JP6217585B2 - 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 - Google Patents

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材ならびに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。引用文献１に記載された技術では、この方法により表面硬さが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。引用文献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以上析出させて、過度に高硬度化させることなく耐摩耗性を向上させるとともに、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、質量％で、C：0.05〜0.4％、Si：0.01〜0.8％、Mn：0.5〜2.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Ti：0.005〜0.5％、B：0.0005〜0.005％を含有する鋼を、900〜1250℃に加熱し、Ar₃点以上で累積圧下率50％以上の圧延を行い、直ちにAr₃点以上の温度からMs点以下の温度まで冷却速度20℃/ｓ以上で加速冷却し、一旦加速冷却を中断して鋼材表面を（Ms点−100）〜（Ms点＋20）℃の温度域まで復熱させ、再び冷却速度20℃/ｓ以上で200℃以下まで加速冷却し、表面ブリネル硬度が300以上となる、高靭性耐摩耗鋼材の製造方法が記載されている。なお、特許文献５に記載された技術では、さらにCu,Ni,Cr,Mo,Nb,Vを含有してもよいとしている。そして、特許文献５に記載された技術で製造された耐摩耗鋼材は、表層部は焼戻マルテンサイト、内質部はベイナイト＋マルテンサイトの混合組織を有しているとしている。

しかしながら、特許文献５に記載された技術では、熱間圧延後、加速冷却を施し、表層部の組織をマルテンサイト化し、加速冷却を一旦、中断して復熱させて鋼板表層を焼戻マルテンサイトとしているが、温度制御が難しく、鋼材表面を所望の組織にすることが難しいという問題を残していた。

また、特許文献６には、耐磨耗鋼が記載されている。特許文献６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７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７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８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８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2003−247019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６、７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６、７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６、７に記載された技術は、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ているが、特許文献６、７には衝撃摩耗についての言及はなく、上記したような衝撃摩耗が生じる環境下では、必ずしもその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１〜５には、衝撃摩耗についての言及はなく、特許文献１〜５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８に記載された技術は、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８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、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、鋼板表面の硬さが、ブリネル硬さで400HBW10/3000以下であれば、所望の「優れた曲げ加工性」を確保することができることを知見した。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、基地相をベイナイト相と島状マルテンサイト相、あるはさらにマルテンサイト相との混合相とすることにより、基地相がマルテンサイト相である場合に比べ、表面硬さが300HBW10/3000以上であれば、同一表面硬さで比較して、高い耐衝撃摩耗性を示すことを見出した。

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、各鋼板の表層の基地相組織を求めた。ここでいう「基地相」は面積率で90％以上である相をいうものとする。

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１ａ）となるように、衝撃摩耗試験片１（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３に、摩耗試験面１ａがロータ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３の回転により、試験片の摩耗試験面とドラム２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４（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をロータ回転速度：600rpmで回転し、ロータ総回転数：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、試験片の質量を測定した。そして、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、1.4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、基地相がマルテンサイトＭあるいは（マルテンサイトＭ＋フェライトＦ）である場合に比べて、基地相が（ベイナイト相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相Ｍ）からなる混合相である場合のほうが、高くなるという知見を得た。

このようなことから、鋼板組織の少なくとも表面層組織をベイナイト相と島状マルテンサイト相、あるいはさらにマルテンサイト相からなる混合組織を基地相とする組織とすることにより、鋼板表面硬さを300〜400HBW10/3000以上とすることができ、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。ここでいう基地相は、当該組織が面積率で90％以上を占める場合を指す。

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：0.13〜0.36％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.10〜2.00％、Cr：0.05〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を、次（１）式
Ceq*＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
（ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（質量％））
で定義されるCeq*が0.45〜0.85を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に1mmの位置における組織が、組織全量に対する面積率で、ベイナイト相と島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相との合計が90％以上で、かつ前記島状マルテンサイト相と前記マルテンサイト相との合計が、10〜50％である組織と、を有し、表面から板厚方向に1mmの位置における硬さがブリネル硬さで300〜400HBW10/3000であり、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：0.0003〜0.0030％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。
（３）（１）または（２）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。
（４）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：0.13〜0.36％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.10〜2.00％、Cr：0.05〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を次（１）式で
Ceq*＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
（ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（質量％））
で定義されるCeq*が0.45〜0.85を満足するように含み、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℃の温度域における、鋼板表面の平均冷却速度CRが、次（２）式
CR1 ≦ CR ≦ CR2 ・・・（２）
ここで、CR1＝120×exp（−7×Ceq*） ・・・（３）
CR2＝700×exp（−7×Ceq*） ・・・（４）
を満足する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。
（５）（４）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：0.0003〜0.0030％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。
（６）（４）または（５）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性とを兼備する耐摩耗鋼板を、安価で容易に製造することができ、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基地相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。

本発明耐摩耗鋼板は、質量％で、C：0.13〜0.36％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.10〜2.00％、Cr：0.05〜2.0％、P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下、N：0.005％以下を（１）式で定義されるCeq*が0.45〜0.85を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板である。

先ず、本発明耐摩耗鋼板の組成限定の理由について説明する。以下、組成における質量％は単に％で記す。

C：0.13〜0.36％
Cは、基地相（マトリクス）硬さを増加させ、耐摩耗性を向上させる有効な元素である。このような効果を得るためには、0.13％以上の含有を必要とする。一方、0.36％を超える含有は、曲げ加工性を著しく低下させる。このため、Cは0.13〜0.36％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.16〜0.33％であり、より好ましくは0.19〜0.30％である。

Si：0.05〜1.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して固溶強化により基地相（マトリクス）硬さを増加させる元素である。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。一方、1.0％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などの問題を生じる。このため、Siは0.05〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.40％である。

Mn：0.10〜2.00％
Mnは、鋼中に固溶して固溶強化により基地相（マトリクス）硬さを増加させる元素である。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。一方、2.00％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.10〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.50〜1.60％、より好ましくは1.00〜1.60％である。

Cr：0.05〜2.0％
Crは、焼入れ性の向上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、2.0％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Crは0.05〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜1.5％、より好ましくは0.40〜1.5％である。

P：0.020％以下
Pは、粒界に偏析し母材および溶接部の靱性を低下させるなど、悪影響を及ぼす元素であり、不可避的不純物として、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.020％以下であれば許容できる。このため、Pは0.020以下に限定した。なお、過剰の低減は、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、MnS等の硫化物系介在物として鋼中に存在し、破壊の発生起点となるなど、悪影響を及ぼす元素である。本発明では不可避的不純物として、できるだけ低減することが好ましいが、0.005％以下であれば、許容できる。このため、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、過剰の低減は、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とともに、結晶粒を微細化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、0.01％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、表面疵が多発して表面性状が低下するとともに、曲げ加工性が低下する。このため、Alは0.10％以下に限定した。好ましくは0.05％以下である。

N：0.005％以下
Nは、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、不可避的不純物元素として、できるだけ低減することが好ましいが、0.005％以下であれば、許容できる。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。

Ceq*：0.45〜0.85
Ceq*は、鋼の焼入れ性を示す指標で、次（１）式
Ceq*＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
（ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、Ceq*の計算に際しては、（１）式に記載された元素のうち含有しないものは「零」として算出するものとする。

Ceq*が高いほど焼入れ性が高くなる。Ceq*が0.45未満では、表面から板厚方向に1mmの位置の組織を所望の組織とすることができず、表面から板厚方向に1mmの位置の硬さを所望の硬さ（300HBW10/3000）以上とすることができない。このため、鋼板の耐衝撃摩耗性が低下する。一方、Ceq*が0.85を超えて高くなると、表面から板厚方向に1mmの位置の組織を所望の組織とすることができず、表面から板厚方向に1mmの位置の硬さを所望の硬さ（400HBW10/3000）以下とすることができない。このため、鋼板の曲げ加工性が低下する。このようなことから、Ceq*は0.45〜0.85の範囲に限定した。

上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0030％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、を必要に応じて選択して、含有してもよい。

Nb：0.005〜0.030％、Ti：0.005〜0.050％、B：0.0003〜0.0030％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、鋼の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種以上含有できる。

Nbは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト、マルテンサイトの形成を助長し、耐摩耗性の向上に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.030％を超えて含有すると、基地硬さ（マトリクス硬さ）を増加させて、曲げ加工性を著しく低下させる。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を向上させる。また、Bを含有する場合は、Nを固定して、BNの析出を抑制し、Bの焼入れ性向上効果を助長して、焼入れ性を向上させ、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。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、ベイナイト、マルテンサイトの形成を助長し、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。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、0.0030％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0.0003〜0.0030％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等の形成を抑制して、硫化物系介在物が球状を呈するように形態制御し、溶接部等の靭性向上に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0005％以上、Mg：0.0005％以上、REM：0.0005％以上、含有することが好ましい。一方、Ca：0.0040％、Mg：0.0050％、REM：0.0080％、を超えて含有すると、鋼の清状度が低下し、表面疵が多発し表面性状が低下するとともに、曲げ加工性が低下する。このようなことから、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.0040％、Mg：0.0005〜0.0050％、REM：0.0005〜0.0080％、に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、本発明耐摩耗鋼板は、上記した組成を有し、表面から板厚方向に1mmの位置における組織が、組織全量に対する面積率で、ベイナイト相と島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相との合計が90％以上で、かつ、島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相との合計が、10〜50％である組織を有する。

ベイナイト相と島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相とが合計で90％以上の混合組織とすることにより、マルテンサイト相単相である場合に比較し、硬さは低くなるが、同等あるいはそれ以上の耐衝撃摩耗性を示す。なお、ベイナイト相と島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相との合計が90％以上である混合組織とすることにより、硬さが低くなり、マルテンサイト相単相である場合に比較し、曲げ加工性は向上することになる。なお、好ましくは95％以上である。

ここでいう「島状マルテンサイト相」は、ベイナイト相中に主としてベイナイトラス間に生成するマルテンサイトであり、ＭＡ（Martensite Austenite constituent）と呼ばれている。ＭＡには、マルテンサイト以外に残留オーステナイトを含む場合もある。また、ここでいう「マルテンサイト相」は、ベイナイト相の結晶粒界などに存在し、ベイナイト相とは別の結晶粒として存在するマルテンサイト相をいう。なお、ここでいう「ベイナイト相」は島状マルテンサイトを、ラス間に含む上部ベイナイト相をいう。なお、ベイナイト相の面積率の算定には、島状マルテンサイト相は含めない。

ベイナイト相、島状マルテンサイト相、マルテンサイト相以外の相は、フェライト相、セメンタイト、パーライトが例示できるが、いずれも、耐摩耗性を低下させる。このため、これらは、できるだけ低減することが好ましいが、面積率で10％以下であれば許容できる。

混合組織における島状マルテンサイト相、あるいはさらにマルテンサイト相の合計は、面積率で10％以上50％以下とする。10％未満では、所望の耐衝撃摩耗性を確保できない。一方、50％を超えて多くなると、硬さが高くなり、曲げ加工性が低下する。このため、混合組織における島状マルテンサイト相、あるいはさらにマルテンサイト相の合計は、面積率で10〜50％の範囲に限定した。なお、好ましくは20〜50％である。

本発明耐摩耗鋼板は、上記した組成と上記した組織を有し、表面から板厚方向に1mmの位置での硬さがブリネル硬さで300〜400HBW10/3000であり、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である。表面から板厚方向に1mmの位置の硬さが、300HBW10/3000未満では、所望の耐衝撃摩耗性を確保できない。一方、400HBW10/3000を超えて高くなると、曲げ加工性が低下する。

つぎに、本発明耐摩耗鋼板の好ましい製造方法について説明する。

上記した組成を有する鋼素材を、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。なお、造塊−分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材としてもなんら問題はない。

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。

加熱温度が900℃未満では、加熱温度が低すぎて、変形抵抗が高くなり、熱間圧延機への負荷が増大し、熱間圧延が困難になる。一方、1250℃を超えて高温となると、酸化が著しくなり、酸化ロスが増大し歩留りが低下する。このようなことから、加熱温度は900〜1250℃に限定することが好ましい。なお、より好ましくは950〜1150℃である。

熱間圧延終了後、鋼板に直ちに冷却を施す。なお、ここでいう「直ちに」とは、熱間圧延終了後60ｓ以内をいうものとする。

冷却は、800〜500℃の温度域を平均冷却速度CRが、次（２）式
CR1 ≦ CR ≦ CR2 ・・・（２）
（ここで、CR1＝120×exp（−7×Ceq*） ・・・（３）
CR2＝700×exp（−7×Ceq*） ・・・（４）
を満足する冷却速度で冷却する。ここでいう冷却速度は、表面での冷却速度をいうものとする。なお、（３）、（４）式は、本発明者らが求めた実験式であり、種々の組成の鋼板を種々の冷却速度で冷却して、所望の組織および所望の表面硬さを確保できる冷却速度範囲を意味する。

（３）式で定義されるCR1未満の冷却速度で冷却すると、表面硬さが300HBW10/3000未満となり、所望の耐衝撃摩耗特性を確保することができない。一方、（４）式で定義されるCR2を超える冷却速度で冷却すると、マルテンサイトの面積率が高くなり、表面硬さが400HBW10/3000超える硬さになり、鋼板曲げ加工時の加工荷重が上昇し、曲げ加工性が低下する。このようなことから、熱間圧延後の冷却は、800〜500℃の温度域を、平均冷却速度CRが次（２）式
CR1 ≦ CR ≦ CR2 ・・・（２）
を満足する平均冷却速度CRで冷却することとした。また、冷却の停止温度は、500℃以下とすることが好ましい。

さらに、実施例に基づきさらに本発明について、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。得られた鋼素材に、表２に示す加熱温度に加熱し、熱間圧延を施し、熱間圧延終了後に、表２に示す条件で冷却を施し、板厚22mm厚の鋼板とした。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、つぎのとおりである。
（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）を用いて表面から1mmの位置を中心として、観察し撮像し、画像解析により各相の同定および面積率を算出した。なお、撮像は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。
（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（1998）の規定に準拠して、表面から板厚方向に1mmの位置の硬さを測定した。なお、表面から1mmを研削除去し、表面から1mmの面で表面硬さを測定した。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。
（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）に対する曲げ比率（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１ａ）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３に、摩耗試験面１ａがロータ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１と比較材試験片１Ｂとは、ロータ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４（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をロータ回転速度：600rpmで回転し、ロータ総回転数：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、試験片の質量を測定した。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1.4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、表面から1mmの位置の硬さ（表面硬さ）が300〜400HBW10/3000で、R/tが1.5以下と曲げ加工性に優れ、耐衝撃摩耗比が1.4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、表面から1mmの位置の硬さ（表面硬さ）が400HBW10/3000を超えて曲げ加工性が低下しているか、表面から1mmの位置の硬さ（表面硬さ）が300HBW10/3000未満で耐衝撃摩耗比が1.4未満と耐衝撃摩耗特性が低下している。

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

Claims (6)

1. 質量％で、
   C ：0.13〜0.36％、 Si：0.05〜1.0％、
   Mn：0.10〜2.00％、 Cr：0.05〜2.0％、
   P ：0.020％以下、 S ：0.005％以下、
   Al：0.10％以下、 N ：0.005％以下
   を、下記（１）式で定義されるCeq*が0.45〜0.85を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
   表面から板厚方向に1mmの位置における組織が、組織全量に対する面積率で、ベイナイト相と島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相との合計が90％以上で、かつ前記島状マルテンサイト相と前記マルテンサイト相との合計が10〜50％である組織と、を有し、
   表面から板厚方向に1mmの位置における硬さがブリネル硬さで300〜400HBW10/3000であり、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。
   記
   Ceq*＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
   ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（質量％）
2. 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：0.0003〜0.0030％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に記載の耐摩耗鋼板。
3. 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または２に記載の耐摩耗鋼板。
4. 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 ：0.13〜0.36％、 Si：0.05〜1.0％、
   Mn：0.10〜2.00％、 Cr：0.05〜2.0％、
   P ：0.020％以下、 S ：0.005％以下、
   Al：0.10％以下、 N ：0.005％以下
   を、下記（１）式で定義されるCeq*が0.45〜0.85を満足するように含み、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℃の温度域における、鋼板表面の平均冷却速度CRが、下記（２）式を満足する冷却速度で冷却し、表面から板厚方向に1mmの位置における組織が、組織全量に対する面積率で、ベイナイト相と島状マルテンサイト相と、あるいはさらにマルテンサイト相との合計が90％以上で、かつ前記島状マルテンサイト相と前記マルテンサイト相との合計が10〜50％である組織であり、表面から板厚方向に1mmの位置における硬さがブリネル硬さで300〜400HBW10/3000である鋼板と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。
   記
   Ceq*＝C＋Mn/6＋Si/24＋Ni/40＋Cr/5＋Mo/4＋V/14 ・・・（１）
   ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（質量％）
   CR1 ≦ CR ≦ CR2 ・・・（２）
   ここで、CR1＝120×exp（−7×Ceq*） ・・・（３）
   CR2＝700×exp（−7×Ceq*） ・・・（４）
5. 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：0.0003〜0.0030％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４に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
6. 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４または５に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。

Images