JP6149778B2 - 耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

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、輸送機器の部材に土砂等により摩耗が生じる。
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った。
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、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個以上を含み、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く、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、製造コストが増大し、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。
摩耗試験機を説明する図。
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。０．２００％未満では上記した効果が十分に得られない。一方、０．３５０％を超える多量の含有は、溶接性および加工性を低下させる。このため、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は０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．４５％を超えて多量に含有すると、溶接性が低下する。このため、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、０．５０％以上含有する必要がある。一方、２．００％を超えて多量に含有すると、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、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ため、できるだけ低減することが望ましいが、０．０２０％までは許容できる。このため、０．０２０％以下に限定した。なお、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、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ため、できるだけ低減することが望ましいが、０．００５％までであれば許容できる。このため、０．００５％以下に限定した。なお、過度の低減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。０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られない。一方、０．１００％を超えて含有すると、溶接性、靱性が低下する。このため、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。
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が、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、１．００％を超えて含有すると、熱間加工性が低下し、製造コストも高騰する。このため、含有する場合には、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、２．００％を超える含有は、製造コストを上昇させる。このため、含有する場合には、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、２．００％を超えて含有すると、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、含有する場合には、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、１．００％を超えて含有すると、溶接性が低下し、製造コストも高騰する。このため、含有する場合には、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、０．１００％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、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、０．１００％を超えて含有すると溶接性が低下する。このため、含有する場合には、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、０．１００％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、靭性が低下する。このため、含有する場合には、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、０．００３０％を超えて含有すると靭性が低下する。このため、含有する場合には、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、０．００８０％を超えて含有すると鋼中介在物量が増加し、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、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、０．００５０％を超えて含有すると鋼中介在物量が増加し、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、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、０．００５０％を超えて含有すると鋼中介在物量が増加し、靱性の低下を招く。このため、含有する場合には、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面積分率で５〜２０％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ため、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、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、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ので、面積分率で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、ベイナイト相の面積には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が、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。
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。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。
熱間圧延を終了した後、加速冷却を開始する。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。
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ため、４００〜６５０℃とする。
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。
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ため、再加熱温度はＡｃ３以上９５０℃以下とする。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。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 0006149778
Figure 0006149778

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. 質量％で、
    Ｃ：０．２１０〜０．３５０％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、
    Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．００５〜０．０３６％、
    さらに、Ｃｕ：０．０３〜１．００％、
    Ｎｉ：０．０３〜２．００％、
    Ｃｒ：０．０５〜１．００％、
    Ｍｏ：０．０５〜１．００％、
    Ｖ：０．００５〜０．１００％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％未満、
    Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
    から選ばれる一種以上を、
    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。
  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に記載の耐摩耗性に優れた厚鋼板。
  4. 請求項１乃至３のいずれか一つに記載した耐摩耗性に優れた厚鋼板の製造方法であって、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. 請求項１乃至３のいずれか一つに記載した耐摩耗性に優れた厚鋼板の製造方法であって、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。
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6493285B2 (ja) * 2016-04-19 2019-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN105838998A (zh) * 2016-05-23 2016-08-10 安徽鑫宏机械有限公司 一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法
CN105838999A (zh) * 2016-05-23 2016-08-10 安徽鑫宏机械有限公司 一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法
CN105821316A (zh) * 2016-05-23 2016-08-03 安徽鑫宏机械有限公司 一种镍硼硅合金表面改性复合阀体的铸造方法
JP6809524B2 (ja) * 2018-01-10 2021-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
HUE061197T2 (hu) * 2018-11-30 2023-05-28 Arcelormittal Hidegen hengerelt, lágyított acéllemez nagy lyuktágulási aránnyal, és eljárás elõállítására
KR102307928B1 (ko) * 2019-12-02 2021-09-30 주식회사 포스코 내구성이 우수한 후물 복합조직강 및 그 제조방법
CN112322981B (zh) * 2020-11-06 2022-03-15 首钢贵阳特殊钢有限责任公司 一种凿岩用h22及h25钎杆中空钢
CN113584378A (zh) * 2021-06-25 2021-11-02 武汉钢铁有限公司 含有铁素体的hb400级热连轧耐磨钢及生产方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62174322A (ja) * 1985-10-15 1987-07-31 Kobe Steel Ltd 冷間加工性にすぐれる低降伏比高張力鋼板の製造方法
JP3089882B2 (ja) 1993-03-09 2000-09-18 日本鋼管株式会社 表面性状に優れた耐摩耗鋼及びその製造方法
JPH08269615A (ja) * 1995-03-27 1996-10-15 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる急速加熱焼入れ用熱延鋼板及びその用途と製造方法
JP3578435B2 (ja) * 1997-03-12 2004-10-20 日新製鋼株式会社 プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法
JP2003171730A (ja) * 1999-12-08 2003-06-20 Nkk Corp 耐遅れ破壊性を有する耐摩耗鋼材およびその製造方法
CN100432261C (zh) * 2003-06-12 2008-11-12 杰富意钢铁株式会社 低屈服比高强度高韧性的厚钢板和焊接钢管及它们的制造方法
JP5217191B2 (ja) * 2007-03-08 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
JP4490472B2 (ja) * 2007-11-12 2010-06-23 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
TWI341332B (en) 2008-01-07 2011-05-01 Nippon Steel Corp Wear-resistant steel sheet having excellent wear resistnace at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same
JP5162382B2 (ja) * 2008-09-03 2013-03-13 株式会社神戸製鋼所 低降伏比高靭性厚鋼板
JP5195469B2 (ja) * 2009-01-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP5347540B2 (ja) * 2009-01-30 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5458624B2 (ja) * 2009-03-25 2014-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
JP5966730B2 (ja) * 2012-07-30 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

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