JP6394378B2 - 耐摩耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、耐摩耗鋼板およびその製造方法に関する。
土木または鉱山用の建設機械等の大型の産業機械の構成部材には、優れた耐摩耗性および靭性が要求される。そこで、従来、産業機械の構成部材としての利用を考慮して、耐摩耗性および靭性を向上させた種々の鋼材が提案されている。
例えば、特許文献１には、高硬度かつ高靭性の耐摩耗鋼の製造方法が開示されている。特許文献１の製造方法では、化学組成を所定の範囲に調整した鋼スラブを、所定の条件で熱間圧延および熱処理する。
特許文献２には、靭性および耐遅れ破壊性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法が開示されている。特許文献２の製造方法では、化学組成を所定の範囲に調整した鋼材を、オーステナイト未再結晶温度域で圧下してオーステナイト粒の形態を制御した後、直ちに焼入れする。
特許文献３には、耐応力腐食割れ性に優れた耐摩耗鋼板の製造方法が開示されている。特許文献３の製造方法では、化学組成を所定の範囲に調整した鋼片を、熱間圧延した後、所定の温度および時間で再加熱する。
ところで、近年、寒冷地における鉱山等の開発が活発となり、これに伴って寒冷地で使用される産業機械の需要が増加している。そこで、このような寒冷地での産業機械の利用を考慮し、耐摩耗鋼板にも低温靭性が求められている。
上述の特許文献１〜３においても、耐摩耗鋼の靭性向上のための技術が開示されている。しかしながら、特許文献１に記載の技術は、寒冷地での耐摩耗鋼の使用を考慮したものではない。そのため、寒冷地での耐摩耗鋼の使用を考慮した場合には、特許文献１の技術によって十分な靭性を確保できるとはいえない。また、特許文献２および３に記載の技術は、寒冷地での使用を考慮しているものの、低温靭性と溶接性の両立を考慮したものではない。
本発明は、上述の問題を解決するためになされたものであり、加工性および溶接性に優れ、かつ寒冷地においても十分な靭性を有す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、上記課題を解決するために研究を重ねた結果、次の（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
（ａ）上述のように、産業機械の構成部材として使用される耐摩耗鋼板には、低温靭性が要求される。一般に、鋼の靭性は硬度が高くなるほど低下する傾向にあるので、耐摩耗鋼板において十分な低温靭性を得るためには、硬度を低くすることが好ましい。また、部品形状に加工する際のことを考慮すると、耐摩耗鋼板には優れた機械加工性も要求される。この点からも、耐摩耗鋼板の硬度を低くすることが好ましい。しかしながら、上記構成部材として用いられる耐摩耗鋼板では、耐摩耗性を十分に確保するために、一定の硬度が必要となる。そこで、本発明者らは、耐摩耗鋼板における耐摩耗性、低温靭性、加工性および硬度の関係について種々検討した。その結果、優れた耐摩耗性、低温靭性および加工性の並立が可能な硬度範囲が存在することを見出した。具体的には、耐摩耗鋼板の表面硬度を、ブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００にする必要があることを見出した。
（ｂ）耐摩耗鋼板の硬度を制御するためには、Ｃ含有量を制御すればよい。ただし、耐摩耗鋼板において優れた靭性を安定して得るためには、硬度制御だけでは十分でなく、焼入性も制御しなければならない。その理由は、以下の通りである。鋼の耐摩耗性を低コストで向上させるためには、ミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とすることが一般的である。しかしながら、焼入れの不足によって上部ベイナイト組織が生成すると、耐摩耗鋼板の靭性が大きく劣化する。このため、耐摩耗鋼板において優れた靭性を安定して得るためには、焼入性を向上させる必要がある。
（ｃ）寒冷地での使用に適した低温靭性を有する耐摩耗鋼板、具体的には、シャルピー衝撃試験においてＶＥ−４０（−４０℃での吸収エネルギー）で２７Ｊ以上の値を示す耐摩耗鋼板を得るためには、Ｃａを含有させる必要がある。Ｃａは、靭性低下の原因となるＭｎＳの生成を抑制することができ、耐摩耗鋼板の低温靭性の向上に大きく寄与する元素である。ただし、Ｃａ含有量の増加に伴って溶接性が低下するため、Ｃａ含有量は適切な範囲に制御する必要がある。
（ｄ）ＮｂおよびＴｉは、焼入性の向上に寄与する。ただし、ＮｂおよびＴｉを過剰に含有させると耐摩耗鋼板の低温靭性が著しく低下するので、Ｎｂ含有量およびＴｉ含有量は適切な範囲に制御する必要がある。一方、上述したように、Ｃａは低温靭性の改善のために含有させるが、過剰に含有させると溶接性が著しく低下する。本発明では、これらの元素の含有量をそれぞれ制御することによって、低温靭性および溶接性を両立させることができる。
（ｅ）具体的には、耐摩耗鋼板の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５０〜１．２０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｃｒ：０．２０〜１．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５０〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．０２％、残部：Ｆｅおよび不純物とし、不純物としてのＰ、Ｓ、およびＮを、それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４％以下、およびＮ：０．００５％以下とする。さらに、上記化学組成が、下記の（ｉ）式を満足する。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、下記の耐摩耗鋼板およびその製造方法を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００８％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜０．０２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、Ｓ、およびＮが、それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４％以下、およびＮ：０．００５％以下であり、
下記（ｉ）式を満足し、
表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００である、耐摩耗鋼板。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００８％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜０．０２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、Ｓ、およびＮが、それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４％以下、およびＮ：０．００５％以下であり、
下記（ｉ）式を満足し、
表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００である、耐摩耗鋼板。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．２０〜１．００％、
Ｎｉ：０．２０〜１．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、および
Ｖ：０．００５〜０．０２％
から選択された１種以上を含有する、上記（１）の耐摩耗鋼板。
Ｃｕ：０．２０〜１．００％、
Ｎｉ：０．２０〜１．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、および
Ｖ：０．００５〜０．０２％
から選択された１種以上を含有する、上記（１）の耐摩耗鋼板。
（３）ミクロ組織が、マルテンサイトを主体とし、ラスがセメンタイトを内包するベイナイトを面積率で２〜８％含む、上記（１）または（２）の耐摩耗鋼板。
（４）上記（１）または（２）の化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを、圧延開始温度が１０００℃以下で、圧延完了温度が（Ａｒ３点−１００℃）以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、
前記圧延材を冷却する第１冷却工程、
前記冷却後の圧延材を、Ａｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する再加熱工程、および
前記再加熱後の圧延材をＡｃ３点以上の温度から冷却速度１０.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する第２冷却工程を備える、耐摩耗鋼板の製造方法。
前記加熱後のスラブを、圧延開始温度が１０００℃以下で、圧延完了温度が（Ａｒ３点−１００℃）以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、
前記圧延材を冷却する第１冷却工程、
前記冷却後の圧延材を、Ａｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する再加熱工程、および
前記再加熱後の圧延材をＡｃ３点以上の温度から冷却速度１０.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する第２冷却工程を備える、耐摩耗鋼板の製造方法。
（５）上記（１）または（２）の化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを、圧延開始温度が１０００℃以下で、圧延完了温度がＡｒ３点以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、および
前記圧延材をＡｒ３点以上の温度から冷却速度３．０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する冷却工程を備える、耐摩耗鋼板の製造方法。
前記加熱後のスラブを、圧延開始温度が１０００℃以下で、圧延完了温度がＡｒ３点以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、および
前記圧延材をＡｒ３点以上の温度から冷却速度３．０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する冷却工程を備える、耐摩耗鋼板の製造方法。
本発明によれば、溶接性および加工性に優れ、かつ寒冷地においても十分な靭性を有する耐摩耗鋼板が得られる。
１．耐摩耗鋼板の化学組成
まず、本発明に係る耐摩耗鋼板の化学組成について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
まず、本発明に係る耐摩耗鋼板の化学組成について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を示す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは、耐摩耗鋼板の表面硬度の向上に最も有効な元素であり、安価である。Ｃ含有量が０.１５％未満であると、他の合金元素の含有量を増やして硬度を補う必要が生じるので、製造コストが増加する。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると硬度が高くなりすぎて、靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．１５〜０．２５％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．１７％である。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．２２％である。
Ｃは、耐摩耗鋼板の表面硬度の向上に最も有効な元素であり、安価である。Ｃ含有量が０.１５％未満であると、他の合金元素の含有量を増やして硬度を補う必要が生じるので、製造コストが増加する。一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると硬度が高くなりすぎて、靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量を０．１５〜０．２５％とする。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．１７％である。Ｃ含有量の上限は好ましくは０．２２％である。
Ｓｉ：０．５０〜１．２０％
Ｓｉは、耐摩耗鋼板の表面硬度の向上に寄与する元素である。ただし、Ｓｉ含有量が０．５０％未満では、上記の効果を十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．２０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量を０．５０〜１．２０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．５５％である。Ｓｉ含有量の上限は好ましくは１．００％、より好ましくは０．８０％である。
Ｓｉは、耐摩耗鋼板の表面硬度の向上に寄与する元素である。ただし、Ｓｉ含有量が０．５０％未満では、上記の効果を十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．２０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量を０．５０〜１．２０％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは０．５５％である。Ｓｉ含有量の上限は好ましくは１．００％、より好ましくは０．８０％である。
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％
Ｍｎは、焼入性を向上させることによって、耐摩耗鋼板の表面硬度を向上させる元素である。ただし、Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、他の合金元素の含有量を増やして硬度を補う必要が生じるので、製造コストが増加する。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると靭性が著しく損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量を０．８０〜１．５０％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．８５％である。Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．３０％である。
Ｍｎは、焼入性を向上させることによって、耐摩耗鋼板の表面硬度を向上させる元素である。ただし、Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、他の合金元素の含有量を増やして硬度を補う必要が生じるので、製造コストが増加する。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると靭性が著しく損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量を０．８０〜１．５０％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．８５％である。Ｍｎ含有量の上限は好ましくは１．３０％である。
Ｃｒ：０．２０〜１．２０％
Ｃｒは、焼入性を向上させることによって、耐摩耗鋼板の硬度および靭性を向上させる元素である。ただし、Ｃｒ含有量が０．２０％未満では上記効果を十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えると靭性が著しく損なわれる。したがって、Ｃｒ含有量を０．２０〜１．２０％とする。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは１．００％である。
Ｃｒは、焼入性を向上させることによって、耐摩耗鋼板の硬度および靭性を向上させる元素である。ただし、Ｃｒ含有量が０．２０％未満では上記効果を十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えると靭性が著しく損なわれる。したがって、Ｃｒ含有量を０．２０〜１．２０％とする。Ｃｒ含有量の下限は好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の上限は好ましくは１．００％である。
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％
Ｎｂは、スラブ加熱時だけでなく、焼入れ時にも結晶粒の粗大化を抑制するので、破面単位の微細な鋼材の製造に有効な元素である。また、Ｎｂは、耐摩耗鋼板の焼入性を向上させることによって、ミクロ組織をマルテンサイトを主体とする組織にするのに有効な元素である。ただし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、上記の効果が飽和するだけでなく溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．０５０％とする。Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の上限は好ましくは０．０４０％である。
Ｎｂは、スラブ加熱時だけでなく、焼入れ時にも結晶粒の粗大化を抑制するので、破面単位の微細な鋼材の製造に有効な元素である。また、Ｎｂは、耐摩耗鋼板の焼入性を向上させることによって、ミクロ組織をマルテンサイトを主体とする組織にするのに有効な元素である。ただし、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、上記の効果が飽和するだけでなく溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．０５０％とする。Ｎｂ含有量の下限は好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の上限は好ましくは０．０４０％である。
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５０％
Ｔｉは、脱酸元素として有効であり、かつ窒化物を生成することによってスラブ加熱時の結晶粒の細粒化に有効な元素である。また、Ｔｉは、耐摩耗鋼板の焼入性を向上させることによって、ミクロ組織をマルテンサイトを主体とする組織にするのに有効な元素である。ただし、Ｔｉ含有量が０．００５０％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、Ｔｉが形成する炭化物によって靭性が著しく劣化する。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５０〜０．０５０％とする。Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．００８０％である。Ｔｉ含有量の上限は好ましくは０．０４０％である。
Ｔｉは、脱酸元素として有効であり、かつ窒化物を生成することによってスラブ加熱時の結晶粒の細粒化に有効な元素である。また、Ｔｉは、耐摩耗鋼板の焼入性を向上させることによって、ミクロ組織をマルテンサイトを主体とする組織にするのに有効な元素である。ただし、Ｔｉ含有量が０．００５０％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、Ｔｉが形成する炭化物によって靭性が著しく劣化する。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５０〜０．０５０％とする。Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．００８０％である。Ｔｉ含有量の上限は好ましくは０．０４０％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００８％
Ｃａは、ＭｎＳの生成を抑制し、靭性の低下を抑えることができる元素である。靭性低下を招くＭｎＳの生成を抑制するにはＳ含有量を低下させることも有効であるが、Ｓ含有量の低下には一定の限界がある。そこで、本発明では、Ｃａを含有させることによってＣａＳを生成し、ＭｎＳの生成を抑制する。ただし、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００８％を超えると、溶接性が低下する。したがって、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００８％とする。Ｃａ含有量の下限は好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の上限は好ましくは０．００５％である。
Ｃａは、ＭｎＳの生成を抑制し、靭性の低下を抑えることができる元素である。靭性低下を招くＭｎＳの生成を抑制するにはＳ含有量を低下させることも有効であるが、Ｓ含有量の低下には一定の限界がある。そこで、本発明では、Ｃａを含有させることによってＣａＳを生成し、ＭｎＳの生成を抑制する。ただし、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００８％を超えると、溶接性が低下する。したがって、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００８％とする。Ｃａ含有量の下限は好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の上限は好ましくは０．００５％である。
上述のように、本発明では、耐摩耗鋼板の焼入性を高めてミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とするためにＮｂおよびＴｉを含有させる。その一方で、ＮｂおよびＴｉを過剰に含有させると、耐摩耗鋼板の低温靭性を低下させる。そこで、本発明では、ＮｂおよびＴｉによって低下する低温靭性を、Ｃａを含有させることによって補填している。しかしながら、上述のように、Ｃａを過剰に含有させると溶接性が著しく低下する。そこで、本発明では、Ｎｂ、ＴｉおよびＣａによる上述の効果を最大限に発揮して優れた低温靭性および溶接性を両立できるように、Ｎｂ、ＴｉおよびＣａの含有量を制御している。具体的には、本発明では、下記の（ｉ）式を満足するように、Ｎｂ、ＴｉおよびＣａの含有量を制御する。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは、焼入性を著しく向上させる極めて重要な元素である。ただし、Ｂ含有量が０．０００５％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００２５％を超えると、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量を０．０００５〜０．００２５％とする。Ｂ含有量の下限は好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の上限は好ましくは０．００２０％である。
Ｂは、焼入性を著しく向上させる極めて重要な元素である。ただし、Ｂ含有量が０．０００５％未満では上記の効果を十分に得られない。一方、Ｂ含有量が０．００２５％を超えると、靭性が著しく劣化する。したがって、Ｂ含有量を０．０００５〜０．００２５％とする。Ｂ含有量の下限は好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の上限は好ましくは０．００２０％である。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）は、スラブ加熱時にＡｌＮを生成することにより、初期オーステナイト粒の過成長を効果的に抑制することができる元素である。ただし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、靭性が著しく劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１０〜０．１０％とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は好ましくは０．０３０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０８０％である。
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）は、スラブ加熱時にＡｌＮを生成することにより、初期オーステナイト粒の過成長を効果的に抑制することができる元素である。ただし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、靭性が著しく劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０１０〜０．１０％とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は好ましくは０．０３０％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０８０％である。
本発明に係る耐摩耗鋼板には、上記の成分のほか、必要に応じて、下記に示すＣｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶのうちから選んだ１種以上を含有させることができる。
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｕは、耐摩耗鋼板の強度および耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量の上限を１．００％とする。Ｃｕによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｃｕを０．２０％以上含有させるのが好ましい。
Ｃｕは、耐摩耗鋼板の強度および耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量の上限を１．００％とする。Ｃｕによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｃｕを０．２０％以上含有させるのが好ましい。
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｎｉは、固溶状態において耐摩耗鋼板のマトリックス（生地）の靭性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量の上限を１．００％とする。Ｎｉによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｎｉを０．２０％以上含有させるのが好ましい。
Ｎｉは、固溶状態において耐摩耗鋼板のマトリックス（生地）の靭性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量の上限を１．００％とする。Ｎｉによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｎｉを０．２０％以上含有させるのが好ましい。
Ｍｏ：０〜１．００％
Ｍｏは、耐摩耗鋼板の強度および靭性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、本発明に係る耐摩耗鋼板を溶接継手の母材として用いた場合に、特にＨＡＺの硬度が高くなって靭性および溶接性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｏによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｍｏを０．１０％以上含有させるのが好ましい。
Ｍｏは、耐摩耗鋼板の強度および靭性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、本発明に係る耐摩耗鋼板を溶接継手の母材として用いた場合に、特にＨＡＺの硬度が高くなって靭性および溶接性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｏによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｍｏを０．１０％以上含有させるのが好ましい。
Ｖ：０〜０．０２％
Ｖは、耐摩耗鋼板の強度を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｖ含有量が０．０２％を超えると、上記の効果が飽和するだけでなく、溶接性が劣化する。したがって、含有させる場合のＶ含有量の上限を０．０２％とする。Ｖによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｖを０．００５％以上含有させるのが好ましい。
Ｖは、耐摩耗鋼板の強度を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｖ含有量が０．０２％を超えると、上記の効果が飽和するだけでなく、溶接性が劣化する。したがって、含有させる場合のＶ含有量の上限を０．０２％とする。Ｖによる上記の効果を確実に得たい場合には、Ｖを０．００５％以上含有させるのが好ましい。
本発明に係る耐摩耗鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。不純物のうち、Ｐ、ＳおよびＮについては、その含有量を厳密に制限する必要がある。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して耐摩耗鋼板の耐遅れ破壊性および靭性を劣化させる。このため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、Ｐ含有量は０．０１５％以下に限定する。
Ｐは、結晶粒界に偏析して耐摩耗鋼板の耐遅れ破壊性および靭性を劣化させる。このため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、Ｐ含有量は０．０１５％以下に限定する。
Ｓ：０．００４％以下
Ｓは、耐摩耗鋼板の延性および靭性を劣化させる。このため、Ｓ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｓ含有量が０．００４％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、Ｓ含有量は０．００４％以下に限定する。
Ｓは、耐摩耗鋼板の延性および靭性を劣化させる。このため、Ｓ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｓ含有量が０．００４％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、Ｓ含有量は０．００４％以下に限定する。
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、耐摩耗鋼板の靭性を劣化させる。このため、Ｎ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｎ含有量が０．００５％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、Ｎ含有量は０．００５％以下に限定する。
Ｎは、耐摩耗鋼板の靭性を劣化させる。このため、Ｎ含有量はできるだけ低いことが望ましい。特に、Ｎ含有量が０．００５％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、Ｎ含有量は０．００５％以下に限定する。
２．耐摩耗鋼板の硬度
本発明に係る耐摩耗鋼板は、たとえば、産業機械の構成部材（ショベルカーのショベル等）として用いられる。耐摩耗鋼板の表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００未満であると、上記構成部材として利用する場合に必要となる耐摩耗性を得ることができない。一方、耐摩耗鋼板を上記構成部材の形状にする際に、耐摩耗鋼板には、旋削および穿孔等の機械加工が施される。したがって、耐摩耗鋼板には、優れた加工性が要求される。耐摩耗鋼板の加工性には、表面硬度が大きく影響する。具体的には、耐摩耗鋼板の表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ５００を超えると、硬すぎて機械加工が困難になる。したがって、耐摩耗鋼板の表面硬度をブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００とする。表面硬度の下限は好ましくはＨＢＷ４１０である。表面硬度の上限は好ましくはＨＢＷ４７０である。
本発明に係る耐摩耗鋼板は、たとえば、産業機械の構成部材（ショベルカーのショベル等）として用いられる。耐摩耗鋼板の表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００未満であると、上記構成部材として利用する場合に必要となる耐摩耗性を得ることができない。一方、耐摩耗鋼板を上記構成部材の形状にする際に、耐摩耗鋼板には、旋削および穿孔等の機械加工が施される。したがって、耐摩耗鋼板には、優れた加工性が要求される。耐摩耗鋼板の加工性には、表面硬度が大きく影響する。具体的には、耐摩耗鋼板の表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ５００を超えると、硬すぎて機械加工が困難になる。したがって、耐摩耗鋼板の表面硬度をブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００とする。表面硬度の下限は好ましくはＨＢＷ４１０である。表面硬度の上限は好ましくはＨＢＷ４７０である。
３．ミクロ組織
本発明に係る耐摩耗鋼板が優れた靭性を発揮するためには、板厚中心部までマルテンサイトを主体としたミクロ組織とすることが好ましい。しかしながら、マルテンサイト組織は、耐摩耗鋼板の加工性を低下させる原因にもなる。このような加工性の低下を抑制するためには、ミクロ組織にベイナイトを含有させることが好ましい。より具体的には、ミクロ組織が、ラスがセメンタイトを内包するベイナイト（以下、特定ベイナイトと称する。）を含有していることが好ましい。ただし、ミクロ組織において、特定ベイナイトの面積率が２％未満であると、上記の効果を十分に得られない。一方、ミクロ組織において、特定ベイナイトの面積率が８％を超えると耐摩耗性が悪化するおそれがある。したがって、特定ベイナイトの面積率は、２〜８％であることが好ましい。なお、ラスがセメンタイトを内包する場合とは、図１に示すように、ラス内に位置しかつラス界面に接していないセメンタイトのベイナイトに占める割合が面積率で１％以上ある状態をいう。ベイナイトにおいてラスがセメンタイトを内包する場合には、セメンタイトが拡散性水素のトラップサイトとして作用するので、水素脆化割れを抑制できる。
本発明に係る耐摩耗鋼板が優れた靭性を発揮するためには、板厚中心部までマルテンサイトを主体としたミクロ組織とすることが好ましい。しかしながら、マルテンサイト組織は、耐摩耗鋼板の加工性を低下させる原因にもなる。このような加工性の低下を抑制するためには、ミクロ組織にベイナイトを含有させることが好ましい。より具体的には、ミクロ組織が、ラスがセメンタイトを内包するベイナイト（以下、特定ベイナイトと称する。）を含有していることが好ましい。ただし、ミクロ組織において、特定ベイナイトの面積率が２％未満であると、上記の効果を十分に得られない。一方、ミクロ組織において、特定ベイナイトの面積率が８％を超えると耐摩耗性が悪化するおそれがある。したがって、特定ベイナイトの面積率は、２〜８％であることが好ましい。なお、ラスがセメンタイトを内包する場合とは、図１に示すように、ラス内に位置しかつラス界面に接していないセメンタイトのベイナイトに占める割合が面積率で１％以上ある状態をいう。ベイナイトにおいてラスがセメンタイトを内包する場合には、セメンタイトが拡散性水素のトラップサイトとして作用するので、水素脆化割れを抑制できる。
なお、本発明においてマルテンサイトを主体とするミクロ組織とは、面積率で７０％以上のマルテンサイトを含むミクロ組織のことをいう。各組織（マルテンサイトおよびベイナイト等）の面積率は、以下のようにして測定することができる。まず、耐摩耗鋼板の板厚方向における中心部から組織観察用の試料を切り出す。そして、切り出した試料の切断面をナイタールエッチングした後、該切断面を光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で観察することによって、各組織の面積率を求める。
ミクロ組織において、上述のマルテンサイトおよびベイナイト以外に、不可避的に他の組織、たとえば、残留オーステナイト等が含まれてもよい。ただし、耐摩耗性および加工性の観点から、不可避的組織は、面積率で５％未満とすることが好ましい。なお、特定ベイナイトを含有する上記のミクロ組織は、たとえば、下記の製造方法によって耐摩耗鋼板を製造することによって実現できる。
４．耐摩耗鋼板の製造方法
本発明に係る耐摩耗鋼板は、下記の再加熱焼入れ法または直接焼入れ法を利用して製造することができる。なお、製造方法についての下記の説明において、スラブおよび圧延材の温度は、表面温度のことを意味する。
本発明に係る耐摩耗鋼板は、下記の再加熱焼入れ法または直接焼入れ法を利用して製造することができる。なお、製造方法についての下記の説明において、スラブおよび圧延材の温度は、表面温度のことを意味する。
（Ａ）再加熱焼入れ法（ＲＱ）
まず、上述の化学組成を有するスラブを、９００〜１２００℃に加熱する（加熱工程）。次に、加熱後のスラブを１０００℃以下の温度で圧延する（圧延工程）。圧延工程では、（Ａｒ３点−１００℃）以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下の温度で圧延を完了する。その後、圧延工程で得られた圧延材を冷却する（第１冷却工程）。次に、圧延材を、Ａｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する（再加熱工程）。その後、圧延材を冷却速度３.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する（第２冷却工程）。これにより、本発明に係る耐摩耗鋼板が得られる。
まず、上述の化学組成を有するスラブを、９００〜１２００℃に加熱する（加熱工程）。次に、加熱後のスラブを１０００℃以下の温度で圧延する（圧延工程）。圧延工程では、（Ａｒ３点−１００℃）以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下の温度で圧延を完了する。その後、圧延工程で得られた圧延材を冷却する（第１冷却工程）。次に、圧延材を、Ａｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する（再加熱工程）。その後、圧延材を冷却速度３.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する（第２冷却工程）。これにより、本発明に係る耐摩耗鋼板が得られる。
なお、スラブの製造方法は特に限定されない。したがって、通常行われる製造方法、たとえば連続鋳造法によりスラブを製造することができる。次に、再加熱焼入れ法の各工程について詳しく説明する。
（加熱工程）
加熱工程においてスラブを９００℃以上に加熱することによって、スラブの組織をオーステナイト変態させて均一な組織とすることができる。加熱工程においてスラブの加熱温度を高くする程、スラブは軟化し、スラブの変形抵抗が低下する。これにより、次工程の圧延工程での圧延が容易になる。しかし、加熱温度を高くすると、加熱炉でのエネルギー消費量が大きくなり、製造コストが増加するとともに、自然環境にも好ましくない。そこで、加熱温度の上限を１２００℃とする。スラブの加熱温度の好ましい上限は１１５０℃であり、好ましい下限は１０００℃である。なお、スラブの中央部まで温度を均一化するために、加熱工程におけるスラブの加熱時間は、２ｈ以上とすることが好ましい。
加熱工程においてスラブを９００℃以上に加熱することによって、スラブの組織をオーステナイト変態させて均一な組織とすることができる。加熱工程においてスラブの加熱温度を高くする程、スラブは軟化し、スラブの変形抵抗が低下する。これにより、次工程の圧延工程での圧延が容易になる。しかし、加熱温度を高くすると、加熱炉でのエネルギー消費量が大きくなり、製造コストが増加するとともに、自然環境にも好ましくない。そこで、加熱温度の上限を１２００℃とする。スラブの加熱温度の好ましい上限は１１５０℃であり、好ましい下限は１０００℃である。なお、スラブの中央部まで温度を均一化するために、加熱工程におけるスラブの加熱時間は、２ｈ以上とすることが好ましい。
（圧延工程）
圧延工程では、１０００℃以下の温度でスラブの熱間圧延を開始する。１０００℃以下で圧延することによって、再結晶による結晶粒の細粒化を促進することができる。これにより、耐摩耗鋼板の靭性を向上できる。加熱工程におけるスラブの加熱温度が１０００℃よりも高い場合には、スラブの温度が１０００℃以下に低下してから圧延を開始する。
圧延工程では、１０００℃以下の温度でスラブの熱間圧延を開始する。１０００℃以下で圧延することによって、再結晶による結晶粒の細粒化を促進することができる。これにより、耐摩耗鋼板の靭性を向上できる。加熱工程におけるスラブの加熱温度が１０００℃よりも高い場合には、スラブの温度が１０００℃以下に低下してから圧延を開始する。
熱間圧延の完了温度（仕上温度）がＡｒ３点よりも低い場合には、熱間圧延後の圧延材を冷却（たとえば、水冷）しても、焼きが十分に入らずに、十分なマルテンサイト組織を得ることができない。この点について、再加熱焼入れ法では、圧延材を冷却した後に再加熱するので、圧延完了温度がＡｒ３点よりも低くても、再加熱後に冷却することによって十分なマルテンサイト組織を得ることができる。ただし、圧延完了温度が低くなりすぎると、スラブの変形抵抗が大きくなって圧延が困難になる。したがって、圧延完了温度の下限は（Ａｒ３点−１００℃）とした。圧延完了温度の好ましい下限はＡｒ３点である。一方、圧延完了温度が高すぎると、結晶粒を十分に細粒化できない。したがって、圧延完了温度の上限は（Ａｒ３点＋１５０℃）とした。圧延完了温度の好ましい上限は、８００℃である。
（第１冷却工程）
第1冷却工程における冷却方法は特に制限されず、水冷でもよく、空気中での放冷でもよい。また、冷却終了温度も特に限定されない。第１冷却工程では、圧延材が、たとえば、冷却速度１.０℃／ｓ以上で４００℃以下まで冷却される。
第1冷却工程における冷却方法は特に制限されず、水冷でもよく、空気中での放冷でもよい。また、冷却終了温度も特に限定されない。第１冷却工程では、圧延材が、たとえば、冷却速度１.０℃／ｓ以上で４００℃以下まで冷却される。
（再加熱工程）
再加熱工程では、圧延材をＡｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する。再加熱温度をＡｃ３点以上とするのは、第２冷却工程での冷却開始温度をＡｃ３点以上とするためである。第２冷却工程での冷却開始温度については後述する。なお、再加熱が終了した後、第２冷却工程が開始されるまでに圧延材の温度が低下する場合がある。この点を考慮すると、再加熱温度の下限は（Ａｃ３点＋５０℃）とすることが好ましい。一方、再加熱工程のコスト削減および時間短縮の観点から、再加熱温度の上限は９５０℃とした。再加熱温度の好ましい上限は９００℃である。
再加熱工程では、圧延材をＡｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する。再加熱温度をＡｃ３点以上とするのは、第２冷却工程での冷却開始温度をＡｃ３点以上とするためである。第２冷却工程での冷却開始温度については後述する。なお、再加熱が終了した後、第２冷却工程が開始されるまでに圧延材の温度が低下する場合がある。この点を考慮すると、再加熱温度の下限は（Ａｃ３点＋５０℃）とすることが好ましい。一方、再加熱工程のコスト削減および時間短縮の観点から、再加熱温度の上限は９５０℃とした。再加熱温度の好ましい上限は９００℃である。
（第２冷却工程）
第２冷却工程では、圧延材を、Ａｃ３点以上の温度から冷却速度３.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する。第２冷却工程における圧延材の冷却開始温度をＡｃ３点以上にすることによって、オーステナイト単相領域から冷却を開始できる。これにより、十分なマルテンサイト組織を得ることができ、耐摩耗鋼板において十分な硬度および靭性を確保できる。冷却方式は特に制限されず、水冷またはミスト冷却等の種々の冷却方式を利用できる。
第２冷却工程では、圧延材を、Ａｃ３点以上の温度から冷却速度３.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する。第２冷却工程における圧延材の冷却開始温度をＡｃ３点以上にすることによって、オーステナイト単相領域から冷却を開始できる。これにより、十分なマルテンサイト組織を得ることができ、耐摩耗鋼板において十分な硬度および靭性を確保できる。冷却方式は特に制限されず、水冷またはミスト冷却等の種々の冷却方式を利用できる。
（Ｂ）直接焼入れ法（ＤＱ）
次に、直接焼入れ法について説明する。なお、直接焼入れ法を利用する場合も、再加熱焼入れ法を利用する場合と同様に、スラブの製造方法は特に限定されない。
次に、直接焼入れ法について説明する。なお、直接焼入れ法を利用する場合も、再加熱焼入れ法を利用する場合と同様に、スラブの製造方法は特に限定されない。
まず、上述の化学組成を有するスラブを、９００〜１２００℃に加熱する（加熱工程）。次に、加熱後のスラブを１０００℃以下の温度で圧延する（圧延工程）。圧延工程では、Ａｒ３点以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下の温度で圧延を完了する。その後、圧延工程で得られた圧延材を、Ａｒ３点以上の温度から冷却速度３．０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する（冷却工程）。これにより、本発明に係る耐摩耗鋼板が得られる。
次に、直接焼入れ法の各工程について詳しく説明する。なお、加熱工程については、上述の再加熱焼入れ法の加熱工程と同様であるので、説明を省略する。
（圧延工程）
圧延工程では、上述の再加熱焼入れ法の圧延工程と同様の理由により、１０００℃以下の温度でスラブの熱間圧延を開始する。圧延の完了温度（仕上温度）がＡｒ３点よりも低い場合には、次工程の冷却工程において、冷却開始温度がＡｒ３点よりも低くなる。この場合、次工程の冷却工程において圧延材を冷却（水冷）しても、焼きが十分に入らずに、十分なマルテンサイト組織を得ることができない。したがって、圧延完了温度の下限はＡｒ３点とした。なお、圧延が完了した後、冷却工程が開始されるまでに圧延材の温度が低下する場合がある。この点を考慮すると、圧延完了温度の下限は（Ａｒ３点＋５０℃）とすることが好ましい。これにより、次工程の冷却工程において、圧延材の冷却開始温度をより確実にＡｒ３点以上にできる。その結果、十分なマルテンサイト組織を得ることができる。圧延完了温度の上限は、再加熱焼入れ法の圧延工程と同様に（Ａｒ３点＋１５０℃）であり、好ましい上限は、８５０℃である。
圧延工程では、上述の再加熱焼入れ法の圧延工程と同様の理由により、１０００℃以下の温度でスラブの熱間圧延を開始する。圧延の完了温度（仕上温度）がＡｒ３点よりも低い場合には、次工程の冷却工程において、冷却開始温度がＡｒ３点よりも低くなる。この場合、次工程の冷却工程において圧延材を冷却（水冷）しても、焼きが十分に入らずに、十分なマルテンサイト組織を得ることができない。したがって、圧延完了温度の下限はＡｒ３点とした。なお、圧延が完了した後、冷却工程が開始されるまでに圧延材の温度が低下する場合がある。この点を考慮すると、圧延完了温度の下限は（Ａｒ３点＋５０℃）とすることが好ましい。これにより、次工程の冷却工程において、圧延材の冷却開始温度をより確実にＡｒ３点以上にできる。その結果、十分なマルテンサイト組織を得ることができる。圧延完了温度の上限は、再加熱焼入れ法の圧延工程と同様に（Ａｒ３点＋１５０℃）であり、好ましい上限は、８５０℃である。
（冷却工程）
冷却工程では、圧延材を、Ａｒ３点以上の温度から冷却速度３．０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する。冷却開始温度をＡｒ３点以上にすることによって、オーステナイト単相領域から冷却を開始できるので、十分なマルテンサイト組織を得ることができる。また、圧延材を２００℃以下まで冷却することによって、十分に焼きを入れることができる。これらの結果、耐摩耗鋼板において十分な硬度および靭性を確保できる。冷却速度は、圧延材に焼きを入れる観点から高い方が好ましく、５．０℃／ｓ以上であることが好ましい。冷却速度の上限は特にないが、現在の冷却装置の最大冷却速度を考えれば、最大でも６０.０℃／ｓ程度となる。冷却方式は特に制限されず、水冷またはミスト冷却等の種々の冷却方式を利用できる。
冷却工程では、圧延材を、Ａｒ３点以上の温度から冷却速度３．０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する。冷却開始温度をＡｒ３点以上にすることによって、オーステナイト単相領域から冷却を開始できるので、十分なマルテンサイト組織を得ることができる。また、圧延材を２００℃以下まで冷却することによって、十分に焼きを入れることができる。これらの結果、耐摩耗鋼板において十分な硬度および靭性を確保できる。冷却速度は、圧延材に焼きを入れる観点から高い方が好ましく、５．０℃／ｓ以上であることが好ましい。冷却速度の上限は特にないが、現在の冷却装置の最大冷却速度を考えれば、最大でも６０.０℃／ｓ程度となる。冷却方式は特に制限されず、水冷またはミスト冷却等の種々の冷却方式を利用できる。
なお、上述の再加熱焼入れ法および直接焼入れ法において、任意の工程と工程との間、または任意の工程中に、脱スケール、歪矯正、または温度均一化加熱などの処理を行ってもよい。本発明に係る耐摩耗鋼板は、上述の方法で製造した後、焼戻しを行うことなく使用することができる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
まず、表１,２に示す化学組成および特性を有するスラブ１〜５４からそれぞれ、表３,４に示す製造条件で、所定の板厚の鋼板１〜５４（本発明例：鋼板１〜３２、比較例：鋼板３３〜５４）を作製した。なお、全ての鋼板において、焼戻し処理は行っていない。
上述の各鋼板について、表面のブリネル硬度を測定するとともに、シャルピー衝撃試験、曲げ試験および溶接性試験を行った。また、各鋼板のミクロ組織を観察し、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）、マルテンサイトおよび特定ベイナイトの面積率を求めた。その結果を下記の表５に示す。なお、ブリネル硬度は、直径１０ｍｍの圧子を用いて３０００ｋｇｆ（２９４００Ｎ）の試験荷重で測定した。シャルピー衝撃試験（JIS Z 2242）は、鋼板の表面から１／４ｔ（ｔは板厚）の位置において圧延方向と平行な方向に採取した試験片（JIS Z 2202 ４号試験片）を用いて、−４０℃で実施した。そして、ｖＥ−４０で２７Ｊ以上の吸収エネルギーを示した試験片を、低温靭性に優れると判断した。曲げ試験（JIS Z 2248）では、各鋼板から圧延方向と平行な方向に採取した試験片（JIS Z 2204 １号試験片）を用いた。そして、板厚ｔの３倍の曲げ半径（すなわち、曲げ半径３ｔ）で試験片を曲げて、割れの発生の有無を確認した。溶接性試験では、重ね継手溶接割れ試験方法（JIS Z 3154）にて熱影響部の割れの有無を確認した。ミクロ組織は、各鋼板から組織観察用の試料を切り出し、試料の切断面をナイタールエッチングした後、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で観察した。
表５に示した結果から分かるように、本発明例に係る鋼板１〜３２では、シャルピー衝撃試験において十分な吸収エネルギーを示し、かつ、曲げ試験および溶接性試験において割れが発生しなかった。すなわち、本発明例に係る鋼板１〜３２では、寒冷地での使用に適した低温靭性を得ることができるとともに、良好な機械加工性および溶接性も得られた。また、本発明例に係る鋼板１〜３２は、表面のブリネル硬度がＨＢＷ４００以上であり、十分な耐摩耗性を有している。
一方、比較例に係る鋼板３３は、Ｃ含有量が０．３１％であり、本発明で規定する上限値（０．２５％）を超えていた。このため、表面硬度がＨＷＢ５５２であり、本発明で規定する上限値（ＨＷＢ５００）を超えて高くなった。その結果、優れた低温靭性および加工性を得られなかった。
比較例に係る鋼板３４は、Ｍｎ含有量が０．７２％であり、本発明で規定する下限値（０．８０％）に満たなかった。このため、表面硬度がＨＷＢ３８８と低く、十分な耐摩耗性が得られなかった。また、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板３５は、Ｍｎ含有量が１．６０％であり、本発明で規定する上限値（１．５０％）を超えていた。このため、鋼板３５では、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板３６は、Ｎｂ含有量が０．０５２％であり、本発明で規定する上限値（０．０５０％）を超えていた。さらに、（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）の値が０．３２５であり、０．２５０を超えて、（ｉ）式を満たしていなかった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。また、溶接性試験でも割れが発生した。
比較例に係る鋼板３７は、Ｓｉ含有量が０．２１％であり、本発明で規定する下限値（０．５０％）に満たなかった。このため、表面硬度がＨＷＢ３９２と低く、十分な耐摩耗性が得られなかった。また、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板３８は、Ｃｒ含有量が０．１８％であり、本発明で規定する上限値（０．２０％）に満たなかった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板３９は、Ｃａが添加されておらず、Ｃａ含有量が本発明で規定する下限値（０．０００５％）に満たなかった。このため、優れた低温靭性を得られなかった。また、表面硬度もＨＢＷ３８９と低く、十分な耐摩耗性を得られなかった。
比較例に係る鋼板４０は、Ｂ含有量が０．００５０％であり、本発明で規定する上限値（０．００２５％）を超えていた。このため、優れた低温靭性を得られなかった。また、表面硬度もＨＢＷ３６７と低くなり、十分な耐摩耗性を得られなかった。
比較例に係る鋼板４１は、（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）の値が０．３０１であり、０．２５０を超えて、（ｉ）式を満たしていなかった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４２は、（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）の値が０．０６０であり、０．０７０に満たず、（ｉ）式を満たしていなかった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４３は、Ｔｉ含有量が０．００４８％であり、本発明で規定する下限値（０．００５０％）に満たなかった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４４は、表面硬度がＨＢＷ３８７と低く、十分な耐摩耗性を得られなかった。また、鋼板４４の圧延完了温度は９３０℃であり、本発明に係る製造方法の要件を満たしていなかった。具体的には、圧延完了温度が９１９℃（＝Ａｒ３点＋１５０℃）を超えていた。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４５は、表面硬度がＨＢＷ３６０と低く、十分な耐摩耗性を得られなかった。また、鋼板４５の冷却開始温度は７５０℃であり、本発明に係る製造方法の要件を満たしていなかった。具体的には、冷却開始温度が７６９℃（＝Ａｒ３点）未満であった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４６は、表面硬度がＨＢＷ３７５と低く、十分な耐摩耗性を得られなかった。また、鋼板４６の冷却停止温度は３００℃であり、本発明に係る製造方法の要件を満たしていなかった。具体的には、冷却停止温度が２００℃を超えていた。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４７は、表面硬度がＨＢＷ３６１と低く、十分な耐摩耗性を得られなかった。また、鋼板４７の再加熱工程における加熱温度は８５０℃であり、本発明に係る製造方法の要件を満たしていなかった。具体的には、加熱温度が、８５７℃（＝Ａｃ３点）未満であった。このため、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板４８,４９は、Ｓｉ含有量が共に１．４５％であり、本発明で規定する上限値（１．２０％）を超えていた。このため、鋼板４８,４９では、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板５０は、Ｃａ含有量が０．０００４％であり、本発明で規定する下限値（０．０００５％）に満たなかった。このため、優れた低温靭性を得られなかった。
比較例に係る鋼板５１は、Ｃｒ含有量が１．３０％であり、本発明で規定する上限値（１．２０％）を超えていた。このため、鋼板５１では、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板５２は、Ｂ含有量が０．０３００％であり、本発明で規定する上限値（０．００２５％）を超えていた。このため、鋼板５２では、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板５３は、Ｔｉ含有量が０．０５４０％であり、本発明で規定する上限値（０．０５０％）を超えていた。このため、鋼板５３では、優れた低温靭性が得られなかった。
比較例に係る鋼板５４は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０８％であり、本発明で規定する上限値（０．１０％）を超えていた。このため、鋼板５４では、優れた低温靭性が得られなかった。
本発明によれば、溶接性および加工性に優れ、かつ寒冷地においても十分な靭性を有する耐摩耗鋼板が得られる。本発明に係る耐摩耗鋼板は、寒冷地においても優れた靭性および耐摩耗性が要求される部材、たとえば、土木または鉱山用の建設機械等の大型の産業機械の構成部材として好適に利用できる。
Claims (5)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．２０〜１．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５０〜０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００８％、
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜０．０２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
不純物としてのＰ、Ｓ、およびＮが、それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４％以下、およびＮ：０．００５％以下であり、
下記（ｉ）式を満足し、
表面硬度がブリネル硬度でＨＢＷ４００〜５００であり、
ミクロ組織が、マルテンサイトの面積率が９０％以上、残部がベイナイト及び不可避的組織であり、前記ベイナイトはラスがセメンタイトを内包し、
旧オーステナイト粒径が３２μｍ以上である、耐摩耗鋼板。
０．０７０≦（５×Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋１０×Ｃａ）≦０．２５０ ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式において、各元素記号は耐摩耗鋼板に含まれる各元素の質量％での含有量を示す。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．２０〜１．００％、
Ｎｉ：０．２０〜１．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．００％、および
Ｖ：０．００５〜０．０２％
から選択された１種以上を含有する、請求項１に記載の耐摩耗鋼板。 - ミクロ組織が、マルテンサイトの面積率が９０％以上であり、ラスがセメンタイトを内包するベイナイトを面積率で２〜８％含む、請求項１または２に記載の耐摩耗鋼板。
- 請求項１または２に記載の化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを、圧延開始温度が１０００℃以下で、圧延完了温度が（Ａｒ３点−１００℃）以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、
前記圧延材を冷却する第１冷却工程、
前記冷却後の圧延材を、Ａｃ３点以上かつ９５０℃以下の温度に再加熱する再加熱工程、および
前記再加熱後の圧延材をＡｃ３点以上の温度から冷却速度１０.０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する第２冷却工程を備える、請求項１〜３のいずれかに記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 - 請求項１または２に記載の化学組成を有するスラブを９００〜１２００℃に加熱する加熱工程、
前記加熱後のスラブを、圧延開始温度が１０００℃以下で、圧延完了温度がＡｒ３点以上かつ（Ａｒ３点＋１５０℃）以下となるように圧延して圧延材を得る圧延工程、および
前記圧延材をＡｒ３点以上の温度から冷却速度３．０℃／ｓ以上で２００℃以下まで冷却する冷却工程を備える、請求項１〜３のいずれかに記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
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