JP7240486B2 - 優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板及びその製造方法 - Google Patents

優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、高硬度の耐摩耗鋼及びその製造方法に関し、より詳細には、建設機械などに用いられる高硬度の耐摩耗鋼及びその製造方法に関する。
建設、土木、鉱業、セメント産業などの多くの産業分野で用いられる建設機械、産業機械は、作業時に摩擦による摩耗が激しく発生するため、耐摩耗性を示す素材の適用が必要である。
一般に、厚鋼板の耐摩耗性と硬度は相関関係を有し、摩耗が懸念される厚鋼板は、硬度を増加させる必要がある。より安定した耐摩耗性を確保するためには、厚鋼板の表面から板の厚さの内部（ｔ／２付近、ｔ＝厚さ）にわたって均一な硬度を有すること（すなわち、厚鋼板の表面と内部とで同じ程度の硬度を有すること）が求められる。
通常、厚鋼板で高硬度を得るために、圧延後にＡｃ３以上の温度で再加熱してから焼入れする方法が広く用いられている。一例として、特許文献１には、Ｃの含量を高め、ＣｒとＭｏなどの硬化能向上元素を多量に添加することで、表面硬度を増加させる方法が開示されている。しかし、極厚物の鋼板を製造するためには、鋼板の中心部の硬化能を確保するためにさらに多くの硬化能元素の添加が求められるが、Ｃと硬化能合金を多量に添加すると、製造コストが上昇し、溶接性及び低温靭性が低下するという問題がある。
したがって、硬化能を確保するために硬化能合金の添加が不可避な状況で、高硬度の確保により、耐摩耗性に優れるだけでなく、高強度及び高衝撃靭性を確保する方法が求められている状況である。
特開昭６１－１６６９５４号公報
本発明は、上記従来技術に鑑みてなされたものであって、本発明の目的は、耐摩耗性に優れるとともに、高強度及び高衝撃靭性を有する高硬度の耐摩耗鋼板及びその製造方法を提供することにある。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．３８～０．５０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択される１種以上をさらに含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、微細組織が、８５～９８面積％以上のマルテンサイト、１～１０％のベイナイト、及び１～１０％の残留オーステナイトを含むことを特徴とする。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による優れた硬度と衝撃靭性を有す
る耐摩耗鋼板の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．３８～０．５０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択される１種以上をさらに含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階と、上記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板をＡｃ３＋３０℃以上の温度からＭｓ－５０℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
本発明によれば、厚さが６０ｍｍ以下でありながら、高硬度及び優れた低温靭性を有する耐摩耗鋼を提供することができる。
以下、本発明を実施するための形態の具体例を詳細に説明する。先ず、本発明の合金組成について説明する。下記で説明する合金組成の含量は重量％である。
炭素（Ｃ）：０．３８～０．５０％
炭素（Ｃ）は、マルテンサイト組織を有する鋼において強度及び硬度を増加させるのに効果的であり、硬化能の向上に有効な元素である。上述の効果を十分に確保するためには、０．３８％以上添加することが好ましい。その含量が０．５０％を超える場合には、溶接性及び靭性が阻害されるという問題がある。したがって、本発明では、Ｃの含量を０．３８～０．５０％に制御することが好ましい。上記Ｃの含量の下限は、０．３９％であることがより好ましく、０．４０％であることがさらに好ましく、０．４１％であることが最も好ましい。上記Ｃの含量の上限は、０．４９％であることがより好ましく、０．４８％であることがさらに好ましく、０．４７％であることが最も好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．５～２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸と固溶強化による強度向上に有効な元素である。また、シリコンは、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下に過冷した後、一定温度で熱処理した時に、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）の形成を抑制し、残留オーステナイトの含量を増加させる役割を果たす。このような効果を有効に得るためには、０．５％以上添加することが好ましい。その含量が２．０％を超える場合には、溶接性が劣化するため好ましくない。したがって、本発明では、Ｓｉの含量を０．５～２．０％に制御することが好ましい。上記Ｓｉの含量の下限は、０．６％であることがより好ましく、０．６５％であることがさらに好ましく、０．７％であることが最も好ましい。上記Ｓｉの含量の上限は、１．９％であることがより好ましく、１．８％であることがさらに好ましく、１．７％であることが最も好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％
マンガン（Ｍｎ）は、フェライトの生成を抑制し、Ａｒ３温度を下げることで、焼入れ性を効果的に上昇させ、鋼の強度及び靭性を向上させる元素である。本発明では、厚物材の硬度確保のために、Ｍｎを０．６％以上含有することが好ましい。その含量が１．６％を超える場合には、溶接性を低下させるという問題がある。したがって、本発明では、Ｍｎの含量を０．６～１．６％に制御することが好ましい。上記Ｍｎの含量の下限は、０．６５％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましく、０．７５％であることが最も好ましい。上記Ｍｎの含量の上限は、１．５５％であることがより好ましく、１．５％であることがさらに好ましく、１．４５％であることが最も好ましい。
リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に含有される元素であり、かつ鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、本発明では、Ｐの含量をできる限り低くし、０．０５％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、０％は除く。上記Ｐの含量は、０．０３％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましく、０．０１５％以下であることが最も好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中にＭｎＳ介在物を形成し、鋼の靭性を阻害する元素である。したがって、本発明では、Ｓの含量をできる限り低くし、０．０２％以下に制御することが好ましい。但し、不可避に含有される水準を考慮して、０％は除く。上記Ｓの含量は、０．０１％以下であることがより好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸剤として溶鋼中の酸素含量を減少させるのに効果的な元素である。このようなＡｌの含量が０．０７％を超える場合には、鋼の清浄性が阻害されるという問題があるため好ましくない。したがって、本発明では、Ａｌの含量を０．０７％以下に制御することが好ましく、製鋼工程時の負荷、製造コストの上昇などを考慮して、０％は除く。上記Ａｌの含量は、０．０６％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましく、０．０４％以下であることが最も好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．１～１．５％
クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性を増加させて鋼の強度を増加させ、硬度の確保にも有利な元素である。上述の効果のためには、Ｃｒを０．１％以上添加することが好ましい。その含量が１．５％を超える場合には、スラブの作製のための連鋳作業時における冷却中にクラックが発生する確率が高くなる。したがって、本発明では、Ｃｒの含量を０．１～１．５％に制御することが好ましい。上記Ｃｒの含量の下限は、０．１５％であることがより好ましく、０．２％であることがさらに好ましく、０．２５％であることが最も好ましい。上記Ｃｒの含量の上限は、１．４％であることがより好ましく、１．３％であることがさらに好ましく、１．２％であることが最も好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させ、特に、厚物材の硬度の向上に有効な元素である。上述の効果を十分に得るためには、Ｍｏを０．０１％以上添加することが好ましい。Ｍｏも高価な元素であり、その含量が０．８％を超える場合には、製造原価が上昇するだけでなく、溶接性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、Ｍｏの含量を０．０１～０．８％に制御することが好ましい。上記Ｍｏの含量の下限は、０．０１５％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０２５％であることが最も好ましい。上記Ｍｏの含量の上限は、０．７５％であることがより好ましく、０．７％であることがさらに好ましく、０．６５％であることが最も好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．０８％
バナジウム（Ｖ）は、熱間圧延後における再加熱時にＶＣ炭化物を形成することで、オーステナイト結晶粒の成長を抑え、鋼の焼入れ性を向上させるため、強度及び靭性を確保するのに有利な元素である。上述の効果を十分に確保するためには、０．０１％以上添加することが好ましい。その含量が０．０８％を超える場合には、製造原価を上昇させる要因になる。したがって、本発明では、Ｖの含量を０．０１～０．０８％に制御することが好ましい。上記Ｖの含量の下限は、０．０１２％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましく、０．０１７％であることが最も好ましい。上記Ｖの含量の上限は、０．０７％であることがより好ましく、０．０６５％であることがさらに好ましく、０．０６％であることが最も好ましい。
ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）
ボロン（Ｂ）は、少量添加しても鋼の焼入れ性を有効に上昇させ、強度の向上に有効な元素である。但し、その含量が高すぎると、鋼の靭性及び溶接性を却って阻害するという問題があるため、本発明では、その含量を５０ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。上記Ｂの含量の下限は、２ｐｐｍであることがより好ましく、３ｐｐｍであることがさらに好ましく、５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｂの含量の上限は、４０ｐｐｍであることがより好ましく、３５ｐｐｍであることがさらに好ましく、３０ｐｐｍであることが最も好ましい。
コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）
コバルト（Ｃｏ）は、鋼の焼入れ性を増加させることで、鋼の強度とともに硬度の確保に有利な元素である。但し、その含量が０．０２％を超える場合には、鋼の焼入れ性が低下する恐れがあり、高価な元素として製造原価を上昇させる要因になる。したがって、本発明では、Ｃｏを０．０２％以下添加することが好ましい。上記Ｃｏの含量の下限は、０．００１％であることがより好ましく、０．００２％以下であることがさらに好ましく、０．００３％以下であることが最も好ましい。上記Ｃｏの含量の上限は、０．０１８％であることがより好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましく、０．０１３％であることが最も好ましい。
本発明の耐摩耗鋼は、上述の合金組成の他にも、本発明で目標とする物性を確保するのに有利な元素をさらに含むことができる。例えば、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択される１種以上をさらに含むことができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）
ニッケル（Ｎｉ）は、一般に、鋼の強度とともに靭性を向上させるのに有効な元素である。但し、その含量が０．５％を超える場合には、製造原価を上昇させる原因になる。したがって、本発明では、Ｎｉを添加する場合、０．５％以下添加することが好ましい。上記Ｎｉの含量の下限は、０．０１％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０５％であることが最も好ましい。上記Ｎｉの含量の上限は、０．４５％であることがより好ましく、０．４％であることがさらに好ましく、０．３５％であることが最も好ましい。
銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を向上させ、固溶強化により鋼の強度及び硬度を向上させる元素である。但し、このようなＣｕの含量が０．５％を超える場合には、表面欠陥を発生させ、熱間加工性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、Ｃｕを添加する場合、０．５％以下添加することが好ましい。上記Ｃｕの含量の下限は、０．０１％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０３％であることが最も好ましい。上記Ｃｕの含量の上限は、０．４％であることがより好ましく、０．３％であることがさらに好ましく、０．２％であることが最も好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）
チタン（Ｔｉ）は、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であるＢの効果を最大化する元素である。具体的に、Ｔｉは、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成させ、ＢＮの形成を抑えることで、固溶Ｂを増加させて焼入れ性の向上を最大化することができる。但し、Ｔｉの含量が０．０２％を超える場合には、粗大なＴｉＮ析出物が形成され、鋼の靭性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、Ｔｉを添加する場合、０．０２％以下添加することが好ましい。上記Ｔｉの含量の下限は、０．００２％であることがより好ましく、０．００５％であることがさらに好ましく、０．００７％であることが最も好ましい。上記Ｔｉの含量の上限は、０．０１８％であることがより好ましく、０．０１６％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが最も好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）
ニオブ（Ｎｂ）は、オーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大させ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物を形成することにより、鋼の強度を増加し、かつオーステナイト結晶粒の成長を抑えるのに有効である。但し、Ｎｂの含量が０．０５％を超える場合には粗大な析出物が形成され、これは、脆性破壊の起点になって靭性を阻害するという問題がある。したがって、本発明では、Ｎｂを添加する場合、０．０５％以下添加することが好ましい。上記Ｎｂの含量の下限は、０．００２％であることがより好ましく、０．００３％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが最も好ましい。上記Ｎｂの含量の上限は、０．０４％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０２％であることが最も好ましい。
カルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍ
カルシウム（Ｃａ）はＳとの結合力が良いため、ＣａＳを生成することにより、鋼材の厚さ中心部に偏析されるＭｎＳの生成を抑える効果がある。また、Ｃａの添加により生成されたＣａＳは、多湿な外部環境下で腐食抵抗を増加させる効果がある。上述の効果のためには、Ｃａを２ｐｐｍ以上添加することが好ましい。その含量が１００ｐｐｍを超える場合には、製鋼操業時にノズル詰まりなどを誘発するという問題があるため好ましくない。したがって、本発明では、Ｃａを添加する場合、その含量を２～１００ｐｐｍに制御することが好ましい。上記Ｃａの含量の下限は、２．５ｐｐｍであることがより好ましく、３ｐｐｍであることがさらに好ましく、３．５ｐｐｍであることが最も好ましい。上記Ｃａの含量の上限は、７０ｐｐｍであることがより好ましく、５０ｐｐｍであることがさらに好ましく、３０ｐｐｍであることが最も好ましい。
これに加え、本発明の耐摩耗鋼は、上述の合金元素の他に、付加的に、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０は除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなる群から選択される１種以上をさらに含むことができる。
Ａｓは、鋼の靭性の向上に有効であり、Ｓｎは、鋼の強度及び耐食性の向上に有効である。また、Ｗは、焼入れ性を増加させて強度を向上させるとともに高温での硬度を向上させるのに有効な元素である。但し、Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含量がそれぞれ０．０５％を超える場合には、製造原価が上昇するだけでなく、却って鋼の物性を損なう恐れがある。したがって、本発明では、Ａｓ、Ｓｎ、及びＷをさらに含む場合、その含量をそれぞれ０．０５％以下に制御することが好ましい。上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含量の下限はそれぞれ、０．００１％であることがより好ましく、０．００２％であることがさらに好ましく、０．００３％であることが最も好ましい。上記Ａｓ、Ｓｎ、及びＷの含量の上限はそれぞれ、０．０４％であることがより好ましく、０．０３％であることがさらに好ましく、０．０２％であることが最も好ましい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周辺環境から意図しない不純物が不可避に混入され得るため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも周知のものであるため、その全ての内容を特に本明細書で言及しない。
本発明の耐摩耗鋼の微細組織は、マルテンサイトを基地組織として含むことが好ましい。より具体的に、本発明の耐摩耗鋼は、８５～９８面積％のマルテンサイト、１～１０％のベイナイト、及び１～１０％の残留オーステナイトを含むことが好ましい。ベイナイトは、フェライトよりは硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）であるが、マルテンサイトよりは軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）であるため、ギガ級の耐摩耗鋼の主組織としては好ましくない。残留オーステナイトは、Ａｃ３温度以上のオーステナイト域で熱処理しながら常温まで急速に冷却した時に、まだマルテンサイトに相変態（ｐｈａｓｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）されずに残ったものであり、マルテンサイトに比べて炭素量が相対的に少ないことが特徴である。
上記マルテンサイトの分率が８５％未満であると、目標水準の強度及び硬度の確保が困難になるという問題があり、９８％を超える場合には、低温衝撃靭性が低下するという欠点がある。本発明において、上記マルテンサイトはマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト（ｔｅｍｐｅｒｅｄ ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相を含み、このように焼戻しマルテンサイト相を含む場合、鋼の靭性をより有利に確保することができる。上記マルテンサイトの分率の下限は、８６％であることがより好ましく、８７％であることがさらに好ましく、８８％であることが最も好ましい。上記マルテンサイトの分率の上限は、９７％であることがより好ましく、９６％であることがさらに好ましく、９５％であることが最も好ましい。一方、本発明において、上記ベイナイト及び残留オーステナイトは、低温衝撃靭性をより向上させる役割を果たす。上記ベイナイトの分率が１％未満である場合には、低温での衝撃靭性が十分ではないため、クラックが発生する恐れがあるという欠点があり、１０％を超える場合には、マルテンサイトに比べて相対的に軟質であるため硬度が低下するという欠点がある。上記残留オーステナイトの分率が１％未満である場合にも、低温衝撃靭性が低下するという欠点があり、１０％を超える場合には、低温靭性は大きく増加するものの、硬度が著しく減少するという欠点がある。上記ベイナイトと残留オーステナイトの分率の下限はそれぞれ、２％であることがより好ましく、３％であることがさらに好ましく、４％であることが最も好ましい。上記ベイナイトと残留オーステナイトの分率の上限はそれぞれ、９％であることがより好ましく、８％であることがさらに好ましく、７％であることが最も好ましい。
上述のように提供される本発明の耐摩耗鋼は、５５０～６５０ＨＢの表面硬度を確保するとともに、－４０℃の低温で４７Ｊ以上の衝撃吸収エネルギーを有する効果がある。但し、ＨＢは、ブリネル硬度計により測定された鋼の表面硬度を表す。
また、本発明の耐摩耗鋼は、硬度（ＨＢ）と衝撃吸収エネルギー（Ｊ）が下記の関係式１を満たすことが好ましい。本発明では、高硬度の他に、低温靭性特性を向上させることを特徴とするが、そのためには、下記の関係式１を満たすことが好ましい。すなわち、表面硬度のみが高く、衝撃靭性が劣化して関係式１を満たさない場合か、衝撃靭性には優れるが、表面硬度が目標値に達せず、関係式１を満たさない場合には、最終目標とする高硬度及び低温靭性特性を保証することができなくなる。
［関係式１］０．６１≦ＨＢ÷Ｊ×（１－Ｖｍ÷１００）≦１．１３（但し、上記ＨＢはブリネル硬度計により測定された鋼の表面硬度、Ｊは－４０℃での衝撃吸収エネルギー値、Ｖｍはマルテンサイトの面積分率を表す。）
以下、本発明の耐摩耗鋼の製造方法について詳細に説明する。
先ず、鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する。鋼スラブの加熱温度が１０５０℃未満である場合には、Ｎｂなどの再固溶が十分ではなく、これに対し、その温度が１２５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大化して不均一な組織が形成される恐れがある。したがって、本発明では、鋼スラブの加熱温度が１０５０～１２５０℃の範囲を有することが好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の下限は、１０７０℃であることがより好ましく、１０８０℃であることがさらに好ましく、１１００℃であることが最も好ましい。上記鋼スラブの加熱温度の上限は、１２３０℃であることがより好ましく、１２００℃であることがさらに好ましく、１１８０℃であることが最も好ましい。
上記再加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る。粗圧延時に、その温度が９５０℃未満である場合には、圧延荷重が増加して相対的に弱圧下されるため、スラブの厚さ方向の中心まで変形が十分に伝達されず、空隙のような欠陥が除去されない恐れがある。これに対し、その温度が１０５０℃を超える場合には、圧延と同時に再結晶が起こった後、粒子が成長するようになるため、初期オーステナイト粒子が過度に粗大化する恐れがある。したがって、本発明では、粗圧延温度は９５０～１０５０℃であることが好ましい。上記粗圧延温度の下限は、９６０℃であることがより好ましく、９７０℃であることがさらに好ましく、９８０℃であることが最も好ましい。上記粗圧延温度の上限は、１０４０℃であることがより好ましく、１０３０℃であることがさらに好ましく、１０２０℃であることが最も好ましい。
上記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る。仕上げ熱間圧延の温度が８５０℃未満である場合には、二相域圧延になって微細組織中にフェライトが生成される恐れがあり、これに対し、その温度が９５０℃を超える場合には、最終組織の粒度が粗大になり、低温靭性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、仕上げ熱間圧延の温度は８５０～９５０℃であることが好ましい。上記仕上げ熱間圧延の温度の下限は、８６０℃であることがより好ましく、８７０℃であることがさらに好ましく、８８０℃であることが最も好ましい。上記仕上げ熱間圧延の温度の上限は、９４５℃であることがより好ましく、９４０℃であることがさらに好ましく、９３５℃であることが最も好ましい。
その後、上記熱延鋼板をＡｃ３＋３０℃以上の温度からＭｓ－５０℃以下まで加速冷却させる。Ａｃ３はオーステナイト変態温度であり、Ｍｓはマルテンサイトの変態が開始する温度である。すなわち、上記加速冷却は、熱間圧延後に得られた熱延鋼板の微細組織を、オーステナイトからマルテンサイトに変態させるためのものである。加速冷却開始温度がＡｃ３＋３０℃未満である場合には、圧延後に再結晶されたオーステナイトの大きさが粗大化し、低温衝撃靭性が劣化するだけでなく、空冷フェライトが生成されるため、最終微細組織が不均一になり、強度及び硬度が著しく低下する。したがって、上記加速冷却開始温度はＡｃ３＋３０℃以上であることが好ましい。上記加速冷却開始温度は、Ａｒ３＋５０℃以上であることがより好ましく、Ａｒ３＋８０℃以上であることがさらに好ましく、Ａｒ３＋１００℃以上であることが最も好ましい。一方、加速冷却停止温度がＭｓ－５０℃を超える場合には、相変態のための駆動力が不足になり、結果として、マルテンサイトは生成されず、その代わりにベイナイトまたは針状フェライトのようなマルテンサイトに比べて相対的に軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）が発達するようになるため、本発明が得ようとする微細組織分率を確保することが困難になる。したがって、本発明では、加速冷却停止温度はＭｓ－５０℃以下であることが好ましい。上記加速冷却停止温度は、Ｍｓ－７０℃以下であることがより好ましく、Ｍｓ－１００℃以下であることがさらに好ましく、Ｍｓ－１５０℃以下であることが最も好ましい。
上記加速冷却時の冷却速度は５℃／ｓ以上であることが好ましい。この際、上記冷却速度は、鋼板の厚さの１／４の位置（ｑｕａｒｔｅｒ）が基準である。上記冷却速度が５℃／ｓ未満である場合には、加速冷却停止温度がＭｓ－５０℃以下と低くても、相変態のための駆動力が低くなり、軟質相のベイナイトまたは針状フェライトの生成が不可避になる。したがって、本発明では、加速冷却時の冷却速度は５℃／ｓ以上であることが好ましい。上記加速冷却速度は、７℃以上であることがより好ましく、１０℃以上であることがさらに好ましく、１５℃以上であることが最も好ましい。一方、本発明において、上記冷却速度の上限は特に限定されず、通常の技術者であれば、設備限界を考慮して適宜設定することができる。
その後、必要に応じて、上記冷却した熱延鋼板に対して焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）のような後続熱処理を行う。より詳細には、上記冷却した熱延鋼板を、３５０～６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋５分～１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）間熱処理する。焼戻し温度が３５０℃未満である場合には、焼戻しマルテンサイトの脆化現象が発生し、鋼の強度及び靭性が劣化する恐れがある。これに対し、その温度が６００℃を超える場合には、再加熱及び冷却を経て高くなったマルテンサイト中の転位密度が急激に減少し、結果として、硬度が目標値に比べて低くなる恐れがあるため好ましくない。また、焼戻し時間が１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）を超える場合にも、急速冷却後に発生したマルテンサイト組織中の高い転位密度が低くなり、結果として、硬度が急激に減少するようになる。一方、焼戻し時間は１．３ｔ＋５分（ｔ：板厚）以上である必要がある。焼戻し時間が１．３ｔ＋５分（ｔ：板厚）未満である場合には、鋼板の幅と長さ方向に均一に熱処理されず、結果として、位置毎に物性のばらつきが引き起こされる可能性がある。一方、上記熱処理後には、空冷処理を行うことが好ましい。上記焼戻し温度の下限は、３６０℃であることがより好ましく、３７０℃であることがさらに好ましく、３８０℃であることが最も好ましい。上記焼戻し温度の上限は、５８０℃であることがより好ましく、５６０℃であることがさらに好ましく、５５０℃であることが最も好ましい。上記焼戻し時間の下限は、１．３ｔ＋６分であることがより好ましく、１．３ｔ＋７分であることがさらに好ましく、１．３ｔ＋８分であることが最も好ましい。上記焼戻し時間の上限は、１．３ｔ＋１８分であることがより好ましく、１．３ｔ＋１６分であることがさらに好ましく、１．３ｔ＋１５分であることが最も好ましい。
上記のような工程条件を経た本発明の熱延鋼板は、６０ｍｍ以下の厚さを有する厚鋼板であり、より好ましくは１５～６０ｍｍ、さらに好ましくは２０～５０ｍｍの厚さを有する。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものに過ぎず、本発明の技術範囲を限定するものではない。
（実施例）
下記表１及び２の合金組成を有する鋼スラブを準備した後、この鋼スラブに対して、下記表３の条件で鋼スラブの加熱－粗圧延－熱間圧延－加速冷却－（焼戻し）を行って熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板に対して、微細組織及び機械的物性を測定した結果を、下記表４に示した。
この際、上記微細組織は、任意のサイズに試験片を切断して鏡面を製作した後、ナイタールエッチング液を用いて腐食させてから、光学顕微鏡及び走査型電子顕微鏡を活用して鋼板の厚さ方向を基準に１／４ｔの位置を観察した。
そして、硬度及び靭性はそれぞれ、ブリネル硬度試験機（荷重３０００ｋｇｆ、１０ｍｍタングステン圧入具）及びシャルピー衝撃試験機を用いて測定した。この際、表面硬度は、板の表面を２ｍｍミリング加工した後、３回測定したものの平均値を用いた。また、シャルピー衝撃試験の結果は、１／４ｔの位置で試験片を採取した後、－４０℃で３回測定したものの平均値を用いた。
Figure 0007240486000001
Figure 0007240486000002
Figure 0007240486000003
Figure 0007240486000004
上記表１～４から分かるように、本発明が提案する合金組成と製造条件を満たす発明例１～９は、本発明の微細組織の種類及び分率を満たし、優れた表面硬度と衝撃靭性を確保することにより、関係式１を満たしていることが分かる。
これに対し、本発明が提案する製造条件は満たすが、本発明の合金組成を満たさない比較例１、２、３、５、６、８は、本発明の微細組織の種類及び分率を満たさないだけでなく、本発明が得ようとする表面硬度、衝撃靭性、または関係式１を満たしていないことが分かる。
本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たさない比較例４、７、９も、本発明の微細組織の種類及び分率を満たさないだけでなく、本発明が得ようとする表面硬度、衝撃靭性、または関係式１を満たしていないことが分かる。
これに対し、本発明が提案する合金組成は満たすが、本発明の製造条件を満たさない比較例１０、１１、１２は、本発明の微細組織の種類及び分率を満たさないだけでなく、本発明が得ようとする表面硬度または衝撃靭性を確保することができないため、関係式１を満たしていないことが分かる。

Claims (4)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．３８～０．５０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択される１種以上をさらに含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    微細組織が、８５～９８面積％以上のマルテンサイト、１～１０％のベイナイト、及び１～１０％の残留オーステナイトを含み、
    硬度が５５０～６５０ＨＢであり、－４０℃での衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上であり、
    硬度（ＨＢ）と衝撃吸収エネルギー（Ｊ）が下記の関係式１を満たすことを特徴とする優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板。
    ［関係式１］０．６１≦ＨＢ÷Ｊ×（１－Ｖｍ÷１００）≦１．１３
    （但し、前記ＨＢはブリネル硬度計により測定された鋼の表面硬度、Ｊは－４０℃での衝撃吸収エネルギー値、Ｖｍはマルテンサイトの面積分率を表す。）
  2. 前記耐摩耗板鋼は、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０は除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなる群から選択される１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板。
  3. 請求項１に記載された耐摩耗鋼板の製造方法であって、
    重量％で、炭素（Ｃ）：０．３８～０．５０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５～２．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．６～１．６％、リン（Ｐ）：０．０５％以下（０は除く）、硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０は除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．０７％以下（０は除く）、クロム（Ｃｒ）：０．１～１．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．８％、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．０８％、ボロン（Ｂ）：５０ｐｐｍ以下（０は除く）、コバルト（Ｃｏ）：０．０２％以下（０は除く）を含み、さらに、ニッケル（Ｎｉ）：０．５％以下（０は除く）、銅（Ｃｕ）：０．５％以下（０は除く）、チタン（Ｔｉ）：０．０２％以下（０は除く）、ニオブ（Ｎｂ）：０．０５％以下（０は除く）、及びカルシウム（Ｃａ）：２～１００ｐｐｍからなる群から選択される１種以上をさらに含み、残りはＦｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１０５０～１２５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを９５０～１０５０℃の温度範囲で粗圧延して粗圧延バーを得る段階と、
    前記粗圧延バーを８５０～９５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板をＡｒ３＋３０℃以上の加速冷却開始温度からＭｓ－５０℃以下の加速冷却停止温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する段階と、
    前記加速冷却した熱延鋼板を３５０～６００℃の温度範囲まで昇温した後、１．３ｔ＋５分～１．３ｔ＋２０分（ｔ：板厚）間熱処理する段階とを含むことを特徴とする優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板の製造方法。
  4. 前記鋼スラブは、ヒ素（Ａｓ）：０．０５％以下（０は除く）、スズ（Ｓｎ）：０．０５％以下（０は除く）、及びタングステン（Ｗ）：０．０５％以下（０は除く）からなる群から選択される１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼板の製造方法。
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