JP4735191B2

JP4735191B2 - 低温靭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: JP4735191B2
Application number: JP2005313366A
Authority: JP
Inventors: 康宏室田; 稔諏訪; 公宏西村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-10-27
Filing date: 2005-10-27
Publication date: 2011-07-27
Anticipated expiration: 2025-10-27
Also published as: JP2007119850A

Description

本発明は、産業機械や運搬機器等の部材用として好適な耐摩耗鋼板およびその製造方法に関し、とくに鋼板各部での特性バラツキの低減に関する。

建設、土木、鉱山等の分野で使用される産業機械、運搬機器等（例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケット等）では、一般にその部材の摩耗量により寿命が決まるため、耐摩耗性に優れた鋼材が用いられている。
耐摩耗性を向上させるには、鋼材表面を焼入れ組織にし、表層部分を硬くする必要がある。一般に、鋼材の焼入れ後の硬さは、鋼中Ｃ量を増加することにより高くすることができる。しかし、Ｃ量を増加して硬さを増すと、材質が脆くなり、低温靭性が低下する。作業環境が、例えば０℃以下の低温域の場合には、耐摩耗性に優れていても低温靭性が低いと、脆性破壊を生じ、作業に重大な支障をきたす。このため、耐摩耗性を有するとともに、低温靭性にも優れる耐摩耗鋼板が要求されている。

このような要求に対して、例えば特許文献１には、Ｃ：0.30〜0.50％を含み、適正量のSi、Mn、Al、Ｎ、さらに適正量のTi、Nb、Ｂを含有し、さらにCr：0.10〜0.50％、Mo：0.05〜1.00％を含有する鋼片を熱間圧延したのち、Ａr_３変態点以上の温度から焼入れ処理し、続いて焼戻して、高強度耐摩耗鋼を得る、低温靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、Cr、Moを多量含有させることにより、焼入れ性が向上するとともに粒界が強化され低温靭性が向上するとしている。また、特許文献１に記載された技術では、焼戻処理を施すことによりさらに低温靭性が向上するとしている。

また、特許文献２には、Ｃ：0.18〜0.25％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.03〜0.10％を含み、Nb、Al、Ｎ、Ｂの適正量を含有し、さらにCr：1.00〜2.00％、Mo：0.50超〜0.80％を含有する水焼入れおよび焼戻処理後の靭性並びに耐遅れ破壊特性に優れる高靭性耐摩耗鋼板が提案されている。特許文献２に記載された技術では、Mn含有量を低く抑え、Cr、Moを多量含有させることにより、焼入れ性が向上し、所定の硬さが確保できるとともに、靭性および耐遅れ破壊特性が向上するとしている。また、特許文献２に記載された技術では、焼戻処理を施すことによりさらに低温靭性が向上するとしている。

また、特許文献３には、Ｃ：0.30〜0.45％、Si：0.10〜0.50％、Mn：0.30〜1.20％を含み、Nbおよび／またはTi、Al、Ｂの適正量を含有し、さらにCr：0.50〜1.40％、Mo：0.15〜0.55％を含有する高靭性耐摩耗鋼が提案されている。特許文献３に記載された技術では、Cr、Moを多量含有させることにより、焼入れ性が向上するとともに粒界が強化され低温靭性が向上するとしている。

また、特許文献４には、Ｃ：0.05〜0.40％、Cr：0.1〜2.0％と、さらにSi、Mn、Ti、Ｂ、Al、Ｎの適正量を含み、あるいはさらにCu、Ni、Mo、Ｖを含有する組成の鋼に、900℃以下のオーステナイト未再結晶域で累積圧下率50％以上で熱間圧延したのち、Ａr_３点以上から焼入れし、その後焼戻する耐摩耗鋼の製造方法が提案されている。これにより、オーステナイト粒が展伸した組織を直接焼入れ、焼戻して、旧オーステナイト粒を展伸させた焼戻マルテンサイト組織となり、低温靭性が顕著に向上するとしている。
特開平０８−０４１５３５号公報特開平０２−１７９８４２号公報特開昭６１−１６６９５４号公報特開２００２−２０８３７号公報

しかしながら、合金元素の多量含有を必要とする特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載された技術では、製造コストの高騰を招くという問題があり、さらに特許文献１、２に記載された技術では、焼戻処理を必須の要件としているため、耐摩耗鋼で最も重要な特性である硬さが低下し、そのため、耐摩耗性が低下するという問題もあった。
また、特許文献４に記載された技術では、熱間圧延の仕上温度を低温化する必要があり、そのため、鋼の変形抵抗が増大して圧延機のロールを駆動するモータの負荷が大きくなって、製造しにくいという問題に加えて、さらに、安定製造のために厳密な温度管理などを必要とし、特許文献４に記載された技術は、実操業上、必ずしも容易なプロセスではないという問題があった。

また、特許文献１、４にも記載されているように、高張力鋼板製造の一般的方法として、熱間圧延終了直後に焼入れする直接焼入れ法が、工程省略という観点からも、多用されるようになっている。しかし、直接焼入れ法では、通常、冷却装置として通過型冷却装置が使用されるため、鋼板の先端部と尾端部では、冷却開始温度が相違することになる。この鋼板長手方向の冷却開始温度の差は、鋼板長手方向の材質特性の変動をもたらす場合がある。従来は、この鋼板長手方向の冷却開始温度の差に起因する材質特性の変動を小さくすることは容易ではなかった。

本発明は、かかる従来技術の問題に鑑みてなされたものであって、安価で、優れた低温靭性を有し、かつ長手方向の材質バラツキが小さい耐摩耗鋼板を提供すること、および、プロセスの困難性を伴うことなく安価でかつ容易に、優れた低温靭性を有し、かつ長手方向の材質バラツキが小さい耐摩耗鋼板を製造できる、耐摩耗鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明でいう「優れた低温靭性を有する」鋼板とは、JIS Z 2242−2005の規定に準拠したシャルピー衝撃試験における破面遷移温度vTrsが０℃以下、好ましくは−20℃以下である鋼板をいうものとする。また、本発明にいう「耐摩耗鋼板」とは、表層部分の硬さがブリネル硬さで300HBW以上である鋼板をいうものとする。本発明にいう耐摩耗鋼板は、板厚：5〜50mmの鋼板に好ましく適用できるが、とくにこれに限定されるものではない。

本発明者らは、上記の目的を達成するため、耐摩耗鋼板の低温靭性に及ぼす各種要因について、鋭意研究を重ねた。その結果、微量Ｂを必須含有とし、さらにTiおよび／またはAlを含有することにより、焼入れ性が向上して鋼板組織を容易にマルテンサイト化することが可能となり、高い表面硬さを有し、優れた耐摩耗性と、さらに優れた低温靭性とを兼備する耐摩耗性鋼板を得ることができることを知見した。

また、本発明者らは、焼入れ条件、とくに急冷開始までの長時間の空冷によって冷却開始温度が低下すると、Ｂが焼入れ直前にM₂₃(CB)_６として析出する場合があることも知見した。このような場合には、焼入れ性向上効果が消失するばかりでなく、低温靭性が大きく低下する。そこで、本発明者らは、さらに研究を重ねた結果、このＢの析出は、ＢとともにMoを適正量含有することにより有効に抑制でき、耐摩耗鋼板の低温靭性が飛躍的に向上すること、さらに鋼板長手方向の低温靭性（材質）バラツキを顕著に低減できることを見出した。

まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.14％Ｃ−0.34％Si−1.45％Mn−0.012％Ｐ−0.002％Ｓ−0.012％Ti−0.0028％Al−0.0012％Ｂ系を基本成分として、Moを0〜0.60％の範囲で含有する組成の鋼素材（スラブ）を、1100℃に加熱し、熱間圧延して、板厚：14mmおよび板厚：25mmの熱延板とした。なお、仕上圧延温度は表面温度で920℃であった。熱間圧延直後、熱延板には、室温まで水冷する直接焼入れ処理を施した。なお、直接焼入れ処理の冷却開始温度は、板厚14mmの場合、熱延板の先端部で、表面温度：880℃、熱延板の尾端部で表面温度：780℃であり、板厚25mmの場合、熱延板の先端部で表面温度：880℃、熱延板の尾端部で表面温度：820℃であった。熱延板の長さは、板厚14mmの場合28ｍ、板厚25mmの場合21ｍであった。

得られた熱延板から、JIS Z 2242−2005の規定に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、試験温度：−40℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvＥ_−４０（Ｊ）を求めた。試験は各３本行い、それらの算術平均値をその鋼板の吸収エネルギーvＥ_−４０とした。
得られた結果を、vＥ_−４０（Ｊ）とMo含有量との関係で図１、図２に示す。図１は、板厚14mmの場合であり、図２は板厚25mmの場合である。いずれの場合にも、Mo：0.10質量％以上の含有で、熱延板の先端部、尾端部のいずれにおいても、vＥ_−４０が27Ｊ以上の高靭性が得られている。熱延板の先端部と尾端部との靭性差、すなわち鋼板長手方向の材質バラツキ、を更に少なくすることが必要な場合には、図１、図２から、Mo：0.20質量％以上とすることが好ましい。なお、本発明者らの検討によれば、このようなMo含有による低温靭性の向上は、Mo含有によるＢの析出抑制効果によるものと推察された。

本発明は、上記したような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.05〜0.45％、Mn：0.65〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Mo：0.10〜0.70％、Ｂ：0.0003〜0.0020％を含み、さらにTi：0.005〜0.03％および／またはAl：0.035〜0.1％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、直接焼入れ処理を施されてなり、焼入れ状態で90体積％以上のマルテンサイト相を有し、旧γ粒の平均粒径が30μm以下である組織を有することを特徴とする低温靭性に優れた耐摩耗鋼板。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.05％を含有する組成とすることを特徴とする耐摩耗鋼板。
（３）（１）または（２）において、前期組成に加えてさらに、質量％で、次ａ群〜ｂ群
ａ群：Cu：0.1〜１％、Cr：0.1〜１％、Ｖ：0.01〜１％のうちの１種または２種以上、
ｂ群：Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種
のうちから選ばれた１群または２群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、表層部の硬さが300HBW以上であることを特徴とする耐摩耗鋼板。

（５）質量％で、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.05〜0.45％、Mn：0.65〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Mo：0.10〜0.70％、Ｂ：0.0003〜0.0020％を含み、さらにTi：0.005〜0.03％および／またはAl：0.035〜0.1％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を950〜1200℃に加熱し、仕上圧延出側温度が表面温度で950〜800℃の範囲の温度とする熱間圧延を施し、鋼板としたのち、該鋼板に、前記熱間圧延終了後直ちに、冷却開始温度を表面温度でＡr _３変態点以上の温度とし、冷却停止温度を表面温度で200℃以上300℃以下の温度とする直接焼入れ処理を施すことを特徴とする低温靭性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法。

（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.05％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。

（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次ａ群〜ｂ群
ａ群：Cu：0.1〜１％、Cr：0.1〜１％、Ｖ：0.01〜１％のうちの１種または２種以上、
ｂ群：Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種
のうちから選ばれた１群または２群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、高い表面硬さを有し、耐摩耗性に優れ、さらに、優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼板を、プロセスの困難性を伴うことなく安価でかつ容易に、製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、鋼板長手方向の特性バラツキが少ない鋼板とすることができるという効果もある。

まず、本発明の耐摩耗鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.10〜0.20％
Ｃは、固溶して鋼板の硬さを増加させる重要な元素であり、耐摩耗鋼として必要な硬さである、鋼板の表層部分でブリネル硬さで300HBW以上を確保し、鋼板に所望の耐摩耗性を付与するために、本発明では0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて多量に含有すると、溶接性および加工性を低下させるとともに、直接焼入れ処理を施したのち、遅れ破壊を生じやすくなる。このため、本発明では、Ｃは0.10〜0.20％の範囲に限定した。なお、より厳しい環境下、例えば硬質な鉱石を採掘する鉱山等、で使用される部材用として要求される、鋼板の表層部分で360HBW以上を確保するためには、Ｃは0.13％以上含有することが好ましい。

Si：0.05〜0.45％
Siは、溶鋼中の脱酸剤として有効に作用するとともに、固溶強化により鋼を強化する有効な元素であり、このような効果は、0.05％以上の含有で認められる。一方、1.0％を超えて含有すると、靭性が低下したり、介在物が増加したりする等の問題が生じる。なお、熱延板に表面疵が発生するのを抑制する観点から、好ましくは0.15〜0.45％である。

Mn：0.65〜2.0％
Mnは、焼入れ性を向上させる有効な元素であり、本発明では焼入れ性確保の観点から0.65％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。

Ｐ：0.020％以下
Ｐは、多量に含有すると靭性低下を招くため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.020％まで許容できる。このようなことから、Ｐの上限を0.020％に限定した。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼中では主としてMnSを形成し介在物（硫化物）として存在し、破壊発生起点として作用し靭性の低下を招く。このため、本発明ではＳはできるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できるため、Ｓの上限を0.005％に限定した。

Mo：0.10〜0.70％
Moは、鋼板の低温靭性を改善するために本発明では重要な元素である。Ｂの微量含有を必須とする本発明では、Moは、Ｂの析出を抑制する有効な元素であり、Moの含有により、Ｂの析出が抑制され、焼入れ性が向上し、それにより低温靭性を改善することが可能となる。このような効果を得るためには、0.10％以上の含有が必要となる。一方、Moを0.70％を超えて含有すると、溶接性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Moは0.10〜0.70％に限定した。なお、図１、２で示したように、鋼板長手方向の靭性バラツキを小さくするという観点から、0.20％以上含有することが好ましい。

Ｂ：0.0003〜0.0020％
Ｂは、微量含有で焼入れ性を顕著に向上させる有効な元素であり、本発明では焼入れ性改善のため、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.0020％を超えて含有すると、ＢがＭ₂₃(ＣＢ)₆として析出するため、低温靭性が低下する。このため、本発明では、Ｂは0.0003〜0.0020％の範囲に限定した。

Ti：0.005〜0.03％および／またはAl：0.035〜0.1％
Ti、Alは、いずれもＮと結合しTiN、AlNを形成し、靭性に有害な固溶Ｎを減少させ靭性向上に寄与するとともに、焼入れ性の向上に有効な固溶Ｂを確保する作用を有する。本発明ではTiおよび／またはAlを含有する。このような効果はそれぞれ、Ti：0.005％以上、Al：0.035％以上の含有で顕著となる。一方、Ti、Alをそれぞれ0.1％を超えて含有すると、靭性が低下する。このため、Alは0.035〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくはTi：0.005〜0.03％、Al：0.035〜0.06％である。

上記した成分を基本成分とするが、本発明では、上記した成分に加えて、さらにNbを含有してもよい。
Nb：0.005〜0.05％
Nbは、Ｎ、あるいはさらにＣと結合し、窒化物あるいは炭窒化物（析出物）として析出し、結晶粒微細化に有効に寄与する元素であり、結晶粒微細化を介して低温靭性をさらに改善する作用を有し、本発明では必要に応じて含有できる。このような効果は、0.005％以上の含有で顕著に認められるようになるが、0.05％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Nbは0.005〜0.05％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005〜0.03％である。

また、本発明では、上記した成分に加えて、さらに次のａ群〜ｂ群のうちから選ばれた１群または２群を含有できる。
ａ群：Cu：0.1〜１％、Cr：0.1〜１％、Ｖ：0.01〜１％のうちの１種または２種以上
ａ群のCu、Cr、Ｖ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１種または２種以上を含有できる。

Cuは、焼入れ性を高める元素であるが、0.1％未満では、この効果を発揮することができない。一方、1％を超えて含有すると、熱間加工性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Cuは0.1〜1％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜0.5％である。

Crは、Cu、と同様に焼入れ性を高める元素である。このような効果は0.1％以上の含有で認められる。一方、１％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、製造コストの高騰を招く。このため、Crは0.1〜１％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1％以上0.5％未満である。
Ｖは、Cu等と同様に、焼入れ性を高める元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められるが、１％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｖは0.01〜1％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.5％である。

ｂ群：Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種
ｂ群のCa、REMは、Ｓを固定し、靭性低下の原因となるMnSの生成を抑制する。このような効果は、Ca、REM 、それぞれ0.0002％以上の含有で認められる。しかし、Ca、REM をそれぞれ0.0050％を超えて含有すると、母材靭性が低下する。このため、Ca、REMをそれぞれ0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。

なお、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Al：0.035％未満、N：0.01％以下、O：0.01％以下、Zr：0.01％以下、Co：0.01％以下、Sn、Pb、Sb：各0.01％以下が許容できる。
また、本発明では、上記した範囲内の成分を含み、さらに溶接性改善の観点から、次（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑを0.60％以下に制限することが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Mn／6＋（Cu＋Ni）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／5 ………（１）
（ここで、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
炭素当量Ｃｅｑが大きくなると、溶接施工時に、予熱処理・後熱処理を施すことが必要となる。とくに、Ｃｅｑが0.60％を超えると、200℃の予熱を施しても溶接部に低温割れが起こる。このため、溶接作業性の観点から、Ｃｅｑを0.60％以下とすることが好ましい。また、予熱を省略する場合には、Ｃｅｑを0.43％以下とすることがより好ましい。

また、本発明の耐摩耗鋼板は、上記した組成を有し、さらに焼入れまま状態でのマルテンサイト相分率を板厚中心部で、体積率にして90％以上とする組織を有する。マルテンサイト相分率が90％未満では、所望の耐摩耗性、低温靭性を確保することが困難となる。なお、シャルピー衝撃試験の−40℃における吸収エネルギーが27Ｊ以上となる、更なる低温靭性の向上のために、旧γ粒径が30μm以下である組織を有する。

次に本発明の耐摩耗鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、転炉等公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法で鋼素材（スラブ）とすることが好ましい。本発明では、これら鋼素材を950〜1200℃に加熱し、仕上圧延出側温度が表面温度で950〜800℃の範囲の温度とする熱間圧延を施し、所望の板厚の鋼板とする。そして、得られた鋼板に、熱間圧延終了後直ちに焼入れる直接焼入れ処理を施す。直接焼入れ処理における冷却開始温度は、Ar_３変態点以上の温度とする。また、直接焼入れ処理における冷却では、鋼板を表面温度で200℃以上300℃以下の温度まで冷却させることが好ましい。なお、上記した直接焼入れ処理後に、300℃以下の低温で焼戻しても、本発明鋼板の特性を損なうことはない。

熱間圧延の加熱温度が、950℃未満では、被圧延材の変形抵抗が増大し、圧延機のロールを駆動するモータの負荷が大きくなって、圧延しにくくなる。一方、加熱温度が1200℃を超えると、鋼素材の結晶粒が粗大化し、その結果、圧延後の再結晶オーステナイト粒も粗大となり、直接焼入れ処理後の組織も粗大化して、低温靭性が低下する。
また、熱間圧延の仕上圧延出側温度が950℃を超えると、再結晶オーステナイト粒が粗大となり、直接焼入れ処理後の組織も粗大化し、低温靭性が低下する。一方、仕上圧延出側温度が800℃未満では、その後の直接冷却処理に際し、Ａr_３変態点以上の焼入れ開始温度を確保することが困難となる。

直接焼入れの冷却開始温度が、Ａr_３変態点未満では、焼入れまま状態でのマルテンサイト相分率を体積率にて90％以上とすることが難しく、表層部の硬さが所望の硬さを確保できなくなり、耐摩耗性が低下するとともに、低温靭性が低下する。なお、直接焼入れの冷却速度は、とくに限定する必要はないが、マルテンサイト相分率90％以上を確保するために、板厚中心部での平均冷却速度にして10℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、より好ましくは10〜80℃／ｓである。冷却速度は、差分法などによるシミュレーションにより求めることができる。

また、直接焼入れ処理の冷却停止温度が、300℃を超えると、マルテンサイト変態が完了せず、所望の硬さ以上の表層部硬さを確保することができなくなる。なお、冷却停止温度は、遅れ破壊の原因となる拡散性水素を除去する観点から、200℃以上とする。

表１に示す組成の溶鋼を溶製し、鋼素材（スラブ）とした。これら鋼素材（スラブ）に、表２に示す条件での加熱温度、仕上圧延出側温度での熱間圧延を施し、表２に示す板厚の熱延板としたのち、熱延板には、熱間圧延終了後、直ちに焼入れる直接焼入れ処理を施した。直接焼入れ処理の条件を表２に併記する。
得られた鋼板について、組織観察、表層部の硬さ試験、低温靭性試験、溶接性試験を実施した。試験方法は次の通りである。

（１）組織観察
得られた鋼板の先端部および尾端部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中央部の位置で、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（マルテンサイト分率）および平均旧γ粒径を求めた。なお、鋼板の先端部とは鋼板先端から0.5ｍの位置をいうものとする。また、鋼板の尾端部とは鋼板尾端から0.5ｍの位置をいうものとする。

（２）表層部の硬さ試験
得られた鋼板の先端部および尾端部から試験片を採取し、JIS Z 2243の規定に準拠して、ブリネル硬さ計（球圧子直径：10mm、試験力：29.42kN）で表層部の硬さHBW10/3000（ブリネル硬さ）を測定した。測定点は、表面でランダムに選んだ５点とし、その平均値を各鋼板の先端部および尾端部の表層部硬さHBW10/3000とした。

（３）低温靭性試験
得られた鋼板の先端部および尾端部から、JIS Z 2242−2005の規定に準拠してＶノッチ試験片を板厚の1／４ｔ部で長さ方向が圧延方向に平行になるように採取し、JIS Z 2242−2005の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施して破面遷移温度vTrsを求め、低温靭性を評価した。

（４）溶接性試験
得られた鋼板から、y形溶接割れ試験片を採取し、JIS Z 3158の規定に準拠し、予熱温度を25℃および200℃とするy形溶接割れ試験を実施し、試験片の割れの有無を調査し、溶接性を評価した。
得られた結果を表３に示す。

本発明の製造方法の条件を満たす鋼板No.のものは、鋼板の先端部および尾端部とも、高い表層部の硬さと優れた低温靭性を有している。また、本発明の製造方法の条件を満たす鋼板No.のものは、鋼板の先端部と尾端部とで低温靭性vTrsのバラツキが20℃以下と小さく、鋼板の長手方向での特性バラツキの少ない鋼板となっている。一方、本発明の製造方法あるいは好適範囲を外れる鋼板No.のものは、硬さが十分でない部分があるか、低温靭性が低下するか、および／または、鋼板の先端部および尾端部とで低温靭性のバラツキが大きくなっている。

14mm厚鋼板のvＥ_−４０に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。 25mm厚鋼板のvＥ_−４０に及ぼすMo含有量の影響を示すグラフである。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.10〜0.20％、 Si：0.05〜0.45％、
Mn：0.65〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Mo：0.10〜0.70％、
Ｂ：0.0003〜0.0020％
を含み、さらにTi：0.005〜0.03％および／またはAl：0.035〜0.1％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、直接焼入れ処理を施されてなり、焼入れ状態で90体積％以上のマルテンサイト相を有し、旧γ粒の平均粒径が30μm以下である組織を有することを特徴とする低温靭性に優れた耐摩耗鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.005〜0.05％を含有する組成とす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、下記ａ群〜ｂ群のうちから選ばれた１群または２群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。
記
ａ群：Cu：0.1〜１％、Cr：0.1〜１％、Ｖ：0.01〜１％のうちの１種または２種以上、
ｂ群：Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種
表層部の硬さが300HBW以上であ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。
質量％で、
Ｃ：0.10〜0.20％、 Si：0.05〜0.45％、
Mn：0.65〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Mo：0.10〜0.70％、
Ｂ：0.0003〜0.0020％
を含み、さらにTi：0.005〜0.03％および／またはAl：0.035〜0.1％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を950〜1200℃に加熱し、仕上圧延出側温度が表面温度で950〜800℃の範囲の温度とする熱間圧延を施し、鋼板としたのち、該鋼板に、前記熱間圧延終了後直ちに、冷却開始温度を表面温度でＡr _３変態点以上の温度とし、冷却停止温度を表面温度で200℃以上300℃以下の温度とする直接焼入れ処理を施すことを特徴とする低温靭性に優れた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：0.005〜0.05％を含有する組成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、下記ａ群〜ｂ群のうちから選ばれた１群または２群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。
記
ａ群：Cu：0.1〜１％、Cr：0.1〜１％、Ｖ：0.01〜１％のうちの１種または２種以上、
ｂ群：Ca：0.0002〜0.0050％、REM：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種