JP6135697B2 - 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents
低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、産業機械や運搬機械などに用いられる耐摩耗鋼板およびその製造方法に関し、優れた低温靭性を備え、溶接熱影響部や、ガス切断、プラズマ切断など熱溶断後の熱影響部で、３００〜４００℃程度の低温焼戻し脆化温度域に加熱された部位での遅れ破壊による割れの発生抑制に優れるものに関する。
鋼材の耐摩耗性は、硬度を高くすることにより向上し、耐摩耗性が要求される部材に使用される鋼材は、必要硬さに応じたＣ量を添加し、焼入処理または焼入焼戻し処理が施される。
しかし、高硬度の耐摩耗鋼板は、溶接やガス切断、プラズマ切断などにより３００〜４００℃程度の低温焼戻し脆化温度域に再加熱されると、常温への冷却後に遅れ割れの発生が懸念されるが、溶接やガス切断などの加工を避けることができず、上述の割れを防止することが課題である。低温焼戻し脆化温度域に再加熱された部分での遅れ破壊による割れを低温焼戻し脆化割れ、低温脆化割れと言う場合がある。
また、耐摩耗鋼板は０℃以下の低温域での作業に用いられることもあり、靭性の低い鋼板では使用中の脆性破壊の発生が問題になる。一般に、硬さを高めるためにＣ量を増加することや、焼入性を高めるために合金元素を添加することは、一方で材質を脆くして靭性が低下するようになる。耐摩耗鋼板に関しては種々の技術が提案されている。
例えば、特許文献１〜６で提案されている耐遅れ破壊特性に優れる耐摩耗鋼板は、製造ままの鋼板における耐遅れ破壊特性を改善するものであり、低温焼戻し脆化温度域に再加熱された部分での遅れ破壊特性の改善に関する検討がなされていない。
低温靭性に優れる耐摩耗鋼板に関しては、例えば、特許文献７、特許文献８、特許文献９などではＣｒやＭｏなどの合金元素を多量に添加することで耐摩耗鋼板の靭性を向上させる技術が開示されている。これらの技術においてＣｒは焼入れ性の向上が目的で、Ｍｏは焼入れ性を向上させると同時に粒界強度を改善する目的で添加されている。また、特許文献７、８では、焼戻し熱処理を実施することにより低温靭性を改善している。
一方、製造プロセスを工夫した技術として特許文献１０に開示されたものがあり、熱間圧延工程でオースフォームを利用することで旧γ粒を展伸させて靭性を改善することが開示されている。低温脆化割れを抑制する技術として特許文献１１にマルテンサイトを基地組織とし、その旧オーステナイト粒径を３０μｍ以下とすることにより、割れを抑制するとともに靭性の向上を図る技術が開示されている。
しかしながら、特許文献７〜９に記載された耐摩耗鋼は合金元素の多量添加により粒界強度を強化して靭性を向上させるもので、合金元素添加コストが高くなる。特許文献７や特許文献８記載の耐摩耗鋼は、焼戻し熱処理を実施するため硬度が低下し、耐摩耗性への悪影響が避けられない。
また、特許文献１０に記載された耐摩耗鋼の製造方法は、熱間圧延工程でオースフォームを利用するため、低温仕上げで、製造性が悪く、さらに安定製造のために厳密な温度管理が必要であり、実製造上必ずしも容易なプロセスではない。
特許文献１１に記載の耐摩耗鋼板の製造方法は、詳細な記載がないが、所望の結晶粒径のミクロ組織を得るためには、エネルギー多消費型の圧延後再加熱焼入れを行うプロセスか、直接焼入れにより製造するものと推測され、直接焼入れの場合には、低温での圧延や大きな圧下率など、厳密な製造条件管理が必要とされることに加え、圧延能率を阻害し、圧延設備への負荷も大きい。
また、結晶粒径を小さくすることは、変態組織を得る際の核生成サイトを増やすことになり、焼入性を低下させることにつながるため、焼入性を確保するための合金元素の添加量が増え、製造コストが増加する可能性がある。
上述したように、溶接や溶断の熱影響により低温焼戻し脆化温度域に加熱された領域での、常温に冷却後の遅れ破壊が抑制され、優れた低温靭性を備えた、安価な耐摩耗鋼板を製造する技術は確立されていない。
そこで、本発明は、安価な成分組成で、優れた低温靭性を備えた、耐低温焼戻し脆化割れ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。本発明は、表面硬度が、ブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上４５０ＨＢＷ１０／３０００以下の硬さの耐摩耗鋼を対象とする。
発明者らは、上記目的を達成するために、耐摩耗鋼における耐低温焼戻し脆化割れ特性及び低温靭性に影響する各種要因について、鋭意検討し、厚鋼板の中で脆化感受性の高い、中心偏析帯の中心偏析を低減することが重要で、Ｐを０．００６％未満に低減することに加え、偏析元素を制御することで低温焼戻し脆化割れを抑制できることを見出した。
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．１７５％以上０．２５０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３５〜１．５０％、Ｐ：０．００６％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、さらに（１）式および（２）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織が旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織で、ベイナイト中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％未満であり、表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上４５０ＨＢＷ１０／３０００以下であることを特徴とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板。
ＤＩＨ＝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）≧４５・・・（１）
ＣＥＳ＝５．５×Ｃ４／３＋７５．５×Ｐ＋０．９０×Ｍｎ＋０．１２×Ｎｉ＋０．５３×Ｍｏ≦２．５０・・・（２）
各式において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。
２．上記成分に加えて、質量％でＭｏ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐摩耗鋼板。
３．上記成分に加えて、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８０％の中から選ばれる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に記載の耐摩耗鋼板。
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．１７５％以上０．２５０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３５〜１．５０％、Ｐ：０．００６％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、さらに（１）式および（２）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織が旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織で、ベイナイト中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％未満であり、表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上４５０ＨＢＷ１０／３０００以下であることを特徴とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板。
ＤＩＨ＝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）≧４５・・・（１）
ＣＥＳ＝５．５×Ｃ４／３＋７５．５×Ｐ＋０．９０×Ｍｎ＋０．１２×Ｎｉ＋０．５３×Ｍｏ≦２．５０・・・（２）
各式において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。
２．上記成分に加えて、質量％でＭｏ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐摩耗鋼板。
３．上記成分に加えて、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８０％の中から選ばれる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に記載の耐摩耗鋼板。
４．１乃至３のいずれか一つに記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、鋼素材を１０５０℃〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、板厚の１／２位置において２℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。
５．板厚の１／４位置および３／４位置での前記ミクロ組織が、旧オーステナイト平均粒径が３０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が３０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織で、ベイナイト中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％未満であることを特徴とする１〜３のいずれか一つに記載の耐摩耗鋼板。
６．５に記載の耐摩耗鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１０５０℃〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜６５％となる熱間圧延を施し、表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、板厚の１／２位置において２℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。
鋼素材を１０５０℃〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜６５％となる熱間圧延を施し、表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、板厚の１／２位置において２℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却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、溶接や溶断による熱影響で低温焼戻しを受けた領域における耐遅れ割れ特性に優れ、且つ低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法として、環境への負荷が小さい製造方法が得られ、産業上格段の効果を奏する。
本発明では成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］
以下の説明で％は、いずれも質量％とする。
［成分組成］
以下の説明で％は、いずれも質量％とする。
Ｃ：０．１７５％以上０．２５０％未満
Ｃは、マトリクス硬度を高硬度化させ耐摩耗性を向上させる元素である。ブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上の硬さで耐摩耗性を実現するためには、Ｃ含有量を０．１７５％以上にすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％以上になると、硬さが高くなりすぎ低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１７５％以上、０．２５０％未満とした。なお、好ましくは、０．１７５〜０．２３０％である。より好ましくは０．１７５〜０．２２０％である。
Ｃは、マトリクス硬度を高硬度化させ耐摩耗性を向上させる元素である。ブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上の硬さで耐摩耗性を実現するためには、Ｃ含有量を０．１７５％以上にすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％以上になると、硬さが高くなりすぎ低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１７５％以上、０．２５０％未満とした。なお、好ましくは、０．１７５〜０．２３０％である。より好ましくは０．１７５〜０．２２０％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、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。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であるが、１．００％を超える含有は、延性、靭性を低下させ、さらに介在物量が増加する。このため、Ｓｉは０．０５〜１．００％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．１０〜０．４０％である。
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、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。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であるが、１．００％を超える含有は、延性、靭性を低下させ、さらに介在物量が増加する。このため、Ｓｉは０．０５〜１．００％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．１０〜０．４０％である。
Ｍｎ：０．３５〜１．５０％
Ｍｎは、Ｐの粒界偏析を助長し、遅れ破壊を発生しやすくする。しかしながら、本発明ではＰ含有量を０．００６％未満にすることで、比較的安価な元素であるＭｎを添加し、焼入性を高めることを可能としている。一方、焼入れ性確保のためには、一定量を添加することが必要であり、また、合金コスト低減の観点からも、Ｍｎ添加は望ましく、Ｍｎ含有量は０．３５〜１．５０％に限定する。好ましくは、０．６０％〜１．４０％である。
Ｍｎは、Ｐの粒界偏析を助長し、遅れ破壊を発生しやすくする。しかしながら、本発明ではＰ含有量を０．００６％未満にすることで、比較的安価な元素であるＭｎを添加し、焼入性を高めることを可能としている。一方、焼入れ性確保のためには、一定量を添加することが必要であり、また、合金コスト低減の観点からも、Ｍｎ添加は望ましく、Ｍｎ含有量は０．３５〜１．５０％に限定する。好ましくは、０．６０％〜１．４０％である。
Ｐ：０．００６％未満
Ｐは粒界に偏析し遅れ破壊発生の起点となる。また、Ｐは中心偏析部に濃化し、中心偏析部の硬さを高め、低温焼戻し脆化感受性を高める。Ｐ含有量を０．００６％未満にすることで、溶接やガス切断による熱影響で低温焼戻しを受けた領域における耐低温焼戻し脆化割れ特性が高まるため、Ｐ含有量は０．００６％未満とする。
Ｐは粒界に偏析し遅れ破壊発生の起点となる。また、Ｐは中心偏析部に濃化し、中心偏析部の硬さを高め、低温焼戻し脆化感受性を高める。Ｐ含有量を０．００６％未満にすることで、溶接やガス切断による熱影響で低温焼戻しを受けた領域における耐低温焼戻し脆化割れ特性が高まるため、Ｐ含有量は０．００６％未満とする。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、０．００５％を超えて含有するとＭｎＳを形成し、破壊の発生起点となるため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、０．００５％を超えて含有するとＭｎＳを形成し、破壊の発生起点となるため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると鋼の清浄度を低下させるともに、靭性を低下させるので、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４０％である。
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると鋼の清浄度を低下させるともに、靭性を低下させるので、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４０％である。
Ｃｒ：０．１０〜１．００％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有し、このような効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とするが、１．００％を超える含有は、溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ含有量を０．１０〜１．００％の範囲に限定する。好ましくは０．１０〜０．８０％である。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる効果を有し、このような効果を得るためには、０．１０％以上の含有を必要とするが、１．００％を超える含有は、溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ含有量を０．１０〜１．００％の範囲に限定する。好ましくは０．１０〜０．８０％である。
Ｎｂ：０．００５％〜０．０２４％
Ｎｂは、炭窒化物あるいは炭化物として析出し、組織を微細化し、遅れ破壊発生を抑制する効果を有する。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上にすることが必要である。一方、Ｎｂ含有量が０．０２４％を超えると粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがあるため、Ｎｂ含有量は０．００５％〜０．０２４％とする。好ましくは０．０１０〜０．０２０％である。
Ｎｂは、炭窒化物あるいは炭化物として析出し、組織を微細化し、遅れ破壊発生を抑制する効果を有する。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上にすることが必要である。一方、Ｎｂ含有量が０．０２４％を超えると粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがあるため、Ｎｂ含有量は０．００５％〜０．０２４％とする。好ましくは０．０１０〜０．０２０％である。
Ｔｉ：０．００５％〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｎを固定することにより、ＢＮ析出を抑制しＢの焼入れ性向上効果を助長する効果を有する。そ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、０．０５０％を超えて含有すると、ＴｉＣを析出し母材靭性を劣化させるため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０５０％とする。好ましくは０．０１０〜０．０２０％である。
Ｔｉは、Ｎを固定することにより、ＢＮ析出を抑制しＢの焼入れ性向上効果を助長する効果を有する。そ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、０．０５０％を超えて含有すると、ＴｉＣを析出し母材靭性を劣化させるため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０５０％とする。好ましくは０．０１０〜０．０２０％である。
Ｂ：０．０００３％〜０．００３０％
Ｂは、微量添加により、焼入れ性を著しく改善する。その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上にすることが必要である。また、Ｂ含有量が０．０００３％未満では焼入れ性が十分ではなく、ベイナイト変態が高温で起こるため、ベイナイト中の島状マルテンサイトが増加し靭性が低下する。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると溶接性が劣化するため、Ｂ含有量は０．０００３％〜０．００３０％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２０％である。より好ましくは０．００１０〜０．００２０％である。
Ｂは、微量添加により、焼入れ性を著しく改善する。その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上にすることが必要である。また、Ｂ含有量が０．０００３％未満では焼入れ性が十分ではなく、ベイナイト変態が高温で起こるため、ベイナイト中の島状マルテンサイトが増加し靭性が低下する。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると溶接性が劣化するため、Ｂ含有量は０．０００３％〜０．００３０％とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２０％である。より好ましくは０．００１０〜０．００２０％である。
Ｎ：０．００１０〜０．００８０％
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる効果があるため添加する。Ｎ含有量が０．００１０％未満では、結晶粒の微細化に必要な析出物が形成されず、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させることから、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００８０％とする。好ましくは０．００１０〜０．００５０％である。
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる効果があるため添加する。Ｎ含有量が０．００１０％未満では、結晶粒の微細化に必要な析出物が形成されず、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させることから、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００８０％とする。好ましくは０．００１０〜０．００５０％である。
ＤＩＨ＝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）≧４５・・・（１）
式（１）において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。
式（１）において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。
ＤＩＨが４５未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍを下回り、耐摩耗鋼としての寿命が短くなる。そのため、ＤＩＨは４５以上とする。好ましくは５５以上である。
ＣＥＳ＝５．５×Ｃ４／３＋７５．５×Ｐ＋０．９０×Ｍｎ＋０．１２×Ｎｉ＋０．５３×Ｍｏ≦２．５０・・・（２）
式（２）において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。
式（２）において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。
連続鋳造法により製造された鋼板に存在する中心偏析は、厚鋼板で脆化感受性が高い部分であり、中心偏析を低減することにより低温焼戻し脆化割れを抑制することが可能となる。式（２）は中心偏析に濃化しやすい成分の影響を示す関係式であり、実験的に求められたものである。ブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上の硬さの耐摩耗鋼では、式（２）により求められる値が２．５０を超えると中心偏析で低温焼戻し脆化割れが発生するので２．５０以下とする。好ましくは２．３０以下である。
以上が本発明の基本成分組成で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。更に特性を向上させる場合、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加する。
Ｍｏ：０．０５〜０．８０％
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるために特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％以上の含有を必要とするが、０．８０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．８０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．７０％である。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させるために特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％以上の含有を必要とするが、０．８０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．８０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５〜０．７０％である。
Ｖ：０．００５〜０．１０％
Ｖは、焼入れ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、０．００５％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量を０．００５〜０．１０％の範囲に限定することが好ましい。
Ｖは、焼入れ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、０．００５％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｖを添加する場合は、Ｖ含有量を０．００５〜０．１０％の範囲に限定することが好ましい。
Ｃｕ：０．１０〜１．００％
Ｃｕは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、この効果を得るために０．１０％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ含有量を０．１０〜１．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．５０％である。
Ｃｕは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、この効果を得るために０．１０％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ含有量を０．１０〜１．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜０．５０％である。
Ｎｉ：０．１０〜２．００％
Ｎｉは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は０．１０％以上の含有で顕著となる。一方、２．００％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ含有量を０．１０〜２．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜１．００％である。
Ｎｉは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は０．１０％以上の含有で顕著となる。一方、２．００％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ含有量を０．１０〜２．００％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１０〜１．００％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８０％
ＣａやＭｇ、ＲＥＭは、Ｓと結合し、ＭｎＳ生成を抑制する。この効果を得るためには、夫々、０．０００５％以上の含有を必要とするが、Ｃａは０．００４０％を超えると、Ｍｇは０．００５０％を超えると、ＲＥＭは０．００８０％を超えると鋼の清状度を劣化させる。そのため、添加する場合は、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．００８０％とする。
ＣａやＭｇ、ＲＥＭは、Ｓと結合し、ＭｎＳ生成を抑制する。この効果を得るためには、夫々、０．０００５％以上の含有を必要とするが、Ｃａは０．００４０％を超えると、Ｍｇは０．００５０％を超えると、ＲＥＭは０．００８０％を超えると鋼の清状度を劣化させる。そのため、添加する場合は、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．００８０％とする。
［ミクロ組織］
本発明に係る耐摩耗鋼板は、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織を旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織とする。板厚方向で均一な耐摩耗性を確保するため、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織を規定する。さらに、優れた低温靭性を確保するため、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織とし、ベイナイト中の島状マルテンサイトの面積分率を組織全体に対して５％未満に規定する。なお、マルテンサイト、ベイナイトとも、旧オーステナイト平均粒径は２０〜６０μｍとする。
本発明に係る耐摩耗鋼板は、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織を旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織とする。板厚方向で均一な耐摩耗性を確保するため、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織を規定する。さらに、優れた低温靭性を確保するため、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織とし、ベイナイト中の島状マルテンサイトの面積分率を組織全体に対して５％未満に規定する。なお、マルテンサイト、ベイナイトとも、旧オーステナイト平均粒径は２０〜６０μｍとする。
マルテンサイト単相組織、または、マルテンサイトとベイナイトの混合組織
本発明に係る耐摩耗鋼板は、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織を、マルテンサイト単相組織、または、マルテンサイトとベイナイトの混合組織とする。これは、表面の硬度をブリネル硬さで４００HBW１０／３０００以上とし、耐摩耗特性を確保するためである。マルテンサイトは硬度が高く、耐摩耗特性の観点および後述する島状マルテンサイトの生成を抑制する観点からはマルテンサイト単相が好ましいが、ベイナイトも硬度が高く耐摩耗性に優れ、マルテンサイトよりも靭性に優れるため、マルテンサイトとベイナイトの混合組織としてもよい。
本発明に係る耐摩耗鋼板は、板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織を、マルテンサイト単相組織、または、マルテンサイトとベイナイトの混合組織とする。これは、表面の硬度をブリネル硬さで４００HBW１０／３０００以上とし、耐摩耗特性を確保するためである。マルテンサイトは硬度が高く、耐摩耗特性の観点および後述する島状マルテンサイトの生成を抑制する観点からはマルテンサイト単相が好ましいが、ベイナイトも硬度が高く耐摩耗性に優れ、マルテンサイトよりも靭性に優れるため、マルテンサイトとベイナイトの混合組織としてもよい。
旧オーステナイト平均粒径：２０〜６０μｍ
旧オーステナイト平均粒径は、本発明の場合、焼入れによりオーステナイトがマルテンサイトあるいはベイナイトに変態する直前のオーステナイトの平均粒径である。オーステナイト粒界はフェライト変態の核生成サイトとして作用するため、オーステナイト粒径が小さくなりオーステナイト粒界の面積が増大すると、フェライト変態が起こりやすくなり、焼入れ性が低下する。このため、旧オーステナイト平均粒径が２０μｍ未満であると、焼入れ性が低下して、所望の硬度が得られなくなる。したがって、旧オーステナイト平均粒径は２０μｍ以上とする。さらに、十分に焼入れ性を確保し板厚の１／４位置および３／４位置の硬度を確保して、板厚の１／４位置および３／４位置の耐摩耗性を向上させるためには、旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以上とすることが好ましい。板厚の１／４位置および３／４位置の硬度はブリネル硬さで３５０ＨＢＷ１０／３０００以上が好ましい。
旧オーステナイト平均粒径は、本発明の場合、焼入れによりオーステナイトがマルテンサイトあるいはベイナイトに変態する直前のオーステナイトの平均粒径である。オーステナイト粒界はフェライト変態の核生成サイトとして作用するため、オーステナイト粒径が小さくなりオーステナイト粒界の面積が増大すると、フェライト変態が起こりやすくなり、焼入れ性が低下する。このため、旧オーステナイト平均粒径が２０μｍ未満であると、焼入れ性が低下して、所望の硬度が得られなくなる。したがって、旧オーステナイト平均粒径は２０μｍ以上とする。さらに、十分に焼入れ性を確保し板厚の１／４位置および３／４位置の硬度を確保して、板厚の１／４位置および３／４位置の耐摩耗性を向上させるためには、旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以上とすることが好ましい。板厚の１／４位置および３／４位置の硬度はブリネル硬さで３５０ＨＢＷ１０／３０００以上が好ましい。
また、マルテンサイトおよびベイナイトは、原子の長距離拡散を伴わずに剪断的にオーステナイトから変態した変態生成相である。このため、マルテンサイトおよびベイナイトは変態前のオーステナイト粒界が保存されているので、旧オーステナイト粒径は組織観察により容易に測定できる。マルテンサイト変態またはベイナイト変態により、オーステナイト結晶粒は、ほぼ同じ結晶方位を有する下部組織（ラス）の集団であるブロックまたはパケットに分断される。したがって、オーステナイト粒径が小さくなると必然的にブロックまたはパケットの粒径も小さくなる。ブロックまたはパケットは脆性破壊における破面単位であるので、オーステナイト粒径が小さくなると、破面単位が小さくなり靭性が向上する。また、低温焼き戻し脆化温度域に加熱された領域の遅れ破壊は旧オーステナイト粒界にＰが偏析することにより助長されるため、旧オーステナイト粒径が小さくなり、粒界面積の拡大によりＰの粒界濃度が低下するほど、耐低温焼戻し脆化割れ特性も向上する。したがって、靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性の観点からは旧オーステナイト平均粒径が小さいほどよい。しかし、本発明では、Ｐを０．００６％未満に低減することに加え、ＣＥＳ値により、偏析元素を制限しているため、旧オーステナイト平均粒径が２０μｍ以上であっても、十分な靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性が得られる。しかし、旧オーステナイト平均粒径が６０μｍを超えると、十分な靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性が得られないので、旧オーステナイト平均粒径は６０μｍ以下とする。好ましくは４０μｍ以下である。
島状マルテンサイト：組織全体に対する面積分率５％未満
一般的に島状マルテンサイトは主にベイナイト組織中に生成する。ベイナイトの変態温度が高いと、ベイナイトラス間あるいは粒界に島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成することがある。島状マルテンサイトが生成するとシャルピー衝撃試験における脆性−延性遷移温度が高温に移動し、十分な低温靭性が得られなくなるので、組織全体に対する面積分率で５％未満とする。島状マルテンサイトは靭性を低下させるので、少ないほど好ましく、全くなくともよい。
一般的に島状マルテンサイトは主にベイナイト組織中に生成する。ベイナイトの変態温度が高いと、ベイナイトラス間あるいは粒界に島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成することがある。島状マルテンサイトが生成するとシャルピー衝撃試験における脆性−延性遷移温度が高温に移動し、十分な低温靭性が得られなくなるので、組織全体に対する面積分率で５％未満とする。島状マルテンサイトは靭性を低下させるので、少ないほど好ましく、全くなくともよい。
［製造方法］
本発明に係る耐摩耗鋼板は、上述した成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経て鋼素材（スラブ）とした後、熱間圧延して製造する。
本発明に係る耐摩耗鋼板は、上述した成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経て鋼素材（スラブ）とした後、熱間圧延して製造する。
スラブ加熱温度：１０５０℃〜１２００℃
本発明の場合、圧延時の加熱温度が鋼板の機械的特性に及ぼす影響は小さい。しかしながら、厚肉材において、加熱温度が低すぎる場合や、圧下量が不十分な場合、板厚中央部に鋼塊製造時の初期欠陥が残存し、鋼板の内質が著しく低下する。スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるため、加熱温度を１０５０℃以上とする。
本発明の場合、圧延時の加熱温度が鋼板の機械的特性に及ぼす影響は小さい。しかしながら、厚肉材において、加熱温度が低すぎる場合や、圧下量が不十分な場合、板厚中央部に鋼塊製造時の初期欠陥が残存し、鋼板の内質が著しく低下する。スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるため、加熱温度を１０５０℃以上とする。
しかし、過度の高温加熱は凝固時に析出したＴｉＮなどの析出物が粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下し、高温ではスラブ表面のスケールが厚く生成し、圧延時に表面疵の発生原因になること、及び省エネルギーの観点から、加熱温度を１２００℃以下とする。
９５０℃以上の温度域における累積圧下率：３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率：３０〜７０％
熱間圧延は、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％とする。９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％未満であると、引き続き９４０℃未満の温度域における圧延で、累積圧下率が本発明の範囲である７０％以下で、スラブを目的の板厚の鋼板に圧延することが困難となるため、９５０℃以上の温度域における累積圧下率は３０％以上とする。また、９５０℃以上の高温域では、圧延により導入される転位によって元素の拡散が促進される。このため、中央偏析を低減するためにも、９５０℃以上の温度域における累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０％未満であると旧オーステナイト平均粒径が目標である６０μｍ以下にならないため、３０％以上とする。また、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が７０％を超えると、旧オーステナイト平均粒径が目標である２０μｍ以上にならないため、７０％以下とする。板厚の１／４位置および３／４位置の耐摩耗性を向上させる目的で、旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以上とするためには、９４０℃未満の温度域における累積圧下率は６５％以下とすることが好ましい。
熱間圧延は、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％とする。９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％未満であると、引き続き９４０℃未満の温度域における圧延で、累積圧下率が本発明の範囲である７０％以下で、スラブを目的の板厚の鋼板に圧延することが困難となるため、９５０℃以上の温度域における累積圧下率は３０％以上とする。また、９５０℃以上の高温域では、圧延により導入される転位によって元素の拡散が促進される。このため、中央偏析を低減するためにも、９５０℃以上の温度域における累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０％未満であると旧オーステナイト平均粒径が目標である６０μｍ以下にならないため、３０％以上とする。また、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が７０％を超えると、旧オーステナイト平均粒径が目標である２０μｍ以上にならないため、７０％以下とする。板厚の１／４位置および３／４位置の耐摩耗性を向上させる目的で、旧オーステナイト平均粒径を３０μｍ以上とするためには、９４０℃未満の温度域における累積圧下率は６５％以下とすることが好ましい。
圧延終了温度：Ａｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下
鋼板の表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で圧延を終了する。鋼板の表面温度がＡｒ３＋８０℃より低くなると直接焼入れの冷却開始温度を安定してＡｒ３点以上とすることが困難となる。直接焼入れの冷却開始温度がＡｒ３点未満になるとフェライトが生成し、硬さが低下して目標とする表面硬度が得られなくなる。また、圧延終了温度がＡｒ３＋１８０℃を超えると旧オーステナイト粒径が粗大化し、６０μｍを超えるため靭性が低下する。なお、Ａｒ３は各鋼より熱膨張測定用のサンプルを採取し、オーステナイト温度からの冷却時の熱膨張曲線により測定することができる。
鋼板の表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で圧延を終了する。鋼板の表面温度がＡｒ３＋８０℃より低くなると直接焼入れの冷却開始温度を安定してＡｒ３点以上とすることが困難となる。直接焼入れの冷却開始温度がＡｒ３点未満になるとフェライトが生成し、硬さが低下して目標とする表面硬度が得られなくなる。また、圧延終了温度がＡｒ３＋１８０℃を超えると旧オーステナイト粒径が粗大化し、６０μｍを超えるため靭性が低下する。なお、Ａｒ３は各鋼より熱膨張測定用のサンプルを採取し、オーステナイト温度からの冷却時の熱膨張曲線により測定することができる。
冷却速度：２℃／ｓ以上、冷却停止温度：３００℃以下
圧延終了後、直ちに、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、鋼板の板厚の１／２位置で２℃／ｓ以上の冷却速度で板厚の１／２位置の温度が３００℃以下まで冷却する。鋼板の板厚の１／２位置の冷却速度が２℃／ｓ未満では、板厚の１／４位置および板厚の３／４位置で島状マルテンサイト（ＭＡ）が、組織全体に対する面積分率で５％以上となり、低温靭性が低下する。このため鋼板の板厚の１／２位置の冷却速度は２℃／ｓ以上とする。好ましくは５℃／ｓ以上である。なお、上記冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、実現可能な冷却速度である１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、板厚の１／２位置の温度が３００℃を超える温度で冷却を停止すると、板厚中央でマルテンサイト組織が得られない上、ベイナイト中のＭＡが多くなり靭性が低下する。また、板厚の１／４位置および板厚の３／４位置で島状マルテンサイト（ＭＡ）が、組織全体に対する面積分率で５％以上となり、低温靭性が低下する。
圧延終了後、直ちに、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、鋼板の板厚の１／２位置で２℃／ｓ以上の冷却速度で板厚の１／２位置の温度が３００℃以下まで冷却する。鋼板の板厚の１／２位置の冷却速度が２℃／ｓ未満では、板厚の１／４位置および板厚の３／４位置で島状マルテンサイト（ＭＡ）が、組織全体に対する面積分率で５％以上となり、低温靭性が低下する。このため鋼板の板厚の１／２位置の冷却速度は２℃／ｓ以上とする。好ましくは５℃／ｓ以上である。なお、上記冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、実現可能な冷却速度である１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、板厚の１／２位置の温度が３００℃を超える温度で冷却を停止すると、板厚中央でマルテンサイト組織が得られない上、ベイナイト中のＭＡが多くなり靭性が低下する。また、板厚の１／４位置および板厚の３／４位置で島状マルテンサイト（ＭＡ）が、組織全体に対する面積分率で５％以上となり、低温靭性が低下する。
なお、板厚の１／２位置の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚の１／２位置の温度が求められる。
表１に示した成分組成を有する鋼Ａ〜Ｎを連続鋳造によりスラブとし、表２に示す条件で熱間圧延を施し板厚２５〜１００ｍｍの鋼板とした。各鋼のＡｒ３点も表２に示す。圧延直後に表２に示す条件で水冷（直接焼入れ；ＤＱ）を行った。得られた鋼板について、旧オーステナイト粒径測定、ＭＡ分率、表面硬度測定、シャルピ−衝撃試験、低温焼戻し脆化割れ試験を下記の要領で実施した。
［組織観察］
（１）組織観察
得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食（ナイタール腐食液）して、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて位置を鋼板の板厚の１／４位置および３／４位置を中心として、観察し撮像し、画像解析により各相の同定をした。なお、撮像は板厚の１／４位置および３／４位置とも５視野以上で行った。１視野の面積は約２５０μｍ（板厚方向）×４００μｍ（圧延方向）であった。
（１）組織観察
得られた鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食（ナイタール腐食液）して、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて位置を鋼板の板厚の１／４位置および３／４位置を中心として、観察し撮像し、画像解析により各相の同定をした。なお、撮像は板厚の１／４位置および３／４位置とも５視野以上で行った。１視野の面積は約２５０μｍ（板厚方向）×４００μｍ（圧延方向）であった。
［旧オーステナイト粒径測定］
組織観察に用いた試験片を再度、研磨後に、ピクリン酸により腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、板厚の１／４位置および３／４位置における旧オーステナイト粒径を測定した。光学顕微鏡で４００倍で観察し、１００個の旧オーステナイト粒の各々の円相当粒径を測定し、それらの平均値を旧オーステナイト粒径とした。
［ＭＡ分率］
鋼板の板厚の１／４位置および３／４位置において、２段エッチング法により島状マルテンサイト（ＭＡ）を現出したのち、ベイナイト組織となっている箇所のＳＥＭの２０００倍の写真をトレースし、画像解析により算出した。なお、ＭＡの分率は組織全体に対する面積分率である。
［表面硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。測定は、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。なお、表層下の表面硬度とは表面の酸化層を除去し、さらに鉄地を表面から板厚方向に０．５ｍｍだけ研削除去した面の表面硬さである。
［シャルピー衝撃試験］
ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠し、板厚の１／４位置および３／４位置から各３本試験片を採取し、−４０℃で試験を実施した。板厚の１／４位置および３／４位置の試験片の吸収エネルギーの平均値の目標値を５０Ｊ以上とした。
組織観察に用いた試験片を再度、研磨後に、ピクリン酸により腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、板厚の１／４位置および３／４位置における旧オーステナイト粒径を測定した。光学顕微鏡で４００倍で観察し、１００個の旧オーステナイト粒の各々の円相当粒径を測定し、それらの平均値を旧オーステナイト粒径とした。
［ＭＡ分率］
鋼板の板厚の１／４位置および３／４位置において、２段エッチング法により島状マルテンサイト（ＭＡ）を現出したのち、ベイナイト組織となっている箇所のＳＥＭの２０００倍の写真をトレースし、画像解析により算出した。なお、ＭＡの分率は組織全体に対する面積分率である。
［表面硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度を測定した。測定は、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。なお、表層下の表面硬度とは表面の酸化層を除去し、さらに鉄地を表面から板厚方向に０．５ｍｍだけ研削除去した面の表面硬さである。
［シャルピー衝撃試験］
ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠し、板厚の１／４位置および３／４位置から各３本試験片を採取し、−４０℃で試験を実施した。板厚の１／４位置および３／４位置の試験片の吸収エネルギーの平均値の目標値を５０Ｊ以上とした。
［低温焼戻し脆化割れ試験］
中心偏析部を含む板厚の中央部からＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験片を各３本採取し、４００℃で１０分間の熱処理を施し、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を実施し、破面観察を行った。一部でも粒界破面が観察されれば、低温焼戻し脆化感受性が高いと判断した。
得られた結果を表３に示す。
中心偏析部を含む板厚の中央部からＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されたシャルピー衝撃試験片を各３本採取し、４００℃で１０分間の熱処理を施し、−１９６℃でシャルピー衝撃試験を実施し、破面観察を行った。一部でも粒界破面が観察されれば、低温焼戻し脆化感受性が高いと判断した。
得られた結果を表３に示す。
実施例Ｎｏ．１および９〜１５は、本発明範囲内の鋼Ａ〜Ｆを用い、本発明範囲内の製造条件で製造したもので、良好な表面硬さと低温靭性が得られ、低温焼戻し脆化割れ試験においても粒界破面が観察されなかった。
実施例Ｎｏ．２〜８は、本発明範囲内の鋼Ａを用いたが、本発明範囲外の製造条件で製造したものである。実施例Ｎｏ．２は９５０℃以上の累積圧下率が、本発明範囲を下まわり、９４０℃未満の累積圧下率が、本発明範囲を超え、表面硬度が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．３は９４０℃未満の累積圧下率が、本発明範囲を超えており、表面硬度が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．４は９４０℃未満の累積圧下率が、本発明範囲未満であり、低温靭性が目標値を満足しない上、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察される。実施例Ｎｏ．５は熱間圧延終了温度が、本発明範囲を超え、低温靭性が目標値を満足しない上、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察される。実施例Ｎｏ．６は熱間圧延終了温度が、本発明範囲を下回り、このため冷却開始温度もＡｒ３点を下回り、表面硬度が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．７は熱間圧延後の冷却速度が、本発明範囲を下回り、表面硬度が目標値を満足しない上、低温靭性が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．８は冷却停止温度が、本発明範囲を超え、低温靭性が目標値を満足しない。
実施例Ｎｏ．１６、１７は、Ｃ量が本発明範囲外の鋼Ｇ、Ｈを用い、実施例Ｎｏ．１６は表面硬度が目標値を満足せず、実施例Ｎｏ．１７は表面硬さが目標を上回り低温靭性が目標を満足しない。実施例Ｎｏ．１８は、Ｐ量が本発明範囲外の鋼Ｉ、実施例Ｎｏ．１９は、Ｍｎ量が本発明範囲外の鋼Ｊを用い、それぞれ、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察された。
実施例Ｎｏ．２０は、Ｂ量が本発明範囲外の鋼Ｋを用い、低温靭性が低い。実施例Ｎｏ．２１はＤＩＨ値が本発明範囲外の鋼Ｌで、表面硬さが低い。実施例Ｎｏ．２２は、ＣＥＳ値が本発明範囲外の鋼Ｍを用い、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察された。実施例Ｎｏ．２３は、Ｎｂ量が本発明範囲外の鋼Ｎを用い、低温靭性が低い。
実施例１と同様に、表１に示した成分組成を有する鋼Ａ〜Ｎを連続鋳造によりスラブとし、表４に示す条件で熱間圧延を施し板厚２５〜１００ｍｍの鋼板とした。各鋼のＡｒ３点も表４に示す。圧延直後に表４に示す条件で水冷（直接焼入れ；ＤＱ）を行った。得られた鋼板について、組織観察、旧オーステナイト粒径測定、ＭＡ分率、表面硬度測定、シャルピ−衝撃試験、低温焼戻し脆化割れ試験を実施例１と同様の要領で実施した。さらに板厚の１／４位置および３／４位置硬度測定を下記の要領で実施した。
［板厚の１／４位置および３／４位置硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、板厚の１／４位置および３／４位置の硬度を測定した。測定は、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。板厚の１／４位置および３／４位置の表面硬度は、鋼板表面より板厚方向に切削して板厚の１／４位置の面および３／４位置の面が表面となるようにして、これらの面の表面硬度を測定した。
得られた結果を表５に示す。
［板厚の１／４位置および３／４位置硬度測定］
ＪＩＳ規格Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、板厚の１／４位置および３／４位置の硬度を測定した。測定は、１０ＭＭのタングステン硬球を使用し、荷重は３０００Ｋｇｆとした。板厚の１／４位置および３／４位置の表面硬度は、鋼板表面より板厚方向に切削して板厚の１／４位置の面および３／４位置の面が表面となるようにして、これらの面の表面硬度を測定した。
得られた結果を表５に示す。
実施例Ｎｏ．２４、２５および３３〜４０は、本発明範囲内の鋼Ａ〜Ｆを用い、本発明範囲内の製造条件で製造したもので、良好な表面硬さと低温靭性が得られ、低温焼戻し脆化割れ試験においても粒界破面が観察されなかった。また、実施例Ｎｏ．２４に対して累計圧下率が低い実施例Ｎｏ．２５、および、実施例Ｎｏ．３５に対して累計圧下率が低い実施例Ｎｏ．３６については、旧オーステナイト粒径が粗大になり、板厚１／４位置および板厚３／４位置の硬度が高くなっている。
実施例Ｎｏ．２６〜３２は、本発明範囲内の鋼Ａを用いたが、本発明範囲外の製造条件で製造したものである。実施例Ｎｏ．２６は９５０℃以上の累積圧下率が、本発明範囲を下まわり、９４０℃未満の累積圧下率が、本発明範囲を超え、表面硬度が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．２７は９４０℃未満の累積圧下率が、本発明範囲を超えており、表面硬度が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．２８は９４０℃未満の累積圧下率が、本発明範囲未満であり、低温靭性が目標値を満足しない上、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察される。実施例Ｎｏ．２９は熱間圧延終了温度が、本発明範囲を超え、低温靭性が目標値を満足しない上、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察される。実施例Ｎｏ．３０は熱間圧延終了温度が、本発明範囲を下回り、このため冷却開始温度もＡｒ３点を下回り、表面硬度が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．３１は熱間圧延後の冷却速度が、本発明範囲を下回り、表面硬度が目標値を満足しない上、低温靭性が目標値を満足しない。実施例Ｎｏ．３２は冷却停止温度が、本発明範囲を超え、低温靭性が目標値を満足しない。
実施例Ｎｏ．４１、４２は、Ｃ量が本発明範囲外の鋼Ｇ、Ｈを用い、実施例Ｎｏ．４１は表面硬度が目標値を満足せず、実施例Ｎｏ．４２は表面硬さが目標を上回り低温靭性が目標を満足しない。実施例Ｎｏ．４３は、Ｐ量が本発明範囲外の鋼Ｉ、実施例Ｎｏ．４４は、Ｍｎ量が本発明範囲外の鋼Ｊを用い、それぞれ、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察された。
実施例Ｎｏ．４５は、Ｂ量が本発明範囲外の鋼Ｋを用い、低温靭性が低い。実施例Ｎｏ．４６はＤＩＨ値が本発明範囲外の鋼Ｌで、表面硬さが低い。実施例Ｎｏ．４７は、ＣＥＳ値が本発明範囲外の鋼Ｍを用い、低温焼戻し脆化割れ試験において粒界破面が観察された。実施例Ｎｏ．４８は、Ｎｂ量が本発明範囲外の鋼Ｎを用い、低温靭性が低い。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．１７５％以上０．２５０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３５〜１．５０％、Ｐ：０．００６％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、さらに（１）式および（２）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚の１／４位置および３／４位置でのミクロ組織が旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が２０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織で、ベイナイト中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％未満であり、
表面硬度がブリネル硬さで４００ＨＢＷ１０／３０００以上４５０ＨＢＷ１０／３０００以下であり、
−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７１Ｊ以上であることを特徴とする低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板。
ＤＩＨ＝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）≧４５・・・（１）
ＣＥＳ＝５．５×Ｃ４／３＋７５．５×Ｐ＋０．９０×Ｍｎ＋０．１２×Ｎｉ＋０．５３×Ｍｏ≦２．５０・・・（２）
各式において、各合金元素は含有量（質量％）とし、添加のない元素の含有量は０とする。 - 上記成分に加えて、質量％でＭｏ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％の中から選ばれる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に記載の耐摩耗鋼板。
- 上記成分に加えて、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８０％の中から選ばれる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に記載の耐摩耗鋼板。
- 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の耐磨耗鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１０５０℃〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、板厚の１／２位置において２℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。 - 板厚の１／４位置および３／４位置での前記ミクロ組織が、旧オーステナイト平均粒径が３０〜６０μｍのマルテンサイト単相組織、または、旧オーステナイト平均粒径が３０〜６０μｍのマルテンサイトとベイナイトの混合組織で、ベイナイト中の島状マルテンサイトが、組織全体に対する面積分率で５％未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一つに記載の耐摩耗鋼板。
- 請求項５に記載の耐磨耗鋼板の製造方法であって、
鋼素材を１０５０℃〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９４０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜６５％となる熱間圧延を施し、表面温度がＡｒ３＋８０℃以上Ａｒ３＋１８０℃以下の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３点以上の温度から直接焼入れを行い、板厚の１／２位置において２℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴とする耐摩耗鋼板の製造方法。
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