JP2016079478A

JP2016079478A - 曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2016079478A
Application number: JP2014213546A
Authority: JP
Inventors: 直樹 ▲高▼山; Naoki Takayama; 章夫大森; Akio Omori
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-10-20
Filing date: 2014-10-20
Publication date: 2016-05-16
Anticipated expiration: 2034-10-20
Also published as: JP6217586B2

Abstract

【課題】優れた曲げ加工性と耐衝撃摩耗特性とを兼備した耐摩耗鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、C：0.60〜0.80％、Si：0.05〜0.20％、Mn：0.20〜2.00％、Cr：0.5〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、パーライトの単相組織とを有し、表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下を有する鋼板とする。これにより、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備させることができる。
【選択図】なし

Description

本発明は、耐摩耗鋼板に係り、とくに、建設、土木および鉱山等の掘削等の分野で使用される産業機械、運搬機器等の部材用として好適な、曲げ加工性及び耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法に関する。

従来から、鋼材の耐摩耗性は、高硬度化することにより向上することが知られている。このため、例えば土、砂等による摩耗を受け、耐摩耗性が要求される部材には、Cr、Mo等の合金元素を大量に添加し、焼入等の熱処理を施して高硬度化した鋼材が使用されてきた。

例えば、特許文献１には、C：0.10〜0.19％、Si：0.05〜0.55％、Mn：0.90〜1.60％を含み残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Ceqを0.35〜0.44％に限定した鋼を、熱間圧延後、950〜850℃の状態から直接に、あるいは900〜950℃に再加熱したのちに、焼入れし、引続いて300〜500℃で焼戻しを行なう、溶接性の良好な耐摩耗性鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、表面硬さが300HV以上の硬さを有し、耐摩耗性、切欠き靭性および溶接性が優れた耐摩耗鋼板が製造できるとしている。

また、特許文献２には、重量％で、C：0.10〜0.20％、Si：0.03〜0.75％、Mn：0.4〜1.5％、N：0.0025％以下、Al：0.001〜0.080％を含み、あるいは更にCu、Ni、Cr、Mo、Bのうちの１種以上を含有する組成の鋼材に、熱間圧延を施して厚鋼板とした後、直接焼入れするか、あるいは熱間圧延後放冷し、その後γ域に再加熱して焼入れする耐摩耗厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、焼入れままで340HB以上の硬さと、高靭性とを有し、溶接低温割れ性が改善された耐摩耗厚鋼板が得られるとしている。

また、特許文献３には、曲げ加工性の良好な耐摩耗鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、重量％で、C：0.07〜0.17％、Si：0.05〜0.55％、Mn：0.70〜1.80％、V：0.02〜0.10％、S:0.003〜0.005％、Al:0.01〜0.10％を含み、あるいはさらにCu、Ni、Cr、Mo、Bのうちの１種以上を含有する鋼につき、熱間圧延後直ちに、あるいは一旦空冷した後再加熱し、オーステナイト域の温度から焼入れするとしている。これにより、焼入れままで表面硬さが321HB以上で、曲げ加工性の良好な耐摩耗用鋼板となるとしている。

特許文献１〜３に記載された技術では、合金元素を多量に添加し高硬度化することで、耐摩耗特性を向上させている。しかし、高硬度化により耐摩耗性を確保した鋼板では、加工性が低下するという問題がある。このため、過度に高硬度化を図ることなく、耐摩耗性を向上させた耐摩耗鋼板が要望されていた。

このような要望に対し、例えば特許文献４には、質量％で、C：0.10〜0.45％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ti：0.10〜1.0％、N：0.01％以下を含み、Ti、C、さらにはN、Sと関連する式で定義されるTi*が0.05％以上0.4％未満である溶鋼を連続鋳造して、その段階で鋳片中にTiCあるいはTiCとTiN、TiSの複合した粗大な析出物を析出させ、引続き鋳片中に存在するTiCあるいはTiCとTiN、TiSの複合した粗大な析出物を実質的に再固溶、再析出させないように1300℃以下の温度域に加熱して熱間加工および焼入れ処理を行う耐摩耗鋼板の製造方法が記載されている。これにより、平均粒径0.5μｍ以上の粗大なTiC析出物あるいはTiCとTiN、TiSとの複合析出物を400個/mm²以上析出させるため、過度に高硬度化させることなく耐摩耗性が向上するとともに、Tiの大量添加にともなう表面性状の劣化を防止できるとしている。しかしながら、特許文献４に記載された技術では、焼入れ処理を行い、組織をマルテンサイト化しているため、強度が高く、曲げ加工が容易であるとは云い難く、曲げ加工性に問題を残していた。

また、特許文献５には、耐磨耗鋼が記載されている。特許文献５に記載された技術では、好ましくは質量％で、C：0.80〜1.50％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Al：0.1％以下を含み、Ti：0.1〜1.2％、Nb：0.005〜1.0％、V：0.005〜1.0％の1種または２種以上を含有する組成を有し、パーライト相からなる基地相に、硬質な第二相粒子を400個/mm²以上分散させた組織を有する鋼板としている。これにより、鋼板強度の上昇によらずに耐磨耗性が格段に改善されるとしている。

また、特許文献６には、加工性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法が記載されている。特許文献６に記載された技術では、質量％で、C：0.05〜0.35％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ti：0.1〜1.2％、Al：0.1％以下を含み、さらにCu：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜2.0％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、W：0.05〜1.0％、B：0.0003〜0.0030％のうちの１種又は２種以上を含有し、DI*が60未満である組成を有する鋼片を熱間圧延後、18℃/s以上の冷却速度で400℃以上550℃以下まで冷却し、あるいはさらに550℃以下の温度で焼戻す処理を行っている。これにより、フェライト−ベイナイト相を基地相とし、基地相中の硬質相が分散した組織が得られ、耐磨耗性を劣化させることなく、耐衝撃性、曲げ加工性に優れた耐磨耗鋼板が得られるとしている。

また、特許文献７には、耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法が記載されている。特許文献７に記載された技術では、C：0.25〜0.35％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.40〜1.3％、Al：0.06％以下、N：0.007％以下を含み、さらに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％以下のうちの１種または２種以上を含有し、DI*が100〜250である組成の鋼片を、1000〜1200℃に加熱したのち、熱間圧延を行ない室温まで空冷し、ついでＡc₃〜950℃に再加熱して焼入れする処理を行っている。これにより、表面から深さ1mmまでの部位にある表層部が面積率で90％以上のマルテンサイト組織で、硬さが450HBW10/3000以上であり、板厚の1/2を基準に表裏方向にそれぞれ0.5mmの板厚中央部で平均結晶粒径25μm以下の下部ベイナイトが面積率で70％以上である組織を有する耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板が得られるとしている。

特開昭62−142726号公報特開昭63−169359号公報特開平1−142023号公報特許第3089882号公報特開2010−174284号公報特開2010−222682号公報特開2014−25130号公報

特許文献５、６に記載された技術では、マルテンサイトではなく、パーライトあるいはフェライト−べイナイトを基地相とし、基地中にTiC等の硬質相粒子を分散させて耐摩耗性を向上させている。このため、特許文献５、６に記載された技術では、曲げ加工性の低下という問題はない。

しかし、産業機械、運搬機器等の摩耗に晒される部材には、通常のすべり摩耗に加えて、衝撃摩耗に対する抵抗性が要求される場合がある。

すべり摩耗現象は、機械、装置等の稼働する部位において、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、鋼材の表面部が削り取られる現象である。しかし、衝撃摩耗現象は、例えば、ボールミルのライナー材におけるような、鋼材表面に高硬度の異種材料が高い荷重で衝突する環境下で生じる現象で、鋼材側の衝突面が、繰返し塑性変形を受けて脆化し、亀裂の発生、連結により、摩耗が進展する。

特許文献５、６に記載された技術によれば、基地相中に硬質相粒子を析出させて耐摩耗性（耐すべり摩耗性）を向上させる効果を得ることができるが、特許文献５、６には衝撃摩耗についての言及はない。また、上記したような衝撃摩耗が生じる環境下では、必ずしも耐摩耗性の向上効果が十分に発揮できるとは言い難く、耐衝撃摩耗性に問題を残していた。

なお、特許文献１〜４のいずれにも、衝撃摩耗についての言及はなく、特許文献１〜４に記載された技術では、耐衝撃摩耗特性を改善するまでに至っていない。

一方、特許文献７に記載された技術によれば、耐摩耗鋼板の耐衝撃摩耗特性を向上させるとしているが、特許文献７に記載された技術では、表層部をマルテンサイト組織としており、高硬度であるため曲げ加工が容易であるとは云い難く、曲げ加工性に問題を残していた。

そこで本発明は、このような従来技術の問題を解決し、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備した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。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず曲げ加工性に影響する各種要因について、鋭意検討を重ねた。その結果、まず、所望の「優れた曲げ加工性」を確保するためには、鋼板表面の硬さを、ブリネル硬さで360HBW10/3000以下とする必要があることを知見した。なお、ここでいう「優れた曲げ加工性」とは、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度：180°まで押し曲げ、割れ発生のない最小内側半径R（mm）と板厚t（mm）の比R/tが1.5以下である場合をいうものとする。

つぎに、耐衝撃摩耗性と表面硬さとの関係に及ぼす各種要因について、鋭意検討した。その結果、基地相をパーライトあるいは（パーライト＋フェライト）とすることにより、基地相がマルテンサイト、（マルテンサイト＋フェライト）あるいは（ベイナイトと島状マルテンサイトあるいはさらにマルテンサイト）である場合に比べ、同一表面硬さで比較して、高い耐衝撃摩耗性を示すこと、さらには表面硬さが低くても基地相がマルテンサイトである場合と同等の耐衝撃摩耗性を確保できること、を見出した。

まず、本発明者らが、行った基礎的実験結果について説明する。

種々の組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し、板厚：22mmの鋼板とした。なお、熱間圧延後の冷却条件を種々変化させて、フェライト＋パーライト、パーライト、ベイナイト＋島状マルテンサイト、ベイナイト＋島状マルテンサイト＋マルテンサイト、フェライト＋マルテンサイト、マルテンサイト等、各種組織を有する鋼板とした。

得られた鋼板について、まず、表面硬さを測定した。硬さ測定は、JIS Z 2243（2008）に準拠して、直径：10mmのタングステン硬球を使用し、荷重：3000kgfで行った。

また、得られた鋼板について、表面から深さ方向に1mmの位置近傍の組織観察を行ない、各鋼板の表層組織を求めた。

ついで、得られた鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置が試験片表面（摩耗試験面）となるように、衝撃摩耗試験片（厚さ10mm×幅25mm×長さ75mm）を採取し、衝撃摩耗試験を実施した。衝撃摩耗試験は、図２に模式的に示す衝撃摩耗試験装置を用いて行った。

衝撃摩耗試験装置のローター３に、摩耗試験面１aがローター３の回転方向前面となるように衝撃摩耗試験片１Ａおよび比較材試験片１Ｂを、それぞれ固定した。ローター３の回転により、試験片の摩耗試験面とドラム内に装入された材料４とが衝突し、摩耗試験面が衝撃摩耗により摩耗する。なお、衝撃摩耗試験片１Ａと比較材試験片１Ｂとは、ローター３の断面で180°離れた位置に固定した。比較材は、SS400（軟鋼）とした。

衝撃摩耗試験装置のドラム２には、100％SiO₂硅石（平均粒径30mm）を1500cm³装入した。装入後、ドラム２を密閉し、ドラム２をドラム回転速度：45rpmで回転するとともに、ロータ−３をローター回転速度：600rpmで回転し、ローター総回転数：10000回までの衝撃摩耗試験を行った。

試験終了後、試験片を取り出し、質量を測定し、試験前後の試験片の質量差から摩耗量を算出した。各鋼板の耐衝撃摩耗性は、比較材（軟鋼板）の摩耗量を基準（＝1.0）として、耐衝撃摩耗比＝（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板の摩耗量）で評価した。耐衝撃摩耗比が大きいほど、耐衝撃摩耗性に優れていることを意味する。ここで「優れた耐衝撃摩耗特性」とは、耐衝撃摩耗比が、1.6以上である場合をいうものとした。

得られた結果を、耐衝撃摩耗比と表面硬さとの関係で図１に示す。

図１から、耐衝撃摩耗比は、同一表面硬さで比較すると、組織がマルテンサイトＭ、（マルテンサイトＭ＋フェライトＦ）、あるいは、（ベイナイトＢ＋島状マルテンサイトＭＡあるいはさらにマルテンサイトＭ）である場合に比べて、（フェライトＦ＋パーライトＰ）あるいはパーライトＰである場合のほうが、高くなるという知見を得た。

このことから、鋼板表面硬さを360HBW10/3000以下として優れた曲げ加工性を確保したうえで、組織をパーライト単相組織とすることにより、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備した耐摩耗鋼板とすることができることを見出した。ここでいう「単相」とは、当該組織が面積率で90％以上を占める場合を指す。パーライト以外の相が存在しても、面積率で10％未満であれば耐衝撃摩耗特性への影響は少ない。パーライト以外の相としては、マルテンサイト相、ベイナイト相、フェライト相等が例示できる。

また、本発明者らの更なる検討により、より優れた耐衝撃摩耗性を確保するためには、パーライト組織を平均ラメラ間隔が160nm以上となる粗大なパーライトとすることが重要になるという、衝撃摩耗特有の現象を新規に見出した。なお、従来からすべり摩耗に対しては、パーライト組織の平均ラメラ間隔を微細とすることが耐すべり摩耗性の向上には有利であることが知られている。

本発明は、かかる知見に基づき、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：0.60〜0.80％、Si：0.05〜0.20％、Mn：0.20〜2.00％、Cr：0.5〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、パーライトの単相組織とを有し、表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下を有し、曲げ加工性および耐衝撃摩耗性に優れることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（２）（１）において、前記パーライトの平均ラメラー間隔が160nm以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼板。

（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（５）鋼素材を、加熱し、熱間圧延して耐摩耗鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C：0.60〜0.80％、Si：0.05〜0.20％、Mn：0.20〜2.00％、Cr：0.5〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、前記熱間圧延を終了した後、800〜500℃の温度域を、0.5℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする曲げ加工性および耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。

（６）（５）において、前記冷却を、800〜500℃の温度域を、0.1℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却する冷却とすることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。

（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。

（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。

本発明によれば、優れた曲げ加工性と優れた耐衝撃摩耗特性とを兼備した耐摩耗鋼板を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。

耐衝撃摩耗比と表面硬さとの関係に及ぼす組織の影響を示すグラフである。衝撃摩耗試験装置の構造を模式的に示す説明図である。

まず、本発明耐摩耗鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎり組成における質量％は単に％で記す。

C：0.60〜0.80％
Cは、基地相の硬さを増加させ、さらにパーライトの組織分率を高め、耐摩耗性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには0.60％以上の含有を必要とする。一方、0.80％を超える含有は、表面硬さの上昇を招き、また、粒状の初析セメンタイトを生ずるため、曲げ加工性を低下させる。このため、本発明では、Cは0.60〜0.80％に限定した。なお、好ましくは0.62〜0.78％、より好ましくは0.64〜0.76％である。

Si：0.05〜0.20％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し固溶強化により、高硬度化に寄与する元素であり、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、0.20％を超える含有は、パーライトの生成を抑制するため、耐摩耗性が低下する。このため、Siは0.05〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.15％である。

Mn：0.20〜2.00％
Mnは、固溶して高硬度化に寄与する有効な元素であり、このような効果を得るためには0.20％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。このため、Mnは0.20〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.20〜1.60％である。より好ましくは0.50〜1.60％である。

Cr：0.5〜2.0％
Crは、パーライト生成を促進する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Crは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.0〜1.5％である。

P：0.020％以下
Pは、不可避的不純物として粒界に偏析し、母材および溶接部の靱性を低下させることから、本発明では不純物としてできるだけ低減することが好ましい。0.020％以下であれば、許容できることから、本発明では、Pは0.020％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下である。過度のPの低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.001％以上とすることが好ましい。

S：0.005％以下
Sは、不可避的に含まれる不純物であり、鋼中では硫化物系介在物としている存在し、各種特性の低下を招く。このめ、Sはできるだけ低減することが望ましい。とくに、0.005％を超えて含有すると粗大なMnSを形成し、割れや破壊の起点となり、耐摩耗性や加工性の低下を招く。このため、本発明ではSは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.0035％以下である。なお、過度のSの低減は、精錬コストの高騰を招くため、0.0005％以上とすることが好ましい。

Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超えて多量に含有すると、酸化物系介在物が増加し、清浄度が低下して、表面疵が多発し、曲げ加工性が低下するとともに歩留りも低下する。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。

N：0.005％以下
Nは、不可避的に含まれる不純物であり、母材および溶接部の靭性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。とくに、0.005％を超える含有は、母材および溶接部の靭性低下が著しくなる。このため、Nは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。

上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本組成に加えてさらに、必要に応じ、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を、選択して含有できる。

Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ti、Bはいずれも、焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。

Nbは、焼入れ性を向上させるとともに、パーライトの組織分率を高める有効な元素であり、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、0.030％を超えて含有すると、Nb炭化物として析出し、鋼中の炭素量を減少させ、パーライト分率を減少させる。このため、耐衝撃摩耗特性が低下する。このようなことから、含有する場合には、Nbは0.005〜0.030％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.010〜0.020％である。

Tiは、窒化物形成傾向が強く、Nを固定して、固溶Nを低減し、母材および溶接部の靭性向上に寄与する。また、Bを含有する場合には、Nを固定しBNの析出を抑制し、Bの焼入れ性向上効果を助長する効果を介して、焼入れ性向上に寄与する。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、0.050％を超えて含有すると、TiCが析出し、母材靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Tiは0.005〜0.050％とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.020％である。

Bは、微量な添加でも焼入れ性を著しく向上させるとともに、パーライトの組織分率を高め、耐衝撃摩耗特性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有が必要である。一方、0.0020％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Bは0.0003〜0.0020％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0020％である。さらに好ましくは0.0010〜0.0020％である。

Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、Mg、REMはいずれもSと結合し、圧延方向に長く伸びるMnS等硫化物の形成を抑制し、球状となるように、硫化物系介在物の形態を制御し、延性、靭性、さらには加工性の改善に寄与する元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上含有できる。

上記した効果を得るためには、Ca、Mg、REMはいずれも、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0040％を超えるCaの含有、0.0050％を超えるMgの含有、0.0080％を超えるREMの含有は、いずれも介在物量の増加を招き、鋼の清浄度の低下をもたらす。そのため、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O：0.005％以下、Cu：0.2％以下、Ni：0.1％以下、Mo：0.1％以下、V：0.05％以下が許容できる。

つぎに、本発明耐摩耗鋼板の組織について説明する。

本発明耐摩耗鋼板は、上記した組成を有し、パーライトの単相組織を有する。ここでいう「単相」とは、当該相が面積率で90％以上である場合をいう。パーライト以外の相が存在しても、10％未満であればとくに耐衝撃摩耗性に影響することはない。このような組織を有する鋼板とすることにより、曲げ加工性に優れるうえ、硬さが高いマルテンサイト相からなる鋼板と同様あるいはそれ以上の耐衝撃摩耗性を有する耐摩耗鋼板となる。なお、本発明耐摩耗鋼板におけるパーライトのラメラー間隔は、平均で160nm以上とすることが好ましい。このようなラメラー間隔を有する粗大化したパーライトとすることにより、耐衝撃摩耗性の顕著な向上を確保することができる。

衝撃摩耗では、鋼材表面に、高硬度の材料が高い荷重で繰返し衝突し、そのため、鋼材側の衝突面が、繰返し塑性変形し脆化して亀裂が発生し、連結して摩耗が進展する。このような衝撃摩耗に対しては、鋼材の加工硬化指数が大きいほど、衝突面が加工硬化して硬度が増し、摩耗の進展が抑制される。パーライトのラメラー間隔が広くなるにしたがい、パーライトを構成するフェライト、セメンタイトが粗大になるため、鋼材の加工硬化指数が大きくなる。このため、パーライトのラメラー間隔が広くなるにしたがい、耐衝撃摩耗特性が向上すると考えられる。このようなことから、パーライトのラメラー間隔は、平均で160nm以上とすることが好ましい。なお、実際には、平均ラメラー間隔は300nm以上となることはない。

また、本発明耐摩耗鋼板の表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下とする。これにより、所望の曲げ加工性を確保できる。表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000を超えて高くなると、表層近傍の延性が低下し、所望の曲げ加工性を確保できなくなる。このため、表面硬さを、ブリネル硬さで、360HBW10/3000以下に限定した。なお、表面硬さが230HBW10/3000未満では、軟鋼の衝撃摩耗量を基準とした耐衝撃摩耗比が1.6以上を確保できないため、230HB10/3000以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは240以上290以下である。

つぎに、本発明耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。

本発明耐摩耗鋼板の製造方法では、上記した組成の鋼素材を、加熱し、熱間圧延して耐摩耗鋼板とする。

鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、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、冷却することなく直接、あるいは冷却したのち、好ましくは加熱温度：900〜1250℃に再加熱して、熱間圧延し、所望板厚（肉厚）の鋼板とする。

熱間圧延を終了した後、冷却を施す。冷却は、800〜500℃の温度域を、平均冷却速度で0.5℃/ｓ以下である冷却とする。冷却速度が0.5℃/ｓを超える速い冷却では、パーライト分率が低くなり、耐衝撃摩耗特性が低下する。なお、パーライトのラメラー間隔を160nm以上とする場合には、800〜500℃の温度域を平均冷却速度で0.1℃/ｓ以下で冷却することが好ましい。

以下、実施例に基づき、さらに本発明を説明する。

表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、小型鋼塊（150kgf）に鋳造して鋼素材とした。得られた鋼素材を室温近傍まで冷却したのち、表２に示す加熱温度に加熱し、熱間圧延を施し、板厚22mmの鋼板とした。なお、熱間圧延終了後、800〜500℃の温度域を表２に示す平均冷却速度で冷却した。なお、500℃未満の温度域では、特に冷却を制御することなく、大気中で放冷した。

得られた鋼板から、試験片を採取し、組織観察、表面硬さ試験、曲げ試験、衝撃摩耗試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた鋼板から、圧延方向断面が観察面となるように組織観察用試験片を採取し、研磨、腐食（ナイタール腐食液）して、光学顕微鏡（倍率：400倍）を用いて表面から1mmの位置を観察し撮像し、画像解析により各相の同定および面積率を算出した。面積率で90％以上を占有する相を基地相とした。なお、撮像は5視野以上で行った。なお、熱間圧延終了後の冷却速度が小さいため、板厚1mm位置と板厚中央位置での組織の差がないことを板厚中央位置での組織観察を行って確認している。
また、組織観察用試験片について、走査型電子顕微鏡（倍率：5000倍）を用いて、パーライトのラメラー間隔を、観察面の10箇所以上で測定し、得られたラメラー間隔を算術平均し、当該鋼板の平均ラメラー間隔とした。

（２）表面硬さ試験
得られた鋼板から、硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2243の規定に準拠して、表面硬さを測定した。なお、測定に際しては、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとした。なお、表面から1mmまで研削除去して、表面スケール層、脱炭層の影響を除いて、表面から1mmの面で硬さ測定を行った。
（３）曲げ試験
得られた鋼板から曲げ試験片（幅50mm×150mm長さ）を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠して、曲げ角度：180°まで押し曲げ、割れ発生のない最小内側半径R（mm）を求め、板厚t（mm）に対する比率（R/t）で表示した。R/tが、1.5以下である場合を曲げ加工性に優れるとして「○」と評価する。
（４）衝撃摩耗試験
得られた鋼板の表面から板厚方向に1mmの位置が試験片表面（摩耗試験面）となるように、衝撃摩耗試験片（厚さ10mm×幅25mm×長さ75mm）を採取し、衝撃摩耗試験を実施した。衝撃摩耗試験は、図２に模式的に示す衝撃摩耗試験装置を用いて行った。

衝撃摩耗試験装置のローター３に、摩耗試験面１aがローター３の回転方向前面となるように衝撃摩耗試験片１Ａおよび比較材試験片１Ｂを、それぞれ固定した。なお、衝撃摩耗試験片１Ａと比較材試験片１Ｂとは、ローター３の断面で180°離れた位置に固定した。比較材は、SS400（軟鋼）とした。

試験終了後、試験片を取り出し、質量を測定し、試験前後の試験片の質量差から摩耗量を算出した。各鋼板の耐衝撃摩耗性は、比較材（軟鋼板）の摩耗量を基準（＝1.0）として、耐衝撃摩耗比＝（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板の摩耗量）で評価した。なお、耐衝撃摩耗比が1.6以上である場合を「耐衝撃摩耗特性に優れる」（本発明範囲）とした。

得られた結果を表２に併記する。

本発明例はいずれも、表面硬さが360HBW10/3000以下で、R/tが1.5以下と曲げ加工性に優れ、耐衝撃摩耗比が1.6以上と耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、曲げ加工性が低下しているか、耐衝撃摩耗比が1.6未満で、耐衝撃摩耗特性が低下している。

１Ａ衝撃摩耗試験片
１Ｂ比較材試験片
２ドラム
３ローター
４装入された材料

Claims

質量％で、
C ：0.60〜0.80％、 Si：0.05〜0.20％、
Mn：0.20〜2.00％、 Cr：0.5〜2.0％、
P ：0.020％以下、 S ：0.005％以下、
Al：0.10％以下、 N ：0.005％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
パーライトの単相組織とを有し、
表面硬さがブリネル硬さで360HBW10/3000以下を有し、曲げ加工性および耐衝撃摩耗性に優れることを特徴とする耐摩耗鋼板。
前記パーライトの平均ラメラー間隔が160nm以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の耐摩耗鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の耐摩耗鋼板。
鋼素材を、加熱し、熱間圧延して耐摩耗鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.60〜0.80％、 Si：0.05〜0.20％、
Mn：0.20〜2.00％、 Cr：0.5〜2.0％、
P ：0.020％以下、 S ：0.005％以下、
Al：0.10％以下、 N ：0.005％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材とし、
前記熱間圧延を終了した後、800〜500℃の温度域を、0.5℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする曲げ加工性および耐衝撃摩耗性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。
前記冷却を、800〜500℃の温度域を、0.1℃/ｓ以下の平均冷却速度で冷却する冷却とすることを特徴とする請求項５に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５または６に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の耐摩耗鋼板の製造方法。