WO2014156078A1 - 低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents

低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

　低温靭性および耐水素脆性に優れた耐磨耗厚鋼板ならびにその製造方法を提供する。　ラスマルテンサイト鋼中の方位差15°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均粒径が20μm 以下で、直径50nm 以下の微細析出物を50 個/100μm2以上含み、ブリネル硬さ（HBW10/3000）が401 以上である板厚が6～125mmの厚鋼板。質量%で、C:0.20～0.30%、Si:0.05～0.5%、Mn:0.5～1.5%、Cr:0.05～1.20%、Nb:0.01～0.08%、B:0.0005～0.003%、Al:0.01～0.08%、N:0.0005～0.008%、P:0.05%以下、S:0.005%以下、O:0.008%以下、更に、必要に応じて、Mo、V、Ti、Nd、Cu、Ni、W、Ca、Mg、REM の一種または二種以上の元素を含有し、0.03≦Nb+Ti+Al+V≦0.14 を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造、圧延後、Ac3 変態点以上に再加熱し、引続きAr3 変態点以上から水冷によって250℃以下の温度まで焼入れる。必要に応じて、1100℃以上に再加熱し、未再結晶域における圧下率を30%以上とし、水冷によって250℃以下の温度まで冷却し、1℃/s 以上の速度でAc3 変態点以上に再加熱する。

Description

低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
　本発明は、低温靭性(excellent low-temperature toughness)および耐水素脆性(hydrogen embrittlement resistance)を有する耐磨耗厚鋼板(abrasion resistant steel plate)ならびにその製造方法に関し、特にブリネル硬さ(Brinell hardness)が４０１以上の低温靭性および耐水素脆性に優れる耐磨耗厚鋼板として好適なものに関する。
　近年、鉱山、土木、農業機械、建設等の磨耗環境にさらされる産業機械の厚鋼板使用分野では、例えば鉱石の粉砕処理能力(grinding ability)を長寿命化させるために、使用する厚鋼板の高硬度化が指向されている。
　しかし、一般的に鋼材は、高硬度化すると低温靭性および耐水素脆性が低下し、鋼材使用中に割れが発生する危険性があるため、特にブリネル硬さ４０１以上の高硬度耐磨耗鋼板の低温靭性および耐水素脆性を向上させることが強く要望されてきた。
　このため、特許文献１、２、３、４等で、炭素当量(carbon equivalent)および焼入れ性指標(hardenability index)の最適化、パーライト相(pearlite phase)への硬質第２相粒子分散(dispersion of hardened second phase particles)によって、低温靭性および耐水素脆性を改善する等、低温靭性および耐水素脆性に優れた耐磨耗厚鋼板およびその製造方法が提案されてきた。
日本特開２００２－２５６３８２号公報 日本特許第３６９８０８２号公報 日本特許第４２３８８３２号公報 日本特開２０１０－１７４２８４号公報
　しかしながら、上記特許文献１、２、３、４等に記載されている方法によっても、－４０℃のシャルピー吸収エネルギー（Charpy absorbed energy）は、安定的には５０～１００Ｊ程度が限界であり、耐水素脆性も低下するため、より低温靭性および耐水素脆性に優れた耐磨耗厚鋼板ならびにその製造方法が所望されていた。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、ブリネル硬さが４０１以上で、従来の耐磨耗厚鋼板より低温靭性および耐水素脆性に優れた耐磨耗厚鋼板ならびにその製造方法を提供することを目的とする。
　焼入れしたままのラスマルテンサイト鋼(lath martensitic steel)の低温靭性および耐水素脆性を向上させる基本的な材質設計指針として、破面単位(fracture facet size)となりやすい大傾角粒界(high-angle grain boundaries)を微細化すること、粒界の結合力を弱めるＰやＳなどの不純物量を低減すること、低温脆性の起点となる介在物の微細化および量の低減の３つが挙げられる。
　本発明者らは、上記の観点で耐磨耗厚鋼板の低温靭性および耐水素脆性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、Ｎｂ系炭窒化物(Nb carbonitride)等の直径５０ｎｍ以下の微細析出物を多量に分散させると、再加熱オーステナイト粒の粗大化が抑制され、破面単位となるパケットの著しい微細化が達成されることによって、従来材よりも優れた低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板が得られることを見出した。
　本発明は、以上に示した知見に基づき、更に検討を加えてなされたものであって、以下の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板ならびにその製造方法を提供する。
（１）鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．２０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：０．０５～１．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００３％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０００５～０．００８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、直径５０ｎｍ以下の微細析出物を５０個／１００μｍ２以上含み、少なくとも鋼板表面から板厚の１／４の厚さの深さまでラスマルテンサイト組織を有し、前記ラスマルテンサイト組織中の方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下で、ブリネル硬さ（ＨＢＷ１０／３０００）が４０１以上である、低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
（２）更に、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の一種または二種以上を含有する、上記（１）に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
（３）更に、質量％で、Ｎｄ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下（注：ＲＥＭとはＲａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略、希土類金属）の一種または二種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
（４）更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖの含有量が、０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ≦０．１４となる耐磨耗厚鋼板であって、上記（１）ないし（３）のいずれか1つに記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。ただし上記不等式中のＮｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖは、これらの元素の添加がない場合には０とする。
（５）板厚が６～１２５ｍｍである上記（１）ないし（４）のいずれか1つに記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
（６）－４０℃のシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上であり、拡散性水素を含まないときに有する絞りに対する拡散性水素量が、質量で０．５ｐｐｍであるときに有する絞りの比（％）で定義される耐遅れ破壊安全度指数（Safety index of delayed fracture resistance）（％）が、５０％以上である上記（１）ないし（５）のいずれか１つに記載の耐磨耗厚鋼板。
（７）上記（１）ないし（４）のいずれか１つに記載の鋼組成を有する鋼を鋳造後、熱間圧延によって所定の板厚とした厚鋼板を、Ａｃ３変態点以上に再加熱し、引続きＡｒ３変態点以上から水冷によって２５０℃以下の温度まで焼入れる、低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
（８）更に、鋳造後のスラブを１１００℃以上に再加熱する、上記（７）に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
（９）更に、未再結晶域における熱間圧延の圧下率を３０％以上とする、上記（７）または（８）に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
（１０）更に、熱間圧延後、水冷によって２５０℃以下の温度まで冷却する、上記（７）ないし（９）のいずれか１つに記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
（１１）更に、熱間圧延、水冷後の厚鋼板の再加熱時に１℃／ｓ以上の速度でＡｃ３変態点以上に再加熱する、上記（７）ないし（１０）のいずれか１つに記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、ブリネル硬さが４０１以上の、低温靭性および耐水素脆性に極めて優れた耐磨耗厚鋼板およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
　本発明におけるミクロ組織の限定理由について述べる。
　本発明に係る耐磨耗厚鋼板は、鋼板の組織が、少なくとも鋼板表面から板厚の１／４の厚さの深さまでラスマルテンサイト組織を有するラスマルテンサイト鋼であって、ラスマルテンサイト鋼中の方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均粒径を２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下、更に好適には５μｍ以下とする。
　大傾角粒は、すべり(slip)が堆積する場所として機能する。そのため、大傾角粒の微細化は、すべりの粒界への堆積による応力集中を軽減し、脆性破壊のき裂が発生しにくくなるため、低温靭性および耐水素脆性を向上させる。粒径は小さい方が低温靭性および耐水素脆性の向上効果がより大きくなるが、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均粒径を２０μｍ以下とすることによって、効果が顕著に認められる。好ましくは１０μｍ以下、更に好適には５μｍ以下である。
　結晶方位の測定は、例えば１００μｍ角の領域の結晶方位をＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ；電子後方散乱パターン）法によって解析し、方位差１５°以上の粒界を大傾角と定義し、その粒界で囲まれる径を測定し、単純平均値を求める。
　本発明では、直径５０ｎｍ以下、好ましくは２０ｎｍ以下、更に好適には１０ｎｍ以下の微細析出物を５０個／１００μｍ２以上含むとする。
　微細析出物は、主として、Ｎｂ系炭窒化物、Ｔｉ系炭窒化物、Ａｌ系窒化物、Ｖ系炭化物の効果を確認したが、大きさを満足すれば、それらに限るものではなく、酸化物なども含む。微細析出物の径は小さく、かつ密度が大きい方がピンニング効果(pinning effect)によって結晶の粗大化を抑制する効果が高く、直径５０ｎｍ以下、好ましくは２０ｎｍ、更に好適には１０ｎｍ以下の微細析出物を少なくても５０個／１００μｍ２以上含むと、結晶粒が微細化し、低温靭性および耐水素脆性を向上させる。
　微細析出物の平均粒子径は、例えば、抽出レプリカ法(carbon extraction replica method)にて作製した試料をＴＥＭ観察し、写真撮影を行い、画像解析にて、５０点以上の微細析出物の平均粒子径を求め、単純平均値とする。
　ブリネル硬さは、耐磨耗性能に効果の高い４０１以上とする。板厚は、耐磨耗厚鋼板として一般的に使用される６～１２５ｍｍとするが、本技術は、他の板厚にも応用可能であるため、この板厚範囲に限定するものではない。ラスマルテンサイト組織は、必ずしも厚鋼板内全ての箇所で得られる必要はなく、用途によっては、例えば厚鋼板表面から板厚の１／４までのみラスマルテンサイト組織で、その他の表面から板厚の１／４～３／４の深さでは、例えば下部ベイナイトや上部ベイナイト組織でも良い。
　上述のミクロ組織を備えた耐磨耗厚鋼板として好ましい成分組成と製造条件の限定理由は以下の通りである。
［成分組成］化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
　Ｃ：０．２０～０．３０％
Ｃは、マルテンサイト硬さおよび焼入れ性を確保するために含有するが、０．２０％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．３０％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．２０～０．３０％に限定する。ただし、炭素含有量は０．２５％を超えると、熱影響部の靱性及び溶接性がやや劣化するため、Ｃ含有量を０．２０～０．２５％とすることが好ましい。　
Ｓｉ：０．０５～０．５％
　Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および焼入れ性を確保する元素として含有するが、０．０５％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．５％を超えると粒界が脆化し、低温靭性および耐水素脆性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量を０．０５～０．５％に限定する。
　Ｍｎ：０．５～１．５％
　Ｍｎは、焼入れ性を確保する元素として含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、１．５％を超えて含有すると、粒界強度が低下し、低温靭性および耐水素脆性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．５～１．５％に限定する。
　Ｃｒ：０．０５～１．２０％
　Ｃｒは、焼入れ性を確保する元素として含有するが、０．０５％未満ではその効果が不十分であり、一方、１．２０％を超えて含有すると溶接性が劣化する。従って、Ｃｒ含有量を０．０５～１．２０％に限定する。
　Ｎｂ：０．０１～０．０８％
　Ｎｂは、Ｎｂ系炭窒化物の微細析出物として加熱オーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制する。含有量が０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．０８％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量を０．０１～０．０８％に限定する。
　Ｂ：０．０００５～０．００３％
　Ｂは、焼入れ性を確保する元素として含有するが、０．０００５％未満ではその効果が不十分であり、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂ含有量を０．０００５～０．００３％に限定する。
　Ａｌ：０．０１～０．０８％
　Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、Ａｌ系窒化物の微細析出物として加熱オーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制する効果、更に、フリーＮをＡｌ系窒化物として固定することによって、Ｂ系窒化物の生成を抑制し、焼入れ性の向上にフリーＢを有効に活用する効果があるため、本発明においてはＡｌ含有量をコントロールすることが最も重要である。Ａｌ含有量が０．０１％未満の場合にはその効果が十分でないため、０．０１％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上含有させるとよい。一方、０．０８％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．０１～０．０８％に限定する。
　Ｎ：０．０００５～０．００８％
　Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌなどと窒化物を形成することによって微細析出物を形成し、加熱オーステナイト粒をピンニングすることによって、粒の粗大化を抑制し、低温靭性および耐水素脆性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５～０．００８％に限定する。
　Ｐ：０．０５％以下
　不純物元素であるＰは、結晶粒界に偏析しやすく、０．０５％を超えると隣接結晶粒の接合強度を低下させ、低温靭性および耐水素脆性を劣化させる。従って、Ｐ含有量を０．０５％以下に限定する。
Ｓ：０．００５％以下
　不純物元素であるＳは、結晶粒界に偏析しやすく、また、非金属介在物であるＭｎＳを生成しやすい。０．００５％を超えると隣接結晶粒の接合強度が低下し、介在物の量が多くなり、低温靭性および耐水素脆性を劣化させる。従って、Ｓ含有量を０．００５％以下に限定する。
Ｏ：０．００８％以下
　Ｏは、Ａｌなどと酸化物を形成することによって、材料の加工性に影響を及ぼす。０．００８％を超える含有は介在物が増加し、加工性を損なう。従って、Ｏ含有量を０．００８％以下に限定する。
　本発明の耐磨耗厚鋼板は、上記の基本成分と、残部Ｆｅおよび不可避的不純物により構成されている。
　本発明では、所望する特性に応じて更に以下の成分を含有することができる。
　Ｍｏ：０．８％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を向上する作用を有するが、０．０５％未満ではその効果が不十分であり、０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．８％を超える添加は経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．８％以下に限定する。
　Ｖ：０．２％以下
　Ｖは、焼入れ性を向上する作用を有すると共に、Ｖ系炭化物の微細析出物として加熱オーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制するが、０．００５％未満ではその効果が不十分であり、０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、０．２％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．２％以下に限定する。
　Ｔｉ：０．０５％以下
　Ｔｉは、Ｔｉ系炭窒化物の微細析出物として加熱オーステナイト粒をピンニングし、粒の成長を抑制する効果、更に、フリーＮをＴｉ系窒化物として固定することによって、Ｂ系窒化物の生成を抑制し、焼入れ性の向上にフリーＢを有効に活用する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が不十分であり、０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、０．０５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．０５％以下に限定する。
　Ｎｄ：１％以下
　Ｎｄは、Ｓを介在物として取り込み、Ｓの粒界偏析量を低減させ、低温靭性および耐水素脆性を向上させる作用を有している。しかしながら、０．００５％未満ではその効果が不十分であり、０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｄを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。
　Ｃｕ：１％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．０５％未満ではその効果が不十分であり、０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が１％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。
　Ｎｉ：１％以下
　Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．０５％未満ではその効果が不十分であり、０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が１％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。
　Ｗ：１％以下
　Ｗは、焼入れ性を向上する作用を有するが、０．０５％未満ではその効果が不十分であり、０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、１％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を１％以下に限定する。
　Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは、圧延によって展伸しやすい介在物であるＭｎＳの代わりに、圧延により展伸しにくい球状介在物であるＣａＳへと、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有する。しかしながら、０．０００５％未満ではその効果が不十分であり、０．０００５％以上の添加が好ましい。しかし、０．００５％を超えて含有すると清浄度が低下するため、靭性などの材質が劣化する。したがって、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．００５％以下に限定する。
　Ｍｇ：０．００５％以下
　Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、０．０００５％未満ではその効果が不十分であり、０．０００５％以上の添加が好ましい。しかし、０．００５％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．００５％以下に限定する。
　ＲＥＭ：０．０２％以下
　ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として酸硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善する。しかしながら、０．０００５％未満ではその効果が不十分であり、０．０００５％以上の添加が好ましい。しかし、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。
　０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ≦０．１４
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖは、Ｎｂ系炭窒化物、Ｔｉ系炭窒化物、Ａｌ系窒化物、Ｖ系炭化物の微細析出物として加熱オーステナイト粒をピンニングし、粒の粗大化を抑制する。これらの元素と粒径の関係を詳細に調べた結果、０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ≦０．１４が満足される場合に、特に結晶粒の微細化が達成され、低温靭性および耐水素脆性が向上することが示された。従って、０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ≦０．１４とすることが好ましい。ただし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖは、含有量（質量％）を示し、これらの元素を含有しない場合は０とする。
　［製造条件］
　本発明に係る耐磨耗厚鋼板は、パイプ、形鋼および棒鋼など種々の形状にも応用可能であり、厚鋼板に限るものではない。製造条件における温度規定および加熱速度規定は鋼材中心部のものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
鋳造条件
　本発明は、いかなる鋳造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に鋳造条件を限定する必要はない。溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法(converter steelmaking process)、・電気炉法(electric steelmaking process)、等で溶製された鋼や、連続鋳造(continuous casting)・造塊法(ingot casting)等で製造されたスラブが利用できる。
再加熱焼入れ
　熱間圧延によって所定の板厚とした厚鋼板を、Ａｃ３変態点以上に再加熱し、引続きＡｒ３変態点以上から水冷によって２５０℃以下の温度まで焼入れ、ラスマルテンサイト組織を生成する。
　再加熱温度をＡｃ３変態点未満にすると、一部未変態フェライトが残存するため、続く水冷によって狙いとする硬さを満足することができない。水冷前にＡｒ３変態点未満に冷却した場合にも、オーステナイトの一部が水冷前にフェライトに変態してしまうため、引き続く水冷によって狙いとする硬さを満足することができない。更に、水冷を２５０℃より高い温度で停止すると一部がラスマルテンサイト以外のベイナイトなどの組織に変態する場合がある。従って、再加熱温度をＡｃ３変態点以上、水冷開始温度をＡｒ３変態点以上、水冷停止温度を２５０℃以下に限定する。
　本発明ではＡｃ３変態点（℃）およびＡｒ３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｃ３＝８５４－１８０Ｃ＋４４Ｓｉ－１４Ｍｎ－１７．８Ｎｉ－１．７Ｃｒ、Ａｒ３＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏとする。式において各元素は鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。
　本発明では、所望する特性に応じて更に以下の製造条件を限定することができる。
　熱間圧延条件
　スラブの再加熱温度を管理する場合には、１１００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１１５０℃以上、更に好適には１２００℃以上とする。これはスラブに生成したＮｂ系などの晶出物をより多くスラブ内に固溶させ、微細析出物の生成量を有効的に確保するためである。
　熱間圧延を管理する場合には、未再結晶域における圧下率を３０％以上とすることが好ましい。より好ましくは４０％以上、更に好適には５０％以上とする。これは、圧下率３０％以上の未再結晶域圧延を行うことによって、Ｎｂ系炭窒化物等の歪誘起析出によって、微細な析出物を生成させるためである。
　冷却
　熱間圧延終了後、水冷を実施する場合には、２５０℃以下の温度まで強制冷却を行うことが好ましい。圧延時に歪誘起析出した微細析出物の成長を抑えるためである。
　再加熱時の昇温速度
　更に、再加熱焼入れ時の再加熱温度を管理する場合には、１℃／ｓ以上の速度でＡｃ３変態点以上に再加熱することが好ましい。これは、再加熱前に生成した微細析出物および再加熱中に生成した微細析出物の成長を抑えるためである。加熱方式は、所要の昇温速度が達成されれば、誘導加熱(induction heating)、通電加熱(Electrical heating)、赤外線輻射加熱(Infrared radiation heating)、雰囲気加熱(Atmospheric heating)等のいずれの方式でも良い。
　以上の条件によって、結晶粒が微細化し、低温靭性および耐水素脆性に優れる耐磨耗厚鋼板が得られる。
　表１に示す化学成分の鋼Ａ～Ｋを溶製してスラブに鋳造し、表２に示す条件にて厚鋼板を製造した。板の温度測定は、板厚中心部に挿入した熱電対によって実施した。
　表２に鋼板の組織、方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均粒径、直径５０ｎｍ以下の微細析出物密度、および得られた鋼板のブリネル硬さ、－４０℃のシャルピー吸収エネルギー、耐遅れ破壊安全度指数を示す。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、光学顕微鏡で鋼板表面から０．５ｍｍの箇所および板厚１／４の箇所を４００倍で観察することにより、同定した。
　結晶方位の測定は、板厚１／４の箇所を含む１００μｍ角の領域の結晶方位をＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ；電子後方散乱パターン）法によって解析し、方位差１５°以上の粒界を大傾角と定義し、その粒界で囲まれる径を測定し、単純平均値を求めた。
　微細析出物の面積当り個数密度は、板厚１／４の箇所から抽出レプリカ法にて作製した試料をＴＥＭ観察し、写真撮影を行い、直径５０ｎｍ以下の微細析出物の個数を数え、１００μｍ2当りの個数密度とした。
　ブリネル硬さは、鋼板表面から０．５ｍｍの箇所をＪＩＳＺ２２４３（２００８）に準拠して、圧子の直径１０ｍｍの超硬合金球を用いて３０００ｋｇｆの試験力で求めた（ＨＢＷ１０／３０００）。－４０℃のシャルピー吸収エネルギーは、ＪＩＳＺ２２４２（２００５）に準拠して、板厚１／４の箇所から圧延方向と垂直方向に採取したフルサイズのＶノッチ試験片(Charpy V-notch specimen)を用いて求め、それぞれの条件につき３本のデータを採取し、平均値を算出した。
　更に、耐遅れ破壊安全度指数は、棒状試験片を用いて、陰極水素チャージ法によって、
試験片中の拡散性水素量が約０．５ｍａｓｓｐｐｍになるように水素をチャージ後、試験
片表面に亜鉛めっきを施すことによって水素を封入し、その後、１×１０-６／ｓの歪速度にて引張試験を行い、破断した試験片の絞りを求め、一方、同様の歪速度にて水素チャージを行わない試験片の引張試験も行い、下記の式に従って評価した。
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０ ：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１ ：拡散性水素を含む試験片の絞り
　ブリネル硬さの目標（本発明範囲）は、４０１以上、－４０℃のシャルピー吸収エネルギーは、２７Ｊ以上、耐遅れ破壊安全度指数は、５０％以上とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示した鋼板Ｎｏ．１～７、１０、１１、１４～１６は、化学成分および製造条件いずれの条件も本発明の要件を満足し、平均粒径、微細析出物密度も本発明の要件を満たし、ブリネル硬さ、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数いずれも本発明範囲の目標を満足する。
　また、鋼板Ｎｏ．１０、１４は、本発明の要件を満たし、それぞれ鋼板Ｎｏ．１、５に比較して、加熱温度を上げているため、粒径の微細化、微細析出物密度が増加し、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数の向上が認められる。
　鋼板Ｎｏ．１１は、本発明の要件を満足し、鋼板Ｎｏ．２に比較して、未再結晶域圧下率を上げており、粒径の微細化、微細析出物密度の増加、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数の向上が認められる。
　鋼板Ｎｏ．１５は、本発明の要件を満足し、鋼板Ｎｏ．６に比較して、圧延後に水冷を行っており、粒径の微細化、微細析出物密度の増加、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数の向上が認められる。
　鋼板Ｎｏ．１６は、本発明の要件を満足し、鋼板Ｎｏ．７に比較して、再加熱昇温速度を上げており、粒径の微細化、微細析出物密度の増加、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数の向上が認められる。
　一方、鋼板Ｎｏ．８は、Ｎｂ及び（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ）の含有量が、Ｎｏ．９は、Ｎｂの含有量が本発明範囲の下限から外れており、平均粒径、微細析出物密度、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数のいずれも目標値に達していない。
　鋼板Ｎｏ．１２は、再加熱温度がＡｃ３以下と低いため、表面から板厚１／４の深さにおいて、フェライトおよびマルテンサイトの２相組織となり、ラスマルテンサイト組織が十分に形成されなかったためにブリネル硬さが本発明の要件に達していない。
　鋼板Ｎｏ．１３は、水冷開始温度がＡｒ３以下と低いため、表面から板厚１／４の深さにおいて、フェライトおよびマルテンサイトの２相組織となり、ラスマルテンサイト組織が十分形成されなかったために、ブリネル硬さが本発明の要件に達していない。
　一方、鋼板Ｎｏ．１７、１８は、Ａｌの含有量が本発明範囲の下限から外れており、平均粒径、微細析出物密度、ｖＥ－４０℃、耐遅れ破壊安全度指数のいずれも目標値に達していない。

Claims (11)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．２０～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｃｒ：０．０５～１．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｂ：０．０００５～０．００３％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｎ：０．０００５～０．００８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、直径５０ｎｍ以下の微細析出物を５０個／１００μｍ２以上含み、少なくとも鋼板表面から板厚の１／４の厚さの深さまでラスマルテンサイト組織を有し、前記ラスマルテンサイト組織中の方位差１５°以上の大傾角粒界で囲まれる結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下で、ブリネル硬さ（ＨＢＷ１０／３０００）が４０１以上である、低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
  2. 　更に、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の一種または二種以上を含有する、請求項１に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｎｄ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｗ：１％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下（注：ＲＥＭとはＲａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略、希土類金属）の一種または二種以上を含有する、請求項１または２に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
  4. 　更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖの含有量が、０．０３≦Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｖ≦０．１４となる耐磨耗厚鋼板であって、上記不等式中のＮｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖはそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す請求項1ないし３のいずか1項に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。ただし前記不等式中のＮｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖは、これらの元素の添加がない場合には０とする。
  5. 　板厚が６～１２５ｍｍである請求項１ないし４のいずれか１項に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板。
  6. 　－４０℃のシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上であり、拡散性水素を含まないときに有する絞りに対する、拡散性水素量が質量で０．５ｐｐｍであるときに有する絞りの比（％）で定義される耐遅れ破壊安全度指数（％）が、５０％以上である請求項１ないし５のいずれか１項に記載の耐磨耗厚鋼板。
  7. 　請求項１ないし４のいずれか１項に記載の鋼組成を有する鋼を鋳造後、熱間圧延によって所定の板厚とした厚鋼板を、Ａｃ３変態点以上に再加熱し、引続きＡｒ３変態点以上から水冷によって２５０℃以下の温度まで焼入れる、低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
  8. 　更に、鋳造後のスラブを１１００℃以上に再加熱する、請求項７に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
  9. 　更に、未再結晶域における熱間圧延の圧下率を３０％以上とする、請求項７または８に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
  10. 　更に、熱間圧延後、水冷によって２５０℃以下の温度まで冷却する、請求項７ないし９のいずれか１項に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
  11. 　更に、熱間圧延、水冷後の厚鋼板の再加熱時に１℃／ｓ以上の速度でＡｃ３変態点以上に再加熱する、請求項７ないし１０のいずれか１項に記載の低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板の製造方法。
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