JP2014025130A - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Abstract

【課題】建産機械、造船、鋼管、土木、建築等に供して好適な耐衝撃摩耗特性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３３％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜１．３％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、必要に応じてＮｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有し、ＤＩ＊が１００〜２５０で、表層部のブリネル硬度が４５０ＨＢＷ１０／３０００以上で板厚中央部のミクロ組織のうち下部ベイナイトが面積分率で７０％以上であり、平均結晶粒径が２５μｍ以下となる鋼板。ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）、各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）。上記組成の鋼を熱間圧延後、直接焼入れまたは再加熱焼入れを行う。
【選択図】なし

Description

本発明は、建産機械、造船、鋼管、土木、建築等に供して好適な板厚３０ｍｍ超え、１５０ｍｍ以下の耐摩耗鋼板に係り、特に、鋼板の表層部および断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合の耐衝撃摩耗特性に優れる鋼板およびその製造方法に関する。
耐摩耗鋼はミクロ組織をマルテンサイト単相組織として耐摩耗性を向上させたものが一般的で、固溶Ｃ量を増加してマルテンサイト組織自体の硬さを上昇させるために、低温割れ感受性や靭性に劣る。そのため、低温靭性や靭性を向上させた耐摩耗鋼が開発されてきた。
例えば、特許文献１は、厚手高硬度高靭性耐摩耗鋼とその製造方法に関し、板厚方向に均一な高硬度と高靭性が得られるように、０．２０〜０．４０％Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−低Ｐ−Ｎｂ−Ｂ系組成を有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａ及びＲＥＭの一種又は二種以上を含有する鋼を再加熱焼入れし、板厚中央部のミクロ組織をＡＳＴＭのオーステナイト粒度で６以上のマルテンサイト主体組織とすることが記載されている。
特許文献２は、耐摩耗鋼板およびその製造方法に関し、耐摩耗性と低温域での作業性を確保するため、０．１５〜０．３０％Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−低Ｐ、Ｓ−Ｎｂ系組成を有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ及びＢの一種又は二種以上の元素からなるパラメータ式を満足する組成で、鋼板表層部と内部の硬度差を小さくすると共に−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを２７Ｊ以上とすることが記載されている。
特許文献３は、低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法に関し、０．２３〜０．３５％Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−低Ｐ、Ｓ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系組成を有し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの一種又は二種以上の元素からなるパラメータ式を満足する組成を有する鋼を再加熱焼入れし、ミクロ組織を粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト主体組織とし、耐摩耗性と−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを２７Ｊ以上とすることが記載されている。
特許文献４は、低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法に関し、０．２３〜０．３５％Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−低Ｐ、Ｓ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ−ＲＥＭ系組成を有し、Ｃｕ、ＮｉおよびＶの一種又は二種以上の元素からなるパラメータ式を満足する組成を有する鋼を圧延後、直接焼入れし、ミクロ組織を粒径が２５μｍ以下のマルテンサイト主体組織とし、耐摩耗性と−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを２７Ｊ以上とすることが記載されている。
特許３２７３４０４号公報 特許４２３８８３２号公報 特許４２５９１４５号公報 特許４６４５３０７号公報
ところで、建産機械、造船、鋼管、土木、建築等の鉄鋼構造物や機械、装置等に熱間圧延鋼板が用いられる際、耐衝撃摩耗特性が要求されることがある。磨耗は機械、装置等、稼動する部位において、鋼材同士、あるいは岩石など異種材料との継続的な接触により、鋼材の表層部が削り取られる現象であるが、衝撃摩耗は、例えば、ボールミルのライナー材に鋼材が用いられる場合のように、高い荷重で高硬度の異種材料が衝突するような環境となり、鋼材側の衝突面が、繰返しの塑性変形を受けて脆化した後、き裂が発生、連結して発生する現象で、容易に摩耗が進展する。
Ｃ量の高いマルテンサイト組織を有する鋼材が、衝撃的な繰返し荷重を受けた場合には、白色層と呼ばれる極めて硬質で脆いミクロ組織が形成され、白色層に伴って鋼材が脆性的に剥離して、十分な耐衝撃摩耗性が得られず、更に、靭性が低い場合は、白色層を起点に、脆性破壊が発生する場合もある。
鋼材の耐衝撃摩耗特性が劣ると、機械、装置の故障の原因となるだけでなく、構造物としての強度を維持できなくなる危険性があるため、高頻度での摩耗部位の補修、交換が不可避である。このため、衝撃的な環境で、摩耗する部位に適用される鋼材に対する耐衝撃摩耗特性の向上に対する要求は強い。なお、耐衝撃摩耗特性は機械、装置などで要求されることが多いことから、鋼板の表層部および断面部で備えていることが要求される。
しかしながら、特許文献１には衝撃荷重を受ける場合の耐摩耗性能に関して記載されておらず、特に、板厚中央部は高Ｃのマルテンサイト組織のため、白色層生成による耐衝撃摩耗性の低下や脆性破壊の発生が懸念される。
また、特許文献２にも、衝撃荷重を受ける場合の耐摩耗性能に関して記載されておらず、鋼板の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性を改善するには至っていない。特許文献３、４も衝撃荷重を受ける場合の耐摩耗性能に関して記載されておらず、特に、板厚中央部では高Ｃのマルテンサイト組織で、白色層生成による耐衝撃摩耗性の低下や脆性破壊の発生が不可避である。なお、耐衝撃摩耗特性は機械、装置などで要求されることが多いことから、鋼板の表層部および断面部で備えていることが要求される。
そこで、本発明は、鋼板の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。ここで表層部とは鋼材表面から深さ１ｍｍまでの部位をいう。
本発明者らは、耐摩耗鋼板を対象に、鋼板の表層部および断面部のいずれもで優れた耐衝撃摩耗特性が得られ、且つ鋼板として優れた靭性が得られるように鋼板の化学成分、製造方法およびミクロ組織を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．鋼板表層部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合、優れた耐衝撃摩耗特性を確保するためには、表層部のブリネル硬度として４５０ＨＢＷ１０／３０００以上を確保することが必要である。このためには、鋼板の化学組成とともに焼入れ性指数を厳格に管理することにより、焼入れ性を確保し、鋼板表層部をマルテンサイト組織とすることが重要である。鋼板表層部は１００％マルテンサイト組織であることが好ましいが、面積分率で９０％以上のマルテンサイト組織であれば十分である。マルテンサイト以外としては下部ベイナイトや上部ベイナイト、セメンタイト、パーライト、フェライト、残留オーステナイト、あるいは、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃｒなどの炭化物などが含まれる可能性があるが、これらのマルテンサイト以外の組織の合計が面積分率で１０％以下であり、表層部のブリネル硬度が４５０ＨＢＷ１０／３０００以上を確保することができれば、十分な耐衝撃摩耗特性が得られる。
２．鋼板断面部の耐衝撃摩耗特性を確保するには、特に板厚中央部での耐衝撃磨耗特性を改善することが重要である。板厚中央部では中心偏析によりＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓなどの元素が濃化するため、硬度の高い高Ｃマルテンサイト組織となりやすい上、ＭｎＳなどの非金属介在物が生成しやすい。中心偏析や非金属介在物を低減するとともに、板厚中央部のミクロ組織を下部ベイナイト主体とすることにより板厚中央部での耐衝撃磨耗特性は向上する。これは耐衝撃磨耗性を低下させる非金属介在物を介した白色層の生成が抑制されるためであり、これにより白色層の剥離、亀裂を起点とする割れの発生も防止される。ここで，板厚中央部とは，板厚の１／２を基準に表裏方向にそれぞれ０．５ｍｍの領域をいう．
本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．２５〜０．３３％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜１．３％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００７％以下、更に、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｗ：１．５％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上、（１）式で示されるＤＩ＊が１００〜２５０で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、鋼材表面から深さ１ｍｍまでの部位にあたる表層部が面積分率で９０％以上のマルテンサイト組織であり、表層部のブリネル硬度が４５０ＨＢＷ１０／３０００以上で、板厚の１／２を基準に表裏方向にそれぞれ０．５ｍｍの板厚中央部でのミクロ組織が平均結晶粒径２５μｍ以下の下部ベイナイトが面積分率で７０％以上であることを特徴とする、表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板。
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（１）
各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）
２．鋼組成に、ｍａｓｓ％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板。
３．鋼組成に、ｍａｓｓ％で、更に、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板。
４．１乃至３のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、室温まで空冷した後、Ａｃ３〜９５０℃に再加熱して焼入れを行う表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
５．１乃至３のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃〜１２００℃に加熱後、Ａｒ３以上の温度域で熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、Ａｒ３〜９５０℃の温度から焼入れを行う表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
６．焼入れ後、更にＡｃ３〜９５０℃に再加熱して焼入れを行うことを特徴とする５に記載の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
本発明によれば、表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板が得られ、鋼構造物作製時の製造効率や安全性の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
衝撃摩耗試験片の採取位置を説明する図。 衝撃摩耗試験機を説明する図。
本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］以下の説明において％はｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．２５〜０．３３％
Ｃは、マルテンサイトの硬度を高め、また、焼入れ性を高めて板厚中央部において所定の組織として優れた耐摩耗性を確保するために重要な元素であり、その効果を得るため、０．２５％以上の含有を必要とする。一方、０．３３％を超えて含有すると溶接性が劣化するだけでなく、衝撃的な繰返し荷重を受けた場合には、白色層が生成しやすくなり、剥離による摩耗やき裂の発生が促進されて耐衝撃磨耗特性が劣化する。このため、０．２５〜０．３３％の範囲に限定する。好ましくは、０．２６〜０．３１％である。
Ｓｉ：０．１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高硬度化する効果を有する。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると、溶接性および靱性が顕著に劣化するため、０．１〜１．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．２〜０．８％である。
Ｍｎ：０．４０〜１．３％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、母材の硬度を確保するために０．４０％以上は必要である。一方、１．３％を超えて含有すると、母材の靭性、延性および溶接性が劣化するだけでなく、中心偏析部でＰの粒界偏析を助長し、遅れ破壊の発生を助長する。さらに、板厚中央部に生成するＭｎＳの量が増加するとともに粗大になり、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、ＭｎＳ近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．４０〜１．３％の範囲に限定する。好ましくは、０．５０〜１．２％である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐを０．０１０％を超えて含有すると、粒界に偏析し、遅れ破壊の発生起点になるとともに、靱性を劣化させる。このため、０．０１０％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００２％以上とすることが望ましい。
Ｓ：０．００４％以下
Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるだけでなく、板厚中央部に生成するＭｎＳの量が増加するとともに粗大になり、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、ＭｎＳ近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．００４％を上限として低減することが望ましい。
Ａｌ：０．０６％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎ低減による靱性劣化と遅れ破壊の発生を抑制する効果を有する。一方、０．０６％を超えて含有すると、板厚中央部に生成するＡｌＮおよびＡｌ２Ｏ３の量が増加するとともに粗大になり、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、ＡｌＮおよびＡｌ２Ｏ３近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．０６％以下に限定する。
Ｎ：０．００７％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．００７％を超えて含有すると、板厚中央部に生成するＡｌＮの量が増加するとともに粗大になり、鋼板断面部が衝撃的な摩耗環境に曝された場合に、ＡｌＮ近傍に応力が集中し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．００７％以下に限定する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂの１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂは、いずれも焼入れ性を向上し、鋼の硬度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。
Ｃｕを添加する場合は、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．５％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、１．５％以下とする。
Ｎｉを添加する場合は、０．０５％以上とすることが好ましいが、２．０％を超えると効果が飽和し、経済的に不利になるため、２．０％以下とする。
Ｃｒを添加する場合は、０．０５％以上とすることが好ましいが、３．０％を超えると靭性および溶接性が低下するため、３．０％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．５％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．５％以下とする。
Ｗは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．５％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．５％以下とする。
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０００３％以上とすることが好ましいが、０．００３０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、０．００３０％以下とする。
ＤＩ＊（＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）、各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％））：１００〜２５０
ＤＩ＊は母材の表層部の９０％以上をマルテンサイトとし、また板厚中央部の組織を面積分率で７０％以上の下部ベイナイトとし、優れた耐摩耗性を有するために規定するもので、ＤＩ＊の値を１００〜２５０とする。１００未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが浅くなり、板厚中央部において所望のミクロ組織が得られず耐摩耗鋼としての寿命が短くなる。一方、２５０を超えると、靭性や遅れ破壊特性が顕著に劣化する。このため、１００〜２５０の範囲とする。好ましくは、１２０〜２３０の範囲とする。以上が本発明の基本成分組成で残部Ｆｅ及び不可避的不純物とする。
本発明では、更に特性を向上させるため、上記基本成分系に加えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有することができる。
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、炭窒化物として析出し、ミクロ組織を微細化するとともに、固溶Ｎを固定して、靱性改善と、遅れ破壊の発生抑制の効果を兼備する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０２５％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．００５〜０．０２５％の範囲に限定する。
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは、炭窒化物として析出し、ミクロ組織を微細化するとともに、固溶Ｎを固定して、靱性改善と、遅れ破壊の発生抑制の効果を兼備する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上の含有が必要である。一方、０．１％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．０１〜０．１％の範囲に限定する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、固溶Ｎを固定してＴｉＮを形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎ低減による靱性劣化と遅れ破壊の発生を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．０３％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、白色層の生成が促進され、耐衝撃摩耗性が劣化する。このため、０．００５〜０．０３％の範囲に限定する。
ＲＥＭ、ＣａおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して添加する。ＲＥＭを添加する場合は、０．００２％以上とすることが好ましいが、０．０２％を超えても効果が飽和するため、０．０２％を上限とする。
Ｃａを添加する場合は、０．０００５％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。
Ｍｇを添加する場合は、０．００１％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。
［ミクロ組織］
本発明では、断面部の耐衝撃摩耗特性を向上させるため、板厚の１／２を基準に表裏方向にそれぞれ０．５ｍｍの板厚中央部での鋼板のミクロ組織を平均結晶粒径が円相当直径で２５μｍ以下で、面積分率で７０％以上の下部ベイナイトに規定する。平均結晶粒径が円相当直径で２５μｍを超えると、靭性の低下や遅れ破壊の発生を招く。
下部ベイナイト以外の組織としてマルテンサイトが含まれると、非金属介在物などの存在を介して、白色層の生成を助長し、き裂の発生や、耐衝撃摩耗性が劣化するが、１０％以下であればその影響は無視できる。また、上部ベイナイト、フェライト、パーライトなどが存在する場合には、硬度が低下し、耐衝撃摩耗性が劣化するが、２０％以下であればその影響は無視できる。
鋼材表面から深さ１ｍｍまでの部位にあたる表層部は耐衝撃摩耗特性の観点からマルテンサイト組織が体積分率で９０％以上とする。９０％以上のマルテンサイト組織とし、鋼板の表面硬度をブリネル硬さで４５０ＨＢＷ１０／３０００以上とすることで耐衝撃摩耗特性を確保できる。また、ミクロ組織の観察方法は実施例にて詳しく説明する。
[鋼板表層部の硬度]
鋼板の表面硬度がブリネル硬さで４５０ＨＢＷ１０／３０００未満の場合には、耐衝撃摩耗特性が十分でなく、耐摩耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、表面硬度をブリネル硬さで４５０ＨＢＷ１０／３０００以上とする。
本発明に係る耐摩耗鋼は以下の製造条件で製造することが可能である。説明において、温度に関する「℃」表示は、板厚の１／２位置における温度を意味するものとする。上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
得られた鋼素材は、冷却することなく鋳造直後に、または、一旦、冷却した後に１０００〜１２００℃に再加熱した後、熱間圧延し、所望の板厚の鋼板とする。再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。一方、再加熱温度が１２００℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。
再加熱された鋼素材は、所定の板厚になるまで、熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件はとくに限定しないが、板厚が７０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には、ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。圧延終了温度はＡｒ３以上とすることが好ましい。
圧延終了温度がＡｒ３未満の場合、変形抵抗が高くなるため圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなることや、厚肉材をＡｒ３以下の圧延温度まで低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害する。
熱間圧延終了後、空冷し、再加熱焼入れ処理または、熱間圧延終了後、直ちに直接焼入れを行う。
圧延終了後、再加熱焼入れ処理を行う場合は、Ａｃ３〜９５０℃に再加熱し、一定時間保持後、焼入れを行う。加熱温度が、９５０℃を超えると鋼板表面性状が劣化するとともに結晶粒が粗大化し、靭性および遅れ破壊特性が劣化する。
保持時間は特に規定しないが、１ｈｒ超えるとオーステナイト粒の粗大化により、母材の靭性が劣化するので１ｈｒ以内が望ましく、熱処理炉内の均熱が良ければ、短時間の保持でも良い。なお、Ａｃ３（℃）は例えば、
Ａｃ３＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ
（元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量%）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を入力して導くことができる。
圧延終了後、直接焼入れを行う場合は、Ａｒ３以上の温度域で熱間圧延を行い、圧延終了後、Ａｒ３〜９５０℃から焼入れを行う。
Ａｒ３（℃）は例えば、
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
（元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量%）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を入力して導くことができる。
焼入れは鋼板表面に高圧の高速水流を噴射して行なってもよいし、鋼板を水中に浸漬して行なってもよい。この場合の板厚１／２位置での冷却速度は板厚が３５ｍｍの場合、２０℃/ｓ程度、板厚５０ｍｍの場合には１０℃/ｓ程度、板厚７０ｍｍの場合には３℃/ｓ程度である。この程度の冷却速度であれば板厚中央部を下部ベイナイトが面積分率で７０％以上の組織とすることができる。なお、板厚が３０ｍｍ以下の場合には水冷により焼入れを行なうと、冷却速度が大きくなりすぎ、板厚中央部を下部ベイナイトが面積分率で７０％以上の組織とすることができなくなる。
熱間圧延、直接焼入れ後の鋼板に、更に、Ａｃ３〜９５０℃に再加熱する再加熱焼入れ処理を施してもよい。厚鋼板内の組織が一層、均質化および微細化され、母材の強度や靭性が向上する。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、表２に示す条件で、１０００〜１２００℃に加熱した後、熱間圧延を施し、一部の鋼板には圧延直後に直接焼入れ（ＤＱ）をした。直接焼入れ（ＤＱ）した一部の鋼板について、９００℃に再加熱後焼入れ（ＲＱ）を行った。また、熱間圧延、冷却後の一部の鋼板については、９００℃に再加熱後焼入れ（ＲＱ）を行った。
得られた鋼板について、組織観察、表面硬度測定、母材靭性、衝撃摩耗試験を下記の要領で実施した。
各鋼板から試験片を採取し、圧延方向と平行方向断面の板厚方向の板厚（ｔ）の１／２部の位置で、光学顕微鏡および透過型電子顕微鏡により組織を観察し、組織分率（下部ベイナイト分率）および旧オーステナイト粒（旧γ粒）の平均粒径を求めた。下部ベイナイトは長距離拡散を伴わずにオーステナイトから変態するため、下部ベイナイトの粒径は旧オーステナイト粒径と同じである。また下部ベイナイトとマルテンサイトは大まかには光学顕微鏡により、詳細には透過型電子顕微鏡によりセメンタイトの析出形態の差異により判別可能である。
表面硬度測定はＪＩＳ Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。測定は直径１０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとした。
各鋼板の板厚（ｔ）の１／４部の位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。３本の吸収エネルギー（ｖＥ０）の平均値が３０Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
衝撃摩耗試験は、図１に示すように鋼板表面および鋼板断面の板厚（ｔ）の１／２部から１０ｍｍ×２５ｍｍ×７５ｍｍの試験片を採取した。図２に示す衝撃摩耗試験装置のローターに供試鋼およびＳＳ４００の試験片を固定し、ドラム内に１００％ＳｉＯ２珪石（平均粒径３０ｍｍ）を１５００ｃｍ３入れて密閉後、ローター回転速度６００ｒｐｍ、ドラム回転速度４５ｒｐｍ、ローター総回転数１００００回転行った。
試験終了後の試験片の表面を投影機にて観察し、長さ３ｍｍ以上の割れがないものを、割れ性に優れるとした。さらに、試験前後での試験片重量の減少量を測定した。（ＳＳ４００の試験片の重量減少量）／（対象材の試験片の重量減少量）を耐摩耗比とし、鋼板表層部で３．０以上、板厚（ｔ）の１／２断面部で２．５以上を有しているものを耐衝撃摩耗特性に優れるものとした。
得られた結果を表３に示す。本発明例は、表面硬度が４５０ＨＢＷ１０／３０００以上を有し、０℃の母材靭性が３０Ｊ以上を有し、かつ衝撃摩耗試験で割れが発生せず、ＳＳ４００に対する耐摩耗比が鋼板表層部で３．０以上、１／２ｔ断面部で２．５以上を有している。
一方、本発明範囲外の比較例は、表面硬度、母材靭性、および衝撃摩耗試験のいずれか、あるいはその複数が目標性能を満足できないことが確認された。
Figure 2014025130
Figure 2014025130
Figure 2014025130

Claims (6)

  1. ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．２５〜０．３３％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜１．３％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００７％以下、更に、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｗ：１．５％以下、Ｂ：０．００３０％以下の１種または２種以上、（１）式で示されるＤＩ＊が１００〜２５０で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、鋼材表面から深さ１ｍｍまでの部位にあたる表層部が面積分率で９０％以上のマルテンサイト組織であり、表層部のブリネル硬度が４５０ＨＢＷ１０／３０００以上で、板厚の１／２を基準に表裏方向にそれぞれ０．５ｍｍの板厚中央部でのミクロ組織が平均結晶粒径２５μｍ以下の下部ベイナイトが面積分率で７０％以上であることを特徴とする、表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板。
    ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５ ×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（１）
    各元素記号は含有量（ｍａｓｓ％）
  2. 鋼組成に、ｍａｓｓ％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板。
  3. 鋼組成に、ｍａｓｓ％で、更に、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｍｇ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板。
  4. 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、室温まで空冷した後、Ａｃ３〜９５０℃に再加熱して焼入れを行う表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
  5. 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃〜１２００℃に加熱後、Ａｒ３以上の温度域で熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、Ａｒ３〜９５０℃の温度から焼入れを行う表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
  6. 焼入れ後、更にＡｃ３〜９５０℃に再加熱して焼入れを行うことを特徴とする請求項５記載の表層部および断面部の耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
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