JP6607210B2 - Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet - Google Patents

Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet Download PDF

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Description

本発明は、低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立させた耐摩耗鋼板に関するものである。また、本発明は耐摩耗鋼板の製造方法に関するものである。   The present invention relates to a wear-resistant steel sheet that achieves both low-temperature toughness and wear resistance at a high level. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of an abrasion-resistant steel plate.

建設、土木、鉱業などの分野で使用される産業機械、部品、運搬機器(例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットコンベヤー、岩石破砕装置)などは、岩石、砂、鉱石などによるアブレッシブ摩耗、すべり摩耗、衝撃摩耗などの摩耗にさらされる。そのため、そのような産業機械、部品、運搬機器に用いられる鋼板には、寿命を向上させるために耐摩耗性に優れることが求められる。   Industrial machinery, parts, and transport equipment (eg, excavators, bulldozers, hoppers, bucket conveyors, rock crushing devices) used in the fields of construction, civil engineering, mining, etc., are subject to abrasive wear and slip due to rock, sand, ore, etc. Exposed to wear, such as wear and impact wear. Therefore, the steel plates used for such industrial machines, parts, and transportation equipment are required to have excellent wear resistance in order to improve the life.

鋼板の耐摩耗性は、硬さ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、多量のCとMn,Cr等の合金元素を添加した合金鋼に焼入等の熱処理を行うことによって得られる高硬度鋼が、耐摩耗鋼として幅広く用いられてきた。   It is known that the wear resistance of a steel sheet can be improved by increasing the hardness. Therefore, high-hardness steel obtained by performing heat treatment such as quenching on alloy steel to which a large amount of C and alloy elements such as Mn and Cr are added has been widely used as wear-resistant steel.

一方、硬さを高くすると靭性が低下するが、そのような中で、高硬度と高靭性を両立させた耐磨耗鋼板が提案されてきた(特許文献1〜3参照)。
たとえば、特許文献1には、成分系とその加熱圧延・熱処理の最適化によって、板厚中心部の組織の制御とオーステナイト粒微細化の確保による板厚中心部までの均質な高硬度と高靱性の両立させた、表面ブリネル硬度HB≧470の厚手耐摩耗鋼板が開示されている。また、特許文献2には、炭素当量Ceqを低くする代わりに特性値Mrを所定の値に調整して、強度と耐摩耗性を確保しつつ、低温溶接割れ性と低温靱性を両立させた耐摩耗鋼板が開示されている。さらに、特許文献3には、成分指標値Haを所定の値に調整し、鋼片を1200℃〜1250℃の温度範囲に加熱して製造した、耐摩耗性と低温靱性に優れた耐摩耗鋼板が開示されている。
On the other hand, when the hardness is increased, the toughness decreases, but in such a situation, wear-resistant steel sheets that have both high hardness and high toughness have been proposed (see Patent Documents 1 to 3).
For example, Patent Document 1 discloses that the composition system and its heat rolling / heat treatment are optimized to control the structure at the center of the plate thickness and ensure the austenite grain refinement to achieve a uniform high hardness and high toughness up to the center of the plate thickness. A thick wear-resistant steel sheet having a surface Brinell hardness HB ≧ 470, which is compatible with the above, is disclosed. In Patent Document 2, instead of lowering the carbon equivalent Ceq, the characteristic value Mr is adjusted to a predetermined value to ensure strength and wear resistance, while at the same time achieving both low-temperature weld cracking resistance and low-temperature toughness. A worn steel sheet is disclosed. Furthermore, Patent Document 3 discloses a wear-resistant steel plate having excellent wear resistance and low-temperature toughness manufactured by adjusting the component index value Ha to a predetermined value and heating the steel slab to a temperature range of 1200 ° C to 1250 ° C. Is disclosed.

特許第4259145号Japanese Patent No. 4259145 特許第3698082号Japanese Patent No. 3698082 特許第3273404号Japanese Patent No. 3273404

V.K.LAKSHMANAN: METALLURGICAL TRANSACTION A, Vol.15A(1984), p.541V.K.LAKSHMANAN: METALLURGICAL TRANSACTION A, Vol.15A (1984), p.541

ところで、上記特許文献1〜3は、いずれもNbを含む耐摩耗鋼板である。一般に、耐摩耗鋼板において、Nbを添加すると、靱性が改善される。これは、Nbが主にNbCとしておおよそ1000℃以下といった比較的低温で析出する元素であり、このNbCが結晶粒径の粗大化を抑制するピンニング粒子として作用するために、結晶粒径を微細化するためと考えられる。しかし、特許文献1〜3に記載された技術では、連続鋳造後のスラブ冷却時や熱間圧延後の鋼板冷却時に析出したNbCが、粗大化し、疎に分散しているので、NbC粒子が存在する所と存在しない所でピンニング効果が異なることになる。そのため、鋼板の組織は、大きな旧オーステナイト粒(以下、オーステナイト粒をγ粒とも称する)由来のマルテンサイトと小さな旧γ粒由来のマルテンサイトが混在した混粒組織となる。これは、NbCの高い固溶温度に起因する未固溶NbCの残存と、NbCの微細粒子の消滅および粗大粒子の更なる粗大化が進行するオストワルド成長と、を原因とするNb添加鋼特有の課題である。   By the way, the said patent documents 1-3 are all the abrasion-resistant steel plates containing Nb. Generally, when Nb is added to a wear-resistant steel plate, toughness is improved. This is an element in which Nb mainly precipitates at a relatively low temperature of approximately 1000 ° C. or less as NbC. Since this NbC acts as a pinning particle that suppresses coarsening of the crystal grain size, the crystal grain size is refined. It is thought to do. However, in the techniques described in Patent Documents 1 to 3, NbC precipitated during slab cooling after continuous casting or during steel sheet cooling after hot rolling is coarsened and sparsely dispersed, so that NbC particles exist. The pinning effect is different between the place where it is present and the place where it does not exist. Therefore, the steel sheet has a mixed grain structure in which martensite derived from large prior austenite grains (hereinafter, austenite grains are also referred to as γ grains) and martensite derived from small prior γ grains are mixed. This is a characteristic of Nb-added steel due to the remaining of undissolved NbC due to the high solution temperature of NbC and the Ostwald growth in which fine particles of NbC disappear and further coarsening of coarse particles proceeds. It is a problem.

また、シャルピー衝撃試験では、ノッチ近傍に存在する最も靭性の低い結晶粒組織(以下、単に組織とも称する) を起点に亀裂が発生し、鋼板の破壊が進行するため、混粒組織の場合は混在する大きさが異なる組織の内、最も粗大な組織の靭性値が支配的となる。そのため、さらに低温靭性を向上させるためには、混粒組織ではなく、平均的に結晶粒径が小さい整粒組織とする必要がある。
さらに、近年では、従来よりも厳しい環境下で産業機械や運搬機器などが使用されることも多い。それにともなって、鋼材にも従来よりも良好な特性が求められており、特により低い温度でも良好な低温靱性が要求されるようになっている。
In the Charpy impact test, cracks occur starting from the crystal structure with the lowest toughness existing in the vicinity of the notch (hereinafter also simply referred to as the structure), and the steel sheet breaks down. Among the structures with different sizes, the toughness value of the coarsest structure is dominant. Therefore, in order to further improve the low temperature toughness, it is necessary to use a sized structure having a small crystal grain size on average, not a mixed grain structure.
Furthermore, in recent years, industrial machines and transportation equipment are often used in a severer environment than before. Along with this, steel materials are also required to have better characteristics than before, and good low temperature toughness is required even at lower temperatures.

本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立させた耐摩耗鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、前記耐摩耗鋼板を製造する方法について提供することを目的とする。   This invention is made | formed in view of the said actual condition, and it aims at providing the wear-resistant steel plate which made low-temperature toughness and abrasion resistance compatible at a high level. Moreover, an object of this invention is to provide about the method of manufacturing the said abrasion-resistant steel plate.

本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、以下の知見を得た。まず、熱間圧延前の加熱で、スラブ等の鋼素材に析出している粗大NbCを固溶させるために、非特許文献1に示された下記の(1)式で計算される溶解温度以上に鋼素材を加熱する。鋼素材の加熱に続いて行う熱間圧延では、鋼素材に導入された転位が再結晶の駆動力として消費されない温度域かつNbCの析出が生じる温度域で強圧下を行う。この圧延条件により、前記転位を核としてNbCを均一に微細分散させることができる。さらに、析出したNbCのオストワルド成長を抑制するため、熱間圧延後の鋼板を急速冷却して、微細なNbCが鋼板中に密に分散した状態を維持し、その後再加熱焼入れ処理を行う。これらのことから、靭性に優れた整粒旧γ粒組織が得られることを見出した。
T*=7920/(3.4−log[Nb][C]0.87)−273・・・(1)
As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors have obtained the following knowledge. First, in order to dissolve coarse NbC precipitated in a steel material such as a slab by heating before hot rolling, the melting temperature calculated by the following formula (1) shown in Non-Patent Document 1 is exceeded. Heat the steel material. In the hot rolling performed following the heating of the steel material, strong reduction is performed in a temperature range where dislocations introduced into the steel material are not consumed as a driving force for recrystallization and precipitation of NbC occurs. Under this rolling condition, NbC can be uniformly and finely dispersed using the dislocations as nuclei. Furthermore, in order to suppress the Ostwald growth of the precipitated NbC, the steel sheet after hot rolling is rapidly cooled to maintain a state in which fine NbC is densely dispersed in the steel sheet, and then a reheating quenching process is performed. From these things, it discovered that the sized old γ grain structure excellent in toughness was obtained.
T * = 7920 / (3.4-log [Nb] [C] 0.87 ) -273 (1)

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
1.質量%で、
C :0.34%超0.51%以下、
Si:0.1%以上3.0%以下、
Mn:0.50%以上3.00%以下、
P :0.025%以下、
S :0.02%以下、
Cr:0.2%以上2.0%以下、
Nb:0.005%以上0.100%以下、
Ti:0.005%以上0.100%以下、
Al:0.001%以上0.100%以下、
B :0.0005%以上0.0100%以下および
N :0.01%以下
を含み、残部Fe及び不可避不純物である成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置の組織が体積率で90%以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均径が15μm以下、かつ最大径が35μm以下である組織を有し、
鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで560〜690HBW10/3000である耐摩耗鋼板。
This invention is made | formed based on the said knowledge, The summary structure is as follows.
1. % By mass
C: more than 0.34% and 0.51% or less,
Si: 0.1% to 3.0%,
Mn: 0.50% or more and 3.00% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.02% or less,
Cr: 0.2% to 2.0%,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less,
Al: 0.001% or more and 0.100% or less,
B: 0.0005% or more and 0.0100% or less and N: 0.01% or less, the balance Fe and the inevitable impurities component composition,
The structure at a depth of 1/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet is martensite with a volume ratio of 90% or more, and has an average austenite grain average diameter of 15 μm or less and a maximum diameter of 35 μm or less. ,
A wear-resistant steel sheet having a Brinell hardness of 560 to 690 HBW 10/3000 at a 1/4 depth position from the surface of the steel sheet.

2.前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:0.01%以上2.00%以下、
Ni:0.01%以上5.00%以下、
Mo:0.01%以上3.00%以下、
V :0.001%以上1.000%以下、
W :0.01%以上1.50%以下、
Ca:0.0001%以上0.0200%以下、
Mg:0.0001%以上0.0200%以下および
REM:0.0005%以上0.0500%以下
から選択される一種または二種以上を含む、前記1に記載の耐摩耗鋼板。
2. The component composition is further mass%,
Cu: 0.01% or more and 2.00% or less,
Ni: 0.01% or more and 5.00% or less,
Mo: 0.01% to 3.00%,
V: 0.001% to 1.000%,
W: 0.01% or more and 1.50% or less,
Ca: 0.0001% or more and 0.0200% or less,
2. The wear-resistant steel sheet according to 1 above, comprising one or more selected from Mg: 0.0001% to 0.0200% and REM: 0.0005% to 0.0500%.

3.質量%で、
C :0.34%超0.51%以下、
Si:0.1%以上3.0%以下、
Mn:0.50%以上3.00%以下、
P :0.025%以下、
S :0.02%以下、
Cr:0.2%以上2.0%以下、
Nb:0.005%以上0.100%以下、
Ti:0.005%以上0.100%以下、
Al:0.001%以上0.100%以下、
B :0.0005%以上0.0100%以下および
N :0.01%以下
を含み、残部Fe及び不可避不純物である成分組成を有する鋼素材を、下記(1)式で表される温度T*℃以上1300℃以下に加熱し、
前記加熱された鋼素材を、該鋼素材の表面から板厚の1/4深さ位置の温度が1000℃以下850℃以上の範囲の総圧下率を30%以上とする熱間圧延を行って熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、該熱延鋼板の表面から板厚1/4深さ位置の温度が800℃以下600℃以上の範囲を平均冷却速度1℃/s以上で冷却し、
その後、Ac3以上950℃以下の温度で前記熱延鋼板の再加熱を行った後、該鋼板の表面から板厚1/4深さ位置の温度が800℃以下300℃以上の範囲を平均冷却速度1℃/s以上で冷却する耐摩耗鋼板の製造方法。

T*=7920/(3.4−log[Nb][C]0.87)−273・・・(1)
3. % By mass
C: more than 0.34% and 0.51% or less,
Si: 0.1% to 3.0%,
Mn: 0.50% or more and 3.00% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.02% or less,
Cr: 0.2% to 2.0%,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less,
Al: 0.001% or more and 0.100% or less,
B: 0.0005% or more and 0.0100% or less and N: 0.01% or less, and a steel material having a component composition that is the remaining Fe and inevitable impurities is represented by a temperature T * represented by the following formula (1). Heated to not less than 1 ° C and not more than 1300 ° C,
The heated steel material is hot-rolled so that the total rolling reduction is 30% or more when the temperature at the 1/4 depth position of the plate thickness from the surface of the steel material is 1000 ° C. or lower and 850 ° C. or higher. Hot rolled steel sheet,
The hot-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 1 ° C./s or more in a range where the temperature at a 1/4 depth position from the surface of the hot-rolled steel sheet is 800 ° C. or lower and 600 ° C. or higher,
Then, after reheating the hot-rolled steel sheet at a temperature of Ac 3 or higher and 950 ° C. or lower, an average cooling is performed in the range where the temperature at the depth position of the plate thickness 1/4 from the surface of the steel sheet is 800 ° C. or lower and 300 ° C. or higher A method for producing a wear-resistant steel sheet that is cooled at a rate of 1 ° C / s or more.
T * = 7920 / (3.4-log [Nb] [C] 0.87 ) -273 (1)

4.前記鋼素材は、さらに、質量%で、
Cu:0.01%以上2.00%以下、
Ni:0.01%以上5.00%以下、
Mo:0.01%以上3.00%以下、
V :0.001%以上1.000%以下、
W :0.01%以上1.50%以下、
Ca:0.0001%以上0.0200%以下、
Mg:0.0001%以上0.0200%以下および
REM:0.0005%以上0.0500%以下
から選択される一種または二種以上を含む、前記3に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
4). The steel material is further mass%,
Cu: 0.01% or more and 2.00% or less,
Ni: 0.01% or more and 5.00% or less,
Mo: 0.01% to 3.00%,
V: 0.001% to 1.000%,
W: 0.01% or more and 1.50% or less,
Ca: 0.0001% or more and 0.0200% or less,
4. The method for producing a wear-resistant steel plate according to 3 above, comprising one or two or more selected from Mg: 0.0001% to 0.0200% and REM: 0.0005% to 0.0500%.

5.さらに、前記鋼板を100℃以上350℃以下の温度で焼戻す、前記3または4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。 5. Furthermore, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate according to 3 or 4 above, wherein the steel plate is tempered at a temperature of 100 ° C. or higher and 350 ° C. or lower.

本発明によれば、結晶粒径のばらつきが小さい微細整粒組織とすることで、−60℃という低温でも優れた低温靭性を有し、かつ低温靭性と耐摩耗性を高い水準で両立した耐摩耗鋼板を提供することができる。ここで、優れた低温靭性とは、−60℃でのシャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギーが35J以上であることを指し、また高い耐摩耗性とは、鋼板のブリネル硬さが560〜690HBW10/3000以上であることを指す。   According to the present invention, a finely sized structure having a small variation in crystal grain size has excellent low temperature toughness even at a low temperature of −60 ° C., and has both low temperature toughness and wear resistance at a high level. A worn steel sheet can be provided. Here, the excellent low temperature toughness means that the impact absorption energy by Charpy impact test at −60 ° C. is 35 J or more, and the high wear resistance means that the Brinell hardness of the steel sheet is 560 to 690 HBW 10/3000. It means that it is above.

[成分組成]
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明では、耐摩耗鋼板およびその製造に用いられる鋼素材が、上記した成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味するものとする。
[Ingredient composition]
Next, a method for carrying out the present invention will be specifically described. In the present invention, it is important that the wear-resistant steel plate and the steel material used for the production thereof have the above-described component composition. First, the reason why the composition of steel is limited as described above in the present invention will be described. In addition, "%" regarding a component composition shall mean "mass%" unless there is particular notice.

C:0.34%超0.51%以下
Cは、マルテンサイト基地の硬さを高くするために必須の元素である。C含有量が0.34%以下であると、マルテンサイト組織中における固溶C量が少なくなるため、耐摩耗性が低下する。一方、C含有量が0.51%を超えると、溶接性および加工性が低下する。そのため、本発明ではC含有量を0.34%超0.51%以下とする。なお、好ましいC含有量の下限は、0.35%である。また好ましいC含有量の上限は、0.50%である。
C: more than 0.34% and 0.51% or less C is an essential element for increasing the hardness of the martensite base. When the C content is 0.34% or less, the amount of dissolved C in the martensite structure is reduced, so that the wear resistance is lowered. On the other hand, when the C content exceeds 0.51%, weldability and workability deteriorate. Therefore, in the present invention, the C content is more than 0.34% and 0.51% or less. In addition, the minimum of preferable C content is 0.35%. Moreover, the upper limit of preferable C content is 0.50%.

Si:0.1%以上3.0%以下
Siは、脱酸に有効な元素であるが、Si含有量が0.1%未満であると十分な効果を得ることができない。また、Siは、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。しかし、Si含有量が3.0%を超えると、延性および靭性が低下することに加えて、介在物量が増加する等の問題を生じる。そのため、Si含有量を0.1〜3.0%とする。 Si含有量は0.2〜2.8%であることが好ましいが、さらに、Si含有量の下限を0.3%とすることが好ましく、Si含有量の上限を2.2%とすることが好ましい。
Si: 0.1% or more and 3.0% or less Si is an element effective for deoxidation, but if the Si content is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. Si is an element that contributes to increasing the hardness of steel by solid solution strengthening. However, when the Si content exceeds 3.0%, problems such as an increase in the amount of inclusions occur in addition to a decrease in ductility and toughness. Therefore, the Si content is set to 0.1 to 3.0%. The Si content is preferably 0.2 to 2.8%, but the lower limit of the Si content is preferably 0.3%, and the upper limit of the Si content is 2.2%. Is preferred.

Mn:0.50%以上3.00%以下
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Mnを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬さがさらに高くなり、その結果、耐摩耗性を向上させることができる。Mn含有量が0.50%未満であると前記効果を十分に得ることができないため、Mn含有量を0.50%以上とする。一方、Mn含有量が3.00%を超えると、溶接性と靭性が低下する。そのため、Mn含有量を3.00%以下とする。なお、好ましいMn含有量の下限は0.60%であり、さらに好ましくは0.70%である。また、好ましいMn含有量の上限は2.70%であり、さらに好ましくは2.40%であり、さらに好ましくは、2.10%である。
Mn: 0.50% or more and 3.00% or less Mn is an element having a function of improving the hardenability of steel. By adding Mn, the hardness of the steel after quenching is further increased, and as a result, the wear resistance can be improved. If the Mn content is less than 0.50%, the above effect cannot be obtained sufficiently, so the Mn content is 0.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, the weldability and toughness deteriorate. Therefore, the Mn content is 3.00% or less. In addition, the minimum of preferable Mn content is 0.60%, More preferably, it is 0.70%. Moreover, the upper limit of preferable Mn content is 2.70%, More preferably, it is 2.40%, More preferably, it is 2.10%.

P:0.025%以下
Pは、脆化効果の大きい元素であり、多量に含有すると、鋼の靭性を低下させる。そのため、P含有量を0.025%以下とする。なお、P含有量を0.020%以下とすることがさらに好ましい。一方、Pは少ないほど好ましいため、P含有量の下限は特に限定されず、0%であってもよい。しかし、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%超であってもよい。なお、過度の低P化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、P含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
P: 0.025% or less P is an element having a large embrittlement effect, and when contained in a large amount, it lowers the toughness of steel. Therefore, the P content is 0.025% or less. Note that the P content is more preferably 0.020% or less. On the other hand, since the smaller the amount of P, the lower the P content is not particularly limited, and it may be 0%. However, since P is an element inevitably contained in the steel as an impurity, it may be industrially more than 0%. In addition, since excessively low P leads to the increase in refining time and a cost, it is preferable to make P content 0.001% or more.

S:0.02%以下
Sは、鋼の靭性を低下させるため、S含有量を0.02%以下とする。S含有量を0.015%以下とすることがさらに好ましい。一方、Sは少ないほど好ましいため、S含有量の下限は特に限定されず、0%であってもよいが、工業的には0%超であってもよい。なお、過度の低S化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、S含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。
S: 0.02% or less Since S reduces the toughness of steel, the S content is set to 0.02% or less. More preferably, the S content is 0.015% or less. On the other hand, the lower the S content, the better. Therefore, the lower limit of the S content is not particularly limited, and may be 0%, but may be industrially over 0%. In addition, since excessively low S causes increase in refining time and cost, it is preferable to make S content 0.0001% or more.

Cr:0.2%以上2.0%以下
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる機能を有する元素である。Crを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬さがより高くなり、その結果、鋼板の耐摩耗性を向上させることができる。前記効果を得るためには、Cr含有量を0.2%以上とする必要がある。一方、Cr含有量が2.0%を超えると溶接性が低下する。そのため、Cr含有量を0.2〜2.0%とする。Cr含有量の好ましい下限は0.3%であり、さらに好ましくは0.4%である。また、Cr含有量の好ましい上限は1.8%であり、さらに好ましくは1.6%である。
Cr: 0.2% or more and 2.0% or less Cr is an element having a function of improving the hardenability of steel. By adding Cr, the hardness of the steel after quenching becomes higher, and as a result, the wear resistance of the steel sheet can be improved. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Cr content 0.2% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.0%, the weldability decreases. Therefore, the Cr content is set to 0.2 to 2.0%. The minimum with preferable Cr content is 0.3%, More preferably, it is 0.4%. Moreover, the upper limit with preferable Cr content is 1.8%, More preferably, it is 1.6%.

Nb:0.005%以上0.100%以下
Nbは、NbCとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、結晶粒の成長を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Nb含有量を0.005%以上とする必要がある。一方、Nb含有量が0.100%を超えると、溶接性が低下する。そのため、Nb含有量を0.005〜0.100%とする。Nb含有量の好ましい下限は0.009%であり、さらに好ましくは0.011%である。また、Nb含有量の好ましい上限は0.070%であり、さらに好ましくは0.065%である。
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less Nb is an element having the effect of pinning the movement of crystal grain boundaries and suppressing the growth of crystal grains by precipitating as NbC. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Nb content 0.005% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.100%, the weldability decreases. Therefore, the Nb content is set to 0.005 to 0.100%. The minimum with preferable Nb content is 0.009%, More preferably, it is 0.011%. Moreover, the upper limit with preferable Nb content is 0.070%, More preferably, it is 0.065%.

Ti:0.005%以上0.100%以下
Tiは、TiNとして析出することで結晶粒界の移動をピン止めし、粒成長を抑制する効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ti含有量を0.005%以上とすることが必要である。一方、Ti含有量が0.100%を超えると、鋼の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Ti含有量を0.005〜0.100%とする。Ti含有量の好ましい下限は0.009%であり、さらに好ましくは0.024%である。また、Ti含有量の好ましい上限は0.060%であり、さらに好ましくは0.055%である。
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less Ti is an element having an effect of suppressing the grain growth by pinning the movement of the grain boundary by being precipitated as TiN. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Ti content 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, the cleanliness of the steel decreases, and as a result, the ductility and toughness decrease. Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.100%. The minimum with preferable Ti content is 0.009%, More preferably, it is 0.024%. Moreover, the upper limit with preferable Ti content is 0.060%, More preferably, it is 0.055%.

Al:0.001%以上0.100%以下
Alは、脱酸剤として有効であるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒径を小さくする効果を有する元素である。前記効果を得るためにはAl含有量を0.001%以上とする必要がある。一方、Al含有量が0.100%を超えると、鋼素材や鋼板の清浄度が低下し、その結果、延性および靭性が低下する。そのため、Al含有量を0.001〜0.100%とする。好ましくは、0.005〜0.080%の範囲である。
Al: 0.001% or more and 0.100% or less Al is an element that is effective as a deoxidizing agent and has an effect of reducing the austenite grain size by forming a nitride. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Al content 0.001% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, the cleanliness of the steel material and the steel sheet is lowered, and as a result, ductility and toughness are lowered. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.100%. Preferably, it is 0.005 to 0.080% of range.

B :0.0005%以上0.0100%以下
Bは、極微量の添加で焼入れ性を向上させることにより、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、B含有量を0.0005%以上とする必要がある。一方、B含有量が0.0100%を超えると、溶接性が低下する。そのため、B含有量を0.0005〜0.0100%とする。なお、B含有量の好ましい下限は0.0007%であり、さらに好ましくは0.0009%である。また、B含有量の好ましい上限は0.0050%である。
B: 0.0005% or more and 0.0100% or less B is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by improving the hardenability by adding a trace amount. In order to acquire the said effect, B content needs to be 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, the weldability decreases. Therefore, the B content is set to 0.0005 to 0.0100%. In addition, the minimum with preferable B content is 0.0007%, More preferably, it is 0.0009%. Moreover, the upper limit with preferable B content is 0.0050%.

N:0.01%以下
Nは、延性、靭性を低下させる元素であるため、N含有量を0.01%以下とする。一方、Nは少ないほど好ましいため、N含有量の下限は特に限定されず、0%であってもよい。しかし、N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%超であってもよい。なお、過度の低N化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、N含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。
本発明の鋼板は、以上の成分を含み、残部がFeおよび不可避的不純物である。
N: 0.01% or less Since N is an element that decreases ductility and toughness, the N content is set to 0.01% or less. On the other hand, since the smaller N is, the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, since N is an element inevitably contained in steel as an impurity, it may be industrially more than 0%. In addition, since excessively low N causes an increase in refining time and an increase in cost, the N content is preferably 0.0005% or more.
The steel sheet of the present invention contains the above components, with the balance being Fe and inevitable impurities.

本発明の鋼板は、上記した成分を基本組成とするが、さらに焼入れ性や溶接性の向上を目的として任意に、Cu:0.01%以上2.00%以下、Ni:0.01%以上5.00%以下、Mo:0.01%以上3.00%以下、V:0.001%以上1.000%以下、W:0.01%以上1.50%以下、Ca:0.0001%以上0.0200%以下、Mg:0.0001%以上0.0200%以下およびREM:0.0005%以上0.0500%以下からなる群より選択される1種または2種以上を含有することができる。   The steel sheet of the present invention has the above-described components as a basic composition, but is optionally Cu: 0.01% or more and 2.00% or less, Ni: 0.01% or more for the purpose of improving hardenability and weldability. 5.00% or less, Mo: 0.01% to 3.00%, V: 0.001% to 1.000%, W: 0.01% to 1.50%, Ca: 0.0001 % Or more and 0.0200% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.0200% or less, and REM: 0.0005% or more and 0.0500% or less. Can do.

Cu:0.01%以上2.00%以下
Cuは、母材および靭性を大きく劣化させることなく焼入れ性を向上させることができる元素である。前記効果を得るために、Cu含有量を0.01%以上とする。一方、Cu含有量が2.00%を超えると、スケール直下に生成するCu濃化層に起因する鋼板割れが問題となる。そのため、Cuを添加する場合、Cu含有量を0.01〜2.00%とする。なお、Cu含有量は0.05〜1.50%とすることが好ましい。
Cu: 0.01% or more and 2.00% or less Cu is an element that can improve the hardenability without greatly degrading the base material and toughness. In order to acquire the said effect, Cu content shall be 0.01% or more. On the other hand, when Cu content exceeds 2.00%, the steel plate crack resulting from the Cu concentrated layer produced | generated just under a scale will be a problem. Therefore, when adding Cu, Cu content is made 0.01 to 2.00%. The Cu content is preferably 0.05 to 1.50%.

Ni:0.01%以上5.00%以下
Niは、焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ni含有量を0.01%以上とする。一方、Ni含有量が5.00%を超えると製造コストの増加が問題となる。そのため、Niを添加する場合、Ni含有量を0.01〜5.00%とする。なお、Ni含有量は0.05〜4.50%とすることが好ましい。
Ni: 0.01% or more and 5.00% or less Ni is an element having an effect of improving hardenability and improving toughness. In order to acquire the said effect, Ni content shall be 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 5.00%, an increase in manufacturing cost becomes a problem. Therefore, when adding Ni, the Ni content is set to 0.01 to 5.00%. Note that the Ni content is preferably 0.05 to 4.50%.

Mo:0.01%以上3.00%以下
Moは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Mo含有量を0.01%以上とする。しかし、Mo含有量が3.00%を超えると溶接性が低下する。そのため、Moを添加する場合、Mo含有量を0.01〜3.00%とする。なお、Mo含有量は0.05〜2.00%とすることが好ましい。
Mo: 0.01% to 3.00% Mo is an element that improves the hardenability of steel. In order to acquire the said effect, Mo content shall be 0.01% or more. However, when the Mo content exceeds 3.00%, the weldability decreases. Therefore, when adding Mo, Mo content is made 0.01 to 3.00%. The Mo content is preferably 0.05 to 2.00%.

V:0.001%以上1.000%以下
Vは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、V含有量を0.001%以上とする。一方、V含有量が1.000%を超えると、溶接性が低下する。そのため、Vを添加する場合、V含有量を0.001〜1.000%とする。
V: 0.001% or more and 1.000% or less V is an element having an effect of improving the hardenability of steel. In order to acquire the said effect, V content shall be 0.001% or more. On the other hand, if the V content exceeds 1.000%, the weldability decreases. Therefore, when V is added, the V content is set to 0.001 to 1.000%.

W:0.01%以上1.50%以下
Wは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るために、W含有量を0.01%以上とする。一方、W含有量が1.50%を超えると、溶接性が低下する。そのため、Wを添加する場合、W含有量を0.01〜1.50%とする。
W: 0.01% or more and 1.50% or less W is an element having an effect of improving the hardenability of steel. In order to acquire the said effect, W content shall be 0.01% or more. On the other hand, if the W content exceeds 1.50%, the weldability decreases. Therefore, when adding W, W content shall be 0.01 to 1.50%.

Ca:0.0001%以上0.0200%以下
Caは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、Ca含有量を0.0001%以上とする。一方、Ca含有量が0.0200%を超えると、清浄度が低下して鋼の靭性が損なわれる。そのため、Caを添加する場合、Ca含有量を0.0001〜0.0200%とする。
Ca: 0.0001% or more and 0.0200% or less Ca is an element that improves weldability by forming an oxysulfide having high stability at high temperatures. In order to acquire the said effect, Ca content shall be 0.0001% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0200%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel is impaired. Therefore, when adding Ca, the Ca content is set to 0.0001 to 0.0200%.

Mg:0.0001%以上0.0200%以下
Mgは、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るためには、Mg含有量を0.0001%以上とする必要がある。一方、Mg含有量が0.0200%を超えると、Mgの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、Mgを添加する場合、Mg含有量を0.0001〜0.0200%とする。
Mg: 0.0001% or more and 0.0200% or less Mg is an element that improves weldability by forming an oxysulfide having high stability at high temperatures. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Mg content 0.0001% or more. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.0200%, the effect of adding Mg is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when adding Mg, Mg content shall be 0.0001-0.0200%.

REM:0.0005%以上0.0500%以下
REM(希土類金属)は、高温での安定性が高い酸硫化物を形成することで溶接性を向上させる元素である。前記効果を得るために、REM含有量を0.0005%以上とする。一方、REM含有量が0.0500%を超えると、REMの添加効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。そのため、REMを添加する場合、REM含有量を0.0005〜0.0500%とする。
REM: 0.0005% or more and 0.0500% or less REM (rare earth metal) is an element that improves weldability by forming an oxysulfide having high stability at high temperatures. In order to acquire the said effect, REM content shall be 0.0005% or more. On the other hand, if the REM content exceeds 0.0500%, the effect of adding REM is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when adding REM, REM content shall be 0.0005 to 0.0500%.

[組織]
本発明の耐摩耗鋼板は、上記成分組成を有することに加えて、前記耐摩耗鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置(以下、1/4位置と示す)の組織が、体積率で90%以上のマルテンサイトであり、旧γ粒の平均粒径が15μm以下、かつ旧γ粒の最大粒径が35μm以下である組織を有する。鋼の組織を上記のように限定する理由を以下に説明する。
[Organization]
In addition to having the above component composition, the wear-resistant steel sheet of the present invention has a volume ratio of a structure at a 1/4 depth position (hereinafter referred to as 1/4 position) of the thickness from the surface of the wear-resistant steel sheet. And 90% or more of martensite, the average grain size of the old γ grains is 15 μm or less, and the maximum grain size of the old γ grains is 35 μm or less. The reason for limiting the steel structure as described above will be described below.

マルテンサイトの体積率:90%以上
焼入れが不十分であるために、マルテンサイトに上部ベイナイトが混在する組織を持つ鋼材は、硬さ、靭性が悪くなる。マルテンサイトの体積率が90%未満の場合、その現象が顕著となる。そのため、マルテンサイトの体積率を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、オーステナイトおよびベイナイトの組織が存在していてもよい。一方、マルテンサイトの体積率が高いほどよいため、前記体積率の上限は特に限定されず、100%であってもよい。なお、耐摩耗鋼板が使用される環境では、鋼板の表層から板厚1/4位置までの硬さおよび靭性が重要となる。前記マルテンサイトの体積率は、鋼板の表層に近いほど大きくなるので、前記マルテンサイトの体積率を、耐摩耗鋼板の1/4位置で評価した。そして、マルテンサイトの体積率が高くなるにしたがって、鋼板の硬さおよび靭性も共に高くなる。前記マルテンサイトの体積率は、実施例に記載した方法で求めることができる。
Martensite volume ratio: 90% or more Since the quenching is insufficient, a steel material having a structure in which upper bainite is mixed in martensite has poor hardness and toughness. The phenomenon becomes remarkable when the volume ratio of martensite is less than 90%. Therefore, the volume ratio of martensite is 90% or more. The remaining structure other than martensite is not particularly limited, but ferrite, pearlite, austenite, and bainite structures may exist. On the other hand, since the higher the volume ratio of martensite, the better, the upper limit of the volume ratio is not particularly limited, and may be 100%. In an environment where an abrasion-resistant steel plate is used, the hardness and toughness from the surface layer of the steel plate to the ¼ thickness position are important. Since the volume ratio of the martensite increases as it approaches the surface layer of the steel sheet, the volume ratio of the martensite was evaluated at a 1/4 position of the wear-resistant steel sheet. And as the volume fraction of martensite increases, both the hardness and toughness of the steel sheet increase. The volume ratio of the martensite can be obtained by the method described in the examples.

旧オーステナイト粒の平均粒径:15μm以下
マルテンサイトの旧オーステナイト粒径(旧γ粒径)が小さくなるほど、脆性破壊の発生と伝播が生じ難くなり、靭性が高くなる。したがって、旧γ粒の平均粒径は脆性亀裂伝播の支配因子である。旧γ粒の平均粒径が15μmを超えると、脆性破壊亀裂の伝播が起こりやすくなり靭性が低下する。そのため旧γ粒の平均粒径を15μm以下とする。一方、旧γ粒の平均粒径は小さいほどよいため、下限は特に限定されないが、通常は平均粒径は1μm以上である。なお、通常は、鋼板の表層に近いほど旧γ粒径が小さくなるため、前記旧γ粒の平均粒径は、耐摩耗鋼板の板厚の1/4位置における旧γ粒の円相当直径の平均値とした。前記旧γ粒の平均粒径は、後述の実施例に記載した方法で求めることができる。
Average particle size of prior austenite grains: 15 μm or less The smaller the prior austenite particle size (old γ particle size) of martensite, the less likely the occurrence and propagation of brittle fracture and the higher the toughness. Therefore, the average grain size of the prior γ grains is a dominant factor for brittle crack propagation. When the average grain size of the former γ grains exceeds 15 μm, the propagation of brittle fracture cracks tends to occur and the toughness is lowered. Therefore, the average particle diameter of the old γ grains is set to 15 μm or less. On the other hand, the smaller the average particle size of the prior γ particles, the better. Therefore, the lower limit is not particularly limited, but the average particle size is usually 1 μm or more. Normally, the closer the surface layer of the steel plate is, the smaller the old γ grain size becomes, so the average grain size of the old γ grain is the equivalent circle diameter of the old γ grain at the 1/4 position of the plate thickness of the wear-resistant steel plate. The average value was used. The average particle diameter of the old γ grains can be determined by the method described in the examples described later.

旧オーステナイト粒の最大粒径:35μm以下
鋼材の脆性破壊は、組織のうち、最も靭性が低い箇所を起点として発生する。旧オーステナイト粒径(旧γ粒径)が大きいほど靱性が悪くなるので、旧γ粒径が脆性亀裂発生の支配因子となる。また、脆性破壊発生、伝播時の全体の吸収エネルギーは、亀裂発生と伝播に要したエネルギーの和であるが、通常、亀裂発生時のエネルギーの方が大きい。そのため、全体の吸収エネルギーを大きくするには、旧γ粒径を小さくして、粗大な旧γ粒を少なくすることが重要である。
すなわち、旧γ粒の最大粒径が35μmを超えると、顕著に靭性が悪くなる。そのため旧γ粒の最大粒径を35μm以下とした。なお、通常は、鋼板の表層に近いほど旧γ粒径が小さくなるため、前記旧γ粒の最大粒径は、耐摩耗鋼板の板厚の1/4位置における旧γ粒の円相当直径の最大値とした。前記旧オーステナイト粒の最大径は、後述の実施例に記載した方法で求めることができる。
Maximum grain size of prior austenite grains: 35 μm or less Brittle fracture of a steel material occurs starting from a location having the lowest toughness in the structure. The larger the prior austenite particle size (old γ particle size), the worse the toughness, so the old γ particle size becomes the dominant factor for the occurrence of brittle cracks. Further, the total absorbed energy at the time of brittle fracture occurrence and propagation is the sum of the energy required for crack initiation and propagation, but usually the energy at the time of crack occurrence is larger. Therefore, in order to increase the total absorbed energy, it is important to reduce the old γ grain size and reduce the coarse old γ grain.
That is, when the maximum particle size of the old γ grains exceeds 35 μm, the toughness is remarkably deteriorated. Therefore, the maximum particle size of the old γ grains is set to 35 μm or less. In general, the closer to the surface layer of the steel sheet, the smaller the old γ grain size. Therefore, the maximum grain size of the old γ grain is the equivalent circle diameter of the old γ grain at the 1/4 position of the plate thickness of the wear-resistant steel sheet. Maximum value. The maximum diameter of the prior austenite grains can be obtained by the method described in Examples described later.

本発明では、前述したようにNbCを鋼板中に均一に微細分散させることで、旧γ粒の平均粒径を小さくかつ整粒組織とし、優れた低温靱性を得るものである。そのためには、板厚1/4位置で、NbCの数密度を5x105〜5x106/mm2とすることが有利である。この数密度が5x105/mm2よりも少ないと、旧γ粒の平均粒径を15μm以下にすること、または旧γ粒の最大粒径を35μm以下にすること、すなわち、微細かつ整粒組織を得ることが難しくなる。一方、NbCの数密度が5x106/mm2を超えると、旧γ粒が微細になりすぎて、鋼板の加工性が著しく悪くなるおそれがある。 In the present invention, as described above, NbC is uniformly finely dispersed in the steel sheet, whereby the average grain size of the old γ grains is made small and a sized structure, and excellent low temperature toughness is obtained. For that purpose, it is advantageous that the number density of NbC is 5 × 10 5 to 5 × 10 6 / mm 2 at the position of the plate thickness ¼. When the number density is less than 5 × 10 5 / mm 2, the average particle size of the old γ grains is set to 15 μm or less, or the maximum particle size of the old γ grains is set to 35 μm or less. It becomes difficult to get. On the other hand, when the number density of NbC exceeds 5 × 10 6 / mm 2 , the old γ grains become too fine, and the workability of the steel sheet may be remarkably deteriorated.

さらに、本発明の耐摩耗鋼板は、以下の硬さを有する。
[ブリネル硬さ]
ブリネル硬さ:560〜690HBW10/3000
鋼板の耐摩耗性は、硬さを大きくすることにより向上させることができる。鋼板の硬さとして、板厚1/4位置での硬さ試験の結果を代表値としたが、試験位置よりも表層側では焼入れ時の冷却速度が速いため、表層では板厚1/4位置と同等以上の硬さを有する。
硬さがブリネル硬さで560HBW未満の場合は、十分な耐摩耗性を得ることができない。一方、硬さがブリネル硬さで690HBW以上であると、曲げ加工性が劣化する。そのため、本発明では、板厚1/4位置での硬さを、ブリネル硬さで560〜690HBWとする。また、ブリネル硬さは、直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重3000kgfで測定した値とし、HBW10/3000と表記する。
Furthermore, the wear-resistant steel sheet of the present invention has the following hardness.
[Brinell hardness]
Brinell hardness: 560-690 HBW 10/3000
The wear resistance of the steel sheet can be improved by increasing the hardness. As the hardness of the steel plate, the result of the hardness test at the 1/4 position of the thickness was used as a representative value, but the cooling rate at the time of quenching was faster on the surface layer side than the test position, so that the thickness of the steel layer was 1/4 position. Have the same or higher hardness.
When the hardness is less than 560 HBW in terms of Brinell hardness, sufficient wear resistance cannot be obtained. On the other hand, when the hardness is 690 HBW or more in Brinell hardness, the bending workability is deteriorated. Therefore, in the present invention, the hardness at the 1/4 position of the plate thickness is set to 560 to 690 HBW in terms of Brinell hardness. The Brinell hardness is a value measured using a hard tungsten ball having a diameter of 10 mm and a load of 3000 kgf, and is expressed as HBW10 / 3000.

また、本発明の耐摩耗鋼板は、以下の衝撃吸収エネルギーを有することが好ましい。
[衝撃吸収エネルギー]
近年は、より厳しい環境下で鋼材が使用されるようになっており、従来よりも低い温度でも良好な靱性を発揮させるには、シャルピー衝撃試験における、−60℃での衝撃吸収エネルギーが15J以上であることが好ましい。
Moreover, it is preferable that the abrasion-resistant steel plate of the present invention has the following impact absorption energy.
[Shock absorption energy]
In recent years, steel materials have been used in more severe environments, and in order to exhibit good toughness even at lower temperatures than in the past, the impact absorption energy at −60 ° C. in the Charpy impact test is 15 J or more. It is preferable that

[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。
加熱温度:T*〜1300℃
鋼素材の加熱工程での加熱温度が、下記の式(1)で表されるT*℃より低いと、鋼素材の鋳造時に析出、成長し、疎に分布した粗大NbCが固溶せずにそのまま残存することになる。そのため、のちの焼入れ加熱時のNbCによるピンニング効果が、鋼材中で一様ではなくなり、混粒組織となる。つまり、NbCが存在しない所では粗大γ粒が成長するので、γ粒から変態するマルテンサイトも粗大化し、その結果、マルテンサイトも混粒になる。このような鋼素材から製造された鋼材では、靱性が低下する。
一方、前記加熱温度が1300℃よりも高いと、スケール生成量が多くなり鋼材歩留りが低下する。そのため、前記加熱温度をT*〜1300℃とする。なお、ここでの加熱温度は、鋼素材表面での温度とする。
T*=7920/(3.4−log[Nb][C]0.87)−273・・・(1)
[Production method]
Next, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate of this invention is demonstrated.
Heating temperature: T * ~ 1300 ° C
When the heating temperature in the heating process of the steel material is lower than T * ° C. represented by the following formula (1), the coarse NbC that is precipitated and grows during the casting of the steel material and does not dissolve in a solid state. It will remain as it is. Therefore, the pinning effect by NbC at the time of quenching and heating is not uniform in the steel material, resulting in a mixed grain structure. That is, since coarse γ grains grow where NbC does not exist, the martensite transformed from the γ grains also becomes coarse, and as a result, the martensite also becomes mixed grains. In steel materials manufactured from such steel materials, toughness is reduced.
On the other hand, when the heating temperature is higher than 1300 ° C., the amount of scale generation increases and the steel material yield decreases. Therefore, the said heating temperature shall be T * -1300 degreeC. The heating temperature here is the temperature at the surface of the steel material.
T * = 7920 / (3.4-log [Nb] [C] 0.87 ) -273 (1)

熱間圧延:1000℃以下850℃以上の範囲での総圧下率が30%以上
通常、熱間圧延が行われる700〜1300℃程度の温度域でのNbCの優先析出サイトは、γ粒界上である。このような場合は、析出したNbC粒子の間隔が広く、NbCはまばらに分布する。NbCを、微細に分散させて析出させるには、圧延によって鋼素材中に導入された転位上にNbCを析出させる、歪み誘起析出の活用が有効である。
総圧下率が30%未満の場合、NbCの析出サイトとなる転位量が少ないため、NbCの分散状態がまばらとなる。また圧延温度が850℃未満の場合は、NbCの析出の大部分は既に完了しているため、歪み誘起析出によるNbCの析出量が少なくなる。したがって、NbCの分散状態はまばらとなり、オーステナイト粒が混粒組織となる。そして、熱間圧延後の焼入れ加熱で微細整粒γ粒組織が得られなくなるので、靭性が低下する。
一方、1000℃を超える温度で圧延すると、導入された転位が回復し、再結晶することによりNbCの析出以前に転位が消滅する。そのため、前記転位がNbCの析出サイトとならない。そのため、前記熱間圧延条件を、1000℃以下850℃以上の温度範囲での総圧下率を30%以上とする。なお、この温度は板厚1/4位置における温度とする。
ここでの圧下率は、可逆式圧延機を用いる場合は、各圧延パスでの入側の板厚に対する出側の板厚の比とし、連続式圧延機を用いる場合は、各圧延スタンドの入側の板厚に対する出側の板厚の比とする。また、総圧下率は、可逆式圧延機を用いる場合は圧延パスごとの圧下率の和、連続式圧延機を用いる場合は圧延スタンドごとの圧下率の和とする。
なお、ここでの温度は、鋼素材表面の温度とする。
Hot rolling: The total rolling reduction in the range of 1000 ° C. or lower and 850 ° C. or higher is 30% or higher. Usually, the preferential precipitation site of NbC in the temperature range of about 700 to 1300 ° C. where hot rolling is performed is on the γ grain boundary. It is. In such a case, the interval between the precipitated NbC particles is wide, and NbC is sparsely distributed. In order to precipitate NbC finely dispersed, it is effective to use strain-induced precipitation in which NbC is precipitated on dislocations introduced into the steel material by rolling.
When the total rolling reduction is less than 30%, the amount of dislocations forming NbC precipitation sites is small, so that the dispersed state of NbC becomes sparse. When the rolling temperature is lower than 850 ° C., most of the precipitation of NbC has already been completed, so that the amount of NbC deposited by strain-induced precipitation decreases. Therefore, the dispersion state of NbC becomes sparse, and austenite grains become a mixed grain structure. And since the finely sized γ grain structure cannot be obtained by quenching and heating after hot rolling, the toughness is lowered.
On the other hand, when rolling is performed at a temperature exceeding 1000 ° C., the introduced dislocation recovers, and the dislocation disappears before the precipitation of NbC by recrystallization. Therefore, the dislocation does not become a NbC precipitation site. Therefore, the total rolling reduction in the temperature range of 1000 ° C. or lower and 850 ° C. or higher is set to 30% or higher. Note that this temperature is the temperature at the position where the plate thickness is 1/4.
When using a reversible rolling mill, the rolling reduction here is the ratio of the exit side thickness to the entrance side thickness at each rolling pass, and when using a continuous rolling mill, The ratio of the thickness of the outlet side to the thickness of the side. The total rolling reduction is the sum of rolling reductions for each rolling pass when using a reversible rolling mill, and the sum of rolling reductions for each rolling stand when using a continuous rolling mill.
The temperature here is the temperature of the steel material surface.

熱間圧延後の800℃以下600℃以上の温度域の平均冷却速度:1℃/s以上
熱間圧延後の鋼板の冷却速度が1℃未満の場合、析出していたNbC粒子のオストワルド成長により、微細粒子が消失し、粗大粒子がさらに粗大化するので、NbCの分散状態は疎となる。その結果、マルテンサイトが混粒組織となるので、低温靱性が悪化する。そのため、冷却速度を1℃/s以上とした。なお、この冷却速度は板厚1/4位置での800〜600℃間の平均冷却速度である。冷却速度の上限は、特に規定はしないが、200℃/s程度で十分である。
なお、板厚1/4位置の温度は、鋼板表面の温度をもとに、伝熱計算で求めることができる。
Average cooling rate in the temperature range of 800 ° C. or lower and 600 ° C. or higher after hot rolling: 1 ° C./s or higher When the cooling rate of the steel plate after hot rolling is less than 1 ° C., the Ostwald growth of the precipitated NbC particles Since the fine particles disappear and the coarse particles become coarser, the dispersed state of NbC becomes sparse. As a result, since martensite becomes a mixed grain structure, low temperature toughness deteriorates. Therefore, the cooling rate was set to 1 ° C./s or more. In addition, this cooling rate is an average cooling rate between 800-600 degreeC in plate | board thickness 1/4 position. The upper limit of the cooling rate is not particularly specified, but about 200 ° C./s is sufficient.
It should be noted that the temperature at the plate thickness 1/4 position can be obtained by heat transfer calculation based on the temperature of the steel plate surface.

焼入れの再加熱温度:Ac3〜950℃
前記の冷却終了後の鋼材に対して、焼入れを行う。
焼入れの再加熱温度がAc3未満の場合は、熱延後の組織が未変態のまま残存してしまい、硬さや靭性が低くなる。また、再加熱温度が950℃を超えると、γ粒の成長により旧γ粒径が粗大となるので、やはり靭性が低下する。そのため、焼入れ時の再加熱温度をAc3〜950℃とした。なお、Ac3は以下の(2)式で表される値を用いた。
Ac3(℃)=937−5722.765([C]/12.01−[Ti]/47.87)+56[Si]−19.7[Mn]−16.3[Cu]−26.6[Ni]−4.9[Cr]+38.1[Mo]+124.8[V]−136.3[Ti]−19[Nb]+3315[B]・・・(2)式
ここで、[ ]は該括弧内の元素の含有量(質量%)であり、該元素が添加されていない場合には0(ゼロ)とする。
なお、ここでの再加熱温度は、鋼板表面での温度とする。
Reheating temperature for quenching: Ac 3 to 950 ° C
Quenching is performed on the steel after completion of the cooling.
When the reheating temperature for quenching is less than Ac 3 , the structure after hot rolling remains untransformed, resulting in low hardness and toughness. On the other hand, when the reheating temperature exceeds 950 ° C., the old γ grain size becomes coarse due to the growth of γ grains, so that the toughness is also lowered. Therefore, the reheating temperature at the time of quenching was set to Ac 3 to 950 ° C. Incidentally, Ac 3 was used the value represented by the following equation (2).
Ac 3 (° C.) = 937-5722.765 ([C] /12.01- [Ti] /47.87) +56 [Si] -19.7 [Mn] -16.3 [Cu] -26.6 [Ni] −4.9 [Cr] +38.1 [Mo] +124.8 [V] −136.3 [Ti] −19 [Nb] +3315 [B] (2) Formula where [] Is the content (% by mass) of the element in the parenthesis, and is 0 (zero) when the element is not added.
In addition, let the reheating temperature here be the temperature in the steel plate surface.

焼入れの冷却速度:1℃/s以上
焼入れの冷却速度が1℃/s未満の場合、マルテンサイトの体積率が小さくなるので、硬さ、靭性が低下する。そのため、焼入れの冷却速度を1℃/s以上とする。なお、この冷却速度は板厚1/4位置での800〜300℃間の平均冷却速度である。冷却速度の上限は、特に規定はしないが、200℃/s程度で十分である。
Quenching cooling rate: 1 ° C./s or more When the quenching cooling rate is less than 1 ° C./s, the volume ratio of martensite becomes small, so the hardness and toughness are lowered. Therefore, the quenching cooling rate is set to 1 ° C./s or more. In addition, this cooling rate is an average cooling rate between 800-300 degreeC in plate | board thickness 1/4 position. The upper limit of the cooling rate is not particularly specified, but about 200 ° C./s is sufficient.

前記焼入れの冷却停止温度は特に限定されないが、冷却停止温度が250℃よりも高いと、マルテンサイトの体積率が小さくなり、鋼板の硬さが低くなる場合があるため、250℃以下とすることが好ましい。一方、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、不必要に冷却をし続けると製造効率が低下するため、冷却停止温度を20℃以上とすることが好ましい。
冷却停止温度は板厚1/4位置での温度である。
The quenching stop temperature of the quenching is not particularly limited, but if the cooling stop temperature is higher than 250 ° C, the volume ratio of martensite may be reduced, and the hardness of the steel sheet may be lowered. Is preferred. On the other hand, the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but if the cooling is continued unnecessarily, the production efficiency is lowered. Therefore, the cooling stop temperature is preferably 20 ° C. or higher.
The cooling stop temperature is a temperature at a position where the plate thickness is 1/4.

さらに、必要であれば、焼入れ後に100〜350℃の温度で焼戻す工程を設けることもできる。
焼戻し温度:100〜350℃
前記焼戻しの後に焼戻しを行う場合、焼戻し温度を100℃以上とすることにより、鋼板の靭性と加工性を向上させることができる。一方、焼戻し温度が350℃より高いと、マルテンサイトの著しい軟化が起こることがある。そのため、焼戻し温度を100〜350℃とする。焼戻しの時間は、適宜調整可能である。
焼戻し温度は、鋼板表面の温度である。
Furthermore, if necessary, a step of tempering at a temperature of 100 to 350 ° C. can be provided after quenching.
Tempering temperature: 100-350 ° C
When tempering is performed after the tempering, the toughness and workability of the steel sheet can be improved by setting the tempering temperature to 100 ° C. or higher. On the other hand, when the tempering temperature is higher than 350 ° C., martensite may be significantly softened. Therefore, the tempering temperature is set to 100 to 350 ° C. The tempering time can be adjusted as appropriate.
The tempering temperature is the temperature of the steel sheet surface.

次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
まず、連続鋳造法により、表1に示す成分組成のスラブを製造した。
Next, the present invention will be described more specifically based on examples. The following examples show preferred examples of the present invention, and the present invention is not limited to the examples.
First, the slab of the component composition shown in Table 1 was manufactured by the continuous casting method.

次に、得られたスラブに対して、加熱、熱間圧延、焼入れの各処理を順次行って鋼板を得た。さらに、一部の鋼板については、焼入れ後に焼戻しのための再加熱を行った。各工程の製造条件は、表2に示す通りである。なお、焼入れ後の冷却は、鋼板を移動させながら鋼板の表裏面より大流量で水を噴射して行った。鋼板温度は、鋼板表面の温度をもとに、伝熱計算で求めた。また、鋼板の焼入れ時の冷却は250℃以下まで行った。   Next, each treatment of heating, hot rolling, and quenching was sequentially performed on the obtained slab to obtain a steel plate. Furthermore, some steel plates were reheated for tempering after quenching. The manufacturing conditions for each step are as shown in Table 2. In addition, cooling after quenching was performed by jetting water at a large flow rate from the front and back surfaces of the steel plate while moving the steel plate. The steel plate temperature was obtained by heat transfer calculation based on the temperature of the steel plate surface. Moreover, cooling at the time of quenching of the steel sheet was performed to 250 ° C. or less.

得られた鋼板のそれぞれについて、以下に記す方法で、マルテンサイトの体積率、および旧γ粒径を測定した。測定結果を表2に示す。   About each of the obtained steel plates, the volume ratio of martensite and the prior γ grain size were measured by the method described below. The measurement results are shown in Table 2.

[マルテンサイトの体積率]
得られた各鋼板の長手方向1/4かつ幅中央位置から、板厚1/4位置が観察面となるようにサンプルを採取した。該サンプルの表面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて10mm×10mmの範囲を撮影した。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、その値を本発明におけるマルテンサイトの体積率とした。
[Martensite volume fraction]
A sample was collected from the obtained steel plate in the longitudinal direction 1/4 and the width center position so that the position of the plate thickness 1/4 was the observation surface. The surface of the sample was mirror-polished and further subjected to nital corrosion, and then an area of 10 mm × 10 mm was photographed using a scanning electron microscope (SEM). By analyzing the photographed image using an image analysis device, the area fraction of martensite was obtained, and the value was used as the volume fraction of martensite in the present invention.

[旧オーステナイト粒径]
旧オーステナイト粒径を測定するためのサンプルを、鋼板の長手方向1/4かつ幅方向中央から、板厚1/4位置が観察面となるように採取した。得られたサンプルの表面を鏡面研磨し、さらにピクリン酸で腐食した後、光学顕微鏡を用いて板の長手方向10mm分の範囲を倍率400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り、旧γ粒の平均粒径および最大粒径をそれぞれ求めた。なお、該旧オーステナイト粒径は、円相当直径として算出した。
[Old austenite grain size]
A sample for measuring the prior austenite grain size was taken from the longitudinal direction 1/4 and the center in the width direction of the steel sheet so that the position of the thickness 1/4 was the observation surface. The surface of the obtained sample was mirror-polished and further corroded with picric acid, and then a range of 10 mm in the longitudinal direction of the plate was photographed at a magnification of 400 times using an optical microscope. By analyzing the photographed image using an image analyzer, the average particle size and the maximum particle size of the former γ grains were obtained. The prior austenite particle size was calculated as an equivalent circle diameter.

さらに、得られた鋼板のそれぞれについて、以下に記す方法で、硬さとシャルピー衝撃吸収エネルギーを評価した。評価結果は、表2に示した通りである。   Furthermore, about each of the obtained steel plate, hardness and Charpy impact absorption energy were evaluated by the method described below. The evaluation results are as shown in Table 2.

[硬さ(ブリネル硬さ)]
耐摩耗性の指標として、鋼板の板厚1/4位置での硬さを測定した。測定に用いた試験片は、鋼板の板厚1/4位置が試験面となるよう、上述のようにして得られた各鋼板から採取した。該試験片の表面を鏡面研磨した後、JIS Z2243(2008)に準拠してブリネル硬さを測定した。測定には直径10mmのタングステン硬球を使用し、荷重は3000kgfとし、10点で試験を行い、その平均値をブリネル硬さとした。
ブリネル硬さが560〜690HBW10/3000である場合を、耐摩耗性に優れると判断した。
[Hardness (Brinell hardness)]
As an index of wear resistance, the hardness of the steel sheet at a 1/4 position was measured. The test piece used for the measurement was collected from each steel plate obtained as described above so that the position of the steel plate with a thickness of 1/4 was the test surface. After mirror-polishing the surface of the test piece, the Brinell hardness was measured according to JIS Z2243 (2008). For the measurement, a tungsten hard sphere having a diameter of 10 mm was used, the load was 3000 kgf, a test was performed at 10 points, and the average value was defined as Brinell hardness.
The case where the Brinell hardness was 560 to 690 HBW 10/3000 was judged to be excellent in wear resistance.

[シャルピー吸収エネルギー]
シャルピー衝撃試験片として、JISVノッチ試験片(JIS Z2242(2005))を、鋼板の長手方向1/4かつ幅中央の板厚1/4位置から、試験片の長手方向が鋼板の長手方向と平行になるように採取した。板厚に応じて、適宜試験片幅が2.5mm、5mm、7.5mmのサブサイズ試験片を用いた。試験温度を−60℃とし、その他の試験条件はJIS Z2242(2005)に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、−60℃での吸収エネルギーを求めた。(得られた吸収エネルギー)×10/(試験片幅)の式で試験片幅10mm相当に換算した値で評価した。試験片をそれぞれ6個用意し、6個の吸収エネルギー(換算後)の平均値をシャルピー吸収エネルギーとした。そして、−60℃での換算後の衝撃吸収エネルギーが15J以上である場合を、低温靱性に優れるとした。
[Charpy absorbed energy]
As a Charpy impact test piece, a JISV notch test piece (JIS Z2242 (2005)) was used, where the longitudinal direction of the test piece was parallel to the longitudinal direction of the steel sheet from the longitudinal direction 1/4 of the steel sheet and the thickness 1/4 of the center of the width. It collected so that it might become. Depending on the plate thickness, sub-size test pieces having test piece widths of 2.5 mm, 5 mm, and 7.5 mm were used as appropriate. The test temperature was −60 ° C., and the other test conditions were the Charpy impact test according to JIS Z2242 (2005), and the absorbed energy at −60 ° C. was obtained. Evaluation was made by a value converted to a test piece width of 10 mm by an equation of (obtained absorbed energy) × 10 / (test piece width). Six test pieces were prepared, and the average value of the six absorbed energy (after conversion) was defined as Charpy absorbed energy. And when the impact absorption energy after conversion in -60 degreeC is 15J or more, it was considered that it was excellent in low temperature toughness.

表2に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす耐摩耗鋼板は、ブリネル硬さ560HBW10/3000以上の優れた硬さと、−60℃という極低温での優れた低温靭性を兼ね備えていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の鋼板は、硬さおよび低温靭性の少なくとも一方が劣位であった。   As can be seen from the results shown in Table 2, the wear-resistant steel sheet satisfying the conditions of the present invention has an excellent hardness of Brinell hardness of 560 HBW 10/3000 or more and an excellent low temperature toughness at an extremely low temperature of −60 ° C. It was. On the other hand, the steel plate of the comparative example that does not satisfy the conditions of the present invention was inferior in at least one of hardness and low temperature toughness.

例えば、C含有量が低いNo.14の鋼板では、マルテンサイト基地中の固溶C量が少なくなるため硬さが劣っている。No.15の鋼板は、C含有量が高いため、硬さが高くなりすぎている。No.16の鋼板は、Nb含有量が低いため、NbCのピンニング効果が小さく、旧γ粒径が粗大になったため低温靭性が低い。No.17の鋼板は、B含有量が低いため、焼入れ性が不足した結果、マルテンサイト体積率が低くなり、硬さが低い。No.18の鋼板は、熱間圧延時の加熱温度がNb固溶温度T*よりも低いので、連続鋳造時に析出し、疎に分散した粗大NbCが再固溶せずに残存するため、部分的に旧γ粒径が粗大な組織となった結果、低温靭性が低い。No.19の鋼板は、熱間圧延時の1000〜850℃間の総圧下率が低いので、歪み誘起析出効果が小さく、NbCが疎に分散したため、部分的に旧γ粒径が粗大な組織となった結果、低温靭性が低い。No.20の鋼板は、熱間圧延後の冷却速度が遅いため、NbCのオストワルド成長が起こり、NbCが疎に分散したため、部分的に旧γ粒径が粗大な組織となった結果、低温靭性が低い。No.21の鋼板は、焼入れの再加熱温度がAc3よりも低いため、マルテンサイト体積率が小さくなり、その結果、硬さが劣っている。No.22の鋼板は、焼入れの再加熱温度が高いため、旧オーステナイト粒径が大きくなり、その結果、低温靭性が劣っている。No.23の鋼板は、焼入れの再加熱後の冷却速度が低いため、マルテンサイト変態が生じず、その結果、硬さが劣っている。No.24の鋼板は、焼戻し温度が高いため、マルテンサイトの軟化が起こり、その結果、硬さが劣っている。 For example, No. with low C content. In the steel plate of 14, the hardness is inferior because the amount of dissolved C in the martensite base is reduced. No. Since the steel plate No. 15 has a high C content, the hardness is too high. No. Since the steel plate No. 16 has a low Nb content, the pinning effect of NbC is small, and the old γ grain size becomes coarse, so the low temperature toughness is low. No. Since the steel plate No. 17 has a low B content, the hardenability is insufficient. As a result, the martensite volume fraction is low and the hardness is low. No. In No. 18, the heating temperature at the time of hot rolling is lower than the Nb solid solution temperature T *, so that the coarsely dispersed NbC deposited during continuous casting and remaining loosely does not re-dissolve, and thus partially. As a result of the coarse structure of the former γ grain size, the low temperature toughness is low. No. The steel plate No. 19 has a low total rolling reduction between 1000 and 850 ° C. during hot rolling, so the strain-induced precipitation effect is small, and NbC is sparsely dispersed, resulting in a partially coarse structure of the old γ grain size. As a result, low temperature toughness is low. No. Steel plate No. 20 has a slow cooling rate after hot rolling, so that Ostwald growth of NbC occurs and NbC is sparsely dispersed, resulting in a partially coarse structure of the old γ grain size, resulting in low low temperature toughness. . No. Since the steel plate No. 21 has a quenching reheating temperature lower than Ac 3 , the martensite volume ratio is small, and as a result, the hardness is inferior. No. Since the steel plate No. 22 has a high quenching reheating temperature, the prior austenite grain size becomes large, and as a result, the low temperature toughness is inferior. No. The steel plate No. 23 has a low cooling rate after reheating during quenching, so that martensitic transformation does not occur, and as a result, the hardness is inferior. No. Since the steel plate No. 24 has a high tempering temperature, the martensite is softened, and as a result, the hardness is inferior.

なお、鋼板の板厚1/4位置で分析装置付透過型電子顕微鏡にて50000倍の撮影を10視野分行い、NbC粒子の数密度を求めた。その結果、適合鋼はすべてNbCの数密度が5x105〜5x106/mm2に収まっていることを確認した。 In addition, 50000 times imaging | photography was performed for 10 visual fields with the transmission electron microscope with an analyzer in the board thickness 1/4 position of the steel plate, and the number density of the NbC particle | grain was calculated | required. As a result, it was confirmed that the number density of NbC was all within 5 × 10 5 to 5 × 10 6 / mm 2 in all the compatible steels.

Claims (5)

質量%で、
C :0.34%超0.51%以下、
Si:0.1%以上3.0%以下、
Mn:0.50%以上3.00%以下、
P :0.025%以下、
S :0.02%以下、
Cr:0.2%以上2.0%以下、
Nb:0.005%以上0.100%以下、
Ti:0.005%以上0.100%以下、
Al:0.001%以上0.100%以下、
B :0.0005%以上0.0100%以下および
N :0.01%以下
を含み、残部Fe及び不可避不純物である成分組成を有し、
鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置の組織が体積率で90%以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均径が15μm以下、かつ最大径が35μm以下である組織を有し、
鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで560〜690HBW10/3000である耐摩耗鋼板。
% By mass
C: more than 0.34% and 0.51% or less,
Si: 0.1% to 3.0%,
Mn: 0.50% or more and 3.00% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.02% or less,
Cr: 0.2% to 2.0%,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less,
Al: 0.001% or more and 0.100% or less,
B: 0.0005% or more and 0.0100% or less and N: 0.01% or less, the balance Fe and the inevitable impurities component composition,
The structure at a depth of 1/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet is martensite with a volume ratio of 90% or more, and has an average austenite grain average diameter of 15 μm or less and a maximum diameter of 35 μm or less. ,
A wear-resistant steel sheet having a Brinell hardness of 560 to 690 HBW 10/3000 at a 1/4 depth position from the surface of the steel sheet.
前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:0.01%以上2.00%以下、
Ni:0.01%以上5.00%以下、
Mo:0.01%以上3.00%以下、
V :0.001%以上1.000%以下、
W :0.01%以上1.50%以下、
Ca:0.0001%以上0.0200%以下、
Mg:0.0001%以上0.0200%以下および
REM:0.0005%以上0.0500%以下
から選択される一種または二種以上を含む、請求項1に記載の耐摩耗鋼板。
The component composition is further mass%,
Cu: 0.01% or more and 2.00% or less,
Ni: 0.01% or more and 5.00% or less,
Mo: 0.01% to 3.00%,
V: 0.001% to 1.000%,
W: 0.01% or more and 1.50% or less,
Ca: 0.0001% or more and 0.0200% or less,
The wear-resistant steel sheet according to claim 1, comprising one or more selected from Mg: 0.0001% to 0.0200% and REM: 0.0005% to 0.0500%.
質量%で、
C :0.34%超0.51%以下、
Si:0.1%以上3.0%以下、
Mn:0.50%以上3.00%以下、
P :0.025%以下、
S :0.02%以下、
Cr:0.2%以上2.0%以下、
Nb:0.005%以上0.100%以下、
Ti:0.005%以上0.100%以下、
Al:0.001%以上0.100%以下、
B :0.0005%以上0.0100%以下および
N :0.01%以下
を含み、残部Fe及び不可避不純物である成分組成を有する鋼素材を、下記(1)式で表される温度T*℃以上1300℃以下に加熱し、
前記加熱された鋼素材を、該鋼素材の表面から板厚の1/4深さ位置の温度が1000℃以下850℃以上の範囲の総圧下率を30%以上とする熱間圧延を行って熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、該熱延鋼板の表面から板厚1/4深さ位置の温度が800℃以下600℃以上の範囲を平均冷却速度1℃/s以上で冷却し、
その後、Ac以上950℃以下の温度で前記熱延鋼板の再加熱を行った後、該鋼板の表面から板厚1/4深さ位置の温度が800℃以下300℃以上の範囲を平均冷却速度1℃/s以上で冷却する
鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置の組織が体積率で90%以上のマルテンサイトであり、旧オーステナイト粒の平均径が15μm以下、かつ最大径が35μm以下である組織を有し、かつ鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置における硬さが、ブリネル硬さで560〜690HBW10/3000である耐摩耗鋼板の製造方法。

T*=7920/(3.4−log[Nb][C]0.87)−273・・・(1)
% By mass
C: more than 0.34% and 0.51% or less,
Si: 0.1% to 3.0%,
Mn: 0.50% or more and 3.00% or less,
P: 0.025% or less,
S: 0.02% or less,
Cr: 0.2% to 2.0%,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less,
Al: 0.001% or more and 0.100% or less,
B: 0.0005% or more and 0.0100% or less and N: 0.01% or less, and a steel material having a component composition that is the remaining Fe and inevitable impurities is represented by a temperature T * represented by the following formula (1). Heated to not less than 1 ° C and not more than 1300 ° C,
The heated steel material is hot-rolled so that the total rolling reduction is 30% or more when the temperature at the 1/4 depth position of the plate thickness from the surface of the steel material is 1000 ° C. or lower and 850 ° C. or higher. Hot rolled steel sheet,
The hot-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 1 ° C./s or more in a range where the temperature at a 1/4 depth position from the surface of the hot-rolled steel sheet is 800 ° C. or lower and 600 ° C. or higher,
Then, after reheating the hot-rolled steel sheet at a temperature of Ac 3 or higher and 950 ° C. or lower, the average cooling is performed in a range where the temperature at the 1/4 depth position from the surface of the steel sheet is 800 ° C. or lower and 300 ° C. or higher. Cool at a rate of 1 ° C / s or higher ,
The structure at a depth of 1/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet is martensite with a volume ratio of 90% or more, and has an average austenite grain average diameter of 15 μm or less and a maximum diameter of 35 μm or less. And the hardness in the 1/4 depth position of plate | board thickness from the surface of a steel plate is a manufacturing method of the wear-resistant steel plate whose Brinell hardness is 560-690HBW10 / 3000 .
T * = 7920 / (3.4-log [Nb] [C] 0.87 ) -273 (1)
前記鋼素材は、さらに、質量%で、
Cu:0.01%以上2.00%以下、
Ni:0.01%以上5.00%以下、
Mo:0.01%以上3.00%以下、
V :0.001%以上1.000%以下、
W :0.01%以上1.50%以下、
Ca:0.0001%以上0.0200%以下、
Mg:0.0001%以上0.0200%以下および
REM:0.0005%以上0.0500%以下
から選択される一種または二種以上を含む、請求項3に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。
The steel material is further mass%,
Cu: 0.01% or more and 2.00% or less,
Ni: 0.01% or more and 5.00% or less,
Mo: 0.01% to 3.00%,
V: 0.001% to 1.000%,
W: 0.01% or more and 1.50% or less,
Ca: 0.0001% or more and 0.0200% or less,
The manufacturing method of the wear-resistant steel plate according to claim 3, comprising one or more selected from Mg: 0.0001% to 0.0200% and REM: 0.0005% to 0.0500%.
さらに、前記鋼板を100℃以上350℃以下の温度で焼戻す、請求項3または4に記載の耐摩耗鋼板の製造方法。   Furthermore, the manufacturing method of the abrasion-resistant steel plate of Claim 3 or 4 which tempers the said steel plate at the temperature of 100 to 350 degreeC.
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