JP2021066941A - 耐摩耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2021066941A JP2021066941A JP2019194306A JP2019194306A JP2021066941A JP 2021066941 A JP2021066941 A JP 2021066941A JP 2019194306 A JP2019194306 A JP 2019194306A JP 2019194306 A JP2019194306 A JP 2019194306A JP 2021066941 A JP2021066941 A JP 2021066941A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- wear
- hardness
- resistant steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】耐摩耗性、溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた板厚６ｍｍ未満の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。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２２％超０．２８％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００４〜０．００２０％を含み、かつ（１）式で示すＣｅｑ値が０．５３％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）が８．０以上である組織を有し、ブリネル硬さで４７０ＨＢＷ５／７５０以上の硬さを有する耐摩耗鋼板。【選択図】なし
Description
本発明は、板厚６．０ｍｍ未満の耐摩耗鋼板に関し、特に圧延後の熱処理を必要とせず、低コストで、耐摩耗性、溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた耐摩耗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、ダンプトラックの架台等の産業機械や輸送機器の部材は、使用時にモース硬度１００以上の土砂等により経時的に摩耗するため、耐摩耗鋼板が用いられている。
鋼板の耐摩耗性は、硬度を高くすることで向上できることが知られている。そのため、必要な硬さに応じてＣ量を増量させたり、さらにＣｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加し焼入れ特性を向上させた厚板の高硬度鋼板が、耐摩耗鋼板として幅広く用いられてきた。
しかし、鋼材の硬度を向上させると、水素に起因する遅れ破壊発生の感受性が高くなるという問題があった。そこで焼入れ性を向上させ、硬さと耐遅れ破壊特性の両立をはかること目的として、特許文献１、２では、Ｍｎ含有量を低く抑え、Ｃｒ、Ｍｏを多量に含有させた耐摩耗鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献１および２は、Ｍｎ低減による硬さの減少を抑えるために多量の合金元素を含有するため、製造コストが上昇するだけでなく、これらの元素が固溶や析出したり、変態挙動を変化させることによって、溶接性が著しく低下するという問題がある。
近年、環境規制が強まり、ダンプトラックの荷台などには軽量化、長寿命化が求められており、板厚６ｍｍ未満の薄物耐摩耗鋼板の需要が高まっている。また、部品加工時に予熱緩和など溶接性の改善も求められている。
しかしながら、特許文献１および２の耐摩耗鋼板は、いずれも厚板圧延および焼入れ処理で製造する板厚６ｍｍ以上の鋼板に適した製造方法である。このため、製品板厚が６ｍｍより薄い場合には、熱間圧延時の温度低下が大きく、特に４ｍｍ以下の板厚の鋼板は製造できないという課題がある。また、焼入れ処理により鋼板に冷却歪が発生し、形状（平坦度）確保が困難であるという課題もある。
本発明は、上記のような事情を鑑みてなされたものであり、耐摩耗性、溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた板厚６ｍｍ未満の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、板厚６ｍｍ未満の耐摩耗鋼板およびその製造方法について鋭意検討を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
（１）ＰやＳなどの不純物元素を低減し、ＮｂやＴｉの添加量を制御することにより粗大な析出物を減少させ、母材の基地相をマルテンサイトとし、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）を８．０以上とすることにより、４７０ＨＢＷ５／７５０以上の高硬度材の耐遅れ破壊特性を改善することができる。
（２）（１）の鋼組織とするためには、Ｎｂを添加してオーステナイト未再結晶温度域を拡げ、熱延鋼帯プロセスにおいて未再結晶域で圧下比４．０以上の仕上圧延を行い、ランナウト冷却設備を用いて加速冷却してコイルに巻取る。次いで、このコイルを高い圧延荷重と前方−後方張力をかける調質圧延を行うことにより、板厚６ｍｍ未満の耐摩耗鋼板を製造できる。
（１）ＰやＳなどの不純物元素を低減し、ＮｂやＴｉの添加量を制御することにより粗大な析出物を減少させ、母材の基地相をマルテンサイトとし、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）を８．０以上とすることにより、４７０ＨＢＷ５／７５０以上の高硬度材の耐遅れ破壊特性を改善することができる。
（２）（１）の鋼組織とするためには、Ｎｂを添加してオーステナイト未再結晶温度域を拡げ、熱延鋼帯プロセスにおいて未再結晶域で圧下比４．０以上の仕上圧延を行い、ランナウト冷却設備を用いて加速冷却してコイルに巻取る。次いで、このコイルを高い圧延荷重と前方−後方張力をかける調質圧延を行うことにより、板厚６ｍｍ未満の耐摩耗鋼板を製造できる。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、Ｃ：０．２２％超０．２８％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００４〜０．００２０％を含み、かつ（１）式で示すＣｅｑ値が０．５３％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）が８．０以上である組織を有し、ブリネル硬さで４７０ＨＢＷ５／７５０以上の硬さを有する耐摩耗鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
［２］前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％のうちから選ばれる１種または２種以上をさらに含有する［１］に記載の耐摩耗鋼板。
［３］前記成分組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００２０％のうちから選ばれる１種または２種をさらに含有する［１］または［２］に記載の耐摩耗鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１８０〜１３００℃に加熱し、加熱された鋼スラブに、仕上圧延温度９８０℃以下において、圧下比（仕上圧延機入側厚／仕上圧延機出側厚）が４．０以上の仕上圧延を行い、Ａｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、８００〜３００℃の間における平均冷却速度が５０℃／ｓ以上の条件で加速冷却し、巻取温度２５０℃以下で巻取り、調質圧延を行う耐摩耗鋼板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．２２％超０．２８％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００４〜０．００２０％を含み、かつ（１）式で示すＣｅｑ値が０．５３％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）が８．０以上である組織を有し、ブリネル硬さで４７０ＨＢＷ５／７５０以上の硬さを有する耐摩耗鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
［２］前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％のうちから選ばれる１種または２種以上をさらに含有する［１］に記載の耐摩耗鋼板。
［３］前記成分組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００２０％のうちから選ばれる１種または２種をさらに含有する［１］または［２］に記載の耐摩耗鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１８０〜１３００℃に加熱し、加熱された鋼スラブに、仕上圧延温度９８０℃以下において、圧下比（仕上圧延機入側厚／仕上圧延機出側厚）が４．０以上の仕上圧延を行い、Ａｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、８００〜３００℃の間における平均冷却速度が５０℃／ｓ以上の条件で加速冷却し、巻取温度２５０℃以下で巻取り、調質圧延を行う耐摩耗鋼板の製造方法。
本発明の耐摩耗鋼板によれば、６．０ｍｍ未満の耐摩耗性、溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた耐摩耗鋼板を製造することが可能となる。
なお、板厚は１．０ｍｍ以上であることが好ましい。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。
［成分組成］
まず、本発明の耐摩耗鋼板の成分組成について説明する。特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
まず、本発明の耐摩耗鋼板の成分組成について説明する。特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．２２％超０．２８％以下
Ｃは、鋼の硬度を増加させ、耐摩耗性を確保するために有用な元素である。所望の表面硬さを確保するためには、０．２２％超必要である。一方、過度の添加は溶接性や低温靭性を劣化させるため、０．２８％以下とする。好ましくは、０．２７％以下とする。
Ｃは、鋼の硬度を増加させ、耐摩耗性を確保するために有用な元素である。所望の表面硬さを確保するためには、０．２２％超必要である。一方、過度の添加は溶接性や低温靭性を劣化させるため、０．２８％以下とする。好ましくは、０．２７％以下とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．４５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し母材の強度を増加させる。その効果を得るためには、０．０１％以上必要である。好ましくは、０．１０％以上とする。また、０．４５％を超える含有は、スケール性の欠陥の原因となって、母材の表面品質を低下させるため、Ｓｉの含有は０．４５％以下とする。好ましくは、０．４０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し母材の強度を増加させる。その効果を得るためには、０．０１％以上必要である。好ましくは、０．１０％以上とする。また、０．４５％を超える含有は、スケール性の欠陥の原因となって、母材の表面品質を低下させるため、Ｓｉの含有は０．４５％以下とする。好ましくは、０．４０％以下とする。
Ｍｎ：０．３０〜２．００％
Ｍｎは、固溶して母材の硬度を増加させる作用を有する元素である。また、安価であるため、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えるためにも有効である。本発明では、所望の硬さを確保するために、０．３０％以上の含有を必要とする。好ましくは、０．６０％以上とする。一方、２．００％を超える含有は、母材の靱性や遅れ破壊特性を著しく低下させるため、２．００％以下とする。好ましくは、１．６０％以下とする。
Ｍｎは、固溶して母材の硬度を増加させる作用を有する元素である。また、安価であるため、高価な他の合金元素の含有を最小限に抑えるためにも有効である。本発明では、所望の硬さを確保するために、０．３０％以上の含有を必要とする。好ましくは、０．６０％以上とする。一方、２．００％を超える含有は、母材の靱性や遅れ破壊特性を著しく低下させるため、２．００％以下とする。好ましくは、１．６０％以下とする。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不純物元素であり、母材の板厚中央部や粒界に偏在して耐遅れ破壊特性を劣化させる。０．０１５％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。一方、Ｐ含有量はできる限り低くすることが望ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物元素であり、母材の板厚中央部や粒界に偏在して耐遅れ破壊特性を劣化させる。０．０１５％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。一方、Ｐ含有量はできる限り低くすることが望ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物元素であり、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋼スラブの板厚中央部に多量に偏在して欠陥を発生し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このような傾向は、０．００８％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓ量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。一方、Ｓ含有量はできる限り低くすることが望ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、不純物元素であり、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋼スラブの板厚中央部に多量に偏在して欠陥を発生し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このような傾向は、０．００８％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓ量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。一方、Ｓ含有量はできる限り低くすることが望ましいため、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であるため、工業的には０％超であってよい。また、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、０．０１０％以上必要である。一方、０．１００％を超える含有は、酸化物系介在物が増加して母材の靱性が低下する。好ましくは、０．０６０％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、０．０１０％以上必要である。一方、０．１００％を超える含有は、酸化物系介在物が増加して母材の靱性が低下する。好ましくは、０．０６０％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％
Ｎｂは未再結晶域を拡大し、熱延工程でオーステナイト粒を展伸させ、また、Ｎｂ系炭化物として微細に析出することにより母材組織が微細化するため、耐遅れ破壊特性が改善する効果を有する重要な元素である。これらの効果を得るためには、０．０１０％以上の含有が必要である。一方、０．０３０％を超える含有は、粗大なＮｂ系炭化物が増加し、母材靭性を劣化させる。そのため、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以下とする。
Ｎｂは未再結晶域を拡大し、熱延工程でオーステナイト粒を展伸させ、また、Ｎｂ系炭化物として微細に析出することにより母材組織が微細化するため、耐遅れ破壊特性が改善する効果を有する重要な元素である。これらの効果を得るためには、０．０１０％以上の含有が必要である。一方、０．０３０％を超える含有は、粗大なＮｂ系炭化物が増加し、母材靭性を劣化させる。そのため、０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０２５％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、窒化物形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの含有により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。また、ＴｉとＢの両者を含有することで、ＴｉがＮを固定することによってＢＮの析出が抑制され、その結果、Ｂの焼入れ性向上効果が助長される。これらの効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上とする。好ましくは、０．００８％以上とする。一方で、Ｔｉが０．０２５％を超えると、ＴｉＣが多量に析出し、母材靭性を低下させる。そのため、Ｔｉは０．０２５％以下とする。好ましくは、０．０１５％以下とする。
Ｔｉは、窒化物形成傾向が強く、Ｎを固定して固溶Ｎを低減する作用を有する元素である。そのため、Ｔｉの含有により、母材および溶接部の靭性を向上させることができる。また、ＴｉとＢの両者を含有することで、ＴｉがＮを固定することによってＢＮの析出が抑制され、その結果、Ｂの焼入れ性向上効果が助長される。これらの効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上とする。好ましくは、０．００８％以上とする。一方で、Ｔｉが０．０２５％を超えると、ＴｉＣが多量に析出し、母材靭性を低下させる。そのため、Ｔｉは０．０２５％以下とする。好ましくは、０．０１５％以下とする。
Ｂ：０．０００４〜０．００２０％
Ｂは、微量の含有でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、Ｂを含有することによりマルテンサイトの形成を助長し、所望の耐摩耗性を得ることができる。このような効果を得るために、Ｂを０．０００４％以上とする。一方、０．００２０％を超える含有は、粒界等に偏析し、ホウ化物などの介在物を形成して破壊の起点になるなど母材の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、０．００２０％以下とする。好ましくは、０．００１５％以下とする。
Ｂは、微量の含有でも焼入れ性を著しく向上させる作用を有する元素である。したがって、Ｂを含有することによりマルテンサイトの形成を助長し、所望の耐摩耗性を得ることができる。このような効果を得るために、Ｂを０．０００４％以上とする。一方、０．００２０％を超える含有は、粒界等に偏析し、ホウ化物などの介在物を形成して破壊の起点になるなど母材の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、０．００２０％以下とする。好ましくは、０．００１５％以下とする。
本発明は、さらに、下記（１）式で示されるＣｅｑ値が０．５３％以下である必要がある。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。
Ｃｅｑ（炭素当量）は、溶接性を示す指標である。０．５３％を超えると、ソリッドワイヤでのガスメタルアーク溶接前に予熱が必要になったり、溶接割れが発生するなどの溶接性に悪影響が生じる。そのため、Ｃｅｑ値は０．５３％以下とする。好ましくは、０．５０％以下とする。Ｃｅｑ値の下限値は特にないが、０．４５％未満では所望の硬度が確保できないので、０．４５％以上とすることが好ましい。
以上が本発明の基本化学成分である。本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのうちから選ばれる１種または２種以上をさらに含有してもよい。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、このような効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。
Ｃｕは、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｃｕを添加する場合、このような効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｎｉは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、このような効果を得るためにＮｉ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｎｉを添加する場合、このような効果を得るためにＮｉ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。
Ｃｒ：０．０５〜１．００％
Ｃｒは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｃｒを添加する場合、このような効果を得るためにＣｒ含有量を、０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。
Ｃｒは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｃｒを添加する場合、このような効果を得るためにＣｒ含有量を、０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を１．００％以下とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｍｏを添加する場合、このような効果を得るためにＭｏ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。
Ｍｏは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｍｏを添加する場合、このような効果を得るためにＭｏ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。
Ｖ：０．００５〜０．０８０％
Ｖは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｖを添加する場合、このような効果を得るためにＶ含有量を、０．００５％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０８０％以下とする。
Ｖは、Ｃｕと同様に焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、母材硬度を向上させるために任意に添加することができる。Ｖを添加する場合、このような効果を得るためにＶ含有量を、０．００５％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．０８０％を超えると合金コストの上昇を招く。このため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０８０％以下とする。
さらに本発明では、Ｃａ、ＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、母材の靭性等を向上させることができる。このような効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えると、介在物増加により母材靭性が劣化する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．００２０％以下とする。
Ｃａは、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、Ｃａを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、母材の靭性等を向上させることができる。このような効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えると、介在物増加により母材靭性が劣化する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．００２０％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００２０％
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、母材の靭性等を向上させることができる。このような効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．００２０％を超えると、介在物増加により母材靭性が劣化する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．００２０％以下とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様、Ｓと結合し、圧延方向に長く伸びるＭｎＳ等の形成を抑制する作用を有する元素である。したがって、ＲＥＭを添加することにより、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、母材の靭性等を向上させることができる。このような効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、ＲＥＭ含有量が０．００２０％を超えると、介在物増加により母材靭性が劣化する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量は０．００２０％以下とする。
上記以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
［組織］
次に、本発明の耐摩耗鋼板の組織について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）が８．０以上である組織を有する。なお、本発明における組織の面積分率は、鋼板の板厚ｔの１／２位置（１／２ｔ位置）における値を指すものとする。組織の測定は、鋼板の圧延方向に平行な断面をエッチングし、１／２ｔ位置を観察することにより行う。より具体的には、実施例に記載した方法で面積率およびｄＺ／ｄＬを求めることができる。
次に、本発明の耐摩耗鋼板の組織について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）が８．０以上である組織を有する。なお、本発明における組織の面積分率は、鋼板の板厚ｔの１／２位置（１／２ｔ位置）における値を指すものとする。組織の測定は、鋼板の圧延方向に平行な断面をエッチングし、１／２ｔ位置を観察することにより行う。より具体的には、実施例に記載した方法で面積率およびｄＺ／ｄＬを求めることができる。
マルテンサイトの面積率：９０％以上
本発明においては、マルテンサイトの面積率を９０％以上とする。マルテンサイトの面積率が９０％未満であると、鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。加えて、低靭性である上部ベイナイト組織が増加し、靭性が劣化する。そのため、マルテンサイトの面積率を９０％以上とする。
本発明においては、マルテンサイトの面積率を９０％以上とする。マルテンサイトの面積率が９０％未満であると、鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。加えて、低靭性である上部ベイナイト組織が増加し、靭性が劣化する。そのため、マルテンサイトの面積率を９０％以上とする。
マルテンサイト以外の残部組織は特に限定されないが、フェライト、パーライト、オーステナイト、ベイナイト組織などの他の組織が１種または２種以上存在してよい。一方、マルテンサイトの面積率は高いほどよいため上限は特に限定されず、１００％であってよい。
旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）：８．０以上
耐遅れ破壊特性を改善するためには、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）を８．０以上とする。ｄＺ／ｄＬとすることにより、耐遅れ破壊特性が向上する。なお、ここでいう板厚方向粒径とは、板厚方向のフェレ径であり、圧延方向粒径とは圧延方向のフェレ径を示している。すなわち、圧延方向粒径を板厚方向粒径の８．０倍以上とする。
耐遅れ破壊特性を改善するためには、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）を８．０以上とする。ｄＺ／ｄＬとすることにより、耐遅れ破壊特性が向上する。なお、ここでいう板厚方向粒径とは、板厚方向のフェレ径であり、圧延方向粒径とは圧延方向のフェレ径を示している。すなわち、圧延方向粒径を板厚方向粒径の８．０倍以上とする。
［表面硬度］
ブリネル硬さ：４７０ＨＢＷ５／７５０以上
本発明の耐摩耗鋼板は、ブリネル硬さで４７０ＨＢＷ５／７５０以上の硬さを有する。鋼板の耐摩耗性は、鋼板の表層部における硬度を高めることにより向上させることができる。本発明において、硬度がブリネル硬さで４７０ＨＢＷ未満では、十分な耐摩耗性を得ることができない。そのため、硬度をブリネル硬さで４７０ＨＢＷ以上とする。好ましくは、４８０ＨＢＷ以上とする。一方、耐遅れ破壊特性を考慮すると、その上限を５５０ＨＢＷ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、５２０ＨＢＷ以下とする。なお、本発明における硬度は、耐摩耗鋼板の表面から０．５ｍｍの深さの位置におけるブリネル硬さを指すものとする。また、ブリネル硬さは、直径５．０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重７５０ｋｇｆで測定した値（ＨＢＷ５／７５０）とする。より具体的には、実施例に記載した方法で測定することができる。
ブリネル硬さ：４７０ＨＢＷ５／７５０以上
本発明の耐摩耗鋼板は、ブリネル硬さで４７０ＨＢＷ５／７５０以上の硬さを有する。鋼板の耐摩耗性は、鋼板の表層部における硬度を高めることにより向上させることができる。本発明において、硬度がブリネル硬さで４７０ＨＢＷ未満では、十分な耐摩耗性を得ることができない。そのため、硬度をブリネル硬さで４７０ＨＢＷ以上とする。好ましくは、４８０ＨＢＷ以上とする。一方、耐遅れ破壊特性を考慮すると、その上限を５５０ＨＢＷ以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、５２０ＨＢＷ以下とする。なお、本発明における硬度は、耐摩耗鋼板の表面から０．５ｍｍの深さの位置におけるブリネル硬さを指すものとする。また、ブリネル硬さは、直径５．０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重７５０ｋｇｆで測定した値（ＨＢＷ５／７５０）とする。より具体的には、実施例に記載した方法で測定することができる。
［製造方法］
次に、本発明の耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、上述した成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、熱間圧延した後に、加速冷却しコイルに巻取り、調質圧延を行うことによって製造することができる。なお、特にことわらない限り、各温度は板厚中心部の温度とする。
次に、本発明の耐摩耗鋼板の製造方法について説明する。本発明の耐摩耗鋼板は、上述した成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、熱間圧延した後に、加速冷却しコイルに巻取り、調質圧延を行うことによって製造することができる。なお、特にことわらない限り、各温度は板厚中心部の温度とする。
鋼素材（鋼スラブ）
鋼素材の製造方法はとくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
鋼素材の製造方法はとくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
１１８０〜１３００℃に加熱
得られた鋼スラブは、熱間圧延に先立って加熱温度に加熱される。加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供することもできる。加熱温度は、１１８０〜１３００℃とする。Ｎｂによる未再結晶域拡大効果を得るためには、圧延前にＮｂを固溶させておく必要がある。そのためには、加熱温度を１１８０℃以上とする。加熱温度が１１８０℃未満の場合、Ｎｂによる未再結晶域拡大効果が得られないばかりか、Ｎｂ系析出物が粗大化して耐遅れ破壊特性が劣化する。一方、加熱温度が１３００℃を超えると鋼スラブの酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大するだけでなく、酸化スケールに起因する表面疵が発生する。そのため、１１８０〜１３００℃の範囲とする。
得られた鋼スラブは、熱間圧延に先立って加熱温度に加熱される。加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、加熱に供することもできる。加熱温度は、１１８０〜１３００℃とする。Ｎｂによる未再結晶域拡大効果を得るためには、圧延前にＮｂを固溶させておく必要がある。そのためには、加熱温度を１１８０℃以上とする。加熱温度が１１８０℃未満の場合、Ｎｂによる未再結晶域拡大効果が得られないばかりか、Ｎｂ系析出物が粗大化して耐遅れ破壊特性が劣化する。一方、加熱温度が１３００℃を超えると鋼スラブの酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大するだけでなく、酸化スケールに起因する表面疵が発生する。そのため、１１８０〜１３００℃の範囲とする。
熱間圧延
次いで、加熱された鋼スラブを熱間圧延により熱延鋼板とする。
次いで、加熱された鋼スラブを熱間圧延により熱延鋼板とする。
仕上圧延温度：９８０℃以下
旧オーステナイト粒の板厚方向粒径に対する圧延方向粒径の比（ｄＺ／ｄＬ）を８．０以上とするために、仕上圧延温度を９８０℃以下とする。仕上圧延温度が９８０℃を超えると、ｄＺ／ｄＬを８．０以上とすることができず、所望の耐遅れ破壊特性を得ることができない。また、次工程の冷却時にＡｒ３変態点以上の温度域から加速冷却を開始するために、仕上圧延温度を８５０℃以上とすることが好ましい。
旧オーステナイト粒の板厚方向粒径に対する圧延方向粒径の比（ｄＺ／ｄＬ）を８．０以上とするために、仕上圧延温度を９８０℃以下とする。仕上圧延温度が９８０℃を超えると、ｄＺ／ｄＬを８．０以上とすることができず、所望の耐遅れ破壊特性を得ることができない。また、次工程の冷却時にＡｒ３変態点以上の温度域から加速冷却を開始するために、仕上圧延温度を８５０℃以上とすることが好ましい。
仕上圧延の圧下比（仕上圧延機入側厚／仕上圧延機出側厚）：４．０以上
ｄＺ／ｄＬを８．０以上とするために、仕上圧延機での圧下比を４．０以上の圧延を実施する。仕上圧延の圧下比が４．０未満の場合、ｄＺ／ｄＬを８．０以上とすることができず、所望の耐遅れ破壊特性を得られない。
ｄＺ／ｄＬを８．０以上とするために、仕上圧延機での圧下比を４．０以上の圧延を実施する。仕上圧延の圧下比が４．０未満の場合、ｄＺ／ｄＬを８．０以上とすることができず、所望の耐遅れ破壊特性を得られない。
加速冷却および巻取り
次いで、得られた熱延鋼板を加速冷却し、コイルに巻き取る。この加速冷却処理は、製造工期短縮や製造コストの高騰を避ける理由で、熱延鋼帯製造プロセスにおいて圧延終了後から巻取りまでの間、ランナウトテーブル上で鋼板を水冷で加速冷却するランナウト冷却とすることが好ましい。
次いで、得られた熱延鋼板を加速冷却し、コイルに巻き取る。この加速冷却処理は、製造工期短縮や製造コストの高騰を避ける理由で、熱延鋼帯製造プロセスにおいて圧延終了後から巻取りまでの間、ランナウトテーブル上で鋼板を水冷で加速冷却するランナウト冷却とすることが好ましい。
冷却開始温度：Ａｒ３変態点以上
フェライト生成する前に冷却開始するために、冷却開始温度をＡｒ３変態点以上とする。なお、Ａｒ３変態点は、例えば、次の（２）式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３×Ｃ−７４×Ｍｎ−５７×Ｎｉ−１６×Ｃｒ−９×Ｍｏ−５×Ｃｕ・・・（２）
ただし、（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）であり、含有されていない元素は０％とする。
フェライト生成する前に冷却開始するために、冷却開始温度をＡｒ３変態点以上とする。なお、Ａｒ３変態点は、例えば、次の（２）式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３×Ｃ−７４×Ｍｎ−５７×Ｎｉ−１６×Ｃｒ−９×Ｍｏ−５×Ｃｕ・・・（２）
ただし、（２）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）であり、含有されていない元素は０％とする。
冷却開始温度がＡｒ３変態点未満であると十分に焼きが入らないため、鋼板の硬度を十分に向上させることができず、その結果、最終的に得られる鋼板の耐摩耗性が低下する。一方、冷却開始温度の上限は特に限定されないが、９５０℃以下とすることが好ましい。
８００〜３００℃の間での平均冷却速度：５０℃／ｓ以上
加速冷却後のマルテンサイト面積率を９０％以上とし、所望の母材硬度と均一な鋼板形状を得るために、加速冷却時、８００〜３００℃間の平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度が５０℃／ｓ未満の場合、フェライトやベイナイトが生成して所望の母材硬度が得られない。また、冷却が不均一となり、鋼板に波形状の歪が発生する。このような歪が発生した場合、次工程のスキンパスによる調質圧延でも形状矯正ができなくなる。したがって、高硬度と形状改善のためには、平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする。
加速冷却後のマルテンサイト面積率を９０％以上とし、所望の母材硬度と均一な鋼板形状を得るために、加速冷却時、８００〜３００℃間の平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度が５０℃／ｓ未満の場合、フェライトやベイナイトが生成して所望の母材硬度が得られない。また、冷却が不均一となり、鋼板に波形状の歪が発生する。このような歪が発生した場合、次工程のスキンパスによる調質圧延でも形状矯正ができなくなる。したがって、高硬度と形状改善のためには、平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする。
冷却停止（巻取）温度：２５０℃以下
冷却停止温度は２５０℃以下とし、この温度でコイルに巻取る。冷却停止温度（巻取温度）が２５０℃より高いと、マルテンサイトの面積率を十分に高めることができず、鋼板の硬度が低下する。冷却停止温度は、２００℃以下とすることが好ましい。
冷却停止温度は２５０℃以下とし、この温度でコイルに巻取る。冷却停止温度（巻取温度）が２５０℃より高いと、マルテンサイトの面積率を十分に高めることができず、鋼板の硬度が低下する。冷却停止温度は、２００℃以下とすることが好ましい。
巻取り後は、室温まで空冷する。
調質圧延
コイルに巻取った鋼板は、冷却歪による鋼板形状（平坦度）不良を矯正する目的で、調質圧延を行う。調質圧延は、圧延機とテンションレベラーを備えた設備を用い、圧延荷重７００トン以上、前方−後方張力２０トン以上、伸び率０．１０％以上で行うことが好ましい。
コイルに巻取った鋼板は、冷却歪による鋼板形状（平坦度）不良を矯正する目的で、調質圧延を行う。調質圧延は、圧延機とテンションレベラーを備えた設備を用い、圧延荷重７００トン以上、前方−後方張力２０トン以上、伸び率０．１０％以上で行うことが好ましい。
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、表２に示す条件で熱延コイルを製造した。次いで熱延コイルを空冷したのちに、スキンパスラインに挿入し、表２に示す条件で調質圧延を行った。次いで調質圧延後のコイルを巻き戻し、シートを作製した後に、ブリネル硬さ試験、シャルピー衝撃試験、溶接性試験、組織観察、曲げ試験および平坦度を行った。各試験方法は以下の通りである。
＜ブリネル硬さ試験＞
各鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４３（１９９８）の規定に準拠してブリネル硬さを測定した。測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび脱炭層の影響を除くため、鋼板表面から０．５ｍｍの深さまでの領域を研削除去したのちに実施した。したがって、測定された硬度は、鋼板表面から０．５ｍｍの深さの面における表面硬度である。なお、測定に際しては、直径５．０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は７５０ｋｇｆとした。また、測定位置は、鋼板の幅方向中央とし、各５箇所測定し算術平均を求めた。
各鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４３（１９９８）の規定に準拠してブリネル硬さを測定した。測定は、耐摩耗鋼板表面に存在するスケールおよび脱炭層の影響を除くため、鋼板表面から０．５ｍｍの深さまでの領域を研削除去したのちに実施した。したがって、測定された硬度は、鋼板表面から０．５ｍｍの深さの面における表面硬度である。なお、測定に際しては、直径５．０ｍｍのタングステン硬球を使用し、荷重は７５０ｋｇｆとした。また、測定位置は、鋼板の幅方向中央とし、各５箇所測定し算術平均を求めた。
＜溶接性試験＞
各鋼板の幅方向中央部からサンプルを採取した。ＪＩＳ Ｚ ３１５４「重ね継手溶接割れ試験方法」に準拠し、溶接部の割れの有無を調査した。なお、下板には対象材をもちい、上板には板厚１９ｍｍのＳＳ４００を用いた。予熱温度を５０℃として、溶接方法はガスシールドアーク溶接とし、溶接入熱１０〜１１ｋＪ／ｃｍで試験ビードを置いた。
各鋼板の幅方向中央部からサンプルを採取した。ＪＩＳ Ｚ ３１５４「重ね継手溶接割れ試験方法」に準拠し、溶接部の割れの有無を調査した。なお、下板には対象材をもちい、上板には板厚１９ｍｍのＳＳ４００を用いた。予熱温度を５０℃として、溶接方法はガスシールドアーク溶接とし、溶接入熱１０〜１１ｋＪ／ｃｍで試験ビードを置いた。
＜耐遅れ破壊特性評価試験＞
低歪速度引張試験により遅れ破壊特性を評価した。各鋼板の板幅中央部から、試験片長さが板幅方向と並行になるように平行部直径２．０ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。この丸棒試験片を２５℃の１０％チオシアン酸アンモニウムに１時間浸漬することにより、水素を引張試験片に吸収させた。その後、引張試験片からの水素の拡散を防ぐために、厚さ約８μｍの電気Ｚｎめっきを施し、２４時間室温にて保持後、歪速度３．３×１０−６／秒にて室温で低歪速度引張試験を行った。引張試験は各２回ずつ行い、破断後の絞り値をＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１４）に準拠して測定し、その平均値を求めた。絞り値５．０％以上を合格とした。
低歪速度引張試験により遅れ破壊特性を評価した。各鋼板の板幅中央部から、試験片長さが板幅方向と並行になるように平行部直径２．０ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。この丸棒試験片を２５℃の１０％チオシアン酸アンモニウムに１時間浸漬することにより、水素を引張試験片に吸収させた。その後、引張試験片からの水素の拡散を防ぐために、厚さ約８μｍの電気Ｚｎめっきを施し、２４時間室温にて保持後、歪速度３．３×１０−６／秒にて室温で低歪速度引張試験を行った。引張試験は各２回ずつ行い、破断後の絞り値をＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１４）に準拠して測定し、その平均値を求めた。絞り値５．０％以上を合格とした。
＜組織観察＞
マルテンサイトの面積率
各鋼板の幅方向中央部からサンプルを採取した。サンプルを３０ｍｍ角に切断し、圧延方向に平行な断面が観察面となるように樹脂に埋込み、表面を鏡面研磨し、さらにナイタールエッチングした後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、板厚中央部を倍率２０００倍で撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによってマルテンサイトの面積分率を求めた。
マルテンサイトの面積率
各鋼板の幅方向中央部からサンプルを採取した。サンプルを３０ｍｍ角に切断し、圧延方向に平行な断面が観察面となるように樹脂に埋込み、表面を鏡面研磨し、さらにナイタールエッチングした後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、板厚中央部を倍率２０００倍で撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによってマルテンサイトの面積分率を求めた。
旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）
各鋼板の幅方向中央部からサンプルを採取し、サンプルを３０ｍｍ角に切断した後、圧延方向に平行な断面が観察面となるように樹脂に埋込み、鏡面研磨しエッチングした後、ＳＥＭを用いて板厚中央部を圧延方向に沿って撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによって、ｄＺ／ｄＬを求めた。
各鋼板の幅方向中央部からサンプルを採取し、サンプルを３０ｍｍ角に切断した後、圧延方向に平行な断面が観察面となるように樹脂に埋込み、鏡面研磨しエッチングした後、ＳＥＭを用いて板厚中央部を圧延方向に沿って撮影した。撮影された像を、画像解析装置を用いて解析することによって、ｄＺ／ｄＬを求めた。
＜平坦度＞
調質圧延後、リコイル設備にて、鋼板幅×圧延方向長さ６メートルのシート状にした後、ＪＩＳ Ｇ３１９３に記載される方法で水糸を用いて、大きさ３ｍｍ以上の歪の個数を計測した。
調質圧延後、リコイル設備にて、鋼板幅×圧延方向長さ６メートルのシート状にした後、ＪＩＳ Ｇ３１９３に記載される方法で水糸を用いて、大きさ３ｍｍ以上の歪の個数を計測した。
以上の方法により得られた評価結果を表２に示す。
本発明の条件を満たす鋼板は、いずれもブリネル硬さ：４７０ＨＢＷ５／７５０以上、ｖＥ−４０℃：１０Ｊ以上であるとともに、優れた溶接性と耐遅れ破壊特性を備えていた。一方、比較例の鋼板は、硬さ、溶接性、耐遅れ破壊特性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．２２％超０．２８％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００４〜０．００２０％を含み、かつ（１）式で示すＣｅｑ値が０．５３％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、旧オーステナイト粒の板厚方向粒径ｄＬに対する圧延方向粒径ｄＺの比（ｄＺ／ｄＬ）が８．０以上である組織を有し、ブリネル硬さで４７０ＨＢＷ５／７５０以上の硬さを有する耐摩耗鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
上記式（１）において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。ただし、含有しない元素は０％とする。 - 前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％のうちから選ばれる１種または２種以上をさらに含有する請求項１に記載の耐摩耗鋼板。
- 前記成分組成が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００２０％のうちから選ばれる１種または２種をさらに含有する請求項１または２に記載の耐摩耗鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを１１８０〜１３００℃に加熱し、加熱された鋼スラブに、仕上圧延温度９８０℃以下において、圧下比（仕上圧延機入側厚／仕上圧延機出側厚）が４．０以上の仕上圧延を行い、Ａｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、８００〜３００℃の間における平均冷却速度が５０℃／ｓ以上の条件で加速冷却し、巻取温度２５０℃以下で巻取り、調質圧延を行う耐摩耗鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019194306A JP2021066941A (ja) | 2019-10-25 | 2019-10-25 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019194306A JP2021066941A (ja) | 2019-10-25 | 2019-10-25 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021066941A true JP2021066941A (ja) | 2021-04-30 |
Family
ID=75638278
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019194306A Pending JP2021066941A (ja) | 2019-10-25 | 2019-10-25 | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2021066941A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114774772A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-07-22 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种耐腐蚀500hb马氏体耐磨钢板及其生产方法 |
| CN115198177A (zh) * | 2022-06-21 | 2022-10-18 | 首钢集团有限公司 | 一种nm450级钢及其制备方法 |
-
2019
- 2019-10-25 JP JP2019194306A patent/JP2021066941A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114774772A (zh) * | 2022-03-07 | 2022-07-22 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种耐腐蚀500hb马氏体耐磨钢板及其生产方法 |
| CN114774772B (zh) * | 2022-03-07 | 2023-10-31 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种耐腐蚀500hb马氏体耐磨钢板及其生产方法 |
| CN115198177A (zh) * | 2022-06-21 | 2022-10-18 | 首钢集团有限公司 | 一种nm450级钢及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6119934B1 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| EP2695960B1 (en) | Abrasion-resistant steel sheet exhibiting excellent resistance to stress corrosion cracking, and method for producing same | |
| JP6119935B1 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| KR101485237B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP7093804B2 (ja) | 耐摩耗鋼 | |
| EP2397570A1 (en) | Steel plate for line pipes with excellent strength and ductility and process for production of same | |
| JP6119932B1 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| WO2017183057A1 (ja) | 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法 | |
| EP3719149B1 (en) | High-hardness steel product and method of manufacturing the same | |
| KR20190032625A (ko) | H형강 및 그 제조 방법 | |
| JP7226598B2 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| WO2021085336A1 (ja) | 鋼板、部材及びそれらの製造方法 | |
| KR20210107820A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2021066941A (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP6874916B1 (ja) | 耐摩耗薄鋼板及びその製造方法 | |
| JP6835294B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7088235B2 (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| EP4074854A1 (en) | Hot-rolled steel sheet | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JP2021066940A (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| WO2021100534A1 (ja) | 電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法、電縫鋼管およびその製造方法、ラインパイプ、建築構造物 | |
| JP2020193380A (ja) | 耐摩耗鋼板およびその製造方法 |