオンライン加熱をしてから焼戻すときに、マルテンサイト中に炭化物が析出され炭素が残留オーステナイト内に拡散されることを促進して、残留オーステナイト中の炭素含有量を向上させ、室温に至って変態しないようにオーステナイトを安定化させ、鋼板が室温で焼戻しマルテンサイト＋残留オーステナイトの複合組織を有し、使用時にＴＲＩＰ効果を有するようにし、耐摩耗性を向上させる。しかし、珪素の含有量が高すぎると鋼の靭性を低下させ、多量の珪素を含む鋼板は加熱されるときに酸化被膜の粘度が大きくなり、炉から出した後は鱗を除去しにくくなり、その結果、圧延された鋼板の表面に多量の赤い酸化被膜が生じて、表面品質が悪くなる。かつ多量の珪素は溶接性に不利である。珪素の多方面にわたる影響を考慮した結果、本発明において珪素の含有量は０．２０〜１．００％である。好
ましくは、珪素の含有量は０．２０〜０．９９％である。
ましくは、珪素の含有量は０．２０〜０．９９％である。
マンガン：マンガンはオーステナイト組織を安定化し、合金元素であるニッケルに次いでの安定能力を有し、オーステナイトを安定させ強化作用を有する安価な合金元素である。かつ、マンガンは鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトが形成される臨界冷却速度を低下させる。しかし、マンガンはより高い偏析傾向があるため、その含有量は高すぎると望ましくなく、通常、低炭素微合金鋼中のマンガンの含有量は２．０％以下である。マンガンの添加量は主に鋼の強度、硬度レベルによって決まる。本発明においてマンガンの含有量は１．０〜１．５％の範囲に調整すべきである。マンガンは鋼中でアルミニウムとも一緒に脱酸素化作用を有する。好ましくは、マンガンの含有量は１．１１〜１．４５％である。
硫黄とリン：硫黄は鋼中でマンガンなどと化合して塑性包有物である硫化マンガンを形成し、とくに鋼の横方向塑性及び靭性に不利であるため、硫黄の含有量はできるだけ低いほうがよい。リンも鋼中の有害元素であり、鋼板の塑性及び靭性を厳重に害する。本発明において、硫黄及びリンはいずれも不可避的不純物であり、その含有量は低ければ低いほど良く、製鋼工場の実際の製鋼状態を考慮すると、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％であることが求められる。好ましくは、Ｐ≦０．００９％、Ｓ≦０．００４％である。
アルミニウム：アルミニウムは強い脱酸素元素である。鋼中の酸素の含有量をできるだけ低くするためには、アルミニウムの含有量を０．０２〜０．０４％に調整する。脱酸素後過剰のアルミニウムと鋼中の窒素元素はＡｌＮ析出物への形成が可能であり、強度を高めるだけではなく、熱処理して加熱するときに鋼の元素オーステナイト結晶粒度を微細化することができる。好ましくは、アルミニウムの含有量は０．０２１〜０．０３９％である。
チタン：チタンは強い炭化物形成元素であり、鋼に微量のＴｉを加えると、鋼中のＮの固定に有利であり、形成されたＴｉＮは、ビレットを加熱するときにオーステナイト粒が粗大化しすぎることを防止し、元のオーステナイト結晶粒度を微細化する。チタンは、鋼中で炭素及び硫黄とそれぞれ化合して、ＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２などを生成し、これらは包有物及び第二相粒子の形式で存在することができる。現在、微量チタン処理は多くの低合金高強度鋼の通常のプロセスとなった。本発明において、チタンの含有量は０．０１〜０．０３％に調整される。好ましくは、チタンの含有量は０．０１３〜０．０２２％である。
クロム：クロムは鋼の焼入れ性を高め、鋼の焼戻し安定性を向上させる。クロムは、オーステナイトでの溶解度が大きく、オーステナイトを安定化し、焼き入れの後マルテンサイトで大量に固溶され、その後の焼戻しプロセスにおいてＣｒ２３Ｃ７、Ｃｒ７Ｃ３など炭化物を析出させて、鋼の強度及び硬度を高める。鋼の強度レベルを維持するために、マンガンの一部の代わりにクロムを用いて、高マンガンの偏析傾向を弱めることができる。本発明において、０．７０％以下のクロムを添加してよい。好ましくは、クロムの含有量は０．３５〜０．６５％である。
ニッケル：オーステナイトを安定化する元素であり、強度の向上には明らかな効果がない。鋼にニッケルを加えること、特に、調質鋼にニッケルを加えることにより、鋼の靭性とくに低温靭性を大幅に向上させることができる。かつ、ニッケルは高価な合金元素であり、そのため、本発明において、０．５０％以下のニッケル元素を添加してよい。好ましくは、ニッケルの含有量は０．１６〜０．４０％である。
モリブデン：モリブデンは、結晶粒子を顕著に微細化し、強度及び靭性を高める。モリブデンは、鋼の焼戻し脆性を減少させるとともに、焼戻すときに非常に微細な炭化物を析出させて、鋼の基質を顕著に補強することができる。モリブデンは非常に高価で戦略上重要な合金元素であり、そのため、本発明において、０．３０％以下のモリブデンを添加してよい。好ましくは、モリブデンの含有量は０．１８〜０．２４％である。
カルシウム：本発明にカルシウムを加えることは、主に硫化物の形態を変えて、鋼の横方向特性を向上させるためである。硫の含有量が非常に低い鋼はカルシウム処理を行なわなくてもよい。カルシウムの含有量は０．００５％以下である。好ましくは、０．００１〜０．００３％である。
窒素：本発明は、マイクロアロイド元素のＮｂ、Ｖを含まず、かつ相変化強化及び焼戻しによる炭化物析出強化を主要な強化方式とする。含有量が６０ｐｐｍ以下の窒素は、０．０１〜０．０３％のチタンを安定化させＴｉＮへの形成が可能であり、該ＴｉＮは、加熱するときにスラブのオーステナイト結晶粒度が粗大化しすぎることを防止する。本発明において、窒素の含有量を０．００６％以下に調整する。より好ましくは、窒素の含有量は０．００３３〜０．００４％である。
本発明においては、オーステナイトを安定化させる元素例えば炭素、ニッケルを増やし、これらは焼入れ後に鋼中の残留オーステナイトの含有量を向上させ、鋼がＴＲＩＰ効果を有することに有利である。また、冷却終了温度の調整及び焼戻しなしのプロセスなどはいずれも残留オーステナイトの含有量を向上させる。
製造プロセスの本発明製品に対する影響は以下のとおりである。
ベッセマーライジング及び真空処理：その目的は、溶鋼の基本成分要求を確保し、鋼中の酸素、水素など有害ガスを除去するとともに、マンガン、チタンなど必要な合金元素を加えて、合金元素を調整することにある。
ベッセマーライジング及び真空処理：その目的は、溶鋼の基本成分要求を確保し、鋼中の酸素、水素など有害ガスを除去するとともに、マンガン、チタンなど必要な合金元素を加えて、合金元素を調整することにある。
連続鋳造又はダイ鋳造：ビレットの内部成分の均一化及び表面品質の良好を確保し、また、ダイ鋳造されたインゴットはビレットに圧延することが必要となる。
加熱及び圧延：連続鋳造スラブ又はビレットを１１５０〜１２５０℃の温度で加熱して、一方では均一なオーステナイト化組織を得て、一方ではチタン、クロムなどの化合物の一部を溶解させる。オーステナイト再結晶温度域で１パス又は３パス以上の圧延を行なって鋼板に圧延し、全圧下率が７０％以上であり、圧延終了温度が８６０℃以上（好ましくは８６０〜８９０℃）である。
急速冷却：前述公式（一）により鋼板の硬化指数Ｐを算出し、さらに公式（二）により鋼板のマルテンサイトが得られる臨界冷却速度Ｖｍｉｎを算出し、公式（三）によりマルテンサイトの形成開始温度Ｍｓを算出する。圧延された後にＶｍｉｎ〜５０℃／ｓの冷却速度（好ましくは１６〜５０℃／ｓ）で、Ｍｓ−１４５〜Ｍｓ−１８５℃に水冷し、室温まで空冷すればよい。急速冷却過程において、大部分の合金元素はマルテンサイト中に固溶され、冷却終了温度が制御されるため組織中に所定量の残留オーステナイト例えば５〜１０％のオーステナイトが残留される。残留オーステナイトは鋼板の使用時にＴＲＩＰ効果を得ることを保証する。
本発明は、適宜な成分設計、制御圧延、圧延後の急冷及び冷却終了温度の制御により、鋼板の細粒度強化、相変化強化及び析出強化が実現される。図１は鋼板組織のプロセス制御を示す概略図である。鋼板は納品されるときに組織がマルテンサイト＋残留オーステナイトとなる。例えば、図２は厚さ１５ｍｍの鋼板の典型的な組織である。得られた厚さ６〜２５ｍｍの鋼板は、硬さ≧ＨＢ４２０、降伏強さ≧１０００ＭＰａ、伸び率≧１８％、
−４０℃でのＡｋｖ≧２７Ｊである。該鋼板は、冷間曲げ性が良く、特に使用するときに明らかなＴＲＩＰ効果があって、鋼板の表面強度、硬度及び耐摩耗性を大幅に向上し、関連分野での耐摩耗鋼板に対する高い要求を満たすことができる。図３は鋼板の使用時の表面硬化効果を示す概略図である。
−４０℃でのＡｋｖ≧２７Ｊである。該鋼板は、冷間曲げ性が良く、特に使用するときに明らかなＴＲＩＰ効果があって、鋼板の表面強度、硬度及び耐摩耗性を大幅に向上し、関連分野での耐摩耗鋼板に対する高い要求を満たすことができる。図３は鋼板の使用時の表面硬化効果を示す概略図である。
上記成分設計及びプロセス制御方法により製造される高強度耐摩耗中鋼板は、各分野で求められる耐摩耗部材に適用され、鋼板に明らかなＴＲＩＰ効果があるため、納品されるときの硬度が低く、ユーザーにより加工及び成形しやすく、使用時に硬度が大幅に向上され、鋼板の耐摩耗性が大幅に向上される。
実施例
以下、実施例を挙げて本発明をより詳しく説明する。これらの実施例はただ本発明の実施の最良の形態に対する説明であり、本特許請求の範囲はこれらの実施例に制限されない。実施例の鋼板の化学成分、炭素当量及び最低冷却速度は表１に示し、プロセスパラメータは表２に示し、実施例で得られた鋼板の性能は表３に示す。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳しく説明する。これらの実施例はただ本発明の実施の最良の形態に対する説明であり、本特許請求の範囲はこれらの実施例に制限されない。実施例の鋼板の化学成分、炭素当量及び最低冷却速度は表１に示し、プロセスパラメータは表２に示し、実施例で得られた鋼板の性能は表３に示す。
実施例１
表１に示す配合比で製錬した溶鋼を、真空脱ガス処理した後に、連続鋳造又はダイ鋳造を行なって、厚さ８０ｍｍのスラブを得、得られたスラブを１２００℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域内で多パス圧延を行なって、厚さ６ｍｍの鋼板に圧延し、全圧下率は９４％であり、圧延終了温度は８９０℃であった。その後、５０℃／ｓの速度で２５０℃に水冷し、室温まで空冷した。
表１に示す配合比で製錬した溶鋼を、真空脱ガス処理した後に、連続鋳造又はダイ鋳造を行なって、厚さ８０ｍｍのスラブを得、得られたスラブを１２００℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域内で多パス圧延を行なって、厚さ６ｍｍの鋼板に圧延し、全圧下率は９４％であり、圧延終了温度は８９０℃であった。その後、５０℃／ｓの速度で２５０℃に水冷し、室温まで空冷した。
実施例２〜６のプロセスフローは実施例１と同じであり、詳細な成分及びプロセスパラメータは表１及び表２に示し、実施例の鋼板の性能は表３に示した。
試験例１：鋼板の力学的性質
ＧＢ／Ｔ２２８−２００２に基づいた金属材料の室温引張試験方法、ＧＢ２１０６−１９８０に基づいた金属のＶノッチシャルピー衝撃試験方法により、本発明実施例１〜６における鋼板の降伏強さ、引張強さ、伸び率、−４０℃での衝撃靭性などの力学的性質を測定し、その結果を表３に示した。
ＧＢ／Ｔ２２８−２００２に基づいた金属材料の室温引張試験方法、ＧＢ２１０６−１９８０に基づいた金属のＶノッチシャルピー衝撃試験方法により、本発明実施例１〜６における鋼板の降伏強さ、引張強さ、伸び率、−４０℃での衝撃靭性などの力学的性質を測定し、その結果を表３に示した。
試験例２：硬さ
ＧＢ／Ｔ２３１．１−２００９に基づいた方法により、本発明実施例１〜６のブリネル硬さを測定し、その結果を表３に示した。
ＧＢ／Ｔ２３１．１−２００９に基づいた方法により、本発明実施例１〜６のブリネル硬さを測定し、その結果を表３に示した。
試験例３：
光学顕微鏡により本発明実施例における鋼の金属組織を測定し、その結果を表３に示した。全ての実施例における鋼板の金属組織はマルテンサイト及び５〜１０％の残留オーステナイトであった。
光学顕微鏡により本発明実施例における鋼の金属組織を測定し、その結果を表３に示した。全ての実施例における鋼板の金属組織はマルテンサイト及び５〜１０％の残留オーステナイトであった。
図２は本発明実施例３の厚さ１５ｍｍの超高強度鋼板の典型的な金属組織の写真である。その他の実施例の鋼板も図２と類似している金属組織写真が得られる。
試験例４：横方向冷間曲げ特性
ＧＢ／Ｔ２３２−２０１０に基づいた金属材料の曲げ試験方法により、本発明実施例１〜６の鋼板につきｄ＝２ａ、１８０°で横方向冷間曲げ試験を行ない、その結果を表３に示した。
ＧＢ／Ｔ２３２−２０１０に基づいた金属材料の曲げ試験方法により、本発明実施例１〜６の鋼板につきｄ＝２ａ、１８０°で横方向冷間曲げ試験を行ない、その結果を表３に示した。
試験例５：溶接性試験
ＧＢ４６７５．１−８４に基づいた斜めＹ開先溶接割れ試験方法により、本発明実施例６の溶接性を評価し、その結果を表４に示した。表４から分かるように、本発明実施例６の鋼板は予熱温度７５℃の条件下で溶接された後クラックが発生しなかった。これは、本発明の鋼板が良好な溶接性を有することを説明する。
ＧＢ４６７５．１−８４に基づいた斜めＹ開先溶接割れ試験方法により、本発明実施例６の溶接性を評価し、その結果を表４に示した。表４から分かるように、本発明実施例６の鋼板は予熱温度７５℃の条件下で溶接された後クラックが発生しなかった。これは、本発明の鋼板が良好な溶接性を有することを説明する。
その他の実施例でも、表面のクラック率（％）が０であり、根部のクラック率（％）が０であり、断面のクラック率（％）が０である結果であった。
試験例６：耐摩耗性試験
耐摩耗性試験はＭＧ２０００型アブレシブ摩耗試験機で行なわれた。直径５．０ｍｍ、長さ２０ｍｍの円柱状試料を摩擦盤に置き環状に回転させた。摩擦盤に１００＃の研磨紙を張り、ピンは３０Ｎの負荷圧の下で摩擦盤上で摩耗試験を行なった。試料の相対速度は０．８ｍ／ｓであり、摩擦距離は２００ｍであり、試験温度はＴ＝２５℃であった。重量はＴＧ３２８Ａ型光電分析天秤により量り、重量を量る試験前後のピンのロス重量を摩耗量とした。
耐摩耗性試験はＭＧ２０００型アブレシブ摩耗試験機で行なわれた。直径５．０ｍｍ、長さ２０ｍｍの円柱状試料を摩擦盤に置き環状に回転させた。摩擦盤に１００＃の研磨紙を張り、ピンは３０Ｎの負荷圧の下で摩擦盤上で摩耗試験を行なった。試料の相対速度は０．８ｍ／ｓであり、摩擦距離は２００ｍであり、試験温度はＴ＝２５℃であった。重量はＴＧ３２８Ａ型光電分析天秤により量り、重量を量る試験前後のピンのロス重量を摩耗量とした。
本発明実施例２の鋼板とスウェーデンのＳＳＡＢ社で製造した耐摩耗鋼ＨＡＲＤＯＸ４００の耐摩耗性に関して対比試験を行なった。本発明実施例２の鋼板の硬さが対比材料と比べてある程度違うため、本発明実施例２を参照して、スウェーデンのＳＳＡＢ社で製造したＨＡＲＤＯＸ４００（硬さＨＢ４０５）級耐摩耗鋼板の硬さ及び摩耗量を算出し、それぞれに絶対摩耗量、硬さ差及び摩耗量差で表わし、これらを表５に示した。表５から分かるように、本発明に係る超高強度耐摩耗鋼板は、スウェーデンのＳＳＡＢ社で製造したＨＡＲＤＯＸ４００級耐摩耗鋼と比べて、耐摩耗性が大きく向上（約３０％）され、かなり良い耐摩耗性を有した。
その他の実施例でもスウェーデンのＳＳＡＢ社で製造したＨＡＲＤＯＸ４００級（硬さＨＢ４００）耐摩耗鋼板より良い耐摩耗性を得た。
上述した実施例から分かるように、上記成分及びプロセスパラメータにより加工された厚さ６〜２５ｍｍの焼戻し鋼板は、ブリネル硬さ≧ＨＢ４２０、降伏強さ≧１０００ＭＰａ、伸び率Ａ５０≧１８％、−４０℃でのＡｋｖ≧２７Ｊであり、冷間曲げ性が良く、組織がマルテンサイト＋残留オーステナイト（５〜１０％）となった。上記鋼板は、溶接性が良く、耐摩耗性が輸入したＨＢ４００級耐摩耗鋼板より３０％向上された。特に、該鋼板は、納品されるときに硬度が低く、ユーザーにより成形しやすく、使用時にＴＲＩＰ効果が発生して、鋼板の表面強度、硬度及び耐摩耗性が向上され、関連分野での耐摩耗鋼板に対する高い要求を満たした。
Claims (17)
- 耐摩耗鋼板であって、
成分は、重量百分率で、０．３５≦Ｃｒ≦０．７０％、０．１６≦Ｎｉ≦０．５０％及び０．１８≦Ｍｏ≦０．３０％と、
Ｃ：０．２０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜１．００％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎ≦０．００６％、Ｃａ≦０．００５％、残量は鉄及び不可避的不純物であり、
鋼板の組織は、マルテンサイト及び５〜１０％の残留オーステナイトであり、
鋼板の厚さは、６〜２５ｍｍであり、
鋼板のブリネル硬さ≧ＨＢ４２０である、
耐摩耗鋼板。 - 次の式で求められる炭素当量Ｃｅｑが０．５７〜０．６４である、ことを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１４ - Ｃ：０．２０５〜０．２４５％である、ことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｓｉ：０．２０〜０．９９％である、ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｍｎ：１．１１〜１．４５％である、ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｐ≦０．００９％である、ことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｓ≦０．００４％である、ことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ａｌ：０．０２１〜０．０３９％である、ことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｔｉ：０．０１３〜０．０２２％である、ことを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｎ：０．００３３〜０．００４％である、ことを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｃａ：０．００１〜０．００３％である、ことを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｃｒ：０．３５〜０．６５％である、ことを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｎｉ：０．１６〜０．４０％である、ことを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- Ｍｏ：０．１８〜０．２４％である、ことを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板。
- 請求項１〜１４のいずれか１項に記載の耐摩耗鋼板を製造する方法であって、
溶鋼を、真空脱ガス処理した後に連続鋳造又はダイ鋳造し、仮にダイ鋳造した後はブルーミングを経てビレットとする工程、
連続鋳造スラブ又はビレットを、１１５０〜１２５０℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域で１パス又は３パス以上の圧延を行なって、全圧下率を７０％以上とし、圧延終了温度を８６０℃以上とする工程、
圧延された鋼板を、Ｖｍｉｎ〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｍｓ−１４５〜Ｍｓ−１８５℃の温度域に水冷し、室温まで空冷する工程を含み、
公式Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋０．４５Ｃｕ＋２Ｍｏにより鋼板の硬化指数Ｐを算出し、さらに公式ｌｇＶｍｉｎ＝２．９４−０．７５Ｐにより鋼板のマルテンサイトが得られる臨界冷却速度Ｖｍｉｎを算出し、公式Ｍｓ＝５６１−４７４Ｃ−３３Ｍｎ−１７Ｃｒ−１７Ｎｉ−２１Ｍｏにより鋼板のマルテンサイトが形成し始める温度Ｍｓを算出する方法。 - 圧延終了温度は８６０〜８９０℃である、ことを特徴とする請求項１５に記載の方法。
- 圧延された鋼板を、１８〜５０℃／ｓの冷却速度で、２３５〜２８０℃の温度域に水冷する、ことを特徴とする請求項１５又は１６に記載の方法。
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