JP2019056147A - 耐摩耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鉱山用などの大型産業機械の構成部材として使用される耐摩耗鋼板であっても、低温靭性およびＨＡＺ靭性が優れる耐摩耗鋼板を提供する。【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％を含有し、炭素当量Ｃｅｑが０．４０〜０．７５であり、CNB=[C%]/[Nb%]が６〜３２であり、さらに、鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む耐摩耗鋼板である。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０〜５０％であり、複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であるとともに、粒径０．５〜５．０ｕｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ２である。【選択図】なし

Description

本発明は、耐摩耗鋼板およびその製造方法に関し、具体的には、例えば鉱山の掘削に使用される大型ショベルや鉱物を運搬する大型ダンプなどの耐摩耗性を要求される産業機械の構成部材として用いるのに好適な、低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法に関する。

部材の耐摩耗性はその表面硬度に強く支配されることから、耐摩耗性を要求される機械の構成部材には、高い硬度の表面を有する耐摩耗鋼板が適用される。例えば、これまでにも、ＨＢ４５０以上の表面硬度を有する耐摩耗鋼板が広く利用されてきた。

近年では、鉱山などで使用される産業機械の大型化が進んでおり、それに使用される耐摩耗鋼板は高硬度化および厚手化している。そのため、耐摩耗鋼板には、表面硬度や耐遅れ破壊性に加えて、低温靭性およびＨＡＺ靭性の特性も要求されるようになってきた。

耐遅れ破壊性を向上する技術として、例えば特許文献１には、耐遅れ破壊感受性を増大させる元素であるＭｎを０．３０〜０．６０％（本明細書において化学組成または濃度に関する「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する）に低減するとともにＭｎ低減による硬度低下をＣｒ、Ｍｏ等を添加することにより補う発明が開示されている。

また、特許文献２には、Ｍｎ含有量を０．５０〜０．８０％に低減するとともにＴｉを０．００５〜０．０２５％添加することにより耐遅れ破壊性を向上させ、Ｍｎ低減による硬度低下をＮｂ添加により補う発明が開示されている。

しかし、特許文献１，２により開示された発明は、熱間圧延後に直接焼入れを行うため、耐摩耗鋼板の靱性が劣化する。
靭性の確保について、特許文献３には、鋼組成および製造条件それぞれを特定することにより、得られる鋼板の靱性を高める発明が開示され、特許文献４には、耐遅れ破壊性と靭性に優れる耐摩耗鋼板およびその製造方法が開示されている。

特開平５−５１６９１号公報 特開昭６３−３１７６２３号公報 特開平１−１７２５１４号公報 特開平１１−７１６３１号公報

しかし、特許文献３，４により開示された発明では、低温での靭性は評価されておらず、また鋼板の厚手化に伴うＨＡＺ靭性の確保についても一切検討されていない。
本発明は、鉱山用などの大型産業機械の構成部材として使用される耐摩耗鋼板に関し、表面硬度および耐遅れ破壊性に優れ、さらに低温靭性およびＨＡＺ靭性にも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。

本発明者らは、上記技術的課題を解決するために、Ｃ、Ｎｂ、Ｃｅｑおよび後述するＣＮＢバランスを検討し、さらに鋼中に含まれる介在物の個数密度と形態を制御することにより、表面硬度および耐遅れ破壊性に優れ、かつ低温靭性およびＨＡＺ靭性にも優れる耐摩耗鋼板が得られることを見出した。

耐摩耗鋼板は、硬さを得るために焼入れを行うが、焼入れ硬さはＣ含有量で略決定される。そのため、耐摩耗鋼板においては所用の硬さを得るためにＣを含有する。

Ｎｂは未再結晶域を広げ、その領域で圧延を行うことにより高密度の転位を導入し、変態核生成サイトを増加させることにより組織微細化を図れるため、表面硬さと低温靭性を向上することができる。また、Ｎｂは炭窒化物を形成し、それによって鋳片加熱および溶接時にピンニング効果によってオーステナイト粒の粗大化を抑制することにより良好な低温靭性およびＨＡＺ靭性が得られる。

一方、炭窒化物を形成するＣおよびＮｂは、上述した焼入れ硬さおよび未再結晶領域の拡大に寄与しないため、必要な固溶Ｃ量や固溶Ｎｂ量の確保が重要となる。それらの確保とピンニング効果を得るのに必要な炭窒化物量を検討することにより、最適なＣＮＢバランスを見出した。

さらに、鋼中に含まれる介在物の個数密度と形態を制御することにより、粒内変態促進による組織微細化によって厚手の耐摩耗鋼板の溶接におけるＨＡＺ靭性も向上し、粒内の組織を微細化することにより応力集中部が分散され、耐遅れ破壊性も確保されることを見出した。

すなわち、溶接時に旧オーステナイト粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライトの生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が厚い厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の組成および個数の制御が困難であるため、粒内フェライトの生成核となる介在物を制御する必要がある。そこで、粒内フェライトの成長のメカニズムを検討した結果、下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）が判明した。

（ｉ）製鋼段階でＴｉ系酸化物の周辺にＭｎＳが析出することによりＴｉ系酸化物とＭｎＳとを含有する複合介在物を生成させれば、ＭｎＳと母材のマトリクス界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「初期Ｍｎ欠乏領域」という。）では、フェライト成長開始温度が大きく上昇する。そのため、母材を溶接した場合、その冷却過程において、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長する。

（ｉｉ）母材の溶接を行うと、Ｔｉ系酸化物の近傍に存在する母材のマトリクス中のＭｎが拡散してＴｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔に吸収される。この結果、溶接により熱履歴を受けた母材のＨＡＺとＴｉ系酸化物の界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「溶接Ｍｎ欠乏領域」という。）も粒内フェライトの優先成長の起点となる。

（ｉｉｉ）上記（ｉ）および（ｉｉ）の両作用によりＨＡＺのフェライト量を確保できるため、必要なＨＡＺの低温靭性を得ることができる。

本発明者らは、以上のメカニズムに基づき、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができることを知見した。さらに、本発明者らは、結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下に列記の要件［１］〜［３］を満たす必要があることを知見した。

［１］鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを有する複合介在物であり、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０〜５０％である。
［２］複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
［３］粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ^２である。

本発明は、これらの知見に基づくものであり、下記のとおりである。
（１）化学組成が、Ｃ：０．１５〜０．２８％、Ｓｉ：０．１０〜０．８％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％をそれぞれ含み、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０２〜０．１０％のうち１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
以下の式（１）により定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４０〜０．７５であり、
式（２）により定義されるＣＮＢが６〜３２であり、さらに
鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０〜５０％であり、前記複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であるとともに、粒径０．５〜５．０ｕｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ^２である、低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板。
Ceq=[C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6+[Ni%]/40+[Cr%]/5+[Mo%]/4+[V%]/14・・・（１）
CNB=[C%]/[Nb%] ・・・（２）
ただし、式（１）および式（２）における［ ］付元素は、各元素の含有量を示す。

（２）さらに、Ｃａ：０．００８％以下（好ましくは０．００１〜０．００８％）、Ｍｇ：０．００５％以下（好ましくは０．００１〜０．００５％）、およびＲＥＭ：０．０１０％以下（好ましくは０．００１〜０．０１０％）のうちの１種以上を含有する、１項に記載の低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板。

（３）ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜３０ｐｐｍとし、ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して溶鋼を製造し、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造し、鋳片を１０００〜１２００℃に加熱および均熱してから熱間圧延を行って室温まで冷却し、次いで加熱してＡｃ_３点以上から焼入れる、１または２項に記載の低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板の製造方法。

（４）さらに、Ａｃ_１点以下の温度で焼戻す、３項に記載の低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板の製造方法。

本発明に係る耐摩耗鋼板およびその製造方法により、鉱山用などの大型産業機械の構成部材として使用される耐摩耗鋼板であっても、低温靭性およびＨＡＺ靭性が優れる耐摩耗鋼板の提供が可能になる。

これにより、耐摩耗鋼板の高硬度化および厚手化を図ることができ、耐摩耗鋼板の交換サイクルを長期化できる。このため、上記大型産業機械の補修コスト等を大幅に削減できるため、本発明の産業上の効果は極めて大きい。

図１は、実施例におけるＨＡＺ靭性を評価するための試験片の採取要領を示す説明図である。

１ 耐摩耗鋼板
２ 裏板
３ 溶接ビード
４ ２ｍｍＶノッチシャルピー試験片

以下、本発明を詳細に説明する。
１．化学組成
まず、本発明に係る低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板の化学組成を上述したように、限定する理由を説明する。はじめに、必須元素を説明する。

（１−１）Ｃ：０．１５〜０．２８％
Ｃは、耐摩耗鋼板の表面硬度の向上に最も有効である。Ｃ含有量が０．１５％未満であると、要求される表面硬度の確保が難しく、また硬度低下を補うために別の合金元素を含有する必要が生じ、製造コストが増加する。したがって、Ｃ含有量は、０．１５％以上であり、好ましくは０．１６％以上であり、さらに好ましくは０．１７％以上である。

一方、Ｃ含有量が多くなり過ぎると、低温靭性およびＨＡＺ靭性が劣化するとともに遅れ破壊の感受性が高まる。したがって、Ｃ含有量は、０．２８％以下であり、好ましくは０．２７％以下であり、さらに好ましくは０．２６％以下である。

（１−２）Ｓｉ：０．１０〜０．８％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸に有効な元素であり、また耐摩耗鋼板の表面硬度の向上にも寄与する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が不十分である。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上であり、好ましくは０．１４％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。

一方、Ｓｉ含有量が０．８％を超えると、耐摩耗鋼板の靱性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．８％以下であり、好ましくは０．７９％以下であり、さらに好ましくは０．６３％以下である。耐摩耗鋼板の靭性を安定的に確保するためには、Ｓｉ含有量は０．７％以下であることが好ましい。

（１−３）Ｍｎ：０．８〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて耐摩耗鋼板の表面硬度を向上させるとともに、ＨＡＺ靭性の向上に好適な介在物の形態を得るために必要である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は、０．８％以上であり、好ましくは０．８２％以上であり、さらに好ましくは０．８４％以上である。

一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、耐摩耗鋼板の焼入れ性が過剰となり、靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．５％以下であり、好ましくは１．４８％以下であり、さらに好ましくは１．４７％以下である。

（１−４）Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して耐摩耗鋼板の靱性を劣化させるため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。Ｐ含有量が０．０１５％を超えると耐摩耗鋼板の靭性の劣化が著しいため、Ｐ含有量は、０．０１５％以下であり、好ましくは０．０１２％以下であり、さらに好ましくは０．００８％以下である。

（１−５）Ｓ：０．００１〜０．００４％
Ｓは、酸化物の表面にＭｎＳを析出させ、ＭｎＳと母材のマトリクス界面にＭｎ欠乏領域を形成する。このため、母材を溶接した場合、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長するので、ＨＡＺの低温靭性を確保することができる。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上である。

しかし、Ｓ含有量が０．００４％を超えると、耐摩耗鋼板の延性や靭性を劣化させる原因になる。したがって、Ｓ含有量は、０．００４％以下であり、好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。

（１−６）Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％
Ｎｂは、未再結晶域を拡大し、その領域で圧延を行うことにより高密度の転位を導入し、変態核生成サイトを増加させる。これにより、組織微細化を図ることができ、耐摩耗鋼板の表面硬さと低温靭性を向上することができる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であり、好ましくは０．００８％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。

一方、Ｎｂ含有量が０．０３５％を超えと、上記効果が飽和してコストが嵩むだけでなく、耐摩耗鋼板の耐遅れ破壊性が劣化する。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０３５％以下であり、好ましくは０．０２８％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

（１−７）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、溶鋼の清浄度を得るために含有する。Ａｌは、他の元素よりも優先的に酸化物を形成するため、低温靭性およびＨＡＺ靭性の向上に寄与するＴｉ系酸化物が得られなくなる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００３％以下であり、好ましくは０．００２％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。

（１−８）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる複合介在物の生成に必要である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの作用が奏されない。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上であり、好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。

一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、Ｔｉ炭化物が過剰に析出し、耐摩耗鋼板の母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０３％以下であり、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

（１−９）Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは、焼入れ性を著しく向上させる元素であり、耐摩耗鋼板の硬さを確保するために必要である。したがって、Ｂ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００７％以上であり、さらに好ましくは０．０００８％以上である。

一方、Ｂ含有量が０．００２５％を超えると、耐摩耗鋼板の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量は、０．００２５％以下であり、好ましくは０．００２４％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

（１−１０）Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｎは、窒化物を形成することにより加熱時の組織粗大化を抑制し、耐摩耗鋼板の靭性の向上に寄与する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２０％以上であり、好ましくは０．００２１％以上であり、さらに好ましくは０．００２５％以上である。

一方、Ｎ含有量が０．００５０％を超えると、窒化物が粗大化することにより耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４９％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下である。

（１−１１）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ(酸素)は、粒内変態核となる複合酸化物の生成に必須である。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００７％以上であり、さらに好ましくは０．０００８％以上である。

一方、Ｏは、多量に含有すると清浄度の劣化が著しくなるため、耐摩耗鋼板の母材、溶接金属部およびＨＡＺのいずれにおいても実用的な靱性を確保できない。したがって、Ｏ含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００４９％以下であり、さらに好ましくは０．００３５％以下である。

（１−１２）Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０２〜０．１０％のうち１種以上
本発明に係る耐摩耗鋼板は、さらに要求される表面硬度や靭性の程度に応じて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの１種以上を含有する。これらの元素を説明する。

（１−１２−１）Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｃｕは、０．０５％以上含有することにより耐摩耗鋼板の焼入れ性を高め、硬度を向上させることができる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。

一方、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５％以下であり、好ましくは０．４９％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。

（１−１２−２）Ｃｒ：０．０５〜１．３０％
Ｃｒは、耐摩耗鋼板の焼入れ性を高めて硬度を向上させることができる。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．２２％以上であり、さらに好ましくは０．２４％以上である。

一方、Ｃｒ含有量が１．３０％を越えると、耐摩耗鋼板の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は、１．３０％以下であり、好ましくは１．２８％以下であり、さらに好ましくは１．０２％以下である。

（１−１２−３）Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは、耐摩耗鋼板の焼入れ性および靭性をいずれも向上させる。したがって、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であり、好ましくは０．１４％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。

一方、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、コストの増加を招く。したがって、Ｎｉ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．９７％以下であり、さらに好ましくは０．６４％以下である。

（１−１２−４）Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、耐摩耗鋼板の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．１２％以上であり、さらに好ましくは０．１５％以上である。

一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．９９％以下であり、さらに好ましくは０．５７％以下である。

（１−１２−５）Ｖ：０．０２〜０．１０％
Ｖは、耐摩耗鋼板の焼入れ性を高め、硬さの向上に寄与する。したがって、Ｖ含有量は、０．０２％以上であり、好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上である。

一方、Ｖ含有量が０．１０％を越えると、耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下であり、好ましくは０．０９％以下である。

（１−１３）Ｃａ：０．００８％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０１％以下のうちの１種以上
次に、任意元素を説明する。本発明に係る耐摩耗鋼板は、上記の必須元素に加えて、鋼板の清浄度を向上するため、必要に応じてＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種以上を任意元素として含有してもよい。

（１−１３−１）Ｃａ：０．００８％以下
Ｃａは、酸素を低減することに加えて硫化物系非金属介在物の形態を制御することにより耐摩耗鋼板の靭性を改善する。しかし、Ｃａ含有量が０．００８％を超えると、粗大な酸化物が形成されるとともにＴｉ系複合介在物が減少するため、靭性が劣化する。したがって、Ｃａ含有量は、０．００８％以下である。

上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１％以上であり、さらに好ましくは０．００２％以上である。

（１−１３−２）Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、酸素を低減することにより耐摩耗鋼板の靭性を改善する。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、粗大な酸化物を形成し、耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｍｇ含有量は、０．００５％以下である。

上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。

（１−１３−３）ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＲＥＭは、酸素を低減し、耐摩耗鋼板の靭性を改善する。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１０％を超えると耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．０１０％以下であり、好ましくは０．００３％以下である。

上記効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．００２％以上である。

（１−１４）残部
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるものや、製造工程において含まれるものが例示される。

（１−１５）式（１）により定義される炭素当量Ｃｅｑ：０．４０〜０．７５
本発明に係る耐摩耗鋼板が所用の表面硬度を有するために、下記式（１）のように日本溶接協会規格（ＷＥＳ）で定義される焼入れ硬さの指標である炭素当量Ｃｅｑを０．４０〜０．７５％とする。式（１）における［ ］付元素は、各元素の含有量を示す。
Ceq=[C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6+[Ni%]/40+[Cr%]/5+[Mo%]/4+[V%]/14・・・（１）

式（１）により定義される炭素当量Ｃｅｑは、耐摩耗鋼板の焼入れ性を示す指標である。耐摩耗鋼板の表面硬度を確保するためには、耐摩耗鋼板が含有するＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ含有量を、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４０以上になるように、調整する必要がある。炭素当量Ｃｅｑが０．４０％未満であると、焼入れ硬さが不足するために十分な表面硬度を得られず、耐摩耗性を確保できない。したがって、炭素当量Ｃｅｑは、０．４０％以上であり、好ましくは０．４１％以上であり、さらに好ましくは０．４４％以上である。

一方、炭素当量Ｃｅｑが大きくなるほど表面硬度が高くなるが、炭素当量Ｃｅｑが０．７５％を超えると、耐摩耗鋼板の靭性が劣化する。したがって、炭素当量Ｃｅｑは、０．７５％以下であり、好ましくは０．７１％以下であり、さらに好ましくは０．６５％以下である。

（１−１６）式（２）により定義されるＣＮＢ：６〜３２
本発明に係る耐摩耗鋼板において所用の低温靭性およびＨＡＺ靭性を確保するため、式（２）により定義されるＣＮＢを６〜３２とする。ただし、式（２）における［ ］付元素は、各元素の含有量を示す。
CNB=[C%]/[Nb%] ・・・（２）

固溶Ｎｂは未再結晶域を広げ、その領域で圧延を行うことにより高密度の転位を導入し、変態核生成サイトを増加させる。これにより、組織微細化を図れるため、耐摩耗鋼板の表面硬さと低温靭性を向上することができる。

さらに、鋳片加熱時および溶接時には、Ｎｂ炭窒化物によってピンニング効果を発揮することによりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このようなＮｂの効果を得るためには、ＣＮＢを６以上にする必要がある。ＣＮＢが６未満であると、Ｎｂに対してＣが不足することによりＮｂ炭窒化物を形成しない固溶Ｃ量が不足することにより焼き入れ性が不足し、十分な表面硬度が得られず、耐摩耗性も確保できない。したがって、ＣＮＢは、６以上であり、好ましくは６．１以上であり、好ましくは７．４以上である。

一方、ＣＮＢが３２を超えると、固溶Ｎｂが不足し、未再結晶域を広げる効果が不足し、組織微細化による低温靭性の確保が困難となる。したがって、ＣＮＢは、３２以下であり、好ましくは３１．７以下であり、さらに好ましくは３１．４である。

２．複合介在物
本発明は、ＨＡＺ組織微細化に寄与する複合介在物として、鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。そして、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率、界面におけるＭｎＳの割合、その介在物の粒径および個数密度について下記の範囲に限定する。

（２−１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０〜５０％
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。

複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、ＭｎＳとマトリクスとの界面に初期Ｍｎ欠乏層が十分に形成されない。その結果、溶接した際に粒内フェライトの生成が困難になる。

一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が５０％超であると、複合介在物がＭｎＳ主体となる。この場合、Ｔｉ系酸化物中の原子空孔に吸収されるＭｎは少なく、溶接Ｍｎ欠乏層が形成されず、粒内フェライトの生成が困難になる。
したがって、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率は１０〜５０％である。

（２−２）複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合：１０％以上
複合介在物中のＭｎＳは、Ｔｉ系酸化物の周囲に形成される。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％未満であると、ＭｎＳとマトリクスとの界面に形成される初期Ｍｎ欠乏領域が小さい。このため、溶接しても粒内フェライトの形成量が十分でないので、良好な低温ＨＡＺ靭性を得ることができない。したがって、複合介在物のマトリクスとの周長に占めるＭｎＳの割合は１０％以上である。

ＭｎＳのこの割合が大きいほど初期Ｍｎ欠乏層は大きくなり、粒内フェライトが生成し易くなる。このため、この割合の上限は定めないが、通常８０％以下となる。

（２−３）複合介在物の個数密度（粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度）：１０〜４０個／ｍｍ^２

複合介在物の個数密度とは、規定する粒径を有する複合介在物の単位面積当たりの個数を意味する。複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成量が低下する。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点になる。このため、本発明においては、対象とする複合介在物の粒径を０．５〜５．０μｍとする。

そして、粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度はＭｎ吸収量に関わる。安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ^２以上とする。

一方、複合介在物が過剰に多い場合は、延性破壊の吸収エネルギーが低下する。このため、複合介在物の個数密度は４０個／ｍｍ^２以下とする。

３．製造方法
次に、本発明に係る耐摩耗鋼板は、上記のような化学組成を有していても、上記のような複合介在物を有することにより所用のＨＡＺ靭性を確保するために、製造方法が適切でなければならない。

（３−１）工程Ｉ
本発明に係る耐摩耗鋼板の素材である鋳片の製造では、鋼中介在物の制御のために、ＲＨ(Ruhrstahl-Hausen)真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼表面のスラグと溶鋼とを反応させる。これにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルを１０〜３０ｐｐｍに制御する。

ここで、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎの間で調整し、吹き込み時間を５〜１５ｍｉｎの間で調整する。その後、ＲＨ真空脱ガス処理により各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造により３００ｍｍ程度の厚さの鋳片を鋳造する。

（３−２）工程ＩＩ〜ＩＶ
次に、鋳片に、以下の工程ＩＩ〜工程ＩＶを順次に行う。
工程ＩＩ：１０００〜１２００℃の温度域へ加熱および均熱化
工程ＩＩＩ：所望の板厚まで熱間圧延
工程ＩＶ：室温まで冷却後、Ａｃ_３点以上まで加熱して焼入れ

工程ＩＩにおける加熱温度が１０００℃未満であると、固溶Ｎｂが不足し、未再結晶域を広げる効果が不足する。このため、高密度の転位を導入できず、変態核生成サイトが不足する。これにより、組織微細化を図ることができず、耐摩耗鋼板の表面硬さと低温靭性を確保できない。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、スケール付着量が多くなり、熱間圧延時に疵を生成する可能性がある。このため、工程ＩＩにおける鋳片の加熱温度は１０００〜１２００℃とする。

工程ＩＩＩにおける熱間圧延は、特に限定を要する事項はなく、慣用の熱間圧延条件により、所望の板厚へ適宜熱間圧延を行えばよい。
工程ＩＶでは、熱間圧延後の鋼板を室温相当まで冷却した後、オーステナイト化するためにＡｃ_３点以上に加熱し、その温度域から焼入れを行って所望の硬さを得る。

（３−３）工程Ｖ
さらに必要に応じて工程（ＩＶ）の後に工程（Ｖ）を行ってＡｃ_１点以下で焼戻すことにより、耐摩耗鋼板の靭性をさらに向上させることができる。
このようにして、本発明に係る低温靭性およびＨＡＺ靭性に優れる耐摩耗鋼板を製造することができる。

さらに、本発明に係る耐摩耗鋼板およびその製造方法を、実施例を参照しながら具体的に説明する。これは本発明の例示であり、これにより本発明が限定されるものでない。
本発明では、転炉で溶製し、表１，２に示す化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を有する３００ｍｍ厚の鋳片を連続鋳造法により作製した。

ここで、複合介在物の制御の観点より、転炉においてＲＨ真空脱ガス処理前の溶鋼中の酸素ポテンシャルを表３，４の量に調整した後、Ｔｉ等を添加して成分調整した。その後、連続鋳造過程で、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼の化学組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行って、３００ｍｍ厚さの鋳片とした。

この鋳片を、表３，４に示す製造条件で、加熱および均熱し、４０ｍｍの板厚まで熱間圧延し、室温まで冷却した後、加熱して焼入れを行い、一部の試料ではさらに焼戻しを行うことにより、鋼板を得た。

Ｔｉ系複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率およびＭｎＳ周長割合の算出は、鋼板の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物分析用の試験片を用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ周長割合を測定した。ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳ周長割合は、各試料につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。

さらに、Ｔｉ系複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ-ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。算出した結果を表３，４に示す。

これらの試料について、表面を約０．７ｍｍ切削して脱炭層を除去した後にブリネル表面硬度試験を行った。低温靭性は１／４ｔの位置（板厚方向１／４の位置）においてシャルピー衝撃試験（Ｌ方向）を行い、−４０℃における吸収エネルギーを評価した。耐遅れ破壊性は、丸棒引張試験片を１％ＮＨ_４ＳＣＮ水溶液中に無負荷で２４ｈ浸漬を行って水素チャージした後、試験片にＺｎメッキを行って低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ）をクロスヘッド速度１×１０^−３ｍｍ／ｍｉｎにて行って評価した。

図１は、実施例におけるＨＡＺ靭性を評価するための試験片の採取要領を示す説明図である。符号１は耐摩耗鋼板を示し、符号２は裏板を示し、符号３は溶接ビードを示し、符号４は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を示す。

ＨＡＺ靭性は、図１に示すように、耐摩耗鋼板１をレ型開先で突き合わせた後、ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤ：商品名ＹＭ−２６（日鐵住金溶接工業株式会社製）を用いて、シールドガスにＣＯ_２ガスまたはＡｒとＣＯ_２の混合ガスを使用し、溶接入熱１５．０〜２０．０ｋＪ／ｃｍにて溶接ビード３の高さが１２〜２０ｍｍとなるように多層盛り溶接を行い、その後、溶接長手方向と垂直に切断し、その切断断面で開先がストレート側の溶融線について鋼板方向に最も深くなっている点からＺ方向をノッチとして、耐摩耗鋼板１の裏面１ｍｍから２ｍｍＶノッチシャルピー試験片４を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行って吸収エネルギーを評価した。

特性の評価基準は以下の通りとした。
・ブリネル表面硬さ：４００以上を合格とした。
・−４０℃吸収エネルギー：２７Ｊ以上を合格とした。
・低歪引張応力：１０００ＭＰａ以上で破断しなかったものを合格とした。
・ＨＡＺ部−４０℃吸収エネルギー：２７Ｊ以上を合格とした。

得られた試験結果を表３，４に示す。
表１，３における記号Ａ０１〜Ａ３５は、本発明の規定を全て満足する本発明例であり、表２，４における記号Ｂ０１〜Ｂ３１は、本発明の規定を満足しない比較例である。

記号Ａ０１〜Ａ３５は、ブリネル表面硬さ：４００以上、−４０℃吸収エネルギー：２７Ｊ以上、低歪引張応力：１０００ＭＰａ以上で破断無し、ＨＡＺ部−４０℃吸収エネルギー：２７Ｊ以上の機械特性を有する耐摩耗鋼板であり、高い耐摩耗性と良好な低温靭性およびＨＡＺ靭性を有している。このため、例えば鉱山の掘削に使用される大型ショベルや鉱物を運搬する大型ダンプなどの産業機械の構成部材として用いるのに好適である。

これに対し、記号Ｂ０１は、Ｃ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、表面硬さが不足した。
記号Ｂ０２は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ０３は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、耐遅れ破壊性が不足した。
記号Ｂ０４は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ０５は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ０６は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ０７は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、表面硬さが不足した。

記号Ｂ０８は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の上限を下回るため、耐遅れ破壊性が不足した。
記号Ｂ０９は、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ１０は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ１１は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１２は、Ｂ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、表面硬さが不足した。

記号Ｂ１３は、Ｂ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１４は、Ｎ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ１５は、Ｎ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ１６は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルが本発明の範囲の下限を下回るとともにＯ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ１７は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルが本発明の範囲の上限を上回るとともにＯ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。

記号Ｂ１８は、炭素当量Ｃｅｑが本発明の範囲の下限を下回るため、表面硬さが不足した。
記号Ｂ１９は、炭素当量Ｃｅｑが本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ２０は、ＣＮＢが本発明の範囲の下限を下回るため、表面硬さが不足した。
記号Ｂ２１は、ＣＮＢが本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ２２は、Ｃｕが本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ２３は、Ｃｒ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ２４は、Ｍｏ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。
記号Ｂ２５は、Ｖ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ２６は、Ｃａ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ２７は、Ｍｇ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、ＨＡＺ靭性が不足した。
記号Ｂ２８は、ＲＥＭ含有量が本発明の範囲の上限を上回るため、鋼板の靭性が不足した。

記号Ｂ２９は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルが本発明の範囲の下限を下回り、複合介在物の個数密度が少なくなったため、ＨＡＺ靭性がした。

記号Ｂ３０は、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルが本発明の範囲の上限を上回り、複合介在物の個数密度が多くなったため、ＨＡＺ靭性がした。
さらに、記号Ｂ３１は、Ｓ含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、ＭｎＳ面積率およびＭｎＳ周長割合が不十分となり、ＨＡＺ靭性が不足した。

Claims (4)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．１５〜０．２８％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．８％、
   Ｍｎ：０．８〜１．５％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００１〜０．００４％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、
   Ａｌ：０．００３％以下、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００２５％、
   Ｎ ：０．００２０〜０．００５０％、
   Ｏ ：０．０００５〜０．００５０％をそれぞれ含み、さらに、
   Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
   Ｃｒ：０．０５〜１．３０％、
   Ｎｉ：０．１〜１．０％、
   Ｍｏ：０．０５〜１．０％および
   Ｖ：０．０２〜０．１０％のうち１種以上を含有し、
   残部がＦｅおよび不純物であり、
   以下の式（１）により定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４０〜０．７５であり、
   式（２）により定義されるＣＮＢが６〜３２であり、さらに
   鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
   前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０〜５０％であり、
   前記複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上であるとともに、
   粒径０．５〜５．０ｕｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜４０個／ｍｍ^２である、耐摩耗鋼板。
   Ceq=[C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6+[Ni%]/40+[Cr%]/5+[Mo%]/4+[V%]/14・・・（１）
   CNB=[C%]/[Nb%] ・・・（２）
   ただし、式（１）および式（２）における［ ］付元素は、各元素の含有量を示す。
2. さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００８％以下、
   Ｍｇ：０．００５％以下、および
   ＲＥＭ：０．０１０％以下
   のうちの１種以上を含有する、請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
3. ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜３０ｐｐｍとし、
   ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して溶鋼を製造し、
   溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造し、
   鋳片を１０００〜１２００℃に加熱および均熱してから熱間圧延を行って室温まで冷却し、
   次いで加熱してＡｃ_３点以上から焼入れる、請求項１または２に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
4. さらに、Ａｃ_１点以下の温度で焼戻す、請求項３に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。

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