WO2012133911A1 - 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法 Download PDF

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植田　圭治
石川　信行
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling

Definitions

  • the present invention provides a plate thickness of 4 mm or more suitable for construction machines, industrial machines, shipbuilding, steel pipes, civil engineering, construction, etc.
  • the present invention relates to a steel plate (abrasion resist steel plate or steel sheet), and in particular, a material having excellent resistance of stress corrosion cracking.
  • Abrasion is a phenomenon in which the surface layer portion of steel material is scraped off due to continuous contact between steel materials, or different materials such as earth and sand, rocks, etc., in a working part such as a machine or device.
  • Patent Documents 1 to 5 and the like are based on toughness of the base metal, delayed fracture resistance (Patent Documents 1, 3, and 4), weldability, wear resistance of the welded portion,
  • the purpose is to provide corrosion resistance in a condensed corrosion environment (to be referred to as Patent Document 5 above).
  • Patent Document 5 To achieve both stress corrosion crack resistance and wear resistance which are excellent in the standard test method for stress corrosion cracking described in Non-Patent Document 1. Has not reached.
  • a wear-resistant steel sheet that is excellent in economic efficiency and excellent in stress corrosion cracking resistance and its production without causing a decrease in productivity and an increase in production cost. It aims to provide a method.
  • the cementite dispersion state in the tempered martensite structure acts as a trap site for diffusible hydrogen generated by the corrosion reaction of the steel material, and suppresses hydrogen embrittlement cracking.
  • Rolling, heat treatment and cooling conditions affect the dispersion state of cementite in the tempered martensite structure, and it is important to manage these manufacturing conditions. Thereby, the grain boundary fracture in a corrosive environment can be suppressed, and stress corrosion cracking can be effectively prevented.
  • Mn is an element that has the effect of improving hardenability and contributes to the improvement of wear resistance, while being easily co-segregated with P in the solidification process of the steel slab. Yes, it reduces the grain boundary strength in the micro-segregation part.
  • the present invention has been made by further studying the obtained knowledge, that is, 1. % By mass C: 0.20 to 0.30%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.40 to 1.20% P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, B: 0.0003 to 0.0030%, further, Cr: 0.05 to 1.5%, Mo: 0.05 to 1.0%, W: 0.05 to 1.0%
  • the hardenability index DI * represented by the formula (1) is 45 or more, the balance is Fe and inevitable impurities, and the microstructure is tempered martensite.
  • a wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance characterized in that the site is a base phase, and there are 2 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 or more of cementite having a diameter equivalent to a circle of 0.05 ⁇ m or less.
  • DI * 33.85 ⁇ (0.1 ⁇ C) 0.5 ⁇ (0.7 ⁇ Si + 1) ⁇ (3.33 ⁇ Mn + 1) ⁇ (0.35 ⁇ Cu + 1) ⁇ (0.36 ⁇ Ni + 1) ⁇ (2.16 ⁇ Cr + 1) ⁇ (3 ⁇ Mo + 1) ⁇ (1.75 ⁇ V + 1) ⁇ (1.5 ⁇ W + 1) (1)
  • each alloy element shows content (mass%), and is set to 0 when not containing. 2.
  • Nb 0.005 to 0.025%
  • Ti 0.008 to 0.020%
  • Cu 1.5% or less
  • Ni 2.0% or less
  • V 0.1% or less
  • the wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance according to 1 or 2 characterized by containing one or more of the following. 4).
  • REM 0.008% or less
  • Ca 0.005% or less
  • Mg 0.005% or less
  • the wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance according to any one of 1 to 4 wherein the average crystal grain size of tempered martensite is 20 ⁇ m or less in terms of equivalent circle diameter. 6). Furthermore, the wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance according to any one of 1 to 5, wherein the surface hardness is 400 to 520 HBW 10/3000 in terms of Brinell hardness.
  • the steel slab having the steel composition according to any one of 7.1 to 4 is heated to 1000 ° C. to 1200 ° C., hot-rolled, and then reheated to Ac 3 to 950 ° C.
  • a method for producing a wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance in which accelerated cooling is carried out at 100 ° C./s, accelerated cooling is stopped at 100 to 300 ° C., and then air cooling is performed. 8).
  • a method for producing a wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance wherein accelerated cooling is started at 100 ° C./s, accelerated cooling is stopped at 100 to 300 ° C., and then air cooling is performed. 10. 10. The method for producing a wear-resistant steel sheet having excellent stress corrosion cracking resistance according to 9, wherein reheating to 100 to 300 ° C. is performed after air cooling.
  • the average crystal grain size of the tempered martensite was determined as the equivalent circle diameter of the prior austenite grain size, assuming that the tempered martensite is the prior austenite grain.
  • a wear-resistant steel plate having excellent stress corrosion cracking resistance can be obtained without causing a decrease in productivity and an increase in manufacturing cost, and greatly contributes to improvement of safety and life of steel structures.
  • the base phase of the microstructure of the steel sheet is tempered martensite, and the presence state of cementite in the microstructure is defined.
  • the particle diameter of cementite exceeds the equivalent circle diameter of 0.05 ⁇ m, not only the hardness of the steel sheet is lowered and the wear resistance is lowered, but also an effect of suppressing hydrogen embrittlement cracking as a diffusible hydrogen trap site is obtained. I can't. For this reason, it limits to 0.05 micrometer or less.
  • the cementite having the above particle size is less than 2 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 in the microstructure, the effect of suppressing hydrogen embrittlement cracking as a trapping site for diffusible hydrogen cannot be obtained. For this reason, it is set to 2 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 or more.
  • the matrix phase of the microstructure of the steel sheet is tempered martensite having an average crystal grain diameter of 20 ⁇ m or less in terms of a circle equivalent diameter.
  • the average crystal grain size of tempered martensite is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the area ratio is smaller, and when it is mixed, the area ratio is preferably 5% or less.
  • the stress corrosion cracking resistance is lowered, so that it is better to be less, and when the area fraction is 10% or less, the influence can be ignored, so it may be contained.
  • the surface hardness is less than 400 HBW 10/3000 in Brinell hardness (Brinell hardness)
  • the life as a wear-resistant steel is shortened, whereas when it exceeds 520 HBW 10/3000, the stress corrosion cracking resistance is remarkably deteriorated. Therefore, the surface hardness is preferably in the range of 400 to 520 HBW 10/3000 in terms of Brinell hardness.
  • the component composition of a steel plate is prescribed
  • % is mass%.
  • C 0.20 to 0.30% C is an important element for increasing the hardness of tempered martensite and ensuring excellent wear resistance, so that its effect is required to be 0.20% or more.
  • it is limited to the range of 0.20 to 0.30%.
  • it is 0.21 to 0.27%.
  • Si acts as a deoxidizer and is not only necessary for steelmaking, but also has the effect of increasing the hardness of the steel sheet by solid solution and solid solution strengthening. In order to acquire such an effect, 0.05% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the weldability deteriorates, so the content is limited to 0.05 to 1.0%. Preferably, it is 0.07 to 0.5%.
  • Mn 0.40 to 1.20% Mn has the effect of increasing the hardenability of the steel, and 0.40% or more is necessary to ensure the hardness of the base material.
  • the content exceeds 1.20%, not only the base material (toughness), ductility and weldability are deteriorated, but also the grain boundary segregation of P is promoted, and the resistance is improved. Promotes the occurrence of stress corrosion cracking. For this reason, it is limited to a range of 0.40 to 1.20%. Preferably, it is 0.45 to 1.10%. More preferably, it is 0.45 to 0.90%.
  • P 0.015% or less
  • S 0.005% or less
  • P 0.015% or less
  • S 0.005% or less
  • P 0.015% or less
  • it segregates at the grain boundary and becomes the starting point of stress corrosion cracking resistance.
  • it is desirable to make 0.015% an upper limit and to reduce as much as possible.
  • it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.008% or less.
  • S deteriorates the low-temperature toughness and ductility of the base material, it is desirable to reduce the upper limit to 0.005%.
  • it is 0.003% or less, more preferably 0.002% or less.
  • Al acts as a deoxidizing agent and is most widely used in a deoxidizing process of molten steel of a steel sheet. Further, fixing solid solution N in steel to form AlN has an effect of suppressing coarsening of crystal grains and an effect of suppressing deterioration of toughness due to reduction of solid solution N. On the other hand, when it contains exceeding 0.1%, it mixes with a weld metal part at the time of welding and deteriorates the toughness of the weld metal, so it is limited to 0.1% or less. Preferably it is 0.08% or less.
  • N 0.01% or less N combines with Ti and Nb to precipitate as nitrides or carbonitrides, and suppresses grain coarsening during hot rolling and heat treatment, and diffusible hydrogen It has the effect of suppressing hydrogen embrittlement cracking as a trap site.
  • the content exceeds 0.01%, the amount of solute N increases and the toughness is remarkably lowered. For this reason, N is limited to 0.01% or less. Preferably it is 0.006% or less.
  • B 0.0003 to 0.0030% B is an element that significantly increases the hardenability by adding a small amount and is effective in increasing the hardness of the base material. In order to obtain such an effect, the content is made 0.0003% or more. If over 0.0030%, the base material toughness, ductility and weld crack resistance are adversely affected, so 0.0030% or less.
  • 0.05 to 1.5% Cr is an element that increases the hardenability of steel and is effective in increasing the hardness of the base material. In order to have such an effect, the content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when it contains exceeding 1.5%, base material toughness and weld cracking resistance will fall. For this reason, it limits to 0.05 to 1.5% of range.
  • Mo 0.05 to 1.0% Mo is an element that significantly increases the hardenability and is effective in increasing the hardness of the base material. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.05% or more. However, if it exceeds 1.0%, the base material toughness, ductility and weld crack resistance are adversely affected. The following.
  • W 0.05 to 1.0% W is an element that significantly increases the hardenability and is effective in increasing the hardness of the base material. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.05% or more. However, if it exceeds 1.0%, the base material toughness, ductility and weld crack resistance are adversely affected. The following.
  • DI * 33.85 ⁇ (0.1 ⁇ C) 0.5 ⁇ (0.7 ⁇ Si + 1) ⁇ (3.33 ⁇ Mn + 1) ⁇ (0.35 ⁇ Cu + 1) ⁇ (0.36 ⁇ Ni + 1) ⁇ (2.16 ⁇ Cr + 1) ⁇ (3 ⁇ Mo + 1) ⁇ (1.75 ⁇ V + 1) ⁇ (1.5 ⁇ W + 1)
  • each alloy element shows content (mass%), and is set to 0 when not containing.
  • DI * defined by the above formula needs to satisfy 45 or more. When DI * is less than 45, the quenching depth from the surface layer of the plate thickness is less than 10 mm, and the life as wear-resistant steel is shortened.
  • the above is the basic component composition of the present invention, and the balance is Fe and inevitable impurities, but when further improving the effect of suppressing stress corrosion cracking, it may contain one or more of Nb and Ti. it can.
  • Nb 0.005 to 0.025%
  • Nb precipitates as carbonitride, refines the microstructure of the base metal and the weld heat-affected zone, fixes not only the solid solution N and improves toughness, but also the generated carbonitride is diffusible hydrogen It is effective for trap sites and has the effect of suppressing stress corrosion cracking.
  • the content is preferably 0.005% or more.
  • coarse carbonitrides may precipitate, which may be the starting point of fracture. For this reason, it limits to 0.005 to 0.025% of range.
  • Ti forms carbonitride with nitride or Nb, and has the effect of suppressing coarsening of crystal grains, and also has the effect of suppressing toughness deterioration due to reduction of solid solution N. Furthermore, the produced carbonitride is effective for diffusible hydrogen trap sites and has the effect of suppressing stress corrosion cracking. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.008% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.020%, the precipitates become coarse and the base material toughness deteriorates. For this reason, it is limited to the range of 0.008 to 0.020%.
  • Cu, Ni, and V when strength properties are further improved, one or more of Cu, Ni, and V can be contained.
  • Cu, Ni, and V are all elements that contribute to improving the strength of steel and are appropriately contained depending on the desired strength.
  • Ni When Ni is contained, if 2.0% is exceeded, the effect is saturated and disadvantageous economically, so it is 2.0% or less.
  • V When V is contained, if it exceeds 0.1%, the base metal toughness and ductility are deteriorated, so the content is made 0.1% or less.
  • one or more of REM, Ca and Mg when improving toughness, one or more of REM, Ca and Mg can be contained.
  • REM, Ca, and Mg all contribute to the improvement of toughness, and are selected and contained according to desired characteristics.
  • the “° C.” display relating to the temperature means a temperature at a half position of the plate thickness.
  • the wear-resistant steel sheet according to the present invention is obtained by melting the molten steel having the above-described composition by a known steelmaking process, and continuously casting or ingot casting- It is preferable to use a steel material such as a slab having a predetermined size by a blooming method.
  • the obtained steel material is reheated to 1000 to 1200 ° C. and hot-rolled to obtain a steel plate having a desired thickness.
  • the reheating temperature is less than 1000 ° C., deformation resistance in hot rolling becomes high, and a rolling reduction amount per pass cannot be increased so that the number of rolling passes increases, and rolling is performed. In some cases, the rolling efficiency is lowered, and a casting defect in the steel material (slab) cannot be crimped.
  • the reheating temperature of the steel material is in the range of 1000 to 1200 ° C.
  • hot rolling starts at a steel material of 1000 to 1200 ° C.
  • the rolling conditions in the hot rolling are not particularly specified.
  • the temperature in the steel sheet is made uniform after hot rolling, and the reheating treatment is performed after hot rolling and air cooling in order to suppress the characteristic variation.
  • the steel sheet Before the reheating treatment, the steel sheet needs to be completely transformed into ferrite, bainite, or martensite, and the steel sheet temperature is 300 ° C. or lower, preferably 200 ° C. or lower, more preferably 100, before the reheating heat treatment. Cool to below °C.
  • reheating treatment is performed after cooling, when the reheating temperature is Ac3 or lower, ferrite is mixed in the structure and the hardness is lowered.
  • the temperature is set to Ac 3 to 950 ° C.
  • Ac3 (° C.) can be obtained by the following equation, for example.
  • Ac3 854-180C + 44Si-14Mn-17.8Ni-1.7Cr (However, C, Si, Mn, Ni, Cr: content of each alloy element (mass%))
  • the reheating holding time may be a short time as long as the temperature in the steel plate becomes uniform.
  • the crystal grains become coarse and the toughness and the stress corrosion cracking resistance are lowered.
  • the end temperature of hot rolling is not particularly defined.
  • accelerated cooling is performed at a cooling rate of 1 to 100 ° C./s and a cooling stop temperature of 100 to 300 ° C., and then air cooling is performed to room temperature.
  • the cooling rate of accelerated cooling is less than 1 ° C./s, ferrite, pearlite, and bainite are mixed in the structure, and the hardness decreases.
  • the temperature is set to 1 to 100 ° C./s.
  • the accelerated cooling stop temperature is set to 100 to 300 ° C.
  • the structure in the steel sheet becomes mainly martensite, and the effect of tempering is obtained by the subsequent air cooling, and a structure in which cementite is dispersed in the tempered martensite can be obtained.
  • the steel plate After accelerated cooling, in order to make the characteristics in the steel plate more uniform and improve the stress corrosion cracking resistance, it may be reheated to 100 to 300 ° C. and tempered.
  • the tempering temperature exceeds 300 ° C., the decrease in hardness increases and the wear resistance decreases, and the produced cementite becomes coarse and the effect as a trap site for diffusible hydrogen cannot be obtained.
  • the holding time may be a short time as long as the temperature in the steel plate becomes uniform.
  • the holding time is long, the cementite to be produced becomes coarse and the effect as a trapping site for diffusible hydrogen is reduced.
  • the rolling end temperature may be set to Ar3 or higher, and accelerated cooling may be performed immediately after the end of rolling. If the start temperature of accelerated cooling (substantially the same as the end temperature of rolling) is less than Ar3, ferrite is mixed in the structure and the hardness is lowered. Since the corrosion cracking property is lowered, Ar is set to 3 to 950 ° C.
  • the Ar3 point can be obtained by the following equation, for example.
  • Ar3 868-396C + 25Si-68Mn-21Cu-36Ni-25Cr-30Mo (C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo: content of each alloy element (mass%))
  • the cooling rate of accelerated cooling, the cooling stop temperature, and the tempering treatment are the same as in the case of reheating after hot rolling.
  • the obtained steel sheet was subjected to microstructure investigation, surface hardness measurement, base metal toughness, stress corrosion cracking test in the following manner.
  • a sample for microstructural observation was taken on a cross section parallel to the rolling direction at a thickness of 1/4 t of each steel plate obtained, and after optical corrosion treatment, the optical magnification was 500 times.
  • the tissue was photographed and evaluated with a microscope (optical microscope).
  • the average crystal grain size of tempered martensite was evaluated by 500 times with an optical microscope after picric acid corrosion (picric acid corrosion treatment) on a section parallel to the rolling direction at a thickness of 1/4 t of each steel plate. Then, after 5 fields of view were photographed, an image analysis apparatus was used. The average crystal grain size of the tempered martensite was determined as the equivalent-circle diameter of the prior austenite grain size, assuming that the tempered martensite was former austenite grains.
  • the number density of Nb and Ti-based precipitates in the tempered martensite structure was examined with a transmission electron microscope for a cross section parallel to the rolling direction at a thickness of 1/4 t of each steel plate. Ten fields of view were taken at 50000 times, and the number of cementite was examined.
  • the surface hardness was measured according to JIS Z2243 (1998), and the surface hardness under the surface layer (the surface hardness measured after removing the surface layer scale) was measured.
  • the measurement used a 10 mm tungsten hard ball (tungsten hard ball), and the load was 3000 kgf.
  • Charpy V-notch specimens were collected from the direction perpendicular to the rolling direction at a thickness of 1/4 of each steel sheet in accordance with the provisions of JIS Z 2202 (1998), and JIS Z 2242 ( 1998), three Charpy impact tests were performed on each steel sheet, the absorbed energy at ⁇ 40 ° C. was determined, and the base material toughness was evaluated. An average value of three absorbed energies (vE- 40 ) of 30 J or more was determined to be excellent in the base material toughness (within the scope of the present invention).
  • the stress corrosion cracking test was carried out in accordance with the stress corrosion cracking standard test method of the Japan Society for the Promotion of Science, University 129 Committee (Japan Society for Materials Strength, 1985).
  • the test piece shape is shown in FIG. 1, and the tester shape is shown in FIG.
  • the test conditions were: test solution: 3.5% NaCl, pH: 6.7 to 7.0, test temperature: 30 ° C., maximum test time: 500 hours, stress corrosion cracking lower limit stress intensity factor (threshold stress) intensity factor) K ISCC .
  • the target performance of the present invention was a surface hardness of 400 to 520 HBW 10/3000, a base material toughness of 30 J or more, and a KISCC of 100 kgf / mm ⁇ 3/2 or more.
  • Tables 2-1 to 2-4 show the production conditions of the test steel sheets, and Tables 3-1 to 3-4 show the test results.
  • the present invention examples (steel plates No. 1, 2, 4, 5, 6, 8, 9, 11, 13 to 26, 30, 34 to 38) were confirmed to satisfy the above target performance, but were comparative examples.
  • Steps. 3, 7, 10, 12, 27 to 29, 31 to 33, 39 to 46) is any one of surface hardness, base metal toughness, and stress corrosion cracking resistance, or a plurality of them. The target performance cannot be satisfied.

Abstract

建設機械、産業機械等に供して好適な耐応力腐食割れ性に優れる耐磨耗鋼板およびその製造方法を提供する。具体的には、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．４０～１．２０％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％を含有し、さらにＣｒ、ＭｏおよびＷの１種または２種以上を含有し、必要に応じてＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有し、含有成分によるＤＩ＊が４５以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトを基地相とし、粒径が円相当直径で０．０５μｍ以下のセメンタイトが２×１０６個／ｍｍ２以上存在する鋼板である。また、上記記載の鋼組成を有する鋼片を加熱後、熱間圧延を行い、空冷後再加熱した後、加速冷却を実施し、または熱間圧延後、直ちに加速冷却を行う。

Description

耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
　本発明は、建設機械（ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ　ｍａｃｈｉｎｅ）、産業機械（ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ　ｍａｃｈｉｎｅ）、造船（ｓｈｉｐｂｕｉｄｉｎｇ）、鋼管（ｓｔｅｅｌ　ｐｉｐｅ）、土木（ｃｉｖｉｌ　ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）、建築等に供して好適な板厚４ｍｍ以上の耐磨耗鋼板（ａｂｒａｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ　ｏｒ　ｓｔｅｅｌ　ｓｈｅｅｔ）に係り、特に、耐応力腐食割れ性（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｏｆ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋ）が優れたものに関する。
　建産機械、造船、鋼管、土木、建築等の鉄鋼構造物や機械、装置等に熱間圧延鋼板が用いられる際には、鋼板の磨耗特性（ａｂｒａｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）が要求されることがある。磨耗は機械、装置等、稼動する部位において、鋼材同士、あるいは土砂、岩石など異種材料との継続的な接触により発生し、鋼材の表層部が削り取られる現象である。
　鋼材の耐磨耗特性が劣ると、機械、装置の故障の原因となるだけでなく、構造物としての強度を維持できなくなる危険性があるため、高頻度での磨耗部位の補修、交換が不可避である。このため、磨耗する部位に適用される鋼材に対する耐磨耗特性の向上に対する要求は強い。
　従来、鋼材として優れた耐磨耗性を保有するためには、硬度を高めることが一般的であり、マルテンサイト単相組織（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ　ｓｉｎｇｌｅ　ｐｈａｓｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）とすることにより飛躍的に高めることが可能である。また、マルテンサイト組織自体の硬さを上昇させるために、固溶Ｃ量（ａｍｏｕｎｔ　ｏｆ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｃａｒｂｏｎ）を増加することが有効であり、種々の耐摩耗鋼板が開発されてきた（例えば、特許文献１~５）。
一方、鋼板に対して磨耗特性が要求される部位は、地鉄表面が露出する場合が多く、鋼材表面が腐食性の物質を含む水蒸気（ｍｏｉｓｔｕｒｅ　ｖａｐｏｒ）や、水分（ｍｏｉｓｔｕｒｅ）や油分（ｏｉｌ）などと接触し、鋼材の腐食が発生する。
　例えば、鉱石運搬用のコンベヤ（ｏｒｅ　ｃｏｎｖｅｙｅｒ）など鉱山機械（ｍｉｎｉｎｇ　ｍａｃｈｉｎｅｒｙ）に耐磨耗鋼が使用される場合には、土壌中の水分（ｍｏｉｓｔｕｒｅ　ｉｎ　ｓｏｉｌ）とともに、硫化水素（ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｓｕｌｆｉｄｅ）などの腐食性物質（ｃｏｒｒｏｓｉｖｅ　ｍａｔｅｒｉａｌ）が存在し、また、建設機械などに耐磨耗鋼が使用される場合には、ディーゼルエンジン（ｄｉｅｓｅｌ　ｅｎｇｉｎｅ）中に含まれる水分および酸化硫黄（ｓｕｌｆｕｒｉｃ　ｏｘｉｄｅ）などが存在し、何れも非常に厳しい腐食環境（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）となる場合がある。この際、鋼材表面での腐食反応（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒｅａｃｔｉｏｎ）においては、鉄がアノード反応（ａｎｏｄｅ　ｒｅａｃｔｉｏｎ）により酸化物（さび）を生成する一方で、水分のカソード反応（ｃａｔｈｏｄｅ　ｒｅａｃｔｉｏｎ）により水素が発生する。
　耐磨耗鋼のような高硬度なマルテンサイト組織の鋼材中に、腐食反応で生成した水素が侵入した場合には、鋼材が極端に脆化し、曲げ加工（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｗｏｒｋ）や溶接などでの残留応力（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｒｅｓｉｄｕａｌ　ｓｔｒｅｓｓ）や、使用環境（ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ　ｏｆ　ｕｓａｇｅ）での負荷応力（ａｐｐｌｉｅｄ　ｓｔｒｅｓｓ）の存在化において、割れ（ｃｒａｃｋ）が発生する。これが応力腐食割れ（ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋ）であり、機械、装置等に使用される鋼材には、稼動する安全性の観点から、耐磨耗性は勿論のこと、耐応力腐食割れ性に優れることが重要である。
特開平５−５１６９１号公報 特開平８−２９５９９０号公報 特開２００２−１１５０２４号公報 特開２００２−８０９３０号公報 特開２００４−１６２１２０号公報
日本学術振興会大１２９委員会（日本材料強度学会、１９８５）基準の応力腐食割れ標準試験法
　しかしながら、特許文献１~５等で提案されている耐磨耗鋼は、母材靭性、耐遅れ破壊特性（以上、特許文献１、３、４）、溶接性、溶接部の耐磨耗性、結露腐食環境における耐食性（以上、特許文献５）を備えることを目的とするもので、非特許文献１記載の応力腐食割れ標準試験法で優れる耐応力腐食割れ性と耐磨耗性を両立するには至っていない。
　そこで、本発明では、生産性（ｐｒｏｄｕｃｔｉｖｉｔｙ）の低下および製造コスト（ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｃｏｓｔ）の増大を引き起こすことなく、経済性（ｅｃｏｎｏｍｉｃ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）に優れ、耐応力腐食割れ性に優れる耐磨耗鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を達成するため、耐磨耗鋼板を対象に、優れた耐応力腐食割れ性能を確保するため、鋼板の化学成分、製造方法およびミクロ組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を決定する各種要因に関して鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
　１．優れた耐磨耗特性を確保するためには、高硬度（ｈｉｇｈ　ｈａｒｄｎｅｓｓ）を確保することが必須であるが、過度の高硬度化は耐応力腐食割れ性を著しく低下させるため、硬度範囲を厳格に管理することが重要である。さらに、耐応力腐食割れ性を向上するためには、鋼板中に拡散性水素（ｄｉｆｆｕｓｉｂｌｅ　ｈｙｄｒｏｇｅｎ）のトラップサイト（ｔｒａｐ　ｓｉｔｅ）としてセメンタイト（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ）を分散することが有効である。このためには、Ｃをはじめとする鋼板の化学組成を厳格に管理して、鋼板の基地組織を焼戻しマルテンサイトとすることが重要である。
　焼戻しマルテンサイト組織中のセメンタイト分散状態を適正に管理することにより、鋼材の腐食反応により生成した拡散性水素のトラップサイトとして作用させ、水素脆化割れ（ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ　ｃｒａｃｋｉｎｇ）を抑制する。
　焼戻しマルテンサイト組織中のセメンタイトの分散状態には、圧延、熱処理および冷却条件などが影響を及ぼし、これら製造条件を管理することが重要である。これにより、腐食環境下における結晶粒界破壊を抑制し、応力腐食割れを効果的に防止できる。
　２．さらに、焼戻しマルテンサイト組織（ｔｅｍｐｅｒｅｄ　ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）の結晶粒界破壊（ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｙ　ｆｒａｃｔｕｒｅ）を効果的に抑制するには、結晶粒界強度（ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｙ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を高める対策が有効であり、Ｐなど不純物元素の低減とともに、Ｍｎの成分範囲を管理する必要がある。Ｍｎは、焼入れ性（ｈａｒｄｅｎ　ａｂｉｌｉｔｙ）を向上する効果を有し耐磨耗性向上に寄与する一方、鋼片の凝固過程（ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ｐｒｏｃｅｓｓ）において、Ｐとともに共偏析（ｃｏ−ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）しやすい元素であり、ミクロ偏析部における結晶粒界強度を低下させる。
　また、結晶粒界破壊を効果的に抑制するには、結晶粒を微細化することが有効であり、結晶粒の成長を抑えるピンニング効果（ｐｉｎｎｉｎｇ　ｅｆｆｅｃｔ）を有する微細な介在物（ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）の分散が効果的である。このためには、ＮｂおよびＴｉを添加し、鋼中に炭窒化物を分散させることが有効である。
　本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、
１．質量％で、
Ｃ：０．２０~０．３０％、
Ｓｉ：０．０５~１．０％、
Ｍｎ：０．４０~１．２０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｂ：０．０００３~０．００３０％、
さらに、
Ｃｒ：０．０５~１．５％、
Ｍｏ：０．０５~１．０％、
Ｗ：０．０５~１．０％、
の１種または２種以上を含有し、（１）式で示される焼入れ性指数（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ　ｉｎｄｅｘ）ＤＩ＊が４５以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトを基地相とし、粒径が円相当直径で０．０５μｍ以下のセメンタイトが２×１０６個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板。
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（１）
但し、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
２．鋼組成に、質量％でさらに、
Ｎｂ：０．００５~０．０２５％、
Ｔｉ：０．００８~０．０２０％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板。
３．鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板。
４．鋼組成に、質量％でさらに、
ＲＥＭ：０．００８％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板。
５．更に、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が円相当直径で２０μｍ以下であることを特徴とする１乃至４のいずれか一つに記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板。
６．更に、表面硬度がブリネル硬さで４００~５２０ＨＢＷ１０／３０００であることを特徴とする１乃至５のいずれか一つに記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板。
７．１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃~１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、その後、Ａｃ３~９５０℃に再加熱して、１~１００℃／ｓで加速冷却を実施し、１００~３００℃で加速冷却を停止した後、空冷を行う耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
８．空冷後、１００~３００℃に再加熱することを特徴とする７記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
９．１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃~１２００℃に加熱後、Ａｒ３以上の温度域で熱間圧延した後、Ａｒ３~９５０℃の温度から１~１００℃／ｓで加速冷却を開始し、１００~３００℃で加速冷却を停止した後、空冷を行う耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
１０．空冷後、１００~３００℃に再加熱することを特徴とする９記載の耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板の製造方法。
　なお、本発明では、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、焼戻しマルテンサイトが旧オーステナイト粒であるとして、旧オーステナイト粒径の円相当径にて平均結晶粒径を求めた。
　本発明によれば、生産性の低下および製造コストの増大を引き起こすことなく、優れた耐応力腐食割れ性を有する耐磨耗鋼板が得られ、鋼構造物の安全性や寿命の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
応力腐食割れ標準試験に用いる試験片形状を示す図。 図１に示す試験片を用いる試験機の構成を示す図。
［ミクロ組織］
　本発明では、鋼板のミクロ組織の基地相を焼戻しマルテンサイトとし、さらに、ミクロ組織中のセメンタイトの存在状態を規定する。
セメンタイトの粒径が円相当径で０．０５μｍを超えると、鋼板の硬度が低下し、耐摩耗性が低下するだけでなく、拡散性水素のトラップサイトとして水素脆化割れを抑制する効果が得られない。このため、０．０５μｍ以下に限定する。
　上記粒径のセメンタイトがミクロ組織中で２×１０６個／ｍｍ２未満であると、拡散性水素のトラップサイトとして水素脆化割れを抑制する効果が得られない。このため、２×１０６個／ｍｍ２以上とする。
　本発明では、更に耐応力腐食割れ性を向上させる場合、上記に加えて、鋼板のミクロ組織の基地相を平均結晶粒径が円相当直径で２０μｍ以下の焼戻しマルテンサイトにする。鋼板の耐磨耗特性を有するためには、焼戻しマルテンサイト組織とすることが必要である。ただし、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が円相当直径で２０μｍを超えると耐応力腐食割れ性が劣化する。このため、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とすることが好ましい。
　なお、母相中に焼戻しマルテンサイトの他に、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）およびフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）等の組織が混在すると、硬度が低下し、耐摩耗性が低下するため、これらの組織の面積分率（ａｒｅａ　ｒａｔｉｏ）は少ない方が良く、混在する場合は面積分率で５％以下とすることが望ましい。
　一方、マルテンサイトが混在すると、耐応力腐食割れ性が低下するため少ないほうが良く、面積分率で１０％以下の場合には影響が無視できるため含有してもよい。
また、表面硬度がブリネル硬さ（Ｂｒｉｎｅｌｌ　ｈａｒｄｎｅｓｓ）で４００ＨＢＷ１０／３０００未満の場合には、耐磨耗鋼としての寿命が短くなり、一方、５２０ＨＢＷ１０／３０００を超えると耐応力腐食割れ性が顕著に劣化するようになるため、表面硬度をブリネル硬さで４００~５２０ＨＢＷ１０／３０００の範囲とすることが好ましい。
　［成分組成］
　本発明では、優れた耐応力腐食割れ性を確保するため、鋼板の成分組成を規定する。なお、説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．２０~０．３０％
　Ｃは、焼戻しマルテンサイトの硬度を高め、優れた耐磨耗性を確保するために重要な元素でその効果を得るため、０．２０％以上の含有を必要とする。一方、０．３０％を超えて含有すると、硬さが過度に上昇し、靱性および耐応力腐食割れ性が低下する。このため、０．２０~０．３０％の範囲に限定する。好ましくは、０．２１~０．２７％である。
　Ｓｉ：０．０５~１．０％
　Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、必要であるだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高硬度化する効果を有する。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると、溶接性が劣化するため、０．０５~１．０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０７~０．５％である。
　Ｍｎ：０．４０~１．２０％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を増加させる効果を有し、母材の硬度を確保するために０．４０％以上は必要である。一方、１．２０％を超えて含有すると、母材の（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）、延性（ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）および溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）が劣化するだけでなく、Ｐの粒界偏析（ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ　ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）を助長し、耐応力腐食割れの発生を助長する。このため、０．４０~１．２０％の範囲に限定する。好ましくは、０．４５~１．１０％である。さらに好ましくは０．４５~０．９０％である。
　Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下
　Ｐが０．０１５％を超えて含有すると、粒界に偏析し、耐応力腐食割れの発生起点となる。このため、０．０１５％を上限とし、可能なかぎり低減することが望ましい。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下とする。Ｓは母材の低温靭性や延性を劣化させるため、０．００５％を上限として低減することが望ましい。好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼の脱酸プロセス（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）に於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎの低減による靱性の劣化を抑制する効果を有する。一方、０．１％を超えて含有すると、溶接時に溶接金属部に混入して、溶接金属の靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定する。好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｎ：０．０１％以下
　ＮはＴｉおよびＮｂと結合して窒化物、あるいは炭窒化物として析出して、熱間圧延および熱処理時の結晶粒の粗大化を抑制する効果、および拡散性水素のトラップサイトとして水素脆化割れを抑制する効果を有する。一方、０．０１％を超えて含有すると、固溶Ｎ量が増加し、靭性が著しく低下する．このため、Ｎは０．０１％以下に限定する。好ましくは０．００６％以下とする。
　Ｂ：０．０００３~０．００３０％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０００３％以上ととする。０．００３０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、０．００３０％以下とする。
　Ｃｒ、ＭｏおよびＷの１種または２種以上
Ｃｒ：０．０５~１．５％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を有するためには、０．０５％以上とすることが好ましい。一方、１．５％を超えて含有すると、母材靭性および耐溶接割れ性が低下する。このため、０．０５~１．５％の範囲に限定する。
　Ｍｏ：０．０５~１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下とする。
　Ｗ：０．０５~１．０％
Ｗは、焼入れ性を顕著に増加させ、母材の高硬度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上とすることが好ましいが、１．０％を超えると、母材靭性、延性および耐溶接割れ性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下とする。
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）
　但し、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
母材の基地組織を焼戻しマルテンサイトとして、耐磨耗性を向上させるためには、上式で規定されるＤＩ＊が４５以上を満足させることが必要である。ＤＩ＊が４５未満の場合、板厚表層からの焼入れ深さが１０ｍｍを下回り、耐磨耗鋼としての寿命が短くなるため、４５以上とする。
　以上が本発明の基本成分組成で、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とするが、さらに、応力腐食割れの抑制効果を向上させる場合、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種以上を含有することができる。
　Ｎｂ：０．００５~０．０２５％
　Ｎｂは、炭窒化物として析出し、母材および溶接熱影響部のミクロ組織を微細化するとともに、固溶Ｎを固定して靱性を改善するだけでなく、生成した炭窒化物が拡散性水素のトラップサイトに有効であり、応力腐食割れ抑制の効果を有する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有が好ましい。一方、０．０２５％を超えて含有すると、粗大な炭窒化物が析出し、破壊の起点となることがある。このため、０．００５~０．０２５％の範囲に限定する。
　Ｔｉ：０．００８~０．０２０％
Ｔｉは、窒化物もしくはＮｂとともに炭窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Ｎ低減による靱性劣化を抑制する効果を有する。さらに、生成した炭窒化物が拡散性水素のトラップサイトに有効であり、応力腐食割れ抑制の効果を有する。このような効果を得るためには、０．００８％以上の含有が好ましい。一方、０．０２０％を超えて含有すると、析出物が粗大化し母材靱性を劣化する。このため、０．００８~０．０２０％の範囲に限定する。
　本発明では、さらに、強度特性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖの１種または２種以上を含有することができる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有する。
　Ｃｕを含有する場合は、１．５％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状（ｓｕｒｆａｃｅ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）を劣化させるため、１．５％以下とする。
　Ｎｉを含有する場合は、２．０％を超えると効果が飽和し、経済的に不利になるため、２．０％以下とする。Ｖを含有する場合は、０．１％を超えると、母材靭性および延性を劣化させるため、０．１％以下とする。
　本発明では、さらに、靭性を向上させる場合、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの１種または２種以上を含有することができる。ＲＥＭ、ＣａおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与し、所望する特性に応じて選択して含有させる。
　ＲＥＭを含有する場合は、０．００２％以上とすることが好ましいが、０．００８％を超えても効果が飽和するため、０．００８％を上限とする。Ｃａを含有する場合は、０．０００５％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。Ｍｇを含有する場合は、０．００１％以上とすることが好ましいが、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．００５％を上限とする。
［製造条件］
　説明において、温度に関する「℃」表示は、板厚の１／２位置における温度を意味するものとする。
　本発明に係る耐磨耗鋼板は、上記した組成の溶鋼（ｍｏｌｔｅｎ　ｓｔｅｅｌ）を、公知の溶製方法（ｓｔｅｅｌｍａｉｋｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）で溶製し、連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）あるいは造塊（ｉｎｇｏｔ　ｃａｓｔｉｎｇ）−分塊圧延法（ｂｌｏｏｍｉｎｇ　ｍｅｔｈｏｄ）により、所定寸法のスラブ（ｓｌａｂ）等の鋼素材とすることが好ましい。
　次いで、得られた鋼素材を１０００~１２００℃に再加熱後、熱間圧延し、所望の板厚の鋼板とする。再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗（ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）が高くなり、１パス当たりの圧下率量（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥（ｃａｓｔ　ｄｅｆｅｃｔ）を圧着することができない場合がある。
　一方、再加熱温度が１２００℃を超えると、加熱時のスケール（ｓｃａｌｅ）によって表面疵（ｓｕｒｆａｃｅ　ｓｃｒａｔｃｈ）が生じやすく、圧延後の手入れ（ｒｅｐａｉｒ）の負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００~１２００℃の範囲とする。直送圧延する場合は、鋼素材が１０００~１２００℃で熱間圧延を開始する。熱間圧延における圧延条件は特に規定しない。
　熱間圧延後に鋼板内の温度の均一化を図り、特性のばらつき（ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃ　ｖａｒｉａｔｉｏｎ）を抑えるため再加熱処理を熱間圧延後、空冷した後に行う。再加熱処理の前に鋼板はフェライト、ベイナイト、またはマルテンサイトへの変態を完了している必要があり、再加熱熱処理前に、鋼板温度が３００℃以下、好ましくは２００℃以下、より好ましくは１００℃以下まで冷却する。冷却後に再加熱処理を行うが、再加熱温度がＡｃ３以下では組織中にフェライトが混在し、硬度が低下する。一方、９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、靱性および耐応力腐食割れ性が低下するため、Ａｃ３~９５０℃とする。Ａｃ３（℃）は、例えば、次式で求めることが可能である。
Ａｃ３＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒ
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
　再加熱の保持時間（ｈｏｌｄｉｎｇ　ｔｉｍｅ）は鋼板内の温度が均一になれば短時間でもよい。一方、長時間になると、結晶粒が粗大化し、靭性および耐応力腐食割れ性が低下するので、１ｈｒ以内が望ましい。なお、熱間圧延後に再加熱する場合は熱間圧延の終了温度は特に規定しない。
　再加熱後、冷却速度：１~１００℃／ｓ、冷却停止温度：１００~３００℃の加速冷却を行い、その後、常温まで空冷を行う。加速冷却の冷却速度が１℃／ｓ未満では、組織中にフェライト、パーライトおよびベイナイトが混在し、硬度が低下する。一方、１００℃／ｓを超えると、温度制御が困難となり、材質ばらつきが生じるため、１~１００℃／ｓとする。
　冷却停止温度が３００℃を超えると、組織中にフェライト、パーライトおよびベイナイトが混在し、硬度が低下するとともに、焼戻しマルテンサイトの焼戻し効果が過剰になり、硬度低下ととともに、セメンタイトの粗大化により耐応力腐食割れ性が低下する。
　一方、冷却停止温度が１００℃未満では、その後の空冷中にマルテンサイトの焼戻し効果が十分に得られず、また本発明で規定するセメンタイトの形態が得られず、耐応力腐食割れ性が低下するため、加速冷却停止温度は１００~３００℃とする。冷却停止温度を１００~３００℃とすることにより鋼板中の組織がマルテンサイト主体となり、その後の空冷により焼戻しの効果が得られ、焼戻しマルテンサイト中にセメンタイトが分散された組織を得ることができる。
　加速冷却後、鋼板内の特性をより均一化するとともに、耐応力腐食割れ性を向上させる場合、１００~３００℃に再加熱して焼戻（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）をしてもよい。焼戻し温度（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が３００℃を超えると、硬度の低下が大きくなり耐磨耗性が低下するとともに、生成するセメンタイトが粗大化し、拡散性水素のトラップサイトとしての効果が得られなくなる。
　一方、焼戻し温度が１００℃未満では、上記した効果が得られない。保持時間は鋼板内の温度が均一になれば短時間でもよい。一方、保持時間が長時間になると、生成するセメンタイトが粗大化し、拡散性水素のトラップサイトとしての効果が低下するので、１ｈｒ以内が望ましい。
　熱間圧延後、再加熱処理を施さない場合は、圧延終了温度をＡｒ３以上とし、圧延終了後、直ちに加速冷却を行ってもよい。加速冷却の開始温度（圧延終了温度と略同じ）は、Ａｒ３未満では、組織中にフェライトが混入し、硬度が低下し、一方、９５０℃以上になると、結晶粒が粗大化し、靱性および耐応力腐食割れ性が低下するため、Ａｒ３~９５０℃とする。尚、Ａｒ３点は例えば、次式で求めることが可能である。
　Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各合金元素の含有量（質量％））
　加速冷却の冷却速度、冷却停止温度および焼戻し処理は、熱間圧延後、再加熱する場合と同様とする。
　転炉（ｓｔｅｅｌ　ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）−取鍋精錬（ｌａｄｌｅ　ｒｅｆｉｎｉｎｇ）−連続鋳造法で、表１−１~表１−４に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブ（ｓｔｅｅｌ　ｓｌａｂ）を、９５０~１２５０℃に加熱した後、熱間圧延を施し、一部の鋼板には圧延直後に加速冷却を実施し、その他の鋼板については、圧延後空冷した。さらに、一部の鋼板には、再加熱後加速冷却をおよび焼戻しを実施した。
　得られた鋼板について、ミクロ組織調査、表面硬度測定、母材靭性、応力腐食割れ性試験を下記の要領で実施した。
　ミクロ組織の調査は、得られた各鋼板の板厚１／４ｔ部における圧延方向に平行な断面について、ミクロ組織観察用サンプルを採取し、ナイタール腐食（ｎｉｔａｌ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）の後、５００倍の光学顕微鏡（ｏｐｔｉｃａｌ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で組織を撮影して評価した。
　また、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の評価は、各鋼板の板厚１／４ｔ部における圧延方向に平行な断面について、ピクリン酸腐食（ｐｉｃｒｉｃ　ａｃｉｄ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）の後、光学顕微鏡にて５００倍で５視野撮影した後、画像解析装置（ｉｍａｇｅ　ａｎａｌｙｚａｔｉｏｎ　ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ）を用いた。なお、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、焼戻しマルテンサイトが旧オーステナイト粒であるとして、旧オーステナイト粒径の円相当径にて平均結晶粒径を求めた。
　さらに、焼戻しマルテンサイト組織中のＮｂ、Ｔｉ系析出物の個数密度の調査は、各鋼板の板厚１／４ｔ部における圧延方向に平行な断面について、透過型電子顕微鏡（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて５００００倍の撮影を１０視野行い、セメンタイトの個数を調べた。
　表面硬度の測定はＪＩＳ　Ｚ２２４３（１９９８）に準拠し、表層下の表面硬度（表層のスケールを除去した後に測定した表面の硬度）を測定した。測定は１０ｍｍのタングステン硬球（ｔｕｎｇｓｔｅｎ　ｈａｒｄ　ｂａｌｌ）を使用し、荷重は３０００ｋｇｆとした。
　各鋼板の板厚１／４位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピーＶノッチ試験片（Ｖ　ｎｏｔｃｈ　ｔｅｓｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について３本のシャルピー衝撃試験（Ｃｈａｒｐｙ　ｉｍｐａｃｔ　ｔｅｓｔ）を実施し、−４０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。３本の吸収エネルギー（ｖＥ−４０）の平均値が３０Ｊ以上を母材靭性に優れるもの（本発明範囲内）とした。
　応力腐食割れ性試験は、日本学術振興会大１２９委員会（日本材料強度学会、１９８５）基準の応力腐食割れ標準試験法に準拠して実施した。試験片形状を図１、試験機形状を図２に示す。試験条件は、試験溶液：３．５％ＮａＣｌ、ｐＨ：６．７~７．０、試験温度：３０℃、最大試験時間：５００時間とし、応力腐食割れ性の下限界応力拡大係数（ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ　ｓｔｒｅｓｓ　ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　ｆａｃｔｏｒ）ＫＩＳＣＣを求めた。表面硬度が４００~５２０ＨＢＷ１０／３０００、母材靭性が３０Ｊ以上、かつ、ＫＩＳＣＣが１００ｋｇｆ／ｍｍ−３／２以上を本発明の目標性能とした。
　表２−１~表２−４に供試鋼板の製造条件を、表３−１~表３−４に上記試験結果を示す。本発明例（鋼板Ｎｏ．１、２、４、５、６、８、９、１１、１３~２６、３０、３４~３８）は、上記目標性能を満足することが確認されたが、比較例（鋼板Ｎｏ．３、７、１０、１２、２７~２９、３１~３３、３９~４６）は、表面硬度、母材靭性、および耐応力腐食割れ性のいずれか、あるいはそれらのうちの複数が目標性能を満足できない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．２０~０．３０％、
    Ｓｉ：０．０５~１．０％、
    Ｍｎ：０．４０~１．２０％
    Ｐ：０．０１５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｂ：０．０００３~０．００３０％、
    さらに、
    Ｃｒ：０．０５~１．５％、
    Ｍｏ：０．０５~１．０％、
    Ｗ：０．０５~１．０％、
    の１種または２種以上を含有し、（１）式で示されるＤＩ＊が４５以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイトを基地相とし、粒径が円相当直径で０．０５μｍ以下のセメンタイトが２×１０６個／ｍｍ２以上存在する耐磨耗鋼板。
    ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ）０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（１．７５×Ｖ＋１）×（１．５×Ｗ＋１）・・・・・（１）
    但し、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
  2. 　鋼組成に、質量％でさらに、
    Ｎｂ：０．００５~０．０２５％、
    Ｔｉ：０．００８~０．０２０％、
    の１種または２種以上を含有する請求項１記載の耐磨耗鋼板。
  3. 　鋼組成に、質量％でさらに、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    Ｎｉ：２．０％以下、
    Ｖ：０．１％以下、
    の１種または２種以上を含有する請求項１または２記載の耐磨耗鋼板。
  4. 　鋼組成に、質量％でさらに、
    ＲＥＭ：０．００８％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、
    Ｍｇ：０．００５％以下、
    の１種または２種以上を含有する請求項１乃至３のいずれか一つに記載の耐磨耗鋼板。
  5. 　更に、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が円相当直径で２０μｍ以下である請求項１乃至４のいずれか一つに記載の耐磨耗鋼板。
  6. 　更に、表面硬度がブリネル硬さで４００~５２０ＨＢＷ１０／３０００である請求項１乃至５のいずれか一つに記載の耐磨耗鋼板。
  7. 　請求鋼１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃~１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、その後、Ａｃ３~９５０℃に再加熱して、１~１００℃／ｓで加速冷却を実施し、１００~３００℃で加速冷却を停止した後、空冷を行う耐磨耗鋼板の製造方法。
  8. 　空冷後、１００~３００℃に再加熱する請求項７記載の耐磨耗鋼板の製造方法。
  9. 　請求鋼１乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼片を１０００℃~１２００℃に加熱後、Ａｒ３以上の温度域で熱間圧延した後、Ａｒ３~９５０℃の温度から１~１００℃／ｓで加速冷却を開始し、１００~３００℃で加速冷却を停止した後、空冷を行う耐磨耗鋼板の製造方法。
  10. 　空冷後、１００~３００℃に再加熱することを特徴とする請求項９記載の耐磨耗鋼板の製造方法。
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