JP6874916B1 - 耐摩耗薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
平坦度の高い耐摩耗薄鋼板の有利な製造方法を提供する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮを所定量含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを１０００〜１３００℃に加熱する工程と、その後、前記スラブに、仕上げ圧延温度が９００℃以上の条件下で行う仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して、薄鋼板を得る工程と、前記薄鋼板を、９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の条件で冷却する工程と、その後、前記薄鋼板を、巻取り温度が２００℃以下の条件で巻き取る工程と、を有することを特徴とする耐摩耗薄鋼板の製造方法。
Description
本発明は、板厚６．０ｍｍ未満の薄物の耐摩耗鋼、すなわち高硬度の耐摩耗薄鋼板及びその製造方法に関する。
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、そういった産業機械、部品、運搬機器に用いられる鋼には、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。
鋼の耐摩耗性は、硬度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、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加した合金鋼に焼入れ等の熱処理を施す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。
例えば、特許文献１には、Ｃを０．１０〜０．１９％含有し、さらに適正量のＳｉ、Ｍｎを含有して炭素等量Ｃｅｑを０．３５〜０．４４とした鋼を熱間圧延して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、直接又は９００〜９５０℃に再加熱した後に焼入れして、引き続き３００〜５００℃で焼戻しを行なうことによって、表面硬さを３００Ｈｖ（ビッカース硬さ）以上とする耐摩耗厚鋼板の製造方法が記載されている。
特許文献２には、Ｃを０．１０〜０．２０％含有し、さらに適正量のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、Ｏを含有し、さらに任意でＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂのうちの一種以上を含有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、直接又は放冷して再加熱した後に焼入れすることによって、表面硬さを３４０ＨＢ（ブリネル硬さ）以上とする耐摩耗厚鋼板の製造方法が記載されている。
特許文献３には、Ｃを０．０７〜０．１７％含有し、さらに適正量のＳｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｂ、Ａｌを含有し、さらに任意でＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちの一種以上を含有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、この熱延鋼板を、直接又は一旦空冷して再加熱した後に焼入れすることによって、表面硬さを３２１ＨＢ以上とする耐摩耗厚鋼板の製造方法が記載されている。
特許文献１〜３に開示された技術では、合金元素を多量に添加し、固溶硬化、変態硬化、及び析出硬化等の現象を活用して硬度を高めることによって、耐摩耗性を向上させている。
特許文献４には、Ｃを０．１０〜０．４５％、Ｔｉを０．１０〜１．０％含有し、さらに適正量のＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌを含有し、さらに任意でＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂのうちの一種以上を含有する溶鋼を連続鋳造して、０．５μｍ以上の大きさを有するＴｉＣを主体とする析出物を１ｍｍ2あたり４００個以上析出させた耐摩耗鋼が提案されている。特許文献４に開示された技術では、連続鋳造の凝固の際に、硬度が高いＴｉＣを主体とする粗大な析出物を生成させ、その析出物によって耐摩耗性を向上させている。
一般に、耐摩耗鋼の製造には、スラブを厚板ミルによって熱間圧延して厚鋼板とし、この厚鋼板を直接又は再加熱した後に焼入れして、その後任意で焼戻すという厚板プロセスが採用されている。特許文献１〜４でも、厚板プロセスによる耐摩耗鋼板の製造方法によって、耐摩耗厚鋼板を製造することが記載されている。
他方で、近年、耐摩耗鋼としては薄鋼板への需要が高まっている。例えば、環境規制の観点からダンプの重量は軽量化を要求されている。そのため、土砂などの高硬度物を積載するダンプの架台に用いる耐摩耗鋼には、薄鋼板を適用する要望がある。
しかしながら、従来の耐摩耗鋼の製造に用いられてきた厚板プロセスでは、工業的には板厚６ｍｍ程度の厚鋼板を製造するのが限界であり、厚板プロセスを板厚６．０ｍｍ未満の薄鋼板の製造に適用することはできなかった。すなわち、板厚が６．０ｍｍ未満の薄鋼板を厚板プロセスで製造しようとする場合、厚板プロセスの特性上、冷却ひずみによって、平坦度の仕様を満たすことができないという課題があった。
そこで本発明は、上記課題に鑑み、平坦度の高い耐摩耗薄鋼板と、その有利な製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するため、本発明者らは、一般的な薄鋼板を製造するための熱間圧延プロセスによって、耐摩耗薄鋼板を製造するとの着想を得た。すなわち、熱間圧延プロセスに用いる粗圧延機及び仕上げ圧延機を含む熱間圧延機を用いて、スラブを熱間圧延して薄鋼板とした。その後、薄鋼板を９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の条件で冷却することで、マルテンサイト主体の組織を得ることができた。その後、薄鋼板を巻取り温度が２００℃以下の条件で巻き取ることによって、マルテンサイト主体の組織によって高硬度化された耐摩耗薄鋼板を得ることができた。そして、熱間圧延プロセスによって、平坦度の高い耐摩耗薄鋼板を製造することができた。
上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、
Ｂ ：０．０００１〜０．０１００％、及び
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上である組織を有し、
表面から０．５ｍｍの深さにおける硬度が、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ５／７５０であることを特徴とする耐摩耗薄鋼板。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、
Ｂ ：０．０００１〜０．０１００％、及び
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上である組織を有し、
表面から０．５ｍｍの深さにおける硬度が、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ５／７５０であることを特徴とする耐摩耗薄鋼板。
（２）前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｖ ：１．０００％以下、
Ｗ ：１．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される一種以上をさらに含む、上記（１）に記載の耐摩耗薄鋼板。
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｖ ：１．０００％以下、
Ｗ ：１．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される一種以上をさらに含む、上記（１）に記載の耐摩耗薄鋼板。
（３）表面粗度Ｒａが４０μｍ以下である、上記（１）又は（２）に記載の耐摩耗薄鋼板。
（４）鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値が１０ｍｍ以下である、上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の耐摩耗薄鋼板。
（５）上記（１）又は（２）に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
前記スラブを１０００〜１３００℃に加熱する工程と、
その後、前記スラブに、仕上げ圧延温度が９００℃以上の条件下で行う仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して、薄鋼板を得る工程と、
前記薄鋼板を、９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の条件で冷却する工程と、
その後、前記薄鋼板を、巻取り温度が２００℃以下の条件で巻き取る工程と、
を有することを特徴とする耐摩耗薄鋼板の製造方法。
前記スラブを１０００〜１３００℃に加熱する工程と、
その後、前記スラブに、仕上げ圧延温度が９００℃以上の条件下で行う仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して、薄鋼板を得る工程と、
前記薄鋼板を、９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の条件で冷却する工程と、
その後、前記薄鋼板を、巻取り温度が２００℃以下の条件で巻き取る工程と、
を有することを特徴とする耐摩耗薄鋼板の製造方法。
（６）前記巻取り工程により得た、前記薄鋼板に対して調質圧延を施す工程をさらに有する、上記（５）に記載の耐摩耗薄鋼板の製造方法。
本発明によれば、平坦度の高い耐摩耗薄鋼板と、その有利な製造方法を提供することができる。
（耐摩耗薄鋼板）
以下、本発明の耐摩耗薄鋼板（熱延鋼板）について説明する。
以下、本発明の耐摩耗薄鋼板（熱延鋼板）について説明する。
［成分組成］
まず、本発明の耐摩耗薄鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
まず、本発明の耐摩耗薄鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイト基地の硬度を高めるために必須の元素である。Ｃ量が過少の場合、マルテンサイト相中の固溶Ｃ量が少なくなるため、表層部の硬さが低下し、耐摩耗性が劣化する。この観点から、Ｃ量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１４％以上とする。一方、Ｃ量が過多の場合、溶接性及び靭性が顕著に劣化する。この観点から、Ｃ量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
Ｃは、マルテンサイト基地の硬度を高めるために必須の元素である。Ｃ量が過少の場合、マルテンサイト相中の固溶Ｃ量が少なくなるため、表層部の硬さが低下し、耐摩耗性が劣化する。この観点から、Ｃ量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１４％以上とする。一方、Ｃ量が過多の場合、溶接性及び靭性が顕著に劣化する。この観点から、Ｃ量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、また、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。これらの効果を得る観点から、Ｓｉ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｓｉ量が過多の場合、薄鋼板の表面にスケールとして付着して表面粗度を悪化させる。この観点から、Ｓｉ量は１．０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、また、固溶強化による鋼の高硬度化に寄与する元素である。これらの効果を得る観点から、Ｓｉ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｓｉ量が過多の場合、薄鋼板の表面にスケールとして付着して表面粗度を悪化させる。この観点から、Ｓｉ量は１．０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
Ｍｎ：０．３０〜２．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるために有効な元素である。Ｍｎを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬度が上昇し、その結果、耐摩耗性が向上する。この効果を得る観点から、Ｍｎ量は０．３０％以上とし、好ましくは０．５０％以上とし、より好ましくは０．６０％以上とする。一方、Ｍｎ量が過多の場合、溶接性及び靭性が顕著に劣化する。この観点から、Ｍｎ量は２．００％以下とし、好ましくは１．５０％以下とする。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるために有効な元素である。Ｍｎを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬度が上昇し、その結果、耐摩耗性が向上する。この効果を得る観点から、Ｍｎ量は０．３０％以上とし、好ましくは０．５０％以上とし、より好ましくは０．６０％以上とする。一方、Ｍｎ量が過多の場合、溶接性及び靭性が顕著に劣化する。この観点から、Ｍｎ量は２．００％以下とし、好ましくは１．５０％以下とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、靱性、特に溶接部の靱性を低下させる元素である。よって、Ｐ量は０．０３％以下とし、好ましくは０．０２％以下とし、より好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｐ量は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。ただし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｐ量は工業的には０％超であってよい。なお、製鋼コストの観点から、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、靱性、特に溶接部の靱性を低下させる元素である。よって、Ｐ量は０．０３％以下とし、好ましくは０．０２％以下とし、より好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｐ量は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。ただし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｐ量は工業的には０％超であってよい。なお、製鋼コストの観点から、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、靱性を劣化させる。よって、Ｓ量は０．０３％以下とし、好ましくは０．０２％以下とし、より好ましくは０．０１５％以下とする。一方、Ｓ量は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。ただし、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｓ量は工業的には０％超であってよい。なお、製鋼コストの観点から、Ｓ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、靱性を劣化させる。よって、Ｓ量は０．０３％以下とし、好ましくは０．０２％以下とし、より好ましくは０．０１５％以下とする。一方、Ｓ量は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。ただし、通常、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｓ量は工業的には０％超であってよい。なお、製鋼コストの観点から、Ｓ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜２．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるために有効な元素である。Ｃｒを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬度が上昇し、その結果、耐摩耗性が向上する。この効果を得る観点から、Ｃｒ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ量が過多の場合、溶接性が劣化する。この観点から、Ｃｒ量は２．００％以下とし、好ましくは１．８０％以下とし、より好ましくは１．００％以下とする。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるために有効な元素である。Ｃｒを添加することにより、焼入れ後の鋼の硬度が上昇し、その結果、耐摩耗性が向上する。この効果を得る観点から、Ｃｒ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒ量が過多の場合、溶接性が劣化する。この観点から、Ｃｒ量は２．００％以下とし、好ましくは１．８０％以下とし、より好ましくは１．００％以下とする。
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
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。この効果を得る観点から、Ａｌ量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ量が過多の場合、靭性が劣化する。よって、Ａｌ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０５０％以下とする。
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。この効果を得る観点から、Ａｌ量は０．００１％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ａｌ量が過多の場合、靭性が劣化する。よって、Ａｌ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、溶接部の靱性向上にも寄与する。これらの効果を得る観点から、Ｔｉ量は０．００１％以上とし、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００７％以上とする。一方、Ｔｉ量が過多の場合、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記の効果を十分に得られなくなる。よって、この観点から、Ｔｉ量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４５％以下とする。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、溶接部の靱性向上にも寄与する。これらの効果を得る観点から、Ｔｉ量は０．００１％以上とし、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００７％以上とする。一方、Ｔｉ量が過多の場合、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記の効果を十分に得られなくなる。よって、この観点から、Ｔｉ量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４５％以下とする。
Ｂ：０．０００１〜０．０１００％
Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させ、それ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。この効果を得る観点から、Ｂ量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂ量が過多の場合、靱性、特に溶接部の靱性が低下する。よって、Ｂ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００４０％以下とする。
Ｂは、極微量の添加で焼入れ性を向上させ、それ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。この効果を得る観点から、Ｂ量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂ量が過多の場合、靱性、特に溶接部の靱性が低下する。よって、Ｂ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００４０％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、延性及び靭性を低下させる元素であるため、Ｎ量は０．０１％以下とする。一方、Ｎ量は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。ただし、通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｎ量は工業的には０％超であってよい。なお、製鋼コストの観点から、Ｎ量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｎは、延性及び靭性を低下させる元素であるため、Ｎ量は０．０１％以下とする。一方、Ｎ量は少ないほど好ましいため、下限は特に限定されず、０％であってよい。ただし、通常、Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有されるため、Ｎ量は工業的には０％超であってよい。なお、製鋼コストの観点から、Ｎ量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
上記した基本成分に加えて、任意成分として、焼入れ性や溶接性の向上を目的として、Ｃｕ：２．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｍｏ：３．００％以下、Ｖ：１．０００％以下、Ｗ：１．５０％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群より選択される一種以上をさらに含むことができる。
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、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。この効果を得るために、Ｃｕ量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ量が過多の場合、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量は２．００％以下とし、好ましくは１．５０％以下とする。
Ｃｕは、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。この効果を得るために、Ｃｕ量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ量が過多の場合、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量は２．００％以下とし、好ましくは１．５０％以下とする。
Ｎｉ：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。これらの効果を得るために、Ｎｉ量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ量が過多の場合、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量は５．００％以下とし、好ましくは４．５０％以下とする。
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。これらの効果を得るために、Ｎｉ量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ量が過多の場合、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量は５．００％以下とし、好ましくは４．５０％以下とする。
Ｍｏ：３．００％以下
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｍｏ量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ量が過多の場合、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ量は３．００％以下とし、好ましくは２．００％以下とする。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｍｏ量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ量が過多の場合、溶接性が低下する。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ量は３．００％以下とし、好ましくは２．００％以下とする。
Ｖ：１．０００％以下
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｖ量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ量が過多の場合、溶接性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ量は１．０００％以下とする。
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｖ量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ量が過多の場合、溶接性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ量は１．０００％以下とする。
Ｗ：１．５０％以下
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｗ量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ量が過多の場合、溶接性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ量は１．５０％以下とする。
Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｗ量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｗ量が過多の場合、溶接性が低下する。そのため、Ｗを添加する場合、Ｗ量は１．５０％以下とする。
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、高温における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。この効果を得るために、Ｃａ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量が過多の場合、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量は０．０２００％以下とする。
Ｃａは、高温における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。この効果を得るために、Ｃａ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量が過多の場合、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量は０．０２００％以下とする。
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、高温における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。この効果を得るために、Ｍｇ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ量が過多の場合、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量は０．０２００％以下とする。
Ｍｇは、高温における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。この効果を得るために、Ｍｇ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ量が過多の場合、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量は０．０２００％以下とする。
ＲＥＭ：０．０５００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温における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。この効果を得るために、ＲＥＭ量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭ量が過多の場合、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量を０．０５００％以下とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、高温における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。この効果を得るために、ＲＥＭ量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭ量が過多の場合、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量を０．０５００％以下とする。
成分組成における上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。なお、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｎは、それぞれ１．０％以下で含有してもよい。
［組織］
本発明の耐摩耗薄鋼板は、表面から裏面までを含む全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上である組織を有する。
本発明の耐摩耗薄鋼板は、表面から裏面までを含む全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上である組織を有する。
マルテンサイトの体積率：９０％以上
マルテンサイトの体積率が９０％未満であると、薄鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が低下する。そのため、マルテンサイトの体積率は９０％以上とし、好ましくは９５％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、及びベイナイトからなる群から選択される１種以上であってよい。一方、マルテンサイトの体積率は高いほどよいため、該体積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。なお、前記マルテンサイトの体積率は、耐摩耗薄鋼板の表面から裏面までを含む全板厚における値とする。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測定することができる。
マルテンサイトの体積率が９０％未満であると、薄鋼板の基地組織の硬度が低下するため、耐摩耗性が低下する。そのため、マルテンサイトの体積率は９０％以上とし、好ましくは９５％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、及びベイナイトからなる群から選択される１種以上であってよい。一方、マルテンサイトの体積率は高いほどよいため、該体積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。なお、前記マルテンサイトの体積率は、耐摩耗薄鋼板の表面から裏面までを含む全板厚における値とする。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測定することができる。
［硬度］
ブリネル硬さ：３６０〜４９０ＨＢＷ５／７５０
薄鋼板の耐摩耗性は、該薄鋼板の表層部における硬度を高めることにより向上させることができる。ここで本発明では、耐摩耗特性を評価する指標としてブリネル硬さを用いる。薄鋼板の表層部のブリネル硬さが３６０ＨＢＷ未満の場合、十分な耐摩耗性を得ることができない。一方、薄鋼板の表層部のブリネル硬さが４９０ＨＢＷ超えの場合、曲げ加工性が劣化する。よって、本発明では、薄鋼板の表層部における硬度を、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷとする。なお、ここで、「表層部における硬度」とは、耐摩耗薄鋼板の表面から０．５ｍｍの深さにおける硬度とする。これは、薄鋼板の表層の脱炭層を概ね除去して、測定値のばらつきを低減するためである。また、本発明において「ブリネル硬さ」は、直径５ｍｍのタングステン鋼球を使用し、荷重７５０ｋｇｆで測定した値（単位：ＨＢＷ５／７５０）とする。このブリネル硬さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
ブリネル硬さ：３６０〜４９０ＨＢＷ５／７５０
薄鋼板の耐摩耗性は、該薄鋼板の表層部における硬度を高めることにより向上させることができる。ここで本発明では、耐摩耗特性を評価する指標としてブリネル硬さを用いる。薄鋼板の表層部のブリネル硬さが３６０ＨＢＷ未満の場合、十分な耐摩耗性を得ることができない。一方、薄鋼板の表層部のブリネル硬さが４９０ＨＢＷ超えの場合、曲げ加工性が劣化する。よって、本発明では、薄鋼板の表層部における硬度を、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷとする。なお、ここで、「表層部における硬度」とは、耐摩耗薄鋼板の表面から０．５ｍｍの深さにおける硬度とする。これは、薄鋼板の表層の脱炭層を概ね除去して、測定値のばらつきを低減するためである。また、本発明において「ブリネル硬さ」は、直径５ｍｍのタングステン鋼球を使用し、荷重７５０ｋｇｆで測定した値（単位：ＨＢＷ５／７５０）とする。このブリネル硬さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
［板厚］
本発明の耐摩耗薄鋼板の板厚は、６．０ｍｍ未満であり、好ましくは４．５ｍｍ以下であり、より好ましくは４．０ｍｍ以下である。また、板厚の下限は特に限定されないが、熱間圧延プロセス上の制限から、概ね２．０ｍｍ以上となる。
本発明の耐摩耗薄鋼板の板厚は、６．０ｍｍ未満であり、好ましくは４．５ｍｍ以下であり、より好ましくは４．０ｍｍ以下である。また、板厚の下限は特に限定されないが、熱間圧延プロセス上の制限から、概ね２．０ｍｍ以上となる。
［表面粗度］
表面粗度Ｒａ：４０μｍ以下
従来の厚板プロセスにより製造される耐摩耗厚鋼板の場合、熱間圧延後の冷却（焼入れ）の過程で常に大気と接しており、２００℃以上の高温で大気に晒される時間が概ね２０時間程度と長いため、鋼板表面に多くのスケールが成長し、冷却直後の表面粗度Ｒａは５０〜１５０μｍ程度になってしまっていた。これに対して、本発明の耐摩耗薄鋼板は、熱間圧延プロセスにおいて巻き取られて熱延コイルとなり、この状態では薄鋼板表面が大気に晒されないため、２００℃以上の高温で大気に晒される時間は、仕上げ圧延後巻き取られるまでの概ね３０秒程度であり、鋼板表面のスケール量は少ない。その結果、本発明の耐摩耗薄鋼板は、表面粗度Ｒａを４０μｍ以下とすることができる。表面粗度が低いほど、薄鋼板の表面が美麗であり、塗装性も良い。よって、本発明は、耐摩耗薄鋼板を塗装して用いる場合にも好適である。また、表面粗度が小さいことにより、主に風力発電用の軸心のカバーのような回転体と接触する部位に本発明の耐摩耗薄鋼板を使用する場合、回転の抵抗となることがない。なお、本発明の耐摩耗薄鋼板において、表面粗度Ｒａの下限は特に限定されないが、熱間圧延プロセス上の制限から、概ね１０μｍ以上となる。
表面粗度Ｒａ：４０μｍ以下
従来の厚板プロセスにより製造される耐摩耗厚鋼板の場合、熱間圧延後の冷却（焼入れ）の過程で常に大気と接しており、２００℃以上の高温で大気に晒される時間が概ね２０時間程度と長いため、鋼板表面に多くのスケールが成長し、冷却直後の表面粗度Ｒａは５０〜１５０μｍ程度になってしまっていた。これに対して、本発明の耐摩耗薄鋼板は、熱間圧延プロセスにおいて巻き取られて熱延コイルとなり、この状態では薄鋼板表面が大気に晒されないため、２００℃以上の高温で大気に晒される時間は、仕上げ圧延後巻き取られるまでの概ね３０秒程度であり、鋼板表面のスケール量は少ない。その結果、本発明の耐摩耗薄鋼板は、表面粗度Ｒａを４０μｍ以下とすることができる。表面粗度が低いほど、薄鋼板の表面が美麗であり、塗装性も良い。よって、本発明は、耐摩耗薄鋼板を塗装して用いる場合にも好適である。また、表面粗度が小さいことにより、主に風力発電用の軸心のカバーのような回転体と接触する部位に本発明の耐摩耗薄鋼板を使用する場合、回転の抵抗となることがない。なお、本発明の耐摩耗薄鋼板において、表面粗度Ｒａの下限は特に限定されないが、熱間圧延プロセス上の制限から、概ね１０μｍ以上となる。
［平坦度］
従来の厚板プロセスでは、焼入れ後、あるいはその後の焼戻し後の厚鋼板の形状矯正は、レベラを用いて行う。レベラによる形状矯正は、バウシンガー効果によるものであり、原理上、歪みを分散させ、均一化するに過ぎず、矯正できる領域が狭く、矯正の効果は限定的である。厚鋼板の場合、冷却歪みは小さいため、レベラによる形状矯正でも高い平坦度が得られる。しかし、冷却歪みの影響を大きく受ける薄鋼板の場合、レベラによる形状矯正では高い平坦度を得ることができない。つまり、板厚が６．０ｍｍ未満の薄鋼板を厚板プロセスで製造しようとする場合、平坦度の高い薄鋼板を得ることはできない。これに対して、本発明の耐摩耗薄鋼板は、熱間圧延プロセスにより製造される。熱間圧延プロセスでは、熱延コイルをスキンパスラインで巻き戻し、前方−後方張力を付与して薄鋼板を伸長させ、その上でレベラをかけるため、矯正できる範囲が広く、矯正の効果が高い。よって、本発明の耐摩耗薄鋼板は、高い平坦度を得ることができ、具体的には、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値を１０ｍｍ以下とすることができ、より好ましくは５ｍｍ以下とすることができる。当該隙間の最大値は小さいほど好ましく、０ｍｍ以上となり得る。
従来の厚板プロセスでは、焼入れ後、あるいはその後の焼戻し後の厚鋼板の形状矯正は、レベラを用いて行う。レベラによる形状矯正は、バウシンガー効果によるものであり、原理上、歪みを分散させ、均一化するに過ぎず、矯正できる領域が狭く、矯正の効果は限定的である。厚鋼板の場合、冷却歪みは小さいため、レベラによる形状矯正でも高い平坦度が得られる。しかし、冷却歪みの影響を大きく受ける薄鋼板の場合、レベラによる形状矯正では高い平坦度を得ることができない。つまり、板厚が６．０ｍｍ未満の薄鋼板を厚板プロセスで製造しようとする場合、平坦度の高い薄鋼板を得ることはできない。これに対して、本発明の耐摩耗薄鋼板は、熱間圧延プロセスにより製造される。熱間圧延プロセスでは、熱延コイルをスキンパスラインで巻き戻し、前方−後方張力を付与して薄鋼板を伸長させ、その上でレベラをかけるため、矯正できる範囲が広く、矯正の効果が高い。よって、本発明の耐摩耗薄鋼板は、高い平坦度を得ることができ、具体的には、鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間の最大値を１０ｍｍ以下とすることができ、より好ましくは５ｍｍ以下とすることができる。当該隙間の最大値は小さいほど好ましく、０ｍｍ以上となり得る。
（耐摩耗薄鋼板の製造方法）
本発明の耐摩耗薄鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを所定の温度に加熱する工程と、その後、前記スラブに所定条件下で熱間圧延を施して薄鋼板を得る工程と、その後、前記薄鋼板を所定条件下で冷却する工程と、その後、前記薄鋼板を所定条件下で巻き取る工程と、を有する。このようにして得られた熱延コイルを巻き戻し、形状矯正を目的とした任意の調質圧延を行うことにより、本発明の耐摩耗薄鋼板を得ることができる。以下、各工程について詳細に説明する。
本発明の耐摩耗薄鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを所定の温度に加熱する工程と、その後、前記スラブに所定条件下で熱間圧延を施して薄鋼板を得る工程と、その後、前記薄鋼板を所定条件下で冷却する工程と、その後、前記薄鋼板を所定条件下で巻き取る工程と、を有する。このようにして得られた熱延コイルを巻き戻し、形状矯正を目的とした任意の調質圧延を行うことにより、本発明の耐摩耗薄鋼板を得ることができる。以下、各工程について詳細に説明する。
［連続鋳造］
上述した成分組成を有する鋼を転炉、電気炉等の溶製設備で常法により溶製し、連続鋳造してスラブを得る。連続鋳造の条件は特に限定されず、常法により行えばよい。
上述した成分組成を有する鋼を転炉、電気炉等の溶製設備で常法により溶製し、連続鋳造してスラブを得る。連続鋳造の条件は特に限定されず、常法により行えばよい。
［スラブ加熱］
加熱温度：１０００〜１３００℃
加熱温度が低すぎる場合、炭化物が完全に溶解せず、固溶Ｃが不足するため、強度が低下しやすい。また、焼入れ性が不十分となり、薄鋼板の表層部の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。この観点から、加熱温度は１０００℃以上とし、好ましくは１１００℃以上とし、より好ましくは１２００℃以上とする。一方、加熱温度が高すぎると、組織が粗大化して、靱性が低下する。このため、加熱温度は１３００℃以下とする。なお、スラブの加熱温度は、スラブ表面の温度とする。
加熱温度：１０００〜１３００℃
加熱温度が低すぎる場合、炭化物が完全に溶解せず、固溶Ｃが不足するため、強度が低下しやすい。また、焼入れ性が不十分となり、薄鋼板の表層部の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。この観点から、加熱温度は１０００℃以上とし、好ましくは１１００℃以上とし、より好ましくは１２００℃以上とする。一方、加熱温度が高すぎると、組織が粗大化して、靱性が低下する。このため、加熱温度は１３００℃以下とする。なお、スラブの加熱温度は、スラブ表面の温度とする。
［熱間圧延］
その後、スラブに熱間圧延を施して薄鋼板を得る。この工程は、厚板プロセスで使う熱間圧延機（厚板ミル）ではなく、薄鋼板を製造するための熱間圧延プロセスで用いる粗圧延機及び仕上げ圧延機を含む熱間圧延機を用いて行う。そして、この工程により得られる薄鋼板の板厚は、本発明の耐摩耗薄鋼板の板厚として既述したとおりとする。
その後、スラブに熱間圧延を施して薄鋼板を得る。この工程は、厚板プロセスで使う熱間圧延機（厚板ミル）ではなく、薄鋼板を製造するための熱間圧延プロセスで用いる粗圧延機及び仕上げ圧延機を含む熱間圧延機を用いて行う。そして、この工程により得られる薄鋼板の板厚は、本発明の耐摩耗薄鋼板の板厚として既述したとおりとする。
仕上げ圧延温度：９００℃以上
仕上げ圧延温度が低すぎる場合、焼入れ性が不十分となり、薄鋼板の表層部の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。この観点から、仕上げ圧延温度は９００℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、仕上げ圧延温度が高すぎる場合、圧延効率が悪化する。この観点から、仕上げ圧延温度は１０００℃以下とすることが好ましい。なお、本発明において「仕上げ圧延温度」は、薄鋼板の表面の温度とするが、薄鋼板の場合、板厚中央部の温度も表面温度とほぼ同等である。
仕上げ圧延温度が低すぎる場合、焼入れ性が不十分となり、薄鋼板の表層部の硬度が低下するため、耐摩耗性が劣化する。この観点から、仕上げ圧延温度は９００℃以上とする。仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、仕上げ圧延温度が高すぎる場合、圧延効率が悪化する。この観点から、仕上げ圧延温度は１０００℃以下とすることが好ましい。なお、本発明において「仕上げ圧延温度」は、薄鋼板の表面の温度とするが、薄鋼板の場合、板厚中央部の温度も表面温度とほぼ同等である。
［冷却］
９００〜３００℃の間での平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
続いて、薄鋼板を冷却することによって、マルテンサイト主体の組織を得る。この際、仕上げ圧延温度から急速冷却することによって、仕上げ圧延時のオーステナイト粒が、その粒径を維持したままマルテンサイト粒となる。ここで、９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイトの体積率が９０％未満となり、表層部の硬さを確保することができず、耐摩耗性が劣化する。よって、９００〜３００℃の間での平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とし、好ましくは５０℃／ｓ以上とする。一方、当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備上の制約から、当該平均冷却速度は概ね１５０℃／ｓ以下となる。なお、本発明において「平均冷却速度」は、薄鋼板の表面温度の低下に基づいて求めるものとする。薄鋼板の冷却手段は特に限定されないが、上記平均冷却速度を得る観点から、水冷とすることが好ましい。
９００〜３００℃の間での平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
続いて、薄鋼板を冷却することによって、マルテンサイト主体の組織を得る。この際、仕上げ圧延温度から急速冷却することによって、仕上げ圧延時のオーステナイト粒が、その粒径を維持したままマルテンサイト粒となる。ここで、９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合、マルテンサイトの体積率が９０％未満となり、表層部の硬さを確保することができず、耐摩耗性が劣化する。よって、９００〜３００℃の間での平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とし、好ましくは５０℃／ｓ以上とする。一方、当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却設備上の制約から、当該平均冷却速度は概ね１５０℃／ｓ以下となる。なお、本発明において「平均冷却速度」は、薄鋼板の表面温度の低下に基づいて求めるものとする。薄鋼板の冷却手段は特に限定されないが、上記平均冷却速度を得る観点から、水冷とすることが好ましい。
［巻き取り］
巻取り温度：２００℃以下
続いて、薄鋼板を巻き取り、熱延コイルを得る。巻取り温度が２００℃超えの場合、マルテンサイトの体積率が９０％未満となり、表層部の硬さを確保することができず、耐摩耗性が劣化する。よって、巻取り温度は２００℃以下とし、好ましくは１５０℃以下とする。巻取り温度の下限は特に限定されないが、鋼板を巻取し搬送するため、巻取り温度は５０℃以上とすることが好ましい。なお、本発明において「巻取り温度」は、薄鋼板の表面の温度とする。
巻取り温度：２００℃以下
続いて、薄鋼板を巻き取り、熱延コイルを得る。巻取り温度が２００℃超えの場合、マルテンサイトの体積率が９０％未満となり、表層部の硬さを確保することができず、耐摩耗性が劣化する。よって、巻取り温度は２００℃以下とし、好ましくは１５０℃以下とする。巻取り温度の下限は特に限定されないが、鋼板を巻取し搬送するため、巻取り温度は５０℃以上とすることが好ましい。なお、本発明において「巻取り温度」は、薄鋼板の表面の温度とする。
なお、本発明では、仕上げ圧延後に薄鋼板を冷却した後、そのまま巻き取ればよく、再加熱（焼戻し）は不要である。仕上げ圧延後、巻き取りまでの時間は３０〜９０秒であることが好ましい。
［調質圧延］
巻取り工程により得た熱延コイルを巻き戻し、薄鋼板に対して形状矯正を目的とした調質圧延を行うことが好ましい。調質圧延は、０．１〜１．０％程度鋼板を伸長させることで形状矯正を行う。なお、調質圧延においては、テンションレベラを用いることが好ましい。
巻取り工程により得た熱延コイルを巻き戻し、薄鋼板に対して形状矯正を目的とした調質圧延を行うことが好ましい。調質圧延は、０．１〜１．０％程度鋼板を伸長させることで形状矯正を行う。なお、調質圧延においては、テンションレベラを用いることが好ましい。
表１に示す成分組成を有する溶鋼を鋳造して、スラブを得た。各スラブに対して、表２に示すように「熱間圧延プロセス」又は「厚板プロセス」を適用して、鋼板を製造した。その際、両プロセスに共通するパラメータとして、「スラブ加熱温度」、「仕上げ圧延温度」、及び「平均冷却速度」は、表２に示した。また、「熱間圧延プロセス」のみに関するパラメータとして、「巻取り温度」を表２に示した。いずれの水準でも、冷却後の再加熱は行っていない。各水準での板厚も表２に示した。
なお、熱間圧延プロセスの水準の「平均冷却速度」については、仕上げ圧延温度が９００℃以上、かつ、巻取り温度が３００℃以下の水準では、９００〜３００℃の間での平均冷却速度を示し、仕上げ圧延温度が９００℃未満、かつ、巻取り温度が３００℃以下の水準では、仕上げ圧延温度から３００℃の間での平均冷却速度を示し、仕上げ圧延温度が９００℃未満、かつ、巻取り温度が３００℃超えの水準では、仕上げ圧延温度から巻取り温度の間での平均冷却速度を示した。また、厚板プロセスの水準の「平均冷却速度」については、仕上げ圧延温度が９００℃以上の水準では、９００〜３００℃の間での平均冷却速度を示し、仕上げ圧延温度が９００℃未満の水準では、仕上げ圧延温度から３００℃の間での平均冷却速度を示した。
熱間圧延プロセスの水準について、調質圧延を行った。厚板プロセスの水準については、冷却（焼入れ）後の厚鋼板をレベラにより形状矯正した。
［マルテンサイトの体積率］
各水準の鋼板の幅方向中央部から、圧延方向に平行な板厚方向断面を露出させたサンプルを採取し、当該断面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、板厚方向断面のうち、鋼板表面を含む視野（片面と他面の２視野）と板厚中央を含む視野の計３視野を倍率４００倍で観察し、撮影した。得られた像を、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た。本明細書において、３視野全てにおいてマルテンサイトの面積分率が９０％以上である場合、全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上であるとみなすものとする。そこで、３視野におけるマルテンサイトの面積分率うちの最小値を「マルテンサイトの体積率」として、表２に記載した。
各水準の鋼板の幅方向中央部から、圧延方向に平行な板厚方向断面を露出させたサンプルを採取し、当該断面を鏡面研磨し、さらにナイタール腐食した。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、板厚方向断面のうち、鋼板表面を含む視野（片面と他面の２視野）と板厚中央を含む視野の計３視野を倍率４００倍で観察し、撮影した。得られた像を、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た。本明細書において、３視野全てにおいてマルテンサイトの面積分率が９０％以上である場合、全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上であるとみなすものとする。そこで、３視野におけるマルテンサイトの面積分率うちの最小値を「マルテンサイトの体積率」として、表２に記載した。
［ブリネル硬さ］
各水準の薄鋼板又は厚鋼板からサンプルを採取し、各サンプルの表層０．５ｍｍ（表面から０．５ｍｍの厚み）を研削し、その後表面を鏡面研磨した後、ＪＩＳ Ｚ２２４３（２００８）に準拠して、鏡面研磨した後の表面において、ブリネル硬さを５点で測定し、５点の平均を表２の「ブリネル硬さ」の欄に示した。測定には直径５ｍｍのタングステン鋼球を使用し、荷重は７５０ｋｇｆとした。
各水準の薄鋼板又は厚鋼板からサンプルを採取し、各サンプルの表層０．５ｍｍ（表面から０．５ｍｍの厚み）を研削し、その後表面を鏡面研磨した後、ＪＩＳ Ｚ２２４３（２００８）に準拠して、鏡面研磨した後の表面において、ブリネル硬さを５点で測定し、５点の平均を表２の「ブリネル硬さ」の欄に示した。測定には直径５ｍｍのタングステン鋼球を使用し、荷重は７５０ｋｇｆとした。
［表面粗度］
各水準の薄鋼板又は厚鋼板について、非接触測定法でＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１に規定された算術平均高さＲａを求め、結果を表２に示した。
各水準の薄鋼板又は厚鋼板について、非接触測定法でＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１に規定された算術平均高さＲａを求め、結果を表２に示した。
［平坦度］
各水準の薄鋼板又は厚鋼板の表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間をスキミゲージで測定し、最大値を求めた。当該測定は、鋼板の幅方向中央部と両端の計３箇所において行い、３つの最大値の平均値を表２に示した。
各水準の薄鋼板又は厚鋼板の表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、鋼板表面と長尺との隙間をスキミゲージで測定し、最大値を求めた。当該測定は、鋼板の幅方向中央部と両端の計３箇所において行い、３つの最大値の平均値を表２に示した。
本発明によれば、平坦度の高い耐摩耗薄鋼板と、その有利な製造方法を提供することができる。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．００％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、
Ｂ ：０．０００１〜０．０１００％、及び
Ｎ ：０．０１％以下
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上である組織を有し、
表面から０．５ｍｍの深さにおける硬度が、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ５／７５０であることを特徴とする耐摩耗薄鋼板。 - 前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：５．００％以下、
Ｍｏ：３．００％以下、
Ｖ ：１．０００％以下、
Ｗ ：１．５０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５００％以下
からなる群より選択される一種以上をさらに含む、請求項１に記載の耐摩耗薄鋼板。 - 表面粗度Ｒａが４０μｍ以下である、請求項１又は２に記載の耐摩耗薄鋼板。
- 鋼板表面に圧延方向に沿って２ｍの長尺を当てた際の、前記鋼板表面と前記長尺との隙間の最大値が１０ｍｍ以下である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の耐摩耗薄鋼板。
- 請求項１又は２に記載の成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、
前記スラブを１０００〜１３００℃に加熱する工程と、
その後、前記スラブに、仕上げ圧延温度が９００℃以上の条件下で行う仕上げ圧延を含む熱間圧延を施して、薄鋼板を得る工程と、
前記薄鋼板を、９００〜３００℃の間での平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の条件で冷却する工程と、
その後、前記薄鋼板を、巻取り温度が２００℃以下の条件で巻き取る工程と、
を有し、
全板厚においてマルテンサイトの体積率が９０％以上である組織を有し、表面から０．５ｍｍの深さにおける硬度が、ブリネル硬さで３６０〜４９０ＨＢＷ５／７５０である耐摩耗薄鋼板を製造することを特徴とする耐摩耗薄鋼板の製造方法。 - 前記巻取り工程により得た、前記薄鋼板に対して調質圧延を施す工程をさらに有する、請求項５に記載の耐摩耗薄鋼板の製造方法。
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Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007119850A (ja) * | 2005-10-27 | 2007-05-17 | Jfe Steel Kk | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
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Patent Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
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