JP2018204110A - Abrasion resistant thick steel plate - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、耐摩耗部材に用いられる板厚３ｍｍ以上であって熱間圧延を行って製造する耐摩耗厚鋼板に関するものである。 The present invention relates to a wear-resistant thick steel plate having a thickness of 3 mm or more used for a wear-resistant member and manufactured by hot rolling.
従来の耐摩耗用途の厚鋼板は、特許文献１などに開示されるような０．１〜０．３％程度のＣを含有する鋼を焼入れして金属組織をマルテンサイトにすることで製造されている。そのような鋼板のビッカース硬度は４００〜６００Ｈｖ程度と顕著に高く、耐摩耗性に優れる。しかし、マルテンサイト組織は大変硬いために曲げ加工性や靭性が劣る。また、硬さを増加させるためにＣを多く添加するが、０．２％以上含有させると溶接割れが発生する可能性がある。 Conventional thick steel plates for wear-resistant use are manufactured by quenching steel containing about 0.1 to 0.3% C as disclosed in Patent Document 1 and the like to make the metal structure martensite. ing. Such a steel sheet has a remarkably high Vickers hardness of about 400 to 600 Hv and is excellent in wear resistance. However, since the martensite structure is very hard, bending workability and toughness are inferior. Further, in order to increase the hardness, a large amount of C is added, but if it is contained in an amount of 0.2% or more, there is a possibility that a weld crack may occur.
一方、耐摩耗性と延性を併せ持つ素材として高Ｍｎ鋳鋼が用いられている。高Ｍｎ鋳鋼はマトリックスがオーステナイトであるために延性や靭性が良好である。しかし、高Ｍｎ鋳鋼は、岩石の衝突などにより表面部が塑性変形を受けると、変形双晶や条件によっては加工誘起マルテンサイト変態が生じて、表面部の硬さだけが著しく高くなる特性を有している。このため衝撃面の耐摩耗性が向上するが、中心部はオーステナイトのままなので延性や靭性を保持できる。 On the other hand, high Mn cast steel is used as a material having both wear resistance and ductility. High Mn cast steel has good ductility and toughness because the matrix is austenite. However, high-Mn cast steel has the characteristic that when the surface part is plastically deformed due to rock collisions, etc., deformation-induced twinning and, depending on the conditions, work-induced martensitic transformation occurs and only the hardness of the surface part is significantly increased. doing. For this reason, the wear resistance of the impact surface is improved, but the ductility and toughness can be maintained because the central portion remains austenite.
このような高Ｍｎ鋳鋼としては、ＪＩＳ Ｇ５１３１に定められたものや、さらにＣ量やＭｎ量を高めて機械的性質、耐摩耗性の向上を図ったものが数多く提案されている（特許文献２〜８等を参照）。 As such a high Mn cast steel, there have been proposed a number of those specified in JIS G5131, and those in which mechanical properties and wear resistance are improved by further increasing the amount of C and Mn (Patent Document 2). See ~ 8 etc.).
これらの高Ｍｎ鋳鋼では、耐摩耗性の改善のためにＣ量を１％以上に高くしている場合が多い。そのような鋼では、延性や靭性に優れたオーステナイトといえども炭化物が多く析出するなどのために延性や靭性が低下する場合がある。そこで鋳造後にオーステナイト域で溶体化後水冷する熱処理（水靭処理）を行って製造する。水靭処理は通常の空冷冷却中に生じる炭化物の析出を急速に冷却することで抑制し、延性や靭性を改善するために行うものである。同様の目的から、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の炭化物形成元素を添加して、結晶粒の微細化あるいは炭化物の析出形態制御（球状炭化物を結晶粒内に分散させる）により高Ｍｎ鋳鋼の延性や靭性を向上させることが提案されている（例えば、特許文献３、４および６〜８を参照）。これらの方法はある程度の靱性の改善効果は認められるものの、画期的に耐摩耗性と靭性を兼ね備えた特性は得られていないのが現状である。特に、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ等を添加させて結晶粒を微細化する場合には、これら元素は凝固時に作用させないといけないために多量に添加する必要がある。このため炭化物または窒化物等の析出物が粗大かつ大量に析出し、疲労破壊の起点となる場合もある。またＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ等は高価な元素であり、これら元素の添加はコストアップの要因となる。 In these high Mn cast steels, the C content is often increased to 1% or more in order to improve wear resistance. In such a steel, even if it is austenite excellent in ductility and toughness, ductility and toughness may decrease due to precipitation of a large amount of carbide. Therefore, it is manufactured by performing heat treatment (water toughening treatment) in which the solution is melted in the austenite region after casting and then water-cooled. The water toughness treatment is performed in order to suppress the precipitation of carbides generated during normal air cooling and to rapidly improve the ductility and toughness. For the same purpose, carbide forming elements such as Ti, V, Nb, Zr, B, etc. are added, and high-Mn cast steel is obtained by refining crystal grains or controlling the precipitation form of carbides (dispersing spherical carbides in crystal grains). It has been proposed to improve the ductility and toughness (see, for example, Patent Documents 3, 4 and 6-8). Although these methods have some toughness-improving effect, the present situation is that a revolutionary characteristic having both wear resistance and toughness has not been obtained. Particularly when Ti, V, Nb, Zr, Ta, or the like is added to refine crystal grains, these elements must be added in a large amount because they must act during solidification. For this reason, precipitates such as carbides or nitrides are coarsely deposited in large quantities, and may become the starting point of fatigue fracture. Ti, V, Nb, Zr, Ta, and the like are expensive elements, and the addition of these elements causes an increase in cost.
結晶粒の微細化は上記したような延性や靭性の向上だけでなく、加工硬化特性の向上にも有効である。このため、高Ｍｎ鋳鋼の結晶粒の微細化はＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ等の添加の他に、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度を低くすることが提案されている。しかし、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度を低くすることには限界があり、高Ｍｎ鋳鋼の鋳込温度を下げると鋳造欠陥が発生しやすくなる問題もある。 Refinement of crystal grains is effective not only for improving ductility and toughness as described above, but also for improving work hardening characteristics. For this reason, refinement | miniaturization of the crystal grain of high Mn cast steel is proposed to lower the casting temperature of high Mn cast steel besides addition of Ti, V, Nb, Zr, B, etc. However, there is a limit to lowering the casting temperature of high Mn cast steel, and there is a problem that casting defects are likely to occur when the casting temperature of high Mn cast steel is lowered.
本発明は、このような実情に鑑み、耐摩耗性と靱性の両方に優れた耐摩耗厚鋼板を提供することを目的とするものである。 In view of such circumstances, an object of the present invention is to provide a wear-resistant thick steel plate excellent in both wear resistance and toughness.
耐摩耗性や靭性を両立させるためには、まず、使用温度でオーステナイト相主体の組織であることが必要であり、α’マルテンサイトやεマルテンサイトが主体の組織にならないために必要十分なオーステナイトの安定性が必要である。 In order to achieve both wear resistance and toughness, it is first necessary to have an austenite phase-based structure at the operating temperature, and sufficient austenite to prevent α 'martensite and ε martensite from becoming the main structure. Stability is required.
次に、耐摩耗性を改善するには、Ｃの含有量を１％前後に高め、岩石の衝突などによる塑性変形で双晶変形が生じて顕著な加工硬化が生じるか、または加工誘起マルテンサイト変態によって硬質のマルテンサイトが生成して表層の硬度が顕著に上昇することが必要である。このような観点から積層欠陥エネルギーとオーステナイトの安定性を適正に制御するためにＣやＭｎの添加量を制御することが必要であることが判った。 Next, in order to improve the wear resistance, the content of C is increased to around 1%, and twin deformation occurs due to plastic deformation caused by rock collision or the like, resulting in significant work hardening, or work-induced martensite. It is necessary that hard martensite is generated by transformation and the hardness of the surface layer is remarkably increased. From such a viewpoint, it has been found that it is necessary to control the addition amount of C and Mn in order to properly control the stacking fault energy and the austenite stability.
また、靭性の改善には、オーステナイト粒の微細化が極めて有効であり、熱間圧延によりこれを達成できることが判った。また、細粒化の効果はホールとペッチの関係などで知られているような「結晶粒径の−１／２乗」に比例した向上効果に加えて、オーステナイト粒界に生成する炭化物を微細に分散させる効果があり、オーステナイト粒の微細化はこれと相乗的に靭性を向上させることを見出した。 Further, it has been found that austenite grain refinement is extremely effective in improving toughness, and this can be achieved by hot rolling. In addition to the improvement effect proportional to the "-1/2 of the crystal grain size", which is known for the relationship between holes and petches, etc., the effect of grain refinement is finer on the carbides produced at the austenite grain boundaries. It has been found that the austenite grain refinement improves the toughness synergistically with this.
以上に述べたように、本発明は、鋼板の成分を適切に制御すること、および熱間圧延により結晶粒の微細化を図ることで以下の耐摩耗厚鋼板を提供するものである。
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜１．６％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：５〜３０％、Ａｌ：０．００１〜０．３％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＣおよびＭｎの含有量（質量％）が、−２０Ｃ＋３０≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋４５を満たすことを特徴とする、耐摩耗厚鋼板。
（２）平均粒径が２０〜２００μｍであるオーステナイト粒を含むことを特徴とする、（１）に記載の耐摩耗厚鋼板。
（３）質量％で、Ｏ：０．０００１〜０．０１％を含有し、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の耐摩耗厚鋼板。
（４）Ｓ含有量が、質量％で０．０００１〜０．０１％であり、ＯおよびＳの含有量（質量％）がＯ／Ｓ≧１．０を満たすことを特徴とする、（３）に記載の耐摩耗厚鋼板。
（５）質量％で、Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、およびＣｏ：３％以下のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（６）質量％で、Ｃｒ：５％以下をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（７）質量％で、Ｍｏ：５％以下、およびＷ：６％以下のうち１種または２種をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（６）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（８）質量％で、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、およびＴａ：０．３％以下のうち１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（７）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（９）質量％で、Ｂ：０．３％以下をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（８）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（１０）質量％で、Ｎ：１％以下をさらに含有することを特徴とする、（１）〜（９）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
（１１）下記式（ｉ）で表されるＣＩＰが３．２以上であることを特徴とする、（１）〜（１０）のいずれか１項に記載の耐摩耗厚鋼板。
ＣＩＰ＝−１Ｃ＋０．８８Ｓｉ−０．２Ｍｎ＋３．３Ｃｒ＋９（Ｍｏ＋Ｗ／２）＋１．５（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）＋６Ｎ＋０．８Ａｌ−９０Ｐ＋１．５ （ｉ）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎ、ＡｌおよびＰは、前記耐摩耗厚鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
As described above, the present invention provides the following wear-resistant thick steel plates by appropriately controlling the components of the steel plates and by refining crystal grains by hot rolling.
(1) By mass%, C: 0.35-1.6%, Si: 0.01-2%, Mn: 5-30%, Al: 0.001-0.3%, P: 0.05% or less, S: limited to 0.05% or less, the balance is Fe and impurities, and the content (mass%) of C and Mn satisfies −20C + 30 ≦ Mn ≦ −20C + 45 Wear-resistant thick steel plate.
(2) The wear-resistant thick steel plate according to (1), comprising austenite grains having an average grain size of 20 to 200 μm.
(3) By mass%, containing O: 0.0001-0.01%, Mg: 0.0001-0.01%, Ca: 0.0001-0.01%, and REM: 0.0001- The wear-resistant thick steel plate according to (1) or (2), further comprising one or more of 0.01%.
(4) The S content is 0.0001 to 0.01% by mass%, and the O and S contents (mass%) satisfy O / S ≧ 1.0. Wear-resistant thick steel plate as described in).
(5) By mass%, Cu: 3% or less, Ni: 3% or less, and Co: 3% or less, and further containing one or more, (1) to (4) The wear-resistant thick steel plate according to any one of the above.
(6) The wear-resistant thick steel plate according to any one of (1) to (5), further containing, by mass%, Cr: 5% or less.
(7) The composition according to any one of (1) to (6), further comprising one or two of Mo: 5% or less and W: 6% or less in mass%. Wear-resistant thick steel plate.
(8) 1% by mass, Nb: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, and Ta: 0.3% or less The wear-resistant thick steel plate according to any one of (1) to (7), further comprising seeds or two or more kinds.
(9) The wear-resistant thick steel plate according to any one of (1) to (8), further containing, by mass%, B: 0.3% or less.
(10) The wear-resistant thick steel plate according to any one of (1) to (9), further comprising N: 1% or less by mass%.
(11) The wear-resistant thick steel plate according to any one of (1) to (10), wherein CIP represented by the following formula (i) is 3.2 or more.
CIP = -1C + 0.88Si-0.2Mn + 3.3Cr + 9 (Mo + W / 2) +1.5 (Cu + Ni + Co) + 6N + 0.8Al-90P + 1.5 (i)
In the formula, C, Si, Mn, Cr, Mo, W, Cu, Ni, Co, N, Al, and P represent the content (% by mass) of each element contained in the wear-resistant thick steel plate.
以上説明したように、本発明は、合金組成と金属組織を熱間圧延を用いて適切に制御し、結晶粒の微細化を図ることによって靭性に優れ、さらには耐摩耗性にも優れた厚鋼板を提供するものである。本発明の耐摩耗厚鋼板は、３ｍｍ程度から２００ｍｍ程度までの多様な板厚で幅５ｍ程度、長さ５０ｍ程度に製造することが可能であり、破砕機用ライナーなどの衝撃が加わる比較的小型の耐摩耗部材に限らず、極めて大型な建設機械用部材および耐摩耗構造部材として用いることができる。また、同様な特性を持つ鋼管、形鋼を製造することもできる。さらに、本発明の好適態様によれば、酸硫化物を利用して溶接部における結晶粒の粗大化を抑制することができるので、溶接部の靱性にも優れた耐摩耗厚鋼板を提供することが可能である。加えて、本発明の好適態様によれば、鋼板中に含まれる各元素の含有量が所定の関係式を満足するように当該鋼板の組成を適切に制御することにより、このような関係式を満足しない鋼板と比較して、腐食環境下における耐摩耗性が顕著に改善された耐摩耗厚鋼板を提供することが可能である。 As described above, the present invention has an excellent toughness by appropriately controlling the alloy composition and the metal structure using hot rolling and making the crystal grains finer, and further has a thickness excellent in wear resistance. A steel sheet is provided. The wear-resistant thick steel plate of the present invention can be manufactured in various plate thicknesses from about 3 mm to about 200 mm to a width of about 5 m and a length of about 50 m, and is relatively small to which impact such as a crusher liner is applied. It can be used not only as a wear resistant member but also as a very large construction machine member and wear resistant structural member. It is also possible to produce steel pipes and shaped steels with similar characteristics. Furthermore, according to a preferred embodiment of the present invention, since it is possible to suppress the coarsening of crystal grains in the welded portion using oxysulfide, it is possible to provide a wear-resistant thick steel plate excellent in the toughness of the welded portion. Is possible. In addition, according to a preferred embodiment of the present invention, such a relational expression is obtained by appropriately controlling the composition of the steel sheet so that the content of each element contained in the steel sheet satisfies a predetermined relational expression. It is possible to provide a wear-resistant thick steel plate with significantly improved wear resistance in a corrosive environment as compared with a steel plate that is not satisfactory.
以下、本発明の耐摩耗厚鋼板について詳細に説明する。なお、本発明において「厚鋼板」とは、板厚が３ｍｍ以上であって、熱間圧延によって製造された圧延鋼板を言うものである。まず、本発明の耐摩耗厚鋼板に含まれる各成分の限定理由について説明する。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味するものである。 Hereinafter, the wear-resistant thick steel plate of the present invention will be described in detail. In the present invention, the “thick steel plate” refers to a rolled steel plate having a thickness of 3 mm or more and manufactured by hot rolling. First, the reason for limitation of each component contained in the wear-resistant thick steel plate of the present invention will be described. Note that “%” regarding the element content means “% by mass” unless otherwise specified.
［Ｃ：０．３５〜１．６％］
Ｃはオーステナイトを安定化する目的と耐摩耗性を改善する目的で添加する。耐摩耗性の改善のためには、０．３５％以上の含有が必要で、特に高い耐摩耗性が必要な場合には０．８％以上含有させる。一方、Ｃの含有量が１．６％を超えると炭化物が粗大かつ多量に生成するために高い靱性を得ることができない。よって、Ｃの含有量は１．６％以下とする。
[C: 0.35-1.6%]
C is added for the purpose of stabilizing austenite and improving wear resistance. In order to improve the wear resistance, it is necessary to contain 0.35% or more. When high wear resistance is particularly required, 0.8% or more is contained. On the other hand, if the C content exceeds 1.6%, carbides are coarse and produced in large quantities, so that high toughness cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 1.6% or less.
［Ｓｉ：０．０１〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．３％］
ＳｉおよびＡｌは、通常、脱酸元素として添加したり、固溶強化のために添加することが多いが、本発明では、ＣｒやＦｅ炭化物の生成を抑制するために添加する。本発明において炭化物の生成を抑制する元素を種々検討し、ＡｌおよびＳｉを所定量含有させることで炭化物の生成が抑制されることを見出した。具体的には、Ｓｉは０．０１〜２％、好ましくは０．０１〜１％の範囲で含有させ、Ａｌは０．００１〜０．３％の範囲で含有させる。０．０１％未満のＳｉ含有量および０．００１％未満のＡｌ含有量では炭化物生成の抑制効果が得られないからである。一方、２％超のＳｉ含有量および０．３％超のＡｌ含有量では粗大な介在物を発生させる可能性があり、延性および靱性の劣化をもたらすおそれがあるためである。
[Si: 0.01-2%, Al: 0.001-0.3%]
Si and Al are usually added as deoxidizing elements or for solid solution strengthening. In the present invention, Si and Al are added to suppress the formation of Cr and Fe carbides. In the present invention, various elements that suppress the formation of carbides have been studied, and it has been found that the generation of carbides can be suppressed by containing predetermined amounts of Al and Si. Specifically, Si is contained in a range of 0.01 to 2%, preferably 0.01 to 1%, and Al is contained in a range of 0.001 to 0.3%. This is because if the Si content is less than 0.01% and the Al content is less than 0.001%, the effect of suppressing the formation of carbides cannot be obtained. On the other hand, when the Si content exceeds 2% and the Al content exceeds 0.3%, coarse inclusions may be generated, which may cause deterioration of ductility and toughness.
［Ｍｎ：５〜３０％、−２０Ｃ＋３０≦Ｍｎ≦−２０Ｃ＋４５］
Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、Ｃとともにオーステナイトを安定にするために添加する。この目的のためにＭｎは５〜３０％含有させる。より好ましくは１０％以上含有させる。加えて、オーステナイト安定化の観点から、Ｍｎの含有量は、Ｃの含有量との関係で−２０Ｃ＋３０（％）以上とする必要がある。この値未満ではオーステナイトの安定性が低下し、製造したままの状態で硬質のマルテンサイトやεマルテンサイトが生成してしまい、延性、靭性および加工性を低下させるからである。一方で、ＭｎはＣに比較して高価な元素であり、必要以上に添加しないために、Ｍｎの含有量は−２０Ｃ＋４５（％）以下とする。−２０Ｃ＋４５（％）のＭｎ含有量においてオーステナイトの安定性は十分確保されており、この値を超えて添加する必要がないからである。なお、オーステナイトの安定化に関するＣの影響は非常に大きく、また、Ｍｎは含有量が多いので、鋼板中のＣおよびＭｎ以外の添加成分の影響は小さい。したがって、本発明においてＭｎの含有量はＣの含有量との関係において決定すれば十分である。
[Mn: 5 to 30%, −20C + 30 ≦ Mn ≦ −20C + 45]
Mn is an austenite stabilizing element and is added together with C to stabilize austenite. For this purpose, 5 to 30% of Mn is contained. More preferably, it is made to contain 10% or more. In addition, from the viewpoint of stabilizing austenite, the Mn content needs to be -20C + 30 (%) or more in relation to the C content. If it is less than this value, the stability of austenite is lowered, and hard martensite and ε-martensite are produced as they are produced, thereby reducing ductility, toughness and workability. On the other hand, Mn is an expensive element compared with C, and since it is not added more than necessary, the content of Mn is set to −20 C + 45 (%) or less. This is because the stability of austenite is sufficiently ensured at a Mn content of −20C + 45 (%), and it is not necessary to add beyond this value. In addition, the influence of C regarding the stabilization of austenite is very large, and since Mn has a large content, the influence of additive components other than C and Mn in the steel sheet is small. Therefore, in the present invention, it is sufficient to determine the Mn content in relation to the C content.
［Ｐ：０．０５％以下］
Ｐは、一般に不純物として含有され、粒界に偏析し延性や靭性を低下させるので、できるだけ低減することが好ましく、０．０５％以下とする。Ｐの含有量の下限は０％でもよいが、過度なＰ量の低減は精錬コストの高騰を招くため、０．０００１％以上を含有させてもよい。
[P: 0.05% or less]
P is generally contained as an impurity and segregates at grain boundaries to reduce ductility and toughness. Therefore, P is preferably reduced as much as possible, and is 0.05% or less. The lower limit of the P content may be 0%. However, excessive reduction of the P content causes an increase in the refining cost, so 0.0001% or more may be contained.
［Ｓ：０．０５％以下］
Ｓは、不純物であり、過剰に含有させると粒界に偏析したり、粗大なＭｎＳを生成し、延性や靭性を低下させるので、Ｓの含有量を０．０５％以下に制限する。Ｓの含有量の下限は０％でもよいが、後述するように、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ−Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）と鋼中で酸硫化物を生成し、オーステナイト結晶粒の成長を抑制し、鋼板の靭性、特に溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ−Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の靭性の向上に有効であるので０．０００１％以上を含有させてもよい。なお、本発明において、「酸硫化物」とは、ＯとＳの両方を含有する化合物だけでなく、酸化物および硫化物をも包含するものである。
[S: 0.05% or less]
S is an impurity, and if contained excessively, it segregates at the grain boundary or produces coarse MnS and lowers ductility and toughness, so the S content is limited to 0.05% or less. The lower limit of the S content may be 0%, but as described later, oxysulfide is formed in Mg, Ca and / or REM (rare-earth metal) and steel, and austenite crystal grains grow. Is effective in improving the toughness of the steel sheet, particularly the toughness of the heat-affected zone (HAZ), so that 0.0001% or more may be contained. In the present invention, “oxysulfide” includes not only compounds containing both O and S but also oxides and sulfides.
［Ｏ：０．０００１〜０．０１％、且つＭｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％のうち１種または２種以上］
Ｏに加えてＭｇ、ＣａおよびＲＥＭのいずれか１種または２種類以上を添加する場合には、Ｏを０．０００１〜０．０１％の範囲で含有させ、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭのいずれか１種または２種類以上をそれぞれ０．０００１〜０．０１％の範囲で、好ましくは合計０．０１％以下の量で含有させる。これは、鋼中にＭｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭの酸化物、さらにはこれらの元素と鋼中に含まれ得るＳとの間で酸硫化物を生成させ、鋼板、特に鋼板のＨＡＺで結晶粒が粗大にならないようにするためである。Ｏの含有量は、ＨＡＺにおける細粒化による高靭化効果を確実に得るため０．０００１％以上とする。一方、０．０１％を超えると、酸化物の粗大化や粒界への偏析により延性や靭性が却って低下するので、Ｏの含有量は０．０１％以下とする。これら酸硫化物による粒成長のピン止め効果で得られるＨＡＺのオーステナイトの結晶粒径は、数十μｍから２００μｍであり、どのような溶接条件でも２００μｍを超えることはない。このようにＨＡＺを含め鋼材のオーステナイト粒径を２００μｍ以下に制御するために上記元素を添加する。また、これらの元素が鋼中のＳと結びついて硫化物として析出する場合には、通常、高Ｍｎ鋼で多量に生成するＭｎＳの生成を抑制することができる。ＭｎＳは圧延時により顕著に延伸し、延性や靭性を著しく低下させるので、上記のピン止め効果とともにこのようなＭｎＳの生成抑制効果を得るために、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上とする。０．０００１％未満であると、酸硫化物の量が少なくピン止め効果が得られないからである。一方、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０１％以下とする。０．０１％を超えると、粗大な介在物を発生させる可能性があり、延性および靱性の劣化をもたらすおそれがあるためである。
[O: 0.0001-0.01%, Mg: 0.0001-0.01%, Ca: 0.0001-0.01%, and REM: 0.0001-0.01% Or two or more]
In the case of adding one or more of Mg, Ca and REM in addition to O, O is contained in a range of 0.0001 to 0.01%, and any one of Mg, Ca and REM The seeds or two or more kinds are each contained in the range of 0.0001 to 0.01%, preferably in a total amount of 0.01% or less. This produces oxides of Mg, Ca and / or REM in the steel, as well as oxysulfides between these elements and S which can be contained in the steel, and the grains in the HAZ of the steel plate, particularly the steel plate. This is to prevent the image from becoming coarse. The content of O is set to 0.0001% or more in order to surely obtain a high toughening effect due to fine graining in HAZ. On the other hand, if it exceeds 0.01%, ductility and toughness are reduced due to oxide coarsening and segregation to grain boundaries, so the O content is 0.01% or less. The crystal grain size of HAZ austenite obtained by the pinning effect of grain growth by these oxysulfides is several tens to 200 μm, and does not exceed 200 μm under any welding conditions. Thus, in order to control the austenite grain size of steel materials including HAZ to 200 micrometers or less, the said element is added. Moreover, when these elements are combined with S in steel and precipitated as sulfides, it is possible to suppress the production of MnS that is usually produced in a large amount in high-Mn steel. Since MnS stretches more remarkably during rolling and significantly reduces ductility and toughness, in order to obtain such a MnS generation suppressing effect together with the above-described pinning effect, the contents of Mg, Ca and REM are each 0.00%. 0001% or more. This is because if it is less than 0.0001%, the amount of oxysulfide is so small that a pinning effect cannot be obtained. On the other hand, the contents of Mg, Ca, and REM are each 0.01% or less. If it exceeds 0.01%, coarse inclusions may be generated, which may cause deterioration of ductility and toughness.
［Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ／Ｓ≧１．０］
上記のとおり、Ｓは、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭと酸硫化物を作り結晶粒の微細化に有効である。したがって、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭとともにＳを含有させる場合には、とりわけＨＡＺにおける細粒化による高靭化効果を得るために、Ｓの含有量は０．０００１％以上とする。一方、０．０１％以下とすることにより硫化物の粗大化や粒界への偏析が抑制されるので、Ｓを含有させる場合は、Ｓの含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。ここで、Ｓと鋼板中に含まれるＯの含有量がＯ／Ｓ≧１．０の関係を満たす場合に、とりわけＨＡＺにおける結晶粒の細粒化による高靭化効果を最大化することができる。硫化物は酸化物に対して熱的に不安定であるため析出粒子中のＳの比率が高まると高温まで安定なピンニング粒子とならない。そこで、Ｓの含有量を０．０１％以下にして、鋼板に含有させるＯとＳの質量比をＯ／Ｓ≧１．０、好ましくはＯ／Ｓ≧１．５、より好ましくはＯ／Ｓ≧２．０に制御する。このとき酸硫化物の析出状態は最良となり、ＨＡＺにおけるオーステナイト粒の平均粒径を１５０μｍ以下とすることができる。
[S: 0.0001 to 0.01%, O / S ≧ 1.0]
As described above, S forms an oxysulfide with Mg, Ca and / or REM, and is effective for refining crystal grains. Therefore, when S is contained together with Mg, Ca and / or REM, the S content is set to 0.0001% or more in order to obtain a high toughening effect due to fine graining in HAZ. On the other hand, when the content is 0.01% or less, the coarsening of the sulfide and segregation to the grain boundaries are suppressed. Therefore, when S is contained, the content of S is preferably 0.01% or less. . Here, when the content of S and O contained in the steel sheet satisfies the relationship of O / S ≧ 1.0, it is possible to maximize the effect of toughening due to grain refinement in HAZ. . Since sulfides are thermally unstable with respect to oxides, if the ratio of S in the precipitated particles increases, pinning particles that are stable up to a high temperature cannot be obtained. Therefore, the S content is set to 0.01% or less, and the mass ratio of O and S contained in the steel sheet is O / S ≧ 1.0, preferably O / S ≧ 1.5, more preferably O / S. Control to ≧ 2.0. At this time, the precipitation state of the oxysulfide is the best, and the average particle size of the austenite grains in the HAZ can be set to 150 μm or less.
［Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、およびＣｏ：３％以下のうち１種または２種以上］
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏは、マトリクスの靭性向上とオーステナイトの安定化のためとオーステナイト粒界に析出するＣｒやＦｅの炭化物の析出を抑制する観点から添加してもよい。これらの元素は微量でも効果を奏するため、特定の下限値は規定しない。好ましくはＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏのいずれか１種または２種以上をそれぞれ０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上含有させる。但し、それぞれの含有量が３％を超えると靭性向上の効果が飽和し、コストも増加するので、これらの元素を含有させる場合は、各元素の含有量は３％以下、好ましくは１％以下とする。
[One or more of Cu: 3% or less, Ni: 3% or less, and Co: 3% or less]
Cu, Ni, and Co may be added from the viewpoint of improving the toughness of the matrix and stabilizing austenite and suppressing the precipitation of Cr and Fe carbides precipitated at the austenite grain boundaries. Since these elements are effective even in trace amounts, no specific lower limit value is specified. Preferably, any one or two or more of Cu, Ni and Co are contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more. However, if the content of each element exceeds 3%, the effect of improving toughness is saturated and the cost also increases. When these elements are included, the content of each element is 3% or less, preferably 1% or less. And
［Ｃｒ：５％以下］
Ｃｒは耐食性や加工硬化特性を向上させる元素で必要に応じて５％まで含有させることができる。一方、５％を超えると粒界炭化物の析出を促進させ靭性を低下させるため、Ｃｒを含有させる場合は、Ｃｒの含有量を５％以下、好ましくは１．５％以下とする。Ｃｒの含有量の下限値は規定しないが、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上とする。
[Cr: 5% or less]
Cr is an element that improves the corrosion resistance and work hardening characteristics, and can be contained up to 5% as required. On the other hand, if it exceeds 5%, precipitation of grain boundary carbides is promoted and toughness is lowered. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is 5% or less, preferably 1.5% or less. The lower limit of the Cr content is not specified, but is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
［Ｍｏ：５％以下およびＷ：６％以下のうち１種または２種］
ＭｏとＷは、鋼を強化したり、オーステナイト相におけるＣの活量を低下させることでオーステナイト粒界に析出するＣｒやＦｅの炭化物の析出を抑制し、靭性や延性を改善したりする効果があるので必要に応じて添加してもよい。これらの元素は微量でも効果を奏するため、それぞれの含有量については特定の下限値は規定しない。ただし、過剰に添加してもその効果は飽和するので、これらの元素を含有させる場合は、Ｍｏの含有量は５％以下、好ましくは１％以下とし、Ｗの含有量は６％以下、好ましくは１％以下とする。ＭｏおよびＷの含有量の下限値は規定しないが、それぞれの含有量は好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、より一層好ましくは０．１％以上とする。
[Mo: 5% or less and W: 1 type or 2 types of 6% or less]
Mo and W have the effect of strengthening steel or reducing the activity of C in the austenite phase, thereby suppressing the precipitation of Cr and Fe carbides precipitated at the austenite grain boundaries and improving toughness and ductility. It may be added as necessary. Since these elements have an effect even in a minute amount, no specific lower limit is defined for each content. However, since the effect is saturated even if it is added in excess, when these elements are contained, the Mo content is 5% or less, preferably 1% or less, and the W content is 6% or less, preferably Is 1% or less. Although the lower limit of the contents of Mo and W is not specified, the respective contents are preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.1% or more.
［Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、およびＴａ：０．３％以下のうち１種または２種以上］
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａは、鋼中で炭窒化物などの析出物を作り、これが鋼の凝固時にオーステナイト粒の粗大化を抑制することで靭性の向上効果がある。また、オーステナイト中のＣやＮの活量を低下させ、セメンタイトやグラファイトなどの炭化物の生成を抑制する。さらに固溶強化や析出強化を通じて鋼の強化にも寄与する。これらの目的からＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａのうち１種または２種以上を添加することができる。なお、これらの元素は微量でも効果を奏するため、それぞれの含有量については特定の下限値は規定しないが、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａのそれぞれの含有量は好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上とする。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａについてはそれぞれ０．３％を超えて含有させると、析出物の粗大化が顕著となり延性や靭性が低下する。よって、これらの元素を含有させる場合の含有量はそれぞれ０．３％以下とすることが好ましい。特に、特に、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａの含有量については、それぞれ０．０３％以下とすることが好ましい。また、より好ましくはＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＺｒおよびＴａの合計の含有量を０．０３％以下とする。
[One or more of Nb: 0.3% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.3% or less, Zr: 0.3% or less, and Ta: 0.3% or less]
Nb, V, Ti, Zr and Ta produce precipitates such as carbonitrides in the steel, which has an effect of improving toughness by suppressing the austenite grain coarsening during solidification of the steel. Moreover, the activity of C and N in austenite is reduced, and the formation of carbides such as cementite and graphite is suppressed. Furthermore, it contributes to strengthening steel through solid solution strengthening and precipitation strengthening. For these purposes, one or more of Nb, V, Ti, Zr and Ta can be added. In addition, since these elements have an effect even in a minute amount, a specific lower limit is not specified for each content, but each content of Nb, V, Ti, Zr and Ta is preferably 0.005% or more. More preferably, the content is 0.01% or more. However, if Nb, V, Ti, Zr and Ta are each contained in an amount exceeding 0.3%, the coarsening of the precipitates becomes remarkable and the ductility and toughness are lowered. Therefore, the content in the case of containing these elements is preferably 0.3% or less. In particular, the contents of Ti, Zr and Ta are each preferably 0.03% or less. More preferably, the total content of Nb, V, Ti, Zr and Ta is 0.03% or less.
［Ｂ：０．３％以下］
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより粒界破壊を防止し耐力を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。なお、Ｂは微量でも効果を奏するため、含有量については特に下限値は規定しないが、粒界破壊をより確実に抑制するには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。一方、含有量が０．３％を超えると靱性が悪化する。よって、Ｂを含有させる場合は、その含有量は０．３％以下とする。
[B: 0.3% or less]
B has the effect of preventing grain boundary breakdown and improving proof stress by segregating at austenite grain boundaries, and therefore B may be contained as necessary. In addition, since B has an effect even in a minute amount, the lower limit is not particularly defined for the content, but in order to more reliably suppress the grain boundary fracture, the B content is preferably 0.0002% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.3%, the toughness deteriorates. Therefore, when it contains B, the content shall be 0.3% or less.
［Ｎ：１％以下］
Ｎは、オーステナイトの安定化と耐力向上に有効な元素である。オーステナイトの安定化元素としてＮはＣと同等の効果を有し、粒界析出による靱性劣化などの悪影響を及ぼさず、極低温での強度を上昇させる効果がＣよりも大きい。また、Ｎは窒化物形成元素と共存することによって、鋼中に微細な窒化物を分散させるという効果を有する。なお、Ｎは微量でもこれらの効果を奏するため、含有量について特に下限値は規定しないが、これらの効果を確実に発現させるためには、Ｎの含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００７％以上、より一層好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｎ含有量が１％を超えると靱性の劣化が著しくなるため、Ｎを含有させる場合は、Ｎの含有量は１％以下とする。好ましくは、Ｎの含有量は０．３％以下、より好ましくは０．１％以下、より一層好ましくは０．０３％以下とする。
[N: 1% or less]
N is an element effective for stabilizing austenite and improving proof stress. N as an austenite stabilizing element has an effect equivalent to that of C, has no adverse effects such as deterioration of toughness due to grain boundary precipitation, and has an effect of increasing the strength at extremely low temperatures. Further, N coexists with the nitride-forming element, thereby having the effect of dispersing fine nitrides in the steel. In addition, since N has these effects even in a very small amount, the lower limit is not particularly defined for the content. However, in order to ensure the manifestation of these effects, the N content should be 0.005% or more. preferable. More preferably, it is 0.007% or more, and still more preferably 0.01% or more. On the other hand, if the N content exceeds 1%, the toughness deteriorates remarkably. Therefore, when N is contained, the N content is 1% or less. Preferably, the N content is 0.3% or less, more preferably 0.1% or less, and even more preferably 0.03% or less.
本発明に係る厚鋼板において、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物、特には不可避的不純物からなる。ここで、不純物とは、厚鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the thick steel plate according to the present invention, the balance other than the above components is composed of Fe and impurities, particularly unavoidable impurities. Here, an impurity is a component that is mixed due to various factors in the manufacturing process including raw materials such as ore and scrap when industrially producing a thick steel plate, and has an adverse effect on the present invention. It means what is allowed in the range.
［オーステナイト粒の平均粒径：２０〜２００μｍ］
まず、高Ｃおよび高Ｍｎオーステナイト鋼の靭性の低下メカニズムについて説明する。当該高Ｃおよび高Ｍｎオーステナイト鋼ではＣ量が１％程度と大変高いためにオーステナイト粒界を主体に粒内にも鉄炭化物が多数生成する。これらの炭化物は鉄母相に比較して硬質であるので外力を受けた際に炭化物周囲の応力集中を高め、炭化物間あるいは炭化物周囲に亀裂が生じてやがて破壊に至る。この時、鋼を破壊に至らしめる応力集中は結晶粒径が小さいほど低下する。従って、このような破壊を抑制するためには炭化物を微細化することに加えてオーステナイト結晶粒径を微細化することが大変有効な手段となる。炭化物の成長は大変早く、これを抑制することはなかなか困難だからである。そこで、本発明では、炭化物の生成抑制にも配慮しつつ、基本的にはオーステナイト粒の微細化により靭性の向上が達成される。より具体的には、本発明で規定される化学組成を有する厚鋼板は、金属組織として主としてオーステナイト相を含み、特には体積分率で９０％以上またはほぼもしくは完全に１００％のオーステナイト相を含む。ここで、本発明の厚鋼板は、上記のとおり熱間圧延によって製造されるものであるため、後で詳しく説明するように、鋼板中のオーステナイト粒が当該熱間圧延によって微細化されており、よって優れた靱性を有する。本発明によれば、このような熱間圧延により、鋼板中のオーステナイト粒は、好ましくは２０〜２００μｍ、より好ましくは２０〜１５０μｍ、最も好ましくは２０〜１００μｍの平均粒径を有するように制御することができる。なお、本発明の耐摩耗厚鋼板によれば、例えば、溶接によって高温にさらされた場合でさえ、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の平均粒径を２０〜２００μｍの範囲に維持することが可能であり、さらには、上記のように鋼板中のＯとＳの質量比をＯ／Ｓ≧１．０とすることで、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の平均粒径を２０〜１５０μｍの範囲に維持することも可能である。なお、上記の下限値は、本明細書において説明される熱間圧延や酸硫化物等によるピン止め効果で達成可能なレベルを示すものである。但し、炭化物の核生成となるオーステナイト粒界を減じ、炭化物の生成を抑制することで、靭性をさらに向上させる観点からは、オーステナイト平均粒径を２０μｍ以上とすることが好ましい。一方、上記の各上限値は、同様に、本明細書において説明される熱間圧延や酸硫化物等によるピン止め効果でそれぞれ達成可能な値であり、これらの値以下にオーステナイト粒の平均粒径を制御することで−４０℃程度までの使用に対して十分な靭性を実現することができる。
[Average austenite grain size: 20-200 μm]
First, the mechanism for reducing the toughness of high C and high Mn austenitic steels will be described. In the high C and high Mn austenitic steels, the amount of C is as high as about 1%. Therefore, a large number of iron carbides are generated mainly in the austenite grain boundaries. Since these carbides are harder than the iron matrix, stress concentration around the carbides is increased when an external force is applied, and cracks occur between the carbides or around the carbides, eventually leading to fracture. At this time, the stress concentration that causes the steel to break down decreases as the crystal grain size decreases. Therefore, in order to suppress such destruction, it is very effective to make the austenite crystal grain size fine in addition to making the carbide fine. This is because the growth of carbide is very fast and it is difficult to suppress it. Therefore, in the present invention, improvement of toughness is basically achieved by making the austenite grains fine while considering the suppression of the formation of carbides. More specifically, the thick steel plate having the chemical composition defined in the present invention mainly includes an austenite phase as a metal structure, and particularly includes an austenite phase of 90% or more or almost or completely 100% in volume fraction. . Here, since the thick steel plate of the present invention is manufactured by hot rolling as described above, the austenite grains in the steel plate are refined by the hot rolling, as will be described in detail later. Therefore, it has excellent toughness. According to the present invention, by such hot rolling, the austenite grains in the steel sheet are preferably controlled to have an average particle diameter of 20 to 200 μm, more preferably 20 to 150 μm, and most preferably 20 to 100 μm. be able to. In addition, according to the wear-resistant thick steel plate of the present invention, for example, even when exposed to a high temperature by welding, it is possible to maintain the average grain size of austenite grains in the weld heat affected zone in the range of 20 to 200 μm. In addition, the average particle size of the austenite grains in the weld heat affected zone is maintained in the range of 20 to 150 μm by setting the mass ratio of O and S in the steel sheet to O / S ≧ 1.0 as described above. It is also possible to do. In addition, said lower limit shows the level which can be achieved by the pinning effect by hot rolling, an oxysulfide, etc. which are demonstrated in this specification. However, from the viewpoint of further improving the toughness by reducing the austenite grain boundaries that are the nucleation of carbides and suppressing the formation of carbides, it is preferable that the austenite average particle size be 20 μm or more. On the other hand, each of the above upper limits is a value that can be achieved by the pinning effect by hot rolling or oxysulfide described in the present specification, and the average grain size of austenite grains below these values. By controlling the diameter, sufficient toughness for use up to about −40 ° C. can be realized.
なお、本発明において、「オーステナイト粒の平均粒径」は、圧延後の鋼板を切断し、断面の金属組織を光学顕微鏡や電子顕微鏡などにより拡大して観察することによって求められる。より具体的には、１ｍｍ×１ｍｍの視野を１００倍程度に拡大し、結晶粒径１個当たりの平均面積を求める。結晶粒径が等方的な場合（アスペクト比（長径と短径の比率が概ね１．５以内）には円相当の直径を求めこれを平均する。また、結晶粒径が異方的な場合（アスペクト比１．５超）の場合にはアスペクト比を有する楕円体相当の長径を求めこれを平均する。等方的な粒と異方的な粒が混在する時にはこれらを合算して平均することによって行う。なお、これと同等の処理であれば電子顕微鏡や後方散乱電子回折を用いた結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ）を用いても良い。 In the present invention, the “average particle diameter of austenite grains” is determined by cutting a rolled steel sheet and observing the metal structure of the cross section with an optical microscope or an electron microscope. More specifically, the field of view of 1 mm × 1 mm is enlarged about 100 times, and the average area per crystal grain size is obtained. When the crystal grain size is isotropic (when the aspect ratio (ratio of major axis to minor axis is approximately within 1.5)), the diameter equivalent to the circle is obtained and averaged. In the case of (aspect ratio exceeding 1.5), the major axis corresponding to the ellipsoid having the aspect ratio is obtained and averaged, and when isotropic grains and anisotropic grains are mixed, these are added together and averaged. Note that a crystal orientation analyzer (EBSP) using an electron microscope or backscattered electron diffraction may be used as long as the processing is equivalent to this.
次に、上記のオーステナイト粒径の達成手段について述べる。本発明は厚鋼板に関するものであるので、結晶粒径の微細化には熱間圧延による再結晶を利用することが可能である。再結晶による結晶粒の微細化は、例えば下記（１）式のように表わされる。ここで、Ｄrexは再結晶後の平均結晶粒径、Ｄ0は再結晶前の平均結晶粒径、εは圧延による塑性歪み、ｐ、ｑ、ｒは正の定数である。
Ｄrex＝ｐ・Ｄ0 q・εｒ （１）
（１）式に従えば、圧延の塑性歪みをできるだけ大きくして、複数回圧延を行えば所定の結晶粒径を得ることができる。例えば、ｐ＝５、ｑ＝０．３、ｒ＝−０．７５のとき、初期粒径すなわち再結晶前の平均結晶粒径を６００μｍとすると、再結晶後の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするには０．０９５以上、特に再結晶後の平均結晶粒径を１００μｍ以下とするには０．２５以上の歪みで圧延することが必要となる。また、再結晶後の平均結晶粒径を２０μｍ以上に維持するには２．１以下の歪みであれば良い。これは、目安であって実際には再結晶後の粒成長や多パス圧延の効果を考慮して微調整する必要があるが、９００〜１１００℃の温度範囲における累積圧下率が２０％以上９５％以下の熱間圧延により、概ね２０μｍ以上１００μｍ以下のオーステナイト粒の平均粒径を達成することが可能である。
Next, means for achieving the austenite grain size will be described. Since the present invention relates to a thick steel plate, recrystallization by hot rolling can be used for refining the crystal grain size. The refinement of crystal grains by recrystallization is expressed, for example, by the following formula (1). Here, D rex is the average crystal grain size after recrystallization, D 0 is the average crystal grain size before recrystallization, ε is plastic strain due to rolling, and p, q, and r are positive constants.
D rex = p · D 0 q · ε r (1)
According to the equation (1), a predetermined crystal grain size can be obtained by increasing the plastic strain of rolling as much as possible and performing rolling a plurality of times. For example, when p = 5, q = 0.3, and r = −0.75, assuming that the initial grain size, that is, the average crystal grain size before recrystallization is 600 μm, the average crystal grain size after recrystallization is 200 μm or less. In order to reduce the average crystal grain size after recrystallization to 100 μm or less, it is necessary to perform rolling with a strain of 0.25 or more. Further, in order to maintain the average crystal grain size after recrystallization at 20 μm or more, the strain may be 2.1 or less. This is a guideline and actually needs to be finely adjusted in consideration of the effect of grain growth after recrystallization and multi-pass rolling, but the cumulative rolling reduction in the temperature range of 900 to 1100 ° C. is 20% or more and 95. %, It is possible to achieve an average austenite grain size of approximately 20 μm or more and 100 μm or less.
また、上記条件に加えて熱間圧延の仕上げ温度を制御することも重要である。圧延仕上げ温度を８５０℃未満とするとオーステナイトが完全に再結晶しなかったり、再結晶しても平均結晶粒径が２０μｍ以下に過剰に微細化されてしまったりするからである。圧延仕上げ温度を８５０℃以上に保っておけばこのような懸念は発生しない。よって、圧延仕上げ温度は８５０℃以上とした。なお、完全に再結晶が行われないと金属組織中には多くの転位や変形双晶が導入され、その後の冷却で、炭化物が多量に生成してしまい延性や靭性を向上させる為にも好ましくない。 In addition to the above conditions, it is also important to control the finishing temperature of hot rolling. This is because if the rolling finishing temperature is less than 850 ° C., austenite is not completely recrystallized, or even if recrystallized, the average crystal grain size is excessively refined to 20 μm or less. If the rolling finishing temperature is kept at 850 ° C. or higher, such a concern does not occur. Therefore, the rolling finishing temperature is set to 850 ° C. or higher. In addition, if recrystallization is not performed completely, many dislocations and deformation twins are introduced into the metal structure, and subsequent cooling produces a large amount of carbide, which is preferable for improving ductility and toughness. Absent.
また、このような圧延に先立って鋼片は、１０００〜１３００℃に加熱する。１０００℃未満では圧延時の変形抵抗が大きく圧延機に過大な負荷がかかることやオーステナイト中の炭化物を完全に固溶できない場合があるので、加熱温度は１０００℃以上とする。一方、１３００℃を超えて高温に加熱すると、表面の酸化による歩留まりの低下が懸念されるとともに、オーステナイト粒が粗大化してしまい、その後に熱間圧延しても容易に細粒化できなくなるため１３００℃以下とする。 Moreover, a steel slab is heated to 1000-1300 degreeC prior to such rolling. If the temperature is lower than 1000 ° C., the deformation resistance during rolling is large and an excessive load is applied to the rolling mill, and the carbide in the austenite may not be completely dissolved, so the heating temperature is 1000 ° C. or higher. On the other hand, when heated to a high temperature exceeding 1300 ° C., there is a concern about a decrease in yield due to oxidation of the surface, and the austenite grains become coarse, so that even after hot rolling, the grains cannot be easily refined. It shall be below ℃.
また、前記圧延の後には水冷を実施することが望ましい。水冷の目的は圧延後の炭化物の生成を抑制し、延性や靭性を高めるためである。炭化物は熱力学的かつ拡散可能かどうかの観点から析出可能となる５００℃〜９００℃程度までの温度範囲の滞在時間をできるだけ短くすることが必要である。このような観点から圧延終了後は可及的速やかに水冷による強制冷却を行うのが良い。その際、冷却速度は１℃／ｓ以上であることが望ましい。１℃／ｓ未満の冷却速度では、加速冷却の効果が十分には得られないからである。また、冷却はできるだけ高温側から開始するのが良いが、少なくとも炭化物が実際に析出し始める８５０℃以上の温度で開始することが望ましい。また、冷却終了温度としては５００℃以下とすることが好ましい。この温度範囲ではＦｅの拡散がほぼ起こらなくなるからである。なお、水冷による加速冷却は、上記のような炭化物の生成抑制効果だけでなく、結晶粒の成長を抑制する効果も有する。したがって、結晶粒の成長を抑制するという観点からも、圧延と水冷を組み合わせて実施することが好ましい。 Moreover, it is desirable to perform water cooling after the rolling. The purpose of water cooling is to suppress the formation of carbides after rolling and increase ductility and toughness. From the standpoint of whether the carbide is thermodynamic and diffusible, it is necessary to shorten the residence time in the temperature range of about 500 ° C. to 900 ° C. at which precipitation is possible. From this point of view, it is preferable to perform forced cooling by water cooling as soon as possible after rolling. At that time, the cooling rate is desirably 1 ° C./s or more. This is because the effect of accelerated cooling cannot be sufficiently obtained at a cooling rate of less than 1 ° C./s. Cooling is preferably started from the high temperature side as much as possible, but it is desirable to start at least at a temperature of 850 ° C. or higher at which carbides actually start to precipitate. The cooling end temperature is preferably 500 ° C. or lower. This is because the diffusion of Fe hardly occurs in this temperature range. The accelerated cooling by water cooling has not only the effect of suppressing the formation of carbides as described above but also the effect of suppressing the growth of crystal grains. Therefore, from the viewpoint of suppressing the growth of crystal grains, it is preferable to carry out a combination of rolling and water cooling.
上記の水冷等による加速冷却を行わない場合、例えば、熱間圧延後に空冷によって冷却した場合には、析出した炭化物を分解等するために、熱間圧延後の鋼材に熱処理を施す必要がある。このような熱処理としては溶体化処理を挙げることができる。当該溶体化処理の条件は、例えば、９００℃以上１２５０℃以下の温度に再加熱し、９００℃以上の温度から冷却速度１℃／ｓの水冷を行い、５００℃以下の温度まで冷却することである。 In the case where accelerated cooling by water cooling or the like is not performed, for example, when cooling by air cooling after hot rolling, it is necessary to perform heat treatment on the steel material after hot rolling in order to decompose the precipitated carbide. Examples of such heat treatment include solution treatment. The solution treatment conditions are, for example, reheating to a temperature of 900 ° C. or more and 1250 ° C. or less, performing water cooling at a cooling rate of 1 ° C./s from a temperature of 900 ° C. or more, and cooling to a temperature of 500 ° C. or less. is there.
［ＣＩＰ：３．２以上］
本発明によれば、下記式（ｉ）で表されるＣＩＰが３．２以上であることが好ましい。
ＣＩＰ＝−１Ｃ＋０．８８Ｓｉ−０．２Ｍｎ＋３．３Ｃｒ＋９（Ｍｏ＋Ｗ／２）＋１．５（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）＋６Ｎ＋０．８Ａｌ−９０Ｐ＋１．５ （ｉ）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎ、ＡｌおよびＰは、耐摩耗厚鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
例えば、海水中などの腐食環境下では、海水などにより浸食された鋼材表面がさらに土砂などによって削られる現象が生じ得る。このような現象は、腐食作用と摩耗作用の相乗作用によって生じるものであり、腐食摩耗とも呼ばれる。鋼材においてこのような腐食摩耗を抑制し、すなわち腐食環境下における鋼材の耐摩耗性を向上させるためには、一般的には、当該鋼材の耐食性を向上させることが極めて重要である。そこで、本発明者らは、鋼板の耐食性を表す指標として上記式（ｉ）で表されるＣＩＰという指標を使用し、当該ＣＩＰが３．２以上の要件を満足するように鋼板中に含まれる各元素の含有量を本発明の範囲内で適切に制御することにより、当該要件を満足しない鋼板と比較して、腐食環境下における耐摩耗性が顕著に改善された耐摩耗厚鋼板を提供することが可能となることを見出した。
[CIP: 3.2 or higher]
According to the present invention, the CIP represented by the following formula (i) is preferably 3.2 or more.
CIP = -1C + 0.88Si-0.2Mn + 3.3Cr + 9 (Mo + W / 2) +1.5 (Cu + Ni + Co) + 6N + 0.8Al-90P + 1.5 (i)
In the formula, C, Si, Mn, Cr, Mo, W, Cu, Ni, Co, N, Al, and P represent the content (% by mass) of each element contained in the wear-resistant thick steel plate.
For example, in a corrosive environment such as in seawater, a phenomenon may occur in which the steel material surface eroded by seawater or the like is further scraped by earth or sand. Such a phenomenon is caused by the synergistic action of the corrosive action and the wear action, and is also called corrosive wear. In order to suppress such corrosion wear in a steel material, that is, to improve the wear resistance of the steel material in a corrosive environment, it is generally very important to improve the corrosion resistance of the steel material. Therefore, the present inventors use an index called CIP represented by the above formula (i) as an index representing the corrosion resistance of the steel sheet, and the CIP is included in the steel sheet so as to satisfy the requirement of 3.2 or more. By appropriately controlling the content of each element within the scope of the present invention, it is possible to provide a wear-resistant thick steel plate with significantly improved wear resistance in a corrosive environment as compared with a steel plate that does not satisfy the requirements. I found out that it would be possible.
より好ましくは、鋼板中に含まれる各元素の含有量をＣＩＰが８．０以上となるように本発明の範囲内で適切に制御することにより、腐食環境下における耐摩耗性がより改善された耐摩耗厚鋼板を提供することが可能となる。なお、鋼板中に含まれる各元素の含有量をＣＩＰの上限については特に限定しないが、例えば１０９．３以下、６０．０以下、３０．０以下または１５．０以下としてもよい。 More preferably, the wear resistance in a corrosive environment is further improved by appropriately controlling the content of each element contained in the steel sheet within the scope of the present invention so that the CIP is 8.0 or more. It becomes possible to provide a wear-resistant thick steel plate. In addition, although content of each element contained in a steel plate is not specifically limited about the upper limit of CIP, For example, it is good also as 109.3 or less, 60.0 or less, 30.0 or less, or 15.0 or less.
最後に、本発明の耐摩耗厚鋼板を用いた場合の溶接条件について述べる。本発明の好ましい態様では、Ｍｇ、Ｃａおよび／またはＲＥＭを添加しているために、これらの元素を中心とする微細析出物が鋼中に生成している。これらの微細析出物は大入熱溶接のＨＡＺにおける１４００℃を超える高温加熱に対しても安定である。したがって、そのピン止め作用により、ＨＡＺにおいてさえオーステナイト粒を２００μｍ以下、Ｏ／Ｓを１．０以上に制御した場合には１５０μｍ以下の平均結晶粒径にすることを可能とし、よって大入熱溶接を可能とする。但し、大入熱溶接では室温に冷える過程の冷却速度が遅いために炭化物が析出し、延性や靭性が低下する場合があるので、入熱量は２０ｋＪ／ｍｍ以下程度で実施することが好ましい。 Finally, welding conditions when the wear-resistant thick steel plate of the present invention is used will be described. In a preferred embodiment of the present invention, since Mg, Ca and / or REM are added, fine precipitates centered on these elements are generated in the steel. These fine precipitates are stable to high-temperature heating exceeding 1400 ° C. in the high heat input welding HAZ. Therefore, the pinning action enables the austenite grains to be reduced to an average grain size of 150 μm or less when the austenite grains are controlled to 200 μm or less and O / S to 1.0 or more even in HAZ. Is possible. However, in high heat input welding, since the cooling rate in the process of cooling to room temperature is slow, carbides may be precipitated and ductility and toughness may be reduced. Therefore, it is preferable to carry out heat input with a heat input of about 20 kJ / mm or less.
以上、説明した成分および製造条件を満たすことにより耐摩耗性と靭性がともに優れた厚鋼板が得られる。この鋼板は、レールクロッシング、キャタピラーライナー、インペラ―ブレード、クラッシャー刃、岩石ハンマーなどの小型部材や建機、産機、土木、建築分野における耐摩耗性が必要な柱、鋼管、外板などの大型部材に使用される。 As described above, a thick steel plate having excellent wear resistance and toughness can be obtained by satisfying the described components and production conditions. This steel plate is a small component such as rail crossings, caterpillar liners, impeller blades, crusher blades, rock hammers, and large columns such as construction machinery, industrial machinery, civil engineering, columns that require wear resistance in the construction field, steel pipes, outer plates, etc. Used for members.
表１に示す成分組成を有するスラブを表２に示す圧延条件にて熱間圧延し、次いで必要に応じて熱処理を施した後、表２に示す製品厚を有する厚鋼板を得た。得られた厚鋼板から採取した各試験片について、オーステナイト（γ）粒の平均粒径、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、耐摩耗性および靱性、さらに腐食摩耗性をそれぞれ評価した。その結果を表２に示す。なお、各特性の具体的な評価方法は、以下のとおりである。 A slab having the component composition shown in Table 1 was hot-rolled under the rolling conditions shown in Table 2, and then heat-treated as necessary, and then a thick steel plate having the product thickness shown in Table 2 was obtained. About each test piece extract | collected from the obtained thick steel plate, the average particle diameter of austenite ((gamma)) grain, yield stress (YS), tensile strength (TS), elongation (EL), wear resistance and toughness, and also corrosion wear resistance Were evaluated respectively. The results are shown in Table 2. In addition, the specific evaluation method of each characteristic is as follows.
１．オーステナイト（γ）粒の平均粒径：まず、圧延板より１０ｍｍ幅×１５ｍｍ長さ×全厚の試料を切り出し、圧延の幅方向に垂直な面をアルミナ研磨後にナイタールで腐食し、約１ｍｍ×１ｍｍの視野を１００倍程度に拡大して、結晶粒径１個当たりの平均面積を求める。次に、結晶粒径が等方的な場合（アスペクト比（長径と短径の比率が概ね１．５以内）には円相当の直径を求めこれを平均する。また、結晶粒径が異方的な場合（アスペクト比１．５超）の場合にはアスペクト比を有する楕円体相当の長径を求めこれを平均する。等方的な粒と異方的な粒が混在する時にはこれらを合算して平均することによって行った。上記方法にて、母材についてオーステナイト（γ）粒の平均粒径を測定した。加えて、溶接入熱量を約１．７ＫＪ／ｍｍとしたＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）で、板厚中心部でのＦＬ（溶融線）近傍のＨＡＺ部について同様にオーステナイト（γ）粒の平均粒径を測定した。
２．降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）：圧延板の幅方向に採取したＪＩＳ１号引張試験片を用いて引張試験にて評価した。
３．耐摩耗性：摩耗材として人工硅砂（ＪＩＳ５号）２＋水１を用いた場合のスクラッチング摩耗試験（周速度３．７ｍ／ｓｅｃ、５０時間）の摩耗減量を普通鋼（ＳＳ４００）を基準に評価した。
４．靭性：母材の靭性は鋼板の１／４厚位置から長さ方向に採取し、幅方向に亀裂が伝播するような方向にノッチを入れたＪＩＳ４号試験片により−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃（Ｊ））を評価した。加えて、溶接入熱量を約１．７ＫＪ／ｍｍとしたＳＭＡＷ（被覆アーク溶接）で、板厚中心部でのＦＬ（溶融線）近傍のＨＡＺ部がノッチ位置となるシャルピー試験片の−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃（Ｊ））を評価した。
５．腐食摩耗性：腐食摩耗性は、摩耗材として硅砂（平均粒径１２μｍ）と海水の混合物（混合比：けい砂３０％および海水７０％）を用いて、スクラッチング摩耗試験（周速度３．７ｍ／ｓｅｃ、１００時間）を行うことにより評価した。より具体的には、得られた腐食摩耗量を、同様に試験した基準材（ＣＩＰが−３．０よりも小さいかまたは−４．０以下となる耐摩耗厚鋼板）の腐食摩耗量に対する比（腐食摩耗量比）として評価した。
1. Average particle size of austenite (γ) grains: First, a 10 mm width × 15 mm length × total thickness sample was cut from a rolled plate, and the surface perpendicular to the rolling width direction was corroded with alumina and polished with nital, about 1 mm × 1 mm Is enlarged about 100 times, and the average area per crystal grain size is obtained. Next, when the crystal grain size is isotropic (the aspect ratio (ratio of major axis to minor axis is approximately within 1.5)), the diameter corresponding to the circle is obtained and averaged. In the case of a typical case (aspect ratio exceeding 1.5), the major axis corresponding to the ellipsoid having the aspect ratio is obtained and averaged, and when isotropic grains and anisotropic grains are mixed, these are added together. In the above method, the average particle size of austenite (γ) grains was measured for the base material, and in addition, SMAW (covered arc welding) with a welding heat input of about 1.7 KJ / mm was measured. Then, the average particle size of the austenite (γ) grains was measured in the same manner for the HAZ portion near the FL (melting line) at the center of the plate thickness.
2. Yield Stress (YS), Tensile Strength (TS), and Elongation (EL): Evaluated by a tensile test using a JIS No. 1 tensile specimen taken in the width direction of the rolled sheet.
3. Abrasion resistance: Evaluated wear loss in scratching wear test (peripheral speed 3.7m / sec, 50 hours) when using artificial silica sand (JIS No. 5) 2 + water 1 as a wear material, based on plain steel (SS400) did.
4). Toughness: The toughness of the base metal is taken from the 1/4 thickness position of the steel plate in the length direction, and the absorbed energy at −40 ° C. (−40 ° C.) by a JIS No. 4 test piece in which a crack is propagated in the width direction. vE-40 ° C (J)) was evaluated. In addition, by SMAW (covered arc welding) with a welding heat input of about 1.7 KJ / mm, the Charpy test piece at −40 ° C. in which the HAZ portion near the FL (melting line) at the center of the plate thickness is the notch position. The absorbed energy (vE-40 ° C. (J)) was evaluated.
5. Corrosion wear resistance: Corrosion wear resistance is determined by using a mixture of dredged sand (average particle size 12 μm) and seawater (mixing ratio: 30% silica sand and 70% seawater) as a wear material. / Sec, 100 hours). More specifically, the ratio of the obtained corrosion wear amount to the corrosion wear amount of a reference material (a wear-resistant thick steel plate whose CIP is smaller than −3.0 or −4.0 or less) similarly tested. Evaluation was made as (corrosion wear ratio).
対普通鋼の摩耗量比率が０．３０未満であり、かつ母材に関する−４０℃の吸収エネルギー値が１００Ｊ以上である場合を、耐摩耗性と靱性の両方に優れた耐摩耗厚鋼板として評価した（表１及び２中の実施例）。靭性については、母材に関する−４０℃の吸収エネルギー値が１５０Ｊ以上である場合を、より良好と評価した。一方、上記２つの性能のうち、何れか一つでも満足しない場合は、比較例とした。さらに、表２には、各耐摩耗厚鋼板について、基準材（実施例９の耐摩耗厚鋼板）に対する腐食摩耗量比が示されており、この値は、１．００よりも小さくなるほど、基準材に比べて腐食摩耗性がより改善されていることを意味するものである。 Evaluated as a wear-resistant thick steel plate excellent in both wear resistance and toughness when the wear amount ratio of normal steel is less than 0.30 and the absorbed energy value at −40 ° C. of the base metal is 100 J or more. (Examples in Tables 1 and 2). Regarding toughness, the case where the absorbed energy value at −40 ° C. of the base material was 150 J or more was evaluated as better. On the other hand, when any one of the two performances is not satisfied, a comparative example is provided. Furthermore, Table 2 shows the corrosion wear amount ratio with respect to the reference material (the wear resistant thick steel plate of Example 9) for each wear resistant thick steel plate, and this value becomes smaller as the value becomes smaller than 1.00. This means that the corrosion wear resistance is improved as compared with the material.
Claims (11)
ＣＩＰ＝−１Ｃ＋０．８８Ｓｉ−０．２Ｍｎ＋３．３Ｃｒ＋９（Ｍｏ＋Ｗ／２）＋１．５（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｏ）＋６Ｎ＋０．８Ａｌ−９０Ｐ＋１．５ （ｉ）
式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｎ、ＡｌおよびＰは、前記耐摩耗厚鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。 The wear-resistant thick steel plate according to any one of claims 1 to 10, wherein CIP represented by the following formula (i) is 3.2 or more.
CIP = -1C + 0.88Si-0.2Mn + 3.3Cr + 9 (Mo + W / 2) +1.5 (Cu + Ni + Co) + 6N + 0.8Al-90P + 1.5 (i)
In the formula, C, Si, Mn, Cr, Mo, W, Cu, Ni, Co, N, Al, and P represent the content (% by mass) of each element contained in the wear-resistant thick steel plate.
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