WO2015151443A1 - 厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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正雄 柚賀
章夫 大森
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Definitions

  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.200 to 0.350%, Si: 0.05 to 0.45%, Mn: 0.50 to 2.00%, P: 0.020% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.100%, Including a CI defined by the following formula (1) satisfying 40 or more, A composition comprising the balance Fe and inevitable impurities; The area fraction of the bainite phase is 60% or more, and the island-like martensite in the bainite phase is 5% or more and less than 20% in the area fraction with respect to the entire structure, A thick steel plate having excellent wear resistance, wherein the remainder has a steel structure composed of one or more of a ferrite phase, a pearlite, and a martensite phase.
  • FIG. 1 is a diagram illustrating an abrasion tester.
  • P 0.020% or less
  • toughness is reduced. For this reason, it is desirable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content is acceptable up to 0.020%. For this reason, the P content is limited to 0.020% or less.
  • the P content is preferably set to 0.005% or more.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Al is an effective element that acts as a deoxidizer for molten steel. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. If the Al content is less than 0.005%, these effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the weldability and toughness deteriorate. Therefore, the Al content is limited to the range of 0.005 to 0.100%. Preferably, the content is 0.015 to 0.040%.
  • V 0.005 to 0.100%
  • V is an element that improves hardenability and precipitates as carbonitride to contribute to improvement of toughness through the effect of refining the structure. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.100%, the weldability decreases. For this reason, when V is contained, the V content is limited to a range of 0.005 to 0.100%.
  • B 0.0003 to 0.0030%
  • B is an element that contributes to improving the hardenability when contained in a small amount. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.0003% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the toughness decreases. For this reason, when B is contained, the B content is limited to a range of 0.0003 to 0.0030%.
  • the bainite phase contains an area fraction (sometimes referred to as an area fraction) of 60% or more, and further contains island-like martensite in the bainite phase in an area fraction of 5% or more and less than 20% with respect to the entire structure, with the balance being ferrite phase, pearlite and
  • the steel structure is composed of one or more martensite phases.
  • Bainite phase 60% or more in area fraction If the fraction of bainite phase is less than 60% in area fraction, desired wear resistance and workability cannot be ensured. For this reason, content of a bainite phase shall be 60% or more by area fraction. Preferably it is 80% or more.
  • Island-like martensite 5% or more and less than 20% in the area fraction
  • Island-like martensite is finely dispersed in the bainite phase and has high hardness, which contributes to improvement in wear resistance. If the fraction of island martensite is less than 5% in terms of the area fraction of the entire structure, the desired wear resistance cannot be ensured. On the other hand, when the area fraction is 20% or more, the effect of improving the wear resistance is saturated, causing an excessive increase in the hardness of the steel sheet and degrading workability and toughness. Therefore, the area fraction is set to 5% or more and less than 20%. It should be noted that the island martensite is formed between the laths of the bainite phase or at the grain boundaries of the bainite phase and is very small.
  • the slab heating temperature is an average temperature in the thickness direction of the slab determined by heat transfer-heat conduction calculation.
  • the average temperature in the thickness direction of the slab is substantially equal to the temperature at the 1/4 position of the plate thickness.
  • the cooling stop temperature is set to 400 to 650 ° C.
  • the cooling stop temperature is the temperature at the end of accelerated cooling at the position of the plate thickness 1 ⁇ 4.
  • the temperature at the position where the ferrite transformation or bainite transformation is completed is allowed to cool to less than 400 ° C., and then Ac 3
  • the above-mentioned accelerated cooling may be performed after reheating to 950 ° C. or lower.
  • the accelerated cooling must be started before the temperature of the steel sheet decreases and the ferrite transformation starts. For this reason, after taking out a steel plate from a reheating furnace, it is preferable to carry out within 30 second.
  • the reheating temperature is set to Ac 3 or more and 950 ° C. or less.
  • the reheating temperature is the temperature at the 1/2 t position of the steel sheet, and is determined by heat transfer-heat conduction calculation.
  • the Ac 3 transformation point can be measured from a thermal expansion curve when heating from ferrite to austenite.
  • Abrasion test Abrasion test piece (size: 10 mm thickness x 25 mm width x 75 mm length) was taken from the obtained steel sheet so that the position 0.5 mm from the steel sheet surface would be the test surface (abrasion surface). Then, it was mounted on the wear tester shown in FIG.
  • the wear test piece was attached so that the surface of the test machine rotor was perpendicular to the rotation axis of the test machine rotor and the surface of 25 mm ⁇ 75 mm was in the circumferential tangent direction of the rotation circle, and then the wear material was introduced inside.
  • the wear material a meteorite having an average particle diameter of 30 mm was used.
  • Table 2 shows the results of the above test items according to the manufacturing conditions. No. In Examples 1 to 15, 17, 18, and 20, the wear resistance ratio was 1.5 or more, and excellent wear resistance was confirmed. On the other hand, no. No. 16 is inferior in bending workability because the bainite fraction and the island-like martensite fraction of the steel structure do not satisfy the provisions of the present invention. Moreover, No. of the comparative example. In No. 19, the bainite fraction and the island-like martensite fraction of the steel structure do not satisfy the provisions of the present invention, and are inferior in wear resistance. No. In Nos. 21 to 23, the island-like martensite fraction in the steel structure did not satisfy the provisions of the present invention, and the wear resistance was poor.

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Abstract

　産業機械、運搬、輸送機器等の岩石、砂、鉱石、スラリー状物質等に対する耐摩耗性が要求される部材用として好適な厚鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．２００～０．３５０％、Ｓｉ：０．０５～０．４５％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上、特定式で定義されるＣＩが４０以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、ベイナイト相の面積分率が６０％以上、島状マルテンサイトの面積分率が５％以上２０％未満、残りがフェライト相、パーライト、マルテンサイト相の一種または二種以上からなる鋼組織を有する厚鋼板。上記組成の鋼を熱間圧延後、４００℃～６５０℃まで加速冷却を行う。

Description

厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、産業機械、運搬、輸送機器等の岩石、砂、鉱石、スラリー状物質等に対する耐摩耗性が要求される部材用として好適な厚鋼板およびその製造方法に関する。
　建設、土木、鉱山等の現場で使用される、例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケット、ダンプトラック等の産業機械や、スラリー状物質輸送用鋼管等の運搬、輸送機器の部材は、使用時に土砂等により摩耗する。
　従来、鋼材の硬度を上昇させることで、その耐摩耗性が向上することが知られており、これまでにも、一部の耐摩耗性が要求される部材用途として、合金元素を多量に添加し硬度を上昇させた鋼材等が用いられてきた。
　しかし、耐摩耗性を向上させるために鋼材の硬度を上昇させると、加工性が大きく低下することが知られており、加工が必要な部材用途としては、高硬度材料の適用は難しいといった問題がある。
　そこで、優れた耐摩耗性を堅持しつつ、さらに加工性にも優れた鋼材が求められる。例えば特許文献１には、質量％で、Ｃを０．１３％～０．１８％含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｂ、Ｎを適正量含有し、さらにＣｒを０．５％～２．０％、Ｍｏを０．０３％～０．３％、Ｎｂを０．０３％～０．１％含有し、成分組成が、ＨＩが０．７以上を満たし、かつＣｅｑが０．５０超で、ＨＢが２５℃において３６０以上、４４０以下であることを特徴とする鋼板が提案されている。ここで、ＨＩ＝［Ｃ］＋０．５９［Ｓｉ］－０．５８［Ｍｎ］＋０．２９［Ｃｒ］＋０．３９［Ｍｏ］＋２．１１（［Ｎｂ］－０．０２）－０．７２［Ｔｉ］＋０．５６［Ｖ］、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４で、各合金元素は含有量（質量％）である。
　特許文献１には、上記技術によれば、焼入れ熱処理によりＨＢ４００クラスのマルテンサイト組織とし、さらに固溶Ｎｂ量を増加させることで高温での耐摩耗性向上が可能なことが記載されている。
　特許文献２には、質量％で、Ｃを０．１０％～０．４５％含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎを適正量含有し、さらにＴｉを０．１０％～１．０％含有し、０．５μｍ以上の大きさを有するＴｉＣ析出物あるいはＴｉＣとＴｉＮ、ＴｉＳとの複合析出物を１ｍｍ２当たり４００個以上含み、かつ特定式で表せるＴｉ＊が０．０５％～０．４％未満であることを特徴とする鋼板が提案されている。
　特許文献３には、質量％で、Ｃを０．０５～０．３５％含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを適正量含有し、さらにＴｉを０．１％～１．２％含有し、さらに特定式で表せるＤＩ＊が６０未満であり、フェライト相－ベイナイト相を基地相とし、該基地相中に硬質相が分散していることを特徴する加工性に優れた耐磨耗鋼板が提案されている。
　特許文献２、３には、上記技術によれば、凝固時に粗大なＴｉＣを主体とする析出物を生成させることで、安価に耐摩耗性の向上が可能なことが記載されている。
特許４５９００１２号公報 特許３０８９８８２号公報 特開２０１０－２２２６８２号公報
　しかしながら、特許文献１に記載された技術は、焼入れ工程を実施し、マルテンサイト組織としているため、硬度がＨＢ３６０以上と高硬度であり、加工性が良好とは言い難い。また、特許文献１に記載された技術は、合金元素を大量に添加しているために、合金コストが増大する。
　特許文献２、３に記載された技術は、凝固時に粗大なＴｉＣを形成させるため、圧延前にスラブ表面手入れを実施することが必要で、製造コストが増大する。また、特許文献２、３に記載された技術の耐高温摩耗性は不明である。
　そこで、本発明は、安価で、優れた加工性を有し、耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者等は、上記目的を達成するため、耐摩耗性に対する各種要因の影響について鋭意検討を重ねた。その結果、鋼材の組成を適正化し、かつ成分組成中の複数の合金元素の含有量の合計で定義される値を一定値とし、ベイナイト相の面積分率を６０％以上、ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率を５％以上２０％未満、残りをフェライト相、パーライト、マルテンサイト相の一種または二種以上とした鋼組織とすることで、鋼材を過度に高硬度化することなく、良好な加工性を有したまま、優れた耐摩耗性を具備できることを見出した。
　本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．２００～０．３５０％、
Ｓｉ：０．０５～０．４５％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
を下記（１）式で定義されるＣＩが４０以上を満足するように含み、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
ベイナイト相の面積分率が６０％以上であり、ベイナイト相中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％以上２０％未満であり、
残りがフェライト相、パーライト、マルテンサイト相の一種または二種以上からなる鋼組織を有することを特徴とする耐摩耗性に優れた厚鋼板。
ＣＩ＝６０Ｃ＋８Ｓｉ＋２２Ｍｎ＋１０（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋１４Ｃｒ＋２１Ｍｏ＋１５Ｖ・・・（１）
式において各合金元素は含有量（質量％）とする。但し、含有しない元素の含有量は零とする。
［２］
　さらに、質量%で、
Ｃｕ：０．０３～１．００％、
Ｎｉ：０．０３～２．００％、
Ｃｒ：０．０５～２．００％、
Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の耐摩耗性に優れた厚鋼板。
［３］
　さらに、質量%で、
ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の耐摩耗性に優れた厚鋼板。
［４］
　［１］乃至［３］のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、９５０～１２５０℃に加熱後、Ａｒ３以上の温度で終了する熱間圧延を行い、熱間圧延後ただちに、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃～６５０℃まで加速冷却を行うことを特徴とする耐摩耗性に優れた厚鋼板の製造方法。
［５］
　［１］乃至［３］のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、９５０～１２５０℃に加熱後、熱間圧延を行い、４００℃未満まで空冷を行ったのち、Ａｃ３～９５０℃に再加熱し、再加熱後ただちに５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃～６５０℃まで冷却を行うことを特徴とする耐摩耗性に優れた厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、加工性に優れ、優れた耐摩耗性を安定的に有する耐摩耗鋼板を、容易にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を有する。
図１は、摩耗試験機を説明する図である。
　本発明では成分組成と鋼組織を規定する。
［成分組成］
説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．２００～０．３５０％
Ｃは、島状マルテンサイト生成に寄与する元素であり、優れた耐摩耗性を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．２００％未満では上記した効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．３５０％を超えると、溶接性および加工性が低下する。このため、Ｃ含有量を０．２００～０．３５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．２１０～０．３００％である。
　Ｓｉ：０．０５～０．４５％
Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として作用する有効な元素であり、また、焼入性を向上させ、島状マルテンサイトの生成に寄与する作用を有する有効な元素である。このような効果を確保するためにＳｉ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．４５％を超えると、溶接性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．４５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１５～０．４０％である。
　Ｍｎ：０．５０～２．００％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、島状マルテンサイトの生成に寄与する作用を有する有効な元素である。このような効果を確保するためには、Ｍｎ含有量を０．５０％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、溶接性の低下を招き、曲げなどの加工時に破壊の起点となるＭｎＳを多量に生成する。このため、Ｍｎ含有量は０．５０～２．００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．６０～１．７０％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼中に多量含有すると靭性の低下を招く。このためＰ含有量はできるだけ低減することが望ましい。本発明においてＰ含有量は０．０２０％まで許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０２０％以下に限定した。なお、Ｐ含有量を過度に低減することは精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中に多量に含まれるとＭｎＳとして析出し、靭性の劣化を招くとともに、加工時に破壊の起点となる。このためＳ含有量はできるだけ低減することが望ましい。本発明においてＳ含有量は０．００５％までであれば許容できる。このため、Ｓ含有量は０．００５％以下に限定した。なお、Ｓ含有量を過度に低減することは精錬コストの高騰を招くため、０．０００５％以上とすることが望ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する有効な元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。Ａｌ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、溶接性、靱性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５～０．１００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０１５～０．０４０％である。
　ＣＩ＝６０Ｃ＋８Ｓｉ＋２２Ｍｎ＋１０（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋１４Ｃｒ＋２１Ｍｏ＋１５Ｖ≧４０
式において、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しない元素は零として計算する。
ＣＩが４０未満では、焼入性が不足し、上記した鋼組織とはならず、良好な耐摩耗性が得られない。そのため、ＣＩは４０以上に限定した。なお、好ましくは４４以上である。また、ＣＩが大きくなりすぎると焼入れ性が高くなりすぎ、マルテンサイトの生成量が多くなって上記した鋼組織とならないことがあるため、ＣＩは８０以下とすることが好ましく、より好ましくは７５以下である。
　上記成分が基本成分組成で残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。本発明では、特性を向上させるため、選択元素としてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を選択して含有できる。
　Ｃｕ：０．０３～１．００％、
Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、島状マルテンサイトの生成に寄与する効果を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０３％以上含有する必要がある。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が低下し、製造コストも高騰する。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量を０．０３～１．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、熱間加工性の低下抑制、コスト低減の観点からは、０．０３～０．５０％の範囲に限定することがより好ましい。
　Ｎｉ：０．０３～２．００％、
Ｎｉは、焼入れ性を向上させるとともに、低温靭性向上にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、Ｎｉ含有量が２．００％を超える含有は、製造コストが上昇する。このため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量を０．０３～２．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、コスト低減の観点からは、０．０３～０．５０％の範囲に限定することがより好ましい。
　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、島状マルテンサイトの生成に寄与する効果を有する元素である。このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、溶接性が低下するとともに、製造コストが高騰する。このため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量を０．０５～２．００％の範囲に限定する。なお、好ましくは、０．０７～１．５０％、より好ましくは０．２０～１．００％の範囲である。
　Ｍｏ：０．０５～１．００％、
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、島状マルテンサイトの生成に寄与する効果を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、溶接性が低下し、製造コストも高騰する。このため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量を０．０５～１．００％の範囲に限定する。なお、好ましくは、０．１０～０．８０％、より好ましくは０．２０～０．５０％である。
　Ｖ：０．００５～０．１００％
Ｖは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物として析出し、組織を微細化する効果を介して靱性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有する必要がある。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、溶接性が低下する。このため、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量を０．００５～０．１００％の範囲に限定する。
　Ｎｂ：０．００５～０．１００％
Ｎｂは、炭窒化物として析出し、組織の微細化を介して靭性の向上に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると溶接性が低下する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量を０．００５～０．１００％の範囲に限定する。なお、組織微細化の観点から、０．０１０～０．０３０％の範囲とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．１００％
Ｔｉは、ＴｉＮとして析出し、固溶Ｎの固定を介して靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上含有する必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭窒化物が析出し、靭性が低下する。このため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量を０．００５～０．１００％の範囲に限定する。なお、コスト低減の観点から、０．００５～０．０３０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｂは、微量含有で焼入れ性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０００３％以上含有する必要がある。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると靭性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量を０．０００３～０．００３０％の範囲に限定する。
　ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％
ＲＥＭは、Ｓを固定し、靱性低下および加工時に破壊の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。このような効果を得るためには０．０００５％以上含有する必要がある。一方、ＲＥＭ含有量が０．００８０％を超えると鋼中介在物量が増加し、靱性の低下を招く。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量を０．０００５～０．００８０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０００５～０．００２０％である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｃａは、Ｓを固定し、靱性低下および加工時に破壊の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。このような効果を得るためには０．０００５％以上含有する必要がある。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると鋼中介在物量が増加し、靱性の低下を招く。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量を０．０００５～０．００５０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０００５～０．００３０％である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
Ｍｇは、Ｓを固定し、靱性低下および加工時に破壊の原因となるＭｎＳの生成を抑制する。このような効果を得るためには０．０００５％以上含有する必要がある。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると鋼中介在物量が増加し、靱性の低下を招く。このため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量を０．０００５～０．００５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは０．０００５～０．００４０％である。
　［鋼組織］
ベイナイト相を面積分率（面積率という場合がある）で６０％以上含み、さらにベイナイト相中の島状マルテンサイトを組織全体に対する面積分率で５％以上２０％未満含み、残部がフェライト相、パーライトおよびマルテンサイト相の一種または二種以上からなる鋼組織とする。このような組織分率とすることで、鋼板の塑性変形能が向上し、良好な加工性が得られる。また、鋼板を過度に高硬度としなくとも優れた耐摩耗性を得ることができる。
　ベイナイト相：面積分率で６０％以上
ベイナイト相の分率が、面積分率で６０％未満では、所望の耐摩耗性、加工性を確保できない。このためベイナイト相の含有量を面積分率で６０％以上とする。好ましくは８０％以上である。
　島状マルテンサイト：面積分率で５％以上２０％未満
島状マルテンサイトはベイナイト相中に微細に分散し、高硬度であるため、耐摩耗性の向上に寄与する。島状マルテンサイトの分率が、組織全体に対する面積分率で５％未満では、所望の耐摩耗性を確保できない。一方、上記面積分率が２０％以上となると、耐摩耗性の向上効果は飽和し、鋼板の硬さの過度な上昇を招いて加工性や靭性が劣化する。そこで、上記面積分率は５％以上２０％未満とする。なお、島状マルテンサイトは、ベイナイト相のラス間あるいはベイナイト相の粒界に生成し、微小であるため、光学顕微鏡ではベイナイト相と島状マルテンサイトを分離することは困難である。このため、島状マルテンサイトはベイナイト相の一部とみなされる。すなわち、上記ベイナイト相の面積分率の計算においては、ベイナイト相の面積に島状マルテンサイトの面積が含まれる。ただし、島状マルテンサイトの面積分率は組織全体に対するものとして計算する。
　鋼組織のベイナイト相以外の残部はフェライト相、パーライトおよびマルテンサイト相の一種または二種以上とする。
　次に、本発明に係る厚鋼板の製造方法について説明する。
上述した成分組成の鋼素材を、鋳造後、所定の温度を保持している場合には冷却せずにそのまま、あるいは一旦、冷却し、加熱し、熱間圧延して、所望の寸法形状の鋼板とする。鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、溶鋼を、転炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で所定寸法のスラブとすることが好ましい。造塊－分塊圧延法でスラブとしてもよい。
　スラブ加熱温度は９５０～１２５０℃の範囲に限定する。９５０℃未満では、変形抵抗が高くて圧延負荷が過大となり、圧延能率を阻害する。また、耐磨耗特性を安定的に得るためには、島状マルテンサイトを鋼板全体にわたって均一に生成させることが必要である。９５０℃未満では鋼素材中のミクロ偏析部に存在するＣ、Ｍｎ等の偏析元素の拡散が不十分で、島状マルテンサイトが偏析部で優先的に生成して分布に偏りが生じる。一方、１２５０℃を超える高温では、過度のスケール生成による歩留りの低下およびエネルギー消費量の増大を招くため、加熱温度は９５０～１２５０℃の範囲に限定する。なお、スラブ加熱温度は、熱伝達－熱伝導計算により求められるスラブの厚み方向の平均温度である。スラブの厚み方向の平均温度は板厚１／４位置における温度にほぼ等しい。
　熱間圧延は圧延仕上げ温度をＡｒ３以上とする。圧延仕上げ温度がＡｒ３未満では、フェライトが生成し、十分な量のベイナイトが生成しない。従って、圧延仕上げ温度はＡｒ３以上とする。また、圧延仕上げ温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が成長しオーステナイト粒径が粗大になる。このため焼入れ性が高くなりすぎてマルテンサイトの生成量が過剰になり所望の組織が得られにくくなる。このため、圧延仕上げ温度の上限は９３０℃以下が好ましい。なお、Ａｒ３変態点はオーステナイトから冷却する際の熱膨張曲線より測定することができる。また、圧延仕上げ温度は鋼板表面温度である。
　熱間圧延を終了した後ただちに、加速冷却を開始する。「ただちに」とは熱間圧延を終了した後３０秒以内である。冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上、冷却停止温度は４００℃～６５０℃とする。冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では、フェライトが生成し、十分な量のベイナイトが生成しないため、５℃／ｓｅｃ以上とする。また、冷却速度の上限は特に限定されないが、加速冷却における冷却速度の上限は鋼板表面の熱伝達によって決まるため、実際上、冷却速度は８０℃／ｓｅｃ以下である。なお、冷却速度は板厚１／４位置における加速冷却開始から加速冷却終了までの平均冷却速度を意味する。本発明では板厚１／４位置の温度で冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を規定するが、これは板厚１／４位置の温度が、鋼板表面の温度および鋼板の板厚１／２の温度の中間の温度を示し、鋼板の板厚全体の平均温度を示していると考えられるからである。
　冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイト変態が完了してしまうため、十分な量の島状マルテンサイトが生成しない。一方、冷却停止温度が６５０℃を超えると、その後の空冷時に生成するパーライトにＣが消費され、十分な量の島状マルテンサイトが生成しない。そこで、冷却停止温度は４００～６５０℃とする。なお、冷却停止温度は板厚１／４位置における加速冷却終了時の温度である。
　熱間圧延終了後、加速冷却を実施する工程に代えて、熱間圧延終了後、フェライト変態あるいはベイナイト変態が完了する板厚１／４位置の温度が４００℃未満まで放冷した後、Ａｃ３以上９５０℃以下に再加熱し、その後、上記加速冷却を行っても良い。加速冷却の開始は、鋼板の温度が下がりフェライト変態が開始する以前に行わなければならない。このため、再加熱炉から鋼板を取り出した後、３０秒以内に行うことが好ましい。
　再加熱温度がＡｃ３未満では、フェライトからオーステナイトへの逆変態が十分に起こらない。再加熱では鋼板の全体をオーステナイトに変態させる必要があるため、鋼板の１／２ｔ位置でＡｃ３以上まで加熱する。再加熱温度が９５０℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大化して靱性に悪影響を及ぼし、エネルギー消費量の増大を招く。そこで、再加熱温度はＡｃ３以上９５０℃以下とする。再加熱温度は鋼板の１／２ｔ位置の温度であり、熱伝達－熱伝導計算により求める。なお、Ａｃ３変態点はフェライトからオーステナイトへ加熱する際の熱膨張曲線より測定することができる。
　表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳型に鋳造し、１５０ｋｇ鋼塊（スラブ）とした。得られたスラブを、加熱し、熱間圧延後、加速冷却を行った。なお、一部の鋼板では、熱間圧延終了後、空冷し、さらに再加熱した後、加速冷却する処理を行った。
得られた鋼板から、試験片を採取し、組織観察、摩耗試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
　得られた鋼板の板厚の１／４位置から、観察面が圧延方向と平行方向断面となるように組織観察用試験片を採取した後、鏡面まで研磨し、ナイタールエッチングにより組織を現出した。その後、光学顕微鏡を用いて４００倍の倍率で無作為に３視野を観察、撮影し、ベイナイト相を目視により同定し、面積率（ベイナイト分率）を算出した。さらに、同じ織観察用試験片を、再び鏡面研磨し、２段エッチング法にて島状マルテンサイトを現出した。その後、走査型電子顕微鏡を用いて２０００倍の倍率でベイナイト組織となっている箇所から１０視野を観察、撮影し、島状マルテンサイトの面積率（島状マルテンサイト分率）を、画像解析ソフトを用いて算出した。なお、ベイナイト相、島状マルテンサイトの面積率は組織全体に対する面積率である。
（２）摩耗試験
　得られた鋼板から、鋼板表面から０．５ｍｍの位置が試験面（磨耗面）となるように、摩耗試験片（大きさ：１０ｍｍ厚×２５ｍｍ幅×７５ｍｍ長さ）を採取し、図１に示す摩耗試験機に装着し、摩耗試験を実施した。
　摩耗試験片は、試験機ローターの回転軸と垂直に、かつ２５ｍｍ×７５ｍｍの面が回転円の円周接線方向となるように、取り付けた後、内部に摩耗材を導入した。摩耗材は、平均粒径３０ｍｍの硅石を用いた。
　試験条件は、ローター：６００回／分、ドラム：４５回／分でそれぞれ回転させて行った。ローターの回転数が、計１００００回となるまで回転させた後、試験を終了した。試験終了後、各試験片の重量を測定した。試験後の重量と初期重量との差（＝重量減少量）を算出し、ＳＳ４００（ＪＩＳ　Ｇ３１０１　一般構造用圧延鋼材）の重量減少量を基準値とし、耐摩耗比（＝（基準値）／（試験片の重量減少量））を算出した。耐摩耗比が１．５以上である場合を「耐摩耗性に優れる」と評価した。
（３）曲げ加工性
　ＪＩＳ　Ｚ２２４８（２００６年）に基づき、鋼材サンプル（幅１００ｍｍ×長さ３００ｍｍ×鋼板の元厚のまま；ｔｍｍ）を用いて、曲げ半径２．０ｔ（ｔ＝板厚）の条件で押曲げ法による１８０度曲げ試験を行った。目視観察で、曲げ試験後のサンプルに裂け傷やその他の欠陥が無ければ、曲げ加工性が良好であるとした。
　表２に製造条件に合わせて上記試験項目の結果を示す。Ｎｏ．１～１５、１７、１８、２０の本発明例は、耐磨耗比が１．５以上で、優れた耐摩耗性が確認された。一方、比較例のＮｏ．１６は、鋼組織のベイナイト分率と島状マルテンサイト分率が本発明の規定を満足せず、曲げ加工性に劣る。また、比較例のＮｏ．１９は、鋼組織のベイナイト分率と島状マルテンサイト分率が本発明の規定を満足せず、耐摩耗性に劣る。Ｎｏ．２１～２３は鋼組織のうち、島状マルテンサイト分率が本発明の規定を満たさず、耐摩耗性に劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．２００～０．３５０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．４５％、
    Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．００５～０．１００％、
    を下記（１）式で定義されるＣＩが４０以上を満足するように含み、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
    ベイナイト相の面積分率が６０％以上であり、ベイナイト相中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％以上２０％未満であり、
    残りがフェライト相、パーライト、マルテンサイト相の一種または二種以上からなる鋼組織を有することを特徴とする厚鋼板。
    ＣＩ＝６０Ｃ＋８Ｓｉ＋２２Ｍｎ＋１０（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋１４Ｃｒ＋２１Ｍｏ＋１５Ｖ・・・（１）
    式において各合金元素は含有量（質量％）とする。但し、含有しない元素の含有量は零とする。
  2. 　さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０３～１．００％、
    Ｎｉ：０．０３～２．００％、
    Ｃｒ：０．０５～２．００％、
    Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    Ｖ：０．００５～０．１００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、
    ＲＥＭ：０．０００５～０．００８０％、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
    から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の厚鋼板。
  4. 　請求項１乃至３のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、９５０～１２５０℃に加熱後、Ａｒ３以上の温度で終了する熱間圧延を行い、熱間圧延後ただちに、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃～６５０℃まで加速冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１乃至３のいずれか一つに記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、９５０～１２５０℃に加熱後、熱間圧延を行い、４００℃未満まで空冷を行ったのち、Ａｃ３～９５０℃に再加熱し、再加熱後ただちに５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃～６５０℃まで冷却を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
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