耐磨损钢板及其制造方法

耐磨损钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明提供低温韧性和加热至低温回火脆化温度范围的部位的裂纹的产生抑制优良的耐磨损钢板及其制造方法。钢板的成分组成为以质量％计C：0.100％以上且小于0.175％、Si：0.05％以上且1.00％以下、Mn：0.50％以上且1.90％以下、P：小于0.006％、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、Cr：0.10％以上且1.00％以下、Nb：0.005％以上且0.024％以下、Ti：0.005％以上且0.050％以下、B：0.0003％以上且0.0030％以下、N：0.0010％以上且0.0080％以下。另外，板厚的1/4位置处的显微组织是原奥氏体平均粒径为20μm以上且60μm以下的马氏体单相组织或者马氏体与贝氏体的混合组织，并且岛状马氏体的面积百分率相对于组织整体小于5％。
【专利说明】
耐磨损钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及在产业机械、搬运机械等中使用的耐磨损钢板及其制造方法，涉及具 备优良的低温韧性、在焊接热影响部或气体切割、等离子体切割等热熔断后的热影响部中 加热至约300°C~约400°C的低温回火脆化温度范围的部位的延迟断裂所引起的裂纹的产 生抑制优良的耐磨损钢板。
【背景技术】
[0002] 钢材的耐磨损性通过提高硬度而提高，在要求耐磨损性的构件中使用的钢材含有 与所需硬度相适应的C量，并实施淬火处理或淬火回火处理。
[0003] 高硬度的耐磨损钢板通过焊接、气体切割、等离子体切割等再加热至约300°C~约 400 °C的低温回火脆化温度范围时，有可能在冷却至常温后产生因延迟断裂引起的裂纹。但 是，不能避免焊接、气体切割等加工，防止上述裂纹成为课题。有时将再加热至低温回火脆 化温度范围的部分的延迟断裂所引起的裂纹称为低温回火脆化裂纹、低温脆化裂纹。
[0004] 另外，耐磨损钢板有时也用于0°C以下的低温范围的作业，对于韧性低的钢板而 言，使用中的脆性断裂的发生成为问题。通常，为了提高硬度而增加 C量、为了提高淬透性而 含有合金元素反而会使得材质变脆而使韧性降低。关于耐磨损钢板，提出了各种技术。
[0005] 例如，专利文献1~6中提出的耐延迟断裂特性优良的耐磨损钢板可改善制造状态 的钢板的耐延迟断裂特性，关于再加热至低温回火脆化温度范围的部分中的延迟断裂特性 的改善没有进行研究。
[0006] 关于低温韧性优良的耐磨损钢板，例如，在专利文献7、专利文献8、专利文献9等中 公开了通过含有大量Cr、Mo等合金元素来提高耐磨损钢板的韧性的技术。在这些技术中，出 于提高淬透性的目的而含有Cr，出于在提高淬透性的同时改善晶界强度的目的而含有Mo。 另外，在专利文献7、8中，通过实施回火热处理来改善低温韧性。
[0007] 另一方面，作为致力于制造工艺的技术，存在有专利文献10中所公开的技术，其公 开了通过在热乳工序中利用奥氏体形变而使原γ晶粒伸展从而改善韧性。作为抑制低温脆 化裂纹的技术，在专利文献11中公开了通过以马氏体作为基体组织并将其原奥氏体粒径设 定为30μπι以下来抑制裂纹并且实现韧性的提高的技术。
[0008] 现有技术文献
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献1:日本特开2002-115024号公报 [0011] 专利文献2:日本特开2002-80930号公报 [0012] 专利文献3:日本特开平05-51691号公报 [0013] 专利文献4:日本特开平01-255622号公报 [0014] 专利文献5:日本特开昭63-317623号公报 [0015] 专利文献6:日本特开2003-171730号公报 [0016] 专利文献7:日本特开平8-41535号公报
[0017] 专利文献8:日本特开平2-179842号公报
[0018] 专利文献9:日本特开昭61-166954号公报
[0019] 专利文献10:日本特开2002-20837号公报
[0020] 专利文献11:日本特开2009-30092号公报

【发明内容】

[0021] 发明所要解决的问题
[0022] 但是，专利文献7~9中记载的耐磨损钢板通过含有大量合金元素来强化晶界强度 从而使韧性提高，合金元素成本升高。专利文献7、专利文献8中记载的耐磨损钢板实施回火 热处理，因此，硬度降低，不能避免对耐磨损性的不良影响。
[0023] 另外，专利文献10中记载的耐磨损钢板的制造方法中，在热乳工序中利用奥氏体 形变，因此，在低温下结束，制造性差，并且为了稳定制造而需要严格的温度管理，在实际制 造上不一定是容易的工艺。
[0024] 专利文献11中记载的耐磨损钢板的制造方法没有详细记载，但推测是为了得到期 望的结晶粒径的显微组织而在能量高消耗型乳制后进行再加热淬火的工艺、或者通过直接 淬火进行制造的工艺，在直接淬火的情况下，不仅需要低温下的乳制、高压下率等严格的制 造条件管理，而且阻碍乳制效率，对乳制设备的负荷也大。
[0025] 另外，减小结晶粒径会使得到相变组织时的成核位点增加，从而导致淬透性降低， 因此，有可能用于确保淬透性的合金元素的含量增加，制造成本增加。
[0026] 如上所述，尚未确立制造因焊接、熔断的热影响而被加热至低温回火脆化温度范 围的区域中的冷却至常温后的延迟断裂得到抑制而具备优良的低温韧性的、廉价的耐磨损 钢板的技术。
[0027] 因此，本发明的目的在于提供在廉价的成分组成下具备优良的低温韧性的耐低温 回火脆化裂纹特性优良的耐磨损钢板及其制造方法。本发明以表面硬度以布氏硬度计为 350HBW10/3000以上且450HBW10/3000以下的硬度的耐磨损钢板作为对象。
[0028]用于解决问题的方法
[0029] 为了实现上述目的，本发明人对影响耐磨损钢板的耐低温回火脆化裂纹特性和低 温韧性的各种因素进行了深入研究，从而发现，在厚钢板中减少脆化敏感性高的中心偏析 带的中心偏析是重要的，通过在将P降低至0.006%以下的基础上控制偏析元素，能够抑制 低温回火脆化裂纹。
[0030] 本发明是基于所得到的见解进一步进行研究而完成的，即，本发明为：
[0031] 1. 一种耐磨损钢板，其表面硬度以布氏硬度计为350HBW10/3000以上且450HBW10/ 3000以下，其特征在于，
[0032] 具有以质量％计(：:0.100%以上且小于0.175%、Si :0.05%以上且1.00%以下、 Μη:0.50% 以上且 1.90% 以下、P:小于0.006%、S:0.005% 以下、A1:0.005% 以上且0.100% 以下、Cr:0.10%以上且1.00%以下、Nb:0.005%以上且0.024%以下、Ti :0.005%以上且 0.050%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、N:0.0010%以上且0.0080%以下、并且满 足（1)式和(2)式、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
[0033] 板厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织是原奥氏体平均粒径为20μπι以上且60μπι 以下的马氏体单相组织、或者原奥氏体平均粒径为20μπι以上且60μπι以下的马氏体与贝氏体 的混合组织，并且贝氏体中的岛状马氏体以相对于组织整体的面积百分率计小于5%。
[0034] DIH = 33.85 X (0.1 XC)°-5X (0.7XSi + l) X (3.33ΧΜη+1) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+1) X (3XMo+1) X (1.75XV+1)^35---(1)
[0035] CES = 5.5XC4/3+75.5XP+0.90XMn+0.12XNi+0.53XMo^2.70---(2)
[0036] 各式中，各合金元素设定为含量(质量％)，不含有的元素的含量设定为0。
[0037] 2.如1所述的耐磨损钢板，其特征在于，在上述成分组成的基础上，以质量％计含 有选自Mo :0.05%以上且0.80 %以下、V: 0.005 %以上且0.10%以下、Cu :0.10 %以上且 1.00%以下、Ni :0.10%以上且2.00%以下中的一种或两种以上。
[0038] 3.如1或2所述的耐磨损钢板，其特征在于，在上述成分组成的基础上，以质量％计 含有选自Ca: 0.0005%以上且0.0040%以下、Mg :0.0005%以上且0.0050%以下、REM: 0.0005%以上且0.0080%以下中的一种或两种以上。
[0039] 4.-种耐磨损钢板的制造方法，所述耐磨损钢板的表面硬度以布氏硬度计为 350HBW10/3000以上且450HBW10/3000以下，所述制造方法的特征在于，
[0040] 将具有1至3中任一项所述的成分组成的钢原材加热至1050°C以上且1200°C以下，
[00411 然后，实施950°C以上的温度范围内的累积压下率为30%以上、并且低于940°C的 温度范围内的累积压下率为30 %以上且70 %以下的热乳，
[0042] 在表面温度为Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下的温度下结束热乳，
[0043]从Ar 3点以上的温度起进行直接淬火，在板厚的1 /2位置处以2 °C /秒以上的冷却速 度冷却至300 °C以下，
[0044] 所制造的钢板的板厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织是原奥氏体平均粒径为 20μπι以上且60μπι以下的马氏体单相组织、或者原奥氏体平均粒径为20μπι以上且60μπι以下的 马氏体与贝氏体的混合组织，并且贝氏体中的岛状马氏体以相对于组织整体的面积百分率 计小于5%。
[0045] 发明效果
[0046] 根据本发明，可以得到在因焊接、熔断引起的热影响而经受低温回火的区域中的 耐延迟裂纹特性优良、并且低温韧性优良的耐磨损钢板。另外，作为其制造方法，可以得到 对环境负荷小的制造方法，在产业上发挥显著的效果。
【具体实施方式】
[0047]本发明中，对成分组成和显微组织进行规定。
[0048][成分组成]
[0049] 以下的成分组成的说明中，％均为质量％。
[0050] C:0.100% 以上且小于0.175%
[0051] C是使基体硬度进行高硬度化而提高耐磨损性的元素。为了通过以布氏硬度计为 350HBW10/3000以上的硬度来实现耐磨损性，需要含有0.100%以上。优选为0.120%以上。 另一方面，含有0.175%以上时，耐低温回火脆化裂纹特性劣化。优选为0.160%以下，更优 选为0.150%以下。
[0052] Si:0.05% 以上且 1.00% 以下
[0053] Si是作为脱氧元素有效的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.05%以上。优选 为0.10%以上。另外，Si是固溶在钢中而通过固溶强化有助于高硬度化的有效元素。但是， 含有超过1.00%时，使得延展性、韧性降低，并且夹杂物量增加。因此，Si限定为1.00%以 下。优选为0.45%以下。
[0054] Μη:0·50% 以上且 1.90% 以下
[0055] Μη助长Ρ的晶界偏析，容易发生延迟断裂。但是，在本发明中，通过使Ρ量小于 0.006%，含有作为比较廉价的元素的Μη，能够提高淬透性。另一方面，为了确保淬透性，需 要含有一定量的Μη，另外，从降低合金成本的观点出发，也优选含有Μη，Μη量限定为0.50% 以上且1.90 %以下的范围。Μη量的下限侧的值优选为0.90 %以上。Μη量的上限侧的值优选 为1.50%以下。
[0056] Ρ:小于0.006 %
[0057] Ρ在晶界发生偏析，成为延迟断裂发生的起点。另外，Ρ富集于中心偏析部，提高中 心偏析部的硬度，提高低温回火脆化敏感性。通过使Ρ量小于0.006%，因焊接、气体切割等 的熔断所引起的热影响而经受低温回火的区域中的耐低温回火脆化裂纹特性提高，因此， 设定为小于〇. 006%。
[0058] S:0.005% 以下
[0059] S是不可避免地混入的杂质，含有超过0.005 %时，会形成MnS，成为断裂的发生起 点，因此，设定为0.005 %以下。优选为0.0035 %以下。
[0060] Α1:0·005% 以上且0.100% 以下
[0061] Α1是用于使钢水脱氧而含有的元素，需要含有0.005%以上。另一方面，含有超过 0.100%时，使得钢的洁净度降低，并且使得韧性降低，因此，设定为0.005%以上且0.100% 以下。优选为0.010%以上且0.040%以下。
[0062] Cr:0.10% 以上且 1.00% 以下
[0063] Cr具有使淬透性提高的效果，为了得到这样的效果，需要含有0.10%以上。另一方 面，超过1.00%的含有会使得焊接性降低。因此，在含有Cr的情况下，限定为0.10%以上且 1.00%以下的范围。优选为0.10%以上且0.80%以下。
[0064] Nb:0.005% 以上且0.024% 以下
[0065] Nb以碳氮化物或碳化物的形式析出而具有使组织微细化、抑制延迟断裂发生的效 果。为了得到该效果，需要〇. 005 %以上。另一方面，含有超过0.0 24 %时，有时析出粗大的碳 氮化物，成为断裂的起点，因此，设定为0.005%以上且0.024%以下。优选为0.010%以上且 0.020% 以下。
[0066] Ti:0.005% 以上且0.050% 以下
[0067] Ti具有通过固定N而抑制BN析出、促进B的淬透性提高效果的效果。为了得到该效 果，需要含有〇. 005%以上。另一方面，含有超过0.050%时，析出TiC而使母材韧性劣化，因 此，设定为0.005%以上且0.050%以下。优选为0.010%以上且0.020%以下。
[0068] Β:0·0003% 以上且0.0030% 以下
[0069] Β通过微量含有而显著地改善淬透性。为了得到该效果，需要0.0003%以上。另外， Β小于0.0003%时，淬透性不充分，在高温下发生贝氏体相变，因此，贝氏体中的岛状马氏体 增加，韧性降低。Β含量优选为0.0005%以上，更优选为0.0010 %以上。另一方面，含有超过 0.0030 %的B时，焊接性劣化，因此，设定为0.0030 %以下。优选为0.0020 %以下。
[0070] Ν:0·0010% 以上且0.0080% 以下
[0071] Ν具有通过与Α1反应而形成析出物来使晶粒微细化、提高母材韧性的效果，因此含 有。含有小于〇. 0010%时，不会形成晶粒的微细化所需的析出物，超过〇. 0080 %的含有会使 母材和焊接部的韧性降低，因此，设定为0.0010%以上且0.0080%以下。优选为0.0010%以 上且0.0050%以下。
[0072] DIH = 33.85 X (0.1 XC)°-5X (0.7XSi + l) X (3.33ΧΜη+1) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+1) X (3XMo+1) X (1.75XV+1)^35---(1)
[0073] 式中，各合金元素设定为含量(质量％)，不含有的元素的含量设定为0。
[0074] DIH小于35时，距离板厚表层的淬火深度低于10mm，作为耐磨损钢板的寿命缩短。 因此，DIH设定为35以上。DIH优选为45以上。
[0075] CES = 5.5XC4/3+75.5XP+0.90XMn+0.12XNi+0.53XMo^2.70---(2)
[0076] 式中，各合金元素设定为含量(质量％ )，不含有的元素的含量设定为0。
[0077] 通过连铸法制造的钢板中存在的中心偏析是厚钢板中脆化敏感性高的部分，通过 降低中心偏析，能够抑制低温回火脆化裂纹。式(2)是表示容易富集于中心偏析的成分的影 响的关系式，是实验性求出的关系式。对于以布氏硬度计为350HBW10/3000以上的硬度的耐 磨损钢板而言，由式(2)求得的值超过2.70时，在中心偏析产生低温回火脆化裂纹，因此设 定为2.70以下。CES优选为2.40以下。
[0078] 以上为本发明的基本成分组成，余量为Fe和不可避免的杂质。在进一步提高特性 的情况下，含有此、￥、(：11、附、0&、1%、1^1中的一种或两种以上。
[0079] Μο:0·05% 以上且0.80% 以下
[0080] Mo是用于提高淬透性特别有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.05%以 上。另一方面，含有超过0.80%时，使得焊接性降低。因此，在含有Mo的情况下，优选限定为 0.05%以上且0.80%以下的范围。另外，更优选为0.05%以上且0.70%以下。
[0081] V:〇.〇〇5% 以上且0.10% 以下
[0082] V是提高淬透性的元素。为了得到这样的效果，需要设定为0.005%以上。另一方 面，含有超过〇. 10 %时，使得焊接性降低。因此，在含有V的情况下，优选限定为0.005 %以上 且0.10%以下的范围。
[0083] Cu:0.10% 以上且 1.00% 以下
[0084] Cu是通过进行固溶而提高淬透性的元素，为了得到该效果，需要含有0.10%以上。 另一方面，超过1.00 %的含有会使热加工性降低。因此，在含有Cu的情况下，优选限定为 0.10%以上且1.00%以下的范围。另外，更优选为0.10%以上且0.50%以下。
[0085] Ni:0.10% 以上且 2.00% 以下
[0086] Ni是通过进行固溶而提高淬透性的元素，这样的效果在含有0.10%以上时变得显 著。另一方面，超过2.00 %的含有会使得材料成本显著升高。因此，在含有Ni的情况下，优选 限定为0.10%以上且2.00%以下的范围。另外，更优选为0.10%以上且1.00%以下。
[0087] Ca: 0.0005% 以上且0.0040% 以下、Mg: 0.0005 % 以上且0.0050% 以下、REM: 0 · 0005 %以上且0 · 0080 %以下
[0088] Ca、Mg、REM与S结合而抑制MnS生成。为了得到该效果，各自需要0.0005 %以上，但 Ca超过0.0040 %时、Mg超过0.0050 %时、REM超过0.0080 %时，使得钢的洁净度劣化。因此， 在含有的情况下，Ca设定为0.0005 %以上且0.0040 %以下，Mg设定为0.0005 %以上且 0 · 0050 %以下，REM设定为0 · 0005 %以上且0 · 0080 %以下。
[0089][显微组织]
[0090] 本发明的耐磨损钢板中，将板厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织设定为原奥氏 体平均粒径为20μπι以上且60μπι以下的马氏体单相组织、或者原奥氏体平均粒径为20μπι以上 且60μπι以下的马氏体与贝氏体的混合组织。为了在板厚方向上确保均匀的耐磨损性，对板 厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织进行规定。此外，为了确保优良的低温韧性，形成原奥 氏体平均粒径为20μπι以上且60μπι以下的马氏体单相组织、或者原奥氏体平均粒径为20μπι以 上且60μπι以下的马氏体与贝氏体的混合组织并且将贝氏体中的岛状马氏体的面积百分率 规定为相对于组织整体小于5%。需要说明的是，马氏体、贝氏体均是原奥氏体平均粒径设 定为20μηι以上且60μηι以下。
[0091] 马氏体单相组织或者马氏体与贝氏体的混合组织
[0092] 本发明的耐磨损钢板中，将板厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织设定为马氏体 单相组织或者马氏体与贝氏体的混合组织。这是为了使表面的硬度以布氏硬度计为 350HBW10/3000以上而确保耐磨损特性。从硬度高、耐磨损特性的观点以及后述的抑制岛状 马氏体的生成的观点出发，马氏体优选为马氏体单相。另外，贝氏体也是硬度高、耐磨损性 优良、且韧性比马氏体优良，因此，可以设定为马氏体与贝氏体的混合组织。
[0093] 原奥氏体平均粒径:20μπι以上且60μπι以下
[0094] 在本发明的情况下，原奥氏体粒径为通过淬火使奥氏体相变为马氏体或贝氏体之 前的奥氏体的粒径。奥氏体晶界作为铁素体相变的成核位点发挥作用，因此，奥氏体粒径减 小、奥氏体晶界的面积增大时，容易发生铁素体相变，淬透性降低。因此，原奥氏体平均粒径 小于20μπι时，淬透性降低，不能得到期望的硬度。因此，原奥氏体平均粒径设定为20μπι以上。
[0095] 另外，马氏体和贝氏体是在不伴随原子的长距离扩散的情况下剪切地由奥氏体相 变而形成的相变生成相。因此，马氏体和贝氏体保存有相变前的奥氏体晶界，因此，原奥氏 体粒径可以容易地通过组织观察来测定。通过马氏体相变或贝氏体相变，奥氏体晶粒被分 割为具有大致相同的结晶方位的下部组织(板条)的团块、即块体或板条束。
[0096] 因此，奥氏体粒径减小时，块体或板条束的粒径必然也减小。块体或板条束是脆性 断裂中的断面单位，因此，奥氏体粒径减小时，断面单位减小，韧性提高。另外，加热至低温 回火脆化温度范围的区域的延迟断裂由于Ρ偏析在原奥氏体晶界而被助长，因此，原奥氏体 粒径越减小，Ρ的晶界浓度越是因晶界面积的扩大而降低，则耐低温回火脆化裂纹特性也越 提尚。
[0097] 因此，从韧性和耐低温回火脆化裂纹特性的观点出发，原奥氏体平均粒径越小越 好。但是，在本发明中，在将Ρ降低至小于0.006%的基础上，通过CES值限制偏析元素，因此， 即使原奥氏体平均粒径为20Μ1以上，也可以得到充分的韧性和耐低温回火脆化裂纹特性。 但是，原奥氏体平均粒径超过60μπι时，不能得到充分的韧性和耐低温回火脆化裂纹特性，因 此，原奥氏体平均粒径设定为60μηι以下。优选为40μηι以下。
[0098] 岛状马氏体:相对于组织整体的面积百分率小于5%
[0099] -般而言，岛状马氏体主要在贝氏体组织中生成。贝氏体的相变温度高时，有时在 贝氏体板条间或晶界生成岛状马氏体(ΜΑ)。如果生成岛状马氏体，则夏比冲击试验中的脆 性-延性转变温度向高温移动，不能得到充分的低温韧性，因此，以相对于组织整体的面积 百分率计设定为小于5%。岛状马氏体使韧性降低，因此，越少越优选，可以完全没有。
[0100][表面硬度]
[0101] 在钢板的表面硬度以布氏硬度计小于350HBW10/3000的情况下，耐冲击磨损特性 不充分，作为耐磨损钢的寿命缩短。因此，将表面硬度以布氏硬度计设定为350HBW10/3000 以上。由此，可以得到充分的耐磨损性。但是，在钢板的表面硬度以布氏硬度计超过 450HBW10/3000的情况下，低温回火脆化裂纹敏感性提高，容易产生低温回火脆化裂纹，因 此，表面硬度设定为450HBW10/3000以下。
[0102][制造方法]
[0103] 本发明的耐磨损钢板如下制造:将调节成上述成分组成的钢水通过使用转炉、电 炉、真空熔化炉等的常规方法进行熔炼，接着，经过连铸的工序制成钢原材(钢坯），然后进 行热乳。
[0104] 钢坯加热温度：1050°C以上且1200°C以下
[0105] 在本发明的情况下，乳制时的加热温度对钢板的机械特性带来的影响小。但是，对 于厚壁材料而言，在加热温度过低的情况下、压下量不充分的情况下，在板厚中央部残留钢 原材制造时的初期缺陷，钢板的内部质量显著降低。为了通过热乳使钢坯中存在的铸造缺 陷牢靠地压出，将加热温度设定为1050°C以上。但是，过度的高温加热会使凝固时析出的 TiN等析出物粗大化而母材、焊接部的韧性降低，在高温下钢坯表面的氧化皮较厚地生成而 导致在乳制时产生表面缺陷，并且从节能的观点出发，将加热温度设定为1200°C以下。需要 说明的是，在本发明中，钢坯加热温度设定为钢坯的表面温度。
[0106] 950°C以上的温度范围内的累积压下率：30 %以上、低于940 °C的温度范围内的累 积压下率:30 %以上且70 %以下
[0107] 热乳中，950°C以上的温度范围内的累积压下率设定为30%以上、并且低于940°C 的温度范围内的累积压下率设定为30%以上且70%以下。950°C以上的温度范围内的累积 压下率小于30%时，在后续的低于940°C的温度范围内的乳制中，难以使累积压下率为作为 本发明范围的70%以下而将钢坯乳制成目标板厚的钢板，因此，950°C以上的温度范围内的 累积压下率设定为30%以上。另外，在950°C以上的高温范围内，元素的扩散因通过乳制导 入的位错而被促进。因此，也是为了减少中央偏析，950°C以上的温度范围内的累积压下率 优选设定为30%以上。低于940°C的温度范围内的累积压下率小于30%时，原奥氏体平均粒 径不会达到作为目标的60μπι以下，因此设定为30%以上。另外，低于940°C的温度范围内的 累积压下率超过70%时，原奥氏体平均粒径不会达到作为目标的20μπι以上，因此，设定为 70%以下。
[0108] 乳制结束温度:Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下
[0109] 在钢板的表面温度为Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下的温度下结束热乳。钢板的 表面温度低于Ar3+80°C时，难以将直接淬火的冷却开始温度稳定地设定为Ar3点以上。直接 淬火的冷却开始温度低于Ar3点时，生成铁素体，硬度降低，不能得到目标的表面硬度。另 外，乳制结束温度超过Ar3+180°C时，原奥氏体粒径粗大化，超过60μπι，因此，韧性降低。需要 说明的是，Ar3可以从各钢中裁取热膨胀测定用的样品并根据从奥氏体温度起的冷却时的 热膨胀曲线来进行测定。
[0110] 冷却速度:2 °C /秒以上、冷却停止温度:300 °C以下
[0111] 乳制结束后，立即从Ar3点以上的温度起进行直接淬火，在钢板的板厚的1/2部，以 2 °C /秒以上的冷却速度将板厚的1 /2的温度冷却至300 °C以下。钢板的板厚的1 /2部的冷却 速度小于2°C/秒时，在板厚的1/4部和板厚的3/4部，岛状马氏体(MA)以相对于组织整体的 面积百分率计为5%以上，低温韧性降低。因此，钢板的板厚的1/2部的冷却速度设定为2°C/ 秒以上。优选为5°C/秒以上。需要说明的是，上述冷却速度的上限不需要特别限定，但优选 设定为能够实现的冷却速度即l〇〇°C/秒以下。另外，如果在板厚的1/2的温度超过300°C的 温度下停止冷却，则在板厚中央处得不到马氏体组织，而且贝氏体中的MA增多，韧性降低。 另外，在板厚的1/4部和板厚的3/4部，岛状马氏体(MA)以相对于组织整体的面积百分率计 为5%以上，低温韧性降低。
[0112]需要说明的是，板厚的1/2的温度是根据板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计 算等求出。例如，使用差分法，计算板厚方向的温度分布，由此求出板厚的1/2的温度。
[0113]实施例
[0114] 将具有表1所示的成分组成的钢A~Μ通过连铸而制成钢坯，在表2所示的条件下实 施热乳而制成板厚为25~60mm的钢板。各钢的Ar3点也示于表2中。在刚乳制后，在表2所示 的条件下进行水冷(直接淬火;DQ)。对于所得到的钢板，按照下述要领实施显微组织观察、 原奥氏体粒径测定、Μ百分率、表面硬度测定、夏比冲击试验、低温回火脆化裂纹试验。
[0115] [显微组织观察]
[0116] 以观察面为与乳制方向平行的方向截面的方式从所得到的钢板的板厚的1/4位置 和3/4位置裁取显微组织观察用试验片，然后，研磨成镜面，通过硝酸乙醇溶液腐蚀而显现 出组织。然后，使用光学显微镜以400倍的倍率随机地观察、拍摄三个视野，通过目视来鉴定 金属显微组织的种类(相等）。
[0117][原奥氏体粒径测定]
[0118] 进而，将与上述显微组织观察中使用的试验片同样的组织观察用试验片再次进行 镜面研磨，利用苦味酸腐蚀而使原奥氏体晶界显现出，测定原奥氏体粒径。通过光学显微镜 以400倍进行观察，测定100个原奥氏体晶粒各自的等效圆粒径，将它们的平均值作为原奥 氏体粒径。
[0119] [ΜΑ 百分率]
[0120] 进而，将与上述显微组织观察中使用的试验片同样的组织观察用试验片再次进行 镜面研磨，通过两阶段腐蚀法使岛状马氏体(ΜΑ)显现出，然后，对成为贝氏体组织的部位的 SEM的2000倍照片进行描迹，通过图像分析算出ΜΑ的百分率。需要说明的是，ΜΑ的百分率为 相对于组织整体的面积百分率。
[0121][表面硬度测定]
[0122] 依据JIS标准Ζ2243(1998)，测定表层下的表面硬度。测定中，使用10mm的钨硬球， 载荷设定为3000Kgf。
[0123] [夏比冲击试验]
[0124] 依据JIS Z2242，从板厚的1/4位置和3/4位置裁取试验片，在-40°C下实施试验。将 板厚的1/4位置和3/4位置处的试验片的吸收能的平均值的目标值设定为50J以上。
[0125] [低温回火脆化裂纹试验]
[0126] 从包含中心偏析部的板厚的中央部裁取JIS Z2242中规定的夏比冲击试验片，在 400 °C下实施10分钟热处理，在-196 °C下实施夏比冲击试验，进行断面观察。即使是在一部 分中观察到晶界断面，也判断为低温回火脆化敏感性高。
[0127] 将所得到的结果示于表3中。
[0128] 实施例No. 1、9~15是使用本发明范围内的钢A~F在本发明范围内的制造条件下 制造的试样，可以得到良好的表面硬度和低温韧性，在低温回火脆化裂纹试验中也没有观 察到晶界断面。
[0129 ]实施例No. 2~8是使用了本发明范围内的钢A、但在本发明范围外的制造条件下制 造的试样。实施例No.2中，950°C以上的累积压下率低于本发明范围，低于940°C的累积压下 率超出本发明范围，表面硬度不满足目标值。实施例No. 3中，低于940°C的累积压下率超出 本发明范围，表面硬度不满足目标值。实施例No.4中，低于940°C的累积压下率小于本发明 范围，低温韧性不满足目标值，而且在低温回火脆化裂纹试验中观察到晶界断面。实施例 No.5中，热乳结束温度超出本发明范围，低温韧性不满足目标值，而且在低温回火脆化裂纹 试验中观察到晶界断面。实施例No.6中，热乳结束温度低于本发明范围，因此，冷却开始温 度也低于Ar3点，表面硬度不满足目标值。实施例No.7中，热乳后的冷却速度低于本发明范 围，低温韧性不满足目标值。实施例No. 8中，冷却停止温度超出本发明范围，低温韧性不满 足目标值。
[0130]实施例No. 16、17使用C量在本发明范围外的钢G、H，实施例No. 16中，表面硬度不满 足目标值，实施例No. 17中，在低温回火脆化裂纹试验中观察到晶界断面。实施例No. 18使用 P量在本发明范围外的钢I，实施例No . 19使用Μη量在本发明范围外的钢J，分别在低温回火 脆化裂纹试验中观察到晶界断面。
[0131]实施例No. 20使用Β量在本发明范围外的钢Κ，实施例No. 21使用DIH值在本发明范 围外的钢L，低温韧性分别低。实施例No. 22使用CES值在本发明范围外的钢Μ，在低温回火脆 化裂纹试验中观察到晶界断面。


【主权项】
1. 一种耐磨损钢板，其表面硬度以布氏硬度计为350HBW10/3000以上且450HBW10/3000 以下，其特征在于， 具有以质量％计(：:0· 100%以上且小于0· 175%、Si :0.05%以上且1.00%以下、Μη: 0.50% 以上且 1.90% 以下、Ρ:小于0.006%、S:0.005% 以下、A1:0.005% 以上且0.100% 以 下、Cr :0.10%以上且1.00%以下、Nb:0.005%以上且0.024%以下、Ti :0.005%以上且 0.050%以下、B:0.0003%以上且0.0030%以下、N:0.0010%以上且0.0080%以下、并且满 足（1)式和(2)式、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成， 板厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织是原奥氏体平均粒径为20μπι以上且60μπι以下 的马氏体单相组织、或者原奥氏体平均粒径为20μι以上且60μπι以下的马氏体与贝氏体的混 合组织，并且贝氏体中的岛状马氏体以相对于组织整体的面积百分率计小于5%， DIH = 33.85X (0.1 XC)°-5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36X Ni+1) X (2.16XCr+1) X (3XMo+1) X (1.75XV+1)^35---(1) CES = 5.5XC4/3+75.5XP+0.90XMn+0.12XNi+0.53XMo^2.70---(2) 各式中，各合金元素设定为含量(质量％ )，不含有的元素的含量设定为0。2. 如权利要求1所述的耐磨损钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，以质量％ 计含有选自Mo:0.05%以上且0.80%以下、V:0.005%以上且0.10%以下、Cu:0.10%以上且 1.00%以下、Ni :0.10%以上且2.00%以下中的一种或两种以上。3. 如权利要求1或2所述的耐磨损钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，以质 量％计含有选自Ca:0.0005%以上且0.0040%以下、Mg:0.0005%以上且0.0050%以下、 REM:0.0005%以上且0.0080%以下中的一种或两种以上。4. 一种耐磨损钢板的制造方法，所述耐磨损钢板的表面硬度以布氏硬度计为 350HBW10/3000以上且450HBW10/3000以下，所述制造方法的特征在于， 将具有权利要求1至3中任一项所述的成分组成的钢原材加热至1050°C以上且1200°C 以下， 然后，实施950°C以上的温度范围内的累积压下率为30%以上、并且低于940°C的温度 范围内的累积压下率为30%以上且70%以下的热乳， 在表面温度为Ar3+80°C以上且Ar3+180°C以下的温度下结束热乳， 从Ar3点以上的温度起进行直接淬火，在板厚的1/2位置处以2°C/秒以上的冷却速度冷 却至300 °C以下， 所制造的钢板的板厚的1/4位置和3/4位置处的显微组织是原奥氏体平均粒径为20μπι 以上且60μπι以下的马氏体单相组织、或者原奥氏体平均粒径为20μπι以上且60μπι以下的马氏 体与贝氏体的混合组织，并且贝氏体中的岛状马氏体以相对于组织整体的面积百分率计小 于5%。
【文档编号】C22C38/58GK105940133SQ201580006234
【公开日】2016年9月14日
【申请日】2015年1月26日
【发明人】柚贺正雄, 三浦进, 三浦进一, 大森章夫
【申请人】杰富意钢铁株式会社